JP6149102B2 - 線状加熱性良好な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 - Google Patents
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Description
本発明は、線状加熱性良好な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に関する。また本発明は、溶体化熱処理を省略した安価な合金元素節減型二相ステンレスクラッド鋼板およびその製造方法に関する。より詳細には、本発明は、輸送船のタンク類等として使用可能な二相ステンレス鋼を合わせ材としたクラッド鋼板において、当該用途への適用の際、重要な課題の一つである、線状加熱による耐食性の低下を抑制し、それにより当該用途への適用を優位にする、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に関する。
本願は、２０１３年３月１９日に、日本に出願された特願２０１３−０５７０９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１３年３月１９日に、日本に出願された特願２０１３−０５７０９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
二相ステンレス鋼は、鋼の組織にオーステナイト相とフェライト相の両相を持つものであり、高強度高耐食性の材料として以前から石油化学装置材料、ポンプ材料、ケミカルタンク用材料等に使用されている。更に、二相ステンレス鋼は、一般に低Ｎｉの成分系であることから、直近の金属原料高騰状況に伴い、ステンレス鋼の主流であるオーステナイト系ステンレス鋼よりも合金コストが低くかつその変動が少ない材料として注目を浴びている。
二相ステンレス鋼の直近のトピックとして、省合金タイプの開発とその使用量増加がある。省合金タイプとは、従来の二相ステンレス鋼より高価な合金の含有量を抑え、オーステナイト系より合金コストが低いメリットを更に増大させた鋼種である。特許文献１等に開示されている鋼種等が省合金タイプに該当する。特許文献１の鋼はＡＳＴＭ−Ａ２４０でＳ３２１０１（代表成分２２Ｃｒ−１．５Ｎｉ−５Ｍｎ−０．２２Ｎ）として規格化されている。省合金タイプの二相ステンレス鋼では、従来の二相ステンレス鋼より耐食性を下げＳＵＳ３１６ＬもしくはＳＵＳ３０４に近いレベルとした代わりに、Ｍｏをほぼ０とし、Ｎｉを約１％と大幅に低減している。
これに対し本発明者らは特許文献２において、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１９．０〜２３．０％、Ｎｉ：１．００〜４．０％、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０〜０．２５％、Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｄ３０値が８０以下、Ｎｉ−ｂａｌ．が−８以上−４以下であり、かつＮ含有量の上限がＮｉ−ｂａｌ．との関係式で表され、オーステナイト相面積率が４０〜７０％であり、２×Ｎｉ＋Ｃｕが３．５以上であることを特徴とする溶接熱影響部の耐食性と靭性が良好な省合金二相ステンレス鋼を開示した。
特許文献２に記載の二相ステンレス鋼は、省合金タイプの二相ステンレス鋼において課題となる、溶接熱影響部にクロム窒化物が析出することにより生じる耐食性低下を抑制しうる鋼である。特許文献２のポイントは固溶レベルの微量のＶ添加に加え、オーステナイト量推定式であるＮｉ−ｂａｌ．に応じたＮの上限を規定することである。
一方、クラッド鋼板は、合わせ材として用いられるステンレス鋼に耐食性を持たせるとともに、母材に強度・靱性と溶接性を持たせることにより、複合的な特性を経済的に得ることができる熱延鋼材である。輸送船のタンクの１つであるケミカルタンカーは、種々の化学製品を積載して運搬するために、タンクをステンレス製としているものが多くある。
タンクの外側は炭素鋼製の外殻であり、それとの溶接性の関係からタンクにはステンレスクラッド鋼板が使用されることが多い。
タンクの外側は炭素鋼製の外殻であり、それとの溶接性の関係からタンクにはステンレスクラッド鋼板が使用されることが多い。
従来、合わせ材としてはオーステナイト系ステンレス鋼が多く用いられてきた。しかし、オーステナイト系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る現状に伴い、クラッド鋼板の合わせ材についても二相ステンレス鋼への置き換えの要求が高まっている。
二相ステンレス鋼はＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｎを多量に含有し、金属間化合物、窒化物が析出しやすいことから、通常の熱間圧延鋼材の製造方法では１０００℃以上の溶体化熱処理によって析出物を固溶させる工程が必須である。しかしながら、クラッド鋼板の製造工程において溶体化熱処理を施すと、母材炭素鋼の靱性が低下してしまうため、上記クラッド鋼板の用途から言えば好ましくない。また、クラッド鋼板を用いる元来の狙いがコスト低減であることに加え、近年の使用エネルギー削減の要求からも、クラッド鋼板の製造工程において溶体化熱処理を省略することが望まれている。
このため、クラッド鋼板に関しては、熱処理付加前提で１０００℃以上の高い温度の熱処理によって機械特性を確保することができるように化学組成を工夫した炭素鋼を母材とする（特許文献３など）、熱間圧延条件を制御することにより熱処理を省略して二相ステンレスクラッド鋼板を製造する（特許文献４など）、あるいは熱間圧延中に再加熱して合わせ材中への炭化物等の析出を抑える（特許文献５など）等の措置が行われていた。
このように、従来知見は母材組成やクラッド鋼板製造条件による熱処理省略がほとんどであり、合わせ材である二相ステンレス鋼の改善による解決策は見出されていなかった。
このように、従来知見は母材組成やクラッド鋼板製造条件による熱処理省略がほとんどであり、合わせ材である二相ステンレス鋼の改善による解決策は見出されていなかった。
それに対し本発明者らは特許文献６において、二相ステンレス鋼合わせ材が、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜７．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃｒ：１８．０〜２５．０％、Ｎ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％を含有し、熱間圧延中におけるクロム窒化物の析出に関する指標となるクロム窒化物析出温度ＴＮが８００〜９７０℃であることを特徴とする二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板を開示した。また本発明者らは特許文献において、母材の靭性と合金元素節減型二相ステンレス鋼合わせ材の耐食性を併せ持ち、溶体化熱処理を省略して使用エネルギーが少なく、環境面でも優れた安価なクラッド鋼板の製造方法を提供した。
ところで、ケミカルタンカーのうち比較的マイルドな腐食環境の製品向けに使用されているＳＵＳ３０４製タンクの代替として省合金タイプである二相ステンレス鋼（以下、単に省合金二相ステンレス鋼ともいう。）を適用する場合に問題となるのが、線状加熱による耐食性の低下である。
線状加熱は、タンク用鋼材を加工する際、バーナーを掃引し線状に加熱する事によって曲げ加工を行う手法であり、場所によっては最大で１０００℃程度まで加熱される。Ｓ３２１０１等にこの線状加熱を適用すると、窒化物の析出が生じることにより加熱部の耐食性が低下する。本発明者らは特許文献７で、この線状加熱性が良好な二相ステンレス鋼を開示している。
線状加熱は、タンク用鋼材を加工する際、バーナーを掃引し線状に加熱する事によって曲げ加工を行う手法であり、場所によっては最大で１０００℃程度まで加熱される。Ｓ３２１０１等にこの線状加熱を適用すると、窒化物の析出が生じることにより加熱部の耐食性が低下する。本発明者らは特許文献７で、この線状加熱性が良好な二相ステンレス鋼を開示している。
ケミカルタンカーに二相ステンレス鋼クラッド鋼板を適用するためには、上述したようなクラッド鋼板製造時の溶体化熱処理の省略や、線状加熱性を向上させることが求められる。これらを達成するためには、特許文献７で開示された線状加熱性に優れた二相ステンレス鋼を、特許文献６で開示されたクラッド鋼とすれば良いと考えられた。しかしながら、本発明者らが、試行したところ、単に特許文献７の二相ステンレス鋼をクラッド鋼板に適用しただけでは、十分な線状加熱性を備えることが出来ない場合があることを知見した。なぜなら、後述のように、溶体化熱処理を省略したクラッド鋼板を線状加熱すると、耐食性低下温度域を二度通過することとなり、より耐食性低下が起こりやすくなるためである。即ち、合わせ材として二相ステンレス鋼を用いた線状加熱性に優れたクラッド鋼板を製造するには、従来の知見だけでは足りないことが分かった。
本発明は、上記事実に鑑みてなされたものであって、その目的は、合金コストを極力抑えた上で、溶体化熱処理の省略を可能とするとともに、線状加熱時の耐食性低下を抑制しうる安価な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を提供することである。
本発明は、上記事実に鑑みてなされたものであって、その目的は、合金コストを極力抑えた上で、溶体化熱処理の省略を可能とするとともに、線状加熱時の耐食性低下を抑制しうる安価な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を提供することである。
線状加熱において、Ｍｏを多く含有する従来型の二相ステンレス鋼の場合は、シグマ相のような金属間化合物の生成を生じる。これに対して、本発明のような省合金二相ステンレス鋼の場合はＭｏの含有量を抑制させたものであるため、金属間化合物の生成はほぼ無いが、一方で、クロム窒化物の析出が生じる。このクロム窒化物は九百数十℃以下で析出し、析出速度は７００℃付近が最も速い。そしてこれらの温度域は熱間圧延後の冷却時および線状加熱の温度域に合致する。このため、通常、熱間圧延を終了した状態のクラッド材では、耐食性を低下させるクロム窒化物が合わせ材中に析出し、線状加熱によりクロム窒化物の析出が更に助長される形となる。
本発明者らは、クラッド鋼板の合わせ材として、省合金二相ステンレス鋼の中で窒化物が析出し難い成分系のものを使用することで、解決策を見出すことを考えた。特許文献２や特許文献７にて示された鋼材は溶接熱影響部の特性低下を抑制するために窒化物析出を抑制している鋼材である。そこで、このような鋼材およびその周辺成分の鋼材を適用し、以下の実験をおこなった。
上記鋼材を合わせ材として炭素鋼と合わせた素材を用い、熱間圧延の加熱温度を１１５０〜１２５０℃、熱間圧延の最終仕上圧延パスの入側温度およびその後の冷却速度をそれぞれ変更し、鋼材厚さを１０ｍｍから３５ｍｍの範囲とし、そのうち合わせ材の厚さを３ｍｍとした熱間圧延クラッド鋼材を得た。
更に本発明者らは、当該熱間圧延クラッド鋼材に関して線状加熱に対応する熱処理を行った後、耐食性評価と析出物の分析を行った。その結果、析出物分析で耐食性良好な鋼材を判別できることが分かった。更に、線状加熱実施後において耐食性が良好なクラッド鋼材を得るためには、特定の成分系の鋼材を用い、適正な熱延及び冷却の履歴を確保することが有効であることを本発明者らは見出した。
更に本発明者らは、当該熱間圧延クラッド鋼材に関して線状加熱に対応する熱処理を行った後、耐食性評価と析出物の分析を行った。その結果、析出物分析で耐食性良好な鋼材を判別できることが分かった。更に、線状加熱実施後において耐食性が良好なクラッド鋼材を得るためには、特定の成分系の鋼材を用い、適正な熱延及び冷却の履歴を確保することが有効であることを本発明者らは見出した。
まず、このクロム窒化物は７００℃付近で最も析出速度が速いため、この温度での熱処理材を評価することとした。供試材の耐食性と鋼材の組織を種々の方法で観察した結果、当該鋼材においてフェライト相粒界へのＣｒ窒化物析出による鋭敏化が耐食性低下をもたらすので、このＣｒ窒化物の析出量を抽出残渣分析にて測定することにより、耐食性劣化が抑制された鋼材を判別できることを見出した。そして、本発明者らは、熱間圧延クラッド鋼材において、析出物中のクロム量を０．０５％以下に抑制することにより、線状加熱処理後の耐食性（以下、単に線状加熱性ともいう）を良好に確保できることを見出した。
また、このように窒化物の析出を抑制する手法について、各鋼材について熱延温度およびその後の冷却条件を種々変更し鋭意検討した結果、特許文献２や特許文献７の鋼よりも熱延および冷却時の窒化物の析出を抑制した特定の鋼においてのみ、前述の７００℃熱処理条件で窒化物の析出抑制が可能であることが見出された。更に当該鋼材において熱延の温度およびその後の冷却条件を規定することにより、線状加熱を行った後も窒化物の析出量を抑制し耐食性が確保できることが見出された。
さらにその上で、ＳＵＳ３０４と同等もしくはそれ以上の耐食性を確保するためには析出鋭敏化による耐食性低下をも補償した成分系にすべきであることを発明者らは見出した。以上の実験を通じて、省合金二相ステンレス鋼を合わせ材として用いて溶体化熱処理を省略したクラッド鋼板について、線状加熱性が良好な条件を明示した本発明の完成に至った。
また、このように窒化物の析出を抑制する手法について、各鋼材について熱延温度およびその後の冷却条件を種々変更し鋭意検討した結果、特許文献２や特許文献７の鋼よりも熱延および冷却時の窒化物の析出を抑制した特定の鋼においてのみ、前述の７００℃熱処理条件で窒化物の析出抑制が可能であることが見出された。更に当該鋼材において熱延の温度およびその後の冷却条件を規定することにより、線状加熱を行った後も窒化物の析出量を抑制し耐食性が確保できることが見出された。
さらにその上で、ＳＵＳ３０４と同等もしくはそれ以上の耐食性を確保するためには析出鋭敏化による耐食性低下をも補償した成分系にすべきであることを発明者らは見出した。以上の実験を通じて、省合金二相ステンレス鋼を合わせ材として用いて溶体化熱処理を省略したクラッド鋼板について、線状加熱性が良好な条件を明示した本発明の完成に至った。
以上の知見より、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
［１］ 二相ステンレス鋼を合わせ材、炭素鋼もしくは合金鋼を母材とするクラッド鋼板であって、該二相ステンレス鋼が、質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜７．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：２０．５〜２４．０％、Ｎｉ：２．００〜５．００％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０〜０．２５％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．１〜１．０％以下及び／またはＣｕ：０．３５〜２．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相面積率が４０〜７０％であり、下記（１）式で示されるＣｒ窒化物の析出開始温度計算値Ｎｐｒｅが９２０℃以下であり、７００℃で３分間等温熱処理した後、前記クラッド鋼板から前記合わせ材のみを切り出し電解抽出残渣分析を行って求めた析出物中のクロム量が０．０５％以下であることを特徴とする、線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
Ｎｐｒｅ＝１２Ｃｒ＋５０Ｓｉ＋３６Ｍｏ−２０Ｎｉ−１５Ｍｎ＋２８Ｃｕ
＋４７０Ｎ−２９０Ｃ＋６２０・・・・・・（１）
上記の式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
［２］ 上記［１］に記載の二相ステンレス鋼において、Ｎｂを０．０２〜０．１５％かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５（ここで、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す）となるように含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［３］ 上記［１］または［２］に記載の二相ステンレス鋼において、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００４０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［４］ 上記［１］ないし［３］のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼において、Ｃｏを０．４７〜１．００％含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［５］ 上記［１］ないし［４］のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼において、更に質量％にて
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｗ：１．０％以下、
Ｓｎ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［６］ 上記［１］ないし［５］のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼板において、
Ｎｉ：２．０３〜５．００を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［７］ 上記［１］〜［６］のいずれかに記載の二相ステンレス鋼を合わせ材とし、前記合わせ材と、普通鋼もしくは合金鋼からなる母材とを組み合わせた被圧延素材を、９００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却時において９００〜６００℃までの通過時間を６０秒以上１５分以内とし、前記冷却後はそのまま熱処理せずにクラッド鋼板とすることを特徴とする［１］〜［６］のいずれか一項に記載の線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板の製造方法。
［１］ 二相ステンレス鋼を合わせ材、炭素鋼もしくは合金鋼を母材とするクラッド鋼板であって、該二相ステンレス鋼が、質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜７．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：２０．５〜２４．０％、Ｎｉ：２．００〜５．００％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０〜０．２５％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．１〜１．０％以下及び／またはＣｕ：０．３５〜２．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相面積率が４０〜７０％であり、下記（１）式で示されるＣｒ窒化物の析出開始温度計算値Ｎｐｒｅが９２０℃以下であり、７００℃で３分間等温熱処理した後、前記クラッド鋼板から前記合わせ材のみを切り出し電解抽出残渣分析を行って求めた析出物中のクロム量が０．０５％以下であることを特徴とする、線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
Ｎｐｒｅ＝１２Ｃｒ＋５０Ｓｉ＋３６Ｍｏ−２０Ｎｉ−１５Ｍｎ＋２８Ｃｕ
＋４７０Ｎ−２９０Ｃ＋６２０・・・・・・（１）
上記の式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
