JPH0825041B2 - クラッド鋼管の製造方法 - Google Patents
クラッド鋼管の製造方法Info
- Publication number
- JPH0825041B2 JPH0825041B2 JP6501492A JP6501492A JPH0825041B2 JP H0825041 B2 JPH0825041 B2 JP H0825041B2 JP 6501492 A JP6501492 A JP 6501492A JP 6501492 A JP6501492 A JP 6501492A JP H0825041 B2 JPH0825041 B2 JP H0825041B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- welding
- electrode
- rolling
- base material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
- Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)
- Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
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、
ベンヂ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、
ベンヂ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、ステンレス鋼あるいは
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かった。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６０−２１６９８
４、６２−１６８９２、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、ステンレス鋼あるいは
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かった。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６０−２１６９８
４、６２−１６８９２、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、クラッド鋼管を大量生
産する上で大きな障害となっていた。これに対して高速
の溶接、たとえばＭＩＧ溶接では、溶接時に多数のスパ
ッターが発生することに加えて、溶接エネルギーが大き
くなり、溶接終了後も溶接金属は長時間、高温にさらさ
れ、ビード表面にＣｒ，Ｔｉなどの強固な酸化皮膜が生
成する。その結果、ビード近傍の鋼板表面、ビード表面
の手入れに多大の労力を要し、高速化が困難であった。
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、クラッド鋼管を大量生
産する上で大きな障害となっていた。これに対して高速
の溶接、たとえばＭＩＧ溶接では、溶接時に多数のスパ
ッターが発生することに加えて、溶接エネルギーが大き
くなり、溶接終了後も溶接金属は長時間、高温にさらさ
れ、ビード表面にＣｒ，Ｔｉなどの強固な酸化皮膜が生
成する。その結果、ビード近傍の鋼板表面、ビード表面
の手入れに多大の労力を要し、高速化が困難であった。
【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高合金クラッド鋼管の製造技術
を提供するものである。さらに本発明は高速のＭＩＧ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。ここでＭＩＧ溶接には、
シールドガスとして不活性ガス（Ａｒ、Ｈｅ）だけでな
く、ＣＯ2 、Ｈ2 のような活性ガスを混合する場合も含
む。
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高合金クラッド鋼管の製造技術
を提供するものである。さらに本発明は高速のＭＩＧ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。ここでＭＩＧ溶接には、
シールドガスとして不活性ガス（Ａｒ、Ｈｅ）だけでな
く、ＣＯ2 、Ｈ2 のような活性ガスを混合する場合も含
む。
【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、 に必要に応じて、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 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
てスラブを組立て、これを１１００℃〜１２５０℃の温
度に加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１０
００℃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、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、内側から先行電極に低合金ソ
リッドワイヤ、オシレーション機能をもたせた中間電極
にフラックス入り高合金ワイヤ、溶接線と直角方向に並
列に２つの電極を配置した後行電極にフラックス入り高
合金ワイヤを使用してＭＩＧ溶接を行なった後、外側か
ら低合金ワイヤを使用して多電極潜弧溶接することであ
る。
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、 に必要に応じて、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 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
てスラブを組立て、これを１１００℃〜１２５０℃の温
度に加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０〜１０
００℃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、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、内側から先行電極に低合金ソ
リッドワイヤ、オシレーション機能をもたせた中間電極
にフラックス入り高合金ワイヤ、溶接線と直角方向に並
列に２つの電極を配置した後行電極にフラックス入り高
合金ワイヤを使用してＭＩＧ溶接を行なった後、外側か
ら低合金ワイヤを使用して多電極潜弧溶接することであ
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）
を組立てる方法である。
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
得るには、再加熱時に合金元素を溶体化し、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，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（０．０８％以上のＮｂ添
加が望ましい）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
