JPH04197588A - 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法Info
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- JPH04197588A JPH04197588A JP2328310A JP32831090A JPH04197588A JP H04197588 A JPH04197588 A JP H04197588A JP 2328310 A JP2328310 A JP 2328310A JP 32831090 A JP32831090 A JP 32831090A JP H04197588 A JPH04197588 A JP H04197588A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は合わせ材として、ステンレス鋼あるいはニッケ
ル合金なとの耐食性の優れた高合金を、母材として特定
の低合金鋼（低Ｃ−Ｍｎ −高Ｎｂ −微量Ｔｉ）を
使用し、圧延ままで耐食性の優れたクラッド鋼板の製造
する方法に関するものである。
ル合金なとの耐食性の優れた高合金を、母材として特定
の低合金鋼（低Ｃ−Ｍｎ −高Ｎｂ −微量Ｔｉ）を
使用し、圧延ままで耐食性の優れたクラッド鋼板の製造
する方法に関するものである。
鉄鋼業においては厚板ミルに適用することがもっとも好
ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も優れている
ので、寒冷地におけるラインパイプにもっとも適する。
ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も優れている
ので、寒冷地におけるラインパイプにもっとも適する。
（従来の技術）
安全性、経済性の観点から腐食性物質（Ｈ２Ｓ。
ｃｏ’、； 、 ＣＡＴ −）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、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。
天然ガス輸送用大径ラインパイプに、ステンレス鋼、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（ＵＯ
Ｅ成形）、シーム溶接後、鋼管全体を再加熱・冷却（溶
体化処理）することにより製造されていたが、最近、溶
体化処理を省略し圧延ままで目標とする特性を達成する
技術が開発されている（たとえば特開昭６０−２１６９
８４号公報、特開昭５２−１５８９・２号公報、特開昭
６３−１３０２８３号公報）。
Ｅ成形）、シーム溶接後、鋼管全体を再加熱・冷却（溶
体化処理）することにより製造されていたが、最近、溶
体化処理を省略し圧延ままで目標とする特性を達成する
技術が開発されている（たとえば特開昭６０−２１６９
８４号公報、特開昭５２−１５８９・２号公報、特開昭
６３−１３０２８３号公報）。
しかし、これらの方法では圧延のままで合わせ材の優れ
た耐食性、母材の強度・低温靭性を得ることは極めて困
難である。これは、「合わせ材の耐食性は高温（９００
℃以上）で圧延するほど向上し、一方母材の低温靭性は
低温で圧延するほど向上するコなどの理由による。その
結果、従来の技術では圧延温度の低下か強いられ、クラ
ッド鋼板の耐食性が犠牲にされる側面があった。
た耐食性、母材の強度・低温靭性を得ることは極めて困
難である。これは、「合わせ材の耐食性は高温（９００
℃以上）で圧延するほど向上し、一方母材の低温靭性は
低温で圧延するほど向上するコなどの理由による。その
結果、従来の技術では圧延温度の低下か強いられ、クラ
ッド鋼板の耐食性が犠牲にされる側面があった。
（発明か解決しようとする課題）
本発明は圧延まま高合金クラッド鋼板の製造（鋼管の溶
体化処理の省略）において、優れた合わせ材の耐食性と
母材の強度・低温靭性を同時に達成できる製造方法を提
供するものである。
体化処理の省略）において、優れた合わせ材の耐食性と
母材の強度・低温靭性を同時に達成できる製造方法を提
供するものである。
（課題を解決するための手段）
本発明の要旨は、ステンレス鋼またはニッケル合金から
なる合わせ材と、重量％でＣ００２〜００６、Ｓｉ：０
．５以下、Ｍｎ１．０〜１．８、Ｐ：０．０３以下、Ｓ
・０００５以下、Ｎｂ：０．０８〜０１５、Ｔｉ０、０
０５〜００３、ＡＩ！：［１，（１５以下、ＮＯ４００
２〜１１．（１（１６に必要に応じて、さらにＮｉ：０
．０５〜１０、ＣｕＯ９０５〜１０、Ｃ＋＋０．０５〜
０．５、Ｍｏ：０．０５〜０，３、Ｃａ・０．００１〜
０．００５の１種または２種を含有し、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１１００８Ｃ〜１２５
０℃の温度範囲に加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度
９００〜１０５０℃で圧延し、３０〜２００秒間空冷し
た後、７５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速
度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却、その後空冷す
るクラッド鋼板の製造方法である。
なる合わせ材と、重量％でＣ００２〜００６、Ｓｉ：０
．５以下、Ｍｎ１．０〜１．８、Ｐ：０．０３以下、Ｓ
・０００５以下、Ｎｂ：０．０８〜０１５、Ｔｉ０、０
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０．００５の１種または２種を含有し、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１１００８Ｃ〜１２５
０℃の温度範囲に加熱後、圧下比５以上、圧延終了温度
９００〜１０５０℃で圧延し、３０〜２００秒間空冷し
た後、７５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速
度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却、その後空冷す
