JP2681591B2 - 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板の製造法 - Google Patents
耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は表層にステンレス鋼ある
いはニッケル合金などの耐食性の優れた高合金を、内層
として特定の低合金鋼を使用した耐食性と低温靱性に優
れた複合鋼板の製造法に関するものである。特に、この
製造法によって製造された厚鋼板は寒冷地におけるライ
ンパイプにもっとも適する。
いはニッケル合金などの耐食性の優れた高合金を、内層
として特定の低合金鋼を使用した耐食性と低温靱性に優
れた複合鋼板の製造法に関するものである。特に、この
製造法によって製造された厚鋼板は寒冷地におけるライ
ンパイプにもっとも適する。
【０００２】
【従来の技術】安全性、経済性の観点から腐食性物質
（Ｈ2 Ｓ、ＣＯ2 、Ｃｌ）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。従来、このようなクラッド鋼板は圧延法
（たとえば特開昭６０−２１６９８４号公報、特開昭６
２−１６８９２号公報、特開昭６３−１３０２８３号公
報）、爆着法などにより製造されていた。しかしながら
圧延法においては、組み立てスラブを製造する際に、低
合金鋼と高合金との密着性を確保するために密着面の表
面研磨や、四周溶接および真空引きなどが必要である。
これらの作業は大幅なコストの上昇を招くとともに密着
面全体の密度性の確保に問題があった。爆着法などの製
造法においても同様の問題があり、製造コストの低減並
びに低合金鋼と高合金との密着性の安定的な確保が、複
合鋼板製造上の大きな問題となっている。
（Ｈ2 Ｓ、ＣＯ2 、Ｃｌ）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。従来、このようなクラッド鋼板は圧延法
（たとえば特開昭６０−２１６９８４号公報、特開昭６
２−１６８９２号公報、特開昭６３−１３０２８３号公
報）、爆着法などにより製造されていた。しかしながら
圧延法においては、組み立てスラブを製造する際に、低
合金鋼と高合金との密着性を確保するために密着面の表
面研磨や、四周溶接および真空引きなどが必要である。
これらの作業は大幅なコストの上昇を招くとともに密着
面全体の密度性の確保に問題があった。爆着法などの製
造法においても同様の問題があり、製造コストの低減並
びに低合金鋼と高合金との密着性の安定的な確保が、複
合鋼板製造上の大きな問題となっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は高合金クラッ
ド鋼板の製造において、優れた高合金の耐食性と母材の
強度・靱性を同時に達成でき、経済性に優れた製造方法
を提供するものである。
ド鋼板の製造において、優れた高合金の耐食性と母材の
強度・靱性を同時に達成でき、経済性に優れた製造方法
を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、２種の
成分系をＡ，Ｂ，Ａの順で複層構造を成している鋼板に
おいて、表層に位置するＡがステンレス鋼またはニッケ
ル合金で、内層に位置するＢの成分が重量％で、Ｃ：
０．０１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０
〜２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以
下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００２
〜０．００６％を含有し、必要に応じて、さらにＮｉ：
０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種以上
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、表
層と内層との境界部に、鋼板板厚の２〜１０％の厚さの
遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊を素材として、熱間圧
延するに際し、１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱
後、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５〜４
０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷
却、その後空冷した後、６００℃以下の温度で焼戻し処
理することである。
成分系をＡ，Ｂ，Ａの順で複層構造を成している鋼板に
おいて、表層に位置するＡがステンレス鋼またはニッケ
ル合金で、内層に位置するＢの成分が重量％で、Ｃ：
０．０１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０
〜２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以
下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００２
〜０．００６％を含有し、必要に応じて、さらにＮｉ：
０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種以上
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、表
層と内層との境界部に、鋼板板厚の２〜１０％の厚さの
遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊を素材として、熱間圧
延するに際し、１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱
後、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５〜４
０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷
却、その後空冷した後、６００℃以下の温度で焼戻し処
理することである。
【０００５】
【作用】本発明は表層（両面）をステンレス鋼またはニ
ッケル合金とし、内層を低合金鋼（極低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｂ
−微量Ｔｉ）とした、いわゆる鋳込みクラッド鋼板にて
