(57)【要約】      （修正有）【課題】高強度であるとともにＨＡＺ部での低温靱性に優れたクラッド鋼の製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０８％〜０．５０％、Ｖ：０．０１５％〜０．０４０％、Ｎｂ：０．０４〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１０％を含有し、望ましくは、Ｔｉ／Ｎを１．５〜３．０としたクラッド鋼用母材。高い強度を有するとともに熱影響部における低温靭性が大きく改善される。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０８〜０．５０％、Ｖ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎｂ：０．０４〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とするクラッド鋼用母材。
【請求項２】
ＴｉとＮの質量が、Ｔｉ／Ｎで１．５〜３．０の範囲にあることを特徴とする請求項１記載のクラッド鋼用母材。
【請求項３】
調質後の結晶粒度番号が１０〜１２であることを特徴とする請求項１または２に記載のクラッド鋼用母材。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の組成でクラッド鋼用母材を溶製し、該母材を用いてクラッド熱間圧延した後、９００〜１１００℃のオーステナイト化温度域から調質を行いその後、５５０〜６５０℃の焼き戻しを行うことを特徴とするクラッド鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、天然ガスのパイプラインなどに使用される鋼材で、焼き入れ焼き戻し処理（以下調質と言う）によって製造されるクラッド鋼材及びその製造に関するもので、低温靭性を要求され、１パス溶接による熱影響部において、優れた低温靭性を有するクラッド鋼用母材および該クラッド鋼用母材を用いたクラッド鋼の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
クラッド鋼板は合わせ材によって用途が異なり、製造方法も異なる。従来のクラッド鋼板母材は、クラッド鋼板、又はクラッド鋼管としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎを主成分にしてＮｂ、Ｖ、Ｃａ、Ａｌ、Ｍｏの添加、又はＴｉ、Ｂ等の合金成分を微量添加して構成されているＡＰＩ（米国石油協会規格）  Ｘ７０相当材である。該鋼は所定の焼き入れ焼き戻し（調質）、又は転炉による制御圧延（ＴＭＣＰ）などにより製造されている。しかもクラッド鋼管として製作する場合には、パイプの表裏それぞれ１パスの高能率溶接が施工される。多層盛り溶接では母材及び溶接金属の境界、母材熱影響部は次パスの熱影響で細粒化されるが、１パス溶接では母材及び溶接金属の境界、母材熱影響部の結晶粒は粗大化したままとなり、靭性の低下につながる。
【０００３】
近年は、ユーザの低温靭性の仕様が厳しく要求されている。これはパイプラインの緊急停止時にはパイプの各部位が−４０℃にさらされるため脆性破壊の危険性が指摘されるためである。このため、母材及び溶接金属の境界、母材熱影響部における衝撃値は−４０℃で３５（Ｊ）以上の要求が一般的になりつつある。しかし、従来の調質材ではこの要求に応じるのは非常に難しく、特に１パス溶接による衝撃値ではｖＥ−２０℃で３５（Ｊ）を得る事が精一杯であった。このようにＡＰＩ  Ｘ７０の高強度材になると、母材の低温靭性はもとより、溶接ＨＡＺ部の低温靭性の確保が難しく、ユーザの仕様のｖＥ−４０℃で３５Ｊ以上の低温靭性を満たすことが困難である。
【０００４】
従来の改良技術として、例えば、特許文献１では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡｌにＴｉ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂを添加させ微細な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ものが提案されている。この方法では母材ではｖＥ０℃で２０ｋｇ・ｍ、ＦＡＴＴも−５０℃程度、ＨＡＺでは多層盛り溶接のｖＥ０℃で２０ｋｇ・ｍである。しかし、ＴｉＮはＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（溶接ボンド部と言う）近傍でほとんど固溶してしまうので、この母材成分系では靭性向上効果が低下してしまうという問題がある。
【０００５】
また、特許文献２では、高温に長時間さらされた時のオーステナイト粒粗大化を介在物粒子数などのコントロールにより抑制し、ＨＡＺ靭性改善を図ったものが提案されている。この方法は多層盛り溶接であり、ＨＡＺの靭性はｖＥ−４０℃で１００〜２００（Ｊ）である。しかし、これらの微小介在物制御は一般の製鋼工程ではコントロールが難しく特に電気炉での溶解ではコストの増加に繋がる。
【０００６】
また、特許文献３では、ＴｉＮの微細析出によりＨＡＺ靭性の向上を狙ったものが提案されているが、その工程は１２５０〜１４００℃に加熱後、圧下又は１１５０℃以下の温度に再加熱する方法であり、この方法では１１５０℃以下の温度に再加熱という追加工程が増えるためコストの増加に繋がるという問題点がある。
【０００７】
また、特許文献４に示すように、合金元素の適正化、Ｔｉ／Ｎのコントロールにより低温靭性の改善が図られている。しかし、この方法では母材の強度が不足しておりＸ−７０の要求を満足することができない。
