CN112334589B - 包覆钢板及其制造方法 - Google Patents

包覆钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN112334589B
CN112334589B CN201980040858.1A CN201980040858A CN112334589B CN 112334589 B CN112334589 B CN 112334589B CN 201980040858 A CN201980040858 A CN 201980040858A CN 112334589 B CN112334589 B CN 112334589B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
temperature
less
base steel
cooling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201980040858.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN112334589A (zh
Inventor
酒井辽介
黑沼洋太
嶋村纯二
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
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN112334589A publication Critical patent/CN112334589A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN112334589B publication Critical patent/CN112334589B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/04—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating by means of a rolling mill
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/22—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating taking account of the properties of the materials to be welded
    • B23K20/227—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating taking account of the properties of the materials to be welded with ferrous layer
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K15/00—Electron-beam welding or cutting
    • B23K15/0046—Welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K15/00—Electron-beam welding or cutting
    • B23K15/0046—Welding
    • B23K15/0093—Welding characterised by the properties of the materials to be welded
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K15/00—Electron-beam welding or cutting
    • B23K15/06—Electron-beam welding or cutting within a vacuum chamber
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • B32B15/015—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium the said other metal being copper or nickel or an alloy thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/18—Sheet panels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B23K2103/05—Stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/08—Non-ferrous metals or alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/16—Composite materials, e.g. fibre reinforced
    • B23K2103/166—Multilayered materials
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/18—Dissimilar materials
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/18—Dissimilar materials
    • B23K2103/26—Alloys of Nickel and Cobalt and Chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/02—Clad material

Abstract

本发明提供确保拉伸强度：535MPa以上的同时进一步提高低温韧性且耐HIC特性也优异的包覆钢板。在母材钢板的单面接合有由耐腐蚀性合金构成的包覆材料的包覆钢板中，母材钢板具有适当地控制了ACR和PHIC的值的成分组成，另外，母材钢板具有如下钢组织：在母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置具有以面积率计为94％以上的贝氏体、且贝氏体的平均晶体粒径为25μm以下的，并且，使母材钢板与包覆材料的接合界面剪切强度为300MPa以上。

Description

包覆钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及包覆钢板及其制造方法，特别涉及适合于管线的包覆钢板及其制造方法。
背景技术
包覆钢板是指在碳钢等母材钢板张贴由耐腐蚀性合金构成的包覆材料而得的钢板，这样的包覆钢板因为能在抑制昂贵的合金元素的使用量的同时确保与实木材料同等的耐腐蚀性，因此具有经济性高的优点。
近年，石油、天然气的开发已经扩大到暴露于严酷的腐蚀环境的地域。与此相伴，可以预料对能够经济地输送石油、天然气的管线的需要会增加。而且，对包覆钢板、特别是Ni基合金包覆钢板、奥氏体系不锈钢包覆钢板因其耐腐蚀性高而被期待成为暴露于严酷的腐蚀环境的管线用途的需要。
因此，对于管线用的包覆钢板，要求与包覆材料的耐腐蚀性的同时，还要求规定的机械特性，特别是从防止管线的脆性断裂的观点考虑，要求确保优异的低温韧性。
作为这样的包覆钢板，例如，专利文献1中公开了“一种母材的低温韧性和HAZ韧性以及包覆材料的耐腐蚀性优异的Ni合金包覆钢板，其特征在于，以Ni合金为包覆材料、以低合金钢为母材的包覆钢板中，上述母材的化学成分以质量％计，含有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％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。”
另外，专利文献2中公开了“一种母材的低温韧性和HAZ韧性以及包覆材料的耐腐蚀性优异的Ni合金包覆钢板，其特征在于，以Ni合金为包覆材料、以低合金钢为母材的包覆钢板中，上述母材的化学成分以质量％计，含有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％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。”
并且，专利文献3中公开了“一种母材的低温韧性和HAZ韧性以及包覆材料的耐腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢包覆钢板，其特征在于，以奥氏体系不锈钢为包覆材料、以低合金钢为母材的包覆钢板中，上述母材以质量％计含有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％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。”
