JP7054079B2 - 二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、例えばケミカルタンカーのカーゴタンク、化学プラントの反応容器や港湾構造物などに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。
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特性を持たせることができる。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。例えば、合せ材に高い耐食性の高合金鋼材を用い、母材に普通鋼材を用いて、二種類の性質の異なる金属材を貼り合わせた高合金クラッド鋼が知られている。さらに、クラッド鋼の母材には、耐食性以外の高靭性や高強度といった厳しい環境に適した炭素鋼、低合金鋼を適用することができる。
このように、クラッド鋼は無垢材よりもＣｒ、ＮｉおよびＭｏ等の合金元素の使用量が少なく、かつ、無垢材と同等の防錆性能を確保でき、さらに炭素鋼および低合金鋼と同等の強度および靭性を確保できるため、経済性と機能性が両立できるという利点を有する。以上から、高合金の合せ材を用いたクラッド鋼は非常に有益な機能性鋼材であると考えられており、近年そのニ－ズが各種産業分野で益々高まっている。また、最近、より腐食性の高い化学薬品用のタンクや反応容器向けにクラッド鋼の使用が増えていることを背景に、より高い耐食性がクラッド鋼に求められている。
たとえば、特許文献１には、合せ材のＳｉ量を低く抑えることでσ相の析出を抑制した、耐孔食性に優れる二相ステンレスクラッド鋼が開示されている。
また、特許文献２には、合せ材の酸化物系介在物中のＣａ／Ａｌを制御した、耐孔食性に優れる二相ステンレスクラッド鋼が開示されている。
ところで、クラッド鋼の合せ材となる高合金鋼材素材の板厚中央部には、鋳造時に含有元素の偏析が生じやすい。そのため、クラッド鋼の合せ材では、板厚中央部の偏析位置において、ＣｒやＭｏなどの耐食元素を多量に含有した析出物が生成し、析出物の周囲に耐食元素の欠乏層が形成されることで、耐食性が劣化しやすい。また、Ｓｉが中心部に濃化すると耐食性に悪影響を与える金属間化合物を生じやすくなる。通常、クラッド鋼の合せ材の表面のみが腐食環境に晒されるが、クラッド鋼の加工時における疵、内容物などによる機械的損傷や腐食によって、合せ材の板厚中央部が腐食環境にさらされる場合がある。偏析によって耐食性に有害な析出物が生成した合せ材の板厚中央部が腐食環境にさらされると、耐食性の低い合せ材の板厚中央部を腐食が急速に進展し、構造物の信頼性が著しく損なわれる。
しかしながら、上述した特許文献１、特許文献２のクラッド鋼の場合、合せ材の板厚中央位置における耐食性の担保については、何ら言及されておらず、クラッド鋼の合せ材における板厚中央位置における耐食性の劣化が解決されているとは言い難い。
そこで、本発明は、上記事情に鑑み、合せ材の成分、合せ材素材の中心偏析およびクラッド鋼合せ材の中心偏析部の元素濃度を規定することにより、合せ材の板厚中心部まで耐食性に優れる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。
上記課題を解決し、上記の目的を実現するため開発した本発明にかかる二相ステンレスクラッド鋼板は、母材鋼板の少なくとも片面に二相ステンレス鋼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：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：６．００～８．００％、Ｃｒ：２３．００～２６．００％、Ｍｏ：２．５０～４．００％、Ｎ：０．１０～０．３０％、Ｏ：０．０１００％以下を含み、下記（１）式で表されるＰＩ値が３６．０超え４０．０以下の範囲にあり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、該合せ材の素材は、下記（２）式で表されるＸ値が３０以上を満たす板厚範囲が全厚の１０％以下であり、前記合せ材は、下記（３）式で表されるＸｃ値が４０以下であることを特徴としている。
ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（１）
Ｘ＝６０δＳｉ＋４０δＭｏ ・・・（２）
Ｘｃ＝６０ΔＳｉ＋４０ΔＭｏ ・・・（３）
ただし、上記式中、元素記号は各元素の質量％を示し、δＳｉ＝Ｓｉ（分析位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、δＭｏ＝Ｍｏ（分析位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、ΔＳｉ＝Ｓｉ（０．５ｔ位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、ΔＭｏ＝Ｍｏ（０．５ｔ位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、ｔ：合せ材の板厚を表す。
ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（１）
Ｘ＝６０δＳｉ＋４０δＭｏ ・・・（２）
Ｘｃ＝６０ΔＳｉ＋４０ΔＭｏ ・・・（３）
ただし、上記式中、元素記号は各元素の質量％を示し、δＳｉ＝Ｓｉ（分析位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、δＭｏ＝Ｍｏ（分析位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、ΔＳｉ＝Ｓｉ（０．５ｔ位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、ΔＭｏ＝Ｍｏ（０．５ｔ位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、ｔ：合せ材の板厚を表す。
なお、本発明にかかる二相ステンレスクラッド鋼については、
前記合せ材の成分組成が、さらに質量％で、Ａ群［Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｗ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～１．５０％およびＶ：０．０１～０．８０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｂ群［Ｔｉ：０．０１～０．１０％およびＮｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｃ群［Ｓｎ：０．０１～０．２０％およびＳｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｄ群［Ｚｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０１～０．２０％およびＢ：０．０００５～０．０２００％から選ばれる少なくとも１種］およびＥ群［Ａｌ：０．００３～０．０８０％］から選ばれる少なくとも１群の成分を含有すること、
