JP2618785B2 - 耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金クラッド 鋼板の製造方法 - Google Patents
耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金クラッド 鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は硫化水素を含有する天然
ガスや原油を輸送するためのラインパイプ用の原板とし
て使用される耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金
クラッド鋼板の製造方法に関するものである。
ガスや原油を輸送するためのラインパイプ用の原板とし
て使用される耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金
クラッド鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高温、高圧の硫化水素、炭酸ガスが存在
するサワーガス井、サワー油井では耐食性、耐応力腐食
割れ性（以下耐サワー性と呼ぶ）に優れたオーステナイ
ト系高合金鋼管が油井管あるいはラインパイプとして用
いられるようになっている。しかし、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ
を多量に含有する高価な高合金鋼管をラインパイプとし
て多量に使用することは無用のコスト増をもたらす。そ
こで、腐食性ガスに接する内面側を高合金、外面側を低
合金として高合金の使用量を低減した、いわゆるクラッ
ドラインパイプの使用が注目されている。
するサワーガス井、サワー油井では耐食性、耐応力腐食
割れ性（以下耐サワー性と呼ぶ）に優れたオーステナイ
ト系高合金鋼管が油井管あるいはラインパイプとして用
いられるようになっている。しかし、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ
を多量に含有する高価な高合金鋼管をラインパイプとし
て多量に使用することは無用のコスト増をもたらす。そ
こで、腐食性ガスに接する内面側を高合金、外面側を低
合金として高合金の使用量を低減した、いわゆるクラッ
ドラインパイプの使用が注目されている。
【０００３】クラッドラインパイプの製造にあたって内
管のクラッド材は、高合金としての耐食性を十分に発揮
するために、溶体化処理が必要になる。しかし、こうし
た鋼管の熱処理をＵＯＥ鋼管のような大径ラインパイプ
に適用する場合、大型の熱処理設備が必要になり、しか
も製造工程を繁雑にするので製造コストが増大するとい
う問題がある。市場ニーズとしてＵＯＥ鋼管クラスの大
径ラインパイプへの要求が強い傾向を考慮すると、オフ
ラインの鋼管熱処理によらない大径ラインパイプの製造
技術の確立が望まれる。また、大径クラッドラインパイ
プは極地地方でのニーズが大きいので、従来の高強度ラ
インパイプと同様に、外管である母材の優れた低温靱性
が求められる。
管のクラッド材は、高合金としての耐食性を十分に発揮
するために、溶体化処理が必要になる。しかし、こうし
た鋼管の熱処理をＵＯＥ鋼管のような大径ラインパイプ
に適用する場合、大型の熱処理設備が必要になり、しか
も製造工程を繁雑にするので製造コストが増大するとい
う問題がある。市場ニーズとしてＵＯＥ鋼管クラスの大
径ラインパイプへの要求が強い傾向を考慮すると、オフ
ラインの鋼管熱処理によらない大径ラインパイプの製造
技術の確立が望まれる。また、大径クラッドラインパイ
プは極地地方でのニーズが大きいので、従来の高強度ラ
インパイプと同様に、外管である母材の優れた低温靱性
が求められる。
【０００４】オフラインの鋼管熱処理を行わず、しかも
母材の低温靱性を得る方法として、クラッド材の耐食性
を低下させない範囲で通常の大径鋼管用素材の厚板で行
われているような低温での制御圧延を行う方法が開示さ
れている（特開昭６０−２１６９８４号公報）。
母材の低温靱性を得る方法として、クラッド材の耐食性
を低下させない範囲で通常の大径鋼管用素材の厚板で行
われているような低温での制御圧延を行う方法が開示さ
れている（特開昭６０−２１６９８４号公報）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記の制御圧延によれ