【特許文献１】特公昭５５−２６１６４号公報
【特許文献２】特開２００１−２２６７３９号公報
【特許文献３】特公昭５５−２６２６４号公報
【特許文献４】特開２００４−１４９８２１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
すなわち、従来の課題として通常のＱＴ（焼入れ焼戻し）材において、母材および１パス溶接後の母材と溶接部の境界、熱影響部での低温執性の確保というユーザの要求を満足する必要があり、本発明では、合金元素の複合添加により以下の性能を満足するクラッド鋼板を提供することを目的としている。
第１に従来のＡＰＩ  Ｘ７０の強度を維持しつつ、母材の低温靭性値を改善するため結晶粒度をＡ．Ｇ．Ｓ．１０〜１２程度の超細粒化を図る。
第２として母材と溶接部の境界、母材の熱影響部の低温靭性改善として結晶粒度の細粒化と粗大化抑制を図る。
第３は母材と熱影響部にマルテンサイト組織を生成させずＨＡＺの硬さをＨＶ２７０以下にする。
【０００９】
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、高強度特性を満足し、さらに溶接部での低温靱性に優れたクラッド鋼用母材および該クラッド鋼用母材を用いたクラッド鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
この発明の構成においては、ＡＰＩ  Ｘ７０鋼をベースとする多くの試験材を用いて、１パス溶接を行い、短時間引張特性、シャルピー衝撃特性に及ぼす合金元素の影響に関する詳細な検討を実施した。その結果、合金元素の添加量のバランスを適正化することにより、従来の強度を維持しつつ、母材、１パス溶接時の溶接熱影響部、母材／溶接金属境界の低温靭性に優れ、これらの各特性においてＡＰＩ  Ｘ７０鋼をはるかに凌ぐ新規な合金組成を見出し、本発明に至ったものである。
【００１１】
すなわち、本発明のクラッド鋼用母材のうち、請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０８〜０．５０％、Ｖ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎｂ：０．０４〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１２】
請求項２記載のクラッド鋼用母材の発明は、請求項１記載の発明において、ＴｉとＮの質量が、Ｔｉ／Ｎで１．５〜３．０の範囲にあることを特徴とする。
【００１３】
請求項３記載のクラッド鋼用母材の発明は、請求項１または２に記載の発明において、調質後の結晶粒度番号が１０〜１２であることを特徴とする。
【００１４】
請求項４記載のクラッド鋼の製造方法は、請求項１〜３のいずれかに記載の組成でクラッド鋼用母材を溶製し、該母材を用いてクラッド熱間圧延した後、９００〜１１００℃のオーステナイト化温度域から調質を行いその後、５５０〜６５０℃の焼き戻しを行うことを特徴とするクラッド鋼の製造方法。
【００１５】
本発明によれば、適切な成分組成によって高い強度を有するとともに、低温靱性を要求される母材および１パス溶接による熱影響部において、母材の結晶粒を超微細化するとともに、ＨＡＺ部での結晶粒度の粗大化を抑制して優れた高靱性を示す。
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。なお、以下の含有量は特に述べない限りは、いずれも質量％で示されている。
【００１６】
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分であり、０．０５％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０．０５％以上とする。一方、過剰の添加は鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性等を著しく劣化させるため上限を０．１０％とする。なお、同様の理由で、上限を０．０８％とするのが望ましい。
【００１７】
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％以上の添加が必要である。しかしながら過剰な添加はＨＡＺの硬化により靭性が低下するため上限を０．３０％とする。なお、同様の理由で下限を０．１５％、上限を０．２５％とするのが望ましい。
【００１８】
Ｍｎ：１．３０〜１．６０
Ｍｎは母材の強度及び靭性の確保に有効な成分として１．３０％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れを考慮し上限値を１．６０％とする。なお、同様の理由で下限を１．４０％、上限を１．５５％とするのが望ましい。
【００１９】
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０．０１５％を上限とする。
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０．００３％を上限とする。
【００２０】
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％以上を含有させる。０．１０％未満では、これら作用を充分に得られない。一方、製造コストを上昇させるため０．５０％を上限とする。なお、同様の理由で下限を０．２０％、上限を０．４０％とするのが望ましい。
【００２１】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは母材の強度及び靱性を向上させるが、ＨＡＺにおいて過剰な添加は靱性を低下させるため０．５％以下とする。なお、同様の理由で下限を０．０３％、上限を０．３０％とするのが望ましい。
