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WO2020004410A1 - 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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WO2020004410A1
WO2020004410A1 PCT/JP2019/025218 JP2019025218W WO2020004410A1 WO 2020004410 A1 WO2020004410 A1 WO 2020004410A1 JP 2019025218 W JP2019025218 W JP 2019025218W WO 2020004410 A1 WO2020004410 A1 WO 2020004410A1
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WO
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less
steel sheet
temperature
base
base steel
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PCT/JP2019/025218
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English (en)
French (fr)
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遼介 酒井
洋太 黒沼
純二 嶋村
横田　智之
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to MYPI2020006720A priority patent/MY206915A/en
Priority to US17/254,855 priority patent/US11628512B2/en
Priority to KR1020207036352A priority patent/KR102401618B1/ko
Priority to JP2019562673A priority patent/JP6705569B1/ja
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C22C30/02—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent containing copper

Definitions

  • the present invention relates to a clad steel sheet and a method for producing the same, and more particularly, to a clad steel sheet suitable for a line pipe and a method for producing the same.
  • a clad steel sheet is a steel sheet made by bonding a base material such as carbon steel to a composite material made of a corrosion-resistant alloy.Such a clad steel sheet has the same corrosion resistance as solid materials while suppressing the use of expensive alloying elements. Therefore, there is an advantage that economic efficiency is high.
  • the clad steel sheet for line pipes is required to secure not only the corrosion resistance of the composite material but also the predetermined mechanical properties, particularly excellent low-temperature toughness from the viewpoint of preventing brittle fracture of the pipeline.
  • a clad steel sheet for example, in Patent Document 1, "In a clad steel sheet using a Ni alloy as a composite material and a low alloy steel as a base material, the chemical composition of the base material is represented by mass%, C: 0.020 to 0.100%, Si: 0.10 to 0.1%. 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.
  • Patent Document 2 discloses that "In a clad steel sheet using a Ni alloy as a composite material and a low alloy steel as a base material, the chemical composition of the base material is represented by mass%, C: 0.020 to 0.100%, Si: 0.10 to 0.1%. 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.
  • Patent Document 3 "In a clad steel sheet using austenitic stainless steel as a composite material and a low alloy steel as a base material, the base material is C: 0.020 to 0.100%, Si: 0.10 to 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.
  • the thickness of the laminated material is up to 30 mm, the tensile strength is at least 535 MPa, and the DWTTSA is not lost, without impairing the productivity and the corrosion resistance of the composite material.
  • Mechanical properties satisfying -20 ° C ⁇ 85% are realized.
  • DWTTSA- 20 ° C. is a ductile fracture ratio obtained by a DWTT test (test temperature: ⁇ 20 ° C.) based on API-5L.
  • the clad steel sheet is work-hardened at the time of pipe-forming, it is presently required to further improve low-temperature toughness in consideration of the deterioration of toughness due to the work hardening.
  • the present invention has been developed in view of the above-mentioned situation, and a clad steel sheet that further improves low-temperature toughness and has excellent HIC resistance while ensuring a tensile strength of 535 MPa or more. It is intended to be provided together with the manufacturing method.
  • “excellent in low-temperature toughness” means that the ductile fracture ratio: DWTTSA ⁇ 30 ° C. obtained by a DWTT test (test temperature: ⁇ 30 ° C.) based on API-5L is 85% or more. . The reason why the test temperature was set to ⁇ 30 ° C. in the DWTT test was to anticipate a decrease in toughness due to work hardening during pipe making.
  • excellent in HIC resistance means that a crack area ratio (CAR) obtained by an HIC test according to NACE Standard TM0284-2003 is 5.0% or less.
  • the present inventors have conducted various studies in order to develop a clad steel sheet having improved low-temperature toughness and further improved HIC resistance of the base material while securing 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 of the base steel sheet to increase the brittle crack propagation resistance and reduce the hard phase that can be a starting point of the brittle crack.
  • the steel structure of the base steel sheet is a structure mainly composed of bainite, that is, the area ratio of bainite at a position 1 / of the base steel sheet in the thickness direction is 94% or more, and the average crystallinity of bainite is set. It is effective that the particle size is 25 ⁇ m or less.
  • B In order to control the structure, it is important to appropriately control the composition of the components and the production conditions, particularly the conditions of quenching and tempering after rolling.
  • a lower rolling end temperature is more advantageous, while from the viewpoint of improving the HIC resistance, a higher rolling end temperature is more advantageous.
  • the inventors conducted further studies. -although the rolling end temperature is equal to or higher than the Ar 3 temperature, -By reducing the amount of S as much as possible and adding an appropriate amount of Ca according to the amounts of S and O in the steel, the S in the steel is fixed to suppress the generation of MnS, and The amount of Mn, the amount of P, and the like are appropriately adjusted to suppress the increase in hardness of the central segregated portion of the base steel sheet.
  • ACR ([Ca] ⁇ (0.18 + 130 [Ca]) ⁇ [O]) / (1.25 [S]) [Ca], [O], and [S] are the contents (% by mass) of Ca, O, and S in the base steel sheet, respectively.
  • P HIC ⁇ 1.000 (2)
  • PHIC is defined by the following equation.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • the base steel sheet is expressed in mass% C: 0.020% to 0.100%, Si: 0.05% or more and 0.50% or less, Mn: 0.75% or more and 1.60% or less, P: 0.010% or less, S: 0.0010% or less, Al: 0.010% or more and 0.070% or less, Nb: 0.005% or more and 0.080% or less, Ti: 0.005% or more and 0.030% or less, N: 0.0010% or more and 0.0060% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0040% or less and O: 0.0030% or less.
  • the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities
  • the base material steel plate At a plate thickness 1/2 position in the plate thickness direction of the base material steel plate, a steel structure having bainite of 94% or more in area ratio and an average crystal grain size of the bainite of 25 ⁇ m or less, Further, a clad steel sheet having a joint interface shear strength between the base steel sheet and the composite material of 300 MPa or more.
  • ACR ([Ca] ⁇ (0.18 + 130 [Ca]) ⁇ [O]) / (1.25 [S]) [Ca], [O], and [S] are the contents (% by mass) of Ca, O, and S in the base steel sheet, respectively.
  • P HIC ⁇ 1.000 (2)
  • PHIC is defined by the following equation.
  • P HIC 4.46 [C] +2.37 [Mn] / 6 + (1.18 [Cr] +1.95 [Mo] +1.74 [V]) / 5+ (1.74 [Cu] +1.7 [ Ni]) / 15 + 22.36 [P] [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Cu], [Ni] and [P] are C, Mn, Cr, Mo, V, and This is the content (% by mass) of Cu, Ni and P.
  • Rolling end temperature subjected to a second rolling at a surface temperature of Ar 3 temperature or higher to form a rolled plate composed of a base steel sheet and a composite material; Then, the rolled sheet is subjected to a cooling start temperature: an Ar 3 temperature or higher at the surface temperature, an average cooling rate: 5 ° C./s or higher, and a cooling stop temperature: a temperature at a half position of the base steel sheet in the thickness direction.
  • a cooling start temperature an Ar 3 temperature or higher at the surface temperature, an average cooling rate: 5 ° C./s or higher
  • a cooling stop temperature a temperature at a half position of the base steel sheet in the thickness direction.
  • a method for producing a clad steel sheet wherein the rolled sheet is tempered in a temperature range of 350 ° C. or more and 600 ° C.
