JP2737525B2 - 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は圧延による母材の脆性破
壊伝播停止特性に優れたオーステナイト系ステンレスク
ラッド鋼板の製造方法に関するものである。
壊伝播停止特性に優れたオーステナイト系ステンレスク
ラッド鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】低温靭性、特に脆性破壊の伝播停止特性
が要求されるクラッド鋼の主な用途としては、硫化水素
や炭酸ガス分を多く含んだガスを輸送するパイプライン
用、ケミカルタンカー用、海洋構造物用、砕氷船用など
が挙げられる。これらの用途においては、当然のことな
がらその用途に応じて選定された合せ材の耐食性、合せ
材と母材の接合強度ならびに母材に対しては強度ととも
に低温靭性、脆性破壊の伝播停止特性が要求される。
が要求されるクラッド鋼の主な用途としては、硫化水素
や炭酸ガス分を多く含んだガスを輸送するパイプライン
用、ケミカルタンカー用、海洋構造物用、砕氷船用など
が挙げられる。これらの用途においては、当然のことな
がらその用途に応じて選定された合せ材の耐食性、合せ
材と母材の接合強度ならびに母材に対しては強度ととも
に低温靭性、脆性破壊の伝播停止特性が要求される。
【０００３】前記したようなクラッド鋼の主な製造方法
としては、圧延による接合法、爆着法、肉盛法、鋳込法
があるが、生産性、コスト、製造可能寸法の面で圧延に
よる接合方法が最も優れており、広く採用されている。
としては、圧延による接合法、爆着法、肉盛法、鋳込法
があるが、生産性、コスト、製造可能寸法の面で圧延に
よる接合方法が最も優れており、広く採用されている。
【０００４】母材の脆性伝播停止特性を含めた低温靱性
を考慮したオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
として特開昭58─103986号に記載されている方法が提案
されている。同方法は、炭素含有量が0.12% 以下の炭素
鋼からなる母材と、炭素含有量が0.05% 以下のオーステ
ナイト系ステンレス鋼からなる合わせ材を重ね合わせて
1000〜1250℃の温度域において下記のＩ式の関係を満た
す累積圧下率による圧延を行い、また650 〜950 ℃の温
度域においては下記のII式の関係を満たす累積圧下率に
よる圧延を行う方法である。 累積圧下率（%)＝１５％＋0.２×[ ＣＲ率（%)] ・・・
・・・・・・・Ｉ ２０％≦ＣＲ率（%)≦９０％−２００×[ 炭素含有量(w
t%)]・・・・・II
を考慮したオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
として特開昭58─103986号に記載されている方法が提案
されている。同方法は、炭素含有量が0.12% 以下の炭素
鋼からなる母材と、炭素含有量が0.05% 以下のオーステ
ナイト系ステンレス鋼からなる合わせ材を重ね合わせて
1000〜1250℃の温度域において下記のＩ式の関係を満た
す累積圧下率による圧延を行い、また650 〜950 ℃の温
度域においては下記のII式の関係を満たす累積圧下率に
よる圧延を行う方法である。 累積圧下率（%)＝１５％＋0.２×[ ＣＲ率（%)] ・・・
・・・・・・・Ｉ ２０％≦ＣＲ率（%)≦９０％−２００×[ 炭素含有量(w
t%)]・・・・・II
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記特開昭58
─103986号のように、900 ℃以上といった高温から空冷
した場合、組織は粗大化して実施例記載にあるように脆
性破壊伝播停止特性を評価するＤＷＴＴ特性が不充分と
なり、前記の用途における最近の要求を満たすことがで
きない。また、空冷時に合わせ材の結晶粒界にＣｒ炭化
物が析出して鋭敏化するため、溶体化処理材に比べて耐
粒界腐食性が劣化することは避けられない。
─103986号のように、900 ℃以上といった高温から空冷
した場合、組織は粗大化して実施例記載にあるように脆
性破壊伝播停止特性を評価するＤＷＴＴ特性が不充分と
なり、前記の用途における最近の要求を満たすことがで
きない。また、空冷時に合わせ材の結晶粒界にＣｒ炭化
物が析出して鋭敏化するため、溶体化処理材に比べて耐
粒界腐食性が劣化することは避けられない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような現
状に鑑み創案されたものであり、合せ材と母材の界面に
おける接合強度を高温で仕上げたクラッド鋼のそれと同
等の安定して高いレベルに維持しつつ、合せ材の耐食性
と母材の低温靭性、脆性破壊の伝播停止特性を最高度に
発揮せしめる圧延条件により、合わせ材の耐食性、母材
の低温靭性、脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステナ
イト系ステンレスクラッド鋼板を得ることに成功したも
のである。
状に鑑み創案されたものであり、合せ材と母材の界面に
おける接合強度を高温で仕上げたクラッド鋼のそれと同
等の安定して高いレベルに維持しつつ、合せ材の耐食性
と母材の低温靭性、脆性破壊の伝播停止特性を最高度に