ば、母材の金属組織が微細になるので、母材に関しては
ラインパイプとして要求される低温靱性が達成し易い。
しかし、クラッド材に関しては、一般に再結晶温度以下
での圧延となるので、クラッド圧延後のクラッド材の金
属組織は加工状態がそのまま残った未再結晶組織を呈す
ることになる。先に示した特開昭６０−２１６９８４号
公報では低温圧延を行っても、クラッド材の耐粒界腐食
性は低下しないことが示されている。しかし、クラッド
材が未再結晶状態にあれば、たとえ耐粒界腐食性に変化
はなくても耐孔食性は顕著に低下する。耐孔食性が低下
すると、サワー環境での耐応力腐食割れ性が劣化するの
で、サワー環境での使用を前提とするラインパイプにお
いてはクラッド材が未再結晶組織であることは好ましく
ない。
ば、母材の金属組織が微細になるので、母材に関しては
ラインパイプとして要求される低温靱性が達成し易い。
しかし、クラッド材に関しては、一般に再結晶温度以下
での圧延となるので、クラッド圧延後のクラッド材の金
属組織は加工状態がそのまま残った未再結晶組織を呈す
ることになる。先に示した特開昭６０−２１６９８４号
公報では低温圧延を行っても、クラッド材の耐粒界腐食
性は低下しないことが示されている。しかし、クラッド
材が未再結晶状態にあれば、たとえ耐粒界腐食性に変化
はなくても耐孔食性は顕著に低下する。耐孔食性が低下
すると、サワー環境での耐応力腐食割れ性が劣化するの
で、サワー環境での使用を前提とするラインパイプにお
いてはクラッド材が未再結晶組織であることは好ましく
ない。
【０００６】従って、優れた耐サワー性を得るためには
クラッド材の再結晶温度以上の温度域で圧延を行うこと
が必要である。一方で、母材の低温靱性を確保するため
には結晶粒を細かくすることが必要で、オーステナイト
の未再結晶温度域で圧延することが好ましく、低温域で
の圧延が望まれる。かかる観点から、クラッド材の再結
晶温度をできる限り低くし、クラッド材の耐食性と母材
の低温靱性を得る圧延温度域を確保し、最適の圧延条件
を設定することがオフラインの鋼管熱処理を行わずに大
径鋼管用のクラッド鋼を製造するにあたっての課題とな
る。
クラッド材の再結晶温度以上の温度域で圧延を行うこと
が必要である。一方で、母材の低温靱性を確保するため
には結晶粒を細かくすることが必要で、オーステナイト
の未再結晶温度域で圧延することが好ましく、低温域で
の圧延が望まれる。かかる観点から、クラッド材の再結
晶温度をできる限り低くし、クラッド材の耐食性と母材
の低温靱性を得る圧延温度域を確保し、最適の圧延条件
を設定することがオフラインの鋼管熱処理を行わずに大
径鋼管用のクラッド鋼を製造するにあたっての課題とな
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題を
有利に解決するもので、クラッド圧延においてクラッド
材の化学成分を限定するとともに圧延、冷却条件を規制
して、クラッド材の耐食性と母材の靱性を同時に確保す
るというものである。すなわち、本発明の要旨とすると
ころは、重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０
２〜０．５％、Ｍｎ：０．０２〜０．５％、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：６０〜６５
％、Ｃｒ：２０〜２５％、Ｍｏ：６〜８％、Ａｌ：０．
０５〜０．２％、Ｃａ：０．００１０〜０．００６０
％、を含み、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０
１〜０．２％、の１種または２種を０．０１％≦Ｔｉ＋
Ｎｂ≦０．２％の範囲で含有し、その他不可避的不純物
よりなるＮｉ系高合金をクラッド材とし、低合金鋼を母
材として、低合金鋼（母材）／高合金（クラッド材）／
高合金（クラッド材）／低合金鋼（母材）のように重ね
合わせて組み立てたスラブを圧延して２組のクラッド鋼
板を製造するに際して、当該スラブを１１００〜１１５
０℃に加熱し、熱間圧延を最終圧下直前の鋼板表面が８
７５〜９２５℃となるように行い、圧延終了後当該鋼板
を３〜５分間放冷し、しかる後５５０〜３５０℃の温度
に１０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷し、以後放冷
することを特徴とする耐サワー性と低温靱性に優れた高
Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法にある。
有利に解決するもので、クラッド圧延においてクラッド
材の化学成分を限定するとともに圧延、冷却条件を規制
して、クラッド材の耐食性と母材の靱性を同時に確保す
るというものである。すなわち、本発明の要旨とすると
ころは、重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０
２〜０．５％、Ｍｎ：０．０２〜０．５％、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：６０〜６５
％、Ｃｒ：２０〜２５％、Ｍｏ：６〜８％、Ａｌ：０．
０５〜０．２％、Ｃａ：０．００１０〜０．００６０
％、を含み、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０
１〜０．２％、の１種または２種を０．０１％≦Ｔｉ＋
Ｎｂ≦０．２％の範囲で含有し、その他不可避的不純物
よりなるＮｉ系高合金をクラッド材とし、低合金鋼を母
材として、低合金鋼（母材）／高合金（クラッド材）／
高合金（クラッド材）／低合金鋼（母材）のように重ね
合わせて組み立てたスラブを圧延して２組のクラッド鋼
板を製造するに際して、当該スラブを１１００〜１１５
０℃に加熱し、熱間圧延を最終圧下直前の鋼板表面が８
７５〜９２５℃となるように行い、圧延終了後当該鋼板
を３〜５分間放冷し、しかる後５５０〜３５０℃の温度
に１０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷し、以後放冷
することを特徴とする耐サワー性と低温靱性に優れた高
Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法にある。
【０００８】
【作用】本発明者らは、まずラインパイプ鋼に要求され
る低温靱性で、圧延温度を上昇することにより達成する
ことが最も困難になる脆性破壊伝播停止特性を確保する
ために必要な最低圧延仕上温度の検討を行った。表１に
示すＡＰＩ規格Ｘ６５相当のラインパイプ鋼を用い、母
材厚１６２ｍｍ、クラッド材厚２８ｍｍのサンドイッチ
状スラブを組み立て、当該スラブを１１５０℃に加熱
し、最終圧下直前の鋼板表面温度を種々変化させ、仕上
全厚４０ｍｍの熱間圧延を行い、圧延終了後当該鋼板を
３分間放冷し、約４５０℃に３０℃／ｓｅｃの冷却速度
で水冷して、得られたクラッド鋼板の母材のＤＷＴＴ試
験を行った。その結果、通常優れた脆性破壊伝播停止特
性の判断基準とされる、延性破面率が８５％となる温度
が−２０℃以下となるためには、図１に示すように最終
圧下直前の鋼板表面温度を９２５℃以下とすることが必
要であるという知見を得た。
る低温靱性で、圧延温度を上昇することにより達成する
ことが最も困難になる脆性破壊伝播停止特性を確保する
ために必要な最低圧延仕上温度の検討を行った。表１に
示すＡＰＩ規格Ｘ６５相当のラインパイプ鋼を用い、母
材厚１６２ｍｍ、クラッド材厚２８ｍｍのサンドイッチ
状スラブを組み立て、当該スラブを１１５０℃に加熱
し、最終圧下直前の鋼板表面温度を種々変化させ、仕上
全厚４０ｍｍの熱間圧延を行い、圧延終了後当該鋼板を
３分間放冷し、約４５０℃に３０℃／ｓｅｃの冷却速度
で水冷して、得られたクラッド鋼板の母材のＤＷＴＴ試
験を行った。その結果、通常優れた脆性破壊伝播停止特
性の判断基準とされる、延性破面率が８５％となる温度
が−２０℃以下となるためには、図１に示すように最終
圧下直前の鋼板表面温度を９２５℃以下とすることが必
要であるという知見を得た。
【０００９】次いで本発明者らは、耐サワー性に優れた
高Ｎｉ合金について、最終圧下直前の鋼板表面温度が９
２５℃以下という条件下で、クラッド圧延後の放冷によ
り再結晶が完了する成分系を種々検討した。検討にあた
って基本成分であるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏについては、Ｎ
ｉ：６０〜６５％、Ｃｒ：２０〜２５％、Ｍｏ：６〜８
％の範囲を検討対象とした。ラインパイプのように溶接
を行う場合には、高Ｎｉ合金の溶接に伴う鋭敏化を防止
するためにＣ添加量を低くするとともにＣｒ炭化物の生
成を防ぐために炭化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂの添加