得るには、再加熱時に合金元素を溶体化し、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，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（０．０８％以上のＮｂ添
加が望ましい）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、上記の組立スラブを１１００〜１
２５０℃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、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１１０
０〜１２５０℃である。
明する。本発明では、上記の組立スラブを１１００〜１
２５０℃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、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１１０
０〜１２５０℃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
材を冶金学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学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 ・６Ｈ2 Ｏ溶液で４
８hrs 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。
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
材を冶金学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学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 ・６Ｈ2 Ｏ溶液で４
８hrs 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。
【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もうける理由は、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。圧延終了温度が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、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もうける理由は、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。圧延終了温度が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、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量が高過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。本発明鋼では、必須の元素とし
てＮｂ：０．０２〜０．１５％、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（最も望ましいＮｂ添加量は０．０７
〜０．１１％である）。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Ｔｉ
Ｃ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。
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量が高過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。本発明鋼では、必須の元素とし
てＮｂ：０．０２〜０．１５％、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（最も望ましいＮｂ添加量は０．０７
〜０．１１％である）。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Ｔｉ
Ｃ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。
【００１３】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Ａｌあるいは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。
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Ａｌあるいは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。
【００１４】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。
【００１５】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。
【００１６】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。
【００１７】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。
【００１８】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して弱い。その上限は溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性の点から０．１％である。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。
の効果はＮｂに比較して弱い。その上限は溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性の点から０．１％である。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。
【００１９】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。
【００２０】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０．００１％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Ｃ
ａＯ，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０．００１〜０．００
５％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）とすることが特に有効である。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０．００１％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Ｃ
ａＯ，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０．００１〜０．００
５％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）とすることが特に有効である。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。
【００２１】図１は本発明にかかわる高合金クラッド鋼