［２］ 上記［１］に記載の二相ステンレス鋼において、Ｎｂを０．０２〜０．１５％かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５（ここで、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す）となるように含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［３］ 上記［１］または［２］に記載の二相ステンレス鋼において、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００４０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［４］ 上記［１］ないし［３］のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼において、Ｃｏを０．４７〜１．００％含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［５］ 上記［１］ないし［４］のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼において、更に質量％にて
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｗ：１．０％以下、
Ｓｎ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［６］ 上記［１］ないし［５］のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼板において、
Ｎｉ：２．０３〜５．００を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
［７］ 上記［１］〜［６］のいずれかに記載の二相ステンレス鋼を合わせ材とし、前記合わせ材と、普通鋼もしくは合金鋼からなる母材とを組み合わせた被圧延素材を、９００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却時において９００〜６００℃までの通過時間を６０秒以上１５分以内とし、前記冷却後はそのまま熱処理せずにクラッド鋼板とすることを特徴とする［１］〜［６］のいずれか一項に記載の線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板の製造方法。
本発明によれば、省合金タイプ二相ステンレス鋼を合わせ材とし、炭素鋼もしくは合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、輸送用のタンク等に適用される際の大きな課題の一つである線状加熱時の耐食性低下を抑制することが可能となる。その結果、例えばケミカルタンカーへの適用が実現し、従来鋼より合金元素を節減した二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板を、安価で少ないエネルギーで製造できる。このため、本発明のクラッド鋼板およびその製造方法が産業面、環境面に寄与するところは極めて大である。
（二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板）
以下に本実施形態に係るクラッド鋼板を詳細に説明する。なお、成分についての％は、特に断りがない場合は質量％を意味する。
先ず、本実施形態の二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板について詳細に説明する。
本実施形態に係る二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板は、二相ステンレス鋼を合わせ材、炭素鋼もしくは合金鋼を母材とするクラッド鋼板であって、該二相ステンレス鋼が、質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜７．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：２０．５〜２４．０％、Ｎｉ：１．５〜５．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０〜０．２５％を含有し、さらに、Ｍｏ：１．０％以下及び／またはＣｕ：２．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相面積率が４０〜７０％であり、下記（１）式で示されるＣｒ窒化物の析出開始温度計算値Ｎｐｒｅが９２０℃以下であり、７００℃で３分間等温熱処理した後、合わせ材のみを切り出し電解抽出残渣分析を行って求めた析出物中のクロム量が０．０５％以下であることを特徴とする。
Ｎｐｒｅ＝１２Ｃｒ＋５０Ｓｉ＋３６Ｍｏ−２０Ｎｉ−１５Ｍｎ
＋２８Ｃｕ＋４７０Ｎ−２９０Ｃ＋６２０・・・・・・（１）
上記の式において各元素名は何れもその含有量（％）を表す。
また、鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
以下に、本実施形態に係る二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板における合わせ材（二相ステンレス鋼）の成分の限定理由について説明する。
以下に本実施形態に係るクラッド鋼板を詳細に説明する。なお、成分についての％は、特に断りがない場合は質量％を意味する。
先ず、本実施形態の二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板について詳細に説明する。
本実施形態に係る二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板は、二相ステンレス鋼を合わせ材、炭素鋼もしくは合金鋼を母材とするクラッド鋼板であって、該二相ステンレス鋼が、質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜７．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：２０．５〜２４．０％、Ｎｉ：１．５〜５．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０〜０．２５％を含有し、さらに、Ｍｏ：１．０％以下及び／またはＣｕ：２．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相面積率が４０〜７０％であり、下記（１）式で示されるＣｒ窒化物の析出開始温度計算値Ｎｐｒｅが９２０℃以下であり、７００℃で３分間等温熱処理した後、合わせ材のみを切り出し電解抽出残渣分析を行って求めた析出物中のクロム量が０．０５％以下であることを特徴とする。
Ｎｐｒｅ＝１２Ｃｒ＋５０Ｓｉ＋３６Ｍｏ−２０Ｎｉ−１５Ｍｎ
＋２８Ｃｕ＋４７０Ｎ−２９０Ｃ＋６２０・・・・・・（１）
上記の式において各元素名は何れもその含有量（％）を表す。
また、鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。
以下に、本実施形態に係る二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板における合わせ材（二相ステンレス鋼）の成分の限定理由について説明する。
＜Ｃ：０．０３％以下＞
Ｃの含有量は、二相ステンレス鋼の耐食性を確保するために０．０３％以下に制限される。Ｃが０．０３％を越えて含有されると熱間圧延時にＣｒ炭化物が生成するので、耐食性、靱性が劣化する。このような観点から、好ましいＣ含有量は０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２２％以下である。一方、Ｃ含有量を極端に低減することは大幅なコストアップになるため、０．００１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。
Ｃの含有量は、二相ステンレス鋼の耐食性を確保するために０．０３％以下に制限される。Ｃが０．０３％を越えて含有されると熱間圧延時にＣｒ炭化物が生成するので、耐食性、靱性が劣化する。このような観点から、好ましいＣ含有量は０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２２％以下である。一方、Ｃ含有量を極端に低減することは大幅なコストアップになるため、０．００１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。
＜Ｓｉ：０．１〜１．０％＞
Ｓｉは、脱酸のため０．１％以上添加される。しかしながら１．０％を超えてＳｉが添加されると靱性が劣化する。そのため、上限を１．０％とする。当該観点から、Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．２〜０．５％である。
Ｓｉは、脱酸のため０．１％以上添加される。しかしながら１．０％を超えてＳｉが添加されると靱性が劣化する。そのため、上限を１．０％とする。当該観点から、Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．２〜０．５％である。
＜Ｍｎ：１．０〜７．０％＞
Ｍｎは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させ、また窒素の固溶度を上げＣｒ窒化物の析出を抑制するので、１．０％以上添加される。しかしながら、７．０％を超えてＭｎが添加されると圧延まま材の耐食性が劣化する。そのため、上限を７．０％とする。好ましい範囲は２．０〜４．０％であり、更に好ましい範囲は２．０％超〜３．０％未満である。
Ｍｎは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させ、また窒素の固溶度を上げＣｒ窒化物の析出を抑制するので、１．０％以上添加される。しかしながら、７．０％を超えてＭｎが添加されると圧延まま材の耐食性が劣化する。そのため、上限を７．０％とする。好ましい範囲は２．０〜４．０％であり、更に好ましい範囲は２．０％超〜３．０％未満である。
＜Ｐ：０．０５％以下＞＜Ｓ：０．００５％以下＞
Ｐは、原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性および靱性を劣化させるため、材質上その含有量は少ないほど良く、０．０５％以下に制限される。好ましいＰ含有量は０．０３％以下である。なお、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００５％とすることが好ましい。
Ｓは、原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性、靱性および耐食性を劣化させるため、材質上その含有量は少ないほど良く、０．００５％以下に制限される。好ましいＳ含有量は０．００２０％以下である。なお、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００２％とすることが好ましい。
Ｐは、原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性および靱性を劣化させるため、材質上その含有量は少ないほど良く、０．０５％以下に制限される。好ましいＰ含有量は０．０３％以下である。なお、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００５％とすることが好ましい。
Ｓは、原料から不可避に混入する元素であり、熱間加工性、靱性および耐食性を劣化させるため、材質上その含有量は少ないほど良く、０．００５％以下に制限される。好ましいＳ含有量は０．００２０％以下である。なお、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００２％とすることが好ましい。
＜Ｃｒ：２０．５〜２４．０％＞
Ｃｒは、耐食性を確保するために基本的に必要な元素であり、比較的安価な合金である。特に本実施形態ではＳＵＳ３０４と同等またはそれ以上の耐食性を確保するためには、析出による鋭敏化により生じる耐食性低下をも補償した成分系にすべきとの観点から、Ｃｒ含有量を高めることが有効である。本実施形態では２０．５％以上Ｃｒを含有させる。一方、Ｃｒはフェライト生成元素である上、過度の添加はＣｒ窒化物の生成を促す。そのため、２４．０％を超えて含有させるとオーステナイトの確保が困難となる。さらに、過度の添加により後述するＮｐｒｅを低減するためにＮｉ等を多く投入する必要が出てくることから、Ｃｒの含有量を２０．５％以上２４．０％以下とする。これらの観点から、Ｃｒ含有量の好ましい範囲は２１．０〜２３．０％未満である。
Ｃｒは、耐食性を確保するために基本的に必要な元素であり、比較的安価な合金である。特に本実施形態ではＳＵＳ３０４と同等またはそれ以上の耐食性を確保するためには、析出による鋭敏化により生じる耐食性低下をも補償した成分系にすべきとの観点から、Ｃｒ含有量を高めることが有効である。本実施形態では２０．５％以上Ｃｒを含有させる。一方、Ｃｒはフェライト生成元素である上、過度の添加はＣｒ窒化物の生成を促す。そのため、２４．０％を超えて含有させるとオーステナイトの確保が困難となる。さらに、過度の添加により後述するＮｐｒｅを低減するためにＮｉ等を多く投入する必要が出てくることから、Ｃｒの含有量を２０．５％以上２４．０％以下とする。これらの観点から、Ｃｒ含有量の好ましい範囲は２１．０〜２３．０％未満である。
＜Ｎｉ：１．５〜５．０％＞
Ｎｉは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させること、フェライト相の靱性を向上させること、更に各種酸に対する耐食性を改善するのに有効な元素である上、後述するＮｐｒｅ低減のために有効な元素である。このような観点からＮｉは１．５％以上添加させるが、高価な合金であるため本発明では可能な限り抑制し５．０％以下とする。
好ましい範囲は２．０以上、４．０％未満である。
Ｎｉは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させること、フェライト相の靱性を向上させること、更に各種酸に対する耐食性を改善するのに有効な元素である上、後述するＮｐｒｅ低減のために有効な元素である。このような観点からＮｉは１．５％以上添加させるが、高価な合金であるため本発明では可能な限り抑制し５．０％以下とする。
好ましい範囲は２．０以上、４．０％未満である。
＜Ｍｏ：１．０％以下＞
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を大きく高める非常に有効な元素であるが、非常に高価な元素であるため、その含有量を１．０％以下と規定する。なお、耐食性とコストのバランスを考慮すると、Ｍｏ含有量の好ましい範囲は０．１〜０．５％未満である。
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を大きく高める非常に有効な元素であるが、非常に高価な元素であるため、その含有量を１．０％以下と規定する。なお、耐食性とコストのバランスを考慮すると、Ｍｏ含有量の好ましい範囲は０．１〜０．５％未満である。
＜Ｃｕ：２．０％以下＞
Ｃｕは、Ｎｉと同様二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させること、およびフェライト相の靱性を向上させること、更に各種酸に対する耐食性を改善するのに有効な元素であり、かつＮｉと比べて安価な合金であるため、０．５％以上含有させることが好ましい。しかし、２．０％を越えて含有させると窒化物析出が促進されて後述するＮｐｒｅを高めるため、Ｃｕ含有量の上限を２．０％とする。なお、好ましい上限は１．２％である。
Ｃｕは、Ｎｉと同様二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させること、およびフェライト相の靱性を向上させること、更に各種酸に対する耐食性を改善するのに有効な元素であり、かつＮｉと比べて安価な合金であるため、０．５％以上含有させることが好ましい。しかし、２．０％を越えて含有させると窒化物析出が促進されて後述するＮｐｒｅを高めるため、Ｃｕ含有量の上限を２．０％とする。なお、好ましい上限は１．２％である。
＜Ｖ：０．０５〜０．５％＞
Ｖは、微量添加によりＣｒ窒化物の析出を抑制することが出来る元素である。即ち、ＶはＣｒより窒素との親和力が高いため、Ｖ含有量を固溶レベルに留めれば、Ｎの活量を下げＣｒの窒化物の析出を遅延させることが出来る。そのためには０．０５％以上の添加が必要である。一方、０．５％を越えて添加させるとＶ窒化物の析出により靭性が低下するため、上限は０．５％とする。なお、これらの観点からＶ含有量の好ましい範囲は０．０６％〜０．３０％である。
Ｖは、微量添加によりＣｒ窒化物の析出を抑制することが出来る元素である。即ち、ＶはＣｒより窒素との親和力が高いため、Ｖ含有量を固溶レベルに留めれば、Ｎの活量を下げＣｒの窒化物の析出を遅延させることが出来る。そのためには０．０５％以上の添加が必要である。一方、０．５％を越えて添加させるとＶ窒化物の析出により靭性が低下するため、上限は０．５％とする。なお、これらの観点からＶ含有量の好ましい範囲は０．０６％〜０．３０％である。
＜Ａｌ：０．００３〜０．０５０％＞
Ａｌは、鋼の脱酸のための重要な元素であり、鋼中の酸素を低減するために０．００３％以上の含有が必要である。なお、精錬コストを考慮すると０．０１０％以上とすることが好ましい。一方でＡｌはＮとの親和力が比較的大きな元素であり、過剰に添加するとＡｌＮを生じて母材の靭性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌが０．０５０％を越えると靭性低下が著しくなるため、その含有量の上限を０．０５０％と定める。好ましくは０．０３０％以下である。
Ａｌは、鋼の脱酸のための重要な元素であり、鋼中の酸素を低減するために０．００３％以上の含有が必要である。なお、精錬コストを考慮すると０．０１０％以上とすることが好ましい。一方でＡｌはＮとの親和力が比較的大きな元素であり、過剰に添加するとＡｌＮを生じて母材の靭性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌが０．０５０％を越えると靭性低下が著しくなるため、その含有量の上限を０．０５０％と定める。好ましくは０．０３０％以下である。
＜Ｏ：０．００７％以下＞
Ｏは、非金属介在物の代表である酸化物を構成する有害な元素であり、過剰な含有は靭性を阻害する。また粗大なクラスター状酸化物が生成すると表面疵の原因となる。このため、材質上その含有量は少ないほど良く、Ｏの上限を０．００７％とする。好ましくは０．００５％以下である。一方、含有量を極端に低減することは大幅なコストアップになるため、下限を０．０００５％とするのが好ましい。
Ｏは、非金属介在物の代表である酸化物を構成する有害な元素であり、過剰な含有は靭性を阻害する。また粗大なクラスター状酸化物が生成すると表面疵の原因となる。このため、材質上その含有量は少ないほど良く、Ｏの上限を０．００７％とする。好ましくは０．００５％以下である。一方、含有量を極端に低減することは大幅なコストアップになるため、下限を０．０００５％とするのが好ましい。
＜Ｎ：０．１０〜０．２５％＞
Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度、耐食性を高めると共に、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させる有効な元素である。特にオーステナイト相の耐食性を高めるのに有効である。このため、Ｎは０．１０％以上含有される。一方、０．２５％を越えて含有させるとＣｒ窒化物の析出を促進するため、含有量の上限を０．２５％とする。なお、耐食性の向上ならびにＣｒ窒化物の析出の抑制の観点から、Ｎの好ましい含有量は０．１３〜０．２０％である。
Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度、耐食性を高めると共に、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させる有効な元素である。特にオーステナイト相の耐食性を高めるのに有効である。このため、Ｎは０．１０％以上含有される。一方、０．２５％を越えて含有させるとＣｒ窒化物の析出を促進するため、含有量の上限を０．２５％とする。なお、耐食性の向上ならびにＣｒ窒化物の析出の抑制の観点から、Ｎの好ましい含有量は０．１３〜０．２０％である。
また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｎｂを０．０２〜０．１５％かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５（ここで、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す）となるように添加することが好ましい。
ＮｂはＶと同様、Ｎの活量を下げ窒化物析出を抑制するのに有効な元素であるので、選択的に添加される。但し、Ｎとの親和力が比較的高く、少量の添加でもＮｂ窒化物を析出してしまうので取り扱いには注意する必要がある。そこで、Ｎｂを添加する場合には、固溶限以下の添加となるようＮとの関係式（下記（２）式）によって求められる上限までの添加とすることで、Ｖの窒化物抑制効果を更に補填することが出来る。この効果を得るためにはＮｂは０．０２％以上添加させることが好ましい。しかしながら過剰添加するとＮｂ窒化物が析出し、母材を含めた靱性を損ねるので、Ｎｂの添加量は０．１５％以下であることが好ましく、０．０８％以下であることがより好ましい。
更に、Ｎｂを添加する場合には、前述の添加範囲に加え、いわゆる固溶度積を求める下記（２）式による値が０．００３〜０．０１５となるＮｂ添加とする。これにより、上記に示す効果を得、かつ靱性への悪影響を防ぐことができる。なお、下記（２）式において各元素名はその含有量の質量％を表す。
Ｎｂ×Ｎ ・・・ （２）
ＮｂはＶと同様、Ｎの活量を下げ窒化物析出を抑制するのに有効な元素であるので、選択的に添加される。但し、Ｎとの親和力が比較的高く、少量の添加でもＮｂ窒化物を析出してしまうので取り扱いには注意する必要がある。そこで、Ｎｂを添加する場合には、固溶限以下の添加となるようＮとの関係式（下記（２）式）によって求められる上限までの添加とすることで、Ｖの窒化物抑制効果を更に補填することが出来る。この効果を得るためにはＮｂは０．０２％以上添加させることが好ましい。しかしながら過剰添加するとＮｂ窒化物が析出し、母材を含めた靱性を損ねるので、Ｎｂの添加量は０．１５％以下であることが好ましく、０．０８％以下であることがより好ましい。
更に、Ｎｂを添加する場合には、前述の添加範囲に加え、いわゆる固溶度積を求める下記（２）式による値が０．００３〜０．０１５となるＮｂ添加とする。これにより、上記に示す効果を得、かつ靱性への悪影響を防ぐことができる。なお、下記（２）式において各元素名はその含有量の質量％を表す。
Ｎｂ×Ｎ ・・・ （２）
さらに、本実施形態では熱間加工性の向上を図ることを目的とし、上記元素に加えて、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００４０％以下の１種または２種以上を必要に応じて選択的に添加してもよい。
Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭいずれも過剰に添加されることにより熱間加工性および靭性が低下するため、その含有量の上限を次のように定める。
ＣａとＭｇの上限は０．００５０％、Ｂの上限は０．００４０％、ＲＥＭの上限は０．０５０％である。好ましい含有量は、ＢとＣａについては０．０００５〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５０％である。ここでＲＥＭはＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。
ＣａとＭｇの上限は０．００５０％、Ｂの上限は０．００４０％、ＲＥＭの上限は０．０５０％である。好ましい含有量は、ＢとＣａについては０．０００５〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５０％である。ここでＲＥＭはＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。
さらに、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｃｏを０．０２〜１．００％添加してもよい。
Ｃｏは、二相ステンレス鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、選択的に添加される。Ｃｏの含有量は０．０２％以上が好ましい。一方、１．０％を越えてＣｏを含有させると、Ｃｏが高価な元素であるためにコストに見合った効果が発揮されないため、上限を１．０％と定める。Ｃｏを添加する場合の好ましい含有量は、０．０２〜０．５％である。
Ｃｏは、二相ステンレス鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、選択的に添加される。Ｃｏの含有量は０．０２％以上が好ましい。一方、１．０％を越えてＣｏを含有させると、Ｃｏが高価な元素であるためにコストに見合った効果が発揮されないため、上限を１．０％と定める。Ｃｏを添加する場合の好ましい含有量は、０．０２〜０．５％である。
さらに、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｓｎ：０．１％以下の１種または２種以上を必要に応じて選択的に添加してもよい。
Ｔｉは、添加によりＣやＳによる耐食性への悪影響を抑制することができるが、過剰に添加すると靱性低下を生じる等の悪影響が発生する。このため、選択的にＴｉを添加する場合の含有量は、０．０５％以下に制限することが好ましく、より好ましくは０．０２％以下である。
Ｗは、二相ステンレス鋼の耐食性を付加的に高めるために選択的に添加される元素であるが、高価な元素であり過剰添加はコスト増を招く。このためＷの含有量を１．０％以下に制限することが好ましく、より好ましくは０．８％以下である。
Ｓｎは耐酸性を付加的に向上させる選択的元素であり、熱間加工性の観点から０．１％を上限としてＳｎを添加することが出来る。なお、上限はより好ましくは０．０８％以下である。
なお、Ｔｉ、Ｗ、Ｓｎの上記効果を安定して発揮する好ましい含有量は、それぞれ０．００１％以上、０．０５％以上、０．０５％以上である。
Ｔｉは、添加によりＣやＳによる耐食性への悪影響を抑制することができるが、過剰に添加すると靱性低下を生じる等の悪影響が発生する。このため、選択的にＴｉを添加する場合の含有量は、０．０５％以下に制限することが好ましく、より好ましくは０．０２％以下である。
Ｗは、二相ステンレス鋼の耐食性を付加的に高めるために選択的に添加される元素であるが、高価な元素であり過剰添加はコスト増を招く。このためＷの含有量を１．０％以下に制限することが好ましく、より好ましくは０．８％以下である。
Ｓｎは耐酸性を付加的に向上させる選択的元素であり、熱間加工性の観点から０．１％を上限としてＳｎを添加することが出来る。なお、上限はより好ましくは０．０８％以下である。
なお、Ｔｉ、Ｗ、Ｓｎの上記効果を安定して発揮する好ましい含有量は、それぞれ０．００１％以上、０．０５％以上、０．０５％以上である。
次に、本実施形態に係る二相ステンレス鋼の組織について説明する。
本実施形態に係る二相ステンレス鋼において、良好な特性を得るためには、オーステナイト相面積率を４０〜７０％の範囲にすることが必要である。４０％未満では靱性不良の問題が生じる。一方、７０％超では熱間加工性、応力腐食割れの問題が出てくる。また、オーステナイト相が過度に少なすぎる場合、また多すぎる場合ともに、耐食性が不良となる。なお、前述の各特性のバランスを考慮すると、オーステナイト相面積率を４５〜６５％とすることが好ましい。
本実施形態に係る二相ステンレス鋼において、良好な特性を得るためには、オーステナイト相面積率を４０〜７０％の範囲にすることが必要である。４０％未満では靱性不良の問題が生じる。一方、７０％超では熱間加工性、応力腐食割れの問題が出てくる。また、オーステナイト相が過度に少なすぎる場合、また多すぎる場合ともに、耐食性が不良となる。なお、前述の各特性のバランスを考慮すると、オーステナイト相面積率を４５〜６５％とすることが好ましい。
次に、熱延ままで溶体化熱処理（固溶化熱処理）をせずに、７００℃で３分間等温熱処理した場合でもＣｒ窒化物析出による鋭敏化を極力抑制しうる鋼の規定として、本実施形態に係る二相ステンレス鋼においては、下記式（１）に示すＣｒ窒化物の析出開始温度計算値Ｎｐｒｅを９２０℃以下とする。
Ｎｐｒｅ＝１２Ｃｒ＋５０Ｓｉ＋３６Ｍｏ−２０Ｎｉ−１５Ｍｎ
＋２８Ｃｕ＋４７０Ｎ−２９０Ｃ＋６２０ ・・・・ （１）
Ｃｒ窒化物の析出を抑制するためには、Ｎを単に低減するだけではなく、Ｎ固溶限が大きいオーステナイト相を増加させることによりフェライト相中の固溶Ｎ量を減少させること、更にはＣｒ窒化物析出の駆動力を低減させる元素制御を行うことが重要である。
析出駆動力の大きさは析出開始温度と実際の温度との差で示される過冷度の大きさと対応していると考えられる。そこで、本発明者らは、析出開始温度をシミュレーション計算により求め、各成分のＣｒ窒化物の析出への寄与の大きさを定式化し、これを用いてＣｒ窒化物が析出し難い成分範囲を規定することを試みた。具体的には、熱力学データを用いたシミュレーション計算により添加元素の影響を算出し、更にこの添加元素の影響を実験にて確認し、上記（１）式を作成した。更に、この式（１）により算出された値と耐食性の実験結果との対応より、Ｎｐｒｅが９２０℃以下の場合、７００℃×３分間の熱処理による耐食性低下をほぼ抑制しうることを確認し、当該規定とした。つまり、化学ポテンシャル（エネルギー）の差（△Ｇ）である過冷度が大きいほど核生成が容易になることから、本実施形態では、式（１）の値（析出開始温度）を抑えることで化学ポテンシャルの差（△Ｇ）、つまり過冷度を低減させ、その結果、析出駆動力を低減させて耐食性の低下を抑制することが重要である。
Ｎｐｒｅ＝１２Ｃｒ＋５０Ｓｉ＋３６Ｍｏ−２０Ｎｉ−１５Ｍｎ
