JPH07290245A

JPH07290245A - 大径クラッド鋼管の製造方法

Info

Publication number: JPH07290245A
Application number: JP9117094A
Authority: JP
Inventors: Yoshinori Ogata; 佳紀尾形; Hiroshi Tamehiro; 博為広
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-04-28
Filing date: 1994-04-28
Publication date: 1995-11-07

Abstract

(57)【要約】【目的】ＴＭＣＰによって優れた合わせ材の耐食性と
母材の低温靭性、耐サワー性を同時に達成し、かつそれ
を高品質なクラッド鋼管に製造する方法。【構成】極低Ｓ−Ｃａ処理した低Ｃ−高Ｎｂ−微量Ｔ
ｉと必要に応じてＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ添加鋼母
材にステンレス鋼やニッケル基合金の合わせ材をシール
溶接してサンドイッチスラブを組み立て、これを特定の
ＴＭＣＰ条件でクラッド鋼板に製造し、しかる後内外面
の溶接金属成分を特定の成分となるようにして内外面を
一層潜弧溶接して高品質なクラッド鋼管を製造する。【効果】ＴＭＣＰによる高品質なクラッド鋼板の製造
と、高品質なクラッド鋼管の製造が可能となり、諸特性
の向上によってパイプラインの安全性が著しく向上し
た。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はステンレス鋼またはニッ
ケル基合金など耐食性の優れた高合金の合わせ材と低合
金鋼の母材と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
（Ｈ₂Ｓ，ＣＯ₂，Ｃｌ^-）を多く含有する原油・天然
ガス輸送ラインパイプに、ステンレス鋼、ニッケル基合
金を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の需要がますま
す増加する傾向にある。従来、このような鋼管は圧延で
製造したクラッド鋼板を成形、シーム溶接後、鋼管全体
を再加熱・水冷（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低かった。そこで
最近、溶体化処理を省略し圧延のままで良好な諸特性を
達成できる技術（たとえば特開昭６０−２１６９８４、
６２−１６８９２、６３−１３０２８３号公報）が発明
され、クラッド鋼板の製造技術は飛躍的に進歩した。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かった。

【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タングステン・イナートガス
（ＴＩＧ）溶接法（たとえば特開昭６０−１５４８７５
号公報）が多く適用されていたが、この溶接法は溶接速
度が極めて遅く、クラッド鋼管の安定大量生産の大きな
障害となっていた。本発明者らは、これらの問題を解決
するため、新しいクラッド鋼管の製造方法を発明した
（特開平４−３１９０８号公報）。しかし、これらの方
法も母材の耐サワー性（水素誘起割れ性：ＨＩＣおよび
硫化物応力腐食割れ：ＳＳＣに対する抵抗）や溶接金属
の耐食性、健全性（耐高温割れ性）に問題を有してい
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（溶接金属を含む）の耐食性
と母材の強度、低温靭性、耐サワー性を同時に達成でき
る大径クラッド鋼管の製造０技術を提供するものであ
る。さらに本発明では高能率な潜弧溶接法がシーム溶接
に適用され、高品質（優れた諸特性と健全性）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、ステン
レス鋼またはニッケル基合金の合わせ材と重量％で、Ｃ
：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、
Ｎｂ：０．０８〜０．１２％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３％Ａｌ：０．０６％以下、Ｃａ：０．００
１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６
％に必要に応じて、さらに、Ｖ：０．０１〜０．１０％Ｎｉ：０．０５〜１．００％Ｃｕ：０．０５〜１．００％Ｍｏ：０．０５〜０．３０％Ｃｒ：０．０５〜０．３０％の１種または２種以上を含有し、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シール
溶接してスラブを組み立て、これを１１００〜１２５０
℃の温度に再加熱後、全圧下比５以上、圧延終了温度９
００〜１０００℃で圧延を行い、６０〜２００秒間空冷
した後、８００℃以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却
速度で６００℃以下の任意の温度まで冷却してクラッド
鋼板を製造し、次いで合わせ材を内側にして曲げ成形を
行い、鋼管内側のシーム溶接金属が{(合わせ材のＣｒ＋
３．３Ｍｏ量）＋２．０}(％）以上のＣｒ＋３．３Ｍｏ
（％）を有し、かつフェライト量を３〜１２％含有、ま
た外側のシーム溶接金属がフェライト量を３〜１２％含
有するように、高品位な溶接材料を使用して鋼管の内外
面から１パスの潜弧溶接をすることを特徴とする大径ク
ラッド鋼管の製造方法。