が必要である。本発明者らは、クラッド鋼の圧延実験を
重ねることにより、図２に示すようにＴｉ、Ｎｂの添加
量が高Ｎｉ合金の熱間圧延後の再結晶温度に大きな影響
を及ぼすことを見出し、Ｔｉ＋Ｎｂ量を０．２％以下に
限定すれば最終圧下直前の鋼板表面温度が９２５℃以下
でも安定してクラッド材が再結晶組織となることを知見
するに到った。また、Ｔｉ、Ｎｂ量を低減してもクラッ
ド材の再結晶温度の低下は小さく、再結晶を得るために
は最終圧下直前の鋼板表面温度を８７５℃以上とする必
要があることも知見した。
高Ｎｉ合金について、最終圧下直前の鋼板表面温度が９
２５℃以下という条件下で、クラッド圧延後の放冷によ
り再結晶が完了する成分系を種々検討した。検討にあた
って基本成分であるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏについては、Ｎ
ｉ：６０〜６５％、Ｃｒ：２０〜２５％、Ｍｏ：６〜８
％の範囲を検討対象とした。ラインパイプのように溶接
を行う場合には、高Ｎｉ合金の溶接に伴う鋭敏化を防止
するためにＣ添加量を低くするとともにＣｒ炭化物の生
成を防ぐために炭化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂの添加
が必要である。本発明者らは、クラッド鋼の圧延実験を
重ねることにより、図２に示すようにＴｉ、Ｎｂの添加
量が高Ｎｉ合金の熱間圧延後の再結晶温度に大きな影響
を及ぼすことを見出し、Ｔｉ＋Ｎｂ量を０．２％以下に
限定すれば最終圧下直前の鋼板表面温度が９２５℃以下
でも安定してクラッド材が再結晶組織となることを知見
するに到った。また、Ｔｉ、Ｎｂ量を低減してもクラッ
ド材の再結晶温度の低下は小さく、再結晶を得るために
は最終圧下直前の鋼板表面温度を８７５℃以上とする必
要があることも知見した。
【００１０】以上の実験事実に基づき、クラッド材の成
分を限定し、後述する理由で限定する圧延、冷却条件を
適用すれば、耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金
クラッド鋼板の製造が可能であるという結論を得た。次
に本発明におけるクラッド材の成分限定理由を述べる。
Ｃは多量に添加した場合、粒界における応力腐食割れ感
受性を増大させる。また、ラインパイプの溶接時におけ
る鋭敏化を促進する。これらの有害な作用が生じない範
囲として、Ｃは０．０３％以下とする。
分を限定し、後述する理由で限定する圧延、冷却条件を
適用すれば、耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金
クラッド鋼板の製造が可能であるという結論を得た。次
に本発明におけるクラッド材の成分限定理由を述べる。
Ｃは多量に添加した場合、粒界における応力腐食割れ感
受性を増大させる。また、ラインパイプの溶接時におけ
る鋭敏化を促進する。これらの有害な作用が生じない範
囲として、Ｃは０．０３％以下とする。
【００１１】Ｓｉ及びＭｎは脱酸成分として必要な成分
で、それぞれ０．０２％以上添加する。しかし、０．５
％を超えて添加すると非金属介在物が残存し、耐食性の
低下、熱間加工性の低下を招くので上限を０．５％とす
る。Ｐは不純物元素であり、熱間加工性及びサワー環境
中での耐応力腐食割れ性が劣化する。しかし、０．０２
％以下であれば実用上問題ないので０．０２％以下とす
る。
で、それぞれ０．０２％以上添加する。しかし、０．５
％を超えて添加すると非金属介在物が残存し、耐食性の
低下、熱間加工性の低下を招くので上限を０．５％とす
る。Ｐは不純物元素であり、熱間加工性及びサワー環境
中での耐応力腐食割れ性が劣化する。しかし、０．０２
％以下であれば実用上問題ないので０．０２％以下とす
る。
【００１２】Ｓも不純物元素であり、多量に存在すれば
熱間加工性が劣化するため０．００５０％以下とする。
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはサワー環境中で優れた応力腐食割れ
抵抗を得るため、それぞれＮｉ：６０〜６５％、Ｃｒ：
２０〜２５％、Ｍｏ：６〜８％添加する。
熱間加工性が劣化するため０．００５０％以下とする。
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはサワー環境中で優れた応力腐食割れ
抵抗を得るため、それぞれＮｉ：６０〜６５％、Ｃｒ：
