JPH0317229A - 耐食性に優れる高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
耐食性に優れる高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法Info
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- JPH0317229A JPH0317229A JP17995989A JP17995989A JPH0317229A JP H0317229 A JPH0317229 A JP H0317229A JP 17995989 A JP17995989 A JP 17995989A JP 17995989 A JP17995989 A JP 17995989A JP H0317229 A JPH0317229 A JP H0317229A
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Landscapes
- Laminated Bodies (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
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Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、耐食性に優れる高Ｎｉ合金タラッド鋼板の
熱間圧延による製造方法に関するものである． 〔従来の技術〕 石油、ガスの生産、精製プラントおよび脱硫装置などの
化学プラントの反応槽、圧力容器若しくはその周辺機器
は、高温、高圧で塩化物濃度が高く、強酸性であり、且
つ、Ｈｉｓ． ＣＯｇなどの腐食性ガスを含むなど、非
常に過酷な腐食環境にさらされる場合が多い。このよう
な環境下では、高耐食性を有する高Ｎｔ合金を使用する
ことが必要である。
熱間圧延による製造方法に関するものである． 〔従来の技術〕 石油、ガスの生産、精製プラントおよび脱硫装置などの
化学プラントの反応槽、圧力容器若しくはその周辺機器
は、高温、高圧で塩化物濃度が高く、強酸性であり、且
つ、Ｈｉｓ． ＣＯｇなどの腐食性ガスを含むなど、非
常に過酷な腐食環境にさらされる場合が多い。このよう
な環境下では、高耐食性を有する高Ｎｔ合金を使用する
ことが必要である。
この場合、高Ｎｉ合金は低降伏強度のため、ソリッド鋼
板では厚内となり非常に高価となるため、経済性の面か
らクラッド鋼板としての使用が適している． 一Ｉ的に、高Ｎｉ合金クラッド鋼板は、熱間圧延法によ
り製造される．この熱間圧延のプロセスにおいては、圧
延温度、圧下率などの厳密な制御は行なわれず、１００
０℃以上の高温で圧延を終了し、空冷後圧延ままの状態
で使用される．また、母材材質の観点から熱間圧延後９
００℃＠後の温度で焼準される場合もある． 〔発明が解決しようとするｔｉｊｌｌ 圧延まま、あるいは焼準後の高Ｎｉ合金クラッド鋼仮の
合せ材は、クランド圧延の過程においてＣｒ炭化物の析
出が生じ、耐食性が劣化する場合がある．また、仮に炭
化物が固溶され析出が生じなかったとしても、次工程で
ある溶接により大入熱が付与されることにより、炭化物
が粒界に析出し耐食性は劣化する． Ｃ『炭化物を完全に固溶させ耐食性を向上させる手段と
して、高Ｎｉ合金クラッド＃Ａ仮に溶体化処理を施す方
法がある．しかしながら、高Ｎｉ合金の場合、溶体化熱
処理温度として１０００℃以上の高温が必要であり、母
材材質の観点から、そのような高温での溶体化熱処理の
通用は困難である．また、溶体化熱処理を施しても、上
述したと同様、溶接人熱により、再び炭化物が析出し、
耐食性の劣化を生じる． この発明は、上述した問題点を解決するためになされた
もので、耐食性、特に鋭敏化特性に優れた高Ｎｉ合金ク
ラッド網板の製造方法を提供することにある． （課題を解決するための手段および作用）この発明の要
旨は、下記の通りである。
板では厚内となり非常に高価となるため、経済性の面か
らクラッド鋼板としての使用が適している． 一Ｉ的に、高Ｎｉ合金クラッド鋼板は、熱間圧延法によ
り製造される．この熱間圧延のプロセスにおいては、圧
延温度、圧下率などの厳密な制御は行なわれず、１００
０℃以上の高温で圧延を終了し、空冷後圧延ままの状態
で使用される．また、母材材質の観点から熱間圧延後９
００℃＠後の温度で焼準される場合もある． 〔発明が解決しようとするｔｉｊｌｌ 圧延まま、あるいは焼準後の高Ｎｉ合金クラッド鋼仮の
合せ材は、クランド圧延の過程においてＣｒ炭化物の析
出が生じ、耐食性が劣化する場合がある．また、仮に炭
化物が固溶され析出が生じなかったとしても、次工程で
ある溶接により大入熱が付与されることにより、炭化物
が粒界に析出し耐食性は劣化する． Ｃ『炭化物を完全に固溶させ耐食性を向上させる手段と
して、高Ｎｉ合金クラッド＃Ａ仮に溶体化処理を施す方
法がある．しかしながら、高Ｎｉ合金の場合、溶体化熱
処理温度として１０００℃以上の高温が必要であり、母
材材質の観点から、そのような高温での溶体化熱処理の
通用は困難である．また、溶体化熱処理を施しても、上
述したと同様、溶接人熱により、再び炭化物が析出し、
耐食性の劣化を生じる． この発明は、上述した問題点を解決するためになされた
もので、耐食性、特に鋭敏化特性に優れた高Ｎｉ合金ク
ラッド網板の製造方法を提供することにある． （課題を解決するための手段および作用）この発明の要
旨は、下記の通りである。
（１） Ｃ ： ０．０３０ ｗｔ．Ｚ以下、Ｓｉ
： １．０賀（．ｚ以下、 Ｍｎ ： ２．０ ＠ｔ，＄以下、 Ｐ ： ０．０４５ ｗｉ＄以下、 Ｓ ： ０．０３０ ｗｔ．Ｘ以下、Ｎ ： ０．
３０ ｗｔ．χ以下、 Ｎｉ ： ２３．０〜４６．Ｏ ｗｔ．ＬＣｒ ： １
９．０〜２３．５ ｗｔ．χ、Ｍｏ ： ２．０〜５
．０ ｗｔ．！，Ｃｕ ： ４．Ｏ ｗｔ．χ以下、 Ｔｉ ： １．２０ ｗＬＪ以下、 Ｎｂ ： １．Ｏ ｗｔ．Ｘ以下、 および、 残部：実質的にＦｅ、 からなる高Ｎｉ合金を合せ材として、前記合せ材と低炭
素鋼の母材とを組み立てたスラブを１１００〜１２５０
′ｃの温度に加熱し、次いで、第１段目の熱間圧延を１
０００℃以上の温度で行なった後一旦圧延を中断し、そ
して、再び８５０℃以下の温度で累積圧下率５０％以上
の第２段目の熱間圧延を実施し、次いで、１℃ ／ｓｅ
ｃ以上の平均冷却速度で少なくとも５５０℃以下の温度
まで加速冷却することを特徴とする、耐食性に優れる高
Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法． （２） Ｃ ： ０．０３０ ｗｔ．Ｘ以下、Ｓｉ
