JP6347312B1 - クラッド板 - Google Patents

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Abstract

金属材料層３とアルミニウム層４が圧延により強固に接合し、軟化熱処理によって結晶粒が大きく成長したアルミニウム層４に起因する、金属材料層３の表面におけるプレス加工後の肌荒れを生じないクラッド板１は、第１層３および第２層４を備える。第１層３はフェライト系ステンレス鋼からなり、第２層４はアルミニウムからなる。第１接合界面６から板厚方向へ１００μｍ離れた位置までの第２層４の範囲において、長径と短径の比であるアスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であり、かつ、最大の結晶粒径が５０μｍ以下である。さらに、第２層４の板厚方向の１／２の位置において、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満である。

Description

本発明はクラッド板に関する。
例えばフェライト系ステンレス鋼とアルミニウムを接合したクラッド板は、ＩＨ(Induction Heating)調理器やＩＨ炊飯器等の製品に用いる鍋釜のプレス成形素材として、広く利用されている。
このクラッド板の構成材料であるステンレス鋼は優れたＩＨ発熱特性を有し、アルミニウムは優れた熱伝達特性を有する。近年、より複雑で負荷の大きなプレス加工に耐え得るクラッド板や、より厚肉でプレス荷重の大きなプレス加工に耐え得るクラッド板が、製品の性能を高めるために求められる。
特許文献１に開示されるように、素材となるアルミニウムコイルとステンレス鋼コイルを圧延により接合する方法が、このクラッド板の工業的な製造での製造効率が高いため、優れる。特許文献２には、接合前のコイルを特定の温度で予熱した後に所定の圧下率で圧延することが接合条件として開示されている。
このようにして製造されたクラッド板は、圧延による接合時の加工歪みが内在したままの状態にあり、アルミニウム層およびステンレス鋼層のいずれもが加工硬化した状態にある。クラッド板を複雑な形状にプレス加工する場合や、厚肉のクラッド板を高いプレス荷重でプレス加工する場合には、プレス加工性を高めるとともにプレス荷重を低減することが有効である。このため、プレス加工前のクラッド板に軟化熱処理を施すことにより変形抵抗を低減する処理を行う。
しかし、軟化熱処理によってアルミニウム層が充分に軟化し、その結晶粒が大きくなったクラッド板をプレス加工すると、プレス荷重によってアルミニウム層の結晶粒がステンレス鋼層の表面に転写されて肌荒れ模様（以下、単に「肌荒れ」という）を生じることがある。
このため、表面の美観を重視する製品では、従来、軟化熱処理を行わずに圧延により接合したままのクラッド板をプレス加工していた。また、特に複雑な形状へのプレス加工や、高いプレス荷重でプレス加工を行う場合には、軟化熱処理を行われたクラッド板をプレス加工した後に、肌荒れが生じたステンレス鋼層の表面を研磨加工することにより肌荒れを消す工程や、この表面を塗装して肌荒れを隠す工程等を経る必要があった。
特許文献３には、アルミニウム板もしくはアルミニウム合金板とステンレス鋼板とを予め２層以上積層し、これを特定の加熱条件で加熱し、直ちに熱間圧延を行い、次いで、この熱間圧延材を、３５０〜５５０℃の温度で０．５〜６時間焼鈍することにより、成形加工用クラッド板を製造する方法が開示されている。
特許文献４には、冷間圧延または熱間圧延により製造したアルミニウム合金層とステンレス鋼層とを有するクラッド板の接合強度を増大させるために行う焼鈍処理の焼鈍温度を１５０〜４００℃とする発明が開示されている。
さらに、特許文献５には、特定の条件で製造したアルミニウム板をステンレス鋼帯に重ね合わせ、アルミニウム板を２５０℃以下の温度に維持してアルミニウム板をステンレス鋼帯に圧延により接合し、次いで２５０〜３３０℃で軟化熱処理することによって、加工性に優れたクラッド板を製造する発明が開示されている。
特開平５−１４６８８０号公報 特許第２７８３１７０号明細書 特開昭６１−４２４９８号公報 特開平９−７０９１８号公報 特開平１０−２４４６２０号公報
特許文献３により開示された発明は、熱間圧延のままでは接合強度が充分でない場合に金属結合部での原子の拡散を利用して接合強度を高めることを目的とする。このため、特許文献３には、プレス加工による強加工を受けても剥離や割れを生じず、かつプレス加工後の肌荒れを防止する方法は開示されていない。
特許文献４により開示された発明は、アルミニウム合金層の表面に厚さが１５ｎｍ以上の表面酸化被膜を形成することを目的とする。このため、特許文献４には、プレス加工による強加工を受けても剥離や割れを生じず、かつプレス加工後の肌荒れを防止する方法は開示されていない。
さらに、特許文献５により開示された発明は、圧延集合組織を制御することによってクラッド板の変形異方性を小さくすることを目的とする。このため、特許文献５には、プレス加工による強加工を受けても剥離や割れを生じず、かつプレス加工後の肌荒れを防止する方法は開示されていない。
本発明者は、クラッド板の軟化熱処理によってアルミニウム層に生じる金属組織の変化を詳細に調査した結果、
（Ａ）特定の条件下で圧延により接合したクラッド板では、特に接合界面の近傍のアルミニウム層に大きなせん断歪みを集中して与えることができること、および
（Ｂ）大きなせん断歪みが集中して発生した部位のアルミニウム層は、他の部位のアルミニウム層に比べて低温で再結晶を開始し、また高温かつ長時間の軟化熱処理によっても結晶粒が成長し難く、細粒の状態を維持すること
を知見した。
本発明者は、これらの新規な知見Ａ，Ｂに基づき、接合界面の近傍のアルミニウム層での結晶粒の成長を抑制して、アルミニウム層の接合界面の近傍のみを再結晶させて延性を向上させることにより、上述した課題を解決できることを知見し、本発明を完成した。本発明は以下に列記の通りである。
（１）接合界面を介して接合された第１層および第２層を備えるクラッド板であって、
前記第１層は、フェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかからなり、
前記第２層は、アルミニウムからなり、
前記第２層における、前記接合界面から板厚方向へ１００μｍ離れた位置までの範囲において、長径と短径の比であるアスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であり、かつ、最大の結晶粒径が５０μｍ以下であり、
前記第２層の板厚方向の１／２の位置において、前記アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満である、クラッド板。
（２）第１層、第２層および第３層を備え、前記第１層および前記第２層は第１接合界面を介して接合され、前記第２層および前記第３層は第２接合界面を介して接合されるクラッド板であって、
前記第１層および前記第３層は、フェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかからなり、
前記第２層は、アルミニウムからなり、
前記第２層における、前記第１接合界面から板厚方向へ１００μｍ離れた位置までの範囲、および前記第２層における、前記第２接合界面から板厚方向へ１００μｍ離れた位置までの範囲において、長径と短径の比であるアスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であり、かつ、最大の結晶粒径が５０μｍ以下であり、
前記第２層の板厚方向の１／２の位置において、前記アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満である、クラッド板。