発揮せしめる圧延条件により、合わせ材の耐食性、母材
の低温靭性、脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステナ
イト系ステンレスクラッド鋼板を得ることに成功したも
のである。
【０００７】本発明者等は、種々の成分組成を有するオ
ーステナイト系テンレス鋼を合せ材とし、かつ、種々の
成分組成を有する母材をクラッド圧延したときの圧延条
件の影響を調査した結果、合わせ材のＣ量を低減し、か
つ、母材の特定成分組成として、高温において充分高く
て安定した接合強度が得られる必要最小限の圧下量を施
し、引き続き、８５０℃以下Ａｒ3 点−２０℃までに大
きい圧下量を施した直後に、４５０℃以下まで水冷する
ことによって接合強度とともに耐食性と脆性破壊伝播停
止特性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼
板が得られるという知見を得た。本発明は上記知見を基
にしてなされたものであって、以下の如くである。
ーステナイト系テンレス鋼を合せ材とし、かつ、種々の
成分組成を有する母材をクラッド圧延したときの圧延条
件の影響を調査した結果、合わせ材のＣ量を低減し、か
つ、母材の特定成分組成として、高温において充分高く
て安定した接合強度が得られる必要最小限の圧下量を施
し、引き続き、８５０℃以下Ａｒ3 点−２０℃までに大
きい圧下量を施した直後に、４５０℃以下まで水冷する
ことによって接合強度とともに耐食性と脆性破壊伝播停
止特性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼
板が得られるという知見を得た。本発明は上記知見を基
にしてなされたものであって、以下の如くである。
【０００８】（１）wt％で、Ｃ量が0.０２％以下のオー
ステナイト系ステンレス鋼を合せ材とし、母材として、
Ｃ：0.０２〜0.１％、 Si：0.０５〜0.５％、
Mn：0.５〜2.０％、Nb：0.００５〜0.０５％、Al：0.０
１〜0.０６％を含有し、残部鉄および不可避的不純物か
らなる鋼を用いて組み立てたスラブを１１００℃以上に
加熱した後、１０００℃以上の温度範囲において圧下比
で2.５％以上、８５０℃以下母材のAr3 点−２０℃まで
の温度範囲において圧下率で５０％以上の圧延を施し、
その後直ちに４５０℃以下の温度まで水冷することを特
徴とする母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステ
ナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
ステナイト系ステンレス鋼を合せ材とし、母材として、
Ｃ：0.０２〜0.１％、 Si：0.０５〜0.５％、
Mn：0.５〜2.０％、Nb：0.００５〜0.０５％、Al：0.０
１〜0.０６％を含有し、残部鉄および不可避的不純物か
らなる鋼を用いて組み立てたスラブを１１００℃以上に
加熱した後、１０００℃以上の温度範囲において圧下比
で2.５％以上、８５０℃以下母材のAr3 点−２０℃まで
の温度範囲において圧下率で５０％以上の圧延を施し、
その後直ちに４５０℃以下の温度まで水冷することを特
徴とする母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステ
ナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
【０００９】（２）wt％で、Ｃ量が0.０２％以下のオー
ステナイト系ステンレス鋼を合せ材とし、母材として、
Ｃ：0.０２〜0.１％、 Si：0.０５〜0.５％、
Mn：0.５〜2.０％、Nb：0.００５〜0.０５％、Al：0.０
１〜0.０６％を含有すると共に、Cu：1.５％以下、
Ni：3.０％以下、 Cr：0.３％以下、Mo：0.３％以
下、 Ｖ：0.０８％以下、 Ti：0.０８％以下、
Ｂ：0.００２０％以下、Ca：0.００４％以下の何れか１
種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的不純
物からなる鋼を用いて組み立てたスラブを１１００℃以
上に加熱した後、１０００℃以上の温度範囲において圧
下比で2.５％以上、８５０℃以下母材のAr3 点−２０℃
までの温度範囲において圧下率で５０％以上の圧延を施
し、その後直ちに４５０℃以下の温度まで水冷すること
を特徴とする母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオー
ステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
ステナイト系ステンレス鋼を合せ材とし、母材として、
Ｃ：0.０２〜0.１％、 Si：0.０５〜0.５％、
Mn：0.５〜2.０％、Nb：0.００５〜0.０５％、Al：0.０
１〜0.０６％を含有すると共に、Cu：1.５％以下、
Ni：3.０％以下、 Cr：0.３％以下、Mo：0.３％以
下、 Ｖ：0.０８％以下、 Ti：0.０８％以下、
Ｂ：0.００２０％以下、Ca：0.００４％以下の何れか１
種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的不純