２０〜２５％、Ｍｏ：６〜８％添加する。
【００１３】Ａｌは有効な脱酸元素であるので、０．０
５％以上添加する。しかし、０．２％を超えて添加する
と耐応力腐食割れ性が劣化するので０．２％以下とす
る。Ｃａは脱酸材として使用するとともに硫化物の形態
を制御して熱間加工性を向上する有効な元素であるので
０．００１０％以上添加する。しかし、多量に添加する
と鋼中の非金属介在物量が増大し、かえって熱間加工
性、耐食性が劣化するので０．００６０％以下とする。
５％以上添加する。しかし、０．２％を超えて添加する
と耐応力腐食割れ性が劣化するので０．２％以下とす
る。Ｃａは脱酸材として使用するとともに硫化物の形態
を制御して熱間加工性を向上する有効な元素であるので
０．００１０％以上添加する。しかし、多量に添加する
と鋼中の非金属介在物量が増大し、かえって熱間加工
性、耐食性が劣化するので０．００６０％以下とする。
【００１４】また、以上の元素に加えて、本発明におい
てはＴｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
２％の１種または２種を、０．０１％≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦
０．２％の範囲で添加する。Ｔｉ、Ｎｂはラインパイプ
の溶接時の鋭敏化を防止するために０．０１％以上添加
する。しかし、Ｔｉ、Ｎｂはクラッド材の熱間圧延後の
再結晶温度を上げ、圧延仕上温度の上昇を必要とするの
で、母材の脆性破壊伝播停止特性を確保するために必要
な条件である最終圧下直前の鋼板表面温度が９２５℃以
下でも安定してクラッド材の再結晶組織が得られるよう
にＴｉ＋Ｎｂ≦０．２％に限定し、０．０１％≦Ｔｉ＋
Ｎｂ≦０．２％とする。
てはＴｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
２％の１種または２種を、０．０１％≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦
０．２％の範囲で添加する。Ｔｉ、Ｎｂはラインパイプ
の溶接時の鋭敏化を防止するために０．０１％以上添加
する。しかし、Ｔｉ、Ｎｂはクラッド材の熱間圧延後の
再結晶温度を上げ、圧延仕上温度の上昇を必要とするの
で、母材の脆性破壊伝播停止特性を確保するために必要
な条件である最終圧下直前の鋼板表面温度が９２５℃以
下でも安定してクラッド材の再結晶組織が得られるよう
にＴｉ＋Ｎｂ≦０．２％に限定し、０．０１％≦Ｔｉ＋
Ｎｂ≦０．２％とする。
【００１５】次に本発明における圧延条件の限定理由に
ついて述べる。サンドイッチ状に組み立てたスラブは、
加熱時にクラッド材を十分に溶体化するために、１１０
０℃以上に加熱する。一方、高温に加熱し過ぎると母材
の加熱時オーステナイト粒径が大きくなり圧延後の母材
の靱性が低下するので、加熱温度は１１５０℃以下とす
る。従って、スラブの加熱温度は１１００〜１１５０℃
とする。
ついて述べる。サンドイッチ状に組み立てたスラブは、
加熱時にクラッド材を十分に溶体化するために、１１０
０℃以上に加熱する。一方、高温に加熱し過ぎると母材
の加熱時オーステナイト粒径が大きくなり圧延後の母材
の靱性が低下するので、加熱温度は１１５０℃以下とす
る。従って、スラブの加熱温度は１１００〜１１５０℃
とする。
【００１６】熱間圧延は最終圧下直前の鋼板表面が８７
５〜９２５℃となるように仕上げる。これは、母材の低
温靱性、とりわけ脆性破壊伝播停止特性を得るために
は、図１に示すように９２５℃以下の温度で熱間圧延を
仕上げる必要があるためである。一方、クラッド材の耐
食性を得るためには、クラッド材の再結晶組織を得る必
要があり、このために図２に示すように８７５℃以上の
仕上温度を必要とする。
５〜９２５℃となるように仕上げる。これは、母材の低
温靱性、とりわけ脆性破壊伝播停止特性を得るために
は、図１に示すように９２５℃以下の温度で熱間圧延を
仕上げる必要があるためである。一方、クラッド材の耐
食性を得るためには、クラッド材の再結晶組織を得る必
要があり、このために図２に示すように８７５℃以上の
仕上温度を必要とする。
【００１７】圧延終了後、クラッド鋼板を３〜５分間放
冷する。これは、放冷の間に８７５〜９２５℃で圧延を
終了したクラッド鋼板の顕熱を活用してクラッド材を再
結晶させるためで、少なくとも３分以上の放冷時間が必
