JP2023082763A - クラッド鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】合せ材の耐食性および母材の加工性に優れたクラッド鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】二相ステンレス鋼を合せ材とし、炭素鋼または低合金鋼を母材とするクラッド鋼板であり、合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴと合せ材を固溶化処理した試料の塩化第二鉄ＣＰＴの差が１０℃以下かつ母材表層（母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置）のフェライト相率が１５％超である、合せ材の耐食性および母材の加工性に優れたステンレスクラッド鋼板。製造後に耐食性及び加工性を改善するための熱処理が不要であるため、複雑な構造物にも適用できるクラッド鋼板を低コストで提供することができる。塩化第二鉄ＣＰＴとは、ＡＳＴＭ Ｇ４８Ｅ法に準拠して評価する孔食発生温度（℃）を意味する。【選択図】なし
Description
本発明は、母材の加工性と合せ材の耐食性がともに優れるクラッド鋼板とその製造方法に関する。
ステンレス鋼は耐食性に優れることから厳しい腐食環境において適した素材である。上述の厳しい腐食環境として、油井環境、海水や汽水に曝されるような高塩化物環境、各種酸溶液に曝されるプラント設備やケミカルタンカー等が例示される。そしてこのような厳しい腐食環境において、ステンレス鋼は海水淡水化プラント、排煙脱硫装置、化学薬品の保存タンク、油井管等の構造部材ポンプ・バルブ類、熱交換器などに使用されている。
一方でステンレス鋼は耐食性を確保するためＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素が多く含有されており、炭素鋼や低合金鋼と比較すると材料コストはもちろん、加工や溶接などのコストも高い。また合金元素の高騰などによって価格が大きく変動することも考えられる。そのため、主にコストの面からその使用が制限される場合がある。
上述のようにコストの面を考慮した場合、加工や溶接などの観点からはクラッド鋼板を材料として使用することが有効である。クラッド鋼板とは、異なる二種類以上の金属を貼り合せた材料をいう。また、貼り合わせを行わない鋼板を以下、「ソリッド鋼板」と称する。クラッド鋼板は、高合金鋼のみからなるソリッド鋼板と比較し、高合金鋼を使用する量を低減することができ、材料コストを低減することができるとともに、異材溶接が少なくできるため溶接時の溶材コストなども低下することができる。
また、二種類の金属を貼り合わせたクラッド鋼板において、一方の金属を「母材」と記載し、母材に貼り合せた他方の金属（素材）を「合せ材」と記載する。優れた特性を有する材料（合せ材）を母材に貼り合せることで、合せ材と母材とがそれぞれ有する優れた特性を双方とも得ることができる。
例えば、合せ材に、その使用環境で要求される特性（耐食性等）を有する高合金鋼を用い、母材にその使用環境で要求される靭性および強度を有する炭素鋼または低合金鋼を用いた場合が考えられる。このような場合、上述のようにコストを低減することができるだけでなく、ソリッド鋼板と同等の特性（耐食性等）と、炭素鋼および低合金鋼と同等の強度および靭性とを確保できる。このため、経済性と機能性とが両立できる。
以上のような経緯から、合せ材としてステンレス鋼を用いたクラッド鋼板のニーズは、近年各種産業分野で益々高まっている。従来その多くはオーステナイト系ステンレス鋼が合せ材として用いられてきた。これらの用途のステンレス鋼が安価な二相ステンレス鋼に変更される趨勢が進みつつあり、合せ材を二相ステンレス鋼としたさらに安価なクラッド鋼板の潜在的な要求も存在する。
クラッド鋼板の用途拡大につれて、ケミカルタンカーやプラント類、大型構造物など複雑な形状への適用も広まっている。このような用途では、例えば引張試験の伸びや曲げ試験の表面割れなどで評価される母材の加工性が重要になる。そのため、二相ステンレス鋼を合せ材としたクラッド鋼板について、合せ材の耐食性と母材の加工性を両立させる技術が望まれている。
本発明では、クラッド鋼板であって、母材の表面のうち一方の面のみに合せ材を貼り合わせたものを対象とする。母材の表面のうちで合せ材を貼り合わせていない側の表面（母材が露出している）を以下「母材表面」と呼び、母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置を「母材表層」と呼ぶ。
二相ステンレス鋼はＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｎを多量に含有し、シグマ相とよばれる金属間化合物やクロム窒化物が析出しやすい。それらが析出する温度範囲は成分によって若干上下するものの、およそ９５０℃～６５０℃である。二相ステンレス鋼の中にシグマ相の析出がおこると、その周囲にクロム欠乏層が生成して鋼の耐食性が低下する。同様にクロム窒化物が析出すると、その周囲にクロム欠乏層が生成して鋼の耐食性が低下する。そのため、通常の二相ステンレスソリッド鋼板は圧延後に１０００℃以上の固溶化熱処理を加えて析出物を固溶させて製造されている。
しかしながら、クラッド鋼板では母材と合せ材とが異なる成分および結晶構造であるため、両者の熱膨張係数は大きく異る。そのため、１０００℃以上の固溶化熱処理を施すと熱膨張係数の差によって板が大きく変形してしまうという問題があり、平坦度の矯正には大きなコストがかかる。したがって、クラッド鋼板の製造時には圧延後の熱処理は省略される場合が多い。
特許文献１では、熱間圧延条件を制御することにより熱処理を省略しても良好な耐食性を有する二相ステンレスクラッド鋼板を製造する技術が開示されている。特許文献１では、９００℃以上で圧延をした後、シグマ相の析出温度域である９００℃～７５０℃区間を加速冷却することにより合せ材でのシグマ相析出を抑制し良好な耐食性を実現させている。上記特許文献以外でも、シグマ相やクロム窒化物の析出温度範囲を水冷などの方法で加速冷却することで良好な耐食性を実現する技術については数件の特許文献が存在する。
しかしながら、合せ材の耐食性の確保のために水冷を行うと、母材組織でベイナイトやマルテンサイトの割合が増え、加工性が低下しやすくなる。とくに冷却水が直接あたる母材表面に近い母材表層では冷却速度が非常に大きくなるため、母材の内部に比べてベイナイトやマルテンサイトの割合が増えて加工性が低下する。ベイナイトやマルテンサイトの軟質化のための焼戻し処理は前述の膨張係数差による板曲がりのため難しい。
しかしながら、合せ材の耐食性の確保のために水冷を行うと、母材組織でベイナイトやマルテンサイトの割合が増え、加工性が低下しやすくなる。とくに冷却水が直接あたる母材表面に近い母材表層では冷却速度が非常に大きくなるため、母材の内部に比べてベイナイトやマルテンサイトの割合が増えて加工性が低下する。ベイナイトやマルテンサイトの軟質化のための焼戻し処理は前述の膨張係数差による板曲がりのため難しい。
特許文献２にはクラッド鋼板について、母材の表層と内部の組織を制御して、強度と加工性を両立させる技術が開示されている。しかしながら、この母材組織の制御は焼戻し処理によるものであり、焼戻し処理なしでの組織制御に関する記載はない。
特許文献３には普通鋼のソリッド鋼板について、高圧水デスケーリングを活用して表層のフェライト組織を制御する技術が開示されている。しかしながらこの特許文献はソリッド鋼板に関してであり、高圧水デスケーリングがクラッド鋼板の合せ材組織に及ぼす影響については記載はない。
本発明者は、鋭意検討の結果、解決すべき以下の課題を知見した。
特許文献１には、加速冷却によって圧延後の熱処理を省略しても合せ材の良好な耐食性を実現する技術の開示がある。また特許文献２には焼戻しによって母材表層のベイナイトやマルテンサイトを軟質化して母材の加工性を向上させる技術の開示が有る。特許文献３には普通鋼のソリッド材で母材の組織を制御する技術が開示されている。しかしながら、二相ステンレスクラッド鋼板において、圧延後の熱処理を省略しても合せ材の耐食性と母材の加工性を両立させる技術については開示も示唆もない。
特許文献１には、加速冷却によって圧延後の熱処理を省略しても合せ材の良好な耐食性を実現する技術の開示がある。また特許文献２には焼戻しによって母材表層のベイナイトやマルテンサイトを軟質化して母材の加工性を向上させる技術の開示が有る。特許文献３には普通鋼のソリッド材で母材の組織を制御する技術が開示されている。しかしながら、二相ステンレスクラッド鋼板において、圧延後の熱処理を省略しても合せ材の耐食性と母材の加工性を両立させる技術については開示も示唆もない。
上記記載の課題認識に鑑み、本発明は、合せ材の耐食性および母材の加工性に優れた二相ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者は母材、合せ材、合せ材、母材の順に張り合わせた素材を加熱、圧延、冷却した後に中央部で剥離してクラッド鋼板を製造するに当たり、母材組織のうち特に水冷時に冷却水が直接当たる母材表面に近い母材表層において、フェライト相率を一定値以上に制御することにより、良好な加工性を実現できることを認識した。
また本発明者は、合せ材組織中のシグマ相およびクロム窒化物の析出を低減させることにより良好な耐食性を実現できることを認識した。
これらの結果から本発明者は、圧延後の熱処理を省略しても合せ材の耐食性および母材の加工性を両立するためには、母材成分および圧延条件の適正化によって合せ材の析出物を低減させることおよび母材表層のフェライト相率を制御することが、解決すべき課題であると知見した。
また本発明者は、合せ材組織中のシグマ相およびクロム窒化物の析出を低減させることにより良好な耐食性を実現できることを認識した。
これらの結果から本発明者は、圧延後の熱処理を省略しても合せ材の耐食性および母材の加工性を両立するためには、母材成分および圧延条件の適正化によって合せ材の析出物を低減させることおよび母材表層のフェライト相率を制御することが、解決すべき課題であると知見した。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のクラッド鋼板およびその製造方法を要旨とする。
［１］母材と、前記母材に接合された合せ材とを備えるクラッド鋼板であって、
前記母材は、炭素鋼または低合金鋼からなり、
前記合せ材は、二相ステンレス鋼からなり、
固溶化処理した試料の前記合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴと、前記合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴとの差が１０℃以下であり、
かつ母材表層のフェライト相率が１５％超であることを特徴とするクラッド鋼板。
ここで母材表層とは母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置を指す。
また、塩化第二鉄ＣＰＴとは、ＡＳＴＭ Ｇ４８Ｅ法に準拠して評価する孔食発生温度（℃）を意味する。
［２］［１］に記載のクラッド鋼板において、前記母材の化学組成が質量％でＣ：０．０２０～０．２００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、かつＣｅｑが０．２０～０．５０であり、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する［１］に記載のクラッド鋼板。ここで、Ｃｅｑは次式（１）により定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、母材鋼板の化学組成における各元素の含有量（質量％）である。
［３］前記母材の化学組成がさらに、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｎｉ：０．０１～３．００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｓｅ＋Ｔｅ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｔａ：０．０００１～０．０１００％およびＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％から選ばれる１種または２種以上を含有する、［２］に記載のクラッド鋼板。
［１］母材と、前記母材に接合された合せ材とを備えるクラッド鋼板であって、
前記母材は、炭素鋼または低合金鋼からなり、
前記合せ材は、二相ステンレス鋼からなり、
固溶化処理した試料の前記合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴと、前記合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴとの差が１０℃以下であり、
かつ母材表層のフェライト相率が１５％超であることを特徴とするクラッド鋼板。
ここで母材表層とは母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置を指す。
また、塩化第二鉄ＣＰＴとは、ＡＳＴＭ Ｇ４８Ｅ法に準拠して評価する孔食発生温度（℃）を意味する。
［２］［１］に記載のクラッド鋼板において、前記母材の化学組成が質量％でＣ：０．０２０～０．２００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、かつＣｅｑが０．２０～０．５０であり、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する［１］に記載のクラッド鋼板。ここで、Ｃｅｑは次式（１）により定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、母材鋼板の化学組成における各元素の含有量（質量％）である。