がより好ましい解決手段になり得るものと考えられる。
前記合せ材の成分組成が、さらに質量％で、Ａ群［Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｗ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～１．５０％およびＶ：０．０１～０．８０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｂ群［Ｔｉ：０．０１～０．１０％およびＮｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｃ群［Ｓｎ：０．０１～０．２０％およびＳｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｄ群［Ｚｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０１～０．２０％およびＢ：０．０００５～０．０２００％から選ばれる少なくとも１種］およびＥ群［Ａｌ：０．００３～０．０８０％］から選ばれる少なくとも１群の成分を含有すること、
がより好ましい解決手段になり得るものと考えられる。
また、上記課題を解決し、上記の目的を実現するため開発した本発明にかかる二相ステンレスクラッド鋼板の製造方法は、上記いずれかの合せ材を素材とし、前記合せ材素材に圧下比５．０超えの熱間圧延を施して、圧延体を形成する工程と、前記母材となる母材素材および前記合せ材の圧延体を組み合わせた後、合せ材の圧延体部分を１１５０℃以上の温度域において６０分以上加熱し、続いて圧下比３．０以上の熱間圧延を施し、圧延体を形成する工程を含む、ここで、圧下比は圧下前の板厚を圧下後の板厚で除したものである、ことを特徴としている。
以上説明したように、本発明にかかる二相ステンレスクラッド鋼およびその製造方法によれば、合せ材の板厚中心位置におけるＳｉやＭｏの偏析度を規定することで、合せ材の板厚中心位置の析出物の生成を回避することができ、その結果、耐食性の信頼性を格段に向上させることができる。
発明者らは合せ材成分と中心偏析および耐食性の関係を調査した。図１に腐食試験の一例を示す。クラッド鋼板１０の合せ材１から試験片３を切り出して（図１ａ）、試験片３を腐食試験し（図１ｂ）、孔食４の発生位置を含むＡ－Ａ’視断面を観察した（図１ｃ）。孔食部４から中心偏析部を伝って広い範囲に腐食が進行しているものがあった。腐食部近傍の図１ｃのＢ部をエッチングし組織観察したところ、中心偏析部に矢印で示すシグマ相が析出していることがわかった（図１ｄ）。すなわち、二相ステンレス鋼を合せ材とするクラッド鋼合せ材の板厚中心位置における耐食性劣化は、シグマ相やカイ相などの金属間化合物、炭化物および窒化物などの析出物によって引き起こされていることを突き止めた。更に、合せ材の板厚中心位置におけるＳｉおよびＭｏの偏析量が金属間化合物や析出物の生成および耐食性に相関があることを明らかにし、合せ材の板厚中心位置におけるＳｉとＭｏの偏析量を規定することで、合せ材の板厚中心部まで耐食性に優れるクラッド鋼を提供できることを見出し、本発明に至った。
以下、本発明の実施形態について説明する。はじめに、クラッド鋼は、母材の片面または両面に合せ材が接合された構造を有する。母材としては、例えば、造船、圧力容器、一般溶接材、パイプライン用途の低合金鋼や炭素鋼が挙げられるがこれに限定されず、用途に応じて種々の鋼材を用いることができる。
以下、本発明の合せ材の成分組成および板厚中心部の元素濃化度について具体的に説明する。
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、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
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、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
（ａ）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含有量が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含有量は０．０３０％以下とする。Ｃ含有量を０．００１％未満とするには過大な精錬負荷を必要とするので、好ましい下限は０．００１％である。また、好ましい上限は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含有量が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含有量は０．０３０％以下とする。Ｃ含有量を０．００１％未満とするには過大な精錬負荷を必要とするので、好ましい下限は０．００１％である。また、好ましい上限は０．０２５％である。
（ｂ）Ｓｉ：１．００％以下
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。しかしながら、Ｓｉは中心偏析部に濃化し、１．００％を超える含有は有害な析出物（シグマ相やカイ相などの金属間化合物）の析出を著しく促進して、板厚中央部における耐食性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。なお、好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．６０％である。
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。しかしながら、Ｓｉは中心偏析部に濃化し、１．００％を超える含有は有害な析出物（シグマ相やカイ相などの金属間化合物）の析出を著しく促進して、板厚中央部における耐食性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。なお、好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．６０％である。
（ｃ）Ｍｎ：２．００％以下
Ｍｎも脱酸に有用な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．００％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含有量は２．００％以下とする。なお、好ましい下限は０．３０％であり、好ましい上限は１．５０％である。
Ｍｎも脱酸に有用な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．００％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含有量は２．００％以下とする。なお、好ましい下限は０．３０％であり、好ましい上限は１．５０％である。
（ｄ）Ｐ：０．０４０％以下