物からなる鋼を用いて組み立てたスラブを１１００℃以
上に加熱した後、１０００℃以上の温度範囲において圧
下比で2.５％以上、８５０℃以下母材のAr3 点−２０℃
までの温度範囲において圧下率で５０％以上の圧延を施
し、その後直ちに４５０℃以下の温度まで水冷すること
を特徴とする母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオー
ステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
【００１０】
【作用】上記したような本発明について、更に説明する
と、本発明の構成は大きく分けて次の３点からなる。即
ち、 安定して高い接合強度を得るために、１１００℃以
上に加熱して、１０００℃以上の圧下比を必要最小限の
ものとし、母材の靭性を改善するための圧下量の余地を
確保する。 母材を低Ｃ−Nb系という成分組成とし、８５０℃以
下Ar3 点−２０℃以上の温度範囲で高圧下することによ
って微細なオーステナイト粒を得るとともに、圧延終了
後に４５０℃以下まで水冷することによって微細な組織
を得る。これによって良好な靭性を確保する。 仕上げ圧延を母材のAr3 点−２０℃以上と合せ材の
再結晶温度よりも低い温度で施すため、合せ材の加工硬
化は避けられないが、合せ材のＣ量を低減し、かつ、圧
延終了後に水冷することによって合せ材の鋭敏化を抑制
し、溶体化処理と同等な耐食性を確保する。
と、本発明の構成は大きく分けて次の３点からなる。即
ち、 安定して高い接合強度を得るために、１１００℃以
上に加熱して、１０００℃以上の圧下比を必要最小限の
ものとし、母材の靭性を改善するための圧下量の余地を
確保する。 母材を低Ｃ−Nb系という成分組成とし、８５０℃以
下Ar3 点−２０℃以上の温度範囲で高圧下することによ
って微細なオーステナイト粒を得るとともに、圧延終了
後に４５０℃以下まで水冷することによって微細な組織
を得る。これによって良好な靭性を確保する。 仕上げ圧延を母材のAr3 点−２０℃以上と合せ材の
再結晶温度よりも低い温度で施すため、合せ材の加工硬
化は避けられないが、合せ材のＣ量を低減し、かつ、圧
延終了後に水冷することによって合せ材の鋭敏化を抑制
し、溶体化処理と同等な耐食性を確保する。
【００１１】上記の高温で大きな圧下量を得ることに
よって、安定して高い接合強度が得られることは公知で
ある。しかし、安定して高い接合強度が得られる必要最
小限の圧下量については未だ明かにされていないのでこ
れを説明する。図１は、ＳＵＳ３１６Ｌを合せ材とする
クラッド鋼の圧延における１０００℃以上の圧下比を変
化させたときの接合強度を示している。なお、加熱温度
は１１８０℃である。また、界面の接合強度はＪＩＳ
Ｇ ０６０１に規定されているせん断試験で評価した。
この図１から明らかなように、１０００℃以上の圧下比
が一定値以上になると安定して高いせん断強度が得ら
れ、その必要最小圧下比は、ＳＵＳ３１６Ｌに代表され
るオーステナイト系ステンレス鋼を合せ材としたときに
は2.５であった。
よって、安定して高い接合強度が得られることは公知で
ある。しかし、安定して高い接合強度が得られる必要最
小限の圧下量については未だ明かにされていないのでこ
れを説明する。図１は、ＳＵＳ３１６Ｌを合せ材とする
クラッド鋼の圧延における１０００℃以上の圧下比を変
化させたときの接合強度を示している。なお、加熱温度
は１１８０℃である。また、界面の接合強度はＪＩＳ
Ｇ ０６０１に規定されているせん断試験で評価した。
この図１から明らかなように、１０００℃以上の圧下比
が一定値以上になると安定して高いせん断強度が得ら
れ、その必要最小圧下比は、ＳＵＳ３１６Ｌに代表され
るオーステナイト系ステンレス鋼を合せ材としたときに
は2.５であった。
【００１２】次に、前記を説明するために、本発明者
らは次の実験結果を用意した。即ち、図２は、次の表１
に示す供試材１について、強度靭性に及ぼす圧延後の水
冷停止温度の影響を示している。なお、加熱温度は１１
７０℃であり、８５０℃以下Ar3 点−２０℃以上の温度
範囲において圧下率で５０％の圧下を施した。図２から
明らかなように、水冷停止温度の低下とともに強度は向
上し、ＤＷＴＴの８５％ＳＡＴＴが低温側に移行してい
ることがわかる。また、図３は、表１の供試材２につい
て、圧延後の強度靭性に及ぼす８５０℃以下Ar3 点−２
０℃以上の温度範囲における圧下率の影響を示してい
る。なお、加熱温度は１１８０℃であり、圧延直後４０
０℃まで水冷した。この図３から明らかなように、母材
の靭性は８５０℃以下Ar3 点−２０℃以上の温度範囲に
おける圧下率の増加に伴って向上している。
らは次の実験結果を用意した。即ち、図２は、次の表１
に示す供試材１について、強度靭性に及ぼす圧延後の水
冷停止温度の影響を示している。なお、加熱温度は１１
７０℃であり、８５０℃以下Ar3 点−２０℃以上の温度
範囲において圧下率で５０％の圧下を施した。図２から
明らかなように、水冷停止温度の低下とともに強度は向
上し、ＤＷＴＴの８５％ＳＡＴＴが低温側に移行してい
ることがわかる。また、図３は、表１の供試材２につい
て、圧延後の強度靭性に及ぼす８５０℃以下Ar3 点−２
