JPH0825040B2 - 優れた低温靭性を有するクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
優れた低温靭性を有するクラッド鋼板の製造方法Info
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- JPH0825040B2 JPH0825040B2 JP4991692A JP4991692A JPH0825040B2 JP H0825040 B2 JPH0825040 B2 JP H0825040B2 JP 4991692 A JP4991692 A JP 4991692A JP 4991692 A JP4991692 A JP 4991692A JP H0825040 B2 JPH0825040 B2 JP H0825040B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は合わせ材として、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
金を、母材として特定の低合金鋼（低Ｃ−Ｍｎ−高Ｎｂ
−微量Ｔｉ）を使用し、圧延ままで耐食性の優れたクラ
ッド鋼板の製造方法に関するものである。
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
金を、母材として特定の低合金鋼（低Ｃ−Ｍｎ−高Ｎｂ
−微量Ｔｉ）を使用し、圧延ままで耐食性の優れたクラ
ッド鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】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、ステンレス鋼やニッケ
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、最近、溶体化処理を省略し圧延ままで目標とする
特性を達成する技術が開発されている（例えば特開昭６
０−２１６９８４号公報、特開昭６２−１６８９２号公
報、特開昭６３−１３０２８３号公報）。
（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、ステンレス鋼やニッケ
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、最近、溶体化処理を省略し圧延ままで目標とする
特性を達成する技術が開発されている（例えば特開昭６
０−２１６９８４号公報、特開昭６２−１６８９２号公
報、特開昭６３−１３０２８３号公報）。
【０００３】しかし、これらの方法では圧延ままで合わ
せ材の優れた耐食性、母材の強度・低温靭性を得ること
はきわめて困難である。これは、「合わせ材の耐食性は
高温（９００℃以上）で圧延するほど向上し、一方、母
材の低温靭性は低温で圧延するほど向上する」などの理
由による。その結果、従来の技術では圧延温度の低下が
強いられ、クラッド鋼板の耐食性が犠牲にされる側面が
あった。
せ材の優れた耐食性、母材の強度・低温靭性を得ること
はきわめて困難である。これは、「合わせ材の耐食性は
高温（９００℃以上）で圧延するほど向上し、一方、母
材の低温靭性は低温で圧延するほど向上する」などの理
由による。その結果、従来の技術では圧延温度の低下が
強いられ、クラッド鋼板の耐食性が犠牲にされる側面が
あった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は圧延まま高合
金クラッド鋼板の製造（区間の溶体化処理の省略）にお
いて、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製造方法を提供するものである。
金クラッド鋼板の製造（区間の溶体化処理の省略）にお
いて、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製造方法を提供するものである。
【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合金からなる合わせ材と、重量％
でＣ：０．０２〜０．０６、Ｓｉ：０．５以下、Ｍｎ：
１．０〜１．８、Ｐ：０．０３以下、Ｓ：０．００５以
下、Ｎｂ：０．０８〜０．１５、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３、Ａｌ：０．０５以下、Ｎ：０．００２〜０．
００６に必要に応じて、さらにＮｉ：０．０５〜１．
０、Ｃｕ：０．０５〜１．０、Ｃｒ：０．０５〜０．
５、Ｍｏ：０．０５〜０．３、Ｃａ：０．００１〜０．
００５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
溶接してスラブを組み立て、これを１１００〜１２５０
℃の温度範囲に加熱後、１０００℃を超える温度から圧
延を開始し、１０００℃以下での圧下比を３以上、総圧
下比を５以上として、圧延終了温度９００〜１０００℃
で圧延し、３０〜２００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、その後空冷することを特徴とする
低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法である。
レス鋼またはニッケル合金からなる合わせ材と、重量％
でＣ：０．０２〜０．０６、Ｓｉ：０．５以下、Ｍｎ：
１．０〜１．８、Ｐ：０．０３以下、Ｓ：０．００５以
下、Ｎｂ：０．０８〜０．１５、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３、Ａｌ：０．０５以下、Ｎ：０．００２〜０．
００６に必要に応じて、さらにＮｉ：０．０５〜１．
０、Ｃｕ：０．０５〜１．０、Ｃｒ：０．０５〜０．
５、Ｍｏ：０．０５〜０．３、Ｃａ：０．００１〜０．
００５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
溶接してスラブを組み立て、これを１１００〜１２５０
℃の温度範囲に加熱後、１０００℃を超える温度から圧
延を開始し、１０００℃以下での圧下比を３以上、総圧
下比を５以上として、圧延終了温度９００〜１０００℃
で圧延し、３０〜２００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、その後空冷することを特徴とする
低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法である。
【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Ｘ
