JP7098837B2 - スーパー二相ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法 - Google Patents

スーパー二相ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP7098837B2
JP7098837B2 JP2021524415A JP2021524415A JP7098837B2 JP 7098837 B2 JP7098837 B2 JP 7098837B2 JP 2021524415 A JP2021524415 A JP 2021524415A JP 2021524415 A JP2021524415 A JP 2021524415A JP 7098837 B2 JP7098837 B2 JP 7098837B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
clad
steel
stainless steel
steel sheet
duplex stainless
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2021524415A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2022506814A (ja
Inventor
リィァン，シァォヂィン
ヂィアォ，スゥハァィ
ディン，ヂィェンフゥア
ユァン，シィァンチィェン
ワン，ヂィーユー
ハァォ，インミィン
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Publication of JP2022506814A publication Critical patent/JP2022506814A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7098837B2 publication Critical patent/JP7098837B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C21D9/505—Cooling thereof
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/02—Clad material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Description

本発明は、耐腐食クラッド鋼板生産技術分野に関し、特に、スーパー二相ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法に関する。
材料の腐食による損失は巨大であり、各分野に係わっている。特に、社会の発展と進歩につれて、工業分野や民用分野に係る化学物質の品種がますます多くなり、用途がますます広くなり、冶金、化学工業、建築、医療、食品等の各分野に係わっている。したがって、これらの原料の貯蔵、輸送、使用のいずれにも各種の腐食防止処置を取る必要がある。
スーパー二相ステンレスは、クロム、モリブデンの含有量が高く、その耐孔食指数が高いため、りん酸、硫酸、硝酸等の酸洗条件での生産と貯蔵、及び塩素イオン、フッ素イオン等の腐食性媒体を含む場合での使用に適し、しかも、その高い降伏強度、高い引張強度の特性によって、特に耐食性が要求されるだけでなく、耐摩耗性も要求される条件での使用にも適する。
しかしながら、該スーパー二相ステンレスは生産の難易度が高く、コストが高いため、使用及び普及が大きく制限されている。
本発明の目的は、良好な構造強度と耐食性能を得ることができるスーパー二相ステンレスクラッド鋼板及びその生産方法を提供することにある。該クラッド鋼板は圧延クラッド鋼板であり、被覆層とベース層材料との冶金結合が実現可能であることによって、良好の結合力を得る。該クラッド鋼板は腐食性に対する要求が厳しい海水等の塩素イオン濃度が比較的高い環境での使用に適用する。
上記の目的を達成するために、本発明の技術案は次の通りである。
スーパー二相ステンレスクラッド鋼板において、一層が二相ステンレスであり、もう一層が炭素鋼である２層構造であり、
前記二相ステンレスの成分の重量百分率は、Ｃ≦０．０３％、Ｍｎ≦１．２０％、Ｓｉ≦０．８０％、Ｃｒ：２４．０～２６．０％、Ｎｉ：６．０～８．０％、Ｍｏ：３．０～５．０％、Ｎ：０．２４～０．３２％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０２％、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
前記炭素鋼の成分の重量百分率は、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．１０～０．４５％、Ｍｎ：０．７０～１．６０％、Ｐ：０～０．０２０％、Ｓ：０～０．０２５％、Ｃｕ：０～０．３５％、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０５％、Ｍｏ：０～０．４０％、Ｔｉ：０～０．０１８％、Ａｌ：０．０１５～０．０４５％、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
本発明の前記クラッド鋼板の二相ステンレスと炭素鋼との間の界面のせん断強さが２９０ＭＰａ以上に達し、降伏強度が３００～６５０ＭＰａであり、引張強度が４００～９００ＭＰａである。
本発明の前記クラッド鋼板中の炭素鋼の降伏強度が２３５～５５０ＭＰａであり、二相ステンレスの降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が７９５ＭＰａよりも高い。
本発明の前記スーパー二相ステンレスクラッド鋼板の成分設計において、
Ｃ：Ｃはオーステナイト安定化元素であり、鋼において固溶強化の役割を果たし、鋼の強度を著しく向上させることができるが、Ｃ含有量が高すぎると、溶接性能及び靭性に不利であり、本発明では、冷却を制御する方式でベース層材料の性能と被覆層材料の性能のバランスが取れている。前記炭素鋼層中のＣ含有量を０．０３～０．１２％に制御した。
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素であり、また、Ｓｉはフェライトに溶けることができ、固溶強化の役割を果たし、それは炭素、窒素、リンのみに次いで、その他の合金元素を超えており、したがって、Ｓｉは鋼の強度と硬度を著しく向上することができる。前記炭素鋼層におけるＳｉ含有量を０．１０～０．４５％に制御した。
Ｍｎ：Ｍｎはパーライトの転換を遅らせ、臨界冷却速度を低減し、鋼の焼入れ性を高めることができるとともに、鋼に対して固溶強化の作用を有し、鋼での主な固溶強化の元素である。しかし、Ｍｎ含有量が高すぎると、偏析帯及びマルテンサイト組織が現れ易く、鋼の靭性に悪影響を与える。前記炭素鋼層におけるＭｎ含有量を０．７０～１．６０％に制御した。
