JP2023510288A - 高耐食性ストリップ鋼およびその製造方法 - Google Patents

高耐食性ストリップ鋼およびその製造方法 Download PDF

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博 閻
四 海 焦
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Abstract

Figure 2023510288000001
本発明が、炭素鋼基底層および、炭素鋼基底層と圧延複合する耐食層を含む高耐食性ストリップ鋼を開示し、ただし、耐食層は、オーステナイトステンレス鋼又は純チタンであり、耐食層の厚さは、ストリップ鋼総厚さの０．５～５％である。なお、本発明が、前記の高耐食性ストリップ鋼の製造方法を開示し、それが、以下のステップを含む：（１）基底層材料と被覆層材料を得る；（２）ビレットの組み立；（３）予備加熱：ビレットを１１５０～１２５０℃の温度で予備加熱し、耐食層と炭素鋼の基底層の各元素が、界面での拡散を発生し、安定的な遷移層を形成した後、室温まで徐冷する；（４）二次加熱と圧延；（５）水冷の後に、巻取りを行う。当該高耐食性ストリップ鋼が、合理的な成分設計、厚さ設計およびプロセス設計により、最終的に、高耐食性の表面、優れた層間接合性、優れた力学性能、および優れた加工性を有することを満たす高耐食性ストリップ鋼を得ることが期待される。

Description

本発明は鋼種及びその製造方法に関し、特に耐食帯鋼及びその製造方法に関する。
先行技術では、鋼材の表面に亜鉛や亜鉛合金のめっきを施して耐食性を向上させる以外に、炭素鋼の耐食性を向上させる方法があり、すなわち、圧延複合によって、炭素鋼板表面に高耐食性層を形成することであり、この方法には、圧延後のコーティング・めっき工程を必要とせず、亜鉛めっきで得られる層よりはるかに高い耐食性が得られる；その原因としては、圧延複合された高耐食性層と炭素鋼の間は、冶金的に結合されるため、鋼板の強度と加工性を確保できるとともに、優れた耐食性を有することで、製品をアップグレードすることである。しかし、先行技術では、圧延複合プロセスは、高耐食性層の厚さに制限され、高耐食性層の厚さをさらに薄くしようとすると、ビレットの組み立、加熱、圧延の困難性が急激に高まり、現在業界では成功例はない。
高耐食性層の厚さが全厚さの５％以内である鋼板または鋼帯の場合、その困難さは極めて高く、その困難さは特に以下の通りである：
（１）高耐食層とマトリックス金属である炭素鋼板の比が通常１：５０以上と大きく異なるため、材料特性の差が大きく、そして加熱工程、圧延工程、又は熱処理工程の制御が困難である。これらの困難とは、具体的には、例えば、加熱過程での温度不均一による変形膨らみにより、高耐食層とマトリックス金属との結合ができなくなること、また、例えば、圧延過程で高耐食層がマトリックス金属から分離して割れやすく、最終鋼板の厚さの均一性を確保しにくくなることである。
（２）総厚さは０．２～２ｍｍにある熱間・冷間圧延ストリップ鋼に対して、その高耐食性層の厚さは、わずか２０～１００μｍであり、もし初期の複合を完成していなければ、結合の品質は良くなく、その後の酸洗、成形などの他の処理の後、完成品の耐腐食層の連続性と均一性を確保できず、後の使用に大きな問題をもたらす。
（３）一部の鋼板では、炭素鋼板層の炭素含有量が高い場合、安定化元素が不足すると、高耐食性層と炭素鋼板層と間の界面結合部にある炭素鋼板側に、明らかな脱炭層が生じ、炭素鋼板層のマトリックス組織が不均一となり、加工後に表面欠陥が生じやすく、最終製品の力学性能も満足し難くなる。
これに基づき、合理的な成分設計、厚さ設計およびプロセス設計により、最終的に、得られる鋼板または鋼帯が高耐食性の表面、優れた層間接合性、優れた力学性能、および優れた加工性を有することを満たす高耐食性ストリップ鋼を得ることが期待される。
本発明の目的の一つは、合理的な成分設計、厚さ設計およびプロセス設計により、最終的に、得られる鋼板または鋼帯が高耐食性の表面、優れた層間接合性、優れた力学性能、および優れた加工性を有することを満たす高耐食性ストリップ鋼を提供することである。
前記の目的を達成するために、本発明が、炭素鋼基底層および、炭素鋼基底層と圧延複合する耐食層を含む高耐食性ストリップ鋼を提案し、ただし、耐食層は、オーステナイトステンレス鋼又は純チタンであり、耐食層の厚さは、ストリップ鋼総厚さの０．５～５％である。
本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼には、耐食層の厚さは、最終的なストリップ鋼製品の性能に決定的な影響を及ぼし、耐食層の厚さが厚すぎると、ストリップ鋼製品の力学性能に影響を与え、コストが高くなる。耐食層の厚さが薄すぎると、高耐食性ストリップ鋼の耐食性および使用寿命が低下する。これに基づき、本発明に記載された技術案において、耐食層の厚さをストリップ鋼の総厚さの０．５～５％に制御する。
なお、本願の耐食層は、厚さがストリップ鋼の総厚さの０．５～５％であり、従来技術の一般的な被覆層よりもはるかに薄い極薄の耐食層であることに留意する必要がある。
さらに、耐食層に使用されるオーステナイトステンレス鋼や純チタンは、単に国内規格や国際規格を満たしていればよく、使用条件によって、耐食性の異なるオーステナイトステンレス鋼や純チタン選択することができ、例えば、オーステナイトステンレス鋼として、３０４、３０４Ｌ、３１６、３１６Ｌを採用しても良く、純チタンとして、ＴＡ２を採用しても良いことに注意が必要である。
さらに、最終的なストリップ鋼完成品の高い力学性能を考慮すると、炭素鋼の基底層として、高強度で良好な加工性を保証する炭素鋼の基底層を使用しても良い。
さらに、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼において、炭素鋼の基底層の化学元素質量百分比は：
Ｃ：０．０１～０．２０％；
Ｓｉ：０．１０～０．５％；
Ｍｎ：０．５～２．０％；
Ａｌ：０．０２～０．０４％；
Ｔｉ：０．００５～０．０１８％；
Ｎｂ：０．００５～０．０２０％；
残部は、Ｆｅと他の不可避不純物である。
さらに、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、ＴｉとＮｂの含有量は、以下の少なくとも一つを満たす：
Ｃ：０．０１～０．１８％；
Ｓｉ：０．１０～０．３％；
Ｍｎ：０．５～１．５％；
Ａｌ：０．０２～０．０３％；
Ｔｉ：０．００５～０．０１５％；
Ｎｂ：０．００５～０．０１５％。
上記の技術案において、炭素鋼の基底層の各化学元素の設計原理は以下の通りである：
Ｃ：本発明に記載された技術案において、Ｃはオーステナイトの安定化元素であり、鋼中では固溶強化元素として作用し、鋼の強度を大幅に向上させることができるが、Ｃの質量百分比が高すぎると、溶接性や靭性が損なわれ、また、パーライト組織やマルテンサイトなどの硬質相組織が増加しやすくなり、鋼の耐食性に悪影響を及ぼす。したがって、鋼板の強度・靭性のマッチングと炭素鋼材料の耐食性に対する要求とを考慮すると、本願のＣの質量百分比を０．０１～０．２０％の範囲に制御すれば、圧延後の空冷時に本願の高耐食性ストリップ鋼が一定の硬さ・強度を確保することに寄与することができるが、Ｃの質量百分比は高すぎると、炭素鋼の基底層の溶接性を悪化させ、特に、本願の耐食層の厚さは、ストリップ鋼の総厚さの０．５～５％であるので、溶接性に悪影響を与えないためには、Ｃの質量百分比を上記範囲にすることがより一層重要である。一部の好ましい実施形態において、Ｃの質量百分比は、さらに０．０１～０．１８％に制御しても良い。一部の好ましい実施形態において、Ｃの質量百分比をさらに０．１０～０．２０％、より好ましくに０．１０～０．１８％に制御しても良い。
Ｓｉ：本発明に記載された技術案において、鋼にＳｉを添加することにより、鋼の純度を高め、脱酸の作用を達成する。Ｓｉは、鋼中では固溶強化元素として作用するが、Ｓｉの質量百分比が高すぎると、溶接性能に不利であるので、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼には、Ｓｉの質量百分比を、０．１０～０．５％に制御することで、耐食層の耐食性に悪影響を与えず、炭素鋼の基底層の良好な溶接性を確保することができる。一部の好ましい実施形態において、Ｓｉの質量百分比は、さらに０．１０～０．３％に制御しても良い。ある好ましい実施形態において、Ｓｉの質量百分率を０．１５～０．３５％に制御する。
Ｍｎ：本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼に対して、Ｍｎは、パーライト転移を遅延させ、臨界冷却速度を低下させ、鋼の焼入れ性を向上させることができる同時に、鋼材の固溶強化効果もあり、鋼の主な固溶強化元素である。しかし、Ｍｎの質量百分比が高すぎると、偏析区域とマルテンサイト組織が発生しやすくなり、鋼の靭性に悪影響を及ぼす。また、偏析区域があると、鋼の耐食性が低下する。これに基づき、本発明に記載された技術案において、Ｍｎの質量百分比を０．５～２．０％に制御しても良い。一部の好ましい実施形態において、Ｍｎの質量百分比は、さらに０．５～１．５％に制御しても良い。
Ａｌ：本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼に対して、Ａｌは強脱酸元素である。鋼中の酸素含有量をできるだけ低くすることを確保するために、本発明に記載された技術案において、Ａｌの質量百分比を０．０２～０．０４％に制御する。脱酸後の過剰なＡｌと鋼中の窒素は、ＡｌＮ析出物を形成し、最終ストリップ鋼製品の強度を向上し、熱処理加熱時に、鋼の元素オーステナイト粒度を微細化することができる。一部の好ましい実施形態において、Ａｌの質量百分比は、さらに０．０２～０．０３％に制御しても良い。
Ｔｉ：本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼に対して、Ｔｉは強炭素化物の形成元素であり、鋼に微量のＴｉを添加することは、鋼におけるＮの固定を促し、形成されたＴｉＮは、ビレットから継承された炭素鋼の高耐食性ストリップ鋼を作ることができるマトリックスオーステナイト晶粒が過度に成長しなく、元のオーステナイト粒度を微細化する。また、Ｔｉは、鋼中の炭素や硫黄と反応し、ＴｉＣ、ＴｉＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２を生成し、介在物や第２相粒子として存在する。Ｔｉの上記の炭窒化物析出物は、溶接時の熱影響区域の晶粒成長を抑制し、溶接性を向上させることができる。したがって、本発明に記載された技術案において、Ｔｉの質量百分比を０．００５～０．０１８％に制御する。一部の好ましい実施形態において、Ｔｉの質量百分比は、さらに０．００５～０．０１５％に制御しても良い。
Ｎｂ：本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼に対して、Ｎｂは強炭素化物の形成元素であり、炭素鋼の基底層への少量のＮｂの添加は、主に再結晶温度を上昇させるためであり、比較的に高い最終圧延温度と相まって、本願の高耐食性ストリップ鋼は圧延終了時に再結晶区域と未再結晶区域での晶粒を微細化し、炭素鋼の基底層の低温衝撃靭性の向上に寄与する。したがって、本発明に記載された技術案において、Ｎｂの質量百分比を０．００５～０．０２０％に制御する。一部の好ましい実施形態において、Ｎｂの質量百分比は、さらに０．００５～０．０１５％に制御しても良い。
さらに、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼において、さらに以下の化学元素の少なくとも一つを含有する：０＜Ｂ≦０．０００３％；０＜Ｎ≦０．００６％；０＜Ｎｉ≦０．２０％；０＜Ｃｒ≦０．２０％；０＜Ｍｏ≦０．１０％；０＜Ｓｂ≦０．３０％；０＜Ｖ≦０．３０％；０＜Ｗ≦０．３０％；０＜Ｃｕ≦０．３０％；０＜Ｓｎ≦０．３０％；０＜Ｂｉ≦０．３０％；０＜Ｓｅ≦０．３０％；０＜Ｔｅ≦０．３０％；０＜Ｇｅ≦０．３０％；０＜Ａｓ≦０．３０％；０＜Ｃａ≦０．３０％；０＜Ｍｇ≦０．３０％；０＜Ｚｒ≦０．３０％；０＜Ｈｆ≦０．３０％；０＜希土類元素≦０．５０％。
上記の元素の中で、例えば、Ｂは以下のような役割を果たすことができる：Ｂは、鋼の焼入れ性を大幅に向上させることができる；より良好な微細組織、例えば全フェライト＋パーライトを得、ベイナイトの生成を抑制するために、本願の高耐食性ストリップ鋼の耐食層厚さは総厚さの０．５％－５％の範囲にある場合、本願には、添加されたＢの質量百分比は、０＜Ｂ≦０．０００３％に限定しても良い。
Ｎｉに対して、Ｎｉはオーステナイトを安定する元素であり、強度を向上させる役割を有し、鋼、特に調質鋼にＮｉを添加すると、鋼の低温衝撃靭性を大幅に向上させることができるので、本発明に記載された技術案において、添加されたＮｉは、０＜Ｎｉ≦０．２０％の質量％に限定されてもよい。いくつの実施形態において、添加されたＮｉの質量百分比は、０＜Ｎｉ≦０．１０％である。
Ｃｒに対して、Ｍｎより、Ｃｒの偏析傾向は小さく、炭素鋼の基底層にＭｎの質量百分比が高く、鋼に明らかな偏析区域や帯状組織を生じさせる場合、Ｍｎの質量百分比を適切に減少させ、Ｃｒを添加しても良い。また、炭素鋼の基底層へのＣｒの添加は、耐食層から炭素鋼の基底層へのＣｒの拡散を抑制する効果もあるので、本発明に記載された技術案において、添加されたＣｒの質量百分比を０＜Ｃｒ≦０．２０％に限定しても良い。
Ｍｏに対して、Ｍｏが、明らかに晶粒を微細化し、強度と靭性を向上できる；Ｍｏは、鋼の焼戻し脆性を低減すると同時に、焼戻し時に非常に微細な炭化物を析出させ、鋼のマトリックスを著しく強化する；Ｍｏの添加は、鋼板の空冷過程に発生しやすい自己焼鈍性脆性を抑制するのに役立つので、本発明に記載された技術案において、添加されたＭｏの質量百分比は、０＜Ｍｏ≦０．１０％に限定しても良い。
さらに、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼において、他の不可避不純物には、Ｐ≦０．０１５％；かつ／又はＳ≦０．０１０％である。
本発明に記載された技術案において、Ｓは鋼中のＭｎと反応し、塑性介在物ＭｎＳを形成し、鋼の横塑性、靭性を損なうので、Ｓの質量百分比はできるだけ低くする必要がある。Ｐも鋼の有害元素で、鋼板の塑性変形や靭性を著しく損ねる。したがって、ＰとＳの質量百分比をできるだけ低くして、製鉄所における実際の鉄鋼生産レベルを考慮すると、Ｐ≦０．０１５％および／またはＳ≦０．０１０％に限定する。
本発明の一部の実施形態において、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼において、炭素鋼の基底層の化学元素質量百分比は：Ｃ：０．０１～０．２０％、好ましくに０．０１～０．１８％、より好ましくに０．１０～０．１８％；Ｓｉ：０．１０～０．５％、好ましくに０．１０～０．３％又は０．１５～０．３５％；Ｍｎ：０．５～２．０％、好ましくに０．５～１．５％；Ａｌ：０．０２～０．０４％、好ましくに０．０２～０．０３％；Ｔｉ：０．００５～０．０１８％、好ましくに０．００５～０．０１５％；Ｎｂ：０．００５～０．０２０％、好ましくに０．００５～０．０１５％；Ｎ：０＜Ｎ≦０．００６％、好ましくに０．００３５～０．００５５％；Ｍｏ：≦０．１０％；Ｃｒ：≦０．２０％；Ｎｉ：≦０．２０％、好ましくに≦０．１０％；残部は、Ｆｅと他の不可避不純物である。さらに、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼において、炭素鋼の基底層の微細組織は、フェライトとパーライトであり、オーステナイトステンレス鋼の耐食層の微細組織は、オーステナイトであり、炭素鋼の基底層と耐食層の間に遷移層は、パーライトとフェライトである。
さらに、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼において、その引張強度≧５００ＭＰａ、好ましくに≧５３０ＭＰａ、降伏強度は、３７０～５１０ＭＰａ、伸び≧３０％である。
さらに、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼において、その引張強度≧６００ＭＰａ、降伏強度は、４７０～５１０ＭＰａ、伸び≧３５％である。いくつの実施形態において、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼の引張強度は、６００～６５０ＭＰａであり、降伏強度は、４７０～５１０ＭＰａであり、伸びは、３５～４０％である。
さらに、本発明の高耐食性ストリップ鋼は、熱間圧延ストリップ鋼又は冷間圧延ストリップ鋼である。
対応的に、本発明のもう一つ目的は、高耐食性ストリップ鋼を製造する方法を提供し、当該製造方法で高耐食性ストリップ鋼を得られる。
上記の目的を達成するために、本発明は、以下のステップを含む、高耐食性ストリップ鋼を製造する方法を提案する：
（１）基底層材料として炭素鋼の基底層を得、被覆層材料として耐食層を得る；
（２）ビレットの組み立て；
（３）予備加熱：ビレットを１１５０～１２５０℃の温度で予備加熱し、耐食層と炭素鋼の基底層の各元素が、界面での拡散を発生し、安定的な遷移層を形成した後、室温まで徐冷する；
（４）二次加熱と圧延：１１００～１２００℃の温度で二次加熱し、複数パスの圧延を行い、最終圧延温度を９００℃以上に制御する；
（５）水冷の後に、巻取りを行う。
本発明に記載された技術案において、予備加熱により、ビレット表面の耐食層は、均一なオーステナイト化組織になり、元に存在する可能性のある炭素化物が完全に溶解し、かつ炭素鋼の基底層における合金元素の化合物の全部又は一部を溶解し、耐食層と炭素鋼の基底層の各元素が、界面での拡散を発生し、安定的な遷移層を形成した後、室温まで徐冷する。
さらに、本発明に記載された製造方法において、ステップ（１）において、被覆層材料の各層の厚さは、５～２０ｍｍ、好ましくに８～１５ｍｍである。
さらに、本発明の製造方法では、ステップ（１）において、基底層材料の厚さは、３００～３７０ｍｍである。
さらに、本発明の製造方法では、ステップ（４）において、圧延の総圧下率を７０％以上に制御する。いくつの実施形態において、圧延の総圧下率を９０％以上に制御する。
さらに、本発明の製造方法では、ステップ（４）において、最終圧延温度を、９２０～１０００℃に制御する。
さらに、本発明の製造方法では、ステップ（５）において、巻取り温度を５００～６５０℃、好ましくに５５０～６５０℃に制御する。
さらに、本発明に記載された製造方法において、ステップ（５）の後に、さらに表面処理ステップ又は冷間圧延ステップを含む。
前記の表面処理ステップは、酸洗又は机械法スケール除去を含む。
さらに、前記冷間圧延ステップにおいて、冷間圧延焼鈍温度を、６００～７５０℃に制御する。
従来技術と比較して、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼およびその製造方法は、以下の利点および有益な効果を有する：
適当な厚さを有する耐食層および炭素鋼の基底層を設置することで、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼は、高耐食性と良好な力学性能を有する鋼板／鋼帯を得る。
いくつの実施形態において、耐食層と炭素鋼の基底層が、ある厚さの遷移層組織を形成し、耐食層と炭素鋼の基底層の間の完全に冶金的な結合を達成し、耐食性能と力学性能を維持する同時、材料の適用性と経済性を高め、現行の炭素鋼材料の本質的な痛点を解決し、現在のメッキシート製品には達成できない耐食性、結合強度、と耐久性を備え、かつ省エネ、環境に優しい、メンテナンスフリーであり、大きな意義と広い将来性を持っている。
本発明は、さらに、本発明のいずれか一つの実施形態に記載された方法で得られる高耐食性ストリップ鋼を含む。本発明の高耐食性ストリップ鋼の耐食性能は、被覆層材料に使用される材料の耐食性能に達することができる。
また、本発明の製造方法も、上記の利点と有益な効果を有する。
模式的に、いくつの実施形態において本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼の構造を示す。 模式的に、もう一部の実施形態において本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼の構造を示す。 実施例１の高耐食性ストリップ鋼の上表面の典型的な組織写真である。 実施例１の高耐食性ストリップ鋼の下表面の典型的な組織写真である。 実施例２の高耐食性ストリップ鋼の典型的な組織写真である。 実施例６の高耐食性ストリップ鋼の典型的な組織写真である。
以下、明細書図面の説明および具体的な実施例に基づいて、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼およびその製造方法をさらに解釈・説明するが、該解釈・説明は本発明の技術方案を不当に制限するものではない。
実施例１～６
実施例１－６の高耐食性ストリップ鋼は、以下のステップで製造された：
（１）基底層材料と被覆層材料を得、ただし、マトリックス層と被覆層材料の各化学成分割合は、表１を参照する。
（２）ビレットの組み立：ビレットの組み立の際に、高耐食性ストリップ鋼の厚さがビレット総厚さの０．５％～５％になるように、ビレットの組み立を行う。いくつの実施形態において、ビレットの組み立の前に、マトリックス層と被覆層材料に対し前処理を行い、その後、マトリックス層と被覆層材料の間の接着面を全周溶接・封止し、溶接・封止された接着面を真空吸引で処理する。
（３）予備加熱：ビレットを１１５０～１２５０℃の温度で予備加熱し、耐食層と炭素鋼の基底層の各元素が、界面での拡散を発生し、安定的な遷移層を形成した後、室温まで徐冷する。
（４）二次加熱と圧延：１１００～１２００℃の温度で二次加熱し、複数パスの圧延を行い、最終圧延温度を９００℃以上に制御する。
（５）水冷の後に、巻取りを行う。
いくつの実施形態において、ステップ（４）において、圧延の総圧下率を７０％以上に制御する。
一部の好ましい実施形態において、ステップ（４）において、最終圧延温度を９２０～１０００℃に制御しても良い。
一部の他の実施形態において、ステップ（５）において、巻取り温度を５００～６５０℃に制御しても良い。
いくつの実施形態において、ステップ（５）の後に、熱間圧延高耐食性ストリップ鋼コイルに、酸洗又は机械法スケール除去を含む表面処理を行っても良い。
一部の他の実施形態において、ステップ（５）の後に、冷間圧延高耐食性ストリップ鋼コイルを得るために、冷間圧延焼鈍を行っても良い。
実施例１～６の高耐食性ストリップ鋼の各化学元素の質量百分配合比は表１に示す。
Figure 2023510288000002
表２には、実施例１－６の高耐食性ストリップ鋼の具体的なプロセスパラメーターを示す。
Figure 2023510288000003
本願の実施効果を検証し、かつ従来技術と比較してこの場合の優れた効果を証明するために、実施例１～６の高耐食性ストリップ鋼を試験し、テスト結果を表３に示す。
Figure 2023510288000004
図１は、模式的に、いくつの実施形態において本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼の構造を示す。
図１に示されたように、本実施形態において、高耐食性ストリップ鋼は、炭素鋼の基底層１および、炭素鋼の基底層１の上下表面と圧延複合する耐食層２を含み、耐食層２は、オーステナイトステンレス鋼又は純チタンであっても良く、耐食層の厚さは、ストリップ鋼総厚さの０．５～５％である。
図２は、模式的に、もう一部の実施形態において本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼の構造を示す。
図２に示されたように、本実施形態において、高耐食性ストリップ鋼は、炭素鋼の基底層１および、炭素鋼の基底層１の上表面と圧延複合する耐食層２（もちろん、一部の他の実施形態において、耐食層２は、炭素鋼の基底層１の下表面と圧延複合しても良い）を含み、耐食層２は、オーステナイトステンレス鋼又は純チタンであっても良く、耐食層の厚さは、ストリップ鋼総厚さの０．５～５％である。
図３は、実施例１の高耐食性ストリップ鋼の上表面の典型てきな組織写真である。図４は、実施例１の高耐食性ストリップ鋼の下表面の典型てきな組織写真である。
図３と図４によって、実施例１の高耐食性ストリップ鋼において、炭素鋼の基底層１の微細組織は、フェライトとパーライトであり、耐食層２は、オーステナイトステンレス鋼耐食層である、耐食層２の微細組織は、オーステナイトであり、炭素鋼の基底層１と耐食層２の間の遷移層は、フェライトとパーライトであることが分かる。
図５は、実施例２の高耐食性ストリップ鋼の典型的な組織写真である。
図５に示されたように、実施例２の高耐食性ストリップ鋼において、炭素鋼の基底層１の微細組織は、フェライトとパーライトであり、耐食層２は、オーステナイトステンレス鋼耐食層である、耐食層２の微細組織は、オーステナイトであり、炭素鋼の基底層１と耐食層２の間の遷移層は、フェライトとパーライトである。図５によって、実施例２の高耐食性ストリップ鋼の厚さは３．５ｍｍであり、耐食層２の厚さは４０μｍであることはわかる。
図６は、実施例６の高耐食性ストリップ鋼の典型的な組織写真である。
図６に示されたように、実施例６の高耐食性ストリップ鋼において、炭素鋼の基底層１の微細組織は、フェライトとパーライトであり、耐食層２は、純チタン耐食層であり、その微細組織はα－Ｔｉであり、炭素鋼の基底層１と耐食層２の間の遷移層は、フェライトとパーライトである。実施例６の高耐食性ストリップ鋼の厚さは、０．５ｍｍであり、耐食層２の各層の厚さは、２０μｍである。
つまり、適当な厚さを有する耐食層および炭素鋼の基底層を設置することで、本発明に記載された高耐食性ストリップ鋼は、高耐食性と良好な力学性能を有する鋼板／鋼帯を得る。
いくつの実施形態において、耐食層と炭素鋼の基底層が、ある厚さの遷移層組織を形成し、耐食層と炭素鋼の基底層の間の完全に冶金的な結合を達成し、耐食性と力学性能を維持する同時、材料の適用性と経済性を高め、現行の炭素鋼材料の本質的な痛点を解決し、現在のメッキシート製品には達成できない耐食性、結合強度、と耐久性を備え、かつ省エネ、環境に優しい、メンテナンスフリーであり、大きな意義と広い将来性を持っている。
また、本発明の製造方法も、上記の利点と有益な効果を有する。
本発明の保護の範囲における従来技術部分は、本出願書類に記載の実施例に限定されるものではなく、本発明の方案と矛盾しない先行技術（先行の特許文献、先行の公開出版物、先行の公開使用などを含むが、それらに限定されない）は、全て本発明の保護の範囲に取り入れられることを説明すべきである。
また、本願における各技術特徴の組み合わせは、本願の特許請求の範囲に記載の組み合わせ、若しくは具体的な実施例に記載の組み合わせに限定されるものではなく、互いに矛盾していない限り、本願の記載の技術特徴は全て任意の形態で自由に組み合わせる若しくは結合することができる。
さらに、以上に挙げられた実施例は、本発明の具体的な実施例に過ぎないことも、注意すべきである。本発明は上記の実施例に限定されるものではなく、当業者が本発明の開示内容から直接的に導き出すことができる、又は容易に想到することができる類似の変化若しくは変形はいずれも、本発明の保護範囲に含まれることは、明らかである。

Claims (15)

  1. 炭素鋼基底層および、炭素鋼基底層と圧延複合する耐食層を含み、ただし、耐食層は、オーステナイトステンレス鋼又は純チタンであり、耐食層の厚さは、ストリップ鋼総厚さの０．５～５％であることを特徴とする耐食性ストリップ鋼。
  2. 前記炭素鋼の基底層的化学元素質量百分比は以下の通りであることを特徴とする請求項１に記載された耐食ストリップ鋼：
    Ｃ：０．０１～０．２０％；
    Ｓｉ：０．１０～０．５％；
    Ｍｎ：０．５～２．０％；
    Ａｌ：０．０２～０．０４％；
    Ｔｉ：０．００５～０．０１８％；
    Ｎｂ：０．００５～０．０２０％；
    残部は、Ｆｅと他の不可避不純物である。
  3. Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、ＴｉとＮｂの含有量は、以下の少なくとも一つを満たすことを特徴とする請求項２に記載された耐食ストリップ鋼：
    Ｃ：０．０１～０．１８％；
    Ｓｉ：０．１０～０．３％；
    Ｍｎ：０．５～１．５％；
    Ａｌ：０．０２～０．０３％；
    Ｔｉ：０．００５～０．０１５％；
    Ｎｂ：０．００５～０．０１５％。
  4. さらに以下の化学元素の少なくとも一つを含有することを特徴とする請求項１に記載された耐食ストリップ鋼：０＜Ｂ≦０．０００３％；０＜Ｎ≦０．００６％；０＜Ｎｉ≦０．２０％；０＜Ｃｒ≦０．２０％；０＜Ｍｏ≦０．１０％；０＜Ｓｂ≦０．３０％；０＜Ｖ≦０．３０％；０＜Ｗ≦０．３０％；０＜Ｃｕ≦０．３０％；０＜Ｓｎ≦０．３０％；０＜Ｂｉ≦０．３０％；０＜Ｓｅ≦０．３０％；０＜Ｔｅ≦０．３０％；０＜Ｇｅ≦０．３０％；０＜Ａｓ≦０．３０％；０＜Ｃａ≦０．３０％；０＜Ｍｇ≦０．３０％；０＜Ｚｒ≦０．３０％；０＜Ｈｆ≦０．３０％；０＜希土類元素≦０．５０％。
  5. 他の不可避不純物において：Ｐ≦０．０１５％；かつ／又はＳ≦０．０１０％であることを特徴とする請求項１に記載された耐食ストリップ鋼。
  6. 前記耐食ストリップ鋼炭素鋼の基底層の化学元素質量百分比は：Ｃ：０．０１～０．２０％；Ｓｉ：０．１０～０．５％；Ｍｎ：０．５～２．０％；Ａｌ：０．０２～０．０４％；Ｔｉ：０．００５～０．０１８％；Ｎｂ：０．００５～０．０２０％；Ｎ：０＜Ｎ≦０．００６％；Ｍｏ：≦０．１０％；Ｃｒ：≦０．２０％；Ｎｉ：≦０．２０％、好ましくに≦０．１０％；残部は、Ｆｅと他の不可避不純物であることを特徴とする請求項１に記載された耐食ストリップ鋼。
  7. 炭素鋼の基底層の微細組織は、フェライトとパーライトであり、オーステナイトステンレス鋼の耐食層の微細組織は、オーステナイトであり、炭素鋼の基底層と耐食層の間に遷移層は、パーライトとフェライトであることを特徴とする請求項１に記載された耐食ストリップ鋼。
  8. 引張強度≧５００ＭＰａ、降伏強度は３７０～５１０ＭＰａであり、伸び≧３０％であることを特徴とする請求項１に記載された耐食ストリップ鋼。
  9. 以下のステップを含むことを特徴とする請求項１－８のいずれか一つに記載された耐食ストリップ鋼の製造方法：
    （１）基底層材料として炭素鋼の基底層を得、被覆層材料として耐食層を得る；
    （２）ビレットの組み立；
    （３）予備加熱：ビレットを１１５０～１２５０℃の温度で予備加熱し、耐食層と炭素鋼の基底層の各元素が、界面での拡散を発生し、安定的な遷移層を形成した後、室温まで徐冷する；
    （４）二次加熱と圧延：１１００～１２００℃の温度で二次加熱し、複数パスの圧延を行い、最終圧延温度を９００℃以上に制御する；
    （５）水冷の後に、巻取りを行う。
  10. ステップ（４）において、圧延の総圧下率は７０％以上であることを特徴とする請求項８に記載された製造方法。
  11. ステップ（４）において、最終圧延温度を９２０～１０００℃に制御することを特徴とする請求項８に記載された製造方法。
  12. ステップ（５）において、巻取り温度を５００～６５０℃に制御することを特徴とする請求項８に記載された製造方法。
  13. ステップ（５）の後に、さらに表面処理ステップ又は冷間圧延ステップを含むことを特徴とする請求項８に記載された製造方法。
  14. 前記の表面処理ステップは、酸洗又は机械法スケール除去を含み、前記冷間圧延ステップにおいて、冷間圧延焼鈍温度を、６００～７５０℃に制御することを特徴とする請求項１３に記載された製造方法。
  15. ステップ（１）において、被覆層材料の各層の厚さは、５～２０ｍｍであり、基底層材料の厚さは、３００～３７０ｍｍであることを特徴とする請求項８に記載された製造方法。
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