［３］前記母材の化学組成がさらに、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｎｉ：０．０１～３．００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｓｅ＋Ｔｅ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｔａ：０．０００１～０．０１００％およびＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％から選ばれる１種または２種以上を含有する、［２］に記載のクラッド鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれか１項に記載のクラッド鋼板の製造方法において、母材と合せ材を圧着面が真空になるよう積層して圧着面の４周を溶接により密封してクラッド素材とし、２つの前記クラッド素材を組み立てたクラッド圧延素材について、圧延素材表面の温度が式（２）で計算されるＴＮｂ＋７０℃以下かつ９５０℃以上から一連の圧延パスを開始し、最終パスを含む１パス以上の圧延について、圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以下となり、当該温度範囲での総圧下率が５％以上となるような圧延を行い、圧延後に９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行うことを特徴とする、［１］～［３］のいずれか１項に記載のクラッド鋼板の製造方法。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中、Ｎｂは、母材鋼板の化学組成におけるＮｂの含有量（質量％）である。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中、Ｎｂは、母材鋼板の化学組成におけるＮｂの含有量（質量％）である。
本発明によれば、合せ材の耐食性および母材の加工性に優れた二相ステンレスクラッド鋼板を得ることができる。
本発明者らは上記の課題に対し、以下の検討を行なった。具体的には、種々の二相ステンレス鋼を合せ材とするクラッド鋼板において、圧延後の冷却速度を変化させて合せ材の耐食性について調査した。その結果、以下（ａ）、（ｂ）の知見を得た。
（ａ）合せ材のシグマ相およびクロム窒化物の析出が少ないほど耐食性が良好になる。クラッド鋼板の合せ材部分の耐食性を評価する手段として、孔食発生温度評価を用いることができる。孔食発生温度は、ＡＳＴＭ Ｇ４８Ｅ法に準拠して評価する。以下、この評価方法を「塩化第二鉄ＣＰＴ」と呼ぶ。実用上は、固溶化熱処理を実施しないクラッド鋼板製品の合せ材部分を評価した塩化第二鉄ＣＰＴ（以下「製品ＣＰＴ」と呼ぶ。）と、製品の合せ材部分を固溶化熱処理した試料の塩化第二鉄ＣＰＴ（以下「固溶化ＣＰＴ」と呼ぶ。）を評価し、固溶化ＣＰＴと製品ＣＰＴとの差（以下「ＣＰＴ差」という。）を１０℃以下とすることが有効である。
（ｂ）シグマ相およびクロム窒化物の析出を抑制して合せ材の耐食性を向上させるためには、圧延完了時の合せ材の温度が９００℃以上かつ圧延後に９００℃～６５０℃の温度範囲の冷却速度を２℃／ｓ以上とする加速冷却が有効である。
上記（ａ）（ｂ）の知見に至った調査結果の一例について説明する。具体例として合わせ材に後記表１のＥに示す成分のものを用いた。熱間圧延方法として、圧延完了時の温度を９００℃以上とし、９００～６５０℃の温度範囲の全厚平均の平均冷却速度を、３．０℃／ｓ（急冷）と１．０℃／ｓ（緩冷）の２種類とした。
熱延後の合せ材のシグマ相とクロム窒化物の析出量を評価するため、抽出残渣分析を実施した。抽出残渣分析は、電解液（１０％アセチルアセトン－１％塩酸－メタノール溶液）を用いて電解した残渣を、０．２μｍ孔のポリカーボネート＋ポリエステルろ過フィルターを用いて採取した後、ＩＣＰ分析を用いてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの元素について全抽出量に対する質量％を測定した。各成分の分析値のうち、シグマ相とクロム窒化物の両者に含まれ、ステンレス鋼の耐食性に大きく影響するＣｒについて析出量の指標とした。緩冷条件では残渣中のＣｒが０．０８質量％であったのに対し、急冷条件では残渣中のＣｒは０．０１質量％であり、熱延後の急冷によってシグマ相とクロム窒化物の析出が抑制されることがわかった。
また、急冷条件と緩冷条件それぞれで製造した合せ材について、１０５０℃、１０分の固溶化処理を施した固溶化熱処理サンプルを準備した。固溶化熱処理を行わないサンプルを製品サンプルという。各試料について、前記塩化第二鉄ＣＰＴによる評価を行った。急冷条件、緩冷条件のいずれも、固溶化ＣＰＴが４０℃であった。一方、固溶化熱処理を行わない製品サンプルについては、急冷条件の製品ＣＰＴは４０℃でありＣＰＴ差が０℃で耐食性は固溶化熱処理サンプルと同等であったのに対し、緩冷条件の製品ＣＰＴは２５℃でありＣＰＴ差が１５℃であった。熱間圧延における急冷条件の採用により、塩化第二鉄ＣＰＴで評価される合せ材の耐食性が向上することが明らかである。
熱延後の合せ材のシグマ相とクロム窒化物の析出量を評価するため、抽出残渣分析を実施した。抽出残渣分析は、電解液（１０％アセチルアセトン－１％塩酸－メタノール溶液）を用いて電解した残渣を、０．２μｍ孔のポリカーボネート＋ポリエステルろ過フィルターを用いて採取した後、ＩＣＰ分析を用いてＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの元素について全抽出量に対する質量％を測定した。各成分の分析値のうち、シグマ相とクロム窒化物の両者に含まれ、ステンレス鋼の耐食性に大きく影響するＣｒについて析出量の指標とした。緩冷条件では残渣中のＣｒが０．０８質量％であったのに対し、急冷条件では残渣中のＣｒは０．０１質量％であり、熱延後の急冷によってシグマ相とクロム窒化物の析出が抑制されることがわかった。
また、急冷条件と緩冷条件それぞれで製造した合せ材について、１０５０℃、１０分の固溶化処理を施した固溶化熱処理サンプルを準備した。固溶化熱処理を行わないサンプルを製品サンプルという。各試料について、前記塩化第二鉄ＣＰＴによる評価を行った。急冷条件、緩冷条件のいずれも、固溶化ＣＰＴが４０℃であった。一方、固溶化熱処理を行わない製品サンプルについては、急冷条件の製品ＣＰＴは４０℃でありＣＰＴ差が０℃で耐食性は固溶化熱処理サンプルと同等であったのに対し、緩冷条件の製品ＣＰＴは２５℃でありＣＰＴ差が１５℃であった。熱間圧延における急冷条件の採用により、塩化第二鉄ＣＰＴで評価される合せ材の耐食性が向上することが明らかである。
また本発明者らは上記の課題に対し、以下の検討を行なった。具体的には、種々の普通鋼・低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、母材の成分、圧延時の表層温度と圧下率、および圧延後の冷却速度を変化させて母材表層の金属組織について調査し、加工性との関係を評価した。その結果、以下（ｃ）～（ｅ）の知見を得た。
（ｃ）母材表層（母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置）のフェライト相率が大きいほど母材の加工性が良好になる。このため、母材表層のフェライト相率を１５％超にすることが有効である。
（ｄ）合せ材の良好な耐食性を実現するためには上記（ｂ）より、合せ材について圧延完了時の温度を９００℃以上とし、９００℃～６５０℃の温度範囲の全厚平均の平均冷却速度を２℃／ｓ以上とすることが重要である。一方で、合せ材の冷却速度を大きくすると、同時に合せ材とは反対側の水や空気が直接当たる母材表面も急冷却され、母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置にある母材表層近傍において硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、例えば引張試験などでは表面の硬質で低延性な部分から破断が生じて延性が低下したり、曲げ加工では母材表面からネッキングや割れが発生したりしてしまうなど、加工性が低下してしまう。特に、構造物として十分な強度が得られる母材の化学組成において、冷却速度増大時に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成しやすい。
オーステナイト→フェライト変態はオーステナイトを再結晶が生じない温度域で圧延することによってオーステナイトに蓄積される残留ひずみによって促進する。そのため、圧延後に急冷却を行ってもベイナイトやマルテンサイトの生成を抑制するには、再結晶や回復に時間がかかる低い温度で圧延を行い、圧延後の冷却時に残留ひずみを残存させておくことが有効である。
具体的には、詳細を後述するように、熱間圧延の際に最終パスを含む１パス以上の圧延について、圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以下となり、当該温度範囲での総圧下率が５％以上となるようにおこなうことにより、母材表層におけるオーステナイト相の残留ひずみが大きくなり、圧延後に急冷却を行っても母材表層におけるフェライト相変態が促進されることとなる。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
オーステナイト→フェライト変態はオーステナイトを再結晶が生じない温度域で圧延することによってオーステナイトに蓄積される残留ひずみによって促進する。そのため、圧延後に急冷却を行ってもベイナイトやマルテンサイトの生成を抑制するには、再結晶や回復に時間がかかる低い温度で圧延を行い、圧延後の冷却時に残留ひずみを残存させておくことが有効である。
具体的には、詳細を後述するように、熱間圧延の際に最終パスを含む１パス以上の圧延について、圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以下となり、当該温度範囲での総圧下率が５％以上となるようにおこなうことにより、母材表層におけるオーステナイト相の残留ひずみが大きくなり、圧延後に急冷却を行っても母材表層におけるフェライト相変態が促進されることとなる。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
（ｅ）ＴＮｂ以下の温度範囲での総圧下率を５％以上する手段として、圧延中に放冷するなどによって板全体の温度を低下させて圧延する手段を採用すると、表面と同時に合せ材部分の温度も低下するため、特に薄手材では圧延機から冷却設備までの移送中に温度が低下して水冷開始時に合せ材の温度が９００℃を下回ってしまい、圧延後の冷却を十分な急冷却とすることができず、合せ材の耐食性が低下する可能性が有る。したがって、合せ材の良好な耐食性と母材表層のベイナイトやマルテンサイトの生成抑制とを両立させるためには、合せ材部分を含め板全体の温度を高温にしたまま、母材表面に近い母材表層の温度を低温にして圧延すると好ましい。
母材表面に近い母材表層だけを再結晶や回復に時間がかかる低い温度にするためには、母材表面を圧延素材の表面に配置した上で、通常はスケールを除去し表面疵などを防止するために用いられる高圧水デスケーリングを活用することが有効である。高圧水デスケーリングの水量および圧延のパススケジュールを調整することで、水が直接当たる母材表面に近い母材表層だけを低温にして残留ひずみを大きくすることができるので好ましい。またＮｂは再結晶温度を上げる元素である。母材へのＮｂ添加により母材の再結晶温度が高くなるので、圧延時の温度をさほど下げることなく、再結晶や回復を遅延させることが可能となる。即ち、冷却設備までの移送中に板内部の熱により復熱して表層の残留ひずみが解消されることを抑制するためには、Ｎｂ添加によって母材の再結晶温度を高くすることも重要である。
母材表面に近い母材表層だけを再結晶や回復に時間がかかる低い温度にするためには、母材表面を圧延素材の表面に配置した上で、通常はスケールを除去し表面疵などを防止するために用いられる高圧水デスケーリングを活用することが有効である。高圧水デスケーリングの水量および圧延のパススケジュールを調整することで、水が直接当たる母材表面に近い母材表層だけを低温にして残留ひずみを大きくすることができるので好ましい。またＮｂは再結晶温度を上げる元素である。母材へのＮｂ添加により母材の再結晶温度が高くなるので、圧延時の温度をさほど下げることなく、再結晶や回復を遅延させることが可能となる。即ち、冷却設備までの移送中に板内部の熱により復熱して表層の残留ひずみが解消されることを抑制するためには、Ｎｂ添加によって母材の再結晶温度を高くすることも重要である。
したがって、合せ材の耐食性および母材の加工性に優れた二相ステンレスクラッド鋼板を得るためには、母材成分、圧延時の母材表層の温度および圧延後の冷却条件の適正化により、合せ材でのシグマ相やクロム窒化物の析出抑制と、母材表層でのオーステナイト→フェライト変態を制御する必要がある。本発明は、上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．本発明の構成