【０００６】本発明のステンレス鋼とは、オーステナイ
ト系およびオーステナイト・フェライト２相系を意味
し、ニッケル基合金とはインコロイ８２５、インコネル
６２５などの耐食材料である。また母材は圧延方向と直
角方向において、強度がＸ５２以上（ＡＰＩ規格）、低
温靭性がシャルピー試験における−３０℃の吸収エネル
ギー≧１００Ｊ、破面遷移温度≦−４０となるような高
強度、高靭性の低合金鋼である。

【０００７】以下、本発明のクラッド鋼管製造法につい
て詳細に説明する。まずクラッド鋼板の製造法である
が、その特徴は組み立てスラブを高温で圧延を終了、
適当な時間空冷した後、水冷すること、および母材成
分系を極低Ｓ−Ｃａ処理した低Ｃ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系
として、合わせ材の優れた耐食性と母材の優れた強度、
低温靭性、耐サワー性を同時に達成していることであ
る。本発明者らの研究の結果、合わせ材において優れた
耐食性（耐孔食性）を得るためには、再加熱時に合金元
素を十分に溶体化、これを高温で圧延、適当な時間空冷
してオーステナイト組織を再結晶させ、かつ急冷してσ
相、α′相（Ｃｒ炭化物）などの析出を抑制しなければ
ならないことが明らかになった。しかしながら合わせ材
のオーステナイト組織が再結晶するような高温で圧延を
行うと、母材の結晶粒の微細化が不十分となってライン
パイプとして必要な低温靭性、耐サワー性を得ることが
できない。このため高温で圧延を終了しても強度・靭性
バランス、耐サワー性の良好な成分系について検討を行
った。その結果、母材成分として極低Ｓ−Ｃａ処理した
低Ｃ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系が有効であることを見出し、
これを適用した新しいクラッド鋼板の製造法を発明し
た。

【０００８】本発明では以下の方法でスラブを組み立て
る、まず低合金鋼母材の表面に合わせ材を重ね合わせ、
四周をシール溶接してスラブを組み立てる。この際、母
材および合わせ材の接着面はあらかじめ機械加工（また
は研磨）して平滑にし、洗浄・脱脂および真空ポンプに
よる脱気を実施する。さらに、このようにして組み立て
た２つのスラブの合わせ材面を分離剤を介して密着さ
せ、四周を溶接していわゆるサンドイッチスラブを組み
立てる。この方法では、圧延した鋼板の四周を切断、分
離すると、１回の圧延で２枚のクラッド鋼板を製造する
ことが可能である。

【０００９】本発明の再加熱・圧延・冷却条件について
説明する。本発明ではサンドイッチスラブを１１００〜
１２５０℃の範囲に再加熱する。これらは合わせ材の耐
食性と母材の諸特性を確保するために必要である。合わ
せ材において優れた耐食性を得るために、合金元素を十
分に溶体化し、かつ圧延終了温度を９００℃以上として
圧延後、オーステナイト組織を再結晶させるためには最
低１１００℃以上で再加熱する必要がある。しかし再加
熱温度が１２５０℃超になると、母材のオーステナイト
粒が粗大化し、圧延後の結晶粒も大きくなって低温靭性
や耐サワー性が劣化する。したがって再加熱温度の上限
は１２５０℃である。