るクラッド鋼板の製造方法である。
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２ｖＥ、ｏ≧Ｉ
Ｏｋｇｆ−ｍ、Ｖ７）ｉ≦−６０℃となるような高強度
、高靭性の低合金鋼である。
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２ｖＥ、ｏ≧Ｉ
Ｏｋｇｆ−ｍ、Ｖ７）ｉ≦−６０℃となるような高強度
、高靭性の低合金鋼である。
本発明では、２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。
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。
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。
以下本発明について詳細に説明する。
本発明鋼の特徴は母材成分を低Ｃ−高Ｎｂ −微量Ｔ
１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、これを高温で圧延、適
当な時間空冷してγ組織を再結晶させ、かつ圧延後、急
冷してσ相（Ｃ＋炭化物）などの析出を抑制しなければ
ならない。
１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、これを高温で圧延、適
当な時間空冷してγ組織を再結晶させ、かつ圧延後、急
冷してσ相（Ｃ＋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、低Ｃ
−微量Ｔｉ鋼への高Ｎｂ添加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。
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、低Ｃ
−微量Ｔｉ鋼への高Ｎｂ添加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。
高Ｎｂ鋼については研究された例はあるが、このクラッ
ド鋼板への応用について研究・適用された例はない。
ド鋼板への応用について研究・適用された例はない。
まず、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１１００〜１２５０℃
の範囲に再加熱する。これは合わせ材の耐食性と母材の
強度・靭性を同時に確保するため必要である。下限温度
１１００℃は、合わせ材の優れた耐食性を得るために十
分に溶体化し、圧延終了温度を９００℃以上として圧延
後、γ組織を再結晶させるのに必要な最低加熱温度であ
る。しかし再加熱温度か１２５０℃以上になると、オー
ステナイト（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１１００〜１２５０℃である。
の範囲に再加熱する。これは合わせ材の耐食性と母材の
強度・靭性を同時に確保するため必要である。下限温度
１１００℃は、合わせ材の優れた耐食性を得るために十
分に溶体化し、圧延終了温度を９００℃以上として圧延
後、γ組織を再結晶させるのに必要な最低加熱温度であ
る。しかし再加熱温度か１２５０℃以上になると、オー
ステナイト（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１１００〜１２５０℃である。
再加熱したスラブは圧下比５以上（好ましくは６以上１
２以下）で圧延し、圧延終了温度を９００〜１０５０℃
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か、本発明のように圧延温度が高
い場合、５以上である。
２以下）で圧延し、圧延終了温度を９００〜１０５０℃
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か、本発明のように圧延温度が高
い場合、５以上である。
本発明では、圧延を９００〜１０５０℃の範囲で終了さ
せる。圧延終了温度が９００℃以下であると、合わせ材
のγ組織か再結晶せずに耐食性（たとえば耐孔食性、試
験状態・１０％ＦｅＣ１・６Ｈ２０溶液で４８ｈ＋ｓ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
か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１０５０℃以下に限
定した。
せる。圧延終了温度が９００℃以下であると、合わせ材
のγ組織か再結晶せずに耐食性（たとえば耐孔食性、試
験状態・１０％ＦｅＣ１・６Ｈ２０溶液で４８ｈ＋ｓ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
か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１０５０℃以下に限
定した。
さらに本発明では、圧延終了後３０〜２０［１秒間空冷
し、７５０℃以上の温度から５〜ｂ 速度で５５０８Ｃ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９００℃以上の場合、最低３０秒の空
冷時間が必要である（望ましくは６０秒以上）。しかし
空冷時間の延長はクラッド鋼板の温度低下を招き、σ相
（Ｃ＋炭化物）の析出を生じさせる。または加速冷却に
よる母材の強靭化にも支障をきたす。このため鋼板の厚
みにも依存するが、空冷時間は２００秒以下とし、かつ
７５０℃以上の温度から水冷しなければならない。
し、７５０℃以上の温度から５〜ｂ 速度で５５０８Ｃ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９００℃以上の場合、最低３０秒の空
冷時間が必要である（望ましくは６０秒以上）。しかし
空冷時間の延長はクラッド鋼板の温度低下を招き、σ相
（Ｃ＋炭化物）の析出を生じさせる。または加速冷却に
よる母材の強靭化にも支障をきたす。このため鋼板の厚
みにも依存するが、空冷時間は２００秒以下とし、かつ
７５０℃以上の温度から水冷しなければならない。
このとき、■σ相（Ｃ＋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ト鋼板を低温靭性