： １．Ｏ ｗｔ，＄以下、 Ｍｎ ： ２．Ｏ ｉｉｔ．＄以下、Ｐ ： ０．
０４５ ｗｔ．Ｘ以下、Ｓ ： ０．０３０ ＠ｔ．
χ以下、Ｎ ： ０．３０ ｗｔ．Ｘ以下、 Ｎｉ ： ２３．０〜４６．０ ｉｉｔ．！，Ｃｒ ：
１９．０〜２３．５ ｓＬ．χ、Ｍｏ ： ２．０
〜５．Ｏ ｗｔ．χ、Ｃｕ ： ４．Ｏ ｗｔ．χ以
下、 ＴｔおよびＮｂのうちの少なくとも１種以上の合計量：
８ Ｘ Ｃｗｔ．Ｘ〜１．２０ ｗｔ．Ｌおよび、 残部：実質的にＦｅ、 からなる高Ｎｉ合金を合せ材として、前記合せ材と低炭
素鋼の母材とを組み立てたスラブを１ｌ００〜１２５０
℃の温度に加熱し、次いで、第１段目の熱間圧延を１０
００℃以上の温度で行なった後一旦圧延を中断し、そし
て、再び８５０℃以下の温度で累積圧下率５０％以上の
第２段目の熱間圧延を実施し、前記熱間圧延終了後、９
００〜１０００”Ｃの温度に１０分以上加熱後１ ℃
／（６）以上の冷却速度で冷却する安定化熱処理を施す
ことを特徴とする、耐食性に優れる高Ｎｉ合金クラッド
洞板の製造方法。
： １．０賀（．ｚ以下、 Ｍｎ ： ２．０ ＠ｔ，＄以下、 Ｐ ： ０．０４５ ｗｉ＄以下、 Ｓ ： ０．０３０ ｗｔ．Ｘ以下、Ｎ ： ０．
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．０ ｗｔ．！，Ｃｕ ： ４．Ｏ ｗｔ．χ以下、 Ｔｉ ： １．２０ ｗＬＪ以下、 Ｎｂ ： １．Ｏ ｗｔ．Ｘ以下、 および、 残部：実質的にＦｅ、 からなる高Ｎｉ合金を合せ材として、前記合せ材と低炭
素鋼の母材とを組み立てたスラブを１１００〜１２５０
′ｃの温度に加熱し、次いで、第１段目の熱間圧延を１
０００℃以上の温度で行なった後一旦圧延を中断し、そ
して、再び８５０℃以下の温度で累積圧下率５０％以上
の第２段目の熱間圧延を実施し、次いで、１℃ ／ｓｅ
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まで加速冷却することを特徴とする、耐食性に優れる高
Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法． （２） Ｃ ： ０．０３０ ｗｔ．Ｘ以下、Ｓｉ
： １．Ｏ ｗｔ，＄以下、 Ｍｎ ： ２．Ｏ ｉｉｔ．＄以下、Ｐ ： ０．
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χ以下、Ｎ ： ０．３０ ｗｔ．Ｘ以下、 Ｎｉ ： ２３．０〜４６．０ ｉｉｔ．！，Ｃｒ ：
１９．０〜２３．５ ｓＬ．χ、Ｍｏ ： ２．０
〜５．Ｏ ｗｔ．χ、Ｃｕ ： ４．Ｏ ｗｔ．χ以
下、 ＴｔおよびＮｂのうちの少なくとも１種以上の合計量：
８ Ｘ Ｃｗｔ．Ｘ〜１．２０ ｗｔ．Ｌおよび、 残部：実質的にＦｅ、 からなる高Ｎｉ合金を合せ材として、前記合せ材と低炭
素鋼の母材とを組み立てたスラブを１ｌ００〜１２５０
℃の温度に加熱し、次いで、第１段目の熱間圧延を１０
００℃以上の温度で行なった後一旦圧延を中断し、そし
て、再び８５０℃以下の温度で累積圧下率５０％以上の
第２段目の熱間圧延を実施し、前記熱間圧延終了後、９
００〜１０００”Ｃの温度に１０分以上加熱後１ ℃
／（６）以上の冷却速度で冷却する安定化熱処理を施す
ことを特徴とする、耐食性に優れる高Ｎｉ合金クラッド
洞板の製造方法。
次に、本発明の、圧延条件、熱処理条件の限定理由を説
明する． 我々は、高Ｎｔ合金クランド綱板の耐食性を調べるため
に、本発明範囲外のクラッド鋼板の供試体（１）乃至（
３）、および、本発明範囲内のクラッド鋼板の供試体＜
４）， （５）を製造した。供試体の合せ材、母材の化
学威分およびクランド鋼板の製造条件は第１表に示す．
供試体（１）〜（３）においては、低炭素網の母材と重
ねたスラブを、圧延温度、圧下率を制御しない通常の熱
間圧延を行なった後、供試体（１）は圧延まま、偶試体
（２）は９１０”Ｃでの焼準、供試体（３）は９５０℃
に１時間加熱後水冷の安定化熱処理を実施している．供
試体（４）（請求項１記載の発明）、供試体（５）（請
求項２記載の発明）においては、ｌ０００’ｃ以上で第
１段目の圧延を一旦終了後、第２段目として８００℃で
累積圧下率６０％の制御圧延を行ない、圧延後５５０℃
まで加速冷却している．供試体（５）は、圧延後加速冷
却する代わりに、９５０℃に１時間加熱後水冷の安定化
熱処理を実施している． これらの供試体（１）〜（５）に６００〜７ ０ ０
℃の温度でｌ８時間加熱後水冷の鋭敏化熱処理を施した
後の耐粒界腐食性を、６５％硝酸沸ｌ！試験（ＪＩＳＧ
０５７３）により評価し、その結果を第２表に示す．
第２表に示すように、通常圧延を行なった供試体（１１
〜（３）は、熱処理条件によらず、いずれも６５０℃以
上の鋭敏化熱処理により耐粒界腐食性の著しい劣化を生
じ、Ｌｏｇ／ｒｒｆ・ｈｒを超える大きな腐食速度を示
した．特に、供試体（３）においては、安定化熱処理に
よる耐食性改善効果はほとんど認められなかった．６５
％硝酸腐食試験では、腐食速度Ｉｇ／ｒｄ・ｈｒ以下が
耐食材料としての一応の目安である．一方、制御圧延を
行なった後加速冷却した供試体（４）は、６ ５ ０
”Ｃ以上の鋭敏化処理では腐食速度が０．２〜０．３ｇ
／ｒｄ・ｈｒ と小さく良好な耐食性を示し、６５０℃
以上の鋭敏化処理では耐食性改善効果が認められた。な
お、供試体（４）は、６００℃での鋭敏化熱処理ではＩ
ｇ／ｒｒｒ−ｈｒを超える腐食速度を示し、供試体（１
３〜（３）に比べて低温側で鋭敏化感受性を示したが、
これは、未再結晶温度域において累積圧下を施すことに
より合せ材に歪が導入され、Ｃｒ， Ｃなどの元素の
拡散が促進されるためである． 制御圧延後さらに９５０℃で安定化熱処理を行なった供
試体（５）は、６００〜７００℃のいずれの鋭敏化熱処
理においても０．２〜０． ４ ｇ／ ｒｒｆ −ｈｒ
と腐食速度は小さく、良好な耐食性を示した．これは
、歪の導入された合せ材の高Ｎｉ合金に安定化熱処理を
施すことにより、Ｔｉ， Ｎｂ炭化物を核としたＣｒ炭
化物の析出が粒内のすべり線上に生じる結果、粒界析出
物の量が減少することに起因している．供試体（３）と
の比較から、安定化熱処理による耐食性改善の効果は、
合せ材の履歴に大きく依存し、鋭敏化感受性を低減させ
るためには、合せ材への歪の導入が不可決である．この
結果から、高Ｎｉ合金クラッド鋼板を熱間圧延する際に
、制御圧延を適用し、さらに、圧延後安定化熱処理を行
なうことにより、合せ材の鋭敏化抵抗を向上できること
が明らかとなった。本プロセスを用いれば、溶接や長時
間ＳＲなどの熱履歴を受けた後も、良好な耐食性を有す