０℃以上の温度範囲における圧下率の影響を示してい
る。なお、加熱温度は１１８０℃であり、圧延直後４０
０℃まで水冷した。この図３から明らかなように、母材
の靭性は８５０℃以下Ar3 点−２０℃以上の温度範囲に
おける圧下率の増加に伴って向上している。
【００１３】
【表１】
【００１４】以上のような図１〜図３の結果によるなら
ば、母材の靭性、特に脆性破壊の伝播停止特性を改善す
るためには、オーステナイト低温域での高圧下と圧延直
後の水冷が有効であることが明かになった。
ば、母材の靭性、特に脆性破壊の伝播停止特性を改善す
るためには、オーステナイト低温域での高圧下と圧延直
後の水冷が有効であることが明かになった。
【００１５】更に、前記について説明する。未再結晶
温度域での圧延後水冷することによって、合せ材となる
オーステナイト系ステンレス鋼の鋭敏化を抑制できるこ
とは、特開昭６３−１８６８２２号公報等からも公知で
あり、ここでは、前記のように合せ材の未再結晶温度域
で高圧下を受けた合せ材の耐食性に及ぼすＣ量の影響に
ついての実験結果を説明する。図４は、次の表２に示す
ＳＵＳ３１６Ｌを合せ材とするクラッド鋼の合せ材の硬
さに及ぼす８５０℃以下Ar3 点−２０℃の温度範囲にお
ける圧下率の影響を示すが、加熱温度は１１８０℃で、
１０００℃以上の圧下比は2.５〜3.０、圧延直後４５０
℃まで水冷するという条件で行ったものである。
温度域での圧延後水冷することによって、合せ材となる
オーステナイト系ステンレス鋼の鋭敏化を抑制できるこ
とは、特開昭６３−１８６８２２号公報等からも公知で
あり、ここでは、前記のように合せ材の未再結晶温度域
で高圧下を受けた合せ材の耐食性に及ぼすＣ量の影響に
ついての実験結果を説明する。図４は、次の表２に示す
ＳＵＳ３１６Ｌを合せ材とするクラッド鋼の合せ材の硬
さに及ぼす８５０℃以下Ar3 点−２０℃の温度範囲にお
ける圧下率の影響を示すが、加熱温度は１１８０℃で、
１０００℃以上の圧下比は2.５〜3.０、圧延直後４５０
℃まで水冷するという条件で行ったものである。
【００１６】
【表２】
【００１７】前記した図４から明らかなように、圧下率
の上昇と共に硬さは上昇している。次の表３はこの図４
に示した種々の圧延条件で作製したクラッド鋼の粒界腐
食試験結果をまとめたものであって、粒界腐食試験は、
ＪＩＳ Ｇ ０５７２に準拠した硫酸・硫酸第二鉄試
験、いわゆるストライカー試験であり、表中の溶体化処
理とは、１１００℃で１０分保持後水冷するという条件
である。
の上昇と共に硬さは上昇している。次の表３はこの図４
に示した種々の圧延条件で作製したクラッド鋼の粒界腐
食試験結果をまとめたものであって、粒界腐食試験は、
ＪＩＳ Ｇ ０５７２に準拠した硫酸・硫酸第二鉄試
験、いわゆるストライカー試験であり、表中の溶体化処
理とは、１１００℃で１０分保持後水冷するという条件
である。
【００１８】
【表３】
【００１９】前記表３には、上述した表２に示した供試
材の試験結果とともに同様な圧延方法で作製したその他
の合せ材の結果についても示しているが、合せ材のＣ量
を低減し、かつ、圧延直後水冷することによって、溶体
化処理を施さなくても、その腐食速度は溶体化処理まま
と同等の値となることがわかる。
材の試験結果とともに同様な圧延方法で作製したその他
の合せ材の結果についても示しているが、合せ材のＣ量
を低減し、かつ、圧延直後水冷することによって、溶体
化処理を施さなくても、その腐食速度は溶体化処理まま
と同等の値となることがわかる。
【００２０】上記したように、〜の技術的構成関係
により、接合強度に優れ、かつ、母材の靭性、脆性破壊
伝播停止特性に優れた、溶体化処理ままの耐食性と同等
な合せ材を有するオーステナイト系ステンレスクラッド
鋼が製造可能となることは明かとなった。
により、接合強度に優れ、かつ、母材の靭性、脆性破壊
伝播停止特性に優れた、溶体化処理ままの耐食性と同等
な合せ材を有するオーステナイト系ステンレスクラッド
鋼が製造可能となることは明かとなった。
【００２１】次に、本発明における成分組成の限定理由
について説明すると、先ず合せ材のＣ量は少いほど耐食
性の観点から望ましい。即ち、合せ材におけるＣ量の増
加に伴って圧延後の冷却過程でのCr炭化物の析出による
耐食性の劣化が懸念され、本発明において規定した圧延
条件によって合せ材の耐食性が溶体化処理材のそれと同
等のレベルが得られる0.０２％を上限としてＣ量を限定
した。
について説明すると、先ず合せ材のＣ量は少いほど耐食
性の観点から望ましい。即ち、合せ材におけるＣ量の増
加に伴って圧延後の冷却過程でのCr炭化物の析出による
耐食性の劣化が懸念され、本発明において規定した圧延
条件によって合せ材の耐食性が溶体化処理材のそれと同
等のレベルが得られる0.０２％を上限としてＣ量を限定
した。
【００２２】また、母材の成分組成限定理由について
は、Ｃは重要な強化元素であるが、0.０２％未満では、
ラインパイプ用鋼、造船用鋼、海洋構造物用鋼としての
十分な強度が得られないため、下限を0.０２％とした。
一方、0.１％を越える場合には溶接性および溶接部の靭
性を損なうとともに、母材の希釈による合せ材肉盛溶接
金属のＣ量増加に伴って耐食性を損なうため、上限を0.
１％とした。
は、Ｃは重要な強化元素であるが、0.０２％未満では、
ラインパイプ用鋼、造船用鋼、海洋構造物用鋼としての
十分な強度が得られないため、下限を0.０２％とした。
一方、0.１％を越える場合には溶接性および溶接部の靭
性を損なうとともに、母材の希釈による合せ材肉盛溶接
金属のＣ量増加に伴って耐食性を損なうため、上限を0.
１％とした。
【００２３】Siは、製鋼過程における脱酸用として必要
な元素であり、また、固溶強化元素である。0.０５％未
満では脱酸効果が十分でなく、一方、0.５％を越えると
靭性、加工性に悪影響を及ぼすので、0.０５〜0.５％の
範囲に限定した。
な元素であり、また、固溶強化元素である。0.０５％未
満では脱酸効果が十分でなく、一方、0.５％を越えると
靭性、加工性に悪影響を及ぼすので、0.０５〜0.５％の
範囲に限定した。
【００２４】Mnは、Ｃについで重要な元素である。即
ち、このMnはAr3 点を下げるため、オーステナイト低温
域における圧延を容易となし、しかも、強度向上、靭性
向上に有効に働く元素である。しかし、0.５％未満では
前述の用途に必要な強度靭性を確保することができな
い。一方、過度の添加は靭性、溶接性に悪影響を与える
ため、0.５〜2.０％に限定した。
ち、このMnはAr3 点を下げるため、オーステナイト低温
域における圧延を容易となし、しかも、強度向上、靭性
向上に有効に働く元素である。しかし、0.５％未満では
前述の用途に必要な強度靭性を確保することができな
い。一方、過度の添加は靭性、溶接性に悪影響を与える
ため、0.５〜2.０％に限定した。
【００２５】Nbは、オーステナイトの再結晶を抑制し、
その再結晶温度域を広げる効力を有する。そのため、オ
ーステナイト粒の伸長化、変形帯の導入が容易となり、
著しい細粒化が達成され、靭性を向上させる。また、析
出強化元素としても有効である。これらの作用を発揮す
るためには0.００５％以上の添加が必要であるが、過度
の添加は溶接性や溶接部の靭性に悪影響を与えるため、
0.００５〜0.０５％と限定した。
その再結晶温度域を広げる効力を有する。そのため、オ
ーステナイト粒の伸長化、変形帯の導入が容易となり、
著しい細粒化が達成され、靭性を向上させる。また、析
出強化元素としても有効である。これらの作用を発揮す
るためには0.００５％以上の添加が必要であるが、過度
の添加は溶接性や溶接部の靭性に悪影響を与えるため、
0.００５〜0.０５％と限定した。
【００２６】Alは、製鋼過程の脱酸用として重要な元素
であるとともに、溶接熱影響部の靭性向上にも効力を有
する。しかし、0.０１％未満では脱酸効果が十分ではな
く、一方、0.０６％を越えて添加しても溶接熱影響部の
靭性改善効果は飽和するので、0.０１〜0.０６％の範囲
に限定した。
であるとともに、溶接熱影響部の靭性向上にも効力を有
する。しかし、0.０１％未満では脱酸効果が十分ではな
く、一方、0.０６％を越えて添加しても溶接熱影響部の
靭性改善効果は飽和するので、0.０１〜0.０６％の範囲
に限定した。
【００２７】この発明における対象鋼は前記組成を基本
成分とするものであるが、必要とする靱性等の調整のた
めに、本発明では更にCu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Ｂ、Ca
の１種または２種以上を含有させてもよい。次に、上記
基本成分に更に含有させる、これらの元素についての限
定理由について説明する。
成分とするものであるが、必要とする靱性等の調整のた
めに、本発明では更にCu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Ｂ、Ca
の１種または２種以上を含有させてもよい。次に、上記
基本成分に更に含有させる、これらの元素についての限
定理由について説明する。
【００２８】Cuは、低Ｃ含有鋼において焼入性向上を通
して組織の微細化に効果があり、これによって靱性向上
に寄与する。また、時候処理をすることにより、ε−Cu
相で析出し著しい強度向上が達成され、良好な強度靱性
が得られる。しかし、1.５％を越えて添加する場合に
は、加熱時にCuに起因する表面割れが発生しやすいた
め、1.５％以下に限定した。
して組織の微細化に効果があり、これによって靱性向上
に寄与する。また、時候処理をすることにより、ε−Cu
相で析出し著しい強度向上が達成され、良好な強度靱性
が得られる。しかし、1.５％を越えて添加する場合に
は、加熱時にCuに起因する表面割れが発生しやすいた
め、1.５％以下に限定した。
【００２９】Niは、靭性向上に有効な元素であり、Cu疵
の発生を防止する作用もあるが、多量の添加は溶接性を
損なうとともに経済的にも不利となるため、3.０％を上
限とした。
の発生を防止する作用もあるが、多量の添加は溶接性を
損なうとともに経済的にも不利となるため、3.０％を上
限とした。
【００３０】Cr、Mo、Ｖは、ともに低Ｃ含有鋼において
焼入性向上を通して組織の微細化に効果があり、これに
より靱性向上に寄与する。しかし、過度の添加は靭性や
溶接性に悪影響を及ぼすため、Crを0.３％、Moを0.３％
以下、Ｖを0.０８％以下に限定した。
焼入性向上を通して組織の微細化に効果があり、これに
より靱性向上に寄与する。しかし、過度の添加は靭性や
溶接性に悪影響を及ぼすため、Crを0.３％、Moを0.３％
以下、Ｖを0.０８％以下に限定した。
【００３１】Tiは、Nbと同様にオーステナイトの再結晶
の抑制、組織の微細化を通して靱性向上に有効な元素で
ある。また、溶接熱影響部の靭性向上にも有効である。
しかし、過度に添加すると靭性や溶接性に悪影響を及ぼ
すため、0.０８％以下に限定した。
