JP2663089B2 - 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板 - Google Patents
耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板Info
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- JP2663089B2 JP2663089B2 JP5045613A JP4561393A JP2663089B2 JP 2663089 B2 JP2663089 B2 JP 2663089B2 JP 5045613 A JP5045613 A JP 5045613A JP 4561393 A JP4561393 A JP 4561393A JP 2663089 B2 JP2663089 B2 JP 2663089B2
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- steel sheet
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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
として特定の低合金鋼を使用した耐食性と低温靱性に優
れた複合鋼板に関するものである。特に、この厚鋼板は
寒冷地におけるラインパイプにもっとも適する。
いはニッケル合金などの耐食性の優れた高合金を、内層
として特定の低合金鋼を使用した耐食性と低温靱性に優
れた複合鋼板に関するものである。特に、この厚鋼板は
寒冷地におけるラインパイプにもっとも適する。
【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
（たとえば特開昭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
これら圧延法や爆着法などを前提としたクラッド鋼板は
低合金鋼と高合金との密着面全体の密度性の確保に問題
があり、密着性の安定的な確保が大きな問題となってい
る。
（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
（たとえば特開昭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
これら圧延法や爆着法などを前提としたクラッド鋼板は
低合金鋼と高合金との密着面全体の密度性の確保に問題
があり、密着性の安定的な確保が大きな問題となってい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は高合金クラッ
ド鋼板において、優れた高合金の耐食性と母材の強度・
靱性と低合金鋼と高合金との密着性の確保を同時に達成
できる鋼板を提供するものである。
ド鋼板において、優れた高合金の耐食性と母材の強度・
靱性と低合金鋼と高合金との密着性の確保を同時に達成
できる鋼板を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、２種の
成分系を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：
０．０１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０
〜２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以
下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、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Ｎｉ：
０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種以上
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
遷移層を有することである。
成分系を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：
０．０１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０
〜２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以
下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、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Ｎｉ：
０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種以上
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
遷移層を有することである。
【０００５】
【作用】本発明は表層（両面）を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−Ｍｎ−Ｎｂ
−微量Ｔｉ）とした、いわゆる鋳込みクラッド鋼板にて
耐食性、高強度・高靱性の確保および低合金鋼と高合金
との密着性の確保を図った鋼板である。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
（ＡＰＩ規格）、低温靱性２ｖＥ-30 ≧１０ｋｇｆ−
ｍ、ｖＴｒｓ≦−６０℃となるような高強度、高靱性の
材料である。
ッケル合金とし、内層を低合金鋼（極低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｂ
−微量Ｔｉ）とした、いわゆる鋳込みクラッド鋼板にて
耐食性、高強度・高靱性の確保および低合金鋼と高合金
との密着性の確保を図った鋼板である。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
（ＡＰＩ規格）、低温靱性２ｖＥ-30 ≧１０ｋｇｆ−
ｍ、ｖＴｒｓ≦−６０℃となるような高強度、高靱性の
材料である。
【０００６】本発明鋼は２種の成分系を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２〜１０％の厚みから成る遷移層を有することが
必要である。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の界面で水素が補足される
ために水素割れが発生する。遷移層厚みを鋼板板厚の２
％以上とするのは、剥離や割れの発生を防止するための
限界値である。また遷移層厚みが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。このために遷移層の厚みは鋼板板厚の２〜１
０％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。然して、遷移層を挟んだＡ、Ｂ層は大きく混ざり
あ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。
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２〜１０％の厚みから成る遷移層を有することが
必要である。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の界面で水素が補足される
ために水素割れが発生する。遷移層厚みを鋼板板厚の２
％以上とするのは、剥離や割れの発生を防止するための
限界値である。また遷移層厚みが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。このために遷移層の厚みは鋼板板厚の２〜１
０％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。然して、遷移層を挟んだＡ、Ｂ層は大きく混ざり
あ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。
【０００７】つぎに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、Ｔｉ
量をそれぞれ、０．０１５％以下、１．０〜２．２％、
０．００５〜０．０７％、０．００５〜０．０３％に限
定する。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。したがって低合金鋼のＣ
量を０．０１５％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。
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、Ｔｉ
量をそれぞれ、０．０１５％以下、１．０〜２．２％、
０．００５〜０．０７％、０．００５〜０．０３％に限
定する。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。したがって低合金鋼のＣ
量を０．０１５％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。
【０００８】本発明では、必須の元素として、Ｎｂ：
０．００５〜０．０７％、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。
Ｎｂを０．００５％以上添加することによって結晶粒の
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０．０
７％以上添加すると、現地溶接性や溶接部の靱性が劣化
するので、その上限を０．０７％とした。またＴｉ添加
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（ＨＡ
Ｚ）靱性の改善に効果がある。この効果は高温で圧延を
終了する場合においてはとくに重要である。ＴｉＮの効
果を十分に発揮させるには、最低０．００５％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、その上限は０．０３％に制限する必要があ
る。
０．００５〜０．０７％、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。
Ｎｂを０．００５％以上添加することによって結晶粒の
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０．０
７％以上添加すると、現地溶接性や溶接部の靱性が劣化
するので、その上限を０．０７％とした。またＴｉ添加
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（ＨＡ
Ｚ）靱性の改善に効果がある。この効果は高温で圧延を
終了する場合においてはとくに重要である。ＴｉＮの効
果を十分に発揮させるには、最低０．００５％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、その上限は０．０３％に制限する必要があ
る。
【０００９】つぎにその他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、多く添加
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％、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、０．００３％以
下である。
する。Ｓｉは鋼を強靱化させる元素であるが、多く添加
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％、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、０．００３％以
下である。
【００１０】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％以上に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の洗浄度を害す
るので、上限を０．０５％とした。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。このための最小量は０．００２％である。
しかし多すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因と
なるので、その上限は０．００６％以下に抑える必要が
ある。
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％以上に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の洗浄度を害す
るので、上限を０．０５％とした。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。このための最小量は０．００２％である。
しかし多すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因と
なるので、その上限は０．００６％以下に抑える必要が
ある。
【００１１】つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａを添
加する理由について説明する。基本となる成分にさらに
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。したがって、その添加量は
自ら制限される性質のものである。Ｎｉは溶接性、ＨＡ
Ｚ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、０．０５％以下では効果が薄く、１．０
０％以上の添加は溶接性に好ましくないために上限を
１．００％とした。ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果ととも
に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、
０．０５％以下では効果が薄く、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。このため上限を１．００％とした。
加する理由について説明する。基本となる成分にさらに
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。したがって、その添加量は
自ら制限される性質のものである。Ｎｉは溶接性、ＨＡ
Ｚ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、０．０５％以下では効果が薄く、１．０
０％以上の添加は溶接性に好ましくないために上限を
１．００％とした。ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果ととも
に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、
０．０５％以下では効果が薄く、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。このため上限を１．００％とした。
【００１２】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、その上限を０．５％とする。Ｍｏは母材の強度を向
上させる元素であり、０．０５％以上添加しないとその
効果がない。しかし、０．３％を超えると溶接部靱性お
よび溶接性の劣化を招き好ましくないため、上限を０．
３％に限定する。
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、その上限を０．５％とする。Ｍｏは母材の強度を向
上させる元素であり、０．０５％以上添加しないとその
効果がない。しかし、０．３％を超えると溶接部靱性お
よび溶接性の劣化を招き好ましくないため、上限を０．
３％に限定する。
【００１３】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量は０．００１％以下では実用上効果が
なく、また、０．００５％を超えるとＣａＯ，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０．００１〜０．００５％とする。
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、０．００２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝
（Ｃａ）［１−１２４（Ｏ）］／１．２５（Ｓ）≧０．
７とすることがとくに有効である。
シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靱性を向上さ
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量は０．００１％以下では実用上効果が
なく、また、０．００５％を超えるとＣａＯ，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０．００１〜０．００５％とする。
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、０．００２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝
（Ｃａ）［１−１２４（Ｏ）］／１．２５（Ｓ）≧０．
７とすることがとくに有効である。
【００１４】
【実施例】表１に示す種々の成分の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ＳＵＳ３１６Ｌは１
５℃で４８時間、インコロイ８２５は３０℃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。
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ＳＵＳ３１６Ｌは１
５℃で４８時間、インコロイ８２５は３０℃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。
【００１５】
【表１】
【００１６】表２に実施例を示す。表１において、鋼１
〜７は本発明鋼、８〜１５は比較鋼を示す。本発明鋼１
〜７は低合金鋼、高合金ともすべて良好な特性を有す
る。これに対して、比較鋼８〜１５は低合金鋼あるいは
高合金の特性が劣る。比較鋼８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、割れが発生す
る。比較鋼９は内層にＴｉが添加されていないため、低
温靱性が劣る。比較鋼１０はＭｎ量が低いため、低温靱
性が劣る。鋼１１はＮｂが添加されていないため、低温
靱性が劣る。鋼１２はＮ量が低いため、低温靱性が劣
る。鋼１３はＮ量が多すぎるため、低温靱性が劣る。比
較鋼１４は遷移層の割合が小さすぎるため、遷移層で割
れが発生する。比較鋼１５は遷移層の割合が大きすぎる
ため、強度、靱性が劣化する。
〜７は本発明鋼、８〜１５は比較鋼を示す。本発明鋼１
〜７は低合金鋼、高合金ともすべて良好な特性を有す
る。これに対して、比較鋼８〜１５は低合金鋼あるいは
高合金の特性が劣る。比較鋼８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、割れが発生す
る。比較鋼９は内層にＴｉが添加されていないため、低
温靱性が劣る。比較鋼１０はＭｎ量が低いため、低温靱
性が劣る。鋼１１はＮｂが添加されていないため、低温
靱性が劣る。鋼１２はＮ量が低いため、低温靱性が劣
る。鋼１３はＮ量が多すぎるため、低温靱性が劣る。比
較鋼１４は遷移層の割合が小さすぎるため、遷移層で割
れが発生する。比較鋼１５は遷移層の割合が大きすぎる
ため、強度、靱性が劣化する。
【００１７】
【表２】
【００１８】
【発明の効果】本発明のクラッド鋼板により、低合金鋼
の強度・低温靱性と高合金の耐食性などの諸特性が向上
し、パイプラインの安全性が著しく向上した。
の強度・低温靱性と高合金の耐食性などの諸特性が向上
し、パイプラインの安全性が著しく向上した。
Claims (2)
- 【請求項１】 ２種の成分系で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 ：０．０１５％以下、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、 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
遷移層を有することを特徴とする耐食性と低温靭性に優
れた複合鋼板。 - 【請求項２】 ２種の成分系で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 ：０．０１５％以下、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．００６％、 さらに Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種以上
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
することを特徴とする耐食性と低温靱性に優れた複合鋼
板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5045613A JP2663089B2 (ja) | 1993-03-08 | 1993-03-08 | 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5045613A JP2663089B2 (ja) | 1993-03-08 | 1993-03-08 | 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06256905A JPH06256905A (ja) | 1994-09-13 |
| JP2663089B2 true JP2663089B2 (ja) | 1997-10-15 |
Family
ID=12724230
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5045613A Expired - Lifetime JP2663089B2 (ja) | 1993-03-08 | 1993-03-08 | 耐食性と低温靱性に優れた複合鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2663089B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103552292A (zh) * | 2013-10-12 | 2014-02-05 | 华南理工大学 | 一种加强筋嵌入型蜂窝集装箱地板结构 |
| 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 |
| DE102014114365A1 (de) * | 2014-10-02 | 2016-04-07 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Mehrschichtiges Stahlflachprodukt und daraus hergestelltes Bauteil |
| CN110499453B (zh) * | 2018-05-16 | 2021-09-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强双面不锈钢复合板及其制造方法 |
| CN108950309B (zh) * | 2018-09-10 | 2020-05-22 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种提高奥氏体不锈钢复合板晶界腐蚀性能的方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| JPH03285016A (ja) * | 1990-04-02 | 1991-12-16 | Nippon Steel Corp | 耐食性及び靭性に優れた複合鋼板の製造方法 |
-
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