JP6319528B1 - 電縫溶接クラッド鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
溶接部の中でも特に特性への影響が大きい凝固組織が形成されている領域が低減され、かつ、クラッド管としての機能も損なわれていない電縫溶接クラッド鋼管を提供する。母材である炭素鋼または低合金鋼からなる第１層と、前記第１層の一方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第２層とを有する電縫溶接クラッド鋼管であって、溶接部において前記母材が前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面に露出しておらず、 次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面のそれぞれに凝固組織を含有しない、電縫溶接クラッド鋼管。（ｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置（ｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の厚み方向における中央の位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置（ｉｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
Description
本発明は、電縫溶接クラッド鋼管およびその製造方法に関する。
通常、電縫鋼管（electric resistance welded steel pipe or tube）は、鋼板（鋼帯ともいう）を管状に成形し、高周波電流によって加熱・溶融された対向する鋼帯幅方向両端部を、スクイズロール（squeeze roll）により突き合せ加圧して溶接し製造される。このように鋼板を溶接した場合、溶接部における靭性、強度、伸びなどの各種特性が、溶接前の鋼板に比べて劣化することが知られている。したがって、電縫鋼管の性能を向上させるためには、溶接部、特に凝固組織が形成されている領域を低減することが求められる。
一方、電縫鋼管の特性を向上させるための他の手段として、電縫溶接クラッド鋼管（electric resistance welded clad steel pipe or tube）が提案されている。電縫溶接クラッド鋼管とは、母材としての鋼板に、母材とは異なる材料からなる金属板（合せ材（cladding material））をクラッドしたクラッド鋼板を用いて製造される電縫鋼管である。このように異なる材料を組み合わせることにより、母材と合せ材、それぞれが有する特性を活かし、優れた特性を有する鋼管を得ることができる。例えば、母材として炭素鋼を、合せ材としてステンレス鋼板を用いた場合、ステンレス鋼板の耐食性と、炭素鋼の強度とを兼ね備えた電縫溶接クラッド鋼管を得ることができると考えられる。
このような電縫溶接クラッド鋼管に関する技術としては、例えば、次の特許文献１〜３が挙げられる。
特許文献１には、管状に曲成したクラッド鋼板の対向両縁部を突合せ溶接した溶接ビード中の少なくとも合せ材側ビードを、母材に到る深さまで切削除去し、切削除去部に合せ材と同様の性質を有する肉盛溶接を施すクラッド管の製造方法が開示されている。
特許文献２には、クラッド鋼帯を素管に成形し、継目エッジ部を電縫溶接した後、溶接シームに侵入した異種金属を希釈する、クラッド鋼管の製造方法が開示されている。前記希釈は、次の（１）、（２）のいずれかの方法で行われる。（１）異種金属が侵入した溶接シームに沿った、クラッド界面の深さまでの領域を溶融・凝固させて、該異種金属を希釈する。（２）合せ材と同種の金属を用いて、異種金属が侵入したシーム部に肉盛溶接を施し、次いで、該肉盛溶接部を圧延して前記異種金属を希釈する。
特許文献３には、内面側を合せ材としたクラッド鋼板を電縫溶接してクラッド鋼管を製造する方法が開示されている。前記製造方法では、前記クラッド鋼板を成形して、内面が合せ材である管状体とし、前記管状体の合せ材突合せ部の少なくとも一部分を電縫溶接し、その後突合せ未溶接部に肉盛溶接が施される。
しかし、上記特許文献１〜３に記載の技術は、いずれも電縫溶接後に溶接部に対して肉盛り溶接や溶融・凝固処理などの後処理を行うことを必須としている。その理由は、以下のとおりである。
電縫溶接においては、溶接部、すなわち管状に成形された鋼板の周方向両端を突き合わせた部位に、ペネトレータと呼ばれる酸化物主体の溶接欠陥が生成する。このペネトレータは、溶接部の靭性や強度を低下させる原因となるため、通常は、ペネトレータが溶接部に残留しないよう、スクイズロールによるアプセット量を大きくして、溶接時に生じる酸化溶融物を管外面に排出する対策が取られている。
しかしながら、クラッド鋼板を素材として電縫溶接クラッド鋼管を製造する場合に、上記のようにアプセット量を大きくすると、次のような問題が生じる。図１５（Ａ）は、母材１１および合せ材１２からなるクラッド鋼板を、合せ材１２が内面となるように電縫溶接した際の溶接部断面を模式的に示した図である。アプセット量が大きいと、溶融した母材１１が合せ材１２の溶接シーム部１４に侵入し、特に、アプセット量が過剰であると、図１５（Ａ）に示すように、母材１１が鋼管の合せ材１２側表面へ露出する。その結果、母材１１が露出した部位において性能の低下が生じ、クラッド鋼管としてのメリットが損なわれる。
例えば、耐食性向上を目的として、母材１１としての低炭素鋼に合せ材１２としてのステンレス鋼をクラッドしたクラッド鋼板を用いる場合、図１５（Ａ）に示したように合せ材側に母材１１が露出することにより、耐食性に劣る低炭素鋼が露出する結果、鋼管内面の溶接シーム部１４近傍の耐食性が著しく低下する。
そこで、特許文献１、２では、上記の問題を解決するために、電縫溶接後、合せ材と同等の材料を溶接部に肉盛り溶接している。しかし、この方法では母材露出部をなくすことはできるものの、肉盛り溶接を行う結果、特性に劣る溶接部がかえって増加してしまう。特許文献２においては、肉盛り溶接に代えて溶融・凝固処理を行う方法も提案されているが、この方法においても、溶融・凝固処理が施された部分は、溶接金属と同様の凝固組織を有するため特性に劣っている。
また、特許文献３に記載された方法では、合せ材側のみを溶接した後に母材側を肉盛り溶接しているため、母材が合せ材側へ露出することは防止できる。しかし、母材を肉盛り溶接によって接合するため、通常の電縫溶接によって接合する場合に比べて溶接部がかえって増加してしまう。
このように、特許文献１〜３に記載されているような従来の方法では、（１）溶接金属による特性劣化を抑制するために溶接部の幅を狭くすることと、（２）母材が合せ材側へ露出することに起因するクラッド鋼管としての性能低下を防止することという２つの目的を、両立させることはできないという課題があった。この課題は、母材の表裏面に合せ材が設けられた３層のクラッド鋼板を素材として用いる場合も同様である。図１５（Ｂ）に示すように、アプセット量が大きいと、溶融した母材１１が合せ材１２Ａ、１２Ｂの溶接シーム部１４に侵入し、母材１１が鋼管の合せ材１２側表面（すなわち鋼管の内面および外面）へ露出する。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、溶接部の中でも特に特性への影響が大きい凝固組織が形成されている領域が低減され、かつ、クラッド管としての機能も損なわれていない電縫溶接クラッド鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意検討した結果、次の（１）〜（４）の知見を得た。
（１）電縫溶接前にあらかじめ、クラッド鋼帯の幅方向両端部を合せ材側から押し込み加工して特定形状のＹ形開先を形成しておくことにより、電縫溶接後に溶融した母材が合せ材側の表面に露出することを抑制できる。
（２）溶接の際、特定の構造のシールドガス吹付けノズルを用いて、適切な条件でシールドガスを吹き付けることにより、被溶接部の酸素濃度を格段に低減でき、その結果、ペネトレータの生成を抑制できる。
（３）上記（２）の結果、溶接時のアプセット量を小さくしても溶接部にペネトレータが残留せず、溶接部の特性が向上する。さらに、アプセット量を小さくすることにより、溶融した母材が合せ材側の表面に露出することを抑制できる。
（４）上記開先加工、シールドガス、およびアプセット量の各条件の組み合わせを厳密に制御することにより、母材が合せ材側の表面に露出することを完全に防止できる。そのため、従来技術のように、肉盛り溶接や溶融・凝固処理などの後処理を行うことなく、耐食性などの性能に優れた電縫溶接クラッド鋼管を得ることができる。また、凝固組織が形成されている領域を著しく低減できるため、電縫溶接クラッド鋼管の機械的特性、特に溶接部靭性を向上できる。
本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．母材である炭素鋼または低合金鋼からなる第１層と、
前記第１層の一方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第２層とを有する電縫溶接クラッド鋼管であって、
溶接部において前記母材が前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面に露出しておらず、
次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面のそれぞれに凝固組織を含有しない、電縫溶接クラッド鋼管。
（ｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の厚み方向における中央の位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
前記第１層の一方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第２層とを有する電縫溶接クラッド鋼管であって、
溶接部において前記母材が前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面に露出しておらず、
次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面のそれぞれに凝固組織を含有しない、電縫溶接クラッド鋼管。
（ｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の厚み方向における中央の位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
２．前記電縫溶接クラッド鋼管が、前記第１層と前記第２層とからなる、上記１に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
３．（Ａ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の外側に配置されており、かつ、前記（ｉ）および（ｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織であるか、
または、
（Ｂ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の内側に配置されており、かつ、前記（ｉｉ）および（ｉｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である、
上記２に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
または、
（Ｂ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の内側に配置されており、かつ、前記（ｉｉ）および（ｉｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である、
上記２に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
４．前記電縫溶接クラッド鋼管が、前記第１層、前記第２層、および前記第１層の他方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第３層からなる、上記１に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
５．前記（ｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、かつ、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である、上記４に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
６．前記合せ材が、質量％で、
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１１．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するステンレス鋼である、上記１〜５のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１１．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するステンレス鋼である、上記１〜５のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
７．前記合せ材が、質量％で、
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：６．０％以上、
Ｃｒ：１５．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、ステンレス鋼またはニッケル含有合金である、上記１〜５のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：６．０％以上、
Ｃｒ：１５．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、ステンレス鋼またはニッケル含有合金である、上記１〜５のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
８．前記合せ材の成分組成が、質量％で、
Ｍｏ：２０．０％以下、
Ｃｕ：５．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｃｏ：３．０％以下、
Ｗ ：５．０％以下、および
Ｔａ：５．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記６または７に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
Ｍｏ：２０．０％以下、
Ｃｕ：５．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｃｏ：３．０％以下、
Ｗ ：５．０％以下、および
Ｔａ：５．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記６または７に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
９．前記合せ材の成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：２．０％以下、
Ｎｂ：５．０％以下、
Ｖ ：２．０％以下、および
Ｚｒ：２．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記６〜８のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
Ｔｉ：２．０％以下、
Ｎｂ：５．０％以下、
Ｖ ：２．０％以下、および
Ｚｒ：２．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記６〜８のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
１０．前記合せ材の成分組成が、質量％で、
Ｂ ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、および
ＲＥＭ：０．１０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記６〜９のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
Ｂ ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、および
ＲＥＭ：０．１０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記６〜９のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
１１．前記母材が、質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、および
Ａｌ：０．１％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、炭素鋼または低合金鋼である上記１〜１０のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、および
Ａｌ：０．１％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、炭素鋼または低合金鋼である上記１〜１０のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
１２．前記母材の成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ ：０．１％以下、および
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１１に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ ：０．１％以下、および
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１１に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
１３．母材である炭素鋼または低合金鋼からなる第１層と、前記第１層の一方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第２層とを有するクラッド鋼帯を用意し、
前記クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を施して開先を形成し、
前記クラッド鋼帯を管状に成形して素管とし、
前記素管の対向する一対の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接クラッド鋼管とする、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法であって、
前記開先加工では、前記クラッド鋼帯の幅方向両端部を前記第２層側から押し込み加工し、
前記開先は、
前記第２層と前記第１層とのクラッド界面が前記第２層側から前記クラッド鋼帯の厚み中心側に向き、
前記第２層側におけるベベル角度θ１が10°以上50°以下であり、
開先深さｄ１が前記クラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下であり、かつ
下記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１が25％以上50％以下であり、
前記電縫溶接は、前記突き合わせ部にガスシールドを施しつつ、アプセット量が前記クラッド鋼帯の厚みｔ以下の条件で前記突合せ部を突き合せ加圧して行われ、
前記ガスシールドは、
前記素管の突合せ部上端から5〜300 mm上方の位置で、前記素管の突合せ方向に隣接して並置された３つ以上のスリット状のガス放出口を有するシールドガス吹付けノズルを用いて、前記ガス放出口のうち両端に位置する一対の第１ガス放出口からのガス放出流速をＡ（ｍ／ｓ）とし、残りの第２ガス放出口からのガス放出流速をＢ（ｍ／ｓ）としたとき、Ｂが0.5〜50 m/sであり、かつ、0.010≦Ｂ／Ａ≦10を満たす条件下でシールドガスを吹き付けて行われる、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
記
Ｒ１＝（ｔc1 *＋ｄ１）／ｔ×１００（％） ・・・（１）
ここで、Ｒ１：投影クラッド比率
ｔc1 *：ルート面における前記第２層の厚み（ｍｍ）
ｄ１：第２層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
前記クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を施して開先を形成し、
前記クラッド鋼帯を管状に成形して素管とし、
前記素管の対向する一対の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接クラッド鋼管とする、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法であって、
前記開先加工では、前記クラッド鋼帯の幅方向両端部を前記第２層側から押し込み加工し、
前記開先は、
前記第２層と前記第１層とのクラッド界面が前記第２層側から前記クラッド鋼帯の厚み中心側に向き、
前記第２層側におけるベベル角度θ１が10°以上50°以下であり、
開先深さｄ１が前記クラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下であり、かつ
下記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１が25％以上50％以下であり、
前記電縫溶接は、前記突き合わせ部にガスシールドを施しつつ、アプセット量が前記クラッド鋼帯の厚みｔ以下の条件で前記突合せ部を突き合せ加圧して行われ、
前記ガスシールドは、
前記素管の突合せ部上端から5〜300 mm上方の位置で、前記素管の突合せ方向に隣接して並置された３つ以上のスリット状のガス放出口を有するシールドガス吹付けノズルを用いて、前記ガス放出口のうち両端に位置する一対の第１ガス放出口からのガス放出流速をＡ（ｍ／ｓ）とし、残りの第２ガス放出口からのガス放出流速をＢ（ｍ／ｓ）としたとき、Ｂが0.5〜50 m/sであり、かつ、0.010≦Ｂ／Ａ≦10を満たす条件下でシールドガスを吹き付けて行われる、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
記
Ｒ１＝（ｔc1 *＋ｄ１）／ｔ×１００（％） ・・・（１）
ここで、Ｒ１：投影クラッド比率
ｔc1 *：ルート面における前記第２層の厚み（ｍｍ）
ｄ１：第２層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
１４．前記クラッド鋼帯が、前記第１層と前記第２層とからなり、
前記開先が、Ｙ形開先である、上記１３に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
前記開先が、Ｙ形開先である、上記１３に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
１５．前記電縫溶接後、さらに、前記電縫溶接クラッド鋼管を熱処理し、次いで、冷却する、上記１４に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法であって、
前記熱処理を、前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における加熱温度：750〜1250℃、750〜1250℃の温度範囲における保持時間：10秒以上、前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における加熱温度：750〜1200℃、750〜1200℃の温度範囲における保持時間：10秒以上の条件で行い、
前記冷却を、前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/secの条件で行う、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
前記熱処理を、前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における加熱温度：750〜1250℃、750〜1250℃の温度範囲における保持時間：10秒以上、前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における加熱温度：750〜1200℃、750〜1200℃の温度範囲における保持時間：10秒以上の条件で行い、
前記冷却を、前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/secの条件で行う、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
１６．前記クラッド鋼帯が、前記第１層、前記第２層、および前記第１層の他方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第３層からなり、
前記開先加工では、さらに前記クラッド鋼帯の幅方向両端部を前記第３層側から押し込み加工し、
前記開先が、Ｘ形開先であり、
前記開先は、さらに、
前記第３層と前記第１層とのクラッド界面が前記第３層側から前記クラッド鋼帯の厚み中心側に向き、
前記第３層側におけるベベル角度θ２が10°以上50°以下であり、
開先深さｄ２が前記クラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下であり、かつ、
下記（２）式で定義される投影クラッド比率Ｒ２が25％以上50％以下である、
上記１３に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
記
Ｒ２＝（ｔc2 *＋ｄ２）／ｔ×１００（％） ・・・（２）
ここで、Ｒ２：投影クラッド比率
ｔc2 *：ルート面における前記第３層の厚み（ｍｍ）
ｄ２：第３層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
前記開先加工では、さらに前記クラッド鋼帯の幅方向両端部を前記第３層側から押し込み加工し、
前記開先が、Ｘ形開先であり、
前記開先は、さらに、
前記第３層と前記第１層とのクラッド界面が前記第３層側から前記クラッド鋼帯の厚み中心側に向き、
前記第３層側におけるベベル角度θ２が10°以上50°以下であり、
開先深さｄ２が前記クラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下であり、かつ、
下記（２）式で定義される投影クラッド比率Ｒ２が25％以上50％以下である、
上記１３に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
記
Ｒ２＝（ｔc2 *＋ｄ２）／ｔ×１００（％） ・・・（２）
ここで、Ｒ２：投影クラッド比率
ｔc2 *：ルート面における前記第３層の厚み（ｍｍ）
ｄ２：第３層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
１７．前記電縫溶接後、さらに、前記電縫溶接クラッド鋼管を熱処理し、次いで、冷却する、上記１６に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法であって、
前記熱処理を、前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における加熱温度：750〜1250℃、保持時間：10秒以上、前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における加熱温度：750〜1200℃、保持時間：10秒以上の条件で行い、
前記冷却を、前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/secの条件で行う、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
前記熱処理を、前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における加熱温度：750〜1250℃、保持時間：10秒以上、前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における加熱温度：750〜1200℃、保持時間：10秒以上の条件で行い、
前記冷却を、前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/secの条件で行う、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
１８．前記合せ材が、上記６〜１０のいずれか一項に記載の成分組成を有する、上記１３〜１７のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
１９．前記母材が、上記１１または１２に記載の成分組成を有する、上記１３〜１８のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
本発明によれば、溶接部の中でも特に特性への影響が大きい凝固組織が形成されている領域が低減され、かつ、クラッド管としての機能も損なわれていない電縫溶接クラッド鋼管を得ることができる。
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の電縫溶接クラッド鋼管は、少なくとも、第１層と前記第１層の一方の面に積層された第２層とを有する。前記第１層は、母材である炭素鋼または低合金鋼からなり、前記第２層は合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる。本発明の一実施形態における電縫溶接クラッド鋼管は、前記第１層および前記第２層からなる電縫溶接２層クラッド鋼管であってよい。また、本発明の他の実施形態における電縫溶接クラッド鋼管は、さらに前記第１層の他方の面に積層された第３層を有することができる。言い換えれば、前記電縫溶接クラッド鋼管は、前記第１層と、前記第１層の一方の面に積層された第２層と、前記第１層の他方の面に積層された第３層とからなる電縫溶接３層クラッド鋼管であってよい。前記第３層は合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる。
以下、電縫溶接クラッド鋼管が２層クラッド鋼管である場合（第１の実施形態）と、電縫溶接クラッド鋼管が３層クラッド鋼管である場合（第２の実施形態）を例として、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
（第１の実施形態）
まず、電縫溶接クラッド鋼管が２層クラッド鋼管である場合について説明する。
まず、電縫溶接クラッド鋼管が２層クラッド鋼管である場合について説明する。
［電縫溶接クラッド鋼管］
図１を参照して、本発明の第１の実施形態における電縫溶接クラッド鋼管２０を説明する。本実施形態の電縫溶接クラッド鋼管２０は、母材からなる第１層１１と、合せ材からなる第２層１２とからなる２層の電縫溶接クラッド鋼管（以下、単に「クラッド鋼管」という場合がある）である。
図１を参照して、本発明の第１の実施形態における電縫溶接クラッド鋼管２０を説明する。本実施形態の電縫溶接クラッド鋼管２０は、母材からなる第１層１１と、合せ材からなる第２層１２とからなる２層の電縫溶接クラッド鋼管（以下、単に「クラッド鋼管」という場合がある）である。
ここで、本明細書において「母材」とは、クラッド鋼管を構成する２つの層のうち、厚みが大きい方の層の材料を意味し、「合せ材」とは、厚みが小さい方の層の材料を意味する。
本発明では、前記母材としては、機械的強度に優れる材料である低炭素鋼または低合金鋼を用い、前記合せ材としては、耐食性に優れる材料であるステンレス鋼またはニッケル含有合金を用いる。このように２種の材料を組み合わせることにより、強度と耐食性とを兼ね備えた鋼管を得ることができる。また、鋼管全体をステンレス鋼またはニッケル含有合金とする場合に比べて、製造コストを低減することができる。
（母材）
本発明においては、前記母材として低炭素鋼または低合金鋼を用いる。
本発明においては、前記母材として低炭素鋼または低合金鋼を用いる。
前記炭素鋼としては、特に限定されず、任意のものを用いることができる。電縫溶接クラッド鋼管の機械的特性は、その管体積の大部分を占める母材の特性に支配されるため、電縫溶接クラッド鋼管の適用先に応じた規格、機械的特性を有する炭素鋼を選定することが好ましい。なお、ここで「低炭素鋼」とは、Ｃ含有量が０．２５質量％以下である炭素鋼を指すものとする。
前記低合金鋼としては、合金元素の合計含有量が５質量％以下の鋼であれば特に限定されず、任意のものを用いることができる。前記低合金鋼は、炭素鋼と同様に、電縫溶接クラッド鋼管の適用先を考慮して選定すればよい。
以下、母材として好適に使用できる低炭素鋼および低合金鋼の成分組成について、さらに具体的に説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り「％」は「質量％」を意味するものとする。
本発明の一実施形態においては、
Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、および
Ａｌ：０．１％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する炭素鋼または低合金鋼を母材として用いることができる。
Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、および
Ａｌ：０．１％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する炭素鋼または低合金鋼を母材として用いることができる。
ここで各元素の含有量の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．２０％
Ｃは鋼の強度を向上させるために必要な元素である。０．０２％未満では、母材として必要な強度を実現することが困難となる。そのため、Ｃ含有量を０．０２％以上とする。Ｃ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、溶接などの熱処理時にマルテンサイトが生成しやすくなり、材料が脆くなる。そのため、Ｃ含有量を０．２０％以下とする。Ｃ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
Ｃは鋼の強度を向上させるために必要な元素である。０．０２％未満では、母材として必要な強度を実現することが困難となる。そのため、Ｃ含有量を０．０２％以上とする。Ｃ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、溶接などの熱処理時にマルテンサイトが生成しやすくなり、材料が脆くなる。そのため、Ｃ含有量を０．２０％以下とする。Ｃ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは鋼の脱酸や、強度調整に用いられる元素である。０．０１％未満では、その効果が不十分である。そのため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．０％超では、材料が硬化し、靱性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．８％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは鋼の脱酸や、強度調整に用いられる元素である。０．０１％未満では、その効果が不十分である。そのため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．０％超では、材料が硬化し、靱性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．８％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは鋼の強度を調整するために有用な元素である。０．１％未満では、その効果が不十分である。そのため、Ｍｎ含有量を０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％超では、溶接性の低下や介在物の増加などの弊害が生じる。そのため、Ｍｎ含有量を２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．８％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは鋼の強度を調整するために有用な元素である。０．１％未満では、その効果が不十分である。そのため、Ｍｎ含有量を０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％超では、溶接性の低下や介在物の増加などの弊害が生じる。そのため、Ｍｎ含有量を２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．８％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは鋼中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．０５％以下であれば許容できる。そのため、Ｐ含有量を０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、０．０３％以下とすることが好ましい。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは鋼中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．０５％以下であれば許容できる。そのため、Ｐ含有量を０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、０．０３％以下とすることが好ましい。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは鋼中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１％以下であれば許容できる。そのため、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは鋼中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１％以下であれば許容できる。そのため、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは鋼の脱酸に用いられる元素である。ただし、０．１％を超えて含有すると、Ａｌの酸化物が多量に生成し、鋼の清浄度を低下させる。そのため、Ａｌ含有量を０．１％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されない。しかし、Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸の効果が得にくいので、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌは鋼の脱酸に用いられる元素である。ただし、０．１％を超えて含有すると、Ａｌの酸化物が多量に生成し、鋼の清浄度を低下させる。そのため、Ａｌ含有量を０．１％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されない。しかし、Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸の効果が得にくいので、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