る高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造が可能である． 本発明におけるスラブ加熱温度は、接合強度のＥｌ！保
を目的に１１００−１２５０’ｃの範囲に限定した．沃
に、制御圧延開始厚までの圧延温度を１０００”Ｃ以上
とし、制御圧延開始温度を８５０℃以下に限定した理由
について説明する． 我々は、高Ｎｉ合金の最終圧延温度と再結晶挙動の関係
を下記の試験によって調べた．即ち、第１表に示す高Ｎ
ｉ合金の合せ材を、制御圧延濫度を１０００℃以上とし
、圧延温度を８５０〜ｔｏｓｏ℃の範囲に変化させて最
終圧延温度と再結晶挙動との関係を調べ、その結果を第
１図に示した．第１図から明らかなように、高Ｎｔ合金
は、ｌ０００℃以上の圧延で再結晶組織、８５０℃以下
では完全未再結晶組織となる。このため、最終圧延を８
５０℃を超える温度で行なうと、再結晶が進行すること
により、圧延によって導入された歪が解放されるため、
本発明の効果が得られなくなる。従って、制御圧延開始
厚までの圧延温度を１０００℃以上の完全再結晶温度域
とし、制御圧延開始温度を未再結晶温度域である８５０
℃以下に限定した． また、第２段目の制御圧延における累積圧下率は、５０
％以上とした．その理由は、累積圧下率が５０％未満の
低圧下の場合には、加工歪の導入が不十分で、その後安
定化熱処理を行なっても、鋭敏化特性が十分改善されな
いためである．我々は、累積圧下率と腐食速度との関係
を下記の試験によって調べた．即ち、第１表に示すと同
一成分の高Ｎｉ合金を、低炭素鋼を母材として１０００
℃以上で圧延を施し、一旦中断後、８００℃で累積圧下
率を２７〜６０％の範囲で変化させて制御圧延を行ない
、次いで、９５０℃に１時間加熱後水冷の安定化熱処理
を施した．そして、上記制御圧延材、および安定化熱処
理材の鋭敏化挙動を、６５％硝酸沸騰試験により評価し
、その結果を第２図（ａ），（ロ）に示した．第２図（
ａｌ．（ｂ）から明らかなように、６５０℃で１８ｈｒ
加熱の鋭敏化熱処理後の腐食速度は、圧下率の増加とと
もに低下し、累積圧下率５０％以上の強圧下を加えるこ
とにより、０．３〜０．４ｇ／ｒ＋ｆ・ｈｒの圧延まま
材、安定化熱処理まま材と同等の低い腐食速度を示した
。従って、累積圧下率は５０％以上とした． 次に、安定化熱処理条件について説明する．まず、熱処
理温度について、我々は鋭敏化特性に及ぼず安定化熱処
理温度の影響を下記の試験によって調べた。即ち、第１
表に示す供試体（４）鋼に８００〜１０００℃に１時間
加熱後水冷の熱処理を施した場合の鋭敏化挙動を、６５
％硝酸沸騰試験により評価し、その結果を第３図に示し
た．第３図から明らかなように、８５０℃以下の熱処理
では、Ｔｉ，Ｎｂ炭化物が生戊されないため安定化の効
果が得られず、６００℃でｌ日時間加熱の鋭敏化熱処理
により、１０００℃以上の高温で熱処理を行なうと、母
材の結晶粒が粗大化し材質劣化を生じる．従って、安定
化熱処理温度は９００〜ｌｏｏｏ”ｃの温度に限定した
． 次いで、熱処理時間について、我々は、鋭敏化特性に及
ぼす安定処理温度の影響を下記の試験によって調べた．
即ち、第１表に示す供試体（４）鋼に９５０℃で５分〜
３時間加熱後水冷の熱処理を施した場合の鋭敏化挙動を
、６５％硝酸沸ＩＩ！１試験に゜より評価し、その結果
を第４図に示した．第４図から明らかなように、１０分
未満の短時間加熱では、安定化が不十分であり鋭敏化熱
処理後１ｇ／ボ・ｈｒを超える腐食速度を示した。従っ
て、熱処理時間は１０分以上とした． 次いで、冷却条件について述べる。我々は、鋭敏化特性
に及ぼす冷却速度の影響および加速冷却温度について下
記の試験によって調べた．即ち、供試体（４）鋼（圧延
まま）の冷却速度を変えて、および、供試体（４１ ｗ
４に９５０℃で１時間の加熱を行なった後（安定化熱処
理まま）冷却速度を変えて、それぞれ、鋭敏化特性に及
ぼす冷却速度の影響を調べ、その結果を第５図（ａ）．
（ｂ）に示した．また、供試体（４）鋼に５００〜７５
０℃で、ｌ８時間または１００時間加熱の鋭敏化熱処理
を行なったときの粒界腐食試験の結果を第６図に示した
．第５図（ａ），第６図から明らかなように、圧延まま
の場合には冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満の場合および５
５０℃を超える温度域に長時間加熱された場合、Ｃｒ炭
化物が析出して合せ材の耐食性が劣化する．従って、第
１実施態様（請求項ｌ記載の発明）においては、圧延後
の冷却条件を、ｌ″（／ｓｓｃ以上の平均？却速度で少
なくとも５５０℃以下の温度まで加速冷却することとし
た．一方、第５図（ハ）から明らかなように、安定化熱
処理ままの場合には、同様の理由で１”Ｃ／■■■以下
の平均冷却速度で水冷することとした．従って、第２実
施態ｍ（請求項２記載の発明）においては、熱間圧延後
の安定化熱処理条件を、９００〜１０００℃の温度に１
０分以上加熱後１゜（／ｓｅｅ以上の平均冷却速度で冷
却することとした． 次に、戒分限定理由を説明する． （１）Ｃ（炭素） Ｃはその含有が不可避な元素であるが、本発明による高
Ｎｉ合金クラッド鋼板の耐食性は、Ｃ含有量によって最
も影響される．我々は、Ｃ含有量が耐食性に与える影響
を調べた．第３表は、供試鋼の化学戒分であり、４２ｗ
ｔ．χＮｔ−２２ｗｔ．χＣｒ−３ｗｔ．χＭｏ Ｏ
．８ｗｔ．χ↑ｉを主或分として、Ｃ含有量をむ．００
８ｗｔ．Ｘから０．０４５ｗｔ，χまで変化させている
．第７図（ａ）は、これらの供試鋼板を第１実施態様の
条件で製造後、６５０℃で１８時間加熱の鋭敏化熱処理
を施した後、６５％硝酸沸騰試験により、合せ材の耐粒
界腐食性を調べた結果である．第７図（ロ）は、これら
の供試鋼板を第２実施ａ祿の条件で製造後、６００℃で
１８時間加熱の鋭敏化熱処理を施した後、６５％硝酸化
沸騰試験により、合せ材の耐粒界腐食性を調べた結果で
ある．第７図（ａ）．伽）から明らかなように、耐粒界
腐食性はＣ含有量に大きく依存し、良好な耐食性を得る
ためにはＣ含有量を０．０３ｗｔ．Ｘ以下に低減するこ
とが必要である．従って、Ｃ含有量は０．０３ｗｔ．Ｘ
以下とした．（２）Ｓｔ（シリコン） Ｓｉは脱酸のために添加される。Ｓｔ含有量が１．Ｏｗ
ｔ．Ｘを超えると熱間加工性を著しく阻害する．従って
、ＳＬ含有量はｌ． Ｏ ｗｔ，％以下とした。
明する． 我々は、高Ｎｔ合金クランド綱板の耐食性を調べるため
に、本発明範囲外のクラッド鋼板の供試体（１）乃至（
３）、および、本発明範囲内のクラッド鋼板の供試体＜
４）， （５）を製造した。供試体の合せ材、母材の化
学威分およびクランド鋼板の製造条件は第１表に示す．
供試体（１）〜（３）においては、低炭素網の母材と重
