JP6128057B2 - 低ｙｒクラッド鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主にクラッドパイプ分野での使用に好適な低降伏比（低ＹＲ）、高強度および高靭性を有した鋼を母材とし、ステンレス鋼またはニッケル合金を合わせ材とするクラッド鋼板とその製造方法に関する。

近年、エネルギー問題から従来採掘が不可能であった難採掘環境と呼ばれる領域においてもエネルギー資源開発が進んでいる。このような環境は特に腐食環境も厳しく、より耐食性に優れた高合金クラッド鋼の適用の要求が高まっている。さらに難採掘環境下での、産業設備と構造物のニ−ズとしては耐久性及び長寿命化並びにメンテナンスフリ−化が指向されており、ＳＵＳ３１６に代表されるステンレス鋼（特にオーステナイト系ステンレス鋼）やＡｌｌｏｙ６２５、８２５に代表されるＮｉ合金はこれらニ−ズに適合した材料として注目を集めている。

一方で、ステンレス鋼やＮｉ合金の主原料であるＮｉ、Ｍｏおよび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耐食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。

高合金クラッド鋼とは合わせ材にステンレス鋼あるいはＮｉ合金、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である。クラッド鋼は、異種金属を金属学的に接合させたもので、めっきとは異なり剥離する心配がなく単一金属及び合金では達し得ない新たな特性を持たせることができる。

クラッド鋼は、使用環境毎の目的に合った機能を有する合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や低合金鋼を適用することができる。

このように、クラッド鋼は無垢材よりも合金元素の使用量が少なく、かつ、無垢材と同等の耐食性能を確保でき、さらに炭素鋼や低合金鋼と同等の強度・靭性を確保できるため、経済性と機能性が両立できるという利点を有する。

以上から、高合金の合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。

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。このような低炭素低合金鋼は所定の焼入焼戻（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。

また、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パス以上の高能率溶接が施工される。

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。なお、クラッド圧延用組立スラブを「クラッド鋼板の素材」とよぶ場合がある。

近年、Ｒｅｅｌ−ｌａｙｉｎｇによるクラッド鋼管敷設時の曲げ座屈防止の観点や、特にｔ／Ｄの大きい小径のクラッド鋼管の鋼管成形による材質変化の観点から、クラッド鋼管原板の母材の引張試験において降伏比９０％以下が要求される場合がある。

また、母材において脆性破壊伝播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、−１０℃で８５％以上の延性破面（８５％ＳＡＴＴ）の確保等が要求されることもある。

特許文献１には、鋼材の合金元素の添加量を大きく増加させることなく、低降伏比ならびに優れた溶接熱影響部靭性を達成する技術として、Ｔｉ／ＮやＣａ−Ｏ−Ｓバランスを制御しながら、フェライト、ベイナイトおよび、島状マルテンサイト（M-A constituent）の３相組織とする方法が開示されている。

また、特許文献２には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素の添加により、低降伏比かつ高一様伸び性能を達成する技術が開示されている。

特許４０６６９０５号公報 特開２００８−２４８３２８号公報

特許文献１、２の技術では、クラッド鋼板製造時の圧延仕上げ温度および冷却開始温度を低下して、フェライトを活用する場合、クラッド鋼板の母材と合わせ材の接合が困難となり低ＹＲクラッド鋼板の製造が困難であるという問題がある。

そこで、本発明は、高製造効率および低コストで製造可能な、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ７０グレード以下の低降伏比、高強度および高靭性を有したクラッド鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは上記課題を解決するために、鋼板の製造方法、特に制御圧延及び制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討した結果、以下の知見を得た。

（ａ）加速冷却過程でベイナイト変態途中、すなわち未変態オーステナイトが存在する温度領域で冷却を停止し、その後ベイナイト変態の終了温度（以下Ｂｆ点と呼ぶ）より高い温度から再加熱を行うことにより、鋼板の金属組織を、ベイナイト中に硬質な島状マルテンサイト（以下ＭＡと呼ぶ）が均一に生成した組織とし、低降伏比化が可能である。

ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液（nital：硝酸アルコール溶液）でエッチング後、電解エッチングして観察すると、容易に識別可能である。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で鋼板のミクロ組織を観察すると、ＭＡは白く浮き立った部分として観察される。

（ｂ）成分組成を狙い範囲に制御することにより、圧延終了温度を８００℃以上とし、クラッド鋼板の接合性を損なうことなくＭＡを均一微細分散させることができ、母材の低降伏比を達成することが可能である。