（３）前記第１層の厚さが０．２〜１．０ｍｍ、前記第２層の厚さが０．５〜３．０ｍｍである、１項に記載のクラッド板。
（４）前記第１層および前記第３層の厚さが０．２〜１．０ｍｍ、前記第２層の厚さが０．５〜３．０ｍｍである、２項に記載のクラッド板。
本発明により、金属材料層とアルミニウム層が圧延により強固に接合した、プレス成形後の表面性状に優れるクラッド板を提供できる。このクラッド板は、プレス加工による強加工を受けても剥離や割れを生じない。さらに、このクラッド板は、軟化熱処理によって結晶粒が大きく成長したアルミニウム層に起因する、金属材料層の表面におけるプレス加工後の肌荒れを生じない。
図１は、本発明における第１の実施形態の２層クラッド板を示す断面図である。 図２は、本発明における第２の実施形態の３層クラッド板を示す断面図である。 図３ａ〜図３ｄは、様々な条件で軟化熱処理した２層クラッド板の第１接合界面付近の金属組織を観察した写真である。図３ａは接合したままの２層クラッド板を示し、図３ｂは接合後に３００℃×５０分間の軟化熱処理を施した２層クラッド板を示し、図３ｃは接合後に３００℃×５００分間の軟化熱処理を施した２層クラッド板を示し、図３ｄは接合後に３５０℃×５０分間の軟化熱処理を施した２層クラッド板を示す。 図４は、特定の圧延条件下において、特に第１接合界面の近傍に大きなせん断歪みを集中して発生させた２層クラッド板に対し、様々な条件で軟化熱処理した２層クラッド板の第１接合界面の破壊荷重の測定結果を示すグラフである。 図５は、２層クラッド板の製造工程を模式的に示す説明図である。 図６は、３層クラッド板の製造工程を模式的に示す説明図である。
本発明を説明する。以降の説明では、化学組成に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する。
１．第１の実施形態におけるクラッド板
図１は、本発明における第１の実施形態の２層クラッド板１を示す断面図である。図１に示すように、第1の実施の形態における２層クラッド板１は、第１接合界面６を介して相互に接合された第１層３と第２層４を備える。第１層３は、フェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかからなる。第２層４は、Ａｌ含有量が９９．００％以上のアルミニウム（所謂、工業用純アルミニウム。以下、単にアルミニウムと称する）からなる。２層クラッド板１の構成の詳細については、後述する。
２．本発明の原理
（２−１）第２層４の軟化熱処理と、プレス加工後の第１層３の肌荒れとの関係
加工特性が異なる異種の金属材料を備えるクラッド板をプレス加工する場合、これらの異種の金属材料が一体に変形することが重要である。
そのためには、クラッド板の圧延による接合により充分な接合強度を得ることが重要である。これに加えて、接合界面の近傍の構成材料が展伸性に富むことにより、プレス加工中の接合界面に生じるせん断歪みを吸収でき、これにより、接合界面の破壊を防止できることが重要である。
圧延により接合したままのクラッド板は、個々の構成材料が加工硬化しているため、焼鈍材よりも延性が劣る。第１層３の軟化温度は第２層４の融点よりも高い。このため、第１層３を十分に焼き鈍すことはできない。これに対し、第２層４は、第１層３に影響を与えることなく軟化熱処理できる。このため、第２層４の軟化熱処理を行うことは、クラッド板１のプレス成形性の改善に有効である。
第２層４に充分に軟化熱処理を行うと、第２層４は必然的に再結晶する。特にＡｌ含有量が９９．００％以上のアルミニウムのような純金属に高温かつ長時間の軟化熱処理を行うと、第２層４の結晶粒が大きく成長する。このように結晶粒が粗大化した第２層４を有するクラッド板１をプレス加工すると、プレス荷重によって第２層４の結晶粒が第１層３の表面に転写されるため、第１層３の表面に肌荒れを生じる。
（２−２）クラッド板１の軟化熱処理による金属組織の変化（第１接合界面６の近傍での大きなせん断歪みの集中）
本発明者は、クラッド板１の軟化熱処理による金属組織の変化を詳細に検討した結果、以下の知見を得た。
先ず、圧延による接合の際に第２層４の内部で発生する歪み量に注目して様々な解析を行った。その結果、特定の圧延条件下では、特に第１接合界面６の近傍に大きなせん断歪みが集中して発生することが判明した。このような大きなせん断歪みの局部的な集中は、第１層３の変形抵抗と第２層４の変形抵抗が大きく異なり、かつ高圧下および高摩擦の条件下で圧延により接合した場合に、発現する。
大きなせん断歪みが集中して蓄積された部位を含む第２層４に、通常の焼きなまし温度である３４５℃〜４００℃程度よりも低温の軟化熱処理、具体的には２５０℃〜３００℃で５０分間以下の条件で熱処理を行うと、大きなせん断歪みが蓄積された部位だけが選択的に再結晶する。この理由は、第２層４が、多量に蓄積された転位の移動と消滅を伴って再結晶の核を生成し易い状態にあるため、と考えられる。
図３ａ〜図３ｄは、様々な条件で軟化熱処理した２層クラッド板１の第１接合界面６付近の金属組織を観察した写真である。
図３ａは接合したままの２層クラッド板１を示し、図３ｂは接合後に３００℃×５０分間の軟化熱処理を施した２層クラッド板１を示し、図３ｃは接合後に３００℃×５００分間の軟化熱処理を施した２層クラッド板１を示し、図３ｄは接合後に３５０℃×５０分間の軟化熱処理を施した２層クラッド板１を示す。図３ａ〜３ｄでは、第１接合界面６より下側が第１層３であり、第１接合界面６より上側が第２層４である。また、第１接合界面６は第１層３および第２層４の間の直線部分により示される。
図３ａに示すように、圧延により接合したままの２層クラッド板１の第２層４には、接合界面６からおよそ１５０μｍまでの範囲に、圧延時に受けたせん断歪みが特に強く観察されるせん断強加工域が確認される。
図３ｂに示すように、図３ａにおけるせん断強加工域に相当する部分のみが再結晶して、細粒組織が形成される。この細粒組織よりも第１接合界面６からより離れた部位の金属組織は、加工組織のままであり、所定の時間の軟化熱処理を施しても再結晶しない。
図３ｃ，３ｄに示すように、図３ｂよりもさらに高温または長時間の軟化熱処理を行うと、細粒組織よりも第１接合界面６から離れた部位も再結晶する。また、図３ａにおけるせん断強加工域に相当する部分は細粒組織を保ったままであり、結晶粒の成長が見られなかった。しかし、細粒組織よりも第１接合界面６より離れた部位では結晶粒が大きく成長した。
図３ｂ〜３ｄに示される現象は、２層クラッド板１を一定の条件下で圧延により接合した場合に、特に第１接合界面６の近傍で特徴的に生じる現象に起因する。すなわち、硬質な第１層３と軟質な第２層４が同時に変形することによって生じた大きな歪み差と、第１接合界面６に生じる大きな摩擦力とによって、特に圧延接合時の第１接合界面６の近傍に大きなせん断変形が局部的に生じる。
その結果、強いせん断歪みが蓄積された領域が第２層４の第１接合界面６の近傍に生じる。この２層クラッド板１に軟化熱処理を施すと、第２層の第１接合界面６の近傍は多量に蓄積された転位の移動と消滅を伴って、再結晶の核を生成し易い状態にあるため、他の部位よりも低温の軟化熱処理により再結晶が選択的に進行する。
第１接合界面６の近傍には、２層クラッド板１の素材の表面に存在した酸化物などの表面皮膜が不純物として存在し、その一部は地金表面に浸透する。そのため、第１接合界面６の近傍では、結晶粒の成長が阻害され、高温かつ長時間の軟化熱処理を行っても結晶粒が大きくなり難い。
（２−３）２層クラッド板１のプレス加工性および肌荒れの改善
本発明では、接合圧延後の軟化熱処理条件に基づく金属組織の変化を、２層クラッド板１のプレス加工性の改善に有効に活用する。具体的には、先ず、後述する特定の圧延条件下において、第１接合界面６の近傍に大きなせん断歪みを集中して発生させて２層クラッド板１を作製する。