【００１０】再加熱したスラブは全圧下比５以上で圧延
し、圧延終了温度を９００〜１０００℃としなければな
らない。圧下比を５以上とした理由は、（１）合わせ材
と母材を冶金学的に完全に結合させると同時に、（２）
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、合わせ材と母材は冶金学的に結合して
いることが好ましく、このためには圧下比は大きいほど
望ましい。最低圧下比は合わせ材の種類、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９００〜１０
００℃で終了させる。圧延終了温度が９００℃以下であ
ると、合わせ材の組織が十分に再結晶せず耐食性（たと
えば耐孔食性、試験条件１０％ＦｅＣｌ₃・６Ｈ₂Ｏ溶
液で４８時間浸漬、ＡＳＴＭＧ４８規格）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
高いほど望ましい。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、耐サワー性の劣化
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、８００℃以上の温度から５〜４０℃／秒
の冷却速度で６００℃以下の任意の温度まで冷却、その
後空冷（放冷）する。圧延後に空冷時間を設ける理由
は、合わせ材のオーステナイト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
と圧延終了温度が相当高温でない限り良好な耐食性は得
られない。圧延終了温度が９００℃以上の場合、最低６
０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圧延鋼板の温度低下を招
き、合わせ材にσ相、α′相（Ｃｒ炭化物）の析出を生
じさせるばかりか、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８００℃以上から水冷し
なければならない。このとき、σ相、α′相の析出を
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６００℃
以下まで冷却する必要がある。

【００１２】なお圧延後のクラッド鋼板を低温靭性の改
善、脱水素処理などの目的でＡｃ₁点以下の温度に再加
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。

【００１３】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およびＴｉ量を
それぞれ０．０２〜０．０７％、０．８〜１．６％、
０．０８〜０．１２％、０．００５〜０．０３％に限定
する。Ｃ，Ｍｎ量の下限の値は目的とする母材・溶接部
強度、低温靭性やＮｂ添加による析出硬化、結晶粒の微
細化効果を十分に発揮させるための最小量である。また
上限の値は、鋳造スラブの中心偏析を改善し、耐サワー
性に有害な硬化組織の低減、微細分散化と母材の優れた
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量が高すぎるとスラブ再加熱時にＣが極低Ｃの合わ
せ材へ拡散し、耐食性を劣化させるので、合わせ材の耐
食性の観点からもＣ量の上限の値を０．０７％以下に制
限する必要がある。

【００１４】本発明鋼では、必須の元素としてＮｂ：
０．０８〜０．１２％、Ｔｉ：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、鋼の強靭化作用を有する。合わせ
材の耐食性改善のため、９００℃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
０．０８％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
ド鋼板よりも優れた強度・靭性バランスが達成できる。
しかしＮｂを０．１２％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、その上限の値を０．１２
％とした。またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラ
ブ再加熱時および溶接時のオーステナイト粒の粗大化を
抑制してミクロ組織を微細化し母材および溶接熱影響部
（ＨＡＺ）の低温靭性改善に効果がある。スラブ再加熱
時のオーステナイト粒の粗大化抑制は高温で圧延を終了
する本発明鋼においては特に重要である。このようなＴ
ｉＮの効果を十分に発揮させるには、最低０．００５％
のＴｉの添加が必要である。しかしＴｉ量が多すぎる
と、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低
温靭性が劣化するので、その上限の値は０．０３％に制
限しなければならない。

【００１５】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓをそれぞれ０．０１５％、０．００１０％以下とし、
Ｃａを０．００１〜０．００５％添加する。この主たる
理由は耐サワー性（ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性）の改善と母
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量の低減は鋳造スラブの中心偏析を低減し耐サワ
ー性を向上させるとともに、粒界破壊を防止し低温靭性
を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低
減して耐サワー性や延靭性を向上させる効果がある。Ｃ
ａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上
（シャルピー試験の吸収エネルギーの増加など）させる
ほか、水素誘起割れ、硫化物応力腐食割れに対する抵抗
力の向上にも著しい効果を発揮する。しかしＣａ量が
０．００１％以下では実用上効果がなく、また０．００
５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成し
てクラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害する
だけでなく、現地溶接性にも悪影響をおよぼす。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、耐硫化物応力腐食割れ性を改善
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）を０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．
０とすることが特に有効である。

【００１６】次にその他の元素の限定理由について説明
する。Ｓｉは一般に脱酸や強度向上のため、添加する元
素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化
させるので、上限の値を０．６％とした。鋼の脱酸はＴ
ｉあるいはＡｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添
加する必要はない。

