JPH07292445A - 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法ならびに溶接方法 - Google Patents
二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法ならびに溶接方法Info
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- JPH07292445A JPH07292445A JP10628194A JP10628194A JPH07292445A JP H07292445 A JPH07292445 A JP H07292445A JP 10628194 A JP10628194 A JP 10628194A JP 10628194 A JP10628194 A JP 10628194A JP H07292445 A JPH07292445 A JP H07292445A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 高温の溶体化でも母材組織が粗大化すること
がなく、耐食性、靱性ともに優れた二相ステンレスクラ
ッド鋼を得る。 【構成】 二相ステンレス鋼が合わせ材で、母材がＣ：
０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．８〜２％、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：０．２〜１％、
Ｍｏ：０．１５％以下、Ｖ：０．０６％以下、Ｔｉ：
０．００８〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０７
％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなるクラッド鋼。前記クラッ
ド鋼を、１０５０℃〜１１００℃に加熱して、冷却速度
４００℃／分以上で焼入れし、焼戻しを行う製造方法。
前記クラッド鋼の母材側に共金溶接を施し、Ｎｉ基合金
を溶接材として合わせ材側を溶接する方法。
がなく、耐食性、靱性ともに優れた二相ステンレスクラ
ッド鋼を得る。 【構成】 二相ステンレス鋼が合わせ材で、母材がＣ：
０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．８〜２％、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：０．２〜１％、
Ｍｏ：０．１５％以下、Ｖ：０．０６％以下、Ｔｉ：
０．００８〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０７
％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなるクラッド鋼。前記クラッ
ド鋼を、１０５０℃〜１１００℃に加熱して、冷却速度
４００℃／分以上で焼入れし、焼戻しを行う製造方法。
前記クラッド鋼の母材側に共金溶接を施し、Ｎｉ基合金
を溶接材として合わせ材側を溶接する方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、原油、天然ガス輸送
用ラインパイプなどのように腐食環境で使用される機器
等の材料として用いられる靱性および耐食性に優れた二
相ステンレスクラッド鋼とその製造方法および溶接方法
に関するものである。
用ラインパイプなどのように腐食環境で使用される機器
等の材料として用いられる靱性および耐食性に優れた二
相ステンレスクラッド鋼とその製造方法および溶接方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】原
油、天然ガス輸送用ラインパイプは、腐食性物質（Ｈ2
Ｓ、ＣＯ2、Ｃｌ-）を多く含有するサワーガス環境で使
用されるため、所定の強度に加えて高い耐食性が必要と
される。このため従来は、母材炭素鋼にＪＩＳ３１７Ｌ
や３１６Ｌなどの耐食性に優れたステンレス鋼を合わせ
材として接合したクラッド鋼が多く使用されており、さ
らに高い耐食性を得るために、合わせ材として二相ステ
ンレス鋼を使用したクラッド鋼も開発されている。とこ
ろで、二相ステンレス鋼は所期の耐食性を確保するため
には高温の溶体化処理を必要とするので、上記のクラッ
ド鋼においてもクラッド鋼全体を高温に加熱することに
よって溶体化処理を行っている。しかし、合わせ材とと
もに高温に加熱される母材は、そのままではこの加熱に
よって結晶粒が粗大化して靱性が低下してしまう。そこ
で従来は、母材となるＣ−Ｍｎ鋼、Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ鋼な