ねたスラブを、圧延温度、圧下率を制御しない通常の熱
間圧延を行なった後、供試体（１）は圧延まま、偶試体
（２）は９１０”Ｃでの焼準、供試体（３）は９５０℃
に１時間加熱後水冷の安定化熱処理を実施している．供
試体（４）（請求項１記載の発明）、供試体（５）（請
求項２記載の発明）においては、ｌ０００’ｃ以上で第
１段目の圧延を一旦終了後、第２段目として８００℃で
累積圧下率６０％の制御圧延を行ない、圧延後５５０℃
まで加速冷却している．供試体（５）は、圧延後加速冷
却する代わりに、９５０℃に１時間加熱後水冷の安定化
熱処理を実施している． これらの供試体（１）〜（５）に６００〜７ ０ ０
℃の温度でｌ８時間加熱後水冷の鋭敏化熱処理を施した
後の耐粒界腐食性を、６５％硝酸沸ｌ！試験（ＪＩＳＧ
０５７３）により評価し、その結果を第２表に示す．
第２表に示すように、通常圧延を行なった供試体（１１
〜（３）は、熱処理条件によらず、いずれも６５０℃以
上の鋭敏化熱処理により耐粒界腐食性の著しい劣化を生
じ、Ｌｏｇ／ｒｒｆ・ｈｒを超える大きな腐食速度を示
した．特に、供試体（３）においては、安定化熱処理に
よる耐食性改善効果はほとんど認められなかった．６５
％硝酸腐食試験では、腐食速度Ｉｇ／ｒｄ・ｈｒ以下が
耐食材料としての一応の目安である．一方、制御圧延を
行なった後加速冷却した供試体（４）は、６ ５ ０
”Ｃ以上の鋭敏化処理では腐食速度が０．２〜０．３ｇ
／ｒｄ・ｈｒ と小さく良好な耐食性を示し、６５０℃
以上の鋭敏化処理では耐食性改善効果が認められた。な
お、供試体（４）は、６００℃での鋭敏化熱処理ではＩ
ｇ／ｒｒｒ−ｈｒを超える腐食速度を示し、供試体（１
３〜（３）に比べて低温側で鋭敏化感受性を示したが、
これは、未再結晶温度域において累積圧下を施すことに
より合せ材に歪が導入され、Ｃｒ， Ｃなどの元素の
拡散が促進されるためである． 制御圧延後さらに９５０℃で安定化熱処理を行なった供
試体（５）は、６００〜７００℃のいずれの鋭敏化熱処
理においても０．２〜０． ４ ｇ／ ｒｒｆ −ｈｒ
と腐食速度は小さく、良好な耐食性を示した．これは
、歪の導入された合せ材の高Ｎｉ合金に安定化熱処理を
施すことにより、Ｔｉ， Ｎｂ炭化物を核としたＣｒ炭
化物の析出が粒内のすべり線上に生じる結果、粒界析出
物の量が減少することに起因している．供試体（３）と
の比較から、安定化熱処理による耐食性改善の効果は、
合せ材の履歴に大きく依存し、鋭敏化感受性を低減させ
るためには、合せ材への歪の導入が不可決である．この
結果から、高Ｎｉ合金クラッド鋼板を熱間圧延する際に
、制御圧延を適用し、さらに、圧延後安定化熱処理を行
なうことにより、合せ材の鋭敏化抵抗を向上できること
が明らかとなった。本プロセスを用いれば、溶接や長時
間ＳＲなどの熱履歴を受けた後も、良好な耐食性を有す
る高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造が可能である． 本発明におけるスラブ加熱温度は、接合強度のＥｌ！保
を目的に１１００−１２５０’ｃの範囲に限定した．沃
に、制御圧延開始厚までの圧延温度を１０００”Ｃ以上
とし、制御圧延開始温度を８５０℃以下に限定した理由
について説明する． 我々は、高Ｎｉ合金の最終圧延温度と再結晶挙動の関係
を下記の試験によって調べた．即ち、第１表に示す高Ｎ
ｉ合金の合せ材を、制御圧延濫度を１０００℃以上とし
、圧延温度を８５０〜ｔｏｓｏ℃の範囲に変化させて最
終圧延温度と再結晶挙動との関係を調べ、その結果を第
１図に示した．第１図から明らかなように、高Ｎｔ合金
は、ｌ０００℃以上の圧延で再結晶組織、８５０℃以下
では完全未再結晶組織となる。このため、最終圧延を８
５０℃を超える温度で行なうと、再結晶が進行すること
により、圧延によって導入された歪が解放されるため、
本発明の効果が得られなくなる。従って、制御圧延開始
厚までの圧延温度を１０００℃以上の完全再結晶温度域
とし、制御圧延開始温度を未再結晶温度域である８５０
℃以下に限定した． また、第２段目の制御圧延における累積圧下率は、５０
％以上とした．その理由は、累積圧下率が５０％未満の
低圧下の場合には、加工歪の導入が不十分で、その後安
定化熱処理を行なっても、鋭敏化特性が十分改善されな
いためである．我々は、累積圧下率と腐食速度との関係
を下記の試験によって調べた．即ち、第１表に示すと同
一成分の高Ｎｉ合金を、低炭素鋼を母材として１０００
℃以上で圧延を施し、一旦中断後、８００℃で累積圧下
率を２７〜６０％の範囲で変化させて制御圧延を行ない
、次いで、９５０℃に１時間加熱後水冷の安定化熱処理
を施した．そして、上記制御圧延材、および安定化熱処
理材の鋭敏化挙動を、６５％硝酸沸騰試験により評価し
、その結果を第２図（ａ），（ロ）に示した．第２図（
ａｌ．（ｂ）から明らかなように、６５０℃で１８ｈｒ
加熱の鋭敏化熱処理後の腐食速度は、圧下率の増加とと
もに低下し、累積圧下率５０％以上の強圧下を加えるこ
とにより、０．３〜０．４ｇ／ｒ＋ｆ・ｈｒの圧延まま
材、安定化熱処理まま材と同等の低い腐食速度を示した
。従って、累積圧下率は５０％以上とした． 次に、安定化熱処理条件について説明する．まず、熱処
理温度について、我々は鋭敏化特性に及ぼず安定化熱処
理温度の影響を下記の試験によって調べた。即ち、第１
表に示す供試体（４）鋼に８００〜１０００℃に１時間
加熱後水冷の熱処理を施した場合の鋭敏化挙動を、６５
％硝酸沸騰試験により評価し、その結果を第３図に示し
た．第３図から明らかなように、８５０℃以下の熱処理
では、Ｔｉ，Ｎｂ炭化物が生戊されないため安定化の効
果が得られず、６００℃でｌ日時間加熱の鋭敏化熱処理
により、１０００℃以上の高温で熱処理を行なうと、母
材の結晶粒が粗大化し材質劣化を生じる．従って、安定
化熱処理温度は９００〜ｌｏｏｏ”ｃの温度に限定した
． 次いで、熱処理時間について、我々は、鋭敏化特性に及
ぼす安定処理温度の影響を下記の試験によって調べた．
即ち、第１表に示す供試体（４）鋼に９５０℃で５分〜
３時間加熱後水冷の熱処理を施した場合の鋭敏化挙動を
、６５％硝酸沸ＩＩ！１試験に゜より評価し、その結果
を第４図に示した．第４図から明らかなように、１０分
未満の短時間加熱では、安定化が不十分であり鋭敏化熱
処理後１ｇ／ボ・ｈｒを超える腐食速度を示した。従っ
て、熱処理時間は１０分以上とした． 次いで、冷却条件について述べる。我々は、鋭敏化特性
に及ぼす冷却速度の影響および加速冷却温度について下
記の試験によって調べた．即ち、供試体（４）鋼（圧延
まま）の冷却速度を変えて、および、供試体（４１ ｗ
４に９５０℃で１時間の加熱を行なった後（安定化熱処
