JPH07305112A - 低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板の製造法 - Google Patents
低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板の製造法Info
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- JPH07305112A JPH07305112A JP9763594A JP9763594A JPH07305112A JP H07305112 A JPH07305112 A JP H07305112A JP 9763594 A JP9763594 A JP 9763594A JP 9763594 A JP9763594 A JP 9763594A JP H07305112 A JPH07305112 A JP H07305112A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板を安価に
製造する方法を提供する。 【構成】 ２種の成分系Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造を成
している鋼板の製造に当り、表層に位置するＡがＣ量の
極めて低いステンレス鋼またはニッケル合金で、内層に
位置するＢが低合金鋼からなり、表層と内層との境界部
に遷移層を有するスラブを素材に、加熱、圧延、加速冷
却、焼戻処理を施すことにより耐食性と低温靱性に優れ
た鋼板を安価に製造できる。
製造する方法を提供する。 【構成】 ２種の成分系Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造を成
している鋼板の製造に当り、表層に位置するＡがＣ量の
極めて低いステンレス鋼またはニッケル合金で、内層に
位置するＢが低合金鋼からなり、表層と内層との境界部
に遷移層を有するスラブを素材に、加熱、圧延、加速冷
却、焼戻処理を施すことにより耐食性と低温靱性に優れ
た鋼板を安価に製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、表層にステンレス鋼あ
るいはニッケル合金などの耐食性の優れた高合金を、内
層に特定の低合金鋼を使用した低温靱性と耐食性に優れ
た複合鋼板の製造法に関するものである。本発明により
製造された厚鋼板は寒冷地におけるラインパイプに最も
適する。
るいはニッケル合金などの耐食性の優れた高合金を、内
層に特定の低合金鋼を使用した低温靱性と耐食性に優れ
た複合鋼板の製造法に関するものである。本発明により
製造された厚鋼板は寒冷地におけるラインパイプに最も
適する。
【０００２】
【従来の技術】安全性、経済性の観点から腐食性物質
（Ｈ2 Ｓ、ＣＯ2 、Ｃｌ）を多く含有する原油・天然ガ
ス輸送用大径ラインパイプに、ステンレス鋼、ニッケル
合金を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の採用が増加
しつつある。従来、このようなクラッド鋼板は圧延法
（例えば、特開昭６０−２１６９８４号公報、特開昭６
２−１６８９２号公報、特開昭６３−１３０２８３号公
報）、爆着法などにより製造されていた。しかしなが
ら、圧延法においては、組み立てスラブを製造する際
に、低合金鋼と高合金との密着性を確保するために密着
面の表面研磨や、四周溶接および真空引きなどが必要で
ある。これらの作業は大幅なコストの上昇を招くととも
に密着面全体の密度性の確保に問題があった。
（Ｈ2 Ｓ、ＣＯ2 、Ｃｌ）を多く含有する原油・天然ガ
ス輸送用大径ラインパイプに、ステンレス鋼、ニッケル
合金を合わせ材とする高合金クラッド鋼管の採用が増加
しつつある。従来、このようなクラッド鋼板は圧延法
（例えば、特開昭６０−２１６９８４号公報、特開昭６
２−１６８９２号公報、特開昭６３−１３０２８３号公
報）、爆着法などにより製造されていた。しかしなが
ら、圧延法においては、組み立てスラブを製造する際
に、低合金鋼と高合金との密着性を確保するために密着
面の表面研磨や、四周溶接および真空引きなどが必要で
ある。これらの作業は大幅なコストの上昇を招くととも
に密着面全体の密度性の確保に問題があった。
【０００３】爆着法などの製造法においても同様の問題
があり、製造コストの低減並びに低合金鋼と高合金との
密着性の安定的な確保が、複合鋼板製造上の大きな問題
となっている。
があり、製造コストの低減並びに低合金鋼と高合金との
密着性の安定的な確保が、複合鋼板製造上の大きな問題
となっている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、高合金クラ
ッド鋼板の製造において、優れた高合金の耐食性と、母
材の強度・靱性を同時に達成でき、経済性に優れた製造
法を提供することを目的とするものである。
ッド鋼板の製造において、優れた高合金の耐食性と、母
材の強度・靱性を同時に達成でき、経済性に優れた製造
法を提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、２種の成分系Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造を成して
いる鋼板において、表層に位置するＡがＣ：０．０２０
％以下を含有するステンレス鋼またはニッケル合金で、
内層に位置するＢの成分が重量％で、Ｃ：０．００５〜