５２以上（ＡＰＩ規格）、低温靭性ｖＥ-30 ≧１０kgｆ
−ｍ，ｖＴｒｓ≦−６０℃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Ｘ
５２以上（ＡＰＩ規格）、低温靭性ｖＥ-30 ≧１０kgｆ
−ｍ，ｖＴｒｓ≦−６０℃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、２つの方法でスラブを組み立
てる。第１の方法は母材１の表面に合わせ材２を重ね合
わせ四周を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
組み立てた２つのスラブの合わせ材を、分離材を介して
密着させ、四周を溶接してスラブ（サンドイッチスラ
ブ）を組み立てる方法である。
てる。第１の方法は母材１の表面に合わせ材２を重ね合
わせ四周を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
組み立てた２つのスラブの合わせ材を、分離材を介して
密着させ、四周を溶接してスラブ（サンドイッチスラ
ブ）を組み立てる方法である。
【０００８】
【作用】以下本発明について詳細に説明する。本発明鋼
の特徴は、母材成分を低Ｃ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系とし、
１０００℃以下での圧下比を３以上とすることで、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。
の特徴は、母材成分を低Ｃ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系とし、
１０００℃以下での圧下比を３以上とすることで、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。
【０００９】合わせ材において優れた耐食性を得るに
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オーステナイト（γ）組織を再結晶
させ、かつ圧延後、急冷してσ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ができない。
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オーステナイト（γ）組織を再結晶
させ、かつ圧延後、急冷してσ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ができない。
【００１０】発明者らの一部はすでに、特願平２−３２
８３１０号明細書において母材成分を低Ｃ−高Ｎｂ−微
量Ｔｉ系とすることで、高温で圧延を終了しても良好な
強度・靭性が得られることを発明した。しかしながら、
圧延温度域を適正化すればさらに良好な強度・靭性が得
られることが判明し、適正な圧延条件について鋭意検討
した。その結果、低Ｃ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系において１
０００℃を超える温度から圧延を開始し、１０００℃以
下での圧下比を３以上とすることにより、極めて良好な
低温靭性が得られることを見い出した。高Ｎｂ鋼につい
ては研究された例はあるが、クラッド鋼板への応用につ
いて、各温度域での圧下比も含めた研究・適用の例はな
い。
８３１０号明細書において母材成分を低Ｃ−高Ｎｂ−微
量Ｔｉ系とすることで、高温で圧延を終了しても良好な
強度・靭性が得られることを発明した。しかしながら、
圧延温度域を適正化すればさらに良好な強度・靭性が得
られることが判明し、適正な圧延条件について鋭意検討
した。その結果、低Ｃ−高Ｎｂ−微量Ｔｉ系において１
０００℃を超える温度から圧延を開始し、１０００℃以
下での圧下比を３以上とすることにより、極めて良好な
低温靭性が得られることを見い出した。高Ｎｂ鋼につい
ては研究された例はあるが、クラッド鋼板への応用につ
いて、各温度域での圧下比も含めた研究・適用の例はな
い。
【００１１】まず、本発明の再加熱温度・圧延冷却条件
について説明する。本発明では、上記の組み立てスラブ
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
９００℃以上として圧延後、合わせ材の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、母材の結晶粒が微細化
せず低温靭性の劣化を招く。したがって、適切な再加熱
温度は１１００〜１２５０℃である。
について説明する。本発明では、上記の組み立てスラブ
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
９００℃以上として圧延後、合わせ材の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、母材の結晶粒が微細化
せず低温靭性の劣化を招く。したがって、適切な再加熱
温度は１１００〜１２５０℃である。
【００１２】本発明における特定温度域での圧下条件
は、組織の微細化による母材低温靭性の改善に極めて重
要な要件である。再加熱したスラブは１０００℃を超え
る温度から圧延を開始されなければならず、この時１０
００℃を超える温度域での圧下比を１．５以上とするこ
とが好ましい。この理由は、母材γ組織を１０００℃を
超える再結晶温度域で圧延することによって、γ粒の微
細化および整粒化をはかるためであり、圧下比を１．５
以上とすることは母材γ組織の再結晶による微細化およ
び整粒化により効果的である。
は、組織の微細化による母材低温靭性の改善に極めて重
要な要件である。再加熱したスラブは１０００℃を超え
る温度から圧延を開始されなければならず、この時１０
００℃を超える温度域での圧下比を１．５以上とするこ
とが好ましい。この理由は、母材γ組織を１０００℃を
超える再結晶温度域で圧延することによって、γ粒の微
細化および整粒化をはかるためであり、圧下比を１．５
以上とすることは母材γ組織の再結晶による微細化およ
び整粒化により効果的である。
【００１３】続いて１０００℃以下での圧下比が３以上
となるように圧延されなければならない。この理由は、
母材γ組織を１０００℃以下の未再結晶温度域で強圧下
することによってγ粒の伸延化、γ粒内への加工歪
の導入をはかり、γ→α変態時の核生成サイトであるγ
粒界や加工歪を増加させることでより微細な母材最終組
織を得るためである。１０００℃以下での圧下比が３未
満であると、γ粒の伸延化が不十分なためにγ→α変態
時の核生成サイトであるγ粒界の面積が少なく、同様に
核生成サイトであるγ粒内の加工歪量も少ないために、