本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。

［１］ 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．８〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織は、面積分率が２〜１５％の島状マルテンサイトとベイナイトからなり、引張試験における降伏比が、圧延直角方向で８８％以下、圧延方向で８５％以下であり、ＤＷＴＴ試験における−１０℃での延性破面率が８５％以上であることを特徴とするクラッド鋼板の低ＹＲ特性を有する母材。

［２］ さらに、成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種または二種以上を含有することを特徴とする［１］に記載のクラッド鋼板の低ＹＲ特性を有する母材。

［３］ ［１］または［２］に記載の成分組成を有するクラッド鋼板の母材と合せ材とからなるクラッド鋼版の素材を用いて、１０００〜１２５０℃に加熱し、圧下比５以上、圧延終了温度８００〜１０００℃で熱間圧延した後、（Ａｒ_３−１０℃）以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことを特徴とする低ＹＲ特性を有するクラッド鋼板の製造方法。

［４］ 前記合せ材がステンレス鋼またはニッケル合金である［３］に記載の低ＹＲ特性を有するクラッド鋼板の製造方法。

［５］ ［４］に記載の製造方法で製造されたクラッド鋼板を用いて製造された低ＹＲ特性を有するクラッド鋼管。

本発明によれば、低降伏比（低ＹＲ）、高強度および高靭性を有した鋼を母材とするクラッド鋼板を、接合性を損なうことなく製造することができる。このため主にクラッド鋼管に使用するクラッド鋼板を大量に安定して製造することができるので、生産性および経済性を著しく高めることができ産業上極めて有用である。

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。

１．母材の成分組成について
はじめに、本発明のクラッド鋼板の母材の成分組成を規定した理由を説明する。なお、各元素の成分％は、特に記載がない限りすべて質量％を意味する。

Ｃ：０．０２０〜０．１００％
Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０．０２０％未満ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度が確保できない。０．１００％を超える含有は母材靭性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を劣化させるため、Ｃ量は０．０２０〜０．１００％の範囲とする。好ましくは０．０３０〜０．０６０％の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜１．００％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、１．００％を超えて含有すると、靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０．０１〜１．００％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．３０％の範囲である。

Ｍｎ：０．８〜３．０％
Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼入性を向上しＭＡ生成を促すために添加するが、０．８％未満ではその効果が十分でなく、３．０％を超えて含有すると、靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ量は０．８〜３．０％の範囲とする。成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するためには、１．４％以上の含有が好ましい。

Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下
本発明でＰ、Ｓは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｐは、含有量が多いと中央偏析が著しく、母材靭性が劣化するため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、Ｓ量は０．００５％以下とする。さらに好ましくは、Ｐは、０．０１０％以下、Ｓは、０．００２％以下である。

Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として添加するが、０．０８％を超えて含有すると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ量は０．０８％以下とする。なお、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、好ましくは、０．０１〜０．０８％の範囲である。さらに好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％
Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼入性向上により強度上昇に寄与する元素である。その効果は、０．００５％以上の含有で発現する。しかし、０．０８０％を超えて含有すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ量は０．００５〜０．０８０％の範囲とする。さらに好ましくは、０．０１〜０．０５０％の範囲である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮのピニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材の靭性を向上させる重要な元素である。その効果は、０．００５％以上の含有で発現する。しかし、０．０２５％を超えて含有すると溶接熱影響部の靭性の劣化を招くため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。溶接熱影響部の靭性の観点からは、好ましくは、０．００５％以上０．０２％未満の範囲である。さらに好ましくは、０．００７〜０．０１６％の範囲である。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは不可避的不純物として扱うが、Ｎ量が０．０１０％を超えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｎ量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。さらに好適には、０．００６％以下の範囲である。

Ｏ：０．００５％以下
本発明でＯは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｏは粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物の生成の原因となるため、Ｏ量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。

以上が本発明の基本成分であるが、鋼板の強度、靱性をさらに改善し、且つ焼入性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは鋼の焼入性向上に寄与するので０．０５％以上含有することが好ましい。しかし、０．５％を超えて含有すると、靱性劣化が生じるため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．４％以下である。

Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは鋼の焼入性の向上に寄与し、特に、多量に添加しても靱性の劣化を生じないため、強靱化に有効である。その効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量は１％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．４％以下である。

