CN103298965B - 合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材、具备双相不锈钢作为夹层材料的包层钢板及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其以质量%计含有C：0.03%以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.5～7.0%、P：0.05%以下、S：0.010%以下、Ni：0.1～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.05～0.30%及Al：0.001～0.05%，余量包含Fe及不可避免的杂质，通过热轧而制造，铬氮化物析出温度TN为960℃以下，与实施了固溶化热处理的热轧钢材相比，屈服强度高50MPa以上，为热轧后的原状，没有实施固溶化热处理。另外，本发明的包层钢板具备双相不锈钢作为夹层材料，双相不锈钢具有上述组成，铬氮化物析出温度TN为800～970℃。

Description

合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材、具备双相不锈钢作为 夹层材料的包层钢板及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及不实施固溶化热处理的、廉价的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材、具备所述双相不锈钢作为夹层材料的包层钢板及它们的制造方法。特别是，本发明涉及可作为海水淡化设备、运输船的罐类、各种容器等使用的高强度双相不锈钢热轧钢材、具备双相不锈钢作为夹层材料的包层钢板及它们的制造方法。
本申请基于2011年1月27日提出的日本专利申请第2011-15091号及2011年3月2日提出的日本专利申请第2011-44735号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
双相不锈钢大量含有Cr、Mo、Ni、N，容易析出金属间化合物、氮化物。
因此通过实施1000℃以上的固溶化热处理使析出物固溶，由此以热轧钢材的形式制造双相不锈钢。此外，在制造具备双相不锈钢作为夹层材料的包层钢板时，采用以下的技术。
为了通过1000℃以上的高温的热处理能够确保机械特性，通过钻研化学组成制作了碳钢，采用该碳钢作为母材的技术（专利文献1等）。
通过控制热轧条件，省略热处理而制造双相不锈钢包层钢板的技术（专利文献2等）。
热轧中通过再加热来抑制夹层材料中的析出的技术（专利文献3等）。
可是，最近开发了节减Ni、Mo等的含量的合金元素节减型双相不锈钢，达到可使用金属间化合物的析出敏感性较大地降低了的实用钢。
主要影响到这些合金元素节减型双相不锈钢的材质的析出物为铬氮化物。铬氮化物是Cr和N结合而成的析出物，在双相不锈钢中，立方晶的CrN或六方晶的Cr2N多在铁素体晶粒内或铁素体晶界处析出。如果生成这些铬氮化物，则冲击特性下降，同时因随着析出而生成的铬缺乏层而使耐蚀性降低。
本发明者们基于弄清楚铬氮化物的析出与成分组成的关系、通过控制成分组成来抑制铬氮化物的析出的想法，进行了材质设计。由此，发明出并公开了耐蚀性及冲击特性良好的合金元素节减型双相不锈钢种（专利文献4）。特别是，通过增加Mn含量而抑制了铬氮化物的析出，将该方法反映在新的合金元素节减型双相不锈钢的成分设计中。而且，如此的合金元素节减型双相不锈钢的成本低，在耐蚀性等特性方面也优良，已在各领域中使用。
对于合金元素节减型双相不锈钢，还期待着作为热轧钢板的用途。热轧钢板因不实施冷轧而一般板厚较厚，一直被用于特别要求强度及韧性的用途。例如，可列举海水淡化设备、运输船的罐类等，以往在其许多的用途中，一直采用奥氏体系不锈钢。
然而，双相不锈钢一般比奥氏体系不锈钢强度高，具有能够一边维持必要的强度一边薄壁化的优点。此外，由于高价的元素的使用量少，所以成本也低。基于这些理由，在上述用途的一部分中已经使用双相不锈钢热轧钢材。
另一方面，采用双相不锈钢热轧钢材时成为问题的是韧性。也就是说，双相不锈钢一般除了具有被认为不产生脆性断裂的奥氏体相以外还具有铁素体相。因此，双相不锈钢在冲击韧性方面，与铁素体系不锈钢同样地显示延性-脆性转变，与奥氏体系不锈钢相比缺乏韧性。
针对此问题，以往进行了大量研究。本发明者们也在专利文献5中弄清楚双相不锈钢热轧钢板的钢组织与韧性的关系，公开了通过控制化学组成和热处理方法能够改善韧性。
此外，本发明者们重新着眼于将上述合金元素节减型双相不锈钢应用于包层钢板的夹层材料，实施了研究开发。在包层钢板中，对用作夹层材料的不锈钢赋予耐蚀性，对母材赋予强度及韧性和焊接性。因此，包层钢板为能够经济地得到复合特性的热轧钢材。
包层钢板被用在作为夹层材料的不锈钢与母材结构性接合的部位，一般被用于板厚较厚、特别是要求强度及韧性的用途。例如，可列举海水淡化设备、运输船的罐类等，以往在其许多的用途中，作为夹层材料，一直使用奥氏体系不锈钢。
然而，将这些用途的不锈钢变更为廉价的双相不锈钢的趋势（倾向）在增强，对于具备双相不锈钢作为夹层材料、而且廉价的包层钢板的要求日益高涨。
可是，在专利文献5所述的以往的双相不锈钢热轧钢板及包层钢板的制造工序中，不缺少固溶化热处理。如上所述，为了解决在双相不锈钢中由使耐蚀性下降的金属间化合物或铬氮化物导致的问题及韧性的问题，固溶化热处理是必要的。特别是，本发明中作为对象的合金元素节减型双相不锈钢具有在热加工的温度区中氮化物容易析出的性质，在结束热轧的状态下，铬氮化物分散在钢材中。由此使冲击特性及耐蚀性下降。
在合金元素节减型双相不锈钢的制造工序中，通过实施固溶化热处理，可使铬氮化物消失。然而，如果实施固溶化热处理则强度下降，因此可以说对于上述热轧钢板的用途来说是不优选的处理。同样，在包层钢板的制造工序中，通过实施固溶化热处理，可使夹层材料中的铬氮化物消失。然而，如果实施1000℃以上的固溶化热处理，则母材的韧性下降，因此对于上述包层钢板的用途来说是不优选的处理。
此外，从进一步降低成本的要求及近年来的削减使用能量的要求出发，期望通过省略固溶化热处理来降低制造成本或降低制造所需的能量。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平7-292445号公报
专利文献2：日本特公平4-22677号公报
专利文献3：日本特公平6-36993号公报
专利文献4：国际公开第WO2009-119895号
专利文献5：日本特开2010-84220号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明的目的在于，提供即使以热轧状态的原状也维持强度、冲击特性、耐蚀性的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，以及省略了固溶化热处理、廉价且使用能量少、环境方面也优良的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法。
此外，本发明的目的在于，提供一并具有母材的韧性和夹层材料的合金元素节减型双相不锈钢的耐蚀性的包层钢板、以及省略了固溶化热处理、使用能量少、在环境方面也优良的廉价的包层钢板的制造方法。
用于解决课题的手段
为了解决上述与合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材相关的课题，本发明者们认为，在合金元素节减型双相不锈钢的制造方法中省略固溶化热处理，得到包括热轧钢材的化学组成、热加工条件、铬氮化物的析出量等的有关金属组织的状态、钢材的冲击特性及耐蚀性等方面的知识是必要的，进行了以下的实验。
作为热轧中的铬氮化物的析出的指标，重新设定了铬氮化物析出温度TN。采用该铬氮化物析出温度TN不同的钢材，按1150～1250℃的范围调整热轧的加热温度，分别变更热轧的最终精轧道次的入侧温度TF和热轧结束后的加速冷却开始温度TC。由此，得到板厚6mm～35mm的热轧钢材。然后，对得到的热轧钢材及实施了固溶化热处理的钢材，评价了强度、冲击特性及耐蚀性。
通过以上的实验，完成了不实施固溶化热处理的廉价的本发明的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材。
为了解决上述包层钢板的课题，本发明者们认为，在包层钢板的制造过程中的通过热轧来接合母材和夹层材料的工序中，如果在夹层材料即双相不锈钢中铬氮化物不析出，则即使将后工序的固溶化热处理省略也不损害耐蚀性。
因此，考虑通过采用即使使热轧温度降低也能够维持高耐蚀性的合金元素节减型双相不锈钢作为包层钢板的夹层材料来找出解决方法。
而且，认为对于得到如此的合金元素节减型双相不锈钢，在制造工序中省略固溶化热处理，得到包括热轧钢材的化学组成、热加工条件、铬氮化物的析出量等的有关金属组织的状态、钢材的冲击特性及耐蚀性等的知识是必要的，进行了以下的实验。
作为热轧中的铬氮化物的析出的指标，重新设定了铬氮化物析出温度TN。采用该铬氮化物析出温度TN不同的钢材，按1150～1250℃的范围调整热轧的加热温度，分别变更热轧的最终精轧道次的入侧温度TF和热轧结束后的加速冷却开始温度TC。由此，得到板厚10mm～35mm的热轧钢材。然后，对得到的热轧钢材及实施了固溶化热处理的钢材，评价了强度、冲击特性、耐蚀性。
接着，采用通过上述实验得到的合金元素节减型双相不锈钢作为包层夹层材料，通过热轧得到该夹层材料的厚度为3mm、包层钢板的厚度为10mm～35mm的包层钢板。然后，评价了强度、冲击特性、耐蚀性。
通过以上的实验，完成了具备合金元素节减型双相不锈钢作为夹层材料、没有实施固溶化热处理的本发明的包层钢板。
本发明的要旨如下。
（1）一种合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：以质量%计，含有C：0.03%以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.5～7.0%、P：0.05%以下、S：0.010%以下、Ni：0.1～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.05～0.30%及Al：0.001～0.05%，余量包含Fe及不可避免的杂质；通过热轧而制造；成为与所述热轧中的铬氮化物的析出有关的指标的铬氮化物析出温度TN为960℃以下；与实施了固溶化热处理的热轧钢材相比，屈服强度高50MPa以上；为所述热轧后的原状，没有实施固溶化热处理。
（2）一种合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：以质量%计，含有C：0.03%以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.5～7.0%、P：0.05%以下、S：0.010%以下、Ni：0.1～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.05～0.30%及Al：0.001～0.05%，进一步含有选自V：0.05～0.5%、Nb：0.01～0.20%及Ti：0.003～0.05%中的1种以上，余量包含Fe及不可避免的杂质；通过热轧而制造；成为与所述热轧中的铬氮化物的析出有关的第二指标的铬氮化物析出温度TN2为960℃以下；与实施了固溶化热处理的热轧钢材相比，屈服强度高50MPa以上；为所述热轧后的原状，没有实施固溶化热处理。
（3）根据上述（1）或（2）所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：进一步含有选自Mo：1.5%以下、Cu：2.0%以下、W：1.0%以下及Co：2.0%以下中的1种以上。
（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：进一步含有选自B：0.0050%以下、Ca：0.0050%以下、Mg：0.0030%以下及REM：0.10%以下中的1种以上。
（5）上述（1）～（4）中任一项所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法，其特征在于：对具有上述（1）～（4）中任一项所述的化学组成的钢坯进行热轧，接着进行冷却；在不含选择性成分即V、Nb、Ti时，以满足下记（1）式的方式调整所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF，在含有所述选择性成分时，以满足下记（2）式的方式调整所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF；对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却。
TF≥TN－30 （1）
TF≥TN2－30 （2）
（6）根据上述（5）所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法，其特征在于：板厚超过20mm；在不含所述选择性成分即V、Nb、Ti时，在所述热轧的结束后从满足下记（3）式的加速冷却开始温度TC开始加速冷却，在含有所述选择性成分时，在所述热轧的结束后从满足下记（4）式的加速冷却开始温度TC开始加速冷却，由此，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却。
TN－200≤TC≤TN＋50（其中，TF≥TC） （3）
TN2－200≤TC≤TN2＋50（其中，TF≥TC） （4）
（7）一种包层钢板，其特征在于：具备母材钢板和通过热轧而接合在所述母材钢板的两个主面中的任一方或双方上的夹层材料的钢板；所述夹层材料由双相不锈钢构成；所述双相不锈钢以质量%计含有C：0.03%以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.5～7.0%、P：0.05%以下、S：0.010%以下、Ni：0.1～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.05～0.30%及Al：0.001～0.05%，余量包含Fe及不可避免的杂质；成为与所述热轧中的铬氮化物的析出有关的指标的铬氮化物析出温度TN为800～970℃。
（8）一种包层钢板，其特征在于：具备母材钢板和通过热轧而接合在所述母材钢板的两个主面中的任一方或双方上的夹层材料的钢板；所述夹层材料由双相不锈钢构成；所述双相不锈钢以质量%计含有C：0.03%以下、Si：0.05～1.0%、Mn：0.5～7.0%、P：0.05%以下、S：0.010%以下、Ni：0.1～5.0%、Cr：18.0～25.0%、N：0.05～0.30%及Al：0.001～0.05%，进一步含有选自V：0.05～0.5%、Nb：0.01～0.20%及Ti：0.003～0.05%中的1种以上，余量包含Fe及不可避免的杂质；成为与所述热轧中的铬氮化物的析出有关的第二指标的铬氮化物析出温度TN2为800～970℃。
（9）根据上述（7）或（8）所述的包层钢板，其特征在于：所述双相不锈钢进一步含有选自Mo：1.5%以下、Cu：2.0%以下、W：1.0%以下及Co：2.0%以下中的1种以上。
（10）根据上述（7）～（9）中任一项所述的包层钢板，其特征在于：所述双相不锈钢进一步含有选自B：0.0050%以下、Ca：0.0050%以下、Mg：0.0030%以下及REM：0.10%以下中的1种以上。
（11）根据上述（7）～（10）中任一项所述的包层钢板的制造方法，其特征在于：将母材钢板与具有上述（7）～（10）中任一项所述的化学成分的夹层材料的钢板通过热轧接合，接着进行冷却；在所述夹层材料不含选择性成分即V、Nb、Ti时，以满足下记（1）式的方式调整所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF，在所述夹层材料含有所述选择性成分时，以满足下记（2）式的方式调整所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF；对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却。
TF≥TN－100 （1）
TF≥TN2－100 （2）
（12）根据上述（11）所述的将双相不锈钢作为夹层材料的包层钢板的制造方法，其特征在于：在所述夹层材料不含所述选择性成分即V、Nb、Ti时，在所述热轧的结束后从满足下记（3）式的加速冷却开始温度TC开始加速冷却，在所述夹层材料含有所述选择性成分时，在所述热轧的结束后从满足下记（4）式的加速冷却开始温度TC开始加速冷却，由此，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却。
TC≥TN－250（其中，TF≥TC） （3）
TC≥TN2－250（其中，TF≥TC） （4）
发明效果
本发明的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的一个方式中，与以往的钢材相比进行薄壁化，能够用于海水淡化设备、运输船的罐类、各种容器等。而且，能够廉价地制造，且制造所使用的能量少。
本发明的包层钢板的一个方式中，与以往的包层钢板相比节减合金元素，能够用于海水淡化设备、运输船的罐类、各种容器等。而且，能够廉价地制造，且制造所使用的能量少。
所以，合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的一个方式及包层钢板的一个方式在产业方面、环境方面是非常有用的。
具体实施方式
（合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第1实施方式）
以下，表示含量的单位“%”为质量%。
合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第1实施方式，含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、N、Al，余量包含Fe及不可避免的杂质。
为了确保不锈钢的耐蚀性，将C含量限制在0.03%以下。如果C含量超过0.03%，则热轧时生成Cr碳化物，使耐蚀性及韧性劣化。
Si为脱氧而添加0.05%以上。但是，如果Si含量超过1.0%，则韧性劣化。因此，将Si含量的上限限定在1.0%。Si含量优选为0.2～0.7%。
Mn具有增加奥氏体相改善韧性的效果。此外，具有使铬氮化物析出温度TN降低的效果。因此，优选积极地添加Mn。为了母材及焊接部的韧性而添加0.5%以上的Mn。但是，如果Mn含量超过7.0%，则耐蚀性及韧性劣化。因此，将Mn含量的上限限定在7.0%。Mn含量优选为1.0～6.0%，更优选为2.0～5.0%。
P是从原料中不可避免地混入的元素，使热加工性及韧性劣化。因此，将P含量限定在0.05%以下。P含量优选为0.03%以下。
S是从原料中不可避免地混入的元素，使热加工性、韧性及耐蚀性劣化。因此将S含量限定在0.010%以下。S含量优选为0.0020%以下。
Ni使奥氏体组织稳定，改善对各种酸的耐蚀性以及韧性，因此含有0.1%以上的Ni。通过增加Ni含量，可降低氮化物析出温度。另一方面，Ni是高价的合金，在本实施方式中因以合金元素节减型双相不锈钢为对象，因而从成本的观点考虑将Ni含量限制在5.0%以下。Ni含量优选为1.0～4.0%，更优选为1.5～3.0%。
为了确保基本的耐蚀性而含有18.0%以上的Cr。另一方面，如果Cr含量超过25.0%，则铁素体相分率增加，阻碍韧性及焊接部的耐蚀性。因此，将Cr含量规定为18.0%以上且25.0%以下。Cr含量优选为19.0～23.0%。
N是通过在奥氏体相中固溶而提高强度、耐蚀性的有效的元素。因此，含有0.05%以上的N。固溶限度根据Cr含量提高。然而，在本实施方式的钢材中，如果N含量超过0.30%，则Cr氮化物析出，阻碍韧性及耐蚀性。因此，将N含量的上限规定为0.30%。N含量优选为0.10～0.25%。
Al对于钢脱氧是重要的元素，为了减低钢中的氧而与Si一同含有。在Si含量超过0.3%时，有时可以不添加Al。可是，氧量的减低对确保韧性是必须的。因此含有0.001%以上的Al是必要的。另一方面，Al是与N的亲和力比较强的元素。因此，如果过剩地添加Al，则生成AlN，阻碍不锈钢的韧性。韧性的下降程度也依赖于N含量，但如果Al超过0.05%则韧性的下降显著。因此，将Al含量的上限规定为0.05%。Al含量优选为0.03%以下。
O是不可避免的杂质，O含量的上限没有特别的限定。然而，是构成非金属夹杂物的代表即氧化物的重要的元素，如果过剩地含有O则阻碍韧性。此外，如果生成粗大的簇状氧化物则成为表面缺陷的原因。所以，O含量优选为0.010%以下。
本实施方式的钢材通过热轧来制造，成为与热轧中的铬氮化物的析出有关的指标的铬氮化物析出温度TN为960℃以下。
铬氮化物析出温度TN是用以下所示的方法通过实验求出的特性值。首先，对固溶化热处理过的钢材在800～1000℃下实施20分钟的均热处理，接着在5秒以内进行水冷。然后，根据在实施例中详述的非金属夹杂物的电解提取残渣分析法，求出冷却后的钢材中的铬氮化物的析出量（Cr残渣量）。将Cr残渣量成为0.01%以下的均热处理温度中的最低温度作为铬氮化物析出温度TN。
铬氮化物析出温度TN越低，越可以将铬氮化物析出的温度区限定在低温侧。由此，可抑制铬氮化物的析出速度或析出量。因此，能以热轧后的原状的状态、即没有实施固溶化热处理的状态维持冲击特性和耐蚀性。
这里，将用于求出铬氮化物析出温度TN的均热处理温度规定在800～1000℃的理由是为了把握一般的热轧温度区中的析出行为。在本实施方式中，为了在一般进行的热轧中使铬氮化物不析出而将该均热处理温度规定在上述温度区。
此外，考虑到使铬氮化物的生成反应充分达到平衡状态所需的时间，将均热处理进行20分钟。在均热处理的时间低于20分钟时，析出量的变化激烈，难得到测定值的再现性。在均热处理的时间超过20分钟时，测定需要长时间。所以，从使铬氮化物的生成反应充分达到平衡状态、确保再现性的观点出发，也可以超过20分钟地进行均热处理。
如果从均热处理后到进行水冷之前需要长时间，则钢材温度缓慢降低，铬氮化物析出。在此种情况下，得到与应测定的均热处理温度下的铬氮化物的量不同的值。所以，规定在均热处理后5秒以内进行水冷。
此外，将Cr残渣量成为0.01%以下的温度内的最低温度规定为铬氮化物析出温度TN的理由是，通过实验确认了Cr残渣量0.01%以下为对耐蚀性或韧性不施加不良影响的析出量。
对于热轧后原状的未实施固溶化热处理的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，通过实验得出，为了确保耐蚀性和韧性，需要调整组成以使TN达到960℃以下。所以，需要调整成分组成使TN达到960℃以下。如果TN超过960℃，则在热轧中铬氮化物析出，点蚀电位差或冲击特性劣化。TN优选为930℃以下。
此外，通过降低N含量，使TN下降。然而，在本实施方式的钢材中，为了提高耐蚀性而含有0.05%以上的N，在此种情况下，使TN低于800℃是困难的。因此，优选将TN的下限规定为800℃。
再有，对于降低TN，减低N量是有效的，但N量的极端的降低带来奥氏体相比率的下降和焊接部的耐蚀性的下降。因此，适当地调整奥氏体相的生成元素即Ni、Mn、Cu的含量和N含量是必要的。
本实施方式的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材为热轧后的原状，没有实施固溶化热处理。该本实施方式的钢材的屈服强度比实施了固溶化热处理的热轧钢材的屈服强度高50MPa以上。一般如果进行固溶化热处理则强度下降。在本实施方式中，以热轧后原状的状态残留应变，得到高的强度。也就是说，因没有实施固溶化热处理而强度不下降。一般如果将轧制的精轧温度规定为高温，接近固溶化热处理的温度，则强度下降。在本实施方式的钢材中，如后述为了降低轧制的精轧温度、使强度上升而降低铬氮化物的析出温度。由此，容易得到高强度。
（合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第2实施方式）
合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第2实施方式中，含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、N、Al，进一步含有选自V、Nb、Ti中的1种以上，余量包含Fe及不可避免的杂质。
本发明者们，发现：在含有选自V、Nb、Ti中的1种以上的钢的情况下，显示出与以往见识不同的行为。
也就是说，如果铬氮化物量增加，则耐蚀性恶化是一般的以往见识。然而，在微量含有V、Nb、Ti的情况下，很明显，意外地具有铬氮化物的析出量即使某种程度地增加、耐蚀性也提高的倾向。
如上所述，在微量含有V、Nb、Ti时，铬氮化物的容许量增加。因此，对于含有选择性成分即V、Nb、Ti的钢材，作为与热轧中的铬氮化物的析出有关的第二指标，重新规定铬氮化物析出温度TN2。铬氮化物析出温度TN2可通过以下所示的方法通过实验来求出。与铬氮化物析出温度TN时同样，首先，对固溶化热处理过的钢材在800～1000℃下实施20分钟的均热处理，接着在5秒以内进行水冷。而且，根据实施例中详述的非金属夹杂物的电解提取残渣分析法，求出冷却后的钢材中的铬氮化物的析出量（Cr残渣量）。与铬氮化物析出温度TN时不同，将Cr残渣量成为0.03%以下的均热处理温度中的最低温度作为铬氮化物析出温度TN2。
再有，在合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第1实施方式中说明的铬氮化物析出温度TN，当然是与不含选择性成分即V、Nb、Ti的钢材中的热轧时的铬氮化物的析出有关的指标。
在合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第2实施方式中，该Cr氮化物量被缓和，如果TN2为960℃以下，则能够解决本发明的课题。TN2优选为930℃以下。此外，实验性地求出TN2的手段、减少TN2的方法与TN相同。再有，在TN2中，规定为Cr残渣量成为0.03%以下的温度中的最低温度的理由是，通过实验确认了在铬氮化物的析出量（Cr残渣量）为0.03%以下时，铬氮化物的析出量对耐蚀性或韧性不施加不良影响。
铬氮化物的析出温度TN2因铬浓度及氮浓度的减低而减少。然而，通过添加奥氏体稳定化元素也能使其减少。在合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第2实施方式中，通过微量含有比铬强力的氮化物生成元素即V、Nb、Ti，控制了铬氮化物的析出，提高了热轧钢材的耐蚀性。
也就是说，在本发明者们的研究中弄清楚了以下事项。通过在合金元素节减型双相不锈钢中添加微量的V、Nb、Ti，生成了铬的一部分被V、Nb、Ti置换而成的氮化物。由此可得到氮化物的析出温度稍微提高的效果，但意外地具有即使铬氮化物的析出量增加、耐蚀性也提高的倾向。合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第2实施方式作为也包含通过微量添加如此的附加元素而得到的效果的发明而公开。
V形成的氮化物、碳化物在热加工及钢材的冷却过程中生成，具有提高耐蚀性的作用。作为其理由没有充分确认，但可考虑对700℃以下的铬氮化物的生成速度进行抑制的可能性。为了改善该耐蚀性，也可以含有0.05%以上的V。如果V含量超过0.5%，则生成粗大的V系碳氮化物，使韧性劣化。因此，将V含量的上限限定在0.5%。在添加V时，V含量优选为0.1～0.3%。
Nb形成的氮化物、碳化物在热加工及钢材的冷却过程中生成，具有提高耐蚀性的作用。作为其理由不十分确认，但可考虑对700℃以下的铬氮化物的生成速度进行抑制的可能性。为了改善该耐蚀性，也可以含有0.01%以上的Nb。另一方面，如果添加过剩量的Nb，则在热轧前的加热时作为未固溶析出物析出，阻碍韧性。因此，将Nb含量的上限定为0.20%。在添加Nb时，Nb含量优选为0.03%～0.10%。
Ti是以极微量形成氧化物、氮化物、硫化物，使钢的凝固及高温加热组织的晶粒微细化的元素。此外，与V、Nb同样，Ti还具有置换铬氮化物中的铬的一部分的性质。通过含有0.003%以上的Ti，形成Ti的析出物。另一方面，如果在双相不锈钢中超过0.05%地含有Ti，则生成粗大的TiN，阻碍钢的韧性。因此将Ti含量的上限定为0.05%。Ti含量优选为0.005～0.020%。
再有，合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第2实施方式中的C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、N、Al的含量及其作用效果，与合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第1实施方式相同，因此省略说明。
（合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第1、2实施方式的优选方式）
为了附加地提高耐蚀性，也可以进一步含有选自选择性元素即Mo、Cu、W、Co中的1种以上。
Mo对于附加地提高不锈钢的耐蚀性是非常有效的元素，也可以根据需要含有。为了改善耐蚀性，优选含有0.2%以上的Mo。另一方面也是促进金属间化合物的析出的元素，从抑制热轧时的析出的观点出发，将Mo含量的上限规定为1.5%。
Cu是附加地提高不锈钢对酸的耐蚀性的元素，且具有改善韧性的作用。因此推荐含有0.3%以上的Cu。如果Cu含量超过2.0%，则在热轧时超过固溶度地析出εCu，发生脆化。因此，将Cu含量的上限规定为2.0%。在含有Cu时，Cu含量优选为0.3～1.5%。
W与Mo同样是附加地提高不锈钢的耐蚀性的元素。以提高耐蚀性的目的，将W含量的上限值规定为1.0%。W含量优选为0.05～0.5%。
Co对于提高钢的韧性和耐蚀性是有效的元素，可选择性地添加。Co含量优选为0.03%以上。如果Co含量超过2.0%，则因是高价元素而不能发挥与成本相符的效果。因此，将Co含量的上限定为2.0%。在添加Co时，Co含量优选为0.03～1.0%。
为了谋求提高热加工性，也可以根据需要选择性地含有选自B、Ca、Mg、REM中的1种以上。
B、Ca、Mg、REM都是改善钢的热加工性的元素，也可以以此目的含有1种以上。如果过剩地含有B、Ca、Mg、REM，则热加工性及韧性降低。因此，按以下方式确定B、Ca、Mg、REM的含量的上限。
将B含量的上限值和Ca含量的上限值规定为0.0050%。将Mg含量的上限值规定为0.0030%。将REM含量的上限值规定为0.10%。优选的含量分别为B：0.0005～0.0030%、Ca：0.0005～0.0030%、Mg：0.0001～0.0015%、REM：0.005～0.05%。这里，REM为稀土类金属，为选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的1种以上。REM的含量为这些元素含量的总和。
（合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法）
合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法具有热轧钢坯的工序和接着进行冷却的工序。钢坯具有在上述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第1、2实施方式中记载的化学组成。
热轧的最终精轧道次的入侧温度TF是支配热轧钢材的强度的重要的因子，TF越降低越得到高的强度。另一方面，如果TF过于降低，则热轧中铬氮化物的析出量增加，损害韧性和耐蚀性。此外，如果TF过高，则与实施了固溶化热处理时无差别，强度下降。因此，不能达到省略固溶化热处理的本实施方式的目的。
在本发明者们的实验中，如果TF低于铬氮化物析出温度超过30℃，则韧性和耐蚀性的下降超过限度。因此，将TF的下限定为｛（铬氮化物析出温度）－30｝（℃）。
也就是说，在不含选择性成分即V、Nb、Ti时，以满足下记（1）式的方式调整热轧的最终精轧道次的入侧温度TF。在含有所述选择性成分时，以满足下记（2）式的方式调整热轧的最终精轧道次的入侧温度TF。
TF≥TN－30 （1）
TF≥TN2－30 （2）
此外，TF的上限没有特别的限定。可是，为了得到与实施了固溶化热处理的热轧钢材相比，屈服强度高50MPa以上、且热轧后原状的未实施固溶化热处理的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，有必要将TF规定为低于1000℃。固溶化热处理的温度多少会被钢的组成左右，但在本实施方式的组成的情况下，能够通过在950～1050℃的温度下保持5分钟来进行固溶化热处理。因此，实施了固溶化热处理的以往的热轧钢材通过在1000℃下实施5分钟的固溶化热处理进行制作。然后，与该以往的热轧钢材的屈服强度进行比较。
在对从TF到600℃为止的温度区进行冷却时，进行铬氮化物的析出。为了抑制该析出，需要快速将钢材冷却。越是铬氮化物析出温度高的钢种，铬氮化物的析出速度越快。在将铬氮化物析出温度限制在960℃以下的本实施方式中，如果从TF到600℃为止的冷却时间超过5分钟，则铬氮化物的析出量增加，损害韧性和耐蚀性。
因此，在本实施方式的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法中，对从热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却。如果是板厚20mm以下的钢材，则可通过空冷大致满足该限制。
以下示出在本实施方式的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法中，热轧结束后的加速冷却的优选方式。
热轧结束后的加速冷却是为了抑制铬氮化物向轧制结束后的钢材中析出而实施的。向热轧后的钢材中的析出在过冷却状态下进行，但在600～800℃的温度范围内析出速度显示极大值。该极大值对应于从铬氮化物析出温度的过冷却度而增加。因此，精轧后需要快速进行冷却。
所以，优选对板厚超过20mm的钢材实施加速冷却。基于本发明者们的实验结果，优选将加速冷却开始温度TC规定为｛（铬氮化物析出温度）－200｝（℃）以上。
也就是说，在不含选择性成分即V、Nb、Ti且板厚超过20mm时，从满足下记（3）式的加速冷却开始温度TC开始加速冷却。在含有所述选择性成分且板厚超过20mm时，从满足下记（4）式的加速冷却开始温度TC开始加速冷却。
TN－200≤TC≤TN＋50（其中，TF≥TC） （3）
TN2－200≤TC≤TN2＋50（其中，TF≥TC） （4）
而且，在板厚超过20mm的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法中，通过从热轧结束后的加速冷却开始温度TC开始加速冷却，对从热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却。
再有，本实施方式的目的只不过在于，通过对从TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却来抑制铬氮化物的析出，从而得到韧性和耐蚀性优良的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材。因此，在不仅对于板厚20mm以下的钢材、而且对于板厚超过20mm的钢材也能用5分钟以下的时间对从TF到600℃为止的温度区进行冷却时，不一定需要加速冷却。例如，在能够通过空冷或放冷用5分钟以下的时间对从TF到600℃为止的温度范围进行冷却时，没有必要一定实施加速冷却。在从TF开始的冷却的途中、或与从TF开始的冷却的开始同时进行加速冷却的宗旨，是因对于板厚超过20mm的钢材，有时不能用5分钟以下的时间对从TF到600℃为止的温度区进行冷却，因而为了避免其发生而规定从最佳温度即TC开始加速冷却。
此外，如果极端地提高加速冷却开始温度TC，则有时耐蚀性下降。因此，将TC的上限规定为｛（铬氮化物析出温度）＋50｝（℃）以下。希望在从｛（铬氮化物析出温度）－150｝（℃）到铬氮化物析出温度为止的范围中设定TC。
再有，关于加速冷却的介质，从设备成本的观点出发，用水或气水混合（气体及水的混合）进行冷却是合理的。
（包层钢板的第1实施方式）
包层钢板的第1实施方式具备母材钢板和接合在母材钢板的两个主面中的任一方或双方上的夹层材料的钢板。夹层材料由双相不锈钢构成，双相不锈钢含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、N、Al，余量包含Fe及不可避免的杂质。
为了确保不锈钢的耐蚀性，将C含量限制在0.03%以下。如果C含量超过0.03%，则热轧时生成Cr碳化物，耐蚀性及韧性劣化。
Si为脱氧而添加0.05%以上。但是，如果Si含量超过1.0%，则韧性劣化。因此，将Si含量的上限限定在1.0%。Si含量优选为0.2～0.7%。
Mn具有增加奥氏体相、改善韧性的效果。为了母材及焊接部的韧性而添加0.5%以上的Mn。此外，具有使氮化物析出温度TN降低的效果。因此，优选积极地添加Mn。但是，如果Mn含量超过7.0%，则耐蚀性及韧性劣化。因此，将Mn含量的上限限定在7.0%。Mn含量优选为1.0～6.0%，更优选为2.0～5.0%。
P是从原料中不可避免地混入的元素，使热加工性及韧性劣化。因此，将P含量限定在0.05%以下。P含量优选为0.03%以下。
S是从原料中不可避免地混入的元素，使热加工性、韧性及耐蚀性劣化。因此将S含量限定在0.010%以下。S含量优选为0.0020%以下。
Ni使奥氏体组织稳定，改善对各种酸的耐蚀性以及韧性，因此含有0.1%以上的Ni。通过增加Ni含量，有可能降低氮化物析出温度。另一方面，Ni是高价的合金，在本实施方式中，具备合金元素节减型双相不锈钢作为夹层材料，因此从成本的观点出发，考虑将Ni含量限制在5.0%以下。Ni含量优选为1.0～4.0%，更优选为1.5～3.0%。
