JPH07305140A - 低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板 - Google Patents
低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板Info
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- JPH07305140A JPH07305140A JP9763694A JP9763694A JPH07305140A JP H07305140 A JPH07305140 A JP H07305140A JP 9763694 A JP9763694 A JP 9763694A JP 9763694 A JP9763694 A JP 9763694A JP H07305140 A JPH07305140 A JP H07305140A
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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
している鋼板において、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、
鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷移層を有する複合鋼
板。
る。 【構成】 ２種の成分系Ａ、Ｂ、Ａの順で複層構造を成
している鋼板において、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、
鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷移層を有する複合鋼
板。
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
た複合鋼板に関するものである。本発明の厚鋼板は、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
た複合鋼板に関するものである。本発明の厚鋼板は、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、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
（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、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ことを目的とするものである。
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ことを目的とするものである。
【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％、Ｃ
ａ：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
移層を有することを特徴とする低温靱性と耐食性に優れ
た複合鋼板にある。
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％、Ｃ
ａ：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
移層を有することを特徴とする低温靱性と耐食性に優れ
た複合鋼板にある。
【０００５】
【作用】本発明の鋼板は、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−Ｍｎ−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、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。
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−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、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。
【０００６】本発明においてステンレス鋼（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≦−６
０℃となるような高強度、高靱性の材料である。
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≦−６
０℃となるような高強度、高靱性の材料である。
【０００７】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２〜１０％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。
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。
【０００８】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
あるためであり、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、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
あるためであり、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、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。
【０００９】次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、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。
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。
【００１０】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
微細化効果を発揮させ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
微細化効果を発揮させ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。
【００１１】本発明では、必須の元素として、Ｎｂ：
０．００５〜０．１０％、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．
１０％超添加すると、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％、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．
１０％超添加すると、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。
【００１２】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
圧延を終了する場合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０．００５％のＴ
ｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、Ｔ
ｉＮ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
圧延を終了する場合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０．００５％のＴ
ｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、Ｔ
ｉＮ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。
【００１３】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、０．０
０５％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、０．００
３％以下である。
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、０．０
０５％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、０．００
３％以下である。
【００１４】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％超の添加は溶接性
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％超の添加は溶接性
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。
【００１５】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、０．００６％以下に抑える必要がある。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、０．００６％以下に抑える必要がある。次にＣｕ、
Ｃｒ、Ｃａを添加する理由について説明する。
【００１６】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。
【００１７】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は０．００１％未満で
は実用上効果がなく、また０．００５％を超えるとＣａ
Ｏ、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０．００１〜０．００
５％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は０．００１％未満で
は実用上効果がなく、また０．００５％を超えるとＣａ
Ｏ、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０．００１〜０．００
５％とした。
【００１８】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。
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。
【００１９】
【実施例】表１、表２（表１のつづき）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１５℃で４８時間、インコロイ８
２５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。各種試験結果を
表３に示す。
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１５℃で４８時間、インコロイ８
２５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。各種試験結果を
表３に示す。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】表１〜表３において、鋼１〜１０は本発明
鋼、１１〜２０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１１〜２０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に強度が低下した。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は内層のＭｎ量が低いため、低温靱性が
劣化した。鋼１６はＮｂが添加されていないため、低温
靱性が劣化した。鋼１７は内層のＮ量が低いため、低温
靱性が劣化した。鋼１８は内層のＡｌ量が多すぎるた
め、低温靱性が劣化した。比較鋼１９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２０
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、１１〜２０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１１〜２０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に強度が低下した。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は内層のＭｎ量が低いため、低温靱性が
劣化した。鋼１６はＮｂが添加されていないため、低温
靱性が劣化した。鋼１７は内層のＮ量が低いため、低温
靱性が劣化した。鋼１８は内層のＡｌ量が多すぎるた
め、低温靱性が劣化した。比較鋼１９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２０
は遷移層の割合が大きすぎるため、強度、靱性が劣化し
た。
【００２４】
【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こと
を特徴とする低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板。 - 【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
遷移層を有することを特徴とする低温靱性と耐食性に優
れた複合鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9763694A JPH07305140A (ja) | 1994-05-11 | 1994-05-11 | 低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9763694A JPH07305140A (ja) | 1994-05-11 | 1994-05-11 | 低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07305140A true JPH07305140A (ja) | 1995-11-21 |
Family
ID=14197639
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9763694A Withdrawn JPH07305140A (ja) | 1994-05-11 | 1994-05-11 | 低温靱性と耐食性に優れた複合鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07305140A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103526129A (zh) * | 2013-09-27 | 2014-01-22 | 济钢集团有限公司 | 一种厚规格抗酸性腐蚀x65管线钢板及其制造方法 |
| CN104195435A (zh) * | 2014-07-24 | 2014-12-10 | 安徽广源科技发展有限公司 | 一种抗硫酸腐蚀的合金钢材料及其制造方法 |
| JP2015105399A (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 母材の低温靭性とｈａｚ靭性並びに合せ材の耐食性に優れた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 |
| CN105886924A (zh) * | 2016-04-28 | 2016-08-24 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种高强韧性能的低合金钢及其制备方法 |
| CN110499453A (zh) * | 2018-05-16 | 2019-11-26 | 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 |
-
1994
- 1994-05-11 JP JP9763694A patent/JPH07305140A/ja not_active Withdrawn
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