０．０２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜
２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ：０．０５〜１．
０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００２〜
０．００６％を含有し、必要に応じてさらにＣｕ：０．
０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０
００１〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、表層と内層と
の境界部に、鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷移層を有
する鋳片あるいは鋼塊を素材として、熱間圧延するに際
し、１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、圧延終
了温度９００〜１０５０℃で圧延し、３０〜２００秒間
空冷した後、７５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒の
冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その
後空冷した後、６００℃以下の温度で焼戻し処理するこ
とを特徴とする低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板の製
造法にある。
ろは、２種の成分系Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造を成して
いる鋼板において、表層に位置するＡがＣ：０．０２０
％以下を含有するステンレス鋼またはニッケル合金で、
内層に位置するＢの成分が重量％で、Ｃ：０．００５〜
０．０２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜
２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ：０．０５〜１．
０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００２〜
０．００６％を含有し、必要に応じてさらにＣｕ：０．
０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０
００１〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、表層と内層と
の境界部に、鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷移層を有
する鋳片あるいは鋼塊を素材として、熱間圧延するに際
し、１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、圧延終
了温度９００〜１０５０℃で圧延し、３０〜２００秒間
空冷した後、７５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒の
冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その
後空冷した後、６００℃以下の温度で焼戻し処理するこ
とを特徴とする低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板の製
造法にある。
【０００６】
【作用】本発明は表層（両面）を極低Ｃのステンレス鋼
またはニッケル合金とし、内層を低合金鋼（極低Ｃ−Ｍ
ｎ−Ｎｂ−Ｍｏ−微量Ｔｉ）とした、いわゆる鋳込みク
ラッド鋼板にて耐食性の確保と高強度・高靱性の確保を
図ったものである。本発明のステンレス鋼（表層成分
Ａ）とは、オーステナイト系、フェライト系、マルテン
サイト系および２相系を指し、ニッケル合金（表層成分
Ａ）とはインコロイ８２５、インコネル６２５などのニ
ッケル合金であり、耐食性の優れた高合金材料である。
またはニッケル合金とし、内層を低合金鋼（極低Ｃ−Ｍ
ｎ−Ｎｂ−Ｍｏ−微量Ｔｉ）とした、いわゆる鋳込みク
ラッド鋼板にて耐食性の確保と高強度・高靱性の確保を
図ったものである。本発明のステンレス鋼（表層成分
Ａ）とは、オーステナイト系、フェライト系、マルテン
サイト系および２相系を指し、ニッケル合金（表層成分
Ａ）とはインコロイ８２５、インコネル６２５などのニ
ッケル合金であり、耐食性の優れた高合金材料である。
【０００７】また、低合金鋼（内層成分Ｂ）は、その特
性（圧延方向と直角方向での値）が強度Ｘ５２以上（Ａ
ＰＩ規格）、低温靱性２ｖＥ-30 ≧１０ｋｇｆ−ｍ、ｖ
Ｔｒｓ≦−６０℃となるような高強度、高靱性の材料で
ある。本発明の低合金鋼の成分限定理由について説明す
る。低合金鋼の強度・低温靱性の確保および高合金の耐
食性の確保のため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ量をそ
れぞれ、０．００５〜０．０２０％、１．０〜２．２
％、０．００５〜０．１０％、０．０５〜０．５％、
０．００５〜０．０３％に限定する。
性（圧延方向と直角方向での値）が強度Ｘ５２以上（Ａ
ＰＩ規格）、低温靱性２ｖＥ-30 ≧１０ｋｇｆ−ｍ、ｖ
Ｔｒｓ≦−６０℃となるような高強度、高靱性の材料で
ある。本発明の低合金鋼の成分限定理由について説明す
る。低合金鋼の強度・低温靱性の確保および高合金の耐
