WO2013175793A1 - 溶接部靭性に優れた高靭性クラッド鋼板の母材およびそのクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents

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WO2013175793A1
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steel plate
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慶一郎 岸
矢沢　好弘
俊一 橘
洋太 黒沼
星野　俊幸
西村　公宏
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D8/0226—Hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a base material for a high toughness clad steel plate, a clad steel plate having the base material, and a method for producing the clad steel plate.
  • Ni-based alloys or Ni alloys represented by Alloy 625 and 825 are It is attracting attention as a material suitable for these needs.
  • High alloy clad steel is a steel material in which two metals with different properties are bonded to each other, Ni-base alloy or Ni alloy steel as the base material and plain steel as the base material.
  • the clad steel is obtained by metallographically bonding dissimilar metals, and unlike the plating, there is no fear of peeling, and it can have new characteristics that cannot be achieved by a single metal and alloy.
  • the clad steel can exhibit the same function as a solid material by selecting a laminated material having a function suitable for the purpose of each use environment. Furthermore, carbon steel and low alloy steel suitable for severe environments such as high toughness and high strength other than corrosion resistance can be applied to the base material of the clad steel.
  • clad steel uses less alloying elements than solid wood, and can ensure the same corrosion resistance as solid wood, and also can ensure the same strength and toughness as carbon steel and low alloy steel. It has the advantage that both economy and functionality can be achieved.
  • clad steel using a high alloy laminated material is considered to be a very useful functional steel material, and in recent years its needs are increasing in various industrial fields.
  • Clad steel has different applications depending on the laminated material, and the manufacturing method is also different.
  • a base material of a clad steel plate low carbon low alloy steel to which an alloy component such as Nb, V, Ti, B or the like is added is sometimes used.
  • Such low-carbon low-alloy steel is manufactured by predetermined quenching and tempering (hereinafter sometimes referred to as “tempering”) or controlled rolling (TMCP) during hot rolling.
  • a steel plate is formed into a pipe shape, and one-pass high-efficiency welding is performed from the front and back surfaces of the pipe.
  • a steel plate to be welded referred to as a “base material” in welding terms
  • base material base material (BM .)
  • HAZ base metal heat affected zone
  • Non-Patent Document 1 discloses an example of manufacturing based on Patent Documents 1 and 2. Furthermore, in Patent Document 3, Ti, N, Nb, V, and B are added to C, Si, Mn, and Al, and fine TiN is precipitated in the steel, thereby reducing the HAZ austenite grains and improving toughness. Techniques for improving are disclosed.
  • Non-Patent Document 1 does not describe a region where the pinning effect of TiN is not sufficiently obtained.
  • Patent Document 3 Since the method disclosed in Patent Document 3 requires an additional step of reheating to a temperature of 1150 ° C. or lower, there is a problem in industrially increasing the manufacturing cost.
  • An object of the present invention is to provide a base material of a high toughness clad steel plate and a method for producing the clad steel plate by composite addition of alloy elements that solve the above-mentioned problems.
  • the inventors note that in a base material of a clad steel plate, TiN alone cannot improve toughness, and by clarifying the behavior of precipitates, the base material toughness of the clad steel can be improved. Was revealed.
  • V which is essential for the strength adjustment in the prior art, dissolves in the steel at about 900 ° C., and the hardenability becomes remarkably high, which causes the deterioration of the HAZ toughness due to hardening. It was confirmed that this V was not added during the component design of the base material of the clad steel. Furthermore, in order to suppress the decrease in the toughness of the base material of the clad steel heated in the temperature range near 1000 ° C., the precipitation amount and form of TiN and NbC can be optimized to suppress the coarsening of the ⁇ grain size during heating. I am doing so.
  • the base material preferably has a thickness of 50 mm or less.
  • the inventors have made various studies in addition to the above-described new findings, and have invented the following optimum component composition. That is, the invention of the base material of the high toughness clad steel plate of the present invention for solving the above-mentioned problems is as follows.
  • a solution treatment is performed by heating to 900 to 1100 ° C., and then less than 550 ° C.
  • the V content of HAZ toughness deterioration is reduced as much as possible, and by adding an appropriate amount of Nb, Al, Ti, N, etc., the crystal grains of the base material of the clad steel are made ultrafine, In the base material and the heat-affected zone by 1-pass welding, it is possible to obtain excellent low-temperature toughness by suppressing the coarsening of the crystal grain size.
  • C 0.030 to 0.10% C is an effective component for improving the strength of steel, and if it is less than 0.030%, the strength cannot be obtained for general welding, so the content is made 0.030% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.10%, the weldability and HAZ toughness of the steel material are remarkably deteriorated, so the C content is in the range of 0.030 to 0.10%. Preferably it is 0.04 to 0.08% of range.