どにＡｌあるいはＴｉを微量添加し、このＡｌあるいは
Ｔｉと鋼中のＮとが結合したＡＩＮあるいはＴｉＮによ
って結晶を細粒化させることによって、高い温度で溶体
化処理しても結晶粒が粗大化することなく良好な靱性を
示す母材を得ている（特開平５−２９３９２３）。しか
し最近では、より高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼
が望まれており、二相ステンレス鋼とクラッドされる母
材の一層の改良が要望されている。この発明は、上記事
情を背景としてなされたものであり、高強度で低温靱性
に優れた二相ステンレスクラッド鋼と、その製造方法お
よび溶接方法を提供することを目的とする。
油、天然ガス輸送用ラインパイプは、腐食性物質（Ｈ2
Ｓ、ＣＯ2、Ｃｌ-）を多く含有するサワーガス環境で使
用されるため、所定の強度に加えて高い耐食性が必要と
される。このため従来は、母材炭素鋼にＪＩＳ３１７Ｌ
や３１６Ｌなどの耐食性に優れたステンレス鋼を合わせ
材として接合したクラッド鋼が多く使用されており、さ
らに高い耐食性を得るために、合わせ材として二相ステ
ンレス鋼を使用したクラッド鋼も開発されている。とこ
ろで、二相ステンレス鋼は所期の耐食性を確保するため
には高温の溶体化処理を必要とするので、上記のクラッ
ド鋼においてもクラッド鋼全体を高温に加熱することに
よって溶体化処理を行っている。しかし、合わせ材とと
もに高温に加熱される母材は、そのままではこの加熱に
よって結晶粒が粗大化して靱性が低下してしまう。そこ
で従来は、母材となるＣ−Ｍｎ鋼、Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ鋼な
どにＡｌあるいはＴｉを微量添加し、このＡｌあるいは
Ｔｉと鋼中のＮとが結合したＡＩＮあるいはＴｉＮによ
って結晶を細粒化させることによって、高い温度で溶体
化処理しても結晶粒が粗大化することなく良好な靱性を
示す母材を得ている（特開平５−２９３９２３）。しか
し最近では、より高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼
が望まれており、二相ステンレス鋼とクラッドされる母
材の一層の改良が要望されている。この発明は、上記事
情を背景としてなされたものであり、高強度で低温靱性
に優れた二相ステンレスクラッド鋼と、その製造方法お
よび溶接方法を提供することを目的とする。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記課題を解決するた
め第１の発明の二相ステンレスクラッド鋼は、二相ステ
ンレス鋼を合わせ材とし、かつ重量％でＣ：０．０２〜
０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜２
％、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：０．２〜１％、Ｍｏ：０．
１５％以下、Ｖ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００８〜
０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０
０３〜０．０１５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避
不純物からなる鋼を母材とすることを特徴とする。
め第１の発明の二相ステンレスクラッド鋼は、二相ステ
ンレス鋼を合わせ材とし、かつ重量％でＣ：０．０２〜
０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜２
％、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：０．２〜１％、Ｍｏ：０．
１５％以下、Ｖ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００８〜
０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．０
０３〜０．０１５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避
不純物からなる鋼を母材とすることを特徴とする。
【０００４】第２の発明の二相ステンレスクラッド鋼の
製造方法は、第１の発明のクラッド鋼を１０５０℃〜１
１００℃に加熱保持し、次いで４００℃／分以上の冷却
速度で焼入れし、さらに焼戻しすることを特徴とする。
製造方法は、第１の発明のクラッド鋼を１０５０℃〜１
１００℃に加熱保持し、次いで４００℃／分以上の冷却
速度で焼入れし、さらに焼戻しすることを特徴とする。