要である。しかし、放冷時間が長くなると、クラッド材
がいわゆる鋭敏化温度に達し、耐食性が劣化する。ま
た、母材も水冷開始前にフェライト変態が始まるので、
水冷後の組織が空冷組織＋水冷組織の混合状態となり、
靱性を確保する上で好ましくない。従って、圧延後の放
冷は５分以内とする。
冷する。これは、放冷の間に８７５〜９２５℃で圧延を
終了したクラッド鋼板の顕熱を活用してクラッド材を再
結晶させるためで、少なくとも３分以上の放冷時間が必
要である。しかし、放冷時間が長くなると、クラッド材
がいわゆる鋭敏化温度に達し、耐食性が劣化する。ま
た、母材も水冷開始前にフェライト変態が始まるので、
水冷後の組織が空冷組織＋水冷組織の混合状態となり、
靱性を確保する上で好ましくない。従って、圧延後の放
冷は５分以内とする。
【００１８】しかる後当該クラッド鋼板を５５０〜３５
０℃の温度に１０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷す
る。これは、クラッド材に対して、鋭敏化温度範囲を１
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で水冷して、炭化物などの
析出を抑制して鋭敏化を防止するためである。また、母
材に対して、フェライト変態温度域を水冷して冷却速度
を高め、フェライト粒径を細粒化して高靱性化するとと
もに、ベイナイト変態を促進して高強度化を行うためで
ある。水冷速度が大きくなり過ぎると、母材が必要以上
に高強度化して靱性低下が生じるので、水冷速度は５０
℃／ｓｅｃを上限とする。水冷停止温度は、母材のフェ
ライト変態温度域が終了する５５０℃以下とする。５５
０℃まで水冷すれば、クラッド材の鋭敏化も避けること
ができる。水冷停止温度が３５０℃未満となると、母材
に島状マルテンサイトなどの低温靱性を阻害する低温変
態生成物が生じるので、水冷停止温度の下限は３５０℃
とする。
０℃の温度に１０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷す
る。これは、クラッド材に対して、鋭敏化温度範囲を１
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で水冷して、炭化物などの
析出を抑制して鋭敏化を防止するためである。また、母
材に対して、フェライト変態温度域を水冷して冷却速度
を高め、フェライト粒径を細粒化して高靱性化するとと
もに、ベイナイト変態を促進して高強度化を行うためで
ある。水冷速度が大きくなり過ぎると、母材が必要以上
に高強度化して靱性低下が生じるので、水冷速度は５０
℃／ｓｅｃを上限とする。水冷停止温度は、母材のフェ
ライト変態温度域が終了する５５０℃以下とする。５５
０℃まで水冷すれば、クラッド材の鋭敏化も避けること
ができる。水冷停止温度が３５０℃未満となると、母材
に島状マルテンサイトなどの低温靱性を阻害する低温変
態生成物が生じるので、水冷停止温度の下限は３５０℃
とする。
【００１９】
【実施例】表１に化学成分を示すＡＰＩグレードＸ６５
のラインパイプ用のスラブを母材とし、表２に化学成分
を示す高Ｎｉ合金をクラッド材として、熱間圧延素材と
してのサンドイッチ状のスラブを組み立てた。母材のス
ラブ厚は１６２ｍｍ、クラッド材の厚さは２８ｍｍで、
組み立て後のスラブ厚は３８０ｍｍとなった。この組み
立てスラブを表３に示す圧延条件で全厚が４０ｍｍとな
るまで圧延した。各条件で製造した１組のクラッド鋼板
の板厚は約２０ｍｍで、その内、クラッド材の厚さは圧
延時に組み合わせた上下のクラッド鋼板の平均で約３．
０ｍｍとなった。
のラインパイプ用のスラブを母材とし、表２に化学成分
を示す高Ｎｉ合金をクラッド材として、熱間圧延素材と
してのサンドイッチ状のスラブを組み立てた。母材のス
ラブ厚は１６２ｍｍ、クラッド材の厚さは２８ｍｍで、
組み立て後のスラブ厚は３８０ｍｍとなった。この組み
立てスラブを表３に示す圧延条件で全厚が４０ｍｍとな
るまで圧延した。各条件で製造した１組のクラッド鋼板
の板厚は約２０ｍｍで、その内、クラッド材の厚さは圧
延時に組み合わせた上下のクラッド鋼板の平均で約３．
０ｍｍとなった。
【００２０】クラッド鋼板のクラッド材から腐食試験片
を作製し、１０％塩化第二鉄溶液中で４８時間腐食試験
を行い、臨界孔食温度を求めた。一般的な耐孔食性の評