技术文献
专利技术文献
专利文献1：日本特开2015-86422号公报
专利文献2： 日本特开2015-117408号公报
专利文献3： 日本特开2015-105399号公报
发明内容
专利文献1～3的技术中，通过应用TMCP(Thermo-mechanical control process)，在不损害生产率的情况下，与包覆材料的耐腐蚀性一并实现了板厚：30mm以下，拉伸强度：535MPa以上，DWTTSA-20℃≥85％的机械特性。
其中，DWTTSA-20℃是依据API-5L的DWTT试验(试验温度：-20℃)得到的韧性断面率。
但是，包覆钢板在制管时加工固化，因此现状是考虑该加工固化所致的韧性的劣化，要求进一步的低温韧性的提高。
另外，近年来，因湿润硫化氢环境下的管线的泄漏事故的背景，现状是以更安全方面的设计为目标，对管线用的包覆钢板还要求母材的耐氢致开裂特性(以下，也称为耐HIC特性)的提高。
本发明是鉴于上述的现状而开发的，目的在于提供一种确保拉伸强度：535MPa以上的同时使低温韧性进一步提高且耐HIC特性也优异的包覆钢板及其有利的制造方法。
应予说明，“低温韧性优异”是由依据API-5L的DWTT试验(试验温度：-30℃)得到的韧性断面率：DWTTSA-30℃为85％以上。另外，DWTT试验中，将试验温度设为-30℃是考虑了制管时的加工固化所致的韧性降低而设定的。
另外，“耐HIC特性优异”是指由依据NACE Standard TM0284-2003的HIC试验得到的开裂面积率(CAR)为5.0％以下。
另外，发明人等为了开发在确保规定的机械特性的同时提高了低温韧性和母材的耐HIC特性的包覆钢板，反复进行各种研究，得到了以下见解。
(A)为了得到优异的低温韧性，有效的是母材钢板中同时进行使脆性裂纹传播阻力增大的组织的微细化以及可成为脆性裂纹的起点的硬质相的减少。
具体而言，有效的是以母材钢板的钢组织为贝氏体主体的组织，即，使母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的贝氏体的面积率为94％以上，使贝氏体的平均晶体粒径为25μm以下。
(B)另外，为了进行上述的组织控制，重要的是适当控制成分组成和制造条件，特别是轧制后的淬火和回火条件。
但是，从通过组织的微细化使低温韧性提高的方面考虑，轧制结束温度低有利，另一方面，从提高耐HIC特性的方面考虑，轧制结束温度高有利。
因此，为了实现低温韧性和耐HIC特性的兼得，发明人等进一步反复研究，结果得到了以下见解：
·使轧制结束温度为Ar3温度以上，并且
·通过极力减少S量，并且个据钢中的S量和O量添加适当量的Ca，从而将钢中的S固定而抑制MnS的生成，与此同时，适当调整C量、Mn量、P量等来抑制母材钢板的中心偏析部的硬度上升，更具体而言，通过调整为同时满足下式(1)和(2)的成分组成，
从而能够确保规定的机械特性的同时兼得优异的低温韧性和耐HIC特性。
1.00≤ACR≤6.00···(1)
其中，ACR如下式所定义。
ACR＝([Ca]-(0.18+130[Ca])×[O])/(1.25[S])
另外，[Ca]、[O]和[S]分别为母材钢板中的Ca、O和S的含量(质量％)。
PHIC＜1.000···(2)
其中，PHIC如下式所定义。
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]
另外，[C]，[Mn]，[Cu]，[Ni]，[Cr]，[Mo]，[V]以及[P]分别为母材钢板中的C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V以及P的含量(质量％)。
本发明是基于上述见解进一步加入研究之后完成的。
即，本发明的要旨构成如下。
1.一种包覆钢板，在母材钢板的单面接合有由耐腐蚀性合金构成的包覆材料，
上述母材钢板具有如下的成分组成：以质量％计，含有C：0.020％～0.100％、Si：0.05％～0.50％、Mn：0.75％～1.60％、P：0.010％以下、S：0.0010％以下、Al：0.010％～0.070％、Nb：0.005％～0.080％、Ti：0.005％～0.030％、N：0.0010％～0.0060％、Ca：0.0005％～0.0040％以及O：0.0030％以下，并且含有选自Cu：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、Mo：0.01％～0.50％、V：0.010％～0.100％以及Ni：0.01％～0.50％中的1种或者2种以上，并且满足下述式(1)和(2)的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
并且，上述母材钢板具有如下的钢组织：在上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置具有以面积率计94％以上的贝氏体，并且，上述贝氏体的平均晶体粒径为25μm以下，
并且，上述母材钢板与上述包覆材料的接合界面剪切强度为300MPa以上。
1.00≤ACR≤6.00···(1)
其中，ACR如下式所定义。
ACR＝([Ca]-(0.18+130[Ca])×[O])/(1.25[S])
另外，[Ca]、[O]和[S]分别为母材钢板中的Ca、O和S的含量(质量％)。
PHIC＜1.000···(2)
其中，PHIC如下式所定义。
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]
另外，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Cu]、[Ni]以及[P]分别为母材钢板中的C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni和P的含量(质量％)。
2.个据上述1所述的包覆钢板，其中，上述耐腐蚀性合金为Ni基合金或者奥氏体系不锈钢。
3.一种包覆钢板的制造方法，将层叠具有上述1所述的母材钢板的成分组成的母材钢板的坯材和由耐腐蚀性合金构成的包覆材料的坯材而成的板坯，在以表面温度计1050℃～1200℃的温度区域加热后，
对该板坯实施表面温度950℃以上的温度区域的压下比：2.0以上的第1轧制后，实施表面温度900℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上、轧制结束温度以表面温度计Ar3温度以上的第2轧制，制成由母材钢板和包覆材料构成的轧制板，
接着，对该轧制板实施冷却开始温度为以表面温度计Ar3温度以上、平均冷却速度：5℃/s以上、冷却停止温度为以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计500℃以下的加速冷却，
进一步对上述轧制板，在以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计350℃～600℃的温度区域实施回火。
其中，加速冷却的平均冷却速度是通过将母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的冷却开始温度与冷却结束温度之差除以冷却时间而求出的。
4.一种包覆钢板的制造方法，将层叠具有上述1所述的母材钢板的成分组成的母材钢板的坯材和由奥氏体系不锈钢构成的包覆材料的坯材或由Alloy825的Ni基合金构成的包覆材料的坯材而成的板坯在以表面温度计1050℃～1200℃的温度区域加热后，
对该板坯实施表面温度950℃以上的温度区域的压下比：1.5以上的第1轧制后，实施表面温度900℃以下的温度区域的累积压下率：50％以上、轧制结束温度以表面温度计Ar3温度以上的第2轧制，制成由母材钢板包覆材料构成的轧制板，
接着，对该轧制板实施冷却开始温度以表面温度计Ar3温度以上、平均冷却速度为5℃/s以上、冷却停止温度为以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计500℃以下的加速冷却，
进一步对上述轧制板，在以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计350℃～600℃的温度区域实施回火。
其中，加速冷却的平均冷却速度是通过将母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的冷却开始温度与冷却结束温度之差除以冷却时间而求出的。
5.个据上述3或者4所述的包覆钢板的制造方法，其中，上述板坯按母材钢板的坯材/包覆材料的坯材/包覆材料的坯材/母材钢板的坯材的顺序层叠。
个据本发明，得到确保拉伸强度：535MPa以上的同时、DWTTSA-30℃为85％以上、母材的耐HIC特性也优异的包覆钢板。
另外，上述的包覆钢板能够适用于在暴露于严酷的腐蚀环境下的石油、天然气输送用管线，因此工业上极其有益。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
本发明以在母材钢板的单面接合了由耐腐蚀性合金构成的包覆材料的包覆钢板为对象。应予说明，包覆钢板的板厚没有特别限定，但优选30mm以下。另外，母材钢板和包覆材料的板厚优选分别为5mm～27mm，1.5mm～4.0mm。
首先，对本发明的包覆钢板中的母材钢板的成分组成进行说明。应予说明，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，就简单以“％”表示。
1.母材钢板的成分组成
C：0.020％～0.100％
C是作为碳化物析出而有助于强化的元素。其中，如果C含量小于0.020％，则无法确保充分的强度。另一方面，如果C含量超过0.100％，则使母材钢板的韧性、焊接热影响部韧性以及耐HIC特性劣化。因此，C含量为0.020％～0.100％。优选为0.080％以下。
Si：0.05％～0.50％
Si是为了通过脱氧、固溶强化钢材来确保强度而添加的元素。其中，Si如果含量小于0.05％，则其效果不充分。另一方面，如果Si含量超过0.50％，则使韧性、焊接性劣化。因此，Si含量为0.05％～0.50％。优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。另外，优选为0.40％以下。
Mn：0.75％～1.60％
Mn是为了确保强度、韧性而添加的元素。其中，如果Mn含量小于0.75％，则其效果不充分。另一方面，如果Mn含量超过1.60％，则焊接性、耐HIC特性劣化。因此，Mn含量为0.75％～1.60％。优选为1.00％以上。另外，优选为1.40％以下。
P：0.010％以下
P是增加中心偏析部的硬度而使耐HIC特性劣化的杂质元素。因此，P含量为0.010％以下。优选为0.006％以下。应予说明，P含量的下限没有特别限定，可以为0％。
S：0.0010％以下
S一般在钢中作为硫化物系夹杂物存在，使韧性、耐HIC特性劣化。因此，优选极力减少S，S含量为0.0010％以下。优选为0.0008％以下。此外，S含量的下限没有特别限定，可以为0％。
Al：0.010％～0.070％
Al为了脱氧而添加，但如果Al含量小于0.010％，则其效果不充分。另一方面，如果Al含量超过0.070％，则形成氧化铝簇而使延展性劣化。因此，Al含量为0.010％～0.070％。优选为0.040％以下。
Nb：0.005％～0.080％
Nb对基于析出强化、淬透性增大而使钢板高强度化有效。另外，具有扩大γ未再结晶温度区域的效果，通过组织的微细化而有助于韧性提高。但是，如果Nb含量小于0.005％，则其效果不充分。另一方面，如果Nb含量超过0.080％，则导致岛状马氏体(MA)、粗大的Nb碳氮化物的生成，焊接热影响部的韧性、耐HIC特性劣化。因此，Nb含量为0.005％～0.080％。优选为0.010％以上。另外，优选为0.060％以下。
Ti：0.005％～0.030％
通过含有0.005％以上的Ti，从而通过形成氮化物所致的钉扎效应而抑制奥氏体的粗大化，有助于确保母材、焊接热影响部的韧性。另外，Ti是因析出强化而对钢板的高强度化有效的元素。但是，如果Ti含量超过0.030％，则氮化物粗大化而成为脆性断裂、延展性破坏的起点。因此，Ti含量为0.005％～0.030％。优选为0.020％以下。
N：0.0010％～0.0060％
通过含有0.0010％以上的N，从而通过形成氮化物所致的钉扎效应抑制奥氏体的粗大化，有助于确保母材、焊接热影响部的韧性。但是，如果N含量超过0.0060％，则焊接热影响部的韧性劣化。因此，N含量为0.0010％～0.0060％。优选为0.0020％以上。另外，优选为0.0050％以下。
应予说明，为了充分发挥形成氮化物所致的钉扎效应，Ti含量与N含量之比也很重要。具体而言，以质量％计，Ti含量/N含量小于2.0或者Ti含量/N含量超过3.5时，无法充分发挥由形成氮化物所致的钉扎效应，奥氏体粗大化而韧性有时劣化。因此，Ti含量/N含量优选为2.0～3.5。
Ca：0.0005％～0.0040％
Ca具有将钢中的S固定而提高钢板的韧性、耐HIC特性的作用。为了得到该效果，Ca含有0.0005％以上。但是，如果Ca含量超过0.0040％，则使钢中的夹杂物增加，反而有时使韧性、耐HIC特性劣化。因此，Ca含量为0.0005％～0.0040％。优选为0.0010％以上，更优选为0.0020％以上。另外，优选为0.0030％以下。
O：0.0030％以下
O一般在钢中作为Al、Ca的氧化物存在。如果过量含有O，则钢中的氧化物增加，使韧性、耐HIC特性劣化。因此，O含量为0.0030％以下。优选为0.0020％以下。应予说明，O含量的下限没有特别限定，可以为0％。
选自Cu：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、Mo：0.01％～0.50％、V：0.010％～0.100％和Ni：0.01％～0.50％中的1种或者2种以上
Cu、Cr、Mo以及Ni均为提高淬透性的元素，有助于母材、焊接热影响部的高强度化。另外，V因析出强化而有助于钢板的高强度化。为了得到这样的效果，Cu、Cr、Mo以及Ni分别为0.01％以上，V为0.010％以上，含有这些元素中的1种或者2种以上。另外，Cu、Cr、Mo以及Ni优选为0.05％以上。
另一方面，如果Cu、Cr以及Mo含量分别超过0.50％，则有时使焊接热影响部的韧性劣化。因此，含有Cu、Cr以及Mo时，其含量为0.50％以下。优选为0.40％以下。
另外，对于V也是如果其含量超过0.100％，则有时使焊接热影响部的韧性劣化。因此，含有V时，其含量为0.100％以下。
并且，Ni是昂贵的元素，因此如果大量含有Ni，则导致成本的增加。因此，含有Ni时，其含量为0.50％以下。优选为0.40％以下。
以上，说明了基本成分，并且，如下式(1)和(2)那样适当地控制ACR和PHIC的值是重要的。
1.00≤ACR≤6.00···(1)
其中，ACR如下式所定义。
ACR＝([Ca]-(0.18+130[Ca])×[O])/(1.25[S])
另外，[Ca]、[O]和[S]分别为母材钢板中的Ca、O和S的含量(质量％)。
PHIC＜1.000···(2)
其中，PHIC如下式所定义。
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]
另外，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Cu]、[Ni]以及[P]分别为母材钢板中的C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni和P的含量(质量％)。
应予说明，母材钢板中不含有一部分的元素的情况下，将该元素的含量作为“0”来求出ACR和PHIC即可。
例如，Cr、Mo、V、Cu以及Ni均不含有时，PHIC通过P HIC＝4.46[C]+2.37[Mn]/6+22.36[P]求出即可。
1.00≤ACR≤6.00
ACR是作为由Ca得到的MnS的生成抑制效果的指标的数值。即，钢中的MnS影响氢致开裂，为了提高耐HIC特性，利用Ca将钢中的S固定而抑制MnS的生成是有效的。其中，如果ACR的值小于1.00，则MnS的生成抑制效果不充分。另一方面，如果ACR的值超过6.00，则MnS的生成得到抑制，但是大量的Ca系氧化物生成，反而耐HIC特性劣化。因此，1.00≤ACR≤6.00。优选ACR的值为1.40以上。另外，优选ACR的值为3.30以下。
PHIC＜1.000
PHIC是成为中心偏析部的硬度的指标的数值，该数值越大，中心偏析部的硬度越高。中心偏析部的硬度影响氢致开裂，为了提高耐HIC特性，抑制中心偏析部的硬度的提高是有效的。因此，使PHIC的值小于1.000。优选为0.900以下。应予说明，下限没有特别限定，但优选0.750以上。
上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
即，母材钢板具有如下成分组成，以质量％计含有C：0.020％～0.100％，Si：0.05％～0.50％，Mn：0.75％～1.60％，P：0.010％以下，S：0.0010％以下，Al：0.010％～0.070％，Nb：0.005％～0.080％，Ti：0.005％～0.030％，N：0.0010％～0.0060％，Ca：0.0005％～0.0040％以及O：0.0030％以下，
并且，含有选自Cu：0.01％～0.50％，Cr：0.01％～0.50％，Mo：0.01％～0.50％，V：0.010％～0.100以及Ni：0.01％～0.50％中的1种或者2种以上，并且，
满足上述式(1)和(2)的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
2.母材钢板的钢组织
母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的贝氏体的面积率：94％以上