理まま）冷却速度を変えて、それぞれ、鋭敏化特性に及
ぼす冷却速度の影響を調べ、その結果を第５図（ａ）．
（ｂ）に示した．また、供試体（４）鋼に５００〜７５
０℃で、ｌ８時間または１００時間加熱の鋭敏化熱処理
を行なったときの粒界腐食試験の結果を第６図に示した
．第５図（ａ），第６図から明らかなように、圧延まま
の場合には冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満の場合および５
５０℃を超える温度域に長時間加熱された場合、Ｃｒ炭
化物が析出して合せ材の耐食性が劣化する．従って、第
１実施態様（請求項ｌ記載の発明）においては、圧延後
の冷却条件を、ｌ″（／ｓｓｃ以上の平均？却速度で少
なくとも５５０℃以下の温度まで加速冷却することとし
た．一方、第５図（ハ）から明らかなように、安定化熱
処理ままの場合には、同様の理由で１”Ｃ／■■■以下
の平均冷却速度で水冷することとした．従って、第２実
施態ｍ（請求項２記載の発明）においては、熱間圧延後
の安定化熱処理条件を、９００〜１０００℃の温度に１
０分以上加熱後１゜（／ｓｅｅ以上の平均冷却速度で冷
却することとした． 次に、戒分限定理由を説明する． （１）Ｃ（炭素） Ｃはその含有が不可避な元素であるが、本発明による高
Ｎｉ合金クラッド鋼板の耐食性は、Ｃ含有量によって最
も影響される．我々は、Ｃ含有量が耐食性に与える影響
を調べた．第３表は、供試鋼の化学戒分であり、４２ｗ
ｔ．χＮｔ−２２ｗｔ．χＣｒ−３ｗｔ．χＭｏ Ｏ
．８ｗｔ．χ↑ｉを主或分として、Ｃ含有量をむ．００
８ｗｔ．Ｘから０．０４５ｗｔ，χまで変化させている
．第７図（ａ）は、これらの供試鋼板を第１実施態様の
条件で製造後、６５０℃で１８時間加熱の鋭敏化熱処理
を施した後、６５％硝酸沸騰試験により、合せ材の耐粒
界腐食性を調べた結果である．第７図（ロ）は、これら
の供試鋼板を第２実施ａ祿の条件で製造後、６００℃で
１８時間加熱の鋭敏化熱処理を施した後、６５％硝酸化
沸騰試験により、合せ材の耐粒界腐食性を調べた結果で
ある．第７図（ａ）．伽）から明らかなように、耐粒界
腐食性はＣ含有量に大きく依存し、良好な耐食性を得る
ためにはＣ含有量を０．０３ｗｔ．Ｘ以下に低減するこ
とが必要である．従って、Ｃ含有量は０．０３ｗｔ．Ｘ
以下とした．（２）Ｓｔ（シリコン） Ｓｉは脱酸のために添加される。Ｓｔ含有量が１．Ｏｗ
ｔ．Ｘを超えると熱間加工性を著しく阻害する．従って
、ＳＬ含有量はｌ． Ｏ ｗｔ，％以下とした。
（３）Ｍｎ（マンガン）
Ｍｎも脱酸剤として添加が不可決である。Ｍｎ含有量が
２． Ｏ ｗｔ．＄を超えると、ＭｎＳ等の介在物を形
威し耐孔食性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は２．
Ｏ ｗｔ．Ｘ以下とした． （４）Ｐ（＊） Ｐは熱間加工性および耐粒界腐食性の面から、その含有
量は低いほど好ましい．Ｐ含有量が０．０４５ｗｔ．χ
以下であれば実用上の問題は少ない．従って、Ｐ含有量
は０．０４５ｗｉＸ以下とした。
２． Ｏ ｗｔ．＄を超えると、ＭｎＳ等の介在物を形
威し耐孔食性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は２．
Ｏ ｗｔ．Ｘ以下とした． （４）Ｐ（＊） Ｐは熱間加工性および耐粒界腐食性の面から、その含有
量は低いほど好ましい．Ｐ含有量が０．０４５ｗｔ．χ
以下であれば実用上の問題は少ない．従って、Ｐ含有量
は０．０４５ｗｉＸ以下とした。
（５）Ｓ（硫黄）
Ｓも熱間加工性および耐孔食性の面から、その含有量は
低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０３０ｗｔ，χ以下
で．あれば実害がない．従って、Ｓ含有量は０． ０３
０何（．ｚ以下とした。
低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０３０ｗｔ，χ以下
で．あれば実害がない．従って、Ｓ含有量は０． ０３
０何（．ｚ以下とした。
（６）Ｎ（窒素）
Ｎは耐孔食性を高める作用があり、必要に応じてＱ．３
ｗｔ．Ｘ以下まで添加できる。しかしながら、Ｎ含有
量が０． ３ ｗｔ．χを超えると、耐孔食性への効果
は飽和するばかりでなく溶接性の劣化を招く．従って、
Ｎ含有量は０．３０＠ｔ，χ以下とした．（７）Ｎｉ（
ニッケル） Ｎｉは高Ｎｉ合金鋼の主或分であり、耐全面腐食性、塩
化物中での耐応力腐食割れ性に有効なオーステナイト安
定化元素である．しかしながら、Ｎｉ含有量が２３．Ｏ
ｗｔ．ｚ未満では、上述した作用に所望の効果が得られ
ない．一方、Ｎｉ含有量が４６．０ｗｔ．χを超えると
、Ｎｔは高価なため経済的に不利である。従って、Ｎｔ
含有量は、２３．０〜４６．０ｗｔ．Ｘ（７）範囲に限
定した． （８）Ｃｒ（クロム） Ｃｒは高Ｎｉ合金鋼の耐食性を維持するための基本威分
である．しかしながら、Ｃｒ含有量が１９．０ｗｔ．％
未満では上述した作用に所望の効果が得られない。
ｗｔ．Ｘ以下まで添加できる。しかしながら、Ｎ含有
量が０． ３ ｗｔ．χを超えると、耐孔食性への効果
は飽和するばかりでなく溶接性の劣化を招く．従って、
Ｎ含有量は０．３０＠ｔ，χ以下とした．（７）Ｎｉ（
ニッケル） Ｎｉは高Ｎｉ合金鋼の主或分であり、耐全面腐食性、塩
化物中での耐応力腐食割れ性に有効なオーステナイト安
定化元素である．しかしながら、Ｎｉ含有量が２３．Ｏ
ｗｔ．ｚ未満では、上述した作用に所望の効果が得られ
ない．一方、Ｎｉ含有量が４６．０ｗｔ．χを超えると
、Ｎｔは高価なため経済的に不利である。従って、Ｎｔ
含有量は、２３．０〜４６．０ｗｔ．Ｘ（７）範囲に限
定した． （８）Ｃｒ（クロム） Ｃｒは高Ｎｉ合金鋼の耐食性を維持するための基本威分
である．しかしながら、Ｃｒ含有量が１９．０ｗｔ．％
未満では上述した作用に所望の効果が得られない。
一方、Ｃｒを２３．５ｗｔ．χを超えて過剰に含有させ
ても、耐食性に対する効果は飽和するとともに、相の安
定を田なう．従って．Ｃｒ含有量は．１９．０〜２３．
５匈ｔ．χの範囲に限定した。
ても、耐食性に対する効果は飽和するとともに、相の安
定を田なう．従って．Ｃｒ含有量は．１９．０〜２３．
５匈ｔ．χの範囲に限定した。
（９）Ｍｏ（モリブデン〉
ＭｏはＣｒとともに含有させ、その添加量を増すことに
より、耐全面腐食性、耐孔食性および耐粒界腐食性等を
向上させる作用がある。しかしながら、旧含有景が２．
０ ｉｉｔ．＄未満では、上述した作用に所望の効果
が得られない。一方、門０含有量が５．０ｗｔ．％を超
えると熱間加工性が低下して製造性が劣化する。
より、耐全面腐食性、耐孔食性および耐粒界腐食性等を