Ｐ含有量が０．０４０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量を０．００１％未満とするには過大な精錬負荷やＰ含有量の少ない高価な原料を必要とするので、好ましい下限は０．００１％である。また、好ましい上限は０．０３５％である。
Ｐ含有量が０．０４０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量を０．００１％未満とするには過大な精錬負荷やＰ含有量の少ない高価な原料を必要とするので、好ましい下限は０．００１％である。また、好ましい上限は０．０３５％である。
（ｅ）Ｓ：０．００５０％以下
Ｓ含有量が０．００５０％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含有量は０．００５０％以下とする。Ｓ含有量を０．０００１％未満とするには過大な精錬負荷やＳ含有量の少ない高価な原料を必要とするので、好ましい下限は０．０００１％である。また、好ましい上限は０．００２０％である。
Ｓ含有量が０．００５０％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含有量は０．００５０％以下とする。Ｓ含有量を０．０００１％未満とするには過大な精錬負荷やＳ含有量の少ない高価な原料を必要とするので、好ましい下限は０．０００１％である。また、好ましい上限は０．００２０％である。
（ｆ）Ｎｉ：６．００～８．００％
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。６．００％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含有量は６．００～８．００％の範囲とする。また、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含有量は６．００～８．００％の範囲とする。なお、好ましい上限は７．５０％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。６．００％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含有量は６．００～８．００％の範囲とする。また、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含有量は６．００～８．００％の範囲とする。なお、好ましい上限は７．５０％である。
（ｇ）Ｃｒ：２３．００～２６．００％
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、２３．００％以上の含有量が必要である。しかしながら、２６．００％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含有量は２３．００～２６．００％の範囲とする。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含有量は２３．００～２６．００％の範囲とする。なお、好ましい下限は２４．０％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、２３．００％以上の含有量が必要である。しかしながら、２６．００％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含有量は２３．００～２６．００％の範囲とする。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含有量は２３．００～２６．００％の範囲とする。なお、好ましい下限は２４．０％である。
（ｈ）Ｍｏ：２．５０～４．００％
Ｍｏは中心偏析部に濃化し、４．００％を超える含有は有害な析出物の析出を著しく促進して、板厚中央部における耐食性に悪影響を及ぼす。しかしながら、Ｍｏは合金の耐食性、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り、その効果を発揮させるためには、２．５０％以上の含有が必要である。したがって、Ｍｏ含有量は２．５０～４．００％の範囲とする。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含有量は２．５０～４．００％の範囲とする。なお、好ましい下限は３．００％であり、好ましい上限は３．５０％である。
Ｍｏは中心偏析部に濃化し、４．００％を超える含有は有害な析出物の析出を著しく促進して、板厚中央部における耐食性に悪影響を及ぼす。しかしながら、Ｍｏは合金の耐食性、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り、その効果を発揮させるためには、２．５０％以上の含有が必要である。したがって、Ｍｏ含有量は２．５０～４．００％の範囲とする。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含有量は２．５０～４．００％の範囲とする。なお、好ましい下限は３．００％であり、好ましい上限は３．５０％である。
（ｉ）Ｎ：０．１０～０．３０％
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、０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、０．３０％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含有量は０．１０～０．３０％の範囲とする。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含有量は０．１０～０．３０％の範囲とする。なお、好ましい下限は０．１３％であり、好ましい上限は０．２２％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、０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、０．３０％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含有量は０．１０～０．３０％の範囲とする。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含有量は０．１０～０．３０％の範囲とする。なお、好ましい下限は０．１３％であり、好ましい上限は０．２２％である。
（ｊ）Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは不可避的に鋼材中に存在する元素の一つである。Ｏ含有量が０．０１００％を超えると酸化物の析出が顕著に生じ、耐食性の劣化や靭性の劣化を引き起こす。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量を０．０００５％未満とするには過大な精錬負荷や過剰な脱酸剤を要するので、好ましい下限は０．０００５％である。また、好ましい上限は０．００５０％である。