＋２８Ｃｕ＋４７０Ｎ−２９０Ｃ＋６２０ ・・・・ （１）
Ｃｒ窒化物の析出を抑制するためには、Ｎを単に低減するだけではなく、Ｎ固溶限が大きいオーステナイト相を増加させることによりフェライト相中の固溶Ｎ量を減少させること、更にはＣｒ窒化物析出の駆動力を低減させる元素制御を行うことが重要である。
析出駆動力の大きさは析出開始温度と実際の温度との差で示される過冷度の大きさと対応していると考えられる。そこで、本発明者らは、析出開始温度をシミュレーション計算により求め、各成分のＣｒ窒化物の析出への寄与の大きさを定式化し、これを用いてＣｒ窒化物が析出し難い成分範囲を規定することを試みた。具体的には、熱力学データを用いたシミュレーション計算により添加元素の影響を算出し、更にこの添加元素の影響を実験にて確認し、上記（１）式を作成した。更に、この式（１）により算出された値と耐食性の実験結果との対応より、Ｎｐｒｅが９２０℃以下の場合、７００℃×３分間の熱処理による耐食性低下をほぼ抑制しうることを確認し、当該規定とした。つまり、化学ポテンシャル（エネルギー）の差（△Ｇ）である過冷度が大きいほど核生成が容易になることから、本実施形態では、式（１）の値（析出開始温度）を抑えることで化学ポテンシャルの差（△Ｇ）、つまり過冷度を低減させ、その結果、析出駆動力を低減させて耐食性の低下を抑制することが重要である。
本実施形態に係るクラッド鋼板は、上述してきた二相ステンレス鋼を合わせ材とし、炭素鋼または合金鋼を母材とするクラッド鋼板である。
クラッド鋼板の母材は、合わせ材として用いられる二相ステンレス鋼よりもＣ含有量が多いものである。母材としては、普通鋼（炭素鋼）もしくは合金鋼が用いられるが、本実施形態においても、母材の材料は目的用途に応じて適宜選択して使用でき、特に限定されるものではない。また、合金鋼としては、ステンレス鋼を除くものであることが好ましく、低合金鋼、ニッケル鋼、マンガン鋼、クロムモリブデン鋼、高速度鋼からなる群より選択される１種以上などが挙げられるが、これらに限定されるものではない。
クラッド鋼板の母材は、合わせ材として用いられる二相ステンレス鋼よりもＣ含有量が多いものである。母材としては、普通鋼（炭素鋼）もしくは合金鋼が用いられるが、本実施形態においても、母材の材料は目的用途に応じて適宜選択して使用でき、特に限定されるものではない。また、合金鋼としては、ステンレス鋼を除くものであることが好ましく、低合金鋼、ニッケル鋼、マンガン鋼、クロムモリブデン鋼、高速度鋼からなる群より選択される１種以上などが挙げられるが、これらに限定されるものではない。
次に、本実施形態に係る二相ステンレス鋼は、線状加熱時の耐食性低下を抑制しうる特性指標として、７００℃で３分間の等温熱処理した後の、合わせ材（二相ステンレス鋼）のみを切り出し電解抽出残渣分析を行って求めた析出物中のクロム量が０．０５％以下であることを特徴とする。
７００℃付近はクロム窒化物が最も大量に析出する温度域であり、線状加熱によって当該温度域に晒される最大レベルの時間として３分を規定した。この熱処理を行った後の耐食性の低下を評価して熱処理後でも耐食性低下を生じていないことを確認することによって、耐食性の課題を回避したことを確認できる。
以下、クロム量の測定について本発明者らが採用した具体的手段を説明する。
７００℃付近はクロム窒化物が最も大量に析出する温度域であり、線状加熱によって当該温度域に晒される最大レベルの時間として３分を規定した。この熱処理を行った後の耐食性の低下を評価して熱処理後でも耐食性低下を生じていないことを確認することによって、耐食性の課題を回避したことを確認できる。
以下、クロム量の測定について本発明者らが採用した具体的手段を説明する。
析出物中のクロム量は、本発明者らは以下の手順（電解抽出残渣分析法）で求めたが、クロム量の測定は当該手順に限らず、同様の手法を用いれば良い。
（１）７００℃で３分間の等温熱処理後の供試材から合わせ材のみを取り出し、表面を＃５００で研磨する。
（２）３ｇ試料を分取し、非水溶液中（３％マレイン酸＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋残部メタノール）で電解（１００ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ定電位電解）してマトリックスを溶解する。
（３）０．２μｍ穴径のフィルターで残渣（＝析出物）を濾過し、析出物を抽出する。
（４）残渣の化学組成を分析し、そのクロム含有量を求める。この残渣中のクロム含有量を元の鋼材量（３ｇ）で除し、％表示したものを析出物中のクロム量とする。
そして、この析出物中のクロム量が０．０５％以下の場合は耐食性の低下がほとんど無いことが分かった。
（１）７００℃で３分間の等温熱処理後の供試材から合わせ材のみを取り出し、表面を＃５００で研磨する。
（２）３ｇ試料を分取し、非水溶液中（３％マレイン酸＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋残部メタノール）で電解（１００ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ定電位電解）してマトリックスを溶解する。
（３）０．２μｍ穴径のフィルターで残渣（＝析出物）を濾過し、析出物を抽出する。
（４）残渣の化学組成を分析し、そのクロム含有量を求める。この残渣中のクロム含有量を元の鋼材量（３ｇ）で除し、％表示したものを析出物中のクロム量とする。
そして、この析出物中のクロム量が０．０５％以下の場合は耐食性の低下がほとんど無いことが分かった。
次いで本実施形態に係るクラッド鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係るクラッド鋼板の製造方法は、上述してきた本実施形態の二相ステンレス鋼を合わせ材とし、当該合わせ材と、普通鋼もしくは合金鋼からなる母材とを組み合わせた被圧延素材を、９００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却時において９００〜６００℃までの通過時間を６０秒以上１５分以内とし、前記冷却後はそのまま熱処理せずに、つまり熱延まま材として製品（クラッド鋼板）とすることを特徴とする。
以下、製造条件の限定理由について詳細に説明する。
本実施形態に係るクラッド鋼板の製造方法は、上述してきた本実施形態の二相ステンレス鋼を合わせ材とし、当該合わせ材と、普通鋼もしくは合金鋼からなる母材とを組み合わせた被圧延素材を、９００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却時において９００〜６００℃までの通過時間を６０秒以上１５分以内とし、前記冷却後はそのまま熱処理せずに、つまり熱延まま材として製品（クラッド鋼板）とすることを特徴とする。
以下、製造条件の限定理由について詳細に説明する。
本実施形態のクラッド鋼板は、以下のような工程で製造される。
まず、所定の厚さの母材と上述した本実施形態に係る二相ステンレス鋼からなる合わせ材とを用意し、それぞれ接合面を清浄にした上で重ね合わせ、四周（重ね合わせ面の外周）を溶接により接合し、スラブ（被圧延素材）を組み立てる。なお、この際、重ね合わせ面の接合強度を高めるために真空脱ガスなどが適宜実施されてもよい。
なお、母材としては、普通鋼（炭素鋼）もしくは合金鋼が用いられるが、上述したように母材の材料は目的用途に応じて適宜選択して使用でき、特に限定されるものではない。
合金鋼としては、ステンレス鋼を除くものであることが好ましく、低合金鋼、ニッケル鋼、マンガン鋼、クロムモリブデン鋼、高速度鋼からなる群より選択される１種以上などが挙げられる。
まず、所定の厚さの母材と上述した本実施形態に係る二相ステンレス鋼からなる合わせ材とを用意し、それぞれ接合面を清浄にした上で重ね合わせ、四周（重ね合わせ面の外周）を溶接により接合し、スラブ（被圧延素材）を組み立てる。なお、この際、重ね合わせ面の接合強度を高めるために真空脱ガスなどが適宜実施されてもよい。
なお、母材としては、普通鋼（炭素鋼）もしくは合金鋼が用いられるが、上述したように母材の材料は目的用途に応じて適宜選択して使用でき、特に限定されるものではない。
合金鋼としては、ステンレス鋼を除くものであることが好ましく、低合金鋼、ニッケル鋼、マンガン鋼、クロムモリブデン鋼、高速度鋼からなる群より選択される１種以上などが挙げられる。
次に、このスラブに素材加熱工程を行った後、熱間圧延を施してクラッド鋼板が製造される。なお、素材加熱工程とは、熱間圧延を施すためにスラブを再加熱する工程であって、その加熱温度は特に限定しないが、圧延温度の確保とコストの観点から１０００〜１２００℃とすることが好ましい。
また、この熱間圧延の温度履歴は本発明におけるクラッド鋼板の製造条件の規定に関して重要因子である。まず、熱間圧延温度、つまり熱間圧延の仕上げ温度は９００℃以上とする。これにより、本実施形態の合わせ材である二相ステンレス鋼において熱間圧延時における窒化物の析出を抑制することができる。次に、熱間圧延後の冷却時において、９００〜６００℃の範囲の通過時間を６０秒以上１５分以内とする。この９００℃〜６００℃の温度域は窒化物の析出速度が最も速い温度域である。冷却過程において当該温度域を１５分以上掛けて通過させた場合は当該冷却時に窒化物の析出、鋭敏化による耐食性低下が無視できないレベルになる。一方、通過時間が６０秒未満の急冷の場合は、その時点で析出は生じないが、７００℃×３分の熱処理によって析出が促進されることが判明した。つまり、通過時間を非常に短くして急冷の形態としてしまうと、熱間圧延後の冷却段階では窒化物の析出は防げるものの、クラッド鋼板に曲げ加工を施す際に行う線状加熱（通常、１０００℃程度まで加熱）によって窒化物が析出してしまうおそれがある。これは、熱間圧延後の急冷によって、圧延時に生じた転位が多く残存し、それが線状加熱に相当する７００℃×３分間の熱処理時に析出核となるためと推定される。
すなわち、本実施形態に係る製造方法では、熱間圧延後の冷却時において、窒化物が最も析出しやすい（析出速度が速い）９００〜６００℃の温度域の通過時間を６０秒以上１５分以内とすることによって、冷却時の窒化物の析出を抑制するとともに、その後工程である線状加熱による曲げ加工を施す際においても窒化物の析出を抑制することができる。
なお、通過時間は６０秒以上ならば短いほど耐食性を改善出来るので、好ましくは５分以下、更に好ましくは３分以下とする。
また、この熱間圧延の温度履歴は本発明におけるクラッド鋼板の製造条件の規定に関して重要因子である。まず、熱間圧延温度、つまり熱間圧延の仕上げ温度は９００℃以上とする。これにより、本実施形態の合わせ材である二相ステンレス鋼において熱間圧延時における窒化物の析出を抑制することができる。次に、熱間圧延後の冷却時において、９００〜６００℃の範囲の通過時間を６０秒以上１５分以内とする。この９００℃〜６００℃の温度域は窒化物の析出速度が最も速い温度域である。冷却過程において当該温度域を１５分以上掛けて通過させた場合は当該冷却時に窒化物の析出、鋭敏化による耐食性低下が無視できないレベルになる。一方、通過時間が６０秒未満の急冷の場合は、その時点で析出は生じないが、７００℃×３分の熱処理によって析出が促進されることが判明した。つまり、通過時間を非常に短くして急冷の形態としてしまうと、熱間圧延後の冷却段階では窒化物の析出は防げるものの、クラッド鋼板に曲げ加工を施す際に行う線状加熱（通常、１０００℃程度まで加熱）によって窒化物が析出してしまうおそれがある。これは、熱間圧延後の急冷によって、圧延時に生じた転位が多く残存し、それが線状加熱に相当する７００℃×３分間の熱処理時に析出核となるためと推定される。
すなわち、本実施形態に係る製造方法では、熱間圧延後の冷却時において、窒化物が最も析出しやすい（析出速度が速い）９００〜６００℃の温度域の通過時間を６０秒以上１５分以内とすることによって、冷却時の窒化物の析出を抑制するとともに、その後工程である線状加熱による曲げ加工を施す際においても窒化物の析出を抑制することができる。
なお、通過時間は６０秒以上ならば短いほど耐食性を改善出来るので、好ましくは５分以下、更に好ましくは３分以下とする。
以上のようにして本実施形態に係るクラッド鋼板を製造することができる。本実施形態に係る方法で得られるクラッド鋼板の合わせ材（二相ステンレス鋼）は、上記の通り、線状加熱時の析出物の生成を、鋼成分の制御、析出駆動力の制御、ならびに冷却段階での析出物の抑制によって防いでいる。このため、通常の熱間圧延鋼材に施される溶体化処理を省略することができる。この結果、製造コストの削減、製造時の使用エネルギーの低減を図ることができる。
以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
表１に合わせ材の化学組成（質量％）を示す。
なお、表１に示した成分について含有量が記載されていない部分は意図的に添加していないこと、もしくはその含有量が不純物レベルであることを示している。また、ＲＥＭはランタノイド系希土類元素を意味し、含有量はそれら元素の合計を示している。また、Ｐ、Ｓ、Ｏは不可避的不純物であるが、本実施例においては表１に示す数値範囲となるよう制限した。
なお、表１に示した成分について含有量が記載されていない部分は意図的に添加していないこと、もしくはその含有量が不純物レベルであることを示している。また、ＲＥＭはランタノイド系希土類元素を意味し、含有量はそれら元素の合計を示している。また、Ｐ、Ｓ、Ｏは不可避的不純物であるが、本実施例においては表１に示す数値範囲となるよう制限した。
クラッド鋼板は、表１に示した化学組成の二相ステンレス鋼を合わせ材とし、Ｃ：０．１６％、Ｓｉ：０．２１％、Ｍｎ：０．６３％、Ｐ：０．０１８％、Ｓ：０．００６％、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｒ：０．０４％、Ｃｕ：０．０２％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するＳＳ４００鋼を母材として、所定の厚さの被圧延素材とした。被圧延素材は、母材と合わせ材とを溶接により組み立てて、前記合わせ材と母材とを合わせた組み立て後の総厚さを１３０ｍｍとしたスラブを形成した。このスラブを熱間圧延用の素材（被圧延素材）として用いた。
熱間圧延は、被圧延素材のうち合わせ材側を下面として１１５０〜１２２０℃の所定の温度に加熱した後、２段圧延機によりクラッド鋼板を作成した。熱間圧延条件としては、１０〜１５回の圧下を繰り返し、被圧延素材の最終板厚が１０〜３５ｍｍとなるように、表２に示すような熱延仕上げ温度８６５〜９５６℃の範囲で仕上げ圧延を実施した。なお、最終パス直前の温度を熱延仕上げ温度とした。冷却床に移送して鋼板の表面温度を測定しつつ、表２に示す９００℃〜６００℃までの経過時間となるよう制御しながら、放冷、又は種々の水流量にて水冷した。このようにして合わせ材の厚さが３ｍｍの圧延クラッド鋼板を得た。
次に、得られたクラッド鋼板Ｎｏ．１〜１７、１９〜２９それぞれにおいて、溶体化熱処理用のサンプル（溶体化熱処理材）を採取して、１０００℃×１０分で溶体化熱処理を実施した。
さらに、得られたクラッド鋼板（圧延まま）と、クラッド鋼板（圧延まま）を７００℃×３分熱処理したもの（７００℃×３分熱処理材、または単に７００℃熱処理材ともいう。）と、上記溶体化熱処理材とについてそれぞれから、合わせ材を取り出し、以下の評価を行った。
次に、得られたクラッド鋼板Ｎｏ．１〜１７、１９〜２９それぞれにおいて、溶体化熱処理用のサンプル（溶体化熱処理材）を採取して、１０００℃×１０分で溶体化熱処理を実施した。
さらに、得られたクラッド鋼板（圧延まま）と、クラッド鋼板（圧延まま）を７００℃×３分熱処理したもの（７００℃×３分熱処理材、または単に７００℃熱処理材ともいう。）と、上記溶体化熱処理材とについてそれぞれから、合わせ材を取り出し、以下の評価を行った。
孔食電位は、クラッド鋼板（圧延まま）、クラッド鋼板（圧延まま）を７００℃×３分熱処理したもの、及び上記溶体化熱処理材について、それぞれの鋼材の表皮下１ｍｍの面に対してＪＩＳ Ｇ０５７７：２００５に定められた方法にて電流密度１００μＡ／ｃｍ２に対応する電位（ＶＣ’１００）を測定した。そして、溶体化熱処理を施す前後（つまり、圧延まま材と溶体化熱処理材）および７００℃熱処理後の鋼材についてそれぞれサンプル数ｎ＝４で測定し、平均値を求めた。その後、圧延まま材及び７００℃熱処理材それぞれと溶体化熱処理材（表２中では溶体化材と表記）との平均値の差を求めた。なお、溶体化熱処理を行うことで、熱間圧延やその後の冷却工程において析出したＣｒ炭窒化物等の析出物を固溶させることができ、優れた耐食性を確保できる。つまり、溶体化熱処理材との孔食電位の差が小さければ、その鋼材（圧延まま材、７００℃熱処理材）は優れた耐食性を維持できている、つまりＣｒ炭窒化物等の析出を抑制できたと評価できる。
従って、本実施例では、圧延まま材と溶体化熱処理材との孔食電位の差が０．１０Ｖ未満であれば、圧延まま材そのものの耐食性の低下を抑制できたものとして評価することとした。そして圧延まま材そのものの耐食性劣化を抑制できていたとしても、その後の線状加熱処理（前記７００℃×３分熱処理）によって耐食性が変動するおそれがある。このことから、圧延まま材のうち孔食電位の低下が小さかったものも含めて７００℃×３分熱処理後の孔食電位を測定し、溶体化熱処理材との差を求め、その差が０．１０Ｖ未満であれば、線状加熱処理（前記７００℃×３分熱処理）においても耐食性の劣化を抑制できたものとして評価することとした。また、上記の差が０．０５Ｖ以下であれば、特に耐食性の劣化抑制効果が高いものとして評価した。
抽出残渣分析は前述の方法で析出物中のクロム量を求めた。
オーステナイト相の面積率については、圧延方向と平行な断面を埋込み鏡面研磨し、ＫＯＨ水溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによってフェライト相面積率を測定し、残りの部分をオーステナイト相面積率とした。フェライト相面積率は、圧延方向と平行な断面を埋込み鏡面研磨し、ＫＯＨ水溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによって測定した。観察倍率は４００倍、観察面積は3.75mm2とした。フェライト相面積の測定は、ＡＳＴＭ Ｅ１２４５−０３「Standard Practice for Determining the Inclusion or Second-Phase Constituent Content of Metals by Automatic Image Analysis」に準拠した方法で行った。
母材の衝撃特性（靱性）については、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５（ＩＳＯ／ＤＩＳ １４９−１：２００３に対応）に規定される４号Ｖノッチシャルピー試験片を圧延直角方向より各３本切り出し、破壊が圧延方向に伝播するようにＶノッチを加工して、最大エネルギー５００Ｊ仕様の試験機にて−２０℃での衝撃値を測定した。衝撃値が１５０Ｊ／ｃｍ２以下であれば、靱性が実用に要する基準を満たさない（靱性不良）と評価した。
従って、本実施例では、圧延まま材と溶体化熱処理材との孔食電位の差が０．１０Ｖ未満であれば、圧延まま材そのものの耐食性の低下を抑制できたものとして評価することとした。そして圧延まま材そのものの耐食性劣化を抑制できていたとしても、その後の線状加熱処理（前記７００℃×３分熱処理）によって耐食性が変動するおそれがある。このことから、圧延まま材のうち孔食電位の低下が小さかったものも含めて７００℃×３分熱処理後の孔食電位を測定し、溶体化熱処理材との差を求め、その差が０．１０Ｖ未満であれば、線状加熱処理（前記７００℃×３分熱処理）においても耐食性の劣化を抑制できたものとして評価することとした。また、上記の差が０．０５Ｖ以下であれば、特に耐食性の劣化抑制効果が高いものとして評価した。
抽出残渣分析は前述の方法で析出物中のクロム量を求めた。