向上させる作用がある。しかしながら、旧含有景が２．
０ ｉｉｔ．＄未満では、上述した作用に所望の効果
が得られない。一方、門０含有量が５．０ｗｔ．％を超
えると熱間加工性が低下して製造性が劣化する。
従って、Ｍｏ含有量は２．０〜５． Ｏ ｗｔ．Ｘの範
囲とした。
囲とした。
０ω Ｃｕ （銅）
Ｃｕは耐全面腐食性に有効であるが、４．Ｑ ＠Ｌ．Ｘ
を超えて含有させても効果は飽和する．従って、Ｃｕ含
有量は４． Ｏ ｗｔ．Ｘ以下とした．ＱＯＴｉ，Ｎｂ
（チタン．ニオブ） 第１実施ｍ様（請求項１記載の発明）においては、Ｔｉ
含有量は１．２ｗｔ，Ｘ以下、Ｎｂ含有量は１．Ｏｗｔ
．＄とした．ＴｉおよびＮｂは、Ｃを炭化物として固定
し、粒界に析出するＣｒ炭化物量を減少させることによ
り、耐粒界腐食性を向上させる元素である。しかしなが
ら、過剰に含有させてもその効果は飽和するとともに、
表面疵の原因となる．従って、Ｔ１含有量はｌ．２ｗｔ
．ｘ以下、Ｎｂ含有量は１． Ｏ ｗｔ．χとした。
を超えて含有させても効果は飽和する．従って、Ｃｕ含
有量は４． Ｏ ｗｔ．Ｘ以下とした．ＱＯＴｉ，Ｎｂ
（チタン．ニオブ） 第１実施ｍ様（請求項１記載の発明）においては、Ｔｉ
含有量は１．２ｗｔ，Ｘ以下、Ｎｂ含有量は１．Ｏｗｔ
．＄とした．ＴｉおよびＮｂは、Ｃを炭化物として固定
し、粒界に析出するＣｒ炭化物量を減少させることによ
り、耐粒界腐食性を向上させる元素である。しかしなが
ら、過剰に含有させてもその効果は飽和するとともに、
表面疵の原因となる．従って、Ｔ１含有量はｌ．２ｗｔ
．ｘ以下、Ｎｂ含有量は１． Ｏ ｗｔ．χとした。
第２実施態様（請求項２記載の発明）においては、Ｔｉ
， Ｎｂの含有量は、少なくともｌ種以上の合計で、（
８ Ｘ Ｃ ） ｗｔ．χ〜１． ２ ｗｔ．χとし
た．本実施Ｂ様においては、安定化熱処理により、Ｔｉ
あるいはＮｂ炭化物を粒内のすべり線上に析出させ、そ
れを核としてＣｒ炭化物を粒内に析出させ、粒界析出物
の量を減少させることにより鋭敏化特性を改善している
ため、Ｔ＋あるいはＮｂの添加は不可決である．我々は
、Ｔｉ， Ｎｂの含有量とＣｒ含有量との比が耐食性に
与える影響を下記の試験によって調べた．第４表は、供
試鋼の化学或分であり、４ ２ ｉｙｔ．ＸＮｉ− ２
２ ｗｔ．ＸＣｒ − ３ ｗｔ．χ阿０を主戒分と
して、ＴｉまたはＮｂの含有量は０〜１． ２ ｗｔＪ
まで変化させている．これらの供試鋼板を本発明の条件
で製造後、６００℃で１８時間加熱の鋭敏化処理を施し
た場合の耐粒界腐食性を、６５％硝酸沸騰試験により調
べ、その結果を第８図に示した．第８図から明らかなよ
うに、耐粒界腐食性は、Ｔｉ， Ｎｂ含有量とＣ含有量
との比に大きく依存し、良好な耐食性を得るには、Ｔ４
／ Ｃ ， Ｎｂ／ Ｃ ， （↑ｉ＋Ｎｂ）／Ｃ
が８以上であることが必要である。しかしながら、過剰
に添加してもその効果は飽和するとともに、表面疵の原
因となる．従って、ＴｉおよびＮｂのうちの少なくとも
１種以上の合計量は、（ ８ Ｘ Ｃ ） ｗｔ．χ〜
ｌ．２０賀ｔ．ｚの範囲とした． 次に、この発明を実施例によって、さらに詳しく説明す
る． 〔実施例ｌ〕 第５表に供試クラノド鋼板合せ材の化学成分および製造
条件を示す。Ａ−Ｄ鋼は本発明鋼で、Ｃ含有量が０．０
３ｗｔ．Ｘ以下であり、加熱後１０００℃以上で圧延を
一旦終了し、次いで、７８０〜Ｂ ２ ０ ℃で累積圧
下率６０％の制御圧延を施し、次いで、５５０℃まで１
℃／ｍ以上の平均冷却速度で加速冷却を行なった。Ｅ
− Ｈ鋼は比較調であり、Ｅ鋼は製造プロセスは同しで
あるがＣ含有量が０．０３ｗｔ．Ｘを超えている．Ｆｓ
は制御圧延時の累積圧下率が２７％の低圧下材である。
， Ｎｂの含有量は、少なくともｌ種以上の合計で、（
８ Ｘ Ｃ ） ｗｔ．χ〜１． ２ ｗｔ．χとし
た．本実施Ｂ様においては、安定化熱処理により、Ｔｉ
あるいはＮｂ炭化物を粒内のすべり線上に析出させ、そ
れを核としてＣｒ炭化物を粒内に析出させ、粒界析出物
の量を減少させることにより鋭敏化特性を改善している
ため、Ｔ＋あるいはＮｂの添加は不可決である．我々は
、Ｔｉ， Ｎｂの含有量とＣｒ含有量との比が耐食性に
与える影響を下記の試験によって調べた．第４表は、供
試鋼の化学或分であり、４ ２ ｉｙｔ．ＸＮｉ− ２
２ ｗｔ．ＸＣｒ − ３ ｗｔ．χ阿０を主戒分と
して、ＴｉまたはＮｂの含有量は０〜１． ２ ｗｔＪ
まで変化させている．これらの供試鋼板を本発明の条件
で製造後、６００℃で１８時間加熱の鋭敏化処理を施し
た場合の耐粒界腐食性を、６５％硝酸沸騰試験により調
べ、その結果を第８図に示した．第８図から明らかなよ
うに、耐粒界腐食性は、Ｔｉ， Ｎｂ含有量とＣ含有量
との比に大きく依存し、良好な耐食性を得るには、Ｔ４
／ Ｃ ， Ｎｂ／ Ｃ ， （↑ｉ＋Ｎｂ）／Ｃ
が８以上であることが必要である。しかしながら、過剰
に添加してもその効果は飽和するとともに、表面疵の原
因となる．従って、ＴｉおよびＮｂのうちの少なくとも
１種以上の合計量は、（ ８ Ｘ Ｃ ） ｗｔ．χ〜
ｌ．２０賀ｔ．ｚの範囲とした． 次に、この発明を実施例によって、さらに詳しく説明す
る． 〔実施例ｌ〕 第５表に供試クラノド鋼板合せ材の化学成分および製造
条件を示す。Ａ−Ｄ鋼は本発明鋼で、Ｃ含有量が０．０
３ｗｔ．Ｘ以下であり、加熱後１０００℃以上で圧延を
一旦終了し、次いで、７８０〜Ｂ ２ ０ ℃で累積圧
下率６０％の制御圧延を施し、次いで、５５０℃まで１
℃／ｍ以上の平均冷却速度で加速冷却を行なった。Ｅ
− Ｈ鋼は比較調であり、Ｅ鋼は製造プロセスは同しで
あるがＣ含有量が０．０３ｗｔ．Ｘを超えている．Ｆｓ
は制御圧延時の累積圧下率が２７％の低圧下材である。
Ｇ鋼は制御圧延を９ ０ ０ ”Ｃで行なっている。Ｈ
鋼は圧延後加速冷却せず空冷である。第６表は、これら
の供試鋼板に６５０℃で１８ｈｒ加熱の鋭敏化熱処理を
施した場合の耐粒界腐食性を、６５％硝酸腐食試験によ
り調べた結果である．本発明ＩＡ−ＤＥは、いずれも腐
食速度が０．ｌ９〜０．２７ｇ／ボ・ｈ『と十分低く、
良好な鋭敏化特性を示した。一方、比較鋼Ｅ〜１■鋼は
、２． ３ 〜９．２ｇ／ ｎ｛−ｈｒと、耐食材料の
目安テアル、１．０ｇ／ｎ｛・ｈｒを超える大きな腐食
速度を示し、発明鋼と比較して耐食性の顕著な劣化を生
じた。
鋼は圧延後加速冷却せず空冷である。第６表は、これら
の供試鋼板に６５０℃で１８ｈｒ加熱の鋭敏化熱処理を
施した場合の耐粒界腐食性を、６５％硝酸腐食試験によ
り調べた結果である．本発明ＩＡ−ＤＥは、いずれも腐
食速度が０．ｌ９〜０．２７ｇ／ボ・ｈ『と十分低く、
良好な鋭敏化特性を示した。一方、比較鋼Ｅ〜１■鋼は
、２． ３ 〜９．２ｇ／ ｎ｛−ｈｒと、耐食材料の
目安テアル、１．０ｇ／ｎ｛・ｈｒを超える大きな腐食
速度を示し、発明鋼と比較して耐食性の顕著な劣化を生
じた。
〔実施例２〕
第７表に供試クランド鋼板合せ材の化学戒分および製造
条件を示す，Ａ，Ｂｆｉは本発明鋼で、Ｃ含有量が０．
０３ｗｔ．χ以下で且ツ８ Ｘ Ｃ ｗｔ．！以上ノＴ
ｉあるいはＮｂを含有し、加熱後１０００℃以上で圧延
を一旦終了し、次いで、８００℃で累積圧下率６０％の
制御圧延を施し、熱間圧延終了後、９５０℃に１時間加
熱後水冷の安定化熱処理を行なった．Ｃ−Ｈ鋼は比較鋼
であり、Ｃ，Ｄ鋼は製造プロセスは同じであるがＣ鋼は
Ｃ含有量が０．０３ｗＬ，χを超えており、Ｄ綱はＴｉ
， Ｎｏが無添加である．Ｅ鋼は安定化熱処理時の加熱
時間が５分と短く、またＦ鋼は８５０℃で安定化熱処理
を行なっている．第８表は、これらの供試鋼仮に６００
℃および６５０℃でｌ８時間加熱の鋭敏化熱処理を施し
た場合の耐粒界腐食性を、６５％硝酸腐食試験により調
べた結果である．本発明鋼Ａ，Ｂ鋼は、６００，６５０
℃のいずれの鋭敏化熱処理後も腐食速度が０．２８〜０
．４１ｇ／ ｎｒ −ｈｒ と十分低く、良好な鋭敏化
特性を示した．一方、比較鋼Ｃ−Ｈ鋼は、耐食性の目安
であるＩｇ／ｒｒｒ−ｈｒを超える大きな腐食速度を示
し、発明鋼と比較して耐食性の顕著な劣化を生した。
条件を示す，Ａ，Ｂｆｉは本発明鋼で、Ｃ含有量が０．
０３ｗｔ．χ以下で且ツ８ Ｘ Ｃ ｗｔ．！以上ノＴ
ｉあるいはＮｂを含有し、加熱後１０００℃以上で圧延
を一旦終了し、次いで、８００℃で累積圧下率６０％の
制御圧延を施し、熱間圧延終了後、９５０℃に１時間加
熱後水冷の安定化熱処理を行なった．Ｃ−Ｈ鋼は比較鋼
であり、Ｃ，Ｄ鋼は製造プロセスは同じであるがＣ鋼は
Ｃ含有量が０．０３ｗＬ，χを超えており、Ｄ綱はＴｉ
， Ｎｏが無添加である．Ｅ鋼は安定化熱処理時の加熱
時間が５分と短く、またＦ鋼は８５０℃で安定化熱処理
を行なっている．第８表は、これらの供試鋼仮に６００
℃および６５０℃でｌ８時間加熱の鋭敏化熱処理を施し
た場合の耐粒界腐食性を、６５％硝酸腐食試験により調
べた結果である．本発明鋼Ａ，Ｂ鋼は、６００，６５０
℃のいずれの鋭敏化熱処理後も腐食速度が０．２８〜０
．４１ｇ／ ｎｒ −ｈｒ と十分低く、良好な鋭敏化
特性を示した．一方、比較鋼Ｃ−Ｈ鋼は、耐食性の目安
であるＩｇ／ｒｒｒ−ｈｒを超える大きな腐食速度を示
し、発明鋼と比較して耐食性の顕著な劣化を生した。
した。
〔実施例３〕
本発明の範囲内の成分、圧延条件において製造されたク
ラッド網板を用いて、実際に高Ｎｉ合金クラッド鋼板を
製造した。製造方法は、制御圧延、加速麿却（本発明方
法）により製造された高Ｎｉ合金クラノド鋼板を、ＵＯ
ＩＥプロセスにより戒型、造管後、母材および合せ材の
縦シーム溶接を行ない、拡管を経て最終的に合せ材の表
面の手入れを行なうという工程である．ここで、合せ材
の縦シーム溶接には、ビード外観、母材からの希釈およ
び溶接能率等を考慮して、インコネル６２５を溶接ワイ
ヤとしたタンデムＧＴＡＷホットワイヤ法を用いた．第
９表に、前述の工程によって実際に製造された高Ｎｉ合
金クラソド鋼管の化学戒分、クラッド鋼板圧延条件およ
び溶接条件を示す。製造された、この高旧合金クラッド
鋼管の合せ材より、溶接金属、熱影響部および母材から
なる腐食試験片を採取し腐食試験に供した．腐食試験と
しては、孔食試験（ＪＩＳ Ｇ ０５７８． ３ ０
℃Ｘ２４ｈｒ浸漬）および６５％硝酸腐食試験を行なっ
た．孔食試験においては、本クランド鋼管に孔食の発生
は全く見られなかった．一方、６５％硝酸腐食試験にお
いては、約０． ４ ｇ／ ％ −ｈｒ とやや大きな
腐食速度を示したが、これは、この試験環境において溶
接金属のインコネル６２５が選択的に溶解したためであ
り、熱影響部および母材部では粒界腐食の発生は認めら
れなかった。
ラッド網板を用いて、実際に高Ｎｉ合金クラッド鋼板を
製造した。製造方法は、制御圧延、加速麿却（本発明方
法）により製造された高Ｎｉ合金クラノド鋼板を、ＵＯ
ＩＥプロセスにより戒型、造管後、母材および合せ材の
縦シーム溶接を行ない、拡管を経て最終的に合せ材の表
面の手入れを行なうという工程である．ここで、合せ材
の縦シーム溶接には、ビード外観、母材からの希釈およ
び溶接能率等を考慮して、インコネル６２５を溶接ワイ
ヤとしたタンデムＧＴＡＷホットワイヤ法を用いた．第
９表に、前述の工程によって実際に製造された高Ｎｉ合
金クラソド鋼管の化学戒分、クラッド鋼板圧延条件およ
び溶接条件を示す。製造された、この高旧合金クラッド
鋼管の合せ材より、溶接金属、熱影響部および母材から
なる腐食試験片を採取し腐食試験に供した．腐食試験と
しては、孔食試験（ＪＩＳ Ｇ ０５７８． ３ ０
℃Ｘ２４ｈｒ浸漬）および６５％硝酸腐食試験を行なっ
た．孔食試験においては、本クランド鋼管に孔食の発生
は全く見られなかった．一方、６５％硝酸腐食試験にお
いては、約０． ４ ｇ／ ％ −ｈｒ とやや大きな
腐食速度を示したが、これは、この試験環境において溶
接金属のインコネル６２５が選択的に溶解したためであ
り、熱影響部および母材部では粒界腐食の発生は認めら
れなかった。
以上説明したように、この発明の方法により製造される
高Ｎｉ合金クラノド鋼板は、従来の熱間圧延型のクラン
ド鋼板に比べて優れた鋭敏化特性を有するので、溶接お
よび長時間ＳＲ等の熱履歴を受けた後も、良好な耐食性
を有する高Ｎ！合金クラッド鋼板が得られる産業上有用
な効果がもたらされる．
高Ｎｉ合金クラノド鋼板は、従来の熱間圧延型のクラン
ド鋼板に比べて優れた鋭敏化特性を有するので、溶接お
よび長時間ＳＲ等の熱履歴を受けた後も、良好な耐食性
を有する高Ｎ！合金クラッド鋼板が得られる産業上有用
な効果がもたらされる．
第１図は高Ｎｉ合金クラッド鋼板の再結晶率と最終圧延
温度との関係を示すグラフ、第２図（ａ）．Φ）は高Ｎ
ｉ合金クランド鋼板の耐粒界腐食性と制御圧延時の累積
圧下率との関係を示すグラフ、第２図（ａ）は制御圧延
材、第２図（ｌ））は安定化熱処理材を対象としている
、第３図は高′Ｎｉ合金クラッド鋼板の耐粒界腐食性と
安定化熱処理温度との関係を示す・グラフ、第４図は高
Ｎｉ合金クラッドｗ４板の耐粒界腐食性と安定化熱処理
時間との関係を示すグラフ、第５図（ａ）．（ｂ）は高
Ｎｉ合金クラッド鋼板の耐粒界腐食性と冷却速度との関
係を示すグラフ、第５図（ａ）は制御圧延材、第５図中
）は安定化熱処理材を対象としている、第６図は高Ｎｉ
合金クラッド鋼板の耐粒界腐食性と鋭敏化熱処理温度と
の関係を示すグラフ、第７図（ａ）２（ロ）は高Ｎｉ合
金クラッド鋼板の耐粒界腐食性と炭素含有量との関係を