【０００５】第３の発明の二相ステンレスクラッド鋼の
溶接方法は、第１の発明のクラッド鋼の母材側に共金溶
接を施し、次いでＮｉ基合金を溶接材として合わせ材側
を溶接することを特徴とする。
溶接方法は、第１の発明のクラッド鋼の母材側に共金溶
接を施し、次いでＮｉ基合金を溶接材として合わせ材側
を溶接することを特徴とする。
【０００６】なお、本発明で合わせ材に用いる二相ステ
ンレス鋼としては、ＪＩＳ Ｇ４３０４（１９９１）規
定のＳＵＳ３２９Ｊ３ＬあるいはＪＩＳ ＳＵＳ３２９
Ｊ４Ｌ鋼を挙げることができるが、本発明としてはこれ
らに限定されるものではない。また、二相ステンレスク
ラッド鋼同士を溶接する際に、母材側に用いられる溶接
材としては母材と同一または近似した組成の共金材が用
いられる。一方、合わせ材側の溶接材としては、インコ
ネル（商標名）６２５に代表される、耐食性に優れたＮ
ｉ基合金が使用される。なお、本発明のクラッド鋼は、
クラッド鋼板として使用する他に、プレス加工などして
例えばクラッド鋼管として使用することも可能である。
ンレス鋼としては、ＪＩＳ Ｇ４３０４（１９９１）規
定のＳＵＳ３２９Ｊ３ＬあるいはＪＩＳ ＳＵＳ３２９
Ｊ４Ｌ鋼を挙げることができるが、本発明としてはこれ
らに限定されるものではない。また、二相ステンレスク
ラッド鋼同士を溶接する際に、母材側に用いられる溶接
材としては母材と同一または近似した組成の共金材が用
いられる。一方、合わせ材側の溶接材としては、インコ
ネル（商標名）６２５に代表される、耐食性に優れたＮ
ｉ基合金が使用される。なお、本発明のクラッド鋼は、
クラッド鋼板として使用する他に、プレス加工などして
例えばクラッド鋼管として使用することも可能である。
【０００７】
【作用】すなわち本発明の二相ステンレスクラッド鋼に
よれば、成分の適正化によって母材の細粒化が十分にな
されており、合わせ材の溶体化処理温度の１０５０℃を
越える温度に本願発明のクラッド鋼が加熱されても、母
材結晶粒の粗大化は抑止されて、良好な靱性が確保され
ている。また、母材は、Ｃｕ、Ｎｉの含有によって一定
以上の強度が確保されているので、多めのＣを含有させ
ることによって強度を高める必要がなく、Ｃ含有量を低
めに抑えることによってさらに靱性を向上させている。
よれば、成分の適正化によって母材の細粒化が十分にな
されており、合わせ材の溶体化処理温度の１０５０℃を
越える温度に本願発明のクラッド鋼が加熱されても、母
材結晶粒の粗大化は抑止されて、良好な靱性が確保され
ている。また、母材は、Ｃｕ、Ｎｉの含有によって一定
以上の強度が確保されているので、多めのＣを含有させ
ることによって強度を高める必要がなく、Ｃ含有量を低
めに抑えることによってさらに靱性を向上させている。
【０００８】また、本発明の製造方法によれば、適温の
加熱によって、母材の結晶粒の粗大化を招くことなく合
わせ材の溶体化処理を行うことができ、良好な耐食性お
よび靱性を得ることができる。しかも、クラッド鋼を溶
体化処理した後、急冷するので、遅い速度で冷却した場
合のように、合わせ材に炭化物が析出して耐食性を劣化
させることはなく、また、母材が焼入れされて強度が向
上する。その後さらに焼戻しを行うことにより母材の機
械的性質が向上する。
加熱によって、母材の結晶粒の粗大化を招くことなく合
わせ材の溶体化処理を行うことができ、良好な耐食性お
よび靱性を得ることができる。しかも、クラッド鋼を溶
体化処理した後、急冷するので、遅い速度で冷却した場
合のように、合わせ材に炭化物が析出して耐食性を劣化
させることはなく、また、母材が焼入れされて強度が向
上する。その後さらに焼戻しを行うことにより母材の機
械的性質が向上する。
【０００９】さらに、本発明の溶接方法によれば、合わ
せ材側溶接部ではＮｉ基合金を溶接材として使用してお
り、溶接時に母材側から希釈を受けてもＮｉリッチの状
態にあるので、希釈による耐食性の劣化が防止され、合
わせ材溶接部においても良好な耐食性が確保される。次
に、本願発明における母材成分の限定理由および製造条
件の限定理由を以下に述べる。
せ材側溶接部ではＮｉ基合金を溶接材として使用してお
り、溶接時に母材側から希釈を受けてもＮｉリッチの状
態にあるので、希釈による耐食性の劣化が防止され、合
わせ材溶接部においても良好な耐食性が確保される。次
に、本願発明における母材成分の限定理由および製造条
件の限定理由を以下に述べる。
【００１０】（母材組成の限定理由） Ｃ：０．０２〜０．１５％ Ｃは、所望の引張強さを確保するため、０．０２％以上
含有させる。但し、０．１５％を越えて含有させると、
溶接性、冷間加工性、靱性を害することから、０．１５
％を上限とした。なお、０．０４％〜０．１％の範囲が
溶接性、冷間加工性、靱性、引張強さを確保する点で望
ましい。
含有させる。但し、０．１５％を越えて含有させると、