Ｏは不可避的に鋼材中に存在する元素の一つである。Ｏ含有量が０．０１００％を超えると酸化物の析出が顕著に生じ、耐食性の劣化や靭性の劣化を引き起こす。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量を０．０００５％未満とするには過大な精錬負荷や過剰な脱酸剤を要するので、好ましい下限は０．０００５％である。また、好ましい上限は０．００５０％である。
下記の（１）～（３）式中の元素記号は各元素の質量％を表す。
上記成分組成は、下記式（１）に示す、耐孔食性の指標値であるＰＩ値が３６．０超え４０．０以下の範囲を満たすように含有される。
ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（１）
上記成分組成は、下記式（１）に示す、耐孔食性の指標値であるＰＩ値が３６．０超え４０．０以下の範囲を満たすように含有される。
ＰＩ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ ・・・（１）
ＰＩ値が３６．０以下のとき、十分な合せ材表面の耐孔食性が得られない。また、ＰＩ値が４０．０を超えると、板厚中央位置における元素の濃化が生じやすくなるため、ＰＩ値は３６．０超え４０．０以下の範囲とする。好ましい下限は３７．０である。
つぎに、合せ材の板厚中心部の元素濃化度の限定理由について説明する。
クラッド鋼の合せ材の素材の板厚方向におけるＳｉおよびＭｏ含有量は、下記式（２）で表すＸ値が３０以上を満たす板厚範囲が全厚の１０％以下とする。ここで、合わせ材の素材としては、連続鋳造鋳片や造塊・分塊圧延後であって、熱間圧延前のスラブや、薄スラブ連鋳のシートバーサイズの鋳片を用いることができる。
Ｘ＝６０δＳｉ＋４０δＭｏ ・・・（２）
ただし、δＳｉ＝Ｓｉ（分析位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、
δＭｏ＝Ｍｏ（分析位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、
ｔは板厚を表し、０．２５ｔ位置は厚み方向で表面から合せ材の素材の板厚の１／４の位置を表す。
クラッド鋼の合せ材の素材の板厚方向におけるＳｉおよびＭｏ含有量は、下記式（２）で表すＸ値が３０以上を満たす板厚範囲が全厚の１０％以下とする。ここで、合わせ材の素材としては、連続鋳造鋳片や造塊・分塊圧延後であって、熱間圧延前のスラブや、薄スラブ連鋳のシートバーサイズの鋳片を用いることができる。
Ｘ＝６０δＳｉ＋４０δＭｏ ・・・（２）
ただし、δＳｉ＝Ｓｉ（分析位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、
δＭｏ＝Ｍｏ（分析位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、
ｔは板厚を表し、０．２５ｔ位置は厚み方向で表面から合せ材の素材の板厚の１／４の位置を表す。
Ｘ値が３０以上を満たす板厚範囲が全厚の１０％以下のとき、板厚中心位置におけるＳｉ、Ｍｏの元素濃化が顕著でなく、クラッド鋼の合せ材の板厚中心位置を含めて良好な耐食性が得られる。しかしながら、Ｘ値が３０以上を満たす板厚範囲が全厚の１０％を超えると、合せ材の板厚中心位置に析出物が生成し、耐食性が損なわれるため、Ｘ値が３０以上を満たす板厚範囲は全厚の１０％以下とする。好ましくは６％以下である。Ｘ値が３０以上を満たす板厚範囲が０であればなお好ましい。
上記のＸ値を満たす合せ材素材を得るには、連続鋳造時における軽圧下法や連続鍛圧法など、適切な鋳造技術を適用することが望ましい。もちろん、上記で記述した鋳造方式に限定する必要が無いことは言うまでもない。
クラッド鋼の合せ材の板厚方向中心部におけるＳｉおよびＭｏ量は、下記式（３）で表す、鋼の中心偏析の指標値であるＸｃ値が４０以下を満たすように調整される。
Ｘｃ＝６０ΔＳｉ＋４０ΔＭｏ ・・・（３）
ただし、ΔＳｉ＝Ｓｉ（０．５ｔ位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、
ΔＭｏ＝Ｍｏ（０．５ｔ位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、
ｔは板厚を表し、０．５ｔ位置は合せ材の板厚中央位置を、０．２５ｔ位置は厚み方向で表面から合せ材の板厚の１／４の位置を表す。
Ｘｃ＝６０ΔＳｉ＋４０ΔＭｏ ・・・（３）
ただし、ΔＳｉ＝Ｓｉ（０．５ｔ位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、
ΔＭｏ＝Ｍｏ（０．５ｔ位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、
ｔは板厚を表し、０．５ｔ位置は合せ材の板厚中央位置を、０．２５ｔ位置は厚み方向で表面から合せ材の板厚の１／４の位置を表す。
Ｘｃ値が４０以下のとき、合せ材の板厚中心位置におけるＳｉ、Ｍｏの元素濃化が顕著でなく、合せ材の板厚中心位置を含めて良好な耐食性が得られる。しかしながら、Ｘｃ値が４０を超えると、合せ材の板厚中心位置に析出物が生成し、耐食性が損なわれるため、Ｘｃ値は４０以下とする。好ましくは３０以下である。下限は特に限定するものではないが、負偏析が生じると上記した成分組成の下限を下回るおそれがあるので、Ｘｃ値は０以上が好ましい。
各板厚位置のＳｉおよびＭｏ含有量の分析は、例えば、電子線マイクロアナライザー、スパーク放電発光分光分析、誘導結合プラズマ発光分光分析によって測定することができる。もちろん、上記で記述した分析方法に限定する必要が無いことは言うまでもない。
以上、基本成分について説明したが、必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。すなわち、任意成分として、質量％で、Ａ群［Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｗ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～１．５０％およびＶ：０．０１～０．８０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｂ群［Ｔｉ：０．０１～０．１０％およびＮｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｃ群［Ｓｎ：０．０１～０．２０％およびＳｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｄ群［Ｚｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０１～０．２０％およびＢ：０．０００５～０．０２００％から選ばれる少なくとも１種］およびＥ群［Ａｌ：０．００３～０．０８０％］から選ばれる少なくとも１群の元素を含有してもよい。
Ａ群［Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｗ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～１．５０％およびＶ：０．０１～０．８０％から選ばれる少なくとも１種］
