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WO2018181381A1 - クラッド鋼板およびその製造方法 - Google Patents

クラッド鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2018181381A1
WO2018181381A1 PCT/JP2018/012547 JP2018012547W WO2018181381A1 WO 2018181381 A1 WO2018181381 A1 WO 2018181381A1 JP 2018012547 W JP2018012547 W JP 2018012547W WO 2018181381 A1 WO2018181381 A1 WO 2018181381A1
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WO
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temperature
less
steel plate
base
plate
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Application number
PCT/JP2018/012547
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English (en)
French (fr)
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遼介 酒井
俊一 橘
洋太 黒沼
横田　智之
長谷　和邦
聡 伊木
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to MYPI2019005635A priority patent/MY196780A/en
Priority to KR1020197030648A priority patent/KR102259450B1/ko
Priority to CN201880021058.0A priority patent/CN110462087B/zh
Priority to EP18776131.7A priority patent/EP3604597B1/en
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a clad steel plate and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a clad steel plate suitable for a line pipe and a manufacturing method thereof.
  • a clad steel plate is a steel plate in which a base material steel plate such as carbon steel is laminated with a laminated material made of a corrosion-resistant alloy. Therefore, it has an advantage of high economic efficiency.
  • the clad steel sheets are expected to be used as line pipes exposed to severe corrosive environments due to their high corrosion resistance.
  • the clad steel sheet for line pipes is required to ensure excellent low-temperature toughness from the viewpoint of preventing the brittle fracture of the pipeline, in addition to the corrosion resistance of the laminated material.
  • Patent Document 1 discloses: “In a clad steel sheet made of Ni alloy as a base material and low alloy steel as a base material, the chemical composition of the base material is mass%, C: 0.020-0.100%, Si: 0.10-0. 50%, Mn: 0.75 to 1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.45 %, Cr: 0.01 to 0.50%, Mo: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.005 to 0.080%, Ti: 0.005 to 0.030%, N: 0.00.
  • Low temperature toughness and HAZ toughness of base material characterized by containing 0010 to 0.0060%, Al: 0.070% or less, Ca: 0.0010 to 0.0040%, and balance Fe and inevitable impurities And Ni alloy clad steel plate with excellent corrosion resistance of laminated material. " Is disclosed.
  • Patent Document 2 “In a clad steel sheet made of Ni alloy as a base material and low alloy steel as a base material, the chemical composition of the base material is mass%, C: 0.020-0.100%, Si: 0.10-0. 50%, Mn: 0.75 to 1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.45 %, Cr: 0.01 to 0.50%, Mo: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.005 to 0.080%, Ti: 0.005 to 0.030%, N: 0.00.
  • Low temperature toughness and HAZ toughness of base material characterized by containing 0010 to 0.0060%, Al: 0.070% or less, Ca: 0.0010 to 0.0040%, and balance Fe and inevitable impurities And Ni alloy clad steel plate with excellent corrosion resistance of laminated material. " Is disclosed.
  • Patent Document 3 includes: “In a clad steel plate made of austenitic stainless steel as a combination material and a low alloy steel as a base material, the base material is in mass%, C: 0.020 to 0.100%, Si: 0.10 to 0.00. 50%, Mn: 0.75 to 1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.45 %, Cr: 0.01 to 0.50%, Mo: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.005 to 0.080%, Ti: 0.005 to 0.030%, N: 0.00.
  • the clad steel sheet is work hardened during pipe making, it is currently required to further improve the low temperature toughness in consideration of the deterioration of the toughness due to the work hardening.
  • the present invention has been developed in view of the above-described present situation, and an object thereof is to provide a clad steel sheet that further improves low-temperature toughness while securing a tensile strength of 535 MPa or more together with its advantageous manufacturing method.
  • excellent in low temperature toughness means that the ductile fracture surface ratio obtained by the DWTT test (test temperature: ⁇ 30 ° C.) based on API-5L: DWTTSA ⁇ 30 ° C. is 85% or more. .
  • the test temperature was set to ⁇ 30 ° C. in consideration of a decrease in toughness due to work hardening during pipe making.
  • the inventors have made various studies in order to develop a clad steel sheet having further improved low-temperature toughness while ensuring predetermined mechanical properties, and obtained the following knowledge.
  • (A) In order to obtain excellent low-temperature toughness, it is effective to simultaneously refine the structure that increases brittle crack propagation resistance and reduce the hard phase that can be the starting point of brittle cracks in the base steel sheet.
  • the steel structure of the base material steel plate is a bainite-based structure.
  • the area ratio of bainite at a thickness 1/2 position in the thickness direction of the base material steel plate is 94% or more.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • the base material steel plate is mass%, C: 0.020 to 0.100%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.75 to 1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Al: 0.010 to 0.070%, Nb: 0.005 to 0.080%, Ti: 0.005 to 0.030% and N: 0.0010 to 0.0060%
  • the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities
  • the base steel plate is It has a bainite of 94% or more and an island-like martensite of 6% or less in area ratio at a plate thickness 1 ⁇ 2 position in the plate thickness direction of the base steel plate, and the average crystal grain size of the bainite is 25 ⁇ m or less.
  • the clad steel plate whose joint
  • the component composition of the base steel sheet is further mass%, Cu: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, V: 0.100% or less, 2.
  • the clad steel sheet according to 1 or 2 wherein the corrosion-resistant alloy is a Ni-based alloy or an austenitic stainless steel.
  • a slab formed by laminating a base steel plate material having the composition of the base steel plate described in 1 or 2 above and a laminated base material made of a corrosion-resistant alloy is used in a temperature range of 1050 ° C. to 1200 ° C. After heating to After subjecting the slab to the first rolling at a reduction ratio of 2.0 or more at a surface temperature of 950 ° C. or higher, a cumulative reduction ratio at a temperature range of 900 ° C. or lower is 50% or more, Rolling end temperature: The second rolling at a surface temperature of 800 ° C.
  • the cooling start temperature Ar 3 temperature or higher at the surface temperature
  • the average cooling rate 5 ° C./s or higher
  • the cooling stop temperature the temperature at the plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction of the base steel plate
  • a method for producing a clad steel sheet comprising subjecting the rolled sheet to tempering in a temperature range of 350 to 600 ° C. at a temperature half the thickness of the base steel sheet in the thickness direction.
  • the average cooling rate in accelerated cooling is obtained by dividing the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature at the plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction of the base steel plate by the cooling time. .
  • the base material steel plate material having the composition of the base material steel plate according to the above 1 or 2 is laminated with a base material material made of austenitic stainless steel or a base material material made of Alloy 825 Ni-based alloy. After heating the slab to a temperature range of 1050 ° C to 1200 ° C at the surface temperature, After subjecting the slab to a first rolling with a reduction ratio in the temperature range of 950 ° C. or higher: 1.5 or higher, a cumulative reduction ratio in the temperature range of 900 ° C. or lower in the temperature range: 50% or higher, Rolling end temperature: The second rolling at a surface temperature of 750 ° C.
  • the cooling start temperature Ar 3 temperature or higher at the surface temperature
  • the average cooling rate 5 ° C./s or higher
  • the cooling stop temperature the temperature at the plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction of the base steel plate
  • a method for producing a clad steel sheet comprising subjecting the rolled sheet to tempering in a temperature range of 350 to 600 ° C. at a temperature half the thickness of the base steel sheet in the thickness direction.
  • the average cooling rate in accelerated cooling is obtained by dividing the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature at the plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction of the base steel plate by the cooling time. .
  • the above-mentioned clad steel plate can be applied to oil and natural gas transportation line pipes that are exposed to severe corrosive environments, it is extremely useful in industry.
  • the present invention is directed to a clad steel plate in which a laminated material made of a corrosion-resistant alloy is bonded to one side of a base steel plate.
  • the thickness of the clad steel plate is not particularly limited, but is about 30 mm.
  • the thicknesses of the base steel plate and the laminated material are usually about 5 to 27 mm and about 1.5 to 4.0 mm, respectively.
  • Component composition C of base steel plate 0.020 to 0.100% C is an element that contributes to precipitation strengthening as a carbide.
  • the C content is less than 0.020%, sufficient strength cannot be secured.
  • the C content exceeds 0.100%, the low temperature toughness and the weld heat affected zone toughness of the base steel plate are deteriorated. Therefore, the C content is 0.020 to 0.100%.
  • the content is 0.020 to 0.080%.
  • Si 0.05 to 0.50% Si is an element added to ensure the strength of the steel material by deoxidation or solid solution strengthening.
  • the Si content is less than 0.05%, the effect is not sufficient.
  • the Si content exceeds 0.50%, toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the Si content is 0.05% to 0.50%.
  • it is 0.10% or more, more preferably 0.20% or more. Further, it is preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.75 to 1.80% Mn is an element added for securing strength and toughness.
  • the Mn content is less than 0.75%, the effect is not sufficient.
  • the Mn content exceeds 1.80%, the weldability deteriorates. Therefore, the Mn content is 0.75 to 1.80%.
  • it is 1.00% or more. Further, it is preferably 1.70% or less.
  • P 0.015% or less
  • P is an inevitable impurity that deteriorates weldability. Therefore, the P content is 0.015% or less. Preferably it is 0.010% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and may be 0%.
  • S 0.0030% or less
  • S is generally present as sulfide inclusions in steel and deteriorates ductility and toughness. Therefore, S is preferably reduced as much as possible, and the S content is 0.0030% or less. Preferably it is 0.0010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Al 0.010 to 0.070% Al is added for deoxidation, but if the Al content is less than 0.010%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Al content exceeds 0.070%, an alumina cluster is formed and ductility is deteriorated. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.070%. Preferably, the content is 0.010 to 0.040%.
  • Nb 0.005 to 0.080%
  • Nb is effective in increasing the strength of the steel sheet by precipitation strengthening and increasing hardenability. Moreover, it has the effect of expanding the ⁇ non-recrystallization temperature range, and contributes to the improvement of toughness rather than the refinement of the structure. However, if the Nb content is less than 0.005%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.080%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates. Therefore, the Nb content is 0.005 to 0.080%. Preferably it is 0.010% or more. Moreover, Preferably it is 0.050% or less.
  • Ti 0.005 to 0.030%
  • the austenite coarsening is suppressed by the pinning effect due to the formation of nitride, and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is ensured.
  • Ti is an element effective for increasing the strength of a steel sheet by precipitation strengthening.
  • the Ti content is set to 0.005 to 0.030%.
  • it is 0.010% or more.
  • it is 0.020% or less.
  • N 0.0010 to 0.0060%
  • N When N is contained in an amount of 0.0010% or more, it suppresses the austenite coarsening due to the pinning effect due to nitride formation, and contributes to securing the toughness of the base material and the weld heat affected zone. However, if the N content exceeds 0.0060%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0010 to 0.0060%. Preferably it is 0.0020% or more. Moreover, Preferably it is 0.0050% or less.
  • the ratio of the Ti content to the N content is also important in order to sufficiently exhibit the pinning effect due to nitride formation. Specifically, when the Ti content / N content is less than 2.0% by mass or the Ti content / N content exceeds 3.5, the pinning effect due to nitride formation is not sufficiently exhibited. In some cases, austenite becomes coarse and toughness deteriorates. Therefore, the Ti content / N content is preferably 2.0 to 3.5.
  • Cu 0.50% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.50% or less
  • V 0.100% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Ca one or more selected from 0.0040% or less may optionally be contained.