Ｎｂ：Ｎｂはマイクロアロイ鋼で重要な添加元素である。Ｎｂと窒素、炭素が窒化ニオブ、炭窒化ニオブ及び炭化ニオブ等の析出物を形成し易い。鋼スラブを加熱する過程の中で、Ｎｂは鋼でオーステナイト結晶粒子を微細化する役割を果たすことができる。Ｎｂは非再結晶領域の温度を大幅に高めることができ、圧延の制御、結晶粒子の微細化、及び強度靭性の制御にとって明らかな作用を有する。また、Ｎｂはナノオーダーの析出物を形成することができ、強度の向上に役立つ。しかし、Ｎｂの添加は混晶を引き起こし易くなり、Ｎｂが多すぎると、靭性に悪影響を与える。したがって、本発明ではＮｂの添加量を０～０．０５％に制御した。
Ｔｉ：Ｔｉと鋼でのＣ、Ｎが炭化チタン、窒化チタン又は炭窒化チタンを形成し、鋼スラブを加熱圧延する段階で、オーステナイト結晶粒子を微細化する役割を果たすことによって、鋼の強度と靭性を高める。しかし、Ｔｉが多すぎると、太い窒化チタンを多く形成することになり、鋼の強度と靭性に悪影響を与える。したがって、炭素鋼層におけるＴｉ含有量の上限を０．０１８％に制御した。
Ｎｉ：Ｎｉは鋼において基体相のフェライトとオーステナイトのみに溶け、炭化物を形成せず、オーステナイトの安定化作用が非常に強い。また、Ｎｉ元素は鋼の低温靭性を高めることもできるので、本発明では、炭素鋼層におけるＮｉの添加量を０．４０％内に制御した。
Ｃｕ：Ｃｕは鋼で主に固溶状態及び単体相沈殿析出の状態で存在し、固溶したＣｕは固溶強化の役割を果たす。Ｃｕのフェライトにおける固溶度は温度の低下につれて急速に小さくなるため、比較的低い温度で、過飽和固溶したＣｕが単体の形式で沈殿析出されて、析出強化の役割を果たす。また、炭素鋼層中に少量のＣｕを加えると、クラッド鋼板の耐大気腐食の能力をさらに著しく高めることができる。したがって、実際の使用環境に応じてＣｕ元素を適切に添加することを考慮できる。
Ｃｒ：Ｃｒはオーステナイト相領域を縮小する元素であり、中等強炭化物元素でもあり、フェライトに溶けることもできる。Ｃｒはオーステナイトの安定性を高めることができ、Ｃ曲線を右方にシフトさせることになる。したがって、臨界冷却速度を下げ、鋼の焼入れ性を高めることができる。Ｃｒはオーステナイトの転換温度も下げ、形成された(Ｆｅ，Ｃｒ)３Ｃや(Ｆｅ，Ｃｒ)７Ｃ３、(Ｆｅ，Ｃｒ)２３Ｃ７などの多種の炭化物が比較的低い温度で析出されることになり、組織と炭化物を微細化させ、鋼の強度と硬度を著しく高めることができるが、Ｃｒは鋼の靭性に悪影響を与える。上記の要素をまとめて、本発明では、炭素鋼層におけるＣｒ含有量を０．４０％内に制御した。
Ｍｏ：Ｍｏはオーステナイト相領域を縮小する元素である。鋼の焼入れ性と熱間強度を高めることができる。Ｃ元素と炭化物を形成可能である元素である。良い焼戻しの安定性を有する。Ｍｏはフェライトに固溶強化の作用を有するとともに、炭化物の安定性を高めることもできるので、鋼の強度を高めることができる。Ｍｏは良好の耐食性能をさらに有する。ステンレスにおいて、Ｍｏ元素の増加はステンレスの耐塩素イオン孔食能力を明らかに高めることができる。
Ａｌ：Ａｌ元素は脱酸元素である。溶鋼中の酸素含有量を下げることができる。しかも、Ａｌは鋼での窒素と結合した後、オーステナイト結晶粒子が成長することを阻止する役割を果たすことができる。
クラッド鋼板を圧延する方法は、材料の設計により、ベース層の炭素鋼をメインとして構造の強度と靭性を保証し、異なる強度と靭性のニーズを実現することができる。ステンレス被覆層は主に材料の耐食性と耐摩耗性能を実現する。したがって、クラッド鋼板は層状分布される方式で長所を伸ばし短所を避けることができ、２種の材料の優位性をよりよく実現することができる。また、該二相ステンレスはクロム、モリブデン、窒素の含有量が高いため、６５０～１０００℃間の付近にσ相等の金属間化合物を形成し易く、特に、温度９００℃の付近で、クロムモリブデンの含有量が高いため、σ相の形成速度がとても速いことによって、材料の靭性の低下、耐食性能の低下を引き起こしてしまう。圧延工程において、温度の制御が均一でないため、エッジ部、表面の温度が比較的低く、エッジ割れが発生し易くなる。圧延複合プロセスにより、該スーパー二相ステンレスを被覆層材料として使用し、クラッドスラブの組立プロセスの設計により、被覆層材料の温度の均一性を保証でき、σ相の形成を避けることができる。
クラッドスラブは四層構造を用いて構成され、最上面と最下面の２層がベース層の炭素鋼材料、中間の２層がスーパー二相ステンレスであり、二相ステンレスの間に分離剤を用いて仕切るように構成される。その中、上層の炭素鋼が汚染物及び表面酸化物を除去した後の二相ステンレス表面に直接接触し、真空スラブを構成する。同様に、下層の炭素鋼と二相ステンレスで１セットの真空スラブも構成する。２セットの真空スラブを対称に重ね合わせて、２セットの真空スラブの二相ステンレス素材の間に分離剤を充填し、それから、２セットの真空スラブを１セットの圧延対象となる真空スラブ素材に作り上げる。該技術案の利点は、四層で組立てたスラブが２つの相対的に独立した複合系であり、２つの真空組立スラブがさらに１つの真空系を構成し、こうして、真空系には２つの保護障壁も存在しており、たとえ１つの複合系には真空度の低下が偶然に発生した場合でも、もう１つの複合系が依然としてクラッド鋼板の結合に必要な高真空度を保証できることによって、クラッドを圧延する過程の中で発生する可能性のある真空破壊のリスクを効果的に低減する。単一の真空系による方法は、溶接の継ぎ目の失効や真空破壊が発生した場合に、クラッド圧延が失効し易い。単一の真空系による方法に比べて、本発明の方法を用いることにより、溶接の継ぎ目の失効や真空破壊が発生した場合に、圧延の成功率を０％から７５％に引き上げることができる。圧延工程において、二相ステンレス表面と二相ステンレス表面に添加された分離剤は仕切る役割を果たし、圧延完了後、切断して単独の２層構造の完成品のクラッド鋼板に分離する。
本発明の前記スーパー二相ステンレスクラッド鋼板の製造方法は、
１）クラッド鋼板の被覆層とベース層との厚さ比率の要求に基づいて組立スラブ素材の二相ステンレスと炭素鋼との厚さの選択を行い、炭素鋼には連鋳スラブが用いられ、要求される寸法まで加熱分塊され、二相ステンレスと複合する必要のある炭素鋼の表面を金属表面が完全に露出するまでクリーニングし、二相ステンレス表面の酸化皮膜と汚染物をクリーニングするステップと、
２）クリーニングした後の炭素鋼面とクリーニングした後の二相ステンレス面を直接重ね合わせて、その後、真空封止溶接を行い、真空度を０．００１Ｐａ以下に制御し、第一の真空制御として、上下２つの独立した炭素鋼と二相ステンレスで形成された真空スラブを形成し、第一の真空障壁を形成し、その後、二相ステンレス面と二相ステンレス面を対向に積んで、厚さ方向で対称に積み、二相ステンレスと二相ステンレス面との間に分離するための分離剤を塗り、重ね合わせた後、四周を封止溶接した後、真空引き処理を行い、真空度を０．０１Ｐａ以下に制御し、第二の真空障壁を形成して、四層構造のクラッドスラブを形成するステップと、
３）クラッドスラブを加熱し、加熱温度を１１００～１２５０℃に制御するステップと、