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含有量は０．０１～１．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は１．００％である。
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含有量は０．０１～１．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は１．００％である。
Ｗ：０．０１～２．００％
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含有量は０．０１～２．００％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は１．５０％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含有量は０．０１～２．００％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は１．５０％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含有量は０．０１～１．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は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含有量は０．０１～１．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は１．００％である。
Ｖ：０．０１～０．８０％
Ｖは鋼の耐食性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、Ｖ含有量が０．８０％を超えて過剰に添加されると、靭性が劣化する。したがって、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．０１～０．８０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．５０％である。
Ｖは鋼の耐食性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、Ｖ含有量が０．８０％を超えて過剰に添加されると、靭性が劣化する。したがって、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．０１～０．８０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．５０％である。
Ｂ群［Ｔｉ：０．０１～０．１０％およびＮｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］
Ｔｉ：０．０１～０．１０％
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、０．１０％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含有量は０．０１～０．１０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．０５％である。
Ｔｉ：０．０１～０．１０％
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、０．１０％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含有量は０．０１～０．１０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．０５％である。
Ｎｂ：０．０１～０．２０％
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、０．２０％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含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１０％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、０．２０％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含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１０％である。
Ｃ群［Ｓｎ：０．０１～０．２０％およびＳｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］
Ｓｎ：０．０１～０．２０％
Ｓｎは鋼の耐食性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、Ｓｎ含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１５％である。
Ｓｎ：０．０１～０．２０％
Ｓｎは鋼の耐食性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、Ｓｎ含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１５％である。
Ｓｂ：０．０１～０．２０％
Ｓｂは鋼の耐食性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、Ｓｂ含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１５％である。
Ｓｂは鋼の耐食性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、Ｓｂ含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１５％である。
Ｄ群［Ｚｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０１～０．２０％およびＢ：０．０００５～０．０２００％から選ばれる少なくとも１種］
Ｚｒ：０．０１～０．２０％
Ｚｒは鋼の熱間加工性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、Ｚｒ含有量が０．２０％を超えて過剰に添加されると、逆に熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１５％である。
Ｚｒ：０．０１～０．２０％
Ｚｒは鋼の熱間加工性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、Ｚｒ含有量が０．２０％を超えて過剰に添加されると、逆に熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１５％である。