本発明に係るクラッド鋼板は、母材と、母材の片面に接合された合せ材とを備える。母材は後述の炭素鋼または低合金鋼からなる。また合せ材は二相ステンレス鋼からなる。母材の表面のうちで合せ材を貼り合わせていない側の表面（母材が露出している）を「母材表面」と呼び、母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置を「母材表層」と呼ぶ。さらに、合せ材を固溶化熱処理した試料の塩化第二鉄ＣＰＴ（前記「固溶化ＣＰＴ」）と製品の合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴ（前記「製品ＣＰＴ」）との差（前記「ＣＰＴ差」）が１０℃以下であり、かつ母材表層のフェライト相率が１５％超である。
本発明に係るクラッド鋼板は、母材と、母材の片面に接合された合せ材とを備える。母材は後述の炭素鋼または低合金鋼からなる。また合せ材は二相ステンレス鋼からなる。母材の表面のうちで合せ材を貼り合わせていない側の表面（母材が露出している）を「母材表面」と呼び、母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置を「母材表層」と呼ぶ。さらに、合せ材を固溶化熱処理した試料の塩化第二鉄ＣＰＴ（前記「固溶化ＣＰＴ」）と製品の合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴ（前記「製品ＣＰＴ」）との差（前記「ＣＰＴ差」）が１０℃以下であり、かつ母材表層のフェライト相率が１５％超である。
２．合せ材の耐食性と母材の加工性
合せ材の耐食性に優れるとともに、母材の加工性に優れたクラッド鋼板を得るためには、合せ材でのシグマ相やクロム窒化物の析出の抑制による耐食性の向上と、母材表層でのフェライト相変態促進を、両立する必要がある。
合せ材の耐食性に優れるとともに、母材の加工性に優れたクラッド鋼板を得るためには、合せ材でのシグマ相やクロム窒化物の析出の抑制による耐食性の向上と、母材表層でのフェライト相変態促進を、両立する必要がある。
２－１．
本発明に関わるクラッド鋼板の合せ材の耐食性について説明する。
合せ材の耐食性は、前述のとおり、合せ材を固溶化熱処理した試料の塩化第二鉄ＣＰＴ（前記「固溶化ＣＰＴ」）と、製品の合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴ（前記「製品ＣＰＴ」）の差（前記「ＣＰＴ差」）が１０℃以下とする。ＣＰＴ差が１０℃超では、使用する環境に応じた合せ材を選択する際に、より高合金で耐食性の高い合せ材を選択せざるを得ず、クラッド鋼板の利点の一つである合せ材のコスト低減効果が得られない。好ましくはＣＰＴ差が５℃以下であり、更に好ましくは０℃以下である。ＣＰＴ差は小さいほど望ましいため下限は設けない。
ここで塩化第二鉄ＣＰＴとは、前述のとおりＡＳＴＭ Ｇ４８Ｅ法に準拠して評価した孔食発生温度を意味する。
本発明に関わるクラッド鋼板の合せ材の耐食性について説明する。
合せ材の耐食性は、前述のとおり、合せ材を固溶化熱処理した試料の塩化第二鉄ＣＰＴ（前記「固溶化ＣＰＴ」）と、製品の合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴ（前記「製品ＣＰＴ」）の差（前記「ＣＰＴ差」）が１０℃以下とする。ＣＰＴ差が１０℃超では、使用する環境に応じた合せ材を選択する際に、より高合金で耐食性の高い合せ材を選択せざるを得ず、クラッド鋼板の利点の一つである合せ材のコスト低減効果が得られない。好ましくはＣＰＴ差が５℃以下であり、更に好ましくは０℃以下である。ＣＰＴ差は小さいほど望ましいため下限は設けない。
ここで塩化第二鉄ＣＰＴとは、前述のとおりＡＳＴＭ Ｇ４８Ｅ法に準拠して評価した孔食発生温度を意味する。
２－２．母材表層のフェライト相率
クラッド鋼板の母材表層においてフェライト相率は１５％超とする。１５％以下では曲げ試験において割れが生じる可能性がある。母材表層のフェライト相率が多いほど母材の加工性が向上するため上限は設けない。好ましくは２０％以上であり、更に好ましくは３０％以上である。フェライト相以外の残部はパーライト、ベイナイト、マルテンサイトの各相または２つ以上の混合組織とする。母材内部は冷却水が直接当たらず母材表層よりも冷却速度が遅くなるためその組織は特に規定はしないが、母材表層同様にフェライト相率は１５％超とするのが望ましい。好ましくは２０％以上であり、更に好ましくは３０％以上である。残部はパーライト、ベイナイト、マルテンサイトの各相または２つ以上の混合組織とする。
ここで母材表層とは母材表面から板厚方向に１ｍｍ位置を指す。またフェライト相率とはＥＢＳＤ試験のＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）が１°以下の面積率を指す。
クラッド鋼板の母材表層においてフェライト相率は１５％超とする。１５％以下では曲げ試験において割れが生じる可能性がある。母材表層のフェライト相率が多いほど母材の加工性が向上するため上限は設けない。好ましくは２０％以上であり、更に好ましくは３０％以上である。フェライト相以外の残部はパーライト、ベイナイト、マルテンサイトの各相または２つ以上の混合組織とする。母材内部は冷却水が直接当たらず母材表層よりも冷却速度が遅くなるためその組織は特に規定はしないが、母材表層同様にフェライト相率は１５％超とするのが望ましい。好ましくは２０％以上であり、更に好ましくは３０％以上である。残部はパーライト、ベイナイト、マルテンサイトの各相または２つ以上の混合組織とする。
ここで母材表層とは母材表面から板厚方向に１ｍｍ位置を指す。またフェライト相率とはＥＢＳＤ試験のＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）が１°以下の面積率を指す。
３．母材の化学組成
母材は炭素鋼または低合金鋼からなる。
また母材の好ましい化学組成は、質量％でＣ：０．０２０～０．２００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、かつＣｅｑが０．２０～０．５０であり、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼板である。ここで、Ｃｅｑは次式（１）により定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、母材の化学組成における各元素の含有量（質量％）である。
母材は炭素鋼または低合金鋼からなる。
また母材の好ましい化学組成は、質量％でＣ：０．０２０～０．２００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、かつＣｅｑが０．２０～０．５０であり、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼板である。ここで、Ｃｅｑは次式（１）により定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、母材の化学組成における各元素の含有量（質量％）である。
Ｃは鋼の強度を向上させる元素であり、０．０２０％以上含有させることで十分な強度を発現する。しかし、０．２００％を超えると溶接性および靭性の劣化を招く。したがって、Ｃ量は０．０２０～０．２００％とする。好ましくは０．０４０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。一方上限値は０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がさらに好ましい。より好ましい範囲は０．０４０％～０．１００％であり、更に好ましい範囲は０．０５０％～０．０８０％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及び靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ量は１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。Ｓｉは含有しなくても良い。Ｓｉの好ましい含有量下限は０．０１％である。
Ｍｎは鋼の強度を上昇させる元素であり、０．１０％以上含有させることでその効果が発現する。しかしながら、３．００％を超えると溶接性が損なわれるとともに合金コストも増大する。したがって、Ｍｎ量は０．１０～３．００％とする。好ましくは０．５０～２．００％であり、更に好ましくは０．９０％～１．６０％である。
Ｐは鋼中の不純物であり、含有量が０．０５０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｐ量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓは鋼中の不純物であり、含有量が０．０５０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｓ量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。
Ｎｂは再結晶温度を上げる元素であり、０．００８％超の添加が好ましく、０．０１０％以上の添加がより好ましい。しかし、０．２００％を超えると溶接性が損なわれるとともに合金コストも増大する。したがって、Ｎｂ量は０．２００％以下とする。好ましいＮｂ上限は０．１００％である。より好ましくは０．０１０～０．０５０％であり、更に好ましくは０．０３０～０．０５０％である。
ＮはＮｂ、Ｖ、Ｔｉなどと結合し窒化物または炭窒化物を析出させる元素であり、含有量が０．０１０％を超えると、微細な析出物によって加工性や靭性を低下させる。したがって、Ｎ量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｅｑ（炭素当量）は、鋼の化学組成から硬度と溶接性を見積もるために用いられる値であり、式（１）で計算される。Ｃｅｑが高いほど硬さは向上し、溶接性は劣化する。Ｃｅｑが０．２０未満では構造物として十分な強度が得られない。したがって、Ｃｅｑは０．２０以上とする。好ましくは０．２３以上である。Ｃｅｑが０．５０超では溶接性が劣化し、パス間温度管理や後熱処理が必要になるなど溶接コストが増加する。したがって、Ｃｅｑは０．５０以下とする。好ましくは０．４０以下であり、更に好ましくは０．３５以下である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、母材の化学組成における各元素の含有量（質量％）である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、母材の化学組成における各元素の含有量（質量％）である。
前記母材の化学組成にさらに、前記Ｆｅの一部に替えて質量％で、Ｎｉ：０．０１～３．００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｓｅ＋Ｔｅ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｔａ：０．０００１～０．０１００％およびＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％から選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｎｉは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、３．００％を超えると溶接性および靭性の劣化を引き起こす。したがってＮｉを含有する場合、Ｎｉ量は３．００％以下とする。好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは０．５０％以下であり、更に好ましくは０．３０％以下である。好ましいＮｉ含有量下限値は０．０１％である。
Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、１．００％を超えると溶接性および靭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１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。好ましいＣｒ含有量下限値は０．０１％である。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、０．５０％を超えると溶接性および靭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０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。好ましいＭｏ含有量下限値は０．０１％である。
Ｗは、高温での相変態を抑制して鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｗが１．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下する。したがってＷを含有する場合、Ｗ量はは１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。好ましいＷ含有量下限値は０．０１％である。
Ｃｕは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、２．００％を超えると溶接性および靭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２．００％以下とする。好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは０．５０％以下であり、更に好ましくは０．３０％以下である。好ましいＣｕ含有量下限値は０．０１％である。
Ｃｏは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、０．５０％を超えると熱間での加工性が損なわれて生産性が低下する。したがってＣｏを含有する場合、Ｃｏ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。好ましいＣｏ含有量下限値は０．０１％である。
ＳｅおよびＴｅは鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ等の酸化しやすい元素が鋼板表面に拡散されて酸化物を形成することを抑制し、鋼板の表面性状やめっき性を高める。しかしながら、合計で０．１０％を超えるとこの効果が飽和する。したがって、ＳｅおよびＴｅを添加する場合はＳｅとＴｅの合計量は０．１０％以下とする。より好ましくは０．０５％以下である。好ましいＳｅ＋Ｔｅ含有量下限値は０．０１％である。
Ａｌは鋼の脱酸に効果がある元素である。しかしながら、０．３００％を超えると溶接部の靭性の劣化を引き起こす。したがってＡｌを含有する場合、Ａｌ量は０．３００％以下とする。好ましくは０．１００％以下である。好ましいＡｌ含有量下限値は０．００５％である。
Ｖは炭窒化物を形成することで鋼の強度を上昇させる。しかしながら、０．１００％を超えると溶接性および靭性の劣化を引き起こす。したがってＶを含有する場合、Ｖ量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下である。好ましいＶ含有量下限値は０．００１％である。
Ｔｉは結晶粒を微細化させて強度を増加させる元素であり、０．００１％以上の添加でその効果が発現する。しかし、０．２００％を超えると溶接性が損なわれるとともに合金コストも増大する。したがって、Ｔｉ量は０．００１～０．２００％とする。好ましくは０．００５～０．１００％であり、更に好ましくは０．０１０～０．０５０％である。
Ｃａは溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性を向上させる元素である。しかしながら、０．０１００％を超えると粗大な介在物を形成して靭性を劣化させる。したがってＣａを含有する場合、Ｃａ量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下であり、更に好ましくは０．００３０％以下である。好ましいＣａ含有量下限値は０．０００３％である。
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度及び靭性を向上させる。しかしながら、０．００３０％を超えると溶接性および靭性の劣化を引き起こす。したがってＢを含有する場合、Ｂ量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下である。好ましいＢ含有量下限値は０．０００３％である。
Ｍｇは硫化物系介在物の形態制御によって延性や靭性を向上させる元素である。しかしながら、０．０１００％を超えると非金属介在物量が増加し、延性、靭性が低下する。したがって、Ｍｇを含有する場合、０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下であり、更に好ましくは０．００３０％以下である。好ましいＭｇ含有量下限値は０．０００３％である。
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａは成形性の向上に寄与する元素である。Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種又は２種以上の合計が０．０１００％を超えると、延性が低下する恐れがあるので、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種又は２種以上を含有する場合、合計で０．０１００％以下とする。好ましくは０．００７０％以下である。好ましいＺｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種又は２種以上の合計は０．０００１％である。
ＲＥＭは溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性を向上させる。しかしながら、０．０１００％を超えると粗大な介在物を形成して靭性を劣化させる。したがってＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。好ましいＲＥＭ含有量下限値は０．０００３％である。
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合せた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼材に含有することができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
本発明の母材の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
４．二相ステンレス鋼の合せ材
次に、二相ステンレス鋼の合せ材について説明する。二相ステンレス鋼とは例えば、ＪＩＳ Ｇ ４３０４に「オーステナイト・フェライト系」として規定されている。
本実施形態の合せ材に適用可能なフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼としては、例えば化学組成が質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．５０～６．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎｉ：０．１０～８．００％、Ｃｒ：１７．０～３０．０％、Ｎ：０．０５～０．３０％、Ｍｏ：０～３．５０％、Ｃｕ：０～２．０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔｉ：０～０．０５％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ａｌ：０～０．０５％、ＲＥＭ：０～０．５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記（ｉ）式で計算されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が４５．０未満といった化学組成が挙げられる。この化学組成はあくまでも例示であり、本発明はこれによって限定されるものではない。この化学組成を挙げた理由は次の通りである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
但し、上記式（ｉ）中の元素記号は、合せ材に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
次に、二相ステンレス鋼の合せ材について説明する。二相ステンレス鋼とは例えば、ＪＩＳ Ｇ ４３０４に「オーステナイト・フェライト系」として規定されている。
本実施形態の合せ材に適用可能なフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼としては、例えば化学組成が質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．５０～６．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎｉ：０．１０～８．００％、Ｃｒ：１７．０～３０．０％、Ｎ：０．０５～０．３０％、Ｍｏ：０～３．５０％、Ｃｕ：０～２．０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔｉ：０～０．０５％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ａｌ：０～０．０５％、ＲＥＭ：０～０．５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記（ｉ）式で計算されるＰＲＥＮ＿Ｍｎ値が４５．０未満といった化学組成が挙げられる。この化学組成はあくまでも例示であり、本発明はこれによって限定されるものではない。この化学組成を挙げた理由は次の通りである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
但し、上記式（ｉ）中の元素記号は、合せ材に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、オーステナイト相に固溶して強度を高める元素である。しかし、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、鋼材の強度が高くなり加工性が劣化する。また、Ｃｒ炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらす。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。Ｃ含有量は０．０５０％以下であってもよく、０．０４０％以下であってもよい。また、耐食性の点からＣは低くする方が好ましいが、現存の製鋼設備ではＣ含有量を０．００２％以下に低下させるには大きなコスト増加を招く。そのため、Ｃ含有量は０．００２％以上であることが好ましい。
Ｃは、オーステナイト相に固溶して強度を高める元素である。しかし、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、鋼材の強度が高くなり加工性が劣化する。また、Ｃｒ炭化物の析出を促進するために粒界腐食の発生をもたらす。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。Ｃ含有量は０．０５０％以下であってもよく、０．０４０％以下であってもよい。また、耐食性の点からＣは低くする方が好ましいが、現存の製鋼設備ではＣ含有量を０．００２％以下に低下させるには大きなコスト増加を招く。そのため、Ｃ含有量は０．００２％以上であることが好ましい。
Ｓｉ：２．００％以下
Ｓｉは、脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために添加されたりする場合がある。しかし、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼板の硬質化をもたらし、靭性および加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．５０％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量を極少量まで低減するためには、鋼の精錬時のコスト増加を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。
Ｓｉは、脱酸元素として使われたり、耐酸化性向上のために添加されたりする場合がある。しかし、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼板の硬質化をもたらし、靭性および加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．５０％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量を極少量まで低減するためには、鋼の精錬時のコスト増加を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。
Ｍｎ：０．５０～６．００％
Ｍｎは、オーステナイト相を増加させ、また窒素の固溶度を上げ製造時の気泡欠陥などを抑制する効果を有する。しかし、Ｍｎを多量に含有すると、耐食性および熱間加工性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～６．００％とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上であるのが好ましく、２．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は４．００％以下であるのが好ましい。
Ｍｎは、オーステナイト相を増加させ、また窒素の固溶度を上げ製造時の気泡欠陥などを抑制する効果を有する。しかし、Ｍｎを多量に含有すると、耐食性および熱間加工性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～６．００％とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上であるのが好ましく、２．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は４．００％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているため、低減することが困難であるが、Ｐを多量に含有すると成形性を低下させる。Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましい。Ｐ含有量は低い方が望ましいが、Ｐ含有量を低減するには多大なコスト増となるので、Ｐ含有量は０．０００５％以上であってもよい。
Ｐは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、またＣｒなどの原料にも含有されているため、低減することが困難であるが、Ｐを多量に含有すると成形性を低下させる。Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましい。Ｐ含有量は低い方が望ましいが、Ｐ含有量を低減するには多大なコスト増となるので、Ｐ含有量は０．０００５％以上であってもよい。
Ｓ：０．０５０％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物を作り、発銹の基点となる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は低いほど耐食性が向上するので、０．００３０％以下であるのが好ましい。Ｓ含有量は低い方が望ましいが、Ｓ含有量を低減するには多大なコスト増となるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
Ｓは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、Ｍｎと結合して介在物を作り、発銹の基点となる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は低いほど耐食性が向上するので、０．００３０％以下であるのが好ましい。Ｓ含有量は低い方が望ましいが、Ｓ含有量を低減するには多大なコスト増となるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
Ｎｉ：０．１０～８．００％
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、表層のオーステナイト相率を増加させるために重要な元素である。また、Ｎｉは耐食性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎｉを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、応力腐食割れなどの問題が生じる可能性がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．１０～８．００％とする。Ｎｉ含有量は１．００％以上であるのが好ましい。また、Ｎｉ含有量は６．００％以下であるのが好ましく、４．００％以下であるのがより好ましく、３．００％以下であるのがさらに好ましい。
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であり、表層のオーステナイト相率を増加させるために重要な元素である。また、Ｎｉは耐食性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎｉを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、応力腐食割れなどの問題が生じる可能性がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．１０～８．００％とする。Ｎｉ含有量は１．００％以上であるのが好ましい。また、Ｎｉ含有量は６．００％以下であるのが好ましく、４．００％以下であるのがより好ましく、３．００％以下であるのがさらに好ましい。
Ｃｒ：１７．０～３０．０％
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｃｒを多量に含有すると、熱間加工割れをもたらし、また、溶接金属部および溶接熱影響部でのクロム窒化物の析出量が多くなる。したがって、Ｃｒ含有量は１７．０～３０．０％とする。Ｃｒ含有量は２０．０％以上であるのが好ましく、２１．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は２５．０％以下であるのが好ましく、２３．０％以下であるのがより好ましく、２２．０％以下であるのがさらに好ましい。
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｃｒを多量に含有すると、熱間加工割れをもたらし、また、溶接金属部および溶接熱影響部でのクロム窒化物の析出量が多くなる。したがって、Ｃｒ含有量は１７．０～３０．０％とする。Ｃｒ含有量は２０．０％以上であるのが好ましく、２１．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は２５．０％以下であるのが好ましく、２３．０％以下であるのがより好ましく、２２．０％以下であるのがさらに好ましい。
Ｎ：０．０５～０．３０％
Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度および耐食性を高めて省合金化に寄与する元素である。しかしながら、Ｎは、溶接冷却時のクロム窒化物の析出に大きく影響する元素である。０．３０％を超えて含有させると、溶接金属部および溶接熱影響部のクロム窒化物の析出量が多くなり、母材と溶接部との耐食性差が大きくなる。したがって、Ｎ含有量は、０．０５～０．３０％とする。強度および耐食性の観点からは、Ｎ含有量は０．０８％以上であってもよく、０．１０％以上が好ましく、０．１５％以上であるのがより好ましい。また、クロム窒化物の析出を抑制する観点からは、Ｎ含有量は０．２５％以下であることが好ましく、０．２０％以下であるのがより好ましい。
Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度および耐食性を高めて省合金化に寄与する元素である。しかしながら、Ｎは、溶接冷却時のクロム窒化物の析出に大きく影響する元素である。０．３０％を超えて含有させると、溶接金属部および溶接熱影響部のクロム窒化物の析出量が多くなり、母材と溶接部との耐食性差が大きくなる。したがって、Ｎ含有量は、０．０５～０．３０％とする。強度および耐食性の観点からは、Ｎ含有量は０．０８％以上であってもよく、０．１０％以上が好ましく、０．１５％以上であるのがより好ましい。また、クロム窒化物の析出を抑制する観点からは、Ｎ含有量は０．２５％以下であることが好ましく、０．２０％以下であるのがより好ましい。
Ｍｏ：０～３．５０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、また溶接部のシグマ相の析出による耐食性低下が問題となる。したがって、Ｍｏ含有量は３．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。また、Ｍｏ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましく、０．６０％以下であるのがさらに好ましい。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｏを多量に含有すると、原料コストの増加をもたらし、また溶接部のシグマ相の析出による耐食性低下が問題となる。したがって、Ｍｏ含有量は３．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。また、Ｍｏ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましく、０．６０％以下であるのがさらに好ましい。
Ｃｕ：０～２．０％
Ｃｕは、耐硫酸性の向上に非常に有効な元素であり、必要に応じて添加しても良い。上記の効果を得るためにはＣｕ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。Ｃｕ含有量は０．３％以上とするのがより好ましい。一方で、ＣｕはＮの活量を上げて溶接金属部でクロム窒化物を析出させやすくする元素であるため、２．０％以下とする。Ｃｕ含有量は１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。
Ｃｕは、耐硫酸性の向上に非常に有効な元素であり、必要に応じて添加しても良い。上記の効果を得るためにはＣｕ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。Ｃｕ含有量は０．３％以上とするのがより好ましい。一方で、ＣｕはＮの活量を上げて溶接金属部でクロム窒化物を析出させやすくする元素であるため、２．０％以下とする。Ｃｕ含有量は１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。
Ｎｂ：０～０．１０％
Ｎｂは、Ｎと化合物を作ることでクロム窒化物の析出を抑制する効果があるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｂを多量に含有すると、鋼板の加工性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０４％以上であるのがより好ましい。
Ｎｂは、Ｎと化合物を作ることでクロム窒化物の析出を抑制する効果があるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｂを多量に含有すると、鋼板の加工性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０４％以上であるのがより好ましい。
Ｓｎ：０～１．００％
Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｓｎを多量に含有すると、熱間加工性を悪化させる。したがって、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。
Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｓｎを多量に含有すると、熱間加工性を悪化させる。したがって、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。
Ｗ：０～１．００％
Ｗは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｗを多量に含有すると、圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなる。したがって、Ｗ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｗ含有量は０．５０％以下であるのが好ましい。
Ｗは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｗを多量に含有すると、圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなる。したがって、Ｗ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｗ含有量は０．５０％以下であるのが好ましい。
Ｖ：０～１．００％
Ｖは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｖを多量に含有すると、圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなる。したがって、Ｖ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｖ含有量は０．５０％以下であるのが好ましい。
Ｖは、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｖを多量に含有すると、圧延時の負荷を増大させて製造疵を生成させやすくなる。したがって、Ｖ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｖ含有量は０．５０％以下であるのが好ましい。
Ｔｉ：０～０．０５％
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、溶接熱影響部の粗大化を防止し、さらには凝固組織を微細等軸晶化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｔｉを多量に含有すると、均一伸びおよび局部伸びを低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、溶接熱影響部の粗大化を防止し、さらには凝固組織を微細等軸晶化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｔｉを多量に含有すると、均一伸びおよび局部伸びを低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
Ｂ：０～０．００５０％
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｂを多量に含有すると、耐食性が著しく劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。また、Ｂ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｂを多量に含有すると、耐食性が著しく劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。また、Ｂ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ｃａ：０～０．００５０％
Ｃａは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃａを多量に含有すると、熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ｃａは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃａを多量に含有すると、熱間加工割れが生じやすくなり、また耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ｍｇ：０～０．００５０％
Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｇを多量に含有すると、製鋼工程でのコスト増加をもたらす。したがって、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ｍｇは、脱酸だけでなく、凝固組織を微細化する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｇを多量に含有すると、製鋼工程でのコスト増加をもたらす。したがって、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ａｌ：０～０．０５％
Ａｌは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ａｌを多量に含有すると、製造疵の増加ならびに原料コストの増加を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００３０％以上であるのが好ましい。
Ａｌは、脱硫、脱酸のために必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ａｌを多量に含有すると、製造疵の増加ならびに原料コストの増加を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００３０％以上であるのが好ましい。
ＲＥＭ：０～０．５０％
ＲＥＭ（希土類元素）は、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、ＲＥＭを多量に含有すると、製造性を損なうとともにコスト増加をもたらす。したがって、ＲＥＭ含有量は０．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０２０％以上であるのが好ましく、０．２０％以下であるのが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、熱間加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、ＲＥＭを多量に含有すると、製造性を損なうとともにコスト増加をもたらす。したがって、ＲＥＭ含有量は０．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０２０％以上であるのが好ましく、０．２０％以下であるのが好ましい。
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、ＹおよびＬａ～Ｌｕまでの１５元素（ランタノイド）の計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値：４５．０未満
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は、ステンレス鋼板の耐孔食性を示す一般的な指標であり、ステンレス鋼の化学組成から、下記（ｉ）式で計算される。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
但し、上記式（ｉ）中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値の増加は、ＣｒおよびＭｏの含有量の増加による、合金コスト増加およびシグマ相の析出による耐食性低下の問題を生じさせるおそれがある。さらに、Ｎ含有量の増加およびＭｎ含有量の低減による窒素気泡の発生が問題になる。したがって、ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は４５．０未満とする。ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は３５．０未満であるのが好ましい。下限は特に規定する必要はないが、ＳＵＳ３０４相当の耐食性を得るためには、１８．０以上であるのが好ましく、２０．０以上であるのがより好ましい。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は、ステンレス鋼板の耐孔食性を示す一般的な指標であり、ステンレス鋼の化学組成から、下記（ｉ）式で計算される。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ－Ｍｎ ・・・（ｉ）
但し、上記式（ｉ）中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有率（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値の増加は、ＣｒおよびＭｏの含有量の増加による、合金コスト増加およびシグマ相の析出による耐食性低下の問題を生じさせるおそれがある。さらに、Ｎ含有量の増加およびＭｎ含有量の低減による窒素気泡の発生が問題になる。したがって、ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は４５．０未満とする。ＰＲＥＮ＿Ｍｎ値は３５．０未満であるのが好ましい。下限は特に規定する必要はないが、ＳＵＳ３０４相当の耐食性を得るためには、１８．０以上であるのが好ましく、２０．０以上であるのがより好ましい。
５．製造方法
本発明に係るクラッド鋼板の製造方法について説明する。前述のように合せ材の耐食性および母材の加工性に優れたクラッド鋼板を得るためには金属組織を制御する必要があるが、そのような金属組織は鋼の化学組成と適切な製造条件を組み合わせることで実現できる。
上記のクラッド鋼板において、母材と合せ材を圧着面が真空になるよう積層して圧着面の４周を溶接により密封してクラッド素材とする。２つのクラッド素材を各クラッド素材の母材表面がクラッド圧延素材の表面となるように組み立ててクラッド圧延素材とする。組み立てたクラッド圧延素材について、最終パスを含む１パス以上の圧延が圧延素材表面の温度を式（２）で計算されるＴＮｂ以下の温度範囲での総圧下率が５％以上となるような一連の圧延パスをおこなう。表層部の温度制御のため、任意の圧延パス直前にデスケーリング等により表層部を冷却してもよい。圧延後に９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を実施し、クラッド鋼板を製造する。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中、Ｎｂは、母材鋼板の化学組成におけるＮｂの含有量（質量％）である。
本発明に係るクラッド鋼板の製造方法について説明する。前述のように合せ材の耐食性および母材の加工性に優れたクラッド鋼板を得るためには金属組織を制御する必要があるが、そのような金属組織は鋼の化学組成と適切な製造条件を組み合わせることで実現できる。
上記のクラッド鋼板において、母材と合せ材を圧着面が真空になるよう積層して圧着面の４周を溶接により密封してクラッド素材とする。２つのクラッド素材を各クラッド素材の母材表面がクラッド圧延素材の表面となるように組み立ててクラッド圧延素材とする。組み立てたクラッド圧延素材について、最終パスを含む１パス以上の圧延が圧延素材表面の温度を式（２）で計算されるＴＮｂ以下の温度範囲での総圧下率が５％以上となるような一連の圧延パスをおこなう。表層部の温度制御のため、任意の圧延パス直前にデスケーリング等により表層部を冷却してもよい。圧延後に９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を実施し、クラッド鋼板を製造する。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中、Ｎｂは、母材鋼板の化学組成におけるＮｂの含有量（質量％）である。
５－１．クラッド素材
クラッド素材は、以下に記載の方法により製造される。具体的には、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で母材となる炭素鋼および低合金鋼ならびに合せ材となる二相ステンレス鋼を溶製した後、連続鋳造法または造塊－分塊法によりスラブを作成する。得られたスラブを通常用いられる条件で熱間圧延し、熱延板である合せ材及び母材とする。得られた熱延板に対し、必要に応じて、焼鈍、酸洗、研磨などを施してもよい。
上記の合せ材および母材を圧着面が真空になるよう積層して圧着面の４周を溶接により密封してクラッド素材を組み立てる。密着性や界面耐食性を改善するために合せ材と母材の間にＮｉ箔などインサート材を挿入しても良い。圧着面を真空にする方法は特に特定しないが、真空中で電子ビーム溶接する方法や、予め真空引き用の穴を開けておき大気中でアーク溶接やレーザー溶接で４周を溶接した後に真空ポンプで真空引きする方法などが例示できる。真空度（絶対圧）は０．１Ｔｏｒｒ以下であれば界面の酸化物などが少ない良好な接合界面が得られ、より好ましくは０．０５Ｔｏｒｒ以下であり、真空度は高いほど（絶対圧が低いほど）接合界面が良好になる傾向が有るため特に下限は設けない。
得られたクラッド素材は、２つのクラッド素材を各クラッド素材の母材表面がクラッド圧延素材の表面となるように重ね、その間に剥離剤を塗布して組み立ててクラッド圧延素材とする。冷却時の板反りを少なくするために２つのクラッド素材は母材同士、合せ材同士がそれぞれ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はない。
クラッド素材は、以下に記載の方法により製造される。具体的には、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で母材となる炭素鋼および低合金鋼ならびに合せ材となる二相ステンレス鋼を溶製した後、連続鋳造法または造塊－分塊法によりスラブを作成する。得られたスラブを通常用いられる条件で熱間圧延し、熱延板である合せ材及び母材とする。得られた熱延板に対し、必要に応じて、焼鈍、酸洗、研磨などを施してもよい。
上記の合せ材および母材を圧着面が真空になるよう積層して圧着面の４周を溶接により密封してクラッド素材を組み立てる。密着性や界面耐食性を改善するために合せ材と母材の間にＮｉ箔などインサート材を挿入しても良い。圧着面を真空にする方法は特に特定しないが、真空中で電子ビーム溶接する方法や、予め真空引き用の穴を開けておき大気中でアーク溶接やレーザー溶接で４周を溶接した後に真空ポンプで真空引きする方法などが例示できる。真空度（絶対圧）は０．１Ｔｏｒｒ以下であれば界面の酸化物などが少ない良好な接合界面が得られ、より好ましくは０．０５Ｔｏｒｒ以下であり、真空度は高いほど（絶対圧が低いほど）接合界面が良好になる傾向が有るため特に下限は設けない。
得られたクラッド素材は、２つのクラッド素材を各クラッド素材の母材表面がクラッド圧延素材の表面となるように重ね、その間に剥離剤を塗布して組み立ててクラッド圧延素材とする。冷却時の板反りを少なくするために２つのクラッド素材は母材同士、合せ材同士がそれぞれ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はない。
５－２．熱間圧延
続いて、得られたクラッド圧延素材について、熱間圧延を行う。ここで、熱間圧延における「一連の圧延パス」について説明する。一連の圧延パスの開始パスは圧延前の圧延素材表面温度がＴＮｂ℃～ＴＮｂ＋７０℃からデスケーリング等により圧延素材表面を冷却して圧延しかつ圧延パス後に復熱により表面温度がＴＮｂ℃以上にならなかったパス、または、ＴＮｂ℃以下で圧延を実施したパスの早い方とする。一連の圧延パスは開始パスから最終パスの圧延を総圧下率が５％以上となるようにおこなう。一連の圧延パスは１パスのみで開始パスと最終パスが同じであってもよい。
母材表層部の温度制御のため、任意の圧延パス直前にデスケーリング等により圧延素材表面を冷却してもよい。圧延後に９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を実施する。
ＴＮｂ（℃）＝ ８１５℃ ＋ ７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中のＮｂは、母材鋼板の成分組成における元素の含有量（質量％）である。ここで式（２）のＴＮｂは、鋼の再結晶温度へのＮｂ含有量の影響について経験的に得られた式である。
続いて、得られたクラッド圧延素材について、熱間圧延を行う。ここで、熱間圧延における「一連の圧延パス」について説明する。一連の圧延パスの開始パスは圧延前の圧延素材表面温度がＴＮｂ℃～ＴＮｂ＋７０℃からデスケーリング等により圧延素材表面を冷却して圧延しかつ圧延パス後に復熱により表面温度がＴＮｂ℃以上にならなかったパス、または、ＴＮｂ℃以下で圧延を実施したパスの早い方とする。一連の圧延パスは開始パスから最終パスの圧延を総圧下率が５％以上となるようにおこなう。一連の圧延パスは１パスのみで開始パスと最終パスが同じであってもよい。
母材表層部の温度制御のため、任意の圧延パス直前にデスケーリング等により圧延素材表面を冷却してもよい。圧延後に９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を実施する。
ＴＮｂ（℃）＝ ８１５℃ ＋ ７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中のＮｂは、母材鋼板の成分組成における元素の含有量（質量％）である。ここで式（２）のＴＮｂは、鋼の再結晶温度へのＮｂ含有量の影響について経験的に得られた式である。
一連の圧延パスの開始パスは圧延前の圧延素材表面温度がＴＮｂ℃～ＴＮｂ＋７０℃からデスケーリング等により圧延素材表面を冷却して圧延しかつ復熱により表面温度がＴＮｂ℃以上にならなかったパス、または、ＴＮｂ℃以下で圧延を実施したパスの早い方とする。この場合、一連の圧延パスの開始パス圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以下となる。圧延機の温度計は通常はデスケーリング設備よりも前についており、またデスケーリングを実施すると水が鋼板上に乗るため、デスケーリングを施した際の実際の圧延時の表面温度の測定は難しい。しかし後述のデスケーリング水量以上で表面冷却する場合は表面温度に７０℃超の温度低下が生じるため、ＴＮｂ℃以下で圧延を実施したとみなせる。圧延前の圧延素材表面温度がＴＮｂ℃～ＴＮｂ＋７０℃からデスケーリング等により圧延素材表面を冷却しても、パスの後に復熱などによって表面温度がＴＮｂ℃超まで達した場合は一連の圧延パスの開始パスとはしない。何らかの技術またはシミュレーションによりデスケーリング実施時の圧延温度を測定できるなら、その温度がＴＮｂ℃以下となるパスを一連の圧延パスの開始パスとしてもよい。
一連の圧延パスをＴＮｂ＋７０℃超から始めた場合、デスケーリングを実施したとしても冷却の不均一や板内部からの復熱によって表面の温度がＴＮｂ以下まで低下できない部分が生じる可能性がある。好ましくはＴＮｂ＋５０℃以下である。一連の圧延パスは圧延素材表面温度が９５０℃以上から開始することが好ましい。合せ材は板厚中央に位置するため、一連の圧延パス開始時の圧延素材表面温度が９５０℃以上であれば合せ材温度はそれ以上であり、通常の圧延時間およびデスケ―リング水量であれば圧延完了時の合せ材温度が９００℃を下回ることはない。一連の圧延パスを９５０℃未満から始めると熱間圧延中および冷却設備までの移送中に合せ材の温度が低下するため、後述の９００～６５０℃区間での十分な冷却が困難となり、シグマ相やクロム窒化物が析出して耐食性が低下してしまう。より好ましくは９７０℃以上である。
一連の圧延パスをＴＮｂ＋７０℃超から始めた場合、デスケーリングを実施したとしても冷却の不均一や板内部からの復熱によって表面の温度がＴＮｂ以下まで低下できない部分が生じる可能性がある。好ましくはＴＮｂ＋５０℃以下である。一連の圧延パスは圧延素材表面温度が９５０℃以上から開始することが好ましい。合せ材は板厚中央に位置するため、一連の圧延パス開始時の圧延素材表面温度が９５０℃以上であれば合せ材温度はそれ以上であり、通常の圧延時間およびデスケ―リング水量であれば圧延完了時の合せ材温度が９００℃を下回ることはない。一連の圧延パスを９５０℃未満から始めると熱間圧延中および冷却設備までの移送中に合せ材の温度が低下するため、後述の９００～６５０℃区間での十分な冷却が困難となり、シグマ相やクロム窒化物が析出して耐食性が低下してしまう。より好ましくは９７０℃以上である。
一連の圧延パスの総圧下率は５％以上となるようにおこなう。ＴＮｂ超の温度で行う圧延は熱間圧延中および冷却設備までの移送中にオーステナイト相の再結晶が生じてしまうため、残留ひずみが小さくなり、後のフェライト相変態の促進に寄与しない。そこで本発明では、ＴＮｂ以下の温度範囲で行う一連の圧延パスの総圧下率について規定する。ＴＮｂ以下の温度範囲での総圧下率が５％未満である場合はオーステナイト相の残留ひずみが小さくなり、後のフェライト相変態を促進できなくなる。圧延温度が低温であるほど残留ひずみが多くなりフェライト相変態が促進するため、ＴＮｂ以下の温度範囲で行う圧延温度の下限は設けないが、組織の微細化による強度や靭性の向上の観点から式（３）で計算されるＡｒ３以上とすることが好ましい。またＴＮｂ以下の温度範囲での総圧下率が高いほど残留ひずみが多くなりフェライト相変態が促進するため上限は設けないが、圧延時間や低温圧延による疵の増加などの観点から総圧下率は１５％以下とするのが好ましい。
ＴＮｂ（℃）＝ ８１５℃ ＋ ７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
Ａｒ３（℃）＝＝９１０℃－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ ・・・式（３）
式中、Ｎｂ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏは、母材鋼板の成分組成における各元素の含有量（質量％）である。
ＴＮｂ（℃）＝ ８１５℃ ＋ ７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
Ａｒ３（℃）＝＝９１０℃－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ ・・・式（３）
式中、Ｎｂ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏは、母材鋼板の成分組成における各元素の含有量（質量％）である。
前記の一連の圧延パスについて、圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以下となり、当該温度範囲での総圧下率が５％以上となるように圧延をおこなうにあたり、圧延素材表面の温度制御および前述の圧延後に９００℃以上から冷却できるようにするため、任意の圧延パス直前に高圧水デスケーリング等により圧延素材表面を冷却してもよい。高圧水デスケ―リングによって圧延素材表面のみを冷却することで、圧延素材表面に位置している母材の母材表層部の残留ひずみを多くしてフェライト相の変態を促進させることと、合せ材が位置する圧延素材内部の温度を保ち、圧延後の冷却でシグマ相やクロム窒化物の析出を抑制することを両立できる。母材のＮｂ含有量が十分高ければデスケ―リングなしでも母材表層のフェライト相率と合せ材の耐食性を両立することも可能であるが、デスケ―リングによる圧延素材表面温度低下は母材表層のフェライト相率増大に効果的であるため実施することが望ましい。高圧水デスケーリングによって圧延素材表面を冷却する場合、十分冷やすために０．０５ｍ３／ｍ２／ｍｉｎ以上の水量密度で実施する。好ましくは０．１ｍ３／ｍ２／ｍｉｎである。板表面に当たった水はすべてが蒸発するわけではなく、板の上に乗ったり流れ落ちたりする。流量の上限は設けないが、表面の冷却に寄与するのは表面に直接接触する水が主であり水量を多くしてもコストが増えるだけで冷却効果は飽和してしまう。また板に乗っている水による温度低下のため移送中に板全体の温度が低下し合せ材の耐食性が低下する懸念がある。そのため、水量密度は好ましくは１．０ｍ３／ｍ２／ｍｉｎ以下である。上記の高圧水デスケーリングの水量密度（ｍ３／ｍ２／ｍｉｎ）は実質的に板表面に当たる水の量であり、一例としてノズルから放出される全流量（ｍ３／ｍｉｎ）÷水が当たる領域の面積（ｍ２）で計算される。実用上の圧延時の通板速度の範囲では通板速度の影響は無視できる。当然、高圧水デスケーリングの本来の効果であるデスケーリングのために実施することはなんら妨げられない。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
圧延素材の加熱温度、加熱時間、圧下比は適宜定めれば良いが、耐食性および加工性以外の特性や製造性の観点から以下に好ましい範囲を例示する。
加熱温度は１０５０～１２５０℃とするのが好ましい。加熱温度が１０５０℃未満であると熱間加工性が悪化し、接合強度も劣化する。このため、加熱温度は１０５０℃以上であるのが好ましく、１１００℃以上であるのがより好ましい。一方、加熱温度が１２５０℃超であると、加熱炉内で鋼片が変形したり熱延時に疵が生じやすくなったりする。このため、加熱温度は１２５０℃以下であるのが好ましく、１２２０℃以下であるのがより好ましい。
加熱時間は板厚中央まで温度を均一にさせるため３０分以上の加熱が望ましい。
素材厚／製品厚で計算される圧下比は３以上１５以下とすることが好ましい。圧下比が３未満である場合は圧延による界面接合が不十分で界面のせん断強度が低くなる可能性がある。より好ましくは５以上である。また圧下比が１５超である場合は圧延時間が長くなり仕上げ温度が低くなりすぎるとともに圧延コストが増加する。より好ましくは１０以下である。
加熱温度は１０５０～１２５０℃とするのが好ましい。加熱温度が１０５０℃未満であると熱間加工性が悪化し、接合強度も劣化する。このため、加熱温度は１０５０℃以上であるのが好ましく、１１００℃以上であるのがより好ましい。一方、加熱温度が１２５０℃超であると、加熱炉内で鋼片が変形したり熱延時に疵が生じやすくなったりする。このため、加熱温度は１２５０℃以下であるのが好ましく、１２２０℃以下であるのがより好ましい。
加熱時間は板厚中央まで温度を均一にさせるため３０分以上の加熱が望ましい。
素材厚／製品厚で計算される圧下比は３以上１５以下とすることが好ましい。圧下比が３未満である場合は圧延による界面接合が不十分で界面のせん断強度が低くなる可能性がある。より好ましくは５以上である。また圧下比が１５超である場合は圧延時間が長くなり仕上げ温度が低くなりすぎるとともに圧延コストが増加する。より好ましくは１０以下である。
５－３．圧延後の冷却
圧延後に９００～６５０℃区間の鋼板の全厚平均の平均冷却速度は２℃／ｓ以上とすることが望ましい。２℃／ｓ未満の冷却速度では合せ材でシグマ相やクロム窒化物が析出し、耐食性が低下してしまう。好ましくは４℃／ｓ以上である。冷却速度が速すぎる場合は母材表層組織でベイナイトやマルテンサイトが主となり加工性が劣化するため、好ましくは３０℃／ｓ以下である。より好ましくは１０℃／ｓ以下である。合せ材の耐食性の観点から冷却終了温度は６５０℃以下とすることが好ましく、さらに好ましくは６００℃以下である。また母材の加工性の観点から冷却終了温度は３５０℃以上とすることが好ましい。圧延後において、９００～６５０℃区間の鋼板の全厚平均の平均冷却速度を特定することが必要であることから、圧延終了時の鋼板の全厚平均の温度は９００℃以上となる。圧延中及び圧延後の鋼板温度として、鋼板表面温度を計測することができる。圧延後冷却中の鋼板の全厚平均の温度については、計測した鋼板表面温度実績に基づき、伝熱計算を行うことによって求めることができる。鋼板の全厚平均の温度が９００℃となった時点と６５０℃となった時点との時間差に基づき、９００～６５０℃区間の鋼板の全厚平均の平均冷却速度を算出することができる。
圧延後に９００～６５０℃区間の鋼板の全厚平均の平均冷却速度は２℃／ｓ以上とすることが望ましい。２℃／ｓ未満の冷却速度では合せ材でシグマ相やクロム窒化物が析出し、耐食性が低下してしまう。好ましくは４℃／ｓ以上である。冷却速度が速すぎる場合は母材表層組織でベイナイトやマルテンサイトが主となり加工性が劣化するため、好ましくは３０℃／ｓ以下である。より好ましくは１０℃／ｓ以下である。合せ材の耐食性の観点から冷却終了温度は６５０℃以下とすることが好ましく、さらに好ましくは６００℃以下である。また母材の加工性の観点から冷却終了温度は３５０℃以上とすることが好ましい。圧延後において、９００～６５０℃区間の鋼板の全厚平均の平均冷却速度を特定することが必要であることから、圧延終了時の鋼板の全厚平均の温度は９００℃以上となる。圧延中及び圧延後の鋼板温度として、鋼板表面温度を計測することができる。圧延後冷却中の鋼板の全厚平均の温度については、計測した鋼板表面温度実績に基づき、伝熱計算を行うことによって求めることができる。鋼板の全厚平均の温度が９００℃となった時点と６５０℃となった時点との時間差に基づき、９００～６５０℃区間の鋼板の全厚平均の平均冷却速度を算出することができる。
５－４．圧延後の熱処理
本発明により、圧延後の熱処理なしでも合せ材の耐食性および母材の加工性に優れた二相ステンレスクラッド鋼板を得ることができる。前述の通りクラッド鋼板の熱処理はコスト増となるが、他の特性の必要に応じて熱処理することは妨げられない。熱処理の際に合せ材でシグマ相やクロム窒化物が析出すると耐食性が低下してしまうので、熱処理温度は８００℃以下で実施する。望ましくは６５０℃以下である。
本発明により、圧延後の熱処理なしでも合せ材の耐食性および母材の加工性に優れた二相ステンレスクラッド鋼板を得ることができる。前述の通りクラッド鋼板の熱処理はコスト増となるが、他の特性の必要に応じて熱処理することは妨げられない。熱処理の際に合せ材でシグマ相やクロム窒化物が析出すると耐食性が低下してしまうので、熱処理温度は８００℃以下で実施する。望ましくは６５０℃以下である。
本発明によれば、合せ材の耐食性および母材の加工性に優れたクラッド鋼板を得ることができる。本発明に係るクラッド鋼板は耐食性や加工性を改善するための付加的な熱処理などを必要としない。また、上記クラッド鋼板は、加工性が高く複雑な形状にも加工できるため使用用途の制限がなく、従来、ソリッド鋼板が用いられていた構造部材に適用できる。このため、上記クラッド鋼板は、低コスト化に大きく貢献するものである。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成の二相ステンレス鋼からなる合せ材、および表２に示す化学組成の母材を溶製して鋼片とし、熱間圧延、焼鈍、酸洗の工程を経て合せ材は厚さ３０ｍｍ、母材は厚さ１３０ｍｍの鋼板を製造した。得られた合せ材と母材を素材として、母材と合せ材を圧着面が真空になるよう積層して圧着面の４周を溶接により密封してクラッド素材を作成した。２つのクラッド素材を母材－合せ材－剥離剤－合せ材－母材となるように合せ材と合せ材の間に剥離剤を塗布して重ね、クラッド圧延素材として組み立てた。得られたクラッド圧延素材について、表３に示す熱間圧延条件で熱間圧延を行った後に剥離剤部分で剥離させ、厚さ１６ｍｍのクラッド鋼板を製造した。合せ材の化学組成から前記（ｉ）式で算出するＰＲＥＮ＿Ｍｎ値を、表１の「ＰＲＥＮ」欄に記載している。表２において、ＴＮｂは母材の化学組成から式（２）で計算される値を示す。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中、Ｎｂは、母材鋼板の化学組成におけるＮｂの含有量（質量％）である。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中、Ｎｂは、母材鋼板の化学組成におけるＮｂの含有量（質量％）である。