価基準に従い、臨界孔食温度が３２．５℃以上の場合に
優れた耐食性を有すると見なした。クラッド材の臨界孔
食温度が３２．５℃以上の場合、当該クラッド材は十分
な溶体化が行われているので、サワー環境中でも優れた
耐食性、耐応力腐食割れ性を示す。
を作製し、１０％塩化第二鉄溶液中で４８時間腐食試験
を行い、臨界孔食温度を求めた。一般的な耐孔食性の評
価基準に従い、臨界孔食温度が３２．５℃以上の場合に
優れた耐食性を有すると見なした。クラッド材の臨界孔
食温度が３２．５℃以上の場合、当該クラッド材は十分
な溶体化が行われているので、サワー環境中でも優れた
耐食性、耐応力腐食割れ性を示す。
【００２１】また、クラッド鋼板の母材から圧延方向に
垂直にＤＷＴＴ試験片を作製し、衝撃試験を行った。母
材の低温靱性は、ＤＷＴＴ試験で求められる延性破面率
が８５％となる温度で評価し、その温度が−２０℃以下
となる場合、優れた靱性を有すると見なした。表４に示
すように、本発明に従う条件でクラッド鋼板を製造した
場合には、優れた耐食性と低温靱性を具備したクラッド
鋼板が得られた。
垂直にＤＷＴＴ試験片を作製し、衝撃試験を行った。母
材の低温靱性は、ＤＷＴＴ試験で求められる延性破面率
が８５％となる温度で評価し、その温度が−２０℃以下
となる場合、優れた靱性を有すると見なした。表４に示
すように、本発明に従う条件でクラッド鋼板を製造した
場合には、優れた耐食性と低温靱性を具備したクラッド
鋼板が得られた。
【００２２】しかし、比較例１〜３では化学成分が、比
較例４〜１３では圧延冷却条件が本発明による条件を逸
脱しているために、クラッド材の耐食性または母材の低
温靱性が所望のレベル以下に低下する。
較例４〜１３では圧延冷却条件が本発明による条件を逸
脱しているために、クラッド材の耐食性または母材の低
温靱性が所望のレベル以下に低下する。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】
【発明の効果】本発明により、大径ラインパイプ用の耐
サワー性と低温靱性に優れたクラッド鋼板がオフライン
の熱処理を行うことなく製造できるので工業的効果は甚
だしく大きい。
サワー性と低温靱性に優れたクラッド鋼板がオフライン
の熱処理を行うことなく製造できるので工業的効果は甚
だしく大きい。
【図１】母材のＤＷＴＴ試験で延性破面率が８５％とな
る温度が−２０℃以下となる優れた低温靱性を得るため
には、最終圧下直前の鋼板表面温度を９２５℃以下とす
る必要があることを示す図である。
る温度が−２０℃以下となる優れた低温靱性を得るため
には、最終圧下直前の鋼板表面温度を９２５℃以下とす
る必要があることを示す図である。
【図２】最終圧下直前の鋼板表面温度が９２５℃以下で
もクラッド材の再結晶組織、すなわち優れた耐食性を安
定して確保するためにはＴｉ＋Ｎｂ≦０．２％とする必
要があり、またＴｉ、Ｎｂ量を低減しても最終圧下直前
の鋼板表面温度は８７５℃以上にする必要があることを
示す図である。
もクラッド材の再結晶組織、すなわち優れた耐食性を安
定して確保するためにはＴｉ＋Ｎｂ≦０．２％とする必
要があり、またＴｉ、Ｎｂ量を低減しても最終圧下直前
の鋼板表面温度は８７５℃以上にする必要があることを
示す図である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−235243（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−214446（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−229819（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−225622（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０３％以下、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｍｎ：０．０２〜０．５％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．００５０％以下、 Ｎｉ：６０〜６５％、 Ｃｒ：２０〜２５％、 Ｍｏ：６〜８％、 Ａｌ：０．０５〜０．２％、 Ｃａ：０．００１０〜０．００６０％、 を含み、 Ｔｉ：０．０１〜０．２％、 Ｎｂ：０．０１〜０．２％、 の１種または２種を０．０１％≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．２％