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％
Ｍｇは鋼の凝固組織の微細化、および熱間加工性の改善に有用な元素であり、その効果は０．０００５％以上の添加で発現する。また、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、耐食性を劣化させる。したがって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．０１００％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．００５０％である。
Ｍｇは鋼の凝固組織の微細化、および熱間加工性の改善に有用な元素であり、その効果は０．０００５％以上の添加で発現する。また、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、耐食性を劣化させる。したがって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．０１００％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．００５０％である。
Ｃａ：０．０００５～０．０１００％
Ｃａは鋼中のＯおよびＳを介在物として固定化し、熱間加工性および耐食性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０００５％以上の添加で発現する。また、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると靭性を劣化させる。したがって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０００５～０．０１００％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．００５０％である。
Ｃａは鋼中のＯおよびＳを介在物として固定化し、熱間加工性および耐食性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０００５％以上の添加で発現する。また、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると靭性を劣化させる。したがって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０００５～０．０１００％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．００５０％である。
ＲＥＭ：０．０１～０．２０％
ＲＥＭ（希土類金属元素）は鋼の熱間加工性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、ＲＥＭ含有量が０．２０％を超えて過剰に添加されると、逆に熱間加工性を劣化させる。したがって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１０％である。
ＲＥＭ（希土類金属元素）は鋼の熱間加工性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で発現する。また、ＲＥＭ含有量が０．２０％を超えて過剰に添加されると、逆に熱間加工性を劣化させる。したがって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１０％である。
Ｂ：０．０００５～０．０２００％
Ｂは鋼の熱間加工性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０００５％以上の添加で発現する。また、Ｂ含有量が０．０２００％を超えて過剰に添加されると、逆に熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．０００５～０．０２００％の範囲とすることが好ましい。より好ましい下限は０．００１０％であり、より好ましい上限は０．０１００％である。
Ｂは鋼の熱間加工性を改善させるのに有用な元素であり、その効果は０．０００５％以上の添加で発現する。また、Ｂ含有量が０．０２００％を超えて過剰に添加されると、逆に熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．０００５～０．０２００％の範囲とすることが好ましい。より好ましい下限は０．００１０％であり、より好ましい上限は０．０１００％である。
Ｅ群［Ａｌ：０．００３～０．０８０％］
Ａｌ：０．００３～０．０８０％
Ａｌは脱酸に有用な元素であり、その効果は０．００３％以上の添加で発現する。また、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えるとクラスター状の酸化物を形成して靭性を劣化させる。したがって、Ａｌを添加する場合、Ａｌ含有量は０．００３～０．０８０％の範囲とすることが好ましい。
上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
Ａｌ：０．００３～０．０８０％
Ａｌは脱酸に有用な元素であり、その効果は０．００３％以上の添加で発現する。また、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えるとクラスター状の酸化物を形成して靭性を劣化させる。したがって、Ａｌを添加する場合、Ａｌ含有量は０．００３～０．０８０％の範囲とすることが好ましい。
上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
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との相分率がおよそ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％の範囲とすることが好ましい。より好ましい下限は４０％であり、より好ましい上限は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％以下とすることが好ましい。より、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の相分率の和がゼロの場合はアルファ相＋ガンマ相で１００％とする。
本発明のクラッド鋼の製造方法の実施形態について説明する。クラッド鋼の合せ材は、上述した成分組成に調整され、軽圧下法や連続鍛圧法など、適切な鋳造技術により溶製して合せ材の素材とした後、熱間圧延によって所望の板厚の圧延体に調整される。母材は、使用環境などによって適宜選択される。母材は、その一例として、常法等により溶製された造船、圧力容器、一般溶接材、パイプライン用途の低合金鋼や炭素鋼の鋼片（スラブ）を使用することができ、必要に応じて熱間圧延により所望の板厚に調整して母材素材とする。これらの母材素材および合せ材の圧延体を用いて、クラッド圧延用組立スラブ（以下、「組立スラブ」と称する）が組み立てられる。