为了确保基本的耐蚀性而含有18.0%以上的Cr。另一方面，如果Cr含量超过25.0%，则铁素体相分率增加，阻碍韧性及焊接部的耐蚀性。因此，将Cr含量规定为18.0%以上且25.0%以下。Cr含量优选为19.0～23.0%。
N是通过在奥氏体相中固溶而提高强度、耐蚀性的有效的元素。因此，含有0.05%以上的N。固溶限度根据Cr含量而提高。然而，在本实施方式的钢材中，如果N含量超过0.30%，则Cr氮化物析出，阻碍韧性及耐蚀性。因此，将N含量的上限规定为0.30%。N含量优选为0.10～0.25%。
Al对于钢脱氧是重要的元素，为了减低钢中的氧而与Si一同含有。在Si含量超过0.3%时，有时可以不添加Al。然而，氧量的减低对确保韧性是必须的。因此含有0.001%以上的Al是必要的。另一方面，Al是与N的亲和力比较强的元素。因此，如果过剩地添加Al，则生成AlN，阻碍不锈钢的韧性。韧性的下降程度也依赖于N含量，但如果Al超过0.05%则韧性的下降显著。因此，将Al含量的上限规定为0.05%。Al含量优选为0.03%以下。
O是不可避免的杂质，O含量的上限没有特别的限定。然而，是构成非金属夹杂物的代表即氧化物的重要的元素，如果过剩地含有O，则阻碍韧性。此外，如果生成粗大的簇状氧化物，则成为表面缺陷的原因。所以，O含量优选为0.010%以下。
母材钢板与夹层材料的钢板通过热轧而接合，成为与热轧中的铬氮化物的析出有关的指标的铬氮化物析出温度TN为800～970℃。
铬氮化物析出温度TN是用以下所示的方法通过实验求出的特性值。首先，对固溶化热处理过的钢材在800～1000℃下实施20分钟的均热处理，接着在5秒以内进行水冷。然后，通过在实施例中详述的非金属夹杂物的电解提取残渣分析法，求出冷却后的钢材中的铬氮化物的析出量（Cr残渣量）。将Cr残渣量成为0.01%以下的均热处理温度中的最低温度作为铬氮化物析出温度TN。
铬氮化物析出温度TN越低，越可以将铬氮化物析出的温度区限定在低温侧。由此，可抑制铬氮化物的析出速度或析出量。因此，能以热轧后的原状的状态、即不实施固溶化热处理的状态，维持夹层材料的耐蚀性。
这里，将均热处理温度规定在800～1000℃的理由是因为该温度为一般的热轧的温度区。在本实施方式中，为了在一般进行的热轧中不使铬氮化物析出，因而将均热处理温度规定在上述温度区。
此外，考虑到使铬氮化物的生成反应充分达到平衡状态所需的时间而进行20分钟的均热处理。在均热处理的时间低于20分钟时，析出量的变化激烈，难得到测定值的再现性。在均热处理的时间超过20分钟时，测定需要长时间。所以，从使铬氮化物的生成反应充分达到平衡状态、确保再现性的观点出发，也可以超过20分钟地进行均热处理。
如果从均热处理后到进行水冷之前需要长时间，则钢材温度缓慢下降，铬氮化物析出。在此种情况下，得到与应测定的均热处理温度下的铬氮化物的量不同的值。所以，规定均热处理后5秒以内进行水冷。
此外，将Cr残渣量成为0.01%以下的温度内的最低温度规定为铬氮化物析出温度TN的理由是，通过实验确认了Cr残渣量0.01%以下为对耐蚀性或韧性不施加不良影响的析出量。
对于热轧后原状的未实施固溶化热处理的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，通过实验得出，为了确保耐蚀性和韧性，需要调整组成以使TN达到970℃以下。所以，需要调整成分组成使TN达到970℃以下。TN优选为930℃以下。
此外，通过降低N含量使TN下降。可是，在本实施方式的钢材中，为了提高耐蚀性而使N含有0.05%以上，在此种情况下，使TN低于800℃是困难的。因此，优选将TN的下限规定为800℃。
再有，对于降低TN，减低N量是有效的，但N量的极端的降低带来奥氏体相比率的下降和焊接部的耐蚀性的下降。因此，适当地调整奥氏体相的生成元素即Ni、Mn、Cu的含量和N含量是必要的。
在本实施方式的包层钢板中，将夹层材料即双相不锈钢的铬氮化物析出温度限定在特定温度以下。所以，包层钢板的母材没有特别的限定，能够使用选自普通钢（碳钢）及除不锈钢以外的合金钢之中的1种以上。母材钢板能够根据目的用途适宜选择使用。
作为合金钢，可列举低合金钢、镍钢、锰钢、铬钼钢、高速度钢等，但也不局限于此，只要是在普通钢中添加了1种以上的元素的钢就可以。
（包层钢板的第2实施方式）
包层钢板的第2实施方式具备母材钢板和接合在母材钢板的两个主面中的任一方或双方上的夹层材料的钢板。夹层材料由双相不锈钢构成，双相不锈钢含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、N、Al，进一步含有选自V、Nb、Ti中的1种以上，余量包含Fe及不可避免的杂质。
本发明者们发现：在具备含有V、Nb、Ti的合金元素节减型双相不锈钢作为夹层材料的情况下，显示出与以往见识不同的行为。
也就是说，得知：通过在合金元素节减型双相不锈钢中微量含有V、Nb、Ti，生成了用V、Nb、Ti置换铬的一部分而成的氮化物，增加铬氮化物。这意味着稍微提高铬氮化物析出温度。如果基于一般的以往见识，则认为如果铬氮化物量增加则耐蚀性恶化。可是，在微量含有V、Nb、Ti的情况下，明显意外地具有即使铬氮化物的析出量增加、耐蚀性也提高的倾向。
如上所述，在微量含有V、Nb、Ti时，铬氮化物的容许量增加。因此，对于含有选择性成分即V、Nb、Ti的钢材，作为与热轧中的铬氮化物的析出有关的第二指标，重新规定铬氮化物析出温度TN2。铬氮化物析出温度TN2可通过以下所示的方法通过实验来求出。与铬氮化物析出温度TN时同样，首先，对固溶化热处理过的钢材在800～1000℃下实施20分钟的均热处理，接着在5秒以内进行水冷。然后，根据实施例中详述的非金属夹杂物的电解提取残渣分析法，求出冷却后的钢材中的铬氮化物的析出量（Cr残渣量）。与铬氮化物析出温度TN时不同，将Cr残渣量成为0.03%以下的均热处理温度中的最低温度作为铬氮化物析出温度TN2。
再有，在包层钢板的第1实施方式中说明的铬氮化物析出温度TN，当然是与不含选择性成分即V、Nb、Ti的钢材中的热轧时的铬氮化物的析出有关的指标。
在包层钢板的第2实施方式中，该Cr氮化物量被缓和，如果TN2为970℃以下，则能够解决本发明的课题。TN2优选为930℃以下。此外，实验性地求出TN2的手段、TN2的下限值、减少TN2的方法与TN相同。再有，在TN2中，规定为Cr残渣量成为0.03%以下的温度中的最低温度的理由是，通过实验确认了在铬氮化物的析出量（Cr残渣量）为0.03%以下时，铬氮化物的析出量对耐蚀性或韧性不施加不良影响。
V形成的氮化物、碳化物在热加工及钢材的冷却过程中生成，具有提高耐蚀性的作用。作为其理由没有充分确认，但可考虑对700℃以下的铬氮化物的生成速度进行抑制的可能性。为了改善该耐蚀性，也可以含有0.05%以上的V。如果V含量超过0.5%，则生成粗大的V系碳氮化物，使韧性劣化。因此，将V含量的上限限定在0.5%。在添加V时，V含量优选为0.1～0.3%。
Nb形成的氮化物、碳化物在热加工及钢材的冷却过程中生成，具有提高耐蚀性的作用。作为其理由没有充分确认，但可考虑对700℃以下的铬氮化物的生成速度进行抑制的可能性。为了改善该耐蚀性，也可以含有0.01%以上的Nb。另一方面，如果添加过剩量的Nb，则在热轧前的加热时作为未固溶析出物析出，阻碍韧性。因此，将Nb含量的上限定为0.20%。在添加Nb时，Nb含量优选为0.03%～0.10%。
Ti是以极微量形成氧化物、氮化物、硫化物，使钢的凝固及高温加热组织的晶粒微细化的元素。此外与V、Nb同样，Ti还具有置换铬氮化物中的铬的一部分的性质。通过含有0.003%以上的Ti，形成Ti的析出物。另一方面，如果在双相不锈钢中超过0.05%地含有Ti，则生成粗大的TiN，阻碍钢的韧性。因此将Ti含量的上限定为0.05%。Ti含量优选为0.005～0.020%。
再有，在包层钢板的第2实施方式中，夹层材料的双相不锈钢中的C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、N、Al的含量及其作用效果以及母材钢板与包层钢板的第1实施方式相同，因此省略说明。
（包层钢板的第1、2实施方式的优选方式）
为了附加地提高夹层材料的耐蚀性，也可以进一步含有选自选择性元素即Mo、Cu、W、Co中的1种以上。
Mo对于附加地提高不锈钢的耐蚀性是非常有效的元素，也可以根据需要含有。为了改善耐蚀性，优选含有0.2%以上的Mo。另一方面也是促进金属间化合物的析出的元素，从抑制热轧时的析出的观点出发，将Mo含量的上限规定为1.5%。
Cu是附加地提高不锈钢对酸的耐蚀性的元素，且具有改善韧性的作用。因此推荐含有0.3%以上的Cu。如果Cu含量超过2.0%，则在热轧时超过固溶度地析出εCu，发生脆化。因此，将Cu含量的上限规定为2.0%。在含有Cu时，Cu含量优选为0.3～1.5%。
W与Mo同样是附加地提高不锈钢的耐蚀性的元素。以提高耐蚀性的目的，将W含量的上限值规定为1.0%。W含量优选为0.05～0.5%。
Co对于提高钢的韧性和耐蚀性是有效的元素，可选择性地添加。Co含量优选为0.03%以上。如果Co含量超过2.0%，则因是高价元素而不能发挥与成本相符的效果。因此，将Co含量的上限定为2.0%。在添加Co时，Co含量优选为0.03～1.0%。
为了谋求提高热加工性，也可以根据需要选择性地含有选自B、Ca、Mg、REM中的1种以上。
B、Ca、Mg、REM都是改善钢的热加工性的元素，也可以以此目的含有1种以上。如果过剩地含有B、Ca、Mg、REM，则降低热加工性及韧性。因此，按以下方式确定B、Ca、Mg、REM的含量的上限。
将B含量的上限值和Ca含量的上限值规定为0.0050%。将Mg含量的上限值规定为0.0030%。将REM含量的上限值规定为0.10%。优选的含量分别为B：0.0005～0.0030%、Ca：0.0005～0.0030%、Mg：0.0001～0.0015%、REM：0.005～0.05%。这里，REM为稀土类金属，为选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的1种以上。REM的含量为这些元素含量的总和。
（包层钢板的制造方法）
包层钢板的制造方法具有通过热轧来接合母材钢板和夹层材料钢板的工序、和接着进行冷却的工序。夹层材料的钢板具有在上述的包层钢板的第1、2实施方式中记载的夹层材料的双相不锈钢的化学组成。
首先，将规定厚度的母材和夹层材料的接合面（主面）洗净并重合。然后通过焊接接合面的四周而接合，组装为由母材和夹层材料构成的板坯（钢坯）。再有，为了提高接合强度，适宜实施真空脱气、向接合面插入嵌入材等。对该板坯实施通常的热轧，接合母材与夹层材料的接合面的整面，制造包层钢板。
热轧的最终精轧道次的入侧温度TF支配母材的强度，TF越降低越能得到高的强度。此外，如果TF过于降低，则热轧中夹层材料中的铬氮化物的析出量增加，损害耐蚀性。
在本发明者们的实验中，如果TF低于铬氮化物析出温度超过100℃，则耐蚀性的下降超过限度。因此，将TF的下限定为｛（铬氮化物析出温度）－100｝（℃）。
也就是说，在夹层材料不含选择性成分即V、Nb、Ti时，以满足下记（1）式的方式调整热轧的最终精轧道次的入侧温度TF。在含有所述选择性成分时，以满足下记（2）式的方式调整热轧的最终精轧道次的入侧温度TF。
TF≥TN－100 （1）
TF≥TN2－100 （2）
此外，TF的上限没有特别的规定。可是，为了得到母材的韧性，有必要将TF的上限规定为960℃左右。TF的上限的温度多少被母材的组成左右。
在对从TF到600℃为止的温度区进行冷却时，进行铬氮化物的析出。要抑制该析出，需要对钢材进行快速冷却。越是铬氮化物析出温度高的钢种，则铬氮化物的析出速度越快。在将铬氮化物析出温度限制在970℃以下的本实施方式中，如果从TF到600℃为止的冷却时间超过5分钟，则铬氮化物的析出量增加，损害耐蚀性。因此，将从TF到600℃为止的冷却时间定为5分钟以下。
以下示出在本实施方式的包层钢板的制造方法中，热轧结束后的加速冷却的优选方式。
热轧结束后的加速冷却是为抑制铬氮化物向轧制结束后的夹层材料中析出而实施的。向热轧后的双相不锈钢材中的析出在过冷却状态下进行，但在600～800℃的温度范围内，析出速度显示极大值。该极大值对应于从铬氮化物析出温度的过冷却度而增加。因此，希望精轧后快速进行冷却。此外，在板厚超过20mm时，优选实施加速冷却。根据本发明者们的实验结果，优选将该加速冷却开始温度TC规定为｛（铬氮化物析出温度）－250｝（℃）以上。
也就是说，在夹层材料不含选择性成分即V、Nb、Ti时，从满足下记（3）式的加速冷却开始温度TC开始加速冷却。在夹层材料含有上述选择性成分时，从满足下记（4）式的加速冷却开始温度TC开始加速冷却。
TC≥TN－250（其中，TF≥TC） （3）
TC≥TN2－250（其中，TF≥TC） （4）
再有，希望在从｛（铬氮化物析出温度）－150｝（℃）到铬氮化物析出温度为止的范围内设定TC。此外，该加速冷却同时还具有提高母材强度的作用。
再有，关于加速冷却的介质，从设备成本的观点出发，用水或气水混合（气体及水的混合）进行冷却是合理的。
实施例
以下对实施例进行说明。
（实施例1）
表1及表2（接续表1）中示出试验用钢的化学组成。
再有，在表1、2所示的化学组成中，余量为铁及不可避免的杂质。REM表示镧系稀土类元素，REM的含量为这些元素的合计。此外，O为不可避免的杂质。
表中的铬氮化物析出温度TN、TN2按以下的步骤求出。
（1）在后述的条件下对10mm厚的试验用钢进行固溶化热处理。
（2）在800～1000℃的任意的温度下进行20分钟的均热处理，然后在5秒以内进行水冷。
（3）用#500的砂纸对冷却后的试验用钢的表层进行湿式研磨。
（4）分取试样3g，在非水溶液（3%马来酸＋1%四甲基氯化铵＋余量甲醇）中进行电解（100mV恒电压），溶解基体。
（5）用0.2μm孔径的过滤器过滤残渣（＝析出物），提取析出物。
（6）分析残渣的化学组成，求出其铬含量。将该残渣中的铬含量作为铬氮化物的析出量的指标。
（7）使上述（2）的均热处理的温度多种变化来制作试样，测定电解后的残渣中的铬含量。将残渣中的铬含量成为0.01%以下的均热处理温度中的最低温度作为TN。此外，在含有V、Ti、Nb中的任1种以上时，将铬含量成为0.03%以下的均热处理温度中的最低温度作为TN2。
将厚度为140mm的钢坯作为热轧的原材料。
按以下的顺序进行热轧。加热至1150～1250℃的规定温度，接着用实验室的2段轧机反复压下。在780～1080℃实施最终精轧，轧制到最终板厚为6～35mm。
将该热轧钢材对半分割，对一方的钢材实施固溶化热处理。固溶化热处理按以下的顺序进行。首先将钢材插入设定为1000℃的热处理炉中，在热处理炉内对钢材进行5分钟（均热时间）加热。接着，提取（取出）钢材，然后，实施水冷到常温。
热轧钢材的拉伸试验按以下的顺序进行。对于板厚6mm的材料，相对于轧制方向在直角方向采取ASTM13B形状的板状试验片。对于板厚10mm的材料，相对于轧制方向在直角方向采取平行部为直径8mm的圆棒拉伸试验片。对于板厚为20、30或35mm的材料，相对于轧制方向在直角方向采取直径10mm的圆棒拉伸试验片。再有，对于板厚为30或35mm的材料，以板厚1/4部为中心采取。表3、4中示出实施固溶化热处理前后的屈服强度差。
热轧钢材的点蚀电位测定按以下的顺序进行。对实施固溶化热处理前的钢材及实施了固溶化热处理后的钢材，相对于钢材的表皮（表层）下1mm的面，用JIS G0577中规定的方法，测定4次与电流密度100μA/cm2对应的电位（VC’100），求出平均值。表3、4中示出实施固溶化热处理前的钢材的电位（VC’100）的平均值与实施了固溶化热处理后的钢材的电位（VC’100）的平均值的差。
热轧钢材的冲击韧性按以下的顺序进行。将在轧制方向加工了2mmV型机械加工切口的JIS4号夏氏冲击试验片各采取3块。再有，以断口在轧制方向平行传播的方式采取试验片。
板厚6mm的钢材用1/2尺寸的夏氏冲击试验片进行评价。板厚10mm的钢材用3/4尺寸的夏氏冲击试验片进行评价。板厚20mm的钢材用板厚中央部的原尺寸的夏氏冲击试验片进行评价。板厚30mm及35mm的钢材用以板厚1/4部为中心采取的原尺寸的夏氏冲击试验片进行评价。
将试验温度规定为－20℃，用最大能量500J规格的试验机对各3块夏氏冲击试验片实施冲击试验。表3、4中示出3块的冲击值的平均值（J/cm2）的结果。
将TF（热轧最终精轧温度）规定为930℃，将表1、2所示的钢精轧到板厚10mm，接着进行空冷，制作热轧钢材。表3的实施例中示出如此得到的热轧钢材的特性。再有，在表3的项目“组成”中，符号α表示全部元素的含量满足实施方式中规定的范围的钢材。符号β表示任一元素的含量不满足实施方式中规定的范围的钢材。
以下示出表3的实施例的制造条件及测定条件的详细情况。
板厚：10mm、轧制精轧温度TF：930℃、热轧后的冷却手段：空冷。
固溶化热处理条件：在1000℃下加热（均热）5分钟，接着进行水冷。
屈服强度差：相对于轧制方向在直角方向采取平行部为直径8mm的圆棒拉伸试验片。求出没有实施固溶化热处理的钢材的0.2%屈服强度与实施了固溶化热处理的钢材的0.2%屈服强度之差。
点蚀电位差：在浓度为1kM/m3的NaCl水溶液（1升中含有大约59gNaCl的水溶液）中，在30℃下对与电流密度100μA/cm2对应的电位（VC’100）进行4次测定，求出平均值。求出实施固溶化热处理前的钢材的电位的平均值与实施了固溶化热处理后的钢材的电位的平均值之差。
冲击特性：制作3/4尺寸的夏氏冲击试验片，在轧制方向加工2mmV型机械加工切口。接着，对各3块夏氏冲击试验片测定－20℃时的冲击值，求出平均值。
在表3的实施例中，铬氮化物析出温度为960℃以下的钢材在未实施固溶化热处理的状态下，与固溶化热处理材的强度差为50MPa以上，点蚀电位限于0.05V以下的下降量。此外，－20℃时的冲击值显示50J/cm2以上。如此，在合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的第1、2实施方式中，强度、耐蚀性及冲击特性明显优良。
采用表1、2所示的钢的一部分，按各种热轧条件制作板厚6～35mm的热轧钢材。表4的实施例中示出得到的热轧钢材的强度、耐蚀性、冲击特性的评价结果。再有，在表4中，TC表示加速冷却的开始温度。
在本发明例中，与固溶化热处理材的强度差为50MPa以上，点蚀电位限于0.05V以下的下降量。此外，－20℃时的冲击值显示为50J/cm2以上。如此，按本实施方式所公开的条件制造的本发明例的热轧钢材在强度、耐蚀性及冲击特性方面明显优良。
再有，在比较例1-42中，TF为超过固溶化处理温度的非常高的温度。因此强度低，没有达到目的的强度。
由以上实施例明确得知：根据本实施方式，可得到没有实施固溶化热处理的高强度双相不锈钢热轧钢材。
（实施例2）
表5及表6（接续表5）中示出夹层材料的化学组成。
再有，在表5、6所示的化学组成中，余量包含铁及不可避免的杂质。REM表示镧系稀土类元素，REM的含量为这些元素的合计。此外，O为不可避免的杂质。
表中的铬氮化物析出温度TN、TN2按以下的顺序求出。
（1）在后述的条件下对10mm厚的试验用钢进行固溶化热处理。
（2）在800～1000℃的任意的温度下进行20分钟的均热处理，然后在5秒以内进行水冷。
（3）用#500的砂纸对冷却后的试验用钢的表层进行湿式研磨。
（4）分取试样3g，在非水溶液（3%马来酸＋1%四甲基氯化铵＋余量甲醇）中进行电解（100mV恒电压），溶解基体。
（5）用0.2μm孔径的过滤器过滤残渣（＝析出物），提取析出物。
（6）分析残渣的化学组成，求出其铬含量。将该残渣中的铬含量作为铬氮化物的析出量的指标。
（7）使上述（2）的均热处理的温度发生各种变化而制作试样，测定电解后的残渣中的铬含量。将残渣中的铬含量成为0.01%以下的均热处理温度中的最低温度作为TN。此外，在含有V、Ti、Nb中的任1种以上时，将铬含量成为0.03%以下的均热处理温度中的最低温度作为TN2。
包层钢板按以下的方法制作。采用具有表5、6所示的化学组成的双相不锈钢作为夹层材料。作为母材，采用具有C：0.16%、Si：0.21%、Mn：0.63%、P：0.018%、S：0.006%、Ni：0.01%、Cr：0.04%、Cu：0.02%、余量Fe及不可避免的杂质的组成的规定厚度的SS400钢。将母材和夹层材料的接合面（主面）重合，通过焊接而接合接合面的四周，组装为厚130mm的板坯（钢坯）。采用该板坯作为热轧用的原材料。
按以下的方法进行热轧。以夹层材料侧为下表面，加热至1150～1220℃的规定温度。接着，利用实验室的2段轧机进行热轧，制作包层钢板。在热轧时，重复10～15次压下，在760～1000℃实施精轧，使最终板厚达到10～35mm。然后将钢板移送到冷却床，进行放冷或水冷。如此得到夹层材料的厚度为3mm的轧制包层钢板。然后，对该钢板的一部分在1000℃下实施固溶化热处理，制作点蚀电位测定用试样。
夹层材料的点蚀电位测定按以下的顺序进行。对实施固溶化热处理前的钢材（夹层材料）及实施了固溶化热处理后的钢材（夹层材料），相对于钢材的表皮（表层）下1mm的面，用JIS G0577中规定的方法，对与电流密度100μA/cm2对应的电位（VC’100）进行4次测定，求出平均值。表7、8中示出实施固溶化热处理前的夹层材料的电位（VC’100）的平均值与实施了固溶化热处理后的夹层材料的电位（VC’100）的平均值之差。
包层钢板的拉伸试验按以下的顺序进行。相对于轧制方向在直角方向采取JISZ2201的1A号试验片（拉伸试验片）。该拉伸试验片是在不研磨包层钢板的主面的情况下加工成板状形状的试验片。按照JIS Z2241测定抗拉强度。对各3块试验片在常温下实施拉伸试验。表7、8中示出3块的抗拉强度的平均值（MPa）的结果。
包层钢板的冲击韧性按以下的顺序进行。从母材采取在轧制方向加工了2mmV型机械加工切口的JIS4号夏氏冲击试验片。再有，以断口向轧制方向平行传播的方式采取试验片。
对于板厚10mm的材料（包层钢板），由母材采取平行部为5mm宽的原尺寸的冲击试验片。对于板厚15mm的材料（包层钢板），由母材采取10mm宽的原尺寸的冲击试验片。对于板厚25mm的材料（包层钢板），由母材采取离板厚中心10mm宽的原尺寸的冲击试验片。对于板厚35mm的材料（包层钢板），由母材以母材侧的板厚1/4部为中心采取10mm宽的原尺寸的冲击试验片。
按照JIS G2242的方法对各3块夏氏冲击试验片实施冲击试验。将试验温度规定为－20℃，用最大能量500J规格的试验机，对各3块夏氏冲击试验片实施冲击试验。表7、8示出各3块的冲击值的平均值（J/cm2）的结果。
采用表5、6所示的钢作为夹层材料，将TF（热轧最终精轧温度）规定为900℃，精轧至板厚10mm，接着进行空冷，制作包层钢板。表7的实施例中示出如此得到的包层钢板的特性。再有，在表7的项目“组成”中，符号α表示全部元素的含量满足实施方式中规定的范围的钢材。符号β表示任一元素的含量不满足实施方式中规定的范围的钢材。
以下示出表7的实施例的制造条件及测定条件的详细情况、以及抗拉强度及冲击特性的评价结果。
板厚：10mm、轧制精轧温度TF：930℃、热轧后的冷却手段：空冷。
固溶化热处理条件：在1000℃下加热（均热）5分钟，接着进行水冷。
夹层材料的点蚀电位差：在浓度为1kM/m3的NaCl水溶液（1升中含有大约59g NaCl的水溶液）中，在30℃下对与电流密度100μA/cm2对应的电位（VC’100）进行4次测定，求出平均值。求出实施固溶化热处理前的夹层材料的电位的平均值与实施了固溶化热处理后的夹层材料的电位的平均值之差。
母材的抗拉强度：相对于轧制方向在直角方向采取厚度6mm的板状的拉伸试验片。然后，按照JIS Z2241，对3块试验片在常温下测定抗拉强度，求出平均值。其结果是，所有实施例的抗拉强度都为470～490MPa。
母材的冲击特性：制作1/2尺寸的夏氏冲击试验片，在轧制方向加工2mmV型机械加工切口。接着，对各3块夏氏冲击试验片测定－20℃时的冲击值，求出平均值。其结果是，所有实施例的冲击特性都为40～60J/cm2。
在表7的实施例中，具备铬氮化物析出温度为970℃以下的钢材作为夹层材料的包层钢板在没有实施固溶化热处理的状态下，点蚀电位差限于低于0.10V的下降量。此外，母材的抗拉强度都为470～490MPa，－20℃时的冲击值为40～60J/cm2。如此，在包层钢板的第1、2实施方式中，夹层材料的耐蚀性、母材的强度和冲击特性明显优良。
采用表5、6所示的夹层材料的一部分，按各种热轧条件制造板厚10～35mm的包层钢板。在表8的实施例中示出所得到的包层钢板的耐蚀性、强度及冲击特性的评价结果。再有，在表8中，TC表示加速冷却的开始温度。
在本发明例中，夹层材料与固溶化热处理材的点蚀电位差限于低于0.10V的下降量。此外，母材的抗拉强度为400MPa以上，且－20℃时的冲击值为40J/cm2以上。如此，按本实施方式中公开的条件制造的本发明例的包层钢板在耐蚀性、强度及冲击特性方面明显优良。
再有，在比较例2-42中，TF为1000℃的非常高的高温。因此母材的冲击值低，没有达到目的的冲击特性。
由以上的实施例明确得知：通过本实施方式，可得到具备合金元素节减型双相不锈钢作为夹层材料、没有实施固溶化热处理且廉价的包层钢板。
产业上的利用可能性
根据本发明，能够提供强度高的合金元素节减型的经济性的高强度双相不锈钢热轧钢材。此外，根据本发明，能够提供耐蚀性和韧性良好的合金元素节减型的经济性的包层钢板。能够使用本发明的双相不锈钢热轧钢材及包层钢板作为海水淡化设备、运输船的罐类、各种容器等，因此本发明对于产业界是非常有用的。

Claims (22)

1.一种合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：
以质量％计，含有：
C：0.03％以下、
Si：0.05～1.0％、
Mn：0.5～7.0％、
P：0.05％以下、
S：0.010％以下、
Ni：0.1～5.0％、
Cr：18.0～25.0％、
N：0.05～0.30％、及
Al：0.001～0.05％，
余量包含Fe及不可避免的杂质；
成为与热轧中的铬氮化物的析出有关的指标的铬氮化物析出温度TN为960℃以下，其中，关于铬氮化物析出温度TN，是对固溶化热处理过的钢材在800～1000℃下实施20分钟的均热处理后，在5秒以内进行水冷，通过非金属夹杂物的电解提取残渣分析法求出冷却后的钢材中的铬氮化物的析出量，将Cr残渣量成为0.01％以下的均热处理温度中的最低温度作为铬氮化物析出温度TN；
与实施了固溶化热处理的热轧钢材相比，屈服强度高50MPa以上，所述固溶化热处理是在1000℃下进行了5分钟的均热处理后，水冷到常温；
与实施了所述固溶化热处理的热轧钢材的点蚀电位相比，点蚀电位的下降量为0.05V以下，且－20℃时的冲击值显示为50J/cm2以上，
为所述热轧后的原状，没有实施固溶化热处理。
2.根据权利要求1所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：所述铬氮化物析出温度TN为930℃以下。
3.一种合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：
以质量％计，含有：
C：0.03％以下、
Si：0.05～1.0％、
Mn：0.5～7.0％、
P：0.05％以下、
S：0.010％以下、
Ni：0.1～5.0％、
Cr：18.0～25.0％、
N：0.05～0.30％、及
Al：0.001～0.05％，
进一步含有选自V：0.05～0.5％、Nb：0.01～0.20％及Ti：0.003～0.05％中的1种以上，
余量包含Fe及不可避免的杂质；
成为与热轧中的铬氮化物的析出有关的第二指标的铬氮化物析出温度TN2为960℃以下，其中，关于铬氮化物析出温度TN2，是对固溶化热处理过的钢材在800～1000℃下实施20分钟的均热处理后，在5秒以内进行水冷，通过非金属夹杂物的电解提取残渣分析法求出冷却后的钢材中的铬氮化物的析出量，将Cr残渣量成为0.03％以下的均热处理温度中的最低温度作为铬氮化物析出温度TN2；
与实施了固溶化热处理的热轧钢材相比，屈服强度高50MPa以上，所述固溶化热处理是在1000℃下进行了5分钟的均热处理后，水冷到常温；
与实施了所述固溶化热处理的热轧钢材的点蚀电位相比，点蚀电位的下降量为0.05V以下，且－20℃时的冲击值显示为50J/cm2以上，
为所述热轧后的原状，没有实施固溶化热处理。
4.根据权利要求3所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：所述铬氮化物析出温度TN2为930℃以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：进一步含有选自以下中的1种以上的元素，
Mo：1.5％以下、Cu：2.0％以下、W：1.0％以下及Co：2.0％以下。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：进一步含有选自以下中的1种以上的元素，
B：0.0050％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0030％以下及REM：0.10％以下。
7.根据权利要求5所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材，其特征在于：进一步含有选自以下中的1种以上的元素，
B：0.0050％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0030％以下及REM：0.10％以下。
8.权利要求1～4中任一项所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法，其特征在于：
对具有权利要求1～4中任一项所述的化学组成的钢坯进行热轧，接着进行冷却；
对于不含选择性成分即V、Nb、Ti的钢材依据下记(1)式、对于含有所述选择性成分的钢材依据下记(2)式，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却，
TF≥TN－30 (1)
TF≥TN2－30 (2)。
9.权利要求5～7中任一项所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法，其特征在于：
对具有权利要求5～7中任一项所述的化学组成的钢坯进行热轧，接着进行冷却；
对于不含选择性成分即V、Nb、Ti的钢材依据下记(1)式、对于含有所述选择性成分的钢材依据下记(2)式，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却，
TF≥TN－30 (1)
TF≥TN2－30 (2)。
10.根据权利要求8所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法，其特征在于：
对于不含选择性成分即V、Nb、Ti且板厚超过20mm的钢材依据下记(3)式、对于含有所述选择性成分且板厚超过20mm的钢材依据下记(4)式，在热轧结束后从加速冷却开始温度TC开始加速冷却，由此，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却，
TN－200≤TC≤TN+50 (3)，其中，TF≥TC，
TN2－200≤TC≤TN2+50 (4)，其中，TF≥TC。
11.根据权利要求9所述的合金元素节减型双相不锈钢热轧钢材的制造方法，其特征在于：
对于不含选择性成分即V、Nb、Ti且板厚超过20mm的钢材依据下记(3)式、对于含有所述选择性成分且板厚超过20mm的钢材依据下记(4)式，在热轧结束后从加速冷却开始温度TC开始加速冷却，由此，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却，
TN－200≤TC≤TN+50 (3)，其中，TF≥TC，
TN2－200≤TC≤TN2+50 (4)，其中，TF≥TC。
12.一种包层钢板，其特征在于：
具备母材钢板和通过热轧而接合在所述母材钢板的两个主面中的任一方或双方上的夹层材料的钢板；
所述夹层材料由双相不锈钢构成；
所述双相不锈钢以质量％计含有：
C：0.03％以下、
Si：0.05～1.0％、
Mn：0.5～7.0％、
P：0.05％以下、
S：0.010％以下、
Ni：0.1～5.0％、
Cr：18.0～25.0％、
N：0.05～0.30％、及
Al：0.001～0.05％，
余量包含Fe及不可避免的杂质；
所述夹层材料与固溶化热处理过的钢材的点蚀电位差低于0.10V，所述母材的－20℃时的冲击值为40J/cm2以上，所述固溶化热处理是在1000℃下进行了5分钟的均热处理后，水冷到常温，
成为与所述热轧中的铬氮化物的析出有关的指标的铬氮化物析出温度TN为800～970℃，其中，关于铬氮化物析出温度TN，是对固溶化热处理过的钢材在800～1000℃下实施20分钟的均热处理后，在5秒以内进行水冷，通过非金属夹杂物的电解提取残渣分析法求出冷却后的钢材中的铬氮化物的析出量，将Cr残渣量成为0.01％以下的均热处理温度中的最低温度作为铬氮化物析出温度TN。
13.根据权利要求12所述的包层钢板，其特征在于：所述铬氮化物析出温度TN为800～930℃。
14.一种包层钢板，其特征在于：
具备母材钢板和通过热轧而接合在所述母材钢板的两个主面中的任一方或双方上的夹层材料的钢板；
所述夹层材料由双相不锈钢构成；
所述双相不锈钢以质量％计含有：
C：0.03％以下、
Si：0.05～1.0％、
Mn：0.5～7.0％、
P：0.05％以下、
S：0.010％以下、
Ni：0.1～5.0％、
Cr：18.0～25.0％、
N：0.05～0.30％、及
Al：0.001～0.05％，
进一步含有选自V：0.05～0.5％、Nb：0.01～0.20％及Ti：0.003～0.05％中的1种以上，
余量包含Fe及不可避免的杂质；
所述夹层材料与固溶化热处理过的钢材的点蚀电位差低于0.10V，所述母材的－20℃时的冲击值为40J/cm2以上，所述固溶化热处理是在1000℃下进行了5分钟的均热处理后，水冷到常温，
成为与所述热轧中的铬氮化物的析出有关的第二指标的铬氮化物析出温度TN2为800～970℃，其中，关于铬氮化物析出温度TN2，是对固溶化热处理过的钢材在800～1000℃下实施20分钟的均热处理后，在5秒以内进行水冷，通过非金属夹杂物的电解提取残渣分析法求出冷却后的钢材中的铬氮化物的析出量，将Cr残渣量成为0.03％以下的均热处理温度中的最低温度作为铬氮化物析出温度TN2。
15.根据权利要求14所述的包层钢板，其特征在于：所述铬氮化物析出温度TN2为800～930℃。
16.根据权利要求12～15中任一项所述的包层钢板，其特征在于：所述双相不锈钢进一步含有选自以下中的1种以上的元素，
Mo：1.5％以下、Cu：2.0％以下、W：1.0％以下及Co：2.0％以下。
17.根据权利要求12～15中任一项所述的包层钢板，其特征在于：所述双相不锈钢进一步含有选自以下中的1种以上的元素，
B：0.0050％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0030％以下及REM：0.10％以下。
18.根据权利要求16所述的包层钢板，其特征在于：所述双相不锈钢进一步含有选自以下中的1种以上的元素，
B：0.0050％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0030％以下及REM：0.10％以下。
19.权利要求12～15中任一项所述的包层钢板的制造方法，其特征在于：
将母材钢板与具有权利要求12～15中任一项中所述的化学成分的夹层材料的钢板通过热轧接合，接着进行冷却；
在将所述母材钢板与所述夹层材料通过热轧而接合时，对于所述夹层材料不含选择性成分即V、Nb、Ti的包层钢板依据下记(5)式、对于所述夹层材料含有所述选择性成分的包层钢板依据下记(6)式，以热轧的最终精轧道次的入侧温度TF进行热轧，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却，
TF≥TN－100 (5)
TF≥TN2－100 (6)。
20.权利要求16～18中任一项所述的包层钢板的制造方法，其特征在于：
将母材钢板与具有权利要求16～18中任一项中所述的化学成分的夹层材料的钢板通过热轧接合，接着进行冷却；
在将所述母材钢板与所述夹层材料通过热轧而接合时，对于所述夹层材料不含选择性成分即V、Nb、Ti的包层钢板依据下记(5)式、对于所述夹层材料含有所述选择性成分的包层钢板依据下记(6)式，以热轧的最终精轧道次的入侧温度TF进行热轧，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却，
TF≥TN－100 (5)
TF≥TN2－100 (6)。
21.根据权利要求19所述的制造方法，其是将双相不锈钢作为夹层材料的包层钢板的制造方法，其特征在于：对于所述夹层材料不含选择性成分即V、Nb、Ti的包层钢板依据下记(7)式、对于所述夹层材料含有所述选择性成分的包层钢板依据下记(8)式，在热轧结束后从加速冷却开始温度TC开始加速冷却，由此，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却，
TC≥TN－250 (7)，其中，TF≥TC，
TC≥TN2－250 (8)，其中，TF≥TC。
22.根据权利要求20所述的制造方法，其是将双相不锈钢作为夹层材料的包层钢板的制造方法，其特征在于：对于所述夹层材料不含选择性成分即V、Nb、Ti的包层钢板依据下记(7)式、对于所述夹层材料含有所述选择性成分的包层钢板依据下记(8)式，在热轧结束后从加速冷却开始温度TC开始加速冷却，由此，对从所述热轧的最终精轧道次的入侧温度TF到600℃为止的温度区用5分钟以下的时间进行冷却，
TC≥TN－250 (7)，其中，TF≥TC，
TC≥TN2－250 (8)，其中，TF≥TC。
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