の範囲で含有し、その他不可避的不純物よりなるＮｉ系
高合金をクラッド材とし、低合金鋼を母材として、低合
金鋼（母材）／高合金（クラッド材）／高合金（クラッ
ド材）／低合金鋼（母材）のように重ね合わせて組み立
てたスラブを圧延して２組のクラッド鋼板を製造するに
際して、当該スラブを１１００〜１１５０℃に加熱し、
熱間圧延を最終圧下直前の鋼板表面が８７５〜９２５℃
となるように行い、圧延終了後当該鋼板を３〜５分間放
冷し、しかる後５５０〜３５０℃の温度に１０〜５０℃
／ｓｅｃの冷却速度で水冷し、以後放冷することを特徴
とする耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金クラッ
ド鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4020286A JP2618785B2 (ja) | 1992-02-05 | 1992-02-05 | 耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金クラッド 鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4020286A JP2618785B2 (ja) | 1992-02-05 | 1992-02-05 | 耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金クラッド 鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05214499A JPH05214499A (ja) | 1993-08-24 |
| JP2618785B2 true JP2618785B2 (ja) | 1997-06-11 |
Family
ID=12022929
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4020286A Expired - Lifetime JP2618785B2 (ja) | 1992-02-05 | 1992-02-05 | 耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金クラッド 鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2618785B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2977478B1 (en) | 2013-05-09 | 2019-03-06 | JFE Steel Corporation | Nickel alloy clad steel having excellent grain boundary corrosion resistance properties, and method for producing same |
| CN103290267B (zh) * | 2013-06-20 | 2015-09-09 | 南通市今日高科技材料有限公司 | 牙科用镍铬烤瓷合金圆盘材料的制作方法 |
| US10112254B2 (en) * | 2014-08-21 | 2018-10-30 | Huntington Alloys Corporation | Method for making clad metal pipe |
| DE102016115026B4 (de) * | 2016-08-12 | 2018-03-08 | Vdm Metals International Gmbh | Verfahren zur Herstellung von walzplattierten Blechen sowie walzplattierte Bleche |
-
1992
- 1992-02-05 JP JP4020286A patent/JP2618785B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05214499A (ja) | 1993-08-24 |
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