オーステナイト相の面積率については、圧延方向と平行な断面を埋込み鏡面研磨し、ＫＯＨ水溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによってフェライト相面積率を測定し、残りの部分をオーステナイト相面積率とした。フェライト相面積率は、圧延方向と平行な断面を埋込み鏡面研磨し、ＫＯＨ水溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによって測定した。観察倍率は４００倍、観察面積は3.75mm2とした。フェライト相面積の測定は、ＡＳＴＭ Ｅ１２４５−０３「Standard Practice for Determining the Inclusion or Second-Phase Constituent Content of Metals by Automatic Image Analysis」に準拠した方法で行った。
母材の衝撃特性（靱性）については、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５（ＩＳＯ／ＤＩＳ １４９−１：２００３に対応）に規定される４号Ｖノッチシャルピー試験片を圧延直角方向より各３本切り出し、破壊が圧延方向に伝播するようにＶノッチを加工して、最大エネルギー５００Ｊ仕様の試験機にて−２０℃での衝撃値を測定した。衝撃値が１５０Ｊ／ｃｍ２以下であれば、靱性が実用に要する基準を満たさない（靱性不良）と評価した。
Ｎｏ．１〜１１、１５、２７〜２９は本発明例の結果である。本発明例の結果では、７００℃熱処理材において析出物中のクロム量が何れも０．０５％以下にとどまっている。また、圧延まま材の孔食電位差については、溶体化熱処理材（溶体化材）と比べ０．１０Ｖ未満の低下量にとどまっていた。これにより、熱間圧延後の冷却過程におけるＣｒ炭窒化物の析出を抑制できていることが分かる。また、７００℃熱処理材の結果から明らかなように、本発明例であるクラッド鋼板は、線状加熱を施しても耐食性の劣化が少ないことが明らかである。また、９００〜６００℃までの経過時間が３ｍｉｎ以下であるＮｏ．１、４、６、８〜１１、２８、２９は、線状加熱時における溶体化材との孔食電位差（７００℃熱処理材と溶体化剤との孔食電位差）が０．０５Ｖ以下となっており、特に耐食性の劣化抑制効果が高いことが分かる。一方、９００〜６００℃までの経過時間が３ｍｉｎを超えるＮｏ．２、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．１５とＮｏ．３０をそれぞれ比較すると、線状加熱時における耐食性の劣化抑制効果（７００℃熱処理材と溶体化剤との孔食電位差）が０．０５Ｖ以下のこともあれば、０．０５Ｖ超のこともあることが分かる。以上のことから、９００〜６００℃までの経過時間が３ｍｉｎ以下である場合、線状加熱時における耐食性の劣化抑制効果が安定して良好になることが判明した。
一方、Ｎｏ．１２〜１４、１６、１７、１９〜２１は、成分が本発明範囲外もしくはＮｐｒｅ値の高い鋼を使用した比較例である。
Ｎｏ．１２はＣが高いためＣｒ炭化物が生成してしまい、熱延まま材の耐食性が大きく低下した。
Ｎｏ．１３はＳｉが高いため、Ｎｏ．１６はＮｉが低いため、靭性が低下した。
Ｎｏ．１４はＮｐｒｅの上限を満たすことが出来ず、また、Ｎｏ．２０は同様にＮｐｒｅが９２０℃を上回ったため、７００℃×３分の加熱にて析出物中のクロム量が何れも０．０５％を超え耐食性が大幅に低下した。
Ｎｏ．１９はＶが低いため、Ｎｐｒｅは９２０℃を下回っているものの、析出物中のクロム量が０．０５％を超え耐食性低下が見られた。
Ｎｏ．１７はＣｒが低いため、Ｎｐｒｅは９２０℃を下回っており、析出物中のクロム量が０．０５％以下にとどまっているものの耐食性低下が見られた。
Ｎｏ．２１はオーステナイト量が少なく、その結果Ｎｐｒｅは９２０℃を下回っているものの、析出物中のクロム量が０．０５％を超え耐食性低下が見られた。
Ｎｏ．１２はＣが高いためＣｒ炭化物が生成してしまい、熱延まま材の耐食性が大きく低下した。
Ｎｏ．１３はＳｉが高いため、Ｎｏ．１６はＮｉが低いため、靭性が低下した。
Ｎｏ．１４はＮｐｒｅの上限を満たすことが出来ず、また、Ｎｏ．２０は同様にＮｐｒｅが９２０℃を上回ったため、７００℃×３分の加熱にて析出物中のクロム量が何れも０．０５％を超え耐食性が大幅に低下した。
Ｎｏ．１９はＶが低いため、Ｎｐｒｅは９２０℃を下回っているものの、析出物中のクロム量が０．０５％を超え耐食性低下が見られた。
Ｎｏ．１７はＣｒが低いため、Ｎｐｒｅは９２０℃を下回っており、析出物中のクロム量が０．０５％以下にとどまっているものの耐食性低下が見られた。
Ｎｏ．２１はオーステナイト量が少なく、その結果Ｎｐｒｅは９２０℃を下回っているものの、析出物中のクロム量が０．０５％を超え耐食性低下が見られた。
更に、Ｎｏ．２２〜２６は、本発明範囲外の製造方法による比較例である。
番号Ｎｏ．２２，２５は急冷過ぎる（９００〜６００℃までの経過時間が短過ぎる）ため、７００℃×３分熱処理で析出が多く生じ耐食性が低下した。
番号Ｎｏ．２３，２４、２６は圧延温度が低すぎもしくは徐冷過ぎる（９００〜６００℃までの経過時間が長過ぎる）ため、圧延まま材で窒化物の析出が多く耐食性が低下した。
番号Ｎｏ．２２，２５は急冷過ぎる（９００〜６００℃までの経過時間が短過ぎる）ため、７００℃×３分熱処理で析出が多く生じ耐食性が低下した。
番号Ｎｏ．２３，２４、２６は圧延温度が低すぎもしくは徐冷過ぎる（９００〜６００℃までの経過時間が長過ぎる）ため、圧延まま材で窒化物の析出が多く耐食性が低下した。
以上の実施例からわかるように本発明により省合金タイプ二相ステンレス鋼を合わせ材とし、溶体化熱処理を省略しても線状加熱性が良好な安価なクラッド鋼板が得られることが明確となった。
本発明のクラッド鋼板およびその製造方法によれば、線状加熱時の耐食性低下を抑制することができると共に、安価で少ないエネルギーでクラッド鋼板を製造できる。このため、本発明によれば、ケミカルタンカーをはじめとする輸送用のタンク等に好適なクラッド鋼板およびその製造方法を提供できる。
Claims (7)
- 二相ステンレス鋼を合わせ材、炭素鋼もしくは合金鋼を母材とするクラッド鋼板であって、該二相ステンレス鋼が、
質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜７．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：２０．５〜２４．０％、Ｎｉ：２．００〜５．００％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００７％以下、Ｎ：０．１０〜０．２５％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．１〜１．０％以下及び／またはＣｕ：０．３５〜２．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相面積率が４０〜７０％であり、（１）式で示されるＣｒ窒化物の析出開始温度計算値Ｎｐｒｅが９２０℃以下であり、
７００℃で３分間等温熱処理した後、前記クラッド鋼板から前記合わせ材のみを切り出し電解抽出残渣分析を行って求めた析出物中のクロム量が０．０５％以下であることを特徴とする、線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
Ｎｐｒｅ＝１２Ｃｒ＋５０Ｓｉ＋３６Ｍｏ−２０Ｎｉ−１５Ｍｎ
＋２８Ｃｕ＋４７０Ｎ−２９０Ｃ＋６２０・・・・・・（１）
上記の式において各元素名は何れもその含有量（質量％）を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、０を代入することとする。 - 請求項１に記載の二相ステンレス鋼において、Ｎｂを０．０２〜０．１５％かつＮｂ×Ｎが０．００３〜０．０１５（ここで、Ｎｂ、Ｎは夫々の含有量の質量％を表す）となるように含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
- 請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼において、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０５０％以下、
Ｂ：０．００４０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。 - 請求項１ないし３のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼において、Ｃｏを０．４７〜１．００％含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。
- 請求項１ないし４のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼において、更に質量％にて
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｗ：１．０％以下、
Ｓｎ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。 - 請求項１ないし５のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼板において、
Ｎｉ：２．０３〜５．００を含有することを特徴とする線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板。 - 請求項１〜６のいずれか一項に記載の二相ステンレス鋼を合わせ材とし、前記合わせ材と、普通鋼もしくは合金鋼からなる母材とを組み合わせた被圧延素材を、９００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却時において９００〜６００℃までの通過時間を６０秒以上１５分以内とし、前記冷却後はそのまま熱処理せずにクラッド鋼板とすることを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の線状加熱性良好な二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板の製造方法。
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