【００２２】
Ｃｕ：０．０５〜０．５％
Ｃｕは、母材の強度を向上させるが、過剰な添加は溶接時の割れ感受性を高める。従って下限を０．０５％、、上限を０．５０％とする。なお、同様の理由で上限を０．３０％とするのが望ましい。
【００２３】
Ｍｏ：０．０８％〜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、０．０８％未満ではその効果が得られないため０．０８％以上を含有させる。また、過剰な添加はＨＡＺ部の靭性を損なうため上限を０．５０％とする。なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３０％とするのが望ましい。
【００２４】
Ｖ：０．０１５％〜０．０４０％
Ｖは鋼の強度を確保するために重要な元素であるが、０．０１５％未満では、その作用が充分に得られないため０．０１５％以上含有させる。また、多すぎると靭性値に悪影響を及ぼすことから上限を０．０４０％とする。なお、同様の理由で下限を０．０２０％、上限を０．０４０％とするのが望ましい。
【００２５】
Ｎｂ：０．０４〜０．１０％
Ｎｂは鋼を固溶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作用があり、Ｎｂ炭化物などを母材に微細に均一に分散し、高温強度を上昇する作用を有するため０．０４％以上に添加する。しかし０．１０％を超えると鋼塊中の偏折を生じやすくするため上限を０．１０％とした。なお、同様の理由で上限を０．０９％とするのが望ましい。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
ＴｉはＮｂと同様に固溶化処理後の組織を微細化し、後述するＮと結合して結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある。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、０．０２０％を超えると切り欠き効果により靭性が大きく劣化するので上限を０．０２０％とする。なお、同様の理由で上限を０．０１５％とするのが望ましい。
【００２７】
Ａｌ：０．０１５〜０．０３５％
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、０．０１５％未満ではその作用が充分に得られないため０．０１５％以上含有させる。しかし０．０３５％を超えて含有させる細粒化効果が低下し、靭性値も飽和する。しかも、０．０３５％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上限を０．０３５％とする。なお、同様の理由で下限を０．０２５％とするのが望ましい。
【００２８】
Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％
Ｃａは耐水素誘起割れ感受性を改善する効果がある他、Ｓなどと化合物をつくりＣａＳとして球状化し酸化物を形成するため衝撃値を向上させる。この効果としては０．００１０％以上が効果的である。しかし、０．００４０％を超えて含有させると鋼塊に表面庇が発生しやすい他、耐水素誘起割れ感受性が劣化したり、粗大介在物を生成するため上限を０．００４０％とする。なお、同様の理由で下限を０．００２０％、上限を０．００３０％とするのが望ましい。
【００２９】
Ｎ：０．００３０〜０．０１０％
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、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０．０１０％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靭性の向上を考えると０．０１０％を上限とする。
【００３０】
Ｔｉ／Ｎ：１．５〜３．０
Ｔｉ、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、安定なＴｉＮを生成させ、溶接時の母材と溶接部の境界、母材の熱影響部を細粒化させて、溶接による結晶粒度の粗大化を防止する。該効果を充分に発揮するためには両含有量の相関関係も重要となるので所望により、Ｔｉ／Ｎ比を規制する。すなわち、Ｔｉ／Ｎが１．０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。またＴｉ／Ｎが３．０を超えると同様の理由により靭性値が低下する。
【００３１】
結晶粒度番号：１０〜１２（オーステナイト結晶粒度、Ａ．Ｇ．Ｓ）
結晶粒度は、本発明の母材組成によって超微細化が現実化される。具体的には、例えば上記成分によって鋼塊を溶製後、調質を行うことで上記結晶粒度が得られる。
該調質の内容としては、上記組成によって溶製がなされた熱間圧延材を９００〜１１００℃のオーステナイト温度域から冷却し、５５０〜６５０℃の温度で焼き戻しするものを挙げることができる。焼き戻し時加熱時間としては０．５〜１．０時間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用母材の結晶粒度番号を１０〜１２に微細化することができる。
【発明の効果】
【００３２】
すなわち、本発明のクラッド鋼用母材によれば、 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０８〜０．５０％、Ｖ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎｂ：０．０４〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるので、ＡＰＩ  Ｘ７０と同等の強度を椎持したまま、１パス溶接後の母材と溶接部の境界、母材の熱影響部において、従来材ＡＰＩＸ７０相当材に比べて低温靭性を大きく改善できる。
