JP3596905B2 - 圧力接合された複合材料及びその製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、複合材料並びに該複合材料の製造方法に関する。より詳細には、本発明は、圧力接合されたステンレス鋼及び炭素鋼の複合材料、並びに、該複合材料の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
別個のスチール層から成る圧力接合された複合材料は種々の分野で使用される。本明細書で参照する米国特許第３，６９３，２４２号に記載されるように、例えば調理器具の如きある種の金属製品を製造する際には、炭化物形成体を含むプレーン炭素鋼のコア層と、ステンレス鋼の外側層とが使用される。本明細書においては、米国特許第３，７９５，９７１号、第３，８６２，４８４号、第３，９４４，３９６号及び第３，９５６，８０９号も参照する。複合材料のステンレス鋼の表面層は耐食性を有すると共に魅力的な外観を示し、一方、プレーン炭素鋼のコア層は、ステンレス鋼の層よりも比較的良好な熱伝導性を有する。このタイプの複合材料の典型的な例としては、通常の低炭素鋼のコア材料と、Ａ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ３０４のステンレス鋼（Ｔ−３０４）の表面層とを備えるＡ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ３０４ＤＡ（”Ｔ−３０４ＤＡ”）である。通常のＴ−３０４ＤＡを熱間処理する際には、通常、コイリングする前に熱間圧延されたバンドをホットランアウト・テーブル（ｈｏｔ ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）で約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却する。熱間圧延されたバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却しないと、低炭素鋼のコア材料の炭素がステンレス鋼の表面層と低炭素鋼のコアとの間の界面領域に移動する。この炭素移動は、炭素の濃度勾配に逆らって生じ、基本的には全体のより低い自由エネルギに依存する。濃度勾配に逆らうそのような移動は、プレーン炭素鋼からステンレス鋼へと生ずることが多く、その理由は、ステンレス鋼は、炭素を引き付けるクロームを含むからである。
【０００３】
炭素は、界面領域に移動した後に炭化物を形成し、これにより、上記界面領域付近には炭化物が富化された領域が生ずる。この炭化物が富化された領域は、引き抜き加工の際に、いわゆる「フッククラック（Ｈｏｏｋ Ｃｒａｃｋｓ）」を生じ、最終製品に望ましくない欠陥をもたらす。また、炭素移動は、低炭素のコア材料に粗いフェライト粒子層を形成し、これにより、「オレンジ ピール サーフェス（Ｏｒａｎｇｅ Ｐｅｅｌ Ｓｕｒｆａｃｅ）」として知られる欠陥が最終製品に生ずる。また、約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却しないと、金属の分離が生じ、これにより、１又はそれ以上のステンレス鋼の層が低炭素鋼のコア層から剥離する。
【０００４】
上述の問題を解消するために熱間圧延されたバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却すると、別の問題が生ずる。ホットランアウト・テーブル上で約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで急速に冷却することは有益ではなく、その理由は、例えば、水焼入れによってホットランアウト・テーブル上で急冷した後にコイリングすると、コイルの表面に機械的な欠陥が生ずる。そのような欠陥は、表面研磨によって取り除かなければならず、追加の製造コストを必要とする。より高いコイリング温度を用いると機械的な欠陥は少なくなる。
【０００５】
上述の問題を解消するための１つの方法は、ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料の熱間圧延されたバンドを、コイリング温度が約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも高く且つ約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも低くなるように冷却することである。このような冷却を行うと、界面領域における炭化物の形成、並びに、コア材料における粗いフェライト粒子の形成の傾向が共に低下し、同時に、急速冷却に伴うコイル表面の機械的な欠陥も減少する。約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも高い温度では、炭化物の形成に伴う欠陥は許容することができない。しかしながら、上記方法は妥協的なものであるので、完全に満足できる解決策ではなく、上述の炭化物が富化された領域及び粗いフェライト粒子は依然としてある程度形成される。