【００１７】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素
で組織の微細化にも効果を有する。Ａｌ量が０．０６％
を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を
害するので、上限の値を０．０６％とした。しかし脱酸
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。

【００１８】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および
溶接時にオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靭
性、ＨＡＺ靭性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。しかし多すぎるとスラブ表面疵
や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因となるので、そ
の上限の値は０．００６％に抑える必要がある。

【００１９】Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｃｒ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、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・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べき性質のものである。

【００２０】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して格段に弱い。その上限の値は現
地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１０％である。

【００２１】Ｎｉは現地溶接性、ＨＡＺ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
の上限の値を１．００％とした。

【００２２】Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性にも効果
があるが、１．００％を超えると鋳造、熱間圧延時にＣ
ｕクラックが発生し、製造が困難になる。このため上限
の値を１．００％とした。

【００２３】Ｃｒ，ＭｏはともにＴＭＣＰ鋼においては
強度・靭性バランスの向上効果を有する。しかし多く添
加すると現地溶接性やＨＡＺ靭性を害するので、その上
限の値をともに０．３％とした。

【００２４】なおＶ量の下限の値０．０１％およびＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ量の下限の値０．０５％はこれら
の元素の添加による材質上の効果が顕著になる最小量で
ある。次に本発明の溶接法について説明する。本発明で
は、上記の方法で製造したクラッド鋼板のシーム端面部
に開先加工を行い、合わせ材を内側にして曲げ成形を行
い、鋼管の内外面から１パスで潜弧溶接（シーム溶接）
を実施する。図１は本発明におけるシーム溶接法の工程
例を示したものである。ここで１は鋼管外側の低合金鋼
母材、２は鋼管内側の合わせ材（ステンレス鋼または高
合金）、３は鋼管内側の開先、４は鋼管外側の開先、５
は鋼管外側から溶接した仮付容積ビード、６は鋼管内側
の潜弧溶接ビード（内面溶接金属）、７は鋼管外側の潜
弧溶接ビード（外面溶接金属）である。

【００２５】図１（ａ）において、まず低合金鋼母材側
の開先内４に低合金鋼溶接ワイヤを使用して仮付溶接５
を行う。この溶接法に関しては特に限定しないが、通常
ＵＯＥ工場では炭酸ガスアーク溶接法が適用される。仮
付溶接後、図１（ｂ）において合わせ材側の開先３に潜
弧溶接を行い、内面溶接ビード６を形成する。次いでに
図１（ｃ）において母材側の開先４に潜弧溶接を行い、
外面溶接ビード７を形成する。鋼管内外面の潜弧溶接に
おける電極数については、特に限定しないが、１〜３電
極が望ましい。

【００２６】上記の溶接において内外面１パスの潜弧溶
接は、溶接時に希釈を考慮しすべて高品位な溶接材料を
使用して実施する必要がある。ここで高品位な溶接材料
とは、内面側については合わせ材以上の貴な成分を指
し、また外面側については内面側からの希釈があっても
マルテンサイトを生成しない成分のことである。まず内
面溶接金属においては、優れた耐食性を得るとともに溶
接金属の高温割れを防止しなければならない。このため
に内面側の溶接金属は、｛（合わせ材のＣｒ＋３．３
Ｍｏ）＋２．０｝（％）以上のＣｒ＋３．３Ｍｏ（％）
を有し、かつフェライト量が３〜１２％（フェライト
相以外はオーステナイト相）とする必要がある。溶接金
属は凝固ままの組織で、合わせ材とミクロ組織が異なる
だけでなく、成分元素のミクロ偏析をともなう。したが
って、合わせ材と同等の耐食性（耐孔食性）を達成する
には、溶接金属のＣｒ＋３．３Ｍｏ（％）≧｛（合わせ
材のＣｒ＋３．３Ｍｏ）＋２．０｝（％）とする必要が
あることがわかった。さらに溶接金属の高温割れを防止
するために、オーステナイト相に微量のフェライト相を
導入することが有効であり、本発明における特殊な潜弧
溶接法では３％以上のフェライト（主としてδフェライ
ト）を生成させる必要がある。しかしフェライト量が多
すぎると、耐食性や低温靭性の劣化を招くので、その上
限の値は１２％である。