  • Cu, Cr, and Mo are elements that improve the hardenability and are high in the base material and the weld heat affected zone. Contributes to strengthening.
  • Cu, Cr and Mo are each preferably contained in an amount of 0.01% or more.
  • the toughness of the weld heat affected zone may be deteriorated. Therefore, when Cu, Cr and Mo are contained, the content is set to 0.50% or less. More preferably, it is 0.05% or more. Further, it is more preferably 0.40% or less.
  • V 0.100% or less V contributes to increasing the strength of the steel sheet by precipitation strengthening. However, if the V content is less than 0.010%, the effect cannot be sufficiently obtained. It is preferable to set it as 0.010% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.100%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates. Therefore, when V is contained, the content is made 0.100% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that improves hardenability and contributes to increasing the strength of the base material and the weld heat affected zone. In order to acquire this effect, it is preferable to contain Ni 0.01% or more. However, since Ni is an expensive element, if a large amount of Ni is contained, the cost increases. Therefore, when Ni is contained, the content is set to 0.50% or less. More preferably, it is 0.05% or more. Further, it is more preferably 0.40% or less.
  • Ca 0.0040% or less
  • Ca has a function of fixing S in steel and improving the toughness of the steel sheet.
  • the Ca content exceeds 0.0040%, inclusions in the steel are increased and the toughness may be deteriorated. Therefore, when Ca is contained, its content is set to 0.0040% or less. More preferably, it is 0.0020% or more. Further, it is more preferably 0.0030% or less.
  • the base steel plate is in mass%, C: 0.020 to 0.100%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.75 to 1.80%, P: 0.015%.
  • Bainite is an important structure for achieving both strength and low temperature toughness. Moreover, bainite contributes effectively to the strength improvement of a steel plate by transformation structure strengthening. For this reason, the steel structure of the base material steel plate needs to be a bainite-based structure, and specifically, the thickness 1/2 position in the thickness direction of the base material steel sheet (hereinafter simply referred to as 1/2 thickness position). In other words, the area ratio of bainite to the entire steel structure in 94) is required to be 94% or more. Preferably it is 97% or more. The area ratio of bainite may be 100%.
  • the steel structure of the base steel plate needs to be basically composed of the above-described bainite.
  • the remaining structure other than bainite is a small amount of island martensite, ferrite, cementite, etc. It may be contained, and it is acceptable if the total area ratio of these remaining structures is 6% or less. Note that the area ratio of the remaining tissue may be 0%. If the remaining structure exceeds 6%, the area ratio of bainite becomes small, so that the strength and the low temperature toughness cannot be compatible.
  • the area ratio of island martensite at a position of 1/2 the thickness of the base steel sheet 6% or less
  • bainite is an important structure for achieving both strength and low temperature toughness. Bainite contributes effectively to improving the strength of the steel sheet by strengthening the transformation structure.
  • the area ratio of island martensite at the position of 1/2 the plate thickness is set to 6% or less. Preferably it is 4% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, and may be 0%.
  • island-shaped martensite is easily generated near the center of the base steel sheet in the thickness direction, and the island-shaped martensite generated near the center of the thickness direction has a particularly large effect on low-temperature toughness.
  • it is important to suppress the area ratio of island martensite at the position of 1/2 the plate thickness.
  • the area ratio of each phase at the position of the plate thickness 1/2 is obtained as follows. That is, the L cross-section (cross-section parallel to the rolling direction and parallel to the rolling surface normal direction) of the base steel plate in the thickness direction 1/2 is mirror-polished and then subjected to nital or electrolytic etching (electrolytic solution: 100 ml). Corroded with distilled water + 25 g sodium hydroxide + 5 g picric acid), and using a scanning electron microscope (SEM), observed a randomly selected 1.2 ⁇ 10 ⁇ 2 mm 2 area at a magnification of 2000 ⁇ , It is obtained by image analysis.
  • SEM scanning electron microscope
  • Average grain size of bainite 25 ⁇ m or less Since grain boundaries of bainite provide resistance to brittle crack propagation, refinement of crystal grains contributes to improvement of low temperature toughness. Therefore, the average crystal grain size of bainite is 25 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is about 5 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of bainite is obtained as follows. That is, the L cross-section (cross-section parallel to the rolling direction and parallel to the rolling surface normal direction) at the position 1/2 of the thickness of the base steel plate is mirror-polished and then subjected to electron beam backscatter diffraction (EBSP). Measure the crystal orientation of a randomly selected 1.2 ⁇ 10 ⁇ 2 mm 2 area (magnification: 2000 times), and analyze the image with the area where the angle difference between adjacent pixels is 15 ° or more as the grain boundary It is what I asked for.
  • Bonding interface shear strength between base material steel plate and laminated material 300 MPa or more In a clad steel plate, it is necessary to prevent the laminated material from peeling from the base material steel plate. Therefore, the joint interface shear strength between the base steel plate and the laminated material is set to 300 MPa or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is about 400 MPa.
  • Laminated material in the clad steel plate of the present invention, a laminated material made of a corrosion-resistant alloy is joined to one side of a base steel plate.
  • the corrosion resistant alloy is not particularly limited, and examples thereof include Ni-based alloys and austenitic stainless steels. In particular, Ni-based alloys are preferable because they exhibit high stress corrosion cracking resistance in a high hydrogen sulfide partial pressure environment (sour environment).
  • the Ni-based alloy is, for example, Alloy 625 or Alloy 825, and Alloy 625 is particularly preferable from the viewpoint of stress corrosion cracking resistance.
  • Alloy 625 is a Ni-based alloy corresponding to NCF625 of JIS G 4902, and in particular, by mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0 0.02 to 0.50%, P: 0.010% or less, S: 0.0010% or less, Cr: 20.0 to 23.0%, Mo: 8.0 to 10.0%, Fe: 5.
  • Alloy 825 is a Ni-based alloy corresponding to NCF825 of JIS G 4902, and in particular, by mass, C: 0.020% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 1.00% or less.
  • Preferred component composition C of Alloy 625 0.030% or less C precipitates at grain boundaries as carbides due to the thermal history during the production of the clad steel sheet, and deteriorates the corrosion resistance. For this reason, when C content exceeds 0.030%, precipitation of a carbide
  • Si 0.02 to 0.50% Si is added for deoxidation.
  • the Si content is less than 0.02%, the effect is not sufficient.
  • the Si content exceeds 0.50%, the corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the Si content is preferably 0.02 to 0.50%. More preferably, it is 0.02 to 0.20%.
  • Mn 0.02 to 0.50% Mn is added for deoxidation.
  • the Mn content is less than 0.02%, the effect is not sufficient.
  • the Mn content exceeds 0.50%, the corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the Mn content is preferably 0.02 to 0.50%. More preferably, it is 0.02 to 0.15%.
  • P 0.010% or less
  • P is an impurity element that segregates at grain boundaries and degrades corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably 0.010% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and may be 0%.
  • S 0.0010% or less
  • S is an impurity element that segregates at grain boundaries and degrades corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably 0.0010% or less. More preferably, it is 0.0005% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Cr 20.0-23.0%
  • Cr forms a highly protective oxide film on the metal surface and improves pitting resistance and intergranular corrosion resistance.
  • Cr is added in combination with Ni to improve the stress corrosion cracking resistance in the sour environment.
  • the Cr content needs to consider the balance with Ni and other alloys. From such a viewpoint, the Cr content is preferably 20.0 to 23.0%. More preferably, it is 21.5 to 23.0%.
  • Mo 8.0 to 10.0% Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. Further, Mo is added in combination with Ni to improve the stress corrosion cracking resistance in a sour environment. However, regarding the Mo content, it is necessary to consider the balance with Ni and other alloys. From such a viewpoint, the Mo content is preferably set to 8.0 to 10.0%. More preferably, it is 8.5 to 10.0%.
  • Fe 5.0% or less Fe is an impurity that is inevitably mixed when ferrochrome, ferromolybdenum, or the like is used as a raw material.
  • the Fe content exceeds 5.0%, corrosion resistance deteriorates. Therefore, the Fe content is preferably 5.0% or less. More preferably, it is 3.5% or less.
  • the lower limit of the Fe content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Al 0.02 to 0.40%
  • Al is an effective deoxidizing element, but if the Al content is less than 0.02%, the effect is not sufficient. However, if the Al content exceeds 0.40%, the stress corrosion cracking resistance is deteriorated. Therefore, the Al content is preferably 0.02 to 0.40%. More preferably, it is 0.02 to 0.25%.
  • Ti 0.10 to 0.40% Ti is effective for fixing C.
  • the Ti content is less than 0.10%, the fixation of C becomes incomplete, and carbides that deteriorate the corrosion resistance are precipitated.
  • the Ti content exceeds 0.40%, Ti precipitates as an intermetallic compound, and the bondability with the base steel plate is lowered. Therefore, the Ti content is preferably 0.10 to 0.40%. More preferably, it is 0.10 to 0.30%.
  • Total amount of Nb and Ta 3.15 to 4.15% Nb and Ta are both effective for fixing C.
  • the total amount of Nb and Ta is less than 3.15%, the effect is not sufficient.
  • the total amount of Nb and Ta exceeds 4.15%, Nb and Ta form an intermetallic compound having a low melting point, thereby reducing hot workability. Therefore, the total amount of Nb and Ta is preferably 3.15 to 4.15%.
  • Ni is an element that improves corrosion resistance, and remarkably improves stress corrosion cracking resistance particularly in a sour environment. For this reason, it is preferable that Ni content shall be 58% or more.
  • Preferred component composition C of Alloy 825 0.020% or less C precipitates at grain boundaries as carbides in the thermal history during the production of the clad steel sheet, and deteriorates the corrosion resistance. For this reason, when C content exceeds 0.020%, precipitation of a carbide
  • Si 0.50% or less Si is added for deoxidation. However, if the Si content exceeds 0.50%, Si remains as non-metallic inclusions and deteriorates the corrosion resistance. Therefore, the Si content is preferably 0.50% or less. More preferably, it is 0.20% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but is preferably 0.02% or more from the viewpoint of obtaining a sufficient deoxidation effect.
  • Mn 1.00% or less Mn is added for deoxidation. However, if the Mn content exceeds 1.00%, the corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the Mn content is preferably 1.00% or less. More preferably, it is 0.50% or less. In addition, although it does not specifically limit about the minimum of Mn content, From a viewpoint of fully obtaining the effect of deoxidation, it is preferable to set it as 0.02% or more.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity element that segregates at grain boundaries and degrades corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and may be 0%.
  • S 0.0050% or less
  • S is an impurity element that segregates at grain boundaries and degrades corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Ni 38.0-46.0%
  • Ni is an element that improves the corrosion resistance, and greatly improves the stress corrosion cracking resistance particularly in a sour environment.
  • Ni is a very expensive element, the addition of a large amount of Ni causes an increase in cost. For this reason, Ni content needs to consider the balance between the improvement effect of corrosion resistance and cost. From such a viewpoint, the Ni content is preferably 38.0 to 46.0%.
  • Cr 19.5-23.5% Cr forms a highly protective oxide film on the metal surface and improves pitting resistance and intergranular corrosion resistance. Further, Cr is added in combination with Ni to improve the stress corrosion cracking resistance in the sour environment. However, the Cr content needs to consider the balance with Ni and other alloys. From such a viewpoint, the Cr content is preferably 19.5 to 23.5%. More preferably, it is 21.5 to 23.5%.