贝氏体是对于兼得强度和低温韧性重要的组织。另外，贝氏体是通过相变组织强化而有效地有助于钢板的强度提高。因此，母材钢板的钢组织必须为贝氏体主体的组织，具体而言，母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置(以下，也简称为板厚1/2位置)的相对于钢组织整体的贝氏体以面积率计必须为94％以上。优选为97％以上。应予说明，贝氏体的面积率可以为100％。
另外，如上所述，母材钢板的钢组织基本上需要由上述的贝氏体构成，作为贝氏体以外的剩余部分组织，如果岛状马氏体、铁素体、渗碳体等是微量就可以含有，如果这些剩余部分组织的合计的面积率为6％以下，就可允许。应予说明，剩余部分组织的面积率可以为0％。
如上所述，贝氏体是用于兼得强度和低温韧性的重要的组织，另外，贝氏体因相变组织强化而有效地有助于钢板的强度提高。但是，如果岛状马氏体增加，特别是板厚1/2位置的岛状马氏体的面积率超过6％，则岛状马氏体成为脆性裂纹的起点，得不到成为所希望的低温韧性。而板厚1/2位置的贝氏体的面积率如上所述为94％以上，则该位置的岛状马氏体的面积率成为6％以下。板厚1/2位置的岛状马氏体的面积率优选为4％以下。下限没有特别限定，可以为0％。
此外，岛状马氏体在母材钢板的板厚方向中心附近容易生成，另外，在该板厚方向中心附近生成的岛状马氏体对低温韧性有特别大的影响，因此，为了确保所希望的低温韧性，抑制板厚1/2位置的岛状马氏体的面积率变得重要。
其中，板厚1/2位置的各相的面积率如下求出。
即，通过将母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的L剖面(与轧制方向平行且与轧制面法线方向平行的剖面)镜面研磨后，利用硝酸酒精或者电解蚀刻法(电解液：100ml蒸留水+25g氢氧化钠+5g苦味酸)进行腐蚀，使用扫描电子显微镜(SEM)，以倍率：2000倍，观察随机地选择的1.2×10-2mm2的区域，进行图像解析而求出。
贝氏体的平均晶体粒径：25μm以下
贝氏体的晶界成为脆性裂纹传播的阻力，因此晶粒的微细化有助于低温韧性的提高。因此，贝氏体的平均晶体粒径为25μm以下。下限没有特别限定，但优选5μm以上。
其中，贝氏体的平均晶体粒径如下求出。
即，将母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的L剖面(与轧制方向平行且与轧制面法线方向平行的剖面)进行镜面研磨后，对通过电子背散射衍射(EBSD)随机选择的1.2×10-2mm2的区域(倍率：2000倍)的晶体取向进行测定，以相邻的像素的角度差为15°以上的区域作为晶界进行图像解析，由此求出。
应予说明，平均晶体粒径darea是由各晶粒所占的面积ai和各晶粒的圆当量直径di，个据下式进行计算的。
darea＝Σ(ai·di)/Σai
3.母材钢板与包覆材料的接合界面剪切强度：300MPa以上
包覆钢板中，需要使包覆材料不从母材钢板剥离。因此，母材钢板与包覆材料的接合界面剪切强度为300MPa以上。上限没有特别限定，优选400MPa以下。
应予说明，母材钢板与包覆材料的接合界面剪切强度是由依据JIS G0601的剪切试验求出的母材钢板与包覆材料的接合界面剪切强度。
4.包覆材料
本发明的包覆钢板中，在母材钢板的单面接合有由耐腐蚀性合金构成的包覆材料。
耐腐蚀性合金没有特别限定，可举出Ni基合金、奥氏体系不锈钢。
特别是Ni基合金在高硫化氢分压的环境(酸性环境)下，显示高的耐应力腐蚀开裂性，因而优选。
应予说明，Ni基合金例如为Alloy625、Alloy825，从耐应力腐蚀破裂的观点考虑，特别优选Alloy625。
其中，Alloy625是与JIS G 4902的NCF625相当的Ni基合金，其中，优选具有如下的成分组成的Ni基合金：以质量％计含有C：0.030％以下、Si：0.02％～0.50％、Mn：0.02％～0.50％、P：0.015％以下、S：0.0010％以下、Cr：20.0％～23.0％、Mo：8.0％～10.0％、Fe：5.0％以下、Al：0.02％～0.40％、Ti：0.10％～0.40％、Nb以及Ta的合计量：3.15％～4.15％，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成。
另外，Alloy825是与JIS G 4902的NCF825相当的Ni基合金，其中，优选具有如下成分组成的Ni基合金：以质量％计含有C：0.020％以下，Si：0.50％以下，Mn：1.00％以下，P：0.030％以下，S：0.0050％以下，Ni：38.0％～46.0％，Cr：19.5％～23.5％，Mo：2.50％～3.50％，Cu：1.50％～3.00％，Al：0.01％～0.20％，Ti：0.60％～1.20％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
以下，分别对上述的Alloy625和Alloy825的优选成分组成进行说明。应予说明，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，简单以“％”表示。
(1)Alloy625的优选成分组成
C：0.030％以下
C在制造包覆钢板时的热履历中以碳化物的形式在晶界析出，使耐腐蚀性劣化。因此，如果C含量超过0.030％，则促进碳化物的析出而耐腐蚀性劣化。因此，C含量优选为0.030％以下。更优选为0.020％以下。应予说明，C含量的下限没有特别限定，可以为0％。
Si：0.02％～0.50％
为了脱氧而添加Si。其中，如果Si含量小于0.02％，则其效果不充分。另一方面，如果Si含量超过0.50％，则使耐腐蚀性劣化。因此，Si含量优选为0.02％～0.50％。更优选为0.20％以下。
Mn：0.02％～0.50％
为了脱氧而添加Mn。其中，如果Mn含量小于0.02％，则其效果不充分。另一方面，如果Mn含量超过0.50％，则使耐腐蚀性劣化。因此，优选Mn含量为0.02％～0.50％。更优选为0.15％以下。
P：0.015％以下
P是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，P含量优选为0.015％以下。更优选为0.005％以下。应予说明，P含量的下限没有特别限定，可以为0％。
S：0.0010％以下
S与P同样是在晶界偏析使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，S含量优选为0.0010％以下。更优选为0.0005％以下。应予说明，S含量的下限没有特别限定，可以为0％。
Cr：20.0％～23.0％
Cr在金属的表面形成保护性高的氧化物被膜而提高耐点蚀性、耐晶界腐蚀性。另外，Cr通过与Ni复合添加而提高在酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性。但是，也需要考虑Cr含量与Ni或其他合金的平衡。从这样的观点考虑，Cr含量优选为20.0％～23.0％。更优选为21.5％以上。
Mo：8.0％～10.0％
Mo提高耐点蚀性、耐缝隙腐蚀性。另外，Mo通过与Ni复合添加而提高在酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性。但是，也需要考虑Mo含量与Ni或其他合金的平衡。从这样的观点考虑，Mo含量优选为8.0％～10.0％。更优选为8.5％以上。
Fe：5.0％以下
Fe是使用铬铁、钼铁等作为原料的情况下不可避免地混入的杂质，如果Fe含量超过5.0％，则耐腐蚀性劣化。因此，优选Fe含量为5.0％以下。更优选为3.5％以下。应予说明，Fe含量的下限没有特别限定，可以为0％。
Al：0.02％～0.40％
Al是有效的脱氧元素，但如果Al含量小于0.02％，则其效果不充分。但是，如果Al含量超过0.40％，则使耐应力腐蚀开裂性劣化。因此，Al含量优选为0.02％～0.40％。更优选为0.25％以下。
Ti：0.10％～0.40％
Ti对C的固定有效。其中，如果Ti含量小于0.10％，则C的固定不完全，析出使耐腐蚀性劣化的碳化物。但是，如果Ti含量超过0.40％，则Ti作为金属间化合物析出，降低与母材钢板的接合性。因此，Ti含量优选为0.10％～0.40％。更优选为0.30％以下。
Nb和Ta的合计量：3.15％～4.15
Nb和Ta均对C的固定有效。其中，如果Nb和Ta的合计量小于3.15％，则其效果不充分。另一方面，如果Nb和Ta的合计量超过4.15％，则Nb和Ta形成低熔点的金属间化合物，使热加工性降低。因此，Nb和Ta的合计量优选为3.15％～4.15％。
上述以外的成分是Ni和不可避免的杂质。应予说明，Ni是提高耐腐蚀性的元素，特别是显著提高酸性环境下的耐应力腐蚀开裂性。因此，Ni含量优选为58％以上。
(2)Alloy825的优选成分组成
C：0.020％以下
C在包覆钢板制造时的热履历中作为碳化物在晶界析出，使耐腐蚀性劣化。因此，如果C含量超过0.020％，则促进碳化物的析出而使耐腐蚀性劣化。因此，C含量优选为0.020％以下。更优选为0.015％以下。应予说明，C含量的下限没有特别限定，可以为0％。
Si：0.50％以下
为了脱氧而添加Si。但是，如果Si含量超过0.50％，则Si作为非金属夹杂物残存，使耐腐蚀性劣化。因此，Si含量优选为0.50％以下。更优选为0.20％以下。应予说明，Si含量的下限没有特别限定，但从充分得到脱氧的效果的观点考虑，优选为0.02％以上。
Mn：1.00％以下
为了脱氧而添加Mn。但是，如果Mn含量超过1.00％，则使耐腐蚀性劣化。因此，Mn含量优选为1.00％以下。更优选为0.50％以下。应予说明，Mn含量的下限没有特别限定，但从充分得到脱氧的效果的观点考虑，优选为0.02％以上。
P：0.030％以下
P是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，P含量优选为0.030％以下。更优选为0.020％以下。应予说明，P含量的下限没有特别限定，可以为0％。
S：0.0050％以下
S与P同样是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，S含量优选为0.0050％以下。更优选为0.0010％以下。应予说明，S含量的下限没有特别限定，可以为0％。
Ni：38.0％～46.0％
Ni是提高耐腐蚀性的元素，特别是使酸性环境下的耐应力腐蚀开裂性大幅提高。但是，Ni是非常昂贵的元素，因此Ni的大量的添加导致成本增加。因此，Ni含量需要考虑耐腐蚀性的提高效果和成本的平衡。从这样的观点考虑，Ni含量优选为38.0％～46.0％。
Cr：19.5％～23.5％
Cr在金属的表面形成保护性高的氧化物被膜，使耐点蚀性、耐晶界腐蚀性提高。另外，Cr通过与Ni复合添加而提高酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性。但是，需要考虑Cr含量与Ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，Cr含量优选为19.5％～23.5。更优选为21.5％以上。
Mo：2.50％～3.50％
Mo使耐点蚀性和耐缝隙腐蚀性提高。另外，Mo通过与Ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，需要考虑Mo含量与Ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，Mo含量优选为2.50％～3.50％。更优选为3.00％以上。
Cu：1.50％～3.00％
Cu是对耐全面腐蚀性的提高有效的元素。但是，如果Cu含量小于1.50％，则其效果不充分。另一方面，如果Cu含量超过3.00％，则其效果饱和。因此，Cu含量优选为1.50％～3.00％。更优选为1.80％以上。
Al：0.01％～0.20％
Al是有效的脱氧元素。但是，如果Al含量小于0.01％，则其效果不充分。另一方面，如果Al含量超过0.20％，则使耐应力腐蚀开裂性劣化。因此，Al含量优选为0.01％～0.20％。更优选为0.10％以上。另外，更优选为0.15％以下。
Ti：0.60％～1.20％
Ti对C的固定有效。其中，如果Ti含量小于0.60％，则C的固定不完全，析出使耐腐蚀性劣化的碳化物。但是，如果Ti含量超过1.20％，则Ti作为金属间化合物析出，使与母材钢板的接合性降低。因此，Ti含量优选为0.60％～1.20％。更优选为0.70％以上。
上述以外的成分是Fe和不可避免的杂质。
以上，对Alloy625和Alloy825的优选成分组成进行了说明，但作为Ni基合金以外的耐腐蚀性合金，可举出奥氏体系不锈钢。
其中，奥氏体系不锈钢例如为在JIS中规定的奥氏体系不锈钢，可举出SUS304、SUS316、SUS304L、SUS316L等。
另外，奥氏体系不锈钢中，优选具有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.030％以下、Si：1.00％以下、Mn：2.00％以下、P：0.045％以下、S：0.030％以下、Ni：12.00％～15：00％、Cr：16.00％～18.00％、Mo：2.00％～3.00％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
以下，对上述的奥氏体系不锈钢的优选成分组成进行说明。应予说明，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，简单用“％”表示。
(3)奥氏体系不锈钢的优选成分组成
C：0.030％以下
C在包覆钢板制造时的热履历中作为碳化物在晶界析出，使耐腐蚀性劣化。因此，如果C含量超过0.030％，则促进碳化物的析出而使耐腐蚀性劣化。因此，C含量优选为0.030％以下。更优选为0.020％以下。进一步优选为0.015％以下。应予说明，C含量的下限没有特别限定，可以为0％。
Si：1.00％以下
Si是为了脱氧而添加的。但是，如果Si含量超过1.00％，则Si作为非金属夹杂物残存，使耐腐蚀性劣化。因此，Si含量优选为1.00％以下。更优选为0.75％以下。应予说明，Si含量的下限优选为0.02％以上。
Mn：2.00％以下
为了脱氧而添加Mn。但是，如果Mn含量超过2.00％，则使耐腐蚀性劣化。因此，Mn含量优选为2.00％以下。更优选为1.40％以下。进一步优选为1.00％以下。应予说明，Mn含量的下限优选为0.02％以上。
P：0.045％以下
P是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，P含量优选为0.045％以下。更优选为0.030％以下。应予说明，P含量的下限没有特别限定，可以为0％。
S：0.030％以下
S与P同样是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，S含量优选为0.030％以下。更优选为0.010％以下。应予说明，S含量的下限没有特别限定，可以为0％。
Ni：12.00％～15.00％
Ni是提高耐腐蚀性的元素，特别是使酸性环境下的耐应力腐蚀开裂性大幅提高。但是，Ni是非常昂贵的元素，因此Ni的大量的添加导致成本增。因此，Ni含量需要考虑耐腐蚀性的提高效果和成本的平衡，从这样的观点考虑，Ni含量优选为12.00％～15.00％。更优选为12.50％以上。另外，更优选为14.50％以下。
Cr：16.00％～18.00％
Cr在金属的表面形成保护性高的氧化物被膜而使耐点蚀性、耐晶界腐蚀性提高。另外，Cr通过与Ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，需要考虑Cr含量与Ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，Cr含量优选为16.00％～18.00％。更优选为16.50％以上。另外，更优选为17.50％以下。
Mo：2.00％～3.00％
Mo提高耐点蚀性、耐缝隙腐蚀性。另外，Mo通过于Ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，需要考虑Mo含量与Ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，Mo含量优选为2.00％～3.00％。更优选为2.20％以上。另外，更优选为2.80％以下。
上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
5.制造方法
接下来，对本发明的包覆钢板的制造方法进行说明。
个据本发明的一实施方式的包覆钢板的制造方法如下：将层叠具有上述的母材钢板的成分组成的母材钢板的坯材和耐腐蚀性合金构成的包覆材料的坯材而成的板坯在以表面温度计1050℃～1200℃的温度区域加热后，
对该板坯实施表面温度950℃以上的温度区域的压下比为2.0以上的第1轧制后，实施表面温度900℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上、轧制结束温度为以表面温度计为Ar3温度以上的第2轧制，制成由母材钢板和包覆材料构成的轧制板，
接着，对该轧制板实施冷却开始温度为以表面温度计Ar3温度以上、平均冷却速度为5℃/s以上、冷却停止温度为以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计为500℃以下的加速冷却，
并且，上述轧制板在上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度为350℃～600℃的温度区域实施回火。
其中，板坯是将母材钢板的坯材和包覆材料的坯材例如按(a)母材钢板的坯材/包覆材料的坯材、或者(b)母材钢板的坯材/包覆材料的坯材/包覆材料的坯材/母材钢板的坯材的顺序层叠，在真空(负压)环境下，具体而言，10-4torr以下的压力的环境下进行电子束焊接，将母材钢板的坯材和包覆材料的坯材进行定位焊。
应予说明，使用(b)的形态的板坯的情况下，在包覆材料的坯材/包覆材料的坯材间预先涂布剥离材，回火处理的结束后，将上部和下部剥离，由此得到成为制品板的在母材钢板的单面接合了包覆材料的包覆钢板。
(1)板坯加热
板坯加热温度：1050℃～1200℃
如果板坯加热温度小于1050℃，则难以确保母材钢板与包覆材料的接合性，并且母材钢板的坯材中含有的Nb等不充分固溶，强度的确保变得困难。另一方面，如果板坯加热温度超过1200℃，则母材钢板坯材中奥氏体晶粒粗大化，韧性劣化。因此，板坯加热温度为1050℃～1200℃。优选为1100℃以下。
(2)包覆轧制
·第1轧制
表面温度950℃以上的温度区域的压下比：2.0以上
包覆钢板的母材钢板与包覆材料的接合性通过高温区域的轧制来确保。即，高温区域的轧制中，母材钢板与包覆材料的变形阻力小，形成良好的接合界面，因此，在接合界面的元素的相互扩散变得容易，由此，确保母材钢板与包覆材料的接合性。
因此，为了确保母材钢板与包覆材料的接合性而进行的第1轧制中，需要使(板坯的)表面温度950℃以上的温度区域的压下比为2.0以上。优选为2.5以上。上限没有特别限定，但从制造性的观点考虑，优选5.0以下。
应予说明，其中所说的表面温度950℃以上的温度区域的压下比为[第1轧制前的板坯的板厚]÷[表面温度950℃以上的温度区域的轧制后的板坯的板厚]。
另外，其中，规定了表面温度950℃以上的温度区域的压下比，但表面温度1000℃以上的温度区域的压下比更优选为2.0以上，进一步优选为2.5以上。这些也都是上限没有特别限定，从制造性的观点考虑，优选5.0以下。
但是，作为包覆材料的坯材，使用Alloy825的Ni基合金或者奥氏体系不锈钢的情况下，如果表面温度950℃以上的温度区域的压下比：1.5以上、优选为1.8以上，则可确保所希望的母材钢板与包覆材料的接合性。上限没有特别限定，但从制造性的观点考虑，优选5.0以下。
·第2轧制
表面温度900℃以下的温度区域的累积压下率：50％以上
γ未再结晶温度区域的轧制带来由晶粒的轻薄化引起的晶界面积的增加、变形带的导入，由此，后工序的加速冷却时使相变核增加。其结果，使母材钢板的钢组织微细化，能够确保韧性。从这样的观点考虑，使(板坯的)表面温度900℃以下的温度区域的轧制为第2轧制，使该第2轧制的累积压下率为50％以上。优选表面温度870℃以下的温度区域的轧制为第2轧制，该第2轧制的累积压下率为50％以上。上限没有特别限定，但从制造性的观点考虑，优选85％以下。
应予说明，其中所说的表面温度900℃以下的温度区域的累积压下率为[表面温度900℃以下的温度区域的累积压下量]/[第2轧制前的板坯的板厚]×100。
轧制结束温度：以表面温度计Ar3温度以上
使轧制结束温度降低到以表面温度计小于Ar3温度时，形成在轧制方向伸长的包含铁素体和硬质的贝氏体的组织，助长氢致开裂而使耐HIC特性劣化。因此，轧制结束温度为以板坯的表面温度计Ar3温度以上。优选为Ar3温度+30℃以上。上限优选为900℃以下。
另外，Ar3温度可以由下式求出。
Ar3(℃)＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-55[Ni]-15[Cr]-80[Mo]
其中，式中的[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]以及[Mo]分别表示母材钢板中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr以及Mo的含量(质量％)。另外，母材钢板中不含有一部分元素的情况下，将该元素的含量作为“0”而求出Ar3温度即可。
(3)加速冷却(淬火)
冷却开始温度：以表面温度计Ar3温度以上
冷却开始温度为以表面温度计小于Ar3温度时，母材钢板中在贝氏体相变之前生成铁素体，目标的强度和耐HIC特性的确保变得困难。因此，冷却开始温度为以轧制板的表面温度计为Ar3温度以上。上限没有特别限定，但优选为900℃以下。
平均冷却速度：5℃/s以上
如果平均冷却速度小于5℃/s，则母材钢板中引起铁素体相变，目标的强度和耐HIC特性的确保变得困难。因此，冷却速度为5℃/s以上。选为10℃/s以上。上限没有特别限定，但优选为50℃/s以下。
应予说明，其中所说的平均冷却速度是通过将轧制板的母材钢板部分的板厚方向的板厚1/2位置的冷却开始温度与冷却结束温度之差除以冷却时间而求出。
冷却停止温度：500℃以下
如果冷却停止温度超过500℃，则母材钢板中生成粗大的渗碳体、岛状马氏体之类的对韧性和夏比冲击吸收能造成负面影响的组织。因此，冷却停止温度为500℃以下。优选为300℃以下。下限没有特别限定，优选25℃以上。
应予说明，其中所说的冷却停止温度为轧制板的母材钢板部分的板厚方向的板厚1/2位置的温度。
(4)回火
回火温度：350℃～600℃
上述的加速冷却后，将轧制板加热进行回火。其中，如果回火温度低于350℃，则母材钢板的韧性、耐HIC特性造成负面影响的岛状马氏体的分解、位错的恢复不充分，母材钢板的韧性、耐HIC特性劣化。不进行回火本身的情况时也相同。另一方面，如果回火温度超过600℃，则渗碳体等的析出物粗大化，母材钢板的韧性劣化。另外，因析出物的形成而包覆材料的耐腐蚀性有时劣化。因此，回火温度为350℃～600℃。优选为400℃以上。另外，优选为500℃以下。
应予说明，其中所说的回火温度为轧制板的母材钢板部分的板厚方向的板厚1/2位置的温度。
另外，从岛状马氏体的分解、位错的恢复，析出物的形成和粗大化的观点考虑，回火温度的保持时间优选为5min～60min。
实施例
将表1所示的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的母材钢板的坯材、表2-1所示的成分组成(剩余部分为Ni和不可避免的杂质)的Ni基合金(Alloy625)的包覆材料的坯材、表2-2所示的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的Ni基合金(Alloy825)的包覆材料的坯材或者表2-3所示的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的奥氏体系不锈钢的包覆材料的坯材按(a)母材钢板的坯材/包覆材料的坯材，或者(b)母材钢板的坯材/包覆材料的坯材/包覆材料的坯材/母材钢板的坯材的顺序层叠而得到板坯，对该板坯在表3所示的条件下实施包覆轧制(第1和第2轧制)而制成轧制板，接着，对得到的轧制板按表3所示的条件实施加速冷却和回火，制造板厚30mm的包覆钢板(母材钢板的板厚：27mm，包覆材料的板厚：3mm)。
从这样得到的包覆钢板采取拉伸试验用和DWTT试验用的试件，个据API-5L实施拉伸试验和DWTT试验(试验温度：-30℃)，求出拉伸强度和屈服强度、韧性断面率：DWTTSA-30℃。拉伸强度和韧性断面率：DWTTSA-30℃的目标值如下。
拉伸强度：535MPa以上
韧性断面率：DWTTSA-30℃：85％以上
(特别优异的DWTTSA-30℃：90％以上)
另外，实施个据JIS G 0601的剪切试验，求出母材钢板与包覆材料的接合界面剪切强度，评价母材钢板与包覆材料的接合性。应予说明，接合界面剪切强度为300MPa以上的情况下接合性良好。
并且，实施个据NACE Standard TM0284-2003的HIC试验，个据开裂面积率(CAR)评价母材钢板的耐HIC特性。其中，开裂面积率(CAR)的目标值如下。
开裂面积率(CAR)：5.0％以下
(特别优异的开裂面积率(CAR)：1.0％以下)
应予说明，开裂面积率(CAR)通过将从相同的钢板采取的3个试件在使硫化氢饱和的5质量％NaCl+0.5质量％CH3COOH水溶液中浸渍96小时后，对该试件利用超声波探伤试验进行缺陷的检测而测定。另外，上述的评价以由3个试件测定的开裂面积率(CAR)的最大值进行。
另外，利用上述的方法进行钢组织的鉴定和各相的面积率的计算，以及贝氏体的平均晶体粒径的计算。
将这些结果示于表4。
Figure BDA0002842791560000231
表2-1
Figure BDA0002842791560000241
表2-2
Figure BDA0002842791560000242
表2-3
Figure BDA0002842791560000243
表3
Figure BDA0002842791560000244
Figure BDA0002842791560000251
由表4可知发明例的拉伸强度均为535MPa以上，并且得到了韧性断面率：DWTTSA-30℃：85％以上，另外，接合性和耐HIC特性也良好。
另一方面，表4的比较例的No.1因为母材钢板的C、Mn以及Ti含量在适当范围以下，轧制结束温度和冷却开始温度小于Ar3温度，所以冷却中产生的铁素体的量很大，得不到所希望的拉伸强度和耐HIC特性。比较例的No.8因母材钢板的C和Mn量在适当范围以上，所以岛状马氏体的生成量增加，得不到所希望的低温韧性。另外，PHIC在适当范围以上，因此中心偏析部的硬度上升，得不到所希望的耐HIC特性。
比较例的No.9的母材钢板的Si含量在适当范围以上。另外，Nb和Ti含量在适当范围以上，因此TiN粗大化，这成为脆性裂纹的起点，得不到所希望的低温韧性。另外，Ca含量和ACR在适当范围以下，并且，PHIC也超出适当范围，因此生成MnS，并且中心偏析部的硬度上升，得不到所希望的耐HIC特性。
比较例的No.10的Nb含量在适当范围以下，因此γ未再结晶温度区域的扩大不充分，奥氏体粗大化，制品板中得不到微小的贝氏体的晶粒，因此得不到所希望的低温韧性。另外，Ca含量和ACR在适当范围以上，因此Ca系氧化物增加，得不到所希望的耐HIC特性。
比较例的No.16的板坯加热温度在适当范围以上，因此奥氏体粗大化，制品板中得不到微小的贝氏体的晶粒，因此得不到所希望的低温韧性。
比较例的No.17的板坯加热温度在适当范围以下，因此得不到所希望的母材钢板与包覆材料的接合性。
比较例的No.18的表面温度900℃以下的温度区域的累积压下率在适当范围以下，因此贝氏体的微细化不充分，得不到所希望的低温韧性。
比较例的No.19的平均冷却速度在适当范围以下，因此冷却中产生的铁素体的量很大，得不到所希望的拉伸强度和耐HIC特性。
比较例的No.20的冷却停止温度在适当范围以上，另外，回火温度也在适当范围以下，因此岛状马氏体的量很大，得不到所希望的低温韧性和耐HIC特性。
比较例的No.21的回火温度在适当范围以上，因此析出物(渗碳体)粗大化，得不到所希望的低温韧性。
比较例的No.23的轧制结束温度和冷却开始温度小于Ar3温度，因此形成包含由在轧制方向伸长的铁素体和硬质的贝氏体的组织，得不到所希望的耐HIC特性。
比较例No.36的冷却停止温度在适当范围以上，另外，不实施回火，因此岛状马氏体的量很大，得不到所希望的低温韧性和耐HIC特性。

Claims (5)

1.一种包覆钢板，在母材钢板的单面接合有由耐腐蚀性合金构成的包覆材料，
所述母材钢板具有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.020％～0.100％、Si：0.05％～0.50％、Mn：0.75％～1.60％、P：0.010％以下、S：0.0010％以下、Al：0.010％～0.070％、Nb：0.005％～0.080％、Ti：0.005％～0.030％、N：0.0010％～0.0060％、Ca：0.0005％～0.0040％以及O：0.0030％以下，进一步含有选自Cu：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～0.50％、Mo：0.01％～0.50％、V：0.010％～0.100％和Ni：0.01％～0.50％中的1种或者2种以上，并且满足下述式(1)和(2)的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
并且，所述母材钢板具有如下的钢组织：在所述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置以面积率计具有94％以上的贝氏体，且所述贝氏体的平均晶体粒径为25μm以下，
并且，所述母材钢板与所述包覆材料的接合界面剪切强度为300MPa以上，
依据NACE Standard TM0284-2003的HIC试验得到的开裂面积率为5.0％以下，
1.00≤ACR≤6.00···(1)
其中，ACR如下式所定义，
ACR＝([Ca]-(0.18+130[Ca])×[O])/(1.25[S])
另外，[Ca]、[O]和[S]分别为母材钢板中的Ca、O和S的含量，单位为质量％，
PHIC＜1.000···(2)
其中，PHIC如下式所定义，
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]
另外，[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Cu]、[Ni]和[P]分别为母材钢板中的C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni和P的含量，单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的包覆钢板，其中，所述耐腐蚀性合金为Ni基合金或者奥氏体系不锈钢。
3.一种包覆钢板的制造方法，将层叠具有权利要求1所述的母材钢板的成分组成的母材钢板的坯材和由耐腐蚀性合金构成的包覆材料的坯材而成的板坯，在以表面温度计1050℃～1200℃的温度区域加热后，
对该板坯实施表面温度950℃以上的温度区域的压下比为2.0以上的第1轧制后，实施表面温度900℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上、轧制结束温度为以表面温度计Ar3温度以上的第2轧制，制成由母材钢板和包覆材料构成的轧制板，
接着，对该轧制板实施冷却开始温度为以表面温度计Ar3温度以上、平均冷却速度为5℃/s以上、冷却停止温度为以所述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计500℃以下的加速冷却，
进一步对所述轧制板，在以所述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计350℃～600℃的温度区域实施回火，
其中，加速冷却的平均冷却速度通过将母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的冷却开始温度与冷却结束温度之差除以冷却时间而求出。
4.一种包覆钢板的制造方法，将层叠具有权利要求1所述的母材钢板的成分组成的母材钢板的坯材和由奥氏体系不锈钢构成的包覆材料的坯材或者由Alloy825的Ni基合金构成的包覆材料的坯材而成的板坯在以表面温度计1050℃～1200℃的温度区域加热后，
对该板坯实施表面温度950℃以上的温度区域的压下比为1.5以上的第1轧制后，实施表面温度900℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上、轧制结束温度为以表面温度计Ar3温度以上的第2轧制，制成由母材钢板和包覆材料构成的轧制板，
接着，对该轧制板实施冷却开始温度为以表面温度计Ar3温度以上、平均冷却速度为5℃/s以上、冷却停止温度为以所述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计500℃以下的加速冷却，
进一步对所述轧制板，在以所述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计350℃～600℃的温度区域实施回火，
其中，加速冷却的平均冷却速度通过将母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的冷却开始温度与冷却结束温度之差除以冷却时间而求出。
5.根据权利要求3或4所述的包覆钢板的制造方法，其中，所述板坯按母材钢板的坯材/包覆材料的坯材/包覆材料的坯材/母材钢板的坯材的顺序层叠。
CN201980040858.1A 2018-06-27 2019-06-25 包覆钢板及其制造方法 Active CN112334589B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018122350 2018-06-27
JP2018-122350 2018-06-27
PCT/JP2019/025218 WO2020004410A1 (ja) 2018-06-27 2019-06-25 クラッド鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN112334589A CN112334589A (zh) 2021-02-05
CN112334589B true CN112334589B (zh) 2022-07-29

Family

ID=68986651

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201980040858.1A Active CN112334589B (zh) 2018-06-27 2019-06-25 包覆钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11628512B2 (zh)
EP (1) EP3816318B1 (zh)
JP (1) JP6705569B1 (zh)
KR (1) KR102401618B1 (zh)
CN (1) CN112334589B (zh)
WO (1) WO2020004410A1 (zh)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20210092856A1 (en) * 2019-09-23 2021-03-25 Apple Inc. Surface nanograin for improved durability of metal bands