変態後の母材最終組織は十分な微細化がなされず、優れ
た母材低温靭性は得られない。
となるように圧延されなければならない。この理由は、
母材γ組織を１０００℃以下の未再結晶温度域で強圧下
することによってγ粒の伸延化、γ粒内への加工歪
の導入をはかり、γ→α変態時の核生成サイトであるγ
粒界や加工歪を増加させることでより微細な母材最終組
織を得るためである。１０００℃以下での圧下比が３未
満であると、γ粒の伸延化が不十分なためにγ→α変態
時の核生成サイトであるγ粒界の面積が少なく、同様に
核生成サイトであるγ粒内の加工歪量も少ないために、
変態後の母材最終組織は十分な微細化がなされず、優れ
た母材低温靭性は得られない。
【００１４】また、総圧下比を５以上とする理由は、合
わせ材と母材を冶金的に完全に密着させるためである。
したがって、総圧下比は大きいほど好ましい。最低総圧
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。
わせ材と母材を冶金的に完全に密着させるためである。
したがって、総圧下比は大きいほど好ましい。最低総圧
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。
【００１５】本発明では、圧延終了温度を９００℃〜１
０００℃の範囲としている。圧延終了温度が９００℃未
満であると、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、試験状態：１０％ＦｅＣｌ3 ・６
Ｈ2 Ｏ溶液で４８時間浸漬）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は高いほど好まし
い。しかし圧延終了温度が高過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。
０００℃の範囲としている。圧延終了温度が９００℃未
満であると、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、試験状態：１０％ＦｅＣｌ3 ・６
Ｈ2 Ｏ溶液で４８時間浸漬）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は高いほど好まし
い。しかし圧延終了温度が高過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。
【００１６】さらに本発明では、圧延終了後３０〜２０
０秒間冷却し、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。
０秒間冷却し、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。
【００１７】圧延終了温度が９００℃以上の場合、最低
３０秒の空冷時間が必要である（望ましくは６０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相（Ｃｒ炭化物）などの析出を生じさせる。
または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。
３０秒の空冷時間が必要である（望ましくは６０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相（Ｃｒ炭化物）などの析出を生じさせる。
または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。
【００１８】つぎに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・靭性および合わせ材の耐食性
を確保するために、Ｃ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ量をそれぞれ
重量％で、０．０２〜０．０６，１．０〜１．８，０．
０８〜０．１５，０．００５〜０．０３に限定する。
Ｃ，Ｍｎ量の下限は、Ｎｂ添加による析出硬化、結晶粒
微細化効果によって、母材および溶接部が目的とする強
度・靭性を確保するための最小量である。また上限は母
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Ｃ量が高過ぎると組み立てスラブの再加熱時
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面からも母材のＣ量を
０．０６％以下に制限する必要がある。
て説明する。母材の強度・靭性および合わせ材の耐食性
を確保するために、Ｃ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ量をそれぞれ
重量％で、０．０２〜０．０６，１．０〜１．８，０．
０８〜０．１５，０．００５〜０．０３に限定する。
Ｃ，Ｍｎ量の下限は、Ｎｂ添加による析出硬化、結晶粒
微細化効果によって、母材および溶接部が目的とする強
度・靭性を確保するための最小量である。また上限は母
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Ｃ量が高過ぎると組み立てスラブの再加熱時
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面からも母材のＣ量を
０．０６％以下に制限する必要がある。
【００１９】本発明鋼では必須の元素としてＮｂ：０．
０８〜０．１５％、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、鋼を強靭化する効果を有する。合わせ
材の耐食性のため、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靭性が
劣化するのでその上限を０．１５％とした。
０８〜０．１５％、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、鋼を強靭化する効果を有する。合わせ
材の耐食性のため、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靭性が
劣化するのでその上限を０．１５％とした。
【００２０】またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、ス
ラブ再加熱時や溶接時にγ粒の粗大化を抑制し、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する本発明鋼においては特に重要
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。
ラブ再加熱時や溶接時にγ粒の粗大化を抑制し、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する本発明鋼においては特に重要
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。
【００２１】つぎにその他の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は必ずしも添加する必要はない。
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は必ずしも添加する必要はない。
【００２２】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量の低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎ
Ｓ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量の低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎ
Ｓ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。
【００２３】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が害す
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が害す
るので、上限を０．０５％とした。
【００２４】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０．００６％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０．００６％以下に抑える必要がある。
【００２５】つぎに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ずから制限
される性質のものである。
加する理由について説明する。基本となる成分にこれら
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ずから制限
される性質のものである。
【００２６】Ｎｉは溶接性、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、その上限を
１．０％とした。
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。
【００２７】Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性に効果が
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がある。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Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏの下限０．００５％は、これらの
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。
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がある。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Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏの下限０．００５％は、これらの
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。
【００２８】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靭性を向上させる（シャルピー吸収エネルギーの増
加など）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０．００１％以下では実用
上効果はなく、また０．００５％以上添加するとＣａ
Ｏ，ＣａＳが大量に生成して大型介在物を形成し、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０．００１〜０．０
０５％に制限した。
低温靭性を向上させる（シャルピー吸収エネルギーの増
加など）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０．００１％以下では実用
上効果はなく、また０．００５％以上添加するとＣａ
Ｏ，ＣａＳが大量に生成して大型介在物を形成し、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０．００１〜０．０
０５％に制限した。
【００２９】なお、耐水素誘起割れ性の改善にはＳ，Ｏ
量をそれぞれ０．００１，０．００２％以下に低減し、
ＭｎＳの形態制御に有効なＣａ量とＳ量とのバランスを
表わす指標であるＥＳＳＰ（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ ｓｕ
ｌｐｈｉｄｅ ｓｈａｐｅｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ ｐ
ａｒａｍｅｔｅｒ）を ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５（Ｓ）≧１ とすることが特に有効である。
量をそれぞれ０．００１，０．００２％以下に低減し、
ＭｎＳの形態制御に有効なＣａ量とＳ量とのバランスを
表わす指標であるＥＳＳＰ（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ ｓｕ
ｌｐｈｉｄｅ ｓｈａｐｅｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ ｐ
ａｒａｍｅｔｅｒ）を ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５（Ｓ）≧１ とすることが特に有効である。
【００３０】本発明は厚板ミルに適用することが最も好
ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性に優れている
ので、寒冷地におけるラインパイプに最も適する。
ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性に優れている
ので、寒冷地におけるラインパイプに最も適する。
【００３１】