改善、脱水素などの目的で、Ａ Ｃ１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。
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ト鋼板を低温靭性
改善、脱水素などの目的で、Ａ Ｃ１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。
つぎに本発明の母材成分の■定理内について説明する。
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
０２〜００６％、１０〜１．８％、０．０８〜０１５％
、０００５〜００３％に限定する。
保のため、Ｃ，Ｍｎ 、Ｎｂ 、Ｔｉ量をそれぞれ、０
０２〜００６％、１０〜１．８％、０．０８〜０１５％
、０００５〜００３％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、Ｖ添加時にこれら元素が析出硬化、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．
０６％以下に制限する必要がある。
やＮｂ、Ｖ添加時にこれら元素が析出硬化、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．
０６％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：０．０８〜０１
５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有させる。Ｎ
ｂ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、９００℃以上の高温で圧延を終了しなければ
ならない本発明鋼においては、Ｎｂは最低０．０８％以
上添加する必要がある。
５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有させる。Ｎ
ｂ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、９００℃以上の高温で圧延を終了しなければ
ならない本発明鋼においては、Ｎｂは最低０．０８％以
上添加する必要がある。
これによって本発明のように高温圧延を特徴とする特殊
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・靭性か
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。またＴ１添加は微細なＴｉＮを形成し
、スラブ再加熱時、溶接部のγ粒の粗大化を抑制して母
材靭性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性の改善に効果かあ
る。
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・靭性か
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。またＴ１添加は微細なＴｉＮを形成し
、スラブ再加熱時、溶接部のγ粒の粗大化を抑制して母
材靭性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性の改善に効果かあ
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０００５％のＴ１添加か必要である。しかしＴ１
量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬
化が起こり、低温靭性か劣化するので、その上限は０．
０３％に制限する必要がある。
くに重要である。ＴｉＮの効果を十分に発揮させるには
、最低０００５％のＴ１添加か必要である。しかしＴ１
量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬
化が起こり、低温靭性か劣化するので、その上限は０．
０３％に制限する必要がある。
つぎにその他元素の限定理由について説明する。
Ｓｌは鋼を強靭化させる元素であるか、多く添加すると
溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０５％と
した。鋼の脱酸はＴｉのみても十分てあり、Ｓｊはかな
らずしも添加する必要はない。
溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０５％と
した。鋼の脱酸はＴｉのみても十分てあり、Ｓｊはかな
らずしも添加する必要はない。
本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ００３
％ｉ、Ｇ（１５％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、Ｓｌの低減はＭｎＳによる靭性の劣化
を防止する。好ましいＰ。
％ｉ、Ｇ（１５％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、Ｓｌの低減はＭｎＳによる靭性の劣化
を防止する。好ましいＰ。
Ｓｌはそれぞれ［１，０＋、 （１，ｆ）ｆ）３％以下
である。
である。
ＡＩは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素であるが、脱
酸はＴ１あるいはＳｉでも可能であり、必すしも添加す
る必要はない。Ａｌ量か［１，０５％以上になるとＡＩ
系非金属介在物か増加して鋼の清浄度を害するので、上
限を００５％とした。
酸はＴ１あるいはＳｉでも可能であり、必すしも添加す
る必要はない。Ａｌ量か［１，０５％以上になるとＡＩ
系非金属介在物か増加して鋼の清浄度を害するので、上
限を００５％とした。
ＮはＴｉＮを形成しγ粒の粗大化抑制効果を通して母材
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ｉｌ、Ｈ５％以下に抑える必要がある。
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ｉｌ、Ｈ５％以下に抑える必要がある。
