JP2502204B2 - 低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はステンレス鋼あるいはニ
ッケル合金などの耐食性の優れた高合金の合わせ材と低
合金鋼の母材からなる大径クラッド鋼管（ＵＯＥ鋼管、
ベンディングロール鋼管など）の高品質・高能率な製造
方法に関するものである。
ッケル合金などの耐食性の優れた高合金の合わせ材と低
合金鋼の母材からなる大径クラッド鋼管（ＵＯＥ鋼管、
ベンディングロール鋼管など）の高品質・高能率な製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】安全性、経済性の観点から腐食性物質
（Ｈ2 Ｓ，ＣＯ2 ，Ｃｌ- ）を多く含有する原油・天然
ガス輸送用大径ラインパイプに、ステンレス鋼、ニッケ
ル合金を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の採用が増
加しつつある。従来、このような鋼管は圧延クラッド鋼
板を成形（ＵＯＥ成形）、シーム溶接後、鋼管全体を再
加熱・冷却（溶体化処理）することにより製造されてい
たが、この方法は極めて生産性が悪い。そこで最近、溶
体化処理を省略し圧延ままで目標とする特性を達成でき
る技術（たとえば特開昭６０−２１６９８４，６２−１
６８９２，６３−１３０２８３）が開発され、クラッド
鋼板の製造技術は大きく進歩した。しかし、これらの技
術で達成できる合わせ材の耐食性、母材の低温靭性は必
ずしも満足できるものではない。
（Ｈ2 Ｓ，ＣＯ2 ，Ｃｌ- ）を多く含有する原油・天然
ガス輸送用大径ラインパイプに、ステンレス鋼、ニッケ
ル合金を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の採用が増
加しつつある。従来、このような鋼管は圧延クラッド鋼
板を成形（ＵＯＥ成形）、シーム溶接後、鋼管全体を再
加熱・冷却（溶体化処理）することにより製造されてい
たが、この方法は極めて生産性が悪い。そこで最近、溶
体化処理を省略し圧延ままで目標とする特性を達成でき
る技術（たとえば特開昭６０−２１６９８４，６２−１
６８９２，６３−１３０２８３）が開発され、クラッド
鋼板の製造技術は大きく進歩した。しかし、これらの技
術で達成できる合わせ材の耐食性、母材の低温靭性は必
ずしも満足できるものではない。
【０００３】一方、そのシーム溶接においては、鋼管内
側の合わせ材の溶接法としてＴＩＧ溶接法（特開昭６０
−１５４８７５）が多く適用されている。しかしＴＩＧ
溶接法は溶接速度が極めて遅く、クラッド鋼管の大量生
産上には大きな障害となっていた。
側の合わせ材の溶接法としてＴＩＧ溶接法（特開昭６０
−１５４８７５）が多く適用されている。しかしＴＩＧ
溶接法は溶接速度が極めて遅く、クラッド鋼管の大量生
産上には大きな障害となっていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は鋼管の溶体化
処理なしで優れた合わせ材の耐食性と母材の強度・低温
靭性を同時に達成できるクラッド鋼管の製造技術を提供
するものである。さらに本発明は高能率な潜弧溶接によ
るシーム溶接が適用され、高品質に加えて高生産性であ
るという特徴を有する。
処理なしで優れた合わせ材の耐食性と母材の強度・低温
靭性を同時に達成できるクラッド鋼管の製造技術を提供
するものである。さらに本発明は高能率な潜弧溶接によ
るシーム溶接が適用され、高品質に加えて高生産性であ
るという特徴を有する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、 （１）ステンレス鋼またはニッケル合金の合わせ材と重
量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼母
材とを重ね合わせて四周を溶接してスラブを組立、これ
を１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、圧下比５
以上、圧延終了温度８５０〜１０００℃で圧延し、６０
〜２００秒間空冷した後、７５０℃以上の温度から５〜
４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで
冷却、その後空冷してクラッド鋼板を製造し、ついで合
わせ材を内側にして鋼管に成形し、そのシーム溶接にお
いて、内側および外側ともステンレス鋼以上の成分を有
する高合金溶接ワイヤーを使用し、それぞれ１層の潜弧
溶接することを特徴とする低温靭性の優れたクラッド鋼
管の製造方法、（２）ステンレス鋼またはニッケル合金の合わせ材と重
量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 Ｃｕ：０．０５〜１．０、 Ｎｉ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．３、 Ｃｒ：０．０５〜０．５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 の一種または二種を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼母材とを 重ね合わせて四周を溶接してス
ラブを組立、これを１１００〜１２５０℃の温度範囲に
加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１０００
℃で圧延し、６０〜２００秒間空冷した後、７５０℃以
上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下
の任意の温度まで冷却、その後空冷してクラッド鋼板を
製造し、ついで合わせ材を内側にして鋼管に成形し、そ
のシーム溶接において、内側および外側ともステンレス
鋼以上の成分を有する高合金溶接ワイヤーを使用し、そ
れぞれ１層の潜弧溶接することを特徴とする低温靭性の
優れたクラッド鋼管の製造方法、 （３）ステンレス鋼またはニッケル合金の合わせ材と重
量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 Ｃｕ：０．０５〜１．０、 Ｎｉ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．３、 Ｃｒ：０．０５〜０．５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 の一種または二種を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼母材とを重ね合わせて四周を溶接してス
ラブを組立、これを１１００〜１２５０℃の温度範囲に
加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１０００
℃で圧延し、６０〜２００秒間空冷した後、７５０℃以
上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下
の任意の温度まで冷却、その後空冷してクラッド鋼板を
製造し、ついで合わせ材を内側にして鋼管に成形し、そ
のシーム溶接に際してあらかじめＸ型突合わせ開先の内
側形状として、深さが合わせ材厚みｔの０．８〜１．０
ｔ、角度２０〜１２０°なる開先を設け、該開先部を１