  • Mo 2.50 to 3.50% Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. Further, Mo is added in combination with Ni to improve the stress corrosion cracking resistance in a sour environment. However, regarding the Mo content, it is necessary to consider the balance with Ni and other alloys. From such a viewpoint, the Mo content is preferably 2.50 to 3.50%. More preferably, it is 3.00 to 3.50%.
  • Cu 1.50 to 3.00%
  • Cu is an element effective for improving the general corrosion resistance. However, if the Cu content is less than 1.50%, the effect is not sufficient. On the other hand, when the Cu content exceeds 3.00%, the effect is saturated. Therefore, the Cu content is preferably 1.50 to 3.00%. More preferably, it is 1.80 to 3.00%.
  • Al 0.01-0.20%
  • Al is an effective deoxidizing element. However, when the Al content is less than 0.01%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Al content exceeds 0.20%, the stress corrosion cracking resistance is deteriorated. Therefore, the Al content is preferably 0.01 to 0.20%. More preferably, it is 0.10% or more. Further, it is more preferably 0.15% or less.
  • Ti 0.60 to 1.20% or less Ti is effective for fixing C.
  • the Ti content is less than 0.60%, the fixation of C becomes incomplete, and carbides that deteriorate the corrosion resistance are precipitated.
  • the Ti content exceeds 1.20%, Ti precipitates as an intermetallic compound, and the bondability with the base steel sheet is lowered. Therefore, the Ti content is preferably 0.60 to 1.20%. More preferably, it is 0.70 to 1.20%.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • austenitic stainless steel is mentioned as corrosion-resistant alloys other than Ni-based alloy.
  • austenitic stainless steel is, for example, an austenitic stainless steel defined by JIS, and examples thereof include SUS304, SUS316, SUS304L, and SUS316L.
  • the C content is preferably 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less. More preferably, it is 0.015% or less.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Si 1.00% or less Si is added for deoxidation. However, if the Si content exceeds 1.00%, Si remains as non-metallic inclusions and deteriorates the corrosion resistance. Accordingly, the Si content is preferably 1.00% or less. More preferably, it is 0.75% or less. The lower limit of the Si content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Mn 2.00% or less Mn is added for deoxidation. However, if the Mn content exceeds 2.00%, the corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the Mn content is preferably 2.00% or less. More preferably, it is 1.40% or less. More preferably, it is 1.00% or less. The lower limit of the Mn content is not particularly limited, and may be 0%.
  • P 0.045% or less
  • P is an impurity element that segregates at grain boundaries and degrades corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably 0.045% or less. More preferably, it is 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and may be 0%.
  • S 0.030% or less
  • S is an impurity element that segregates at grain boundaries and degrades corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably 0.030% or less. More preferably, it is 0.010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Ni 12.00 to 15: 00%
  • Ni is an element that improves the corrosion resistance, and greatly improves the stress corrosion cracking resistance particularly in a sour environment.
  • the Ni content needs to take into account the balance between the effect of improving the corrosion resistance and the cost. From this viewpoint, the Ni content is preferably 12.00 to 15.00%. More preferably, it is 12.50% or more. Further, it is more preferably 14.50% or less.
  • Cr 16.00-18.00% Cr forms a highly protective oxide film on the metal surface and improves pitting resistance and intergranular corrosion resistance. Further, Cr is added in combination with Ni to improve the stress corrosion cracking resistance in the sour environment. However, the Cr content needs to consider the balance with Ni and other alloys. From such a viewpoint, the Cr content is preferably 16.00 to 18.00%. More preferably, it is 16.50% or more. Further, it is more preferably 17.50% or less.
  • Mo 2.00 to 3.00% Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. Further, Mo is added in combination with Ni to improve the stress corrosion cracking resistance in a sour environment. However, regarding the Mo content, it is necessary to consider the balance with Ni and other alloys. From such a viewpoint, the Mo content is preferably 2.00 to 3.00%. More preferably, it is 2.20% or more. Further, it is more preferably 2.80% or less.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • a method for producing a clad steel plate according to an embodiment of the present invention includes a surface slab formed by laminating a material of a base material steel plate having a component composition of the base material steel plate and a material of a laminated material made of a corrosion resistant alloy. After heating to a temperature range of 1050 ° C to 1200 ° C, After subjecting the slab to the first rolling at a reduction ratio of 2.0 or more at a surface temperature of 950 ° C. or higher, a cumulative reduction ratio at a temperature range of 900 ° C. or lower is 50% or more, Rolling end temperature: The second rolling at a surface temperature of 800 ° C.
  • the cooling start temperature Ar 3 temperature or higher at the surface temperature
  • the average cooling rate 5 ° C./s or higher
  • the cooling stop temperature the temperature at the plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction of the base steel plate With accelerated cooling below 500 ° C
  • the rolled plate is tempered in a temperature range of 350 to 600 ° C. at a temperature at a position of 1/2 the thickness of the base steel plate.
  • the slab refers to the material of the base steel plate and the material of the laminated material, for example, (a) the material of the base material steel plate / the material of the laminated material, or (b) the material of the base material steel plate / the material of the laminated material.
  • Laminated materials / base material steel materials are laminated in this order, and electron beam welding is performed in a vacuum (negative pressure) environment, specifically in a pressure of 10 ⁇ 4 torr or less. A steel plate material and a laminated material are temporarily attached.
  • a release material is applied in advance between the material of the laminated material / the material of the laminated material, and after the tempering process is finished, the upper part and the lower part are peeled off.
  • a clad steel plate is obtained in which a laminated material is bonded to one side of a base steel plate to be a product plate.
  • Slab heating Slab heating temperature 1050-1200 ° C
  • the slab heating temperature is set to 1050 to 1200 ° C.
  • it is 1050-1100 ° C.
  • the reduction ratio in the temperature range of 950 ° C. or higher is as follows: [Slab thickness before first rolling] / [Slab thickness after rolling in temperature range of 950 ° C. or higher] ].
  • the reduction ratio in the temperature range of the surface temperature of 950 ° C. or higher is specified, but the reduction ratio in the temperature range of the surface temperature of 1000 ° C. or higher may be set to 2.0 or higher, and more preferably 2.5 or higher. More preferred.
  • the rolling ratio in the temperature range of 950 ° C. or higher is 1.5 or higher, preferably 1.8 or higher. By doing so, the bondability between the desired base material steel plate and the laminated material is ensured.
  • the upper limit is preferably about 8.0 as described above.
  • the cumulative rolling reduction in this second rolling is set to 50% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is about 85%.
  • the cumulative rolling reduction in the temperature range below the surface temperature of 900 ° C. here is [cumulative rolling reduction in the temperature range below the surface temperature of 900 ° C.] / [Plate thickness of the slab before the second rolling] ⁇ 100. It is.
  • Rolling end temperature 800 ° C. or more at the surface temperature If the rolling end temperature is lowered to less than 800 ° C. at the surface temperature, the bonding property is degraded. Therefore, the rolling end temperature is set to 800 ° C. or more at the surface temperature of the slab. Preferably it is 840 degreeC or more. The upper limit is not particularly limited, but is about 900 ° C.
  • the rolling end temperature is 750 ° C. or higher, preferably 780 ° C. or higher as the surface temperature of the slab Bondability between the base steel plate and the laminated material is ensured.
  • the upper limit is about 900 ° C. as described above.
  • Cooling start temperature Ar 3 temperature or more at the surface temperature If the cooling start temperature is less than Ar 3 temperature at the surface temperature, ferrite is generated prior to the bainite transformation in the base steel sheet, and the target strength cannot be obtained. Charpy absorbed energy also decreases. Accordingly, the cooling start temperature is set to the Ar 3 temperature or higher at the surface temperature of the rolled sheet.
  • the upper limit is not particularly limited, but is about 900 ° C.
  • Ar 3 temperature can be obtained by the following equation.
  • Ar 3 (° C.) 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
  • the element symbol in a formula means content (mass%) of each element in a base material steel plate.
  • the cooling rate is set to 5 ° C./s or more. Preferably it is 10 degrees C / s or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is about 50 ° C./s.
  • the average cooling rate here was obtained by dividing the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature at the plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction in the base steel plate portion of the rolled plate by the cooling time. Is.
  • Cooling stop temperature 500 ° C. or less
  • the cooling stop temperature is set to 500 ° C. or lower. Preferably it is 300 degrees C or less. Although it does not specifically limit about a minimum, It is about 25 degreeC.
  • the cooling stop temperature here is the temperature at the plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction in the base steel plate portion of the rolled plate.
  • Tempering and tempering temperature 350 ° C to 600 ° C
  • the tempering temperature is set to 350 ° C. to 600 ° C.
  • it is 400 degreeC or more.
  • it is 500 degrees C or less.
  • the tempering temperature referred to here is the temperature at the plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction in the base steel plate portion of the rolled plate.
  • Example 1 The material of the base steel plate having the component composition shown in Table 1 (the balance is Fe and inevitable impurities) and the Ni-based alloy (Alloy 625) having the component composition shown in Table 2 (the balance is Ni and inevitable impurities) Slabs that are laminated in the following order: (a) base steel sheet material / laminate material, or (b) base steel sheet material / laminate material / laminate material / base material steel material Then, clad rolling (first and second rolling) is performed under the conditions shown in Table 3 to obtain a rolled plate, and then the obtained rolled plate is subjected to accelerated cooling and tempering under the conditions shown in Table 3 to obtain a plate thickness. A 30 mm clad steel sheet (base steel sheet thickness: 27 mm, laminated sheet thickness: 3 mm) was produced.
  • Test specimens for tensile test and DWTT test were taken from the clad steel plate thus obtained, and subjected to tensile test and DWTT test (test temperature: -30 ° C) in accordance with API-5L.
  • Tensile strength and yield Strength, ductile fracture surface ratio: DWTTSA -30 ° C was determined.
  • Tensile strength and ductile fracture surface ratio: DWTTSA Target values of ⁇ 30 ° C. are as follows. Tensile strength: 535 MPa or more Ductile fracture area: DWTTSA -30 ° C : 85% or more (particularly superior, DWTTSA- 30 ° C : 90% or more)
  • a shear test in accordance with JISG0601 was carried out to determine the joint interface shear strength between the base steel plate and the laminated material, and the bondability between the base steel plate and the laminated material was evaluated. It should be noted that the bonding property was good when the bonding interface shear strength was 300 MPa or more.
  • the comparative example No. 1 since the C, Mn, and Ti contents of the base steel sheet are below the appropriate range, the amount of ferrite generated during cooling is large, and precipitation strengthening due to Ti is insufficient, so that the desired tensile strength is I can't get it.
  • Comparative Example No. No. 9 since the amount of C and Mn in the base steel plate exceeds the appropriate range, the amount of island martensite produced increases, and the desired low temperature toughness cannot be obtained.
  • Comparative Example No. No. 10 since the Si, Nb and Ti contents of the base steel plate exceed the appropriate range, TiN becomes coarse, which becomes the starting point of ductile cracks and brittle cracks, and the desired low temperature toughness is obtained. Absent. Comparative Example No. No. 11, since the Nb content is below the appropriate range, the expansion of the ⁇ non-recrystallization temperature range is not sufficient, and austenite is coarsened, and fine bainite crystal grains cannot be obtained on the product plate. Toughness cannot be obtained.