【０００６】
Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ ｅｔ ａｌ． の”Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｎｅｗ Ｌｏｗ Ｃａｒｂｏｎ Ｌｏｗ Ａｌｌｏｙ Ｓｔｅｅｌ Ｓｕｉｔｅｄｔｏ ｂｅ Ｃｌａｄ ｗｉｔｈ Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ Ｓｔｅｅｌ”（ＩＳＩＪ， Ｖｏｌ．３１（１９９１）， ｐｐ．７０６−７１１）と題する論文は、０．０１％よりも少ない炭素を含み、また、コロンビウム及びチタンを含む安定化されたスチールを開示している。フェライトの結晶粒度は、最終的なアニーリング温度を制御し、また、より迅速な冷却速度を用いることにより制御される。
【０００７】
ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料を熱間圧延することに伴う上述の不利益に加えて、処理の間にも欠点が生ずる。ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料は、接合プロセス及びその後の冷間成形の間に発生する応力を解放し、また、ステンレス鋼の層に形成された炭化クロームを溶解させるために、約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも高い温度でアニーリングすることを必要とする。複合コア材料として使用されるタイプ１００６の如き代表的な炭素鋼は、代表的なステンレス鋼の再結晶化温度よりも低い約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも低い温度で支配的なオーステナイト構造に変態する。従って、約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも十分に高い温度でアニーリングすると、コア層のオーステナイト粒子を十分に粗くし、そのような粒子は冷却の際に同様に粗いフェライト粒子に変態する。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
従って、本発明の目的は、（ｉ）界面領域における炭化物が富化された領域、及び、（ｉｉ）炭素鋼コア材料における粗いフェライト粒子の層が形成される傾向が少なく、約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも高いコイリング温度で意図的にコイリングすることなくコイリングすることのできる炭素鋼／ステンレス鋼から成る圧力接合された複合材料を提供することである。
【０００９】
本発明の別の目的は、約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも高いコイリング温度、好ましくは、約７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４５０°Ｆ）のコイリング温度で冷却した後に、通常の炭素鋼のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、機械的な欠陥が十分に少ない炭素鋼／／ステンレス鋼から成る圧力接合された複合材料を提供することである。
【００１０】
本発明の目的は、熱間アニーリング処理の間にオーステナイト相の粒子を有意的に粗大化させることなく、高いアニーリング温度、好ましくは、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）の温度を用いて処理することのできるＴ−３０４ＤＡ複合材料を提供することである。
【００１１】
本発明の目的は、上述の目的を達成すると共に、通常の炭素鋼コア材料を有する複合材料に比肩し得る機械的な性質を有する、Ｔ−３０４ＤＡ複合材料の如きステンレス鋼／炭素鋼複合材料を提供することである。
【００１２】