４）クラッドスラブを、圧延開始温度が１０７０～１２２０℃、圧延終了温度が９００～１０２０℃で圧延するステップと、
５）圧延後に圧縮空気又は水冷方式で重ね合わせたクラッド鋼板を直接冷却し、冷却開始温度を８８０～１０００℃、冷却速度を２℃／ｓ～４０℃／ｓ、冷却終了温度を２５０～６８０℃に制御するステップと、
６）プラズマを用いて圧延後の重ね合わせたクラッド鋼板の首尾とエッジ部とを切断し、重ね合わせたクラッド鋼板を上下対称の２セットの完成品のクラッド鋼板に分離させるステップと、を含む。
さらに、製造方法は、焼戻し熱処理を用い、焼戻し温度が５００～６００℃で、焼戻した後、空冷処理を行うステップをさらに含む。
好ましくは、ステップ４）では、１パス当たりの圧下率を１０～２５％に制御する。
本発明のクラッド鋼板の製造方法において、クラッド鋼板の生産方法は、次の通りである。
クラッド鋼板の被覆層とベース層との厚さ比率の要求に基づいて組立スラブ素材の二相ステンレスと炭素鋼との厚さの選択を行い、炭素鋼には連鋳スラブが用いられ、要求される寸法まで加熱分塊され、二相ステンレスと複合する必要のある炭素鋼の表面を金属表面が完全に露出するまでクリーニングし、二相ステンレス表面の酸化皮膜と汚染物をクリーニングする。金属表面が完全に露出するまでクリーニングした後の炭素鋼面と二相ステンレス面を直接重ね合わせ、その後、真空封止溶接を行い、真空度を０．００１Ｐａ以下に制御し、第一の真空制御とする。上下２つの炭素鋼と二相ステンレスからなる真空スラブを形成し、その後、二相ステンレス面と二相ステンレス面を対向に積んで、厚さ方向で対称に積み、二相ステンレスと二相ステンレス面との間に分離剤を用いて分離させ、重ね合わせた後、四周を封止溶接した後、真空引き処理を行い、真空度を０．０１Ｐａ以下に制御する。
真空クラッドスラブの加熱温度を１１００℃～１２５０℃に制御する。本発明では、加熱温度を選択する際に、二相ステンレスと炭素鋼スラブの物理特性を総合的に考慮した。該加熱温度の範囲は、炭素鋼が生産後に良好な力学性能を有することを保証した一方、二相ステンレスに存在し得る炭化物、金属中間相が高温かつ十分な時間で再溶融再拡散することを保証したとともに、高温での相転換により、二相ステンレスの高温段階の相の割合を４０～６０％の範囲内に制御できることをさらに保証した。
クラッドスラブの圧延は、圧延開始温度を１０７０～１２２０℃、圧延終了温度を９００～１０２０℃とする。圧延工程において、材料の塑性変形を保証するように、クラッド材料界面の金属原子が十分な圧縮応力を受け、原子が拡散によって相互浸透を形成することで、界面に原子間の結合及び十分な変形を達成させることができ、界面に数回再結晶させる。好ましくは、1パス当たりの圧下率を１０～２５％に制御することで、再結晶又は相変を行うための十分な変形貯蔵エネルギーを提供する。
圧延後、圧縮空気又は水冷方式でクラッドスラブに対して直接冷却を行う。冷却開始温度を８８０℃～１０００℃に制御する。冷却速度は２℃／ｓ～４０℃／ｓであり、冷却終了温度は２５０～６８０℃である。
プラズマを用いて圧延後の重ね合わせたクラッド鋼板の首尾とエッジ部を切断することで、重ね合わせたクラッド鋼板を上下対称の２セットの完成品クラッド鋼板に分離させる。
ここで、重ね合わせたクラッド鋼板の首尾とは、重ね合わせたクラッド鋼板の長さ方向の両端を指し、エッジ部とは、重ね合わせたクラッド鋼板の幅方向の両辺部分を指す。
強度ランクへの要求が高いクラッド鋼板について、ユーザーの納品状態への要求に応じて、低い冷却終了温度（≦３００℃）のクラッドスラブを用い、焼戻し熱処理を適切に合わせて用いることもできる。焼戻し温度は５００～６００℃を選んで用いることができ、ベース層材料の急速な冷却で生じた応力を釈放させ、より良い塑性と靭性を得るとともに、該温度での短時間の処理により、被覆層のステンレスの耐食性に影響をほとんど及ぼさないことを保証できる。焼戻し後、空冷処理を行う。
本発明の前記スーパー二相ステンレスクラッド鋼板のベース層材料は、降伏強度が２３５～５５０ＭＰａ級の炭素鋼を用いる。本技術案の圧延プロセスにより製造されたクラッド鋼板は良好な結合能力を有し、せん断強さは２９０ＭＰａ以上に達することができる。
クラッド鋼板中の二相ステンレス被覆層の降伏強度は５５０ＭＰａ以上に達することができ、引張強度は７９５ＭＰａよりも高い。炭素鋼の性能は、成分の設計により異なる降伏強度の要求、例えば、２３５、３４５、４６０、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を満たすことができる。
本発明で生産されたクラッド鋼板の性能は良好な力学性能を有するとともに、該クラッド鋼板の被覆層材料は優れた耐食性能を有する。
本発明のクラッド鋼板のクラッドスラブは四層対称の組立圧延を採用する。通常のスラブ組立手段は、二層のスラブを組み立て、又は四層を重ね合わせた後、最上面と最下面の材料を封止溶接することで、真空系を形成することである。通常のスラブ組立手段は結合強度への要求が高く、コストの高い合金クラッド鋼板にとって、生産過程の中で真空破壊が上下層のクラッド鋼板の失効を引き起こし、大きな経済的効果と利益の損失をもたらすことになり、生産リスクが大きい。
本発明は二重真空系法によって生産を行い、生産過程の中で、たとえ一つの真空が破壊されたとしても、第二の系でクラッド鋼板内の真空系を保持することを依然として確保できる。本発明の方法で生産されたクラッド鋼板は優れた結合強度及び良好の生産安定性を有する。特に、被覆層材料が高価で、結合性能への要求が高い圧延クラッド鋼板材料に適する。
したがって、従来技術に比べて、本発明は２つの有益な効果を奏することができる。
第１に、２つの真空障壁による圧延方法を用いることで、より高い真空度を効果的に向上させて維持することができ、保存中の真空破壊のリスクを効果的に低減することができる。
第２に、従来の単一の真空系によるスラブ組立て方法では、一旦スラブ組立又は圧延の工程において真空破壊が発生すると、クラッドスラブ全体が失効してしまう。本発明では２つの真空障壁による圧延方法を用いることで、たとえスラブ組立工程又は圧延工程において、その中のいずれかの真空障壁に真空破壊が発生したとしても、もう１つの真空障壁は相変わらず良好な真空系を保持可能であり、クラッドスラブを圧延する歩留まりを効果的に引き上げることができる。クラッド鋼板を圧延する高い成功率は、合金含有量が高く、高価な耐腐食合金クラッド鋼板の生産にとって、生産性能の安定性を確保して、良好な経済的利益を得ることができる。
本発明のスーパー二相ステンレスクラッド鋼板は、強度が高く、耐食性に優れ、低温衝撃靭性が良い等の複数のメリットを兼ね備えており、特に、各種の耐腐食への要求が高く、塩素イオンによる孔食に対する要求が比較的高くて、摩損に対しても一定の要求がある環境、例えば、エネルギー、化学工業、海洋、輸送、発電、製紙、食品等の業界に適用する。
本発明に係るスーパー二相ステンレスクラッド鋼板のクラッドスラブの構造断面図である。 本発明の実施例によるスーパー二相ステンレスクラッド鋼板の炭素鋼層と二相ステンレス層の結合箇所における金属組織の写真である。