つぎにＮｉ 、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａを添加する理由
について説明する。
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。したか
って、その添加量は自ら制限される性質のものである。
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。したか
って、その添加量は自ら制限される性質のものである。
Ｎ１は溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響をおよほすことなく
、強度・靭性をともに向上させるほか、Ｃ１１添加時の
時間割れ防止にも効果かある。しかし１．０％を超える
と経済性の点て好ましくないため、その上限を１．０％
とした。
、強度・靭性をともに向上させるほか、Ｃ１１添加時の
時間割れ防止にも効果かある。しかし１．０％を超える
と経済性の点て好ましくないため、その上限を１．０％
とした。
Ｃｍ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ＣＩ！ −クラックが生
し、製造が困難になる。このため上限を１．０％とした
。
，０％を超えると熱間圧延時にＣＩ！ −クラックが生
し、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、Ｑ、５．（１，３％とした。
、その上限をそれぞれ、Ｑ、５．（１，３％とした。
なおＮｉ 、Ｃｕ、Ｃｔ、Ｍｏ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。
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。
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かなく、
またＱ、００５％を超えて添加するとＣａｂ、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
たけてなく靭性、現地溶接性に悪影響をおよぼす。この
ためＣａ添加量を０．０（１１〜０００５％に制限した
。
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かなく、
またＱ、００５％を超えて添加するとＣａｂ、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
たけてなく靭性、現地溶接性に悪影響をおよぼす。この
ためＣａ添加量を０．０（１１〜０００５％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０．００＋、 ０．００２％以下に低減
し、ＥＳＳＰ≧（Ｃａ） Ｃ１−１２４（０） ） ／
′１．２５ （Ｓ）とすることかとくに有効である。
し、ＥＳＳＰ≧（Ｃａ） Ｃ１−１２４（０） ） ／
′１．２５ （Ｓ）とすることかとくに有効である。
（実 施 例）
転炉一連続鋳造で種々の鋼成分の母材スラブ（厚み２４
０ｍｍ）を製造した。スラブの片表面を２３５ ｍｍ厚
まで機械的に平削し、種々の厚みのステンレス鋼（ＳＵ
Ｓ３１６Ｌ）またはインコロイ８２５合わせ材（圧延後
の鋼板の合わせ材厚みが３丁になるように調整）と重ね
て四周を溶接した。
０ｍｍ）を製造した。スラブの片表面を２３５ ｍｍ厚
まで機械的に平削し、種々の厚みのステンレス鋼（ＳＵ
Ｓ３１６Ｌ）またはインコロイ８２５合わせ材（圧延後
の鋼板の合わせ材厚みが３丁になるように調整）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。
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
してクラット鋼板を製造し、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％ＦｅＣ１・５Ｈ２０溶液、３５
℃て４８ｈ＋ｓ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。
してクラット鋼板を製造し、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％ＦｅＣ１・５Ｈ２０溶液、３５
℃て４８ｈ＋ｓ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１〜１
０）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Ｉｆ〜２
６）は、母材あるいは合わせ材の特性が劣る。
０）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Ｉｆ〜２
６）は、母材あるいは合わせ材の特性が劣る。
鋼１１． ＋２はＣ量が高＜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
Ｔ１が添加されていないため、鋼１４はＮ量か低いため
、低温靭性が劣る。鋼１５はＮ量が多過ぎるため、やは
り低温靭性が劣る。鋼１６はＳｌ。
はＮｂ量が少ないため、低温靭性が劣る。また鋼１３は
Ｔ１が添加されていないため、鋼１４はＮ量か低いため
、低温靭性が劣る。鋼１５はＮ量が多過ぎるため、やは
り低温靭性が劣る。鋼１６はＳｌ。
Ｍｎ量か高いため、強度は良好であるが、低温靭性が劣
る。鋼１７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。
る。鋼１７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Ｉ８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２１は圧延終了温度が高過ぎるため、低温靭性が悪い
。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は圧下比か小さいため、合わせ材と母材が十分に
密着しない。鋼２Ｇは水冷停、Ｉｌ′温度か高しため、