続いて、２層クラッド板１に対し、熱処理によって金属組織に変化を与え、プレス加工中の第１接合界面６に生じるせん断歪みを吸収させるために必要な第２層４の展伸性を、第１接合界面６の近傍で局部的に増大させる。さらに、第１接合界面６の近傍よりも離れた部位では、結晶粒の成長を一定範囲内に制御する。これにより、第２層４の結晶粒径の粗大化に起因する第１層３の表面の肌荒れを防止する。
また、本発明では、第１接合界面６の近傍における第２層４の軟化を選択的に行うことにより、第１接合界面６の破壊荷重を増大させる。図４に示す第１接合界面６の破壊荷重を測定した結果を参照しながら、第２層４の第１接合界面６の近傍だけの展伸性を改善することにより、プレス加工中の接合界面に生じるせん断歪みが有効に吸収されることを説明する。
図４は、後述する特定の圧延条件下において、特に第１接合界面６の近傍に大きなせん断歪みを集中して発生させた２層クラッド板１に対し、様々な条件で軟化熱処理した２層クラッド板１の第１接合界面６の破壊荷重の測定結果を示すグラフである。
この際の圧延条件は、素材として、厚さ０．６ｍｍのＪＩＳ Ｇ４３０５（２０１２）に規定されたＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌステンレス鋼と、厚さ３．７ｍｍのＪＩＳ Ｈ ４０００（２００６）に規定されたＡ１１００アルミニウムを用い、圧延に先立ってＡ１１００アルミニウムを４６０℃に加熱することによって完全軟化した。その後、軸方向の表面粗さとして最大高さＲｙが１．１５μｍのワークロールを用い、２５０℃の温度で圧延することによって厚さ２．５ｍｍの２層クラッド板を得た。この際のワークロールに対するＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌステンレス鋼の巻き付け角度は８度とし、Ａ１１００アルミニウムの巻き付け角度は０度とするとともに、上下ワークロールの周速度は同一で１０ｍ／ｍｉｎとした。
２層クラッド板１の第１接合界面６の破壊荷重の測定方法は様々知られるが、この測定では、測定対象となるクラッド板１から幅１０ｍｍ、長さ１５０ｍｍのサンプルを切り出し、長手方向の端面の一方を機械的に剥離した後に、その両端を引張試験装置に保持してクロスヘッド速度１５０ｍｍ／ｍｉｎで引っ張った際のクロスヘッド荷重を試験片幅で除した値により、単位幅当たりの剥離強度とする方法を用いた。
図４のグラフに示すように、２層クラッド板１の接合後の熱処理温度が２００℃を超えると、第１接合界面６の破壊に要する荷重が増大し始める。軟化熱処理温度が３００℃である場合、軟化熱処理時間が５〜５００分間である場合のいずれであっても、第１接合界面６の破壊荷重は変わらない。
この条件では、図３ｂ，３ｃに示されるように、第１接合界面６の近傍の結晶組織は、いずれも細粒の結晶組織である。第１接合界面６の近傍よりも離れた部位では、５〜５０分間軟化熱処理材のいずれもが未再結晶の加工組織であり、５００分間軟化熱処理材が結晶粒の大きな結晶組織であった。
すなわち、２層クラッド板１の第１接合界面６の破壊荷重には、主に第１接合界面６の近傍の第２層４の加工特性が影響し、第１接合界面６の近傍以外の第２層４の加工特性は殆ど影響しない。
つまり、２層クラッド板１のプレス加工性は、第１接合界面６の近傍の第２層４の加工特性だけを改善すれば、充分に改善できる。つまり、熱処理による第１接合界面６の破壊荷重の変化は、第１接合界面６の近傍の第２層４の軟化のみによって決定され、第１接合界面６から２００μｍ以上離れた位置の再結晶や軟化は、第１接合界面６の破壊荷重の変化に影響を及ぼさない。
３．第１の実施形態の２層クラッド板１の構成
本実施形態の２層クラッド板１は、第１接合界面６を介して相互に接合された第１層３および第２層４を有する。第１層３は、フェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかからなる。第２層４はアルミニウムからなる。
（３−１）第１層３
第１層３には、第２層４のアルミニウムの欠点である耐疵付き性や耐食性を補うものであってアルミニウムと圧延接合が可能な金属を使用することが好ましい。例えば、鍋釜など一般器物用途にはオーステナイト系ステンレス鋼やチタン、さらには炭素鋼等が好ましく、特に誘導加熱調理器の器物に用いる場合にはフェライト系ステンレス鋼を用いることが望ましい。以下、第１層３に用いる金属を説明する。
［オーステナイト系ステンレス鋼］
（Ａ）化学組成
オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、例えば、Ｃ：０−０．１５％、Ｓｉ：０−１．７０％、Ｍｎ：０−５．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎｉ：６．０−２２．０％、Ｃｒ：１１．０−２６．０％、Ｍｏ：０−３．５０％、Ｃｕ：０−３．５％、Ｎ：０−０．３０％、Ｎｂ：０−１．００％、Ｖ：０−１．００％、Ｔｉ：０−１．００％、Ｂ：０−０．１０％、Ａｌ：０−０．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物の鋼である。
(Ｂ)規格例
オーステナイト系ステンレス鋼は、ＪＩＳ Ｇ４３０５：２０１２の表３に規定された化学組成を満たす鋼であることが好ましい。具体的には、ＪＩＳ Ｇ４３０５：２０１２のＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３０４Ｎ２，ＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳＵ３１６，ＳＵＳ３１６Ｌが例示される。
（Ｃ）厚さ
オーステナイト系ステンレス鋼を第１層３および第３層５に用いた場合、それぞれの接合後の厚さは、例えば、０．２〜１．０ｍｍである。厚さの下限は０．４ｍｍでもよく、上限は０．８ｍｍでもよい。
オーステナイト系ステンレス鋼は、深絞り成形した製品の強度や耐食性を担うが、その効果は厚さが０．２ｍｍ以上あれば得られる。厚さが０．２ｍｍを下回ると、圧延による接合時に座屈変形して接合性を阻害するおそれがある。一方、厚さが１．０ｍｍを超えると、本発明が対象とする深絞り加工には不適当となる。
［チタン］
（Ａ）化学組成
チタンの化学組成は、例えば、Ｎ：０−０．０３％、Ｃ：０−０．０８％、Ｈ：０−０．０１３％、Ｆｅ：０−０．２５％、Ｏ：０−０．２０％、Ｍｎ：０−０．５０％、Ｓｉ：０−０．３０％、上記およびＴｉを除く元素：各々０−０．２％、且つその合計は０−０．５％、残部：Ｔｉである。
(Ｂ)規格例
チタンは、具体的には、ＪＩＳ Ｈ４６００：２０１２の１種または２種であり、具体的にはＴＰ２７０Ｃ、ＴＰ３４０Ｃが例示される。
（Ｃ）厚さ
チタンを第１層３に用いた場合、接合後の厚さは、例えば、０．２〜１．０ｍｍである。厚さの下限は０．４ｍｍでもよく、上限は０．８ｍｍでもよい。
チタンは、深絞り成形した製品の強度や耐食性を担うが、その効果は厚さが０．２ｍｍ以上あれば得られる。厚さが０．２ｍｍを下回ると、圧延による接合時に座屈変形して接合性を阻害するおそれがある。一方、厚さが１．０ｍｍを超えると、本発明が対象とする深絞り加工には不適当となる。
［炭素鋼］
（Ａ）化学組成
炭素鋼の化学組成は、例えば、Ｃ：０−０．１２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１０−１．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｕ：０−０．２５％、Ｎｉ：０−０．２５％、Ｃｒ：０−０．２５％、Ｍｏ：０−０．０８％、Ｎｂ：０−０．０５０％、Ｖ：０−０．０５％、Ｔｉ：０−０．０２％、Ｂ：０−０．００５０％、Ｎ：０−０．００８０％、Ｏ：０−０．００８０％、Ａｌ：０−０．０８０％、残部：Ｆｅおよび不純物である。
(Ｂ)規格例