以下、実施例と図面を合わせて本発明についてさらに説明する。
図１に示すように、本発明による高耐食の二相ステンレスクラッド鋼板のクラッドスラブは、四層構造であり、その中で、中間の二層１、２が二相ステンレスであり、上下の二層３、４が炭素鋼である。符号５は分離剤であり、符号６は封止溶接の継ぎ目である。分離剤が二層のステンレスを分離させ、二層のステンレスの接着への防止に用いられる。
ベース層としての炭素鋼の降伏強度は、２３５ＭＰａ以上であり、その化学成分（ｗｔ％）は、Ｃ：０．０３２、Ｓｉ：０．２０、Ｍｎ：１．４５、Ｐ：０．０１５、Ｓ：０．００２、Ａｌ：０．０２、Ｃｕ：０．０１、Ｃｒ：０．０１、Ｎｉ：０．０１、Ｎｂ：０．００３、Ｍｏ：０．０１、Ｔｉ：０．００３である。二相ステンレスの成分（ｗｔ％）は、Ｃ：０．０１４、Ｓｉ：０．４３、Ｍｎ：０．８５、Ｃｒ：２５．３４、Ｎｉ：７．３２、Ｍｏ：４．１１、Ｎ：０．３０である。
図１に示すような四層対称分離法によってスラブを組み立てると、上から下へと順に炭素鋼スラブ、二相ステンレス鋼スラブ、二相ステンレス鋼スラブ及び炭素鋼スラブが設けられ、その中で、上層炭素鋼スラブとそれに対応する二相ステンレス鋼スラブを真空シールし、下層炭素鋼とそれに対応する二相ステンレス鋼スラブを真空シールすることで、２セットの互いに独立した第一の真空系を形成する。第二の真空系は、図１に示すような層１と層２（即ち本実施例の炭素鋼スラブ及び炭素鋼スラブ）の間を真空シールして、共同で二重真空系のクラッドスラブを構成する。２セットの真空スラブの二相ステンレス面と二相ステンレス面との間に分離剤が充填され、その後、真空引きしたクラッドスラブを加熱圧延によって、完成品のクラッド鋼板に切断する。図２に示すように、カールツァイス光学顕微鏡Ａｘｉｏ Ｉｍａｇｅｒ．Ｍ２ｍを用いて２０倍の対物レンズで撮影した写真において、上層はスーパー二相ステンレスの微細構造であり、下層は炭素鋼の微細構造である。中間は二相ステンレスと炭素鋼との間の界面であり、良好な冶金的接合が形成されている。
クラッド圧延：加熱温度は１１９０℃、圧延開始温度は１１７０℃、圧延終了温度は９５０℃である。圧延後に水冷方式でクラッドスラブを直接冷却し、冷却開始温度が９２０℃、冷却速度が４０℃／ｓ、冷却終了温度が６００℃であり、その後、空気下で自然に室温まで冷却した。圧延後、プラズマで切断し分離した後のクラッド鋼板の厚さは（５＋３０）ｍｍであり、即ち被覆層の二相ステンレスの厚さは５ｍｍ、ベース層の炭素鋼の厚さは３０ｍｍである。
クラッド鋼板の力学性能は表１に示される。表１中でＲｐ０．２は全厚のクラッド鋼板の降伏強度、Ｒｍはクラッド鋼板の引張強度値、Ａはクラッド鋼板試料の延び率であり、クラッド鋼板の被覆層とベース層材料の総合的な力学性能を反映している。炭素鋼には明らかな低温感受性が存在するため、一般的には、ベース層炭素鋼に対して低温衝撃試験を行う。表１に示すように、該クラッド鋼板の衝撃性能が良好であった。せん断強さは被覆層とベース層材料との結合レベルを評価する力学指標である。３組のデータのせん断強さの値はいずれも２９０ＭＰａより高い。
Figure 0007098837000001
クラッド鋼板の被覆層の耐食性能はＡＳＴＭ Ａ９２３Ｃ法によって、被覆層材料を長さ５０ｍｍ×幅２５ｍｍの試料に加工し、表面をクリーニングしてから、寸法を測定し、重さを計測した後、４０℃の６％のＦｅＣl３溶液に入れて２４時間浸して腐食試験を行い、取り出して洗浄して乾かした後に重さを計測し、その腐食による重量損失は腐食率が１０ｍｄｄ未満の腐食要求を満たす必要がある。そして、ＡＳＴＭ Ａ２６２Ｅ法によって粒界腐食試験を行い、被覆層材料を取って２つの長さ８０ｍｍ×幅２０ｍｍの試料に加工し、表面をサンドペーパーで磨き上げた後に６７５℃で１時間増感処理を行い、煮沸した硫酸－硫酸銅溶液に１５時間浸し、取り出した後１８０度の曲げ試験を行った。その測定結果は表２に示される。
Figure 0007098837000002
ベース層炭素鋼は降伏強度３４５ＭＰａ級炭素鋼を用い、その化学成分は、（ｗｔ％）で、Ｃ：０．１２、Ｓｉ：０．２４、Ｍｎ：０．７０、Ｐ：０．０１５、Ｓ：０．００３、Ｎｂ：０．０１、Ｔｉ：０．０１、Ａｌ：０．０２５を含有し、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏを意図的に添加しておらず、二相ステンレスの成分は、（ｗｔ％）で、Ｃ：０．０１８、Ｓｉ：０．７５、Ｍｎ：０．８８、Ｃｒ：２４．１、Ｎｉ：６．０５、Ｍｏ：３．１、Ｎ：０．２４を含有している。
本実施例は上記成分系に基いて実施例１と同一の四層対称分離方法によってスラブを組み立てる。
クラッド圧延：加熱温度は１２５０℃、圧延開始温度は１２２０℃、圧延終了温度は１０２０℃である。圧延後に水冷方式によってクラッドスラブを直接冷却し、冷却開始温度が１０００℃、冷却速度が２℃／ｓ、冷却終了温度が６８０℃であり、その後、空気下で自然に室温まで冷却した。圧延後、プラズマで切断し分離した後のクラッド鋼板の厚さは（３＋１０）ｍｍであり、即ち被覆層の二相ステンレスの厚さは３ｍｍ、ベース層の炭素鋼の厚さは１０ｍｍである。
クラッド鋼板の力学性能は表３に示される。表３中でＲｐ０．２は全厚のクラッド鋼板の降伏強度、Ｒｍはクラッド鋼板の引張強度値、Ａはクラッド鋼板試料の延び率であり、クラッド鋼板の被覆層とベース層材料の総合的な力学性能を反映している。炭素鋼には明らかな低温感受性が存在するため、一般的には、ベース層炭素鋼に対して低温衝撃試験を行う。ベース層炭素鋼の最初の厚さが１０ｍｍであって、厚さが１０ｍｍの試料を加工できないため、厚さが７．５ｍｍのベース層炭素鋼を衝撃試料とした。せん断強さは被覆層とベース層材料との結合レベルを評価する力学指標である。３組のデータのせん断強さの値はいずれも２９０ＭＰａより高い。
Figure 0007098837000003
クラッド鋼板の被覆層の耐食性能はＡＳＴＭ Ａ９２３Ｃ法によって、被覆層材料を長さ５０ｍｍ×幅２５ｍｍの試料に加工し、表面をクリーニングしてから、寸法を測定し、重さを計測した後、４０℃の６％のＦｅＣl３溶液に入れて２４時間浸して腐食試験を行い、取り出して洗浄して乾かした後重さを計測し、その腐食による重量損失は腐食率が１０ｍｄｄ未満の腐食要求を満たす必要がある。そして、ＡＳＴＭ Ａ２６２Ｅ法によって粒界腐食試験を行い、被覆層材料を取って２つの長さ８０ｍｍ×幅２０ｍｍの試料に加工し、表面をサンドペーパーで磨き上げた後に６７５℃で１時間増感処理を行い、煮沸した硫酸－硫酸銅溶液に１５時間浸し、取り出した後１８０度の曲げ試験を行った。その測定結果は表４に示される。
Figure 0007098837000004
ベース層炭素鋼は降伏強度４６０ＭＰａ級炭素鋼を用い、その化学成分は、（ｗｔ％）で、Ｃ：０．０９、Ｓｉ：０．２２、Ｍｎ：０．９、Ｐ：０．０１３、Ｓ：０．００２、Ｎｂ：０．０４５、Ｔｉ：０．０１８、Ｃｕ：０．０１、Ｃｒ：０．２２、Ｎｉ：０．２３を含有し、二相ステンレスの成分は、（ｗｔ％）で、Ｃ：０．０１６、Ｓｉ：０．４０、Ｍｎ：０．９２、Ｃｒ：２５．９７、Ｎｉ：７．９６、Ｍｏ：４．９８、Ｎ：０．３２を含有している。