組立スラブは、公知の手法を用いて作製することができる。そのうち、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る。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。なお、上記のように組み立てた場合、対向する合せ材の間にはアルミナやＭｇＯなどの剥離剤を塗っておくことが好ましい。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ない。
上述のように組み立てた組立スラブは加熱され、さらに熱間圧延が実施される。すなわち、（Ｉ）合せ材素材の熱間圧延工程、（ＩＩ）組立スラブの加熱工程、（ＩＩＩ）組立スラブの熱間圧延工程の順に行われる。各工程での条件は下記の通りである。
（Ｉ）合せ材圧延体の圧下比：５．０超え
合せ材圧延体の圧下比を５．０超えとするのは、合せ材の中心偏析幅を小さくするためである。合せ材圧延体の圧下比が５．０超えになると後の組立スラブ加熱、熱間圧延により、中心偏析を無害化できる。そのため、合せ材圧延体の圧下比は好ましくは５．０超え、より好ましくは６．０以上である。ここで、圧下比とは、圧下前の板厚を圧下後の板厚で除したものである、以下同じ。なお、圧下比の上限は特に限定されないが、圧延能率を考慮し、その上限は４０．０であることが好ましい。
合せ材圧延体の圧下比を５．０超えとするのは、合せ材の中心偏析幅を小さくするためである。合せ材圧延体の圧下比が５．０超えになると後の組立スラブ加熱、熱間圧延により、中心偏析を無害化できる。そのため、合せ材圧延体の圧下比は好ましくは５．０超え、より好ましくは６．０以上である。ここで、圧下比とは、圧下前の板厚を圧下後の板厚で除したものである、以下同じ。なお、圧下比の上限は特に限定されないが、圧延能率を考慮し、その上限は４０．０であることが好ましい。
（ＩＩ）組立スラブの加熱条件：１１５０℃以上の温度域において６０分以上
組立スラブの加熱条件を１１５０℃以上の温度域において６０分以上とするのは、合せ材の溶体化処理のためである。ここで、１１５０℃以上の温度域において６０分以上の温度条件を満たすのは、合せ材の０．５ｔ位置（板厚中央位置）における温度であり、合せ材の０．５ｔ位置における温度は差分伝熱計算や有限要素法などによって計算した値を用いることができる。組立スラブの加熱条件を１１５０℃以上の温度域において６０分以上とした場合、合せ材中の中心偏析部に濃化しているＳｉおよびＭｏが十分拡散し、続く熱間圧延により、中心偏析を無害化できる。そのため、組立スラブの加熱条件は好ましくは１１５０℃以上の温度域において６０分以上、より好ましくは１１８０℃以上の温度域において６０分以上とする。ただし、高温域に長時間保持しすぎると、母材の結晶粒が粗大化し、靭性の劣化を引き起こす。そのため、組立スラブの加熱時間の上限は、３００分とすることが好ましい。なお、組立てスラブの加熱温度の上限は、母材の結晶粒が粗大化に伴う靭性の劣化を抑制するため、１３００℃とすることが好ましい。
組立スラブの加熱条件を１１５０℃以上の温度域において６０分以上とするのは、合せ材の溶体化処理のためである。ここで、１１５０℃以上の温度域において６０分以上の温度条件を満たすのは、合せ材の０．５ｔ位置（板厚中央位置）における温度であり、合せ材の０．５ｔ位置における温度は差分伝熱計算や有限要素法などによって計算した値を用いることができる。組立スラブの加熱条件を１１５０℃以上の温度域において６０分以上とした場合、合せ材中の中心偏析部に濃化しているＳｉおよびＭｏが十分拡散し、続く熱間圧延により、中心偏析を無害化できる。そのため、組立スラブの加熱条件は好ましくは１１５０℃以上の温度域において６０分以上、より好ましくは１１８０℃以上の温度域において６０分以上とする。ただし、高温域に長時間保持しすぎると、母材の結晶粒が粗大化し、靭性の劣化を引き起こす。そのため、組立スラブの加熱時間の上限は、３００分とすることが好ましい。なお、組立てスラブの加熱温度の上限は、母材の結晶粒が粗大化に伴う靭性の劣化を抑制するため、１３００℃とすることが好ましい。
（ＩＩＩ）組立スラブの圧下比：３．０以上
組み立てスラブの圧下比を３．０以上とするのは、合せ材の中心偏析幅を小さくし、無害化するためである。組み立てスラブの圧下比が３．０以上のとき、中心偏析の幅が十分に小さくなり、合せ材の板厚中心部まで優れた耐食性を得ることができる。そのため、組み立てスラブの圧下比は好ましくは３．０以上、より好ましくは４．０以上とする。圧下比の上限は特に限定されないが、圧延能率を考慮し、その上限は４０．０であることが好ましい。
組み立てスラブの圧下比を３．０以上とするのは、合せ材の中心偏析幅を小さくし、無害化するためである。組み立てスラブの圧下比が３．０以上のとき、中心偏析の幅が十分に小さくなり、合せ材の板厚中心部まで優れた耐食性を得ることができる。そのため、組み立てスラブの圧下比は好ましくは３．０以上、より好ましくは４．０以上とする。圧下比の上限は特に限定されないが、圧延能率を考慮し、その上限は４０．０であることが好ましい。
このような二相ステンレスクラッド鋼の製造方法を用いることで、合せ材の板厚中心部まで耐食性に優れるクラッド鋼材を製造することができる。なお、クラッド鋼の製造方法は、上記の工程を含むものであればよく、必要により公知の工程をさらに付加してもよい。
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。
表１－１および１－２に示す鋼種を溶解して、板厚１３５ｍｍの合せ材となる素材を作製した。なお、母材となる素材は（一社）日本海事協会の鋼船規則Ｋ編材料に規定されているＫＤ３６に適合する成分を常法で溶製した。なお、表１－１および１－２において、下線部分は、本発明の範囲外であることを意味し、空欄は含有していない、もしくは不可避不純物として含有している場合を意味する。表１には、上記（１）式を用いて計算したＰＩ値を併記した。
表１－１および１－２に示す鋼種を溶解して、板厚１３５ｍｍの合せ材となる素材を作製した。なお、母材となる素材は（一社）日本海事協会の鋼船規則Ｋ編材料に規定されているＫＤ３６に適合する成分を常法で溶製した。なお、表１－１および１－２において、下線部分は、本発明の範囲外であることを意味し、空欄は含有していない、もしくは不可避不純物として含有している場合を意味する。表１には、上記（１）式を用いて計算したＰＩ値を併記した。
作製した合せ材となる素材を１２００℃に加熱し、表２に示す圧下比の条件で熱間圧延を実施し、合せ材の中間素材（圧延体）とした。母材となる素材は必要に応じて熱間圧延を施し、母材の中間素材とした。続いて、これら合せ材の中間素材と母材の中間素材を組み立てて組立スラブを作製した後、表２に示す製品圧延条件で合せ材板厚３ｍｍ、母材板厚１２ｍｍとなるクラッド鋼を製造した。ここで、組立スラブの熱間圧延工程において、合せ材０．５ｔ位置（板厚中央位置）で、圧延終了温度は１０００℃、冷却開始温度は９７０℃、平均冷却速度は５～１０℃／ｓ、冷却停止温度は５００～７００℃とした。