さらに本発明の一実施形態においては、上記母材の成分組成が、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ ：０．１％以下、および
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ ：０．１％以下、および
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＶは、何れも炭化物の形成または鋼中への固溶により、鋼の強度を向上させる効果を有する。ただし、それぞれ、０．１％、０．２％、０．５％、０．５％、０．１％を超えて含有すると靱性の低下を招く。したがって、それぞれ、含有量を０．１％以下、０．２％以下、０．５％以下、０．５％以下、０．１％以下に限定する。なお、含有量が０．０１％未満では、その効果が得にくいので、含有させる場合は、含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＶは、何れも炭化物の形成または鋼中への固溶により、鋼の強度を向上させる効果を有する。ただし、それぞれ、０．１％、０．２％、０．５％、０．５％、０．１％を超えて含有すると靱性の低下を招く。したがって、それぞれ、含有量を０．１％以下、０．２％以下、０．５％以下、０．５％以下、０．１％以下に限定する。なお、含有量が０．０１％未満では、その効果が得にくいので、含有させる場合は、含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下
Ｃｕ、Ｎｉは焼入性向上を通じて、鋼の強度を向上させる効果を有する。ただし、それぞれ、含有量が０．５％超では、その効果が飽和し、不要なコストの上昇を招く。したがって、それぞれ含有量を０．５％以下に限定する。一方、含有量の下限は特に限定されないが、含有量が０．０１％未満では、その効果が得にくいので、含有させる場合は、含有量を０．０１％以上することが好ましい。
Ｃｕ、Ｎｉは焼入性向上を通じて、鋼の強度を向上させる効果を有する。ただし、それぞれ、含有量が０．５％超では、その効果が飽和し、不要なコストの上昇を招く。したがって、それぞれ含有量を０．５％以下に限定する。一方、含有量の下限は特に限定されないが、含有量が０．０１％未満では、その効果が得にくいので、含有させる場合は、含有量を０．０１％以上することが好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは展伸した粗大な硫化物を球状の硫化物とする介在物形態制御に寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその効果が不十分である。そのため、含有させる場合は、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％超では、鋼が清浄度を低下する。そのため、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とする。
Ｃａは展伸した粗大な硫化物を球状の硫化物とする介在物形態制御に寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその効果が不十分である。そのため、含有させる場合は、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％超では、鋼が清浄度を低下する。そのため、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とする。
（合せ材）
本発明においては、前記合せ材としてステンレス鋼またはニッケル含有合金を用いる。
本発明においては、前記合せ材としてステンレス鋼またはニッケル含有合金を用いる。
前記ステンレス鋼としては、特に限定されず任意のものを用いることができるが、耐食性の観点からは、オーステナイト系ステンレス鋼を用いることが好ましく、ＳＵＳ３１６Ｌを用いることがより好ましい。
また、前記ニッケル含有合金としては、Ｎｉを含有するものであれば任意のものを用いることができる。好適に用いることができるニッケル含有合金の例としては、Ａｌｌｏｙ６２５およびＡｌｌｏｙ８２５が挙げられる。
以下、合せ材として好適に使用できるステンレス鋼またはニッケル含有合金の成分組成について、さらに具体的に説明する。
本発明の一実施形態においては、
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１１．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するステンレス鋼を合せ材として用いることができる。
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１１．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するステンレス鋼を合せ材として用いることができる。
Ｃ：０．１５％以下
Ｃはステンレス鋼の強度を向上させる効果を有する。ただし、０．１５％超では、溶接などの熱処理時にマルテンサイトが生成しやすくなり、材料が脆くなる。そのため、Ｃ含有量を０．１５％以下に限定する。Ｃ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｃ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃはステンレス鋼の強度を向上させる効果を有する。ただし、０．１５％超では、溶接などの熱処理時にマルテンサイトが生成しやすくなり、材料が脆くなる。そのため、Ｃ含有量を０．１５％以下に限定する。Ｃ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｃ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ：５．０％以下
Ｓｉはステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、Ｓｉ含有量が５．０％超では、材料が硬化し、靱性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量を５．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、３．０％以下とすることが好ましい。なお、Ｓｉは原料からの混入を避けられない元素であり、さらに除去することが難しい元素であるので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｉはステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、Ｓｉ含有量が５．０％超では、材料が硬化し、靱性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量を５．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、３．０％以下とすることが好ましい。なお、Ｓｉは原料からの混入を避けられない元素であり、さらに除去することが難しい元素であるので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは鋼の強度を調整するために有用な元素である。ただし、２．０％超では、溶接性の低下や介在物の増加などの弊害が生じる。そのため、Ｍｎ含有量を２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．８％以下とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｎは、不可避的に混入したＳと結合して、Ｓの粒界偏析を抑制する効果を有するため、Ｍｎ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
Ｍｎは鋼の強度を調整するために有用な元素である。ただし、２．０％超では、溶接性の低下や介在物の増加などの弊害が生じる。そのため、Ｍｎ含有量を２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．８％以下とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｎは、不可避的に混入したＳと結合して、Ｓの粒界偏析を抑制する効果を有するため、Ｍｎ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
Ｐ：０．１％以下
Ｐはステンレス鋼中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．１％以下であれば許容できる。より好適には０．０５％以下である。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐはステンレス鋼中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．１％以下であれば許容できる。より好適には０．０５％以下である。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．１％以下
Ｓはステンレス鋼中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．１％以下であれば許容できる。より好適には０．０５％以下である。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓはステンレス鋼中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．１％以下であれば許容できる。より好適には０．０５％以下である。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉはステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、オーステナイト生成元素であるために、フェライト系ステンレス鋼においては、フェライト単相に制御するために１．０％以下に限定する。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、耐食性向上の目的のためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉはステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、オーステナイト生成元素であるために、フェライト系ステンレス鋼においては、フェライト単相に制御するために１．０％以下に限定する。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、耐食性向上の目的のためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：１１．０％以上
Ｃｒは、ステンレス鋼の表面に不働態皮膜を形成することにより、耐食性を保つために重要な元素である。１１．０％未満では、その効果が不十分である。そのため、Ｃｒ含有量を１１．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、１３．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量の上限は特に限定されないが、３５．０％を超えて含有すると熱間加工性が低下しやすいので、３５．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒは、ステンレス鋼の表面に不働態皮膜を形成することにより、耐食性を保つために重要な元素である。１１．０％未満では、その効果が不十分である。そのため、Ｃｒ含有量を１１．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、１３．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量の上限は特に限定されないが、３５．０％を超えて含有すると熱間加工性が低下しやすいので、３５．０％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．５％以下
Ｎはステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、０．５％超えて含有させてもその効果が飽和するので、０．５％以下に限定する。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、精錬コストが過大となるのを防ぐため、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎはステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、０．５％超えて含有させてもその効果が飽和するので、０．５％以下に限定する。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、精錬コストが過大となるのを防ぐため、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
また、他の実施形態においては、
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：６．０％以上、
Ｃｒ：１５．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、ステンレス鋼またはニッケル含有合金を合せ材として用いることができる。
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：６．０％以上、
Ｃｒ：１５．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、ステンレス鋼またはニッケル含有合金を合せ材として用いることができる。
Ｃ：０．１５％以下
Ｃはステンレス鋼やニッケル含有合金の強度を向上させる効果を有する。ただし、０．１５％超では、溶接などの熱処理時にマルテンサイトが生成しやすくなり、材料が脆くなる。したがって、０．１５％以下に限定する。より好適には０．１％以下である。一方、Ｃ含有量の下限は特に限定されないが、
精錬コストが過大となるのを防ぐため、Ｃ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃはステンレス鋼やニッケル含有合金の強度を向上させる効果を有する。ただし、０．１５％超では、溶接などの熱処理時にマルテンサイトが生成しやすくなり、材料が脆くなる。したがって、０．１５％以下に限定する。より好適には０．１％以下である。一方、Ｃ含有量の下限は特に限定されないが、
精錬コストが過大となるのを防ぐため、Ｃ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ：５．０％以下
Ｓｉはステンレス鋼やニッケル含有合金の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、５．０％超では、材料が硬化し、靱性も低下する。したがって、５．０％以下に限定する。より好適には、３．０％以下である。なお、Ｓｉは原料からの混入を避けられない元素であり、さらに除去することが難しい元素であるので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｉはステンレス鋼やニッケル含有合金の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、５．０％超では、材料が硬化し、靱性も低下する。したがって、５．０％以下に限定する。より好適には、３．０％以下である。なお、Ｓｉは原料からの混入を避けられない元素であり、さらに除去することが難しい元素であるので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、ステンレス鋼やニッケル含有合金の相安定性を制御するために、必要に応じて含有させることができる。ただし、２．０％超では、溶接性の低下や介在物の増加などの弊害が生じる。したがって、２．０％以下に限定する。一方、Ｍｎ含有量の下限は特に限定されないが、不可避的に混入したＳと結合して、Ｓの粒界偏析を抑制する効果を有するため、Ｍｎ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、ステンレス鋼やニッケル含有合金の相安定性を制御するために、必要に応じて含有させることができる。ただし、２．０％超では、溶接性の低下や介在物の増加などの弊害が生じる。したがって、２．０％以下に限定する。一方、Ｍｎ含有量の下限は特に限定されないが、不可避的に混入したＳと結合して、Ｓの粒界偏析を抑制する効果を有するため、Ｍｎ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。
Ｐ：０．１％以下
Ｐはステンレス鋼やニッケル含有合金中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．１％以下であれば許容できる。より好適には０．０５％以下である。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐはステンレス鋼やニッケル含有合金中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．１％以下であれば許容できる。より好適には０．０５％以下である。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．１％以下
Ｓはステンレス鋼やニッケル含有合金中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．１％以下であれば許容できる。より好適には０．０５％以下である。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓはステンレス鋼やニッケル含有合金中に不純物として存在し、結晶粒界などに偏析することにより、靱性などの特性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．１％以下であれば許容できる。より好適には０．０５％以下である。なお、過度の低減は、その効果が小さくなることに対して精錬コストが過大となるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：６．０％以上
Ｎｉはステンレス鋼やニッケル含有合金の耐食性の向上に寄与する元素である。また、オーステナイト生成元素であるために、Ｃｒなどのフェライト生成元素とのバランスを考慮して、ステンレス鋼やニッケル含有合金の相安定性の制御に用いられる。そのような目的のために、Ｃｒ含有量が１５．０％以上の場合には、Ｎｉ含有量を６．０％以上に限定する。一方、Ｎｉ含有量の上限は特に限定されないが、
コストの増大を防ぐため、Ｎｉ含有量は８０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉはステンレス鋼やニッケル含有合金の耐食性の向上に寄与する元素である。また、オーステナイト生成元素であるために、Ｃｒなどのフェライト生成元素とのバランスを考慮して、ステンレス鋼やニッケル含有合金の相安定性の制御に用いられる。そのような目的のために、Ｃｒ含有量が１５．０％以上の場合には、Ｎｉ含有量を６．０％以上に限定する。一方、Ｎｉ含有量の上限は特に限定されないが、
コストの増大を防ぐため、Ｎｉ含有量は８０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：１５．０％以上