  • Comparative Example No. 17 since the slab heating temperature exceeds the appropriate range, austenite is coarsened, and fine bainite crystal grains cannot be obtained on the product plate, so that the desired low temperature toughness cannot be obtained. Comparative Example No. No. 18, since the slab heating temperature is below the appropriate range, the strengthening element is not sufficiently dissolved, and the desired tensile strength cannot be obtained. Moreover, it cannot be said that the bondability between the base steel plate and the laminated material is sufficient. Comparative Example No. In No. 19, the reduction ratio in the temperature range of the surface temperature of 950 ° C. or more is less than the appropriate range, so that the desired base material steel plate and the bonding material cannot be joined. Comparative Example No. No.
  • Comparative Example No. 22 since the average cooling rate is below the appropriate range, the amount of ferrite generated during cooling is large, and the desired tensile strength cannot be obtained. Comparative Example No. 23 the cooling stop temperature is above the appropriate range, and the tempering temperature is also below the appropriate range, so that the amount of island martensite is large and the desired low temperature toughness cannot be obtained. Comparative Example No. In No. 24, since the tempering temperature exceeds the appropriate range, the precipitate (cementite) becomes coarse and the desired low-temperature toughness cannot be obtained.
  • Example 2 The material of the base steel plate having the component composition shown in Table 5 (the balance is Fe and inevitable impurities) and the Ni-based alloy (Alloy 825) having the component composition (the balance is Fe and inevitable impurities) shown in Table 6 Slabs that are laminated in the following order: (a) base steel sheet material / laminate material, or (b) base steel sheet material / laminate material / laminate material / base material steel material Then, clad rolling (first and second rolling) is performed under the conditions shown in Table 7 to obtain a rolled plate, and then the obtained rolled plate is subjected to accelerated cooling and tempering under the conditions shown in Table 7 to obtain a plate thickness. A 30 mm clad steel sheet (base steel sheet thickness: 27 mm, laminated sheet thickness: 3 mm) was produced.
  • Test specimens for tensile test and DWTT test were taken from the clad steel plate thus obtained, and subjected to tensile test and DWTT test (test temperature: -30 ° C) in accordance with API-5L.
  • Tensile strength and yield Strength, ductile fracture surface ratio: DWTTSA -30 ° C was determined.
  • Tensile strength and ductile fracture surface ratio: DWTTSA Target values of ⁇ 30 ° C. are as follows. Tensile strength: 535 MPa or more Ductile fracture area: DWTTSA -30 ° C : 85% or more (particularly superior, DWTTSA- 30 ° C : 90% or more)
  • a shear test in accordance with JISG0601 was carried out to determine the joint interface shear strength between the base steel plate and the laminated material, and the bondability between the base steel plate and the laminated material was evaluated. It should be noted that the bonding property was good when the bonding interface shear strength was 300 MPa or more.
  • the comparative example No. 1 since the C, Mn, and Ti contents of the base steel sheet are below the appropriate range, the amount of ferrite generated during cooling is large, and precipitation strengthening due to Ti is insufficient, so that the desired tensile strength is I can't get it.
  • Comparative Example No. No. 9 since the amount of C and Mn in the base steel plate exceeds the appropriate range, the amount of island martensite produced increases, and the desired low temperature toughness cannot be obtained.
  • Comparative Example No. No. 10 since the Si, Nb, and Ti contents of the base steel plate exceed the appropriate range, TiN becomes coarse, which becomes the starting point of the occurrence of brittle cracks, and the desired low temperature toughness cannot be obtained.
  • Comparative Example No. No. 11 since the Nb content is below the appropriate range, the expansion of the ⁇ non-recrystallization temperature range is not sufficient, and austenite is coarsened, and fine bainite crystal grains cannot be obtained on the product plate. Toughness cannot be obtained.
  • Comparative Example No. 17 since the slab heating temperature exceeds the appropriate range, austenite is coarsened, and fine bainite crystal grains cannot be obtained on the product plate, so that the desired low temperature toughness cannot be obtained. Comparative Example No. No. 18, since the slab heating temperature is below the appropriate range, the strengthening element is not sufficiently dissolved, and the desired tensile strength cannot be obtained. Moreover, it cannot be said that the bondability between the base steel plate and the laminated material is sufficient. Comparative Example No. In No. 19, since the cumulative rolling reduction in the temperature range of the surface temperature of 900 ° C. or less is below the appropriate range, the bainite is not sufficiently refined, and the desired low-temperature toughness cannot be obtained. Comparative Example No. In No. 17, since the slab heating temperature exceeds the appropriate range, austenite is coarsened, and fine bainite crystal grains cannot be obtained on the product plate, so that the desired low temperature toughness cannot be obtained. Comparative Example No. No. 18, since the slab heating temperature is below the appropriate range, the strengthening element
  • Example 3 The material of the base material steel plate having the component composition shown in Table 9 (the balance is Fe and inevitable impurities) and the material of the austenitic stainless steel laminated material having the component composition shown in Table 10 (the balance is Fe and inevitable impurities) On a slab that is laminated in the order of (a) base steel sheet material / laminate material, or (b) base steel sheet material / laminate material / laminate material / base steel sheet material. 11 is subjected to clad rolling (first and second rolling) to form a rolled plate, and then the obtained rolled plate is subjected to accelerated cooling and tempering under the conditions shown in Table 11 to obtain a plate thickness of 30 mm. A clad steel plate (base steel plate thickness: 27 mm, laminated steel plate thickness: 3 mm) was produced.
  • Test specimens for tensile test and DWTT test were taken from the clad steel plate thus obtained, and subjected to tensile test and DWTT test (test temperature: -30 ° C) in accordance with API-5L.
  • Tensile strength and yield Strength, ductile fracture surface ratio: DWTTSA -30 ° C was determined.
  • Tensile strength and ductile fracture surface ratio: DWTTSA Target values of ⁇ 30 ° C. are as follows. Tensile strength: 535 MPa or more Ductile fracture area: DWTTSA -30 ° C : 85% or more (particularly superior, DWTTSA- 30 ° C : 90% or more)
  • a shear test in accordance with JISG0601 was carried out to determine the joint interface shear strength between the base steel plate and the laminated material, and the bondability between the base steel plate and the laminated material was evaluated. It should be noted that the bonding property was good when the bonding interface shear strength was 300 MPa or more.
  • the comparative example No. 1 since the C, Mn, and Ti contents of the base steel sheet are below the appropriate range, the amount of ferrite generated during cooling is large, and precipitation strengthening due to Ti is insufficient, so that the desired tensile strength is I can't get it.
  • Comparative Example No. No. 9 since the amount of C and Mn in the base steel plate exceeds the appropriate range, the amount of island martensite produced increases, and the desired low temperature toughness cannot be obtained.
  • Comparative Example No. No. 10 since the Si, Nb and Ti contents of the base steel plate exceed the appropriate range, TiN becomes coarse, which becomes the starting point of ductile cracks and brittle cracks, and the desired low temperature toughness is obtained. Absent. Comparative Example No. No. 11, since the Nb content is below the appropriate range, the expansion of the ⁇ non-recrystallization temperature range is not sufficient, and austenite is coarsened, and fine bainite crystal grains cannot be obtained on the product plate. Toughness cannot be obtained.
  • Comparative Example No. 17 since the slab heating temperature exceeds the appropriate range, austenite is coarsened, and fine bainite crystal grains cannot be obtained on the product plate, so that the desired low temperature toughness cannot be obtained. Comparative Example No. No. 18, since the slab heating temperature is below the appropriate range, the strengthening element is not sufficiently dissolved, and the desired tensile strength cannot be obtained. Moreover, it cannot be said that the bondability between the base steel plate and the laminated material is sufficient. Comparative Example No. In No. 19, since the cumulative rolling reduction in the temperature range of the surface temperature of 900 ° C. or less is below the appropriate range, the bainite is not sufficiently refined, and the desired low-temperature toughness cannot be obtained.
  • Comparative Example No. 20 since the average cooling rate is below the appropriate range, the amount of ferrite generated during cooling is large, and the desired tensile strength cannot be obtained. Comparative Example No. 21, the cooling stop temperature is above the appropriate range, and the tempering temperature is also below the appropriate range, so that the amount of island martensite is large and the desired low temperature toughness cannot be obtained. Comparative Example No. In No. 22, since the tempering temperature exceeds the appropriate range, the precipitate (cementite) becomes coarse, and the desired low-temperature toughness cannot be obtained.

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Abstract

母材鋼板の片面に、耐食性合金からなる合せ材が接合されているクラッド鋼板において、母材鋼板が所定の成分組成を有し、また、母材鋼板が、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置において、面積率で９４％以上のベイナイトと６％以下の島状マルテンサイトとを有し、ベイナイトの平均結晶粒径が２５μｍ以下である、鋼組織を有し、さらに、母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度を３００ＭＰａ以上とする。

Description

クラッド鋼板およびその製造方法
　本発明は、クラッド鋼板およびその製造方法、特には、ラインパイプに適したクラッド鋼板およびその製造方法に関する。
　クラッド鋼板とは、炭素鋼などの母材鋼板に、耐食性合金からなる合せ材を張り合わせた鋼板であり、かようなクラッド鋼板は、高価な合金元素の使用量を抑えつつ無垢材と同等の耐食性を確保可能であるため、経済性が高いという利点を有する。
　近年、石油や天然ガスの開発は、厳しい腐食環境に曝される地域へと拡大している。これに伴い、石油や天然ガスの経済的な輸送を可能とするラインパイプの需要が増加すると予想されている。そして、クラッド鋼板、なかでも、Ｎｉ基合金クラッド鋼板やオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板には、その耐食性の高さから、厳しい腐食環境に曝されるラインパイプ用途としての需要が期待されている。
　ここで、ラインパイプ用のクラッド鋼板には、合せ材の耐食性と同時に、所定の機械的特性、特にパイプラインの脆性破壊防止の観点から優れた低温靭性を確保することが要求されている。
　このようなクラッド鋼板として、特許文献１には、
「Ｎｉ合金を合せ材とし、低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、前記母材の化学成分が質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１００％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．７５～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．４５％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００１０～０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする母材の低温靭性とＨＡＺ靭性及び合せ材の耐食性に優れたＮｉ合金クラッド鋼板。」
が開示されている。
　また、特許文献２には、
「Ｎｉ合金を合せ材とし、低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、前記母材の化学成分が質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１００％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．７５～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．４５％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００１０～０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする母材の低温靭性とＨＡＺ靭性及び合せ材の耐食性に優れたＮｉ合金クラッド鋼板。」
が開示されている。
　さらに、特許文献３には、
「オーステナイト系ステンレス鋼を合せ材とし、低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、前記母材が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１００％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．７５～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．４５％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００１０～０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする母材の低温靭性とＨＡＺ靭性並びに合せ材の耐食性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板。」
が開示されている。
特開2015-86422号公報 特開2015-117408号公報 特開2015-105399号公報
　特許文献１～３の技術では、ＴＭＣＰ（Thermo-mechanical control process）を適用することにより、生産性を損なうことなく、合せ材の耐食性とともに、板厚：～３０ｍｍ、引張強さ：５３５ＭＰa以上、ＤＷＴＴＳＡ－２０℃≧８５％となる機械的特性を実現している。
　ここで、ＤＷＴＴＳＡ－２０℃とは、ＡＰＩ－５Ｌに準拠するＤＷＴＴ試験（試験温度：－２０℃）により得られる延性破面率である。
　しかし、クラッド鋼板は造管の際に加工硬化するため、この加工硬化による靭性の劣化を考慮して、さらなる低温靭性の向上が求められているのが現状である。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、引張強さ：５３５ＭＰa以上を確保しつつ、低温靭性をさらに向上させたクラッド鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
　なお、「低温靭性に優れた」とは、ＡＰＩ－５Ｌに準拠するＤＷＴＴ試験（試験温度：－３０℃）により得られる延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃が８５％以上であることを意味する。また、ＤＷＴＴ試験において、試験温度を－３０℃としたのは、造管の際の加工硬化よる靭性低下を見込んだものである。
　さて、発明者らは、所定の機械的特性を確保しつつ、低温靭性をさらに向上させたクラッド鋼板を開発すべく、種々検討を重ね、以下の知見を得た。
（Ａ）優れた低温靱性を得るためには、母材鋼板において脆性亀裂伝播抵抗を増大させる組織の微細化と、脆性亀裂の起点となりうる硬質相の低減を同時に行うことが有効である。
　具体的には、母材鋼板の鋼組織をベイナイト主体の組織とする、具体的には、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置におけるベイナイトの面積率を９４％以上とし、ベイナイトの平均結晶粒径を２５μｍ以下とし、かつ母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における島状マルテンサイトの面積率を６％以下に抑制することが有効である。
（Ｂ）また、上記の組織制御を行うには、成分組成および製造条件、特に圧延後の焼入れおよび焼戻し条件を適正に制御することが重要である。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．母材鋼板の片面に、耐食性合金からなる合せ材が接合されているクラッド鋼板であって、
　上記母材鋼板が、質量％で、
　Ｃ：０．０２０～０．１００％、
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
　Ｍｎ：０．７５～１．８０％、
　Ｐ：０．０１５％以下、
　Ｓ：０．００３０％以下、
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
　Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、
　Ｔｉ：０．００５～０．０３０％および
　Ｎ：０．００１０～０．００６０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　また、上記母材鋼板が、
　上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置において、面積率で９４％以上のベイナイトと６％以下の島状マルテンサイトとを有し、上記ベイナイトの平均結晶粒径が２５μｍ以下である、鋼組織を有し、
　さらに、上記母材鋼板と上記合せ材との接合界面せん断強度が３００ＭＰａ以上である、クラッド鋼板。
２．前記母材鋼板の成分組成が、さらに質量％で、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｖ：０．１００％以下、
　Ｎｉ：０．５０％以下および
　Ｃａ：０．００４０％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、前記１に記載のクラッド鋼板。
３．前記耐食性合金が、Ｎｉ基合金またはオーステナイト系ステンレス鋼である、前記１または２に記載のクラッド鋼板。
４．前記１または２に記載の母材鋼板の成分組成を有する母材鋼板の素材と、耐食性合金からなる合せ材の素材とを積層してなるスラブを、表面温度で１０５０℃～１２００℃の温度域に加熱したのち、
　該スラブに、表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比：２．０以上となる第１の圧延を施したのち、表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：表面温度で８００℃以上とする第２の圧延を施して、母材鋼板と合せ材からなる圧延板とし、
　ついで、該圧延板に、冷却開始温度：表面温度でＡｒ３温度以上、平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で５００℃以下の加速冷却を施し、
　さらに、上記圧延板に、上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で３５０～６００℃の温度域で焼戻しを施す、クラッド鋼板の製造方法。
　ここで、加速冷却における平均冷却速度は、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却時間で除することにより求めたものである。
５．前記１または２に記載の母材鋼板の成分組成を有する母材鋼板の素材と、オーステナイト系ステンレス鋼からなる合せ材の素材またはＡｌｌｏｙ８２５のＮｉ基合金からなる合せ材の素材とを積層してなるスラブを、表面温度で１０５０℃～１２００℃の温度域に加熱したのち、
　該スラブに、表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比：１．５以上となる第１の圧延を施したのち、表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：表面温度で７５０℃以上とする第２の圧延を施して、母材鋼板と合せ材からなる圧延板とし、
　ついで、該圧延板に、冷却開始温度：表面温度でＡｒ３温度以上、平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で５００℃以下の加速冷却を施し、
　さらに、上記圧延板に、上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で３５０～６００℃の温度域で焼戻しを施す、クラッド鋼板の製造方法。
　ここで、加速冷却における平均冷却速度は、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却時間で除することにより求めたものである。
６．前記スラブが、母材鋼板の素材／合せ材の素材／合せ材の素材／母材鋼板の素材の順に積層されている、前記４または５に記載のクラッド鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強さ：５３５ＭＰa以上を確保しつつ、ＤＷＴＴＳＡ－３０℃が８５％以上であるクラッド鋼板が得られる。
　また、上記のクラッド鋼板は、厳しい腐食環境に曝される石油や天然ガス輸送用ラインパイプに適用できるので、産業上極めて有益である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　本発明は、母材鋼板の片面に、耐食性合金からなる合せ材が接合されているクラッド鋼板を対象とするものである。なお、クラッド鋼板の板厚は特に限定されないが、～３０ｍｍ程度である。また、母材鋼板および合せ材の板厚はそれぞれ、通常５～２７ｍｍ程度、および１．５～４．０ｍｍ程度である。
　まず、本発明のクラッド鋼板における母材鋼板の成分組成について説明する。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。
１．母材鋼板の成分組成
Ｃ：０．０２０～０．１００％
　Ｃは、炭化物として析出強化に寄与する元素である。ここで、Ｃ含有量が０．０２０％未満では、十分な強度が確保できない。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、母材鋼板の低温靭性や溶接熱影響部靱性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０２０～０．１００％とする。好ましくは０．０２０～０．０８０％である。
Ｓｉ：０．０５～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸や固溶強化による鋼材の強度確保のため添加する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、その効果が十分ではない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、靭性や溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．０５％～０．５０％とする。好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。また、好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．７５～１．８０％
　Ｍｎは、強度、靭性確保のため添加する元素である。ここで、Ｍｎ含有量が０．７５％未満では、その効果が十分ではない。一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は０．７５～１．８０％とする。好ましくは１．００％以上である。また、好ましくは１．７０％以下である。
Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは、溶接性を劣化させる不可避的不純物である。従って、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限については特に限定されず、０％であってもよい。
Ｓ：０．００３０％以下
　Ｓは、一般に鋼中においては硫化物系介在物として存在し、延性や靭性を劣化させる。従って、Ｓは極力低減するのが好ましく、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限については特に限定されず、０％であってもよい。
Ａｌ：０．０１０～０．０７０％
　Ａｌは脱酸のため添加するが、Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、その効果が十分ではない。一方、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えると、アルミナクラスターを形成して延性を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は０．０１０～０．０７０％とする。好ましくは０．０１０～０．０４０％である。
Ｎｂ：０．００５～０．０８０％
　Ｎｂは、析出強化や焼入れ性増大による鋼板の高強度化に有効である。また、γ未再結晶温度域を拡大させる効果があり、組織の微細化より靭性向上に寄与する。しかし、Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、その効果が十分ではない。一方、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、Ｎｂ含有量は０．００５～０．０８０％とする。好ましくは０．０１０％以上である。また、好ましくは０．０５０％以下である。
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
　Ｔｉは、０．００５％以上含有させることにより、窒化物形成によるピンニング効果でオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性確保に寄与する。また、Ｔｉは、析出強化による鋼板の高強度化に有効な元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、窒化物が粗大化し脆性破壊や延性破壊の起点となる。従って、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％とする。好ましくは０．０１０％以上である。また、好ましくは０．０２０％以下である。
Ｎ：０．００１０～０．００６０％
　Ｎは、０．００１０％以上含有されることにより、窒化物形成によるピンニング効果でオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性確保に寄与する。しかし、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、溶接熱影響部の靱性が劣化する。従って、Ｎ含有量は０．００１０～０．００６０％とする。好ましくは０．００２０％以上である。また、好ましくは０．００５０％以下である。
　なお、窒化物形成によるピンニング効果を充分に発揮するには、Ｔｉ含有量とＮ含有量の比も重要となる。具体的には、質量％で、Ｔｉ含有量／Ｎ含有量が２．０未満、またはＴｉ含有量／Ｎ含有量が３．５超になると、窒化物形成によるピンニング効果が充分に発揮されず、オーステナイトが粗大化して靱性が劣化することがある。従って、Ｔｉ含有量／Ｎ含有量は２．０～３．５とすることが好ましい。
　また、上記した基本成分に加えて、さらにＣｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣａ：０．００４０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を任意で含有させてもよい。
Ｃｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下
　Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏはいずれも、焼入れ性を向上させる元素であり、母材や溶接熱影響部の高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏはぞれぞれ０．０１％以上の含有させることが好ましい。一方、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏ含有量がぞれぞれ０．５０％を超えると、溶接熱影響部の靭性を劣化させる場合がある。従って、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下とする。さらに好ましくは０．０５％以上である。また、さらに好ましくは０．４０％以下である。
Ｖ：０．１００％以下
　Ｖは、析出強化により鋼板の高強度化に寄与するが、Ｖ含有量が０．０１０％未満ではその効果が十分に得られないので、Ｖを含有させる場合は、０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下とする。
Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素であり、母材や溶接熱影響部の高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉを多量に含有させるとコストの増加を招く。従って、Ｎｉを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下とする。さらに好ましくは０．０５％以上である。また、さらに好ましくは０．４０％以下である。
Ｃａ：０．００４０％以下
　Ｃａは、鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがある。この効果を得るためには、Ｃａを０．００１０％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、鋼中の介在物を増加させ、靭性を劣化させる場合がある。従って、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．００４０％以下とする。さらに好ましくは０．００２０％以上である。また、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
　上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
　すなわち、母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１００％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．７５～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％およびＮ：０．００１０～０．００６０％を含有し、
　さらに必要に応じて、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣａ：０．００４０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。
２．母材鋼板の鋼組織
母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置におけるベイナイトの面積率：９４％以上
　ベイナイトは、強度と低温靭性を両立するための重要な組織である。また、ベイナイトは、変態組織強化によって鋼板の強度向上に有効に寄与する。このため、母材鋼板の鋼組織は、ベイナイト主体の組織とする必要があり、具体的には、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置（以下、単に板厚１／２位置ともいう）における鋼組織全体に対するベイナイトの面積率で９４％以上とする必要がある。好ましくは９７％以上である。なお、ベイナイトの面積率は１００％であってもよい。
　また、上述したように、母材鋼板の鋼組織は基本的に上記したベイナイトにより構成される必要があるが、ベイナイト以外の残部組織として、島状マルテンサイトやフェライト、セメンタイトなどが微量であれば含まれていてもよく、これらの残部組織の合計の面積率が６％以下であれば許容できる。なお、残部組織の面積率は０％であってもよい。なお、残部組織が６％超では、ベイナイトの面積率が小さくなるので、強度と低温靭性を両立できない。
母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における島状マルテンサイトの面積率：６％以下
　上述したように、ベイナイトは、強度と低温靭性を両立するための重要な組織であり、また、ベイナイトは、変態組織強化によって鋼板の強度向上に有効に寄与する。しかし、島状マルテンサイトが増加する、特に、板厚１／２位置における島状マルテンサイトの面積率が６％を超えると、島状マルテンサイトが脆性亀裂の起点となって、所望とする低温靭性が得られない。従って、板厚１／２位置における島状マルテンサイトの面積率は６％以下とする。好ましくは４％以下である。下限については特に限定されず、０％であってもよい。
　なお、島状マルテンサイトは、母材鋼板の板厚方向中心付近で生成し易く、また、この板厚方向中心付近で発生した島状マルテンサイトが低温靭性に特に大きく影響するため、所望の低温靭性を確保するためには、板厚１／２位置における島状マルテンサイトの面積率を抑制することが重要となる。
　ここで、板厚１／２位置における各相の面積率は、以下のようにして求めたものである。
　すなわち、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置のＬ断面（圧延方向に平行で圧延面法線方向に平行な断面）を鏡面研磨後、ナイタールまたは電解エッチング法（電解液：１００ｍｌ蒸留水＋２５ｇ水酸化ナトリウム＋５ｇピクリン酸）により腐食し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率：２０００倍で、無作為に選択した１．２×１０－２ｍｍ２の領域を観察し、画像解析することで求めたものである。
ベイナイトの平均結晶粒径：２５μｍ以下
　ベイナイトの結晶粒界は、脆性亀裂伝播の抵抗となるため、結晶粒の微細化は低温靭性の向上に寄与する。従って、ベイナイトの平均結晶粒径は２５μｍ以下とする。下限については特に限定されるものではないが、５μｍ程度である。
　ここで、ベイナイトの平均結晶粒径は、以下のようにして求めたものである。
　すなわち、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置のＬ断面（圧延方向に平行で圧延面法線方向に平行な断面）を鏡面研磨後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＰ）により無作為に選択した１．２×１０－２ｍｍ２の領域（倍率：２０００倍）の結晶方位を測定し、隣り合ったピクセルの角度差が１５°以上ある領域を結晶粒界として画像解析することで求めたものである。
　なお、平均結晶粒径ｄareaは、各結晶粒が占める面積ａiおよび各結晶粒の円相当直径ｄiより、以下の式により算出したものである。
　　　　　ｄarea＝Σ（ａi・ｄi）／Σａi
３．母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度：３００ＭＰａ以上
　クラッド鋼板では、合せ材が母材鋼板から剥離しないようにする必要がある。従って、母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度は３００ＭＰａ以上とする。上限については特に限定されるものではないが、４００ＭＰａ程度である。
４．合せ材
　本発明のクラッド鋼板では、母材鋼板の片面に、耐食性合金からなる合せ材が接合されている。
　耐食性合金は、特に限定されるものではないが、Ｎｉ基合金やオーステナイト系ステンレス鋼が挙げられる。
　特に、Ｎｉ基合金は、高硫化水素分圧の環境（サワー環境）において、高い耐応力腐食割れ性を示すため好ましい。
　なお、Ｎｉ基合金とは、例えば、Ａｌｌｏｙ６２５やＡｌｌｏｙ８２５であり、耐応力腐食割れの観点から、特に、Ａｌｌｏｙ６２５が好ましい。
　ここで、Ａｌｌｏｙ６２５とは、ＪＩＳ　Ｇ　４９０２のＮＣＦ６２５に相当するＮｉ基合金であり、なかでも、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．０２～０．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２０．０～２３．０％、Ｍｏ：８．０～１０．０％、Ｆｅ：５．０％以下、Ａｌ：０．０２～０．４０％、Ｔｉ：０．１０～０．４０％、ＮｂおよびＴａの合計量：３．１５～４．１５％を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するＮｉ基合金が好ましい。
　また、Ａｌｌｏｙ８２５とは、ＪＩＳ　Ｇ　４９０２のＮＣＦ８２５に相当するＮｉ基合金であり、なかでも、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：３８．０～４６．０％、Ｃｒ：１９．５～２３．５％、Ｍｏ：２．５０～３．５０％、Ｃｕ：１．５０～３．００％、Ａｌ：０．０１～０．２０％、Ｔｉ：０．６０～１．２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するＮｉ基合金が好ましい。
　以下、上記したＡｌｌｏｙ６２５およびＡｌｌｏｙ８２５の好適成分組成についてそれぞれ説明する。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。
（１）Ａｌｌｏｙ６２５の好適成分組成
Ｃ：０．０３０％以下
　Ｃは、クラッド鋼板製造時の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を劣化させる。このため、Ｃ含有量が０．０３０％を超えると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｃ含有量の下限については特に限定されるものではなく、０％であってもよい。
Ｓｉ：０．０２～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸のために添加する。ここで、Ｓｉ含有量が０．０２％未満では、その効果が十分ではない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、耐食性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．０２～０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０２～０．２０％である。
Ｍｎ：０．０２～０．５０％
　Ｍｎは、脱酸のために添加する。ここで、Ｍｎ含有量が０．０２％未満では、その効果が十分ではない。一方、Ｍｎ含有量が０．５０％を超えると、耐食性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は０．０２～０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０２～０．１５％である。
Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。従って、Ｐ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｐ含有量の下限については特に限定されず、０％であってもよい。
Ｓ：０．００１０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。従って、Ｓ含有量は０．００１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限については特に限定されず、０％であってもよい。
Ｃｒ：２０．０～２３．０％
　Ｃｒは、金属の表面に保護性の高い酸化物皮膜を形成し、耐孔食性や耐粒界腐食性を向上させる。また、Ｃｒは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。だだし、Ｃｒ含有量は、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考慮する必要がある。このような観点から、Ｃｒ含有量は２０．０～２３．０％とすることが好ましい。より好ましくは２１．５～２３．０％である。
Ｍｏ：８．０～１０．０％
　Ｍｏは、耐孔食性、耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｍｏは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。ただし、Ｍｏ含有量については、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考慮する必要がある。このような観点から、Ｍｏ含有量は８．０～１０．０％とすることが好ましい。より好ましくは８．５～１０．０％である。
Ｆｅ：５．０％以下
　Ｆｅは、原料としてフェロクロムやフェロモリブデン等を用いた場合に不可避的に混入する不純物であり、Ｆｅ含有量が５．０％を超えると耐食性が劣化する。従って、Ｆｅ含有量は５．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは３．５％以下である。なお、Ｆｅ含有量の下限については特に限定されるものではなく、０％であってもよい。
Ａｌ：０．０２～０．４０％
　Ａｌは、有効な脱酸元素であるが、Ａｌ含有量が０．０２％未満ではその効果が十分でない。しかし、Ａｌ含有量が０．４０％を超えると、耐応力腐食割れ性を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は０．０２～０．４０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０２～０．２５％である。
Ｔｉ：０．１０～０．４０％
　Ｔｉは、Ｃの固定に有効である。ここで、Ｔｉ含有量が０．１０％未満では、Ｃの固定が不完全となり、耐食性を劣化させる炭化物が析出する。しかし、Ｔｉ含有量が０．４０％を超えると、Ｔｉが金属間化合物として析出して、母材鋼板との接合性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量は０．１０～０．４０％とすることが好ましい。より好ましくは０．１０～０．３０％である。
ＮｂおよびＴａの合計量：３．１５～４．１５％
　ＮｂおよびＴａはいずれも、Ｃの固定に有効である。ここで、ＮｂおよびＴａの合計量が３．１５％未満では、その効果が十分ではない。一方、ＮｂおよびＴａの合計量が４．１５％を超えると、ＮｂおよびＴａが低融点の金属間化合物を形成して、熱間加工性を低下させる。従って、ＮｂおよびＴａの合計量は３．１５～４．１５％とすることが好ましい。
　上記以外の成分はＮｉおよび不可避的不純物である。なお、Ｎｉは耐食性を向上させる元素であり、特にサワー環境での耐応力腐食割れ性を著しく向上させる。このため、Ｎｉ含有量は５８％以上とすることが好ましい。
（２）Ａｌｌｏｙ８２５の好適成分組成
Ｃ：０．０２０％以下
　Ｃは、クラッド鋼板製造時の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を劣化させる。このため、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｃ含有量の下限については特に限定されるものではなく、０％であってもよい。
Ｓｉ：０．５０％以下
　Ｓｉは脱酸のために添加する。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、Ｓｉが非金属介在物として残存し、耐食性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以下である。なお、Ｓｉ含有量の下限については特に限定されるものではないが、脱酸の効果を十分に得る観点から、０．０２％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．００％以下
　Ｍｎは、脱酸のために添加する。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、耐食性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。なお、Ｍｎ含有量の下限については特に限定されるものではないが、脱酸の効果を十分に得る観点から、０．０２％以上とすることが好ましい。
Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限については特に限定されず、０％であってもよい。
Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。従って、Ｓ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限については特に限定されず、０％であってもよい。
Ｎｉ：３８．０～４６.０％
　Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であり、特にサワー環境での耐応力腐食割れ性を大幅に向上させる。しかし、Ｎｉは非常に高価な元素であるため、Ｎｉの多量の添加はコスト増を招く。このため、Ｎｉ含有量は、耐食性の向上効果とコストとのバランスを考慮する必要がある。このような観点から、Ｎｉ含有量は３８．０～４６．０％とすることが好ましい。
Ｃｒ：１９．５～２３．５％
　Ｃｒは、金属の表面に保護性の高い酸化物皮膜を形成し、耐孔食性や耐粒界腐食性を向上させる。また、Ｃｒは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。だだし、Ｃｒ含有量は、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考慮する必要がある。このような観点から、Ｃｒ含有量は１９．５～２３．５％とすることが好ましい。より好ましくは２１．５～２３．５％である。
Ｍｏ：２．５０～３．５０％
　Ｍｏは、耐孔食性、耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｍｏは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。ただし、Ｍｏ含有量については、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考慮する必要がある。このような観点から、Ｍｏ含有量は２．５０～３．５０％とすることが好ましい。より好ましくは３．００～３．５０％である。
Ｃｕ：１．５０～３．００％
　Ｃｕは、耐全面腐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｃｕ含有量が１．５０％未満では、その効果が十分でない。一方、Ｃｕ含有量が３．００％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｃｕ含有量は１．５０～３．００％とすることが好ましい。より好ましくは１．８０～３．００％である。
Ａｌ：０．０１～０．２０％
　Ａｌは有効な脱酸元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．０１％未満では、その効果が十分でない。一方、Ａｌ含有量が０．２０％を超えると、耐応力腐食割れ性を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は０．０１～０．２０％とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。また、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｔｉ：０．６０～１．２０％以下
　Ｔｉは、Ｃの固定に有効である。ここで、Ｔｉ含有量が０．６０％未満では、Ｃの固定が不完全となり、耐食性を劣化させる炭化物が析出する。しかし、Ｔｉ含有量が１．２０％を超えると、Ｔｉが金属間化合物として析出して、母材鋼板との接合性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量は０．６０～１．２０％とすることが好ましい。より好ましくは０．７０～１．２０％である。
　上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
　以上、Ａｌｌｏｙ６２５およびＡｌｌｏｙ８２５の好適成分組成について説明したが、Ｎｉ基合金以外の耐食性合金としては、オーステナイト系ステンレス鋼が挙げられる。
　ここで、オーステナイト系ステンレス鋼とは、例えば、ＪＩＳで規定されるオーステナイト系ステンレス鋼であり、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３１６Ｌ等が挙げられる。
　また、オーステナイト系ステンレス鋼の中でも、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１２．００～１５：００％、Ｃｒ：１６．００～１８．００％、Ｍｏ：２．００～３．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが、好ましい。
　以下、上記したオーステナイト系ステンレス鋼の好適成分組成について説明する。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。
（３）オーステナイト系ステンレス鋼の好適成分組成
Ｃ：０．０３０％以下
　Ｃは、クラッド鋼板製造時の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を劣化させる。このため、Ｃ含有量が０．０３０％を超えると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下である。さらに好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｃ含有量の下限については特に限定されるものではなく、０％であってもよい。
Ｓｉ：１．００％以下
　Ｓｉは脱酸のために添加する。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、Ｓｉが非金属介在物として残存し、耐食性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．７５％以下である。なお、Ｓｉ含有量の下限については特に限定されるものではなく、０％であってもよい。
Ｍｎ：２．００％以下
　Ｍｎは、脱酸のために添加する。しかし、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、耐食性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．４０％以下である。さらに好ましくは１．００％以下である。なお、Ｍｎ含有量の下限については特に限定されるものではなく、０％であってもよい。
Ｐ：０．０４５％以下
　Ｐは、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。従って、Ｐ含有量は０．０４５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０３０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限については特に限定されず、０％であってもよい。
Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。従って、Ｓ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限については特に限定されず、０％であってもよい。
Ｎｉ：１２．００～１５：００％
　Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であり、特にサワー環境での耐応力腐食割れ性を大幅に向上させる。しかし、Ｎｉは非常に高価な元素であるため、Ｎｉの多量の添加はコスト増を招く。このため、Ｎｉ含有量は、耐食性の向上効果とコストとのバランスを考慮する必要があり、このような観点から、Ｎｉ含有量は１２．００～１５．００％とすることが好ましい。より好ましくは１２．５０％以上である。また、より好ましくは１４．５０％以下である。
Ｃｒ：１６．００～１８．００％
　Ｃｒは、金属の表面に保護性の高い酸化物皮膜を形成し、耐孔食性や耐粒界腐食性を向上させる。また、Ｃｒは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。だだし、Ｃｒ含有量は、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考慮する必要がある。このような観点から、Ｃｒ含有量は１６．００～１８．００％とすることが好ましい。より好ましくは１６．５０％以上である。また、より好ましくは１７．５０％以下である。
Ｍｏ：２．００～３．００％
　Ｍｏは、耐孔食性、耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｍｏは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。ただし、Ｍｏ含有量については、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考慮する必要がある。このような観点から、Ｍｏ含有量は２．００～３．００％とすることが好ましい。より好ましくは２．２０％以上である。また、より好ましくは２．８０％以下である。
　上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
５．製造方法
　次に、本発明のクラッド鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の一実施形態に従うクラッド鋼板の製造方法は、上記した母材鋼板の成分組成を有する母材鋼板の素材と、耐食性合金からなる合せ材の素材とを積層してなるスラブを、表面温度で１０５０℃～１２００℃の温度域に加熱したのち、
　該スラブに、表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比：２．０以上となる第１の圧延を施したのち、表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：表面温度で８００℃以上とする第２の圧延を施して、母材鋼板と合せ材からなる圧延板とし、
　ついで、該圧延板に、冷却開始温度：表面温度でＡｒ３温度以上、平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で５００℃以下の加速冷却を施し、
　さらに、上記圧延板に、上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で３５０～６００℃の温度域で焼戻しを施す、ものである。
　ここで、スラブは、母材鋼板の素材と合せ材の素材とを、例えば、（ａ）母材鋼板の素材／合せ材の素材、または、（ｂ）母材鋼板の素材／合せ材の素材／合せ材の素材／母材鋼板の素材の順に積層し、真空（負圧）環境下、具体的には、１０－４ｔｏｒｒ以下の圧力となる環境下で電子ビーム溶接を行って、母材鋼板の素材と合せ材の素材とを仮付けしたものである。
　なお、（ｂ）の形態のスラブを使用する場合には、合せ材の素材／合せ材の素材間に剥離材を予め塗布しておき、焼戻し処理の終了後に、上部と下部とを剥離することによって、製品板となる母材鋼板の片面に合せ材が接合されているクラッド鋼板が得られる。
（１）スラブ加熱
スラブ加熱温度：１０５０～１２００℃
　スラブ加熱温度が１０５０℃未満では、母材鋼板の素材に含まれるＮｂ等が十分に固溶されず、強度の確保が困難となる。一方、スラブ加熱温度が１２００℃を超えると、母材鋼板素材においてオーステナイト結晶粒が粗大化し、靱性が劣化する。従って、スラブ加熱温度は１０５０～１２００℃とする。好ましくは１０５０～１１００℃である。
（２）クラッド圧延
・第１の圧延
表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比：２．０以上
　クラッド鋼板の母材鋼板と合せ材との接合性は、高温域での圧延により確保される。すなわち、高温域での圧延では、母材鋼板と合せ材の変形抵抗が小さくなって良好な接合界面が形成されるため、接合界面での元素の相互拡散が容易になり、これによって、母材鋼板と合せ材との接合性が確保される。
　このため、母材鋼板と合せ材との接合性が確保するために行う第１の圧延では、（スラブの）表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比を２．０以上とする必要がある。好ましくは２．５以上である。上限については特に限定されるものではないが、製造性の観点から８．０程度が好ましい。
　なお、ここでいう表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比は、［第１の圧延前のスラブの板厚］÷［表面温度９５０℃以上の温度域での圧延後のスラブの板厚］である。
　また、ここでは、表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比を規定したが、表面温度１０００℃以上の温度域での圧下比を２．０以上、さらには２．５以上とすることがより好ましい。
　ただし、合せ材の素材として、Ａｌｌｏｙ８２５のＮｉ基合金またはオーステナイト系ステンレス鋼を使用する場合には、表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比：１．５以上、好ましくは１．８以上とすれば、所望とする母材鋼板と合せ材との接合性が確保される。上限については、上記したように８．０程度が好ましい。
・第２の圧延
表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率：５０％以上
　γ未再結晶温度域での圧延は、結晶粒の偏平化による粒界面積の増加や変形帯の導入をもたらし、これにより、後工程である加速冷却時に変態核を増加させる。その結果、母材鋼板の鋼組織が微細化され、優れた低温靱性の確保が可能になる。このような観点から、（スラブの）表面温度９００℃以下の温度域での圧延を第２の圧延とし、この第２の圧延での累積圧下率を５０％以上とする。好ましくは表面温度８７０℃以下の温度域での圧延を第２の圧延とし、この第２の圧延における累積圧下率を５０％以上とする。上限については特に限定されるものではないが、８５％程度である。
　なお、ここでいう表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率は、［表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下量］／［第２の圧延前のスラブの板厚］×１００である。
圧延終了温度：表面温度で８００℃以上
　圧延終了温度を表面温度で８００℃未満に低下させると、接合性の劣化を招く。従って、圧延終了温度は、スラブの表面温度で８００℃以上とする。好ましくは８４０℃以上である。上限については特に限定されるものではないが、９００℃程度である。
　ただし、合せ材の素材として、Ａｌｌｏｙ８２５のＮｉ基合金またはオーステナイト系ステンレス鋼を使用する場合には、圧延終了温度をスラブの表面温度で７５０℃以上、好ましくは７８０℃以上とすれば、所望とする母材鋼板と合せ材との接合性が確保される。上限については、上記したように９００℃程度である。
（３）加速冷却（焼入れ）
冷却開始温度：表面温度でＡｒ３温度以上
　冷却開始温度が表面温度でＡｒ３温度未満であると、母材鋼板においてベイナイト変態に先立ちフェライトが生成して、目標とする強度が得られず、またシャルピー吸収エネルギーも低下する。従って、冷却開始温度は圧延板の表面温度でＡｒ３温度以上とする。上限については特に限定されるものではないが、９００℃程度である。
　また、Ａｒ３温度は次式により求めることができる。
　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ
　ただし、式中の元素記号は、母材鋼板における各元素の含有量（質量％）を意味する。
平均冷却速度：５℃／ｓ以上
　平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、母材鋼板においてフェライト変態が起こり、目標とする強度が得られず、またシャルピー吸収エネルギーも低下する。従って、冷却速度は５℃／ｓ以上とする。好ましくは１０℃／s以上である。上限については特に限定されるものではないが、５０℃／s程度である。
　なお、ここでいう平均冷却速度は、圧延板の母材鋼板部分における板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却時間で除することにより求めたものである。
冷却停止温度：５００℃以下
　冷却停止温度を５００℃超とすると、母材鋼板において粗大なセメンタイトや島状マルテンサイトといった、靭性およびシャルピー吸収エネルギーに悪影響を及ぼす組織が生成する。従って、冷却停止温度は５００℃以下とする。好ましくは３００℃以下である。下限については特に限定されるものではないが、２５℃程度である。
　なお、ここでいう冷却停止温度は、圧延板の母材鋼板部分における板厚方向の板厚１／２位置の温度である。
（４）焼戻し
焼戻し温度：３５０℃～６００℃
　上記の加速冷却後、圧延板を加熱して焼戻しを行う。ここで、焼戻し温度が３５０℃未満であると、母材鋼板の靱性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイトの分解や転位の回復が十分でなく、母材鋼板の靱性が劣化する。一方、焼戻し温度が６００℃を超えると、セメンタイトなどの析出物が粗大化して、母材鋼板の靱性が劣化する。また、析出物の形成により合せ材の耐食性が劣化するおそれもある。従って、焼戻し温度は３５０℃～６００℃とする。好ましくは４００℃以上である。また、好ましくは５００℃以下である。
　なお、ここでいう焼戻し温度は、圧延板の母材鋼板部分における板厚方向の板厚１／２位置の温度である。
・実施例１
　表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の母材鋼板の素材と、表２に示す成分組成（残部はＮｉおよび不可避的不純物）となるＮｉ基合金（Ａｌｌｏｙ６２５）の合せ材の素材とを、（ａ）母材鋼板の素材／合せ材の素材、または、（ｂ）母材鋼板の素材／合せ材の素材／合せ材の素材／母材鋼板の素材の順に積層したスラブに、表３に示す条件でクラッド圧延（第１および第２の圧延）を施して圧延板とし、ついで、得られた圧延板に、表３に示す条件で加速冷却および焼戻しを施して、板厚３０ｍｍのクラッド鋼板（母材鋼板の板厚：２７ｍｍ、合せ材の板厚：３ｍｍ）を製造した。
　かくして得られたクラッド鋼板から引張試験用およびＤＷＴＴ試験用の試験片を採取し、ＡＰＩ－５Ｌに準拠して引張試験およびＤＷＴＴ試験（試験温度：－３０℃）を実施し、引張強さおよび降伏強度、延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃を求めた。引張強さおよび延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃の目標値は、以下のとおりである。
　引張強さ：５３５ＭＰａ以上
　延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上
　　　　　　　（特に優れる、ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：９０％以上）
　また、ＪＩＳＧ０６０１に準拠したせん断試験を実施して、母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度を求め、母材鋼板と合せ材の接合性を評価した。なお、接合界面せん断強度が３００ＭＰａ以上の場合に接合性が良好であるとした。
　また、上述した方法により、鋼組織の同定および各相の面積率の算出、ならびにベイナイトの平均結晶粒径の算出を行った。
　これらの結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４より、発明例はいずれも、引張強さ：５３５ＭＰａ以上でかつ延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上が得られており、また、接合性も良好であることがわかる。
　一方、表４の比較例のＮｏ．１は、母材鋼板のＣ、ＭｎおよびＴｉ含有量が適正範囲を下回っているため、冷却中に生じたフェライトの量が多く、Ｔｉによる析出強化も不十分であるため、所望の引張強度が得られない。
　比較例のＮｏ．９は、母材鋼板のＣおよびＭｎ量が適正範囲を上回っているため、島状マルテンサイトの生成量が増加し、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１０は、母材鋼板のＳｉ、ＮｂおよびＴｉ含有量が適正範囲を上回っているため、ＴｉＮが粗大化し、これが延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるなどして、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１１は、Ｎｂ含有量が適正範囲を下回っているため、γ未再結晶温度域の拡大が十分ではなくオーステナイトが粗大化し、製品板で微細なベイナイトの結晶粒が得られないので、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１７は、スラブ加熱温度が適正範囲を上回っているため、オーステナイトが粗大化し、製品板で微細なベイナイトの結晶粒が得られないので、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１８は、スラブ加熱温度が適正範囲を下回っているため、強化元素の固溶が十分でなく、所望の引張強度が得られない。また、母材鋼板と合せ材との接合性も十分とは言えない。
　比較例のＮｏ．１９は、表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比が適正範囲を下回っているため、所望の母材鋼板と合せ材との接合性が得られない。
　比較例のＮｏ．２０は、表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率が適正範囲を下回っているため、ベイナイトの微細化が十分でなく、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．２１は、圧延終了温度が適正範囲を下回っているため、所望の母材鋼板と合せ材との接合性が得られていない。
　比較例のＮｏ．２２は、平均冷却速度が適正範囲を下回っているため、冷却中に生じるフェライトの量が多く、所望の引張強度が得られない。
　比較例のＮｏ．２３は、冷却停止温度が適正範囲を上回っており、また焼戻し温度も適正範囲を下回っているため、島状マルテンサイトの量が多く、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．２４は、焼戻し温度が適正範囲を上回っているため、析出物（セメンタイト）が粗大化し、所望の低温靭性が得られない。
・実施例２
　表５に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の母材鋼板の素材と、表６に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）となるＮｉ基合金（Ａｌｌｏｙ８２５）の合せ材の素材とを、（ａ）母材鋼板の素材／合せ材の素材、または、（ｂ）母材鋼板の素材／合せ材の素材／合せ材の素材／母材鋼板の素材の順に積層したスラブに、表７に示す条件でクラッド圧延（第１および第２の圧延）を施して圧延板とし、ついで、得られた圧延板に、表７に示す条件で加速冷却および焼戻しを施して、板厚３０ｍｍのクラッド鋼板（母材鋼板の板厚：２７ｍｍ、合せ材の板厚：３ｍｍ）を製造した。
　かくして得られたクラッド鋼板から引張試験用およびＤＷＴＴ試験用の試験片を採取し、ＡＰＩ－５Ｌに準拠して引張試験およびＤＷＴＴ試験（試験温度：－３０℃）を実施し、引張強さおよび降伏強度、延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃を求めた。引張強さおよび延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃の目標値は、以下のとおりである。
　引張強さ：５３５ＭＰａ以上
　延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上
　　　　　　　（特に優れる、ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：９０％以上）
　また、ＪＩＳＧ０６０１に準拠したせん断試験を実施して、母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度を求め、母材鋼板と合せ材の接合性を評価した。なお、接合界面せん断強度が３００ＭＰａ以上の場合に接合性が良好であるとした。
　また、上述した方法により、鋼組織の同定および各相の面積率の算出、ならびにベイナイトの平均結晶粒径の算出を行った。
　これらの結果を表８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８より、発明例はいずれも、引張強さ：５３５ＭＰａ以上でかつ延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上が得られており、また、接合性も良好であることがわかる。
　一方、表８の比較例のＮｏ．１は、母材鋼板のＣ、ＭｎおよびＴｉ含有量が適正範囲を下回っているため、冷却中に生じたフェライトの量が多く、Ｔｉによる析出強化も不十分であるため、所望の引張強度が得られない。
　比較例のＮｏ．９は、母材鋼板のＣおよびＭｎ量が適正範囲を上回っているため、島状マルテンサイトの生成量が増加し、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１０は、母材鋼板のＳｉ、ＮｂおよびＴｉ含有量が適正範囲を上回っているため、ＴｉＮが粗大化し、これが脆性亀裂の発生起点となって、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１１は、Ｎｂ含有量が適正範囲を下回っているため、γ未再結晶温度域の拡大が十分ではなくオーステナイトが粗大化し、製品板で微細なベイナイトの結晶粒が得られないので、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１７は、スラブ加熱温度が適正範囲を上回っているため、オーステナイトが粗大化し、製品板で微細なベイナイトの結晶粒が得られないので、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１８は、スラブ加熱温度が適正範囲を下回っているため、強化元素の固溶が十分でなく、所望の引張強度が得られない。また、母材鋼板と合せ材との接合性も十分とは言えない。
　比較例のＮｏ．１９は、表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率が適正範囲を下回っているため、ベイナイトの微細化が十分でなく、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．２０は、平均冷却速度が適正範囲を下回っているため、冷却中に生じるフェライトの量が多く、所望の引張強度が得られない。
　比較例のＮｏ．２１は、冷却停止温度が適正範囲を上回っており、また焼戻し温度も適正範囲を下回っているため、島状マルテンサイトの量が多く、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．２２は、焼戻し温度が適正範囲を上回っているため、析出物（セメンタイト）が粗大化し、所望の低温靭性が得られない。
・実施例３
　表９に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の母材鋼板の素材と、表１０に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）となるオーステナイト系ステンレス鋼の合せ材の素材とを、（ａ）母材鋼板の素材／合せ材の素材、または、（ｂ）母材鋼板の素材／合せ材の素材／合せ材の素材／母材鋼板の素材の順に積層したスラブに、表１１に示す条件でクラッド圧延（第１および第２の圧延）を施して圧延板とし、ついで、得られた圧延板に、表１１に示す条件で加速冷却および焼戻しを施して、板厚３０ｍｍのクラッド鋼板（母材鋼板の板厚：２７ｍｍ、合せ材の板厚：３ｍｍ）を製造した。
　かくして得られたクラッド鋼板から引張試験用およびＤＷＴＴ試験用の試験片を採取し、ＡＰＩ－５Ｌに準拠して引張試験およびＤＷＴＴ試験（試験温度：－３０℃）を実施し、引張強さおよび降伏強度、延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃を求めた。引張強さおよび延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃の目標値は、以下のとおりである。
　引張強さ：５３５ＭＰａ以上
　延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上
　　　　　　　（特に優れる、ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：９０％以上）
　また、ＪＩＳＧ０６０１に準拠したせん断試験を実施して、母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度を求め、母材鋼板と合せ材の接合性を評価した。なお、接合界面せん断強度が３００ＭＰａ以上の場合に接合性が良好であるとした。
　さらに、上述した方法により、鋼組織の同定および各相の面積率の算出、ならびにベイナイトの平均結晶粒径の算出を行った。
　これらの結果を表１２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表１２より、発明例はいずれも、引張強さ：５３５ＭＰａ以上でかつ延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上が得られており、また、接合性も良好であることがわかる。
　一方、表１２の比較例のＮｏ．１は、母材鋼板のＣ、ＭｎおよびＴｉ含有量が適正範囲を下回っているため、冷却中に生じたフェライトの量が多く、Ｔｉによる析出強化も不十分であるため、所望の引張強度が得られない。
　比較例のＮｏ．９は、母材鋼板のＣおよびＭｎ量が適正範囲を上回っているため、島状マルテンサイトの生成量が増加し、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１０は、母材鋼板のＳｉ、ＮｂおよびＴｉ含有量が適正範囲を上回っているため、ＴｉＮが粗大化し、これが延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるなどして、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１１は、Ｎｂ含有量が適正範囲を下回っているため、γ未再結晶温度域の拡大が十分ではなくオーステナイトが粗大化し、製品板で微細なベイナイトの結晶粒が得られないので、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１７は、スラブ加熱温度が適正範囲を上回っているため、オーステナイトが粗大化し、製品板で微細なベイナイトの結晶粒が得られないので、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．１８は、スラブ加熱温度が適正範囲を下回っているため、強化元素の固溶が十分でなく、所望の引張強度が得られない。また、母材鋼板と合せ材との接合性も十分とは言えない。
　比較例のＮｏ．１９は、表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率が適正範囲を下回っているため、ベイナイトの微細化が十分でなく、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．２０は、平均冷却速度が適正範囲を下回っているため、冷却中に生じるフェライトの量が多く、所望の引張強度が得られない。
　比較例のＮｏ．２１は、冷却停止温度が適正範囲を上回っており、また焼戻し温度も適正範囲を下回っているため、島状マルテンサイトの量が多く、所望の低温靭性が得られない。
　比較例のＮｏ．２２は、焼戻し温度が適正範囲を上回っているため、析出物（セメンタイト）が粗大化し、所望の低温靭性が得られない。

Claims (6)

  1. 　母材鋼板の片面に、耐食性合金からなる合せ材が接合されているクラッド鋼板であって、
    　上記母材鋼板が、質量％で、
    　Ｃ：０．０２０～０．１００％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．７５～１．８０％、
    　Ｐ：０．０１５％以下、
    　Ｓ：０．００３０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０３０％および
    　Ｎ：０．００１０～０．００６０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　また、上記母材鋼板が、
    　上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置において、面積率で９４％以上のベイナイトと６％以下の島状マルテンサイトとを有し、上記ベイナイトの平均結晶粒径が２５μｍ以下である、鋼組織を有し、
    　さらに、上記母材鋼板と上記合せ材との接合界面せん断強度が３００ＭＰａ以上である、クラッド鋼板。
  2. 　前記母材鋼板の成分組成が、さらに質量％で、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｖ：０．１００％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下および
    　Ｃａ：０．００４０％以下
    のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のクラッド鋼板。
  3. 　前記耐食性合金が、Ｎｉ基合金またはオーステナイト系ステンレス鋼である、請求項１または２に記載のクラッド鋼板。
  4. 　請求項１または２に記載の母材鋼板の成分組成を有する母材鋼板の素材と、耐食性合金からなる合せ材の素材とを積層してなるスラブを、表面温度で１０５０℃～１２００℃の温度域に加熱したのち、
    　該スラブに、表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比：２．０以上となる第１の圧延を施したのち、表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：表面温度で８００℃以上とする第２の圧延を施して、母材鋼板と合せ材からなる圧延板とし、
    　ついで、該圧延板に、冷却開始温度：表面温度でＡｒ３温度以上、平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で５００℃以下の加速冷却を施し、
    　さらに、上記圧延板に、上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で３５０～６００℃の温度域で焼戻しを施す、クラッド鋼板の製造方法。
    　ここで、加速冷却における平均冷却速度は、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却時間で除することにより求めたものである。
  5. 　請求項１または２に記載の母材鋼板の成分組成を有する母材鋼板の素材と、オーステナイト系ステンレス鋼からなる合せ材の素材またはＡｌｌｏｙ８２５のＮｉ基合金からなる合せ材の素材とを積層してなるスラブを、表面温度で１０５０℃～１２００℃の温度域に加熱したのち、
    　該スラブに、表面温度９５０℃以上の温度域での圧下比：１．５以上となる第１の圧延を施したのち、表面温度９００℃以下の温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：表面温度で７５０℃以上とする第２の圧延を施して、母材鋼板と合せ材からなる圧延板とし、
    　ついで、該圧延板に、冷却開始温度：表面温度でＡｒ３温度以上、平均冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で５００℃以下の加速冷却を施し、
    　さらに、上記圧延板に、上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置の温度で３５０～６００℃の温度域で焼戻しを施す、クラッド鋼板の製造方法。
    　ここで、加速冷却における平均冷却速度は、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度と冷却終了温度との差を、冷却時間で除することにより求めたものである。
  6. 　前記スラブが、母材鋼板の素材／合せ材の素材／合せ材の素材／母材鋼板の素材の順に積層されている、請求項４または５に記載のクラッド鋼板の製造方法。
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