本実施例は上記成分系に基いて実施例１と同一の四層対称分離方法によってスラブを組み立てる。
クラッド圧延：加熱温度は１１００℃、圧延開始温度は１０７０℃、圧延終了温度は９００℃である。圧延後に水冷方式でクラッドスラブを直接冷却し、冷却開始温度は８８０℃、冷却速度は２０℃／ｓ、冷却終了温度は５５０℃であり、その後、空気下で自然に室温まで冷却した。圧延後、プラズマで切断し分離した後のクラッド鋼板の厚さは（２＋８）ｍｍであり、即ち被覆層の二相ステンレスの厚さは２ｍｍ、ベース層の炭素鋼の厚さは８ｍｍである。
クラッド鋼板の力学性能は表５に示される。表５中でＲｐ０．２は全厚のクラッド鋼板の降伏強度、Ｒｍはクラッド鋼板の引張強度値であり、クラッド鋼板の被覆層とベース層材料の総合的な力学性能を反映している。炭素鋼には明らかな低温感受性が存在するため、一般に、ベース層炭素鋼に対して低温衝撃試験を行う。ベース層炭素鋼の最初の厚さが１０ｍｍであって、厚さが１０ｍｍの試料を加工できないため、厚さが７．５ｍｍのベース層炭素鋼を衝撃試料とした。せん断強さは被覆層とベース層材料との結合レベルを評価する力学指標である。３組のデータのせん断強さの値はいずれも２９０ＭＰａより高い。
Figure 0007098837000005
クラッド鋼板の被覆層の耐食性能はＡＳＴＭ Ａ９２３Ｃ法によって、被覆層材料を長さ５０ｍｍ×幅２５ｍｍの試料に加工し、表面をクリーニングしてから、寸法を測定し、重さを計測した後、４０℃の６％のＦｅＣl３溶液に入れて２４時間浸して腐食試験を行い、取り出して洗浄して乾かした後に重さを計測し、その腐食による重量損失は腐食率が１０ｍｄｄ未満の腐食要求を満たす必要がある。そして、ＡＳＴＭ Ａ２６２Ｅ法によって粒界腐食試験を行い、被覆層材料を取って２つの長さ８０ｍｍ×幅２０ｍｍの試料に加工し、表面をサンドペーパーで磨き上げた後に６７５℃で１時間増感処理を行い、煮沸した硫酸－硫酸銅溶液に１５時間浸し、取り出した後１８０度の曲げ試験を行った。その測定結果は表６に示される。
Figure 0007098837000006
ベース層炭素鋼は降伏強度５５０ＭＰａ級炭素鋼を用い、その化学成分は、（ｗｔ％）で、Ｃ：０．０７、Ｓｉ：０．３２、Ｍｎ：１．５５、Ｐ：０．０１２、Ｓ：０．００２、Ｃｕ：０．３５、Ｃｒ：０．３９、Ｎｉ：０．４０、Ｎｂ：０．０５、Ｔｉ：０．０１８を含有し、二相ステンレスの成分は、（ｗｔ％）で、Ｃ：０．０１６、Ｓｉ：０．７２、Ｍｎ：０．８９、Ｃｒ：２５．６９、Ｎｉ：７．１１、Ｍｏ：３．９３、Ｎ：０．２９を含有している。
本実施例は上記成分系に基いて実施例１と同一の四層対称分離方法によってスラブを組み立てる。
クラッド圧延：加熱温度は１１５０℃、圧延開始温度は１１１０℃、圧延終了温度は９９０℃である。圧延後に水冷方式でクラッドスラブを直接冷却し、冷却開始温度は９７０℃、冷却速度は４０℃／ｓ、冷却終了温度は２５０℃であり、その後、空気下で自然に室温まで冷却してから、焼戻し処理を行った。焼戻し温度が５５０℃、焼戻し時間が１時間で、その後、出炉して室温まで空冷した。圧延後、プラズマで切断し分離した後のクラッド鋼板の厚さは（３＋１２）ｍｍであり、即ち被覆層の二相ステンレスの厚さは３ｍｍ、ベース層の炭素鋼の厚さは１２ｍｍである。クラッド鋼板の力学性能は表７に示される。
クラッド鋼板の力学性能は表７に示される。表７中でＲｐ０．２は全厚のクラッド鋼板の降伏強度、Ｒｍはクラッド鋼板の引張強度値、Ａはクラッド鋼板試料の延び率であり、クラッド鋼板の被覆層とベース層材料の総合的な力学性能を反映している。炭素鋼には明らかな低温感受性が存在するため、一般的には、ベース層炭素鋼に対して低温衝撃試験を行う。表７に示されるように、該クラッド鋼板の衝撃性能が良好であった。せん断強さは被覆層とベース層材料との結合レベルを評価する力学指標である。３組のデータのせん断強さの値はいずれも２９０ＭＰａより高い。
Figure 0007098837000007
クラッド鋼板の被覆層の耐食性能はＡＳＴＭ Ａ９２３Ｃ法によって、被覆層材料を長さ５０ｍｍ×幅２５ｍｍの試料に加工し、表面をクリーニングしてから、寸法を測定し、重さを計測した後、４０℃の６％のＦｅＣl３溶液に入れて２４時間浸して腐食試験を行い、取り出して洗浄して乾かした後に重さを計測し、その腐食による重量損失は腐食率が１０ｍｄｄ未満の腐食要求を満たす必要がある。そして、ＡＳＴＭ Ａ２６２Ｅ法によって粒界腐食試験を行い、被覆層材料を取って２つの長さ８０ｍｍ×幅２０ｍｍの試料に加工し、表面をサンドペーパーで磨き上げた後に６７５℃で１時間増感処理を行い、煮沸した硫酸－硫酸銅溶液に１５時間浸し、取り出した後１８０度の曲げ試験を行った。その測定結果は表８に示される。
Figure 0007098837000008
［比較例］
実施例２と同一の材料を用いて同一の生産工程によって１セットを圧延した。性能の比較を行った。
ベース層炭素鋼は降伏強度３４５ＭＰａ級炭素鋼を用い、その化学成分は、（ｗｔ％）で、Ｃ：０．１２、Ｓｉ：０．２４、Ｍｎ：０．７０、Ｐ：０．０１５、Ｓ：０．００３、Ｎｂ：０．０１、Ｔｉ：０．０１、Ａｌ：０．０２５を含有し、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏを意図的に添加しておらず、二相ステンレスの成分は、（ｗｔ％）で、Ｃ：０．０１８、Ｓｉ：０．７５、Ｍｎ：０．８８、Ｃｒ：２４．１、Ｎｉ：６．０５、Ｍｏ：３．１、Ｎ：０．２４を含有している。
本比較例は上記成分系に基いて普通の四層対称分離方法によってスラブを組立て、即ち、単一の真空系を用いる。上から下へと順に炭素鋼スラブ、二相ステンレス鋼スラブ、二相ステンレス鋼スラブ及び炭素鋼スラブが設けられ、二相ステンレス面と二相ステンレス面との間に分離剤を塗る。その後、四層のスラブ素材を一度に１つの単独の真空系に封止溶接する。該方法によれば、スラブ組立ての効率がより高いが、溶接の継ぎ目により１つの真空系しか保証できない。
クラッド圧延設定工程：加熱温度は１２５０℃、圧延開始温度は１２２０℃、圧延終了温度は１０２０℃であった。圧延後に圧縮空気によってクラッドスラブを直接冷却し、冷却開始温度は１０００℃、冷却速度は２０℃／ｓ、冷却終了温度は６８０℃であり、その後、空気下で自然に室温まで冷却した。圧延して切断された後のクラッド鋼板の厚さは（３＋１０）ｍｍ、即ち被覆層二相ステンレスの厚さは３ｍｍ、ベース層炭素鋼の厚さは１０ｍｍである。
クラッド鋼板の力学性能は表９に示される。表９中でＲｐ０．２は全厚のクラッド鋼板の降伏強度、Ｒｍはクラッド鋼板の引張強度値、Ａはクラッド鋼板試料の延び率であり、クラッド鋼板の被覆層とベース層材料の総合的な力学性能を反映している。炭素鋼には明らかな低温感受性が存在するため、一般的には、ベース層炭素鋼に対して低温衝撃試験を行う。ベース層炭素鋼の最初の厚さが１０ｍｍであって、厚さが１０ｍｍの試料を加工できないため、厚さが７．５ｍｍのベース層炭素鋼を衝撃試料とした。比較例に用いられた圧延プロセスが実施例２と同一であるため、比較例が提供したクラッド鋼板の引っ張り及び衝撃性能がほぼ近いが、通常のクラッドスラブ組立プロセスと本発明のスラブ組立プロセスに差異があるため、クラッド鋼板の被覆層とベース層との結合能力を表すせん断強さの数値が比較的低く、且つばらつきがより大きい。
Figure 0007098837000009
クラッド鋼板の被覆層の耐食性能はＡＳＴＭ Ａ９２３Ｃ法によって、被覆層材料を長さ５０ｍｍ×幅２５ｍｍの試料に加工し、表面をクリーニングしてから、寸法を測定し、重さを計測した後、４０℃の６％のＦｅＣl３溶液に入れて２４時間浸して腐食試験を行い、取り出して洗浄して乾かした後に重さを計測し、その腐食による重量損失は腐食率が１０ｍｄｄ未満の腐食要求を満たす必要がある。そして、ＡＳＴＭ Ａ２６２Ｅ法によって粒界腐食試験を行い、被覆層材料を取って２つの長さ８０ｍｍ×幅２０ｍｍの試料に加工し、表面をサンドペーパーで磨き上げた後に６７５℃で１時間増感処理を行い、煮沸した硫酸－硫酸銅溶液に１５時間浸し、取り出した後１８０度の曲げ試験を行った。その測定結果は表１０に示される。
比較例の腐食試験と実施例２の腐食結果を比較すると、用いられた圧延プロセスが同一であるため、被覆層材料の耐食性能にほとんど影響を与えないことが分かる。両者の主な違いは被覆層とベース層材料との結合制御能力によるものである。
Figure 0007098837000010
Figure 0007098837000011
表１１は通常のクラッドスラブ組立プロセスと本発明のクラッドスラブ組立プロセスによる組立圧延状況の比較を示しており、二相ステンレス等の比較的高価な耐腐食合金クラッド鋼板に対して２つの真空障壁による圧延方法を用い、試験用組立スラブ数は９セット、圧延成功数は９セット、その圧延成功率が１００％に達した。組立圧延成功率から見ると、本発明が提供したクラッドスラブ組立プロセスを用いた場合は、通常のクラッド圧延スラブ組立プロセスの場合より、圧延成功率が著しく向上されたことが分かる。その中、通常のクラッドスラブ組立プロセスは単一真空系を１度に全体的に封止溶接するスラブ組立方式であり、該スラブ組立プロセスは真空制御プロセスに対する要求が高く、圧延失敗の状況が現れ易く、歩留まりが低い。本発明のスラブ組立方式は四層対称分離方法によるスラブ組立、即ち二重真空系であって、圧延の信頼性が大幅に向上される。表１１中における本発明の実施例と比較例とのスラブ組立圧延の状況を比較すると、本発明のスラブ組立方式で提供されたクラッド鋼板の結合性能がより高く、より安定である。

Claims (6)

  1. スーパー二相ステンレスクラッド鋼板において、一層が二相ステンレスであり、もう一層が炭素鋼である２層構造であり、
    前記二相ステンレスの成分の重量百分率は、Ｃ≦０．０３％、Ｍｎ≦１．２０％、Ｓｉ≦０．８０％、Ｃｒ：２４．０～２６．０％、Ｎｉ：６．０～８．０％、Ｍｏ：３．０～５．０％、Ｎ：０．２４～０．３２％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０２％、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
    前記炭素鋼の成分の重量百分率は、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．１０～０．４５％、Ｍｎ：０．７０～１．６０％、Ｐ：０～０．０２０％、Ｓ：０～０．０２５％、Ｃｕ：０～０．３５％、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０５％、Ｍｏ：０～０．４０％、Ｔｉ：０～０．０１８％、Ａｌ：０．０１５～０．０４５％、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とするスーパー二相ステンレスクラッド鋼板。
  2. 前記クラッド鋼板の前記二相ステンレスと前記炭素鋼との間の界面のせん断強さが２９０ＭＰａ以上に達し、降伏強度が３００～６５０ＭＰａであり、引張強度が４００～９００ＭＰａであることを特徴とする請求項１に記載のスーパー二相ステンレスクラッド鋼板。
  3. 前記クラッド鋼板中の前記炭素鋼の降伏強度が２３５～５５０ＭＰａであり、前記二相ステンレスの降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が７９５ＭＰａよりも高いことを特徴とする請求項１又は２に記載のスーパー二相ステンレスクラッド鋼板。
  4. 請求項１～３のいずれか１項に記載のスーパー二相ステンレスクラッド鋼板の製造方法において、
    １）クラッド鋼板の被覆層とベース層との厚さ比率の要求に基づいて組立スラブ素材の二相ステンレスと炭素鋼との厚さの選択を行い、炭素鋼には連鋳スラブが用いられ、要求される寸法まで加熱分塊され、前記二相ステンレスと複合する必要のある炭素鋼の表面を、金属表面が完全に露出するまでクリーニングし、前記二相ステンレス表面の酸化皮膜と汚染物をクリーニングするステップと、
    ２）クリーニングした後の炭素鋼面とクリーニングした後の二相ステンレス面を直接重ね合わせ、その後、真空封止溶接を行い、真空度を０．００１Ｐａ以下に制御し、第一の真空制御として、上下２つの独立した炭素鋼と二相ステンレスで形成された真空スラブを形成し、第一の真空障壁を形成し、その後、二相ステンレス面と二相ステンレス面とを対向に積んで、厚さ方向で対称に積み、二相ステンレスと二相ステンレス面との間に分離するための分離剤を塗り、重ね合わせた後、四周を封止溶接してから、真空引き処理を行い、真空度を０．０１Ｐａ以下に制御し、第二の真空障壁を形成して、四層構造のクラッドスラブを形成するステップと、
    ３）クラッドスラブを加熱し、加熱温度を１１００～１２５０℃に制御するステップと、
    ４）クラッドスラブを、圧延開始温度が１０７０～１２２０℃、圧延終了温度が９００～１０２０℃で圧延するステップと、
    ５）圧延後に圧縮空気又は水冷方式で重ね合わせたクラッド鋼板を直接冷却し、冷却開始温度を８８０～１０００℃、冷却速度を２℃／ｓ～４０℃／ｓ、冷却終了温度を２５０～６８０℃に制御するステップと、
    ６）プラズマを用いて圧延後の重ね合わせたクラッド鋼板の首尾とエッジ部とを切断し、重ね合わせたクラッド鋼板を上下対称の２セットの完成品のクラッド鋼板に分離させるステップと、
    を含むことを特徴とするスーパー二相ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
  5. 焼戻し熱処理を用い、焼戻し温度が５００～６００℃で、焼戻した後、空冷処理を行うステップをさらに含むことを特徴とする請求項４に記載のスーパー二相ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
  6. ステップ４）では、1パス当たりの圧下率を１０～２５％に制御することを特徴とする請求項４に記載のスーパー二相ステンレスクラッド鋼板の製造方法。
JP2021524415A 2018-11-29 2019-11-14 スーパー二相ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法 Active JP7098837B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811444072.X 2018-11-29
CN201811444072.XA CN109532144B (zh) 2018-11-29 2018-11-29 一种超级双相不锈钢复合钢板及其制造方法
PCT/CN2019/118517 WO2020108317A1 (zh) 2018-11-29 2019-11-14 一种超级双相不锈钢复合钢板及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2022506814A JP2022506814A (ja) 2022-01-17
JP7098837B2 true JP7098837B2 (ja) 2022-07-11

Family

ID=65852378

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021524415A Active JP7098837B2 (ja) 2018-11-29 2019-11-14 スーパー二相ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220098699A1 (ja)
EP (1) EP3865296A4 (ja)
JP (1) JP7098837B2 (ja)
CN (1) CN109532144B (ja)
AU (1) AU2019388670B2 (ja)
BR (1) BR112021009678A2 (ja)
WO (1) WO2020108317A1 (ja)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109532144B (zh) * 2018-11-29 2021-01-12 宝山钢铁股份有限公司 一种超级双相不锈钢复合钢板及其制造方法
CN110835715B (zh) * 2019-10-28 2021-04-02 鞍钢股份有限公司 一种大厚度加氢反应器壳体用复合钢板及其制造方法
CN111020368B (zh) * 2019-10-30 2021-07-20 鞍钢股份有限公司 一种海水淡化用双相不锈钢复合钢板及其制造方法
CN110788137B (zh) * 2019-11-20 2022-04-05 太原科技大学 一种利用铸态坯料制备金属复合板的方法
CN111215781B (zh) * 2020-02-28 2021-05-28 鞍钢股份有限公司 一种钛钢复合板及其焊接接头腐蚀挂片制作方法
CN111468898A (zh) * 2020-04-20 2020-07-31 湖南卡密尔新材料科技有限公司 一种复合耐磨钢板的制备方法
CN111530927B (zh) * 2020-05-09 2022-02-01 柳州钢铁股份有限公司 一种不锈钢复合板的轧制方法
CN112342351B (zh) * 2020-09-14 2022-06-24 舞阳钢铁有限责任公司 一种特殊轧制工艺生产复合用钢板方法
CN112481466B (zh) * 2020-10-30 2022-10-28 四川惊雷科技股份有限公司 碳钢-不锈钢复合板的补救热处理工艺
CN113278871B (zh) * 2021-04-29 2023-03-17 共享铸钢有限公司 一种超级双相不锈钢的熔炼方法
CN113399457A (zh) * 2021-05-10 2021-09-17 北京交通大学 一种双相不锈钢-碳钢复合板热轧工艺方法
CN114054759B (zh) * 2021-11-17 2023-09-01 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 高端厨刀用复合板材的制备方法
CN114618884A (zh) * 2022-03-30 2022-06-14 鞍钢股份有限公司 一种碳钢、不锈钢热轧复合卷板的生产方法
CN116445811A (zh) * 2023-02-28 2023-07-18 张家港宏昌钢板有限公司 420MPa级不锈钢复合板及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4736884A (en) 1985-07-15 1988-04-12 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Method for manufacturing high-strength clad steel plate excellent in corrosion resistance
JP4263016B2 (ja) 2003-05-02 2009-05-13 株式会社Ｇｓｉクレオス 複合樹脂材およびその製造方法
JP2010194562A (ja) 2009-02-24 2010-09-09 Hitachi Plant Technologies Ltd 海水用ポンプの構造部材を溶接する溶接金属及び海水ポンプ
JP2014114466A (ja) 2012-12-07 2014-06-26 Jfe Steel Corp 耐孔食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼の合せ材及びそれを用いた二相ステンレスクラッド鋼並びにその製造方法
CN105772507A (zh) 2016-03-25 2016-07-20 首钢总公司 一种碳钢与双相不锈钢复合钢板及其生产方法
JP6116684B2 (ja) 2013-05-16 2017-04-19 三菱電機株式会社 冷凍装置
CN108246825A (zh) 2017-12-25 2018-07-06 南京钢铁股份有限公司 一种tmcp型船用双相不锈钢复合板的制备方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0716792B2 (ja) * 1990-03-30 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 クラッド鋼板の製造方法
JPH04263016A (ja) * 1991-02-15 1992-09-18 Nippon Steel Corp 低温靱性の優れたクラッド鋼板の製造法
JP3166798B2 (ja) * 1992-10-06 2001-05-14 住友金属工業株式会社 耐食性、相安定性に優れた二相ステンレス鋼
KR101301994B1 (ko) * 2011-11-16 2013-09-03 삼성중공업 주식회사 선박용 클래드강 제조 방법
JP6149102B2 (ja) * 2013-03-19 2017-06-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板およびその製造方法
CN104441822A (zh) * 2014-11-29 2015-03-25 首钢总公司 一种不锈钢与碳钢复合钢板及其生产方法
JP6437062B2 (ja) * 2016-08-10 2018-12-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 クラッド鋼用二相ステンレス鋼及びクラッド鋼
JP6477735B2 (ja) * 2017-01-26 2019-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法
CN106975834B (zh) * 2017-04-27 2019-03-08 嘉峪关天源新材料有限责任公司 一种大宽幅大面积不锈钢复合板的生产方法
CN107143702A (zh) * 2017-04-28 2017-09-08 杰森能源技术有限公司 一种高性能耐腐蚀经济型复合钢材连续油管及其制造方法
CN107379671A (zh) * 2017-08-31 2017-11-24 宝钛集团有限公司 2205双相不锈钢板—钢板复合板的制备方法
EP3778958A1 (en) * 2018-03-30 2021-02-17 JFE Steel Corporation Two-phase stainless-clad steel sheet and method for manufacturing same
CN108723712A (zh) * 2018-05-29 2018-11-02 南京钢铁股份有限公司 一种高耐蚀容器用超级奥氏体不锈钢复合板及制备方法
CN109532144B (zh) * 2018-11-29 2021-01-12 宝山钢铁股份有限公司 一种超级双相不锈钢复合钢板及其制造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4736884A (en) 1985-07-15 1988-04-12 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Method for manufacturing high-strength clad steel plate excellent in corrosion resistance
JP4263016B2 (ja) 2003-05-02 2009-05-13 株式会社Ｇｓｉクレオス 複合樹脂材およびその製造方法
JP2010194562A (ja) 2009-02-24 2010-09-09 Hitachi Plant Technologies Ltd 海水用ポンプの構造部材を溶接する溶接金属及び海水ポンプ
JP2014114466A (ja) 2012-12-07 2014-06-26 Jfe Steel Corp 耐孔食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼の合せ材及びそれを用いた二相ステンレスクラッド鋼並びにその製造方法
JP6116684B2 (ja) 2013-05-16 2017-04-19 三菱電機株式会社 冷凍装置
CN105772507A (zh) 2016-03-25 2016-07-20 首钢总公司 一种碳钢与双相不锈钢复合钢板及其生产方法
CN108246825A (zh) 2017-12-25 2018-07-06 南京钢铁股份有限公司 一种tmcp型船用双相不锈钢复合板的制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
AU2019388670B2 (en) 2022-07-28
CN109532144A (zh) 2019-03-29
CN109532144B (zh) 2021-01-12
AU2019388670A1 (en) 2021-05-27
BR112021009678A2 (pt) 2021-08-24
US20220098699A1 (en) 2022-03-31
EP3865296A4 (en) 2021-11-03
EP3865296A1 (en) 2021-08-18
JP2022506814A (ja) 2022-01-17
WO2020108317A1 (zh) 2020-06-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7098837B2 (ja) スーパー二相ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法
JP7059357B2 (ja) 二相ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法
JP7321273B2 (ja) 耐腐食船用クラッド鋼板及びその製造方法
JP6149102B2 (ja) 線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板およびその製造方法
JP6477735B2 (ja) 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法
KR102389712B1 (ko) 2상 스테인리스 클래드 강판 및 그의 제조 방법
JP5018863B2 (ja) 耐アルカリ性に優れた二相ステンレス鋼
KR102389788B1 (ko) 2상 스테인리스 클래드 강판 및 그의 제조 방법
JP5928175B2 (ja) 耐海水腐食性および低温靭性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼の製造方法
JP6750572B2 (ja) 母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板およびその製造方法
JPH0657379A (ja) 熱間加工性および耐食性に優れた非磁性鋼材
JP2022038084A (ja) クラッド鋼板およびその製造方法ならびに溶接構造物
JP2021143387A (ja) クラッド鋼板およびその製造方法
WO2021182525A1 (ja) クラッド鋼板およびその製造方法ならびに溶接構造物
JPS61273277A (ja) 耐応力腐蝕割れ性のすぐれた引張強さ９０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の高張力鋼の製造法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20210507

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20220531

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20220603

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20220629

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7098837

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150