【００３３】
また、本発明のクラッド鋼の製造方法によれば、請求項１〜３のいずれかに記載の組成でクラッド鋼用母材を溶製し、該母材を用いてクラッド熱間圧延した後、９００〜１１００℃のオーステナイト化温度域から調質を行いその後、５５０〜６５０℃の焼き戻しを行うので、母材の結晶粒度をＮｏ．１０〜１２に調製でき、優れた低温靱性が得られる、また、母材と熱影響部にマルテンサイト組織は生成されずＨＡＺの硬さをＨＶ２７０以下に抑制することができるので、溶接時の低温割れ感受性を低減させる。また通常の焼入焼戻により製造され、追加熱処理を必要としないため工程短縮、製造コスト抑制に繋がる。また溶接ＨＡＺの硬度の抑制に繋がるため、強度上昇による板厚低減、軽量化の効果がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３４】
以下、本発明の実施形態について説明する。
本発明のクラッド鋼用母材は、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。なお、天然ガス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Ａｌｌｏｙ８２５などの高合金を用いることができる。なお、クラッド鋼用母材は、５０ｍｍ厚以下であるのが望ましい。また、該母材の厚さが２５ｍｍ以上の場合は１枚で圧延し、２５ｍｍ未満の場合は２枚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。
【００３５】
上記により得られたクラッド鋼は、９００〜１１００℃の範囲のオーステナイト化温度域に加熱する溶体化処理を行い、急冷して焼き入れする。その際の冷却方法としては、水冷、油冷（例えば冷却速度２００℃／分以上）により行うことができる。次いで、５５０〜６５０℃に加熱する焼き戻し処理を行う。焼き戻し時加熱時間としては０．５〜１．０時間を例示することができる。
上記一連の調質処理により、クラッド鋼用母材の結晶粒度をＮｏ．１０〜１２に微細化することができる。また、１パスの溶接を行った際に、母材と熱影響部にマルテンサイト組織を生成させず
クラッド鋼は、板状のままのほかクラッド鋼管として使用されるものであってもよい。
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、ＨＡＺの硬さをＨＶ２７０以下にすることができる。なお、上記溶接方法は特に限定されるものではなく、例えば既知の方法により行うことができる。
【実施例１】
【００３６】
以下に、本発明の一実施例を説明する。
表１に示す組成を有する供試材を真空誘導溶解炉により２５ｋｇ角形鋼塊に溶製し、３０ｍｍ厚さに圧延を行った。調質温度は合わせ材３１６Ｌを想定し９６０℃で行い、その後５８０℃の焼き戻しを行った。
【００３７】
上記調質を行った供試材の強度と低温靱性について測定を行い、その結果を表２に示した。表２に示すように発明材では、母材はＡＰＩ  Ｘ７０相当の強度を維持しながら、優れた低温靭性を示した。特に母材の衝撃特性としてｖＥ−８０℃で２００（Ｊ）以上の高靭性を示している。また、溶接部の境界、母材の熱影響部の衝撃特性は１パス溶接後の熱影響部の衝撃特性においても、比較材に比べてｖＥ−４０℃≧１００（Ｊ）の高靭性を示している。
【００３８】
また、供試材には、クラッド鋼への１パスの溶接を想定して、溶接材としてＹＭ−５５Ｈを用い炭酸ガス（ＭＡＧ）の溶接法によって溶接を行った。
図１は溶接部の硬さを示したものであり、熱影響部の最高硬さはＨＶ２３０前後で溶接後の硬さとしては低い値を示している。これはＦｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ部からＨＡＺにかけて組織がベイナイトであり硬化が少なくなっているためである。また、図３の図面代用写真に示すように、母材のミクロ組織においても組織は緻密なフルベイナイトを呈しており、母材の結晶粒度はＡ．Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．で１０〜１２になっている。これは、Ｎｂを多めに添加したがＡｌ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎ及びＮｉ等の合金元素が規定値の範囲内で適正量バランスのとれた形で複合添加され、結晶粒度の微細化に大きく貢献したものと考える。特に、図２に示すようにＴｉとＮの添加時のバランスをＴｉ／Ｎで１．５〜３．０に調整して安定なＴｉＮを生成させたことによるものである。
【００３９】
【表１】
2006328460.tif 000002
【００４０】
【表２】
2006328460.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００４１】
【図１】本発明材のＴＰ１、ＴＰ２及びＴＰ３の溶接部の硬さ分布を測定した結果を示す図である。
【図２】供試材の組成中のＴｉ／Ｎと低温靭性との関係を示した図である。
【図３】本発明材ＴＰ１及びＴＰ２の母材のミクロ組織を示す図面代用写真である。
【図１】
2006328460.tif 000004
【図２】
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【図３】
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