の抑制、組織の微細化を通して靱性向上に有効な元素で
ある。また、溶接熱影響部の靭性向上にも有効である。
しかし、過度に添加すると靭性や溶接性に悪影響を及ぼ
すため、0.０８％以下に限定した。
【００３２】Ｂは、少量の添加で著しく焼入性を向上せ
しめる。低Ｃ含有鋼においては、焼入性向上を通して組
織の微細化に効果があり、これによって靱性向上に寄与
する。しかし、0.００２０％を越える添加は、溶接部の
靭性を著しく損なうことになるので、0.００２０％以下
の範囲とした。
しめる。低Ｃ含有鋼においては、焼入性向上を通して組
織の微細化に効果があり、これによって靱性向上に寄与
する。しかし、0.００２０％を越える添加は、溶接部の
靭性を著しく損なうことになるので、0.００２０％以下
の範囲とした。
【００３３】Caは、硫化物の形態制御に効果があり、こ
れによって靱性向上に寄与する。しかし、0.００４％を
越えると、靱性のみならず溶接性の劣化をもたらすため
0.００４％以下とした。
れによって靱性向上に寄与する。しかし、0.００４％を
越えると、靱性のみならず溶接性の劣化をもたらすため
0.００４％以下とした。
【００３４】次に、製造条件の限定理由を説明すると、
まず、加熱温度であるが、前記のように界面の接合強度
を高めるためには１０００℃以上で必要量圧下する必要
がある。１１００℃未満では、１０００℃までに所定の
圧下量を付与することが困難となる。また、合せ材のCr
炭化物をマトリックス中に固溶させるためには高温に加
熱することが望ましいのでこれらを勘案して、加熱温度
を１１００℃以上に限定した。
まず、加熱温度であるが、前記のように界面の接合強度
を高めるためには１０００℃以上で必要量圧下する必要
がある。１１００℃未満では、１０００℃までに所定の
圧下量を付与することが困難となる。また、合せ材のCr
炭化物をマトリックス中に固溶させるためには高温に加
熱することが望ましいのでこれらを勘案して、加熱温度
を１１００℃以上に限定した。
【００３５】１０００℃以上の必要圧下比は、図１に示
したように合せ材をオーステナイト系ステンレス鋼とし
た場合に安定して高いせん断強度が得られる2.５以上に
限定する。
したように合せ材をオーステナイト系ステンレス鋼とし
た場合に安定して高いせん断強度が得られる2.５以上に
限定する。
【００３６】母材の靭性、脆性破壊伝播停止特性のため
に圧下を施す温度を８５０℃以下Ar3 点−２０℃までの
範囲に限定した理由について述べると、８５０℃を越え
るとオーステナイト粒の再結晶のためオーステナイト粒
の伸長化、変形帯の導入が困難であり、圧延後に微細化
した組織が得られないこと、Ar3 点−２０℃未満の二相
域で圧下を施した後４５０℃以下まで水冷した母材の組
織には島状マルテンサイトが顕れ易く、靭性が劣化する
ことのためである。８５０℃以下Ar3 点−２０℃までの
温度範囲での圧下率については、図３に示したように、
５０％未満であると一般に炭素鋼ラインパイプ用材料に
要求される−１０℃でのＤＷＴＴの延性破面率８５％以
上という目標を確保できなくなるため、５０％以上に限
定した。
に圧下を施す温度を８５０℃以下Ar3 点−２０℃までの
範囲に限定した理由について述べると、８５０℃を越え
るとオーステナイト粒の再結晶のためオーステナイト粒
の伸長化、変形帯の導入が困難であり、圧延後に微細化
した組織が得られないこと、Ar3 点−２０℃未満の二相
域で圧下を施した後４５０℃以下まで水冷した母材の組
織には島状マルテンサイトが顕れ易く、靭性が劣化する
ことのためである。８５０℃以下Ar3 点−２０℃までの
温度範囲での圧下率については、図３に示したように、
５０％未満であると一般に炭素鋼ラインパイプ用材料に
要求される−１０℃でのＤＷＴＴの延性破面率８５％以
上という目標を確保できなくなるため、５０％以上に限
定した。
【００３７】圧延直後に施す水冷の停止温度について
は、図２に示したように強度とともにＤＷＴＴ特性に影
響を与え、５５０℃といった高い温度で水冷を停止する
とＤＷＴＴ特性が上記要求値を確保できなくなる。ま
た、合せ材の鋭敏化抑制のためには５５０℃以下の低温
まで水冷することが望ましい。これらの２点を勘案し
て、水冷停止温度を４５０℃以下に限定した。なお、水
冷における冷却速度については特に限定はしないが、母
材の靭性、合せ材の耐食性を勘案すると、２〜２０℃／
sec とすることが望ましい。
は、図２に示したように強度とともにＤＷＴＴ特性に影
響を与え、５５０℃といった高い温度で水冷を停止する
とＤＷＴＴ特性が上記要求値を確保できなくなる。ま
た、合せ材の鋭敏化抑制のためには５５０℃以下の低温
まで水冷することが望ましい。これらの２点を勘案し
て、水冷停止温度を４５０℃以下に限定した。なお、水
冷における冷却速度については特に限定はしないが、母
材の靭性、合せ材の耐食性を勘案すると、２〜２０℃／
sec とすることが望ましい。
【００３８】
【実施例】上記したような本発明によるものの具体的実
施例について説明すると、次の表４に示す成分組成を有
する母材と合せ材とを、表５に示す組合わせ関係および
製造条件によってクラッド鋼板とした。
施例について説明すると、次の表４に示す成分組成を有
する母材と合せ材とを、表５に示す組合わせ関係および
製造条件によってクラッド鋼板とした。
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】上記のようにして、それぞれ得られたクラ
ッド鋼板について、引張試験、Ｖノッチシャルピー試
験、ＤＷＴＴ、せん断試験、粒界腐食試験を実施した。
引張試験片、ＤＷＴＴ試験片は合せ材を機械加工で除去
した母材全厚試験片である。ただし、板厚が大きいNo.
