JP2018119186A - 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 PDFInfo
- Publication number
- JP2018119186A JP2018119186A JP2017012020A JP2017012020A JP2018119186A JP 2018119186 A JP2018119186 A JP 2018119186A JP 2017012020 A JP2017012020 A JP 2017012020A JP 2017012020 A JP2017012020 A JP 2017012020A JP 2018119186 A JP2018119186 A JP 2018119186A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- phase
- duplex stainless
- steel
- stainless steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 93
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 93
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 title abstract description 11
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 53
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 24
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 13
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910001039 duplex stainless steel Inorganic materials 0.000 claims description 55
- 239000002648 laminated material Substances 0.000 claims description 47
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 33
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 19
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 12
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 5
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000002131 composite material Substances 0.000 claims description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 abstract description 82
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 abstract description 82
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 abstract description 29
- 238000005253 cladding Methods 0.000 abstract 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 27
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 23
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 23
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 10
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 9
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 8
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 8
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 8
- HEMHJVSKTPXQMS-UHFFFAOYSA-M Sodium hydroxide Chemical compound [OH-].[Na+] HEMHJVSKTPXQMS-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 6
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 6
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 5
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 3
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 3
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 3
- 239000013535 sea water Substances 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M Chloride anion Chemical compound [Cl-] VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 238000000866 electrolytic etching Methods 0.000 description 2
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005304 joining Methods 0.000 description 2
- 238000003475 lamination Methods 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 239000011343 solid material Substances 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 2
- 239000002023 wood Substances 0.000 description 2
- UGFAIRIUMAVXCW-UHFFFAOYSA-N Carbon monoxide Chemical compound [O+]#[C-] UGFAIRIUMAVXCW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021578 Iron(III) chloride Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 239000005539 carbonized material Substances 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000032798 delamination Effects 0.000 description 1
- 238000006477 desulfuration reaction Methods 0.000 description 1
- 230000023556 desulfurization Effects 0.000 description 1
- 239000000284 extract Substances 0.000 description 1
- 239000003546 flue gas Substances 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K iron trichloride Chemical compound Cl[Fe](Cl)Cl RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K 0.000 description 1
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 239000003129 oil well Substances 0.000 description 1
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 238000005086 pumping Methods 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 1
- 238000004065 wastewater treatment Methods 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- 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
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- 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
Abstract
【課題】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。【解決手段】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）【選択図】なし
Description
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。
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・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、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、オーステナイト相及びフェライト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、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、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、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、低合金鋼と同等の強度、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、Ｎｂ添加によりＴｉＣ、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。
ＳＵＳ３１６Ｌクラッド鋼のような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、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、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、ガンマ相の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、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化は製鋼負荷を増大させ、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、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、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、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、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）
［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種以上を含有することを特徴とする［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ことを特徴とする［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種以上を含有することを特徴とする［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ことを特徴とする、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種以上を含有することを特徴とする［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ことを特徴とする［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種以上を含有することを特徴とする［７］に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
［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）
［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種以上を含有することを特徴とする［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ことを特徴とする［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種以上を含有することを特徴とする［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ことを特徴とする、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種以上を含有することを特徴とする［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ことを特徴とする［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種以上を含有することを特徴とする［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。
