(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．００〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｖ：０．０１０％未満を含有し、さらに、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、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％の中から選ばれる１種以上を含有し、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、ＨＡＺ３ｍｍ位置でのｖＥ−２０℃が１００Ｊ以上の特性を有することを特徴とする溶接部靱性に優れた高靱性クラッド鋼板の母材。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接部靱性に優れた高靱性クラッド鋼板の母材。
【請求項３】
さらに、前記Ｔｉ含有量と前記Ｎ含有量の比であるＴｉ／Ｎが２．０〜３．５の範囲内にあることを特徴とする請求項１または２に記載の溶接部靱性に優れた高靱性クラッド鋼板の母材。ここで、元素記号はその元素の質量％で表示した含有量である。
【請求項４】
さらに、前記Ｎｂ含有量と前記Ｃ含有量の比であるＮｂ／Ｃが０．２〜２．０の範囲内にあることを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の溶接部靱性に優れた高靱性クラッド鋼板の母材。ここで、元素記号はその元素の質量％で表示した含有量である。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかの項に記載の化学組成を有する鋼材と合わせ材とを用いてクラッド圧延した後、９００〜１１００℃に加熱する焼入れ処理を行い、その後、５５０℃未満で焼き戻しを行い、母材が−２０℃ＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上、ＨＡＺ３ｍｍ位置でのｖＥ−２０℃が１００Ｊ以上の特性を有することを特徴とする溶接部靱性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
【請求項６】
クラッド鋼板の母材が請求項１〜４のいずれかの項に記載の母材であることを特徴とするクラッド鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接部靱性に優れた高靭性クラッド鋼板の母材と当該クラッド鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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（全厚が合わ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防錆性能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。
【０００４】
高合金クラッド鋼とは合わせ材に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わせた鋼材である。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。
【０００５】
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わ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。
【０００６】
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、無垢材と同等の防錆能を確保でき、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。
【０００７】
以上から、高合金の合わ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。
【０００８】
クラッド鋼は、合わ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き入れ焼き戻し（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。
【０００９】
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。
【００１０】
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℃の試験で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、多くの検討が行われた。
【００１１】
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。しかし、ＴｉＮは、主として鋼の凝固時に形成されることから、粗大な析出物となりやすい。そのため、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ＨＡＺ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、１０００℃付近に加熱されるＨＡＺ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ず、ＨＡＺ靭性が低下するという問題がある。
【００１２】
また、さらに溶接ボンド部近傍のように最高到達温度が１４００℃を超え高温にさらされる場合では、ＴｉＮはほとんど固溶してしまう。このため、この溶接ボンド部に近い領域では、ＴｉＮのピンニング効果が得られず十分に靭性を確保できないという問題がある。また、非特許文献１には上記２件（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が、ＴｉＮのピンニング効果が十分に得られない領域に関する知見がない。
【００１３】
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。しかし、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。
【００１４】
なお、以下の説明で、「母材」とは、クラッド鋼板の使用状態において合わせ材以外の部分を「クラッド鋼板の母材」または単に「母材」と云い、クラッド鋼板の製造工程の初期工程で用いられる母材を「母材素材」のように必要に応じて適宜区別して用いることとする。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開２００４−１４９８２１号公報
【特許文献２】特開２００６−３２８４６０号公報
【特許文献３】特公昭５５−２６１６４号公報
【非特許文献】
【００１６】
【非特許文献１】日本製鋼所技報、Ｎｏ．５５（２００４）、ｐｐ．７７−７８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明は、合金元素の複合添加により溶接部靭性に優れた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。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
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ＨＡＺ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とＨＡＺ靭性が共に向上できることを明らかにした。
【００１９】
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ＨＡＺ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。
【００２０】
これにより、１パス溶接による熱影響部（ＨＡＺ）においても、優れた低温靭性の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５０ｍｍ以下である。本発明の製造方法において、合金元素の複合添加と調質処理により、１パス溶接後の溶接ボンド部、熱影響部、母材の低温靱性を確保し、さらに溶接部靭性に優れ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。
【００２１】
発明者等は上記新たな知見に加え、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本発明の溶接部靱性に優れた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：１．００〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｖ：０．０１０％未満を含有し、さらに、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、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％の中から選ばれる１種以上を含有し、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、ＨＡＺ３ｍｍ位置でのｖＥ−２０℃が１００Ｊ以上の特性を有することを特徴とする溶接部靱性に優れた高靱性クラッド鋼板の母材。
【００２２】
［２］質量％で、さらに、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする前記［１］に記載の溶接部靱性に優れた高靱性クラッド鋼板の母材。
【００２３】
［３］さらに、前記Ｔｉ含有量と前記Ｎ含有量の比であるＴｉ／Ｎが２．０〜３．５の範囲内にあることを特徴とする前記［１］または［２］に記載の溶接部靱性に優れた高靱性クラッド鋼板の母材。ここで、元素記号はその元素の質量％で表示した含有量である。
【００２４】
［４］さらに、前記Ｎｂ含有量と前記Ｃ含有量の比であるＮｂ／Ｃが０．２〜２．０の範囲内にあることを特徴とする前記［１］乃至［３］のいずれかの項に記載の溶接部靱性に優れた高靱性クラッド鋼板の母材。ここで、元素記号はその元素の質量％で表示した含有量である。
【００２５】
［５］前記［１］乃至［４］の何れかに記載の化学組成を有する鋼材と合わせ材とを用いてクラッド圧延した後、９００〜１１００℃に加熱する焼入れ処理を行い、その後、５５０℃未満で焼き戻しを行い、母材が−２０℃ＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上、ＨＡＺ３ｍｍ位置でのｖＥ−２０℃が１００Ｊ以上の特性を有することを特徴とする溶接部靱性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
【００２６】
［６］クラッド鋼板の母材が前記［１］〜［４］のいずれかに記載の母材であることを特徴とするクラッド鋼板。
【発明の効果】
【００２７】
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。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
１．成分組成について
以下本発明における成分の限定範囲について詳細に説明する。各元素の％表示は特に記載が無い限り質量％を意味する。
【００２９】
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鋼材としては強度が得られないため０．０３０％以上とする。一方、過剰なＣの添加は鋼材ならびに熱影響部の靭性の劣化を招き、また、溶接性の観点からＣ量の低減が望ましいため上限を０．１０％とする。なお、溶接性及びＨＡＺ靭性の観点から、上限を０．０８％とするのが望ましい。
【００３０】
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｓｉは製鋼時の脱酸のために添加され、また、母材の強度確保に必要な成分であるため０．１０％以上の含有が必要である。一方、過剰なＳｉの添加は溶接熱影響部の靭性と溶接性の劣化を引き起こすため０．３０％とする。なお、脱酸の効果及びＨＡＺ靭性の観点から下限を０．１３％、上限を０．２０％とするのが望ましい。
【００３１】
Ｍｎ：１．００〜１．６０％
Ｍｎは母材の強度及び靭性の確保に有効な成分として１．００％以上の含有が必要であるが、溶接熱影響部の靭性と溶接性を考慮し上限値を１．６０％とする。なお、母材靭性及びＨＡＺ靭性の観点から下限を１．００％、上限を１．３０％とするのが望ましい。
【００３２】
Ｐ：０．０１５％以下
母材ならびに溶接熱影響部靭性を確保するため、Ｐを極力低減することが望ましいが、過度の脱Ｐはコスト上昇を招くため０．０１５％を上限とする。
【００３３】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは鋼中不純物として不可避な元素であるが、本発明に従う溶接部靭性を確保するためには０．００３以下とする必要がある。
【００３４】
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。しかし、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等の微細析出物はこの加熱した時に解離して固溶する。この現象が生じるのは、本発明のＣ含有範囲においては、ＶＣ、ＶＮ等の微細析出物は低い温度で鋼中へ固溶する性質があるからである。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著しく硬化して、靭性劣化の原因となる。この靭性劣化はＶが０．０１０％以上含有すると顕著となる。そのため、Ｖは０．０１０％未満とする。より好ましくは、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さらに好ましい。
【００３５】
以上の成分を本発明の基本として、さらに強度、靭性を高める目的でＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｎの中から選ばれる１種以上を選択元素として含有する。選択元素を含有後の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
【００３６】
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは焼入れ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。一方、０．５０％を超えて含有すると効果が飽和し、また、過剰な含有は溶接熱影響部靭性や溶接性を阻害するため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ量は０．０５〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０８〜０．２０％の範囲である。
【００３７】
Ｎｂ：０．０１０〜０．０６０％
Ｎｂ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き戻し処理した母材、およびＨＡＺの靭性向上に寄与する。しかし、その効果は０．０１０％以上の含有で発揮され、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。したがって、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ量は０．０１０〜０．０６０％の範囲とすることが好ましい。なお、同様の理由でより好ましくは０．０２５〜０．０５０％の範囲である。
【００３８】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の粒成長を抑制し、結果としてミクロ組織の微細化をもたらして靭性を改善する効果がある。その含有量は０．００５％未満では効果が少なく、０．０２０％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を引き起こすのでＴｉを含有する場合は、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲とすることが好ましい。なお、同様の理由でより好ましくは０．０１０〜０．０１６％の範囲である。
【００３９】
Ａｌ：０．０４０％以下
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であるが、０．０４０％を超えると靭性が劣化するので、Ａｌを含有する場合は、Ａｌ量は０．０４０％以下とすることが好ましい。同様の理由でより好ましくは０．０１５％未満である。
【００４０】
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るためＣａを含有する場合は、Ｃａ量は０．００１０〜０．００４０％の範囲とすることが好ましい。なお、同様の理由で、より好ましくは０．００２０〜０．００３０％の範囲である。
【００４１】
Ｎ：０．００３０〜０．００６０％
ＮはＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭性の向上に効果があるが、Ｎの含有量が０．００３０％未満では効果が薄く、０．０１０％を超えると固溶Ｎが増大しＨＡＺ靭性の低下がおこるので上限は０．０１０％とする。しかし、Ｔｉの含有量と対応させＴｉＮの微細析出によるＨＡＺ靭性をより向上させる場合は、Ｎ量は０．００３０〜０．００６０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０〜０．００４０％の範囲である。
【００４２】
本発明では、上記成分に加えて、さらに任意的かつ選択的にＮｉ、Ｃｒ及びＣｕの中から、１種以上を以下の含有範囲で含有することが好ましい。
【００４３】
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、１．００％を超えると効果が飽和し、また、Ｎｉの含有は製造コストを上昇させるため、含有させる場合は、１．００％を上限とすることが好ましい。
【００４４】
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、過剰な含有は溶接熱影響部靭性を劣化させることがあるため、含有させる場合は、Ｃｒの含有量は１．００％以下とする。
【００４５】
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、過剰な含有は溶接性を阻害することがある。したがって、含有させる場合は、上限を１．００％とする。
【００４６】
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、質量％比で、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。
【００４７】
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き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、質量％比で、Ｎｂ／Ｃの範囲は０．２〜２．０が好ましい。より好ましくは０．３〜１．９でさらに好ましくは０．３〜１．８の範囲である。
【００４８】
ＤＷＴＴ試験：−２０℃での延性破面率８５％以上
ＤＷＴＴ試験は、パイプライン等での脆性亀裂伝播の評価によく用いられる試験であり、パイプライン実使用環境下に近い実肉厚での靭性を評価する試験という位置づけである。本発明では、ＡＰＩ規格として採用されているＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験で試験温度−２０℃で延性破面率８５％以上とする。これは、実肉厚の条件で寒冷地での使用限界を考慮し、−２０℃という厳しい温度での評価としている。この温度で延性破面率８５％以上であれば、実環境−２０℃で脆性亀裂伝播防止が期待されるため、このように設定した。
【００４９】
シャルピー衝撃試験：ＨＡＺ３ｍｍでｖＥ−２０℃：１００Ｊ以上
ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験によって、ＨＡＺにおける−２０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）で１００Ｊ以上とする。パイプラインの操業が緊急停止になった際や寒冷地で十分に安全性を確保しうる靭性を確保するために、−２０℃の温度でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値を１００Ｊと規定した。また、パイプなどの構造物として使用する場合に、特に靭性が劣り、十分安全を確保するために重要な箇所がＨＡＺ３ｍｍの領域であるため、その部位について限定した。
【００５０】
２．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、用途などにより合わ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。
【００５１】
なお、天然ガス等のパイプラインに使用される用途では、例えば合わせ材として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、合わせ材と母材素材と重ね合わせて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。
【００５２】
上記により得られたクラッド鋼板は、焼入れ処理のため、９００〜１１００℃の範囲に加熱する。焼入れ処理を９００℃未満では十分な母材強度が確保できず、１１００℃超えると母材の靭性が劣化する。したがって、焼入れ処理のため、９００〜１１００℃の範囲に加熱する。さらに好ましくは、９００〜９８０℃である。焼入れ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わせ材の種類によっては合わ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。焼入れ処理の冷却方法としては、水冷、油冷（例えば冷却速度２℃／ｓ以上）により行うことができる。
【００５３】
次いで、５５０℃未満の温度に加熱し、焼き戻し処理を行う。５５０℃以上ではＤＷＴＴ特性が劣化するので、５５０℃未満とした。さらに焼き戻し処理温度は４２０〜５００℃の範囲が好ましい。焼き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。
【００５４】
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。
【実施例】
【００５５】
以下に本発明の実施例を比較例と対比しつつ説明する。ここで、溶接部靱性の評価は、シャルピー試験により行った。シャルピー試験片のノッチ位置は、溶接金属と母材の境界であるボンド部から、母材側へ３ｍｍ（ＨＡＺ３ｍｍ）の位置とした。試験温度は、−２０℃で実施した。本発明では−２０℃の吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）が１００Ｊ以上を靭性に優れているものとした。
【００５６】
また、母材の靭性は、−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。
【００５７】
表１に化学成分を示す母材とＡｌｌｏｙ６２５を用い、クラッド鋼板を製造した。製造条件は、母材と合わ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、合わせ材厚３ｍｍのクラッド鋼板とし、圧延完了後、９１０℃に加熱して焼入れ処理を実施した後、水冷とした。次いで５００℃に加熱して焼き戻し処理を行った。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。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鋼は、母材部、ＨＡＺ部共に目標特性を満足するのに対し、Ｍｎが請求範囲の下限値を外れた場合は、強度、母材のＤＷＴＴ特性が目標値を満足しない。また、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ／Ｎの値が請求範囲から外れた場合は、ＨＡＺ靭性が目標値を満たさない。
【００５８】
【表１】
0005418662.tif 000002
【００５９】
【表２】
0005418662.tif 000003