〜２電極の潜弧溶接法により、且つ各電極の溶接電流が
４００〜８００Ａ、溶接電圧３０〜４２Ｖ、溶接速度４
０〜１２０cm/minの溶接条件でステンレス鋼以上の成分
を有する高合金ワイヤ ーで溶接、さらに外側の開先に対
してもステンレス鋼以上の成分を有する高合金溶接ワイ
ヤーを用いて内側および外側とも１層の潜弧溶接するこ
とを特徴とする低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方
法 、である。
量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼母
材とを重ね合わせて四周を溶接してスラブを組立、これ
を１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、圧下比５
以上、圧延終了温度８５０〜１０００℃で圧延し、６０
〜２００秒間空冷した後、７５０℃以上の温度から５〜
４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで
冷却、その後空冷してクラッド鋼板を製造し、ついで合
わせ材を内側にして鋼管に成形し、そのシーム溶接にお
いて、内側および外側ともステンレス鋼以上の成分を有
する高合金溶接ワイヤーを使用し、それぞれ１層の潜弧
溶接することを特徴とする低温靭性の優れたクラッド鋼
管の製造方法、（２）ステンレス鋼またはニッケル合金の合わせ材と重
量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 Ｃｕ：０．０５〜１．０、 Ｎｉ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．３、 Ｃｒ：０．０５〜０．５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 の一種または二種を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼母材とを 重ね合わせて四周を溶接してス
ラブを組立、これを１１００〜１２５０℃の温度範囲に
加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１０００
℃で圧延し、６０〜２００秒間空冷した後、７５０℃以
上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下
の任意の温度まで冷却、その後空冷してクラッド鋼板を
製造し、ついで合わせ材を内側にして鋼管に成形し、そ
のシーム溶接において、内側および外側ともステンレス
鋼以上の成分を有する高合金溶接ワイヤーを使用し、そ
れぞれ１層の潜弧溶接することを特徴とする低温靭性の
優れたクラッド鋼管の製造方法、 （３）ステンレス鋼またはニッケル合金の合わせ材と重
量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 Ｃｕ：０．０５〜１．０、 Ｎｉ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．３、 Ｃｒ：０．０５〜０．５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 の一種または二種を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼母材とを重ね合わせて四周を溶接してス
ラブを組立、これを１１００〜１２５０℃の温度範囲に
加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１０００
℃で圧延し、６０〜２００秒間空冷した後、７５０℃以
上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下
の任意の温度まで冷却、その後空冷してクラッド鋼板を
製造し、ついで合わせ材を内側にして鋼管に成形し、そ
のシーム溶接に際してあらかじめＸ型突合わせ開先の内
側形状として、深さが合わせ材厚みｔの０．８〜１．０
ｔ、角度２０〜１２０°なる開先を設け、該開先部を１
〜２電極の潜弧溶接法により、且つ各電極の溶接電流が
４００〜８００Ａ、溶接電圧３０〜４２Ｖ、溶接速度４
０〜１２０cm/minの溶接条件でステンレス鋼以上の成分
を有する高合金ワイヤ ーで溶接、さらに外側の開先に対
してもステンレス鋼以上の成分を有する高合金溶接ワイ
ヤーを用いて内側および外側とも１層の潜弧溶接するこ
とを特徴とする低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方
法 、である。
【０００６】本発明のステンレス鋼とは、オーステナイ
ト系、フェライト系、マルテンサイト系および２相系を
指し、ニッケル合金とはインコロイ８２５、インコネル
６２５などのニッケル合金であり、耐食性の優れた材料
である。また母材は、その特性（圧延方向と直角方向で
の値）が強度Ｘ５２以上（ＡＰＩ規格）、低温靭性２ｖ
Ｅ-30 ≧１０kgf-m ，ｖＴｒｓ≦−４０℃となるような
高強度、高靭性の低合金鋼である。
ト系、フェライト系、マルテンサイト系および２相系を
指し、ニッケル合金とはインコロイ８２５、インコネル
６２５などのニッケル合金であり、耐食性の優れた材料
である。また母材は、その特性（圧延方向と直角方向で
の値）が強度Ｘ５２以上（ＡＰＩ規格）、低温靭性２ｖ
Ｅ-30 ≧１０kgf-m ，ｖＴｒｓ≦−４０℃となるような
高強度、高靭性の低合金鋼である。
【０００７】本発明では二つの方法でスラブを組立て
る。第１の方法は母材の表面に合わせ材を重ね合わせ四
周を溶接してスラブを組立てる。この際、母材および合
わせ材の接着面はあらかじめ平削、研磨などによって平
滑にし、脱脂などによる清浄化や真空ポンプによる脱気
を行なうことが好ましい。第２の方法は第１の方法で組
立てた２つのスラブの合わせ材を分離剤を介して密着さ
せ、四周を溶接してスラブ（サンドイッチスラブ）を組
立てる方法である。
る。第１の方法は母材の表面に合わせ材を重ね合わせ四
周を溶接してスラブを組立てる。この際、母材および合
わせ材の接着面はあらかじめ平削、研磨などによって平
滑にし、脱脂などによる清浄化や真空ポンプによる脱気
を行なうことが好ましい。第２の方法は第１の方法で組
立てた２つのスラブの合わせ材を分離剤を介して密着さ
せ、四周を溶接してスラブ（サンドイッチスラブ）を組
立てる方法である。
【０００８】以下、本発明のクラッド鋼板製造方法につ
いて説明する。本発明鋼の特徴は母材成分を低Ｃ−Ｎｂ
−微量Ｔｉ系とし、高温で圧延を終了しても、合わせ材
の優れた耐食性と母材の優れた強度・靭性を同時に達成
できるところにある。合わせ材において優れた耐食性を
得るためには、再加熱時に合金元素を溶体化、これを高
温で圧延、適当な時間空冷してγ組織を再結晶させ、か
つ圧延後、急冷してσ，α′相（Ｃｒ炭化物）などの析
出を抑制しなければならない。しかしながら合わせ材の
γ組織が再結晶するような高温で圧延を行なうと、母材
の結晶粒の微細化が不十分となりラインパイプとして十
分な低温靭性を得ることはできない。このため高温で圧
延を終了して強度・靭性バランスの良好な成分系につい
て検討した。その結果、母材成分として低Ｃ−Ｎｂ−微
量Ｔｉ系（Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ添加が好ましい）が有効で
あることを見出し、これを圧延クラッド鋼へ適用するこ
とにより、まったく新しいクラッド鋼板の製造方法を発
明した。
いて説明する。本発明鋼の特徴は母材成分を低Ｃ−Ｎｂ
−微量Ｔｉ系とし、高温で圧延を終了しても、合わせ材
の優れた耐食性と母材の優れた強度・靭性を同時に達成
できるところにある。合わせ材において優れた耐食性を
得るためには、再加熱時に合金元素を溶体化、これを高
温で圧延、適当な時間空冷してγ組織を再結晶させ、か
つ圧延後、急冷してσ，α′相（Ｃｒ炭化物）などの析
出を抑制しなければならない。しかしながら合わせ材の
γ組織が再結晶するような高温で圧延を行なうと、母材
の結晶粒の微細化が不十分となりラインパイプとして十
分な低温靭性を得ることはできない。このため高温で圧
延を終了して強度・靭性バランスの良好な成分系につい
て検討した。その結果、母材成分として低Ｃ−Ｎｂ−微
量Ｔｉ系（Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ添加が好ましい）が有効で
あることを見出し、これを圧延クラッド鋼へ適用するこ
とにより、まったく新しいクラッド鋼板の製造方法を発
明した。
【０００９】本発明の再加熱・圧延冷却条件について説
明する。本発明では、上記の組立てスラブを１１００〜
１２５０℃の範囲に再加熱する。これは合わせ材の耐食
性と母材の強度・靭性を同時に確保するため必要であ
る。下限温度１１００℃は、合わせ材の優れた耐食性を
得るために十分に溶体化し、圧延終了温度を８５０℃以
上として圧延後、γ組織を再結晶させるのに必要な最低
加熱温度である。しかし再加熱温度が１２５０℃以上に
なると、オーステナイト（γ）粒が粗大化、圧延後の結
晶粒も大きくなって低温靭性が劣化する。したがって適
切な再加熱温度は１１００〜１２５０℃である。
明する。本発明では、上記の組立てスラブを１１００〜
１２５０℃の範囲に再加熱する。これは合わせ材の耐食
性と母材の強度・靭性を同時に確保するため必要であ
る。下限温度１１００℃は、合わせ材の優れた耐食性を
得るために十分に溶体化し、圧延終了温度を８５０℃以
上として圧延後、γ組織を再結晶させるのに必要な最低
加熱温度である。しかし再加熱温度が１２５０℃以上に
なると、オーステナイト（γ）粒が粗大化、圧延後の結
晶粒も大きくなって低温靭性が劣化する。したがって適
切な再加熱温度は１１００〜１２５０℃である。
【００１０】再加熱したスラブは圧下比５以上で圧延
し、圧延終了温度を８５０〜１０００℃としなければな
らない。圧下比を５以上とした理由は、合わせ材と母
材を冶金的に完全に密着させると同時に、母材の結晶
粒を微細化するためである。ラインパイプの使用性能と
して、合わせ材と母材が冶金的に完全に密着しているこ
とが必要であり、このためには、圧下比は大きいほど好
ましい。最低圧下比は再加熱温度や圧延温度にも依存す
るが、本発明のように圧延温度が高い場合、５以上であ
る。本発明では、圧延を８５０〜１０００℃の範囲で終
了させる。圧延終了温度が８５０℃以下であると、合わ
せ材のγ組織が再結晶せずに耐食性（たとえば耐孔食
性、試験条件：１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2Ｏ溶液で４８H
rs 浸漬）が著しく劣化する。合わせ材の耐食性の観点
からは圧延終了温度が高いほど好ましい。しかし圧延終
了温度が高すぎると母材の結晶粒が微細化せず、低温靭
性の劣化を招く。このため圧延終了温度を１０００℃以
下に限定した。
し、圧延終了温度を８５０〜１０００℃としなければな
らない。圧下比を５以上とした理由は、合わせ材と母
材を冶金的に完全に密着させると同時に、母材の結晶
粒を微細化するためである。ラインパイプの使用性能と
して、合わせ材と母材が冶金的に完全に密着しているこ
とが必要であり、このためには、圧下比は大きいほど好
ましい。最低圧下比は再加熱温度や圧延温度にも依存す
るが、本発明のように圧延温度が高い場合、５以上であ
る。本発明では、圧延を８５０〜１０００℃の範囲で終
了させる。圧延終了温度が８５０℃以下であると、合わ
せ材のγ組織が再結晶せずに耐食性（たとえば耐孔食
性、試験条件：１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2Ｏ溶液で４８H
rs 浸漬）が著しく劣化する。合わせ材の耐食性の観点
からは圧延終了温度が高いほど好ましい。しかし圧延終
了温度が高すぎると母材の結晶粒が微細化せず、低温靭
性の劣化を招く。このため圧延終了温度を１０００℃以
下に限定した。
【００１１】さらに本発明では、圧延終了後６０〜２０
０秒間空冷し、７５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒
の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却、その
後空冷する。圧延後に空冷時間を設ける理由は、合わせ
材のγ組織の再結晶を促進させ、耐食性を改善するため
である。圧延直後に急冷すると良好な耐食性は得られな
い。圧延終了温度８５０℃以上の場合、最低６０秒の空
冷時間が必要である（望ましくは１００秒以上）。しか
し空冷時間の延長はクラッド鋼板の温度低下を招き、
σ，α′相（Ｃｒ炭化物）の析出を生じさせる。また加
速冷却による母材の強靭化にも支障をきたす。このため
鋼板の厚みにも依存するが、空冷時間は２００秒以下と
し、かつ７５０℃以上の温度から水冷しなければならな
い。このとき、σ，α′相（Ｃｒ炭化物）の析出を抑
制し、加速冷却による母材の強靭化をはかるために
は、冷却条件として冷却速度５〜４０℃／秒で５５０℃
以下まで冷却する必要がある。なお圧延後のクラッド鋼
板を低温靭性改善、脱水素などの目的で、Ａｃ1 以下の
温度に再加熱（焼戻処理）することは、何ら本発明の特
徴を損なうものではない。
０秒間空冷し、７５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒
の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却、その
後空冷する。圧延後に空冷時間を設ける理由は、合わせ
材のγ組織の再結晶を促進させ、耐食性を改善するため
である。圧延直後に急冷すると良好な耐食性は得られな
い。圧延終了温度８５０℃以上の場合、最低６０秒の空
冷時間が必要である（望ましくは１００秒以上）。しか
し空冷時間の延長はクラッド鋼板の温度低下を招き、
σ，α′相（Ｃｒ炭化物）の析出を生じさせる。また加
速冷却による母材の強靭化にも支障をきたす。このため
鋼板の厚みにも依存するが、空冷時間は２００秒以下と
し、かつ７５０℃以上の温度から水冷しなければならな
い。このとき、σ，α′相（Ｃｒ炭化物）の析出を抑
制し、加速冷却による母材の強靭化をはかるために
は、冷却条件として冷却速度５〜４０℃／秒で５５０℃
以下まで冷却する必要がある。なお圧延後のクラッド鋼
板を低温靭性改善、脱水素などの目的で、Ａｃ1 以下の
温度に再加熱（焼戻処理）することは、何ら本発明の特
徴を損なうものではない。
【００１２】以下、本発明の母材成分の限定理由につい
て説明する。母材の強度・低温靭性の確保および合わせ
材の耐食性確保のため、Ｃ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ量をそれ
ぞれ、０．０２〜０．０７％、１．０〜１．８％、０．
０２〜０．１５％、０．００５〜０．０３％に限定す
る。Ｃ，Ｍｎ量の下限は目的とする母材、溶接部強度・
靭性やＮｂ添加による析出硬化、結晶粒微細化効果を発
揮するための最小量である。また、上限は母材優れた低
温靭性・現地溶接性を得るための限界値である。母材の
Ｃ量が高すぎると組立スラブの再加熱時に、母材のＣが
合わせ材へ拡散し、耐食性が劣化する。したがって合わ
せ材の耐食性の観点からも母材のＣ量を０．０７％以下
に制限する必要がある。
て説明する。母材の強度・低温靭性の確保および合わせ
材の耐食性確保のため、Ｃ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ量をそれ
ぞれ、０．０２〜０．０７％、１．０〜１．８％、０．
０２〜０．１５％、０．００５〜０．０３％に限定す
る。Ｃ，Ｍｎ量の下限は目的とする母材、溶接部強度・
靭性やＮｂ添加による析出硬化、結晶粒微細化効果を発
揮するための最小量である。また、上限は母材優れた低
温靭性・現地溶接性を得るための限界値である。母材の
Ｃ量が高すぎると組立スラブの再加熱時に、母材のＣが
合わせ材へ拡散し、耐食性が劣化する。したがって合わ
せ材の耐食性の観点からも母材のＣ量を０．０７％以下
に制限する必要がある。
【００１３】本発明鋼では、必須の元素としてＮｂ量が
０．０２〜０．１５％、Ｔｉ量が０．００５〜０．０３
％を含有させる。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細
化や析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する効果を有する。
合わせ材の耐食性改善のため、８５０℃以上の高温で圧
延を終了しなければならない本発明鋼においては、Ｎｂ
は最低０．０２％以上添加する必要がある。これによっ
て本発明のように高温圧延を基本とする特殊な製造条件
においても結晶粒の微細化や析出硬化が進行し、従来の
クラッド鋼板に比較して優れた強度・靭性が得られる。
しかしＮｂを０．１５％以上添加すると、現地溶接性や
溶接部の靭性が劣化するので、その上限を０．１５％と
した。またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再
加熱時、溶接時のγ粒の粗大化を抑制して母材靭性、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）靭性の改善に効果がある。この効
果は高温で圧延を終了する本発明鋼においてはとくに重
要である。ＴｉＮの効果を十分に発揮させるには、最低
０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が
多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が
起こり、低温靭性が劣化するので、その上限は０．０３
％に制限する必要がある。
０．０２〜０．１５％、Ｔｉ量が０．００５〜０．０３
％を含有させる。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細
化や析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する効果を有する。
合わせ材の耐食性改善のため、８５０℃以上の高温で圧
延を終了しなければならない本発明鋼においては、Ｎｂ
は最低０．０２％以上添加する必要がある。これによっ
て本発明のように高温圧延を基本とする特殊な製造条件
においても結晶粒の微細化や析出硬化が進行し、従来の
クラッド鋼板に比較して優れた強度・靭性が得られる。
しかしＮｂを０．１５％以上添加すると、現地溶接性や
溶接部の靭性が劣化するので、その上限を０．１５％と
した。またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再
加熱時、溶接時のγ粒の粗大化を抑制して母材靭性、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）靭性の改善に効果がある。この効
果は高温で圧延を終了する本発明鋼においてはとくに重
要である。ＴｉＮの効果を十分に発揮させるには、最低
０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が
多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が
起こり、低温靭性が劣化するので、その上限は０．０３
％に制限する必要がある。
【００１４】その他元素の限定理由について説明する。
Ｓｉは鋼を強靭化させる元素であるが、多く添加すると
溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０．５％
とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉはか
ならずしも添加する必要はない。
Ｓｉは鋼を強靭化させる元素であるが、多く添加すると
溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０．５％
とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉはか
ならずしも添加する必要はない。
【００１５】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそ
れぞれ０．０３％，０．００５％以下とした。理由は、
母材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためであ
る。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳ
による靭性の劣化を防止する。好ましいＰ，Ｓ量はそれ
ぞれ０．０１，０．００３％以下である。
れぞれ０．０３％，０．００５％以下とした。理由は、
母材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためであ
る。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳ
による靭性の劣化を防止する。好ましいＰ，Ｓ量はそれ
ぞれ０．０１，０．００３％以下である。
【００１６】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素
であるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必
ずしも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０５％以上に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害す
るので、上限を０．０５％とした。
であるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必
ずしも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０５％以上に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害す
るので、上限を０．０５％とした。
【００１７】ＮはＴｉＮを形成しγ粒の粗大化抑制効果
を通じて母材靭性、ＨＡＺ靭性を向上させる。このため
の最小量は０．００２％である。しかし多過ぎるとスラ
ブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化原因となるの
で、その上限は０．００５％以下に抑える必要がある。
を通じて母材靭性、ＨＡＺ靭性を向上させる。このため
の最小量は０．００２％である。しかし多過ぎるとスラ
ブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化原因となるの
で、その上限は０．００５％以下に抑える必要がある。
【００１８】Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃａを添加
する理由について説明する。基本となる成分にさらにこ
れらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特
徴を損なうことなく、母材の強度・靭性などの特性向上
をはかるためである。したがって、その添加量は自ら制
限される性質のものである。
する理由について説明する。基本となる成分にさらにこ
れらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特
徴を損なうことなく、母材の強度・靭性などの特性向上
をはかるためである。したがって、その添加量は自ら制
限される性質のものである。
【００１９】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂのみに比較して弱い。その上限は溶接性、
ＨＡＺ靭性の点から０．１％である。Ｎｉは溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性に悪影響をおよぼすことなく、強度・靭性をと
もに向上させるほか、Ｃｕ添加時の熱間割れ防止にも効
果がある。しかし、１．０％を超えると経済性の点で好
ましくないため、その上限を１．０％とした。
の効果はＮｂのみに比較して弱い。その上限は溶接性、
ＨＡＺ靭性の点から０．１％である。Ｎｉは溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性に悪影響をおよぼすことなく、強度・靭性をと
もに向上させるほか、Ｃｕ添加時の熱間割れ防止にも効
果がある。しかし、１．０％を超えると経済性の点で好
ましくないため、その上限を１．０％とした。
【００２０】Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性にも効果
があるが、１．０％を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラ
ックが生じ、製造が困難になる。このため上限を１．０
％とした。Ｃｒ，Ｍｏはともに強度の向上に効果を有す
る。しかし多く添加すると溶接性やＨＡＺ靭性を害する
ので、その上限をそれぞれ、０．５，０．３％とした。
なおＶ量の下限０．０１％およびＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ量の下限０．０５％は、元素の添加による材質上の効
果を得るための最小量である。
があるが、１．０％を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラ
ックが生じ、製造が困難になる。このため上限を１．０
％とした。Ｃｒ，Ｍｏはともに強度の向上に効果を有す
る。しかし多く添加すると溶接性やＨＡＺ靭性を害する
ので、その上限をそれぞれ、０．５，０．３％とした。
なおＶ量の下限０．０１％およびＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ量の下限０．０５％は、元素の添加による材質上の効
果を得るための最小量である。
【００２１】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靭性を向上（シャルピー吸収エネルギーの増加な
ど）させるほか耐水素誘起割れ性の改善にも著しい効果
を発揮する。しかしＣａ量が０．０１％以下では実用上
効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａ
Ｏ，ＣａＳが大量に生成して大型介在物となり、鋼の清
浄度を害するだけでなく靭性、現地溶接性に悪影響をお
よぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００５
％に制限した。なお耐水素誘起割れ性を改善するには
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ０．００１，０．００２％以下に低
減し、ＥＳＳＰ≧（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．
２５（Ｓ）とすることがとくに有効である。本発明で
は、上記のようにして製造したクラッド鋼板を用いて鋼
管を製造する。
低温靭性を向上（シャルピー吸収エネルギーの増加な
ど）させるほか耐水素誘起割れ性の改善にも著しい効果
を発揮する。しかしＣａ量が０．０１％以下では実用上
効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａ
Ｏ，ＣａＳが大量に生成して大型介在物となり、鋼の清
浄度を害するだけでなく靭性、現地溶接性に悪影響をお
よぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００５
％に制限した。なお耐水素誘起割れ性を改善するには
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ０．００１，０．００２％以下に低
減し、ＥＳＳＰ≧（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．
２５（Ｓ）とすることがとくに有効である。本発明で
は、上記のようにして製造したクラッド鋼板を用いて鋼
管を製造する。
【００２２】図１は本発明にかかわるクラッド鋼管のシ
ーム溶接における溶接部の断面を示す図である。ここで
１は外側低合金鋼母材、２は内側ステンレス鋼または高
合金鋼の合わせ材、３は外側低合金鋼母材側の開先、４
は内側ステンレス鋼または高合金鋼合わせ材側の開先形
状、５は外側低合金母材開先内の仮付溶接ビード、６は
内側ステンレス鋼または高合金鋼合わせ材側開先部の溶
接ビード、７は外側低合金鋼開先部の溶接ビードであ
る。
ーム溶接における溶接部の断面を示す図である。ここで
１は外側低合金鋼母材、２は内側ステンレス鋼または高
合金鋼の合わせ材、３は外側低合金鋼母材側の開先、４
は内側ステンレス鋼または高合金鋼合わせ材側の開先形
状、５は外側低合金母材開先内の仮付溶接ビード、６は
内側ステンレス鋼または高合金鋼合わせ材側開先部の溶
接ビード、７は外側低合金鋼開先部の溶接ビードであ
る。
【００２３】図１において、まず外側低合金鋼母材側の
開先内３に低合金鋼用の溶接ワイヤーを用いて仮付溶接
ビードを形成する。この仮付溶接は、通常ＵＯＥで用い
られる炭酸ガスアーク溶接法などの適用が可能で特に限
定しない。上記仮付溶接後、内側のステンレス鋼または
高合金鋼合わせ材側の開先４に対して１〜２電極法での
潜弧溶接６を行ない、内側の溶接ビードを形成する。こ
こで使用する溶接ワイヤーはステンレス鋼以上の成分を
有する高合金溶接ワイヤーを使用しなければならない。
また内側の開先形状は、開先深さをステンレス鋼または
高合金鋼合わせ材厚み（ｔ）の０．８〜１．０ｔ、開先
角度を２０〜１２０度の範囲でなければならない。さら
に潜弧溶接条件は各電極の溶接電流が４００〜８００
Ａ、アーク電圧が３０〜４２Ｖ、溶接速度が４０〜１２
０cm／min の範囲でなければならない。
開先内３に低合金鋼用の溶接ワイヤーを用いて仮付溶接
ビードを形成する。この仮付溶接は、通常ＵＯＥで用い
られる炭酸ガスアーク溶接法などの適用が可能で特に限
定しない。上記仮付溶接後、内側のステンレス鋼または
高合金鋼合わせ材側の開先４に対して１〜２電極法での
潜弧溶接６を行ない、内側の溶接ビードを形成する。こ
こで使用する溶接ワイヤーはステンレス鋼以上の成分を
有する高合金溶接ワイヤーを使用しなければならない。
また内側の開先形状は、開先深さをステンレス鋼または
高合金鋼合わせ材厚み（ｔ）の０．８〜１．０ｔ、開先
角度を２０〜１２０度の範囲でなければならない。さら
に潜弧溶接条件は各電極の溶接電流が４００〜８００
Ａ、アーク電圧が３０〜４２Ｖ、溶接速度が４０〜１２
０cm／min の範囲でなければならない。
【００２４】以下その理由について説明する。溶接用ワ
イヤーは溶接金属の成分を合わせ材の成分よりも貴とす
るため、ステンレス鋼以上の成分を有する高合金溶接ワ
イヤーの使用が必要である。内側の開先形状は上記高合
金溶接ワイヤーを使用して、潜弧溶接でも健全な内側の
溶接部を得るため重要であり、開先深さが０．８ｔ以下
では幅広で平滑なビードを得ることが難しく、一方１．
０ｔ以上では合わせ材の下の低合金鋼部分にアークが直
接作用し、溶接金属部に占める低合金鋼の希釈率が大き
くなり健全な溶接部が得られなくなる。また開先角度
は、２０度以下では開先断面積が小さくなりすぎ、幅広
で平滑な溶接ビードが得られず、逆に１２０度を超える
と合わせ材の下の低合金鋼部分に直接アークが作用して
希釈率が増加するため健全な溶接部が得られない。
イヤーは溶接金属の成分を合わせ材の成分よりも貴とす
るため、ステンレス鋼以上の成分を有する高合金溶接ワ
イヤーの使用が必要である。内側の開先形状は上記高合
金溶接ワイヤーを使用して、潜弧溶接でも健全な内側の
溶接部を得るため重要であり、開先深さが０．８ｔ以下
では幅広で平滑なビードを得ることが難しく、一方１．
０ｔ以上では合わせ材の下の低合金鋼部分にアークが直
接作用し、溶接金属部に占める低合金鋼の希釈率が大き
くなり健全な溶接部が得られなくなる。また開先角度
は、２０度以下では開先断面積が小さくなりすぎ、幅広
で平滑な溶接ビードが得られず、逆に１２０度を超える
と合わせ材の下の低合金鋼部分に直接アークが作用して
希釈率が増加するため健全な溶接部が得られない。
【００２５】潜弧溶接の条件は上記溶接ワイヤーおよび
開先形状との組合せにおいて、健全な溶接部を得るため
にさらに重要で、各電極の溶接電流が８００Ａ以上では
上記の開先形状でも低合金鋼部分の溶込深さが深くなり
希釈率が大きくなりすぎるため好ましくない。また４０
０Ａ以下では低希釈率は達成可能であるが、適正な溶接
金属量を得るために溶接速度を極端に遅くしなければな
らず生産性が著しく低下する。さらに溶接電圧および溶
接速度は、上記溶接電流範囲で健全な溶接ビードを得る
ための条件範囲である。なお本発明では該内側１層潜弧
溶接において、特にその溶接電極数は１電極に限定せ
ず、２電極であっても各電極の使用電流範囲を上記の範
囲内とすることによって、さらに高能率な潜弧溶接法と
なることは云うまでもない。
開先形状との組合せにおいて、健全な溶接部を得るため
にさらに重要で、各電極の溶接電流が８００Ａ以上では
上記の開先形状でも低合金鋼部分の溶込深さが深くなり
希釈率が大きくなりすぎるため好ましくない。また４０
０Ａ以下では低希釈率は達成可能であるが、適正な溶接
金属量を得るために溶接速度を極端に遅くしなければな
らず生産性が著しく低下する。さらに溶接電圧および溶
接速度は、上記溶接電流範囲で健全な溶接ビードを得る
ための条件範囲である。なお本発明では該内側１層潜弧
溶接において、特にその溶接電極数は１電極に限定せ
ず、２電極であっても各電極の使用電流範囲を上記の範
囲内とすることによって、さらに高能率な潜弧溶接法と
なることは云うまでもない。
【００２６】内側の潜弧溶接を行なった後、最後に外側
低合金鋼母材側の開先部３を１層潜弧溶接して溶接ビー
ド７を形成するが、本発明者らによれば、外側低合金鋼
開先部をステンレス鋼以上の成分を有する高合金溶接ワ
イヤーを適用した場合のみ本発明溶接法が可能であっ
た。その理由は、内側の溶接用に高合金溶接ワイヤーを
使用し、外側の低合金鋼開先部に低合金鋼用の溶接ワイ
ヤーを適用した場合、とくに外側の溶接ビードに溶接欠
陥が発生した。この溶接欠陥は外側の溶接金属中に、内
側溶接金属のＮｉ，Ｃｒ成分が希釈によって混ざり合っ
た結果、マルテンサイト組織を生成したことが原因であ
り、外側に高合金溶接ワイヤーを適用することによっ
て、溶接欠陥の発生しない内側、外側各１層潜弧溶接が
可能となる。
低合金鋼母材側の開先部３を１層潜弧溶接して溶接ビー
ド７を形成するが、本発明者らによれば、外側低合金鋼
開先部をステンレス鋼以上の成分を有する高合金溶接ワ
イヤーを適用した場合のみ本発明溶接法が可能であっ
た。その理由は、内側の溶接用に高合金溶接ワイヤーを
使用し、外側の低合金鋼開先部に低合金鋼用の溶接ワイ
ヤーを適用した場合、とくに外側の溶接ビードに溶接欠
陥が発生した。この溶接欠陥は外側の溶接金属中に、内
側溶接金属のＮｉ，Ｃｒ成分が希釈によって混ざり合っ
た結果、マルテンサイト組織を生成したことが原因であ
り、外側に高合金溶接ワイヤーを適用することによっ
て、溶接欠陥の発生しない内側、外側各１層潜弧溶接が
可能となる。
【００２７】
【実施例】つぎに本発明の実施例について述べる。転炉
−連続鋳造で種々の鋼成分の母材スラブ（厚み２４０m
m）を製造した。このスラブを所定の厚みに圧延した
後、片表面を機械的に平削し、所定の厚みのＳＵＳ３１
６Ｌまたはインコロイ８２５合わせ材（圧延後の鋼板の
合わせ材厚みが３mmになるように調整）と重ねて四周を
溶接した。さらに、このようにして製造したスラブ２枚
の合わせ材を分離剤を介して重ね合わせ、四周を溶接し
てサンドイッチスラブを組立てた。なお接着面はすべて
平滑にするとともに汚れを除去、脱脂し、空気を真空ポ
ンプで除去した。
−連続鋳造で種々の鋼成分の母材スラブ（厚み２４０m
m）を製造した。このスラブを所定の厚みに圧延した
後、片表面を機械的に平削し、所定の厚みのＳＵＳ３１
６Ｌまたはインコロイ８２５合わせ材（圧延後の鋼板の
合わせ材厚みが３mmになるように調整）と重ねて四周を
溶接した。さらに、このようにして製造したスラブ２枚
の合わせ材を分離剤を介して重ね合わせ、四周を溶接し
てサンドイッチスラブを組立てた。なお接着面はすべて
平滑にするとともに汚れを除去、脱脂し、空気を真空ポ
ンプで除去した。
【００２８】種々の条件でサンドイッチスラブを再加熱
・圧延・冷却してクラッド鋼板を製造し、これより外径
７６２mmのＵＯＥ鋼管を製造して母材の強度、低温靭性
（シャルピー衝撃試験）、合わせ材の耐食性（孔食の有
無で評価、試験条件：１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶液
にＳＵＳ３１６Ｌは１５℃で４８時間、インコロイ８２
５は３０℃で４８時間浸漬）、母材と合わせ材の密着性
（超音波による探傷）を調査した。
・圧延・冷却してクラッド鋼板を製造し、これより外径
７６２mmのＵＯＥ鋼管を製造して母材の強度、低温靭性
（シャルピー衝撃試験）、合わせ材の耐食性（孔食の有
無で評価、試験条件：１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶液
にＳＵＳ３１６Ｌは１５℃で４８時間、インコロイ８２
５は３０℃で４８時間浸漬）、母材と合わせ材の密着性
（超音波による探傷）を調査した。
【００２９】表１に実施例を示す。本発明にしたがって
製造したクラッド鋼板（鋼１〜１０）は、母材、合わせ
材ともにすべて良好な特性を有する。これに対して本発
明によらない比較鋼（鋼１１〜２６）は、母材あるいは
合わせ材の特性が劣る。
製造したクラッド鋼板（鋼１〜１０）は、母材、合わせ
材ともにすべて良好な特性を有する。これに対して本発
明によらない比較鋼（鋼１１〜２６）は、母材あるいは
合わせ材の特性が劣る。
【００３０】鋼１１はＣ量が高くＭｎ量が低いため、鋼
１２はＮｂ量が少ないため、低温靭性が劣る。また鋼１
３はＴｉが添加されていないため、鋼１４はＮ量が低い
ため、低温靭性が劣る。鋼１５はＮ量が多すぎるため、
やはり低温靭性が劣る。鋼１６はＳｉ，Ｍｎ量が高いた
め、強度は良好であるが、低温靭性が劣る。鋼１７は再
加熱温度が低すぎるため、強度、耐食性および合わせ材
と母材の密着性が劣る。鋼１８は再加熱温度が高すぎる
ため、低温靭性が劣る。鋼１９は圧延終了温度が低すぎ
るため、耐食性が劣る。鋼２０は圧延終了温度が高すぎ
るため、低温靭性が劣る。鋼２１は空冷時間が短いた
め、耐食性が劣る。鋼２２は空冷時間が長く、水冷開始
温度が低いため、強度、耐食性が劣る。鋼２３は冷却速
度が小さすぎるため、強度、耐食性が劣る。鋼２４は冷
却速度が大きすぎるため、低温靭性が劣る。鋼２５は圧
下比が小さいため、合わせ材と母材が十分に密着しな
い。鋼２６は水冷停止温度が高いため強度、耐食性が劣
る。
１２はＮｂ量が少ないため、低温靭性が劣る。また鋼１
３はＴｉが添加されていないため、鋼１４はＮ量が低い
ため、低温靭性が劣る。鋼１５はＮ量が多すぎるため、
やはり低温靭性が劣る。鋼１６はＳｉ，Ｍｎ量が高いた
め、強度は良好であるが、低温靭性が劣る。鋼１７は再
加熱温度が低すぎるため、強度、耐食性および合わせ材
と母材の密着性が劣る。鋼１８は再加熱温度が高すぎる
ため、低温靭性が劣る。鋼１９は圧延終了温度が低すぎ
るため、耐食性が劣る。鋼２０は圧延終了温度が高すぎ
るため、低温靭性が劣る。鋼２１は空冷時間が短いた
め、耐食性が劣る。鋼２２は空冷時間が長く、水冷開始
温度が低いため、強度、耐食性が劣る。鋼２３は冷却速
度が小さすぎるため、強度、耐食性が劣る。鋼２４は冷
却速度が大きすぎるため、低温靭性が劣る。鋼２５は圧
下比が小さいため、合わせ材と母材が十分に密着しな
い。鋼２６は水冷停止温度が高いため強度、耐食性が劣
る。
【００３１】つぎに内側および外側１層潜弧溶接の実施
例を説明する。外径７６２mm、厚み２０mm（合わせ材厚
さ３mm）のＵＯＥ鋼管（表１の本発明鋼５，６、５はＳ
ＵＳ３１６Ｌクラッド鋼管、６はインコロイ８２５クラ
ッド鋼管）を用い、表２に示す本発明開先および比較法
として従来法の開先形状をあらかじめ作製して溶接を行
なった。溶接ワイヤーは本発明法では内側、外側ともイ
ンコネル６２５系、また比較法として一部外側に低合金
鋼用の溶接ワイヤーも使用した。潜弧溶接は内側１ない
し２電極、外側２ないし３電極で溶接を行なった。表３
に溶接条件および溶接部の調査結果を示す。本発明法に
したがって溶接した鋼１，２，３の内側の溶接金属は耐
食性にすぐれ、溶接金属の割れも発生しない。これに対
して比較法では、内側の溶接電流が低いにもかかわらず
耐食性が悪く、鋼６では外側の溶接に低合金鋼用の溶接
ワイヤーを使用したため、外側溶接金属に割れが発生し
た。
例を説明する。外径７６２mm、厚み２０mm（合わせ材厚
さ３mm）のＵＯＥ鋼管（表１の本発明鋼５，６、５はＳ
ＵＳ３１６Ｌクラッド鋼管、６はインコロイ８２５クラ
ッド鋼管）を用い、表２に示す本発明開先および比較法
として従来法の開先形状をあらかじめ作製して溶接を行
なった。溶接ワイヤーは本発明法では内側、外側ともイ
ンコネル６２５系、また比較法として一部外側に低合金
鋼用の溶接ワイヤーも使用した。潜弧溶接は内側１ない
し２電極、外側２ないし３電極で溶接を行なった。表３
に溶接条件および溶接部の調査結果を示す。本発明法に
したがって溶接した鋼１，２，３の内側の溶接金属は耐
食性にすぐれ、溶接金属の割れも発生しない。これに対
して比較法では、内側の溶接電流が低いにもかかわらず
耐食性が悪く、鋼６では外側の溶接に低合金鋼用の溶接
ワイヤーを使用したため、外側溶接金属に割れが発生し
た。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【表６】
【００３８】
【発明の効果】本発明により鋼管全体の溶体化処理する
ことなく、また高能率で母材の強度・低温靭性、合わせ
材の耐食性がともに優れた高品質のクラッド鋼板の製造
が可能になった。その結果、省エネルギー、省工程が可
能となった。また諸特性の向上により、パイプラインの
安全性が著しく向上した。
ことなく、また高能率で母材の強度・低温靭性、合わせ
材の耐食性がともに優れた高品質のクラッド鋼板の製造
が可能になった。その結果、省エネルギー、省工程が可
能となった。また諸特性の向上により、パイプラインの
安全性が著しく向上した。
【図１】本発明にかかわるクラッド鋼管のシーム溶接に
おける溶接部の断面を示す図である。
おける溶接部の断面を示す図である。
１ 外側低合金鋼母材 ２ 内側ステンレス鋼または高合金鋼の合わせ材 ３ 外側低合金鋼母材の開先 ４ 内側ステンレス鋼または高合金鋼合わせ材側の開先 ５ 外側低合金鋼母材開先内の仮付溶接ビード ６ 内側ステンレス鋼または高合金鋼合わせ材側開先部
の溶接ビード
の溶接ビード
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｂ２３Ｋ 20/00 ３６０ Ｂ２３Ｋ 20/00 ３６０Ｇ (56)参考文献 特開 昭63−130283（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−30712（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−45480（ＪＰ，Ａ) 特開 昭51−13361（ＪＰ，Ａ) 特公 平１−38597（ＪＰ，Ｂ２) 特公 平６−35067（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (3)
- 【請求項１】 ステンレス鋼またはニッケル合金の合わ
せ材と重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼母
材とを重ね合わせて四周を溶接してスラブを組立、これ
を１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、圧下比５
以上、圧延終了温度８５０〜１０００℃で圧延し、６０
〜２００秒間空冷した後、７５０℃以上の温度から５〜
４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで
冷却、その後空冷してクラッド鋼板を製造し、ついで合
わせ材を内側にして鋼管に成形し、そのシーム溶接にお
いて、内側および外側ともステンレス鋼以上の成分を有
する高合金溶接ワイヤーを使用し、それぞれ１層の潜弧
溶接することを特徴とする低温靭性の優れたクラッド鋼
管の製造方法。 - 【請求項２】 ステンレス鋼またはニッケル合金の合わ
せ材と重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 Ｃｕ：０．０５〜１．０、 Ｎｉ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．３、 Ｃｒ：０．０５〜０．５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 の一種または二種を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼母材とを重ね合わせて四周を溶接してス
ラブを組立、これを１１００〜１２５０℃の温度範囲に
加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１０００
℃で圧延し、６０ 〜２００秒間空冷した後、７５０℃以
上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下
の任意の温度まで冷却、その後空冷してクラッド鋼板を
製造し、ついで合わせ材を内側にして鋼管に成形し、そ
のシーム溶接において、内側および外側ともステンレス
鋼以上の成分を有する高合金溶接ワイヤーを使用し、そ
れぞれ１層の潜弧溶接することを特徴とする低温靭性の
優れたクラッド鋼管の製造方法。 - 【請求項３】 ステンレス鋼またはニッケル合金の合わ
せ材と重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０７、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 を含有し、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 Ｃｕ：０．０５〜１．０、 Ｎｉ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．３、 Ｃｒ：０．０５〜０．５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 の一種または二種を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼母材とを重ね合わせて四周を溶接してス
ラブを組立、これを１１００〜１２５０℃の温度範囲に
加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１０００
℃で圧延し、６０〜２００秒間空冷した後、７５０℃以
上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下
の任意の温度まで冷却、その後空冷してクラッド鋼板を
製造し、ついで合わせ材を内側にして鋼管に成形し、そ
のシーム溶接に際してあらかじめＸ型突合わせ開先の内
側形状として、深さが合わせ材厚みｔの０．８〜１．０
ｔ、角度２０〜１２０°なる開先を設け、該開先部を１
〜２電極の潜弧溶接法により、且つ各電極の溶接電流が
４００〜８００Ａ、溶接電圧３０〜４２Ｖ、溶接速度４
０〜１２０cm/minの溶接条件でステンレス鋼以上の成分
を有する高合金ワイヤーで溶接、さらに外側の開先に対
してもステンレス鋼以上の成分を有する高合金溶接ワイ
ヤーを用いて内側および外側とも１層の潜弧溶接するこ
とを特徴とする 低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3085585A JP2502204B2 (ja) | 1991-04-17 | 1991-04-17 | 低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3085585A JP2502204B2 (ja) | 1991-04-17 | 1991-04-17 | 低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04319081A JPH04319081A (ja) | 1992-11-10 |
| JP2502204B2 true JP2502204B2 (ja) | 1996-05-29 |
Family
ID=13862892
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3085585A Expired - Lifetime JP2502204B2 (ja) | 1991-04-17 | 1991-04-17 | 低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2502204B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103008855A (zh) * | 2012-12-18 | 2013-04-03 | 山东电力集团公司电力科学研究院 | 模拟产生p92钢焊缝金属微细裂纹方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6245480A (ja) * | 1985-08-24 | 1987-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高合金鋼クラツド鋼管の製造方法 |
| JPS63130283A (ja) * | 1986-11-20 | 1988-06-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大径管用高強度高靭性クラツド鋼板の製造法 |
| JPH0735543B2 (ja) * | 1988-07-18 | 1995-04-19 | 株式会社神戸製鋼所 | クラッド鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-04-17 JP JP3085585A patent/JP2502204B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103008855A (zh) * | 2012-12-18 | 2013-04-03 | 山东电力集团公司电力科学研究院 | 模拟产生p92钢焊缝金属微细裂纹方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04319081A (ja) | 1992-11-10 |
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