【実施例】転炉−連続鋳造で種々の鋼成分を母材スラブ
（厚み２４０mm）を製造した。このスラブを所定の厚み
に圧延した後、スラブの片表面を機械的に平削し、種々
の厚みのステンレス鋼（ＳＵＳ３１６Ｌ）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３
mm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
離材を介して重ね合わせ、四周を溶接してサンドイッチ
スラブを組み立てた。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。
（厚み２４０mm）を製造した。このスラブを所定の厚み
に圧延した後、スラブの片表面を機械的に平削し、種々
の厚みのステンレス鋼（ＳＵＳ３１６Ｌ）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３
mm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
離材を介して重ね合わせ、四周を溶接してサンドイッチ
スラブを組み立てた。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。
【００３２】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、母材の強度・
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
８２５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、母材の強度・
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
８２５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。
【００３３】表１に化学成分、製造条件、母材の特性、
密着性、耐食性を示す。
密着性、耐食性を示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】
【表６】
【００４０】本発明法にしたがって製造したクラッド鋼
板（鋼１〜１０）は、母材、合わせ材ともすべて良好な
特性を有する。特に母材の低温靭性が優れており、シャ
ルピー衝撃試験よりもより厳しいＤＷＴＴにおいても良
好な低温靭性を示す。これに対して本発明によらない比
較鋼（鋼１１〜３０）は、母材、合わせ材の特性が劣
る。
板（鋼１〜１０）は、母材、合わせ材ともすべて良好な
特性を有する。特に母材の低温靭性が優れており、シャ
ルピー衝撃試験よりもより厳しいＤＷＴＴにおいても良
好な低温靭性を示す。これに対して本発明によらない比
較鋼（鋼１１〜３０）は、母材、合わせ材の特性が劣
る。
【００４１】鋼１１はＣ量が高くＭｎ量が低いため、低
温靭性が劣る。鋼１２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１３はＮｂ量が低い
ため、鋼１４はＴｉが添加されていないため、鋼１５は
Ｎ量が低いため、鋼１６はＮ量が高いため、低温靭性が
劣る。鋼１７は再加熱温度が高いため、低温靭性が劣
る。鋼１８は再加熱温度が低いため、強度、合わせ材と
母材の密着性、耐食性が劣る。鋼１９〜２２は１０００
℃以上の圧下比が低いため、低温靭性が劣る。
温靭性が劣る。鋼１２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１３はＮｂ量が低い
ため、鋼１４はＴｉが添加されていないため、鋼１５は
Ｎ量が低いため、鋼１６はＮ量が高いため、低温靭性が
劣る。鋼１７は再加熱温度が高いため、低温靭性が劣
る。鋼１８は再加熱温度が低いため、強度、合わせ材と
母材の密着性、耐食性が劣る。鋼１９〜２２は１０００
℃以上の圧下比が低いため、低温靭性が劣る。
【００４２】鋼２３は総圧下比が低いため、合わせ材と
母材の密着性が劣る。鋼２４は圧延終了温度が低いた
め、耐食性が劣る。鋼２５は圧延終了温度が高いため、
低温靭性が劣る。鋼２６は空冷時間が短いため、耐食性
が劣る。鋼２７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２８は冷却速度が低いた
め、強度、耐食性が劣る。鋼２９は冷却速度が高いた
め、低温靭性が劣る。鋼３０は水冷停止温度が高いた
め、強度、耐食性が劣る。
母材の密着性が劣る。鋼２４は圧延終了温度が低いた
め、耐食性が劣る。鋼２５は圧延終了温度が高いため、
低温靭性が劣る。鋼２６は空冷時間が短いため、耐食性
が劣る。鋼２７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２８は冷却速度が低いた
め、強度、耐食性が劣る。鋼２９は冷却速度が高いた
め、低温靭性が劣る。鋼３０は水冷停止温度が高いた
め、強度、耐食性が劣る。
【００４３】
【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、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なクラッド鋼板の製造が可能とな
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（特に低温靭性）の向上によりパイプ
ラインの安全性が著しく向上した。
ることなく、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なクラッド鋼板の製造が可能とな
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（特に低温靭性）の向上によりパイプ
ラインの安全性が著しく向上した。
───────────────────────────────────────────────────── 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 103:04 (56)参考文献 特開 昭63−130283（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−284405（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−254121（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−128314（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−197588（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−314826（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−319081（ＪＰ，Ａ) 特公 平７−16792（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】 ステンレス鋼またはニッケル合金からな