２０のＤＷＴＴ試験片については、試験機容量の制約か
らＡＰＩ ＲＰ ５Ｌ３ Second Edition （１９７
８）に従って１９mmに減厚した試験片を用いた。Ｖノッ
チシャルピー試験片は母材の板厚中央から採取した。せ
ん断試験はＪＩＳ Ｇ ０６０１、合せ材の粒界腐食試
験はＪＩＳ Ｇ ０５７２（硫酸・硫酸第二鉄試験）に
従った。これらの試験結果は次の表６に示す如くであ
る。
ッド鋼板について、引張試験、Ｖノッチシャルピー試
験、ＤＷＴＴ、せん断試験、粒界腐食試験を実施した。
引張試験片、ＤＷＴＴ試験片は合せ材を機械加工で除去
した母材全厚試験片である。ただし、板厚が大きいNo.
２０のＤＷＴＴ試験片については、試験機容量の制約か
らＡＰＩ ＲＰ ５Ｌ３ Second Edition （１９７
８）に従って１９mmに減厚した試験片を用いた。Ｖノッ
チシャルピー試験片は母材の板厚中央から採取した。せ
ん断試験はＪＩＳ Ｇ ０６０１、合せ材の粒界腐食試
験はＪＩＳ Ｇ ０５７２（硫酸・硫酸第二鉄試験）に
従った。これらの試験結果は次の表６に示す如くであ
る。
【００４２】
【表６】
【００４３】即ち、前記した表６における比較クラッド
鋼板No. ５は、８５０℃以下Ar3 点−２０℃以上の温度
範囲における圧下率が５０％未満となっており、ＤＷＴ
Ｔの８５％ＳＡＴＴが０℃以上となっており、その目標
値である−１０℃という用途には用いることはできな
い。比較クラッド鋼板No. ６は、圧延後の水冷を施して
おらず、ＤＷＴＴ特性が不十分であるとともに、耐食性
が劣っている。また比較クラッド鋼板No. １６は、８５
０℃以下Ar3 点−２０℃の温度範囲における圧下率が５
０％未満となっており、かつ、水冷停止温度が４５０℃
より高くなっているため、ＤＷＴＴ特性が劣っている。
さらに、比較クラッド鋼板No. １７は、圧延後の水冷停
止温度が４５０℃より高くなっており、ＤＷＴＴ特性が
劣っている。なお比較クラッド鋼板No. １９は、仕上げ
圧延条件は本発明範囲内にあるが、１０００℃以上の圧
下比が2.５未満となっており、母材の靭性と合せ材の耐
食性は優れるものの、接合強度が十分ではない。また比
較クラッド鋼板No. ２０は接合強度のみを考慮して１０
００℃以上で高圧下を施したためにＤＷＴＴ特性が劣っ
ており、更に、圧延後水冷を施していないために耐食性
も劣っている。
鋼板No. ５は、８５０℃以下Ar3 点−２０℃以上の温度
範囲における圧下率が５０％未満となっており、ＤＷＴ
Ｔの８５％ＳＡＴＴが０℃以上となっており、その目標
値である−１０℃という用途には用いることはできな
い。比較クラッド鋼板No. ６は、圧延後の水冷を施して
おらず、ＤＷＴＴ特性が不十分であるとともに、耐食性
が劣っている。また比較クラッド鋼板No. １６は、８５
０℃以下Ar3 点−２０℃の温度範囲における圧下率が５
０％未満となっており、かつ、水冷停止温度が４５０℃
より高くなっているため、ＤＷＴＴ特性が劣っている。
さらに、比較クラッド鋼板No. １７は、圧延後の水冷停
止温度が４５０℃より高くなっており、ＤＷＴＴ特性が
劣っている。なお比較クラッド鋼板No. １９は、仕上げ
圧延条件は本発明範囲内にあるが、１０００℃以上の圧
下比が2.５未満となっており、母材の靭性と合せ材の耐
食性は優れるものの、接合強度が十分ではない。また比
較クラッド鋼板No. ２０は接合強度のみを考慮して１０
００℃以上で高圧下を施したためにＤＷＴＴ特性が劣っ
ており、更に、圧延後水冷を施していないために耐食性
も劣っている。
【００４４】上記のような比較材に対し、本発明の実施
例では、安定して高いせん断強度が得られており、ま
た、合せ材の耐食性は、表３との比較によって明らかな
ように、溶体化処理ままの材料と同等である。また、Ｄ
ＷＴＴの８も−１０℃以下と優れていることが確認され
た。
例では、安定して高いせん断強度が得られており、ま
た、合せ材の耐食性は、表３との比較によって明らかな
ように、溶体化処理ままの材料と同等である。また、Ｄ
ＷＴＴの８も−１０℃以下と優れていることが確認され
た。
【００４５】
【発明の効果】以上説明したような、本発明法によると
きは、安定して高い接合強度が得られ、また、合せ材に
おいては溶体化処理ままと同等の耐食性が得られると共
に、母材の脆性破壊伝播停止特性を含めた低温靭性に優
れたオーステナイト系ステンレス鋼を合せ材とするクラ
ッド鋼板の製造することが可能となるもので工業的にそ
の効果の大きい発明である。
きは、安定して高い接合強度が得られ、また、合せ材に
おいては溶体化処理ままと同等の耐食性が得られると共
に、母材の脆性破壊伝播停止特性を含めた低温靭性に優
れたオーステナイト系ステンレス鋼を合せ材とするクラ
ッド鋼板の製造することが可能となるもので工業的にそ
の効果の大きい発明である。
【図１】せん断強度に及ぼす１０００℃以上の圧下比の
影響を示す図表である。
影響を示す図表である。
【図２】母材の機械的性質に及ぼす圧延後の水冷停止温
度の影響を示した図表である。
度の影響を示した図表である。
【図３】母材の機械的性質に及ぼす８５０℃以下Ar3 点
−２０℃間の圧下率の影響を示す図表である。
−２０℃間の圧下率の影響を示す図表である。
【図４】合せ材の硬さに及ぼす８５０℃以下Ar3 点−２
０℃間の圧下率の影響を要約して示した図表である。