強度・耐食性か劣る。
密着しない。鋼２Ｇは水冷停、Ｉｌ′温度か高しため、
強度・耐食性か劣る。
（発明の効果゛］
本発明による鋼管全体の溶体化処理すること４にく、母
材の強度・低温靭性、合わせ材の耐食性がともに優れた
高品質のクラッド鋼板の製造か可能になった。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。
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か可能になった。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。
代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫手続補正書岨
発） 平成３年３月２Ｆ日
発） 平成３年３月２Ｆ日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、ステンレス鋼またはニッケル合金からなる合わせ材
と、重量％で Ｃ：０．０２〜０．０６、Ｓｉ：０．５以下、Ｍｎ：１
．０〜１．８、Ｐ：０．０３以下、Ｓ：０．００５以下
、Ｎｂ：０．０８〜０．１５、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３、Ａｌ：０．０５以下、Ｎ：０．００２〜０．００
６ 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１１０
０℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、圧下比５以上、
圧延終了温度９００〜１０５０℃で圧延し、３０〜２０
０秒間空冷した後、７５０℃以上の温度から５〜４０℃
／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却、
その後空冷することを特徴とする低温靭性の優れたクラ
ッド鋼板の製造方法。 ２、重量％で Ｎｉ：０．０５〜１．０、Ｃｕ：０．０５〜１．０、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５、 Ｍｏ：０．０５〜０．３、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００５ の１種または２種を含有する請求項１記載の低温靭性の
優れたクラッド鋼板の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2328310A JP2510783B2 (ja) | 1990-11-28 | 1990-11-28 | 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 |
| US07/793,959 US5183198A (en) | 1990-11-28 | 1991-11-15 | Method of producing clad steel plate having good low-temperature toughness |
| EP91120283A EP0488222B1 (en) | 1990-11-28 | 1991-11-27 | Method of producing clad steel plate having good low-temperature toughness |
| DE69124478T DE69124478T2 (de) | 1990-11-28 | 1991-11-27 | Verfahren zum Herstellen einer plattierten Stahlplatte mit guter Tieftemperaturzähigkeit |
| CA002056337A CA2056337C (en) | 1990-11-28 | 1991-11-27 | Method of producing clad steel plate having good low-temperature toughness |
| NO914645A NO300994B1 (no) | 1990-11-28 | 1991-11-27 | Fremgangsmåte for fremstilling av en belagt stålplate |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2328310A JP2510783B2 (ja) | 1990-11-28 | 1990-11-28 | 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04197588A true JPH04197588A (ja) | 1992-07-17 |
| JP2510783B2 JP2510783B2 (ja) | 1996-06-26 |
Family
ID=18208807
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2328310A Expired - Lifetime JP2510783B2 (ja) | 1990-11-28 | 1990-11-28 | 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5183198A (ja) |
| EP (1) | EP0488222B1 (ja) |
| JP (1) | JP2510783B2 (ja) |
| CA (1) | CA2056337C (ja) |
| DE (1) | DE69124478T2 (ja) |
| NO (1) | NO300994B1 (ja) |
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| CN103320692B (zh) | 2013-06-19 | 2016-07-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 超高韧性、优良焊接性ht550钢板及其制造方法 |
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