JPH09206961A - 圧延型チタンクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents
圧延型チタンクラッド鋼板の製造方法Info
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- JPH09206961A JPH09206961A JP1443996A JP1443996A JPH09206961A JP H09206961 A JPH09206961 A JP H09206961A JP 1443996 A JP1443996 A JP 1443996A JP 1443996 A JP1443996 A JP 1443996A JP H09206961 A JPH09206961 A JP H09206961A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】過大な設備負担なく現有設備にて優れた接合強
度を有する広幅または厚肉の圧延チタンクラッド鋼板を
製造することができる方法を提供すること。 【解決手段】 炭素鋼からなる母材とチタンまたはチタ
ン合金からなる合せ材との間に、中間材として、母材側
にＣ：０．００１〜０．０１重量％を含む極低炭素鋼板
を、合せ材側にＦｅ：０．２５重量％以下、Ｏ：０．１
５重量％以上を含む純チタン板を挿入してスラブを組み
立て、圧延することによりチタンクラッド鋼板が得られ
る。
度を有する広幅または厚肉の圧延チタンクラッド鋼板を
製造することができる方法を提供すること。 【解決手段】 炭素鋼からなる母材とチタンまたはチタ
ン合金からなる合せ材との間に、中間材として、母材側
にＣ：０．００１〜０．０１重量％を含む極低炭素鋼板
を、合せ材側にＦｅ：０．２５重量％以下、Ｏ：０．１
５重量％以上を含む純チタン板を挿入してスラブを組み
立て、圧延することによりチタンクラッド鋼板が得られ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、優れた接合特性を
有する広幅または厚肉の圧延型チタンクラッド鋼板の製
造方法に関する。
有する広幅または厚肉の圧延型チタンクラッド鋼板の製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、圧延型チタンクラッド鋼板では、
その製造過程において、母材である炭素鋼と合せ材との
間に、Ｃｕ，Ｃｕ合金、Ｎｉ，Ｎｉ合金、極低炭素鋼、
あるいはこれらを組み合わせたものを中間材として用い
ている。
その製造過程において、母材である炭素鋼と合せ材との
間に、Ｃｕ，Ｃｕ合金、Ｎｉ，Ｎｉ合金、極低炭素鋼、
あるいはこれらを組み合わせたものを中間材として用い
ている。
【０００３】これらの中間材は、母材および合せ材中に
含有される元素が拡散し、相手材との界面で脆化相ある
いは低融点相を形成することを抑制している。例えば、
チタンクラッド鋼板における極低炭素鋼の中間材は、母
材中に含有される炭素のチタン材への拡散を阻害し、Ｔ
ｉＣ等の化合物形成を抑制して接合界面での脆化を防
ぎ、優れた接合性を達成する効果を有している。
含有される元素が拡散し、相手材との界面で脆化相ある
いは低融点相を形成することを抑制している。例えば、
チタンクラッド鋼板における極低炭素鋼の中間材は、母
材中に含有される炭素のチタン材への拡散を阻害し、Ｔ
ｉＣ等の化合物形成を抑制して接合界面での脆化を防
ぎ、優れた接合性を達成する効果を有している。
【０００４】例えば、特公昭５７−５５５１４号、特開
昭６２−８９５８８号、特開昭６２−１５８５８４号、
特開昭６２−１９７２８５号、特開昭６２−２２７５８
６号、特開昭６３−５６３７０号、特公平６−７５９６
４号等の公報に、その製造過程において母材である炭素
鋼と合わせ材との間に、Ｃｕ、Ｃｕ合金、Ｎｉ、Ｎｉ合
金、極低炭素鋼、あるいはこれらを組み合わせたものを
中間材として適用し、スラブ組み立て、加熱、圧延を行
う方法が開示されている。
昭６２−８９５８８号、特開昭６２−１５８５８４号、
特開昭６２−１９７２８５号、特開昭６２−２２７５８
６号、特開昭６３−５６３７０号、特公平６−７５９６
４号等の公報に、その製造過程において母材である炭素
鋼と合わせ材との間に、Ｃｕ、Ｃｕ合金、Ｎｉ、Ｎｉ合
金、極低炭素鋼、あるいはこれらを組み合わせたものを
中間材として適用し、スラブ組み立て、加熱、圧延を行
う方法が開示されている。
【０００５】さらに、特開平１−３０９７９１号公報に
は、母材側にフェライト系ステンレス鋼、マルテンサイ
ト系ステンレス鋼、Ｎｂ、Ｔａ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ
およびＮｉのうち１種または２種以上を介在させ、合せ
材側にα型チタン合金またはα＋β型チタン合金を介在
させることにより、接合性の優れたクラッド鋼板を製造
する方法が開示されている。これは、チタンのα安定化
元素を中間材に含有させることにより、母材側の中間材
に含有されるＣｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖ等のβ安定化
元素が合せ材に拡散して、合せ材界面近傍でβ相を増加
させ、圧延後の冷却過程でβ相が脆弱なω相に変態して
接合性の劣化を招くことを抑制することを意図するもの
であり、これにより接合性の低下を防止しようとするも
のである。
は、母材側にフェライト系ステンレス鋼、マルテンサイ
ト系ステンレス鋼、Ｎｂ、Ｔａ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ
およびＮｉのうち１種または２種以上を介在させ、合せ
材側にα型チタン合金またはα＋β型チタン合金を介在
させることにより、接合性の優れたクラッド鋼板を製造
する方法が開示されている。これは、チタンのα安定化
元素を中間材に含有させることにより、母材側の中間材
に含有されるＣｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖ等のβ安定化
元素が合せ材に拡散して、合せ材界面近傍でβ相を増加
させ、圧延後の冷却過程でβ相が脆弱なω相に変態して
接合性の劣化を招くことを抑制することを意図するもの
であり、これにより接合性の低下を防止しようとするも
のである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
中間材を用いることで化合物形成を抑制して優れた接合
強度を得る技術においても、その圧延時のスラブ加熱温
度に制限があって、比較的低温の圧延加熱温度とならざ
るを得ない。このため、チタンクラッド鋼板において
は、通常製造している３６００ｍｍ幅材や５０ｍｍ厚材
ですらスラブ加熱温度が低いために圧延機に対する負荷
が大きくなるという不都合が生じており、このため４０
００ｍｍ幅を越えるような幅広材や７０ｍｍを越えるよ
うな厚肉のチタンクラッド鋼板の製造においては、圧延
機の能力およびスラブ素材の変形抵抗等の観点から現用
設備での製造は困難である。
中間材を用いることで化合物形成を抑制して優れた接合
強度を得る技術においても、その圧延時のスラブ加熱温
度に制限があって、比較的低温の圧延加熱温度とならざ
るを得ない。このため、チタンクラッド鋼板において
は、通常製造している３６００ｍｍ幅材や５０ｍｍ厚材
ですらスラブ加熱温度が低いために圧延機に対する負荷
が大きくなるという不都合が生じており、このため４０
００ｍｍ幅を越えるような幅広材や７０ｍｍを越えるよ
うな厚肉のチタンクラッド鋼板の製造においては、圧延
機の能力およびスラブ素材の変形抵抗等の観点から現用
設備での製造は困難である。
【０００７】つまり、現状の圧延設備を採用してチタン
クラッド鋼板を製造するに際して、Ｃｕを中間材として
採用した場合には、圧延加熱温度が８９０℃以上である
とＴｉとＣｕとにより液相が形成され、圧延時に溶融が
前面および側面から飛散するという不都合が発生する。
また、Ｎｉを中間材として使用した場合には、ＴｉとＮ
ｉとから構成される脆い金属間化合物が形成され、接合
強度を低下させる不都合がある。さらに、極低炭素鋼を
中間材として採用した場合には、当該中間材にも極微量
ではあるが炭素が含まれているので、圧延加熱温度をチ
タン材のβ変態点以上にすると、チタン材はより炭素の
拡散の速いＢＣＣ構造となり、ＴｉＣが形成されて接合
強度の低下につながることとなるため、β変態点温度未
満の圧延加熱温度にしなければならない。
クラッド鋼板を製造するに際して、Ｃｕを中間材として
採用した場合には、圧延加熱温度が８９０℃以上である
とＴｉとＣｕとにより液相が形成され、圧延時に溶融が
前面および側面から飛散するという不都合が発生する。
また、Ｎｉを中間材として使用した場合には、ＴｉとＮ
ｉとから構成される脆い金属間化合物が形成され、接合
強度を低下させる不都合がある。さらに、極低炭素鋼を
中間材として採用した場合には、当該中間材にも極微量
ではあるが炭素が含まれているので、圧延加熱温度をチ
タン材のβ変態点以上にすると、チタン材はより炭素の
拡散の速いＢＣＣ構造となり、ＴｉＣが形成されて接合
強度の低下につながることとなるため、β変態点温度未
満の圧延加熱温度にしなければならない。
【０００８】また、合せ材側にα型チタン合金またはα
＋β型チタン合金を介在させる方法においては、α型チ
タン合金の場合には不純物として含有されるＦｅのため
に圧延加熱温度を高温化した際にはβ相が多量に形成さ
れそのβ相の部分で、α＋β型チタン合金の場合にはβ
相を含んでいるのでβ相の部分でＣ等の拡散により脆化
相が形成され接合特性の低下を招くという不都合が生じ
る。
＋β型チタン合金を介在させる方法においては、α型チ
タン合金の場合には不純物として含有されるＦｅのため
に圧延加熱温度を高温化した際にはβ相が多量に形成さ
れそのβ相の部分で、α＋β型チタン合金の場合にはβ
相を含んでいるのでβ相の部分でＣ等の拡散により脆化
相が形成され接合特性の低下を招くという不都合が生じ
る。
【０００９】つまり、このような２重に中間材を挿入す
る方法においても、圧延加熱温度上昇によるβ相の体積
分率増加によって、脆化相をより多く形成するので、圧
延加熱温度に制限がある。
る方法においても、圧延加熱温度上昇によるβ相の体積
分率増加によって、脆化相をより多く形成するので、圧
延加熱温度に制限がある。
【００１０】一方で、広幅あるいは厚肉のクラッド鋼板
を製造することは、溶接の省略や歩留まりの向上などの
メリットがある。しかしながら、上述したように現在の
スラブ加熱温度では、広幅化および厚肉化による圧延時
の変形抵抗の上昇による圧延荷重の増大により、現用の
圧延設備では製造不可能となる。また、たとえ圧延がで
きたとしても、各パスにおいて十分な圧下を加えること
ができず、圧延応力が低く合せ材が十分に塑性変形せ
ず、満足な接合強度が得られない不都合も生じる。
を製造することは、溶接の省略や歩留まりの向上などの
メリットがある。しかしながら、上述したように現在の
スラブ加熱温度では、広幅化および厚肉化による圧延時
の変形抵抗の上昇による圧延荷重の増大により、現用の
圧延設備では製造不可能となる。また、たとえ圧延がで
きたとしても、各パスにおいて十分な圧下を加えること
ができず、圧延応力が低く合せ材が十分に塑性変形せ
ず、満足な接合強度が得られない不都合も生じる。
【００１１】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、過大な設備負担なく現有設備にて優れた接合
強度を有する広幅または厚肉の圧延チタンクラッド鋼板
が得られる圧延型チタンクラッド鋼板の製造方法を提供
することを目的とする。
であって、過大な設備負担なく現有設備にて優れた接合
強度を有する広幅または厚肉の圧延チタンクラッド鋼板
が得られる圧延型チタンクラッド鋼板の製造方法を提供
することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、優れた接
合強度を有する広幅または厚肉のチタンクラッド鋼板の
製造において、圧延機を改造することなく現用の圧延能
力でこれらを製造することが可能な方法について詳細な
検討を重ねた結果、中間材として母材である炭素鋼側に
Ｃ含有量を制御した極低炭素鋼板を、合わ材であるチタ
ン側にＦｅおよびＯの含有量を制御して合せ材より高い
変態点を有する純チタン板を母材と合せ材との間に挿入
してスラブを組み立てることにより、圧延加熱温度を従
来より高くしても脆化相等の接合強度に悪影響を及ぼす
ような相が厚く形成されることを抑制することができ、
かつ圧延加熱温度が高温化されることにより変形抵抗を
低下させて圧延することが可能なことを見出した。
合強度を有する広幅または厚肉のチタンクラッド鋼板の
製造において、圧延機を改造することなく現用の圧延能
力でこれらを製造することが可能な方法について詳細な
検討を重ねた結果、中間材として母材である炭素鋼側に
Ｃ含有量を制御した極低炭素鋼板を、合わ材であるチタ
ン側にＦｅおよびＯの含有量を制御して合せ材より高い
変態点を有する純チタン板を母材と合せ材との間に挿入
してスラブを組み立てることにより、圧延加熱温度を従
来より高くしても脆化相等の接合強度に悪影響を及ぼす
ような相が厚く形成されることを抑制することができ、
かつ圧延加熱温度が高温化されることにより変形抵抗を
低下させて圧延することが可能なことを見出した。
【００１３】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、炭素鋼からなる母材とチタンまたはチタ
ン合金からなる合せ材との間に、中間材として、母材側
にＣ：０．００１〜０．０１重量％を含む極低炭素鋼板
を、合せ材側にＦｅ：０．２５重量％以下、Ｏ：０．１
５重量％以上を含む純チタン板を挿入してスラブを組み
立て、圧延することを特徴とするチタンクラッドクラッ
ド鋼板の製造方法を提供するものである。
たものであり、炭素鋼からなる母材とチタンまたはチタ
ン合金からなる合せ材との間に、中間材として、母材側
にＣ：０．００１〜０．０１重量％を含む極低炭素鋼板
を、合せ材側にＦｅ：０．２５重量％以下、Ｏ：０．１
５重量％以上を含む純チタン板を挿入してスラブを組み
立て、圧延することを特徴とするチタンクラッドクラッ
ド鋼板の製造方法を提供するものである。
【００１４】また、本発明は、上記方法において、スラ
ブ加熱温度Ｔ℃を、８９０≦Ｔ≦８９０＋１５０［Ｏ］
−２０［Ｆｅ］（ただし、［Ｏ］、［Ｆｅ］はそれぞれ
Ｏ含有量、Ｆｅ含有量を示す。）の温度域として圧延す
ることを特徴とするチタンクラッド鋼板の製造方法を提
供するものである。
ブ加熱温度Ｔ℃を、８９０≦Ｔ≦８９０＋１５０［Ｏ］
−２０［Ｆｅ］（ただし、［Ｏ］、［Ｆｅ］はそれぞれ
Ｏ含有量、Ｆｅ含有量を示す。）の温度域として圧延す
ることを特徴とするチタンクラッド鋼板の製造方法を提
供するものである。
【００１５】さらに、上記方法において、中間材とし
て、母材側にＣ：０．００１〜０．０１重量％を含む極
低炭素鋼板を、合せ材側にＦｅ：０．１０重量％未満、
Ｏ：０．１５重量％以上を含む純チタン板を用いること
を特徴とするチタンクラッド鋼板の製造方法を提供する
ものである。
て、母材側にＣ：０．００１〜０．０１重量％を含む極
低炭素鋼板を、合せ材側にＦｅ：０．１０重量％未満、
Ｏ：０．１５重量％以上を含む純チタン板を用いること
を特徴とするチタンクラッド鋼板の製造方法を提供する
ものである。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。本発明の圧延型チタンクラッド鋼板は、炭素鋼
からなる母材とチタンまたはチタン合金からなる合せ材
との間に、中間材として、母材側にＣ：０．００１〜
０．０１重量％を含む極低炭素鋼板を、合せ材側にＦ
ｅ：０．２５重量％以下、Ｏ：０．１５重量％以上を含
む純チタン板を挿入してスラブを組み立て、圧延するこ
とにより得られる。
明する。本発明の圧延型チタンクラッド鋼板は、炭素鋼
からなる母材とチタンまたはチタン合金からなる合せ材
との間に、中間材として、母材側にＣ：０．００１〜
０．０１重量％を含む極低炭素鋼板を、合せ材側にＦ
ｅ：０．２５重量％以下、Ｏ：０．１５重量％以上を含
む純チタン板を挿入してスラブを組み立て、圧延するこ
とにより得られる。
【００１７】中間材として母材である炭素鋼側にＣ：
０．００１〜０．０１重量％を含む極低炭素鋼板を用い
ることは、もう一つの中間材および合せ材に対する、厚
く脆化相を形成する多量のＣの拡散を抑制し、かつ特性
劣化を招かない程度の極薄のＴｉＣの形成によって、同
じく接合特性を低下させる脆化相であるＴｉＦｅの形成
を抑制する効果を有する。
０．００１〜０．０１重量％を含む極低炭素鋼板を用い
ることは、もう一つの中間材および合せ材に対する、厚
く脆化相を形成する多量のＣの拡散を抑制し、かつ特性
劣化を招かない程度の極薄のＴｉＣの形成によって、同
じく接合特性を低下させる脆化相であるＴｉＦｅの形成
を抑制する効果を有する。
【００１８】もう一つの中間材として合せ材側にＦｅ：
０．２５重量％以下、Ｏ：０．１５重量％以上を含む純
チタンを用いることは、この材料が合せ材より高い変態
点を有しているので、圧延加熱温度を高温化した際に合
せ材が変態点を越えてＣの拡散の速い結晶構造（この場
合にはＢＣＣ構造）に変態した場合にも、該中間材はそ
の変態点を越えずに接合強度に悪影響を及ぼす元素の拡
散速度の遅い細密重点の結晶構造（この場合にはＨＣＰ
構造）のままであり、接合特性の低下につながるＣが合
せ材および合せ材側の中間材へ拡散することを防止し、
圧延加熱温度の高温化の場合にも接合界面での脆化相形
成を抑制し、優れた接合特性を達成する効果を有する。
０．２５重量％以下、Ｏ：０．１５重量％以上を含む純
チタンを用いることは、この材料が合せ材より高い変態
点を有しているので、圧延加熱温度を高温化した際に合
せ材が変態点を越えてＣの拡散の速い結晶構造（この場
合にはＢＣＣ構造）に変態した場合にも、該中間材はそ
の変態点を越えずに接合強度に悪影響を及ぼす元素の拡
散速度の遅い細密重点の結晶構造（この場合にはＨＣＰ
構造）のままであり、接合特性の低下につながるＣが合
せ材および合せ材側の中間材へ拡散することを防止し、
圧延加熱温度の高温化の場合にも接合界面での脆化相形
成を抑制し、優れた接合特性を達成する効果を有する。
【００１９】この場合、極低炭素鋼の中間材のＣ含有量
が０．０１重量％より大であるともう一つの中間材との
界面に脆弱なＴｉＣ相を厚く形成し、０．００１重量％
未満であるとＴｉＣによるＴｉＦｅ形成抑制効果が発揮
されず、ＴｉＦｅの形成によって接合特性の低下を招
く。
が０．０１重量％より大であるともう一つの中間材との
界面に脆弱なＴｉＣ相を厚く形成し、０．００１重量％
未満であるとＴｉＣによるＴｉＦｅ形成抑制効果が発揮
されず、ＴｉＦｅの形成によって接合特性の低下を招
く。
【００２０】また、もう一つの中間材を構成する純チタ
ンのＦｅ含有量が０．２５重量％より大であると、β相
を生成し始める温度を低下させ、圧延加熱温度を高温化
した際に多量のβ相が生成される。このため、Ｃの拡散
が促進されてＴｉＣが厚く形成され、接合特性の低下を
招く。また、Ｏ含有量が０．１５重量％未満であると、
合せ材側に挿入する中間材の変態点を充分に高温化する
ことができず、広幅材あるいは厚肉材を製造するために
加熱温度を高温化した際に、その中間材がＣの拡散の速
いＢＣＣ構造になるため、ＴｉＣが厚く形成されて接合
特性の低下を招く。
ンのＦｅ含有量が０．２５重量％より大であると、β相
を生成し始める温度を低下させ、圧延加熱温度を高温化
した際に多量のβ相が生成される。このため、Ｃの拡散
が促進されてＴｉＣが厚く形成され、接合特性の低下を
招く。また、Ｏ含有量が０．１５重量％未満であると、
合せ材側に挿入する中間材の変態点を充分に高温化する
ことができず、広幅材あるいは厚肉材を製造するために
加熱温度を高温化した際に、その中間材がＣの拡散の速
いＢＣＣ構造になるため、ＴｉＣが厚く形成されて接合
特性の低下を招く。
【００２１】このため、極低炭素鋼の中間材のＣ含有量
を０．００１〜０．０１重量％、純チタンの中間材のＦ
ｅ含有量を０．２５重量％以下、Ｏ含有量を０．１５重
量％以上とする。また、純チタンの中間材のＦｅ含有量
が０．１０重量％未満であると一層接合特性が改善され
る。なお、工業用純チタンの中間材のＯ含有量は０．４
重量％程度が実質的な上限となる。
を０．００１〜０．０１重量％、純チタンの中間材のＦ
ｅ含有量を０．２５重量％以下、Ｏ含有量を０．１５重
量％以上とする。また、純チタンの中間材のＦｅ含有量
が０．１０重量％未満であると一層接合特性が改善され
る。なお、工業用純チタンの中間材のＯ含有量は０．４
重量％程度が実質的な上限となる。
【００２２】また、スラブ加熱温度Ｔ℃を、８９０≦Ｔ
≦１５０［Ｏ］−２０［Ｆｅ］（ただし、［Ｏ］、［Ｆ
ｅ］はそれぞれＯ含有量、Ｆｅ含有量を示す。）に設定
することにより、従来よりも高温に制御することとな
り、脆化相の生成を抑制しつつ、圧延時の変形抵抗を低
下させて圧延時における圧延機の負荷を軽減することを
可能にするとともに、さらに１パスで素材に大圧下を加
えることを可能とし、これによって、より接合特性を改
善する効果がある。
≦１５０［Ｏ］−２０［Ｆｅ］（ただし、［Ｏ］、［Ｆ
ｅ］はそれぞれＯ含有量、Ｆｅ含有量を示す。）に設定
することにより、従来よりも高温に制御することとな
り、脆化相の生成を抑制しつつ、圧延時の変形抵抗を低
下させて圧延時における圧延機の負荷を軽減することを
可能にするとともに、さらに１パスで素材に大圧下を加
えることを可能とし、これによって、より接合特性を改
善する効果がある。
【００２３】スラブ加熱温度が８９０℃未満では圧延時
の変形抵抗を十分荷軽減することができず、また（８９
０＋１５０［Ｏ］−２０［Ｆｅ］）℃より高温である
と、合せ材側に挿入する純チタンも変態点を超えて、Ｃ
の拡散の速いＢＣＣ構造となるため、ＴｉＣが界面に厚
く形成されて、接合性の低下を招く。このため、スラブ
加熱温度Ｔ℃は、８９０≦Ｔ≦８９０＋１５０［Ｏ］−
２０［Ｆｅ］の範囲であることが好ましい。
の変形抵抗を十分荷軽減することができず、また（８９
０＋１５０［Ｏ］−２０［Ｆｅ］）℃より高温である
と、合せ材側に挿入する純チタンも変態点を超えて、Ｃ
の拡散の速いＢＣＣ構造となるため、ＴｉＣが界面に厚
く形成されて、接合性の低下を招く。このため、スラブ
加熱温度Ｔ℃は、８９０≦Ｔ≦８９０＋１５０［Ｏ］−
２０［Ｆｅ］の範囲であることが好ましい。
【００２４】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施例について説明
する。 （実施例１）表１に示す符号Ａの化学組成を有し、厚さ
３５０ｍｍの炭素鋼を母材とし、表２に示す符号Ｄの化
学組成を有し、厚さ５０ｍｍのチタン材を合せ材として
用いた。また母材側の中間材として表１に示す符号Ｂ１
〜Ｂ５の組成のうちＢ３の組成を有する厚さ１ｍｍのも
のを用い、合せ材側の中間材として表２に示す符号Ｃ１
〜Ｃ７の組成のうちＣ３の組成を有する厚さ１ｍｍのも
のを用いた。これら母材、合せ材および中間材を用い
て、１８００ｍｍ幅×１８００ｍｍ長、４５００幅×１
８００ｍｍ長、および１８００ｍｍ幅×３６００ｍｍ長
のスラブを組立て、これらスラブから（３５＋５）ｍｍ
厚×４２００ｍｍ幅×７０００ｍｍ長および１７８００
ｍｍ長、ならびに（７０＋１０）ｍｍ厚×４２００幅×
７０００ｍｍ長のクラッド鋼板を製造した。
する。 （実施例１）表１に示す符号Ａの化学組成を有し、厚さ
３５０ｍｍの炭素鋼を母材とし、表２に示す符号Ｄの化
学組成を有し、厚さ５０ｍｍのチタン材を合せ材として
用いた。また母材側の中間材として表１に示す符号Ｂ１
〜Ｂ５の組成のうちＢ３の組成を有する厚さ１ｍｍのも
のを用い、合せ材側の中間材として表２に示す符号Ｃ１
〜Ｃ７の組成のうちＣ３の組成を有する厚さ１ｍｍのも
のを用いた。これら母材、合せ材および中間材を用い
て、１８００ｍｍ幅×１８００ｍｍ長、４５００幅×１
８００ｍｍ長、および１８００ｍｍ幅×３６００ｍｍ長
のスラブを組立て、これらスラブから（３５＋５）ｍｍ
厚×４２００ｍｍ幅×７０００ｍｍ長および１７８００
ｍｍ長、ならびに（７０＋１０）ｍｍ厚×４２００幅×
７０００ｍｍ長のクラッド鋼板を製造した。
【００２５】また、合せ材側の高変態点を有する中間材
の有効性を確認するために、中間材を極低炭素鋼のみと
して、１８００ｍｍ幅×１８００ｍｍ長および１８００
ｍｍ幅×３６００ｍｍ長のスラブから、それぞれ（３５
＋５）ｍｍ厚×４２００ｍｍ幅×７０００ｍｍ長および
（７０＋１０）ｍｍ厚×４２００幅×７０００ｍｍ長の
クラッド鋼板を製造した。
の有効性を確認するために、中間材を極低炭素鋼のみと
して、１８００ｍｍ幅×１８００ｍｍ長および１８００
ｍｍ幅×３６００ｍｍ長のスラブから、それぞれ（３５
＋５）ｍｍ厚×４２００ｍｍ幅×７０００ｍｍ長および
（７０＋１０）ｍｍ厚×４２００幅×７０００ｍｍ長の
クラッド鋼板を製造した。
【００２６】さらに、圧延時の荷重の比較のために、従
来からの方法にて１８００ｍｍ幅×１８００ｍｍ長のス
ラブから（３５＋５）ｍｍ厚×３２００ｍｍ幅×８５０
０ｍｍ長のクラッド鋼板を製造した。
来からの方法にて１８００ｍｍ幅×１８００ｍｍ長のス
ラブから（３５＋５）ｍｍ厚×３２００ｍｍ幅×８５０
０ｍｍ長のクラッド鋼板を製造した。
【００２７】スラブの組立寸法、スラブ寸法、スラブ加
熱温度およびクラッド鋼板の寸法を表３に示す。このと
きの予定したパススケジュールでの圧延の可否、接合特
性を劣化させるＴｉＣ相の圧延まま状態での厚さ、圧延
まま状態での剪断強度、およびＲ／ｔ＝１における側曲
げならびに裏曲げをした際の接合界面でのクラックの発
生の有無を表４に示す。
熱温度およびクラッド鋼板の寸法を表３に示す。このと
きの予定したパススケジュールでの圧延の可否、接合特
性を劣化させるＴｉＣ相の圧延まま状態での厚さ、圧延
まま状態での剪断強度、およびＲ／ｔ＝１における側曲
げならびに裏曲げをした際の接合界面でのクラックの発
生の有無を表４に示す。
【００２８】これらの表に示すように、本発明内の成分
組成を有する中間材を用い、本発明に従って製造され、
かつ好ましいスラブ加熱温度に設定した場合には、圧延
により４０００ｍｍ幅超えおよび７０ｍｍ厚超えのチタ
ンクラッド鋼板が製造可能であった。また、ＴｉＣ層厚
は薄く、剪断強度は２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高く、曲
げ試験においても割れの発生はなく、４０００ｍｍ幅超
えおよび７０ｍｍ厚超えのチタンクラッド鋼板の接合特
性は、どの評価方法においても良好なものであった。
組成を有する中間材を用い、本発明に従って製造され、
かつ好ましいスラブ加熱温度に設定した場合には、圧延
により４０００ｍｍ幅超えおよび７０ｍｍ厚超えのチタ
ンクラッド鋼板が製造可能であった。また、ＴｉＣ層厚
は薄く、剪断強度は２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高く、曲
げ試験においても割れの発生はなく、４０００ｍｍ幅超
えおよび７０ｍｍ厚超えのチタンクラッド鋼板の接合特
性は、どの評価方法においても良好なものであった。
【００２９】（実施例２）表１に示す符号Ａの化学組成
を有し、厚さ３５０ｍｍの炭素鋼を母材とし、表２に示
す符号Ｄの化学組成を有し、厚さ５０ｍｍのチタン材を
クラッド材として用いた。また、母材側の中間材として
表１に示す符号Ｂ１〜Ｂ５の組成を有する厚さ１ｍｍの
ものを用い、合せ材側の中間材として表２に示す符号Ｃ
１〜Ｃ７の組成を有する厚さ１ｍｍのものを用いた。表
５に示す条件でスラブを組立て、スラブ加熱温度を９０
０℃として、１８００ｍｍ幅×１８００ｍｍ長のスラブ
から（３５＋５）ｍｍ厚×４２００ｍｍ幅×７２００ｍ
ｍ長のクラッド鋼板を製造した。この際に、圧延加熱温
度を高温化したため、どの条件においても変形抵抗が低
く、圧延可能であった。
を有し、厚さ３５０ｍｍの炭素鋼を母材とし、表２に示
す符号Ｄの化学組成を有し、厚さ５０ｍｍのチタン材を
クラッド材として用いた。また、母材側の中間材として
表１に示す符号Ｂ１〜Ｂ５の組成を有する厚さ１ｍｍの
ものを用い、合せ材側の中間材として表２に示す符号Ｃ
１〜Ｃ７の組成を有する厚さ１ｍｍのものを用いた。表
５に示す条件でスラブを組立て、スラブ加熱温度を９０
０℃として、１８００ｍｍ幅×１８００ｍｍ長のスラブ
から（３５＋５）ｍｍ厚×４２００ｍｍ幅×７２００ｍ
ｍ長のクラッド鋼板を製造した。この際に、圧延加熱温
度を高温化したため、どの条件においても変形抵抗が低
く、圧延可能であった。
【００３０】この際における、接合特性を劣化させるＴ
ｉＣ相の圧延まま状態での厚さ、圧延まま状態での剪断
強度、Ｒ／ｔ＝１における側曲げおよび裏曲げをした際
の接合界面でのクラックの発生の有無を表５にあわせて
示す。
ｉＣ相の圧延まま状態での厚さ、圧延まま状態での剪断
強度、Ｒ／ｔ＝１における側曲げおよび裏曲げをした際
の接合界面でのクラックの発生の有無を表５にあわせて
示す。
【００３１】表５に示すように、本発明内の成分組成を
有する中間材を用い、本発明に従って製造した場合に
は、ＴｉＣ層厚は薄く、剪断強度は２０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上と高く、曲げ試験においても割れの発生はなく、４
０００ｍｍ幅超えおよび７０ｍｍ厚超えのチタンクラッ
ド鋼板の接合特性は、どの評価方法においても良好なも
のであった。また、合せ材側の中間材のＦｅ濃度が０．
１０重量％未満であると、剪断強度は２５ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上となり、一層接合特性が改善されることが確認さ
れた。以上の結果から明らかなように、本発明の条件内
であれば、現用の設備にて接合特性が優れた広幅および
厚肉のクラッド鋼板の製造が可能となる。
有する中間材を用い、本発明に従って製造した場合に
は、ＴｉＣ層厚は薄く、剪断強度は２０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上と高く、曲げ試験においても割れの発生はなく、４
０００ｍｍ幅超えおよび７０ｍｍ厚超えのチタンクラッ
ド鋼板の接合特性は、どの評価方法においても良好なも
のであった。また、合せ材側の中間材のＦｅ濃度が０．
１０重量％未満であると、剪断強度は２５ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上となり、一層接合特性が改善されることが確認さ
れた。以上の結果から明らかなように、本発明の条件内
であれば、現用の設備にて接合特性が優れた広幅および
厚肉のクラッド鋼板の製造が可能となる。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】なお、上述の８９０≦Ｔ≦８９０＋１５０
［Ｏ］−２０［Ｆｅ］式は、成分組成と変態点との関係
を詳細に検討した結果から得られた経験的な式である。
また、上記実施例では合せ材として純チタンを用いた
が、これに限るものではなく、Ｇｒａｄｅ７やＴｉ−６
Ａｌ−４ＶのようなＴｉ合金を用いることができる。
［Ｏ］−２０［Ｆｅ］式は、成分組成と変態点との関係
を詳細に検討した結果から得られた経験的な式である。
また、上記実施例では合せ材として純チタンを用いた
が、これに限るものではなく、Ｇｒａｄｅ７やＴｉ−６
Ａｌ−４ＶのようなＴｉ合金を用いることができる。
【００３８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
過大な設備負担なく現有設備にて優れた接合強度を有す
る広幅または厚肉の圧延チタンクラッド鋼板を製造する
ことができる。
過大な設備負担なく現有設備にて優れた接合強度を有す
る広幅または厚肉の圧延チタンクラッド鋼板を製造する
ことができる。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２１Ｄ 9/00 １０１ 9352−4Ｋ Ｃ２１Ｄ 9/00 １０１Ａ Ｃ２２Ｃ 14/00 Ｃ２２Ｃ 14/00 Ｚ 38/00 ３０１ 38/00 ３０１Ｚ
Claims (3)
- 【請求項１】 炭素鋼からなる母材とチタンまたはチタ
ン合金からなる合せ材との間に、中間材として、母材側
にＣ：０．００１〜０．０１重量％を含む極低炭素鋼板
を、合わ材側にＦｅ：０．２５重量％以下、Ｏ：０．１
５重量％以上を含む純チタン板を挿入してスラブを組み
立て、圧延することを特徴とするチタンクラッドクラッ
ド鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 スラブ加熱温度Ｔ℃を、８９０≦Ｔ≦８
９０＋１５０［Ｏ］−２０［Ｆｅ］（ただし、［Ｏ］、
［Ｆｅ］はそれぞれＯ含有量、Ｆｅ含有量を示す。）の
温度域として圧延することを特徴とする請求項１に記載
のチタンクラッド鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 中間材として、母材側にＣ：０．００１
〜０．０１重量％ｗｏ含む極低炭素鋼板を、合せ材側に
Ｆｅ：０．１０重量％未満、Ｏ：０．１５重量％以上を
含む純チタン板を用いることを特徴とする請求項１また
は請求項２に記載のチタンクラッド鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1443996A JPH09206961A (ja) | 1996-01-30 | 1996-01-30 | 圧延型チタンクラッド鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1443996A JPH09206961A (ja) | 1996-01-30 | 1996-01-30 | 圧延型チタンクラッド鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09206961A true JPH09206961A (ja) | 1997-08-12 |
Family
ID=11861065
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1443996A Pending JPH09206961A (ja) | 1996-01-30 | 1996-01-30 | 圧延型チタンクラッド鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09206961A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN119282121A (zh) * | 2024-09-09 | 2025-01-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种具有纳米TiC界面层的钛/钢复合板的制备方法 |
-
1996
- 1996-01-30 JP JP1443996A patent/JPH09206961A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN119282121A (zh) * | 2024-09-09 | 2025-01-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种具有纳米TiC界面层的钛/钢复合板的制备方法 |
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