【００２７】次に外面側の溶接金属においても高品位な
溶接材料を用いて溶接し、フェライト量を上記の理由で
３〜１２％とする必要がある。高品位な溶接材料を使用
して溶接する理由は、通常の低合金鋼用の溶接材料を使
用して溶接を行うと、高品位な内面側の溶接金属からの
成分元素（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉなど）の希釈によって、外
面側の溶接金属に硬いマルテンサイト相が生成し、溶接
割れを生じやすいためである。外面側の溶接金属の組織
をオーステナイト＋３〜１２％のフェライト組織とする
ことによって、はじめて溶接割れなどの欠陥がなく、機
械的性質も良好な潜弧溶接が可能となることが明らかに
なった。

【００２８】

【実施例】次に本発明の実施例について述べる。転炉−
連続鋳造法で種々の鋼成分の母材スラブ（厚み：２４０
mm）を製造した。このスラブを所定の厚みに圧延した
後、片表面を機械加工、所定の厚みのＳＵＳ３１７Ｌま
たはインコロイ８２５合わせ材（圧延後のクラッド鋼板
の合わせ材厚みが３mmになるように調整）と重ね合わせ
て、四周を真空引きを行いながらシール溶接した。さら
に、このようにして製造したスラブを分離剤を介して２
枚重ね合わせ、四周を溶接してサンドイッチスラブを組
み立てた。なお低合金鋼と合わせ材の接着面はすべて機
械加工で平滑にし、洗浄・脱脂を行った。

【００２９】サンドイッチスラブを種々の条件で再加熱
・圧延・冷却してクラッド鋼板を製造し、溶接材料を変
えて（合わせ材ＳＵＳ３１７Ｌ、全厚み２０mmｔのみ）
外径５０８mmのＵＯＥ鋼管を製造して、諸性質を調査し
た。母材と合わせ材の密着性は超音波探傷で調査し、母
材の機械的性質は圧延と直角な方向で調べた。また低合
金鋼母材の耐サワー性は、合わせ材を削除した試験片を
ＮＡＣＥ溶液（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ₃ＣＯＯ
Ｈ）に９６時間浸漬後、試験片表面から超音波探傷し、
試験片の割れ面積率で評価した。一方、合わせ材の耐食
性は孔食試験（試験条件：１０％ＦｅＣｌ₃・６Ｈ₂Ｏ
溶液に、ＳＵＳ３１７Ｌは２０℃で４８時間、インコロ
イ８２５は３０℃で４８時間浸漬）で評価した。さらに
溶接部は合わせ材がＳＵＳ３１７Ｌ成分材について、内
外面の溶接金属成分、溶接金属の耐食性および延靭性を
調査した。溶接金属の耐食性は孔食試験（試験条件：合
わせ材の試験条件と同じ）による孔食発生の有無、延性
は表，裏ビードの曲げ試験（ビード余盛削除、曲げ試験
条件：Ｄ＝４．５ｔ）によって溶接金属の開口有無、靭
性は外面側の溶接金属から標準サイズのシャルピー試験
片を採取して、また溶接金属のフェライト量はフェライ
ト量測定機器を使用して評価した。