本発明に係る炭素鋼は、具体的には、ＪＩＳ Ｇ３１４１：２０１７のＳＰＣＤ(Steel Plate Cold Deep drawn)またはＳＰＣＥ(Steel Plate Cold deep drawn Extra)のような冷間圧延鋼板と冷間圧延鋼帯が例示される。強度（ＴＳ）は２７０−４９０ＭＰａが好ましい。
（Ｃ）厚さ
チタンを第１層３に用いた場合、接合後の厚さは、例えば、０．２〜１．０ｍｍである。厚さの下限は０．４ｍｍでもよく、上限は０．８ｍｍでもよい。炭素鋼は、深絞り成形した製品の強度や耐食性を担うが、その効果は厚さが０．２ｍｍ以上あれば得られる。厚さが０．２ｍｍを下回ると、接合時に座屈変形して接合性を阻害するおそれがある。一方、厚さが１．０ｍｍを超えると、本発明が対象とする深絞り加工には不適当となる。
［フェライト系ステンレス鋼］
（Ａ）化学組成
フェライト系ステンレス鋼の化学組成は、例えば、Ｃ：０−０．１２％、Ｓｉ：０−１．００％、Ｍｎ：０−１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎｉ：０−０．５０％、Ｃｒ：１１．０−３２．０％、Ｍｏ：０−２．５０％、Ｃｕ：０−１．０％、Ｎ：０−０．０２５％、Ｎｂ：０−１．００％、Ｖ：０−１．００％、Ｔｉ：０−１．００％、Ｂ：０−０．１０％、Ａｌ：０−０．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物である。
(Ｂ)規格例
フェライト系ステンレス鋼は、具体的には、ＪＩＳ Ｇ４３０５：２０１２の表５に規定された化学成分を満たす鋼であり、ＪＩＳ Ｇ４３０５：２０１２のＳＵＳ４３０，ＳＵＳ４３０ＬＸ、ＳＵＳＵ４３０Ｊ１Ｌ，ＳＵＳ４４４が例示される。
（Ｃ）厚さ
フェライト系ステンレス鋼を第１層３に用いた場合、接合後の厚さは、例えば、０．２〜１．０ｍｍである。厚さの下限は０．４ｍｍでもよく、上限は０．８ｍｍでもよい。
フェライト系ステンレス鋼は、深絞り成形した製品の強度や耐食性を担うが、その効果は厚さが０．２ｍｍ以上あれば得られる。厚さが０．２ｍｍを下回ると、圧延による接合時に座屈変形して接合性を阻害するおそれがある。一方、厚さが１．０ｍｍを超えると、本発明が対象とする深絞り加工には不適当となる。
（３−２）第２層４
本発明に係る２層クラッド板１は、第２層４として、ＪＩＳ Ａ１１００やＡ１０５０などで規定されるアルミニウムを用いることが好ましい。第２層４としてアルミニウムを用いる理由は、熱伝達性能や軽量性など製品としての性能に優れるためである。また、特に圧延接合後の軟化熱処理によって接合界面の近傍の延性を改善でき、プレス成形性とプレス加工後の耐肌荒れ性を改善できるためである。以下、第２層４に用いるアルミニウムについて説明する。
［アルミニウム］
（Ａ）化学組成
アルミニウムの化学組成は、例えば、Ａｌ含有量が９９．００％以上のアルミニウムであり、Ａｌ以外に、不純物としてＳｉ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｇａ，Ｖ，Ｎ，Ｎｉ，Ｂ，Ｚｒ，Ｔｉなどを含有してもよい。ただし、これらの元素の含有量の合計は１．００％以下である。これらの元素の含有量の合計の下限を規定する必要はないが、下限を０％としてもよい。
(Ｂ)規格例
アルミニウムは、具体的には、ＪＩＳ Ｈ４０００：２０１４の合金番号１０８５，１０８０，１０７０，１０６０，１０５０，１０５０Ａ，１１００，１１００Ａを満足するアルミニウムが例示される。
（Ｃ）厚さ
接合後のアルミニウムの厚さは、例えば、０．５〜３．０ｍｍである。厚さの下限は１．５ｍｍでもよく、上限は２．５ｍｍでもよい。
アルミニウムは、最終製品での熱伝達を担うが、その厚さが０．５ｍｍを下回ると、充分な熱伝達特性が得られない。アルミニウム層の厚さが３．０ｍｍを超えると、本発明が対象とする深絞り加工に不適当になる。
（３−３）第２層４の金属組織
本発明の特徴は、２層クラッド板１における第２層４の材料特性ならびに結晶組織の制御にある。本実施形態の２層クラッド板１では、圧延方向に平行な断面において、第１接合界面６から第２層４側へ１００μｍ離れた位置までの範囲において、再結晶組織となる。具体的には、この範囲において、長径と短径の比であるアスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であり、かつ、最大の結晶粒径が５０μｍ以下の金属組織となる。
ここで、最大の結晶粒径とは、１００個以上の結晶粒径を測定し、粒径が大きい順に並べた場合、上位２％の順位の結晶粒径とする。例えば、１５０個の結晶粒径を測定した場合、３番目に大きい結晶粒径を、最大結晶粒径とする。
このような組織となった場合、プレス成形加工中の第１接合界面６に生じるせん断歪みを吸収させるために必要なアルミニウムの展伸性を、第１接合界面６で局部的に増大させることができる。
さらに、本実施形態のクラッド板は、圧延方向に平行な断面において、第２層４の板厚方向の１／２の位置において、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満である。
一般的には、第２層４において、第１接合界面６から離れれば離れるほど、粗大な再結晶粒が成長し易い傾向にある。そこで、第１接合界面６から第２層側へ２００μｍ以上離れた金属組織の観察は、第２層４の板厚方向の１／２の位置で行うこととする。
具体的には、本発明に係る２層クラッド板１では、第２層４において、第２層４の厚さの１／２の位置にて、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満である。これにより、第２層４のアルミニウムの結晶粒に起因した、プレス成形後における第１層３の表面の肌荒れを抑制することができる。
第２層４の前記範囲の金属組織は、この範囲の金属組織を１００倍の顕微鏡写真で観察し、接合界面６，７に沿った長さ５ｍｍにわたる合計１００μｍ×５．０ｍｍ＝０．５ｍｍ２以上の範囲(視野)に観察される各々の結晶粒（ただし、測定した結晶粒の個数は１００個以上とする。）について、長辺と短辺のアスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率および、最大の結晶粒径を測定することにより、確認される。
具体的には、第２層４の前記範囲の金属組織が再結晶組織であることは、上記アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であるとともに、最大の結晶粒径が５０μｍ以下であることによって、確認される。
第２層４において、第２層４の厚さの１／２の位置の金属組織が、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満であることは、以下に説明する手法により確認される。すなわち、第２層４の厚さの１／２の位置を１００倍の顕微鏡写真で観察し、０．５ｍｍ２以上の範囲(視野)に観察される金属組織において、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満であることにより、確認される。
これにより、第２層４における上記範囲以外の金属組織のうち５０％以上の面積が展伸粒で占められるため、少なくともプレス加工後の第１層３の肌荒れの原因になる粗大な結晶組織が存在しない。
４．第１の実施形態の２層クラッド板１の製造方法
図５は、２層クラッド板１の製造工程を模式的に示す説明図である。
２層クラッド板１を構成する第１層３と第２層４の変形能が大きく異なること、および、第１接合界面６に大きなせん断応力が加わることが、第１接合界面６の近傍での局所的な金属組織の変化を生じるために、重要である。
第１の実施の形態における２層クラッド板１は、以下の（４−１）〜（４−３）の工程を経て製造されることが好ましい。なお、本発明では、素材１２として上述のフェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかを用い、素材１３として、上述のアルミニウムを用いる。なお、（４−１）〜（４−３）の工程を経て製造された２層クラッド板１における第１層３および第２層４の成分は、素材１３および素材１２の成分と同等である。
（４−１）素材１３に対する軟化熱処理
第１層３と第２層４とのそれぞれの変形能の差異を最大化するために、第２層４を形成する素材１３の完全軟化が有効である。本発明では、
（ｉ）圧延による接合の前に、素材１３に対し、３５０℃以上、望ましくは４００℃以上での軟化熱処理を施すこと
が好ましい。
（４−２）熱間圧延接合
軟化熱処理された素材１３と、素材１２とをワークロール１０、１１を用いた熱間圧延により接合する。接合圧延時の温度は、２００℃〜３５０℃、さらに好ましくは２００℃〜３００℃、とすることが好ましい。又、接合の際、第１接合界面６におけるせん断応力を増大させるためには、ワークロール１０，１１と素材１２，１３の間の摩擦係数を増大することが有効である。
しかし、圧延による接合時におけるワークロール１０，１１と素材１２，１３の間の摩擦係数を測定することは技術的に困難である。このため、摩擦係数の増大に有効な種々の圧延条件で圧延試験を行い、第２層４の第１接合界面６の近傍に所望のせん断歪みが導入される条件を検討した。その結果、第２層４の第１接合界面６の近傍に大きなせん断歪みが導入される条件の一例として、上述の条件（ｉ）に加え、以下に列記の条件（ｉｉ）〜（ｉｖ）を見出した。これらの条件を順次説明する。
（ｉｉ）第１層３の素材１２に直接接触するワークロール１０の表面粗度を、少なくともワークロール１０の表面の法線方向において、最大高さＲｙ≧１．０μｍ、好ましくは算術平均粗さＲａ≧０.２μｍとする。または、ワークロール１０の研磨目をワークロール１０の軸方向と平行に研磨する。もしくはワークロール１０をショットブラストもしくはレーザー加工によりダル表面とする。これらのいずれかにより、少なくともワークロール１０の表面の法線方向において、最大高さＲｙ≧０．５μｍ、好ましくは算術平均粗さＲａ≧０．１μｍとすることが好ましい。
２層クラッド板１の製造では、第２層４の素材１３に直接接触するワークロール１１の表面粗度は、考慮する必要はないが、ワークロール１０と同様の表面粗度とすることが、製造上の簡便さから好ましい。
（ｉｉｉ）２層クラッド板１の目標板厚ｔ（ｍｍ）および圧下量Δｈ（ｍｍ）が、ワークロール１０の半径Ｒ（ｍｍ）との間にＲ≧（１６×ｔ２）／Δｈにより示される関係を満足する。このような条件は、各素材１２とワークロール１０の間の摩擦係数を有効に増大させるために、好ましい。
ワークロール１０の表面粗度を粗くしても、圧延時のワークロール１０の接触長さ(接触弧長とも称す)が、圧延後の２層クラッド板１の板厚(目標板厚ｔに相当)に対して短い場合には、摩擦係数を増大する効果を有効に得られない。この理由は、素材１２とワークロール１０の間では滑りが生じ易く、ワークロール１０の接触長さが短い場合、この滑りを十分に抑制できず、摩擦係数を効果的に増大させることができないためである。
素材１２とワークロール１０の間での滑りを抑制するためには、ワークロール１０と素材１２が接触する長さを長くすること、例えば、（ｉｉｉ）の条件や後述する（ｉｖ）の条件を満足することが例示される。
（ｉｖ）圧延機の入側において、素材１２のワークロール１０に対する巻き付け角度θ１を規定することが好ましい。巻き付け角度θ１を設けることにより、素材１２がワークロール１０に対して巻き付き、素材１２に対する拘束力が高まり、素材１２とワークロール１０の間での滑りが抑制される。
圧延機の入側では、素材１２の速度がワークロール１０の周速度よりも遅くなる。このため、巻き付け角度θ１を過大に設定すると、ワークロール１０と素材１２との間の速度差を解消できず、素材１２がシワ状に変形して平坦に圧延できなくなる。このため、巻き付け角度θ１に上限を設けることが好ましい。
素材１２よりも軟質な素材１３では、素材１３の速度とワークロール１１の周速度との差が顕著であるとともに素材１３の座屈限界も小さい。このため、素材１３に対する巻き付け角度θ２は実用的な範囲でできるだけ小さく設定することが好ましい。
例えば、ワークロール１０,１１の軸方向と直交する断面において、各々の中心を結ぶ線に垂直な方向を圧延機のパスラインとし、圧延機の入側へ導入される素材１２とパスラインとのなす角度で表される巻き付け角度θ１（ｒａｄ）が、Ｒ×（θ１）２／Δｈが１．０〜４．０の範囲となるように設定するとともに、圧延機の入側へ導入される素材１３とパスラインとのなす角度で表される巻き付け角度θ２（ｒａｄ）が、Ｒ×（θ２）２／Δｈが１．０以下の範囲となるように設定することが好ましい。
なお、例えば特公平２−１９７５８号公報には、クラッド板を構成する軟質な素材および硬質な素材のうちの軟質な素材を圧延ロールに巻き付け、その圧延ロールの周速度を、他方の圧延ロールの周速度よりも低速とすることによって、各素材の圧下率を調整する方法が開示されている。
しかし、この方法では、軟質な素材の圧下率が硬質の素材の圧下率よりも大きいために、入側速度が遅くなる素材と同調する方向で、圧延ロールの周速度が遅く調整されている。このため、圧延ロールと素材との間のせん断歪みが緩和され、これにより、対向する位置にある接合界面においてもせん断歪みが小さくなる。
このため、この方法では、接合界面のせん断歪みを高めることはできない。このため、本発明では、一対の圧延ロール１０，１１の周速度を異ならせる異周速圧延は行わず、一対の圧延ロール１０，１１の周速度を同じとする同周速圧延を行う。
（４−３）接合後の軟化熱処理
ワークロール１０、１１により圧延接合された２層クラッド板１に対して、軟化熱処理を行う。接合後の軟化熱処理の条件は、２５０℃〜３００℃、かつ５０分間以下であることが好ましい。以下、接合後の軟化熱処理の詳細を説明する。（ｉ）〜（ｉｖ）の条件により圧延接合して製造された２層クラッド板１では、第２層４の第１接合界面６の近傍に大きなせん断ひずみを蓄積させることができる。
この２層クラッド板１に対して、２５０℃〜３００℃、かつ５０分間以下の条件で軟化熱処理を行う。これにより、第１接合界面６の近傍における第２層４が選択的に軟化される。又、少なくとも第１接合界面６と接する第２層４は、第１接合界面６から１００μｍまでの範囲において細粒の再結晶組織となり、この範囲以外では第２層４での結晶粒成長が抑制される。
このように、本発明では、第１接合界面６の近傍における第２層４の軟化を選択的に行うため、接合界面の破壊荷重が高まるとともに、第２層４の粒径が小さくなる。これにより、２層クラッド板１に複雑な形状へのプレス加工や高い荷重のプレス加工を行っても、第１接合界面６における剥離が抑制されるとともに、プレス加工後の第１層３の肌荒れを防止できる。
５．第２の実施形態におけるクラッド板
図２は、本発明における第２の実施形態の３層クラッド板２を示す断面図である。図２に示すように、第２の実施の形態における３層クラッド板２は、第１層３、第２層４、第３層５を備え、第１層３と第２層４は第１接合界面６を介して接合され、第２層４と第３層５は、第２接合界面７を介して接合される。
３層クラッド板２は、２層クラッド板１に第３層５を追加したものである。このため、３層クラッド板２についても２層クラッド板１と同様の原理により、圧延接合条件および、３層クラッド板２に対する熱処理条件を所定の条件とすることにより、２層クラッド板１と同様の効果が得られる。
すなわち、３層クラッド板２においても、接合界面の破壊荷重が高まるために、複雑な形状へのプレス加工や高い荷重のプレス加工を行っても第１接合界面６および第２接合界面７に剥離が生じないとともに、第２層４の粒径が小さいことから、プレス加工後の第１層３および第３層５の肌荒れを防止できる。
６．第２の実施形態の３層クラッド板２の構成
本実施形態の３層クラッド板２は、板厚方向へ順に第１層３、第２層４および第３層５を有する。第１層３と第２層４は、第１接合界面６を介して相互に接合され、第２層４と第３層５は、第２接合界面７を介して接合される。第１層３および第３層５は、フェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかからなる。第２層４はアルミニウムからなる。
（６−１）第１層３および第３層５
第１層３および第３層５には、第２層４のアルミニウムの欠点である耐疵付き性や耐食性を補うものであってアルミニウムと圧延接合が可能な金属を使用することが好ましい。例えば、鍋釜など一般器物用途にはオーステナイト系ステンレス鋼やチタン、さらには炭素鋼等が好ましく、特に誘導加熱調理器の器物に用いる場合にはフェライト系ステンレス鋼を用いることが望ましい。
３層クラッド板２の第１層３および第３層５に用いる金属の化学組成、厚さ、機械的特性は、２層クラッド板１の第１層３に用いる上述の金属と同じである。このため、３層クラッド板２の第１層３および第３層５に用いる金属の説明は省略する。
（６−２）第２層４
３層クラッド板２の第２層４に用いる金属の化学組成、厚さ、機械的特性は、２層クラッド板１の第２層４に用いる上述の金属と同じである。このため、３層クラッド板２の第２層４に用いる金属の説明は省略する。
（６−３）第２層４の金属組織
本発明の特徴は、３層クラッド板２における第２層４の材料特性ならびに結晶組織の制御にある。本実施形態の３層クラッド板２では、圧延方向に平行な断面において、第１接合界面６および第２接合界面７から第２層４側へ１００μｍ離れた位置までの範囲で再結晶組織となる。具体的には、この範囲において、長径と短径の比であるアスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であり、かつ、最大の結晶粒径が５０μｍ以下の金属組織となる。最大の結晶粒径は、２層クラッド板１と同様に求める。
このような組織となった場合、プレス成形加工中の第１接合界面６および第２接合界面７に生じるせん断歪みを吸収させるために必要なアルミニウムの展伸性を、第１接合界面６および第２接合界面７の近傍で局部的に増大させることができる。
一般的に、第２層４において、第１接合界面６、又は第２接合界面７から離れれば離れるほど、粗大な再結晶粒が成長し易い傾向にある。そこで、第１接合界面６、第２接合界面７から第２層４側へ２００μｍ以上離れた金属組織の観察は、圧延方向に平行な断面において、第２層４の厚さの１／２の位置で行うこととする。
具体的には、本実施形態の３層クラッド板２では、第２層４において、第２層の板厚方向の１／２の位置にて、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満である。これにより、第２層４のアルミニウムの結晶粒に起因した、プレス成形後における第１層３、第３層５の表面の肌荒れを抑制することができる。
第２層４の前記範囲の金属組織は、２層クラッド板１の第２層４の前記範囲の金属組織の測定法と同じ測定法により、確認される。具体的には、第２層４の前記範囲の金属組織が再結晶組織であることは、上記アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であるとともに、最大の結晶粒径が５０μｍ以下であることによって、確認される。
第２層４において、第２層４の厚さの１／２の位置における、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満であることは、第２層４の厚さの１／２の位置を１００倍の顕微鏡写真で観察し、０．５ｍｍ２以上の範囲(視野)に観察される金属組織において、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満であることにより、確認される。
これにより、第２層４における上記範囲以外の金属組織のうち５０％以上の面積が展伸粒で占められるため、少なくともプレス加工後の第１層３および第３層５の肌荒れの原因になる粗大な結晶組織が存在しない。
７．第２の実施形態の３層クラッド板２の製造方法
図６は、３層クラッド板２の製造工程を模式的に示す説明図である。
３層クラッド板２を構成する第１層３および第３層５と第２層４との変形能が大きく異なること、および、第１接合界面６および第２接合界面７に大きなせん断応力が加わることが、第１接合界面６および第２接合界面７の近傍での局所的な金属組織の変化を生じるために、重要である。
第２の実施の形態における３層クラッド板２は、以下の（７−１）〜（７−３）の工程を経て製造されることが好ましい。なお、本発明では、素材１２、１４として上述のフェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかを用い、素材１３として、上述のアルミニウムを用いる。
なお、（７−１）〜（７−３）の工程を経て製造された３層クラッド板２における第１層３、第２層４および第３層５のそれぞれの成分は、素材１３、素材１２、および素材１４の成分と同等である。
（７−１）素材１３に対する軟化熱処理
第１層３および第３層５と第２層４のそれぞれの変形能の差異を最大化するために、第２層４を形成する素材１３の完全軟化が有効である。本発明では、（ｉ）圧延による接合の前に、素材１３に対し、３５０℃以上、望ましくは４００℃以上での軟化熱処理を施すことが好ましい。
（７−２）熱間圧延接合
軟化熱処理された素材１３と、素材１２、１４とをワークロール１０、１１を用いた熱間圧延により接合する。接合圧延時の温度は、２００℃〜３５０℃、さらに好ましくは２００℃〜３００℃とすることが好ましい。又、接合の際、第１接合界面６および第２接合界面７におけるせん断応力を増大させるためには、ワークロール１０，１１と素材１２，１４の間の摩擦係数を増大することが有効である。
しかし、圧延による接合時におけるワークロール１０，１１と素材１２，１４の間の摩擦係数を測定することは技術的に困難である。このため、摩擦係数の増大に有効な種々の圧延条件で圧延試験を行い、第２層４の接合界面６，７の近傍に所望のせん断歪みが導入される条件を検討した。その結果、第２層４の第１接合界面６および第２接合界面７の近傍に大きなせん断歪みが導入される条件の一例として、上述の条件（ｉ）に加え、以下に列記の条件（ｉｉ）〜（ｉｖ）を見出した。これらの条件を順次説明する。
（ｉｉ）第１層３，第３層５の素材１２，１４に直接接触するワークロール１０，１１の表面粗度を、少なくともワークロール１０，１１の表面の法線方向において、最大高さＲｙ≧１．０μｍ、好ましくは算術平均粗さＲａ≧０.２μｍとする。または、ワークロール１０，１１の研磨目をワークロール１０，１１の軸方向と平行に研磨する。もしくはワークロール１０，１１をショットブラストもしくはレーザー加工によりダル表面とする。これらのいずれかにより、少なくともワークロール１０，１１の表面の法線方向において、最大高さＲｙ≧０．５μｍ、好ましくは算術平均粗さＲａ≧０．１μｍとすることが好ましい。
（ｉｉｉ）３層クラッド板２の目標板厚ｔ（ｍｍ）および圧下量Δｈ（ｍｍ）が、ワークロール１０，１１の半径Ｒ（ｍｍ）との間にＲ≧（１６×ｔ２）／Δｈにより示される関係を満足する。このような条件は、各素材１２，１４とワークロール１０，１１の間の摩擦係数を有効に増大させるために、好ましい。
ワークロール１０，１１の表面粗度を粗くしても、圧延時のワークロール１０，１１の接触長さ(接触弧長とも称す)が、圧延後のクラッド板１の板厚(目標板厚ｔに相当)に対して短い場合には、摩擦係数を増大する効果を有効に得られない。この理由は、素材１２，１４とワークロール１０，１１の間では滑りが生じ易く、ワークロール１０，１１の接触長さが短い場合、この滑りを十分に抑制できず、摩擦係数を効果的に増大させることができないためである。