本発明の別の目的は、最終的な処理工程としての調質圧延を除くことである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明は、少なくとも１つのステンレス鋼の層と、少なくとも１つの安定化された炭素鋼の層とを備え、上記ステンレス鋼の層が、ステンレス鋼／炭素鋼の界面に沿って安定化された炭素鋼に接合されている圧力接合された複合材料を提供する。複合材料の安定化された炭素鋼は、炭素及びコロンビウムを含み、また、安定化された炭素鋼からステンレス鋼／炭素鋼の界面領域への炭素移動を防止するに効果的な量の他の少なくとも１つの炭化物形成元素を含む。従って、最終的な形態の本複合材料の界面領からは、炭化物が富化された領域が大幅に減少される。また、最終的な複合材料のフェライトの結晶粒度は、ＡＳＴＭ＃６（細かい粒度を示す高い値）以下である。
【００１４】
【実施例】
上述のように、熱間圧延されたステンレス鋼／炭素鋼の複合材料の製造に伴う上記問題に対する１つの方法は、熱間圧延された複合材料を約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも高く約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却前に冷却することであった。しかしながら、上述のように、この方法は完全に満足するものではない。本発明は、より総合的な解決策を提供し、本発明のステンレス鋼／炭素鋼の複合材料用のコア材料は安定化された低炭素鋼である。この安定化された新規なコア材料は、Ｔ−３０４ステンレス鋼の表面層に圧力接合されてＴ−３０４ＤＡ複合材料を形成する。しかしながら、本発明の安定化されたコア材料を１又はそれ以上の他のタイプのステンレス鋼の層と圧力接合することによってかなりの利点が予想される。
【００１５】
安定化された炭素鋼は、望ましくない析出物をスチールに生ずることになる炭素及び窒素を固定すなわち「捕捉（ｓｃａｖｅｎｇｅ）」する元素を含む化学組成を有する。上記捕捉元素は、安定な炭化物及び窒化物を形成し、従って、固溶体から炭素及び窒素を取り除く。従って、捕捉元素は、本明細書においては「炭化物形成」元素と呼ぶ。再結晶化の間にスチールの中の溶質炭素が存在すると上述の問題が生ずるので、炭化物を形成することにより炭素を安定化することが望ましい。スチールの中の全量の炭素及び窒素が炭化物及び窒化物の形態で存在している場合には、炭素鋼は「完全に安定化された」状態にある。
【００１６】
安定化されたステンレス鋼／炭素鋼の複合材料におけるコア材料として本発明の安定化された炭素鋼を使用すると、コイリング温度を約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも十分に高い温度、例えば、約７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４５０°Ｆ）にすることができ、同時に、通常の炭素鋼のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、上述の如き炭化物の析出及び粗いフェライト粒子の層の形成を十分に減少させることができる。従って、本明細書に開示する安定化されたコア材料を含む熱間圧延された複合材料は、コイリングの前に、ホットランアウト・テーブル上で冷却する必要はない。また、本発明の炭素鋼／ステンレス鋼の安定化された複合材料は、上述の高い温度でコイリングした場合に、通常のＴ−３０４ＤＡに比較して、機械的な欠陥が十分に少ない。また、本明細書に記載する安定化されたコア材料を用いて形成されたＴ−３０４ＤＡ複合材料は、熱間アニーリング処理の間に、オーステナイト相の中の粒子を大幅に粗くすることなく、約約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）の高いアニーリング温度を用いて処理することができる。最後に、上述の安定化されたコア材料を有するＴ−３０４ＤＡ複合材料は、通常の炭素鋼コア材料を有する上記Ｔ−３０４ＤＡに比肩し得る機械的な特性を有する。
【００１７】
本発明の安定化されたコア材料の化学組成を形成する際に、上述の目的を満足する複合材料は、高い温度（約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い）における処理の後に比較的小さなフェライト粒子を含む炭素鋼コア材料を有する必要があると考えられる。従って、処理の前に存在するフェライトの結晶粒度は、処理の後に望まれるフェライトの結晶粒度よりも小さいかあるいはこれに等しいものである必要がある。従って、最終的なアニーリングされたフェライトのＡＳＴＭ＃６の結晶粒度に等しいかあるいはそれよりも小さな物理的な結晶粒度が、いずれの処理段階においても存在することが必要である。上記コア材料の処理前及び処理後の結晶粒度を制御するために、本発明は、（１）合金の中の炭化物析出物の分布、及び（２）溶質のピン止め（ｐｉｎｎｉｎｇ）による結晶粒度の境界の限定の２つの方法を用いる。
【００１８】
本発明の圧力接合された複合材料のコア材料の結晶粒度を制御するために使用する第１の方法は、処理後の望ましい結晶粒度に相当する粒度、分布及び容積割合を有する合金析出物の中に分布させることである。析出物の分布は、高温アニーリングの間に使用される高い温度で安定しなければならず、また、上述の高い温度でオーステナイト粒子の粗大化を防がなければならない。上述の炭化物を形成する「捕捉元素」を加えることによりスチールの中に析出物を形成することができる。上記捕捉元素は、炭素に対して強い親和力を有し、炭素鋼の中に存在する時には炭化物を形成する。そのような捕捉元素としては、例えば、チタン、コロンビウム、ジルコニウム、バナジウム、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、ウラン、ホウ素、及びコバルトが挙げられる。本発明は、コロンビウム、並びに、炭化物形成力が比較的強い他の少なくとも１つの捕捉元素を用いる。より詳細には、コロンビウムに加えて添加される１又はそれ以上の捕捉元素は、高温で安定な析出物を形成しなければならない。本炭素鋼コア材料にチタン及びコロンビウムを添加することにより、チタン及びコロンビウムの炭化物を形成するのが好ましく、この化合物は、約１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）あるいはそれ以上の温度まで、スチールの固溶体の中での溶解度が極めて小さい。
【００１９】
最終的には、形成される析出物の量は、合金のコア材料の炭素含有量に依存する。従って、特定の結晶粒度を得るためには、スチールに対して適正な炭素含有量を選定する必要がある。適正な量のチタンと共に、約０．０１重量％乃至約０．０２５重量％の炭素、好ましくは、約０．０１重量％乃至約０．０２重量％の炭素を用いると、総ての処理工程においてＡＳＴＭ＃６（細かい結晶粒度を表す高い値）程度の複合材料のコア材料用のフェライト結晶粒度をもたらすに十分な量の炭化チタンを得ることができる。チタン含有量は、後に説明する組成に従って調節する必要がある。
【００２０】
合金の中の炭化物析出物を適正に分布させるためには、析出物を再加熱炉の中で溶解し、熱間圧延操作の間に上記析出物を再析出させる必要がある。炭化チタン及び炭化コロンビウムは、上述のタイプの溶解及び再析出を受け易く、その理由は、約１２３２°Ｃ（２２５０°Ｃ）の温度で再加熱炉の中で溶解することができるからである。しかしながら、チタン及びコロンビウムの窒化物は、かなり高い再加熱温度で溶解しなければ、粗い析出物を形成し、結晶粒度を更に細かくするチタン及びコロンビウムの有効性を減少させる。従って、スチールの窒素含有量は、０．００８重量％を越えないように、好ましくは、０．００５重量％を越えないように制限しなければならない。
【００２１】
上述のように、結晶粒度を制限するための本発明の第２の方法は、「溶質ピン止め（ｓｏｌｕｔｅ ｐｉｎｎｉｎｇ）」であり、この方法においては、個々のフェライト粒子のサイズの成長が、オーステナイトからフェライト構造への変態の間に阻止される。コロンビウムを用いて溶質ピン止めを行うことができ、実際に、実験融解物にコロンビウムを加えて最初に溶質ピン止めを行った。再結晶化の間の粒子の成長を適正に阻止するためには、実験融解物に対して約０．０２重量％乃至０．０４重量％、好ましくは、０．０３重量％の量のコロンビウム加えるべきであると考える。
【００２２】
上述の炭素、窒素及びコロンビウムの含有量に基づき、炭素コア材料のチタン含有量は、以下の式１に一致するように調節すべきであり、そのチタン含有量は、図１に１つの形態でプロットされている。
【００２３】
【数１】
数１：チタン％＝（２４／７×窒素％）＋２４／６（炭素％−（コロンビウム％×４／３１））
【００２４】
図１は、スチール合金の炭素、チタン及びコロンビウムの含有量の関数として、固溶体中の炭素の割合を示している。溶液中の炭素の負の数は、過安定化、すなわち、炭化物を形成する過剰の捕捉元素が存在する状態を示している。正の数は、溶液中の炭素の未安定化を示している。どのようなレベルの炭素安定化が望ましいかを決定する際に、反対の関心が生ずることは明らかである。安定化によって比較的大量の析出物が形成された場合には、熱間から上記析出物を再析出させる前にそのような析出物を溶解させるためにより高い再加熱温度が必要となる。しかしながら、安定化が少なすぎる場合には、溶液中の炭素が界面領域へ移動して望ましくない炭化物が富化された領域を形成する。上述の相反対する関心をバランスさせるために、本発明の安定化された炭素鋼は、複合材料の範囲のある部分においては過安定化され、また、複合材料の範囲の別の部分では未安定化されている融解化学特性を有している。図１に示す情報に基づくと、約０．０７重量％乃至約０．０９重量％のチタン含有量が、低炭素レベルでスチールを完全に安定化させ、また、高炭素レベルでスチールを部分的に安定化させるものと考えられる。