そして、得られたクラッド鋼について、試験片を採取し、合せ材の耐食性試験を実施した。
合せ材素材の板厚方向のＳｉ含有量およびＭｏ含有量は以下の手順に従って測定した。まず、熱間圧延前の合せ材素材の板厚中央位置（０．５ｔ）および板厚１／４位置（０．２５ｔ）を含むｔ５０×Ｗ１０×Ｌ２０ｍｍの試験片をそれぞれ採取し、ｔ５０×Ｌ２０ｍｍの面をアルミナバフ研磨仕上げにて研磨した。続いて、電子線マイクロアナライザーを用いてｔ５０×Ｌ２０ｍｍの面を板厚方向に、加速電圧１５ｋＶ、照射電流０．２μＡ、ビーム径０．１ｍｍ、測定間隔０．１ｍｍの条件で線分析を実施した。得られた測定値を標準試料の測定値と比較することで、Ｓｉ含有量およびＭｏ含有量を算出し、それらの値から上記（２）式に基づきＸ値を計算した。
合せ材素材の板厚方向のＳｉ含有量およびＭｏ含有量は以下の手順に従って測定した。まず、熱間圧延前の合せ材素材の板厚中央位置（０．５ｔ）および板厚１／４位置（０．２５ｔ）を含むｔ５０×Ｗ１０×Ｌ２０ｍｍの試験片をそれぞれ採取し、ｔ５０×Ｌ２０ｍｍの面をアルミナバフ研磨仕上げにて研磨した。続いて、電子線マイクロアナライザーを用いてｔ５０×Ｌ２０ｍｍの面を板厚方向に、加速電圧１５ｋＶ、照射電流０．２μＡ、ビーム径０．１ｍｍ、測定間隔０．１ｍｍの条件で線分析を実施した。得られた測定値を標準試料の測定値と比較することで、Ｓｉ含有量およびＭｏ含有量を算出し、それらの値から上記（２）式に基づきＸ値を計算した。
熱間圧延後のクラッド鋼の合せ材の０．２５ｔ位置および０．５ｔ位置のＳｉ含有量およびＭｏ含有量は以下の手順に従って測定した。まず、研磨によって合せ材表面と並行な合せ材の０．２５ｔ位置および０．５ｔ位置の面を測定面とした、ｔ５×Ｗ２０×Ｌ２０ｍｍの試験片を採取し、Ｗ２０×Ｌ２０ｍｍの測定面をスパーク放電発光分光分析することで、合せ材の０．２５ｔ位置および０．５ｔ位置のＳｉ含有量およびＭｏ含有量を算出した。また、合せ材の０．２５ｔ位置および０．５ｔ位置のＳｉ含有量およびＭｏ含有量からＸｃ値を計算した。
合せ材の板厚中央位置を含めた耐食性を評価するため、合せ材の板厚中央位置の面がＷ２０ｍｍ×Ｌ３０ｍｍの試験対象面に含まれるように、クラッド鋼の合せ材からｔ１．０ｍｍ×Ｗ２０ｍｍ×Ｌ３０ｍｍのサイズの試験片を採取し、表面を湿式研磨６００番仕上げにて調整した。
合せ材の耐食性は、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５０℃以上のものを耐食性が良好であると判断した。
試験結果を表３－１～３－３に示す。本発明の範囲内である水準は良好な耐食性を示した。一方で、本発明の範囲外である水準は耐食性に劣っていた。
試験結果を表３－１～３－３に示す。本発明の範囲内である水準は良好な耐食性を示した。一方で、本発明の範囲外である水準は耐食性に劣っていた。
本発明は、合せ材の板厚中心部まで優れた耐食性を有することから、ケミカルタンカーのカーゴタンク、化学プラントの反応容器や港湾構造物など高い耐食性と材料強度とを要求される用途に適用して好適である。
１ 合せ材
２ 母材
３ 試験片
４ 孔食
１０ クラッド鋼
２ 母材
３ 試験片
４ 孔食
１０ クラッド鋼
Claims (3)
- 母材鋼板の少なくとも片面に二相ステンレス鋼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：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：６．００～８．００％、Ｃｒ：２３．００～２６．００％、Ｍｏ：２．５０～４．００％、Ｎ：０．１０～０．３０％、Ｏ：０．０１００％以下を含み、下記（１）式で表されるＰＩ値が３６．０超え４０．０以下の範囲にあり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
該合せ材の素材は、下記（２）式で表されるＸ値が３０以上を満たす板厚範囲が全厚の１０％以下であり、
前記合せ材は、下記（３）式で表されるＸｃ値が４０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）
Ｘ＝６０δＳｉ＋４０δＭｏ ・・・（２）
Ｘｃ＝６０ΔＳｉ＋４０ΔＭｏ ・・・（３）
ただし、上記式中、元素記号は各元素の質量％を示し、
δＳｉ＝Ｓｉ（分析位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、
δＭｏ＝Ｍｏ（分析位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、
ΔＳｉ＝Ｓｉ（０．５ｔ位置）－Ｓｉ（０．２５ｔ位置）、
ΔＭｏ＝Ｍｏ（０．５ｔ位置）－Ｍｏ（０．２５ｔ位置）、
ｔ：合せ材の板厚
を表す。 - 前記合せ材の成分組成が、さらに質量％で、Ａ群［Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｗ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～１．５０％およびＶ：０．０１～０．８０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｂ群［Ｔｉ：０．０１～０．１０％およびＮｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｃ群［Ｓｎ：０．０１～０．２０％およびＳｂ：０．０１～０．２０％から選ばれる少なくとも１種］、Ｄ群［Ｚｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０１～０．２０％およびＢ：０．０００５～０．０２００％から選ばれる少なくとも１種］およびＥ群［Ａｌ：０．００３～０．０８０％］から選ばれる少なくとも１群の成分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。
- 請求項１または２に記載の成分組成の合せ材を素材とする二相ステンレスクラッド鋼の製造方法において、前記合せ材素材に圧下比５．０超えの熱間圧延を施して、圧延体を形成する工程と、前記母材となる母材素材および前記合せ材の圧延体を組み合わせた後、合せ材の圧延体部分を１１５０℃以上の温度域において６０分以上加熱し、続いて圧下比３．０以上の熱間圧延を施し、圧延体を形成する工程を含む、ここで、圧下比は圧下前の板厚を圧下後の板厚で除したものであり、前記合せ材の成分組成は前記（１）式で表されるＰＩ値が３６．０超え４０．０以下の範囲にあり、前記合せ材の素材は、前記（２）式で表されるＸ値が３０以上を満たす板厚範囲が全厚の１０％以下であり、前記合せ材は、前記（３）式で表されるＸｃ値が４０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の製造方法。
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2021
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