管の内面シーム溶接を３パス、１ランで行なったときの
溶接部側面の模式図である。また図２は図１のＡ，Ａ′
部分の横断面図である。ここで１，３，５はそれぞれ第
１，２，３電極である。第２電極は溶接線と直角方向に
オシレーションが可能であり、第３電極は溶接線と直角
方向に並列に二つの電極を一体配置してある。２，４，
６はそれぞれ第１，２，３電極ワイヤ（第３電極のみ２
本）、７は高合金層、８は低合金鋼母材、９，１０，１
１はそれぞれ第１，２，３電極アーク、１２，１３，１
４はそれぞれ低合金第１パス（以下、初層という）、高
合金第２パス（以下、バッファー層という）、高合金第
３パス（以下、最終層という）、１５はバッファー層ス
ラグ、１６は最終スラグ、１７は仮付ビードである。
管の内面シーム溶接を３パス、１ランで行なったときの
溶接部側面の模式図である。また図２は図１のＡ，Ａ′
部分の横断面図である。ここで１，３，５はそれぞれ第
１，２，３電極である。第２電極は溶接線と直角方向に
オシレーションが可能であり、第３電極は溶接線と直角
方向に並列に二つの電極を一体配置してある。２，４，
６はそれぞれ第１，２，３電極ワイヤ（第３電極のみ２
本）、７は高合金層、８は低合金鋼母材、９，１０，１
１はそれぞれ第１，２，３電極アーク、１２，１３，１
４はそれぞれ低合金第１パス（以下、初層という）、高
合金第２パス（以下、バッファー層という）、高合金第
３パス（以下、最終層という）、１５はバッファー層ス
ラグ、１６は最終スラグ、１７は仮付ビードである。
【００２２】図１において、まず第１電極に低合金ソリ
ッドワイヤ２を用いて、低合金鋼母材８の開先をＭＩＧ
溶接で初層ビードを形成する。ワイヤは低合金ワイヤで
なければならない。高合金ワイヤを使用すると、最後に
鋼管外面から潜弧溶接したとき、初層溶接の高合金成分
が希釈され、潜弧溶接金属が硬化（マンサイト化）して
溶接金属に割れが生じる。
ッドワイヤ２を用いて、低合金鋼母材８の開先をＭＩＧ
溶接で初層ビードを形成する。ワイヤは低合金ワイヤで
なければならない。高合金ワイヤを使用すると、最後に
鋼管外面から潜弧溶接したとき、初層溶接の高合金成分
が希釈され、潜弧溶接金属が硬化（マンサイト化）して
溶接金属に割れが生じる。
【００２３】ついで第２電極に高合金フラックス入りワ
イヤ４を用いてＭＩＧ溶接し、バッファー層１３および
スラグ層１５を形成する。ワイヤは高合金のフラックス
入りワイヤを使用する。低合金ワイヤでは、最終層溶接
時の希釈が大きくなって、優れた耐食性が得られない。
また高合金ソリッドワイヤを使用すると良好な溶接ビー
ドが得られない。これはソリッドワイヤでは、初層ビー
ドとの界面濡れ性が劣るためである。第２電極は溶接線
と直角方向にオシレート（オシレーション幅：２〜８m
m）させる必要がある。これは初層とバッファー層の間
に発生する溶接欠陥、特にビード両端の溶け込み不足を
防止するためである。さらに溶け込み不足は防止するた
め、直流（ＤＣ）の溶接電源との組合せが有効である。
イヤ４を用いてＭＩＧ溶接し、バッファー層１３および
スラグ層１５を形成する。ワイヤは高合金のフラックス
入りワイヤを使用する。低合金ワイヤでは、最終層溶接
時の希釈が大きくなって、優れた耐食性が得られない。
また高合金ソリッドワイヤを使用すると良好な溶接ビー
ドが得られない。これはソリッドワイヤでは、初層ビー
ドとの界面濡れ性が劣るためである。第２電極は溶接線
と直角方向にオシレート（オシレーション幅：２〜８m
m）させる必要がある。これは初層とバッファー層の間
に発生する溶接欠陥、特にビード両端の溶け込み不足を
防止するためである。さらに溶け込み不足は防止するた
め、直流（ＤＣ）の溶接電源との組合せが有効である。
【００２４】最終層の第３電極では、高合金フラックス
入りワイヤを用い、ＭＩＧ溶接を行なって最終層ビード
を形成する。このときバッファー層でできたスラグ１５
は第３電極アーク１１で再溶融し、最終層溶接でできた
スラグとともに最終層スラグ１６となってビード表面を
覆うので、表面酸化皮膜のない耐食性の優れた高合金溶
接金属が得られる。第３電極を２電極化（電極間距離：
４〜１０mm）する理由は、平滑で両止端の揃った広幅の
ビードを得るためである。電極の数を１つにして、オシ
レーションさせても同広幅のビードを得ることが可能で
あるが、スパッターの発生が著しく、手入れに多大の労
力を要するので好ましくない。
入りワイヤを用い、ＭＩＧ溶接を行なって最終層ビード
を形成する。このときバッファー層でできたスラグ１５
は第３電極アーク１１で再溶融し、最終層溶接でできた
スラグとともに最終層スラグ１６となってビード表面を
覆うので、表面酸化皮膜のない耐食性の優れた高合金溶
接金属が得られる。第３電極を２電極化（電極間距離：
４〜１０mm）する理由は、平滑で両止端の揃った広幅の
ビードを得るためである。電極の数を１つにして、オシ
レーションさせても同広幅のビードを得ることが可能で
あるが、スパッターの発生が著しく、手入れに多大の労
力を要するので好ましくない。
【００２５】なお実際の鋼管のシーム溶接においては、
溶接開先サイズのバラツキ、鋼管の変形などによって各
電極の適正溶着量の変化や溶接（開先）線の曲がり（ネ
ジレ）などが生じる。このため、実操業においては少な
くとも第１電極の前に開先検出装置（たとえばレーザー
センサー）を配置して、開先倣いや適正溶着量の計算を
実施することが必須となる。
溶接開先サイズのバラツキ、鋼管の変形などによって各
電極の適正溶着量の変化や溶接（開先）線の曲がり（ネ
ジレ）などが生じる。このため、実操業においては少な
くとも第１電極の前に開先検出装置（たとえばレーザー
センサー）を配置して、開先倣いや適正溶着量の計算を
実施することが必須となる。
【００２６】内面溶接を行なった後、最後に外面から低
合金ワイヤを用いて多電極潜弧溶接を行なう。内面初層
は低合金成分のため、希釈されても溶接割れはまったく
生じない。この際、低合金ワイヤはソリッド、フラック
ス入りワイヤいずれでも可能で限定はしない。
合金ワイヤを用いて多電極潜弧溶接を行なう。内面初層
は低合金成分のため、希釈されても溶接割れはまったく
生じない。この際、低合金ワイヤはソリッド、フラック
ス入りワイヤいずれでも可能で限定はしない。
【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。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
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。表１に実施例を
示す。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１
１〜２６）は、母材あるいは合わせ材の特性が劣る。
−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。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
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。表１に実施例を
示す。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１
１〜２６）は、母材あるいは合わせ材の特性が劣る。
【００２８】鋼１１，１２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１３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１