Ｃｒ：０．５％以下
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であり、その効果を得るためには、０．１％以上含有することが好ましいが、過剰に含有すると溶接性が劣化するため、含有する場合は、Ｃｒ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．４％以下である。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは焼入性を向上させる元素であり、ＭＡ生成やベイナイト相を強化することで強度上昇に寄与する元素であり、その効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましい。しかし、０．５％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靭性の劣化を招くことから、含有する場合は、Ｍｏ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに、溶接熱影響部の靭性の観点から好ましくは０．３％以下である。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは焼入性を高め、強度上昇に寄与する元素であり、その効果を得るためには、０．００５％以上含有することが好ましいが、０．１％を超えて含有すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、含有する場合は、Ｖ量は０．１％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０６％以下である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善する元素であり、０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、含有する場合は、Ｃａ量は０．０００５〜０．００３％の範囲とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００１〜０．００３％の範囲である。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂは強度上昇、溶接熱影響部の靭性の改善に寄与する元素であり、その効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．００５％を超えて含有すると溶接性を劣化させるため、含有する場合は、Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００３％以下である。

なお、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することでき、良好な溶接熱影響部の靭性を得ることが出来るため、Ｔｉ／Ｎは２〜８の範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは２〜５の範囲である。

本発明の鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を拒むものではない。たとえば、靱性改善の観点から、Ｍｇ：０．０２％以下、および／またはＲＥＭ（希土類金属）：０．０２％以下を含むことができる。

２．合せ材の成分組成について
次に、本発明のクラッド鋼の合せ材の成分組成について説明する。

ステンレス鋼について
クラッド鋼の合わせ材として使用されるステンレス鋼は、ＩＳＯ、ＪＩＳあるいはＡＳＴＭで規格化されているものを適用する。例えばオーステナイト系のＳＵＳ３０４、３０４Ｌ、３１６、３１６Ｌ、３１６ＬＮ、３２１、３２７、３１０Ｍｏ等が使用される。

ニッケル合金について
クラッド鋼の合わせ材として使用されるニッケル合金は、ＩＳＯ、ＪＩＳあるいはＡＳＴＭで規格化されているものを適用する。例えば代表的なものとしてＡｌｌｏｙ６２５合金、Ａｌｌｏｙ８２５合金等が使用される。

３．金属組織について
次に、本発明の金属組織について説明する。

本発明では、面積分率が２〜１５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）とベイナイトからなる金属組織とする。

軟質なベイナイトに、硬質なＭＡを含んだ複合組織とすることで、低降伏比化を達成している。

組織中のＭＡの割合は、面積分率（圧延方向や板幅方向等の鋼板の任意の断面におけるそれらのＭＡの面積の割合の平均値から算出）で、２〜１５％とする。ＭＡの面積分率が２％未満では低降伏比化を達成するには不十分な場合があり、また１５％を超えると母材靱性を劣化させる場合があるからである。

また、母材靭性の観点から、ＭＡの面積分率は１０％以下とすることが望ましい。

なお、ＭＡの面積分率は、例えばＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察により得られた少なくとも４視野以上のミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占めるそれらの面積率の平均値から算出することができる。

本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の高価な合金元素を多量に添加せずにＭＡを生成させるために、Ｍｎ、Ｓｉを添加し未変態オーステナイトを安定化させ、再加熱、その後の空冷中のパーライト変態やセメンタイト生成を抑制することが重要である。

本発明では、クラッド鋼板の接合性を損なわないように圧延終了温度を８００℃以上に保ちながら、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。

また、再加熱後の冷却については、ＭＡの変態に影響を与えないため特に規定しないが、基本的に空冷とすることが好ましい。本発明では、Ｍｎを一定量添加した鋼を用い、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、その後直ちに連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく硬質なＭＡを生成させることができる。

なお、本発明に係る鋼では、金属組織が、ベイナイトに一定量のＭＡを均一に含む組織であるが、本発明の作用効果を損なわない程度で、その他の組織や析出物を含有するものも、本発明の範囲に含む。

具体的には、パーライトやセメンタイトなどが１種または２種以上混在する場合は、強度が低下する。しかし、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の面積分率が低い場合は強度の低下の影響が無視できるため、組織全体に対する合計の面積分率で３％以下であれば、ベイナイトとＭＡ以外の金属組織を、すなわちパーライトやセメンタイト等を１種または２種以上含有してもよい。

以上述べた金属組織は、上述した組成の鋼を用いて、以下に述べる方法で製造することにより得ることができる。

４．製造条件について
本発明のクラッド鋼の母材は上述した成分範囲に調整され常法により溶製することができる。また、本発明のクラッド鋼の合せ材はステンレス鋼またはニッケル合金である。

クラッド圧延用組立スラブ（クラッド鋼版の素材）は、母材／合せ材／合せ材／母材というように重ね合わせた形式が製造上効率的であり、また冷却時の反りを考慮すると母材同士、合せ材同士は等厚であることが望ましい。もちろん、上述した組立方式に限定されるものではない。

なお、本発明において、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却停止温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止温度（５００〜６５０℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。

また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。

なお、Ａｒ_３温度は、以下の式より計算される値を用いる。
Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
なお、式中の元素記号は各元素の質量％を表す。

加熱温度：１０００〜１２５０℃
加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、また、十分な接合性が得られない。１２５０℃を超えると母材靭性が劣化するため、加熱温度は、１０００〜１２５０℃の範囲とする。好ましくは、１０５０〜１１５０℃の範囲である。

圧下比：５以上
圧下比が５未満の場合、クラッド鋼板の接合性（合せ材と母材の接合）が十分でなく、また母材の細粒化も十分でないため、母材の靭性も劣化する。そのため圧下比は５以上に限定した。なお、圧下比＝（圧延前の板厚）÷（圧延後の板厚）である。

圧延終了温度：８００〜１０００℃
圧延終了温度が８００℃未満であると、クラッド鋼板の接合性が十分ではなく、１０００℃以上では靭性が劣化する。そのため圧延終了温度を８００℃以上１０００℃以下とする。

冷却開始温度：（Ａｒ_３−１０℃）以上、冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：５００〜６５０℃
圧延終了後、直ちに加速冷却を実施する。冷却開始温度が（Ａｒ_３−１０℃）以下となりポリゴナルフェライトが生成すると、強度低下が起こるため、冷却開始温度を（Ａｒ_３温度−１０℃）以上とする。

冷却速度：５℃／ｓ以上
冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、十分な強度や低降伏比が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度は、５℃／ｓ以上とする。

本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなく、再加熱時のベイナイト変態を完了させることが可能である。

冷却停止温度は５００〜６５０℃とする。本プロセスは本発明において、重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在するＣの濃縮した未変態オーステナイトがその後の空冷時にＭＡへと変態する。

すなわち、ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。冷却停止温度が５００℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。６５０℃を超えると冷却中に析出するパーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため、加速冷却停止温度を５００〜６５０℃とする。より良好な強度および靱性を与える上で好適なＭＡ面積分率を確保する観点からは、好ましくは５５０〜６５０℃である。この加速冷却については、任意の冷却設備を用いることが可能である。

加速冷却後の昇温速度：０．５℃／ｓ以上、再加熱温度：５５０〜７５０℃
加速冷却停止後、直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。

ここで、加速冷却停止後、直ちに再加熱するとは、加速冷却停止後、１２０秒以内に０．５℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱することを言う。

本プロセスも本発明において重要な製造条件である。前記加速冷却後の再加熱時に未変態オーステナイトがベイナイトへと変態し、それに伴い、残る未変態オーステナイトへＣが排出されることにより、このＣが濃化した未変態オーステナイトは、再加熱後の空冷時にＭＡへと変態する。

ＭＡを得るためには、加速冷却後Ｂｆ点より高い温度から５５０〜７５０℃の温度域まで再加熱する必要がある。

昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またＭＡの粗大化を招く場合があり、十分な低降伏比を得ることができない。この機構は必ずしも明確ではないが、再加熱の昇温速度を０．５℃／ｓ以上と大きくすることにより、Ｃ濃縮領域の粗大化を抑制し、再加熱後の冷却過程で生成するＭＡの粗大化が抑制されるものと考えられる。

再加熱温度が５５０℃未満ではベイナイト変態が十分起こらずＣの未変態オーステナイトへの排出が不十分となり、ＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。再加熱温度が７５０℃を超えるとベイナイトの軟化により十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃の範囲とする。

本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。

ベイナイト変態させるＣを未変態オーステナイトへ濃化させるためには、再加熱開始温度より５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。

本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分なＭＡが得られるため、低降伏比化が達成できる。しかし、よりＣの拡散を促進させＭＡ体積分率を確保するために、再加熱時に、３０分以内の温度保持を行うことができる。

３０分を超えて温度保持を行うと、ベイナイト相において回復が起こり強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。

加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。

以上、述べたように、本発明においては、上記成分組成と製造条件とすることにより、クラッド鋼板の接合性を損なうことなく、ＭＡを均一微細分散させることができ、圧延直角方向で８８％以下、圧延方向で８５％以下の低降伏比が得られ、従来に比べ低降伏比とすることができる。

表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｊ）を連続鋳造法により母材スラブとし、ＳＵＳ３１６ＬやＡｌｌｏｙ６２５、Ａｌｌｏｙ８２５を用い、クラッド鋼板用のスラブ素材を組み立てた。製造条件は、母材と合わせ材を一組とし合わせ材がスラブ素材中心となるようにサンドイッチ状に組み立て、加熱炉で加熱後、熱間圧延により、厚さ２０〜５４ｍｍとした後、上下のクラッド鋼板を剥離し、母材厚７〜２４ｍｍ、合わせ材厚３ｍｍのクラッド鋼板（Ｎｏ．１〜１６）を製造した。

加熱したサンドイッチ状クラッドスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉またはガス燃焼炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。

各鋼板（Ｎｏ．１〜１６）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを用いて計算により求めた。

また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度（４６０〜６３０℃）までの冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で除した平均冷却速度である。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度（５３０〜６８０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で除した平均昇温速度である。

以上のようにして製造したクラッド鋼板の母材部の機械的性質を測定した。測定結果を表３に示す。引張特性は、圧延方向に直角方向（Ｃ方向）および、圧延方向（Ｌ方向）の母材部全厚引張試験片（合せ材部分の研削除去）をそれぞれ採取し、引張試験を行い、降伏強度（０．５％耐力）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ：０．５％ＹＳ／ＴＳ×１００）のそれぞれについて評価した。

降伏強度４５０ＭＰａ以上、引張強度５５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５相当）を本発明に必要な強度とした。

降伏比は、Ｃ方向で８８％以下、Ｌ方向で８５％以下を本発明に必要な値とした。

母材靭性については、圧延方向に直角方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−３０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−３０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。

溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を３本採取し、シャルピー衝撃試験を行った。そして、−３０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。

また、母材の靭性は、−１０℃におけるＤＷＴＴ試験（落重特性）で評価した。本発明では、−１０℃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。

表３において、発明例であるＮｏ.１〜７はいずれも、成分組成および製造方法が本発明の範囲内であり、目標の母材特性を満足した。

また、鋼板の組織はベイナイト中にＭＡが分散した組織であり、ＭＡの面積分率は２〜１５％であった。

一方、比較例であるＮｏ.８〜１３は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織が本発明の範囲外となり、十分な強度、靭性、降伏比のいずれかが得られなかった。Ｎｏ.１４〜１６は成分組成が本発明の範囲外であるので、Ｎｏ.１４は降伏比、一様伸びが、Ｎｏ.１５は引張強度、一様伸び、降伏比が何れも発明の範囲外となった。
Ｎｏ.１６は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が発明の範囲外となった。

Claims (6)

1. 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．８〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織は、面積分率が２〜１５％の島状マルテンサイトとベイナイトからなり、引張試験における降伏比が、圧延直角方向で８８％以下、圧延方向で８５％以下であり、ＤＷＴＴ試験における−１０℃での延性破面率が８５％以上であることを特徴とするクラッド鋼板の母材。
2. さらに、成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のクラッド鋼板の母材。
3. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有するクラッド鋼板の母材と合せ材とからなるクラッド鋼板の素材を用いて、１０００〜１２５０℃に加熱し、圧下比５以上、圧延終了温度８００〜１０００℃で熱間圧延した後、（Ａｒ_３−１０℃）以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことを特徴とする、クラッド鋼板の母材の金属組織が、面積分率で２〜１５％の島状マルテンサイトとベイナイトからなり、前記母材の引張試験における降伏比が、圧延直角方向で８８％以下、圧延方向で８５％以下であり、前記母材の靭性が、−１０℃におけるＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上である、クラッド鋼板の製造方法。
4. 前記合せ材がステンレス鋼またはニッケル合金である請求項３に記載のクラッド鋼板の製造方法。
5. 請求項１または請求項２に記載のクラッド鋼板の母材と合せ材とからなるクラッド鋼板。
6. 請求項５に記載のクラッド鋼板を造管してなるクラッド鋼管。