Ｃｒは、ステンレス鋼やニッケル含有合金の表面に不働態皮膜を形成することにより、耐食性を保つために重要な元素である。また、Ｃｒはフェライト生成元素であるために、Ｎｉなどのオーステナイト生成元素とのバランスを考慮して、ステンレス鋼やニッケル含有合金の相安定性の制御に用いられる。そのような目的のために、Ｎｉ含有量が６．０％以上の場合には、Ｃｒ含有量を１５．０％以上に限定する。一方、Ｃｒ含有量の上限は特に限定されないが、コストの増大を防ぐため、Ｃｒ含有量は８０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒは、ステンレス鋼やニッケル含有合金の表面に不働態皮膜を形成することにより、耐食性を保つために重要な元素である。また、Ｃｒはフェライト生成元素であるために、Ｎｉなどのオーステナイト生成元素とのバランスを考慮して、ステンレス鋼やニッケル含有合金の相安定性の制御に用いられる。そのような目的のために、Ｎｉ含有量が６．０％以上の場合には、Ｃｒ含有量を１５．０％以上に限定する。一方、Ｃｒ含有量の上限は特に限定されないが、コストの増大を防ぐため、Ｃｒ含有量は８０％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．５％以下
Ｎはステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、０．５％を超えて含有させてもその効果が飽和するので、０．５％以下に限定する。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、精錬コストが過大となるのを防ぐため、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎはステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。ただし、０．５％を超えて含有させてもその効果が飽和するので、０．５％以下に限定する。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、精錬コストが過大となるのを防ぐため、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
さらに本発明の一実施形態においては、上記合せ材の成分組成が、
Ｍｏ：２０．０％以下、
Ｃｕ：５．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｃｏ：３．０％以下、
Ｗ ：５．０％以下、および
Ｔａ：５．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｍｏ：２０．０％以下、
Ｃｕ：５．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｃｏ：３．０％以下、
Ｗ ：５．０％以下、および
Ｔａ：５．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｍｏ：２０．０％以下、Ｃｕ：５．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下、Ｗ：５．０％以下、Ｔａ：５．０％以下
Ｍｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｗ、およびＴａは、ステンレス鋼やニッケル合金の耐食性や強度を向上させるために含有させることができる。ただし、それぞれ、２０．０％、５．０％、２．０％、３．０％、５．０％、５．０％を超えて含有させても、その効果が飽和するので、それぞれ、２０．０％以下、５．０％以下、２．０％以下、３．０％以下、５．０％以下、５．０％以下に限定する。一方、これらの元素の含有量は、その効果を発現させるため、０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｗ、およびＴａは、ステンレス鋼やニッケル合金の耐食性や強度を向上させるために含有させることができる。ただし、それぞれ、２０．０％、５．０％、２．０％、３．０％、５．０％、５．０％を超えて含有させても、その効果が飽和するので、それぞれ、２０．０％以下、５．０％以下、２．０％以下、３．０％以下、５．０％以下、５．０％以下に限定する。一方、これらの元素の含有量は、その効果を発現させるため、０．００５％以上とすることが好ましい。
さらに本発明の一実施形態においては、上記合せ材の成分組成が、
Ｔｉ：２．０％以下、
Ｎｂ：５．０％以下、
Ｖ ：２．０％以下、および
Ｚｒ：２．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｔｉ：２．０％以下、
Ｎｂ：５．０％以下、
Ｖ ：２．０％以下、および
Ｚｒ：２．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｔｉ：２．０％以下、Ｎｂ：５．０％以下、Ｖ ：２．０％以下、Ｚｒ：２．０％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒは何れもＣを固定することにより、鋭敏化を抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｃ：０．１５％以下の範囲においては、それぞれ、２．０％、５．０％、２．０％、２．０％を超えて含有させてもその効果が飽和するので、それぞれ、２．０％以下、５．０％以下、２．０％以下、２．０％以下に限定する。一方、これらの元素の含有量の下限は、その効果を発現させるため、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒは何れもＣを固定することにより、鋭敏化を抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｃ：０．１５％以下の範囲においては、それぞれ、２．０％、５．０％、２．０％、２．０％を超えて含有させてもその効果が飽和するので、それぞれ、２．０％以下、５．０％以下、２．０％以下、２．０％以下に限定する。一方、これらの元素の含有量の下限は、その効果を発現させるため、０．００１％以上とすることが好ましい。
さらに本発明の一実施形態においては、上記合せ材の成分組成が、
Ｂ ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、および
ＲＥＭ：０．１０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｂ ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、および
ＲＥＭ：０．１０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有することもできる。
Ｂは粒界の強化、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類金属）は介在物形態の制御を通して、靱性などの特性向上に寄与する元素である。ただし、それぞれ、０．００５０％、０．００５０％、０．００３０％、０．１０％を超えて含有させても、効果が飽和したり、清浄度の低下を招いたりするので、それぞれ０．００５０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下、０．１０％以下に限定する。一方、これらの元素の含有量の下限は、その効果を発現させるため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
母材からなる第１層１１と合せ材からなる第２層１２のどちらを管の内層として、どちらを管の外層とするかは、特に限定されず、クラッド鋼管の用途に応じて決定すればよい。例えば、腐食性流体を流すためのラインパイプには、管内面に高い耐食性が求められる。よって、クラッド鋼管をラインパイプに使用する場合には、合せ材を内層、母材を外層とすればよい。逆に、管外面に高い耐食性が求められる用途の場合、母材を内層、合せ材を外層とすればよい。
（母材の露出）
本実施形態のクラッド鋼管は、溶接部において母材が合せ材側表面に露出していないことを特徴とする。図１５（Ａ）に示したように母材が合せ材側へ露出すると、該露出部における耐食性などの特性が低下するため、クラッド鋼管であるにも関わらず、本来期待されるべき性能を発揮することができない。これに対し、本発明では、母材が合せ材側表面に露出していないため、クラッド鋼管としての機能が損なわれることがない。
本実施形態のクラッド鋼管は、溶接部において母材が合せ材側表面に露出していないことを特徴とする。図１５（Ａ）に示したように母材が合せ材側へ露出すると、該露出部における耐食性などの特性が低下するため、クラッド鋼管であるにも関わらず、本来期待されるべき性能を発揮することができない。これに対し、本発明では、母材が合せ材側表面に露出していないため、クラッド鋼管としての機能が損なわれることがない。
（凝固組織）
さらに本実施形態のクラッド鋼管においては、次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面のそれぞれに凝固組織を含有しない。
（ｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の厚み方向における中央の位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
さらに本実施形態のクラッド鋼管においては、次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面のそれぞれに凝固組織を含有しない。
（ｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の厚み方向における中央の位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）に対応する位置を図１に示す。電縫溶接クラッド鋼管２０の溶接部には、電縫溶接によって形成された溶接金属１５Ａ、１５Ｂが存在する。（ｉ）〜（ｉｉｉ）はそれぞれ、溶接部におけるクラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置、クラッド鋼管の厚み方向における中央（１／２ｔ）の位置、およびクラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置に対応する。そして、前記（ｉ）〜（ｉｉｉ）は、それぞれの深さ位置で前記溶接金属の管周方向における幅の中央１４Ａから、Ｌで示されたように該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍ離れた位置である。なお、図１は、本発明を説明するための模式図であり、実際の寸法比率に基づいていない。
そして、本発明は、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面Ｃのそれぞれに凝固組織を含有しないことを特徴とする。上記のように、溶接金属の幅方向中心１４Ａから０．３ｍｍと近い位置において凝固組織が存在しないということは、溶接によって特性が劣化した部位の幅が極めて狭く抑えられていることを意味する。したがって、上記条件を満たすクラッド鋼管は、優れた靭性などの機械的特性を有する。
なお、図１では、管長手方向に垂直な断面における、溶接金属の一方（図中の右側）にのみ上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を示しているが、実際には、溶接金属を挟んだ反対側（図中の左側）にも対応する位置が存在する。本発明においては、少なくとも一方の側において上記条件を満たすことが必要であり、両側において上記条件を満たすことが好ましい。しかし、一般的な溶接条件においては、溶接による影響が左右対称に現れるため、溶接金属の一方の側で本願発明の条件を満たしていれば、反対の側においても同じ条件を満たしていると見なすことができる。
ここで、「溶接金属」とは、溶接管において、溶接時に溶融しその後凝固した金属を意味する。溶接管は、溶接金属及びその周囲の熱影響部で溶接部と、溶接によって熱影響を受けない非溶接部とからなる。
本発明において、溶接金属は以下の方法で特定する。すなわち、溶接金属は、溶接管の管長手方向に垂直な断面のうち溶接部を確実に含む領域を適切な方法で腐食し、非溶接部とは異なる組織形態を呈する領域として特定される。腐食液は金属の種類に応じて適切なものを選択すればよい。例えば、炭素鋼および低合金鋼の溶接金属は、前記断面をナイタールで腐食し、光学顕微鏡で白く観察される領域として特定できる。また、ステンレス鋼およびＮｉ含有合金の溶接金属は、前記断面を王水で腐食し、光学顕微鏡で黒く観察されるデンドライト状、セル状などの凝固組織を含有する領域として特定できる。このようにして、図１における母材の溶接金属１５Ａと、合せ材の溶接金属１５Ｂを特定することができる。こうして特定された前記断面における溶接金属の、外表面での円周方向における幅中央位置を、まず決定する。その外表面の幅中央の位置を通る外表面の接線をとり、その接線方向に平行な方向の線分長さを、前記溶接金属の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の深さ位置での、溶接金属の幅とし、その幅中央から上記接線方向と平行な方向に、０．３ｍｍ離れた場所を前記溶接金属の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置として、半径０．１ｍｍの円形断面を決定する。
なお、炭素鋼および低合金鋼の溶接金属は、前記断面をピクリン酸で腐食させることによりメタルフローを現出し、その偏析線が観察されない領域としても特定できる。ステンレス鋼およびＮｉ含有合金の溶接金属も、同様に、メタルフローを現出させた場合に偏析線が観察されない領域として特定できる。
また、「凝固組織」とは、溶接時に一旦溶解し、その後冷却されることにより、母材とは全く異なる組織を呈した部分であり、上記の観察方法によって、容易に判別できる。
本発明において、凝固組織が含まれるか否かの判定は、光学顕微鏡により所定の領域を４００倍で撮影した画像に基づいて行った。
さらに、本発明においては、次の（Ａ）および（Ｂ）のいずれか一方の条件を満たすことが好ましい。
（Ａ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の外側に配置されており、かつ、前記（ｉ）および（ｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である。
（Ｂ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の内側に配置されており、かつ、前記（ｉｉ）および（ｉｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である。
（Ａ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の外側に配置されており、かつ、前記（ｉ）および（ｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である。
（Ｂ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の内側に配置されており、かつ、前記（ｉｉ）および（ｉｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である。
上記条件は、板厚中央位置である（ｉｉ）の位置に加え、（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置のうち、低炭素鋼および低合金鋼からなる第１層が配置されている側の位置における金属組織を規定するものである。
フェライトおよびベイナイトの合計面積率：９０％以上
上記位置における金属組織を、フェライトおよびベイナイトを主体とすることにより、溶接部においても、強度、靱性、延性に優れた鋼管を得ることができる。一方、前記合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。
上記位置における金属組織を、フェライトおよびベイナイトを主体とすることにより、溶接部においても、強度、靱性、延性に優れた鋼管を得ることができる。一方、前記合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。
フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下
フェライトおよびベイナイトの平均粒径を１５μｍ以下とすることにより、溶接部の強度、靱性に優れた鋼管を得ることができる。また、より好適には１２μｍ以下である。一方、前記平均粒径の下限値は特に限定されないが、工業的には０．５μｍ以上である。
フェライトおよびベイナイトの平均粒径を１５μｍ以下とすることにより、溶接部の強度、靱性に優れた鋼管を得ることができる。また、より好適には１２μｍ以下である。一方、前記平均粒径の下限値は特に限定されないが、工業的には０．５μｍ以上である。
［製造方法］
上記のような本発明の第１の実施形態のクラッド鋼管は、以下に説明する特定条件下での電縫溶接によって製造することができる。
上記のような本発明の第１の実施形態のクラッド鋼管は、以下に説明する特定条件下での電縫溶接によって製造することができる。
図２を参照して、本発明の一実施形態によるクラッド鋼管の製造工程を説明する。本発明の一実施形態におけるクラッド鋼管の製造は、以下のステップを含む。まず、熱延コイルとされたクラッド鋼帯１０をアンコイラー３０で連続的に払い出す。続いて、払い出されたクラッド鋼帯１０の幅方向両端部に開先加工機４０で開先加工を施す。続いて、ロール成形機５０でクラッド鋼帯１０を管状に成形する。続いて、突合せ部（被溶接部）となる前記幅方向両端部を、高周波加熱装置６０で融点以上に加熱しつつ、スクイズロール７０で突合せ加圧することにより、電縫溶接して、電縫溶接クラッド鋼管２０を得る。この際、シールドガス吹付け装置８０によって、突合せ部にガスシールドを施す。続いて、ビード切削機９０で溶接部の外面および内面の溶接ビードを切削する。その後、電縫溶接クラッド鋼管２０を切断機９６で所定の長さに切断する。
高周波加熱装置６０は、直接通電加熱式又は誘導加熱式の装置のいずれであってもよい。なお、高周波電流の通電部分を含む通帯方向範囲内の管の内面側に、図示しないインピーダを装入して電縫溶接を行う場合もある。
本実施形態は、図２に示すように、母材からなる第１層１１と、合せ材からなる第２層１２とが圧着されてなるクラッド鋼帯１０を用いて、合せ材である第２層１２を内層、母材である第１層１１を外層として、電縫溶接を行う例を示す。
（開先加工）
本実施形態では、クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を施して開先を形成する。前記開先加工について、図３（Ａ）を参照して以下、説明する。
本実施形態では、クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を施して開先を形成する。前記開先加工について、図３（Ａ）を参照して以下、説明する。
前記開先加工では、クラッド鋼帯１０の幅方向両端部を第２層１２側から押し込み加工する。形成される開先は、図３（Ａ）に示すようなＹ形開先であり、下記（ｉ）〜（ｉｖ）の条件を満たす。
（ｉ）第２層１２と第１層１１との界面であるクラッド界面１３が、第２層側からクラッド鋼帯の厚み中心側に向いている。
（ｉｉ）第２層側におけるベベル角度θ１が10°以上50°以下である。
（ｉｉｉ）開先深さｄ１がクラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下である。
（ｉｖ）下記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１が25％以上50％以下である．
Ｒ１＝（ｔc1 *＋ｄ１）／ｔ×１００（％） ・・・（１）
ここで、Ｒ１：投影クラッド比率
ｔc1 *：ルート面における前記第２層の厚み（ｍｍ）
ｄ１：第２層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
（ｉ）第２層１２と第１層１１との界面であるクラッド界面１３が、第２層側からクラッド鋼帯の厚み中心側に向いている。
（ｉｉ）第２層側におけるベベル角度θ１が10°以上50°以下である。
（ｉｉｉ）開先深さｄ１がクラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下である。
（ｉｖ）下記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１が25％以上50％以下である．
Ｒ１＝（ｔc1 *＋ｄ１）／ｔ×１００（％） ・・・（１）
ここで、Ｒ１：投影クラッド比率
ｔc1 *：ルート面における前記第２層の厚み（ｍｍ）
ｄ１：第２層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
ここでは、クラッド鋼帯１０の幅方向両端部の第２層側角部を切り落としてＹ形開先とするのではなく、クラッド鋼帯１０の幅方向両端部を第２層１２側から押し込み加工することが重要である。その結果、クラッド界面１３が第２層側からクラッド鋼帯の厚み中心側に押し込まれる。それに加え、ベベル角度θ１、開先深さｄ１、および投影クラッド比率Ｒ１を上記の範囲とする。これにより、電縫溶接後に、母材の溶融鋼および熱影響部が合せ材の溶接シーム部に侵入することを抑制できる。その結果、溶接部で母材が鋼管の合せ材側表面（本実施形態では内面）に露出せず、溶接部の内面ビードを切削した後に、溶接部を含め全面に亘って合せ材に被覆された内面を有する電縫溶接クラッド鋼管を得ることができる。
また、上記開先形状には電流が集中する角部が存在しないため、被溶接部全体の温度分布が均一化される。そしてその結果、溶接部からペネトレータの排出が促進され、結果的に溶接部の靭性及び強度の低下を防止できる。
ベベル角度θ１が10°未満の場合、被溶接部全体の温度分布の均一性が保てなくなり、結果としてペネトレータの排出が不十分になりやすくなるため、溶接部の靭性、強度等の特性が不十分になる。
一方、ベベル角度θ１が50°超えの場合、母材の溶融鋼および熱影響部が合せ材の溶接シーム部に侵入することを抑制する効果が不十分となり、溶接部で母材が鋼管の合せ材側表面に露出する傾向が高まる。
開先深さｄ１がクラッド鋼帯の厚みｔの10％未満の場合、母材の溶融鋼および熱影響部が合せ材の溶接シーム部に侵入することを抑制する効果が不十分となり、溶接部で母材が鋼管の合せ材側表面に露出する傾向が高まる。
一方、開先深さｄ１がクラッド鋼帯の厚みｔの45％超えの場合、溶接部の組成が合せ材の組成に近い高合金組成となるため、溶接部の靭性、強度等の特性が不十分になる。
なお、母材が合せ材側表面に露出しないことと、溶接部の特性を低下させないことをより高いレベルで両立する観点から、ベベル角度θ１は１５°以上とすることが好ましい。また、ベベル角度θ１は３５°以下とすることが好ましい。開先深さｄ１はクラッド鋼帯の厚みｔの１５％以上とすることが好ましい。また、開先深さｄ１は３５％以下とすることが好ましい。
加えて、本実施形態では、上記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１を25%以上50％以下とすることも非常に重要である。投影クラッド比率Ｒ１が25％未満の場合、母材の溶融鋼および熱影響部が合せ材の溶接シーム部に侵入することを抑制する効果が不十分となり、溶接部で母材が鋼管の合せ材側表面に露出する。また、投影クラッド比率Ｒ１が50％超えの場合、すなわちＹ形開先のルート面におけるクラッド界面の位置がクラッド鋼帯１０の肉厚中央より母材側になると、電縫溶接後の溶接シーム１４の大部分が合せ材である高合金組成の金属を電縫溶接した溶接シームとなるため、溶接部の靱性、強度等の特性が低下する。
以上の条件をすべて満たす開先形状とすることにより、溶融した母材が合せ材側の表面に露出することを抑制できるとともに、溶接部の機械的特性を改善できる。
本実施形態における開先加工は、例えば図４に示すような構成の開先加工機４０を用いて行うことができる。開先加工機４０は、走行するクラッド鋼帯１０に連続的に加工が可能な圧延式開先加工機であり、上側サイドロール４２および下側サイドロール４４がそれぞれ左右一対で配置されている。図４のように、上側サイドロール４２が、上側に向けてテーパー状に大径となった圧延部４２Ａを有することで、クラッド鋼帯１０の幅方向両端部をＹ形開先とすることができる。
圧延部４２Ａのテーパー形状を変更することにより、クラッド鋼帯の幅方向端部の開先形状を所望の形状にすることができる。また、図３（Ａ）に示したように、投影クラッド比率Ｒ１は、クラッド鋼帯１０における第１層（母材）の厚みｔmと第２層（合せ材）の厚みｔc1との比と、押し込み加工による開先形状とに依存するものである。よって、上記比を適切に選択し、かつ、圧延部４２Ａ、４４Ａのテーパー形状を変更して適切な開先形状とすることによって、投影クラッド比率Ｒ１を所望の値とすることができる。
（ガスシールド）
続いて、図５（Ａ）、（Ｃ）に示すように、クラッド鋼帯１０を管状に成形して素管（オープン管）１６とする。そして、素管の対向する一対の突合せ部（被溶接部）１７にガスシールドを施しつつ、一対の突合せ部１７を突き合せ加圧し、電縫溶接して、電縫溶接クラッド鋼管２０を得る。
続いて、図５（Ａ）、（Ｃ）に示すように、クラッド鋼帯１０を管状に成形して素管（オープン管）１６とする。そして、素管の対向する一対の突合せ部（被溶接部）１７にガスシールドを施しつつ、一対の突合せ部１７を突き合せ加圧し、電縫溶接して、電縫溶接クラッド鋼管２０を得る。
図５（Ａ）において、符号１８は素管の突合せ部加熱起点、符号１９は被溶接部１７が接合する通管方向位置を指す溶接点である。本実施形態では、電縫溶接の際、加熱起点１８から溶接点１９までの通管方向範囲の全域、あるいは当該範囲内の、被溶接部に酸化物が生成し易い区域（この区域は予備調査により特定できる）をシールド範囲とし、該シールド範囲において、被溶接部１７の直上の位置にシールドガス吹付けノズル８１（以下、単に「ノズル」ともいう。）を配置する。
ノズル８１は、図５（Ｂ）および図６（Ａ）、（Ｄ）に示すように、素管の突合せ方向Ｙに対して３層に分割したものとする。また、図６（Ｂ）、（Ｃ）に示すように、素管の突合せ方向Ｙに対して４層以上に分割したものでもよい。すなわち、ノズル８１は、素管の突合せ方向Ｙに隣接して並置された３つ以上の分割ノズルを有し、これらは、両端に位置する一対の第１分割ノズル８４Ａと、残りの第二分割ノズル８４Ｂとからなる。各分割ノズルは、内部が中空に区画されており、互いに独立したガス流路をなす。各分割ノズル８４Ａ、８４Ｂには、それぞれ対応するガス配管８２からシールドガスが供給され、その供給量はガス流調整器８３で制御される。一対の第１分割ノズル８４Ａの先端は、スリット状の第１ガス放出口８５Ａを区画し、第２分割ノズル８４Ｂの先端は、スリット状の第２ガス放出口８５Ｂを区画する。ノズル８１は、そのガス放出口８５Ａ、８５Ｂを被溶接部１７上端と正対する様に配位して、配置される。
本発明者らはシールドガスの流れについて詳細に観察した。さらに、ガス放出口８５Ａ、８５Ｂの位置や寸法、ガス放出口８５Ａ、８５Ｂでのシールドガスの流速などの、様々なシールドガスの吹付け条件が、電縫溶接時の被溶接部１７の酸素濃度と、該被溶接部を電縫溶接してなる溶接部における酸化物の面積率とに及ぼす影響を詳細に調査した。
その結果、シールドガスの吹付け条件を最適にすることにより、被溶接部の酸素濃度が0.01質量％以下になり、その結果、溶接部の酸化物面積率が0.1％未満になり、破断特性に優れた溶接部が得られることを発見した。ここで、溶接部の酸化物面積率とは、次のとおり定義される。すなわち、電縫溶接部のシャルピー衝撃試験を行うことにより得られる破面を電子顕微鏡により倍率500倍以上で少なくとも10視野観察して、その破面内に観察される酸化物を含んだディンプル破面部分を選別して、その総面積を測定し、これの視野総面積に対する割合を酸化物面積率とした。
前記発見した最適条件は、被溶接部１７上端からガス放出口８５Ａ、８５Ｂまでの高さであるノズル高さＨが5ｍｍ以上300ｍｍ以下（図５（Ｃ）参照）であり、かつ、両端に位置する一対の第１ガス放出口８５Ａからのガス放出流速をＡ（ｍ／ｓ）とし、残りの第２ガス放出口８５Ｂからのガス放出流速をＢ（ｍ／ｓ）としたとき、Ｂが0.5〜50ｍ／ｓであり、かつ、0.010≦Ｂ／Ａ≦10を満たす条件下でシールドガスを吹き付けることである。しかも、上記開先加工条件に加えて、これらのガスシールド条件を採用することによって、溶接部の幅を十分に狭いものとし、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の各位置に凝固組織を含有しないクラッド鋼管が得られることを本発明者らは見出した。
前記ノズル高さＨが300ｍｍを超えると、シールドガスが十分に被溶接部１７に届かないため、被溶接部１７の酸素濃度が0.01質量％以下にならず、破断特性に優れた溶接部が得られない。一方、前記ノズル高さＨが5ｍｍを下回ると、加熱されている被溶接部１７からの輻射熱でガス放出口８５Ａ、８５Ｂが傷み易く、さらに被溶接部１７で発生したスパッタが衝突してノズル８１の耐久性が劣化する。
流速Ｂが小さすぎると、シールドガスは周囲に拡散し、被溶接部１７のガスシールドが不十分となるため、被溶接部１７の酸素濃度が0.01質量％以下にならず、破断特性に優れた溶接部が得られない。一方、流速Ｂが大き過ぎると、シールドガスの勢いが強くなりすぎ、被溶接部１７の端面間への大気巻き込みを生じてしまう。よって、前記流速Ｂは0.5〜50ｍ／ｓが適正範囲である。なお、中央の第２ガス放出口８５Ｂが複数ある場合（例えば図３（Ｂ）、（Ｃ）など）、各々の第２ガス放出口での流速Ｂは必ずしも同一の値である必要はなく、前記適正範囲内である限り、互いに異なる値であっても構わない。
しかし、流速Ｂを前記適正範囲に保ったとしても、流速Ｂと流速Ａとの比であるガス流速比Ｂ／Ａが不適正であると、図７に示すように、大気巻き込み８７が発生してしまう。
すなわち、図７（Ａ）に示すように、Ｂ／Ａ＜0.010の場合は、両端の第１ガス放出口８５Ａからのガス流が強すぎ、かつ中央の第２ガス放出口８５Ｂからのガス流が弱すぎるため、両端の第１ガス放出口８５Ａからのガス流が素管１６の外面で反射して上方に偏向し、その反射領域におけるガス流速が零に近くなって、素管１６の外面沿いに大気巻き込み８７が発生する。その結果、被溶接部１７の酸素濃度が十分に低減できず、破断特性に優れた溶接部が得られない。
一方、図７（Ｃ）に示すように、Ｂ／Ａ＞10の場合は、中央の第２ガス放出口８５Ｂからのガス流が強すぎ、かつ両端の第１ガス放出口８５Ａからのガス流が弱すぎるため、中央の第２ガス放出口８５Ｂからのガス流によって大気が被溶接部１７の端面間に引きずり込まれて、大気巻き込み８７を招来しやすい。その結果、被溶接部１７の酸素濃度が十分に低減できず、破断特性に優れた溶接部が得られない。
これらに対し、図７（Ｂ）に示すように、0.010≦Ｂ／Ａ≦10とすることで、被溶接部１７の端面間にシールドガス８６が過不足なく充満し、大気巻き込みもない。その結果、被溶接部１７の酸素濃度が0.01質量％以下になり、破断特性に優れた溶接部が得られる。中央の第２ガス放出口８５Ｂが複数あり、各々の第２ガス放出口での流速を互いに異なる値にした場合、そのうちの最大の流速を「流速Ｂ」として計算したＢ／Ａが、上記条件を満たせばよい。
図８は、一例として、ノズル高さＨ＝50ｍｍとし、0.5≦Ｂ≦50の適正範囲下でガス流速比Ｂ／Ａを種々変えて、被溶接部１７にシールドガス８６を吹き付け、被溶接部１７の端面間の中間位置で酸素濃度を測定した結果を示すグラフである。なお、管外面側の母材は、厚さ１６ｍｍの低炭素低合金鋼であり、管内面側の合せ材は、厚さ４ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼（SUS316L）であるステンレスクラッド鋼帯を用いた。
図８より、0.5≦Ｂ≦50の適正範囲下で、ガス流速比Ｂ／Ａを0.010≦Ｂ／Ａ≦10とすることによって、被溶接部の酸素濃度0.01質量％以下が大きな余裕を持って（即ち確実に）クリアできる。また、図８より、0.03≦Ｂ／Ａ≦5とすると、さらに低い酸素濃度レベルである0.001〜0.0001質量％が達成できて好ましい。
この結果については、ノズル高さＨなど他の条件が変わっても同様であることを確認した。
図９は、被溶接部の酸素濃度とクラッド鋼管の90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄとの関係を示すグラフである。前記グラフに示したデータは、以下の手順で得た。まず、様々な被溶接部の酸素濃度でステンレスクラッド鋼帯を電縫溶接して、電縫溶接ステンレスクラッド鋼管を製造した。前記ステンレスクラッド鋼帯としては、母材としての低炭素低合金鋼からなる厚さ5ｍｍの第１層と、合せ材としてのオーステナイト系ステンレス鋼（SUS316L）からなる厚さ2ｍｍの第２層からなるクラッド鋼帯を用いた。前記電縫溶接ステンレスクラッド鋼管は、前記第１層が管外面側、前記第２層が管内面側となるように製造した。前記電縫溶接においては、図１５（Ａ）に示すような母材の管内面への露出が生じないように、アプセット量をステンレスクラッド鋼帯の板厚以下である1.0ｍｍとした。次いで、得られた電縫溶接ステンレスクラッド鋼管から、長さ50ｍｍの試験片を採取し、JIS G 3445の規定に準拠した90°偏平試験を行い、偏平値ｈ／Ｄを求めた。
その結果、図９に示すように、被溶接部の酸素濃度が0.01質量％以下である雰囲気下で製造された電縫溶接ステンレスクラッド鋼管は、90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄ（ｈ：偏平割れ高さ、Ｄ：管外径）が0.3未満となり、破断特性に優れた溶接部を有することが明らかとなった。
ところで、ガス放出口８５Ａ、８５Ｂを全層合併した形状については、寸法の通管方向Ｘ成分である長さが30ｍｍ以上、寸法の素管突合せ方向Ｙ成分である幅（図５（Ｃ）における合計幅Ｒ）が5ｍｍ以上の矩形状にすると、被溶接部１７へのガス吹付けをより均一にできて好ましい。
また、図５（Ｃ）に示すように、全ての前記ガス放出口８５Ａ、８５Ｂの合計幅Ｒは、前記ガス放出口の直下における前記素管の突合せ部の最大間隔Ｗに対し、Ｒ／Ｗ＞1.0の関係を満たすことが好ましい。被溶接部１７の酸素濃度をより速やかに低減させることができるからである。
本実施形態において、シールドガスは、不活性ガスおよび還元性ガスの少なくとも一種からなる。
ここでいう不活性ガスとは、窒素ガス、ヘリウムガス、アルゴンガス、ネオンガス、キセノンガス等、若しくはこれらの２種以上を混合してなる混合ガスなどを意味する。
シールドガスとして、還元性ガスを0.1質量％以上含有するガスを用いると、ペネトレータの原因となる酸化物の生成を抑制する効果がより強くなり、溶接部の靭性又は強度をより大きく向上させることができて好ましい。ここでいう還元性ガスとは、水素ガス、一酸化炭素ガス、メタンガス、プロパンガス等、若しくはこれらの２種以上を混合してなる混合ガスを意味する。なお、還元性ガスを0.1質量％以上含有するガスとしては、還元性ガスのみからなる組成、又は、還元性ガス：0.1質量％以上を含有し、残部が不活性ガスからなる組成のものが好適である。
また、入手容易性及び廉価性の点からは、シールドガスとして次のガスを用いる事が好ましい。
（イ）不活性ガス単独使用の場合：（Ｇ１）窒素ガス、ヘリウムガス、アルゴンガスのいずれか１種、またはこれら２種以上の混合ガス
（ロ）還元性ガス単独使用の場合：（Ｇ２）水素ガス、一酸化炭素ガスのいずれか１種、またはこれら２種の混合ガス
（ハ）不活性ガスと還元性ガスの混合ガス使用の場合：前記（Ｇ１）と（Ｇ２）の混合ガス
（イ）不活性ガス単独使用の場合：（Ｇ１）窒素ガス、ヘリウムガス、アルゴンガスのいずれか１種、またはこれら２種以上の混合ガス
（ロ）還元性ガス単独使用の場合：（Ｇ２）水素ガス、一酸化炭素ガスのいずれか１種、またはこれら２種の混合ガス
（ハ）不活性ガスと還元性ガスの混合ガス使用の場合：前記（Ｇ１）と（Ｇ２）の混合ガス
なお、特に、水素ガス及び／又は一酸化炭素ガスを含むガスを使用する場合、遺漏無き安全対策をとるべきことはいうまでもない。
以上のようにシールドガス条件を制御することにより、溶接部の酸素濃度を格段に低減でき、その結果、ペネトレータの生成を抑制できる。
（アプセット量）
上記の通り、本発明においてはペネトレータの生成が抑制されているため、アプセット量を過大とする必要がない。そこで、本実施形態においては、アプセット量をクラッド鋼帯の厚みｔ以下とする。これにより、溶接部で母材が鋼管の合せ材側表面に露出することを防止できる。一方、アプセット量の下限については特に限定されないが、確実に溶接を行うとともに、わずかに生成するペネトレータを排出するという観点からは、アプセット量をクラッド鋼帯の厚みの２０％以上とすることが好ましい。なお、スクイズロールによるアプセット量は、スクイズロールより手前の管の外周長を測定した後、スクイズロールにより溶接して外面の溶接ビード部を切削した後の管の外周長を測定して、両者の差を計算することにより求める。
上記の通り、本発明においてはペネトレータの生成が抑制されているため、アプセット量を過大とする必要がない。そこで、本実施形態においては、アプセット量をクラッド鋼帯の厚みｔ以下とする。これにより、溶接部で母材が鋼管の合せ材側表面に露出することを防止できる。一方、アプセット量の下限については特に限定されないが、確実に溶接を行うとともに、わずかに生成するペネトレータを排出するという観点からは、アプセット量をクラッド鋼帯の厚みの２０％以上とすることが好ましい。なお、スクイズロールによるアプセット量は、スクイズロールより手前の管の外周長を測定した後、スクイズロールにより溶接して外面の溶接ビード部を切削した後の管の外周長を測定して、両者の差を計算することにより求める。
上記のように開先加工、シールドガス、およびアプセット量の各条件の組み合わせを制御することにより、母材が合せ材側の表面に露出することを完全に防止できる。そのため、従来技術のように、肉盛り溶接や溶融・凝固処理などの後処理を行うことなく、耐食性などの性能に優れた電縫溶接クラッド鋼管を得ることができる。また、凝固組織が形成されている領域を著しく低減し、上述した（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置に凝固組織が存在しない電縫溶接クラッド鋼管を製造することができる。
なお、上記実施形態では、合せ材である第２層１２を内層、母材である第１層１１を外層として、クラッド鋼管を製造する例を示したが、本発明はこれに限定されず、合せ材である第２層を外層、母材である第１層を内層としてもよい。この場合にも、合せ材である第２層側から押し込み加工してＹ形開先とすることによって、同様の作用効果を得ることができる。
［溶接後熱処理］
本発明の一実施形態においては、前記電縫溶接後、さらに、電縫溶接クラッド鋼管を熱処理し、次いで冷却することができる。
本発明の一実施形態においては、前記電縫溶接後、さらに、電縫溶接クラッド鋼管を熱処理し、次いで冷却することができる。
前記熱処理は、以下の条件で実施する。
・前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における加熱温度：750〜1250℃、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における前記加熱温度での保持時間：10秒以上、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における加熱温度：750〜1200℃、および
・前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における前記加熱温度での保持時間：10秒以上。
・前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における加熱温度：750〜1250℃、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における前記加熱温度での保持時間：10秒以上、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における加熱温度：750〜1200℃、および
・前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における前記加熱温度での保持時間：10秒以上。
また、前記冷却は、以下の条件で実施する。
・前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における、750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/sec。
・前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における、750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/sec。
・合せ材側の条件
合わせ材の加熱温度が750℃未満では鋭敏化により耐食性が低下する。一方、1250℃超では結晶粒が粗大化し、その後の冷却過程において鋭敏化しやすくなる。また、保持時間10秒未満では、加熱過程での鋭敏化が解消されない。750℃から400℃の間の平均冷却速度が4℃/sec未満では冷却過程で鋭敏化し、耐食性が低下する。一方、前記平均冷却速度が100℃/sec超では急速冷却によって発生するひずみにより応力腐食割れ感受性が高まる。
合わせ材の加熱温度が750℃未満では鋭敏化により耐食性が低下する。一方、1250℃超では結晶粒が粗大化し、その後の冷却過程において鋭敏化しやすくなる。また、保持時間10秒未満では、加熱過程での鋭敏化が解消されない。750℃から400℃の間の平均冷却速度が4℃/sec未満では冷却過程で鋭敏化し、耐食性が低下する。一方、前記平均冷却速度が100℃/sec超では急速冷却によって発生するひずみにより応力腐食割れ感受性が高まる。
・母材側の条件
母材の加熱温度が750℃未満、保持時間が10秒未満では溶接部組織が健全化せず、加工性、靱性が不足する。一方、母材の加熱温度が1200℃超では結晶粒が粗大化し、靱性が低下する。母材の750℃から400℃の間の平均冷却速度が8℃/sec未満では、フェライト−パーライトの生成により強度が不足する。一方、前記平均冷却速度が70℃/sec超ではマルテンサイトの生成により靱性が不足する。
母材の加熱温度が750℃未満、保持時間が10秒未満では溶接部組織が健全化せず、加工性、靱性が不足する。一方、母材の加熱温度が1200℃超では結晶粒が粗大化し、靱性が低下する。母材の750℃から400℃の間の平均冷却速度が8℃/sec未満では、フェライト−パーライトの生成により強度が不足する。一方、前記平均冷却速度が70℃/sec超ではマルテンサイトの生成により靱性が不足する。
以上の条件で熱処理と冷却を行うことにより、溶接部近傍の母材組織をフェライトおよびベイナイト主体の組織とするとともに、フェライトとベイナイトの平均粒径を１５μｍ以下とすることができ、その結果、溶接部の靭性をさらに向上させることができる。
（第２の実施形態）
次に、電縫溶接クラッド鋼管が３層クラッド鋼管である場合について説明する。なお、以下の説明において特に言及されない事項については、本第２の実施形態においても上記第１の実施形態と同様とすることができる。
次に、電縫溶接クラッド鋼管が３層クラッド鋼管である場合について説明する。なお、以下の説明において特に言及されない事項については、本第２の実施形態においても上記第１の実施形態と同様とすることができる。
［電縫溶接クラッド鋼管］
図１０を参照して、本発明の第２の実施形態による電縫溶接クラッド鋼管２０を説明する。本実施形態の電縫溶接クラッド鋼管２０は、母材からなる第１層１１と、前記第１層の一方の面に積層された第２層１２Ａと、前記第１層の他方の面に積層された第３層１２Ｂとからなる３層の電縫溶接クラッド鋼管（以下、単に「クラッド鋼管」という場合がある）である。
図１０を参照して、本発明の第２の実施形態による電縫溶接クラッド鋼管２０を説明する。本実施形態の電縫溶接クラッド鋼管２０は、母材からなる第１層１１と、前記第１層の一方の面に積層された第２層１２Ａと、前記第１層の他方の面に積層された第３層１２Ｂとからなる３層の電縫溶接クラッド鋼管（以下、単に「クラッド鋼管」という場合がある）である。
本実施形態においても、前記母材および前記合せ材として、上記第１の実施形態と同様の材料を用いることができる。第２層を構成する合せ材と、第３層を構成する合せ材とは、同じであってもよく、異なっていてもよい。なお、以下の説明において、第２層を構成する合せ材を「第１合せ材」、第３層を構成する合せ材を「第２合せ材」と称する場合がある。
本実施形態における電縫溶接クラッド鋼管では、機械的特性に優れるとともに比較的安価である炭素鋼または低合金鋼を母材として用いる一方で、内表面および外表面を耐食性に優れるステンレス鋼またはニッケル含有合金で構成している。そのため、前記クラッド鋼管は、母材に由来する強度等の特性と、合せ材に由来する耐食性とを兼ね備えている。また、内面と外面の両方が耐食性の高い材料で構成されているため、該クラッド鋼管の内部を腐食性の高い流体が流れる場合だけでなく、腐食性雰囲気中で該クラッド鋼管が用いられるような場合であっても優れた耐食性を発揮することができる。
（母材の露出）
本実施形態のクラッド鋼管は、溶接部において母材が内表面および外表面のいずれにも露出していないことを特徴とする。図１５（Ｂ）に示したように母材が鋼管の表面へ露出すると、該露出部における耐食性などの特性が低下するため、クラッド鋼管であるにも関わらず、本来期待されるべき性能を発揮することができない。これに対し、本発明では、母材が表面に露出していないため、クラッド鋼管としての機能が損なわれることがない。
本実施形態のクラッド鋼管は、溶接部において母材が内表面および外表面のいずれにも露出していないことを特徴とする。図１５（Ｂ）に示したように母材が鋼管の表面へ露出すると、該露出部における耐食性などの特性が低下するため、クラッド鋼管であるにも関わらず、本来期待されるべき性能を発揮することができない。これに対し、本発明では、母材が表面に露出していないため、クラッド鋼管としての機能が損なわれることがない。
（凝固組織）
本実施形態のクラッド鋼管は、第１の実施形態におけるクラッド鋼管と同様に、次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面のそれぞれに凝固組織を含有しない。
（ｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の厚み方向における中央の位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
本実施形態のクラッド鋼管は、第１の実施形態におけるクラッド鋼管と同様に、次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面のそれぞれに凝固組織を含有しない。
（ｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の厚み方向における中央の位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）に対応する位置を図１０に示す。電縫溶接クラッド鋼管２０の溶接部には、電縫溶接によって形成された溶接金属１５Ａ、１５Ｂが存在する。（ｉ）〜（ｉｉｉ）はそれぞれ、溶接部におけるクラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置、クラッド鋼管の厚み方向における中央（１／２ｔ）の位置、およびクラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置に対応する。そして、前記（ｉ）〜（ｉｉｉ）は、それぞれの深さ位置で前記溶接金属の管周方向における幅の中央１４Ａから、Ｌで示されたように該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍ離れた位置である。なお、図１０は、本発明を説明するための模式図であり、実際の寸法比率に基づいていない。
そして、本発明は、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面Ｃのそれぞれに凝固組織を含有しないことを特徴とする。上記のように、溶接金属の幅方向中心１４Ａから０．３ｍｍと近い位置において凝固組織が存在しないということは、溶接によって特性が劣化した部位の幅が極めて狭く抑えられていることを意味する。したがって、上記条件を満たすクラッド鋼管は、優れた靭性などの機械的特性を有する。
なお、図１０では、管長手方向に垂直な断面における、溶接金属の一方（図中の右側）にのみ上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置を示しているが、実際には、溶接金属を挟んだ反対側（図中の左側）にも対応する位置が存在する。本発明においては、少なくとも一方の側において上記条件を満たすことが必要であり、両側において上記条件を満たすことが好ましい。しかし、一般的な溶接条件においては、溶接による影響が左右対称に現れるため、溶接金属の一方の側で本願発明の条件を満たしていれば、反対の側においても同じ条件を満たしていると見なすことができる。
本実施形態においても、溶接金属の特定と、凝固組織が含まれるか否かの判定は、上記第１の実施形態と同様の方法で行うことができる。
さらに、本発明においては、前記（ｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、かつ、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織であることが好ましい。前記上記条件は、板厚中央位置である（ｉｉ）の位置における金属組織を規定するものである。
フェライトおよびベイナイトの合計面積率：９０％以上
上記位置における金属組織を、フェライトおよびベイナイトを主体とすることにより、溶接部においても、強度、靱性、延性に優れた鋼管を得ることができる。一方、前記合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。
上記位置における金属組織を、フェライトおよびベイナイトを主体とすることにより、溶接部においても、強度、靱性、延性に優れた鋼管を得ることができる。一方、前記合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。
フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下
フェライトおよびベイナイトの平均粒径を１５μｍ以下とすることにより、溶接部の強度、靱性に優れた鋼管を得ることができる。また、より好適には１２μｍ以下である。一方、前記平均粒径の下限値は特に限定されないが、工業的には０．５μｍ以上である。
フェライトおよびベイナイトの平均粒径を１５μｍ以下とすることにより、溶接部の強度、靱性に優れた鋼管を得ることができる。また、より好適には１２μｍ以下である。一方、前記平均粒径の下限値は特に限定されないが、工業的には０．５μｍ以上である。
［製造方法］
上記のような本発明の第２の実施形態のクラッド鋼管は、以下に説明する特定条件下での電縫溶接によって製造することができる。
上記のような本発明の第２の実施形態のクラッド鋼管は、以下に説明する特定条件下での電縫溶接によって製造することができる。
本第２の実施形態においても、上記第１の実施形態と同様に、図２に示したような設備を使用して、電縫溶接クラッド鋼管を製造することができる。その場合の製造工程についても、上記第１の実施形態において述べたものと同様とすることができる。
本実施形態では、図１１（Ａ）に示すように、母材からなる第１層１１と、第１層に圧着された第２層１２Ａと、第１層に圧着された第３層１２Ｂとからなるクラッド鋼帯１０を用いて、第２層１２Ａが内側、第３層１２Ｂが外側となるように電縫溶接を行う例を示す。
（開先加工）
本実施形態では、クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を施して開先を形成する。前記開先加工について、図１１（Ａ）を参照して以下、説明する。
本実施形態では、クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を施して開先を形成する。前記開先加工について、図１１（Ａ）を参照して以下、説明する。
前記開先加工では、クラッド鋼帯１０の幅方向両端部を第２層１２Ａ側および第３層１２Ｂ側から押し込み加工する。形成される開先は、図１１（Ａ）に示すようなＸ形開先であり、上記第１の実施形態と同様の下記（ｉ）〜（ｉｖ）の条件に加えて、さらに下記（ｖ）〜（ｖｉｉｉ）の条件を満たす。
（ｉ）第２層１２Ａと第１層１１との界面であるクラッド界面１３Ａが、第２層側からクラッド鋼帯の厚み中心側に向いている。
（ｉｉ）前記第２層側におけるベベル角度θ１が10°以上50°以下である。
（ｉｉｉ）開先深さｄ１がクラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下である。
（ｉｖ）下記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１が25％以上50％以下である．
Ｒ１＝（ｔc1 *＋ｄ１）／ｔ×１００（％） ・・・（１）
ここで、Ｒ１：投影クラッド比率（第２層側）
ｔc1 *：ルート面における前記第２層の厚み（ｍｍ）
ｄ１：第２層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
（ｖ）第３層１２Ｂと第１層１１とのクラッド界面１３Ｂが、第３層側から前記クラッド鋼帯の厚み中心側に向いている。
（ｖｉ）第３層側におけるベベル角度θ２が10°以上50°以下である。
（ｖｉｉ）開先深さｄ２が前記クラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下である。
（ｖｉｉｉ）下記（２）式で定義される投影クラッド比率Ｒ２が25％以上50％以下である。
Ｒ２＝（ｔc2 *＋ｄ２）／ｔ×１００（％） ・・・（２）
ここで、Ｒ２：投影クラッド比率（第３層側）
ｔc2 *：ルート面における前記第３層の厚み（ｍｍ）
ｄ２：第３層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
（ｉ）第２層１２Ａと第１層１１との界面であるクラッド界面１３Ａが、第２層側からクラッド鋼帯の厚み中心側に向いている。
（ｉｉ）前記第２層側におけるベベル角度θ１が10°以上50°以下である。
（ｉｉｉ）開先深さｄ１がクラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下である。
（ｉｖ）下記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１が25％以上50％以下である．
Ｒ１＝（ｔc1 *＋ｄ１）／ｔ×１００（％） ・・・（１）
ここで、Ｒ１：投影クラッド比率（第２層側）
ｔc1 *：ルート面における前記第２層の厚み（ｍｍ）
ｄ１：第２層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
（ｖ）第３層１２Ｂと第１層１１とのクラッド界面１３Ｂが、第３層側から前記クラッド鋼帯の厚み中心側に向いている。
（ｖｉ）第３層側におけるベベル角度θ２が10°以上50°以下である。
（ｖｉｉ）開先深さｄ２が前記クラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下である。
（ｖｉｉｉ）下記（２）式で定義される投影クラッド比率Ｒ２が25％以上50％以下である。
Ｒ２＝（ｔc2 *＋ｄ２）／ｔ×１００（％） ・・・（２）
ここで、Ｒ２：投影クラッド比率（第３層側）
ｔc2 *：ルート面における前記第３層の厚み（ｍｍ）
ｄ２：第３層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ）
ここでは、クラッド鋼帯１０の幅方向両端部の第２層側角部および第３層側角部を切り落としてＸ形開先とするのではなく、クラッド鋼帯１０の幅方向両端部を第２層１２Ａ側および第３層１２Ｂ側から押し込み加工することが重要である。その結果、クラッド界面１３Ａは第２層側からクラッド鋼帯の厚み中心側に押し込まれ、クラッド界面１３Ｂは第３層側からクラッド鋼帯の厚み中心側に押し込まれる。それに加え、ベベル角度θ１、θ２、開先深さｄ１、ｄ２、および投影クラッド比率Ｒ１、Ｒ２を上記の範囲とする。これにより、電縫溶接後に、母材の溶融鋼および熱影響部が第１合せ材および第２合せ材の溶接シーム部に侵入することを抑制できる。その結果、溶接部で母材が鋼管の内面および外面に露出せず、溶接部の内面ビードを切削した後に、溶接部を含め全面に亘って合せ材に被覆された内面および外面を有する電縫溶接クラッド鋼管を得ることができる。
また、上記開先形状には電流が集中する角部が存在しないため、被溶接部全体の温度分布が均一化される。そしてその結果、溶接部からペネトレータの排出が促進され、結果的に溶接部の靭性及び強度の低下を防止できる。
ベベル角度θ１またはθ２が10°未満の場合、被溶接部全体の温度分布の均一性が保てなくなり、結果としてペネトレータの排出が不十分になりやすくなるため、溶接部の靭性、強度等の特性が不十分になる。
一方、ベベル角度θ１またはθ２が50°超えの場合、母材の溶融鋼および熱影響部が合せ材の溶接シーム部に侵入することを抑制する効果が不十分となり、溶接部で母材が鋼管の内表面および外表面に露出する傾向が高まる。
開先深さｄ１またはｄ２がクラッド鋼帯の厚みｔの10％未満の場合、母材の溶融鋼および熱影響部が合せ材の溶接シーム部に侵入することを抑制する効果が不十分となり、溶接部で母材が鋼管の内表面および外表面に露出する傾向が高まる。
一方、開先深さｄ１またはｄ２がクラッド鋼帯の厚みｔの45％超えの場合、溶接部の組成が合せ材の組成に近い高合金組成となるため、溶接部の靭性、強度等の特性が不十分になる。
なお、母材が鋼管表面に露出しないことと、および溶接部の特性を低下させないことをより高いレベルで両立する観点から、ベベル角度θ１は１５°以上とすることが好ましい。また、ベベル角度θ１は３５°以下とすることが好ましい。同様の理由から、ベベル角度θ２は１５°以上とすることが好ましい。また、ベベル角度θ２は３５°以下とすることが好ましい。また、開先深さｄ１はクラッド鋼帯の厚みｔの１５％以上とすることが好ましい。また、開先深さｄ１は３５％以下とすることが好ましい。開先深さｄ２はクラッド鋼帯の厚みｔの１５％以上とすることが好ましい。また、開先深さｄ２は３５％以下とすることが好ましい。
加えて、本実施形態では、上記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１および上記（２）式で定義される投影クラッド比率Ｒ２を25%以上50%以下とすることも非常に重要である。投影クラッド比率Ｒ１およびＲ２の少なくとも一方が25％未満の場合、母材の溶融鋼および熱影響部が合せ材の溶接シーム部に侵入することを抑制する効果が不十分となり、溶接部で母材が鋼管の表面に露出する。また、本実施形態のような３層クラッド鋼管においては、投影クラッド比率Ｒ１およびＲ２の物理的上限が５０％となる。
以上の条件をすべて満たす開先形状とすることにより、溶融した母材が合せ材側の表面に露出することを抑制できるとともに、溶接部の機械的特性を改善できる。
本実施形態における開先加工は、例えば図１２に示すような構成の開先加工機４０を用いて行うことができる。開先加工機４０は、走行するクラッド鋼帯１０に連続的に加工が可能な圧延式開先加工機であり、上側サイドロール４２および下側サイドロール４４がそれぞれ左右一対で配置されている。図１２のように、上側サイドロール４２が、上側に向けてテーパー状に大径となった圧延部４２Ａを有し、下側サイドロール４４が、下側に向けてテーパー状に大径となった圧延部４４Ａを有することで、クラッド鋼帯１０の幅方向両端部をＸ形開先とすることができる。