７は再加熱温度が低過ぎるため、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
過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼１９は圧延終了温度が
低過ぎるため、耐食性が劣る。鋼２０は圧延終了温度が
高過ぎるため、低温靭性が悪い。鋼２１は空冷時間が短
かく、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
速度が小さ過ぎるため、強度、耐食性が劣る。鋼２４は
冷却速度が大き過ぎるため、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。
め、鋼１２はＮｂ量が少ないため、低温靭性が劣る。ま
た鋼１３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１
７は再加熱温度が低過ぎるため、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
過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼１９は圧延終了温度が
低過ぎるため、耐食性が劣る。鋼２０は圧延終了温度が
高過ぎるため、低温靭性が悪い。鋼２１は空冷時間が短
かく、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
速度が小さ過ぎるため、強度、耐食性が劣る。鋼２４は
冷却速度が大き過ぎるため、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。
【００２９】表２にＭＩＧ溶接の実施例を示す。外径７
６２mm、厚み２０mm（合わせ材厚さ３mm）のＵＯＥ鋼管
（表１の本発明鋼５，６。鋼５はＳＵＳ３１６Ｌクラッ
ド鋼管、鋼６はインコロイ８２５クラッド鋼管）を用
い、図３に示す開先形状で溶接を行なった。高合金ワイ
ヤとしてはインコネル６２５系フラックス入りワイヤを
使用した。
６２mm、厚み２０mm（合わせ材厚さ３mm）のＵＯＥ鋼管
（表１の本発明鋼５，６。鋼５はＳＵＳ３１６Ｌクラッ
ド鋼管、鋼６はインコロイ８２５クラッド鋼管）を用
い、図３に示す開先形状で溶接を行なった。高合金ワイ
ヤとしてはインコネル６２５系フラックス入りワイヤを
使用した。
【００３０】本発明にしたがって溶接した鋼管Ａ，Ｂは
溶接ビードの外観が良好で欠陥もなく、優れた耐食性を
示す。これに対して比較鋼管Ｃでは、第２電極のオシレ
ーションがないため、初層とバッファー層の間に溶込み
不良が発生し、鋼管Ｄでは、第３電極に高合金ソリッド
ワイヤを使用しているため、ビード外観が悪く最終層
に、アンダーカットが発生する。鋼管Ｅ〜Ｈでは、第３
電極が１電極でオシレーションしているため、多くのス
パッターが発生する。さらに溶接材料の組合せが悪いこ
と、第２電極のオシレーション機能がないことなどのた
め、ビード外観の不良、溶接欠陥の発生や耐食性の不良
をともなう。
溶接ビードの外観が良好で欠陥もなく、優れた耐食性を
示す。これに対して比較鋼管Ｃでは、第２電極のオシレ
ーションがないため、初層とバッファー層の間に溶込み
不良が発生し、鋼管Ｄでは、第３電極に高合金ソリッド
ワイヤを使用しているため、ビード外観が悪く最終層
に、アンダーカットが発生する。鋼管Ｅ〜Ｈでは、第３
電極が１電極でオシレーションしているため、多くのス
パッターが発生する。さらに溶接材料の組合せが悪いこ
と、第２電極のオシレーション機能がないことなどのた
め、ビード外観の不良、溶接欠陥の発生や耐食性の不良
をともなう。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】
【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】本発明にかかわる高合金クラッド鋼管の内面シ
ーム溶接を３パス、１ランで行なったときの溶接部側面
の模式図である。
ーム溶接を３パス、１ランで行なったときの溶接部側面
の模式図である。
【図２】図１Ａ，Ａ′部分の横断面図である。
【図３】外径７６２mm、厚み２０mm（合わせ材厚み３m
m）のＵＯＥクラッド鋼管の開先形状を示す。
m）のＵＯＥクラッド鋼管の開先形状を示す。
１ 第１電極 ２ 第１電極ワイヤ ３ 第２電極 ４ 第２電極ワイヤ ５ 第３電極 ６ 第３電極ワイヤ ７ 高合金層 ８ 低合金鋼母材 ９ 第１電極アーク １０ 第２電極アーク １１ 第３電極アーク １２ 低合金初層 １３ 高合金バッファー層 １４ 高合金最終層 １５ バッファー層スラグ １６ 最終層スラグ １７ 外面の仮付ビード
───────────────────────────────────────────────────── 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 9/18 Ａ 8315−4Ｅ 9/23 Ｋ 8315−4Ｅ // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｚ (72)発明者 都島 貞雄 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社 技術開発本部内 (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４−319081（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−314826（ＪＰ，Ａ) 特公 平７−16792（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭59−47638（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭59−47637（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (1)
- 【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、 に必要に応じて、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１、 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
てスラブを組立て、これを１１００℃〜１２５０℃の温
度に加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度８５０℃〜１
０００℃で圧延し、６０〜２００秒の間空冷した後、７
５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で５５
０℃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、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、内側から先行電極に低合
金ソリッドワイヤ、オシレーション機能をもたせた中間
電極にフラックス入り高合金ワイヤ、溶接線と直角方向
に並列に２つの電極を配置した後行電極にフラックス入
り高合金ワイヤを使用してＭＩＧ溶接を行なった後、外
側から低合金ワイヤを使用して多電極潜弧溶接すること
を特徴とするクラッド鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6501492A JPH0825041B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | クラッド鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6501492A JPH0825041B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | クラッド鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05261568A JPH05261568A (ja) | 1993-10-12 |
| JPH0825041B2 true JPH0825041B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=13274704
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6501492A Expired - Lifetime JPH0825041B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | クラッド鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0825041B2 (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 (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5402824B2 (ja) * | 2010-05-13 | 2014-01-29 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接性に優れた多電極サブマージアーク溶接方法 |
| US8253061B2 (en) * | 2010-07-07 | 2012-08-28 | General Electric Company | Hybrid laser arc welding process and apparatus |
| JP5418662B2 (ja) * | 2012-01-30 | 2014-02-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部靭性に優れた高靭性クラッド鋼板の母材及びそのクラッド鋼板の製造方法 |
| JP6079165B2 (ja) * | 2012-11-22 | 2017-02-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部靭性に優れた高靭性高耐食性Ｎｉ合金クラッド鋼板及びその製造方法 |
| JP6079611B2 (ja) * | 2013-12-18 | 2017-02-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 母材の低温靭性とＨＡＺ靭性及び合せ材の耐食性に優れたＮｉ合金クラッド鋼板およびその製造方法 |
| JP6282199B2 (ja) * | 2014-08-28 | 2018-02-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 多電極ガスシールドアーク溶接方法 |
| CN104889527A (zh) * | 2015-06-12 | 2015-09-09 | 中石化石油工程机械有限公司沙市钢管厂 | 一种管线钢制管焊接工艺 |
| CN105728911A (zh) * | 2016-04-28 | 2016-07-06 | 中石化石油工程机械有限公司沙市钢管厂 | 管线钢制管焊接工艺 |
| KR102104022B1 (ko) * | 2018-12-19 | 2020-04-23 | 주식회사 포스코 | 용접이음부 결함발생이 저감된 니켈강의 용접 방법 |
| CN114589465B (zh) * | 2022-03-16 | 2023-05-23 | 四川鑫鼎新材料有限公司 | 一种模铸复合板坯轧制刀具用复合带钢制备方法 |
-
1992
- 1992-03-23 JP JP6501492A patent/JPH0825041B2/ja not_active Expired - Lifetime
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 |
|---|---|
| JPH05261568A (ja) | 1993-10-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2510783B2 (ja) | 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 | |
| JP5050863B2 (ja) | 温水器用フェライト系ステンレス鋼板 | |
| JPH0825041B2 (ja) | クラッド鋼管の製造方法 | |
| JP4452204B2 (ja) | アルミニウム系材料とのロウ付け接合用鋼板、その鋼板を用いた接合方法および接合継手 | |
| JP6829111B2 (ja) | Ｔｉｇ溶接用溶加材 | |
| JPH07246481A (ja) | 高強度クラッド鋼板の製造方法 | |
| JP2681591B2 (ja) | 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板の製造法 | |
| JPH07290245A (ja) | 大径クラッド鋼管の製造方法 | |
| JP7423395B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法 | |
| JP2000015447A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接方法 | |
| JP4736193B2 (ja) | 疲労特性に優れるすみ肉溶接継手およびガスシールドアークすみ肉溶接方法 | |
| JPH0825040B2 (ja) | 優れた低温靭性を有するクラッド鋼板の製造方法 | |
| JP2502204B2 (ja) | 低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方法 | |
| JPH04314826A (ja) | 低温靭性の優れたクラッド鋼管の製造方法 | |
| JP4522042B2 (ja) | 高パス間温度溶接性に優れた鋼材およびその溶接継手 | |
| JPH04263016A (ja) | 低温靱性の優れたクラッド鋼板の製造法 | |
| JP4452205B2 (ja) | アルミニウム系材料とのロウ付け接合用鋼板、その鋼板を用いた接合方法および接合継手 | |
| JP6950294B2 (ja) | 多層盛り溶接による継手の製造方法 | |
| JP7508013B1 (ja) | 溶接継手およびその製造方法 | |
| JP7508014B1 (ja) | 溶接継手およびその製造方法 | |
| WO2024070191A1 (ja) | 溶接継手およびその製造方法 | |
| WO2024070192A1 (ja) | 溶接継手およびその製造方法 | |
| JPH0144776B2 (ja) | ||
| JPH06262388A (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用被覆アーク溶接棒 | |
| JPH0636995B2 (ja) | 高合金オ−ステナイト鋼の溶接方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19960827 |