【００２５】
上述の考察に基づき、安定化された炭素鋼のコア材料の２つの実験融解物を準備した。これら実験融解物は表１に示す化学特性を有している。総ての％は、合金の全重量の重量％で示されている。
【００２６】
【表１】

【００２７】
表１に示す元素に加えて他の元素を合金の成分に加えることができる。そのような追加の元素は、追加の不純物として、あるいは、例えば、最終的なコア材料すなわち複合材料に何等かの所望の性質を与えるような何等かの補助的な目的で意図的に加えられた元素として存在することができる。合金は、例えば、残量レベルのマンガン、硫黄、リン及びアルミニウムを含むことができる。従って、ここに述べる例は、請求の範囲を不当に制限するものと理解してはならない。また、表１のヒートは、実験合金に含まれる元素に関する望ましい及び好ましい範囲を表すものである。その所望の又は好ましい範囲内でヒートの種々の組成を選定することにより、かなり良好な性質が得られるであろう。
【００２８】
ヒートの安定化された炭素鋼を用いて、Ｔ−３０４ＤＡの圧力接合された複合材料のアセンブリを準備した。各々のアセンブリは、通常のＴ−３０４ステンレス合金の層の表面に接合された安定化された低炭素鋼の実験層を含む。上記アセンブリを製造する方法、及び、これらアセンブリの層を接合してＴ−３０４ＤＡ複合材料にするための種々の方法が、当業界においては周知である。そのような方法の代表的な例が、上述の米国特許第３，６９３，２４２号及び第３，８６２，４８４号に記載されている。
【００２９】
当業界において周知の方法を用い、また、各ヒートのコア材料を用いて４つのＴ−３０４ＤＡアセンブリ、すなわち合計８つのアセンブリを準備した。各々のＴ−３０４ＤＡ複合材料を製造する際に、完成したアセンブリを熱間圧延して、約３．１７ｍｍ（０．１２５インチ）の厚みを有する種々のコイリング温度でコイリングされた中間ゲージを形成した。熱間圧延された状態にある全部で８つのコイルからサンプルを採り、その中の結晶粒度を測定した。
【００３０】
ヒートＡのコア材料を有する２つの熱間圧延されたアセンブリ、並びに、ヒートＢのコア材料を有する２つの熱間圧延されたアセンブリをコイリングしたが、その際には、約７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）から約８４３°Ｃ（１５５０°Ｆ）で約７７１°Ｃ（１４２０°Ｆ）乃至約８１６°Ｃ（１５００°Ｆ）の範囲のコイリング温度で意図的に冷却しなかった。残りの４つのアセンブリは、ホットランアウト・テーブル上で水焼入れによって急速に冷却し、次に、約５３８°Ｃ（１０００°Ｆ）乃至約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）の範囲の温度でコイリングした。実験コイルを観察した結果、通常のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡのコイルよりも良好な形状を有していた。「良好な形状」は、コイルのストリップの研磨が大幅に減少したことを観察した後の主観的な判断である。
【００３１】
ヒートＡのコア材料を含む４つのコイルを総て１１０秒熱間アニーリングし、ストリップの温度を約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）から最大温度である約１０６０°Ｃ（１９４０°Ｆ）の温度にした。冷却速度は約３３．３乃至５０°Ｃ／秒（６０乃至９０°Ｆ／秒）であった。同様に、ヒートＢのコア材料を有する２つのコイル（一方のコイルは水焼入れし、他方のコイルはコイリングの前に意図的に冷却しなかった）を同様の手順を用いて熱間アニーリングした。実験の結果、アニーリングされたコイルのコアのフェライトの結晶粒度はＡＳＴＭ＃７．０乃至＃８であった。
【００３２】
熱間アニーリングの後に、６つの実験コイルを冷間圧延して最終的な約０．９４ｍｍ（０．０３７インチ）の厚みにした。次に、総ての実験コイルをアニーリングし、酸洗いした。最終的なアニーリングの後に、６つの実験コイルの各々の一部について、アニーリングされた状態及び調質圧延（スキンパス（ｓｋｉｎ ｐａｓｓ）」の後の状態を検査した。調質圧延は、最終的な複合材料の引っ張りしわを除去するために通常の低炭素コアに通常使用される通常の方法である。実験した最終的な安定化されたコアＴ−３０４ＤＡ材料の機械的な性質、並びに、観察した顕微鏡組織が表２及び表３に示されている。比較のために、表２及び表３は、通常の（すなわち未安定化された）低炭素鋼コアを有するＴ−３０４ＤＡ複合材料の予想される平均的な性質も含んでいる。表２はまた、テストの前にコイルサンプルを処理するための最終的な手順として、最終的なアニーリング操作、又は「スキンパス」手段のいずれの手順を用いたかも示している。本明細書で使用する「スキンパス」の用語は、調質圧延の前の最終的なアニーリングを意味する。