  • Si 0.10 to 0.30%
  • Si is a component necessary for securing the strength of the base material, deoxidation, and the like, and in order to obtain the effect, it is necessary to contain at least 0.10% or more.
  • the content exceeds 0.30%, the toughness decreases due to the hardening of the HAZ, so the Si content is in the range of 0.10 to 0.30%. From the viewpoint of HAZ toughness, it is preferably in the range of 0.13 to 0.20%.
  • Mn 1.30 to 1.80% Mn needs to be contained in an amount of 1.30% or more as an effective component for securing the strength and toughness of the base material, but the upper limit is set to 1.80% in consideration of the toughness and cracking of the weld. Therefore, the amount of Mn is set in the range of 1.30 to 1.80%. From the viewpoint of base metal toughness and HAZ toughness, it is preferably in the range of 1.40 to 1.55%.
  • P 0.015% or less P is desirable as the content is small, but in order to reduce it industrially, the cost is large, so the P amount is 0.015% or less.
  • S 0.003% or less S is desirable as the content is small, and if it is too large, the toughness is remarkably lowered, so the S amount is 0.003% or less.
  • Mo 0.05 to 0.50%
  • Mo is an element that stably improves the strength and toughness of the base material after solution heat treatment, but if less than 0.05%, the effect cannot be obtained, so 0.05% or more is contained. Further, if the content exceeds 0.50%, the toughness of the HAZ part is impaired, so the Mo amount is set in the range of 0.05 to 0.50%. From the viewpoint of the base material strength and the HAZ toughness, it is preferably in the range of 0.08 to 0.20%.
  • V Less than 0.010% V is the most notable element in the present invention and needs to be as small as possible.
  • V has been positively added with the intention of strengthening precipitation by fine precipitates such as VC and VN.
  • heating is performed to 900 ° C. or higher and quenching is performed.
  • fine precipitates such as VC and VN dissociate when heated and dissolve in steel. This phenomenon occurs because, in the C-containing range as in the present invention, these fine precipitates dissolve when heated at 900 ° C. or higher. Therefore, the added V is less likely to be present as fine precipitates during the heating and dissociates.
  • the added V acts as a hardenable element, and is hardened significantly by quenching in both the base material and the HAZ, resulting in deterioration of toughness.
  • This toughness deterioration becomes significant when the content is 0.010% or more. Therefore, the V amount is less than 0.010%. Preferably, it is less than 0.004%, and more preferably not contained at an industrially possible level.
  • Nb 0.010 to 0.060%
  • Nb produces NbC to prevent coarsening of austenite grains when heating the steel to the solution temperature, and has the effect of fine graining.
  • Nb carbide is finely and evenly dispersed in the base material, resulting in high-temperature strength, etc. The effect is exhibited with a content of 0.010% or more. However, if it exceeds 0.060%, not only the effect is not recognized, but also surface flaws are likely to occur in the steel ingot, so the Nb amount is made 0.010 to 0.060%. For the same reason, the range is preferably 0.025 to 0.05%.
  • Ti 0.005 to 0.020%
  • Ti like Nb, binds to N and suppresses coarsening of the crystal grain size, and has an effect of improving the toughness by refining the structure after the solution treatment. If the addition amount is less than 0.005%, the effect is small, so 0.005% or more is added. Further, if the Ti content exceeds 0.020%, the weld heat affected zone toughness is greatly deteriorated due to the notch effect, so the Ti content is in the range of 0.005 to 0.020%. Preferably, it is 0.010 to 0.016% of range.
  • Al 0.040% or less
  • Al is an element effective as a deoxidizing agent, and prevents coarsening of the austenite crystal grain size during solution treatment as AlN, but if included over 0.040% The effect of atomization is reduced and the toughness is deteriorated.
  • the Al content is made 0.040% or less. For the same reason, it is preferably 0.035% or less.
  • Ca controls the morphology of sulfide inclusions to improve the toughness of the heat affected zone of the weld.
  • Ca is effective in controlling the morphology of MnS and improves the impact value. It also improves the resistance to hydrogen-induced cracking resistance.
  • the Ca content that exhibits this effect is 0.0010% or more. However, if it exceeds 0.0040%, the effect is saturated, conversely, the cleanliness is lowered, the weld heat affected zone toughness is deteriorated, the resistance to hydrogen-induced cracking is deteriorated, and surface flaws are likely to occur in the steel ingot.
  • the Ca content is in the range of 0.0010 to 0.0040%. Preferably it is 0.0020 to 0.0030% of range.
  • N 0.0030 to 0.0060% N precipitates as TiN and is effective in improving the HAZ toughness. However, if the N content is less than 0.0030, the effect is reduced, so the lower limit is made 0.0030%. However, 0.0060% Exceeding the amount of solute N increases and HAZ toughness decreases. Considering improvement of HAZ toughness by fine precipitation of TiN corresponding to the amount of Ti added, the amount of N is set in the range of 0.0030 to 0.0060%. Preferably it is 0.0030 to 0.0040% of range.
  • Ni, Cr and Cu may be selectively contained in the following range.
  • Ni 0.10 to 0.50% Ni is effective for improving the strength and toughness of the base material, and it is preferable to add 0.10% or more. However, the effect is saturated when added over 0.50%, and the content of Ni increases the manufacturing cost. Therefore, when adding Ni, the amount of Ni should be in the range of 0.10 to 0.50%. Is preferred. More preferably, it is in the range of 0.20 to 0.40%.
  • the Cr content is preferably in the range of 0.01 to 0.50%. More preferably, it is in the range of 0.01 to 0.30%.
  • Cu 0.005 to 0.050%
  • Cu is effective in improving toughness and increasing strength, and 0.005% or more is preferably added.
  • excessive addition may increase cracking susceptibility during welding. Therefore, when adding Cu, the amount of Cu is preferably in the range of 0.005 to 0.050%. More preferably, it is in the range of 0.01 to 0.025%.
  • Ti and N are elements that are important for generating TiN and improving the toughness of HAZ as described above, and the correlation between the contents of both elements is also important in order to fully exhibit this effect. . That is, when Ti / N is less than 2.0, the crystal grains become coarse and the toughness value may be greatly reduced. Moreover, when Ti / N exceeds 3.5, the toughness value may decrease for the same reason. Therefore, Ti / N is preferably in the range of 2.0 to 3.5. More preferably, it is in the range of 2.5 to 3.5.
  • Nb / C 0.2 to 2.0
  • Nb and C produce NbC and are effective in reducing the grain size, and contribute to toughness improvement during the quenching and tempering treatment as in the present invention.
  • the effect is exhibited when Nb / C is 0.2 or more, and when Nb / C exceeds 2.0, the effect is not recognized. Therefore, Nb / C is preferably in the range of 0.2 to 2.0. More preferably, it is in the range of 0.3 to 1.8.
  • Ductile fracture surface ratio at -20 ° C is 85% or more
  • SA (%) ductile fracture surface ratio
  • the ductile fracture surface ratio at ⁇ 20 ° C. is set to 85% or more (85% SATT). This can increase safety and is industrially useful.
  • the base material of the clad steel of the present invention is adjusted to the above-described component range and can be melted by a conventional method or the like.
  • the material of the laminated material is selected depending on the application and the like, and the clad steel is formed by clad rolling.
  • high alloys such as Alloy 625 and 825 can be used as a bonding material.
  • the base material of the clad steel is desirably 50 mm or less. Further, when the thickness of the base material is 25 mm or more, the paired material and the base material can be overlapped and rolled in one set, and when the thickness is less than 25 mm, two sets can be stacked and rolled.
  • the conditions during clad rolling are not particularly limited, and can be performed by a conventional method.
  • the clad steel plate obtained as described above is heated in the range of 900 to 1100 ° C. for solution treatment. If the solution treatment is less than 900 ° C., sufficient base material strength cannot be secured, and if it exceeds 1100 ° C., the toughness of the base material deteriorates. Therefore, it is heated in the range of 900 to 1100 ° C. for solution treatment. More preferably, the temperature is 900 to 980 ° C.
  • the solution treatment time is preferably 10 to 30 minutes although it depends on the thickness of the clad steel plate. However, holding at a high temperature for a long time may cause a precipitate to form in the laminated material depending on the type of the laminated material, and may be shorter than 10 minutes.
  • quenching is performed by a method such as water cooling or oil cooling (for example, a cooling rate of 2 ° C./s or more).
  • the temperature is set to less than 550 ° C.
  • the tempering temperature is preferably in the range of 420 to 500 ° C. Examples of the heating time during tempering include 5 to 35 minutes.
  • the base material of the clad steel plate can be refined by the series of tempering treatments.
  • the clad steel plate can be used as a clad steel pipe in the form of a plate or formed into a steel pipe.
  • the clad steel sheet can be welded in one pass on the front and back sides at the time of welding, and the fine structure in the HAZ portion is maintained even by the one pass welding, and good toughness is ensured.
  • the toughness of the base material was evaluated by taking a DWTT test piece based on API-5L and performing a DWTT test (falling weight characteristic) at ⁇ 20 ° C.
  • a ductile fracture surface ratio of 85% or more is considered excellent in the toughness of the base material.
  • the tensile strength is 590 MPa or more as the strength required for the present invention.
  • a clad steel plate was manufactured using a base material having chemical components shown in Table 1 and Alloy 625.
  • the manufacturing condition is that the base material and the laminated material are stacked together, heated to 1150 ° C. in a heating furnace, then hot-rolled into a clad steel plate with a base material thickness of 30 mm and a laminated material thickness of 3 mm.
  • the solution treatment was performed by heating, and then a tempering treatment was performed by heating to 500 ° C.
  • a tempering temperature of 600 ° C. was produced.
  • the clad steel sheet after a series of heat treatments was cold-formed to produce a clad steel pipe having an outer diameter of 500 mm, and various characteristics were investigated for the base metal part and the weld heat affected zone of the base material. The results are shown in Table 2.
  • No. is an example of an invention in which the chemical components of the base material all satisfy the claims of the present invention.
  • the DWTT characteristic of the base material part satisfies the target characteristic.
  • No. which is a comparative example Nos. 13 and 17 have V values of No. Nos. 14 and 18 have Mn values of No. 15, 19 and 20 have Ti / N values of no. 16, no.
  • the value of Nb / C was out of the range of the invention, so the DWTT characteristics and tensile strength of the base material did not meet the target values.
  • No. 22 and 23 had a high tempering temperature of 600 ° C., so the DWTT characteristics of the base material did not satisfy the target value.

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Abstract

　クラッド鋼板の母材とそのクラッド鋼板の製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１０％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：１．３０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１０％未満、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００３０～０．００６０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、－２０℃ＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上の特性を有するクラッド鋼板の母材。

Description

溶接部靭性に優れた高靭性クラッド鋼板の母材およびそのクラッド鋼板の製造方法
　本発明は、高靭性クラッド鋼板の母材及びその母材を有するクラッド鋼板並びにクラッド鋼板の製造方法に関する。
　近年、エネルギー問題から従来採掘が不可能であった難採掘環境と呼ばれる領域においてもエネルギー資源開発が進んでいる。このような環境は特に腐食環境も厳しく、より耐食性に優れた高合金クラッド鋼の適用の要求が高まっている。さらに難採掘環境下での、産業設備と構造物のニ－ズとしては耐久性及び長寿命化並びにメンテナンスフリ－化が指向されており、Ａｌｌｏｙ６２５、８２５に代表されるＮｉ基合金またはＮｉ合金はこれらニ－ズに適合した材料として注目を集めている。
　一方で、Ｎｉ合金の主原料であるＮｉやＭｏ、Ｃｒに代表される合金元素の価格は、時に高騰や大きな変動がある。そのため、無垢材（全厚が合せ材の金属組成のような場合を云う。）としての使用よりも高合金鋼の優れた耐食性をより経済的に利用できるクラッド鋼が、最近、注目されている。
　高合金クラッド鋼とは合せ材にＮｉ基合金またはＮｉ合金鋼、母材に普通鋼材と、二種類の性質の異なる金属を張り合せた鋼材である。クラッド鋼は、異種金属を金属学的に接合させたもので、めっきとは異なり剥離する心配がなく単一金属及び合金では達し得ない新たな特性を持たせることができる。
　クラッド鋼は、使用環境毎の目的に合った機能を有する合せ材を選択することにより無垢材と同等の機能を発揮させることができる。さらに、クラッド鋼の母材には、耐食性以外の高靭性、高強度といった厳しい環境に適した炭素鋼・低合金鋼を適用することができる。
　このように、クラッド鋼は、無垢材よりも合金元素の使用量が少なく、かつ、無垢材と同等の耐食性を確保でき、さらに炭素鋼・低合金鋼と同等の強度・靭性を確保できるため、経済性と機能性が両立できるという利点を有する。
　以上から、高合金の合せ材を用いたクラッド鋼は非常に有益な機能性鋼材であると考えられており、近年そのニ－ズが各種産業分野で益々高まっている。
　クラッド鋼は、合せ材によって用途が異なり、製造方法も異なる。クラッド鋼板の母材には、Ｎｂ、Ｖ、またはＴｉ、Ｂ等の合金成分を微量添加した低炭素低合金鋼が用いられていることがあった。このような低炭素低合金鋼は所定の焼入れ焼戻し（以下、「調質」ということもある。）又は熱間圧延時の制御圧延（ＴＭＣＰ）などにより製造されている。
　しかもクラッド鋼を造管しクラッド鋼管として製造する場合には、鋼板を成形してパイプ形状とし、パイプの表裏面からそれぞれに１パスの高能率溶接が施工される。
　一般に、多層盛り溶接では被溶接鋼板（溶接用語では「母材」と呼ぶが、クラッド鋼板の母材と区別する必要がある場合には、以下「被溶接鋼板」または「母材（Ｂ．Ｍ．）」と記載する。）及び溶接金属の境界、母材（Ｂ．Ｍ．）熱影響部（以下「ＨＡＺ」という。）は次パスの熱影響で細粒化されるが、１パス溶接では母材（Ｂ．Ｍ．）と溶接金属の境界（以下「溶接ボンド部」という。）やＨＡＺの結晶粒は粗大化した状態となり、靭性の低下につながる。
　そこで、例えばパイプラインの操業が緊急停止するときにはパイプの各部位が－４０℃の低温の環境下に置かれるため母材（Ｂ．Ｍ．）及びＨＡＺにおける－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ－４０℃）は、３５（Ｊ）以上の仕様となりつつある。しかも母材（Ｂ．Ｍ．）においても脆性破壊停止温度を確認するためのＤＷＴＴ試験：Ｄｒｏｐ　Ｗｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅｓｔ（落重引き裂き試験）で、－２０℃で８５％以上の延性破面の確保（８５％ＳＡＴＴ）等の仕様が要求されこともある。そのため、上記靭性を改善する種々の方法が開示されており、特許文献１及び２に開示された方法においては、ＴｉとＮの添加量を適正化することで溶接部靱性の向上を図っている。
　また、非特許文献１には特許文献１及び２に基づいて製造した例が開示されている。さらに、特許文献３にはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡｌにＴｉ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂを添加し、微細なＴｉＮを鋼中に析出させることによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくして靭性を向上させる技術が開示されている。
日本国特開２００４－１４９８２１号公報 日本国特開２００６－３２８４６０号公報 日本国特公昭５５－２６１６４号公報
日本製鋼所技報、Ｎｏ．５５（２００４）、ｐｐ．７７－７８
　しかし、特許文献１及び２に開示された方法においては、生成したＴｉＮが固溶しないで残存する場合は、高温に加熱される領域において組織の粗大化が抑制されるというピンニング効果が認められる。しかし、通常のクラッド鋼製造時の加熱では、ＴｉＮは粗大なままでピンニング効果が少なく、その領域の組織の粗大化抑制が十分に達成されないという問題がある。
　非特許文献１には、ＴｉＮのピンニング効果が十分に得られない領域に関しては、記載がない。
　特許文献３で開示された方法は、１１５０℃以下の温度に再加熱するという追加工程が必要となるため、製造コストの増加を招き工業的に実施する上で問題がある。
　本発明は、上記した問題点を解決する合金元素の複合添加により高靭性クラッド鋼板の母材とそのクラッド鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、かかる事情に鑑み、クラッド鋼板の母材において、ＴｉＮだけでは靭性向上が図られない点に留意し、析出物の挙動を明確化することでクラッド鋼の母材靭性が向上できることを明らかにした。
　具体的には、従来技術で強度調整のために添加が必須とされていたＶは、９００℃程度で鋼中に固溶し、焼入れ性が著しく高くなり、硬化によりＨＡＺ靭性の劣化の原因となることを確認し、クラッド鋼の母材の成分設計の際、このＶを添加しないこととした。さらに、１０００℃近傍の温度域に加熱されるクラッド鋼の母材の靭性の低下を抑制するため、ＴｉＮとＮｂＣの析出量と形態を最適化して加熱時のγ粒径の粗大化を抑制できるようにしている。
　これにより、優れた低温靭性を有するクラッド鋼板の母材が得られることを見出した。該母材は、好適には厚さ５０ｍｍ以下である。本発明において、合金元素の複合添加と調質処理により、母材の低温靱性を確保した高靭性クラッド鋼板の母材を提供することを可能とした。
　発明者等は上記した新たな知見に加えて、種々の検討を重ね、以下の最適な成分組成を発明するに至った。
すなわち、上記課題を解決するための本発明の高靭性クラッド鋼板の母材の発明は、以下の通りである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１０％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：１．３０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１０％未満、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００３０～０．００６０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、－２０℃ＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上の特性を有すクラッド鋼板の母材。
　［２］さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１０～０．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．００５～０．０５０％の中から選ばれる１種以上を含有する上記［１］に記載のクラッド鋼板の母材。
　［３］さらに、ＴｉとＮの質量％比であるＴｉ／Ｎが、２．０～３．５の範囲にある上記［１］または［２］に記載のクラッド鋼板の母材。
　［４］さらに、ＮｂとＣとの質量％比であるＮｂ／Ｃが、０．２～２．０の範囲にある上記［１］乃至［３］の何れかに記載のクラッド鋼板の母材。
　［５］上記［１］乃至［４］の何れかに記載の母材を有するクラッド鋼板。
　［６］上記［１］乃至［４］の何れかに記載の母材と合せ材とを用いてクラッド圧延した後、９００～１１００℃に加熱して溶体化処理を行い、その後、５５０℃未満で焼戻処理した、母材が－２０℃ＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上の特性を有するクラッド鋼板の製造方法。
　本発明によれば、ＨＡＺ靭性の劣化原因のＶ含有量を極力低減し、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ等を適正量添加してクラッド鋼の母材の結晶粒を超微細化することにより、母材及び１パス溶接による熱影響部において、結晶粒度の粗大化を抑制して優れた低温靱性を得ることができる。
　以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
　１．成分組成について
　はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
　Ｃ：０．０３０～０．１０％
　Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分であり、０．０３０％未満であると一般溶接用としては強度が得られないため０．０３０％以上とする。一方、０．１０％を超えて含有すると鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性等を著しく劣化させるため、Ｃ量は０．０３０～０．１０％の範囲とする。好ましくは０．０４～０．０８％の範囲である。
　Ｓｉ：０．１０～０．３０％
　Ｓｉは母材の強度確保、脱酸等に必要な成分であり、その効果を得るためには少なくとも０．１０％以上の含有が必要である。一方、０．３０％を超えて含有するとＨＡＺの硬化により靭性が低下するため、Ｓｉ量は０．１０～０．３０％の範囲とする。なお、ＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは０．１３～０．２０％の範囲である。
　Ｍｎ：１．３０～１．８０％
　Ｍｎは母材の強度及び靭性の確保に有効な成分として１．３０％以上の含有が必要であるが、溶接部の靭性、割れを考慮し上限値を１．８０％とする。よって、Ｍｎ量は１．３０～１．８０％の範囲とする。なお、母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは１．４０～１．５５％の範囲である。
　Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、工業的に低減させるためにはコストが大きいことからＰ量は０．０１５％以下とする。
　Ｓ：０．００３％以下
　Ｓは含有量が少ないほど望ましく、多すぎると靭性を著しく低下させることからＳ量は０．００３％以下とする。
　Ｍｏ：０．０５～０．５０％
　Ｍｏは固溶化熱処理後の母材の強度と靭性を安定的に向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が得られないため０．０５％以上を含有させる。また、０．５０％を超えて含有するとＨＡＺ部の靭性を損なうため、Ｍｏ量は０．０５～０．５０％の範囲とする。なお、母材強度とＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．０８～０．２０％の範囲である。
　Ｖ：０．０１０％未満
　Ｖは本発明において、最も注目すべき元素であり、できるだけ少ないことが必要である。従来、Ｖは、ＶＣ、ＶＮ等の微細析出物による析出強化を意図して積極的に添加されてきたが、本発明のクラッド鋼の製造過程に、９００℃以上に加熱して焼入れを実施する工程がある場合、ＶＣ、ＶＮ等の微細析出物は、加熱したときに解離して鋼中に固溶する。この現象が生じるのは、本発明のようなＣ含有範囲においては、これら微細析出物が９００℃以上の加熱時に固溶するためである。したがって、添加されたＶは、この加熱時に微細析出物として存在しにくくなり解離するので、焼入れ性元素として作用し、母材、ＨＡＺのいずれの領域においても焼入れにより著しく硬化して、靭性劣化の原因となる。この靭性劣化は０．０１０％以上含有すると顕著となる。そのため、Ｖ量は０．０１０％未満とする。好ましくは、０．００４％未満であり、工業的に可能なレベルで含有させないことがより好ましい。
　Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％
　Ｎｂは、ＮｂＣを生成することで鋼を溶体化温度に加熱時にオーステナイト粒の粗大化を防止すると共に細粒化の効果があり、Ｎｂ炭化物などを母材に微細に均一に分散し高温強度などを上昇する作用を有するが、その効果は０．０１０％以上の含有で発揮される。しかし０．０６０％を超えると効果が認められないだけでなく、鋼塊に表面庇が生じやすいため、Ｎｂ量は０．０１０～０．０６０％の範囲とする。なお、同様の理由で、好ましくは、０．０２５～０．０５％の範囲である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％
　ＴｉはＮｂと同様にＮと結合して結晶粒度の粗大化を抑制し、固溶化処理後の組織を微細化し靭性を改善する効果がある。その添加量は０．００５％未満では効果が少ないため０．００５％以上含有させる。また、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると切り欠き効果により溶接熱影響部靭性が大きく劣化するので、Ｔｉ量は０．００５～０．０２０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０～０．０１６％の範囲である。
　Ａｌ：０．０４０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であり、また、ＡｌＮとして溶体化処理時のオーステナイト結晶粒度の粗大化を防止するが、０．０４０％を超えて含有させると細粒化効果が低下し、靭性を劣化させる。また、０．０４０％を超えるとＡｌＮが過剰に生成され鋼塊の表面庇の原因にもなることからＡｌ量は０．０４０％以下とする。同様の理由から、好ましくは、０．０３５％以下である。
　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％
　Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し溶接熱影響部靭性を改善し，また、それに伴いＭｎＳの形態制御に効果があり、衝撃値を向上させる。また、耐水素誘起割れ感受性を改善する。この効果を発揮するＣａの含有量は、０．００１０％以上である。しかし、０．００４０％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させ溶接熱影響部靭性を劣化させ、耐水素誘起割れ感受性が劣化する他、鋼塊に表面庇が発生しやすいので、Ｃａ量は０．００１０～０．００４０％の範囲とする。好ましくは０．００２０～０．００３０％の範囲である。
　Ｎ：０．００３０～０．００６０％
　ＮはＴｉＮとして析出する事でＨＡＺ靭性の向上に効果があるが、Ｎ含有量が０．００３０未満では効果が薄れるため下限を０．００３０％とする。しかしながら０．００６０％
を超えると固溶Ｎが増大しＨＡＺ靭性の低下がおこる。Ｔｉの添加量と対応させＴｉＮの微細析出によるＨＡＺ靭性の向上を考慮すると、Ｎ量は０．００３０～０．００６０％の範囲とする。好ましくは０．００３０～０．００４０％の範囲である。
　以上が本発明の基本成分であるが、上記成分に加えて、選択的にＮｉ、Ｃｒ及びＣｕの中から１種以上を以下の範囲で含有してもよい。
　Ｎｉ：０．１０～０．５０％
　Ｎｉは母材の強度及び靭性を向上させるために有効であり、０．１０％以上を添加することが好ましい。しかし、０．５０％を超えて添加すると効果が飽和し、Ｎｉの含有は製造コストを上昇させるため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量は０．１０～０．５０％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には、０．２０～０．４０％の範囲である。
　Ｃｒ：０．０１～０．５０％
　Ｃｒは母材の強度及び靭性を向上させるために有効であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。しかし、０．５０％を超えて添加するとＨＡＺ部靭性を低下させるためことがあるため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ量は０．０１～０．５０％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には、０．０１～０．３０％の範囲である。
　Ｃｕ：０．００５～０．０５０％
　Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効であり、０．００５％以上を添加することが好ましい。一方、過剰な添加は溶接時の割れ感受性を高めることがある。したがってＣｕを添加する場合は、Ｃｕ量は０．００５～０．０５０％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には、０．０１～０．０２５％の範囲である。
　Ｔｉ／Ｎ：２．０～３．５
　Ｔｉ及びＮは、上記のようにＴｉＮを生成してＨＡＺの靱性を改善するのに重要な元素であり、該効果を充分に発揮するためには両元素の含有量の相関関係も重要となる。すなわち、Ｔｉ／Ｎが２．０未満であると結晶粒が粗大化し、靱性値が大きく低下することがある。また、Ｔｉ／Ｎが３．５を超えると同様の理由により靭性値が低下することがある。したがって、Ｔｉ／Ｎは２．０～３．５の範囲とすることが好ましい。さらに好適には、２．５～３．５の範囲である。
　Ｎｂ／Ｃ：０．２～２．０
　Ｎｂ、Ｃは、ＮｂＣを生成することで結晶粒の細粒化に効果があり、本発明のように焼入れ焼戻し処理時には靭性向上に寄与する。しかし、その効果はＮｂ／Ｃが０．２以上で発揮され、Ｎｂ／Ｃが２．０を超えると効果が認められない。したがって、Ｎｂ／Ｃは、０．２～２．０の範囲とすることが好ましい。さらに好適には、０．３～１．８の範囲である。
　２．靭性について
　ＤＷＴＴ試験：－２０℃での延性破面率８５％以上
　ラインパイプは、脆性破壊防止の観点から、ＡＰＩ－５Ｌで規定されたＤＷＴＴ試験における延性破面率（ＳＡ（％））の値が高いことが望まれている。従って、－２０℃での延性破面率を８５％以上（８５％ＳＡＴＴ）とした。これによって、安全性を高めることができ産業上有用である。
　３．製造方法について
　本発明のクラッド鋼の母材素材は、前記した成分範囲に調整され、常法等により溶製することができる。該母材素材は、用途などにより合せ材の材質が選定され、クラッド圧延によりクラッド鋼板とする。
　なお、天然ガス等のパイプラインに使用される用途では、例えば合せ材としてＡｌｌｏｙ６２５、８２５などの高合金を用いることができる。なお、クラッド鋼の母材素材は、５０ｍｍ厚以下であるのが望ましい。また、該母材素材の板厚が２５ｍｍ以上の場合は、合せ材と母材素材と重ね合せて１組で圧延し、２５ｍｍ未満の場合は２組を重ねて圧延することができる。また、本発明ではクラッド圧延時の条件は特に限定されるものではなく、常法により行うことができる。
　上記により得られたクラッド鋼板は、溶体化処理のため、９００～１１００℃の範囲に加熱する。溶体化処理が９００℃未満では十分な母材強度が確保できず、１１００℃を超えると母材の靭性が劣化する。したがって、溶体化処理のため、９００～１１００℃の範囲に加熱する。さらに好ましくは、９００～９８０℃である。溶体化処理の時間はクラッド鋼板の板厚にもよるが１０～３０分とすることが好ましい。しかし、高温長時間の保持は合せ材の種類によっては合せ材中に析出物が生成することがあるため、１０分より短時間としても良い。溶体化処理後は、水冷、油冷（例えば冷却速度２℃／ｓ以上）などの方法で急冷する。
　次いで、５５０℃未満の温度に加熱し、焼戻し処理を行う。５５０℃以上ではＤＷＴＴ特性が劣化するので、５５０℃未満とした。さらに焼戻し処理温度は４２０～５００℃の範囲が好ましい。焼戻し時加熱時間としては５～３５分を例示することができる。上記一連の調質処理により、クラッド鋼板の母材を微細化することができる。
　クラッド鋼板は、板状のまま及び鋼管に成型してクラッド鋼管として使用することができる。上記クラッド鋼板では、溶接時に、それぞれ表裏１パスで溶接することができ、該１パス溶接によってもＨＡＺ部での微細な組織が維持され、良好な靱性が確保される。
　以下に本発明の実施例を比較例と対比しつつ説明する。
　母材の靭性は、ＡＰＩ－５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を採取し、－２０℃におけるＤＷＴＴ試験（落重特性）で評価した。本発明では、－２０℃におけるＤＷＴＴ試験で、延性破面率８５％以上を母材の靭性に優れているものとした。また、引張強度は５９０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。
　表１に示す化学成分を有する母材とＡｌｌｏｙ６２５を用い、クラッド鋼板を製造した。製造条件は、母材と合せ材を重ねて一組とし、加熱炉で１１５０℃に加熱後、熱間圧延により母材厚３０ｍｍ、合せ材厚３ｍｍのクラッド鋼板とし、圧延完了後、９１０℃に加熱して溶体化処理を実施した後、５００℃に加熱して焼戻し処理を行った。比較例として焼戻し温度を６００℃にしたものを製造した。
　一連の熱処理後のクラッド鋼板を冷間で成形して外径５００ｍｍのクラッド鋼管を製造し、母材部と母材の溶接熱影響部について諸特性を調べた。結果を表２に示す。
　表２において、母材の化学成分がいずれも本発明の請求範囲を満足する発明例であるＮｏ．１～Ｎｏ．１２は、母材部のＤＷＴＴ特性が目標特性を満足する。一方比較例であるＮｏ．１３、１７はＶの値が、Ｎｏ．１４、１８はＭｎの値が、Ｎｏ．１５、１９、２０はＴｉ／Ｎの値が、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．２１はＮｂ／Ｃの値が、それぞれ発明の範囲を外れているので母材のＤＷＴＴ特性や引張強度が目標値を満たさなかった。また、Ｎｏ．２２、２３は焼戻し温度が６００℃と高温となったので、母材のＤＷＴＴ特性が目標値を満たさなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
 

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１０％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：１．３０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１０％未満、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００３０～０．００６０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、－２０℃ＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上の特性を有するクラッド鋼板の母材。
  2. 　さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１０～０．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．００５～０．０５０％の中から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載のクラッド鋼板の母材。
  3. 　さらに、ＴｉとＮとの質量％比であるＴｉ／Ｎが、２．０～３．５の範囲にある請求項１または２に記載のクラッド鋼板の母材。
  4. 　さらに、ＮｂとＣとの質量％比であるＮｂ／Ｃが、０．２～２．０の範囲にある請求項１乃至３の何れかに記載のクラッド鋼板の母材。
  5. 　請求項１乃至４の何れかに記載の母材を有するクラッド鋼板。
  6. 　請求項１乃至４の何れかに記載の母材と合せ材とを用いてクラッド圧延した後、９００～１１００℃に加熱して溶体化処理を行い、その後、５５０℃未満で焼戻し処理した、母材が－２０℃ＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上の特性を有するクラッド鋼板の製造方法。
     
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