食性の確保のため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ量をそ
れぞれ、０．００５〜０．０２０％、１．０〜２．２
％、０．００５〜０．１０％、０．０５〜０．５％、
０．００５〜０．０３％に限定する。
【０００８】Ｃ量の上限は遷移層でのマルテンサイト割
れを防止するための限界値である。低合金鋼のＣ量が高
すぎると複層鋳片を製造する際に、遷移層にマルテンサ
イトが生成し、内部割れが生じる。従って、低合金鋼の
Ｃ量を０．０２０％以下に制限する必要がある。Ｍｎ量
の下限は目的とする母材、溶接部の強度・靱性や結晶粒
微細化効果を発揮するための最小量である。また、上限
は母材の優れた低温靱性・現地溶接性を得るための限界
値である。
れを防止するための限界値である。低合金鋼のＣ量が高
すぎると複層鋳片を製造する際に、遷移層にマルテンサ
イトが生成し、内部割れが生じる。従って、低合金鋼の
Ｃ量を０．０２０％以下に制限する必要がある。Ｍｎ量
の下限は目的とする母材、溶接部の強度・靱性や結晶粒
微細化効果を発揮するための最小量である。また、上限
は母材の優れた低温靱性・現地溶接性を得るための限界
値である。
【０００９】本発明では、必須の元素として、Ｎｂ：
０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有させる。Ｎｂは制
御圧延において結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼
を強靱化する効果を有する。高合金の耐食性改善のた
め、９００℃以上の高温で圧延を終了しなければならな
い本発明鋼においては、Ｎｂは最低０．００５％添加す
る必要がある。これによって、本発明のように高温圧延
を基本とする特殊な製造条件においても結晶粒の微細化
や析出硬化が進行し、従来のクラッド鋼板に比較して優
れた強度・靱性が得られる。しかし、Ｎｂを０．１０％
を超えて添加すると、現地溶接性や溶接部の靱性が劣化
するので、上限を０．１０％とした。
０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有させる。Ｎｂは制
御圧延において結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼
を強靱化する効果を有する。高合金の耐食性改善のた
め、９００℃以上の高温で圧延を終了しなければならな
い本発明鋼においては、Ｎｂは最低０．００５％添加す
る必要がある。これによって、本発明のように高温圧延
を基本とする特殊な製造条件においても結晶粒の微細化
や析出硬化が進行し、従来のクラッド鋼板に比較して優
れた強度・靱性が得られる。しかし、Ｎｂを０．１０％
を超えて添加すると、現地溶接性や溶接部の靱性が劣化
するので、上限を０．１０％とした。
【００１０】Ｍｏは母材の強度を向上させる元素である
が、０．０５％以上添加しないとその効果がない。しか
し、Ｍｏが０．５％を超えると溶接部靱性および溶接性
の劣化を招いて好ましくないため、上限を０．５％に限
定する。Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱
時、溶接部のγ粒の粗大化を抑制して母材靱性、溶接熱
影響部（ＨＡＺ）靱性の改善に効果がある。この効果は
高温で圧延を終了する本発明鋼においては特に重要であ
る。ＴｉＮの効果を十分に発揮させるには、最低０．０
０５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多す
ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が起こ
り、低温靱性が劣化するので、上限は０．０３％に制限
する必要がある。
が、０．０５％以上添加しないとその効果がない。しか
し、Ｍｏが０．５％を超えると溶接部靱性および溶接性
の劣化を招いて好ましくないため、上限を０．５％に限
定する。Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱
時、溶接部のγ粒の粗大化を抑制して母材靱性、溶接熱
影響部（ＨＡＺ）靱性の改善に効果がある。この効果は
高温で圧延を終了する本発明鋼においては特に重要であ
る。ＴｉＮの効果を十分に発揮させるには、最低０．０
０５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多す
ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が起こ
り、低温靱性が劣化するので、上限は０．０３％に制限
する必要がある。
【００１１】次に、その他の元素の限定理由について説
明する。Ｓｉは鋼を強靱化させる元素であるが、多量に
添加すると溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、上限
を０．５％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であ
り、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。本発明鋼にお
いて不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０３％以下、
０．００５％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靱
性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破
壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靱性の劣化を防
止する。好ましいＰ、Ｓ量は、それぞれ０．０１％以
下、０．００３％以下である。
明する。Ｓｉは鋼を強靱化させる元素であるが、多量に
添加すると溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、上限
を０．５％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であ
り、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。本発明鋼にお
いて不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０３％以下、
０．００５％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靱
性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破
壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靱性の劣化を防
止する。好ましいＰ、Ｓ量は、それぞれ０．０１％以
下、０．００３％以下である。
【００１２】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼ
すことなく、母材の強度、靱性を向上させるが、０．０
５％未満では効果が薄く、１．００％を超える添加は溶
接性に好ましくないため、Ｎｉの範囲を０．０５〜１．
００％とした。Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元
素であるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、
必ずしも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０５％超に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害す
るので、上限を０．０５％とした。
すことなく、母材の強度、靱性を向上させるが、０．０
５％未満では効果が薄く、１．００％を超える添加は溶
接性に好ましくないため、Ｎｉの範囲を０．０５〜１．
００％とした。Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元
素であるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、
必ずしも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０５％超に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害す
るので、上限を０．０５％とした。
【００１３】ＮはＴｉＮを形成し、γ粒の粗大化抑制効
果を通じて母材靱性、ＨＡＺ靱性を向上させる。このた
めのＮの最小量は０．００２％である。しかし、Ｎが多
すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因となるの
で、上限を０．００６％とする。次にＣｕ、Ｃｒ、Ｃａ
を添加する理由について説明する。
果を通じて母材靱性、ＨＡＺ靱性を向上させる。このた
めのＮの最小量は０．００２％である。しかし、Ｎが多
すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因となるの
で、上限を０．００６％とする。次にＣｕ、Ｃｒ、Ｃａ
を添加する理由について説明する。
【００１４】基本となる成分に加えてさらにこれらの元
素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損
なうことなく、母材の強度・低温靱性などの特性向上を
はかるためである。従って、その添加量は自ら制限され
る性質のものである。ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有
するとともに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果が
あるが、０．０５％未満では効果が薄く、１．００％を
超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困
難となる。このためＣｕの範囲を０．０５〜１．００％
とした。
素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損
なうことなく、母材の強度・低温靱性などの特性向上を
はかるためである。従って、その添加量は自ら制限され
る性質のものである。ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有
するとともに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果が
あるが、０．０５％未満では効果が薄く、１．００％を
超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困
難となる。このためＣｕの範囲を０．０５〜１．００％
とした。
【００１５】Ｃｒは母材の強度を高める元素であり、
０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ量が
０．５％を超えると溶接性やＨＡＺ靱性を劣化させるた
め、上限を０．５％とした。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の
形態を制御し、シャルピー吸収エネルギーを増加させて
低温靱性を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改善に
も効果を発揮する。しかし、Ｃａ量が０．００１％未満
では実用上効果がなく、また０．００５％を超えるとＣ
ａＯ、ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の
靱性のみならず清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響
を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．００１〜０．０
０５％とした。
０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ量が
０．５％を超えると溶接性やＨＡＺ靱性を劣化させるた
め、上限を０．５％とした。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の
形態を制御し、シャルピー吸収エネルギーを増加させて
低温靱性を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改善に
も効果を発揮する。しかし、Ｃａ量が０．００１％未満
では実用上効果がなく、また０．００５％を超えるとＣ
ａＯ、ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の
靱性のみならず清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響
を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．００１〜０．０
０５％とした。
【００１６】なお、耐水素誘起割れ性を改善するには
Ｓ、Ｏ量をそれぞれ０．００１％以下、０．００２％以
下に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）［１−１２４（Ｏ）］
／１．２５（Ｓ）≧０．７とすることが特に有効であ
る。本発明鋼は２種の成分Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造を
成しているが、ＡとＢの境界において鋼板板厚の２〜１
０％の厚みから成る遷移層を有することが必要である。
またこの時、成分Ａのステンレス鋼またはニッケル合金
のＣ量を０．０２０％以下に限定する必要がある。これ
はＡとＢの境界において剥離や割れを生じさせないため
である。鋳込み法においてＡとＢが直に接する場合、Ｃ
などの元素が拡散し、Ａ層でマルテンサイトが生成した
り、ＡとＢの界面で水素が捕捉されるために水素割れが
発生する。Ａ層でマルテンサイトが生成した場合、水素
割れなどを防止するために、ステンレス鋼またはニッケ
ル合金のＣ量を０．０２０％以下に限定した。
Ｓ、Ｏ量をそれぞれ０．００１％以下、０．００２％以
下に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）［１−１２４（Ｏ）］
／１．２５（Ｓ）≧０．７とすることが特に有効であ
る。本発明鋼は２種の成分Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造を
成しているが、ＡとＢの境界において鋼板板厚の２〜１
０％の厚みから成る遷移層を有することが必要である。
またこの時、成分Ａのステンレス鋼またはニッケル合金
のＣ量を０．０２０％以下に限定する必要がある。これ
はＡとＢの境界において剥離や割れを生じさせないため
である。鋳込み法においてＡとＢが直に接する場合、Ｃ
などの元素が拡散し、Ａ層でマルテンサイトが生成した
り、ＡとＢの界面で水素が捕捉されるために水素割れが
発生する。Ａ層でマルテンサイトが生成した場合、水素
割れなどを防止するために、ステンレス鋼またはニッケ
ル合金のＣ量を０．０２０％以下に限定した。
【００１７】遷移層厚みを鋼板板厚の２％以上とするの
は、２％が剥離や割れの発生を防止するための限界値で
あるからである。また、遷移層厚みが鋼板板厚の１０％
を超えると、必要とする母材特性（強度、低温靱性、溶
接性）の確保が困難となる。このため、遷移層の厚みは
鋼板板厚の２〜１０％に限定した。この遷移層は、鋳込
み法にて、まずＡが表面から凝固を開始し、これが凝固
を終了する部位において、引き続いてＢが凝固を開始す
ることにより得られる。しかして、遷移層を挟んだＡ、
Ｂ層は大きく混ざり合うことなく連続して凝固し、成分
分析の点から巨視的に分離されていることが必要であ
る。鋳造時に形成された遷移層は加熱、圧延、熱処理後
も保持されるものである。
は、２％が剥離や割れの発生を防止するための限界値で
あるからである。また、遷移層厚みが鋼板板厚の１０％
を超えると、必要とする母材特性（強度、低温靱性、溶
接性）の確保が困難となる。このため、遷移層の厚みは
鋼板板厚の２〜１０％に限定した。この遷移層は、鋳込
み法にて、まずＡが表面から凝固を開始し、これが凝固
を終了する部位において、引き続いてＢが凝固を開始す
ることにより得られる。しかして、遷移層を挟んだＡ、
Ｂ層は大きく混ざり合うことなく連続して凝固し、成分
分析の点から巨視的に分離されていることが必要であ
る。鋳造時に形成された遷移層は加熱、圧延、熱処理後
も保持されるものである。
【００１８】次に本発明の再加熱、圧延冷却条件につい
て説明する。まず、上記の遷移層を有する複層スラブを
１１００〜１２５０℃の範囲に再加熱する。これは高合
金の耐食性と低合金鋼の強度・靱性を同時に確保するた
めに必要である。下限温度１１００℃は、高合金の優れ
た耐食性を得るために十分に溶体化し、圧延終了温度を
９００℃以上として圧延後、オーステナイト（γ）組織
を再結晶させるのに必要な最低加熱温度である。しか
し、再加熱温度が１２５０℃超になると、γ粒が粗大化
し、圧延後の結晶粒も大きくなって低温靱性が劣化す
る。従って、適切な再加熱温度は１１００〜１２５０℃
である。
て説明する。まず、上記の遷移層を有する複層スラブを
１１００〜１２５０℃の範囲に再加熱する。これは高合
金の耐食性と低合金鋼の強度・靱性を同時に確保するた
めに必要である。下限温度１１００℃は、高合金の優れ
た耐食性を得るために十分に溶体化し、圧延終了温度を
９００℃以上として圧延後、オーステナイト（γ）組織
を再結晶させるのに必要な最低加熱温度である。しか
し、再加熱温度が１２５０℃超になると、γ粒が粗大化
し、圧延後の結晶粒も大きくなって低温靱性が劣化す
る。従って、適切な再加熱温度は１１００〜１２５０℃
である。
【００１９】再加熱したスラブは圧延終了温度を９００
〜１０５０℃としなければならない。圧延終了温度が９
００℃未満であると、高合金のγ組織が再結晶せずに耐
食性（例えば耐孔食性、試験状態：１０％ＦｅＣｌ3 ・
６Ｈ2 Ｏ溶液で４８時間浸漬）が著しく劣化する。高合
金の耐食性の観点からは圧延終了温度は高いほど好まし
い。しかし、圧延終了温度が高過ぎると低合金鋼の結晶
粒が微細化せず、低温靱性の劣化を招く。このため、圧
延終了温度を１０５０℃以下に限定した。
〜１０５０℃としなければならない。圧延終了温度が９
００℃未満であると、高合金のγ組織が再結晶せずに耐
食性（例えば耐孔食性、試験状態：１０％ＦｅＣｌ3 ・
６Ｈ2 Ｏ溶液で４８時間浸漬）が著しく劣化する。高合
金の耐食性の観点からは圧延終了温度は高いほど好まし
い。しかし、圧延終了温度が高過ぎると低合金鋼の結晶
粒が微細化せず、低温靱性の劣化を招く。このため、圧
延終了温度を１０５０℃以下に限定した。
【００２０】さらに本発明では、圧延終了後３０〜２０
０秒間空冷し、７５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒
の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却し、そ
の後空冷する。圧延後に空冷時間を設ける理由は、高合
金のγ組織の再結晶を促進させ、耐食性を改善させるた
めである。圧延直後に急冷すると良好な耐食性は得られ
ない。圧延終了温度が９００℃以上の場合、最低３０秒
の空冷時間が必要である（望ましくは６０秒以上）。し
かし、空冷時間の延長はクラッド鋼板の温度低下を招
き、σ相（Ｃｒ炭化物）の析出を生じさせ、また加速冷
却による低合金鋼の強靱化にも支障をきたす。このた
め、鋼板の厚みにも依存するが、空冷時間は２００秒以
下とし、かつ７５０℃以上の温度から水冷しなければな
らない。
０秒間空冷し、７５０℃以上の温度から５〜４０℃／秒
の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却し、そ
の後空冷する。圧延後に空冷時間を設ける理由は、高合
金のγ組織の再結晶を促進させ、耐食性を改善させるた
めである。圧延直後に急冷すると良好な耐食性は得られ
ない。圧延終了温度が９００℃以上の場合、最低３０秒
の空冷時間が必要である（望ましくは６０秒以上）。し
かし、空冷時間の延長はクラッド鋼板の温度低下を招
き、σ相（Ｃｒ炭化物）の析出を生じさせ、また加速冷
却による低合金鋼の強靱化にも支障をきたす。このた
め、鋼板の厚みにも依存するが、空冷時間は２００秒以
下とし、かつ７５０℃以上の温度から水冷しなければな
らない。
【００２１】このとき、σ相（Ｃｒ炭化物）の析出を
抑制し、加速冷却による低合金鋼の強靱化をはかるた
めには、冷却条件として冷却速度５〜４０℃／秒で５５
０℃以下まで冷却する必要がある。さらに冷却後、高合
金層、遷移層に存在する水素の除去やマルテンサイト組
織を分解する目的で、６００℃以下の温度で焼戻し処理
する必要がある。低合金鋼の強度・靱性が劣化するとと
もに、高合金の耐食性が劣化するために焼戻し温度の上
限を６００℃とする。
抑制し、加速冷却による低合金鋼の強靱化をはかるた
めには、冷却条件として冷却速度５〜４０℃／秒で５５
０℃以下まで冷却する必要がある。さらに冷却後、高合
金層、遷移層に存在する水素の除去やマルテンサイト組
織を分解する目的で、６００℃以下の温度で焼戻し処理
する必要がある。低合金鋼の強度・靱性が劣化するとと
もに、高合金の耐食性が劣化するために焼戻し温度の上
限を６００℃とする。
【００２２】
【実施例】転炉−連続鋳造で表１、表２（表１のつづき
−１）、表３（表１のつづき−２）に示す種々の成分の
複層鋳片を製造し、表４、表５（表４のつづき）に示す
種々の鋼板製造条件で、再加熱、圧延、冷却してクラッ
ド鋼板を製造し、低合金鋼母材の強度、低温靱性（シャ
ルピー衝撃試験）、高合金の耐食性（孔食の有無で評
価、試験条件：１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶液にＳＵ
Ｓ３１６Ｌは１５℃で４８時間、インコロイ８２５は３
０℃で４８時間浸漬）、低合金鋼と高合金の密着性（超
音波による探傷）を調査した。各種試験結果を表６に示
す。
−１）、表３（表１のつづき−２）に示す種々の成分の
複層鋳片を製造し、表４、表５（表４のつづき）に示す
種々の鋼板製造条件で、再加熱、圧延、冷却してクラッ
ド鋼板を製造し、低合金鋼母材の強度、低温靱性（シャ
ルピー衝撃試験）、高合金の耐食性（孔食の有無で評
価、試験条件：１０％ＦｅＣｌ3 ・６Ｈ2 Ｏ溶液にＳＵ
Ｓ３１６Ｌは１５℃で４８時間、インコロイ８２５は３
０℃で４８時間浸漬）、低合金鋼と高合金の密着性（超
音波による探傷）を調査した。各種試験結果を表６に示
す。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】
【表５】
【００２８】
【表６】
【００２９】表１〜表６において、鋼１〜１０は本発明
鋼、１１〜２７は比較鋼を示す。本発明鋼１〜１０は低
合金鋼、高合金ともに全て良好な特性を有する。これに
対して、比較鋼１１〜２７は低合金鋼あるいは高合金の
特性が劣る。比較鋼１１は内層のＣ量が高いため、遷移
層でマルテンサイトが生成し、割れが発生した。比較鋼
１２は表層のＣ量が高いために遷移層でマルテンサイト
が生成し、割れが発生した。比較鋼１３は内層にＭｏが
添加されていないため強度が低下した。比較鋼１４は内
層にＴｉが添加されていないため低温靱性が劣化した。
比較鋼１５は加熱温度が低すぎるため強度、耐食性が劣
化した。比較鋼１６は加熱温度が高すぎるため、低温靱
性が劣化した。比較鋼１７は圧延終了温度が低すぎるた
め、耐食性が劣化した。比較鋼１８は圧延終了温度が高
すぎるため、低温靱性が劣化した。比較鋼１９は空冷時
間が短いため、耐食性が劣化した。比較鋼２０は空冷時
間が長く、水冷開始温度が低いため、強度、耐食性が劣
化した。比較鋼２１は冷却速度が小さすぎるため、強
度、耐食性が劣化した。比較鋼２２は冷却速度が大きす
ぎるため、低温靱性が劣化した。比較鋼２３は水冷停止
温度が高いため、強度、耐食性が劣化した。比較鋼２４
は焼戻し処理を実施していないため、遷移層で割れが発
生した。比較鋼２５は焼戻し温度が高いため、強度、靱
性が劣化し、耐食性も劣化した。比較鋼２６は遷移層の
割合が小さすぎるため、遷移層で割れが発生した。比較
鋼２７は遷移層の割合が大きすぎるため、強度、靱性が
劣化した。
鋼、１１〜２７は比較鋼を示す。本発明鋼１〜１０は低
合金鋼、高合金ともに全て良好な特性を有する。これに
対して、比較鋼１１〜２７は低合金鋼あるいは高合金の
特性が劣る。比較鋼１１は内層のＣ量が高いため、遷移
層でマルテンサイトが生成し、割れが発生した。比較鋼
１２は表層のＣ量が高いために遷移層でマルテンサイト
が生成し、割れが発生した。比較鋼１３は内層にＭｏが
添加されていないため強度が低下した。比較鋼１４は内
層にＴｉが添加されていないため低温靱性が劣化した。
比較鋼１５は加熱温度が低すぎるため強度、耐食性が劣
化した。比較鋼１６は加熱温度が高すぎるため、低温靱
性が劣化した。比較鋼１７は圧延終了温度が低すぎるた
め、耐食性が劣化した。比較鋼１８は圧延終了温度が高
すぎるため、低温靱性が劣化した。比較鋼１９は空冷時
間が短いため、耐食性が劣化した。比較鋼２０は空冷時
間が長く、水冷開始温度が低いため、強度、耐食性が劣
化した。比較鋼２１は冷却速度が小さすぎるため、強
度、耐食性が劣化した。比較鋼２２は冷却速度が大きす
ぎるため、低温靱性が劣化した。比較鋼２３は水冷停止
温度が高いため、強度、耐食性が劣化した。比較鋼２４
は焼戻し処理を実施していないため、遷移層で割れが発
生した。比較鋼２５は焼戻し温度が高いため、強度、靱
性が劣化し、耐食性も劣化した。比較鋼２６は遷移層の
割合が小さすぎるため、遷移層で割れが発生した。比較
鋼２７は遷移層の割合が大きすぎるため、強度、靱性が
劣化した。
【００３０】
【発明の効果】本発明によって低合金鋼の強度・低温靱
性と高合金の耐食性がともに優れた高品質のクラッド鋼
板の製造が可能となった。この結果、省エネルギー、省
工程が可能となった。また諸特性の向上により、パイプ
ラインの安全性が著しく向上した。
性と高合金の耐食性がともに優れた高品質のクラッド鋼
板の製造が可能となった。この結果、省エネルギー、省
工程が可能となった。また諸特性の向上により、パイプ
ラインの安全性が著しく向上した。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２２Ｆ 3/02
Claims (2)
- 【請求項１】 ２種の成分系Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造
を成している鋼板において、表層に位置するＡがＣ：
０．０２０％以下を含有するステンレス鋼またはニッケ
ル合金で、内層に位置するＢの成分が重量％で、 Ｃ：０．００５〜０．０２０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ：０．００２〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、表
層と内層との境界部に、鋼板板厚の２〜１０％の厚さの
遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊を素材として、熱間圧
延するに際し、１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱
後、圧延終了温度９００〜１０５０℃で圧延し、３０〜
２００秒間空冷した後、７５０℃以上の温度から５〜４
０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷
却し、その後空冷した後、６００℃以下の温度で焼戻し
処理することを特徴とする低温靱性と耐食性に優れた複
合鋼板の製造法。 - 【請求項２】 ２種の成分系Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造
を成している鋼板において、表層に位置するＡがＣ：
０．０２０％以下を含有するステンレス鋼またはニッケ
ル合金で、内層に位置するＢの成分が重量％で、 Ｃ：０．００５〜０．０２０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ：０．００２〜０．００６％ を含有し、さらに Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、表層と内層との境界部に、鋼板板厚
の２〜１０％の厚さの遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊
を素材として、熱間圧延するに際し、１１００〜１２５
０℃の温度範囲に加熱後、圧延終了温度９００〜１０５
０℃で圧延し、３０〜２００秒間空冷した後、７５０℃
以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以
下の任意の温度まで冷却し、その後空冷した後、６００
℃以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする低温靱
性と耐食性に優れた複合鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9763594A JPH07305112A (ja) | 1994-05-11 | 1994-05-11 | 低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9763594A JPH07305112A (ja) | 1994-05-11 | 1994-05-11 | 低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07305112A true JPH07305112A (ja) | 1995-11-21 |
Family
ID=14197616
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9763594A Withdrawn JPH07305112A (ja) | 1994-05-11 | 1994-05-11 | 低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07305112A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008055182A1 (en) * | 2006-11-02 | 2008-05-08 | Hydril Usa Manufacturing Llc | Heat treatment method of inlaid pressure vessels |
| WO2015059909A1 (ja) * | 2013-10-21 | 2015-04-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法 |
| WO2020020889A1 (de) * | 2018-07-27 | 2020-01-30 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Verfahren zur herstellung eines schwingungsbelasteten bauteils und verwendung dieses bauteils |
-
1994
- 1994-05-11 JP JP9763594A patent/JPH07305112A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008055182A1 (en) * | 2006-11-02 | 2008-05-08 | Hydril Usa Manufacturing Llc | Heat treatment method of inlaid pressure vessels |
| WO2015059909A1 (ja) * | 2013-10-21 | 2015-04-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2015059909A1 (ja) * | 2013-10-21 | 2017-03-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法 |
| WO2020020889A1 (de) * | 2018-07-27 | 2020-01-30 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Verfahren zur herstellung eines schwingungsbelasteten bauteils und verwendung dieses bauteils |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010731 |