圧延部４２Ａ、４４Ａのテーパー形状を変更することにより、クラッド鋼帯の幅方向端部の開先形状を所望の形状にすることができる。また、投影クラッド比率Ｒ１は、図１１（Ａ）に示したように、クラッド鋼帯１０における第１層（母材）の厚みｔmと第２層の厚みｔc1との比と、押し込み加工による開先形状とに依存するものである。また、投影クラッド比率Ｒ２は、クラッド鋼帯１０における第１層（母材）の厚みｔmと第３層の厚みｔc2との比と、押し込み加工による開先形状とに依存するものである。よって、上記比を適切に選択し、かつ、圧延部４２Ａ、４４Ａのテーパー形状を変更して適切な開先形状とすることによって、投影クラッド比率Ｒ１およびＲ２を所望の値とすることができる。
（ガスシールド）
続いて、図１３（Ａ）、（Ｃ）に示すように、クラッド鋼帯１０を管状に成形して素管（オープン管）１６とする。そして、素管の対向する一対の突合せ部（被溶接部）１７にガスシールドを施しつつ、一対の突合せ部１７を突き合せ加圧し、電縫溶接して、クラッド鋼管２０を得る。
続いて、図１３（Ａ）、（Ｃ）に示すように、クラッド鋼帯１０を管状に成形して素管（オープン管）１６とする。そして、素管の対向する一対の突合せ部（被溶接部）１７にガスシールドを施しつつ、一対の突合せ部１７を突き合せ加圧し、電縫溶接して、クラッド鋼管２０を得る。
前記ガスシールドは、上記第１の実施形態における方法と同様の方法で行うことができる（図１３、図１４参照）。また、シールドガスの条件についても、上記第１の実施形態における条件と同様とすることができる。なお、３層クラッド鋼管の場合でも、被溶接部の酸素濃度とクラッド鋼管の90°偏平試験における偏平値ｈ／Ｄとの関係は、第１の実施形態と同様の傾向（図９）を示した。
（アプセット量）
上記の通り、本発明においてはペネトレータの生成が抑制されているため、アプセット量を過大とする必要がない。そこで、本実施形態においては、アプセット量をクラッド鋼帯の厚みｔ以下とする。これにより、溶接部で母材が鋼管表面に露出することを防止できる。一方、アプセット量の下限については特に限定されないが、確実に溶接を行うとともに、わずかに生成するペネトレータを排出するという観点からは、アプセット量をクラッド鋼帯の厚みの２０％以上とすることが好ましい。なお、スクイズロールによるアプセット量は、スクイズロールより手前の管の外周長を測定した後、スクイズロールにより溶接して外面の溶接ビード部を切削した後の管の外周長を測定して、両者の差を計算することにより求める。
上記の通り、本発明においてはペネトレータの生成が抑制されているため、アプセット量を過大とする必要がない。そこで、本実施形態においては、アプセット量をクラッド鋼帯の厚みｔ以下とする。これにより、溶接部で母材が鋼管表面に露出することを防止できる。一方、アプセット量の下限については特に限定されないが、確実に溶接を行うとともに、わずかに生成するペネトレータを排出するという観点からは、アプセット量をクラッド鋼帯の厚みの２０％以上とすることが好ましい。なお、スクイズロールによるアプセット量は、スクイズロールより手前の管の外周長を測定した後、スクイズロールにより溶接して外面の溶接ビード部を切削した後の管の外周長を測定して、両者の差を計算することにより求める。
上記のように開先加工、シールドガス、およびアプセット量の各条件の組み合わせを制御することにより、母材が合せ材側の表面に露出することを完全に防止できる。そのため、従来技術のように、肉盛り溶接や溶融・凝固処理などの後処理を行うことなく、耐食性などの性能に優れた電縫溶接クラッド鋼管を得ることができる。また、凝固組織が形成されている領域を著しく低減し、上述した（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置に凝固組織が存在しない電縫溶接クラッド鋼管を製造することができる。
［溶接後熱処理］
本発明の一実施形態においては、前記電縫溶接後、さらに、電縫溶接クラッド鋼管を熱処理し、次いで冷却することができる。
本発明の一実施形態においては、前記電縫溶接後、さらに、電縫溶接クラッド鋼管を熱処理し、次いで冷却することができる。
前記熱処理は、以下の条件で実施する。
・前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における加熱温度：750〜1250℃、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における前記加熱温度での保持時間：10秒以上、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における加熱温度：750〜1200℃、および、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における加熱温度での保持時間：10秒以上。
・前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における加熱温度：750〜1250℃、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における前記加熱温度での保持時間：10秒以上、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における加熱温度：750〜1200℃、および、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における加熱温度での保持時間：10秒以上。
また、前記冷却は、以下の条件で実施する。
・前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における、750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/sec。
・前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における、750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、
・前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/sec。
・内表面および外表面における条件
鋼管の内表面および外表面、すなわち合わせ材の表面における加熱温度が750℃未満では鋭敏化により耐食性が低下する。一方、前記加熱温度が1250℃越えでは結晶粒が粗大化し、その後の冷却過程において鋭敏化しやすくなる。また、保持時間10秒未満では、加熱過程での鋭敏化が解消されない。750℃から400℃の間の平均冷却速度が4℃/sec未満では冷却過程で鋭敏化し、耐食性が低下する。一方、前記平均冷却速度が100℃/sec越えでは急速冷却によって発生するひずみにより応力腐食割れ感受性が高まる。
鋼管の内表面および外表面、すなわち合わせ材の表面における加熱温度が750℃未満では鋭敏化により耐食性が低下する。一方、前記加熱温度が1250℃越えでは結晶粒が粗大化し、その後の冷却過程において鋭敏化しやすくなる。また、保持時間10秒未満では、加熱過程での鋭敏化が解消されない。750℃から400℃の間の平均冷却速度が4℃/sec未満では冷却過程で鋭敏化し、耐食性が低下する。一方、前記平均冷却速度が100℃/sec越えでは急速冷却によって発生するひずみにより応力腐食割れ感受性が高まる。
・肉厚中心位置における条件
鋼管の肉厚中央位置には母材が存在している。前記位置における加熱温度が750℃未満、保持時間が10秒未満では溶接部組織が健全化せず、加工性、靱性が不足する。一方、肉厚中央位置における加熱温度が1200℃越えでは結晶粒が粗大化し、靱性が低下する。肉厚中央位置における750℃から400℃の間の平均冷却速度が8℃/sec未満では、フェライト−パーライトの生成により強度が不足する。一方、前記平均冷却速度が70℃/sec越えではマルテンサイトの生成により靱性が不足する。
鋼管の肉厚中央位置には母材が存在している。前記位置における加熱温度が750℃未満、保持時間が10秒未満では溶接部組織が健全化せず、加工性、靱性が不足する。一方、肉厚中央位置における加熱温度が1200℃越えでは結晶粒が粗大化し、靱性が低下する。肉厚中央位置における750℃から400℃の間の平均冷却速度が8℃/sec未満では、フェライト−パーライトの生成により強度が不足する。一方、前記平均冷却速度が70℃/sec越えではマルテンサイトの生成により靱性が不足する。
以上の条件で熱処理と冷却を行うことにより、溶接部近傍の母材組織をフェライトおよびベイナイト主体の組織とするとともに、フェライトとベイナイトの平均粒径を１５μｍ以下とすることができ、その結果、溶接部の靭性をさらに向上させることができる。
（実施例１）
以下の手順で電縫溶接２層クラッド鋼管を製造した。まず、表１に示す成分組成を有する合せ材からなる第１層と、表２に示す成分組成を有する母材からなる第２層とからなる２層のクラッド熱延鋼帯を作成した。前記第１層と第２層の厚さは、それぞれ表３に示す通りとした。
以下の手順で電縫溶接２層クラッド鋼管を製造した。まず、表１に示す成分組成を有する合せ材からなる第１層と、表２に示す成分組成を有する母材からなる第２層とからなる２層のクラッド熱延鋼帯を作成した。前記第１層と第２層の厚さは、それぞれ表３に示す通りとした。
次に、図２に示した電縫溶接鋼管製造設備により、用意したクラッド鋼帯を素材として、母材を管外面側、合せ材を管内面側として、種々の条件で外径400ｍｍのクラッド鋼管を製造した。その際、圧延式開先加工機４０によって、クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を行い、当該幅方向両端部を表１に示す形状のＹ形開先とした。
電縫溶接時のアプセット量は、表１に示した。また、電縫溶接時に被溶接部へのガスシールドは、図５（Ａ）〜（Ｃ）に示すノズルを用いて、表１に示すノズル高さＨ、ガス放出流速Ｂ、流速比Ｂ／Ａの条件下で行った。シールドガスは、窒素とした。
その後、表３に示した条件で溶接後熱処理を行った。
得られた電縫溶接クラッド鋼管のそれぞれについて、以下の方法で凝固組織の有無、母材の露出の有無、フェライトとベイナイトの合計面積率、およびフェライトとベイナイトの平均粒径を評価した。得られた結果を表４に示す。なお、以下の測定において、凝固組織の有無、面積率、および平均粒径は、管長手方向に垂直な断面における、溶接金属を挟んだ左右両側における測定結果は同一であった。
（凝固組織）
上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の各位置における凝固組織の有無を、光学顕微鏡により所定の領域を４００倍で撮影した画像に基づいて判定した。
上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の各位置における凝固組織の有無を、光学顕微鏡により所定の領域を４００倍で撮影した画像に基づいて判定した。
（母材の露出）
得られた電縫溶接クラッド鋼管の、管長手方向に垂直な断面をナイタール液で腐食させ、合せ材側表面がまったく腐食されない領域（すなわち、合せ材）で連続的に覆われている場合は母材の露出なしと判断した。一方、そうでない場合、すなわち合せ材側表面に腐食された領域が観察された場合は、母材の露出ありと判断した。
得られた電縫溶接クラッド鋼管の、管長手方向に垂直な断面をナイタール液で腐食させ、合せ材側表面がまったく腐食されない領域（すなわち、合せ材）で連続的に覆われている場合は母材の露出なしと判断した。一方、そうでない場合、すなわち合せ材側表面に腐食された領域が観察された場合は、母材の露出ありと判断した。
（面積率）
試験片を研磨し、ナイタール液を用いたエッチングにより組織を現出し、光学顕微鏡を用いて４００倍の金属組織の画像を得た。画像解析装置を用い、フェライト、ベイナイトの合計の面積率を求めた。
試験片を研磨し、ナイタール液を用いたエッチングにより組織を現出し、光学顕微鏡を用いて４００倍の金属組織の画像を得た。画像解析装置を用い、フェライト、ベイナイトの合計の面積率を求めた。
（平均粒径）
得られた電縫溶接クラッド鋼管のそれぞれから、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の各位置が観察位置となるように試験片を採取した。次いで、ナイタール液を用いたエッチングにより、試験片表面の結晶粒界を現出し、光学顕微鏡を用いて金属組織の画像を得た。前記画像から、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に記載の切断法により結晶粒径を測定し、公称粒径を平均結晶粒径とした。
得られた電縫溶接クラッド鋼管のそれぞれから、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の各位置が観察位置となるように試験片を採取した。次いで、ナイタール液を用いたエッチングにより、試験片表面の結晶粒界を現出し、光学顕微鏡を用いて金属組織の画像を得た。前記画像から、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に記載の切断法により結晶粒径を測定し、公称粒径を平均結晶粒径とした。
さらに、得られた電縫溶接クラッド鋼管の溶接部における靭性と、合せ材の耐食性を評価するために以下の試験を行った。得られた結果を表４に合わせて示す。
（靭性）
試験片長手方向が鋼管の円周方向、ノッチ位置が溶接部、ノッチ方向が鋼管の長手方向となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。得られたｖＴｒｓの値を用いて、以下の基準に基づいて溶接部の靭性を評価した。
◎：vTrs:-45℃以下
○：vTrs:-45℃超、-30℃以下
×：vTrs：-30℃超
試験片長手方向が鋼管の円周方向、ノッチ位置が溶接部、ノッチ方向が鋼管の長手方向となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。得られたｖＴｒｓの値を用いて、以下の基準に基づいて溶接部の靭性を評価した。
◎：vTrs:-45℃以下
○：vTrs:-45℃超、-30℃以下
×：vTrs：-30℃超
（合せ材の耐食性）
合わせ材の耐食性をAPI specification 5LD、4th Editionに従ってASTM A262-13、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験により評価した。合わせ材の耐食性を評価するために、合わせ材側を残して母材側を研削により取り除き、合わせ材のみを試験片とした。耐食性の評価は、試験後の試験片を目視、または必要に応じて実体顕微鏡などにより10倍の倍率で観察し、割れの観察されなかった試験片を合格（○）、割れの観察された試験片を不合格（×）とした。さらに、合格した試験片の耐食性をASTM G48-Aに記載の塩化第二鉄腐食試験によっても評価した。７２時間の腐食試験における腐食減量が０．５ｇ／ｍ2未満であった試験片を優（◎）とした。
合わせ材の耐食性をAPI specification 5LD、4th Editionに従ってASTM A262-13、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験により評価した。合わせ材の耐食性を評価するために、合わせ材側を残して母材側を研削により取り除き、合わせ材のみを試験片とした。耐食性の評価は、試験後の試験片を目視、または必要に応じて実体顕微鏡などにより10倍の倍率で観察し、割れの観察されなかった試験片を合格（○）、割れの観察された試験片を不合格（×）とした。さらに、合格した試験片の耐食性をASTM G48-Aに記載の塩化第二鉄腐食試験によっても評価した。７２時間の腐食試験における腐食減量が０．５ｇ／ｍ2未満であった試験片を優（◎）とした。
表４に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす電縫溶接クラッド鋼管は、溶接部の靭性に優れるとともに、クラッド鋼管に求められる耐食性の面においても優れた性能を有していた。また、特定条件で溶接後熱処理を行って、母材部分における金属組織をフェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織とすることにより、溶接部における靭性をさらに向上させることができた。
（実施例２）
以下の手順で電縫溶接３層クラッド鋼管を製造した。まず、表５に示す成分組成を有する合せ材からなる第２層および第３層が、表６に示す成分組成を有する母材からなる第１層のそれぞれの面に接合された３層のクラッド熱延鋼帯を作製した。前記第１層〜第３層の厚さは、それぞれ表７に示す通りとした。
以下の手順で電縫溶接３層クラッド鋼管を製造した。まず、表５に示す成分組成を有する合せ材からなる第２層および第３層が、表６に示す成分組成を有する母材からなる第１層のそれぞれの面に接合された３層のクラッド熱延鋼帯を作製した。前記第１層〜第３層の厚さは、それぞれ表７に示す通りとした。
次に、図２に示した電縫溶接鋼管製造設備により、用意したクラッド鋼帯を素材として、第２層が内面となるように種々の条件で外径400ｍｍのクラッド鋼管を製造した。その際、圧延式開先加工機４０によって、クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を行い、当該幅方向両端部を表７に示す形状のＸ形開先とした。
電縫溶接時のアプセット量は、表７に示した。また、電縫溶接時に被溶接部へのガスシールドは、図１３（Ａ）〜（Ｃ）に示すノズルを用いて、表７に示すノズル高さＨ、ガス放出流速Ｂ、流速比Ｂ／Ａの条件下で行った。シールドガスは、窒素とした。
その後、表８に示した条件で溶接後熱処理を行った。
得られた電縫溶接クラッド鋼管のそれぞれについて、以下の方法で凝固組織の有無、母材の露出の有無、フェライトとベイナイトの合計面積率、およびフェライトとベイナイトの平均粒径を評価した。得られた結果を表９に示す。なお、以下の測定において、凝固組織の有無、面積率、および平均粒径は、管長手方向に垂直な断面における、溶接金属を挟んだ左右両側における測定結果は同一であった。
（凝固組織）
上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の各位置における凝固組織の有無を、光学顕微鏡により所定の領域を４００倍で撮影した画像に基づいて判定した。
上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の各位置における凝固組織の有無を、光学顕微鏡により所定の領域を４００倍で撮影した画像に基づいて判定した。
（母材の露出）
得られた電縫溶接クラッド鋼管の、管長手方向に垂直な断面をナイタール液で腐食させ、該クラッド鋼管の内表面と外表面の両者がまったく腐食されない領域（すなわち、合せ材）で連続的に覆われている場合は母材の露出なしと判断した。一方、そうでない場合、すなわち内表面と外表面のいずれか一方または両方に腐食された領域が観察された場合は、母材の露出ありと判断した。
得られた電縫溶接クラッド鋼管の、管長手方向に垂直な断面をナイタール液で腐食させ、該クラッド鋼管の内表面と外表面の両者がまったく腐食されない領域（すなわち、合せ材）で連続的に覆われている場合は母材の露出なしと判断した。一方、そうでない場合、すなわち内表面と外表面のいずれか一方または両方に腐食された領域が観察された場合は、母材の露出ありと判断した。
（面積率）
各電縫溶接クラッド鋼管から、上記（ｉｉ）の位置が観察位置となるように試験片を採取した。次いで、前記試験片を研磨し、ナイタール液を用いたエッチングにより組織を現出し、光学顕微鏡を用いて４００倍の金属組織の画像を得た。画像解析装置を用いて前記画像を解析し、フェライトおよびベイナイトの合計面積率を求めた。
各電縫溶接クラッド鋼管から、上記（ｉｉ）の位置が観察位置となるように試験片を採取した。次いで、前記試験片を研磨し、ナイタール液を用いたエッチングにより組織を現出し、光学顕微鏡を用いて４００倍の金属組織の画像を得た。画像解析装置を用いて前記画像を解析し、フェライトおよびベイナイトの合計面積率を求めた。
（平均粒径）
得られた電縫溶接クラッド鋼管のそれぞれから、上記（ｉｉ）の位置が観察位置となるように試験片を採取した。次いで、ナイタール液を用いたエッチングにより、試験片表面の結晶粒界を現出し、光学顕微鏡を用いて金属組織の画像を得た。前記画像から、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に記載の切断法により結晶粒径を測定し、公称粒径を平均結晶粒径とした。
得られた電縫溶接クラッド鋼管のそれぞれから、上記（ｉｉ）の位置が観察位置となるように試験片を採取した。次いで、ナイタール液を用いたエッチングにより、試験片表面の結晶粒界を現出し、光学顕微鏡を用いて金属組織の画像を得た。前記画像から、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に記載の切断法により結晶粒径を測定し、公称粒径を平均結晶粒径とした。
さらに、得られた電縫溶接クラッド鋼管の溶接部における靭性と、合せ材の耐食性を評価するために以下の試験を行った。得られた結果を表９に合わせて示す。
（靭性）
試験片長手方向が鋼管の円周方向、ノッチ位置が溶接部、ノッチ方向が鋼管の長手方向となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。得られたｖＴｒｓの値を用いて、以下の基準に基づいて溶接部の靭性を評価した。
◎：vTrs:-45℃以下
○：vTrs:-45℃超、-30℃以下
×：vTrs：-30℃超
試験片長手方向が鋼管の円周方向、ノッチ位置が溶接部、ノッチ方向が鋼管の長手方向となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。得られたｖＴｒｓの値を用いて、以下の基準に基づいて溶接部の靭性を評価した。
◎：vTrs:-45℃以下
○：vTrs:-45℃超、-30℃以下
×：vTrs：-30℃超
（合せ材の耐食性）
合わせ材の耐食性をAPI specification 5LD、4th Editionに従ってASTM A262-13、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験により評価した。合わせ材の耐食性を評価するために、合わせ材側を残して母材側を研削により取り除き、合わせ材のみを試験片とした。耐食性の評価は、試験後の試験片を目視、または必要に応じて実体顕微鏡などにより10倍の倍率で観察し、割れの観察されなかった試験片を合格（○）、割れの観察された試験片を不合格（×）とした。さらに、合格した試験片の耐食性をASTM G48-Aに記載の塩化第二鉄腐食試験によっても評価した。７２時間の腐食試験における腐食減量が０．５ｇ／ｍ2未満であった試験片を優（◎）とした。
合わせ材の耐食性をAPI specification 5LD、4th Editionに従ってASTM A262-13、Practice Eに準拠した硫酸・硫酸銅腐食試験により評価した。合わせ材の耐食性を評価するために、合わせ材側を残して母材側を研削により取り除き、合わせ材のみを試験片とした。耐食性の評価は、試験後の試験片を目視、または必要に応じて実体顕微鏡などにより10倍の倍率で観察し、割れの観察されなかった試験片を合格（○）、割れの観察された試験片を不合格（×）とした。さらに、合格した試験片の耐食性をASTM G48-Aに記載の塩化第二鉄腐食試験によっても評価した。７２時間の腐食試験における腐食減量が０．５ｇ／ｍ2未満であった試験片を優（◎）とした。
表９に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす電縫溶接クラッド鋼管は、溶接部の靭性に優れるとともに、クラッド鋼管に求められる耐食性の面においても優れた性能を有していた。また、特定条件で溶接後熱処理を行って、肉厚中央位置の母材部分における金属組織をフェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織とすることにより、溶接部における靭性をさらに向上させることができた。
本発明のクラッド鋼管の製造方法によれば、溶接部の中でも特に特性への影響が大きい凝固組織が形成されている領域が低減され、かつ、クラッド管としての機能も損なうことがないクラッド鋼管を製造することができる。
１０ クラッド鋼帯
１１ 第１層（母材）
１２ 第２層（合せ材）
１２Ａ 第２層（合せ材）
１２Ｂ 第３層（合せ材）
１３ クラッド界面
１３Ａ 第１層と第２層とのクラッド界面
１３Ｂ 第１層と第３層とのとのクラッド界面
１４ 溶接シーム部
１４Ａ 溶接金属の管周方向における幅の中央
１５Ａ〜Ｃ 溶接金属
１６ 素管（オープン管）
１７ 被溶接部（素管の突合せ部）
１８ 素管の突合せ部加熱起点
１９ 溶接点
２０ 電縫溶接クラッド鋼管
３０ アンコイラー
４０ 開先加工機
４２ 上側サイドロール
４２Ａ 圧延部
４４ 下側サイドロール
５０ ロール成形機
６０ 高周波加熱装置
７０ スクイズロール
８０ シールドガス吹付け装置
８１ シールドガス吹付けノズル
８２ ガス配管
８３ ガス流調整器
８４Ａ 第１分割ノズル（両端）
８４Ｂ 第２分割ノズル（中央）
８５Ａ 第１ガス放出口（両端）
８５Ｂ 第２ガス放出口（中央）
８６ シールドガス
８７ 大気巻き込み
９０ ビード切削機
９６ 切断機
Ｘ 通管方向
Ｙ 素管の突合せ方向
θ１ 第２層側のベベル角度
θ２ 第３層側のベベル角度
ｄ１ 第２層側の開先深さ
ｄ２ 第３層側の開先深さ
ｔ クラッド鋼帯（鋼管）の厚み
ｔm 第１層（母材）の厚み
ｔc1 第２層の厚み
ｔc1 * ルート面における第２層の厚み
ｔw1 溶接シーム部における第２層の厚み
ｔc2 第３層の厚み
ｔc2 * ルート面における第３層の厚み
ｔw2 溶接シーム部における第３層の厚み
Ｃ 管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面
Ｌ 弧長０．３ｍｍの円弧
１１ 第１層（母材）
１２ 第２層（合せ材）
１２Ａ 第２層（合せ材）
１２Ｂ 第３層（合せ材）
１３ クラッド界面
１３Ａ 第１層と第２層とのクラッド界面
１３Ｂ 第１層と第３層とのとのクラッド界面
１４ 溶接シーム部
１４Ａ 溶接金属の管周方向における幅の中央
１５Ａ〜Ｃ 溶接金属
１６ 素管（オープン管）
１７ 被溶接部（素管の突合せ部）
１８ 素管の突合せ部加熱起点
１９ 溶接点
２０ 電縫溶接クラッド鋼管
３０ アンコイラー
４０ 開先加工機
４２ 上側サイドロール
４２Ａ 圧延部
４４ 下側サイドロール
５０ ロール成形機
６０ 高周波加熱装置
７０ スクイズロール
８０ シールドガス吹付け装置
８１ シールドガス吹付けノズル
８２ ガス配管
８３ ガス流調整器
８４Ａ 第１分割ノズル（両端）
８４Ｂ 第２分割ノズル（中央）
８５Ａ 第１ガス放出口（両端）
８５Ｂ 第２ガス放出口（中央）
８６ シールドガス
８７ 大気巻き込み
９０ ビード切削機
９６ 切断機
Ｘ 通管方向
Ｙ 素管の突合せ方向
θ１ 第２層側のベベル角度
θ２ 第３層側のベベル角度
ｄ１ 第２層側の開先深さ
ｄ２ 第３層側の開先深さ
ｔ クラッド鋼帯（鋼管）の厚み
ｔm 第１層（母材）の厚み
ｔc1 第２層の厚み
ｔc1 * ルート面における第２層の厚み
ｔw1 溶接シーム部における第２層の厚み
ｔc2 第３層の厚み
ｔc2 * ルート面における第３層の厚み
ｔw2 溶接シーム部における第３層の厚み
Ｃ 管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面
Ｌ 弧長０．３ｍｍの円弧
Claims (19)
- 母材である炭素鋼または低合金鋼からなる第１層と、
前記第１層の一方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第２層とを有する電縫溶接クラッド鋼管であって、
溶接部において前記母材が前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面に露出しておらず、
次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の位置のそれぞれを中心とした、管長手方向に垂直な面における半径０．１ｍｍの円形断面のそれぞれに凝固組織を含有しない、電縫溶接クラッド鋼管。
（ｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の外表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の厚み方向における中央の位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置
（ｉｉｉ）前記溶接部における前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面から深さ１ｍｍの位置で、溶接金属の管周方向における幅の中央から該溶接金属の幅方向に０．３ｍｍの位置 - 前記電縫溶接クラッド鋼管が、前記第１層と前記第２層とからなる、請求項１に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
- （Ａ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の外側に配置されており、かつ、前記（ｉ）および（ｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織であるか、
または、
（Ｂ）前記第１層が、前記電縫溶接クラッド鋼管の内側に配置されており、かつ、前記（ｉｉ）および（ｉｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である、
請求項２に記載の電縫溶接クラッド鋼管。 - 前記電縫溶接クラッド鋼管が、前記第１層、前記第２層、および前記第１層の他方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第３層からなる、請求項１に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
- 前記（ｉｉ）の位置における金属組織が、フェライトおよびベイナイトの合計面積率が９０％以上、かつ、フェライトおよびベイナイトの平均粒径が１５μｍ以下の金属組織である、請求項４に記載の電縫溶接クラッド鋼管。
- 前記合せ材が、質量％で、
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１１．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するステンレス鋼である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。 - 前記合せ材が、質量％で、
Ｃ ：０．１５％以下、
Ｓｉ：５．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．１％以下、
Ｎｉ：６．０％以上、
Ｃｒ：１５．０％以上、および
Ｎ ：０．５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、ステンレス鋼またはニッケル含有合金である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。 - 前記合せ材の成分組成が、質量％で、
Ｍｏ：２０．０％以下、
Ｃｕ：５．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｃｏ：３．０％以下、
Ｗ ：５．０％以下、および
Ｔａ：５．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項６または７に記載の電縫溶接クラッド鋼管。 - 前記合せ材の成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：２．０％以下、
Ｎｂ：５．０％以下、
Ｖ ：２．０％以下、および
Ｚｒ：２．０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項６〜８のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。 - 前記合せ材の成分組成が、質量％で、
Ｂ ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、および
ＲＥＭ：０．１０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項６〜９のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。 - 前記母材が、質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、および
Ａｌ：０．１％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、炭素鋼または低合金鋼である請求項１〜１０のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管。 - 前記母材の成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ ：０．１％以下、および
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１１に記載の電縫溶接クラッド鋼管。 - 母材である炭素鋼または低合金鋼からなる第１層と、前記第１層の一方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第２層とを有するクラッド鋼帯を用意し、
前記クラッド鋼帯の幅方向両端部に開先加工を施して開先を形成し、
前記クラッド鋼帯を管状に成形して素管とし、
前記素管の対向する一対の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接クラッド鋼管とする、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法であって、
前記開先加工では、前記クラッド鋼帯の幅方向両端部を前記第２層側から押し込み加工し、
前記開先は、
前記第２層と前記第１層とのクラッド界面が前記第２層側から前記クラッド鋼帯の厚み中心側に向き、
前記第２層側におけるベベル角度θ１が10°以上50°以下であり、
開先深さｄ１が前記クラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下であり、かつ
下記（１）式で定義される投影クラッド比率Ｒ１が25％以上50％以下であり、
前記電縫溶接は、前記突き合わせ部にガスシールドを施しつつ、アプセット量が前記クラッド鋼帯の厚みｔ以下の条件で前記突合せ部を突き合せ加圧して行われ、
前記ガスシールドは、
前記素管の突合せ部上端から5〜300 mm上方の位置で、前記素管の突合せ方向に隣接して並置された３つ以上のスリット状のガス放出口を有するシールドガス吹付けノズルを用いて、前記ガス放出口のうち両端に位置する一対の第１ガス放出口からのガス放出流速をＡ（ｍ／ｓ）とし、残りの第２ガス放出口からのガス放出流速をＢ（ｍ／ｓ）としたとき、Ｂが0.5〜50 m/sであり、かつ、0.010≦Ｂ／Ａ≦10を満たす条件下でシールドガスを吹き付けて行われる、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
記
Ｒ１＝（ｔc1 *＋ｄ１）／ｔ×１００（％） ・・・（１）
ここで、Ｒ１：投影クラッド比率
ｔc1 *：ルート面における前記第２層の厚み（ｍｍ）
ｄ１：第２層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ） - 前記クラッド鋼帯が、前記第１層と前記第２層とからなり、
前記開先が、Ｙ形開先である、請求項１３に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。 - 前記電縫溶接後、さらに、前記電縫溶接クラッド鋼管を熱処理し、次いで、冷却する、請求項１４に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法であって、
前記熱処理を、前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における加熱温度：750〜1250℃、750〜1250℃の温度範囲における保持時間：10秒以上、前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における加熱温度：750〜1200℃、750〜1200℃の温度範囲における保持時間：10秒以上の条件で行い、
前記冷却を、前記電縫溶接クラッド鋼管の合せ材側表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、前記電縫溶接クラッド鋼管の母材側表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/secの条件で行う、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。 - 前記クラッド鋼帯が、前記第１層、前記第２層、および前記第１層の他方の面に積層され、合せ材であるステンレス鋼またはニッケル含有合金からなる第３層からなり、
前記開先加工では、さらに前記クラッド鋼帯の幅方向両端部を前記第３層側から押し込み加工し、
前記開先が、Ｘ形開先であり、
前記開先は、さらに、
前記第３層と前記第１層とのクラッド界面が前記第３層側から前記クラッド鋼帯の厚み中心側に向き、
前記第３層側におけるベベル角度θ２が10°以上50°以下であり、
開先深さｄ２が前記クラッド鋼帯の厚みｔの10％以上45％以下であり、かつ、
下記（２）式で定義される投影クラッド比率Ｒ２が25％以上50％以下である、
請求項１３に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
記
Ｒ２＝（ｔc2 *＋ｄ２）／ｔ×１００（％） ・・・（２）
ここで、Ｒ２：投影クラッド比率
ｔc2 *：ルート面における前記第３層の厚み（ｍｍ）
ｄ２：第３層側の開先深さ（ｍｍ）
ｔ：前記クラッド鋼帯の厚み（ｍｍ） - 前記電縫溶接後、さらに、前記電縫溶接クラッド鋼管を熱処理し、次いで、冷却する、請求項１６に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法であって、
前記熱処理を、前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における加熱温度：750〜1250℃、保持時間：10秒以上、前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における加熱温度：750〜1200℃、保持時間：10秒以上の条件で行い、
前記冷却を、前記電縫溶接クラッド鋼管の内表面および外表面における750℃から400℃の間の平均冷却速度：4〜100℃/sec、前記電縫溶接クラッド鋼管の肉厚中心位置における750℃から400℃の間の平均冷却速度：8〜70℃/secの条件で行う、電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。 - 前記合せ材が、請求項６〜１０のいずれか一項に記載の成分組成を有する、請求項１３〜１７のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
- 前記母材が、請求項１１または１２に記載の成分組成を有する、請求項１３〜１８のいずれか一項に記載の電縫溶接クラッド鋼管の製造方法。
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