クラッド鋼板の圧延において表３の母材Ｎｏ．、合せ材Ｎｏ．に記載の素材を用い、表３に記載の製造条件を変化させ、各特性値を調べた。以下、表３における製造条件の項目について説明する。表３において「Ｔ１」は一連の圧延パスの開始時における圧延素材表面の温度（℃）を示す。「デスケ」は高圧水デスケ―リングを実施した回数を示す。本発明例は、Ｔ１がＴＮｂ℃～ＴＮｂ＋７０℃からデスケーリングにより圧延素材表面を冷却して圧延しかつ圧延パス後に復熱により表面温度がＴＮｂ℃以上にならなかったパス、または、デスケーリングなしでＴＮｂ℃以下で圧延を実施している。この場合、一連の圧延パスの開始パス圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以下となる。「ｒ」は一連の圧延パスでの総圧下率（％）を示す。「ＣＲ」は圧延後の９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度（℃／ｓ）を示す。
表３に記載の評価結果について説明する。
表３の「α率」欄は母材表層のフェライト相率（％）を示す。フェライト相率は以下に説明するＫＡＭ値によって評価した。ＫＡＭ値の測定のため、試料の圧延方向に垂直な断面をコロイダルシリカ研磨し、母材表層（母材表面から深さ方向へ１ｍｍ位置）について倍率５００倍、１７７μｍ×５１９μｍエリア（１７７μｍ側が厚み方向であり、エリア中心が母材表面から１ｍｍの位置である。）、測定ステップ１μｍの測定条件でＥＢＳＤ測定を３回実施した。得られたデータからそれぞれＫＡＭ値が１°以下である面積率（％）を計算し、その平均を母材表層のフェライト相率とした。なお、この測定条件は一例であり、試料の金属組織、特に結晶粒径に応じて適宜変更してよい。
表３の「α率」欄は母材表層のフェライト相率（％）を示す。フェライト相率は以下に説明するＫＡＭ値によって評価した。ＫＡＭ値の測定のため、試料の圧延方向に垂直な断面をコロイダルシリカ研磨し、母材表層（母材表面から深さ方向へ１ｍｍ位置）について倍率５００倍、１７７μｍ×５１９μｍエリア（１７７μｍ側が厚み方向であり、エリア中心が母材表面から１ｍｍの位置である。）、測定ステップ１μｍの測定条件でＥＢＳＤ測定を３回実施した。得られたデータからそれぞれＫＡＭ値が１°以下である面積率（％）を計算し、その平均を母材表層のフェライト相率とした。なお、この測定条件は一例であり、試料の金属組織、特に結晶粒径に応じて適宜変更してよい。
Kernel Average Misorientation（ＫＡＭ）は測定データのピクセルについて、隣り合う６個のピクセル間の方位差の平均した値をそのピクセルのＫＡＭ値とする計算を各ピクセルに行う。粒界を超えないようにこの計算を実施することで粒内の局所的な方位変化にもとづく歪の分布図を得ることができる。高温で生成するフェライトは変態機構として拡散変態が主であるため、ベイナイトやマルテンサイトよりも変態ひずみが小さいという特性を有する。この特性を元にエッチングして観察した組織との比較からＫＡＭ値が１°以下のものをフェライトとし、ＥＢＳＤから測定されるフェライト面積率を母材表層のフェライト相率と定義した。
耐食性は前記塩化第二鉄ＣＰＴによって評価した。塩化第二鉄ＣＰＴは、ＡＳＴＭ Ｇ ４８ Ｅ法に準拠した塩化第二鉄腐食試験により測定した。
塩化第二鉄ＣＰＴは二相ステンレスクラッド鋼板製品の合せ材部分を評価した塩化第二鉄ＣＰＴ（製品ＣＰＴ）と、製品の合せ材部分を固溶化熱処理した試料の塩化第二鉄ＣＰＴ（固溶化ＣＰＴ）を評価し、固溶化ＣＰＴと製品ＣＰＴとの差（ＣＰＴ差）に基づいて合せ材の耐食性の良否を判断した。
製品の二相ステンレスクラッド鋼板と、当該二相ステンレスクラッド鋼板に１０５０℃、１０分の固溶化処理を施した固溶化熱処理鋼板とを準備した。それぞれの鋼板の合せ材部分について、表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置および２．５ｍｍ位置を評価面とする板厚２ｍｍ×長さ２５ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を各４個用いて測定した。試験片採取位置は特に指定しないが、非定常部を避けるため圧延材の幅および長さの端部から１００ｍｍ以上離れた内部から採取することが望ましい。より望ましくは端部から３００ｍｍ以上離れた内部である。そして、それぞれの試料で測定した孔食発生温度の最低値（℃）を孔食発生温度とし、固溶化していない製品の孔食発生温度を「製品ＣＰＴ」、固溶化処理を施した試料の孔食発生温度を「固溶化ＣＰＴ」とした。そして、測定した「固溶化ＣＰＴ」から、「製品ＣＰＴ」を減じて、「ＣＰＴ差」とした。
表３の「ＣＰＴ差」欄に結果を示す。○はＣＰＴ差が１０℃以下、×は１０℃超を示す。
塩化第二鉄ＣＰＴは二相ステンレスクラッド鋼板製品の合せ材部分を評価した塩化第二鉄ＣＰＴ（製品ＣＰＴ）と、製品の合せ材部分を固溶化熱処理した試料の塩化第二鉄ＣＰＴ（固溶化ＣＰＴ）を評価し、固溶化ＣＰＴと製品ＣＰＴとの差（ＣＰＴ差）に基づいて合せ材の耐食性の良否を判断した。
製品の二相ステンレスクラッド鋼板と、当該二相ステンレスクラッド鋼板に１０５０℃、１０分の固溶化処理を施した固溶化熱処理鋼板とを準備した。それぞれの鋼板の合せ材部分について、表面から板厚方向に０．５ｍｍ位置および２．５ｍｍ位置を評価面とする板厚２ｍｍ×長さ２５ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を各４個用いて測定した。試験片採取位置は特に指定しないが、非定常部を避けるため圧延材の幅および長さの端部から１００ｍｍ以上離れた内部から採取することが望ましい。より望ましくは端部から３００ｍｍ以上離れた内部である。そして、それぞれの試料で測定した孔食発生温度の最低値（℃）を孔食発生温度とし、固溶化していない製品の孔食発生温度を「製品ＣＰＴ」、固溶化処理を施した試料の孔食発生温度を「固溶化ＣＰＴ」とした。そして、測定した「固溶化ＣＰＴ」から、「製品ＣＰＴ」を減じて、「ＣＰＴ差」とした。
表３の「ＣＰＴ差」欄に結果を示す。○はＣＰＴ差が１０℃以下、×は１０℃超を示す。
加工性の評価として下記の試験を実施した。クラッド鋼板から、合せ材部分を機械加工によって取り除き、母材鋼板部分からＪＩＳ １Ａ号の引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する引張試験を実施し、全伸びを求めた。そして、全伸びが１６．０％以上であれば良好（○）、１６．０％未満であれば不良（×）と評価した。
表３の「加工性」欄は引張試験の結果であり、○は加工性が良好、×は不良を示す。
表３の「加工性」欄は引張試験の結果であり、○は加工性が良好、×は不良を示す。
製造条件および上記の結果をまとめて表３に示す。本発明のクラッド鋼板の範囲から外れる項目、本発明の好適な製造方法範囲から外れる項目に、それぞれ下線を付している。
試料１～４７は本発明例であり、好ましい製造条件を満足し、合せ材の耐食性が良好かつ、母材表層のフェライト相率が１５％超であり良好な加工性を有する。
試料４８～５５は比較例であり、好ましい製造条件を満足せず、合せ材の耐食性が不良または母材表層のフェライト相率が１５％以下であり加工性が不良である。
比較例Ｎｏ．４５、５１は、本発明における一連の圧延の条件を外れる例であり、圧延パスの開始時の温度Ｔ１を意図的にＴＮｂ＋７０℃を超える温度とし、ＴＮｂ以下とならない温度を含む温度範囲での総圧下率ｒを５％以上とした場合であるが、母材表層のフェライト相率が１５％以下となった。これはＴ１がＴＮｂ＋７０℃を超えるとデスケーリング時の冷却の不均一や板内部からの復熱によって圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以上となったパスが生じたため、この温度域での総圧下率ｒが５％以上であっても母材表層のフェライト相率を１５％超とすることができないと考えられる。比較例Ｎｏ．４７、４９はＴＮｂ以下の温度範囲での総圧下率ｒが５％未満であり、母材表層のフェライト相率が１５％以下となった。比較例Ｎｏ．４６、４８、５０、５２は圧延後の９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度ＣＲが２℃／ｓ未満であり、合せ材の耐食性が不良となった。
比較例Ｎｏ．４５、５１は、本発明における一連の圧延の条件を外れる例であり、圧延パスの開始時の温度Ｔ１を意図的にＴＮｂ＋７０℃を超える温度とし、ＴＮｂ以下とならない温度を含む温度範囲での総圧下率ｒを５％以上とした場合であるが、母材表層のフェライト相率が１５％以下となった。これはＴ１がＴＮｂ＋７０℃を超えるとデスケーリング時の冷却の不均一や板内部からの復熱によって圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以上となったパスが生じたため、この温度域での総圧下率ｒが５％以上であっても母材表層のフェライト相率を１５％超とすることができないと考えられる。比較例Ｎｏ．４７、４９はＴＮｂ以下の温度範囲での総圧下率ｒが５％未満であり、母材表層のフェライト相率が１５％以下となった。比較例Ｎｏ．４６、４８、５０、５２は圧延後の９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度ＣＲが２℃／ｓ未満であり、合せ材の耐食性が不良となった。
上述したように、本発明例では合せ材の耐食性と母材の加工性に優れるクラッド鋼板が得られた。一方、比較例では好ましい製造条件を満足せず、合せ材の耐食性が不良もしくは表層のフェライト相率が本発明の規定から外れたため母材の加工性が不良であった。
本発明によれば、合せ材の耐食性および母材の加工性に優れる二相ステンレスクラッド鋼板を低コストで得ることができ、産業上極めて有用である。本発明のクラッド鋼板は、腐食環境として、海水に曝されるような高塩化物環境、リン酸または硫酸などの酸溶液に曝されるプラント設備等での腐食環境等に適用可能性がある。具体的には、海水淡水化プラント、排煙脱硫装置、化学薬品の保存タンク、油井管等の構造部材、ポンプ・バルブ類、熱交換器などである。
Claims (4)
- 母材と、前記母材に接合された合せ材とを備えるクラッド鋼板であって、
前記母材は、炭素鋼または低合金鋼からなり、
前記合せ材は、二相ステンレス鋼からなり、
固溶化処理した試料の前記合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴと、前記合せ材の塩化第二鉄ＣＰＴとの差が１０℃以下であり、
かつ母材表層のフェライト相率が１５％超であることを特徴とするクラッド鋼板。
ここで母材表層とは母材表面から板厚方向に１ｍｍの位置を指す。
また、塩化第二鉄ＣＰＴとは、ＡＳＴＭ Ｇ４８Ｅ法に準拠して評価する孔食発生温度（℃）を意味する。 - 請求項１に記載のクラッド鋼板において、前記母材の化学組成が質量％でＣ：０．０２０～０．２００％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、かつＣｅｑが０．２０～０．５０であり、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する請求項１に記載のクラッド鋼板。ここで、Ｃｅｑは次式（１）により定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、母材鋼板の化学組成における各元素の含有量（質量％）である。 - 前記母材の化学組成がさらに、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｎｉ：０．０１～３．００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｓｅ＋Ｔｅ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、Ａｌ：０．００５～０．３００％、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００３～０．０１００％、Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｔａ：０．０００１～０．０１００％およびＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項２に記載のクラッド鋼板。
- 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のクラッド鋼板の製造方法において、母材と合せ材を圧着面が真空になるよう積層して圧着面の４周を溶接により密封してクラッド素材とし、２つの前記クラッド素材を組み立てたクラッド圧延素材について、最終パスを含む１パス以上の圧延について、圧延時の圧延素材表面の温度がＴＮｂ以下となり、当該温度範囲での総圧下率が５％以上となるような圧延を行い、圧延後に９００～６５０℃区間の全厚平均の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行うことを特徴とする、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のクラッド鋼板の製造方法。
ＴＮｂ（℃）＝８１５℃＋７２０×√Ｎｂ ・・・式（２）
式中、Ｎｂは、母材鋼板の化学組成におけるＮｂの含有量（質量％）である。
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