耐食性の確保と高強度・高靱性の確保を図ったものであ
る。本発明のステンレス鋼（表層成分Ａ）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（表層成分Ａ）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、耐食性の優れた高合金材料である。また低合金鋼
（内層成分Ｂ）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）、低温靱性２ｖＥ
-30 ≧１０ｋｇｆ−ｍ、ｖＴｒｓ≦−６０℃となるよう
な高強度、高靱性の材料である。
ッケル合金とし、内層を低合金鋼（極低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｂ
−微量Ｔｉ）とした、いわゆる鋳込みクラッド鋼板にて
耐食性の確保と高強度・高靱性の確保を図ったものであ
る。本発明のステンレス鋼（表層成分Ａ）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（表層成分Ａ）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、耐食性の優れた高合金材料である。また低合金鋼
（内層成分Ｂ）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）、低温靱性２ｖＥ
-30 ≧１０ｋｇｆ−ｍ、ｖＴｒｓ≦−６０℃となるよう
な高強度、高靱性の材料である。
【０００６】本発明の低合金鋼の成分限定理由について
説明する。低合金鋼の強度・低温靭性の確保および高合
金の耐食性の確保のため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ量をそ
れぞれ、０．０１５％以下、１．０〜２．２％、０．０
０５〜０．０７％、０．００５〜０．０３％に限定す
る。Ｃ量の上限は遷移層でのマルテンサイト割れを防止
するための限界値である。低合金鋼のＣ量が高すぎると
複層鋳片を製造する際に、遷移層にマルテンサイトが生
成し、内部割れが生じる。したがって低合金鋼のＣ量を
０．０１５％以下に制限する必要がある。
説明する。低合金鋼の強度・低温靭性の確保および高合
金の耐食性の確保のため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ量をそ
れぞれ、０．０１５％以下、１．０〜２．２％、０．０
０５〜０．０７％、０．００５〜０．０３％に限定す
る。Ｃ量の上限は遷移層でのマルテンサイト割れを防止
するための限界値である。低合金鋼のＣ量が高すぎると
複層鋳片を製造する際に、遷移層にマルテンサイトが生
成し、内部割れが生じる。したがって低合金鋼のＣ量を
０．０１５％以下に制限する必要がある。
【０００７】Ｍｎ量の下限は目的とする母材、溶接部の
強度・靭性や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。本発明では、必須の元素と
して、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．００
５〜０．０３％を含有させる。Ｎｂ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。高合金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０．００５％以上添加する必要があ
る。
強度・靭性や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。本発明では、必須の元素と
して、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．００
５〜０．０３％を含有させる。Ｎｂ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。高合金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０．００５％以上添加する必要があ
る。
【０００８】これによって本発明のように高温圧延を基
本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・靭性が得られる。しかしＮｂを０．０７％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０．０７％とした。またＴｉ添加は微細なＴ
ｉＮ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
善に効果がある。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０．００５％のＴｉ添加が必要
である。しかしＴｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化や
ＴｉＣによる析出硬化が起こり、低温靭性が劣化するの
で、その上限は０．０３％に制限する必要がある。
本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・靭性が得られる。しかしＮｂを０．０７％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０．０７％とした。またＴｉ添加は微細なＴ
ｉＮ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
善に効果がある。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０．００５％のＴｉ添加が必要
である。しかしＴｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化や
ＴｉＣによる析出硬化が起こり、低温靭性が劣化するの
で、その上限は０．０３％に制限する必要がある。
【０００９】つぎにその他元素の限定理由について説明
する。Ｓｉは鋼を強靱化させる元素であるが、多く添加
すると溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、上限を
０．５％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、
Ｓｉは必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０．０３％、０．００５
％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靱性をより一
層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破壊を防止
し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靱性の劣化を防止する。
好ましいＰ、Ｓ量はそれぞれ０．０１、０．００３％以
下である。
する。Ｓｉは鋼を強靱化させる元素であるが、多く添加
すると溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、上限を
０．５％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、
Ｓｉは必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０．０３％、０．００５
％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靱性をより一
層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破壊を防止
し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靱性の劣化を防止する。
好ましいＰ、Ｓ量はそれぞれ０．０１、０．００３％以
下である。
【００１０】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素
であるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必
ずしも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０５％以上に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害す
るので、上限を０．０５％とした。ＮはＴｉＮを形成し
γ粒の粗大化抑制効果を通じて母材靱性、ＨＡＺ靱性を
向上させる。このための最小量は０．００２％である。
しかし多すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因と
なるので、その上限は０．００６％以下に抑える必要が
ある。
であるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必
ずしも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０５％以上に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害す
るので、上限を０．０５％とした。ＮはＴｉＮを形成し
γ粒の粗大化抑制効果を通じて母材靱性、ＨＡＺ靱性を
向上させる。このための最小量は０．００２％である。
しかし多すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因と
なるので、その上限は０．００６％以下に抑える必要が
ある。
【００１１】つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａを添
加する理由について説明する。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・低温靱性などの特
性向上をはかるためである。したがって、その添加量は
自ら制限される性質のものである。Ｎｉは溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靱性を
向上させるが、０．０５％以下では効果が薄く、１．０
０％以上の添加は溶接性に好ましくないために上限を
１．００％とした。ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果ととも
に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、
０．０５％以下では効果が薄く、１．００％を超えると
熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難とな
る。このため上限を１．００％とした。
加する理由について説明する。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・低温靱性などの特
性向上をはかるためである。したがって、その添加量は
自ら制限される性質のものである。Ｎｉは溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靱性を
向上させるが、０．０５％以下では効果が薄く、１．０
０％以上の添加は溶接性に好ましくないために上限を
１．００％とした。ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果ととも
に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、
０．０５％以下では効果が薄く、１．００％を超えると
熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難とな
る。このため上限を１．００％とした。
【００１２】Ｃｒは母材の強度を高める元素であり、
０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ量が
０．５％を超えると溶接性やＨＡＺ靱性を劣化させるた
め、その上限を０．５％とする。Ｍｏは母材の強度を向
上させる元素であり、０．０５％以上添加しないとその
効果がない。しかし、０．３％を超えると溶接部靱性お
よび溶接性の劣化を招き好ましくないため、上限を０．
３％に限定する。
０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ量が
０．５％を超えると溶接性やＨＡＺ靱性を劣化させるた
め、その上限を０．５％とする。Ｍｏは母材の強度を向
上させる元素であり、０．０５％以上添加しないとその
効果がない。しかし、０．３％を超えると溶接部靱性お
よび溶接性の劣化を招き好ましくないため、上限を０．
３％に限定する。
【００１３】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靱性を向上さ
せるほか、耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮す
る。しかしＣａ量は０．００１％以下では実用上効果が
なく、また、０．００５％を超えるとＣａＯ，ＣａＳが
多量に生成して大型介在物となり、鋼の靱性のみならず
清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響を与えるので、
Ｃａ添加量の範囲を０．００１〜０．００５％とする。
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０．００１、０．００２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝
（Ｃａ）［１−１２４（Ｏ）］／１．２５（Ｓ）≧０．
７とすることがとくに有効である。
シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靱性を向上さ
せるほか、耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮す
る。しかしＣａ量は０．００１％以下では実用上効果が
なく、また、０．００５％を超えるとＣａＯ，ＣａＳが
多量に生成して大型介在物となり、鋼の靱性のみならず
清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響を与えるので、
Ｃａ添加量の範囲を０．００１〜０．００５％とする。
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０．００１、０．００２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝
（Ｃａ）［１−１２４（Ｏ）］／１．２５（Ｓ）≧０．
７とすることがとくに有効である。
【００１４】本発明鋼は２種の成分系をＡ，Ｂ，Ａの順
で複層構造を成しているが、ＡとＢの境界において鋼板
板厚の２〜１０％の厚みから成る遷移層を有することが
必要である。これはＡとＢの境界において剥離や割れを
生じさせないためである。鋳込み法においてＡとＢが直
に接する場合、Ｃなどの元素が拡散し、Ａ層でマルテン
サイトが生成したり、ＡとＢの界面で水素が補足される
ために水素割れが発生する。遷移層厚みを鋼板板厚の２
％以上とするのは、剥離や割れの発生を防止するための
限界値である。また遷移層厚みが１０％を超えると必要
とする母材特性（強度、低温靱性、溶接性）の確保が困
難となる。このために遷移層の厚みは鋼板板厚の２〜１
０％に限定した。この遷移層は、鋳込み法にて、まずＡ
が表面から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位に
おいて、引き続いて成分Ｂが凝固を開始することにより
得られる。然して、遷移層を挟んだＡ、Ｂ層は大きく混
ざりあうことなく連続して凝固し、成分分析の点から巨
視的に分離されていることが必要である。鋳造時に形成
された遷移層は加熱、圧延、熱処理後も保持されるもの
である。
で複層構造を成しているが、ＡとＢの境界において鋼板
板厚の２〜１０％の厚みから成る遷移層を有することが
必要である。これはＡとＢの境界において剥離や割れを
生じさせないためである。鋳込み法においてＡとＢが直
に接する場合、Ｃなどの元素が拡散し、Ａ層でマルテン
サイトが生成したり、ＡとＢの界面で水素が補足される
ために水素割れが発生する。遷移層厚みを鋼板板厚の２
％以上とするのは、剥離や割れの発生を防止するための
限界値である。また遷移層厚みが１０％を超えると必要
とする母材特性（強度、低温靱性、溶接性）の確保が困
難となる。このために遷移層の厚みは鋼板板厚の２〜１
０％に限定した。この遷移層は、鋳込み法にて、まずＡ
が表面から凝固を開始し、これが凝固を終了する部位に
おいて、引き続いて成分Ｂが凝固を開始することにより
得られる。然して、遷移層を挟んだＡ、Ｂ層は大きく混
ざりあうことなく連続して凝固し、成分分析の点から巨
視的に分離されていることが必要である。鋳造時に形成
された遷移層は加熱、圧延、熱処理後も保持されるもの
である。
【００１５】つぎに本発明の再加熱、圧延冷却条件につ
いて説明する。まず、上記の遷移層を有する複数スラブ
を１１００〜１２５０℃の範囲に再加熱する。これは高
合金の耐食性と低合金鋼の強度・靱性を同時に確保する
ために必要である。下限温度１１００℃は、高合金の優
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、オーステナイト（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
し再加熱温度が１２５０℃以上になると、γ粒が粗大
化、圧延後の結晶粒も大きくなって低温靱性が劣化す
る。したがって適切な再加熱温度は１１００〜１２５０
℃である。
いて説明する。まず、上記の遷移層を有する複数スラブ
を１１００〜１２５０℃の範囲に再加熱する。これは高
合金の耐食性と低合金鋼の強度・靱性を同時に確保する
ために必要である。下限温度１１００℃は、高合金の優
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、オーステナイト（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
し再加熱温度が１２５０℃以上になると、γ粒が粗大
化、圧延後の結晶粒も大きくなって低温靱性が劣化す
る。したがって適切な再加熱温度は１１００〜１２５０
℃である。
【００１６】再加熱したスラブは圧延終了温度を９００
〜１０５０℃としなければならない。圧延終了温度が９
００℃以下であると、高合金のγ組織が再結晶せずに耐
食性（たとえば耐孔食性、試験状態：１０％ＦｅＣｌ3
・６Ｈ2 Ｏ溶液で４８時間浸漬）が著しく劣化する。高
合金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が高過ぎると低合金鋼の結晶
粒が微細化せず、低温靱性の劣化を招く。このため圧延
終了温度を１０５０℃以下に限定した。
〜１０５０℃としなければならない。圧延終了温度が９
００℃以下であると、高合金のγ組織が再結晶せずに耐
食性（たとえば耐孔食性、試験状態：１０％ＦｅＣｌ3
・６Ｈ2 Ｏ溶液で４８時間浸漬）が著しく劣化する。高
合金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が高過ぎると低合金鋼の結晶
粒が微細化せず、低温靱性の劣化を招く。このため圧延
終了温度を１０５０℃以下に限定した。