【００３０】クラッド鋼板の製造にかかわる実施例を表
１に示す。本発明にしたがって製造したクラッド鋼板
は、低合金鋼母材において優れた強度、低温靭性、耐サ
ワー性を有し、かつ合わせ材においても優れた耐食性を
有した。これに対して比較鋼は母材の化学成分またはク
ラッド鋼板の製造条件が適切でなく、いずれかの特性が
劣る。鋼７はＣ量が多いために母材の低温靭性、耐サワ
ー性および合わせ材の耐食性が悪い。鋼８はＭｎ量が高
いために、母材の耐サワー性が劣る。鋼９においてはＮ
ｉ，Ｃｕの添加がないために、母材の強度、低温靭性、
耐サワー性が劣る。鋼１０はＮｂ量が少ないために、母
材の強度、低温靭性、耐サワー性が悪い。鋼１１はＴｉ
が添加されていないため、低温靭性、耐サワー性が劣
る。鋼１２，１３はそれぞれＣａが添加されていない
か、Ｓ量が高いため、母材の耐サワー性が悪い。鋼１４
はスラブ再加熱温度が低すぎるため、母材の強度、耐サ
ワー性、母材と合わせ材の密着性および合わせ材の耐食
性が劣る。鋼１５は圧下比が小さいため、母材強度、母
材と合わせ材との密着性、母材の低温靭性が劣る。鋼１
６は圧延後の空冷時間が短いため、合わせ材の耐食性が
悪い。鋼１７は水冷開始温度が低すぎるため、母材の強
度、低温靭性、耐サワー性および合わせ材の耐食性が劣
る。鋼１８は圧延後、空冷のため、母材の強度、耐サワ
ー性および合わせ材の耐食性が劣る。

【００３１】次に、シーム溶接部（溶接金属）にかかわ
る実施例としてクラッド鋼の成分を表２、鋼管の製造条
件を表３、溶接金属の諸特性調査結果を表４に示す。本
発明によって溶接した溶接金属は、内面側では耐食性、
延性、また外面側では靭性および延性ともに優れた特性
を有した。これに対して、比較材では溶接金属の成分が
適切でなくどちらかの特性が劣る。すなわち、内面側の
記号ＧはＣｒ＋３．３Ｍｏ量が合わせ材のそれとほとん
ど差がないために耐食性が劣る。また、記号Ｈはフェラ
イト量が多すぎるために耐食性が劣る。さらに記号Ｉは
フェライト量がまったくなく、曲げ延性が劣る。一方外
面側の記号Ｊはフェライト量が全くなく、曲げ延性が劣
り、記号Ｋは逆にフェライト量が多いために低温靭性が
劣る。

【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を溶体化処理する
ことなく、高品質の大径クラッド鋼管が製造できるよう
になった。その結果、省エネルギー・省工程が可能にな
るとともに、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。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明にかかわるクラッド鋼管のシーム溶接部
の断面を示す図である。

【符号の説明】

１鋼管外側の低合金鋼母材２鋼管内側の合わせ材３合わせ材側の開先４低合金鋼母材側の開先５低合金鋼母材側の開先内の仮付溶接ビード６合わせ材側の潜弧溶接ビード（内面溶接金属）７低合金母材側の潜弧溶接ビード（外面溶接金属）

───────────────────────────────────────────────────── 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 20/04 ＥＣ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｚ 38/14 38/50

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】ステンレス鋼またはニッケル基合金の合
わせ材と重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．０１５％
以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｎｂ：０．０８〜
０．１２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０６％以
下、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜
０．００６％、さらに、Ｖ：０〜０．１０％（無添加の場合を含む）、Ｎｉ：０〜１．００％（無添加の場合を含む）、Ｃｕ：０〜１．００％（無添加の場合を含む）、Ｍｏ：０〜０．３０％（無添加の場合を含む）、Ｃｒ：０〜０．３０％（無添加の場合を含む）、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シール溶接してスラブを組み立て、
これを１１００〜１２５０℃の温度に再加熱後、全圧下
比５以上、圧延終了温度９００〜１０００℃で圧延を行
い、６０〜２００秒間空冷した後、８００℃以上の温度
から５〜４０℃／秒の冷却速度で６００℃以下の任意の
温度まで冷却してクラッド鋼板を製造し、次いで合わせ
材を内側にして曲げ成形を行い、鋼管内側のシーム溶接
金属が｛（合わせ材のＣｒ＋３．３Ｍｏ量）＋２．０｝
（％）以上のＣｒ＋３．３Ｍｏ（％）を有し、かつフェ
ライト量を３〜１２％含有、また外側のシーム溶接金属
がフェライト量を３〜１２％含有するように、高品位な
溶接材料を使用して鋼管の内外面から１パスの潜弧溶接
をすることを特徴とする大径クラッド鋼管の製造方法。