  • the average cooling rate in the accelerated cooling is obtained by dividing the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature at the position of 1/2 of the thickness of the base steel sheet in the thickness direction by the cooling time. .
  • Rolling end temperature subjected to a second rolling at a surface temperature of Ar 3 temperature or higher to form a rolled plate composed of a base steel sheet and a composite material; Then, the rolled sheet is subjected to a cooling start temperature: an Ar 3 temperature or higher at the surface temperature, an average cooling rate: 5 ° C./s or higher, and a cooling stop temperature: a temperature at a half position of the base steel sheet in the thickness direction.
  • a cooling start temperature an Ar 3 temperature or higher at the surface temperature, an average cooling rate: 5 ° C./s or higher
  • a cooling stop temperature a temperature at a half position of the base steel sheet in the thickness direction.
  • a method for producing a clad steel sheet wherein the rolled sheet is tempered in a temperature range of 350 ° C. or more and 600 ° C.
  • the average cooling rate in the accelerated cooling is obtained by dividing the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature at the position of 1/2 of the thickness of the base steel sheet in the thickness direction by the cooling time. .
  • a clad steel sheet having a DWTTSA of ⁇ 30 ° C. of 85% or more and an excellent HIC resistance of the base material can be obtained while securing a tensile strength of 535 MPa or more.
  • the above-mentioned clad steel sheet can be applied to oil and natural gas transportation line pipes exposed to a severe corrosive environment, and is extremely useful in industry.
  • the present invention is directed to a clad steel sheet in which a composite material made of a corrosion-resistant alloy is joined to one surface of a base steel sheet.
  • the thickness of the clad steel sheet is not particularly limited, but is preferably 30 mm or less. Further, the thickness of the base steel sheet and the thickness of the composite material are preferably 5 mm or more and 27 mm or less, and 1.5 mm or more and 4.0 mm or less.
  • Component composition C of base metal steel sheet 0.020% or more and 0.100% or less C is an element that contributes to precipitation strengthening as carbide.
  • the C content is less than 0.020%, sufficient strength cannot be ensured.
  • the C content exceeds 0.100%, the toughness of the base steel sheet, the toughness of the weld heat affected zone, and the HIC resistance are deteriorated. Therefore, the C content is 0.020% or more and 0.100% or less. Preferably it is 0.080% or less.
  • Si 0.05% or more and 0.50% or less Si is an element added to secure 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% or more and 0.50% or less. It is preferably at least 0.10%, more preferably at least 0.20%. Further, it is preferably at most 0.40%.
  • Mn 0.75% or more and 1.60% or less
  • Mn is an element added for securing strength and toughness.
  • the Mn content is set to 0.75% or more and 1.60% or less.
  • it is 1.00% or more. Further, it is preferably at most 1.40%.
  • P 0.010% or less
  • P is an impurity element that degrades the HIC resistance by increasing the hardness of the central segregation part. Therefore, the P content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.006% or less. Note that the lower limit of the P content is not particularly limited, and may be 0%.
  • S 0.0010% or less
  • S generally exists as sulfide-based inclusions in steel, and deteriorates toughness and HIC resistance. Therefore, S is preferably reduced as much as possible, and the S content is set to 0.0010% or less. Preferably it is 0.0008% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Al 0.010% or more and 0.070% or less Al is added for deoxidation, but if the Al content is less than 0.010%, the effect is not sufficient. On the other hand, when the Al content exceeds 0.070%, alumina clusters are formed and ductility is deteriorated. Therefore, the Al content is set to 0.010% or more and 0.070% or less. Preferably it is 0.040% or less.
  • Nb 0.005% or more and 0.080% or less
  • Nb is effective for increasing the strength of a steel sheet by strengthening precipitation and increasing hardenability. Further, it has an effect of expanding the ⁇ non-recrystallization temperature range, and contributes to improvement in toughness by making the structure finer. However, if the Nb content is less than 0.005%, the effect is not sufficient. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.080%, the formation of island-like martensite (MA) and coarse Nb carbonitride is caused, and the toughness and HIC resistance of the heat affected zone deteriorate. Therefore, the Nb content is set to 0.005% or more and 0.080% or less. Preferably it is 0.010% or more. Further, it is preferably 0.060% or less.
  • Ti 0.005% or more and 0.030% or less
  • Ti contains 0.005% or more, thereby suppressing austenite coarsening due to a pinning effect due to nitride formation and ensuring toughness of a base material and a weld heat affected zone.
  • Ti is an element effective for increasing the strength of a steel sheet by precipitation strengthening.
  • the Ti content is set to 0.005% or more and 0.030% or less. Preferably it is 0.020% or less.
  • N 0.0010% or more and 0.0060% or less N is contained in an amount of 0.0010% or more, thereby suppressing austenite coarsening due to a pinning effect due to nitride formation and toughness of a base metal and a weld heat affected zone. Contribute to securing. However, if the N content exceeds 0.0060%, the toughness of the heat affected zone deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0010% or more and 0.0060% or less. Preferably it is 0.0020% or more. Further, it is preferably at most 0.0050%.
  • the ratio between the Ti content and the N content is also important for sufficiently exhibiting the pinning effect due to nitride formation. Specifically, when the Ti content / N content is less than 2.0 or the Ti content / N content exceeds 3.5 in mass%, the pinning effect due to nitride formation is not sufficiently exhibited. In some cases, austenite is coarsened and toughness is deteriorated. Therefore, the Ti content / N content is preferably set to 2.0 or more and 3.5 or less.
  • Ca 0.0005% or more and 0.0040% or less Ca functions to fix S in the steel and improve the toughness and the HIC resistance of the steel sheet.
  • Ca is contained at 0.0005% or more.
  • the Ca content is set to 0.0005% or more and 0.0040% or less. Preferably it is 0.0010% or more, more preferably 0.0020% or more. Further, it is preferably at most 0.0030%.
  • O 0.0030% or less
  • O is generally present as an oxide of Al or Ca in steel.
  • the O content is set to 0.0030% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Cu 0.01% to 0.50%, Cr: 0.01% to 0.50%, Mo: 0.01% to 0.50%, V: 0.010% to 0.100%
  • Ni one or two or more selected from 0.01% or more and 0.50% or less
  • Cu, Cr, Mo and Ni are elements that improve hardenability, It contributes to the strengthening of the affected area. Further, V contributes to strengthening of the steel sheet by precipitation strengthening. In order to obtain such effects, Cu, Cr, Mo and Ni are each 0.01% or more, and V is 0.010% or more, and one or more of these elements are contained. Further, Cu, Cr, Mo and Ni are preferably at least 0.05%.
  • the contents of Cu, Cr and Mo each exceed 0.50%, the toughness of the heat affected zone may deteriorate. Therefore, when Cu, Cr and Mo are contained, the content is set to 0.50% or less. Preferably it is 0.40% or less. Also, when the content of V exceeds 0.100%, the toughness of the weld heat affected zone may deteriorate. Therefore, when V is contained, the content is set to 0.100% or less. Furthermore, since Ni is an expensive element, adding a large amount of Ni causes an increase in cost. Therefore, when Ni is contained, the content is set to 0.50% or less. Preferably it is 0.40% or less.
  • ACR ([Ca] ⁇ (0.18 + 130 [Ca]) ⁇ [O]) / (1.25 [S]) [Ca], [O], and [S] are the contents (% by mass) of Ca, O, and S in the base steel sheet, respectively.
  • P HIC ⁇ 1.000 (2)
  • PHIC is defined by the following equation.