【００１７】さらに本発明では、圧延終了後３０〜２０
０秒間冷却し、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
後空冷した後、６５０℃以下の温度で焼戻し処理する。
圧延後に空冷時間をもうける理由は、高合金の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（Ｃｒ炭化
物）の析出を生じさせる。または加速冷却による低合金
鋼の強靱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。
０秒間冷却し、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
後空冷した後、６５０℃以下の温度で焼戻し処理する。
圧延後に空冷時間をもうける理由は、高合金の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（Ｃｒ炭化
物）の析出を生じさせる。または加速冷却による低合金
鋼の強靱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。
【００１８】このとき、σ相（Ｃｒ炭化物）の析出を
抑制し、加速冷却による低合金鋼の強靱化をはかるた
めには、冷却条件として冷却速度５〜４０℃／秒で５５
０℃以下まで冷却する必要がある。冷却後、高合金層、
遷移層に存在する水素の除去やマルテンサイト組織を分
解する目的で、６００℃以下の温度で焼戻し処理する必
要がある。低合金鋼の強度・靱性が劣化するとともに、
高合金の耐食性が劣化するために焼戻し温度の上限を６
００℃とする。
抑制し、加速冷却による低合金鋼の強靱化をはかるた
めには、冷却条件として冷却速度５〜４０℃／秒で５５
０℃以下まで冷却する必要がある。冷却後、高合金層、
遷移層に存在する水素の除去やマルテンサイト組織を分
解する目的で、６００℃以下の温度で焼戻し処理する必
要がある。低合金鋼の強度・靱性が劣化するとともに、
高合金の耐食性が劣化するために焼戻し温度の上限を６
００℃とする。
【００１９】
【実施例】転炉−連続鋳造で表１，２に示す種々の成分
の複層鋳片を製造し、表１，２に示す種々の鋼板製造条
件で、再加熱、圧延、冷却してクラッド鋼板を製造し、
低合金鋼母材の強度、低温靱性（シャルピー衝撃試
験）、高合金の耐食性（孔食の有無で評価、試験条件：
１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶液にＳＵＳ３１６Ｌは１
５℃で４８時間、インコロイ８２５は３０℃で４８時間
浸漬）、低合金鋼と高合金の密着性（超音波による探
傷）を調査した。
の複層鋳片を製造し、表１，２に示す種々の鋼板製造条
件で、再加熱、圧延、冷却してクラッド鋼板を製造し、
低合金鋼母材の強度、低温靱性（シャルピー衝撃試
験）、高合金の耐食性（孔食の有無で評価、試験条件：
１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶液にＳＵＳ３１６Ｌは１
５℃で４８時間、インコロイ８２５は３０℃で４８時間
浸漬）、低合金鋼と高合金の密着性（超音波による探
傷）を調査した。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】表３及び表４に実施例を示す。表３及び表
４において、鋼１〜９は本発明鋼、１０〜２４は比較鋼
を示す。本発明鋼１〜９は低合金鋼、高合金ともすべて
良好な特性を有する。これに対して、比較鋼１０〜２４
は低合金鋼あるいは高合金の特性が劣る。比較鋼１０は
内層のＣ量が高いため、遷移層でマルテンサイトが生成
し、割れが発生する。比較鋼１１は内層にＴｉが添加さ
れていないため、低温靭性が劣る。比較鋼１２は加熱温
度が低すぎるため、強度、耐食性が劣る。比較鋼１３は
加熱温度が高すぎるため、低温靭性が劣る。
４において、鋼１〜９は本発明鋼、１０〜２４は比較鋼
を示す。本発明鋼１〜９は低合金鋼、高合金ともすべて
良好な特性を有する。これに対して、比較鋼１０〜２４
は低合金鋼あるいは高合金の特性が劣る。比較鋼１０は
内層のＣ量が高いため、遷移層でマルテンサイトが生成
し、割れが発生する。比較鋼１１は内層にＴｉが添加さ
れていないため、低温靭性が劣る。比較鋼１２は加熱温
度が低すぎるため、強度、耐食性が劣る。比較鋼１３は
加熱温度が高すぎるため、低温靭性が劣る。
【００２３】比較鋼１４は圧延終了温度が低すぎるた
め、耐食性が劣る。比較鋼１５は圧延終了温度が高すぎ
るため、低温靭性が悪い。比較鋼１６は空冷時間が短い
ため、耐食性が劣る。比較鋼１７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。比較鋼１
８は冷却速度が小さすぎるため、強度、耐食性が劣る。
比較鋼１９は冷却速度が大きすぎるため、低温靭性が劣
る。比較鋼２０は水冷停止温度が高いため、強度、耐食
性が劣る。比較鋼２１は焼戻し処理を実施していないた
め、遷移層で割れが発生する。比較鋼２２は焼戻し温度
が高いため、強度、靭性が劣化し、耐食性も劣る。比較
鋼２３は遷移層の割合が小さすぎるため、遷移層で割れ
が発生する。比較鋼２４は遷移層の割合が大きすぎるた
め、強度、靭性が劣化する。
め、耐食性が劣る。比較鋼１５は圧延終了温度が高すぎ
るため、低温靭性が悪い。比較鋼１６は空冷時間が短い
ため、耐食性が劣る。比較鋼１７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。比較鋼１
８は冷却速度が小さすぎるため、強度、耐食性が劣る。
比較鋼１９は冷却速度が大きすぎるため、低温靭性が劣
る。比較鋼２０は水冷停止温度が高いため、強度、耐食
性が劣る。比較鋼２１は焼戻し処理を実施していないた
め、遷移層で割れが発生する。比較鋼２２は焼戻し温度
が高いため、強度、靭性が劣化し、耐食性も劣る。比較
鋼２３は遷移層の割合が小さすぎるため、遷移層で割れ
が発生する。比較鋼２４は遷移層の割合が大きすぎるた
め、強度、靭性が劣化する。
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
【発明の効果】本発明によって低合金鋼の強度・低温靱
性と高合金の耐食性がともに優れた高品質のクラッド鋼
板の製造が可能となった。この結果、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。
性と高合金の耐食性がともに優れた高品質のクラッド鋼
板の製造が可能となった。この結果、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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｚ 38/14 38/14 38/50 38/50 38/58 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 ２種の成分系でＡ，Ｂ，Ａの順で複層構
造を成している鋼板において、表層に位置するＡがステ
ンレス鋼またはニッケル合金で、内層に位置するＢの成
分が重量％で、 Ｃ ：０．０１５％以下、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 表層と内層との境界部に、鋼板板厚の２〜１０％の厚さ
相当の遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊を素材として、
熱間圧延するに際し、１１００〜１２５０℃の温度範囲
に加熱後、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、その後空冷した後、６００℃以下の温度で焼
戻し処理することを特徴とする耐食性と低温靭性に優れ
た複合鋼板の製造法。 - 【請求項２】 ２種の成分系でＡ，Ｂ，Ａの順で複層構
造を成している鋼板において、表層に位置するＡがステ
ンレス鋼またはニッケル合金で、内層に位置するＢの成
分が重量％で、 Ｃ ：０．０１５％以下、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６％、 さらに Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種以上
を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 表層と内層との境界部に、鋼板板厚の２〜１０％の厚さ
相当の遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊を素材として、
熱間圧延するに際し、１１００〜１２５０℃の温度範囲
に加熱後、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、その後空冷した後、６００℃以下の温度で焼
戻し処理することを特徴とする耐食性と低温靭性に優れ
た複合鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5045614A JP2681591B2 (ja) | 1993-03-08 | 1993-03-08 | 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5045614A JP2681591B2 (ja) | 1993-03-08 | 1993-03-08 | 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06256844A JPH06256844A (ja) | 1994-09-13 |
| JP2681591B2 true JP2681591B2 (ja) | 1997-11-26 |
Family
ID=12724259
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5045614A Expired - Lifetime JP2681591B2 (ja) | 1993-03-08 | 1993-03-08 | 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2681591B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20080105340A1 (en) * | 2006-11-02 | 2008-05-08 | Huff Philip A | Heat Treatment Method of Inlaid Pressure Vessels |
| CN103316913A (zh) * | 2013-07-01 | 2013-09-25 | 烟台开发区蓝鲸金属修复有限公司 | 一种复合耐磨板的制造方法及其制品 |
| CN105543455B (zh) * | 2015-12-30 | 2018-03-09 | 中国第一重型机械股份公司 | 一种复合钢板的感应加热热处理工艺方法 |
| CN107310219B (zh) * | 2016-04-26 | 2019-03-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种冷弯加工性能优良的防弹钢板及其制造方法 |
| CN106269961A (zh) * | 2016-08-29 | 2017-01-04 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种集装箱用不锈钢双面复合板及其制造方法 |
| CN109750223A (zh) * | 2019-01-04 | 2019-05-14 | 哈尔滨工程大学 | 一种镍基耐蚀合金与碳钢复合板及其制备方法 |
| CN113957342B (zh) * | 2021-10-18 | 2022-07-08 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低屈强比耐候钢桥用不锈钢复合板 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0772304B2 (ja) * | 1989-02-23 | 1995-08-02 | 株式会社クボタ | クラッド管の熱処理方法 |
| JPH03229819A (ja) * | 1990-02-02 | 1991-10-11 | Nippon Steel Corp | 耐食性に優れた複合鋼板の製造方法 |
| JPH03285016A (ja) * | 1990-04-02 | 1991-12-16 | Nippon Steel Corp | 耐食性及び靭性に優れた複合鋼板の製造方法 |
-
1993
- 1993-03-08 JP JP5045614A patent/JP2681591B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06256844A (ja) | 1994-09-13 |
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