る合わせ材と、重量％で Ｃ ：０．０２〜０．０６、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：１．０〜１．８、 Ｐ ：０．０３以
下、 Ｓ ：０．００５以下 Ｎｂ：０．０８〜
０．１５、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以
下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６、 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み立て、これを１１
００〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、１０００℃を超
える温度から圧延を開始し、１０００℃以下での圧下比
を３以上、総圧下比を５以上として、圧延終了温度９０
０〜１０００℃で圧延し、３０〜２００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、その後空冷する
ことを特徴とする優れた低温靭性を有するクラッド鋼板
の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｎｉ：０．０５〜１．０、 Ｃｕ：０．０５〜
１．０、 Ｃｒ：０．０５〜０．５、 Ｍｏ：０．０５〜
０．３、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の優れた低温靭性を有するクラッド鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4991692A JPH0825040B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 優れた低温靭性を有するクラッド鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4991692A JPH0825040B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 優れた低温靭性を有するクラッド鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05261567A JPH05261567A (ja) | 1993-10-12 |
| JPH0825040B2 true JPH0825040B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=12844341
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4991692A Expired - Fee Related JPH0825040B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 優れた低温靭性を有するクラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0825040B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014181385A1 (ja) | 2013-05-09 | 2014-11-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐粒界腐食特性に優れたＮｉ合金クラッド鋼およびその製造方法 |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100262211B1 (ko) * | 1997-12-19 | 2000-07-15 | 김형국 | 스테인레스 클래드강의 열간압연 접합방법 |
| EP3037567B1 (en) * | 2013-10-21 | 2019-09-18 | JFE Steel Corporation | Austenitic stainless steel clad steel plate and process for manufacturing same |
| JP6354853B2 (ja) | 2014-11-11 | 2018-07-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｎｉ合金クラッド鋼板及びその製造方法 |
| EP3778958A1 (en) * | 2018-03-30 | 2021-02-17 | JFE Steel Corporation | Two-phase stainless-clad steel sheet and method for manufacturing same |
| WO2019189708A1 (ja) | 2018-03-30 | 2019-10-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 二相ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法 |
| KR102623298B1 (ko) * | 2022-12-05 | 2024-01-10 | 동국제강 주식회사 | 가속 냉각 열처리 제어공정(tmcp)을 이용한 니켈 합금계 클래드 강재 제조방법 및 이 제조 방법으로 제조된 니켈 합금계 클래드 강재 |
-
1992
- 1992-03-06 JP JP4991692A patent/JPH0825040B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014181385A1 (ja) | 2013-05-09 | 2014-11-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐粒界腐食特性に優れたＮｉ合金クラッド鋼およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05261567A (ja) | 1993-10-12 |
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