【００３３】
表２に示す１５Ｔの硬度はＡＳＴＭ Ｅ−１８によって計算した。テストは、１．５８８ｍｍ（１／１６インチ）の直径のボール（球）を用いて行い、その際の予備試験力すなわちクランプ力は２９Ｎ（３ｋｇ／フィート（ｋｇｆ））であり、追加の力は１１９Ｎ（１２ｋｇｆ）であった。従って、全部の力すなわち全荷重は１４７Ｎ（１５ｋｇｆ）であった。この硬度は、追加の力を取り除いた時の予備的な力の作用の下での１００と侵入深さの永続的な増大との差として表している。上記増大は、０．００１ｍｍの単位で測定されている。
【００３４】
【表２】

【００３５】
表２に示す引っ張り特性、すなわち降伏強度、引っ張り強度、及び伸びは、テスト方向によって変化しなかった。しかしながら、ヒートＢよりも低い炭素レベルを有するヒートＡのコア材料で製造した複合材料に関しては、降伏強度及び引っ張り強度が大幅に低下した。表２に示すように、実験複合材料の機械的な性質は、通常の（すなわち未安定化の）低炭素鋼のコア材料を含むＴ−３０４ＤＡの機械的な性質と同等である。表２の結果は、実験材料のアール・バー値（Ｒ−ｂａｒ ｖａｌｕｅ）は１．１乃至１．２であり、ＬＤＲ値（ＬＤＲ ｖａｌｕｅ）は２．０６であることを示している。機械的な性質が好ましいことに加えて、表２はまた、実験複合材料の独特な化学的性質が、最終製品を調質圧延（すなわち、スキンパス）する必要性を排除していることを示している。
【００３６】
本明細書において使用するアール・バー値は、材料が変形した際のその材料の異方性の目安である塑性ひずみ比である。アール・バー値は、種々の方向の引っ張りひずみの計算上の平均値である。「ＬＤＲ」値は、絞ることのできる素材の最大直径の標準的な直径に対する比から決定される限界絞り比（ＬｉｍｉｔｅｄＤｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）である。ＬＤＲ値は、最終的な複合材料の絞り性を示している。
【００３７】
表３は、完成された実験複合材料の構造の種々の位置において測定した結晶粒度のデータをしており、クラッドＡの結晶粒度は、Ｔ−３０４ステンレス鋼の一方の表面層において測定され、クラッドＢの結晶粒度は、一方のＴ−３０４の層の表面と安定化されたコア材料との間の界面領域で測定され、クラッドＣの結晶粒度は、コアの中間領域で測定され、クラッドＤの結晶粒度は、他方のＴ−３０４表面層で測定されている。表３はまた、コア材料からコアの界面領域への炭素移動が生じたか否かを示している。結晶粒度はＡＳＴＭ数で示されている。例えば、「８Ｓ９」は、ＡＳＴＭ結晶粒度９の散乱粒子を有するＡＳＴＭ結晶粒度８を意味している。「９−８」は、基本的にはＡＳＴＭ結晶粒度９であるが、サイズ８の粒子を多く含んでいることを意味する。
【００３８】
【表３】

【００３９】
表３に示すように、実験複合材料全体の結晶粒度は、本発明の目的に合致する。実験複合材料を処理した際に、粗いフェライト粒子の層は全く観察されなかった。最終的な複合材料の総ての点における結晶粒度は、通常の低炭素鋼コア材料を有するＴ−３０４ＤＡ複合材料の結晶粒度に比肩し得るものである。クラッドＣ（コアの中間）を除いて、総ての結晶粒度は、通常のＴ−３０４ＤＡ複合材料の平均値よりも小さかった。また、いずれの実験サンプルにおいても、コアの界面領域への炭素移動は観察されなかった。結局、実験サンプルの中の界面領域付近において、炭化物が富化された領域は全く観察されなかった。
【００４０】
実験コイルの幾つかをアニーリングし、いかなる炭化物析出物をも溶解させ、その溶解した析出物を再析出させた。良好なアニーリング温度及び時間を決定するために、実験Ｔ−３０４ＤＡ複合材料のブラックバンド（ｂｌａｃｋ ｂａｎｄ）のサンプルを切り取り、ホットバンド・アニーリングの試験を行った。上述の目的に合わせて、アニーリング試験の目的は、（ｉ）ステンレス鋼の層の中の炭化物の形成を防止しながら、熱間アニーリングをスピードアップし、また、（ｉｉ）コア材料の中の細かいフェライトの結晶粒度を少なくともＡＳＴＭ＃７乃至＃８に維持することである。アニーリング試験では、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１１４９°Ｃ（２１００°Ｆ）の範囲の温度を用いた。約１２２秒でサンプルを選択したアニーリング温度まで加熱し、そのアニーリング温度を０乃至約７０秒間維持した。アニーリング処理の後に、アニーリングしたサンプルを３０秒間で約３７１°Ｃ（７００°Ｆ）よりも低い温度まで水冷却した。そのさいの冷却速度は３８乃至６５°Ｆ／秒であった。その後、顕微鏡組織を評価した。
【００４１】
アニーリング実験は、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）で３０秒間、約１０３８°Ｃ（１９００°Ｆ）で１０秒間、あるいは、約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）で０秒のアニーリングで顕微鏡組織的な目的が十分に達成されることを示した。これらのアニーリングにおいて、ステンレス鋼の層の炭化物は確実に溶液に移行し、また、上記層のオーステナイトの結晶粒度は確実にＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０の範囲になる。アニーリング温度を約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い温度に上げると、Ｔ−３０４ＤＡサンプルのコアの中の粗いオーステナイト（ウイッドマンステッテン・フェライトに変態した）の量が増加する傾向があり望ましくない。また、約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高いアニーリング温度を用いると、ステンレス鋼の層の中のオーステナイトの結晶粒度が、より低いアニーリング温度で得られた結晶粒度ＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０から、ＡＳＴＭ＃７乃至＃８まで増大する。
【００４２】
本発明によれば、熱間圧延アニーリングは、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）の範囲内でより短い時間で行うことができる。このアニーリングの実験は、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）及び３０秒間の温度及び時間が、ステンレス鋼の層の炭化物を溶液へ確実に移行させるに十分であり、その温度が高くなれば時間はより短くなる。その結果、熱間圧延されたバンドのアニーリングの処理速度を大幅に増大させることができる。図２及び図３に代表的な例が示されている。図２は、従来技術の熱間アニーリングの時間対温度のプロットを示している。従来技術の熱間アニーリングは、約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）の温度範囲を用いており、その際のストリップの速度は２８フィート／分（ｆｐｍ）である。ストリップは、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）よりも高い温度に１１０秒間維持され、最大温度は約１０６０°Ｃ（１９４０°Ｆ）である。冷却速度は４５乃至６５°Ｆ／秒である。図３は、本発明のより迅速なアニーリングサイクルを示している。この迅速なアニーリングサイクルは、予熱ゾーンにおいて約１０９３°Ｃ（２０００°Ｆ）の温度を使用し、加熱においては約１０７９°Ｃ（１９７５°Ｆ）の温度を使用しており、そのさいのストリップの速度は４０ｆｐｍである。このストリップは、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）よりも高い温度に６４秒間維持され、その際の最大温度は約１０５４°Ｃ（１９３０°Ｆ）である。冷却速度は６０乃至９０°Ｆ／秒である。
【００４３】
この迅速なアニーリングサイクルは、本発明の安定化された炭素鋼のコアに使用するのが好ましいが、通常の炭素鋼／ステンレス鋼の複合材料にも使用できることが判明した。
【００４４】
本発明が目的としたように、改善された炭素鋼／ステンレス鋼の複合材料が提供され、該複合材料においては、界面領域に炭化物が富化された領域が形成される傾向が少なく、炭素鋼のコアの結晶粒度が細かい。この改善されたコアの化学的性質は、熱間圧延の後に複合材料をより高い温度でしかも機械的な欠陥の発生を減少させた状態で、コイリングすることを可能とする。本複合材料はまた、スキンパス・ローリングを行う必要性を排除し、これにより、通常の炭素鋼のコア材料を用いた複合材料に良く生ずる引っ張りしわを排除するという利点も有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】スチール合金の固溶体中の炭素の割合を合金の炭素、チタン及びコロンビウムの含有率の関数として示すグラフである。
【図２】熱間圧延したバンドをアニーリングする前の時間−温度のプロットである。
【図３】本発明の迅速なアニーリングサイクルの時間−温度のプロットである。

Claims (8)

1. 圧力接合された複合材料において、少なくとも１つの安定化された炭素鋼の層に対してその界面に沿って接合された少なくとも１つのステンレス鋼の層を備え、前記安定化された炭素鋼は、ニオブと、前記安定化された炭素鋼からの炭素移動を阻止するために有効な量の１又はそれ以上の他の炭化物形成元素とを含み、これにより、前記界面が、富化された炭化物領域を実質的に含まず、前記ステンレス鋼及び安定化された炭素鋼の層は、ＡＳＴＭ＃６以下の物理的な結晶粒度を有し、前記安定化された炭素鋼は、該安定化された炭素鋼の全重量の重量百分率として、
   約０．０１乃至約０．０２５％の炭素と、
   約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、
   約０．０２乃至約０．０４％のニオブと、
   約０．００８％以下の窒素と、
   残りの鉄及び随伴する不純物とを含むことを特徴とする圧力接合された複合材料。
2. 請求項１の圧力接合された複合材料において、前記安定化された炭素鋼は、タンタル及びジルコニウムから成る群から選択された少なくとも１つの他の炭化物形成元素を含むことを特徴とする圧力接合された複合材料。
3. 請求項１の圧力接合された複合材料において、当該複合材料は、約４１４ＭＰａ（約６０ｋｓｉ）よりも小さい降伏強度、並びに、４５％よりも大きい伸びを有することを特徴とする圧力接合された複合材料。
4. 圧力接合された複合材料において、少なくとも１つの安定化された炭素鋼の層を備え、前記安定化された炭素鋼が、該安定化された炭素鋼の全重量の重量百分率として、
   約０．０１乃至約０．０２５％の炭素と、
   約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、
   約０．０２乃至約０．０４％のニオブと、
   約０．００８％以下の窒素と、
   残りの鉄及び随伴する不純物とを含むことを特徴とする圧力接合された複合材料。
5. 請求項３の圧力接合された複合材料において、前記安定化された炭素鋼の層が、該安定化された炭素鋼の全重量の重量百分率として、
   約０．０１乃至約０．０２％の炭素と、
   約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、
   約０．０２乃至約０．０４％のニオブと、
   約０．００５％以下の窒素と、
   残りの鉄及び随伴する不純物とを含むことを特徴とする圧力接合された複合材料。
6. 圧力接合された複合材料を製造する方法において、少なくとも１つの安定化された炭素鋼の層に接合された少なくとも１つのステンレス鋼の層を備える熱間圧延された複合材料のバンドを形成する工程と、前記熱間圧延されたバンドを約７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）よりも高い温度でコイリングする工程とを備え、前記安定化された炭素鋼が、該安定化された炭素鋼の全重量の重量百分率として、
   約０．０１乃至約０．０２５％の炭素と、
   約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、
   約０．０２乃至約０．０４％のニオブと、
   約０．００８％以下の窒素と、
   残りの鉄とを含むことを特徴とする圧力接合された複合材料を製造する方法。
7. 請求項６の圧力接合された複合材料を製造する方法において、前記安定化された炭素鋼が、該安定化された炭素鋼の全重量の重量百分率として、
   約０．０１乃至約０．０２％の炭素と、
   約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、
   約０．０２乃至約０．０４％のニオブと、
   約０．００５％以下の窒素と、
   残りの鉄とを含むことを特徴とする圧力接合された複合材料を製造する方法。
8. 請求項６の圧力接合された複合材料を製造する方法において、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）の温
   度で前記熱間圧延されたバンドを約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）で少なくと
   も３０秒間アニーリングすることを特徴とする圧力接合された複合材料を製造する方法。

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