  • ACR is a numerical value that is an index of the effect of Ca to suppress MnS production. That is, MnS in steel influences hydrogen-induced cracking. To improve HIC resistance, it is effective to fix S in steel by Ca to suppress the generation of MnS.
  • the value of ACR is less than 1.00, the effect of suppressing the generation of MnS is not sufficient.
  • the value of ACR exceeds 6.00, although the generation of MnS is suppressed, a large amount of Ca-based oxide is generated, and the HIC resistance is rather deteriorated. Therefore, 1.00 ⁇ ACR ⁇ 6.00.
  • the ACR value is 1.40 or more.
  • the ACR value is 3.30 or less.
  • P HIC ⁇ 1.000 P HIC is a numerical value that is an index of the hardness of the central segregation part. The larger the value, the higher the hardness of the central segregation part. The hydrogen-induced cracking is affected by the hardness of the central segregation part. To improve the HIC resistance, it is effective to suppress the increase in the hardness of the central segregation part. For this reason, the value of PHIC is set to less than 1.000. Preferably it is 0.900 or less. The lower limit is not particularly limited, but is preferably 0.750 or more.
  • the base steel sheet is expressed in terms of mass%: C: 0.020% to 0.100%, Si: 0.05% to 0.50%, Mn: 0.75% to 1.60%, P: 0.010% or less, S: 0.0010% or less, Al: 0.010% to 0.070%, Nb: 0.005% to 0.080%, Ti: 0.005% to 0 0.030% or less, N: 0.0010% or more and 0.0060% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0040% or less, and O: 0.0030% or less; Further, Cu: 0.01% to 0.50%, Cr: 0.01% to 0.50%, Mo: 0.01% to 0.50%, V: 0.010% to 0.5%. 100% or less and Ni: one or more selected from 0.01% or more and 0.50% or less, It satisfies the relations of the above formulas (1) and (2), and the balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities
  • Bainite area ratio 94% or more at a position corresponding to ⁇ of the thickness of the base steel sheet in the thickness direction of the base steel sheet: Bainite is an important structure for achieving both strength and low-temperature toughness.
  • bainite effectively contributes to improving the strength of the steel sheet by strengthening the transformation structure.
  • the steel structure of the base steel sheet needs to be a structure mainly composed of bainite.
  • the base steel sheet is 1 / position in the thickness direction (hereinafter simply referred to as ⁇ position). It is necessary to set the area ratio of bainite to 94% or more with respect to the entire steel structure. Preferably it is 97% or more.
  • the area ratio of bainite may be 100%.
  • the steel structure of the base steel sheet basically needs to be composed of bainite as described above, but as a residual structure other than bainite, if the amount of island-like martensite, ferrite, cementite, or the like is small, It may be included, and it is acceptable if the total area ratio of these remaining tissues is 6% or less.
  • the area ratio of the remaining structure may be 0%.
  • bainite is an important structure for achieving both strength and low-temperature toughness, and bainite effectively contributes to improving the strength of a steel sheet by strengthening the transformation structure.
  • the island martensite increases, particularly when the area ratio of the island martensite at a plate thickness 1/2 position exceeds 6%, the island martensite becomes a starting point of a brittle crack, and a desired low temperature is obtained. The toughness cannot be obtained.
  • the area ratio of bainite at the position of the plate thickness 1 / is 94% or more as described above, the area ratio of island martensite at the position is 6% or less.
  • the area ratio of the island-like martensite at the position of the plate thickness 1 / is preferably 4% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, and may be 0%. It should be noted that the island martensite is easily generated near the center in the thickness direction of the base steel sheet, and the island martensite generated near the center in the thickness direction particularly greatly affects the low-temperature toughness. In order to ensure toughness, it is important to suppress the area ratio of the island-like martensite at the position of the plate thickness 1 /.
  • the area ratio of each phase at the plate thickness 1/2 position was determined as follows. That is, after mirror polishing the L section (section parallel to the rolling direction and parallel to the normal direction of the rolling surface) of the base steel sheet at the position corresponding to a half thickness in the thickness direction, a nital or electrolytic etching method (electrolyte: 100 ml) Corroded by distilled water + 25 g sodium hydroxide + 5 g picric acid) and observed using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 2000 times at a randomly selected area of 1.2 ⁇ 10 ⁇ 2 mm 2 , It was obtained by image analysis.
  • a nital or electrolytic etching method electrolytic etching method (electrolyte: 100 ml) Corroded by distilled water + 25 g sodium hydroxide + 5 g picric acid) and observed using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 2000 times at a randomly selected area of 1.2 ⁇ 10 ⁇
  • Average grain size of bainite 25 ⁇ m or less Since the grain boundaries of bainite provide resistance to brittle crack propagation, refinement of crystal grains contributes to improvement in 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 preferably 5 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size of bainite is determined as follows. That is, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and parallel to the normal direction of the rolling surface) of the base material steel plate at the half thickness position in the thickness direction is mirror-polished and then subjected to electron beam back scattering diffraction (EBSD). The crystal orientation of a randomly selected area of 1.2 ⁇ 10 ⁇ 2 mm 2 (magnification: 2000 ⁇ ) is measured, and the area where the angle difference between adjacent pixels is 15 ° or more is analyzed as a crystal grain boundary. That is what we asked for.
  • Bonding interface shear strength between base material steel plate and composite material 300 MPa or more
  • the joint interface shear strength between the base steel sheet and the composite material is set to 300 MPa or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 400 MPa or less.
  • the joint interface shear strength between the base steel sheet and the joining material is the joining interface shear strength between the base steel sheet and the joining material obtained by a shear test according to JIS G0601.
  • a bonded material made of a corrosion-resistant alloy is joined to one side of a base steel sheet.
  • the corrosion resistant alloy is not particularly limited, and examples thereof include a Ni-based alloy and an austenitic stainless steel.
  • Ni-based alloys are preferable because they exhibit high stress corrosion cracking resistance in an environment with a high hydrogen sulfide partial pressure (sour environment).
  • the Ni-based alloy is, for example, Alloy 625 or Alloy 825, and from the viewpoint of stress corrosion cracking resistance, Alloy 625 is particularly preferable.
  • Alloy 625 is a Ni-based alloy corresponding to NCF 625 of JIS G 4902. Among them, C: 0.030% or less, Si: 0.02% to 0.50%, Mn : 0.02% to 0.50%, P: 0.015% or less, S: 0.0010% or less, Cr: 20.0% to 23.0%, Mo: 8.0% to 10.
  • Alloy 825 is a Ni-based alloy corresponding to NCF825 of JIS G 4902. Among them, C: 0.020% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 1.00% or less by mass%.
  • Ni-based alloy having a component composition of Fe and unavoidable impurities is preferable.
  • Alloy 625 and Alloy 825 will be described respectively.
  • all units in the component composition are "% by mass", but are hereinafter simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • Preferred component composition C of Alloy 625 0.030% or less C precipitates at the grain boundaries as carbide in the heat history at the time of manufacturing a clad steel sheet, and deteriorates corrosion resistance. For this reason, if the C content exceeds 0.030%, precipitation of carbides is promoted and corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the C content is preferably set to 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less. Note that the lower limit of the C content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Si 0.02% or more and 0.50% or less 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 deteriorates. Therefore, it is preferable that the Si content be 0.02% or more and 0.50% or less. It is more preferably at most 0.20%.
  • Mn 0.02% or more and 0.50% or less 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 deteriorates. Therefore, it is preferable that the Mn content be 0.02% or more and 0.50% or less. It is more preferably at most 0.15%.
  • P 0.015% or less
  • P is an impurity element that segregates at a grain boundary and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably set to 0.015% or less. More preferably, it is 0.005% or less. Note that 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 the grain boundary and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably set to 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% or more and 23.0% or less Cr forms a highly protective oxide film on the surface of a metal and improves pitting corrosion resistance and intergranular corrosion resistance. Further, by adding Cr in combination with Ni, the stress corrosion cracking resistance in a sour environment is improved. However, it is necessary to consider the balance of the Cr content with Ni and other alloys. From such a viewpoint, the Cr content is preferably set to 20.0% or more and 23.0% or less. More preferably, it is 21.5% or more.
  • Mo 8.0% or more and 10.0% or less Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. Mo, when added in combination with Ni, improves stress corrosion cracking resistance in a sour environment. However, for the Mo content, it is necessary to consider the balance with Ni and other alloys. From such a viewpoint, it is preferable that the Mo content be 8.0% or more and 10.0% or less. It is more preferably at least 8.5%.
  • 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. If the Fe content exceeds 5.0%, the corrosion resistance deteriorates. Therefore, the Fe content is preferably set to 5.0% or less. It is more preferably at most 3.5%. The lower limit of the Fe content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Al 0.02% or more and 0.40% or less Al is an effective deoxidizing element, but its effect is not sufficient if the Al content is less than 0.02%. However, if the Al content exceeds 0.40%, the stress corrosion cracking resistance deteriorates. Therefore, it is preferable that the Al content is not less than 0.02% and not more than 0.40%. It is more preferably at most 0.25%.
  • Ti 0.10% or more and 0.40% or less 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 reduces the bondability with the base steel sheet. Therefore, it is preferable that the Ti content be 0.10% or more and 0.40% or less. It is more preferably at most 0.30%.
  • Total amount of Nb and Ta 3.15% or more and 4.15% or less Both Nb and Ta are 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, and reduce hot workability. Therefore, it is preferable that the total amount of Nb and Ta is not less than 3.15% and not more than 4.15%.
  • Ni is an element for improving corrosion resistance, and particularly remarkably improves stress corrosion cracking resistance in a sour environment. Therefore, it is preferable that the Ni content be 58% or more.
  • the C content is preferably set to 0.020% or less. More preferably, it is 0.015% or less. Note that the lower limit of the C content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Si 0.50% or less Si is added for deoxidation. However, if the Si content exceeds 0.50%, Si remains as nonmetallic inclusions, deteriorating corrosion resistance. Therefore, the Si content is preferably set to 0.50% or less. It is more preferably at most 0.20%.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but is preferably 0.02% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the deoxidizing effect.
  • Mn 1.00% or less Mn is added for deoxidation. However, if the Mn content exceeds 1.00%, the corrosion resistance deteriorates. Therefore, the Mn content is preferably set to 1.00% or less. More preferably, it is 0.50% or less.
  • the lower limit of the Mn content is not particularly limited, but is preferably 0.02% or more from the viewpoint of sufficiently obtaining the deoxidizing effect.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity element that segregates at a grain boundary and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably set to 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less. Note that 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 deteriorates corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably set to 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% or more and 46.0% or less Ni is an element that improves corrosion resistance, and particularly significantly improves stress corrosion cracking resistance in a sour environment.
  • Ni is a very expensive element, adding a large amount of Ni causes an increase in cost. Therefore, the Ni content needs to consider the balance between the effect of improving corrosion resistance and the cost. From such a viewpoint, the Ni content is preferably 38.0% or more and 46.0% or less.
  • Cr 19.5% or more and 23.5% or less Cr forms a highly protective oxide film on the surface of a metal and improves pitting corrosion resistance and intergranular corrosion resistance. Further, by adding Cr in combination with Ni, the stress corrosion cracking resistance in a sour environment is improved. However, it is necessary to consider the balance of the Cr content with Ni and other alloys. From such a viewpoint, the Cr content is preferably 19.5% or more and 23.5% or less. More preferably, it is 21.5% or more.
  • Mo 2.50% or more and 3.50% or less Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. Mo, when added in combination with Ni, improves stress corrosion cracking resistance in a sour environment. However, for 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 2.50% or more and 3.50% or less. It is more preferably at least 3.00%.
  • Cu 1.50% or more and 3.00% or less
  • Cu is an element effective for improving the overall corrosion resistance. However, if the Cu content is less than 1.50%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Cu content exceeds 3.00%, the effect is saturated. Therefore, the Cu content is preferably set to 1.50% or more and 3.00% or less. More preferably, it is at least 1.80%.
  • Al 0.01% or more and 0.20% or less
  • Al is an effective deoxidizing element. However, if the Al content is less than 0.01%, the effect is not sufficient. On the other hand, when the Al content exceeds 0.20%, the stress corrosion cracking resistance is deteriorated. Therefore, it is preferable that the Al content be 0.01% or more and 0.20% or less. More preferably, it is 0.10% or more. Further, it is more preferably 0.15% or less.
  • Ti 0.60% or more and 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 precipitate.
  • the Ti content exceeds 1.20%, Ti precipitates as an intermetallic compound, and reduces the bondability with the base steel sheet. Therefore, it is preferable that the Ti content be 0.60% or more and 1.20% or less. It is more preferably at least 0.70%.
  • austenitic stainless steel As the corrosion-resistant alloy other than the Ni-based alloy, austenitic stainless steel may be used.
  • the austenitic stainless steel is, for example, an austenitic stainless steel specified by JIS, and includes SUS304, SUS316, SUS304L, SUS316L and the like.
  • C 0.030% or less
  • Si 1.00% or less
  • Mn 2.00% or less
  • P 0.045% or less
  • S 0.030% by mass.
  • Mo 2.00% to 3.00%, the balance being Fe and inevitable.
  • a component composition consisting of a target impurity.
  • a component composition consisting of a target impurity.
  • all units in the component composition are "% by mass”, but are hereinafter simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • the C content is preferably set to 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less. More preferably, it is 0.015% or less. Note that 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 nonmetallic inclusions, deteriorating corrosion resistance. Therefore, the Si content is preferably set to 1.00% or less. More preferably, it is 0.75% or less. Note that the lower limit of the Si content is preferably 0.02% or more.
  • Mn 2.00% or less Mn is added for deoxidation. However, if the Mn content exceeds 2.00%, the corrosion resistance deteriorates. Therefore, the Mn content is preferably set to 2.00% or less. More preferably, it is at most 1.40%. More preferably, it is 1.00% or less. Note that the lower limit of the Mn content is preferably 0.02% or more.
  • P 0.045% or less
  • P is an impurity element that segregates at the grain boundary and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably set to 0.045% or less. It is more preferably at most 0.030%. Note that 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 deteriorates corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably set to 0.030% or less. It is more preferably at most 0.010%.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%.
  • Ni 12.00% or more and 15.00% or less
  • Ni is an element that improves corrosion resistance, and particularly significantly improves stress corrosion cracking resistance in a sour environment.
  • Ni is a very expensive element, adding a large amount of Ni causes an increase in cost. For this reason, it is necessary to consider the balance between the effect of improving corrosion resistance and the cost of the Ni content, and from such a viewpoint, it is preferable that the Ni content be 12.00% or more and 15.00% or less. It is more preferably at least 12.50%. Further, it is more preferably 14.50% or less.
  • the Cr content is preferably equal to or greater than 16.00% and equal to or less than 18.00%. More preferably, it is at least 16.50%. Further, it is more preferably 17.50% or less.
  • Mo 2.00% or more and 3.00% or less Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. Mo, when added in combination with Ni, improves stress corrosion cracking resistance in a sour environment. However, for 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% or more and 3.00% or less. More preferably, it is at least 2.20%. Further, it is more preferably at most 2.80%.
  • the method for producing a clad steel sheet according to one embodiment of the present invention comprises: a slab formed by laminating a base steel sheet material having the above-described base steel sheet component composition and a composite material consisting of a corrosion-resistant alloy; After heating to a temperature range of 1050 ° C or more and 1200 ° C or less, After subjecting the slab to the first rolling in which the reduction ratio in the temperature range of the surface temperature of 950 ° C. or more: 2.0 or more, the cumulative reduction rate in the temperature range of the surface temperature of 900 ° C.
  • Rolling end temperature subjected to a second rolling at a surface temperature of Ar 3 temperature or higher to form a rolled plate composed of a base steel sheet and a composite material; Then, the rolled sheet is subjected to a cooling start temperature: an Ar 3 temperature or higher at the surface temperature, an average cooling rate: 5 ° C./s or higher, and a cooling stop temperature: a temperature at a half position of the base steel sheet in the thickness direction.
  • a cooling start temperature an Ar 3 temperature or higher at the surface temperature, an average cooling rate: 5 ° C./s or higher
  • a cooling stop temperature a temperature at a half position of the base steel sheet in the thickness direction.
  • the rolled sheet is tempered in a temperature range of 350 ° C. or more and 600 ° C. or less at a temperature at a position corresponding to a half thickness in the thickness direction of the base steel sheet.
  • the slab is composed of the material of the base steel sheet and the material of the composite material, for example, (a) the material of the base steel sheet / material of the composite material, or (b) the material of the base steel sheet / material of the composite material.
  • / Lamination material / Base steel sheet in this order, and electron beam welding is performed in a vacuum (negative pressure) environment, specifically, in an environment where the pressure is 10 ⁇ 4 torr or less. This is a temporary attachment of a steel plate material and a composite material.
  • a release material is applied in advance between the material of the composite material and the material of the composite material, and the upper and lower portions are separated after the tempering process is completed. As a result, a clad steel sheet in which a joining material is joined to one side of a base material steel sheet serving as a product sheet is obtained.
  • Slab heating Slab heating temperature 1050 ° C. or more and 1200 ° C. or less If the slab heating temperature is less than 1050 ° C., it becomes difficult to ensure the bondability between the base steel sheet and the joining material, and it is included in the base steel sheet material. Nb and the like are not sufficiently dissolved, and it is difficult to secure strength. On the other hand, if the slab heating temperature exceeds 1200 ° C., the austenite crystal grains in the base steel sheet material become coarse and the toughness deteriorates. Therefore, the slab heating temperature is set to 1050 ° C or more and 1200 ° C or less. Preferably it is 1100 degreeC or less.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 5.0 or less from the viewpoint of productivity.
  • the reduction ratio in the temperature range of the surface temperature of 950 ° C. or more is [the thickness of the slab before the first rolling] ⁇ [the thickness of the slab after the rolling in the temperature range of the surface temperature of 950 ° C. or more]. ].
  • 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 is 2.0 or higher, and more preferably 2.5 or higher. More preferred.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 5.0 or less from the viewpoint of manufacturability.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 5.0 or less from the viewpoint of productivity.
  • the rolling in the temperature range of the surface temperature (of the slab) of 900 ° C. or lower is defined as the second rolling, and the cumulative rolling reduction in the second rolling is set to 50% or more.
  • the cumulative rolling reduction in the second rolling is set to 50% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 85% or less from the viewpoint of manufacturability.
  • the cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or lower is [cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or lower] / [thickness of slab before second rolling] ⁇ 100. It is.
  • Rolling termination temperature Ar 3 temperature or more at the surface temperature
  • the rolling termination temperature is lowered to less than the Ar 3 temperature at the surface temperature, a structure containing ferrite and hard bainite elongated in the rolling direction is formed, and hydrogen-induced cracking is promoted. As a result, the HIC resistance deteriorates. Therefore, the rolling end temperature is equal to or higher than the Ar 3 temperature at the surface temperature of the slab.
  • the temperature is Ar 3 temperature + 30 ° C. or higher.
  • the upper limit is preferably set to 900 ° C. or lower.
  • the Ar 3 temperature can be determined by the following equation.
  • Ar 3 (° C.) 910-310 [C] -80 [Mn] -20 [Cu] -55 [Ni] -15 [Cr] -80 [Mo]
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr] and [Mo] in the formula are C, Si, Mn, Cu, Ni and Cr in the base steel sheet, respectively.
  • Mo content % by mass.
  • the Ar 3 temperature may be determined by setting the content of the elements to “0”.
  • Cooling start temperature Ar 3 temperature or more at the surface temperature If the cooling start temperature is less than the Ar 3 temperature at the surface temperature, ferrite is formed in the base steel sheet prior to bainite transformation, and the target strength and HIC resistance are secured. Becomes difficult. Therefore, 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 preferably 900 ° C. or lower.
  • the cooling rate is set to 5 ° C./s or more. It is preferably at least 10 ° C./s.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 50 ° C./s or less.
  • the average cooling rate was determined by dividing the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature at the position of 1/2 of the thickness in the thickness direction in the base steel plate portion of the rolled sheet by the cooling time. Things.
  • Cooling stop temperature 500 ° C. or less If the cooling stop temperature is higher than 500 ° C., a structure such as coarse cementite and island-like martensite, which adversely affects toughness and Charpy absorbed energy, is formed in the base steel sheet. Therefore, the cooling stop temperature is set to 500 ° C. or less. Preferably it is 300 ° C. or lower. The lower limit is not particularly limited, but is preferably 25 ° C. or higher. In addition, the cooling stop temperature mentioned here is a temperature at a plate thickness 1/2 position in a plate thickness direction in a base steel plate portion of a rolled plate.
  • Tempering tempering temperature 350 ° C. or more and 600 ° C. or less
  • the rolled sheet is heated and tempered.
  • the tempering temperature is lower than 350 ° C.
  • the decomposition and dislocation recovery of island martensite, which adversely affects the toughness and HIC resistance of the base steel sheet, are not sufficient, and the toughness and HIC resistance of the base steel sheet are not sufficient.
  • Deteriorates The same applies when tempering is not performed.
  • the tempering temperature exceeds 600 ° C., precipitates such as cementite are coarsened and the toughness of the base steel sheet is deteriorated.
  • the tempering temperature is set to 350 ° C. or more and 600 ° C. or less. Preferably, it is 400 ° C. or higher. Further, the temperature is preferably 500 ° C. or less.
  • the tempering temperature here is a temperature at a plate thickness 1/2 position in a plate thickness direction in a base steel plate portion of a rolled plate. The holding time at the tempering temperature is preferably 5 min or more and 60 min or less from the viewpoint of decomposition of island martensite, recovery of dislocation, formation of precipitates, and coarsening.
  • Specimens for the tensile test and the DWTT test were collected from the clad steel sheet thus obtained, and subjected to the tensile test and the DWTT test (test temperature: ⁇ 30 ° C.) in accordance with API-5L, and the tensile strength and yield Strength and ductile fracture ratio: DWTTSA ⁇ 30 ° C. was determined.
  • Tensile strength and ductile fracture ratio: DWTTSA The target values at -30 ° C are as follows. Tensile strength: 535 MPa or more Ductile fracture rate: DWTTSA -30 ° C : 85% or more (particularly excellent, DWTTSA -30 ° C : 90% or more)
  • a shear test in accordance with JIS G # 0601 was performed to determine the joint interface shear strength between the base steel sheet and the composite material, and the bondability between the base steel sheet and the composite material was evaluated. In addition, when the joint interface shear strength was 300 MPa or more, the bondability was determined to be good.
  • CAR crack area ratio
  • the crack area ratio (CAR) was determined by immersing three test pieces collected from the same steel plate in a 5% by mass NaCl + 0.5% by mass CH 3 COOH aqueous solution saturated with hydrogen sulfide for 96 hours. The measurement was performed by detecting a defect on the piece by an ultrasonic flaw detection test. In addition, the above evaluation is performed using the maximum value of the crack area ratio (CAR) measured on three test pieces.
  • the Si content of the base material steel plate exceeds the appropriate range.
  • the Nb and Ti contents exceed the appropriate range, TiN coarsens, and this becomes a starting point of a brittle crack, so that desired low-temperature toughness cannot be obtained.
  • the desired HIC resistance is obtained I can't. No. of the comparative example.
  • the Nb content is below the appropriate range, the ⁇ non-recrystallization temperature range is not sufficiently expanded, austenite is coarsened, and fine bainite crystal grains cannot be obtained on the product plate. The toughness cannot be obtained.
  • the Ca content and the ACR exceed the appropriate ranges, the amount of Ca-based oxides increases, and the desired HIC resistance cannot be obtained.

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Abstract

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るとともに、耐ＨＩＣ特性にも優れたクラッド鋼板を提供する。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ＡＣＲおよびＰＨＩＣの値を適正に制御した成分組成を有し、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％以上のベイナイトを有し、かつ、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、例えば、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から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。
　また、近年、湿潤硫化水素環境におけるパイプラインのリーク事故を背景に、より安全側の設計が指向されており、ラインパイプ用のクラッド鋼板には、母材の耐水素誘起割れ特性（以下、耐ＨＩＣ特性ともいう）の向上も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るとともに、耐ＨＩＣ特性にも優れたクラッド鋼板を、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による靭性低下を見込んだものである。
　また、「耐ＨＩＣ特性に優れた」とは、ＮＡＣＥ　Ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０２８４－２００３に準拠したＨＩＣ試験により得られる割れ面積率（ＣＡＲ）が５．０％以下であることを意味する。
　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、さらには母材の耐ＨＩＣ特性を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、すなわち、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。
　ただし、組織の微細化によって低温靱性を向上させるという点では、圧延終了温度は低い方が有利となる一方、耐ＨＩＣ特性を向上させるという点では、圧延終了温度は高い方が有利となる。
　そこで、低温靱性と耐ＨＩＣ特性の両立を図るべく、発明者らが、さらに検討を重ねたところ、
・圧延終了温度をＡｒ３温度以上にする
とともに、
・Ｓ量を極力低減し、かつ、Ｃａを鋼中のＳ量およびＯ量に応じて適正量添加することにより、鋼中のＳを固定してＭｎＳの生成を抑制し、これと同時に、Ｃ量やＭｎ量、Ｐ量などを適正に調整して母材鋼板の中心偏析部の硬度上昇を抑制する、より具体的には、次式（１）および（２）を同時に満足させた成分組成に調整する
ことにより、所定の機械的特性を確保しつつ、優れた低温靭性と耐ＨＩＣ特性とを両立することができるとの知見を得た。
　　１．００≦ＡＣＲ≦６．００　　　　　・・・（１）
　　　ここで、ＡＣＲは、次式により定義される。
　　　ＡＣＲ＝（[Ｃａ]－（０．１８＋１３０[Ｃａ]）×[Ｏ]）／（１．２５[Ｓ]）
　　　また、[Ｃａ]、[Ｏ]および[Ｓ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣａ、ＯおよびＳの含有量（質量％）である。
　　ＰＨＩＣ＜１．０００　　　　　・・・（２）
　　　ここで、ＰＨＩＣは、次式により定義される。
　　　ＰＨＩＣ＝４．４６[Ｃ]＋２．３７[Ｍｎ]／６＋（１．１８[Ｃｒ]＋１．９５[Ｍｏ]＋１．７４[Ｖ]）／５＋（１．７４[Ｃｕ]＋１．７[Ｎｉ]）／１５＋２２．３６[Ｐ]
　　　また、[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]および[Ｐ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＰの含有量（質量％）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％以上０．１００％以下、
　Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、
　Ｍｎ：０．７５％以上１．６０％以下、
　Ｐ：０．０１０％以下、
　Ｓ：０．００１０％以下、
　Ａｌ：０．０１０％以上０．０７０％以下、
　Ｎｂ：０．００５％以上０．０８０％以下、
　Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、
　Ｎ：０．００１０％以上０．００６０％以下、
　Ｃａ：０．０００５％以上０．００４０％以下および
　Ｏ：０．００３０％以下
を含有し、さらに、
　Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｖ：０．０１０％以上０．１００％以下および
　Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有するとともに、下記式（１）および（２）の関係を満足し、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％以上のベイナイトを有し、かつ、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。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　１．００≦ＡＣＲ≦６．００　　　　　・・・（１）
　　　ここで、ＡＣＲは、次式により定義される。
　　　ＡＣＲ＝（[Ｃａ]－（０．１８＋１３０[Ｃａ]）×[Ｏ]）／（１．２５[Ｓ]）
　　　また、[Ｃａ]、[Ｏ]および[Ｓ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣａ、ＯおよびＳの含有量（質量％）である。
　　ＰＨＩＣ＜１．０００　　　　　・・・（２）
　　　ここで、ＰＨＩＣは、次式により定義される。
　　　ＰＨＩＣ＝４．４６[Ｃ]＋２．３７[Ｍｎ]／６＋（１．１８[Ｃｒ]＋１．９５[Ｍｏ]＋１．７４[Ｖ]）／５＋（１．７４[Ｃｕ]＋１．７[Ｎｉ]）／１５＋２２．３６[Ｐ]
　　　また、[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]および[Ｐ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、ＮｉおよびＰの含有量（質量％）である。
２．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に記載のクラッド鋼板。
３．前記１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℃以上１２００℃以下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Ａｒ３温度以上とする第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℃以上６００℃以下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。
４．前記１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℃以上１２００℃以下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Ａｒ３温度以上とする第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℃以上６００℃以下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３または４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％以上であり、母材の耐ＨＩＣ特性にも優れ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以下が好ましい。また、母材鋼板および合せ材の板厚はそれぞれ、５ｍｍ以上２７ｍｍ以下、１．５ｍｍ以上４．０ｍｍ以下が好ましい。
　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％以上０．１００％以下
　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、母材鋼板の靭性や溶接熱影響部靱性、さらには耐ＨＩＣ特性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０２０％以上０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下である。
Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下
　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％以上０．５０％以下とする。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％以上１．６０％以下
　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１．６０％を超えると、溶接性や耐ＨＩＣ特性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は０．７５％以上１．６０％以下とする。好ましくは１．００％以上である。また、好ましくは１．４０％以下である。
Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、中心偏析部の硬さを増加させることにより耐ＨＩＣ特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。好ましくは０．００６％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、一般に鋼中においては硫化物系介在物として存在し、靭性や耐ＨＩＣ特性を劣化させる。従って、Ｓは極力低減するのが好ましく、Ｓ含有量は０．００１０％以下とする。好ましくは０．０００８％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％以上０．０７０％以下
　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％以上０．０７０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
Ｎｂ：０．００５％以上０．０８０％以下
　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、組織の微細化に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、島状マルテンサイト（ＭＡ）や粗大なＮｂ炭窒化物の生成を招き、溶接熱影響部の靭性や耐ＨＩＣ特性が劣化する。従って、Ｎｂ含有量は０．００５％以上０．０８０％以下とする。好ましくは０．０１０％以上である。また、好ましくは０．０６０％以下である。
Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下
　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％以上０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。
Ｎ：０．００１０％以上０．００６０％以下
　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％以上０．００６０％以下とする。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十分に発揮するには、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十分に発揮されず、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以上３．５以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００４０％以下
　Ｃａは、鋼中のＳを固定して鋼板の靭性や耐ＨＩＣ特性を向上させる働きがある。この効果を得るため、Ｃａは０．０００５％以上含有させる。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、却って靭性や耐ＨＩＣ特性を劣化させる場合がある。従って、Ｃａ含有量は０．０００５％以上０．００４０％以下とする。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。また、好ましくは０．００３０％以下である。
Ｏ：０．００３０％以下
　Ｏは、一般に、鋼中においてはＡｌやＣａの酸化物として存在している。Ｏが過剰に含まれると、鋼中の酸化物が増加し、靭性や耐ＨＩＣ特性を劣化させる。従って、Ｏ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。なお、Ｏ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。
Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｖ：０．０１０％以上０．１００％以下およびＮｉ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉ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。また、Ｖは、析出強化により鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉはそれぞれ０．０１％以上で、Ｖは０．０１０％以上で、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させる。また、Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは、好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏ含有量がそれぞれ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。好ましくは０．４０％以下である。
　また、Ｖについても、その含有量が０．１００％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、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下とする。
　さらに、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。好ましくは０．４０％以下である。
　以上、基本成分について説明したが、さらに、次式（１）および（２）のようにＡＣＲおよびＰＨＩＣの値を適正に制御することが重要である。
　　１．００≦ＡＣＲ≦６．００　　　　　・・・（１）
　　　ここで、ＡＣＲは、次式により定義される。
　　　ＡＣＲ＝（[Ｃａ]－（０．１８＋１３０[Ｃａ]）×[Ｏ]）／（１．２５[Ｓ]）
　　　また、[Ｃａ]、[Ｏ]および[Ｓ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣａ、ＯおよびＳの含有量（質量％）である。
　　ＰＨＩＣ＜１．０００　　　　　・・・（２）
　　　ここで、ＰＨＩＣは、次式により定義される。
　　　ＰＨＩＣ＝４．４６[Ｃ]＋２．３７[Ｍｎ]／６＋（１．１８[Ｃｒ]＋１．９５[Ｍｏ]＋１．７４[Ｖ]）／５＋（１．７４[Ｃｕ]＋１．７[Ｎｉ]）／１５＋２２．３６[Ｐ]
　　　また、[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]および[Ｐ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、ＮｉおよびＰの含有量（質量％）である。
　なお、母材鋼板に一部の元素が含有されない場合には、当該元素の含有量を「０」としてＡＣＲおよびＰＨＩＣを求めればよい。
　例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＮｉがいずれも含まれない場合、ＰＨＩＣは、
　　　ＰＨＩＣ＝４．４６[Ｃ]＋２．３７[Ｍｎ]／６＋２２．３６[Ｐ]
により、求めればよい。
１．００≦ＡＣＲ≦６．００
　ＡＣＲは、ＣａによるＭｎＳの生成抑制効果の指標となる数値である。すなわち、水素誘起割れには鋼中のＭｎＳが影響しており、耐ＨＩＣ特性を向上させるには、Ｃａにより鋼中のＳを固定して、ＭｎＳの生成を抑制することが有効である。ここで、ＡＣＲの値が１．００未満では、ＭｎＳの生成抑制効果が十分ではない。一方、ＡＣＲの値が６．００を超えると、ＭｎＳの生成は抑制されるものの、多量のＣa系酸化物が生成して、却って耐ＨＩＣ特性が劣化する。従って、１．００≦ＡＣＲ≦６．００とする。好ましくはＡＣＲの値が１．４０以上である。また、好ましくはＡＣＲの値が３．３０以下である。
ＰＨＩＣ＜１．０００
　ＰＨＩＣは、中心偏析部の硬さの指標となる数値であり、この数値が大きいほど、中心偏析部の硬さは上昇する。水素誘起割れには中心偏析部の硬さが影響しており、耐ＨＩＣ特性を向上させるには、中心偏析部の硬さの上昇を抑制することが有効である。このため、ＰＨＩＣの値を１．０００未満とする。好ましくは０．９００以下である。なお、下限については特に限定されるものではないが、０．７５０以上が好ましい。
　上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
　すなわち、母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．１００％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．７５％以上１．６０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０７０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０８０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００６０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００４０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、
　さらに、Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｖ：０．０１０％以上０．１００％以下およびＮｉ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有するとともに、
　上掲式（１）および（２）の関係を満足し、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。
　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。この点、板厚１／２位置におけるベイナイトの面積率を上述の通り９４％以上とすれば、同位置における島状マルテンサイトの面積率は６％以下となる。板厚１／２位置における島状マルテンサイトの面積率は、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生成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以上が好ましい。
　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（ＥＢＳＤ）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以下が好ましい。
　なお、母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度は、ＪＩＳ　Ｇ　０６０１に準拠したせん断試験により求めた母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度である。
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％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．０２％以上０．５０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２０．０％以上２３．０％以下、Ｍｏ：８．０％以上１０．０％以下、Ｆｅ：５．０％以下、Ａｌ：０．０２％以上０．４０％以下、Ｔｉ：０．１０％以上０．４０％以下、ＮｂおよびＴａの合計量：３．１５％以上４．１５％以下を含有し、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％以上４６．０％以下、Ｃｒ：１９．５％以上２３．５％以下、Ｍｏ：２．５０％以上３．５０％以下、Ｃｕ：１．５０％以上３．００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｔｉ：０．６０％以上１．２０％以下を含有し、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ず、０％であってもよい。
Ｓｉ：０．０２％以上０．５０％以下
　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％以上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。
Ｍｎ：０．０２％以上０．５０％以下
　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％以上０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以下である。
Ｐ：０．０１５％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０．０１５％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％以上２３．０％以下
　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。ただし、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％以上２３．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは２１．５％以上である。
Ｍｏ：８．０％以上１０．０％以下
　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％以上１０．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは８．５％以上である。
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ず、０％であってもよい。
Ａｌ：０．０２％以上０．４０％以下
　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％以上０．４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２５％以下である。
Ｔｉ：０．１０％以上０．４０％以下
　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％以上０．４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３０％以下である。
ＮｂおよびＴａの合計量：３．１５％以上４．１５％以下
　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％以上４．１５％以下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ず、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％以上４６.０％以下
　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％以上４６．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：１９．５％以上２３．５％以下
　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。ただし、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％以上２３．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは２１．５％以上である。
Ｍｏ：２．５０％以上３．５０％以下
　Ｍｏは、耐孔食性および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％以上３．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは３．００％以上である。
Ｃｕ：１．５０％以上３．００％以下
　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％以上３．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．８０％以上である。
Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下
　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％以上０．２０％以下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％以上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％以上１．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．７０％以上である。
　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％以上１５：００％以下、Ｃｒ：１６．００％以上１８．００％以下、Ｍｏ：２．００％以上３．００％以下を含有し、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ず、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含有量の下限は好ましくは０．０２％以上である。
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含有量の下限は好ましくは０．０２％以上である。
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％以上１５．００％以下
　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％以上１５．００％以下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％以上１８．００％以下
　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。ただし、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％以上１８．００％以下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％以上３．００％以下
　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％以上３．００％以下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℃以上１２００℃以下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Ａｒ３温度以上とする第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℃以上６００℃以下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℃以上１２００℃以下
　スラブ加熱温度が１０５０℃未満では、母材鋼板と合せ材との接合性の確保が困難になるとともに、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℃以上１２００℃以下とする。好ましくは１１００℃以下である。
（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を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５．０以下が好ましい。
　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。こちらも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５．０以下が好ましい。
　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。上限については特に限定されるものではないが、製造性の観点から５．０以下が好ましい。
・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、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、製造性の観点から８５％以下が好ましい。
　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Ａｒ３温度以上
　圧延終了温度を表面温度でＡｒ３温度未満に低下させると、圧延方向に伸長したフェライトと硬質なベイナイトを含む組織が形成され、水素誘起割れを助長して耐ＨＩＣ特性が劣化する。従って、圧延終了温度は、スラブの表面温度でＡｒ３温度以上とする。好ましくはＡｒ３温度＋３０℃以上である。上限については９００℃以下とすることが好ましい。
　また、Ａｒ３温度は次式により求めることができる。
　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０[Ｃ]－８０[Ｍｎ]－２０[Ｃｕ]－５５[Ｎｉ]－１５[Ｃｒ]－８０[Ｍｏ]
　ただし、式中の[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]および[Ｍｏ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を意味する。また、母材鋼板に一部の元素が含有されない場合には、当該元素の含有量を「０」としてＡｒ３温度を求めればよい。
（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、目標とする強度および耐ＨＩＣ特性の確保が困難となる。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℃以下とすることが好ましい。
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、目標とする強度および耐ＨＩＣ特性の確保が困難となる。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以下とすることが好ましい。
　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℃以上が好ましい。
　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℃以上６００℃以下
　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、母材鋼板の靱性や耐ＨＩＣ特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、母材鋼板の靱性や耐ＨＩＣ特性が劣化する。焼戻し自体を行わない場合も同様である。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恐れもある。従って、焼戻し温度は３５０℃以上６００℃以下とする。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。
　また、焼戻し温度での保持時間は、島状マルテンサイトの分解、転位の回復、析出物の形成および粗大化の観点から、５ｍｉｎ以上６０ｍｉｎ以下とすることが好ましい。
　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２－１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、表２－２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、または、表２－３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、ＪＩＳ　Ｇ　０６０１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、ＮＡＣＥ　Ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０２８４－２００３に準拠したＨＩＣ試験を実施し、割れ面積率（ＣＡＲ）により母材鋼板の耐ＨＩＣ特性を評価した。ここで、割れ面積率（ＣＡＲ）の目標値は以下のとおりである。
　割れ面積率（ＣＡＲ）：５．０％以下
　　　　　　　（特に優れる、割れ面積率（ＣＡＲ）：１．０％以下）
　なお、割れ面積率（ＣＡＲ）は、硫化水素を飽和させた５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液中に、同じ鋼板から採取した３本の試験片を９６時間浸漬した後、当該試験片について超音波探傷試験により欠陥の検出を行うことにより、測定した。また、上記の評価は、３本の試験片で測定された割れ面積率（ＣＡＲ）の最大値で行うものとする。
　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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　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、接合性および耐ＨＩＣ特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おり、圧延終了温度および冷却開始温度がＡｒ３温度未満であるため、冷却中に生じたフェライトの量が多く、所望の引張強度および耐ＨＩＣ特性が得られない。　比較例のＮｏ．８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。また、ＰＨＩＣが適正範囲を上回っているため、中心偏析部の硬さが上昇して所望の耐ＨＩＣ特性が得られない。
　比較例のＮｏ．９は、母材鋼板のＳｉ含有量が適正範囲を上回っている。また、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、これが脆性亀裂の起点となり所望の低温靭性が得られない。また、Ｃａ含有量およびＡＣＲが適正範囲を下回っており、さらに、ＰＨＩＣも適正範囲を上回っているため、ＭｎＳの生成とともに中心偏析部の硬さが上昇して、所望の耐ＨＩＣ特性が得られない。
　比較例のＮｏ．１０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。また、Ｃａ含有量およびＡＣＲが適正範囲を上回っているため、Ｃａ系酸化物が増加して、所望の耐ＨＩＣ特性が得られない。
　比較例のＮｏ．１６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．１７は、スラブ加熱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ない。
　比較例のＮｏ．１８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．１９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、所望の引張強度および耐ＨＩＣ特性が得られない。
　比較例のＮｏ．２０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、所望の低温靭性および耐ＨＩＣ特性が得られない。
　比較例のＮｏ．２１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。
　比較例のＮｏ．２３は、圧延終了温度および冷却開始温度が、Ａｒ３温度未満であるため、圧延方向に伸長したフェライトと硬質なベイナイトとを含む組織が形成され、所望の耐ＨＩＣ特性が得られない。
　比較例Ｎｏ．３６は、冷却停止温度が適正範囲を上回っており、また焼戻しを実施していないため、島状マルテンサイトの量が多く、所望の低温靭性および耐ＨＩＣ特性が得られない。

Claims (5)

  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％以上０．１００％以下、
    　Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．７５％以上１．６０％以下、
    　Ｐ：０．０１０％以下、
    　Ｓ：０．００１０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０％以上０．０７０％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上０．０８０％以下、
    　Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、
    　Ｎ：０．００１０％以上０．００６０％以下、
    　Ｃａ：０．０００５％以上０．００４０％以下および
    　Ｏ：０．００３０％以下
    を含有し、さらに、
    　Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｖ：０．０１０％以上０．１００％以下および
    　Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有するとともに、下記式（１）および（２）の関係を満足し、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％以上のベイナイトを有し、かつ、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。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　１．００≦ＡＣＲ≦６．００　　　　　・・・（１）
    　　　ここで、ＡＣＲは、次式により定義される。
    　　　ＡＣＲ＝（[Ｃａ]－（０．１８＋１３０[Ｃａ]）×[Ｏ]）／（１．２５[Ｓ]）
    　　　また、[Ｃａ]、[Ｏ]および[Ｓ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣａ、ＯおよびＳの含有量（質量％）である。
    　　ＰＨＩＣ＜１．０００　　　　　・・・（２）
    　　　ここで、ＰＨＩＣは、次式により定義される。
    　　　ＰＨＩＣ＝４．４６[Ｃ]＋２．３７[Ｍｎ]／６＋（１．１８[Ｃｒ]＋１．９５[Ｍｏ]＋１．７４[Ｖ]）／５＋（１．７４[Ｃｕ]＋１．７[Ｎｉ]）／１５＋２２．３６[Ｐ]
    　　　また、[Ｃ]、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]および[Ｐ]はそれぞれ、母材鋼板におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、ＮｉおよびＰの含有量（質量％）である。
  2. 　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に記載のクラッド鋼板。
  3. 　請求項１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℃以上１２００℃以下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Ａｒ３温度以上とする第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℃以上６００℃以下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。
  4. 　請求項１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℃以上１２００℃以下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Ａｒ３温度以上とする第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℃以上６００℃以下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３または４に記載のクラッド鋼板の製造方法。
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