CN114561529B (zh) * 2022-03-09 2023-06-30 西部金属材料股份有限公司 一种Ti-Ni-Cr高硬度钛合金板材的制备方法
CN114932170B (zh) * 2022-05-07 2024-02-06 佛山通宝精密合金股份有限公司 一种贵廉双金属层状复合材料的生产工艺
CN116445811A (zh) * 2023-02-28 2023-07-18 张家港宏昌钢板有限公司 420MPa级不锈钢复合板及其制备方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05154672A (ja) * 1991-11-29 1993-06-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度および高靱性クラッド鋼板の製造法
WO2009119751A1 (ja) 2008-03-27 2009-10-01 新日本製鐵株式会社 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法
KR101688082B1 (ko) * 2009-11-25 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관
JP5796351B2 (ja) * 2011-05-24 2015-10-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法
JP5853456B2 (ja) * 2011-07-19 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｓｒ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ｈｉｃ溶接鋼管およびその製造方法
JP5527455B2 (ja) * 2012-05-23 2014-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高靭性クラッド鋼板の母材及びそのクラッド鋼板の製造方法
RU2620837C2 (ru) * 2012-06-18 2017-05-30 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстая высокопрочная кислотостойкая магистральная труба и способ её изготовления
JP6024643B2 (ja) 2013-10-30 2016-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 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合金クラッド鋼板の製造方法
JP6127939B2 (ja) 2013-11-29 2017-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 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の製造方法
JP6079611B2 (ja) 2013-12-18 2017-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 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合金クラッド鋼板およびその製造方法
JP6128057B2 (ja) * 2014-05-29 2017-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 低ｙｒクラッド鋼板及びその製造方法
MY183024A (en) 2014-11-11 2021-02-06 Jfe Steel Corp Nickel-base alloy-clad steel plate and method for producing the same
JP6168131B2 (ja) 2014-12-09 2017-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレスクラッド鋼板
EP3279352B1 (en) 2015-03-31 2022-12-07 JFE Steel Corporation Method for producing a high strength/high toughness steel sheet
JP6123972B2 (ja) * 2015-03-31 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
EP3511082B1 (en) * 2016-09-12 2020-11-18 JFE Steel Corporation Clad electric resistance welded pipe or tube made of steel and method of producing same
KR102259450B1 (ko) 2017-03-29 2021-06-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 클래드 강판 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2020004410A1 (ja) 2020-07-02
US11628512B2 (en) 2023-04-18
KR20210010566A (ko) 2021-01-27
US20210260689A1 (en) 2021-08-26
EP3816318A4 (en) 2021-07-28
CN112334589A (zh) 2021-02-05
KR102401618B1 (ko) 2022-05-24
WO2020004410A1 (ja) 2020-01-02
EP3816318B1 (en) 2023-03-29
JP6705569B1 (ja) 2020-06-03
EP3816318A1 (en) 2021-05-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN112334589B (zh) 包覆钢板及其制造方法
CN110462087B (zh) 复合钢板及其制造方法
JP5574059B2 (ja) 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法
JP6079165B2 (ja) 溶接部靭性に優れた高靭性高耐食性Ｎｉ合金クラッド鋼板及びその製造方法
JP5630322B2 (ja) 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
WO2014175122A1 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP6750572B2 (ja) 母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板およびその製造方法
JP4924047B2 (ja) 表面残留応力の絶対値が１５０Ｎ／ｍｍ２以下の耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法
JP6648736B2 (ja) 母材低温靱性とｈａｚ靱性に優れたクラッド鋼板およびその製造方法
JP4645462B2 (ja) 強度依存性の小さい耐疲労亀裂伝播特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法。
JP5935678B2 (ja) 高靭性高張力鋼およびその製造方法
JP5552967B2 (ja) 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法
WO2019130914A1 (ja) クラッド鋼板
JP5151510B2 (ja) 低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法
CN114402088B (zh) 复合钢及其制造方法
CN115003842B (zh) 母材韧性和接头韧性优异的高张力钢板及其制造方法
JP2005307313A (ja) 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法
CN117337341A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP2005206938A (ja) 構造用Ｆｅ−Ｃｒ系鋼板とその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant