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WO2018139513A1 - 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法 - Google Patents

二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2018139513A1
WO2018139513A1 PCT/JP2018/002220 JP2018002220W WO2018139513A1 WO 2018139513 A1 WO2018139513 A1 WO 2018139513A1 JP 2018002220 W JP2018002220 W JP 2018002220W WO 2018139513 A1 WO2018139513 A1 WO 2018139513A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
phase
steel
duplex stainless
stainless steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/002220
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
洋太 黒沼
横田　智之
長谷　和邦
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=62978027&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2018139513(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to KR1020197021765A priority Critical patent/KR102304869B1/ko
Priority to EP18744836.0A priority patent/EP3575427B1/en
Priority to CN201880008480.2A priority patent/CN110225989B/zh
Publication of WO2018139513A1 publication Critical patent/WO2018139513A1/ja

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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a duplex stainless steel clad steel used in a high chloride environment such as seawater and a method for producing the same.
  • the duplex stainless steel clad steel refers to a steel material in which two types of metals having different properties are bonded to each other, a duplex stainless steel material as a laminated material, and an ordinary steel material as a base material.
  • duplex stainless steel has been adopted in a high chloride environment such as seawater and in a severe corrosive environment such as an oil well or a gas well.
  • duplex stainless steel is used for oil and gas well piping, flue gas desulfurization equipment, wastewater treatment facilities, seawater pumping generators and other structural members, paper rolls, centrifuges, pumps, valves and heat exchangers.
  • the duplex stainless steel is a stainless steel having a composite structure composed of two phases of an austenite phase (hereinafter referred to as gamma phase ( ⁇ phase)) and a ferrite phase (hereinafter referred to as alpha phase ( ⁇ phase)), This steel has both excellent corrosion resistance and excellent strength characteristics.
  • this steel has the highest corrosion resistance when the area ratio of the austenite phase to the ferrite phase is approximately 1: 1. Therefore, the chemical composition of the practical steel of the duplex stainless steel is defined so that the area ratio of the austenite phase and the ferrite phase is approximately in this vicinity.
  • SUS329Jl, SUS329J3L, SUS329J4L, and the like are standardized as bars and plates in the Japanese Industrial Standard (JIS). Further, SUS329J1FB is standardized as a forged steel product, and SCS10 is standardized as a cast steel product.
  • High alloy clad steel is a high alloy steel that shows high corrosion resistance in the laminated material, and steel material in which two types of metals with different properties are bonded to the base metal. Clad steel is obtained by metallographically bonding dissimilar metals, and unlike plating, it has no fear of delamination and has new characteristics that cannot be achieved with a single metal or alloy.
  • the clad steel can exhibit the same function as a solid material by selecting a laminated material having a function suitable for the purpose of each use environment. Furthermore, carbon steel and low alloy steel suitable for severe environments such as high toughness and high strength other than corrosion resistance can be applied to the base material of the clad steel.
  • the clad steel uses less alloy elements such as Cr, Ni and Mo than the solid material, and can ensure the same rust prevention performance as the solid material, and is equivalent to the carbon steel and the low alloy steel. Since strength and toughness can be ensured, there is an advantage that both economy and functionality can be achieved.
  • clad steel using a high alloy laminated material is considered to be a very useful functional steel material, and in recent years its needs are increasing in various industrial fields.
  • Patent Document 1 discloses a technique that can delay the precipitation of the sigma phase without sacrificing corrosion resistance.
  • Patent Document 2 discloses a technique for improving mechanical properties and corrosion resistance by forming TiC and NbC carbide by adding Ti and Nb to C of duplex stainless steel cast steel.
  • Patent Document 3 discloses a technique for suppressing the precipitation of carbides and improving the corrosion resistance by suppressing the C content of the austenitic stainless clad steel laminated material to a low level and making the structure a partially recrystallized structure or a recrystallized structure. It is disclosed.
  • SUS316L clad steel has been used as a tank material for chemical tankers.
  • duplex stainless steel clad steel which has better corrosion resistance than SUS316L clad steel.
  • ⁇ phase ferrite phase
  • ⁇ phase ferrite phase
  • the problem in the above structural change is the precipitation of intermetallic compounds such as sigma phase ( ⁇ phase) and carbides such as Cr 23 C 6 .
  • ⁇ phase intermetallic compounds
  • carbides such as Cr 23 C 6 .
  • a sigma phase and carbide precipitate a layer lacking a corrosion-resistant element such as Cr or Mo is formed around the sigma phase and carbides, and the corrosion resistance is significantly lowered. Therefore, it is necessary to control the precipitation of sigma phase and carbide.
  • Patent Document 1 is a technique for performing a solution treatment in order to prevent precipitation of a sigma phase.
  • a sigma phase is precipitated, the whole material is once heated and held at a temperature equal to or higher than the solid solution temperature of the sigma phase and then rapidly cooled. By doing so, the sigma phase disappears.
  • the crystal grains of the low alloy steel as a base material become coarse and the mechanical properties are remarkably deteriorated.
  • the corrosion resistance of the duplex stainless steel is greatly influenced by the precipitation of the sigma phase, the area fraction of the alpha phase and the gamma phase, etc., so that sufficient corrosion resistance cannot be obtained as an alternative to the SUS316L clad steel. There is sex.
  • Patent Document 3 has a problem that the laminated material is a grade of SUS316L clad steel, and since the content of the alloy component contributing to corrosion resistance is small, sufficient corrosion resistance cannot be exhibited even if the precipitation of carbides is suppressed.
  • the present situation is that a method for preventing the sigma phase and carbide precipitation of the duplex stainless steel without sacrificing the corrosion resistance has not yet been established.
  • it is difficult to perform a solution treatment for solid solution of sigma phase and carbide due to the restriction of maintaining the mechanical properties of the base material, and this is accompanied by precipitation of sigma phase and carbide.
  • the problem of preventing deterioration of corrosion resistance of duplex stainless steel laminated materials has not yet been solved.
  • an object of the present invention is to provide a duplex stainless steel clad steel that suppresses precipitation of a sigma phase and carbides and has excellent corrosion resistance, and a method for producing the same.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the composition of the composite material of the duplex stainless steel clad steel having a duplex stainless steel layer on one side or both sides of the base steel plate is, by mass, C: 0.030% or less, Si: more than 0.15% 1 0.000% or less, Mn: 1.50% or less, P: 0.0400% or less, S: 0.0100% or less, Ni: 4.50 to 7.00%, Cr: 21.0 to 24.0% , Mo: 2.5 to 3.5%, N: 0.08 to 0.20%, PI defined by the following formula (1) is 34.0 to 38.0, and the balance is Fe and inevitable
  • the composition of the laminated material further includes, in mass%, Cu: 0.01 to 1.50%, W: 0.01 to 1.50%, Co: 0.01 to 1.50%,
  • the composition of the base material of the duplex stainless steel clad steel is, by mass, C: 0.03-0.10%, Si: 1.00% or less, Mn: 0.50-2.00%
  • the composition of the base material further includes, in mass%, Cu: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 1.00%, Mo: 0.01 to 0.50%, Al: 0.005 to 0.300%, Nb: 0.005 to 0.300%, V: 0.001 to 0.400%, Ti: 0.005 to [1] containing at least one selected from 0.100%, Ca: 0.0003 to 0.0050%, B: 0.0003 to 0.0030%, REM: 0.0003 to 0.0100%
  • the component composition of the duplex stainless steel clad steel is, by mass, C: 0.030% or less, Si: more than 0.15% and 1.00% or less, Mn: 1.50% or less, P : 0.0400% or less, S: 0.0100% or less, Ni: 4.50 to 7.00%, Cr: 21.0 to 24.0%, Mo: 2.5 to 3.5%, N: Using a steel material containing 0.08 to 0.20%, PI defined by the following formula (1) of 34.0 to 38.0, and the balance Fe and inevitable impurities, the temperature is increased to 1050 ° C. or higher. After heating, after performing hot rolling with a reduction ratio of 2.0 or more and a finish rolling temperature of 900 ° C.
  • phase fraction of the alpha phase and the gamma phase of the laminated material is 30 to 70 each for accelerated cooling to below °C.
  • the method of duplex stainless clad steel sum of the phase fraction of sigma phase and carbides is 1.0% or less.
  • the composition of the laminated material further includes, in mass%, Cu: 0.01 to 1.50%, W: 0.01 to 1.50%, Co: 0.01 to 1.50%,
  • the composition of the base material of the duplex stainless steel clad steel is, by mass, C: 0.03-0.10%, Si: 1.00% or less, Mn: 0.50-2.00% , P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, and the method for producing a duplex stainless steel clad according to [5] or [6], comprising the balance Fe and inevitable impurities.
  • the composition of the base material further includes, in mass%, Cu: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 1.00%, Mo: 0.01 to 0.50%, Al: 0.005 to 0.300%, Nb: 0.005 to 0.300%, V: 0.001 to 0.400%, Ti: 0.005 to [7] containing at least one selected from 0.100%, Ca: 0.0003 to 0.0050%, B: 0.0003 to 0.0030%, REM: 0.0003 to 0.0100%
  • the manufacturing method of the duplex stainless steel clad steel of description The manufacturing method of the duplex stainless steel clad steel of description.
  • the allowable amount of the specific element of the laminated material is strictly defined, and the precipitation of sigma phase and carbide is suppressed without sacrificing the corrosion resistance, so that a duplex stainless steel clad steel having excellent corrosion resistance can be obtained.
  • C 0.030% or less C is inevitably one of the elements present in steel.
  • the C amount is 0.030% or less.
  • the content is 0.001 to 0.025%.
  • Si More than 0.15% and 1.00% or less Si is an element that significantly accelerates the precipitation of the sigma phase. In order to suppress the precipitation of the sigma phase, the amount of Si needs to be 1.00% or less. Moreover, Si is an element that enters irreversibly from raw materials such as iron ore into the steel, and suppressing the Si content to 0.15% or less causes an increase in cost in the steelmaking process. Accordingly, the Si content is set to be over 0.15% and 1.00% or less. Note that the content is preferably 0.20 to 0.50%.
  • Mn 1.50% or less Mn is an element useful for deoxidation. If the amount of Mn exceeds 1.50%, MnS is formed and the corrosion resistance, particularly pitting corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the Mn content is 1.50% or less. Preferably, the content is 0.01 to 1.00%.
  • P 0.0400% or less
  • the amount of P exceeds 0.0400%, in addition to deterioration of toughness, corrosion resistance deteriorates.
  • P is preferably reduced as much as possible as an inevitable impurity, but is acceptable up to 0.0400%. Therefore, the P content is 0.0400% or less.
  • the content is preferably 0.0001 to 0.0300%.
  • S 0.0100% or less
  • the corrosion resistance particularly the pitting corrosion resistance deteriorates.
  • S is preferably reduced as much as possible as an inevitable impurity, but it is acceptable up to 0.0100%. Therefore, the S content is 0.0100% or less.
  • the content is 0.0001% to 0.0050%.
  • Ni 4.50 to 7.00%
  • Ni is an essential element as an element for stabilizing the gamma phase which is one phase of the duplex stainless steel. The effect is demonstrated by containing 4.50% or more.
  • Ni is an expensive metal, if it is contained in a large amount, the price of the alloy itself is increased and it becomes more expensive than the conventional alloy. Therefore, the Ni content is 4.50 to 7.00%.
  • the duplex stainless steel has the highest corrosion resistance when the ratio of the gamma phase to the alpha phase is approximately 1: 1. Therefore, in order to satisfy this phase ratio, the amount of Ni is 4 50 to 7.00%. It is preferably 4.50 to 6.50%.
  • Cr 21.0 to 24.0% Cr is an indispensable element for assuring the corrosion resistance of the alloy and stabilizing the alpha phase, which is the other phase of the duplex stainless steel.
  • a content of 21.0% or more is necessary.
  • the content exceeding 24.0% remarkably accelerates the precipitation of the sigma phase and adversely affects the ductility and toughness. Therefore, the Cr content is 21.0 to 24.0%.
  • the duplex stainless steel has the highest corrosion resistance when the ratio of the gamma phase to the alpha phase is approximately 1: 1. Therefore, in order to satisfy this phase ratio, the Cr content is 21. 0.0 to 24.0%.
  • the content is 22.0 to 23.0%.
  • Mo 2.5-3.5%
  • Mo is also important as an element for improving the corrosion resistance of the alloy, particularly pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. In order to exert the effect, it is necessary to contain 2.5% or more. However, the content exceeding 3.5% significantly accelerates the precipitation of the sigma phase and adversely affects the ductility and toughness. Therefore, the Mo amount is set to 2.5 to 3.5%.
  • the duplex stainless steel has the highest corrosion resistance when the ratio of the gamma phase to the alpha phase is approximately 1: 1. Therefore, in order to satisfy this phase ratio, the amount of Mo is 2 .5 to 3.5%.
  • the content is 3.0 to 3.5%.
  • N 0.08 to 0.20%
  • N is important as an element for improving the corrosion resistance of the alloy, particularly pitting corrosion resistance, and is also effective as an element for improving the strength. In order to exert the effect, a content of 0.08% or more is necessary. However, the content exceeding 0.20% has a significant adverse effect on the welding characteristics of the alloy. Therefore, the N content is 0.08 to 0.20%.
  • the duplex stainless steel has the best corrosion resistance when the ratio of the gamma phase to the alpha phase is approximately 1: 1. Therefore, in order to satisfy this phase ratio, the N content is 0. 0.08 to 0.20%. Note that the content is preferably 0.10 to 0.20%.
  • PI 34.0-38.0
  • PI is a Pitting Index (pitting corrosion resistance index) and is defined by the following formula (1).
  • PI Cr + 3.3Mo + 16N (1)
  • an element symbol shows the mass% of each element.
  • the PI value calculated by the above formula is an index value of pitting corrosion resistance of a solution material having a sigma phase and a carbide fraction of 0%, which will be described later.
  • the pitting corrosion resistance is determined by the balance between the PI value and the fraction of “sigma phase + carbide”.
  • the PI value increases, the pitting corrosion resistance of the material improves.
  • a suitable PI value range in the component composition of the present invention is 34.0 to 38.0.
  • Cu 0.01 to 1.50%
  • Cu is an element that improves the corrosion resistance, and the effect is manifested with a content of 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably 0.01 to 1.50%. More preferably, the content is 0.01 to 1.00%.
  • W 0.01-1.50%
  • W is an element that improves the corrosion resistance of the alloy, in particular, pitting corrosion resistance, and its effect is manifested by the inclusion of 0.01% or more. However, if the content exceeds 1.50%, sigma phase precipitation is promoted. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 0.01 to 1.50%. More preferably, the content is 0.01 to 1.00%.
  • Co 0.01 to 1.50%
  • Co is also an element that improves the corrosion resistance, and its effect is manifested by the inclusion of 0.01% or more. However, if the content exceeds 1.50%, the alloy cost increases. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.01 to 1.50%. More preferably, the content is 0.01 to 1.00%.
  • Ti 0.01 to 0.25%
  • Ti has the property of being easily bonded to C, and when contained in the alloy, it is possible to delay the precipitation of carbides such as Cr 23 C 6 that are harmful to corrosion resistance. The effect is manifested at 0.01% or more. Moreover, even if it contains exceeding 0.25%, an effect will not improve but an alloy cost will increase. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.01 to 0.25%. More preferably, the content is 0.01 to 0.20%.
  • Nb 0.01 to 0.25%
  • Nb also has the property of being easily bonded to C like Ti, and when contained in the alloy, it is possible to delay the precipitation of carbides such as Cr 23 C 6 that are harmful to corrosion resistance. The effect is manifested at 0.01% or more. Moreover, even if it contains exceeding 0.25%, an effect will not improve but an alloy cost will increase. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.01 to 0.25%. More preferably, the content is 0.01 to 0.20%.
  • the balance contains Fe and inevitable impurities.
  • Sn 0.2% or less
  • Sb 0.2% or less
  • Zr 0.2% or less
  • Mg 0.02% or less
  • Ca 0.02% or less
  • REM 0.2% or less
  • the component composition of the laminated material may be a component composition composed of the above-described elements, the remaining Fe and unavoidable impurities.
  • the base material of the duplex stainless steel clad steel of this invention is not specifically limited.
  • strength and toughness can be manufactured suitably by using the low carbon steel of the following component range.
  • C 0.03-0.10% C is an element that improves the strength of the steel, and a sufficient strength is expressed by containing 0.03% or more. However, if it exceeds 0.10%, weldability and toughness are deteriorated. Therefore, the C content is preferably 0.03 to 0.10%. More preferably, it is 0.03 to 0.08%.
  • Si 1.00% or less Si is an element that is effective for deoxidation and improves the strength of steel. However, if it exceeds 1.00%, the surface properties and toughness of the steel are deteriorated. Therefore, the Si content is preferably 1.00% or less. More preferably, it is 0.01 to 0.50%.
  • Mn 0.50 to 2.00%
  • Mn is an element that increases the strength of steel. The effect is manifested at 0.50% or more. However, if it exceeds 2.00%, the weldability is impaired, and the alloy cost also increases. Therefore, the Mn content is preferably 0.50 to 2.00%. More preferably, it is 0.50 to 1.50%.
  • P 0.05% or less
  • P is an inevitable impurity in the steel, and when the P content exceeds 0.05%, the toughness deteriorates. P is preferably reduced as much as possible as an inevitable impurity, but up to 0.05% is acceptable. Therefore, the P content is preferably 0.05% or less. However, in order to reduce the amount of P to less than 0.0001%, it takes a long time for the de-P treatment in the process of melting the molten steel, leading to an increase in manufacturing cost. Therefore, the content is preferably 0.0001% or more. More preferably, the content is 0.0001 to 0.0200%.
  • S 0.05% or less S, like P, is an unavoidable impurity in steel. If the S content exceeds 0.05%, the toughness deteriorates. S is preferably reduced as much as possible as an inevitable impurity, but is acceptable up to 0.05%. Therefore, the S amount is preferably 0.05% or less. However, in order to reduce the amount of S to less than 0.0001%, a long time is required for the de-S treatment in the process of melting molten steel, resulting in an increase in manufacturing cost. Therefore, the content is preferably 0.0001% or more. More preferably, the content is 0.0001 to 0.0100%.
  • Cu 0.01 to 0.50%
  • Cu is an element that improves the hardenability of the steel, and improves the strength and toughness of the steel after rolling. The effect is manifested at a content of 0.01% or more. However, if it exceeds 0.50%, weldability and toughness are deteriorated. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 0.01 to 0.50%. More preferably, it is 0.05 to 0.30%.
  • Cr 0.01 to 0.50% Cr, like Cu, is an element that improves the hardenability of the steel, and improves the strength and toughness of the steel after rolling. The effect is manifested at a content of 0.01% or more. However, if it exceeds 0.50%, weldability and toughness are deteriorated. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 0.01 to 0.50%. More preferably, it is 0.05 to 0.30%.
  • Ni 0.01 to 1.00%
  • Ni is an element that improves the hardenability of steel and is particularly effective in improving toughness. The effect is manifested at a content of 0.01% or more. However, if it exceeds 1.00%, the weldability is impaired, and the alloy cost also increases. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 0.01 to 1.00%. More preferably, it is 0.05 to 0.50%.
  • Mo 0.01 to 0.50%
  • Mo is also an element that improves the hardenability of the steel, and improves the strength and toughness of the steel after rolling. The effect is manifested at a content of 0.01% or more. However, if it exceeds 0.50%, weldability and toughness are deteriorated. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 0.01 to 0.50%. More preferably, it is 0.05 to 0.30%.
  • Al 0.005 to 0.300%
  • Al is added as a deoxidizer. Deoxidizing effect is exhibited when the content is 0.005% or more. However, if it exceeds 0.300%, the toughness of the welded part is deteriorated. Therefore, when Al is contained, the amount of Al is preferably 0.005 to 0.300. More preferably, it is 0.01 to 0.10%.
  • Nb 0.005 to 0.300%
  • Nb is precipitated as NbC and has the effect of increasing the strength of the steel. Further, in the rolling of the austenite region ( ⁇ region), the recrystallization temperature region is expanded to a low temperature and the crystal grains can be refined, which is effective in improving toughness. These effects are obtained when the content is 0.005% or more. However, if it exceeds 0.300%, coarse NbC is formed and the toughness deteriorates. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.005 to 0.300%. More preferably, it is 0.010 to 0.100%.
  • V 0.001 to 0.400%
  • V improves the strength of the steel by forming carbonitride. The effect is manifested with a content of 0.001% or more. However, if it exceeds 0.400%, the toughness deteriorates. Therefore, when V is contained, the V amount is preferably 0.001 to 0.400%. More preferably, it is 0.005 to 0.200%.
  • Ti forms carbonitrides and refines the crystal grains, thereby improving the strength and toughness of the steel.
  • the effect is manifested with a content of 0.005% or more.
  • the toughness of the steel including the welded portion deteriorates. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.005 to 0.100%. More preferably, it is 0.005 to 0.050%.
  • Ca 0.0003 to 0.0050% Ca refines the structure of the heat affected zone of the weld and improves toughness. The effect is manifested at a content of 0.0003% or more. However, if it exceeds 0.0050%, coarse inclusions are formed and the toughness is deteriorated. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0003 to 0.0050%. More preferably, it is 0.0005 to 0.0030%.
  • B 0.0003 to 0.0030%
  • B improves hardenability and improves the strength and toughness of the steel after rolling. The effect is manifested at a content of 0.0003% or more. However, if it exceeds 0.0030%, the toughness of the welded portion is impaired. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0003 to 0.0030%. More preferably, it is 0.0005 to 0.0020%.
  • REM 0.0003 to 0.0100% REM, like Ca, refines the structure of the heat affected zone of the weld and improves toughness. The effect is manifested at a content of 0.0003% or more. However, if it exceeds 0.0100%, coarse inclusions are formed to deteriorate toughness. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably 0.0003 to 0.0100%. More preferably, it is 0.0005 to 0.0050%.
  • the balance other than the above elements contains Fe and inevitable impurities.
  • the composition of the base material is preferably composed of the above-described elements, the remaining Fe, and inevitable impurities.
  • the duplex stainless steel that is the laminated material exhibits the maximum corrosion resistance when the phase fraction of the alpha phase and the gamma phase is about 1: 1. It has become. Therefore, the phase fraction (area fraction) of the alpha phase and the gamma phase is set to 30 to 70%, respectively, as a phase fraction capable of exhibiting sufficient corrosion resistance. Preferably it is 40 to 60%.
  • the sum of the phase fraction (area fraction) of the sigma phase and carbide of the precipitate that deteriorates the corrosion resistance is set to 1.0% or less. Preferably it is 0.5% or less.
  • the phase fraction (area fraction) is 100% in total of the alpha phase + gamma phase + sigma phase + carbide, and when the sigma phase and carbide are zero, the alpha phase + gamma phase is 100%.
  • the base material and laminated material of the duplex stainless steel clad steel of the present invention are adjusted to the above-described component ranges and can be melted by a conventional method or the like.
  • An assembly slab for clad rolling can be assembled using these base material and laminated material.
  • the superposition type of base material / lamination material / lamination material / matrix is efficient in manufacturing, and considering the warping during cooling, the base materials and the laminating materials are It is desirable that the thickness is equal.
  • the clad rolling assembly slab is heated and further hot rolled.
  • Heating temperature 1050 ° C. or higher
  • the heating temperature is set to 1050 ° C. or higher in order to ensure the corrosion resistance of the laminated material and the bondability between the laminated material and the base material.
  • the heating temperature is 1050 ° C. or more, it is possible to sufficiently dissolve the sigma phase and / or carbide precipitated during heating.
  • the sigma phase and / or carbide remains, so that the corrosion resistance of the clad steel deteriorates.
  • rolling in a high temperature region is advantageous.
  • the heating temperature is set to 1050 ° C. or higher in order to ensure the corrosion resistance of the laminated material and to secure the bonding property between the laminated material and the base material.
  • the heating temperature is preferably 1050 to 1250 ° C., more preferably 1100 to 1200 ° C.
  • Reduction ratio 2.0 or more
  • the reduction ratio refers to slab thickness (thickness of clad material before rolling) / thickness of clad material after rolling.
  • the reduction ratio in hot rolling was set to 2.0 or higher because the bonding of clad steel was reduced at a high temperature, resulting in a bonding force between metals, and a good bonding was obtained at a reduction ratio of 2.0 or higher. Therefore, the reduction ratio is 2.0 or more.
  • the crystal grains of the base material are refined, and the base material toughness is improved.
  • the range of the reduction ratio is preferably 3.0 to 20.0.
  • Finish rolling temperature 900 ° C. or more
  • the finish rolling temperature of hot rolling is less than 900 ° C.
  • precipitation of sigma phase and / or carbide of duplex stainless steel of the laminated material becomes remarkable. Therefore, the finish rolling temperature is set to 900 ° C. or higher.
  • it is 950 degreeC or more.
  • Cooling rate 0.5 ° C./s or more, cooling start temperature: 900 ° C. or more, cooling stop temperature: 750 ° C. or less Accelerated cooling After hot rolling is completed, the cooling rate is 0.5 ° C./s or more and 900 ° C. or more. Accelerated cooling from the cooling start temperature to a cooling stop temperature of 750 ° C. or lower.
  • the cooling rate in the temperature range of 900 to 750 ° C. is less than 0.5 ° C./s, the corrosion resistance of the laminated material is deteriorated.
  • the cooling rate in the temperature range of 900 to 750 ° C. to 0.5 ° C./s or more, the crystal grains of the base material are refined and the toughness is improved.
  • the cooling start temperature is below 900 ° C., the sigma phase is likely to precipitate during cooling, so the cooling start temperature is set to 900 ° C. or higher.
  • the upper limit of cooling start temperature is 1020 degreeC.
  • the cooling stop temperature is higher than 750 ° C., the sigma phase is likely to precipitate after completion of accelerated cooling, so the cooling stop temperature is set to 750 ° C. or lower.
  • the lower limit of cooling stop temperature is 650 degreeC.
  • the cooling rate range is 1.0 to 100 ° C./s
  • the cooling start temperature range is 950 ° C. or higher
  • the cooling stop temperature range is 700 ° C. or lower.
  • cooling at 750 ° C. or lower may be allowed to cool.
  • the clad steel material after rolling can be easily separated with a release agent previously applied to the interface between the laminated material and the laminated material before rolling.
  • the steel types shown in Table 1 were melted to produce a laminated material.
  • the base material was prepared by dissolving the steel types shown in Table 2. After assembling the produced laminated material and base material, duplex stainless steel clad steel was manufactured by the manufacturing method shown in Table 3.
  • specimens were collected and subjected to phase fraction measurement, corrosion resistance evaluation, bondability evaluation, and toughness evaluation.
  • phase fraction is obtained by subjecting the portion of the laminated material to electrolytic etching with a 40% NaOH solution and processing a color photograph taken with an optical microscope with image processing software, so that the alpha phase and the gamma phase are processed.
  • the area fraction of each of the sigma phase and carbide was calculated.
  • electrolytic etching is performed on duplex stainless steel in 40% NaOH solution, the etched structure generates sigma phase, alpha phase, carbide, and gamma phase in order from the one that looks darker. Is possible.
  • Corrosion resistance was evaluated by JIS G0578 Ferric Chloride Corrosion Test Method—Test Method (B).
  • the test method is to immerse the test piece in a 6% FeCl 3 + N / 20 hydrochloric acid aqueous solution heated to a desired temperature ( ⁇ 1) ° C. for 72 hours, observe the surface of the test piece after the test with an optical microscope, and check for pitting corrosion. It was confirmed. A pitting corrosion having a depth of 25 ⁇ m or more in the laminated material was judged as “pitting corrosion occurrence”.
  • the temperature at which pitting corrosion starts (CPT: Critical Pitting Temperature) was calculated, and those having a CPT of 35 ° C. or higher were judged to have good corrosion resistance.
  • the bondability evaluation between the laminated material and the base material was evaluated by a JIS G0601 shear strength test.
  • the shear strength test is a method in which the laminated material is peeled from the base material in parallel with the joining surface, and the joining property is evaluated from the maximum shear strength required for the peeling. Those having a shear stress of 200 MPa or more were judged to have good bondability.
  • Toughness evaluation Toughness was evaluated by Charpy impact test. About the base material, a 10 ⁇ 10 mm size V-notch Charpy impact test piece defined in JIS Z2242 was collected and subjected to a Charpy impact test. A sample having a Charpy impact absorption energy value at ⁇ 40 ° C. exceeding 100 J was judged to have good toughness.
  • the amount of Ni of the laminated material component is higher than the range of the present invention.
  • No. 23 a level No. in which the Cr content of the laminated material component is lower than the range of the present invention. 24, level No. in which the amount of Mo of the laminated material component is lower than the range of the present invention.
  • No. 26 a level No. in which the amount of N of the laminated material component is lower than the range of the present invention.
  • the fraction of alpha phase and gamma phase was outside the range of 30 to 70%, the CPT was 30 ° C., and the corrosion resistance deteriorated.
  • the level No. 29 the fraction of alpha phase and gamma phase was outside the range of 30 to 70%, the CPT was 30 ° C., and the corrosion resistance deteriorated.
  • the level No. 29 the fraction of alpha phase and gamma phase was outside the range of 30 to
  • the level No. whose heating temperature is lower than the range of the present invention In 32 (Manufacturing method No. A8), the phase fraction of “sigma phase + carbide” exceeded 1.0%, the corrosion resistance deteriorated, the shear strength was less than 200 MPa, and the bondability was poor. Level No. with a reduction ratio smaller than the range of the present invention. In No. 33 (Production Method No. A9), the shear strength was less than 200 MPa and the bondability was inferior, and the absorbed energy value of the base material Charpy at ⁇ 40 ° C. was 100 J or less and the base material toughness was inferior. A level No. in which the finish rolling temperature and the cooling start temperature are lower than the range of the present invention.
  • phase fraction of “sigma phase + carbide” exceeded 1.0% and was inferior in corrosion resistance. Level No. with a cooling rate smaller than the range of the present invention. 35 (manufacturing method No. A11), the cooling start temperature is lower than the range of the present invention. 36 (manufacturing method No. A12), and a level no. 37 (Manufacturing Method No. A13), the phase fraction of “sigma phase + carbide” exceeds 1.0% and the corrosion resistance is deteriorated, and the absorbed energy value of the base material Charpy at ⁇ 40 ° C. is 100 J or less. It was inferior in base material toughness.

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Abstract

シグマ相、炭化物の析出を抑え、耐食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。　母材鋼板の片面または両面に二相ステレンス層を有する二相ステンレスクラッド鋼の合せ材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１５％超え１．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０４００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：４．５０～７．００％、Ｃｒ：２１．０～２４．０％、Ｍｏ：２．５～３．５％、Ｎ：０．０８～０．２０％を含有し、下記式（１）で定義されるＰＩが３４．０～３８．０とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、合せ材のアルファ相およびガンマ相の相分率が各々３０～７０％、シグマ相と炭化物の相分率の和が１．０％以下であることを特徴とする二相ステンレスクラッド鋼。 ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）

Description

二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法
　本発明は、海水などの高塩化物環境下などで用いられる二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法に関する。なお、二相ステンレスクラッド鋼とは、合せ材に二相ステンレス鋼材、母材に普通鋼材と、二種類の性質の異なる金属を貼り合わせた鋼材のことを言う。
　従来、海水などの高塩化物環境下や、油井あるいはガス井などの厳しい腐食性環境下において、二相ステンレス鋼が採用されてきた。具体的には、油井やガス井の配管類、排煙脱硫装置、排水処理施設および海水揚水発電機などの構造部材、抄紙ロール、遠心分離器、ポンプ、バルブおよび熱交換器などに二相ステンレス鋼が採用されている。二相ステンレス鋼とは、オーステナイト相（以下、ガンマ相（γ相）と呼ぶ）及びフェライト相（以下、アルファ相（α相）と呼ぶ）の二相よりなる複合組織を有するステンレス鋼であり、優れた耐食性と優れた強度特性とを併せ持っており、この鋼では一般に、オーステナイト相とフェライト相との面積比率がほぼ１：１の場合に耐食性が最も優れていることが知られている。したがって、二相ステンレス鋼の実用鋼の化学成分はオーステナイト相とフェライト相との面積比率がほぼこの付近にあるように規定されている。
　このような観点から、日本工業規格（ＪＩＳ）では棒材・板材として、ＳＵＳ３２９Ｊｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ３ＬおよびＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌなどが規格化されている。また、鍛鋼品としてはＳＵＳ３２９Ｊ１ＦＢ、鋳鋼品としてはＳＣＳ１０などが、規格化されている。
　一方、二相ステンレス鋼の主原料であるＣｒ、ＮｉおよびＭｏに代表される合金元素の価格は、時に高騰や大きな変動があるため、無垢材（全厚が合せ材の金属組成のような場合を云う。）としての使用よりも、高合金鋼の優れた防錆性能をより経済的に利用できるクラッド鋼が最近注目されている。
　高合金クラッド鋼とは合せ材に高い耐食性を示す高合金鋼材、母材に普通鋼材と、二種類の性質の異なる金属を貼り合わせた鋼材である。クラッド鋼は異種金属を金属学的に接合させたもので、めっきとは異なり剥離する心配がなく単一金属及び合金では達し得ない新たな特性を有している。
　クラッド鋼は、使用環境毎の目的に合った機能を有する合せ材を選択することにより無垢材と同等の機能を発揮させることができる。さらに、クラッド鋼の母材には、耐食性以外の高靭性や高強度といった厳しい環境に適した炭素鋼、低合金鋼を適用することができる。
　このように、クラッド鋼は無垢材よりもＣｒ、ＮｉおよびＭｏ等の合金元素の使用量が少なく、かつ、無垢材と同等の防錆性能を確保でき、さらに炭素鋼および低合金鋼と同等の強度および靭性を確保できるため、経済性と機能性が両立できるという利点を有する。
　以上から、高合金の合せ材を用いたクラッド鋼は非常に有益な機能性鋼材であると考えられており、近年そのニ－ズが各種産業分野で益々高まっている。
　特許文献１には、耐食性を犠牲にせずにシグマ相の析出を遅延できる技術が開示されている。特許文献２には、二相ステンレス鋳鋼のＣをＴｉおよびＮｂ添加によりＴｉＣおよびＮｂＣの炭化物を形成させ、機械的特性および耐食性を向上させる技術が開示されている。特許文献３には、オーステナイト系ステンレスクラッド鋼の合せ材のＣ含有量を低く抑え、かつ組織を部分再結晶組織あるいは再結晶組織とすることで、炭化物の析出を抑えて耐食性を向上させる技術が開示されている。
特許第３７７９０４３号公報 特公昭６２－５９８８号公報 国際公開第２０１５／０５９９０９号
　特に、ケミカルタンカーのタンク用材料には、これまでＳＵＳ３１６Ｌクラッド鋼が使用されていた。近年、ＳＵＳ３１６Ｌクラッド鋼より耐食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼への代替要求が高まっている。
　二相ステンレスクラッド鋼に用いられる二相ステンレス鋼は、熱的影響による金属組織の変化に伴い、諸性質が変化する場合がある。例えば、融点～１２００℃の高温域におけるフェライト相（以下、アルファ相（α相）と呼ぶ）の増加、６００～９００℃の中温域における金属間化合物や炭窒化物など異種相の析出、４５０～５００℃の低温域で生じるアルファ相の分解と考えられる反応など、各温度域で金属組織の変化を生じ、それに伴って耐食性や強度特性が変化することになる。実際の適用に際して、上記の組織変化の中で問題となるのがシグマ相（σ相）などの金属間化合物およびＣｒ２３Ｃ６などの炭化物の析出である。シグマ相および炭化物が析出すると、その周囲にＣｒやＭｏなど耐食性元素の欠乏層が形成され、耐食性が著しく低下する。したがって、シグマ相および炭化物の析出を制御する必要がある。
　特許文献１は、シグマ相の析出を防止するために溶体化処理を行う技術であり、シグマ相が析出した場合には、一旦その材料全体をシグマ相の固溶温度以上に加熱保持した後に急冷することによりシグマ相を消失させるものである。しかしながら、クラッド鋼の場合は、シグマ相固溶温度以上に加熱保持すると、母材の低合金鋼の結晶粒が粗大化し、機械的特性が著しく悪化するという問題点がある。
　特許文献２は、二相ステンレス鋼の耐食性は、シグマ相の析出、アルファ相およびガンマ相の面積分率などにも大きく影響されるため、ＳＵＳ３１６Ｌクラッド鋼の代替として十分な耐食性を得られない可能性がある。
　特許文献３は、合せ材はＳＵＳ３１６Ｌクラッド鋼のグレードであり、耐食性に寄与する合金成分の含有量が少ないため、炭化物の析出を抑えても十分な耐食性を発現できないという問題がある。
　ＳＵＳ３１６Ｌクラッド鋼の代替として、二相ステンレス鋼における耐食性を向上させるためには、上述したシグマ相および炭化物の析出制御の他に、合金成分を改良することが考えられる。例えば、Ｃｒ添加量を少なくすればシグマ相が析出しにくくなる。これは、シグマ相の基本構造がＦｅ：Ｃｒ＝１：１のように構成されているからである。同様にＭｏ添加量を低減することにより、シグマ相の析出を遅延させることができる。しかしながら、ＣｒやＭｏの添加量を低減すれば、母相の耐食性に悪影響を及ぼす。即ち、この方法によるシグマ相の析出の遅延は、同時に耐食性を犠牲にすることになり、一概にＣｒやＭｏの低減を図ることは困難であるという問題点がある。また、Ｃ量を少なくすれば炭化物が析出しにくくなる。しかしながら、極端な低Ｃ化は製錬負荷を増大させ、その結果、製造コストが増大する。
　上記したように、耐食性を犠牲にせずに二相ステンレス鋼のシグマ相および炭化物析出を防止する方法は未だに確立されていないのが現状である。特に、クラッド鋼を製造する場合には、母材の機械的特性を保持するという制約から、シグマ相および炭化物を固溶する溶体化処理を行うことは困難であり、シグマ相および炭化物析出に伴う二相ステンレス鋼合せ材の耐食性低下防止問題は未だに解決されていない。
　本発明は、上記実情に鑑み、シグマ相および炭化物の析出を抑え、耐食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題を達成するために、ＳＵＳ３１６Ｌクラッド鋼の代替を検討すべく、本発明者らは既知の二相ステンレス鋼をベースとする多くの試験材を用いて、シグマ相の析出の容易性に及ぼす各合金元素の影響を評価し、さらに耐食性に関する評価試験を実施した。その結果、不純物元素のうちの特定の元素の許容量を厳密に規定することにより、耐食性を犠牲にせずにシグマ相および炭化物の析出を遅延できることを見出し、本発明に至った。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］母材鋼板の片面または両面に二相ステレンス層を有する二相ステンレスクラッド鋼の合せ材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１５％超え１．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０４００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：４．５０～７．００％、Ｃｒ：２１．０～２４．０％、Ｍｏ：２．５～３．５％、Ｎ：０．０８～０．２０％を含有し、下記式（１）で定義されるＰＩが３４．０～３８．０とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、合せ材のアルファ相およびガンマ相の相分率が各々３０～７０％、シグマ相と炭化物の相分率の和が１．０％以下である二相ステンレスクラッド鋼。
ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
［２］前記合せ材の成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｗ：０．０１～１．５０％、Ｃｏ：０．０１～１．５０％、Ｔｉ：０．０１～０．２５％、Ｎｂ：０．０１～０．２５％から選ばれる１種以上を含有する［１］に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
［３］前記二相ステンレスクラッド鋼の母材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる［１］または［２］に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
［４］前記母材の成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎｂ：０．００５～０．３００％、Ｖ：０．００１～０．４００％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％から選ばれる１種以上を含有する［３］に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
［５］二相ステンレスクラッド鋼の合せ材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１５％超え１．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０４００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：４．５０～７．００％、Ｃｒ：２１．０～２４．０％、Ｍｏ：２．５～３．５％、Ｎ：０．０８～０．２０％を含有し、下記式（１）で定義されるＰＩが３４．０～３８．０とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼素材を用いて、１０５０℃以上に加熱後、圧下比２．０以上とし、仕上圧延温度を９００℃以上とする熱間圧延を行った後、直ちに冷却速度０．５℃／ｓ以上、冷却開始温度９００℃以上、冷却停止温度７５０℃以下とする加速冷却を行う、合せ材のアルファ相およびガンマ相の相分率が各々３０～７０％、シグマ相と炭化物の相分率の和が１．０％以下である二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
［６］前記合せ材の成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｗ：０．０１～１．５０％、Ｃｏ：０．０１～１．５０％、Ｔｉ：０．０１～０．２５％、Ｎｂ：０．０１～０．２５％から選ばれる１種以上を含有する［５］に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
［７］前記二相ステンレスクラッド鋼の母材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる［５］または［６］に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
［８］前記母材の成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｎｂ：０．００５～０．３００％、Ｖ：０．００１～０．４００％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％から選ばれる１種以上を含有する［７］に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
　本発明は、合せ材の特定元素の許容量を厳密に規定し、耐食性を犠牲にせずにシグマ相および炭化物の析出を抑制したので、耐食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼が得られる。
　１．合せ材の成分組成について
　はじめに、本発明の合せ材の成分組成を規定した理由を説明する。なお、％は、全て質量％を意味する。
　Ｃ：０．０３０％以下
　Ｃは不可避的に鋼材中に存在する元素の一つである。Ｃ量が０．０３０％を超えると炭化物の析出が顕著に生じ、耐食性の劣化を引き起こす。したがって、Ｃ量は０．０３０％以下とする。なお、好ましくは０．００１～０．０２５％である。
　Ｓｉ：０．１５％超え１．００％以下
　Ｓｉはシグマ相の析出を著しく促進する元素であり、シグマ相の析出を抑えるには、Ｓｉ量は１.００％以下とする必要がある。また、Ｓｉは鉄鉱石などの原料から鋼中へ不可逆的に入る元素であり、Ｓｉ量を０．１５％以下に抑えることは製鋼過程でのコスト増を招く。したがって、Ｓｉ量は０．１５％超え１．００％以下とする。なお、好ましくは０．２０～０．５０％である。
　Ｍｎ：１．５０％以下
　Ｍｎは脱酸に有用な元素である。Ｍｎ量が１．５０％を超えるとＭｎＳを形成し耐食性、特に耐孔食性を劣化させる。したがって、Ｍｎ量は１．５０％以下とする。なお、好ましくは０．０１～１．００％である。
　Ｐ：０．０４００％以下
　Ｐ量が０．０４００％を超えると靭性が劣化することに加え、耐食性が劣化する。Ｐは、不可避的不純物として、できるだけ低減することが好ましいが、０．０４００％までは許容できる。したがって、Ｐ量は０．０４００％以下とする。ただし、Ｐ量を０．０００１％未満に低減するためには、溶鋼を溶製する過程で脱Ｐ処理に長時間を要し、製造コストの上昇を招くため、０．０００１％以上であることが好ましい。なお、好ましくは０．０００１～０．０３００％である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓ量が０．０１００％を超えると熱間加工性が劣化することに加え、耐食性、特に耐孔食性が劣化する。Ｓは、不可避的不純物として、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１００％までは許容できる。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とする。ただし、Ｓ量を０．０００１％未満に低減するためには、溶鋼を溶製する過程で脱Ｓ処理に長時間を要し、製造コストの上昇を招くため、０．０００１％以上であることが好ましい。なお、好ましくは０．０００１％～０．００５０％である。
　Ｎｉ：４．５０～７．００％
　Ｎｉは二相ステンレス鋼の一方の相であるガンマ相を安定化させる元素として必須の元素である。４．５０％以上の含有により、その効果を発揮する。しかしながら、Ｎｉは高価な金属であるために、多量に含有させると合金自体の高価格化を招いて従来合金よりも高価となってしまう。したがって、Ｎｉ量は４．５０～７．００％とする。また、前述のように二相ステンレス鋼では、ガンマ相とアルファ相との比率がほぼ１：１の場合に耐食性が最も優れているので、この相比率を満足するためにも、Ｎｉ量は４．５０～７．００％とする。なお、好ましくは４．５０～６．５０％である。
　Ｃｒ：２１．０～２４．０％
　Ｃｒは合金の耐食性を保証し、かつ二相ステンレス鋼の他方の相であるアルファ相を安定化するために必要不可欠な元素である。その効果を発揮させるためには、２１．０％以上の含有量が必要である。しかしながら、２４．０％を超える含有はシグマ相の析出を著しく促進して、延性や靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃｒ量は２１．０～２４．０％とする。また、前述のように二相ステンレス鋼では、ガンマ相とアルファ相との比率がほぼ１：１の場合に耐食性が最も優れているので、この相比率を満足するためにも、Ｃｒ量は２１．０～２４．０％とする。なお、好ましくは２２．０～２３．０％である。
　Ｍｏ：２．５～３．５％
　Ｍｏも合金の耐食性、特に耐孔食性や耐隙間腐食性を向上させる元素として重要である。その効果を発揮させるためには、２．５％以上の含有が必要である。しかしながら、３．５％を超える含有はシグマ相の析出を著しく促進して、延性や靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｍｏ量は２．５～３．５％とする。また、前述のように二相ステンレス鋼では、ガンマ相とアルファ相との比率がほぼ１：１の場合に耐食性が最も優れているので、この相比率を満足するためにも、Ｍｏ量は２．５～３．５％とする。なお、好ましくは３．０～３．５％である。
　Ｎ：０．０８～０．２０％
　Ｎは合金の耐食性、特に耐孔食性を向上させる元素として重要であり、同時に、強度を向上させる元素としても有効である。その効果を発揮させるためには、０．０８％以上の含有量が必要である。しかしながら、０．２０％を超える含有は、合金の溶接特性に著しい悪影響を及ぼす。したがって、Ｎ量は０．０８～０．２０％とする。また、前述のように二相ステンレス鋼では、ガンマ相とアルファ相との比率がほぼ１：１の場合に耐食性が最も優れているので、この相比率を満足するためにも、Ｎ量は０．０８～０．２０％とする。なお、好ましくは０．１０～０．２０％である。
　ＰＩ：３４．０～３８．０
　ＰＩはＰｉｔｔｉｎｇ　Ｉｎｄｅｘ（耐孔食性指数）であり、下記式（１）で定義される。
ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
なお、元素記号は各元素の質量％を示す。
　ＰＩ値が高いほど耐孔食性に優れており、３４．０以上であれば十分な耐孔食性を示す。しかしながら、ＰＩ値が３８．０を超えるとシグマ相および炭化物が析出するリスクが高くなる。さらに合金コストの増大も招くため、ＰＩ値は３４．０～３８．０とする。なお、好ましくは３４．０～３６．０である。
　なお、上記計算式によって算出されたＰＩ値は、後述するシグマ相および炭化物の分率が０％である溶体化材の耐孔食性の指標値である。一方、シグマ相、炭化物の少なくとも一種以上が析出する場合には、ＰＩ値と「シグマ相＋炭化物」の分率との兼ね合いによって耐孔食性が決定される。ＰＩ値が高くなると素材の耐孔食性は向上する。しかしながら、Ｃｒ、ＭｏおよびＮの含有量が多くなるためシグマ相は析出し易くなる。したがって、本発明の成分組成における適切なＰＩ値の範囲は３４．０～３８．０である。
　以上が本発明の合せ材の基本成分である。更に特性を向上させるために、上記成分に加えて選択的にＣｕ、Ｗ、Ｃｏ、ＴｉおよびＮｂを以下の範囲で含有してもよい。
　Ｃｕ：０．０１～１．５０％
　Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、その効果は０．０１％以上の含有で発現する。しかし、１．５０％を超えてＣｕを含有させると熱間加工性の著しい劣化を招く。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ量は０．０１～１．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０１～１．００％である。
　Ｗ：０．０１～１．５０％
　Ｗは合金の耐食性、特に耐孔食性を向上させる元素であり、０．０１％以上の含有によりその効果が発現する。しかしながら、１．５０％を超えて含有するとシグマ相析出が促進される。したがって、Ｗを含有する場合、Ｗ量は０．０１～１．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０１～１．００％である。
　Ｃｏ：０．０１～１．５０％
　Ｃｏも耐食性を向上させる元素であり、０．０１％以上の含有によりその効果が発現する。しかしながら、１．５０％を超えて含有すると合金コストが上昇する。したがって、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ量は０．０１～１．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０１～１．００％である。
　Ｔｉ：０．０１～０．２５％
　ＴｉはＣと結合しやすい性質を有しており、合金中に含有すると耐食性に有害なＣｒ２３Ｃ６などの炭化物の析出を遅延させることが可能である。その効果は０．０１％以上で発現する。また、０．２５％を超えて含有しても効果は向上せず、合金コストが増大する。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量は０．０１～０．２５％とすることが好ましい。より好ましくは０．０１～０．２０％である。
　Ｎｂ：０．０１～０．２５％
　ＮｂもＴｉと同様にＣと結合しやすい性質を有しており、合金中に含有すると耐食性に有害なＣｒ２３Ｃ６などの炭化物の析出を遅延させることが可能である。その効果は０．０１％以上で発現する。また、０．２５％を超えて含有しても効果は向上せず、合金コストが増大する。したがって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ量は０．０１～０．２５％とすることが好ましい。より好ましくは０．０１～０．２０％である。
　残部はＦｅ及び不可避的不純物を含む。なお、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．２％以下のいずれか１種以上をこの範囲で含有しても、合せ材の特性に顕著な変化は生じない。また、合せ材の成分組成は、上述の元素と残部のＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成であってもよい。
　２．母材の成分組成について
　合せ材の耐食性の観点から、本発明の二相ステンレスクラッド鋼の母材は特に限定しない。なお、好適には下記の成分範囲の低炭素鋼を用いることで、母材の強度や靭性等の機械的特性に優れた二相ステンレスクラッド鋼を製造することができる。
　Ｃ：０．０３～０．１０％
　Ｃは鋼の強度を向上させる元素であり、０．０３％以上含有させることで十分な強度を発現する。しかし、０．１０％を超えると溶接性および靱性の劣化を招く。したがって、Ｃ量は０．０３～０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０３～０．０８％である。
　Ｓｉ：１．００％以下
　Ｓｉは脱酸に有効であり、また鋼の強度を向上させる元素である。しかしながら、１．００％を超えると鋼の表面性状および靱性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ量は１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１～０．５０％である。
　Ｍｎ：０．５０～２．００％
　Ｍｎは鋼の強度を上昇させる元素である。０．５０％以上でその効果を発現する。しかしながら、２．００％を超えると溶接性が損なわれ、合金コストも増大する。したがって、Ｍｎ量は０．５０～２．００％とすることが好ましい。より好ましくは０．５０～１．５０％である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは鋼中の不可避的不純物であり、Ｐの含有量が０．０５％を超えると靱性が劣化する。Ｐは、不可避的不純物として、できるだけ低減することが好ましいが、０．０５％までは許容できる。したがって、Ｐ量は０．０５％以下とすることが好ましい。ただし、Ｐ量を０．０００１％未満に低減するためには、溶鋼を溶製する過程で脱P処理に長時間を要し、製造コストの上昇を招く。したがって、０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１～０．０２００％である。
　Ｓ：０．０５％以下
　ＳもＰと同様に、鋼中の不可避的不純物である。Ｓの含有量が０．０５％を超えると靱性が劣化する。Ｓは、不可避的不純物として、できるだけ低減することが好ましいが、０．０５％までは許容できる。したがって、Ｓ量は０．０５％以下とすることが好ましい。ただし、Ｓ量を０．０００１％未満に低減するためには、溶鋼を溶製する過程で脱Ｓ処理に長時間を要し、製造コストの上昇を招く。したがって、０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１～０．０１００％である。
　以上が本発明の母材の好適な基本成分である。更に特性を向上させるために、上記成分に加えて選択的にＣｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃａ、ＢおよびＲＥＭを以下の範囲で含有してもよい。
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％
　Ｃｕは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度および靱性を向上させる。その効果は０．０１％以上の含有で発現する。しかしながら、０．５０％を超えると溶接性および靱性の劣化を引き起こす。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．３０％である。
　Ｃｒ：０．０１～０．５０％
　ＣｒもＣｕと同様に、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度および靱性を向上させる。その効果は０．０１％以上の含有で発現する。しかしながら、０．５０％を超えると溶接性および靱性の劣化を引き起こす。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．３０％である。
　Ｎｉ：０．０１～１．００％
　Ｎｉは鋼の焼き入れ性を向上させ、特に靱性の改善に効果的な元素である。その効果は０．０１％以上の含有で発現する。しかしながら、１．００％を超えると溶接性を損ない、合金コストも増大する。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ量は０．０１～１．００％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．５０％である。
　Ｍｏ：０．０１～０．５０％
　Ｍｏも鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度および靱性を向上させる。その効果は０．０１％以上の含有で発現する。しかしながら、０．５０％を超えると溶接性および靱性の劣化を引き起こす。したがって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．３０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．３００％
　Ａｌは脱酸剤として添加する。０．００５％以上の含有で脱酸効果を発揮する。しかしながら、０．３００％を超えると溶接部の靱性劣化を招く。したがって、Ａｌを含有する場合、Ａｌ量は０．００５～０．３００とすることが好ましい。より好ましくは０．０１～０．１０％である。
　Ｎｂ：０．００５～０．３００％
　ＮｂはＮｂＣとして析出し、鋼を高強度化させる効果がある。また、オーステナイト域（γ域）の圧延において再結晶温度域を低温まで拡大させ、結晶粒の微細化が可能となるため靱性の改善にも有効である。これらの効果は０．００５％以上の含有により得られる。しかしながら、０．３００％を超えると粗大なＮｂＣが形成されて靱性が劣化する。したがって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ量は０．００５～０．３００％とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０～０．１００％である。
　Ｖ：０．００１～０．４００％
　Ｖは炭窒化物を形成することで、鋼の強度を向上させる。その効果は０．００１％以上の含有で発現する。しかしながら、０．４００％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖ量は０．００１～０．４００％とすることが好ましい。より好ましくは０．００５～０．２００％である。
　Ｔｉ：０．００５～０．１００％
　Ｔｉは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化するので鋼の強度および靱性を向上させる。その効果は０．００５％以上の含有で発現する。しかしながら、０．１００％を超えると溶接部を含めた鋼の靱性が劣化する。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量は０．００５～０．１００％とすることが好ましい。より好ましくは０．００５～０．０５０％である。
　Ｃａ：０．０００３～０．００５０％
　Ｃａは溶接部熱影響部の組織を微細化し、靱性を向上させる。その効果は０．０００３％以上の含有で発現する。しかしながら、０．００５０％を超えると粗大な介在物を形成して靱性を劣化させる。したがって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ量は０．０００３～０．００５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５～０．００３０％である。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％
　Ｂは焼き入れ性を向上させ、圧延後の鋼の強度および靱性を向上させる。その効果は０．０００３％以上の含有で発現する。しかしながら、０．００３０％を超えると溶接部の靱性が損なわれる。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ量は０．０００３～０．００３０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５～０．００２０％である。
　ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％
　ＲＥＭもＣａと同様に、溶接部熱影響部の組織を微細化し、靱性を向上させる。その効果は０．０００３％以上の含有で発現する。しかしながら、０．０１００％を超えると粗大な介在物を形成して靱性を劣化させる。そのため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ量は０．０００３～０．０１００％とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５～０．００５０％である。
　上記の元素以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物を含む。母材の成分組成は、上記した元素と残部のＦｅ及び不可避的不純物からなることが好ましい。
　３．合せ材の金属組織について
　前述したように、合せ材である二相ステンレス鋼は、アルファ相とガンマ相の相分率がおよそ１：１であるときに最大の耐食性が発揮されることが明らかとなっている。したがって、十分な耐食性を発現できる相分率としてアルファ相およびガンマ相の相分率（面積分率）を各々３０～７０％とする。好ましくは４０～６０％である。
　また、高い耐食性を得るため、耐食性を劣化させる析出物のシグマ相および炭化物の相分率（面積分率）の和を１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。
　なお、相分率（面積分率）はアルファ相＋ガンマ相＋シグマ相＋炭化物の合計で１００％であり、シグマ相および炭化物がゼロの場合はアルファ相＋ガンマ相で１００％とする。
　３．二相ステンレスクラッド鋼の製造方法
　本発明の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法を以下に述べる。なお、本発明における温度条件は、いずれも、素材や鋼板の表面の温度とする。
　本発明の二相ステンレスクラッド鋼の母材素材ならびに合せ材素材は、前記した成分範囲に調整され、常法等により溶製することができる。これらの母材素材および合せ材素材を用いて、クラッド圧延用組立スラブを組み立てることができる。クラッド圧延用組立スラブは、母材／合せ材／合せ材／母材というように重ね合わせた形式が製造上効率的であり、また冷却時の反りを考慮すると、母材同士、合せ材同士は等厚であることが望ましい。もちろん、上記で記述した組立方式に限定する必要が無いことは言うまでも無い。クラッド圧延用組立スラブを加熱し、さらに熱間圧延を実施する。
　加熱温度：１０５０℃以上
加熱温度を１０５０℃以上とするのは、合せ材の耐食性の確保、および、合せ材と母材との接合性を確保するためである。加熱温度が１０５０℃以上の場合、加熱中などに析出したシグマ相および／または炭化物を十分に固溶させることが可能である。しかしながら、１０５０℃を下回る加熱温度で製造した場合、シグマ相および／または炭化物が残存してしまうため、クラッド鋼の耐食性は劣化する。また、合せ材と母材とを接合させるには、高温域での圧延が有利である。１０５０℃を下回る加熱温度では、高温域での圧延量が十分に確保できず、接合性が劣化する。したがって、合せ材の耐食性の確保、および、合せ材と母材との接合性の確保のため、加熱温度を１０５０℃以上とする。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると結晶粒の粗大が著しく、母材靱性の劣化が生じる。そのため、加熱温度は好ましくは１０５０～１２５０℃、より好ましくは１１００～１２００℃である。
　圧下比：２．０以上
　圧下比とはスラブ厚（圧延前のクラッド材の厚さ）／圧延後のクラッド材の厚さをいう。
熱間圧延において圧下比を２.０以上としたのは、クラッド鋼の接合は高温で圧下することにより、金属相互の結合力が生じることにより、圧下比２．０以上で良好な接合が得られるので圧下比は２．０以上とする。さらに、圧下比を２．０以上とすることで母材の結晶粒が細粒化され、母材靱性が向上する。圧下比の範囲は好ましくは３．０～２０．０である。
　仕上圧延温度：９００℃以上
　熱間圧延の仕上圧延温度が９００℃未満となると、合せ材の二相ステンレス鋼のシグマ相および／または炭化物の析出が著しくなる。したがって、仕上圧延温度は９００℃以上とした。好ましくは９５０℃以上である。
　冷却速度：０．５℃／ｓ以上、冷却開始温度：９００℃以上、冷却停止温度：７５０℃以下とする加速冷却
　熱間圧延終了後に冷却速度０．５℃／ｓ以上で、９００℃以上の冷却開始温度からから７５０℃以下の冷却停止温度まで加速冷却する。９００～７５０℃の温度範囲における冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、合せ材の耐食性の劣化を引き起こす。９００～７５０℃の温度範囲における冷却速度を０．５℃／ｓ以上とすることで、母材の結晶粒が微細化され靱性が向上する。冷却開始温度が９００℃を下回ると、冷却中にシグマ相が析出しやすくなるため、冷却開始温度は９００℃以上とする。なお、冷却開始温度の上限値は１０２０℃であることが好ましい。冷却停止温度が７５０℃を上回ると、加速冷却終了後にシグマ相が析出しやすくなるため、冷却停止温度は７５０℃以下とする。なお、冷却停止温度の下限値は６５０℃であることが好ましい。好ましくは、冷却速度の範囲は１．０～１００℃／ｓ、冷却開始温度の範囲は９５０℃以上、冷却停止温度の範囲は７００℃以下である。また、７５０℃以下では合せ材の二相ステンレス鋼のシグマ相および／または炭化物の析出速度は遅くなるため、７５０℃以下の冷却は放冷でも良いものとする。
　なお、圧延および加速冷却後の鋼板温度は、鋼板表面を放射温度計によって測定すればよい。
　圧延後のクラッド鋼材は、予め圧延前に合わせ材/合わせ材の界面に塗布した剥離剤で容易に分離できる。
　表１に示す鋼種を溶解して合せ材を作製した。母材は表２に示す鋼種を溶解して母材を作製した。作製した合せ材と母材とを組み立てた後、表３に示す製造方法で二相ステンレスクラッド鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られたクラッド鋼について、試験片を採取し、相分率の測定、耐食性評価、接合性評価、靭性評価を実施した。
　（１）相分率の測定
　相分率は合わせ材の部分を４０％ＮａＯＨ溶液にて電解エッチングを施し、光学顕微鏡により撮影したカラー写真を画像処理ソフトで処理することで、アルファ相、ガンマ相、シグマ相、炭化物それぞれの面積分率を算出した。なお、二相ステンレス鋼を４０％ＮａＯＨ溶液中で電解エッチングすると、エッチングされた組織は濃く見える方から順にシグマ相、アルファ相、炭化物、ガンマ相と濃淡が発生するため、各相を区別することが可能となる。
　（２）耐食性評価
　耐食性の評価は、ＪＩＳ　Ｇ０５７８　塩化第二鉄腐食試験方法―試験方法（Ｂ）により評価した。試験方法は所望の温度（±１）℃に加熱した６％ＦｅＣｌ３＋Ｎ／２０塩酸水溶液中に試験片を７２時間浸漬させ、試験後の試験片表面を光学顕微鏡で観察し、孔食の有無を確認した。合せ材に２５μｍ以上の深さの孔食が発生しているものを「孔食発生」と判断した。孔食の発生し始める温度（ＣＰＴ：Ｃｒｉｔｉｃａｌ　Ｐｉｔｔｉｎｇ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を算出し、ＣＰＴが３５℃以上のものを耐食性が良好であると判断した。
　（３）接合性評価
　合せ材と母材の接合性評価は、ＪＩＳ　Ｇ０６０１　せん断強さ試験によって評価した。せん断強さ試験は、合せ材を母材から接合面と平行に剥離し、その剥離に要した最大せん断強度から接合性を評価する方法である。せん断応力が２００ＭＰａ以上のものを接合性が良好であると判断した。
　（４）靭性評価
　靭性は、シャルピー衝撃試験によって評価した。母材についてＪＩＳ　Ｚ２２４２に規定の１０×１０ｍｍサイズＶノッチシャルピ衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。－４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー値が１００Ｊを超えるものを靭性が良好であると判断した。
　試験結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　合せ材の化学成分が本発明範囲内である水準Ｎｏ．１～２０は良好な耐食性を示した。中でも、「シグマ相＋炭化物」の分率が０．５％以下の合せ材は特に良好な耐食性を示した。一方、合せ材のＣ量が本発明の範囲よりも高い水準Ｎｏ．２１、および合せ材のＰＩ値が本発明の範囲よりも高い水準Ｎｏ．３１では、「シグマ相＋炭化物」の相分率が１．０％を超え、ＣＰＴが３０℃であり耐食性が劣化した。合せ材成分のＮｉ量が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．２２、合せ材成分のＮｉ量が本発明の範囲よりも高い水準Ｎｏ．２３、合せ材成分のＣｒ量が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．２４、合せ材成分のＭｏ量が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．２６、合せ材成分のＮ量が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．２８、および合せ材成分のＮ量が本発明の範囲よりも高い水準Ｎｏ．２９では、アルファ相およびガンマ相の分率が３０～７０％の範囲外であり、ＣＰＴが３０℃であり耐食性が劣化した。合せ材成分のＣｒ量が本発明の範囲よりも高い水準Ｎｏ．２５、および合せ材成分のＭｏ量が本発明の範囲よりも高い水準Ｎｏ．２７では、アルファ相およびガンマ相の分率が３０～７０％の範囲外であり、かつ「シグマ相＋炭化物」の相分率が１．０％を超え、ＣＰＴがそれぞれ２５℃、２０℃であり耐食性が劣化した。合せ材成分のＰＩ値が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．３０では、耐食性の確保に必要な合金成分の含有量が不足しており、ＣＰＴが３０℃であり耐食性に劣っていた。
　また、加熱温度が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．３２（製造方法Ｎｏ．Ａ８）では、「シグマ相＋炭化物」の相分率が１．０％を超えて耐食性が劣化しており、せん断強度も２００ＭＰａ未満で接合性に劣っていた。圧下比が本発明の範囲よりも小さい水準Ｎｏ．３３（製造方法Ｎｏ．Ａ９）では、せん断強度が２００ＭＰａ未満で接合性に劣っており、－４０℃における母材シャルピーの吸収エネルギー値も１００Ｊ以下で母材靱性に劣っていた。仕上圧延温度および冷却開始温度が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．３４（製造方法Ｎｏ．Ａ１０）では、「シグマ相＋炭化物」の相分率が１．０％を超えて耐食性に劣っていた。冷却速度が本発明の範囲よりも小さい水準Ｎｏ．３５（製造方法Ｎｏ．Ａ１１）、冷却開始温度が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．３６（製造方法Ｎｏ．Ａ１２）、および冷却停止温度が本発明の範囲よりも高い水準Ｎｏ．３７（製造方法Ｎｏ．Ａ１３）では、「シグマ相＋炭化物」の相分率が１．０％を超えて耐食性が劣化しており、－４０℃における母材シャルピーの吸収エネルギー値も１００Ｊ以下で母材靱性に劣っていた。

Claims (8)

  1. 　母材鋼板の片面または両面に二相ステレンス層を有する二相ステンレスクラッド鋼の合せ材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、
    Ｓｉ：０．１５％超え１．００％以下、
    Ｍｎ：１．５０％以下、
    Ｐ：０．０４００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎｉ：４．５０～７．００％、
    Ｃｒ：２１．０～２４．０％、
    Ｍｏ：２．５～３．５％、
    Ｎ：０．０８～０．２０％を含有し、下記式（１）で定義されるＰＩが３４．０～３８．０とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、合せ材のアルファ相およびガンマ相の相分率が各々３０～７０％、シグマ相と炭化物の相分率の和が１.０％以下である二相ステンレスクラッド鋼。
    ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
  2. 　前記合せ材の成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
    Ｗ：０．０１～１．５０％、
    Ｃｏ：０．０１～１．５０％、
    Ｔｉ：０．０１～０．２５％、
    Ｎｂ：０．０１～０．２５％から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
  3. 　前記二相ステンレスクラッド鋼の母材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１０％、
    Ｓｉ：１．００％以下、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる請求項１または２に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
  4. 　前記母材の成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ａｌ：０．００５～０．３００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．３００％、
    Ｖ：０．００１～０．４００％、
    Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
    ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％から選ばれる１種以上を含有する請求項３に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
  5. 　二相ステンレスクラッド鋼の合せ材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、
    Ｓｉ：０．１５％超え１．００％以下、
    Ｍｎ：１．５０％以下、
    Ｐ：０．０４００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎｉ：４．５０～７．００％、
    Ｃｒ：２１．０～２４．０％、
    Ｍｏ：２．５～３．５％、
    Ｎ：０．０８～０．２０％を含有し、下記式（１）で定義されるＰＩが３４．０～３８．０とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼素材を用いて、１０５０℃以上に加熱後、圧下比２．０以上とし、仕上圧延温度を９００℃以上とする熱間圧延を行った後、直ちに冷却速度０．５℃／ｓ以上、冷却開始温度９００℃以上、冷却停止温度７５０℃以下とする加速冷却を行う、合せ材のアルファ相およびガンマ相の相分率が各々３０～７０％、シグマ相と炭化物の相分率の和が１．０％以下である二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
    ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ・・・（１）
  6. 　前記合せ材の成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
    Ｗ：０．０１～１．５０％、
    Ｃｏ：０．０１～１．５０％、
    Ｔｉ：０．０１～０．２５％、
    Ｎｂ：０．０１～０．２５％から選ばれる１種以上を含有する請求項５に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
  7. 　前記二相ステンレスクラッド鋼の母材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１０％、
    Ｓｉ：１．００％以下、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる請求項５または６に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
  8. 　前記母材の成分組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ａｌ：０．００５～０．３００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．３００％、
    Ｖ：０．００１～０．４００％、
    Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
    ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％から選ばれる１種以上を含有する請求項７に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
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