素材１２，１４とワークロール１０，１１の間での滑りを抑制するためには、ワークロール１０，１１と素材１２，１４が接触する長さを長くすること、例えば、（ｉｉｉ）の条件や後述する（ｉｖ）の条件を満足することが例示され、（ｉｉｉ）の条件および（ｉｖ）の条件を組み合わせることが特に好ましい。
（ｉｖ）圧延機の入側において、素材１２，１４のワークロール１０，１１に対する巻き付け角度θ１，θ３を規定することが好ましい。巻き付け角度θ１，θ３を設けることにより、素材１２，１４がワークロール１０，１１に対して巻き付き、素材１２、１４に対する拘束力が高まり、素材１２，１４とワークロール１０，１１との間での滑りが抑制される。
圧延機の入側では、素材１２，１４の速度がワークロール１０，１１の周速度よりも遅くなる。このため、巻き付け角度θ１，θ３を過大に設定すると、ワークロール１０，１１と素材１２，１４との間の速度差を解消できず、素材１２，１４がシワ状に変形して平坦に圧延できなくなる。このため、巻き付け角度θ１，θ３に上限を設けることが好ましい。
素材１２，１４よりも軟質な素材１３では、素材１３の速度とワークロール１０，１１の周速度との差が顕著であるとともに素材１３の座屈限界も小さい。このため、素材１３に対する巻き付け角度θ２は実用的な範囲でできるだけ小さく設定することが好ましい。
例えば、ワークロール１０，１１の軸方向と直交する断面において、各々の中心を結ぶ線に垂直な方向を圧延機のパスラインとし、圧延機の入側へ導入される素材１２，１４とパスラインとのなす角度で表される巻き付け角度θ１，θ３（ｒａｄ）が、Ｒ×（θ１）２／Δｈが１．０〜４．０，Ｒ×（θ３）２／Δｈが１．０〜４．０の範囲となるように設定するとともに、圧延機の入側へ導入される素材１３とパスラインとのなす角度で表される巻き付け角度θ２（ｒａｄ）が、Ｒ×（θ２）２／Δｈが１．０以下の範囲となるように設定することが好ましい。
本実施形態の３層クラッド板２は、上述したように、一対の圧延ロール１０，１１の周速度を異ならせる異周速圧延は行わず、一対の圧延ロール１０，１１の周速度を同じとする同周速圧延を行う。
（７−３）接合後の軟化熱処理
ワークロール１０、１１により圧延接合された３層クラッド板２に対して、軟化熱処理を行う。接合後の軟化熱処理の条件は、２５０℃〜３００℃、かつ５０分間以下であることが好ましい。以下、接合後の軟化熱処理の詳細を説明する。（ｉ）〜（ｉｖ）の条件により圧延接合して製造された３層クラッド板２では、第２層４の第１接合界面６および第２接合界面７の近傍に大きなせん断ひずみを蓄積させることができる。
この３層クラッド板２に対して、２５０℃〜３００℃、かつ５０分間以下の条件で軟化熱処理を行う。これにより、第１接合界面６近傍および第２接合界面７近傍における第２層４が選択的に軟化される。又、少なくとも第１接合界面６および第２接合界面７と接する第２層４は、第１接合界面６または第２接合界面７の接合界面から１００μｍまでの範囲において細粒の再結晶組織となり、この範囲以外では第２層４での結晶粒成長が抑制される。
このように、本発明では、第１接合界面６の近傍および第２接合界面７の近傍における第２層４の軟化を選択的に行うため、接合界面の破壊荷重が高まるとともに、第２層４の粒径が小さくなる。これにより、３層クラッド板２に複雑な形状へのプレス加工や高い荷重のプレス加工を行っても、第１接合界面６および第２接合界面７における剥離が抑制されるとともに、プレス加工後の第１層３および第３層５の肌荒れを防止できる。
本発明の効果を確認するためのクラッド板の素材１３として、
ＪＩＳ Ｈ ４０００（２００６）に規定されたＡ１１００Ｐ（Ｓｉ：０．１０％，Ｆｅ：０．５８％、Ｃｕ：０．１３％、Ｍｎ：０．０１％、残部Ａｌおよび不純物）およびＡ１０５０Ｐ（Ｓｉ：０．０８％，Ｆｅ：０．３２％、Ｃｕ：０．０２％、Ｍｎ：０．０１％、残部Ａｌおよび不純物）のアルミニウム板の厚さ２．５ｍｍもしくは３．７ｍｍのコイルを用いた。
また、本発明の効果を確認するためのクラッド板の素材１２又は素材１４として、
（ａ）ＪＩＳ Ｇ４３０５（２０１２）に規定されたＳＵＳ３０４Ｌ（Ｃ：０．００８％、Ｓｉ：０．２８％、Ｍｎ：０．９５％、Ｐ：０．０２０％、Ｓ：０．００１％、Ｎｉ：９．５５％、Ｃｒ：１８．８％、Ｎ：０．０１０％、残部Ｆｅおよび不純物）のオーステナイト系ステンレス鋼板の厚さ０．６ｍｍのコイル、
（ｂ）ＪＩＳ Ｇ４３０５（２０１２）に規定されたＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌ（Ｃ：０．００８％、Ｓｉ：０．５５％、Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．０２５％、Ｓ：０．００２％、Ｃｒ：１６．４％、Ｃｕ：０．３２％、Ｎｂ：０．５４％，Ｎ：０．０１１％、残部Ｆｅおよび不純物）のフェライト系ステンレス鋼板の厚さ０．５ｍｍもしくは０．６ｍｍのコイル、
（ｃ）ＪＩＳ Ｈ４６００（２０１２）に規定されたＴＣ２７０Ｃ（Ｃ：０．００３％、Ｏ：０．０４％、Ｆｅ：０．０３％、Ｎ：０．００５％、Ｈ：０．００３％、残部Ｔｉおよび不純物）のチタン板の厚さ０．６ｍｍのコイル、
（ｄ）ＪＩＳ Ｇ３１４１（２０１１） に規定されたＳＰＣＥ（Ｃ：０．０４５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０２０％、Ｓ：０．０１３％、残部Ｆｅおよび不純物）の深絞り用冷間圧延鋼板の厚さ０．６ｍｍのコイル
のいずれかを用いた。なお、（ａ）〜（ｄ）の素材は、接合面を砥粒ブラシで予めブラッシング処理することにより表面を清浄化した。
これらの各々一種ずつを用いて、２層クラッド板または３層クラッド板を製造した。クラッド板の製造には、圧延接合用の圧延設備を用い、圧延機入側に配した２つもしくは３つのリールに各素材のコイルを各々設置して巻き出した。次に、アルミニウム板のコイルをインライン炉で加熱した。その後、オーステナイト系ステンレス鋼板、フェライト系ステンレス鋼板、チタン板または深絞り用冷間圧延鋼板のコイルと重ねて所定の温度に調整し、圧延により接合することによって、クラッド板を得た。なお、クラッド板における各層の成分は、接合前の素材の成分と同等であることは言うまでもない。
表１に、本発明の効果を確認するために行なった本発明例ならびに比較例として作成したクラッド板の圧延条件を示す。
Figure 0006347312
得られたクラッド板からサンプルを切り出して軟化熱処理を施した後に、その金属組織の観察を行うとともにプレス成形試験を行うことにより、クラッド板の性能を評価した。
金属組織の観察では、上述した方法によって、圧延方向に平行な断面において、接合界面から第２層側へ１００μｍ離れた位置までの範囲と、第２層の厚さの１／２の深さ位置について、アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率を測定した。
プレス成形試験では、半径３５０ｍｍの円盤を切り出してサンプルとし、種々の温度で軟化熱処理を施した後に、円筒状の深絞りプレス試験を行い、その成否によって評価した。この際に用いたポンチ直径は２００ｍｍであり、ポンチ肩部の曲げ半径は２０ｍｍであり、フランジ肩部の曲げ半径は１５ｍｍである。
深絞りプレスは、第１層を外面側とし、高さ１５０ｍｍのフランジ残し形状として、行った。このプレス成形では、特にフランジ肩部の曲げ半径が小さいことからフランジ部で接合界面が破壊し易い。このため、フランジ部の近傍での割れやフランジ部での剥離が観察された場合にプレス成形性が不良であると評価した。
さらに、深絞りプレス成形材の外面に相当する第１層の非接合面を目視観察することにより、第２層の結晶粒の転写による肌荒れの有無を判定した。
表１に、本発明例ならびに比較例のクラッド板について、圧延による接合後の軟化熱処理条件を示す。表２に、第２，３層の金属組織の観察結果と、プレス成形性の試験結果および肌荒れの有無をまとめて示す。
Figure 0006347312
表２におけるプレス成形性は、Ａ：良好、Ｂ：フランジ部に軽微なシワ、Ｃ：フランジ部割れ、Ｄ：フランジ部はく離を示し、Ｃ，Ｄをプレス成形性が不良であると判定した。また、表２における肌荒れは、Ａ：良好、Ｂ：軽微な肌荒れ、Ｃ：肌荒れ不良を示し、Ｃを肌荒れが不良であると判定した。
表１における番号１〜１７は、いずれも、本発明の条件を全て満足する本発明例である。番号１〜１２は２層クラッド板であり、番号１３〜１７は３層クラッド板である。番号８では、第１層の素材と直接接触するワークロールとして、その表面をロール軸方向と平行に研磨した平行研磨ロールを使用した。さらに、番号で９は、第１層の素材と直接接触するワークロールとして、その表面をショットブラスト処理したロールを使用した。
番号１〜１７は、接合界面から第２層側へ１００μｍ離れた位置までの範囲の金属組織がいずれも結晶粒径５０μｍ以下の再結晶組織となっているため、プレス成形性は良好である。また、番号１〜１７は、第２層の厚さの１／２の深さ位置の金属組織は加工組織のままか、一部が再結晶していてもアスペクト比が２．０以下である結晶粒（再結晶粒）の面積が全ての面積に占める割合が５０％未満であるために、粗大な再結晶粒が第１層に転写せず、第１層の表面の肌荒れは、生じず、または軽微であった。
これに対し、番号１８〜３８は、本発明の条件を満足しない比較例である。番号２０では、第１層の素材と直接接触するワークロールとして、その表面をショットブラスト処理したロールを使用した。
番号１８〜２０は、圧延時に第１層の素材と直接接触するワークロールの表面粗さが最大高さＲｙとしていずれも、上述した範囲の下限を下回るため、第２層の接合界面の近傍で再結晶組織が得られず、プレス成形の際にフランジ部が剥離した。
番号２１、２２は、第２層の素材の事前加熱温度が上述した範囲の下限を下回るため、第２層の特に接合界面の近傍で再結晶組織が得られず、プレス成形の際にフランジ部が剥離した。
番号２３，２４は、圧延時のワークロール半径が上述した範囲の下限を下回るため、第２層の特に接合界面の近傍で再結晶組織が得られず、プレス成形の際にフランジ部が剥離した。
番号２５，２６は、圧延時に圧延機入側における素材のワークロールへの巻き付け角度θ１に対するＲ×（θ１）２／Δｈが、上述した範囲の下限を下回るため、第２層の特に接合界面の近傍で再結晶組織が得られず、プレス成形の際にフランジ部が剥離した。
番号２７は、圧延時に圧延機入側における素材のワークロールへの巻き付け角度θ１に対するＲ×（θ１）２／Δｈが上述した範囲の上限を上回ったため、第２層と接合しなかった。
番号２８は、圧延時に圧延機入側における素材のワークロールへの巻き付け角度θ２に対するＲ×（θ２）２／Δｈが上述した範囲の上限を上回ったため、第２層と接合しなかった。
番号２９，３０は、２層クラッド板の接合圧延時に圧延機入側における第２層の素材のワークロールへの巻き付け角度θ１を１８０度とした例である。この際、一対のワークロール周速度を同速度として圧延すると、第２層の素材入側速度と、これに直接接触するワークロールの周速度が大きく異なるうえに接触距離が長い。このため、第２層がワークロールに追従できずにシワ状に変形し、平坦に圧延できず、第１層と接合しなかった。
そこで、第２層の入側速度と、これに直接接触するワークロールとの速度差を緩和するために、第２層の素材のワークロールへの巻き付け角度θ１を１８０度としたままで、第１層と接触するワークロールの周速度を１０ｍ毎分、第２層と接触するワークロールの周速度を７．７ｍ毎分とする異周速圧延を行った。その結果、第２層の素材がシワ状に変形することなく第１層と接合できた。
しかし、第２層とワークロールとの速度差が緩和されたため、第２層とワークロールとの間のせん断歪み、ならびに第１層および第２層の間のせん断歪みが大幅に緩和された。このため、第２層の特に接合界面の近傍で再結晶組織を得られず、プレス成形の際にフランジ部が剥離した。
番号３１〜３３は、接合後のクラッド板に施す軟化熱処理の温度または時間が上述した範囲の上限を上回った。このため、第２層の第２範囲において金属組織の再結晶が進行し、アスペクト比が２．０以下である結晶粒（再結晶粒）の面積が全ての面積に占める割合が５０％以上となった。このため、第２層の粗大な再結晶粒が第１層に転写して、第１層の表面に肌荒れが生じた。
番号３４〜３６は、接合後のクラッド板に施す軟化熱処理を行わないか、あるいは、軟化熱処理の温度または時間が上述した範囲の下限を下回った。このため、第２層の第１範囲の金属組織がいずれも加工組織のままで再結晶しなかった。これにより、プレス加工の際のせん断応力に耐えられず、フランジ部が割れた。
番号３７は、３層の接合において使用したワークロールの表面粗さが、最大高さＲｙとしていずれも上述した範囲の下限を下回るうえ、値｛Ｒ（θ１）２／Δｈ｝が上述した範囲の上限を上回った。このため、第１層の素材がシワ状に変形して平坦な圧延ができなくなり、第２層と接合しなかった。
さらに、番号３８は、第１〜３層の接合が達成されたものの、接合後のクラッド板に施す軟化熱処理の時間が上述した範囲の上限を上回った。このため、第２層の第２範囲において金属組織の再結晶が進行し、第２層の粗大な再結晶粒が第１層に転写して、第１層の表面に肌荒れが生じた。
１ ２層クラッド板
２ ３層クラッド板
３ 第１層
４ 第２層
５ 第３層
６ 第１接合界面
７ 第２接合界面
１０，１１ ワークロール
１２〜１４ 素材

Claims (4)

  1. 接合界面を介して接合された第１層および第２層を備えるクラッド板であって、
    前記第１層は、フェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかからなり、
    前記第２層は、アルミニウムからなり、
    前記第２層における、前記接合界面から板厚方向へ１００μｍ離れた位置までの範囲において、長径と短径の比であるアスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であり、かつ、最大の結晶粒径が５０μｍ以下であり、
    前記第２層の板厚方向の１／２の位置において、前記アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満である、クラッド板。
  2. 第１層、第２層および第３層を備え、前記第１層および前記第２層は第１接合界面を介して接合され、前記第２層および前記第３層は第２接合界面を介して接合されるクラッド板であって、
    前記第１層および前記第３層は、フェライト系ステンレス鋼、オーステナイト系ステンレス鋼、チタンまたは炭素鋼のいずれかからなり、
    前記第２層は、アルミニウムからなり、
    前記第２層における、前記第１接合界面から板厚方向へ１００μｍ離れた位置までの範囲、および前記第２層における、前記第２接合界面から板厚方向へ１００μｍ離れた位置までの範囲において、長径と短径の比であるアスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が８５％以上であり、かつ、最大の結晶粒径が５０μｍ以下であり、
    前記第２層の板厚方向の１／２の位置において、前記アスペクト比が２．０以下である結晶粒の面積率が５０％未満である、クラッド板。
  3. 前記第１層の厚さが０．２〜１．０ｍｍ、前記第２層の厚さが０．５〜３．０ｍｍである、請求項１に記載のクラッド板。
  4. 前記第１層および前記第３層の厚さが０．２〜１．０ｍｍ、前記第２層の厚さが０．５〜３．０ｍｍである、請求項２に記載のクラッド板。

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