示すグラフ、第７図（ａＪは制御圧延材、第７図（ｂ）
は安定化熱処理材を対象としている、第８図は高Ｎ１合
金クラッド鋼板の耐粒界腐食性とＴｉ， Ｎｂ含有量と
の関係を示すグラフである．
温度との関係を示すグラフ、第２図（ａ）．Φ）は高Ｎ
ｉ合金クランド鋼板の耐粒界腐食性と制御圧延時の累積
圧下率との関係を示すグラフ、第２図（ａ）は制御圧延
材、第２図（ｌ））は安定化熱処理材を対象としている
、第３図は高′Ｎｉ合金クラッド鋼板の耐粒界腐食性と
安定化熱処理温度との関係を示す・グラフ、第４図は高
Ｎｉ合金クラッドｗ４板の耐粒界腐食性と安定化熱処理
時間との関係を示すグラフ、第５図（ａ）．（ｂ）は高
Ｎｉ合金クラッド鋼板の耐粒界腐食性と冷却速度との関
係を示すグラフ、第５図（ａ）は制御圧延材、第５図中
）は安定化熱処理材を対象としている、第６図は高Ｎｉ
合金クラッド鋼板の耐粒界腐食性と鋭敏化熱処理温度と
の関係を示すグラフ、第７図（ａ）２（ロ）は高Ｎｉ合
金クラッド鋼板の耐粒界腐食性と炭素含有量との関係を
示すグラフ、第７図（ａＪは制御圧延材、第７図（ｂ）
は安定化熱処理材を対象としている、第８図は高Ｎ１合
金クラッド鋼板の耐粒界腐食性とＴｉ， Ｎｂ含有量と
の関係を示すグラフである．
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．０３０ｗｔ．％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ．％以下、 Ｍｎ：２．０ｗｔ．％以下、 Ｐ：０．０４５ｗｔ．％以下、 Ｓ：０．０３０ｗｔ．％以下、 Ｎ：０．３０ｗｔ．％以下、 Ｎｉ：２３．０〜４６．０ｗｔ．％、 Ｃｒ：１９．０〜２３．５ｗｔ．％、 Ｍｏ：２．０〜５．０ｗｔ．％、 Ｃｕ：４．０ｗｔ．％以下、 Ｔｉ：１．２０ｗｔ．％以下、 Ｎｂ：１．０ｗｔ．％以下、 および、 残部：実質的にＦｅ、 からなる高Ｎｉ合金を合せ材として、前記合せ材と低炭
素鋼の母材とを組み立てたスラブを１１００〜１２５０
℃の温度に加熱し、次いで、第１段目の熱間圧延を１０
００℃以上の温度で行なった後一旦圧延を中断し、そし
て、再び８５０℃以下の温度で累積圧下率５０％以上の
第２段目の熱間圧延を実施し、次いで、１℃／ｓｅｃ以
上の平均冷却速度で少なくとも５５０℃以下の温度まで
加速冷却することを特徴とする、耐食性に優れる高Ｎｉ
合金クラッド鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：０．０３０ｗｔ．％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ．％以下、 Ｍｎ：２．０ｗｔ．％以下、 Ｐ：０．０４５ｗｔ．％以下、 Ｓ：０．０３０ｗｔ．％以下、 Ｎ：０．３０ｗｔ．％以下、 Ｎｉ：２３．０〜４６．０ｗｔ．％、 Ｃｒ：１９．０〜２３．５ｗｔ．％、 Ｍｏ：２．０〜５．０ｗｔ．％、 Ｃｕ：４．０ｗｔ．％以下、 ＴｉおよびＮｂのうちの少なくとも１種以上の合計量：
８×Ｃｗｔ．％〜１．２０ｗｔ．％、および、 残部：実質的にＦｅ、 からなる高Ｎｉ合金を合せ材として、前記合せ材と低炭
素鋼の母材とを組み立てたスラブを１１００〜１２５０
℃の温度に加熱し、次いで、第１段目の熱間圧延を１０
００℃以上の温度で行なった後一旦圧延を中断し、そし
て、再び８５０℃以下の温度で累積圧下率５０％以上の
第２段目の熱間圧延を実施し、前記熱間圧延終了後、９
００〜１０００℃の温度に１０分以上加熱後１℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度で冷却する安定化熱処理を施すことを
特徴とする、耐食性に優れる高Ｎｉ合金クラッド鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17995989A JPH0317229A (ja) | 1989-03-03 | 1989-07-12 | 耐食性に優れる高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1-51231 | 1989-03-03 | ||
| JP5123189 | 1989-03-03 | ||
| JP17995989A JPH0317229A (ja) | 1989-03-03 | 1989-07-12 | 耐食性に優れる高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0317229A true JPH0317229A (ja) | 1991-01-25 |
Family
ID=26391763
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17995989A Pending JPH0317229A (ja) | 1989-03-03 | 1989-07-12 | 耐食性に優れる高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0317229A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05214446A (ja) * | 1992-02-05 | 1993-08-24 | Nippon Steel Corp | 耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法 |
| JP2010159438A (ja) * | 2009-01-06 | 2010-07-22 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 耐粒界腐食性に優れた高耐食合金 |
-
1989
- 1989-07-12 JP JP17995989A patent/JPH0317229A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05214446A (ja) * | 1992-02-05 | 1993-08-24 | Nippon Steel Corp | 耐サワー性と低温靱性に優れた高Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法 |
| JP2010159438A (ja) * | 2009-01-06 | 2010-07-22 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 耐粒界腐食性に優れた高耐食合金 |
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