０℃間の圧下率の影響を要約して示した図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 片平 正宏 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 伊沢 徹 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平５−154672（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−92282（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 wt％で、Ｃ量が0.０２％以下のオーステ
ナイト系ステンレス鋼を合せ材とし、母材として、 Ｃ：0.０２〜0.１％、 Si：0.０５〜0.５％、
Mn：0.５〜2.０％、 Nb：0.００５〜0.０５％、Al：0.０１〜0.０６％を含有
し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を用いて組
み立てたスラブを１１００℃以上に加熱した後、１００
０℃以上の温度範囲において圧下比で2.５％以上、８５
０℃以下母材のAr3 点−２０℃までの温度範囲において
圧下率で５０％以上の圧延を施し、その後直ちに４５０
℃以下の温度まで水冷することを特徴とする母材の脆性
破壊伝播停止特性に優れたオーステナイト系ステンレス
クラッド鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 wt％で、Ｃ量が0.０２％以下のオーステ
ナイト系ステンレス鋼を合せ材とし、母材として、 Ｃ：0.０２〜0.１％、 Si：0.０５〜0.５％、
Mn：0.５〜2.０％、 Nb：0.００５〜0.０５％、Al：0.０１〜0.０６％を含有
すると共に、 Cu：1.５％以下、 Ni：3.０％以下、 Cr：0.３
％以下、 Mo：0.３％以下、 Ｖ：0.０８％以下、 Ti：0.０
８％以下、 Ｂ：0.００２０％以下、Ca：0.００４％以下の何れか１
種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的不純
物からなる鋼を用いて組み立てたスラブを１１００℃以
上に加熱した後、１０００℃以上の温度範囲において圧
下比で2.５％以上、８５０℃以下母材のAr3 点−２０℃
までの温度範囲において圧下率で５０％以上の圧延を施
し、その後直ちに４５０℃以下の温度まで水冷すること
を特徴とする母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオー
ステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4082935A JP2737525B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4082935A JP2737525B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05245658A JPH05245658A (ja) | 1993-09-24 |
| JP2737525B2 true JP2737525B2 (ja) | 1998-04-08 |
Family
ID=13788089
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4082935A Expired - Fee Related JP2737525B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2737525B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101923340B1 (ko) | 2013-09-27 | 2018-11-28 | 내셔날 인스티튜트 오브 어드밴스드 인더스트리얼 사이언스 앤드 테크놀로지 | 스테인리스강 부재의 접합 방법 및 스테인리스강 |
| CN105658831B (zh) * | 2013-10-21 | 2017-08-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 奥氏体类不锈钢包层钢板及其制造方法 |
| CN110499453B (zh) * | 2018-05-16 | 2021-09-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强双面不锈钢复合板及其制造方法 |
| KR102525415B1 (ko) | 2018-10-01 | 2023-04-25 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 오스테나이트계 스테인리스 클래드 강판 및 모재 강판 그리고 클래드 강판의 제조 방법 |
-
1992
- 1992-03-06 JP JP4082935A patent/JP2737525B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05245658A (ja) | 1993-09-24 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |