JPH071162A - 圧力接合された複合材料及びその製造方法 - Google Patents
圧力接合された複合材料及びその製造方法Info
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- JPH071162A JPH071162A JP6097850A JP9785094A JPH071162A JP H071162 A JPH071162 A JP H071162A JP 6097850 A JP6097850 A JP 6097850A JP 9785094 A JP9785094 A JP 9785094A JP H071162 A JPH071162 A JP H071162A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ステンレス鋼及び炭素鋼から成る圧力接合さ
れた複合材料を提供する。 【構成】 複合材料は、少なくとも１つの安定化された
低炭素鋼のコア材料の層と、界面において接合された１
つのステンレス鋼の層とを備える。安定化された炭素鋼
は、コロンビウムと、安定化された炭素鋼からステンレ
ス鋼への炭素移動を阻止するために有効な量の少なくと
も１つの他の炭化物形成元素とを含む。複合材料は、Ａ
ＳＴＭ＃６よりも小さい物理的な結晶粒度を有する。
れた複合材料を提供する。 【構成】 複合材料は、少なくとも１つの安定化された
低炭素鋼のコア材料の層と、界面において接合された１
つのステンレス鋼の層とを備える。安定化された炭素鋼
は、コロンビウムと、安定化された炭素鋼からステンレ
ス鋼への炭素移動を阻止するために有効な量の少なくと
も１つの他の炭化物形成元素とを含む。複合材料は、Ａ
ＳＴＭ＃６よりも小さい物理的な結晶粒度を有する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、複合材料並びに該複合
材料の製造方法に関する。より詳細には、本発明は、圧
力接合されたステンレス鋼及び炭素鋼の複合材料、並び
に、該複合材料の製造方法に関する。
材料の製造方法に関する。より詳細には、本発明は、圧
力接合されたステンレス鋼及び炭素鋼の複合材料、並び
に、該複合材料の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】別個のスチール層から成る圧力接合され
た複合材料は種々の分野で使用される。本明細書で参照
する米国特許第３，６９３，２４２号に記載されるよう
に、例えば調理器具の如きある種の金属製品を製造する
際には、炭化物形成体を含むプレーン炭素鋼のコア層
と、ステンレス鋼の外側層とが使用される。本明細書に
おいては、米国特許第３，７９５，９７１号、第３，８
６２，４８４号、第３，９４４，３９６号及び第３，９
５６，８０９号も参照する。複合材料のステンレス鋼の
表面層は耐食性を有すると共に魅力的な外観を示し、一
方、プレーン炭素鋼のコア層は、ステンレス鋼の層より
も比較的良好な熱伝導性を有する。このタイプの複合材
料の典型的な例としては、通常の低炭素鋼のコア材料
と、Ａ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ３０４のステンレス鋼（Ｔ
−３０４）の表面層とを備えるＡ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ
３０４ＤＡ（”Ｔ−３０４ＤＡ”）である。通常のＴ−
３０４ＤＡを熱間処理する際には、通常、コイリングす
る前に熱間圧延されたバンドをホットランアウト・テー
ブル（ｈｏｔ ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）で約４８
２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却する。熱
間圧延されたバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）より
も低い温度まで冷却しないと、低炭素鋼のコア材料の炭
素がステンレス鋼の表面層と低炭素鋼のコアとの間の界
面領域に移動する。この炭素移動は、炭素の濃度勾配に
逆らって生じ、基本的には全体のより低い自由エネルギ
に依存する。濃度勾配に逆らうそのような移動は、プレ
ーン炭素鋼からステンレス鋼へと生ずることが多く、そ
の理由は、ステンレス鋼は、炭素を引き付けるクローム
を含むからである。
た複合材料は種々の分野で使用される。本明細書で参照
する米国特許第３，６９３，２４２号に記載されるよう
に、例えば調理器具の如きある種の金属製品を製造する
際には、炭化物形成体を含むプレーン炭素鋼のコア層
と、ステンレス鋼の外側層とが使用される。本明細書に
おいては、米国特許第３，７９５，９７１号、第３，８
６２，４８４号、第３，９４４，３９６号及び第３，９
５６，８０９号も参照する。複合材料のステンレス鋼の
表面層は耐食性を有すると共に魅力的な外観を示し、一
方、プレーン炭素鋼のコア層は、ステンレス鋼の層より
も比較的良好な熱伝導性を有する。このタイプの複合材
料の典型的な例としては、通常の低炭素鋼のコア材料
と、Ａ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ３０４のステンレス鋼（Ｔ
−３０４）の表面層とを備えるＡ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ
３０４ＤＡ（”Ｔ−３０４ＤＡ”）である。通常のＴ−
３０４ＤＡを熱間処理する際には、通常、コイリングす
る前に熱間圧延されたバンドをホットランアウト・テー
ブル（ｈｏｔ ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）で約４８
２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却する。熱
間圧延されたバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）より
も低い温度まで冷却しないと、低炭素鋼のコア材料の炭
素がステンレス鋼の表面層と低炭素鋼のコアとの間の界
面領域に移動する。この炭素移動は、炭素の濃度勾配に
逆らって生じ、基本的には全体のより低い自由エネルギ
に依存する。濃度勾配に逆らうそのような移動は、プレ
ーン炭素鋼からステンレス鋼へと生ずることが多く、そ
の理由は、ステンレス鋼は、炭素を引き付けるクローム
を含むからである。
【０００３】炭素は、界面領域に移動した後に炭化物を
形成し、これにより、上記界面領域付近には炭化物が富
化された領域が生ずる。この炭化物が富化された領域
は、引き抜き加工の際に、いわゆる「フッククラック
（Ｈｏｏｋ Ｃｒａｃｋｓ）」を生じ、最終製品に望ま
しくない欠陥をもたらす。また、炭素移動は、低炭素の
コア材料に粗いフェライト粒子層を形成し、これによ
り、「オレンジ ピール サーフェス（Ｏｒａｎｇｅ
Ｐｅｅｌ Ｓｕｒｆａｃｅ）」として知られる欠陥が最
終製品に生ずる。また、約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よ
りも低い温度まで冷却しないと、金属の分離が生じ、こ
れにより、１又はそれ以上のステンレス鋼の層が低炭素
鋼のコア層から剥離する。
形成し、これにより、上記界面領域付近には炭化物が富
化された領域が生ずる。この炭化物が富化された領域
は、引き抜き加工の際に、いわゆる「フッククラック
（Ｈｏｏｋ Ｃｒａｃｋｓ）」を生じ、最終製品に望ま
しくない欠陥をもたらす。また、炭素移動は、低炭素の
コア材料に粗いフェライト粒子層を形成し、これによ
り、「オレンジ ピール サーフェス（Ｏｒａｎｇｅ
Ｐｅｅｌ Ｓｕｒｆａｃｅ）」として知られる欠陥が最
終製品に生ずる。また、約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よ
りも低い温度まで冷却しないと、金属の分離が生じ、こ
れにより、１又はそれ以上のステンレス鋼の層が低炭素
鋼のコア層から剥離する。
【０００４】上述の問題を解消するために熱間圧延され
たバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度
まで冷却すると、別の問題が生ずる。ホットランアウト
・テーブル上で約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い
温度まで急速に冷却することは有益ではなく、その理由
は、例えば、水焼入れによってホットランアウト・テー
ブル上で急冷した後にコイリングすると、コイルの表面
に機械的な欠陥が生ずる。そのような欠陥は、表面研磨
によって取り除かなければならず、追加の製造コストを
必要とする。より高いコイリング温度を用いると機械的
な欠陥は少なくなる。
たバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度
まで冷却すると、別の問題が生ずる。ホットランアウト
・テーブル上で約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い
温度まで急速に冷却することは有益ではなく、その理由
は、例えば、水焼入れによってホットランアウト・テー
ブル上で急冷した後にコイリングすると、コイルの表面
に機械的な欠陥が生ずる。そのような欠陥は、表面研磨
によって取り除かなければならず、追加の製造コストを
必要とする。より高いコイリング温度を用いると機械的
な欠陥は少なくなる。
【０００５】上述の問題を解消するための１つの方法
は、ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料の熱間圧延された
バンドを、コイリング温度が約４８２°Ｃ（９００°
Ｆ）よりも高く且つ約６４９°Ｃ（１２００゜Ｆ）より
も低くなるように冷却することである。このような冷却
を行うと、界面領域における炭化物の形成、並びに、コ
ア材料における粗いフェライト粒子の形成の傾向が共に
低下し、同時に、急速冷却に伴うコイル表面の機械的な
欠陥も減少する。約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも
高い温度では、炭化物の形成に伴う欠陥は許容すること
ができない。しかしながら、上記方法は妥協的なもので
あるので、完全に満足できる解決策ではなく、上述の炭
化物が富化された領域及び粗いフェライト粒子は依然と
してある程度形成される。
は、ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料の熱間圧延された
バンドを、コイリング温度が約４８２°Ｃ（９００°
Ｆ）よりも高く且つ約６４９°Ｃ（１２００゜Ｆ）より
も低くなるように冷却することである。このような冷却
を行うと、界面領域における炭化物の形成、並びに、コ
ア材料における粗いフェライト粒子の形成の傾向が共に
低下し、同時に、急速冷却に伴うコイル表面の機械的な
欠陥も減少する。約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも
高い温度では、炭化物の形成に伴う欠陥は許容すること
ができない。しかしながら、上記方法は妥協的なもので
あるので、完全に満足できる解決策ではなく、上述の炭
化物が富化された領域及び粗いフェライト粒子は依然と
してある程度形成される。
【０００６】Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ ｅｔ ａｌ． の”
Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｎｅｗ Ｌｏｗ Ｃａ
ｒｂｏｎ Ｌｏｗ Ａｌｌｏｙ Ｓｔｅｅｌ Ｓｕｉｔ
ｅｄｔｏ ｂｅ Ｃｌａｄ ｗｉｔｈ Ｓｔａｉｎｌｅ
ｓｓ Ｓｔｅｅｌ”（ＩＳＩＪ， Ｖｏｌ．３１（１９
９１）， ｐｐ．７０６−７１１）と題する論文は、
０．０１％よりも少ない炭素を含み、また、コロンビウ
ム及びチタンを含む安定化されたスチールを開示してい
る。フェライトの結晶粒度は、最終的なアニーリング温
度を制御し、また、より迅速な冷却速度を用いることに
より制御される。
Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｎｅｗ Ｌｏｗ Ｃａ
ｒｂｏｎ Ｌｏｗ Ａｌｌｏｙ Ｓｔｅｅｌ Ｓｕｉｔ
ｅｄｔｏ ｂｅ Ｃｌａｄ ｗｉｔｈ Ｓｔａｉｎｌｅ
ｓｓ Ｓｔｅｅｌ”（ＩＳＩＪ， Ｖｏｌ．３１（１９
９１）， ｐｐ．７０６−７１１）と題する論文は、
０．０１％よりも少ない炭素を含み、また、コロンビウ
ム及びチタンを含む安定化されたスチールを開示してい
る。フェライトの結晶粒度は、最終的なアニーリング温
度を制御し、また、より迅速な冷却速度を用いることに
より制御される。
【０００７】ステラレス鋼／炭素鋼の複合材料を熱間圧
延することに伴う上述の不利益に加えて、処理の間にも
欠点が生ずる。ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料は、接
合プロセス及びその後の冷間成形の間に発生する応力を
解放し、また、ステンレス鋼の層に形成された炭化クロ
ームを溶解させるために、約９２７°Ｃ（１７００°
Ｆ）よりも高い温度でアニーリングすることを必要とす
る。複合コア材料として使用されるタイプ１００６の如
き代表的な炭素鋼は、代表的なステンレス鋼の再結晶化
温度よりも低い約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも低
い温度で支配的なオーステナイト構造に変態する。従っ
て、約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも十分に高い温
度でアニーリングすると、コア層のオーステナイト粒子
を十分に粗くし、そのような粒子は冷却の際に同様に粗
いフェライト粒子に変態する。
延することに伴う上述の不利益に加えて、処理の間にも
欠点が生ずる。ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料は、接
合プロセス及びその後の冷間成形の間に発生する応力を
解放し、また、ステンレス鋼の層に形成された炭化クロ
ームを溶解させるために、約９２７°Ｃ（１７００°
Ｆ）よりも高い温度でアニーリングすることを必要とす
る。複合コア材料として使用されるタイプ１００６の如
き代表的な炭素鋼は、代表的なステンレス鋼の再結晶化
温度よりも低い約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも低
い温度で支配的なオーステナイト構造に変態する。従っ
て、約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも十分に高い温
度でアニーリングすると、コア層のオーステナイト粒子
を十分に粗くし、そのような粒子は冷却の際に同様に粗
いフェライト粒子に変態する。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の目的
は、（ｉ）界面領域における炭化物が富化された領域、
及び、（ｉｉ）炭素鋼コア材料における粗いフェライト
粒子の層が形成される傾向が少なく、約６４９°Ｃ（１
２００°Ｆ）よりも高いコイリング温度で意図的にコイ
リングすることなくコイリングすることのできる炭素鋼
／ステンレス鋼から成る圧力接合された複合材料を提供
することである。
は、（ｉ）界面領域における炭化物が富化された領域、
及び、（ｉｉ）炭素鋼コア材料における粗いフェライト
粒子の層が形成される傾向が少なく、約６４９°Ｃ（１
２００°Ｆ）よりも高いコイリング温度で意図的にコイ
リングすることなくコイリングすることのできる炭素鋼
／ステンレス鋼から成る圧力接合された複合材料を提供
することである。
【０００９】本発明の別の目的は、約６４９°Ｃ（１２
００°Ｆ）よりも高いコイリング温度、好ましくは、約
７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４
５０°Ｆ）のコイリング温度で冷却した後に、通常の炭
素鋼のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、機
械的な欠陥が十分に少ない炭素鋼／／ステンレス鋼から
成る圧力接合された複合材料を提供することである。
００°Ｆ）よりも高いコイリング温度、好ましくは、約
７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４
５０°Ｆ）のコイリング温度で冷却した後に、通常の炭
素鋼のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、機
械的な欠陥が十分に少ない炭素鋼／／ステンレス鋼から
成る圧力接合された複合材料を提供することである。
【００１０】本発明の目的は、熱間アニーリング処理の
間にオーステナイト相の粒子を有意的に粗大化させるこ
となく、高いアニーリング温度、好ましくは、約１０１
０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５
０°Ｆ）の温度を用いて処理することのできるＴ−３０
４ＤＡ複合材料を提供することである。
間にオーステナイト相の粒子を有意的に粗大化させるこ
となく、高いアニーリング温度、好ましくは、約１０１
０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５
０°Ｆ）の温度を用いて処理することのできるＴ−３０
４ＤＡ複合材料を提供することである。
【００１１】本発明の目的は、上述の目的を達成すると
共に、通常の炭素鋼コア材料を有する複合材料に比肩し
得る機械的な性質を有する、Ｔ−３０４ＤＡ複合材料の
如きステンレス鋼／炭素鋼複合材料を提供することであ
る。
共に、通常の炭素鋼コア材料を有する複合材料に比肩し
得る機械的な性質を有する、Ｔ−３０４ＤＡ複合材料の
如きステンレス鋼／炭素鋼複合材料を提供することであ
る。
【００１２】本発明の別の目的は、最終的な処理工程と
しての調質圧延を除くことである。
しての調質圧延を除くことである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明は、少なくとも１
つのステンレス鋼の層と、少なくとも１つの安定化され
た炭素鋼の層とを備え、上記ステンレス鋼の層が、ステ
ンレス鋼／炭素鋼の界面に沿って安定化された炭素鋼に
接合されている圧力接合された複合材料を提供する。複
合材料の安定化された炭素鋼は、炭素及びコロンビウム
を含み、また、安定化された炭素鋼からステンレス鋼／
炭素鋼の界面領域への炭素移動を防止するに効果的な量
の他の少なくとも１つの炭化物形成元素を含む。従っ
て、最終的な形態の本複合材料の界面領からは、炭化物
が富化された領域が大幅に減少される。また、最終的な
複合材料のフェライトの結晶粒度は、ＡＳＴＭ＃６（細
かい粒度を示す高い値）以下である。
つのステンレス鋼の層と、少なくとも１つの安定化され
た炭素鋼の層とを備え、上記ステンレス鋼の層が、ステ
ンレス鋼／炭素鋼の界面に沿って安定化された炭素鋼に
接合されている圧力接合された複合材料を提供する。複
合材料の安定化された炭素鋼は、炭素及びコロンビウム
を含み、また、安定化された炭素鋼からステンレス鋼／
炭素鋼の界面領域への炭素移動を防止するに効果的な量
の他の少なくとも１つの炭化物形成元素を含む。従っ
て、最終的な形態の本複合材料の界面領からは、炭化物
が富化された領域が大幅に減少される。また、最終的な
複合材料のフェライトの結晶粒度は、ＡＳＴＭ＃６（細
かい粒度を示す高い値）以下である。
【００１４】
【実施例】上述のように、熱間圧延されたステンレス鋼
／炭素鋼の複合材料の製造に伴う上記問題に対する１つ
の方法は、熱間圧延された複合材料を約４８２°Ｃ（９
００°Ｆ）よりも高く約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よ
りも低い温度まで冷却前に冷却することであった。しか
しながら、上述のように、この方法は完全に満足するも
のではない。本発明は、より総合的な解決策を提供し、
本発明のステンレス鋼／炭素鋼の複合材料用のコア材料
は安定化された低炭素鋼である。この安定化された新規
なコア材料は、Ｔ−３０４ステンレス鋼の表面層に圧力
接合されてＴ−３０４ＤＡ複合材料を形成する。しかし
ながら、本発明の安定化されたコア材料を１又はそれ以
上の他のタイプのステンレス鋼の層と圧力接合すことに
よってかなりの利点が予想される。
／炭素鋼の複合材料の製造に伴う上記問題に対する１つ
の方法は、熱間圧延された複合材料を約４８２°Ｃ（９
００°Ｆ）よりも高く約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よ
りも低い温度まで冷却前に冷却することであった。しか
しながら、上述のように、この方法は完全に満足するも
のではない。本発明は、より総合的な解決策を提供し、
本発明のステンレス鋼／炭素鋼の複合材料用のコア材料
は安定化された低炭素鋼である。この安定化された新規
なコア材料は、Ｔ−３０４ステンレス鋼の表面層に圧力
接合されてＴ−３０４ＤＡ複合材料を形成する。しかし
ながら、本発明の安定化されたコア材料を１又はそれ以
上の他のタイプのステンレス鋼の層と圧力接合すことに
よってかなりの利点が予想される。
【００１５】安定化された炭素鋼は、望ましくない析出
物をスチールに生ずることになる炭素及び窒素を固定す
なわち捕捉（ｓｃａｖｅｎｇｅ）」する元素を含む化学
組成を有する。上記捕捉元素は、安定な炭化物及び窒化
物を形成し、従って、固溶体から炭素及び窒素を取り除
く。従って、捕捉元素は、本明細書においては「炭化物
形成」元素と呼ぶ。再結晶化の間にスチールの中の溶質
炭素が存在すると上述の問題が生ずるので、炭化物を形
成することにより炭素を安定化することが望ましい。ス
チールの中の全量の炭素及び窒素が炭化物及び窒化物の
形態で存在している場合には、炭素鋼は「完全に安定化
された」状態にある。
物をスチールに生ずることになる炭素及び窒素を固定す
なわち捕捉（ｓｃａｖｅｎｇｅ）」する元素を含む化学
組成を有する。上記捕捉元素は、安定な炭化物及び窒化
物を形成し、従って、固溶体から炭素及び窒素を取り除
く。従って、捕捉元素は、本明細書においては「炭化物
形成」元素と呼ぶ。再結晶化の間にスチールの中の溶質
炭素が存在すると上述の問題が生ずるので、炭化物を形
成することにより炭素を安定化することが望ましい。ス
チールの中の全量の炭素及び窒素が炭化物及び窒化物の
形態で存在している場合には、炭素鋼は「完全に安定化
された」状態にある。
【００１６】安定化されたステンレス鋼／炭素鋼の複合
材料におけるコア材料として本発明の安定化された炭素
鋼を使用すると、コイリング温度を約６４９°Ｃ（１２
００°Ｆ）よりも十分に高い温度、例えば、約７６０°
Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４５０゜
Ｆ）にすることができ、同時に、通常の炭素鋼のコア材
料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、上述の如き炭化
物の析出及び粗いフェライト粒子の層の形成を十分に減
少させることができる。従って、本明細書に開示する安
定化されたコア材料を含む熱間圧延された複合材料は、
コイリングの前に、ホットランアウト・テーブル上で冷
却する必要はない。また、本発明の炭素鋼／ステンレス
鋼の安定化された複合材料は、上述の高い温度でコイリ
ングした場合に、通常のＴ−３０４ＤＡに比較して、機
械的な欠陥が十分に少ない。また、本明細書に記載する
安定化されたコア材料を用いて形成されたＴ−３０４Ｄ
Ａ複合材料は、熱間アニーリング処理の間に、オーステ
ナイト相の中の粒子を大輻に粗くすることなく、約１０
１０°Ｃ（約１８５０゜Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９
５０°Ｆ）の高いアニーリング温度を用いて処理するこ
とができる。最後に、上述の安定化されたコア材料を有
するＴ−３０４ＤＡ複合材料は、通常の炭素鋼コア材料
を有する上記Ｔ−３０４ＤＡに比肩し得る機械的な特性
を有する。
材料におけるコア材料として本発明の安定化された炭素
鋼を使用すると、コイリング温度を約６４９°Ｃ（１２
００°Ｆ）よりも十分に高い温度、例えば、約７６０°
Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４５０゜
Ｆ）にすることができ、同時に、通常の炭素鋼のコア材
料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、上述の如き炭化
物の析出及び粗いフェライト粒子の層の形成を十分に減
少させることができる。従って、本明細書に開示する安
定化されたコア材料を含む熱間圧延された複合材料は、
コイリングの前に、ホットランアウト・テーブル上で冷
却する必要はない。また、本発明の炭素鋼／ステンレス
鋼の安定化された複合材料は、上述の高い温度でコイリ
ングした場合に、通常のＴ−３０４ＤＡに比較して、機
械的な欠陥が十分に少ない。また、本明細書に記載する
安定化されたコア材料を用いて形成されたＴ−３０４Ｄ
Ａ複合材料は、熱間アニーリング処理の間に、オーステ
ナイト相の中の粒子を大輻に粗くすることなく、約１０
１０°Ｃ（約１８５０゜Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９
５０°Ｆ）の高いアニーリング温度を用いて処理するこ
とができる。最後に、上述の安定化されたコア材料を有
するＴ−３０４ＤＡ複合材料は、通常の炭素鋼コア材料
を有する上記Ｔ−３０４ＤＡに比肩し得る機械的な特性
を有する。
【００１７】本発明の安定化されたコア材料の化学組成
を形成する際に、上述の目的を満足する複合材料は、高
い温度（約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い）
における処理の後に比較的小さなフェライト粒子を含む
炭素鋼コア材料を有する必要があると考えられる。従っ
て、処理の前に存在するフェライトの結晶粒度は、処理
の後に望まれるフェライトの結晶粒度よりも小さいかあ
るいはこれに等しいものである必要がある。従って、最
終的なアニーリングされたフェライトのＡＳＴＭ＃６の
結晶粒度に等しいかあるいはそれよりも小さな物理的な
結晶粒度が、いずれの処理段階においても存在すること
が必要である。上記コア材料の処理前及び処理後の結晶
粒度を制御するために、本発明は、（１）合金の中の炭
化物析出物の分布、及び（２）溶質のピン止め（ｐｉｎ
ｎｉｎｇ）による結晶粒度の境界の限定の２つの方法を
用いる。
を形成する際に、上述の目的を満足する複合材料は、高
い温度（約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い）
における処理の後に比較的小さなフェライト粒子を含む
炭素鋼コア材料を有する必要があると考えられる。従っ
て、処理の前に存在するフェライトの結晶粒度は、処理
の後に望まれるフェライトの結晶粒度よりも小さいかあ
るいはこれに等しいものである必要がある。従って、最
終的なアニーリングされたフェライトのＡＳＴＭ＃６の
結晶粒度に等しいかあるいはそれよりも小さな物理的な
結晶粒度が、いずれの処理段階においても存在すること
が必要である。上記コア材料の処理前及び処理後の結晶
粒度を制御するために、本発明は、（１）合金の中の炭
化物析出物の分布、及び（２）溶質のピン止め（ｐｉｎ
ｎｉｎｇ）による結晶粒度の境界の限定の２つの方法を
用いる。
【００１８】本発明の圧力接合された複合材料のコア材
料の結晶粒度を制御するために使用する第１の方法は、
処理後の望ましい結晶粒度に相当する粒度、分布及び容
積割合を有する合金析出物の中に分布させることであ
る。析出物の分布は、高温アニーリングの間に使用され
る高い温度で安定しなければならず、また、上述の高い
温度でオーステナイト粒子の粗大化を防がなければなら
ない。上述の炭化物を形成する「捕捉元素」を加えるこ
とによりスチールの中に析出物を形成することができ
る。上記捕捉元素は、炭素に対して強い親和力を有し、
炭素鋼の中に存在する時には炭化物を形成する。そのよ
うな捕捉元素としては、例えば、チタン、コロンビウ
ム、ジルコニウム、バナジウム、タンタル、クロム、モ
リブデン、タングステン、ウラン、ホウ素、及びコバル
トが挙げられる。本発明は、コロンビウム、並びに、炭
化物形成力が比較的強い他の少なくとも１つの捕捉元素
を用いる。より詳細には、コロンビウムに加えて添加さ
れる１又はそれ以上の捕捉元素は、高温で安定析出物を
形成しなければならない。本炭素鋼コア材料にチタン及
びコロンビウムを添加することにより、チタン及びコロ
ンビウムの炭化物を形成するのが好ましく、この化合物
は、約１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）あるいはそれ以上
の温度まで、スチールの固溶体の中での溶解度が極めて
小さい。
料の結晶粒度を制御するために使用する第１の方法は、
処理後の望ましい結晶粒度に相当する粒度、分布及び容
積割合を有する合金析出物の中に分布させることであ
る。析出物の分布は、高温アニーリングの間に使用され
る高い温度で安定しなければならず、また、上述の高い
温度でオーステナイト粒子の粗大化を防がなければなら
ない。上述の炭化物を形成する「捕捉元素」を加えるこ
とによりスチールの中に析出物を形成することができ
る。上記捕捉元素は、炭素に対して強い親和力を有し、
炭素鋼の中に存在する時には炭化物を形成する。そのよ
うな捕捉元素としては、例えば、チタン、コロンビウ
ム、ジルコニウム、バナジウム、タンタル、クロム、モ
リブデン、タングステン、ウラン、ホウ素、及びコバル
トが挙げられる。本発明は、コロンビウム、並びに、炭
化物形成力が比較的強い他の少なくとも１つの捕捉元素
を用いる。より詳細には、コロンビウムに加えて添加さ
れる１又はそれ以上の捕捉元素は、高温で安定析出物を
形成しなければならない。本炭素鋼コア材料にチタン及
びコロンビウムを添加することにより、チタン及びコロ
ンビウムの炭化物を形成するのが好ましく、この化合物
は、約１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）あるいはそれ以上
の温度まで、スチールの固溶体の中での溶解度が極めて
小さい。
【００１９】最終的には、形成される沈殿物の量は、合
金のコア材料の炭素含有量に依存する。従って、特定の
結晶粒度を得るためには、スチールに対して適正な炭素
含有量を選定する必要がある。適正な量のチタンと共
に、約０．０１重量％乃至約０．０２５重量％の炭素、
好ましくは、約０．０１重量％乃至約０．０２重量％の
炭素を用いると、総ての処理工程においてＡＳＴＭ＃６
（細かい結晶粒度を表す高い値）程度の複合材料のコア
材料用のフェライト結晶粒度をもたらすに十分な量の炭
化チタンを得ることができる。チタン含有量は、後に説
明する組成に従って調節する必要がある。
金のコア材料の炭素含有量に依存する。従って、特定の
結晶粒度を得るためには、スチールに対して適正な炭素
含有量を選定する必要がある。適正な量のチタンと共
に、約０．０１重量％乃至約０．０２５重量％の炭素、
好ましくは、約０．０１重量％乃至約０．０２重量％の
炭素を用いると、総ての処理工程においてＡＳＴＭ＃６
（細かい結晶粒度を表す高い値）程度の複合材料のコア
材料用のフェライト結晶粒度をもたらすに十分な量の炭
化チタンを得ることができる。チタン含有量は、後に説
明する組成に従って調節する必要がある。
【００２０】合金の中の炭化物析出物を適正に分布させ
るためには、析出物を再加熱炉の中で溶解し、熱間圧延
操作の間に上記析出物を再析出させる必要がある。炭化
チタン及び炭化コロンビウムは、上述のタイプの溶解及
び再析出を受け易く、その理由は、約１２３２°Ｃ（２
２５０°Ｃ）の温度で再加熱炉の中で溶解することがで
きるからである。しかしながら、チタン及びコロンビウ
ムの窒化物は、かなり高い再加熱温度で溶解しなけれ
ば、粗い析出物を形成し、結晶粒度を更に細かくするチ
タン及びコロンビウムの有効性を減少させる。従って、
スチールの窒素含有量は、０．００８重量％を越えない
ように、好ましくは、０．００５重量％を越えないよう
に制限しなければならない。
るためには、析出物を再加熱炉の中で溶解し、熱間圧延
操作の間に上記析出物を再析出させる必要がある。炭化
チタン及び炭化コロンビウムは、上述のタイプの溶解及
び再析出を受け易く、その理由は、約１２３２°Ｃ（２
２５０°Ｃ）の温度で再加熱炉の中で溶解することがで
きるからである。しかしながら、チタン及びコロンビウ
ムの窒化物は、かなり高い再加熱温度で溶解しなけれ
ば、粗い析出物を形成し、結晶粒度を更に細かくするチ
タン及びコロンビウムの有効性を減少させる。従って、
スチールの窒素含有量は、０．００８重量％を越えない
ように、好ましくは、０．００５重量％を越えないよう
に制限しなければならない。
【００２１】上述のように、結晶粒度を制限するための
本発明の第２の方法は、「溶質ピン止め（ｓｏｌｕｔｅ
ｐｉｎｎｉｎｇ）」であり、この方法においては、個
々のフェライト粒子のサイズの成長が、オーステナイト
からフェライト構造への変態の間に阻止される。コロン
ビウムを用いて溶質ピン止めを行うことができ、実際
に、実験融解物にコロンビウムを加えて最初に溶質ピン
止めを行った。再結晶化の間の粒子の成長を適正に阻止
するためには、実験融解物に対して約０．０２重量％乃
至０．０４重量％、好ましくは、０．０３重量％の量の
コロンビウム加えるべきであると考える。
本発明の第２の方法は、「溶質ピン止め（ｓｏｌｕｔｅ
ｐｉｎｎｉｎｇ）」であり、この方法においては、個
々のフェライト粒子のサイズの成長が、オーステナイト
からフェライト構造への変態の間に阻止される。コロン
ビウムを用いて溶質ピン止めを行うことができ、実際
に、実験融解物にコロンビウムを加えて最初に溶質ピン
止めを行った。再結晶化の間の粒子の成長を適正に阻止
するためには、実験融解物に対して約０．０２重量％乃
至０．０４重量％、好ましくは、０．０３重量％の量の
コロンビウム加えるべきであると考える。
【００２２】上述の炭素、窒素及びコロンビウムの含有
量に基づき、炭素コア材料のチクン含有量は、以下の式
１に一致するように調節すべきであり、そのチタン含有
量は、図１に１つの形態でプロットされている。
量に基づき、炭素コア材料のチクン含有量は、以下の式
１に一致するように調節すべきであり、そのチタン含有
量は、図１に１つの形態でプロットされている。
【００２３】
【数１】数１ ：チタン％＝（２４／７×窒素％）＋２４／６（炭
素％−（コロンビウム％×４／３１））
素％−（コロンビウム％×４／３１））
【００２４】図１は、スチール合金の炭素、チタン及び
コロンビウムの含有量の関数として、固溶体中の炭素の
割合を示している。溶液中の炭素の負の数は、過安定
化、すなわち、炭化物を形成する過剰の捕捉元素が存在
する状態を示している。正の数は、溶液中の炭素の未安
定化を示している。どのようなレベルの炭素安定化が望
ましいかを決定する際に、反対の関心が生ずることは明
らかである。安定化によって比較的大量の析出物が形成
された場合には、熱間から上記析出物を再析出させる前
にそのような析出物を溶解させるためにより高い再加熱
温度が必要となる。しかしながら、安定化が少なすぎる
場合には、溶液中の炭素が界面領域へ移動して望ましく
ない炭化物が富化された領域を形成する。上述の相反対
する関心をバランスさせるために、本発明の安定化され
た炭素鋼は、複合材料の範囲のある部分においては過安
定化され、また、複合材料の範囲の別の部分では未安定
化されている融解化学特性を有している。図１に示す情
報に基づくと、約０．０７重量％乃至約０．０９重量％
のチタン含有量が、低炭素レベルでスチールを完全に安
定化させ、また、高炭素レベルでスチールを部分的に安
定化させるものと考えられる。
コロンビウムの含有量の関数として、固溶体中の炭素の
割合を示している。溶液中の炭素の負の数は、過安定
化、すなわち、炭化物を形成する過剰の捕捉元素が存在
する状態を示している。正の数は、溶液中の炭素の未安
定化を示している。どのようなレベルの炭素安定化が望
ましいかを決定する際に、反対の関心が生ずることは明
らかである。安定化によって比較的大量の析出物が形成
された場合には、熱間から上記析出物を再析出させる前
にそのような析出物を溶解させるためにより高い再加熱
温度が必要となる。しかしながら、安定化が少なすぎる
場合には、溶液中の炭素が界面領域へ移動して望ましく
ない炭化物が富化された領域を形成する。上述の相反対
する関心をバランスさせるために、本発明の安定化され
た炭素鋼は、複合材料の範囲のある部分においては過安
定化され、また、複合材料の範囲の別の部分では未安定
化されている融解化学特性を有している。図１に示す情
報に基づくと、約０．０７重量％乃至約０．０９重量％
のチタン含有量が、低炭素レベルでスチールを完全に安
定化させ、また、高炭素レベルでスチールを部分的に安
定化させるものと考えられる。
【００２５】上述の考察に基づき、安定化された炭素鋼
のコア材料の２つの実験融解物を準備した。これら実験
融解物は表１に示す化学特性を有している。総ての％
は、合金の全重量の重量％で示されている。
のコア材料の２つの実験融解物を準備した。これら実験
融解物は表１に示す化学特性を有している。総ての％
は、合金の全重量の重量％で示されている。
【００２６】
【表１】
【００２７】表１に示す元素に加えて他の元素を合金の
成分に加えることができる。そのような追加の元素は、
追加の不純物として、あるいは、例えば、最終的なコア
材料すなわち複合材料に何等かの所望の性質を与えるよ
うな何等かの補助的な目的で意図的に加えられた元素と
して存在することができる。合金は、例えば、残量レベ
ルのマンガン、硫黄、リン及びアルミニウムを含むこと
ができる。従って、ここに述べる例は、請求の範囲を不
当に制限するものと理解してはならない。また、表１の
ヒートは、実験合金に含まれる元素に関する望ましい及
び好ましい範囲を表すものである。その所望の又は好ま
しい範囲内でヒートの種々の組成を選定することによ
り、かなり良好な性質が得られるであろう。
成分に加えることができる。そのような追加の元素は、
追加の不純物として、あるいは、例えば、最終的なコア
材料すなわち複合材料に何等かの所望の性質を与えるよ
うな何等かの補助的な目的で意図的に加えられた元素と
して存在することができる。合金は、例えば、残量レベ
ルのマンガン、硫黄、リン及びアルミニウムを含むこと
ができる。従って、ここに述べる例は、請求の範囲を不
当に制限するものと理解してはならない。また、表１の
ヒートは、実験合金に含まれる元素に関する望ましい及
び好ましい範囲を表すものである。その所望の又は好ま
しい範囲内でヒートの種々の組成を選定することによ
り、かなり良好な性質が得られるであろう。
【００２８】ヒートの安定化された炭素鋼を用いて、Ｔ
−３０４ＤＡの圧力接合された複合材料のアセンブリを
準備した。各々のアセンブリは、通常のＴ−３０４ステ
ンレス合金の層の表面に接合された安定化された低炭素
鋼の実験層を含む。上記アセンブリを製造する方法、及
び、これらアセンブリの層を接合してＴ−３０４ＤＡ複
合材料にするための種々の方法が、当業界においては周
知である。そのような方法の代表的な例が、上述の米国
特許第３，６９３，２４２号及び第３，８６２，４８４
号に記載されている。
−３０４ＤＡの圧力接合された複合材料のアセンブリを
準備した。各々のアセンブリは、通常のＴ−３０４ステ
ンレス合金の層の表面に接合された安定化された低炭素
鋼の実験層を含む。上記アセンブリを製造する方法、及
び、これらアセンブリの層を接合してＴ−３０４ＤＡ複
合材料にするための種々の方法が、当業界においては周
知である。そのような方法の代表的な例が、上述の米国
特許第３，６９３，２４２号及び第３，８６２，４８４
号に記載されている。
【００２９】当業界において周知の方法を用い、また、
各ヒートのコア材料を用いて４つのＴ−３０４ＤＡアセ
ンブリ、すなわち合計８つのアセンブリを準備した。各
々のＴ−３０４ＤＡ複合材料を製造する際に、完成した
アセンブリを熱間圧延して、約３．１７ｍｍ（０．１２
５インチ）の厚みを有する種々のコイリング温度でコイ
リングされた中間ゲージを形成した。熱間圧延された状
態にある全部で８つのコイルからサンプルを採り、その
中の結晶粒度を測定した。
各ヒートのコア材料を用いて４つのＴ−３０４ＤＡアセ
ンブリ、すなわち合計８つのアセンブリを準備した。各
々のＴ−３０４ＤＡ複合材料を製造する際に、完成した
アセンブリを熱間圧延して、約３．１７ｍｍ（０．１２
５インチ）の厚みを有する種々のコイリング温度でコイ
リングされた中間ゲージを形成した。熱間圧延された状
態にある全部で８つのコイルからサンプルを採り、その
中の結晶粒度を測定した。
【００３０】ヒートＡのコア材料を有する２つの熱間圧
延されたアセンブリ、並びに、ヒートＢのコア材料を有
する２つの熱間圧延されたアセンブリをコイリングした
が、その際には、約７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）から
約８４３°Ｃ（１５５０°Ｆ）で約７７１°Ｃ（１４２
０°Ｆ）乃至約８１６°Ｃ（１５００°Ｆ）の範囲のコ
イリング温度で意図的に冷却しなかった。残りの４つの
アセンブリは、ホットランアウト・テーブル上で水焼入
れによって急速に冷却し、次に、約５３８°Ｃ（１００
０゜Ｆ）乃至約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）の範囲の温
度でコイリングした。実験コイルを観察した結果、通常
のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡのコイルよりも良好
な形状を有していた。「良好な形状」は、コイルのスト
リップの研磨が大輻に減少したことを観察した後の主観
的な判断である。
延されたアセンブリ、並びに、ヒートＢのコア材料を有
する２つの熱間圧延されたアセンブリをコイリングした
が、その際には、約７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）から
約８４３°Ｃ（１５５０°Ｆ）で約７７１°Ｃ（１４２
０°Ｆ）乃至約８１６°Ｃ（１５００°Ｆ）の範囲のコ
イリング温度で意図的に冷却しなかった。残りの４つの
アセンブリは、ホットランアウト・テーブル上で水焼入
れによって急速に冷却し、次に、約５３８°Ｃ（１００
０゜Ｆ）乃至約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）の範囲の温
度でコイリングした。実験コイルを観察した結果、通常
のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡのコイルよりも良好
な形状を有していた。「良好な形状」は、コイルのスト
リップの研磨が大輻に減少したことを観察した後の主観
的な判断である。
【００３１】ヒートＡのコア材料を含む４つのコイルを
総て１１０秒熱間アニーリングし、ストリップの温度を
約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）から最大温度である
約１０６０°Ｃ（１９４０°Ｆ）の温度にした。冷却速
度は約３３．３乃至５０°Ｃ／秒（６０乃至９０°Ｆ／
秒）であった。同様に、ヒートＢのコア材料を有する２
つのコイル（一方のコイルは水焼入れし、他方のコイル
はコイリングの前に意図的に冷却しなかった）を同様の
手順を用いて熱間アニーリングした。実験の結果、アニ
ーリングされたコイルのコアのフェライトの結晶粒度は
ＡＳＴＭ＃７．０乃至＃８であった。
総て１１０秒熱間アニーリングし、ストリップの温度を
約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）から最大温度である
約１０６０°Ｃ（１９４０°Ｆ）の温度にした。冷却速
度は約３３．３乃至５０°Ｃ／秒（６０乃至９０°Ｆ／
秒）であった。同様に、ヒートＢのコア材料を有する２
つのコイル（一方のコイルは水焼入れし、他方のコイル
はコイリングの前に意図的に冷却しなかった）を同様の
手順を用いて熱間アニーリングした。実験の結果、アニ
ーリングされたコイルのコアのフェライトの結晶粒度は
ＡＳＴＭ＃７．０乃至＃８であった。
【００３２】熱間アニーリングの後に、６つの実験コイ
ルを冷間圧延して最終的な約０．９４ｍｍ（０．０３７
インチ）の厚みにした。次に、総ての実験コイルをアニ
ーリングし、酸洗いした。最終的なアニーリングの後
に、６つの実験コイルの各々の一部について、アニーリ
ングされた状態及び調質圧延（スキンパス（ｓｋｉｎｐ
ａｓｓ）」の後の状態を検査した。調質圧延は、最終的
な複合材料の引っ張りしわを除去するために通常の低炭
素コアに通常使用される通常の方法である。実験した最
終的な安定化されたコアＴ−３０４ＤＡ材料の機械的な
性質、並びに、観察した顕微鏡組織が表２及び表３に示
されている。比較のために、表２及び表３は、通常の
（すなわち未安定化された）低炭素鋼コアを有するＴ−
３０４ＤＡ複合材料の予想される平均的な性質も含んで
いる。表２はまた、テストの前にコイルサンプルを処理
するための最終的な手順として、最終的なアニーリング
操作、又は「スキンパス」手段のいずれの手順を用いた
かも示している。本明細書で使用する「スキンパス」の
用語は、調質圧延の前の最終的なアニーリングを意味す
る。
ルを冷間圧延して最終的な約０．９４ｍｍ（０．０３７
インチ）の厚みにした。次に、総ての実験コイルをアニ
ーリングし、酸洗いした。最終的なアニーリングの後
に、６つの実験コイルの各々の一部について、アニーリ
ングされた状態及び調質圧延（スキンパス（ｓｋｉｎｐ
ａｓｓ）」の後の状態を検査した。調質圧延は、最終的
な複合材料の引っ張りしわを除去するために通常の低炭
素コアに通常使用される通常の方法である。実験した最
終的な安定化されたコアＴ−３０４ＤＡ材料の機械的な
性質、並びに、観察した顕微鏡組織が表２及び表３に示
されている。比較のために、表２及び表３は、通常の
（すなわち未安定化された）低炭素鋼コアを有するＴ−
３０４ＤＡ複合材料の予想される平均的な性質も含んで
いる。表２はまた、テストの前にコイルサンプルを処理
するための最終的な手順として、最終的なアニーリング
操作、又は「スキンパス」手段のいずれの手順を用いた
かも示している。本明細書で使用する「スキンパス」の
用語は、調質圧延の前の最終的なアニーリングを意味す
る。
【００３３】表２に示す１５Ｔの硬度はＡＳＴＭ Ｅ−
１８によって計算した。テストは、１．５８８ｍｍ（１
／１６インチ）の直径のボール（球）を用いて行い、そ
の際の予備試験力すなわちクランプ力は２９Ｎ（３ｋｇ
／フィート（ｋｇｆ））であり、追加の力は１１９Ｎ
（１２ｋｇｆ）であった。従って、全部の力すなわち全
荷重は１４７Ｎ（１５ｋｇｆ）であった。この硬度は、
追加の力を取り除いた時の予備的な力の作用の下での１
００と侵入深さの永続的な増大との差として表してい
る。上記増大は、０．００１ｍｍの単位で測定されてい
る。
１８によって計算した。テストは、１．５８８ｍｍ（１
／１６インチ）の直径のボール（球）を用いて行い、そ
の際の予備試験力すなわちクランプ力は２９Ｎ（３ｋｇ
／フィート（ｋｇｆ））であり、追加の力は１１９Ｎ
（１２ｋｇｆ）であった。従って、全部の力すなわち全
荷重は１４７Ｎ（１５ｋｇｆ）であった。この硬度は、
追加の力を取り除いた時の予備的な力の作用の下での１
００と侵入深さの永続的な増大との差として表してい
る。上記増大は、０．００１ｍｍの単位で測定されてい
る。
【００３４】
【表２】
【００３５】表２に示す引っ張り特性、すなわち降伏強
度、引っ張り強度、及び伸びは、テスト方向によって変
化しなかった。しかしながら、ヒートＢよりも低い炭素
レベルを有すヒートＡのコア材料で製造した複合材料に
関しては、降伏強度及び引っ張り強度が大幅に低下し
た。表２に示すように、実験複合材料の機械的な性質
は、通常の（すなわち未安定化の）低炭素鋼のコア材料
を含むＴ−３０４ＤＡの機械的な性質と同等である。表
２の結果は、実験材料のアール・バー値（Ｒ−ｂａｒ
ｖａｌｕｅ）は１．１乃至１．２であり、ＬＤＲ値（Ｌ
ＤＲ ｖａｌｕｅ）は２．０６であることを示してい
る。機械的な性質が好ましいことに加えて、表２はま
た、実験複合材料の独特な化学的性質が、最終製品を調
質圧延すなわち、スキンパス）する必要性を排除してい
ることを示している。
度、引っ張り強度、及び伸びは、テスト方向によって変
化しなかった。しかしながら、ヒートＢよりも低い炭素
レベルを有すヒートＡのコア材料で製造した複合材料に
関しては、降伏強度及び引っ張り強度が大幅に低下し
た。表２に示すように、実験複合材料の機械的な性質
は、通常の（すなわち未安定化の）低炭素鋼のコア材料
を含むＴ−３０４ＤＡの機械的な性質と同等である。表
２の結果は、実験材料のアール・バー値（Ｒ−ｂａｒ
ｖａｌｕｅ）は１．１乃至１．２であり、ＬＤＲ値（Ｌ
ＤＲ ｖａｌｕｅ）は２．０６であることを示してい
る。機械的な性質が好ましいことに加えて、表２はま
た、実験複合材料の独特な化学的性質が、最終製品を調
質圧延すなわち、スキンパス）する必要性を排除してい
ることを示している。
【００３６】本明細書において使用するアール・バー値
は、材料が変形した際のその材料の異方性の目安である
塑性ひずみ比である。アール・バー値は、種々の方向の
引っ張りひずみの計算上の平均値である。「ＬＤＲ」値
は、絞ることのできる素材の最大直径の標準的な直径に
対する比から決定される限界絞り比（ＬｉｍｉｔｅｄＤ
ｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）である。ＬＤＲ値は、最終
的な複合材料の絞り性を示している。
は、材料が変形した際のその材料の異方性の目安である
塑性ひずみ比である。アール・バー値は、種々の方向の
引っ張りひずみの計算上の平均値である。「ＬＤＲ」値
は、絞ることのできる素材の最大直径の標準的な直径に
対する比から決定される限界絞り比（ＬｉｍｉｔｅｄＤ
ｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）である。ＬＤＲ値は、最終
的な複合材料の絞り性を示している。
【００３７】表３は、完成された実験複合材料の構造の
種々の位置において測定した結晶粒度のデータをしてお
り、クラッドＡの結晶粒度は、Ｔ−３０４ステンレス鋼
の一方の表面層において測定され、クラッドＢの結晶粒
度は、一方のＴ−３０４の層の表面と安定化されたコア
材料との間の界面領域で測定され、クラッドＣの結晶粒
度は、コアの中間領域で測定され、クラッドＤの結晶粒
度は、他方のＴ−３０４表面層で測定されている。表３
はまた、コア材料からコアの界面領域への炭素移動が生
じたか否かを示している。結晶粒度はＡＳＴＭ数で示さ
れている。例えば、「８Ｓ９」は、ＡＳＴＭ結晶粒度９
の散乱粒子を有するＡＳＴＭ結晶粒度８を意味してい
る。「９−８」は、基本的にはＡＳＴＭ結晶粒度９であ
るが、サイズ８の粒子を多く含んでいることを意味す
る。
種々の位置において測定した結晶粒度のデータをしてお
り、クラッドＡの結晶粒度は、Ｔ−３０４ステンレス鋼
の一方の表面層において測定され、クラッドＢの結晶粒
度は、一方のＴ−３０４の層の表面と安定化されたコア
材料との間の界面領域で測定され、クラッドＣの結晶粒
度は、コアの中間領域で測定され、クラッドＤの結晶粒
度は、他方のＴ−３０４表面層で測定されている。表３
はまた、コア材料からコアの界面領域への炭素移動が生
じたか否かを示している。結晶粒度はＡＳＴＭ数で示さ
れている。例えば、「８Ｓ９」は、ＡＳＴＭ結晶粒度９
の散乱粒子を有するＡＳＴＭ結晶粒度８を意味してい
る。「９−８」は、基本的にはＡＳＴＭ結晶粒度９であ
るが、サイズ８の粒子を多く含んでいることを意味す
る。
【００３８】
【表３】
【００３９】表３に示すように、実験複合材料全体の結
晶粒度は、本発明の目的に合致する。実験複合材料を処
理した際に、粗いフェライト粒子の層は全く観察されな
かった。最終的な複合材料の総ての点における結晶粒度
は、通常の低炭素鋼コア材料を有するＴ−３０４ＤＡ複
合材料の結晶粒度に比肩し得るものである。クラッドＣ
（コアの中間）を除いて、総ての結晶粒度は、通常のＴ
−３０４ＤＡ複合材料の平均値よりも小さかった。ま
た、いずれの実験サンプルにおいても、コアの界面領域
への炭素移動は観察されなかった。結局、実験サンプル
の中の界面領域付近において、炭化物が富化された領域
は全く観察されなかった。
晶粒度は、本発明の目的に合致する。実験複合材料を処
理した際に、粗いフェライト粒子の層は全く観察されな
かった。最終的な複合材料の総ての点における結晶粒度
は、通常の低炭素鋼コア材料を有するＴ−３０４ＤＡ複
合材料の結晶粒度に比肩し得るものである。クラッドＣ
（コアの中間）を除いて、総ての結晶粒度は、通常のＴ
−３０４ＤＡ複合材料の平均値よりも小さかった。ま
た、いずれの実験サンプルにおいても、コアの界面領域
への炭素移動は観察されなかった。結局、実験サンプル
の中の界面領域付近において、炭化物が富化された領域
は全く観察されなかった。
【００４０】実験コイルの幾つかをアニーリングし、い
かなる炭化物析出物をも溶解させ、その溶解した析出を
再析出させた。良好なアニーリング温度及び時間を決定
するために、実験Ｔ−３０４ＤＡ複合材料のブラックバ
ンド（ｂｌａｃｋ ｂａｎｄ）のサンプルを切り取り、
ホットバンド・アニーリングの試験を行った。上述の目
的に合わせて、アニーリング試験の目的は、（ｉ）ステ
ンレス鋼の層の中の炭化物の形成を防止しながら、熱間
アニーリングをスピードアップし、また、（ｉｉ）コア
材料の中の細かいフェライトの結晶粒度を少なくともＡ
ＳＴＭ＃７乃至＃８に維持することである。アニーリン
グ試験では、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約
１１４９°Ｃ（２１００°Ｆ）の範囲の温度を用いた。
約１２２秒でサンプルを選択したアニーリング温度まで
加熱し、そのアニーリング温度を０乃至約７０秒間維持
した。アニーリング処理の後に、アニーリングしたサン
プルを３０秒間で約３７１°Ｃ（７００°Ｆ）よりも低
い温度まで水冷却した。そのさいの冷却速度は３８乃至
６５°Ｆ／秒であった。その後、顕微鏡組織を評価し
た。
かなる炭化物析出物をも溶解させ、その溶解した析出を
再析出させた。良好なアニーリング温度及び時間を決定
するために、実験Ｔ−３０４ＤＡ複合材料のブラックバ
ンド（ｂｌａｃｋ ｂａｎｄ）のサンプルを切り取り、
ホットバンド・アニーリングの試験を行った。上述の目
的に合わせて、アニーリング試験の目的は、（ｉ）ステ
ンレス鋼の層の中の炭化物の形成を防止しながら、熱間
アニーリングをスピードアップし、また、（ｉｉ）コア
材料の中の細かいフェライトの結晶粒度を少なくともＡ
ＳＴＭ＃７乃至＃８に維持することである。アニーリン
グ試験では、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約
１１４９°Ｃ（２１００°Ｆ）の範囲の温度を用いた。
約１２２秒でサンプルを選択したアニーリング温度まで
加熱し、そのアニーリング温度を０乃至約７０秒間維持
した。アニーリング処理の後に、アニーリングしたサン
プルを３０秒間で約３７１°Ｃ（７００°Ｆ）よりも低
い温度まで水冷却した。そのさいの冷却速度は３８乃至
６５°Ｆ／秒であった。その後、顕微鏡組織を評価し
た。
【００４１】アニーリング実験は、約１０１０°Ｃ（約
１８５０°Ｆ）で３０秒間、約１０３８°Ｃ（１９００
°Ｆ）で１０秒間、あるいは、約１０６６°Ｃ（１９５
０°Ｆ）で０秒のアニーリングで顕微鏡組織的な目的が
十分に達成されることを示した。これらのアニーリング
において、ステンレス鋼の層の炭化物は確実に溶液に移
行し、また、上記層のオーステナイトの結晶粒度は確実
にＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０の範囲になる。アニーリ
ング温度を約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い
温度に上げると、Ｔ−３０４ＤＡサンプルのコアの中の
粗いオーステナイト（ウイッドマンステッテン・フェラ
イトに変態した）の量が増加する傾向があり望ましくな
い。また、約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い
アニーリング温度を用いると、ステンレス鋼の層の中の
オーステナイトの結晶粒度が、より低いアニーリング温
度で得られた結晶粒度ＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０か
ら、ＡＳＴＭ＃７乃至＃８まで増大する。
１８５０°Ｆ）で３０秒間、約１０３８°Ｃ（１９００
°Ｆ）で１０秒間、あるいは、約１０６６°Ｃ（１９５
０°Ｆ）で０秒のアニーリングで顕微鏡組織的な目的が
十分に達成されることを示した。これらのアニーリング
において、ステンレス鋼の層の炭化物は確実に溶液に移
行し、また、上記層のオーステナイトの結晶粒度は確実
にＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０の範囲になる。アニーリ
ング温度を約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い
温度に上げると、Ｔ−３０４ＤＡサンプルのコアの中の
粗いオーステナイト（ウイッドマンステッテン・フェラ
イトに変態した）の量が増加する傾向があり望ましくな
い。また、約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い
アニーリング温度を用いると、ステンレス鋼の層の中の
オーステナイトの結晶粒度が、より低いアニーリング温
度で得られた結晶粒度ＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０か
ら、ＡＳＴＭ＃７乃至＃８まで増大する。
【００４２】本発明によれば、熱間圧延アニーリング
は、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６
°Ｃ（１９５０°Ｆ）の範囲内でより短い時間で行うこ
とができる。このアニーリングの実験は、約１０１０°
Ｃ（約１８５０°Ｆ）及び３０秒間の温度及び時間が、
ステンレス鋼の層の炭化物を溶液へ確実に移行させるに
十分であり、その温度が高くなれば時間はより短くな
る。その結果、熱間圧延されたバンドのアニーリングの
処理速度を大幅に増大させることができる。図２及び図
３に代表的な例が示されている。図２は、従来技術の熱
間圧延されたバンドのアニーリングの時間対温度のプロ
ットを示している。従来技術の熱間アニーリングは、約
１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）の温度範囲を用いてお
り、その際のストリップの速度は２８フィート／分（ｆ
ｐｍ）である。ストリップは、約１０１０°Ｃ（約１８
５０°Ｆ）よりも高い温度に１１０秒間維持され、最大
温度は約１０６０°Ｃ（１９４０°Ｆ）である。冷却速
度は４５乃至６５°Ｆ／秒である。図３は、本発明のよ
り迅速なアニーリングサイクルを示している。この迅速
なアニーリングサイクルは、予熱ゾーンにおいて約１０
９３°Ｃ（２０００°Ｆ）の温度を使用し、加熱におい
ては約１０７９°Ｃ（１９７５°Ｆ）の温度を使用して
おり、そのさいのストリップの速度は４０ｆｐｍであ
る。このストリップは、約１０１０°Ｃ（約１８５０°
Ｆ）よりも高い温度に６４秒間維持され、その際の最大
温度は約１０５４°Ｃ（１９３０°Ｆ）である。冷却速
席は６０乃至９０°Ｆ／秒である。
は、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６
°Ｃ（１９５０°Ｆ）の範囲内でより短い時間で行うこ
とができる。このアニーリングの実験は、約１０１０°
Ｃ（約１８５０°Ｆ）及び３０秒間の温度及び時間が、
ステンレス鋼の層の炭化物を溶液へ確実に移行させるに
十分であり、その温度が高くなれば時間はより短くな
る。その結果、熱間圧延されたバンドのアニーリングの
処理速度を大幅に増大させることができる。図２及び図
３に代表的な例が示されている。図２は、従来技術の熱
間圧延されたバンドのアニーリングの時間対温度のプロ
ットを示している。従来技術の熱間アニーリングは、約
１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）の温度範囲を用いてお
り、その際のストリップの速度は２８フィート／分（ｆ
ｐｍ）である。ストリップは、約１０１０°Ｃ（約１８
５０°Ｆ）よりも高い温度に１１０秒間維持され、最大
温度は約１０６０°Ｃ（１９４０°Ｆ）である。冷却速
度は４５乃至６５°Ｆ／秒である。図３は、本発明のよ
り迅速なアニーリングサイクルを示している。この迅速
なアニーリングサイクルは、予熱ゾーンにおいて約１０
９３°Ｃ（２０００°Ｆ）の温度を使用し、加熱におい
ては約１０７９°Ｃ（１９７５°Ｆ）の温度を使用して
おり、そのさいのストリップの速度は４０ｆｐｍであ
る。このストリップは、約１０１０°Ｃ（約１８５０°
Ｆ）よりも高い温度に６４秒間維持され、その際の最大
温度は約１０５４°Ｃ（１９３０°Ｆ）である。冷却速
席は６０乃至９０°Ｆ／秒である。
【００４３】この迅速なアニーリングサイクルは、本発
明の安定化された炭素鋼のコアに使用するのが好ましい
が、通常の炭素鋼／ステンレス鋼の複合材料にも使用で
きることが判明した。
明の安定化された炭素鋼のコアに使用するのが好ましい
が、通常の炭素鋼／ステンレス鋼の複合材料にも使用で
きることが判明した。
【００４４】本発明が目的としたように、改善された炭
素鋼／ステンレス鋼の複合材料が提供され、該複合材料
においては、界面領域に炭化物が富化された領域が形成
される傾向が少なく、炭素鋼のコアの結晶粒度が細か
い。この改善されたコアの化学的性質は、熱間圧延の後
に複合材料をより高い温度でしかも機械的な欠陥の発生
を減少させた状態で、コイリングすることを可能とす
る。本複合材料はまた、スキンパス・ローリングを行う
必要性を排除し、これにより、通常の炭素鋼のコア材料
を用いた複合材料に良く生ずる引っ張りしわを排除する
という利点も有する。
素鋼／ステンレス鋼の複合材料が提供され、該複合材料
においては、界面領域に炭化物が富化された領域が形成
される傾向が少なく、炭素鋼のコアの結晶粒度が細か
い。この改善されたコアの化学的性質は、熱間圧延の後
に複合材料をより高い温度でしかも機械的な欠陥の発生
を減少させた状態で、コイリングすることを可能とす
る。本複合材料はまた、スキンパス・ローリングを行う
必要性を排除し、これにより、通常の炭素鋼のコア材料
を用いた複合材料に良く生ずる引っ張りしわを排除する
という利点も有する。
【図１】スチール合金の固溶体中の炭素の割合を合金の
炭素、チタン及びコロンビウムの含有率の関数として示
すグラフである。
炭素、チタン及びコロンビウムの含有率の関数として示
すグラフである。
【図２】熱間圧延したバンドをアニーリングする前の時
間−温度のプロットである。
間−温度のプロットである。
【図３】本発明の迅速なアニーリングサイクルの時間−
温度のプロットである。
温度のプロットである。
【手続補正書】
【提出日】平成６年４月１２日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 圧力接合された複合材料及びその製造
方法
方法
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、複合材料並びに該複合
材料の製造方法に関する。より詳細には、本発明は、圧
力接合されたステンレス鋼及び炭素鋼の複合材料、並び
に、該複合材料の製造方法に関する。
材料の製造方法に関する。より詳細には、本発明は、圧
力接合されたステンレス鋼及び炭素鋼の複合材料、並び
に、該複合材料の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】別個のスチール層から成る圧力接合され
た複合材料は種々の分野で使用される。本明細書で参照
する米国特許第３，６９３，２４２号に記載されるよう
に、例えば調理器具の如きある種の金属製品を製造する
際には、炭化物形成体を含むプレーン炭素鋼のコア層
と、ステンレス鋼の外側層とが使用される。本明細書に
おいては、米国特許第３，７９５，９７１号、第３，８
６２，４８４号、第３，９４４，３９６号及び第３，９
５６，８０９号も参照する。複合材料のステンレス鋼の
表面層は耐食性を有すると共に魅力的な外観を示し、一
方、プレーン炭素鋼のコア層は、ステンレス鋼の層より
も比較的良好な熱伝導性を有する。このタイプの複合材
料の典型的な例としては、通常の低炭素鋼のコア材料
と、Ａ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ３０４のステンレス鋼（Ｔ
−３０４）の表面層とを備えるＡ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ
３０４ＤＡ（”Ｔ−３０４ＤＡ”）である。通常のＴ−
３０４ＤＡを熱間処理する際には、通常、コイリングす
る前に熱間圧延されたバンドをホットランアウト・テー
ブル（ｈｏｔ ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）で約４８
２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却する。熱
間圧延されたバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）より
も低い温度まで冷却しないと、低炭素鋼のコア材料の炭
素がステンレス鋼の表面層と低炭素鋼のコアとの間の界
面領域に移動する。この炭素移動は、炭素の濃度勾配に
逆らって生じ、基本的には全体のより低い自由エネルギ
に依存する。濃度勾配に逆らうそのような移動は、プレ
ーン炭素鋼からステンレス鋼へと生ずることが多く、そ
の理由は、ステンレス鋼は、炭素を引き付けるクローム
を含むからである。
た複合材料は種々の分野で使用される。本明細書で参照
する米国特許第３，６９３，２４２号に記載されるよう
に、例えば調理器具の如きある種の金属製品を製造する
際には、炭化物形成体を含むプレーン炭素鋼のコア層
と、ステンレス鋼の外側層とが使用される。本明細書に
おいては、米国特許第３，７９５，９７１号、第３，８
６２，４８４号、第３，９４４，３９６号及び第３，９
５６，８０９号も参照する。複合材料のステンレス鋼の
表面層は耐食性を有すると共に魅力的な外観を示し、一
方、プレーン炭素鋼のコア層は、ステンレス鋼の層より
も比較的良好な熱伝導性を有する。このタイプの複合材
料の典型的な例としては、通常の低炭素鋼のコア材料
と、Ａ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ３０４のステンレス鋼（Ｔ
−３０４）の表面層とを備えるＡ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ
３０４ＤＡ（”Ｔ−３０４ＤＡ”）である。通常のＴ−
３０４ＤＡを熱間処理する際には、通常、コイリングす
る前に熱間圧延されたバンドをホットランアウト・テー
ブル（ｈｏｔ ｒｕｎ ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）で約４８
２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度まで冷却する。熱
間圧延されたバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）より
も低い温度まで冷却しないと、低炭素鋼のコア材料の炭
素がステンレス鋼の表面層と低炭素鋼のコアとの間の界
面領域に移動する。この炭素移動は、炭素の濃度勾配に
逆らって生じ、基本的には全体のより低い自由エネルギ
に依存する。濃度勾配に逆らうそのような移動は、プレ
ーン炭素鋼からステンレス鋼へと生ずることが多く、そ
の理由は、ステンレス鋼は、炭素を引き付けるクローム
を含むからである。
【０００３】炭素は、界面領域に移動した後に炭化物を
形成し、これにより、上記界面領域付近には炭化物が富
化された領域が生ずる。この炭化物が富化された領域
は、引き抜き加工の際に、いわゆる「フッククラック
（Ｈｏｏｋ Ｃｒａｃｋｓ）」を生じ、最終製品に望ま
しくない欠陥をもたらす。また、炭素移動は、低炭素の
コア材料に粗いフェライト粒子層を形成し、これによ
り、「オレンジ ピール サーフェス（Ｏｒａｎｇｅ
Ｐｅｅｌ Ｓｕｒｆａｃｅ）」として知られる欠陥が最
終製品に生ずる。また、約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よ
りも低い温度まで冷却しないと、金属の分離が生じ、こ
れにより、１又はそれ以上のステンレス鋼の層が低炭素
鋼のコア層から剥離する。
形成し、これにより、上記界面領域付近には炭化物が富
化された領域が生ずる。この炭化物が富化された領域
は、引き抜き加工の際に、いわゆる「フッククラック
（Ｈｏｏｋ Ｃｒａｃｋｓ）」を生じ、最終製品に望ま
しくない欠陥をもたらす。また、炭素移動は、低炭素の
コア材料に粗いフェライト粒子層を形成し、これによ
り、「オレンジ ピール サーフェス（Ｏｒａｎｇｅ
Ｐｅｅｌ Ｓｕｒｆａｃｅ）」として知られる欠陥が最
終製品に生ずる。また、約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よ
りも低い温度まで冷却しないと、金属の分離が生じ、こ
れにより、１又はそれ以上のステンレス鋼の層が低炭素
鋼のコア層から剥離する。
【０００４】上述の問題を解消するために熱間圧延され
たバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度
まで冷却すると、別の問題が生ずる。ホットランアウト
・テーブル上で約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い
温度まで急速に冷却することは有益ではなく、その理由
は、例えば、水焼入れによってホットランアウト・テー
ブル上で急冷した後にコイリングすると、コイルの表面
に機械的な欠陥が生ずる。そのような欠陥は、表面研磨
によって取り除かなければならず、追加の製造コストを
必要とする。より高いコイリング温度を用いると機械的
な欠陥は少なくなる。
たバンドを約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い温度
まで冷却すると、別の問題が生ずる。ホットランアウト
・テーブル上で約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）よりも低い
温度まで急速に冷却することは有益ではなく、その理由
は、例えば、水焼入れによってホットランアウト・テー
ブル上で急冷した後にコイリングすると、コイルの表面
に機械的な欠陥が生ずる。そのような欠陥は、表面研磨
によって取り除かなければならず、追加の製造コストを
必要とする。より高いコイリング温度を用いると機械的
な欠陥は少なくなる。
【０００５】上述の問題を解消するための１つの方法
は、ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料の熱間圧延された
バンドを、コイリング温度が約４８２°Ｃ（９００°
Ｆ）よりも高く且つ約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）より
も低くなるように冷却することである。このような冷却
を行うと、界面領域における炭化物の形成、並びに、コ
ア材料における粗いフェライト粒子の形成の傾向が共に
低下し、同時に、急速冷却に伴うコイル表面の機械的な
欠陥も減少する。約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも
高い温度では、炭化物の形成に伴う欠陥は許容すること
ができない。しかしながら、上記方法は妥協的なもので
あるので、完全に満足できる解決策ではなく、上述の炭
化物が富化された領域及び粗いフェライト粒子は依然と
してある程度形成される。
は、ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料の熱間圧延された
バンドを、コイリング温度が約４８２°Ｃ（９００°
Ｆ）よりも高く且つ約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）より
も低くなるように冷却することである。このような冷却
を行うと、界面領域における炭化物の形成、並びに、コ
ア材料における粗いフェライト粒子の形成の傾向が共に
低下し、同時に、急速冷却に伴うコイル表面の機械的な
欠陥も減少する。約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よりも
高い温度では、炭化物の形成に伴う欠陥は許容すること
ができない。しかしながら、上記方法は妥協的なもので
あるので、完全に満足できる解決策ではなく、上述の炭
化物が富化された領域及び粗いフェライト粒子は依然と
してある程度形成される。
【０００６】Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ ｅｔ ａｌ． の”
Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｎｅｗ Ｌｏｗ Ｃａ
ｒｂｏｎ Ｌｏｗ Ａｌｌｏｙ Ｓｔｅｅｌ Ｓｕｉｔ
ｅｄｔｏ ｂｅ Ｃｌａｄ ｗｉｔｈ Ｓｔａｉｎｌｅ
ｓｓ Ｓｔｅｅｌ”（ＩＳＩＪ， Ｖｏｌ．３１（１９
９１）， ｐｐ．７０６−７１１）と題する論文は、
０．０１％よりも少ない炭素を含み、また、コロンビウ
ム及びチタンを含む安定化されたスチールを開示してい
る。フェライトの結晶粒度は、最終的なアニーリング温
度を制御し、また、より迅速な冷却速度を用いることに
より制御される。
Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｎｅｗ Ｌｏｗ Ｃａ
ｒｂｏｎ Ｌｏｗ Ａｌｌｏｙ Ｓｔｅｅｌ Ｓｕｉｔ
ｅｄｔｏ ｂｅ Ｃｌａｄ ｗｉｔｈ Ｓｔａｉｎｌｅ
ｓｓ Ｓｔｅｅｌ”（ＩＳＩＪ， Ｖｏｌ．３１（１９
９１）， ｐｐ．７０６−７１１）と題する論文は、
０．０１％よりも少ない炭素を含み、また、コロンビウ
ム及びチタンを含む安定化されたスチールを開示してい
る。フェライトの結晶粒度は、最終的なアニーリング温
度を制御し、また、より迅速な冷却速度を用いることに
より制御される。
【０００７】ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料を熱間圧
延することに伴う上述の不利益に加えて、処理の間にも
欠点が生ずる。ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料は、接
合プロセス及びその後の冷間成形の間に発生する応力を
解放し、また、ステンレス鋼の層に形成された炭化クロ
ームを溶解させるために、約９２７°Ｃ（１７００°
Ｆ）よりも高い温度でアニーリングすることを必要とす
る。複合コア材料として使用されるタイプ１００６の如
き代表的な炭素鋼は、代表的なステンレス鋼の再結晶化
温度よりも低い約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも低
い温度で支配的なオーステナイト構造に変態する。従っ
て、約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも十分に高い温
度でアニーリングすると、コア層のオーステナイト粒子
を十分に粗くし、そのような粒子は冷却の際に同様に粗
いフェライト粒子に変態する。
延することに伴う上述の不利益に加えて、処理の間にも
欠点が生ずる。ステンレス鋼／炭素鋼の複合材料は、接
合プロセス及びその後の冷間成形の間に発生する応力を
解放し、また、ステンレス鋼の層に形成された炭化クロ
ームを溶解させるために、約９２７°Ｃ（１７００°
Ｆ）よりも高い温度でアニーリングすることを必要とす
る。複合コア材料として使用されるタイプ１００６の如
き代表的な炭素鋼は、代表的なステンレス鋼の再結晶化
温度よりも低い約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも低
い温度で支配的なオーステナイト構造に変態する。従っ
て、約９２７°Ｃ（１７００°Ｆ）よりも十分に高い温
度でアニーリングすると、コア層のオーステナイト粒子
を十分に粗くし、そのような粒子は冷却の際に同様に粗
いフェライト粒子に変態する。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の目的
は、（ｉ）界面領域における炭化物が富化された領域、
及び、（ｉｉ）炭素鋼コア材料における粗いフェライト
粒子の層が形成される傾向が少なく、約６４９°Ｃ（１
２００°Ｆ）よりも高いコイリング温度で意図的にコイ
リングすることなくコイリングすることのできる炭素鋼
／ステンレス鋼から成る圧力接合された複合材料を提供
することである。
は、（ｉ）界面領域における炭化物が富化された領域、
及び、（ｉｉ）炭素鋼コア材料における粗いフェライト
粒子の層が形成される傾向が少なく、約６４９°Ｃ（１
２００°Ｆ）よりも高いコイリング温度で意図的にコイ
リングすることなくコイリングすることのできる炭素鋼
／ステンレス鋼から成る圧力接合された複合材料を提供
することである。
【０００９】本発明の別の目的は、約６４９°Ｃ（１２
００°Ｆ）よりも高いコイリング温度、好ましくは、約
７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４
５０°Ｆ）のコイリング温度で冷却した後に、通常の炭
素鋼のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、機
械的な欠陥が十分に少ない炭素鋼／／ステンレス鋼から
成る圧力接合された複合材料を提供することである。
００°Ｆ）よりも高いコイリング温度、好ましくは、約
７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４
５０°Ｆ）のコイリング温度で冷却した後に、通常の炭
素鋼のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、機
械的な欠陥が十分に少ない炭素鋼／／ステンレス鋼から
成る圧力接合された複合材料を提供することである。
【００１０】本発明の目的は、熱間アニーリング処理の
間にオーステナイト相の粒子を有意的に粗大化させるこ
となく、高いアニーリング温度、好ましくは、約１０１
０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５
０°Ｆ）の温度を用いて処理することのできるＴ−３０
４ＤＡ複合材料を提供することである。
間にオーステナイト相の粒子を有意的に粗大化させるこ
となく、高いアニーリング温度、好ましくは、約１０１
０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５
０°Ｆ）の温度を用いて処理することのできるＴ−３０
４ＤＡ複合材料を提供することである。
【００１１】本発明の目的は、上述の目的を達成すると
共に、通常の炭素鋼コア材料を有する複合材料に比肩し
得る機械的な性質を有する、Ｔ−３０４ＤＡ複合材料の
如きステンレス鋼／炭素鋼複合材料を提供することであ
る。
共に、通常の炭素鋼コア材料を有する複合材料に比肩し
得る機械的な性質を有する、Ｔ−３０４ＤＡ複合材料の
如きステンレス鋼／炭素鋼複合材料を提供することであ
る。
【００１２】本発明の別の目的は、最終的な処理工程と
しての調質圧延を除くことである。
しての調質圧延を除くことである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明は、少なくとも１
つのステンレス鋼の層と、少なくとも１つの安定化され
た炭素鋼の層とを備え、上記ステンレス鋼の層が、ステ
ンレス鋼／炭素鋼の界面に沿って安定化された炭素鋼に
接合されている圧力接合された複合材料を提供する。複
合材料の安定化された炭素鋼は、炭素及びコロンビウム
を含み、また、安定化された炭素鋼からステンレス鋼／
炭素鋼の界面領域への炭素移動を防止するに効果的な量
の他の少なくとも１つの炭化物形成元素を含む。従っ
て、最終的な形態の本複合材料の界面領からは、炭化物
が富化された領域が大幅に減少される。また、最終的な
複合材料のフェライトの結晶粒度は、ＡＳＴＭ＃６（細
かい粒度を示す高い値）以下である。
つのステンレス鋼の層と、少なくとも１つの安定化され
た炭素鋼の層とを備え、上記ステンレス鋼の層が、ステ
ンレス鋼／炭素鋼の界面に沿って安定化された炭素鋼に
接合されている圧力接合された複合材料を提供する。複
合材料の安定化された炭素鋼は、炭素及びコロンビウム
を含み、また、安定化された炭素鋼からステンレス鋼／
炭素鋼の界面領域への炭素移動を防止するに効果的な量
の他の少なくとも１つの炭化物形成元素を含む。従っ
て、最終的な形態の本複合材料の界面領からは、炭化物
が富化された領域が大幅に減少される。また、最終的な
複合材料のフェライトの結晶粒度は、ＡＳＴＭ＃６（細
かい粒度を示す高い値）以下である。
【００１４】
【実施例】上述のように、熱間圧延されたステンレス鋼
／炭素鋼の複合材料の製造に伴う上記問題に対する１つ
の方法は、熱間圧延された複合材料を約４８２°Ｃ（９
００°Ｆ）よりも高く約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よ
りも低い温度まで冷却前に冷却することであった。しか
しながら、上述のように、この方法は完全に満足するも
のではない。本発明は、より総合的な解決策を提供し、
本発明のステンレス鋼／炭素鋼の複合材料用のコア材料
は安定化された低炭素鋼である。この安定化された新規
なコア材料は、Ｔ−３０４ステンレス鋼の表面層に圧力
接合されてＴ−３０４ＤＡ複合材料を形成する。しかし
ながら、本発明の安定化されたコア材料を１又はそれ以
上の他のタイプのステンレス鋼の層と圧力接合すること
によってかなりの利点が予想される。
／炭素鋼の複合材料の製造に伴う上記問題に対する１つ
の方法は、熱間圧延された複合材料を約４８２°Ｃ（９
００°Ｆ）よりも高く約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）よ
りも低い温度まで冷却前に冷却することであった。しか
しながら、上述のように、この方法は完全に満足するも
のではない。本発明は、より総合的な解決策を提供し、
本発明のステンレス鋼／炭素鋼の複合材料用のコア材料
は安定化された低炭素鋼である。この安定化された新規
なコア材料は、Ｔ−３０４ステンレス鋼の表面層に圧力
接合されてＴ−３０４ＤＡ複合材料を形成する。しかし
ながら、本発明の安定化されたコア材料を１又はそれ以
上の他のタイプのステンレス鋼の層と圧力接合すること
によってかなりの利点が予想される。
【００１５】安定化された炭素鋼は、望ましくない析出
物をスチールに生ずることになる炭素及び窒素を固定す
なわち「捕捉（ｓｃａｖｅｎｇｅ）」する元素を含む化
学組成を有する。上記捕捉元素は、安定な炭化物及び窒
化物を形成し、従って、固溶体から炭素及び窒素を取り
除く。従って、捕捉元素は、本明細書においては「炭化
物形成」元素と呼ぶ。再結晶化の間にスチールの中の溶
質炭素が存在すると上述の問題が生ずるので、炭化物を
形成することにより炭素を安定化することが望ましい。
スチールの中の全量の炭素及び窒素が炭化物及び窒化物
の形態で存在している場合には、炭素鋼は「完全に安定
化された」状態にある。
物をスチールに生ずることになる炭素及び窒素を固定す
なわち「捕捉（ｓｃａｖｅｎｇｅ）」する元素を含む化
学組成を有する。上記捕捉元素は、安定な炭化物及び窒
化物を形成し、従って、固溶体から炭素及び窒素を取り
除く。従って、捕捉元素は、本明細書においては「炭化
物形成」元素と呼ぶ。再結晶化の間にスチールの中の溶
質炭素が存在すると上述の問題が生ずるので、炭化物を
形成することにより炭素を安定化することが望ましい。
スチールの中の全量の炭素及び窒素が炭化物及び窒化物
の形態で存在している場合には、炭素鋼は「完全に安定
化された」状態にある。
【００１６】安定化されたステンレス鋼／炭素鋼の複合
材料におけるコア材料として本発明の安定化された炭素
鋼を使用すると、コイリング温度を約６４９°Ｃ（１２
００°Ｆ）よりも十分に高い温度、例えば、約７６０°
Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４５０°
Ｆ）にすることができ、同時に、通常の炭素鋼のコア材
料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、上述の如き炭化
物の析出及び粗いフェライト粒子の層の形成を十分に減
少させることができる。従って、本明細書に開示する安
定化されたコア材料を含む熱間圧延された複合材料は、
コイリングの前に、ホットランアウト・テーブル上で冷
却する必要はない。また、本発明の炭素鋼／ステンレス
鋼の安定化された複合材料は、上述の高い温度でコイリ
ングした場合に、通常のＴ−３０４ＤＡに比較して、機
械的な欠陥が十分に少ない。また、本明細書に記載する
安定化されたコア材料を用いて形成されたＴ−３０４Ｄ
Ａ複合材料は、熱間アニーリング処理の間に、オーステ
ナイト相の中の粒子を大幅に粗くすることなく、約約１
０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１
９５０°Ｆ）の高いアニーリング温度を用いて処理する
ことができる。最後に、上述の安定化されたコア材料を
有するＴ−３０４ＤＡ複合材料は、通常の炭素鋼コア材
料を有する上記Ｔ−３０４ＤＡに比肩し得る機械的な特
性を有する。
材料におけるコア材料として本発明の安定化された炭素
鋼を使用すると、コイリング温度を約６４９°Ｃ（１２
００°Ｆ）よりも十分に高い温度、例えば、約７６０°
Ｃ（約１４００°Ｆ）乃至約７８８°Ｃ（１４５０°
Ｆ）にすることができ、同時に、通常の炭素鋼のコア材
料を有するＴ−３０４ＤＡに比較して、上述の如き炭化
物の析出及び粗いフェライト粒子の層の形成を十分に減
少させることができる。従って、本明細書に開示する安
定化されたコア材料を含む熱間圧延された複合材料は、
コイリングの前に、ホットランアウト・テーブル上で冷
却する必要はない。また、本発明の炭素鋼／ステンレス
鋼の安定化された複合材料は、上述の高い温度でコイリ
ングした場合に、通常のＴ−３０４ＤＡに比較して、機
械的な欠陥が十分に少ない。また、本明細書に記載する
安定化されたコア材料を用いて形成されたＴ−３０４Ｄ
Ａ複合材料は、熱間アニーリング処理の間に、オーステ
ナイト相の中の粒子を大幅に粗くすることなく、約約１
０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１
９５０°Ｆ）の高いアニーリング温度を用いて処理する
ことができる。最後に、上述の安定化されたコア材料を
有するＴ−３０４ＤＡ複合材料は、通常の炭素鋼コア材
料を有する上記Ｔ−３０４ＤＡに比肩し得る機械的な特
性を有する。
【００１７】本発明の安定化されたコア材料の化学組成
を形成する際に、上述の目的を満足する複合材料は、高
い温度（約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い）
における処理の後に比較的小さなフェライト粒子を含む
炭素鋼コア材料を有する必要があると考えられる。従っ
て、処理の前に存在するフェライトの結晶粒度は、処理
の後に望まれるフェライトの結晶粒度よりも小さいかあ
るいはこれに等しいものである必要がある。従って、最
終的なアニーリングされたフェライトのＡＳＴＭ＃６の
結晶粒度に等しいかあるいはそれよりも小さな物理的な
結晶粒度が、いずれの処理段階においても存在すること
が必要である。上記コア材料の処理前及び処理後の結晶
粒度を制御するために、本発明は、（１）合金の中の炭
化物析出物の分布、及び（２）溶質のピン止め（ｐｉｎ
ｎｉｎｇ）による結晶粒度の境界の限定の２つの方法を
用いる。
を形成する際に、上述の目的を満足する複合材料は、高
い温度（約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い）
における処理の後に比較的小さなフェライト粒子を含む
炭素鋼コア材料を有する必要があると考えられる。従っ
て、処理の前に存在するフェライトの結晶粒度は、処理
の後に望まれるフェライトの結晶粒度よりも小さいかあ
るいはこれに等しいものである必要がある。従って、最
終的なアニーリングされたフェライトのＡＳＴＭ＃６の
結晶粒度に等しいかあるいはそれよりも小さな物理的な
結晶粒度が、いずれの処理段階においても存在すること
が必要である。上記コア材料の処理前及び処理後の結晶
粒度を制御するために、本発明は、（１）合金の中の炭
化物析出物の分布、及び（２）溶質のピン止め（ｐｉｎ
ｎｉｎｇ）による結晶粒度の境界の限定の２つの方法を
用いる。
【００１８】本発明の圧力接合された複合材料のコア材
料の結晶粒度を制御するために使用する第１の方法は、
処理後の望ましい結晶粒度に相当する粒度、分布及び容
積割合を有する合金析出物の中に分布させることであ
る。析出物の分布は、高温アニーリングの間に使用され
る高い温度で安定しなければならず、また、上述の高い
温度でオーステナイト粒子の粗大化を防がなければなら
ない。上述の炭化物を形成する「捕捉元素」を加えるこ
とによりスチールの中に析出物を形成することができ
る。上記捕捉元素は、炭素に対して強い親和力を有し、
炭素鋼の中に存在する時には炭化物を形成する。そのよ
うな捕捉元素としては、例えば、チタン、コロンビウ
ム、ジルコニウム、バナジウム、タンタル、クロム、モ
リブデン、タングステン、ウラン、ホウ素、及びコバル
トが挙げられる。本発明は、コロンビウム、並びに、炭
化物形成力が比較的強い他の少なくとも１つの捕捉元素
を用いる。より詳細には、コロンビウムに加えて添加さ
れる１又はそれ以上の捕捉元素は、高温で安定な析出物
を形成しなければならない。本炭素鋼コア材料にチタン
及びコロンビウムを添加することにより、チタン及びコ
ロンビウムの炭化物を形成するのが好ましく、この化合
物は、約１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）あるいはそれ以
上の温度まで、スチールの固溶体の中での溶解度が極め
て小さい。
料の結晶粒度を制御するために使用する第１の方法は、
処理後の望ましい結晶粒度に相当する粒度、分布及び容
積割合を有する合金析出物の中に分布させることであ
る。析出物の分布は、高温アニーリングの間に使用され
る高い温度で安定しなければならず、また、上述の高い
温度でオーステナイト粒子の粗大化を防がなければなら
ない。上述の炭化物を形成する「捕捉元素」を加えるこ
とによりスチールの中に析出物を形成することができ
る。上記捕捉元素は、炭素に対して強い親和力を有し、
炭素鋼の中に存在する時には炭化物を形成する。そのよ
うな捕捉元素としては、例えば、チタン、コロンビウ
ム、ジルコニウム、バナジウム、タンタル、クロム、モ
リブデン、タングステン、ウラン、ホウ素、及びコバル
トが挙げられる。本発明は、コロンビウム、並びに、炭
化物形成力が比較的強い他の少なくとも１つの捕捉元素
を用いる。より詳細には、コロンビウムに加えて添加さ
れる１又はそれ以上の捕捉元素は、高温で安定な析出物
を形成しなければならない。本炭素鋼コア材料にチタン
及びコロンビウムを添加することにより、チタン及びコ
ロンビウムの炭化物を形成するのが好ましく、この化合
物は、約１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）あるいはそれ以
上の温度まで、スチールの固溶体の中での溶解度が極め
て小さい。
【００１９】最終的には、形成される析出物の量は、合
金のコア材料の炭素含有量に依存する。従って、特定の
結晶粒度を得るためには、スチールに対して適正な炭素
含有量を選定する必要がある。適正な量のチタンと共
に、約０．０１重量％乃至約０．０２５重量％の炭素、
好ましくは、約０．０１重量％乃至約０．０２重量％の
炭素を用いると、総ての処理工程においてＡＳＴＭ＃６
（細かい結晶粒度を表す高い値）程度の複合材料のコア
材料用のフェライト結晶粒度をもたらすに十分な量の炭
化チタンを得ることができる。チタン含有量は、後に説
明する組成に従って調節する必要がある。
金のコア材料の炭素含有量に依存する。従って、特定の
結晶粒度を得るためには、スチールに対して適正な炭素
含有量を選定する必要がある。適正な量のチタンと共
に、約０．０１重量％乃至約０．０２５重量％の炭素、
好ましくは、約０．０１重量％乃至約０．０２重量％の
炭素を用いると、総ての処理工程においてＡＳＴＭ＃６
（細かい結晶粒度を表す高い値）程度の複合材料のコア
材料用のフェライト結晶粒度をもたらすに十分な量の炭
化チタンを得ることができる。チタン含有量は、後に説
明する組成に従って調節する必要がある。
【００２０】合金の中の炭化物析出物を適正に分布させ
るためには、析出物を再加熱炉の中で溶解し、熱間圧延
操作の間に上記析出物を再析出させる必要がある。炭化
チタン及び炭化コロンビウムは、上述のタイプの溶解及
び再析出を受け易く、その理由は、約１２３２°Ｃ（２
２５０°Ｃ）の温度で再加熱炉の中で溶解することがで
きるからである。しかしながら、チタン及びコロンビウ
ムの窒化物は、かなり高い再加熱温度で溶解しなけれ
ば、粗い析出物を形成し、結晶粒度を更に細かくするチ
タン及びコロンビウムの有効性を減少させる。従って、
スチールの窒素含有量は、０．００８重量％を越えない
ように、好ましくは、０．００５重量％を越えないよう
に制限しなければならない。
るためには、析出物を再加熱炉の中で溶解し、熱間圧延
操作の間に上記析出物を再析出させる必要がある。炭化
チタン及び炭化コロンビウムは、上述のタイプの溶解及
び再析出を受け易く、その理由は、約１２３２°Ｃ（２
２５０°Ｃ）の温度で再加熱炉の中で溶解することがで
きるからである。しかしながら、チタン及びコロンビウ
ムの窒化物は、かなり高い再加熱温度で溶解しなけれ
ば、粗い析出物を形成し、結晶粒度を更に細かくするチ
タン及びコロンビウムの有効性を減少させる。従って、
スチールの窒素含有量は、０．００８重量％を越えない
ように、好ましくは、０．００５重量％を越えないよう
に制限しなければならない。
【００２１】上述のように、結晶粒度を制限するための
本発明の第２の方法は、「溶質ピン止め（ｓｏｌｕｔｅ
ｐｉｎｎｉｎｇ）」であり、この方法においては、個
々のフェライト粒子のサイズの成長が、オーステナイト
からフェライト構造への変態の間に阻止される。コロン
ビウムを用いて溶質ピン止めを行うことができ、実際
に、実験融解物にコロンビウムを加えて最初に溶質ピン
止めを行った。再結晶化の間の粒子の成長を適正に阻止
するためには、実験融解物に対して約０．０２重量％乃
至０．０４重量％、好ましくは、０．０３重量％の量の
コロンビウム加えるべきであると考える。
本発明の第２の方法は、「溶質ピン止め（ｓｏｌｕｔｅ
ｐｉｎｎｉｎｇ）」であり、この方法においては、個
々のフェライト粒子のサイズの成長が、オーステナイト
からフェライト構造への変態の間に阻止される。コロン
ビウムを用いて溶質ピン止めを行うことができ、実際
に、実験融解物にコロンビウムを加えて最初に溶質ピン
止めを行った。再結晶化の間の粒子の成長を適正に阻止
するためには、実験融解物に対して約０．０２重量％乃
至０．０４重量％、好ましくは、０．０３重量％の量の
コロンビウム加えるべきであると考える。
【００２２】上述の炭素、窒素及びコロンビウムの含有
量に基づき、炭素コア材料のチタン含有量は、以下の式
１に一致するように調節すべきであり、そのチタン含有
量は、図１に１つの形態でプロットされている。
量に基づき、炭素コア材料のチタン含有量は、以下の式
１に一致するように調節すべきであり、そのチタン含有
量は、図１に１つの形態でプロットされている。
【００２３】
【数１】数１ ：チタン％＝（２４／７×窒素％）＋２４／６（炭
素％−（コロンビウム％×４／３１））
素％−（コロンビウム％×４／３１））
【００２４】図１は、スチール合金の炭素、チタン及び
コロンビウムの含有量の関数として、固溶体中の炭素の
割合を示している。溶液中の炭素の負の数は、過安定
化、すなわち、炭化物を形成する過剰の捕捉元素が存在
する状態を示している。正の数は、溶液中の炭素の未安
定化を示している。どのようなレベルの炭素安定化が望
ましいかを決定する際に、反対の関心が生ずることは明
らかである。安定化によって比較的大量の析出物が形成
された場合には、熱間から上記析出物を再析出させる前
にそのような析出物を溶解させるためにより高い再加熱
温度が必要となる。しかしながら、安定化が少なすぎる
場合には、溶液中の炭素が界面領域へ移動して望ましく
ない炭化物が富化された領域を形成する。上述の相反対
する関心をバランスさせるために、本発明の安定化され
た炭素鋼は、複合材料の範囲のある部分においては過安
定化され、また、複合材料の範囲の別の部分では未安定
化されている融解化学特性を有している。図１に示す情
報に基づくと、約０．０７重量％乃至約０．０９重量％
のチタン含有量が、低炭素レベルでスチールを完全に安
定化させ、また、高炭素レベルでスチールを部分的に安
定化させるものと考えられる。
コロンビウムの含有量の関数として、固溶体中の炭素の
割合を示している。溶液中の炭素の負の数は、過安定
化、すなわち、炭化物を形成する過剰の捕捉元素が存在
する状態を示している。正の数は、溶液中の炭素の未安
定化を示している。どのようなレベルの炭素安定化が望
ましいかを決定する際に、反対の関心が生ずることは明
らかである。安定化によって比較的大量の析出物が形成
された場合には、熱間から上記析出物を再析出させる前
にそのような析出物を溶解させるためにより高い再加熱
温度が必要となる。しかしながら、安定化が少なすぎる
場合には、溶液中の炭素が界面領域へ移動して望ましく
ない炭化物が富化された領域を形成する。上述の相反対
する関心をバランスさせるために、本発明の安定化され
た炭素鋼は、複合材料の範囲のある部分においては過安
定化され、また、複合材料の範囲の別の部分では未安定
化されている融解化学特性を有している。図１に示す情
報に基づくと、約０．０７重量％乃至約０．０９重量％
のチタン含有量が、低炭素レベルでスチールを完全に安
定化させ、また、高炭素レベルでスチールを部分的に安
定化させるものと考えられる。
【００２５】上述の考察に基づき、安定化された炭素鋼
のコア材料の２つの実験融解物を準備した。これら実験
融解物は表１に示す化学特性を有している。総ての％
は、合金の全重量の重量％で示されている。
のコア材料の２つの実験融解物を準備した。これら実験
融解物は表１に示す化学特性を有している。総ての％
は、合金の全重量の重量％で示されている。
【００２６】
【表１】 表 １： ヒートの合金全重量当たりの重量％ ヒートＡ ヒートＢ 炭素 ０．０１１ ０．０１９ 窒素 ０．００３ ０．００３ チタン ０．０６４ ０．０７９ コロンビウム ０．０２３ ０．０２５
【００２７】表１に示す元素に加えて他の元素を合金の
成分に加えることができる。そのような追加の元素は、
追加の不純物として、あるいは、例えば、最終的なコア
材料すなわち複合材料に何等かの所望の性質を与えるよ
うな何等かの補助的な目的で意図的に加えられた元素と
して存在することができる。合金は、例えば、残量レベ
ルのマンガン、硫黄、リン及びアルミニウムを含むこと
ができる。従って、ここに述べる例は、請求の範囲を不
当に制限するものと理解してはならない。また、表１の
ヒートは、実験合金に含まれる元素に関する望ましい及
び好ましい範囲を表すものである。その所望の又は好ま
しい範囲内でヒートの種々の組成を選定することによ
り、かなり良好な性質が得られるであろう。
成分に加えることができる。そのような追加の元素は、
追加の不純物として、あるいは、例えば、最終的なコア
材料すなわち複合材料に何等かの所望の性質を与えるよ
うな何等かの補助的な目的で意図的に加えられた元素と
して存在することができる。合金は、例えば、残量レベ
ルのマンガン、硫黄、リン及びアルミニウムを含むこと
ができる。従って、ここに述べる例は、請求の範囲を不
当に制限するものと理解してはならない。また、表１の
ヒートは、実験合金に含まれる元素に関する望ましい及
び好ましい範囲を表すものである。その所望の又は好ま
しい範囲内でヒートの種々の組成を選定することによ
り、かなり良好な性質が得られるであろう。
【００２８】ヒートの安定化された炭素鋼を用いて、Ｔ
−３０４ＤＡの圧力接合された複合材料のアセンブリを
準備した。各々のアセンブリは、通常のＴ−３０４ステ
ンレス合金の層の表面に接合された安定化された低炭素
鋼の実験層を含む。上記アセンブリを製造する方法、及
び、これらアセンブリの層を接合してＴ−３０４ＤＡ複
合材料にするための種々の方法が、当業界においては周
知である。そのような方法の代表的な例が、上述の米国
特許第３，６９３，２４２号及び第３，８６２，４８４
号に記載されている。
−３０４ＤＡの圧力接合された複合材料のアセンブリを
準備した。各々のアセンブリは、通常のＴ−３０４ステ
ンレス合金の層の表面に接合された安定化された低炭素
鋼の実験層を含む。上記アセンブリを製造する方法、及
び、これらアセンブリの層を接合してＴ−３０４ＤＡ複
合材料にするための種々の方法が、当業界においては周
知である。そのような方法の代表的な例が、上述の米国
特許第３，６９３，２４２号及び第３，８６２，４８４
号に記載されている。
【００２９】当業界において周知の方法を用い、また、
各ヒートのコア材料を用いて４つのＴ−３０４ＤＡアセ
ンブリ、すなわち合計８つのアセンブリを準備した。各
々のＴ−３０４ＤＡ複合材料を製造する際に、完成した
アセンブリを熱間圧延して、約３．１７ｍｍ（０．１２
５インチ）の厚みを有する種々のコイリング温度でコイ
リングされた中間ゲージを形成した。熱間圧延された状
態にある全部で８つのコイルからサンプルを採り、その
中の結晶粒度を測定した。
各ヒートのコア材料を用いて４つのＴ−３０４ＤＡアセ
ンブリ、すなわち合計８つのアセンブリを準備した。各
々のＴ−３０４ＤＡ複合材料を製造する際に、完成した
アセンブリを熱間圧延して、約３．１７ｍｍ（０．１２
５インチ）の厚みを有する種々のコイリング温度でコイ
リングされた中間ゲージを形成した。熱間圧延された状
態にある全部で８つのコイルからサンプルを採り、その
中の結晶粒度を測定した。
【００３０】ヒートＡのコア材料を有する２つの熱間圧
延されたアセンブリ、並びに、ヒートＢのコア材料を有
する２つの熱間圧延されたアセンブリをコイリングした
が、その際には、約７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）から
約８４３°Ｃ（１５５０°Ｆ）で約７７１°Ｃ（１４２
０°Ｆ）乃至約８１６°Ｃ（１５００°Ｆ）の範囲のコ
イリング温度で意図的に冷却しなかった。残りの４つの
アセンブリは、ホットランアウト・テーブル上で水焼入
れによって急速に冷却し、次に、約５３８°Ｃ（１００
０°Ｆ）乃至約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）の範囲の温
度でコイリングした。実験コイルを観察した結果、通常
のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡのコイルよりも良好
な形状を有していた。「良好な形状」は、コイルのスト
リップの研磨が大幅に減少したことを観察した後の主観
的な判断である。
延されたアセンブリ、並びに、ヒートＢのコア材料を有
する２つの熱間圧延されたアセンブリをコイリングした
が、その際には、約７６０°Ｃ（約１４００°Ｆ）から
約８４３°Ｃ（１５５０°Ｆ）で約７７１°Ｃ（１４２
０°Ｆ）乃至約８１６°Ｃ（１５００°Ｆ）の範囲のコ
イリング温度で意図的に冷却しなかった。残りの４つの
アセンブリは、ホットランアウト・テーブル上で水焼入
れによって急速に冷却し、次に、約５３８°Ｃ（１００
０°Ｆ）乃至約６４９°Ｃ（１２００°Ｆ）の範囲の温
度でコイリングした。実験コイルを観察した結果、通常
のコア材料を有するＴ−３０４ＤＡのコイルよりも良好
な形状を有していた。「良好な形状」は、コイルのスト
リップの研磨が大幅に減少したことを観察した後の主観
的な判断である。
【００３１】ヒートＡのコア材料を含む４つのコイルを
総て１１０秒熱間アニーリングし、ストリップの温度を
約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）から最大温度である
約１０６０°Ｃ（１９４０°Ｆ）の温度にした。冷却速
度は約３３．３乃至５０°Ｃ／秒（６０乃至９０°Ｆ／
秒）であった。同様に、ヒートＢのコア材料を有する２
つのコイル（一方のコイルは水焼入れし、他方のコイル
はコイリングの前に意図的に冷却しなかった）を同様の
手順を用いて熱間アニーリングした。実験の結果、アニ
ーリングされたコイルのコアのフェライトの結晶粒度は
ＡＳＴＭ＃７．０乃至＃８であった。
総て１１０秒熱間アニーリングし、ストリップの温度を
約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）から最大温度である
約１０６０°Ｃ（１９４０°Ｆ）の温度にした。冷却速
度は約３３．３乃至５０°Ｃ／秒（６０乃至９０°Ｆ／
秒）であった。同様に、ヒートＢのコア材料を有する２
つのコイル（一方のコイルは水焼入れし、他方のコイル
はコイリングの前に意図的に冷却しなかった）を同様の
手順を用いて熱間アニーリングした。実験の結果、アニ
ーリングされたコイルのコアのフェライトの結晶粒度は
ＡＳＴＭ＃７．０乃至＃８であった。
【００３２】熱間アニーリングの後に、６つの実験コイ
ルを冷間圧延して最終的な約０．９４ｍｍ（０．０３７
インチ）の厚みにした。次に、総ての実験コイルをアニ
ーリングし、酸洗いした。最終的なアニーリングの後
に、６つの実験コイルの各々の一部について、アニーリ
ングされた状態及び調質圧延（スキンパス（ｓｋｉｎｐ
ａｓｓ）」の後の状態を検査した。調質圧延は、最終的
な複合材料の引っ張りしわを除去するために通常の低炭
素コアに通常使用される通常の方法である。実験した最
終的な安定化されたコアＴ−３０４ＤＡ材料の機械的な
性質、並びに、観察した顕微鏡組織が表２及び表３に示
されている。比較のために、表２及び表３は、通常の
（すなわち未安定化された）低炭素鋼コアを有するＴ−
３０４ＤＡ複合材料の予想される平均的な性質も含んで
いる。表２はまた、テストの前にコイルサンプルを処理
するための最終的な手順として、最終的なアニーリング
操作、又は「スキンパス」手段のいずれの手順を用いた
かも示している。本明細書で使用する「スキンパス」の
用語は、調質圧延の前の最終的なアニーリングを意味す
る。
ルを冷間圧延して最終的な約０．９４ｍｍ（０．０３７
インチ）の厚みにした。次に、総ての実験コイルをアニ
ーリングし、酸洗いした。最終的なアニーリングの後
に、６つの実験コイルの各々の一部について、アニーリ
ングされた状態及び調質圧延（スキンパス（ｓｋｉｎｐ
ａｓｓ）」の後の状態を検査した。調質圧延は、最終的
な複合材料の引っ張りしわを除去するために通常の低炭
素コアに通常使用される通常の方法である。実験した最
終的な安定化されたコアＴ−３０４ＤＡ材料の機械的な
性質、並びに、観察した顕微鏡組織が表２及び表３に示
されている。比較のために、表２及び表３は、通常の
（すなわち未安定化された）低炭素鋼コアを有するＴ−
３０４ＤＡ複合材料の予想される平均的な性質も含んで
いる。表２はまた、テストの前にコイルサンプルを処理
するための最終的な手順として、最終的なアニーリング
操作、又は「スキンパス」手段のいずれの手順を用いた
かも示している。本明細書で使用する「スキンパス」の
用語は、調質圧延の前の最終的なアニーリングを意味す
る。
【００３３】表２に示す１５Ｔの硬度はＡＳＴＭ Ｅ−
１８によって計算した。テストは、１．５８８ｍｍ（１
／１６インチ）の直径のボール（球）を用いて行い、そ
の際の予備試験力すなわちクランプ力は２９Ｎ（３ｋｇ
／フィート（ｋｇｆ））であり、追加の力は１１９Ｎ
（１２ｋｇｆ）であった。従って、全部の力すなわち全
荷重は１４７Ｎ（１５ｋｇｆ）であった。この硬度は、
追加の力を取り除いた時の予備的な力の作用の下での１
００と侵入深さの永続的な増大との差として表してい
る。上記増大は、０．００１ｍｍの単位で測定されてい
る。
１８によって計算した。テストは、１．５８８ｍｍ（１
／１６インチ）の直径のボール（球）を用いて行い、そ
の際の予備試験力すなわちクランプ力は２９Ｎ（３ｋｇ
／フィート（ｋｇｆ））であり、追加の力は１１９Ｎ
（１２ｋｇｆ）であった。従って、全部の力すなわち全
荷重は１４７Ｎ（１５ｋｇｆ）であった。この硬度は、
追加の力を取り除いた時の予備的な力の作用の下での１
００と侵入深さの永続的な増大との差として表してい
る。上記増大は、０．００１ｍｍの単位で測定されてい
る。
【００３４】
【表２】
【００３５】表２に示す引っ張り特性、すなわち降伏強
度、引っ張り強度、及び伸びは、テスト方向によって変
化しなかった。しかしながら、ヒートＢよりも低い炭素
レベルを有するヒートＡのコア材料で製造した複合材料
に関しては、降伏強度及び引っ張り強度が大幅に低下し
た。表２に示すように、実験複合材料の機械的な性質
は、通常の（すなわち未安定化の）低炭素鋼のコア材料
を含むＴ−３０４ＤＡの機械的な性質と同等である。表
２の結果は、実験材料のアール・バー値（Ｒ−ｂａｒ
ｖａｌｕｅ）は１．１乃至１．２であり、ＬＤＲ値（Ｌ
ＤＲ ｖａｌｕｅ）は２．０６であることを示してい
る。機械的な性質が好ましいことに加えて、表２はま
た、実験複合材料の独特な化学的性質が、最終製品を調
質圧延（すなわち、スキンパス）する必要性を排除して
いることを示している。
度、引っ張り強度、及び伸びは、テスト方向によって変
化しなかった。しかしながら、ヒートＢよりも低い炭素
レベルを有するヒートＡのコア材料で製造した複合材料
に関しては、降伏強度及び引っ張り強度が大幅に低下し
た。表２に示すように、実験複合材料の機械的な性質
は、通常の（すなわち未安定化の）低炭素鋼のコア材料
を含むＴ−３０４ＤＡの機械的な性質と同等である。表
２の結果は、実験材料のアール・バー値（Ｒ−ｂａｒ
ｖａｌｕｅ）は１．１乃至１．２であり、ＬＤＲ値（Ｌ
ＤＲ ｖａｌｕｅ）は２．０６であることを示してい
る。機械的な性質が好ましいことに加えて、表２はま
た、実験複合材料の独特な化学的性質が、最終製品を調
質圧延（すなわち、スキンパス）する必要性を排除して
いることを示している。
【００３６】本明細書において使用するアール・バー値
は、材料が変形した際のその材料の異方性の目安である
塑性ひずみ比である。アール・バー値は、種々の方向の
引っ張りひずみの計算上の平均値である。「ＬＤＲ」値
は、絞ることのできる素材の最大直径の標準的な直径に
対する比から決定される限界絞り比（ＬｉｍｉｔｅｄＤ
ｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）である。ＬＤＲ値は、最終
的な複合材料の絞り性を示している。
は、材料が変形した際のその材料の異方性の目安である
塑性ひずみ比である。アール・バー値は、種々の方向の
引っ張りひずみの計算上の平均値である。「ＬＤＲ」値
は、絞ることのできる素材の最大直径の標準的な直径に
対する比から決定される限界絞り比（ＬｉｍｉｔｅｄＤ
ｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）である。ＬＤＲ値は、最終
的な複合材料の絞り性を示している。
【００３７】表３は、完成された実験複合材料の構造の
種々の位置において測定した結晶粒度のデータをしてお
り、クラッドＡの結晶粒度は、Ｔ−３０４ステンレス鋼
の一方の表面層において測定され、クラッドＢの結晶粒
度は、一方のＴ−３０４の層の表面と安定化されたコア
材料との間の界面領域で測定され、クラッドＣの結晶粒
度は、コアの中間領域で測定され、クラッドＤの結晶粒
度は、他方のＴ−３０４表面層で測定されている。表３
はまた、コア材料からコアの界面領域への炭素移動が生
じたか否かを示している。結晶粒度はＡＳＴＭ数で示さ
れている。例えば、「８Ｓ９」は、ＡＳＴＭ結晶粒度９
の散乱粒子を有するＡＳＴＭ結晶粒度８を意味してい
る。「９−８」は、基本的にはＡＳＴＭ結晶粒度９であ
るが、サイズ８の粒子を多く含んでいることを意味す
る。
種々の位置において測定した結晶粒度のデータをしてお
り、クラッドＡの結晶粒度は、Ｔ−３０４ステンレス鋼
の一方の表面層において測定され、クラッドＢの結晶粒
度は、一方のＴ−３０４の層の表面と安定化されたコア
材料との間の界面領域で測定され、クラッドＣの結晶粒
度は、コアの中間領域で測定され、クラッドＤの結晶粒
度は、他方のＴ−３０４表面層で測定されている。表３
はまた、コア材料からコアの界面領域への炭素移動が生
じたか否かを示している。結晶粒度はＡＳＴＭ数で示さ
れている。例えば、「８Ｓ９」は、ＡＳＴＭ結晶粒度９
の散乱粒子を有するＡＳＴＭ結晶粒度８を意味してい
る。「９−８」は、基本的にはＡＳＴＭ結晶粒度９であ
るが、サイズ８の粒子を多く含んでいることを意味す
る。
【００３８】
【表３】
【００３９】表３に示すように、実験複合材料全体の結
晶粒度は、本発明の目的に合致する。実験複合材料を処
理した際に、粗いフェライト粒子の層は全く観察されな
かった。最終的な複合材料の総ての点における結晶粒度
は、通常の低炭素鋼コア材料を有するＴ−３０４ＤＡ複
合材料の結晶粒度に比肩し得るものである。クラッドＣ
（コアの中間）を除いて、総ての結晶粒度は、通常のＴ
−３０４ＤＡ複合材料の平均値よりも小さかった。ま
た、いずれの実験サンプルにおいても、コアの界面領域
への炭素移動は観察されなかった。結局、実験サンプル
の中の界面領域付近において、炭化物が富化された領域
は全く観察されなかった。
晶粒度は、本発明の目的に合致する。実験複合材料を処
理した際に、粗いフェライト粒子の層は全く観察されな
かった。最終的な複合材料の総ての点における結晶粒度
は、通常の低炭素鋼コア材料を有するＴ−３０４ＤＡ複
合材料の結晶粒度に比肩し得るものである。クラッドＣ
（コアの中間）を除いて、総ての結晶粒度は、通常のＴ
−３０４ＤＡ複合材料の平均値よりも小さかった。ま
た、いずれの実験サンプルにおいても、コアの界面領域
への炭素移動は観察されなかった。結局、実験サンプル
の中の界面領域付近において、炭化物が富化された領域
は全く観察されなかった。
【００４０】実験コイルの幾つかをアニーリングし、い
かなる炭化物析出物をも溶解させ、その溶解した析出物
を再析出させた。良好なアニーリング温度及び時間を決
定するために、実験Ｔ−３０４ＤＡ複合材料のブラック
バンド（ｂｌａｃｋ ｂａｎｄ）のサンプルを切り取
り、ホットバンド・アニーリングの試験を行った。上述
の目的に合わせて、アニーリング試験の目的は、（ｉ）
ステンレス鋼の層の中の炭化物の形成を防止しながら、
熱間アニーリングをスピードアップし、また、（ｉｉ）
コア材料の中の細かいフェライトの結晶粒度を少なくと
もＡＳＴＭ＃７乃至＃８に維持することである。アニー
リング試験では、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃
至約１１４９°Ｃ（２１００°Ｆ）の範囲の温度を用い
た。約１２２秒でサンプルを選択したアニーリング温度
まで加熱し、そのアニーリング温度を０乃至約７０秒間
維持した。アニーリング処理の後に、アニーリングした
サンプルを３０秒間で約３７１°Ｃ（７００°Ｆ）より
も低い温度まで水冷却した。そのさいの冷却速度は３８
乃至６５°Ｆ／秒であった。その後、顕微鏡組織を評価
した。
かなる炭化物析出物をも溶解させ、その溶解した析出物
を再析出させた。良好なアニーリング温度及び時間を決
定するために、実験Ｔ−３０４ＤＡ複合材料のブラック
バンド（ｂｌａｃｋ ｂａｎｄ）のサンプルを切り取
り、ホットバンド・アニーリングの試験を行った。上述
の目的に合わせて、アニーリング試験の目的は、（ｉ）
ステンレス鋼の層の中の炭化物の形成を防止しながら、
熱間アニーリングをスピードアップし、また、（ｉｉ）
コア材料の中の細かいフェライトの結晶粒度を少なくと
もＡＳＴＭ＃７乃至＃８に維持することである。アニー
リング試験では、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃
至約１１４９°Ｃ（２１００°Ｆ）の範囲の温度を用い
た。約１２２秒でサンプルを選択したアニーリング温度
まで加熱し、そのアニーリング温度を０乃至約７０秒間
維持した。アニーリング処理の後に、アニーリングした
サンプルを３０秒間で約３７１°Ｃ（７００°Ｆ）より
も低い温度まで水冷却した。そのさいの冷却速度は３８
乃至６５°Ｆ／秒であった。その後、顕微鏡組織を評価
した。
【００４１】アニーリング実験は、約１０１０°Ｃ（約
１８５０°Ｆ）で３０秒間、約１０３８°Ｃ（１９００
°Ｆ）で１０秒間、あるいは、約１０６６°Ｃ（１９５
０°Ｆ）で０秒のアニーリングで顕微鏡組織的な目的が
十分に達成されることを示した。これらのアニーリング
において、ステンレス鋼の層の炭化物は確実に溶液に移
行し、また、上記層のオーステナイトの結晶粒度は確実
にＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０の範囲になる。アニーリ
ング温度を約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い
温度に上げると、Ｔ−３０４ＤＡサンプルのコアの中の
粗いオーステナイト（ウイッドマンステッテン・フェラ
イトに変態した）の量が増加する傾向があり望ましくな
い。また、約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い
アニーリング温度を用いると、ステンレス鋼の層の中の
オーステナイトの結晶粒度が、より低いアニーリング温
度で得られた結晶粒度ＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０か
ら、ＡＳＴＭ＃７乃至＃８まで増大する。
１８５０°Ｆ）で３０秒間、約１０３８°Ｃ（１９００
°Ｆ）で１０秒間、あるいは、約１０６６°Ｃ（１９５
０°Ｆ）で０秒のアニーリングで顕微鏡組織的な目的が
十分に達成されることを示した。これらのアニーリング
において、ステンレス鋼の層の炭化物は確実に溶液に移
行し、また、上記層のオーステナイトの結晶粒度は確実
にＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０の範囲になる。アニーリ
ング温度を約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い
温度に上げると、Ｔ−３０４ＤＡサンプルのコアの中の
粗いオーステナイト（ウイッドマンステッテン・フェラ
イトに変態した）の量が増加する傾向があり望ましくな
い。また、約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）よりも高い
アニーリング温度を用いると、ステンレス鋼の層の中の
オーステナイトの結晶粒度が、より低いアニーリング温
度で得られた結晶粒度ＡＳＴＭ＃８．５乃至＃１０か
ら、ＡＳＴＭ＃７乃至＃８まで増大する。
【００４２】本発明によれば、熱間圧延アニーリング
は、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６
°Ｃ（１９５０°Ｆ）の範囲内でより短い時間で行うこ
とができる。このアニーリングの実験は、約１０１０°
Ｃ（約１８５０°Ｆ）及び３０秒間の温度及び時間が、
ステンレス鋼の層の炭化物を溶液へ確実に移行させるに
十分であり、その温度が高くなれば時間はより短くな
る。その結果、熱間圧延されたバンドのアニーリングの
処理速度を大幅に増大させることができる。図２及び図
３に代表的な例が示されている。図２は、従来技術の熱
間アニーリングの時間対温度のプロットを示している。
従来技術の熱間アニーリングは、約１０６６°Ｃ（１９
５０°Ｆ）の温度範囲を用いており、その際のストリッ
プの速度は２８フィート／分（ｆｐｍ）である。ストリ
ップは、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）よりも高い
温度に１１０秒間維持され、最大温度は約１０６０°Ｃ
（１９４０°Ｆ）である。冷却速度は４５乃至６５°Ｆ
／秒である。図３は、本発明のより迅速なアニーリング
サイクルを示している。この迅速なアニーリングサイク
ルは、予熱ゾーンにおいて約１０９３°Ｃ（２０００°
Ｆ）の温度を使用し、加熱においては約１０７９°Ｃ
（１９７５°Ｆ）の温度を使用しており、そのさいのス
トリップの速度は４０ｆｐｍである。このストリップ
は、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）よりも高い温度
に６４秒間維持され、その際の最大温度は約１０５４°
Ｃ（１９３０°Ｆ）である。冷却速度は６０乃至９０°
Ｆ／秒である。
は、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）乃至約１０６６
°Ｃ（１９５０°Ｆ）の範囲内でより短い時間で行うこ
とができる。このアニーリングの実験は、約１０１０°
Ｃ（約１８５０°Ｆ）及び３０秒間の温度及び時間が、
ステンレス鋼の層の炭化物を溶液へ確実に移行させるに
十分であり、その温度が高くなれば時間はより短くな
る。その結果、熱間圧延されたバンドのアニーリングの
処理速度を大幅に増大させることができる。図２及び図
３に代表的な例が示されている。図２は、従来技術の熱
間アニーリングの時間対温度のプロットを示している。
従来技術の熱間アニーリングは、約１０６６°Ｃ（１９
５０°Ｆ）の温度範囲を用いており、その際のストリッ
プの速度は２８フィート／分（ｆｐｍ）である。ストリ
ップは、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）よりも高い
温度に１１０秒間維持され、最大温度は約１０６０°Ｃ
（１９４０°Ｆ）である。冷却速度は４５乃至６５°Ｆ
／秒である。図３は、本発明のより迅速なアニーリング
サイクルを示している。この迅速なアニーリングサイク
ルは、予熱ゾーンにおいて約１０９３°Ｃ（２０００°
Ｆ）の温度を使用し、加熱においては約１０７９°Ｃ
（１９７５°Ｆ）の温度を使用しており、そのさいのス
トリップの速度は４０ｆｐｍである。このストリップ
は、約１０１０°Ｃ（約１８５０°Ｆ）よりも高い温度
に６４秒間維持され、その際の最大温度は約１０５４°
Ｃ（１９３０°Ｆ）である。冷却速度は６０乃至９０°
Ｆ／秒である。
【００４３】この迅速なアニーリングサイクルは、本発
明の安定化された炭素鋼のコアに使用するのが好ましい
が、通常の炭素鋼／ステンレス鋼の複合材料にも使用で
きることが判明した。
明の安定化された炭素鋼のコアに使用するのが好ましい
が、通常の炭素鋼／ステンレス鋼の複合材料にも使用で
きることが判明した。
【００４４】本発明が目的としたように、改善された炭
素鋼／ステンレス鋼の複合材料が提供され、該複合材料
においては、界面領域に炭化物が富化された領域が形成
される傾向が少なく、炭素鋼のコアの結晶粒度が細か
い。この改善されたコアの化学的性質は、熱間圧延の後
に複合材料をより高い温度でしかも機械的な欠陥の発生
を減少させた状態で、コイリングすることを可能とす
る。本複合材料はまた、スキンパス・ローリングを行う
必要性を排除し、これにより、通常の炭素鋼のコア材料
を用いた複合材料に良く生ずる引っ張りしわを排除する
という利点も有する。
素鋼／ステンレス鋼の複合材料が提供され、該複合材料
においては、界面領域に炭化物が富化された領域が形成
される傾向が少なく、炭素鋼のコアの結晶粒度が細か
い。この改善されたコアの化学的性質は、熱間圧延の後
に複合材料をより高い温度でしかも機械的な欠陥の発生
を減少させた状態で、コイリングすることを可能とす
る。本複合材料はまた、スキンパス・ローリングを行う
必要性を排除し、これにより、通常の炭素鋼のコア材料
を用いた複合材料に良く生ずる引っ張りしわを排除する
という利点も有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】スチール合金の固溶体中の炭素の割合を合金の
炭素、チタン及びコロンビウムの含有率の関数として示
すグラフである。
炭素、チタン及びコロンビウムの含有率の関数として示
すグラフである。
【図２】熱間圧延したバンドをアニーリングする前の時
間−温度のプロットである。
間−温度のプロットである。
【図３】本発明の迅速なアニーリングサイクルの時間−
温度のプロットである。
温度のプロットである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (8)
- 【請求項１】 圧力接合された複合材料において、少な
くとも１つの安定化された炭素鋼の層に対してその界面
に沿って接合された少なくとも１つのステンレス鋼の層
を備え、前記安定化された炭素鋼は、コロンビウムと、
前記安定化された炭素鋼からの炭素移動を阻止するため
に有効な量の１又はそれ以上の他の炭化物形成元素とを
含み、これにより、前記界面が、富化された炭化物領域
を実質的に含まず、前記ステンレス鋼及び安定化された
炭素鋼の層は、ＡＳＴＭ＃６以下の物理的な結晶粒度を
有することを特徴とする圧力接合された複合材料。 - 【請求項２】 請求項１の圧力接合された複合材料にお
いて、前記安定化された炭素鋼は、チタン、タンタル及
びジルコニウムから成る群から選択された少なくとも１
つの他の炭化物形成元素を含むことを特徴とする圧力接
合された複合材料。 - 【請求項３】 請求項１の圧力接合された複合材料にお
いて、当該複合材料は、約６０ｋｓｉよりも小さい降伏
強度、並びに、４５％よりも大きい伸びを有することを
特徴とする圧力接合された複合材料。 - 【請求項４】 圧力接合された複合材料において、少な
くとも１つの安定化された炭素鋼の層を備え、前記安定
化された炭素鋼が、該安定化された炭素鋼の全重量の重
量百分率として、 約０．０１乃至約０．０２５％の炭素と、 約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、 約０．０２乃至約０．０４％のコロンビウムと、 約０．００８％以下の窒素と、 残りの鉄及び随伴する不純物とを含むことを特徴とする
圧力接合された複合材料。 - 【請求項５】 請求項３の圧力接合された複合材料にお
いて、前記安定化された炭素鋼の層が、該安定化された
炭素鋼の全重量の重量百分率として、 約０．０１乃至約０．０２％の炭素と、 約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、 約０．０２乃至約０．０４％のコロンビウムと、 約０．００５％以下の窒素と、 残りの鉄及び随伴する不純物とを含むことを特徴とする
圧力接合された複合材料。 - 【請求項６】 圧力接合された複合材料を製造する方法
において、少なくとも１つの安定化された炭素鋼の層に
接合された少なくとも１つのステンレス鋼の層を備える
熱間圧延された複合材料のバンドを形成する工程と、前
記熱間圧延されたバンドを約７６０°Ｃ（約１４００°
Ｆ）よりも高い温度でコイリングする工程とを備え、前
記安定化された炭素鋼が、該安定化された炭素鋼の全重
量の重量百分率として、 約０．０１乃至約０．０２５％の炭素と、 約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、 約０．０２乃至約０．０４％のコロンビウムと、 約０．００８％以下の窒素と、 残りの鉄とを含むことを特徴とする圧力接合された複合
材料を製造する方法。 - 【請求項７】 請求項６の圧力接合された複合材料を製
造する方法において、前記安定化された炭素鋼が、該安
定化された炭素鋼の全重量の重量百分率として、 約０．０１乃至約０．０２％の炭素と、 約０．０７乃至約０．０９％のチタンと、 約０．０２乃至約０．０４％のコロンビウムと、 約０．００５％以下の窒素と、 残りの鉄とを含むことを特徴とする圧力接合された複合
材料を製造する方法。 - 【請求項８】 請求項６の圧力接合された複合材料を製
造する方法において、約１０１０°Ｃ（約１８５０°
Ｆ）乃至約１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）の温度で前記
熱間圧延されたバンドを約１０１０°Ｃ（約１８５０°
Ｆ）で少なくとも３０秒間アニーリングすることを特徴
とする圧力接合された複合材料を製造する方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US040791 | 1993-03-31 | ||
| US08/040,791 US5370946A (en) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | Stainless steel and carbon steel composite |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH071162A true JPH071162A (ja) | 1995-01-06 |
| JP3596905B2 JP3596905B2 (ja) | 2004-12-02 |
Family
ID=21912973
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9785094A Expired - Fee Related JP3596905B2 (ja) | 1993-03-31 | 1994-03-31 | 圧力接合された複合材料及びその製造方法 |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5370946A (ja) |
| EP (1) | EP0618067B1 (ja) |
| JP (1) | JP3596905B2 (ja) |
| KR (1) | KR100242875B1 (ja) |
| CN (1) | CN1039889C (ja) |
| AT (1) | ATE211684T1 (ja) |
| BR (1) | BR9401316A (ja) |
| CA (1) | CA2116144C (ja) |
| DE (1) | DE69429592T2 (ja) |
| ES (1) | ES2170086T3 (ja) |
| FI (1) | FI108413B (ja) |
| TW (1) | TW313593B (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| FR2690166A1 (fr) * | 1992-04-16 | 1993-10-22 | Creusot Loire | Procédé de fabrication d'une tôle plaquée comportant une couche résistant à l'abrasion en acier à outil et tôle plaquée obtenue. |
| US5896241A (en) * | 1996-08-07 | 1999-04-20 | Imation Corp. | Plain carbon steel hub for data storage device |
| US6783871B2 (en) * | 2002-04-05 | 2004-08-31 | Agilent Technologies, Inc. | Direct bond of steel at low temperatures |
| WO2007055764A2 (en) * | 2005-11-07 | 2007-05-18 | William Russell Kingston | Metal laminate |
| US20100108690A1 (en) * | 2008-08-12 | 2010-05-06 | All-Clad Metalcrafters Llc | Stainless Steel-Carbon Steel Enamelized Cookware |
| CN101947870B (zh) * | 2010-11-01 | 2012-10-03 | 山东大学 | 一种耐腐蚀杆件复合材料及其制备方法 |
| GB2516122B (en) | 2013-03-15 | 2016-03-23 | Mark Koenig | Isolation Gate |
| US10190065B2 (en) | 2013-03-15 | 2019-01-29 | Mark E. Koenig | Feed delivery system and method for gasifier |
| US12629735B2 (en) | 2019-06-24 | 2026-05-19 | Komar Industries. LLC | System and method for separation of organics and liquids from waste material |
| CN112877589B (zh) | 2019-11-29 | 2022-03-18 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种碳钢奥氏体不锈钢轧制复合板及其制造方法 |
| CN113444865A (zh) * | 2021-05-10 | 2021-09-28 | 北京交通大学 | 一种双相不锈钢-碳钢复合板的热处理工艺方法 |
| CN119913429A (zh) * | 2023-10-31 | 2025-05-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种中温设备用耐腐蚀轧制复合钢板及其制造方法 |
Family Cites Families (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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