溶接性、冷間加工性、靱性を害することから、０．１５
％を上限とした。なお、０．０４％〜０．１％の範囲が
溶接性、冷間加工性、靱性、引張強さを確保する点で望
ましい。
【００１１】Ｓｉ：０．５％以下 Ｓi は引張強さを確保する上で重要な元素である。但
し、０．５％を越えると靱性、冷間加工性の低下が著し
いので上限を０．５％とする。なお、強度、靱性、冷間
加工性の観点から０．２〜０．３％の範囲が望ましい。 Ｍｎ：０．８〜２％ Ｍｎは、引張強さを確保すると同時に溶接性を確保する
ために０．８％以上含有させる。但し、２％を越えると
加工性、靱性が低下するので、上記範囲に限定する。な
お、同様の理由で１．２〜１．６％の範囲が望ましい。
し、０．５％を越えると靱性、冷間加工性の低下が著し
いので上限を０．５％とする。なお、強度、靱性、冷間
加工性の観点から０．２〜０．３％の範囲が望ましい。 Ｍｎ：０．８〜２％ Ｍｎは、引張強さを確保すると同時に溶接性を確保する
ために０．８％以上含有させる。但し、２％を越えると
加工性、靱性が低下するので、上記範囲に限定する。な
お、同様の理由で１．２〜１．６％の範囲が望ましい。
【００１２】Ｎｉ：１％以下 低温靱性を確保し、Ｃｕ含有による熱間脆性を防ぐ目的
で、Ｃｕ含有量と同程度のＮｉを含有させる。但し、１
％を越えると溶接性を害することから１％を上限とし
た。さらに、同様の理由で０．５〜０．９％の範囲が望
ましい。 Ｃｕ：０．２〜１％ Ｃｕは靱性に対して悪影響を殆ど与えることなく引張強
さを向上させることができるので、０．２％以上を含有
させる。但し、１％を越えると熱間加工性が低下するた
め１％を上限とする。なお、同様の理由で０．５〜０．
９％の範囲が望ましい。
で、Ｃｕ含有量と同程度のＮｉを含有させる。但し、１
％を越えると溶接性を害することから１％を上限とし
た。さらに、同様の理由で０．５〜０．９％の範囲が望
ましい。 Ｃｕ：０．２〜１％ Ｃｕは靱性に対して悪影響を殆ど与えることなく引張強
さを向上させることができるので、０．２％以上を含有
させる。但し、１％を越えると熱間加工性が低下するた
め１％を上限とする。なお、同様の理由で０．５〜０．
９％の範囲が望ましい。
【００１３】Ｍｏ：０．１５％以下 Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、組織のベイナイト化ある
いはマルテンサイト化に有効であり、さらに炭化物を微
細分散させて、引張強度を向上させるのに有効である。
但し、０．１５％を越えると靱性ならびに溶接性、冷間
加工性を低下させるので０．１５％を上限とした。な
お、同様の理由で０．０８〜０．１２％の範囲が望まし
い。 Ｖ：０．０６％以下 Ｖは焼戻し時に炭化物として析出し引張強度を向上さ
せ、さらに溶接性を確保する。但し、０．０６％を越え
ると靱性を低下させるので上限を０．０６％とする。な
お、同様の理由で０．０２〜０．０５％が範囲が望まし
い。
いはマルテンサイト化に有効であり、さらに炭化物を微
細分散させて、引張強度を向上させるのに有効である。
但し、０．１５％を越えると靱性ならびに溶接性、冷間
加工性を低下させるので０．１５％を上限とした。な
お、同様の理由で０．０８〜０．１２％の範囲が望まし
い。 Ｖ：０．０６％以下 Ｖは焼戻し時に炭化物として析出し引張強度を向上さ
せ、さらに溶接性を確保する。但し、０．０６％を越え
ると靱性を低下させるので上限を０．０６％とする。な
お、同様の理由で０．０２〜０．０５％が範囲が望まし
い。
【００１４】Ｔｉ：０．００８〜０．０４％ Ｔｉは高温加熱される母材のオーステナイト結晶粒の成
長を抑制し、靱性を維持する上で重要な元素であり、こ
れら作用を得るために０．００８％以上含有させる。但
し、０．０４％を越えると、Ｔｉ窒化物及び炭化物を過
剰に析出し、靱性を悪化させるので０．０４％を上限と
した。なお、同様の理由で０．０１〜０．０１５％の範
囲が望ましい。
長を抑制し、靱性を維持する上で重要な元素であり、こ
れら作用を得るために０．００８％以上含有させる。但
し、０．０４％を越えると、Ｔｉ窒化物及び炭化物を過
剰に析出し、靱性を悪化させるので０．０４％を上限と
した。なお、同様の理由で０．０１〜０．０１５％の範
囲が望ましい。
【００１５】Ａｌ：０．０１〜０．０７％ Ａｌは、ＡｌＮを形成し、結晶粒の細粒化に有効な元素
であり、Ｔｉと結合し得ないＮを化合物として結合させ
る役目を持たせている。ＡｌＮは１０００℃を越えると
分解する方向にあるが、完全に固溶するわけではなく、
ある程度の結晶粒成長を抑制する効果があるので０．０
１％以上含有させる。但し、０．０７％を越えるとＡｌ
2Ｏ3が生成されて、靱性を損なうので０．０７％を上限
とする。なお、同様の理由で０．０１５〜０．０２５％
の範囲が望ましい。 Ｎ：０．００３〜０．０１５％ Ｎは、０．００３％以上の添加により細粒化効果がある
ので、それ以上を含有させる。但し、０．０１５％を越
えると、固溶窒素量が増加し、歪時効感受性を増加させ
るので上限を０．０１５％とする。なお、同様の理由で
０．００９〜０．０１１％の範囲が望ましい。
であり、Ｔｉと結合し得ないＮを化合物として結合させ
る役目を持たせている。ＡｌＮは１０００℃を越えると
分解する方向にあるが、完全に固溶するわけではなく、
ある程度の結晶粒成長を抑制する効果があるので０．０
１％以上含有させる。但し、０．０７％を越えるとＡｌ
2Ｏ3が生成されて、靱性を損なうので０．０７％を上限
とする。なお、同様の理由で０．０１５〜０．０２５％
の範囲が望ましい。 Ｎ：０．００３〜０．０１５％ Ｎは、０．００３％以上の添加により細粒化効果がある
ので、それ以上を含有させる。但し、０．０１５％を越
えると、固溶窒素量が増加し、歪時効感受性を増加させ
るので上限を０．０１５％とする。なお、同様の理由で
０．００９〜０．０１１％の範囲が望ましい。
【００１６】（製造条件の限定理由） 加熱温度：１０５０℃〜１１００℃ 合わせ材の溶体化処理のためには、クラッド鋼を１０５
０℃以上に加熱する必要があり、また、１１００℃を越
えて加熱すると、母材の結晶が粗大化して靱性が低下す
るので加熱温度を上記範囲に限定する。 冷却速度：４００℃／分以上 母材は、約１００℃／分以上の冷却速度で冷却すること
によって所望の強度、靱性が得られる。しかし、合わせ
材においては、４００℃／分より遅い冷却速度で冷却す
ると、炭化物の析出が認められる。この炭化物は腐食を
進行させるので、炭化物の析出を防止して合わせ材の耐
食性を確保するために冷却速度を４００℃／分以上とす
る。その後は靱性の向上を目的として焼戻し（調質）を
行う。なお、焼戻し温度は、５００〜６５０℃とするの
が望ましい。
０℃以上に加熱する必要があり、また、１１００℃を越
えて加熱すると、母材の結晶が粗大化して靱性が低下す
るので加熱温度を上記範囲に限定する。 冷却速度：４００℃／分以上 母材は、約１００℃／分以上の冷却速度で冷却すること
によって所望の強度、靱性が得られる。しかし、合わせ
材においては、４００℃／分より遅い冷却速度で冷却す
ると、炭化物の析出が認められる。この炭化物は腐食を
進行させるので、炭化物の析出を防止して合わせ材の耐
食性を確保するために冷却速度を４００℃／分以上とす
る。その後は靱性の向上を目的として焼戻し（調質）を
行う。なお、焼戻し温度は、５００〜６５０℃とするの
が望ましい。
【００１７】
【実施例】表１に示す組成の鋼２５ｋｇを高周波真空溶
解炉を用いて溶解し、４５ｍｍ厚×１４０ｍｍ幅×１７
５ｍｍ長さの鋼板を製作した。さらに、９ｍｍ厚×１３
０ｍｍ幅×１６５ｍｍ長さの二相ステンレス鋼板（ＪＩ
Ｓ ＳＵＳ３２９Ｊ３ＬまたはＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ）を
合わせ材として用意した。これら母材と合わせ材をサン
ドイッチ方式により重ね合わせ、１１５０℃に加熱後、
熱間圧延し、合わせ材３ｍｍ厚：母材１５ｍｍ厚のクラ
ッド鋼板を製作した。ついで、１０５０℃に加熱して水
焼入れした後、５３０℃の焼戻しを行った。得られた各
クラッド鋼供試材の母材鋼について引張試験およびシャ
ルピー衝撃試験を行い、その結果を表２に示した。表２
から明らかなように、発明材は、降状強度（０．２％耐
力）の目標値である３５０ＭＰａ以上が達成されてお
り、比較材と同程度の強度を有している。また衝撃値に
ついては、比較材に比べ、極めて優れた靱性を示してい
る。
解炉を用いて溶解し、４５ｍｍ厚×１４０ｍｍ幅×１７
５ｍｍ長さの鋼板を製作した。さらに、９ｍｍ厚×１３
０ｍｍ幅×１６５ｍｍ長さの二相ステンレス鋼板（ＪＩ
Ｓ ＳＵＳ３２９Ｊ３ＬまたはＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ）を
合わせ材として用意した。これら母材と合わせ材をサン
ドイッチ方式により重ね合わせ、１１５０℃に加熱後、
熱間圧延し、合わせ材３ｍｍ厚：母材１５ｍｍ厚のクラ
ッド鋼板を製作した。ついで、１０５０℃に加熱して水
焼入れした後、５３０℃の焼戻しを行った。得られた各
クラッド鋼供試材の母材鋼について引張試験およびシャ
ルピー衝撃試験を行い、その結果を表２に示した。表２
から明らかなように、発明材は、降状強度（０．２％耐
力）の目標値である３５０ＭＰａ以上が達成されてお
り、比較材と同程度の強度を有している。また衝撃値に
ついては、比較材に比べ、極めて優れた靱性を示してい
る。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】次に溶体化処理温度の影響を調べるため、
異なる温度で母材を加熱し、この母材にシャルピー衝撃
試験を行って、その結果を表３に示した。表３から明ら
かなように、１１００℃を越えて加熱すると、発明材に
おいても母材の靱性が低下することが確認された。さら
に冷却速度の影響を調べるため、１０５０℃で溶体化し
た合わせ材を異なる冷却速度で冷却し、この合わせ材に
対し、１０％しゅう酸電解エッチングを行って組織観察
をした。その結果、表４に示すように、３００℃／分お
よび１００℃／分の冷却速度で冷却した合わせ材では、
炭化物が析出していることが確認された。すなわち、４
００℃／分よりも遅い冷却速度で冷却した合わせ材は、
炭化物が析出し、この炭化物によって耐食性が劣ってい
ると考えられる。
異なる温度で母材を加熱し、この母材にシャルピー衝撃
試験を行って、その結果を表３に示した。表３から明ら
かなように、１１００℃を越えて加熱すると、発明材に
おいても母材の靱性が低下することが確認された。さら
に冷却速度の影響を調べるため、１０５０℃で溶体化し
た合わせ材を異なる冷却速度で冷却し、この合わせ材に
対し、１０％しゅう酸電解エッチングを行って組織観察
をした。その結果、表４に示すように、３００℃／分お
よび１００℃／分の冷却速度で冷却した合わせ材では、
炭化物が析出していることが確認された。すなわち、４
００℃／分よりも遅い冷却速度で冷却した合わせ材は、
炭化物が析出し、この炭化物によって耐食性が劣ってい
ると考えられる。
【００２１】
【表３】
【００２２】
【表４】
【００２３】次に、前記供試鋼の一部について、開先を
形成し、表５に示す溶接材料、表６の溶接条件で図１に
示すように突き合わせ溶接を行った。この溶接に際して
は、先ず母材１側に共金溶接を行って順次ビード３ａ
（パスNo.１）、３ｂ（パスNo.２）を形成し、次いで、
発明法としてＮｉ基合金、比較法として合わせ材共金を
用いて合わせ材２側にビード４（パスNo.３）を形成し
た。溶接された供試鋼について、合わせ材および合わせ
材側溶接部の孔食試験を行い、その結果を表７に示し
た。表から明らかなように、合わせ材側溶接材として共
金を用いた比較法では孔食が発生しており、一方、Ｎｉ
基合金を使用した発明法では孔食が発生せず良好な耐食
性が得られている。
形成し、表５に示す溶接材料、表６の溶接条件で図１に
示すように突き合わせ溶接を行った。この溶接に際して
は、先ず母材１側に共金溶接を行って順次ビード３ａ
（パスNo.１）、３ｂ（パスNo.２）を形成し、次いで、
発明法としてＮｉ基合金、比較法として合わせ材共金を
用いて合わせ材２側にビード４（パスNo.３）を形成し
た。溶接された供試鋼について、合わせ材および合わせ
材側溶接部の孔食試験を行い、その結果を表７に示し
た。表から明らかなように、合わせ材側溶接材として共
金を用いた比較法では孔食が発生しており、一方、Ｎｉ
基合金を使用した発明法では孔食が発生せず良好な耐食
性が得られている。
【００２４】
【表５】
【００２５】
【表６】
【００２６】
【表７】
【００２７】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の二相ステ
ンレスクラッド鋼によれば、二相ステンレス鋼を合わせ
材とし、かつ重量％でＣ：０．０２〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｎｉ：１％以
下、Ｃｕ：０．２〜１％、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｖ：
０．０６％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．０４％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．００３〜０．０１
５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
鋼を母材とするので、母材組織が十分に細粒化され、し
かも溶体化処理においても粗大化が抑止されるので、良
好な耐食性および靱性が確保される。そして、上記クラ
ッド鋼を、１０５０℃〜１１００℃に加熱して、急冷、
焼戻しを行うことにより、合わせ材の耐食性が良好に発
揮され、母材の機械的特性も良好なクラッド鋼が得られ
る。さらに、上記クラッド鋼の母材側に共金溶接を施
し、次いでＮｉ基合金を溶接材として合わせ材側を溶接
することにより、溶接部の耐食性を良好に確保した上で
クラッド鋼同士を溶接することができる。
ンレスクラッド鋼によれば、二相ステンレス鋼を合わせ
材とし、かつ重量％でＣ：０．０２〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｎｉ：１％以
下、Ｃｕ：０．２〜１％、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｖ：
０．０６％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．０４％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：０．００３〜０．０１
５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
鋼を母材とするので、母材組織が十分に細粒化され、し
かも溶体化処理においても粗大化が抑止されるので、良
好な耐食性および靱性が確保される。そして、上記クラ
ッド鋼を、１０５０℃〜１１００℃に加熱して、急冷、
焼戻しを行うことにより、合わせ材の耐食性が良好に発
揮され、母材の機械的特性も良好なクラッド鋼が得られ
る。さらに、上記クラッド鋼の母材側に共金溶接を施
し、次いでＮｉ基合金を溶接材として合わせ材側を溶接
することにより、溶接部の耐食性を良好に確保した上で
クラッド鋼同士を溶接することができる。
【図１】図１は、実施例の溶接部近傍の断面図である。
１ 母材 ２ 合わせ材
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｂ３２Ｂ 15/01 Ａ Ｃ２１Ｄ 8/02 Ｄ 7217−4Ｋ Ｃ２２Ｃ 38/16
Claims (3)
- 【請求項１】 二相ステンレス鋼を合わせ材とし、かつ
重量％でＣ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以
下、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：０．
２〜１％、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｖ：０．０６％以
下、Ｔｉ：０．００８〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜
０．０７％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を母材とする
ことを特徴とする二相ステンレスクラッド鋼 - 【請求項２】 請求項１記載のクラッド鋼を１０５０℃
〜１１００℃に加熱保持し、次いで４００℃／分以上の
冷却速度で焼入れし、さらに焼戻しすることを特徴とす
る二相ステンレスクラッド鋼の製造方法 - 【請求項３】 請求項１記載のクラッド鋼の母材側に共
金溶接を施し、次いでＮｉ基合金を溶接材として合わせ
材側を溶接することを特徴とする二相ステンレスクラッ
ド鋼の溶接方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10628194A JPH07292445A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法ならびに溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10628194A JPH07292445A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法ならびに溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07292445A true JPH07292445A (ja) | 1995-11-07 |
Family
ID=14429695
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10628194A Pending JPH07292445A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法ならびに溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07292445A (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| WO2020203938A1 (ja) | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | クラッド鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-04-22 JP JP10628194A patent/JPH07292445A/ja active Pending
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