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。
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。
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。
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。したがって、Ｐ量は０．０４００％以下とする。なお、好ましくは０．０００１〜０．０３００％である。
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。したがって、Ｐ量は０．０４００％以下とする。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。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とする。なお、好ましくは０．０００１％〜０．００５０％である。
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。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とする。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。
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。
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。
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。
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、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、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。
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。
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価格が上昇する。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。
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価格が上昇する。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。
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。
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である。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。
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。
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。
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。
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。
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。したがって、Ｐ量は０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１〜０．０２００％である。
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。したがって、Ｐ量は０．０５％以下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。したがって、Ｓ量は０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１〜０．０１００％である。
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。したがって、Ｓ量は０．０５％以下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、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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
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を各々３０〜７０％とする。好ましくは４０〜６０％である。
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。
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。
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。
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。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。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。
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。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。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。
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。
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。
相分率は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。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。
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。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。
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。
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。
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、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、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、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、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未満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、冷却開始温度が本発明の範囲よりも低い水準Ｎｏ．３６、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未満で母材靱性に劣っていた。
Claims (8)
- 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） - 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種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
- 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ことを特徴とする請求項１または２に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
- 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種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の二相ステンレスクラッド鋼。
- 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ことを特徴とする、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） - 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種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
- 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ことを特徴とする請求項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。
- 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種以上を含有することを特徴とする請求項７に記載の二相ステンレスクラッド鋼の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017012020A JP6477735B2 (ja) | 2017-01-26 | 2017-01-26 | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法 |
| KR1020197021765A KR102304869B1 (ko) | 2017-01-26 | 2018-01-25 | 2상 스테인리스 클래드강 및 그 제조 방법 |
| PCT/JP2018/002220 WO2018139513A1 (ja) | 2017-01-26 | 2018-01-25 | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法 |
| CN201880008480.2A CN110225989B (zh) | 2017-01-26 | 2018-01-25 | 双相不锈钢包层钢及其制造方法 |
| EP18744836.0A EP3575427B1 (en) | 2017-01-26 | 2018-01-25 | Dual-phase stainless clad steel and method for producing same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017012020A JP6477735B2 (ja) | 2017-01-26 | 2017-01-26 | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2018119186A true JP2018119186A (ja) | 2018-08-02 |
| JP6477735B2 JP6477735B2 (ja) | 2019-03-06 |
Family
ID=62978027
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017012020A Active JP6477735B2 (ja) | 2017-01-26 | 2017-01-26 | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP3575427B1 (ja) |
| JP (1) | JP6477735B2 (ja) |
| KR (1) | KR102304869B1 (ja) |
| CN (1) | CN110225989B (ja) |
| WO (1) | WO2018139513A1 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2020164950A (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | クラッド鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2021166353A1 (ja) * | 2020-02-19 | 2021-08-26 | ||
| KR20210106469A (ko) * | 2018-12-26 | 2021-08-30 | 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 | 내식성 해양 복합 스틸 플레이트 및 그 제조방법 |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109532144B (zh) * | 2018-11-29 | 2021-01-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超级双相不锈钢复合钢板及其制造方法 |
| CN110983164A (zh) * | 2019-12-31 | 2020-04-10 | 福州大学 | 一种微合金元素Nb强化的双相不锈钢及其制备方法 |
| EP4101576A4 (en) * | 2020-02-06 | 2023-05-31 | JFE Steel Corporation | TWO-PHASE STAINLESS-CLAD STEEL AND METHOD OF MAKING IT |
| KR102579428B1 (ko) | 2021-04-12 | 2023-09-18 | 동국제강 주식회사 | 경도 변화가 제어된 클래드 강 |
| US20230011175A1 (en) * | 2021-07-08 | 2023-01-12 | Samuel McAlpine | Systems and methods for corrosion resistant stainless steel coatings |
| CN114215440A (zh) * | 2021-10-29 | 2022-03-22 | 佛山市高明安华陶瓷洁具有限公司 | 一种超静音淋浴房轨道型材及其制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6250444A (ja) * | 1985-08-29 | 1987-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐孔食性に優れた高強度２相ステンレス鋼 |
| JP2004131743A (ja) * | 2002-08-09 | 2004-04-30 | Nisshin Steel Co Ltd | エッチング加工用ステンレス鋼板 |
| JP2010180459A (ja) * | 2009-02-06 | 2010-08-19 | Japan Steel Works Ltd:The | ２相ステンレス鋼およびその製造方法 |
| JP2014114466A (ja) * | 2012-12-07 | 2014-06-26 | Jfe Steel Corp | 耐孔食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼の合せ材及びそれを用いた二相ステンレスクラッド鋼並びにその製造方法 |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3298803A (en) * | 1965-03-15 | 1967-01-17 | Composite Metal Products Inc | Composite metal article of stainless steel and copper |
| ZA781502B (en) | 1977-03-14 | 1979-09-26 | Fujisawa Pharmaceutical Co | New cephem and cepham compounds and processes for preparation thereof |
| JPS60216984A (ja) * | 1984-04-13 | 1985-10-30 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐食性の優れた高強度、高靭性ステンレスクラツド鋼板の製造方法 |
| JPS61180686A (ja) * | 1985-01-28 | 1986-08-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ２相ステンレスクラツド鋼材の製造方法 |
| JPS61147857A (ja) | 1985-12-14 | 1986-07-05 | Kubota Ltd | 高強度高耐食性二相ステンレス鋳鋼 |
| JP2510783B2 (ja) * | 1990-11-28 | 1996-06-26 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 |
| JP3779043B2 (ja) | 1997-07-30 | 2006-05-24 | 株式会社日本製鋼所 | 二相ステンレス鋼 |
| JP4179133B2 (ja) * | 2003-10-29 | 2008-11-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレスクラッド鋼管の製造方法 |
| KR20130105721A (ko) * | 2011-01-27 | 2013-09-25 | 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 | 합금 원소 절감형 2상 스테인리스 열연 강재, 클래드재로서 2상 스테인리스강을 구비하는 클래드 강판 및 그들의 제조 방법 |
| US9346093B2 (en) * | 2011-04-18 | 2016-05-24 | Cladinox International Limited | Methods for the production of clad steel products |
| JP6004700B2 (ja) * | 2012-03-30 | 2016-10-12 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板およびその製造方法 |
| CN104781439A (zh) * | 2012-12-05 | 2015-07-15 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐海水腐蚀性优异的不锈钢包层钢板 |
| JP6210114B2 (ja) * | 2013-10-21 | 2017-10-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法 |
| JP6127939B2 (ja) * | 2013-11-29 | 2017-05-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 母材の低温靭性とｈａｚ靭性並びに合せ材の耐食性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
-
2017
- 2017-01-26 JP JP2017012020A patent/JP6477735B2/ja active Active
-
2018
- 2018-01-25 CN CN201880008480.2A patent/CN110225989B/zh active Active
- 2018-01-25 KR KR1020197021765A patent/KR102304869B1/ko active IP Right Grant
- 2018-01-25 EP EP18744836.0A patent/EP3575427B1/en active Active
- 2018-01-25 WO PCT/JP2018/002220 patent/WO2018139513A1/ja unknown
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6250444A (ja) * | 1985-08-29 | 1987-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐孔食性に優れた高強度２相ステンレス鋼 |
| JP2004131743A (ja) * | 2002-08-09 | 2004-04-30 | Nisshin Steel Co Ltd | エッチング加工用ステンレス鋼板 |
| JP2010180459A (ja) * | 2009-02-06 | 2010-08-19 | Japan Steel Works Ltd:The | ２相ステンレス鋼およびその製造方法 |
| JP2014114466A (ja) * | 2012-12-07 | 2014-06-26 | Jfe Steel Corp | 耐孔食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼の合せ材及びそれを用いた二相ステンレスクラッド鋼並びにその製造方法 |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20210106469A (ko) * | 2018-12-26 | 2021-08-30 | 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 | 내식성 해양 복합 스틸 플레이트 및 그 제조방법 |
| JP2022515456A (ja) * | 2018-12-26 | 2022-02-18 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | 耐腐食船用クラッド鋼板及びその製造方法 |
| KR102529009B1 (ko) * | 2018-12-26 | 2023-05-10 | 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 | 내식성 해양 복합 스틸 플레이트 및 그 제조방법 |
| JP7321273B2 (ja) | 2018-12-26 | 2023-08-04 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | 耐腐食船用クラッド鋼板及びその製造方法 |
| JP2020164950A (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日鉄ステンレス株式会社 | クラッド鋼板およびその製造方法 |
| JP7442270B2 (ja) | 2019-03-29 | 2024-03-04 | 日鉄ステンレス株式会社 | クラッド鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2021166353A1 (ja) * | 2020-02-19 | 2021-08-26 | ||
| WO2021166353A1 (ja) | 2020-02-19 | 2021-08-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 二相ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法 |
| JP7228755B2 (ja) | 2020-02-19 | 2023-02-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 二相ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3575427A1 (en) | 2019-12-04 |
| CN110225989A (zh) | 2019-09-10 |
| WO2018139513A1 (ja) | 2018-08-02 |
| KR20190102029A (ko) | 2019-09-02 |
| CN110225989B (zh) | 2021-09-28 |
| JP6477735B2 (ja) | 2019-03-06 |
| KR102304869B1 (ko) | 2021-09-24 |
| EP3575427B1 (en) | 2024-04-03 |
| EP3575427A4 (en) | 2020-01-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6477735B2 (ja) | 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法 | |
| JP5803890B2 (ja) | 耐孔食性に優れた二相ステンレスクラッド鋼の合せ材及びそれを用いた二相ステンレスクラッド鋼並びにその製造方法 | |
| JP7059357B2 (ja) | 二相ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法 | |
| JP5418662B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた高靭性クラッド鋼板の母材及びそのクラッド鋼板の製造方法 | |
| KR102389712B1 (ko) | 2상 스테인리스 클래드 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP6168131B2 (ja) | ステンレスクラッド鋼板 | |
| JP6079165B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた高靭性高耐食性Ｎｉ合金クラッド鋼板及びその製造方法 | |
| JP6555435B2 (ja) | クラッド鋼板およびその製造方法 | |
| JP5842769B2 (ja) | 二相ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP6024643B2 (ja) | 母材の低温靭性とＨＡＺ靭性及び合せ材の耐食性に優れたＮｉ合金クラッド鋼板の製造方法 | |
| KR102389788B1 (ko) | 2상 스테인리스 클래드 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP6079611B2 (ja) | 母材の低温靭性とＨＡＺ靭性及び合せ材の耐食性に優れたＮｉ合金クラッド鋼板およびその製造方法 | |
| WO2013161238A1 (ja) | ステンレスクラッド鋼板の合せ材及びそれを用いたステンレスクラッド鋼板並びにその製造方法 | |
| JP6390567B2 (ja) | ステンレスクラッド鋼板の製造方法 | |
| JP5928175B2 (ja) | 耐海水腐食性および低温靭性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼の製造方法 | |
| JP6573060B1 (ja) | クラッド鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20180502 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20180509 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180824 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20180830 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20180913 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20181009 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20181130 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20190108 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190121 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6477735 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R3D04 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |