JP6750572B2 - 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 - Google Patents
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Description
本発明は、パイプラインや石油精製プラント等の流体輸送用配管、またはガス貯蔵用の鋼管などに好適な鋼管用のクラッド鋼板およびその製造方法に関し、特に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に関するものである。
クラッド鋼板とは、合せ材にオーステナイト系ステンレス鋼やＮｉ合金鋼など、母材に普通鋼材と、二種類の性質の異なる金属を貼り合わせた鋼板である。合せ材のオーステナイト系ステンレス鋼には、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌなどが代表的である。Ｎｉ合金には、Ａｌｌｏｙ８２５やＡｌｌｏｙ６２５などが代表的である。クラッド鋼板は、異種金属を金属学的に接合させたもので、めっきとは異なり剥離する心配がなく、単一金属および合金では達し得ない新たな特性を持たせることができる。
クラッド鋼板は、使用環境毎の目的に合った機能を有する合せ材を選択することにより、無垢材よりも合金元素の使用量が少なく、かつ無垢材と同等の耐食性を合せ材によって確保でき、さらに炭素鋼・低合金鋼と同等の強度・靱性を母材によって確保できるため、経済性と機能性が両立できるという利点を有する。以上から、高合金の合せ材を用いたクラッド鋼板は非常に有益な機能性鋼材であると考えられており、近年そのニーズが各種産業分野で益々高まっている。
特に、Ｎｉ合金クラッド鋼板はその合せ材の高耐食性能から、エネルギー開発分野の成長とともにパイプライン用途として需要が期待されている。このクラッドパイプ原板用途のクラッド鋼板に求められる性能としては、合せ材の高耐食性、合せ材と母材間の接合性は当然のことながら、パイプライン用途として使用される炭素鋼鋼管と同程度の母材の機械的特性が挙げられる。具体的には、母材の機械的特性として、強度、母材の低温靱性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性、鋼管周方向の降伏比が求められる。特に、近年の難採掘環境では、板厚を厚肉として強度を確保しつつ、さらに、鋼管の内圧による延性破壊を抑制するために、鋼管周方向の降伏比を低減しつつ、さらに今まで以上に母材の低温靱性、特に脆性破壊の伝播停止特性が求められている。
合せ材であるＮｉ合金の中でもＡｌｌｏｙ６２５は、クラッド鋼板製造時の熱履歴によって炭化物や金属間化合物が析出する。析出する炭化物としては、ＭＣ、Ｍ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６（Ｍは金属元素を表す）などがあり、金属間化合物としては、Ｌａｖｅｓ相、δ相、γ’’相がある。このうち、ＭＣは主としてＮｂＣであり、ＭＣの析出は耐食性に大きな影響を与えない。また、Ａｌｌｏｙ６２５中では金属間化合物の析出は炭化物の析出よりも遅く、耐食性劣化の原因となりにくい。従って、Ａｌｌｏｙ６２５の耐食性劣化を引き起こすのはＭ６ＣおよびＭ２３Ｃ６である。これらＭ６Ｃ、Ｍ２３Ｃ６は７００〜９００℃の温度域に析出ノーズが存在し、耐食元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉを含有し、粒界に沿って析出するため、鋭敏化の原因となる。通常、無垢材であれば圧延後に溶体化処理を施し析出物を固溶させることができる。しかしながら、クラッド鋼の場合には析出物が溶け込むような高温に加熱保持すると、母材である低合金鋼の結晶粒が粗大化し、機械的特性が著しく悪化するという問題がある。この炭化物の析出ノーズは、上記のＡｌｌｏｙ６２５のみならず、Ａｌｌｏｙ８２５など他のＮｉ合金でも同様である。
このような背景から、以下に示すようなクラッド鋼板およびクラッド鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献１および２には、クラッド鋼の母材の強度と低温靭性を達成する、焼入れ焼戻し処理で製造されたクラッド鋼およびその製造方法が開示されている。
特許文献３には、９００℃以下の温度域における累積圧下率５０％以上、圧延終了温度を７５０℃以上とする熱間圧延を行った後に、冷却停止温度６００℃以下とするＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ-Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）製造を行うことで、母材の低温靱性とＨＡＺ靱性及び合せ材の耐食性に優れたＮｉ合金クラッド鋼板が開示されている。
特許文献４には、金属組織が面積分率が２〜１５％の島状マルテンサイトとベイナイトからなり、降伏比が圧延直角方向で８８％以下、圧延方向で８５％以下であり、ＤＷＴＴ試験における−１０℃での延性破面率が８５％以上となる低降伏比のクラッド鋼板の母材が開示されている。
特許文献５には、金属組織がベイナイトとフェライトからなり、鋼板の降伏伸びが０．５％以上の鋼管の降伏比が低減可能な高強度鋼管の製造方法について、再結晶域で圧延を行い、その後、Ａｒ３点以上９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延をおこない、圧延後にＡｒ３−５０℃〜Ａｒ３−５℃の範囲の温度から加速冷却を行うことが開示されている。特許文献６には、金属組織がベイナイト主体の組織であり、鋼板の降伏伸びが０．５〜３％とすることで、鋼管の降伏比の増加を抑制可能な高強度鋼管用鋼板の製造方法について、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率５０％以上で圧延を行った後、Ａｒ３温度以上から加速冷却を行うことが開示されている。
特許文献７には、クラッド鋼板を熱間圧延した後、（Ａｒ３−１０℃）以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行う、クラッド鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献８には、母材と合わせ材とからなるクラッド鋼の素材を用いて圧延後、８５０〜９５０℃に再加熱して焼入れし、その後、６５０℃未満で焼き戻しを行う、溶接部靭性に優れた高靭性高耐食性Ｎｉ合金クラッド鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献１および２では、焼入れ処理を行っている。上述したように、特定の温度域で保持されると耐食性の劣化が生じるため、高耐食性を達成するためには、圧延後に炭化物が析出する温度域に再加熱される焼入れ処理を行わない方が良い。
また、特許文献３の場合、母材のベイナイト組織中に島状マルテンサイト（以下、ＭＡと記す）が生成する場合があり、その際には、引張試験での応力歪曲線がラウンド型となる。応力歪曲線がラウンド型となる材料の場合、冷間加工ならびに拡管によって鋼板から鋼管とする際の加工硬化によって、鋼板の降伏比（＝０．５ＹＳ／ＴＳ、ここで０．５ＹＳ：０．５％耐力、ＴＳ：引張強さ、である。）に対して鋼管の降伏比は増加するという問題がある。
また、特許文献４の場合、島状マルテンサイトの面積分率が多いため、母材の低温靱性が劣化する問題がある。
また、特許文献５では、Ａｒ３温度未満から加速冷却を行っているため、フェライト面積率が１０〜３０％となり、母材の強度確保が困難となる。さらに、特許文献６は強度確保可能なベイナイト組織であるものの、降伏伸びを０．５％以上とする最適なＭＡ分率の範囲が不明である。そもそも、特許文献５および６はクラッド鋼板を想定したものではなく、クラッド鋼板の合せ材の耐食性と接合性とを確保するために、炭素鋼鋼板で得られた技術をそのままクラッド鋼板へ転用することは難しい。
特許文献７では、クラッド鋼板を熱間圧延し、５００〜６５０℃まで加速冷却を行った後、直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うので、生産能率の面、および、製造に必要とされるエネルギーの面では有利である。しかし、熱間圧延終了後に、より低温まで冷却（焼入れ）してから焼き戻しする、直接焼入れ−焼戻しプロセス（ＤＱ−Ｔプロセスとも呼ばれる）の方が、母材の強度確保や合せ材の耐食性の確保の観点から、さらに好ましいと考えられる。
特許文献８には、圧延後のクラッド鋼板を８５０〜９５０℃に再加熱して焼入れし、その後、６５０℃未満で焼き戻しを行う、いわゆる再加熱焼入れ−焼戻しプロセス（ＲＱ−Ｔプロセスとも呼ばれる）であり、特許文献７に記載される技術よりも低温まで焼入れを実施する点で、ＤＱ−Ｔプロセスと類似する。しかしながら、特許文献８に記載されるようなＲＱ−Ｔプロセスは、圧延された鋼板を再度オーステナイト単相温度域であるＡｃ１温度以上に再加熱するため、ＤＱ−Ｔより多くのエネルギーを必要とするほか、この再加熱時に、合せ材であるＮｉ合金中に耐食性に有害な炭化物や金属間化合物が生じるおそれがあるため、このリスクを回避するための特別な対応が必要とされる、という課題があった。
本発明は、パイプラインや石油精製プラント等の流体輸送用配管、またはガス貯蔵用の鋼管などに好適な鋼管用クラッド鋼板およびその製造方法に関し、特に母材が高強度で低温靱性に優れるクラッド鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。さらに、板厚を厚肉としても強度を確保しつつ、鋼管の内圧による延性破壊を抑制するために、鋼管周方向の降伏比を低減することが可能なクラッド鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、製造に必要なエネルギーと、母材の機械的性質および合せ材の耐食性とのバランスを考慮し、ＤＱ−Ｔプロセスによるクラッド鋼板の製造技術を検討した。
クラッド鋼板は、無垢の合せ材や無垢の低合金鋼と異なり、合せ材の耐食性の確保、母材の機械的性質の確保、複合材料としての接合性の確保の３つの特性を同時に満たす必要がある。特に、Ｎｉ合金の耐食性の確保を満たす必要がある。本発明者らは、かかる事情に鑑み、合せ材の耐食性については、炭化物を抑制するためにＣ含有量を低くし、さらに製造条件で圧延終了温度の低温化の防止、また、母材の機械的特性、特に低温靱性と溶接熱影響部の靱性のために、母材の成分と製造条件の加熱温度と制御圧延条件の適正化、また、接合性については、製造条件のスラブ加熱温度と熱間圧延の温度範囲とその際の圧下比について適正化を行った。さらに、クラッド鋼管とした際の鋼管周方向の降伏比（ＹＲ）を低減するために、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率を含めた母材の金属組織、またそれを達成するための製造条件を鋭意検討し、すべての特性と満足する条件を知見した。
本発明は、このような知見に基づいて完成させたもので、その要旨は、以下の通りである。
［１］低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、前記母材の化学成分が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．７５〜１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０４０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｖ：０．０１０％未満、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、圧延直角方向の応力歪曲線において０．５％以上の降伏伸びを有し、さらに面積分率が２．０％未満の島状マルテンサイトと残部がベイナイト組織からなることを特徴とする母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［２］さらに、前記母材の化学成分が、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、の中から選ばれる一種または二種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［３］前記クラッド鋼板の合せ材をＮｉ合金とすることを特徴とする［１］または［２］に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［４］前記合せ材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｆｅ：５．０％以下、Ａｌ：０．０２〜０．４０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％を含有し、さらに、Ｎｂ＋Ｔａ：３．１５〜４．１５％を含有し、残部Ｎｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする［３］に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［５］前記クラッド鋼板の合せ材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：３８．０〜４６．０％、Ｃｒ：１９．５〜２３．５％、Ｍｏ：２．５０〜３．５０％、Ｃｕ：１．５０〜３．００％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．６０〜１．２０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする［３］に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［６］［１］〜［５］の何れかに記載のクラッド鋼板の素材を用いて、１０５０〜１２００℃に加熱後、鋼板表面温度が９５０℃以上での圧下比を２．０以上とし、未再結晶開始温度Ｔｎｒ以下の温度域において累積圧下率４０％以上、圧延終了温度を８００℃以上とする条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に、Ａｒ３温度以上から冷却速度５℃／ｓ以上、冷却停止温度５００℃未満とする条件で加速冷却する焼入れ工程と、さらに、４００〜６００℃で焼き戻しする焼き戻し工程とを備えることを特徴とする母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
［１］低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、前記母材の化学成分が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．７５〜１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０４０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｖ：０．０１０％未満、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、圧延直角方向の応力歪曲線において０．５％以上の降伏伸びを有し、さらに面積分率が２．０％未満の島状マルテンサイトと残部がベイナイト組織からなることを特徴とする母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［２］さらに、前記母材の化学成分が、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、の中から選ばれる一種または二種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［３］前記クラッド鋼板の合せ材をＮｉ合金とすることを特徴とする［１］または［２］に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［４］前記合せ材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｆｅ：５．０％以下、Ａｌ：０．０２〜０．４０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％を含有し、さらに、Ｎｂ＋Ｔａ：３．１５〜４．１５％を含有し、残部Ｎｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする［３］に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［５］前記クラッド鋼板の合せ材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：３８．０〜４６．０％、Ｃｒ：１９．５〜２３．５％、Ｍｏ：２．５０〜３．５０％、Ｃｕ：１．５０〜３．００％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．６０〜１．２０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする［３］に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
［６］［１］〜［５］の何れかに記載のクラッド鋼板の素材を用いて、１０５０〜１２００℃に加熱後、鋼板表面温度が９５０℃以上での圧下比を２．０以上とし、未再結晶開始温度Ｔｎｒ以下の温度域において累積圧下率４０％以上、圧延終了温度を８００℃以上とする条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に、Ａｒ３温度以上から冷却速度５℃／ｓ以上、冷却停止温度５００℃未満とする条件で加速冷却する焼入れ工程と、さらに、４００〜６００℃で焼き戻しする焼き戻し工程とを備えることを特徴とする母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
本発明によれば、母材が高強度で、低温靱性に優れ、また鋼管周方向の降伏比を低減することが可能なクラッド鋼板およびその製造方法を得ることができる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、各元素の％表示は、特に記載が無い限り質量％を意味する。
１．母材の化学成分について
Ｃ：０．０２０〜０．１００％
Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分であり、０．０２０％未満では一般溶接用鋼としては強度が得られないため０．０２０％以上とする。一方、過剰なＣの含有は鋼材ならびに熱影響部の靭性の劣化を招き、また、溶接性の観点からＣ量の低減が望ましい。このため、Ｃ量は０．０２０〜０．１００％とする。なお、溶接性及びＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは０．０２０〜０．０８０％の範囲である。より好ましくは０．０３０〜０．０８０％の範囲である。
Ｃ：０．０２０〜０．１００％
Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分であり、０．０２０％未満では一般溶接用鋼としては強度が得られないため０．０２０％以上とする。一方、過剰なＣの含有は鋼材ならびに熱影響部の靭性の劣化を招き、また、溶接性の観点からＣ量の低減が望ましい。このため、Ｃ量は０．０２０〜０．１００％とする。なお、溶接性及びＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは０．０２０〜０．０８０％の範囲である。より好ましくは０．０３０〜０．０８０％の範囲である。
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは製鋼時の脱酸のために添加され、また、母材の強度確保に必要な成分であるため０．１０％以上の含有が必要である。一方、０．５０％を超えるＳｉの含有は靭性、加工性に悪影響を及ぼす。このため、Ｓｉ量は０．１０〜０．５０％の範囲とする。脱酸の効果と靭性の観点から、好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲である。
Ｓｉは製鋼時の脱酸のために添加され、また、母材の強度確保に必要な成分であるため０．１０％以上の含有が必要である。一方、０．５０％を超えるＳｉの含有は靭性、加工性に悪影響を及ぼす。このため、Ｓｉ量は０．１０〜０．５０％の範囲とする。脱酸の効果と靭性の観点から、好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲である。
Ｍｎ：０．７５〜１．８０％
Ｍｎは母材の強度及び靭性の確保に有効な成分として、０．７５％以上の含有が必要である。一方、１．８０％を超えるＭｎの含有は靭性、溶接性に悪影響を与える。このため、Ｍｎ量は０．７５〜１．８０％の範囲とする。なお、好ましくは、１．００〜１．７０％の範囲である。
Ｍｎは母材の強度及び靭性の確保に有効な成分として、０．７５％以上の含有が必要である。一方、１．８０％を超えるＭｎの含有は靭性、溶接性に悪影響を与える。このため、Ｍｎ量は０．７５〜１．８０％の範囲とする。なお、好ましくは、１．００〜１．７０％の範囲である。
Ｐ：０．０１５％以下
母材ならびに溶接熱影響部靭性を確保するため、Ｐを極力低減することが望ましい。しかしながら、過度の脱Ｐはコスト上昇を招く。このため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。
母材ならびに溶接熱影響部靭性を確保するため、Ｐを極力低減することが望ましい。しかしながら、過度の脱Ｐはコスト上昇を招く。このため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは鋼中不純物として不可避な元素であるものの、低温靭性を確保するために、Ｓ量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１０％以下である。
Ｓは鋼中不純物として不可避な元素であるものの、低温靭性を確保するために、Ｓ量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１０％以下である。
Ｎｂ：０．０４０〜０．１００％
Ｎｂは組織の細粒化により靱性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼入性向上により強度上に寄与する重要な元素である。クラッド鋼板、特に合せ材を難接合性であるＮｉ合金のＡｌｌｏｙ６２５とした場合には、無垢の低合金鋼に比べて、圧延終了温度を高くする必要がある。母材靱性を確保するためには組織の細粒化が重要であり、細粒化させるためには未再結晶域での圧延が重要であることはよく知られている。Ｎｂ添加は未再結晶温度域を高温に広げる効果があり、その量が０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％超とすることにより、クラッド鋼板の接合性を確保しながら母材の靱性を向上することが可能となる。一方、０．１００％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このため、Ｎｂ量は０．１００％以下とし、０．０８０％以下であることが好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。
Ｎｂは組織の細粒化により靱性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼入性向上により強度上に寄与する重要な元素である。クラッド鋼板、特に合せ材を難接合性であるＮｉ合金のＡｌｌｏｙ６２５とした場合には、無垢の低合金鋼に比べて、圧延終了温度を高くする必要がある。母材靱性を確保するためには組織の細粒化が重要であり、細粒化させるためには未再結晶域での圧延が重要であることはよく知られている。Ｎｂ添加は未再結晶温度域を高温に広げる効果があり、その量が０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％超とすることにより、クラッド鋼板の接合性を確保しながら母材の靱性を向上することが可能となる。一方、０．１００％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このため、Ｎｂ量は０．１００％以下とし、０．０８０％以下であることが好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の粒成長を抑制し、結果としてミクロ組織の微細化をもたらして強度と母材ならびに溶接熱影響部の靭性を改善する効果がある。その含有量は０．００５％未満では効果が少ないため、０．００５％以上含有させる。また、Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると、かえって上記効果が得られないのみならず、靭性も劣化させる。したがって、Ｔｉ量は０．００５〜０．０３０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の粒成長を抑制し、結果としてミクロ組織の微細化をもたらして強度と母材ならびに溶接熱影響部の靭性を改善する効果がある。その含有量は０．００５％未満では効果が少ないため、０．００５％以上含有させる。また、Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると、かえって上記効果が得られないのみならず、靭性も劣化させる。したがって、Ｔｉ量は０．００５〜０．０３０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
ＮはＴｉＮとして析出することで溶接熱影響部靭性の向上に効果がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００１０％未満では効果が薄れるため、下限を０．００１０％とする。一方、０．００６０％を超えると固溶Ｎが増大し溶接熱影響部靭性の低下がおこる。ＴｉＮの微細析出によるＨＡＺ靭性の向上を考慮し、Ｎ量は０．００１０〜０．００６０％の範囲とする。好ましくは０．００２０〜０．００５０％の範囲である。
ＮはＴｉＮとして析出することで溶接熱影響部靭性の向上に効果がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００１０％未満では効果が薄れるため、下限を０．００１０％とする。一方、０．００６０％を超えると固溶Ｎが増大し溶接熱影響部靭性の低下がおこる。ＴｉＮの微細析出によるＨＡＺ靭性の向上を考慮し、Ｎ量は０．００１０〜０．００６０％の範囲とする。好ましくは０．００２０〜０．００５０％の範囲である。
なお、Ｔｉ及びＮは、上記のようにＴｉＮを生成してＨＡＺの靱性を改善するのに重要な元素であり、該効果を充分に発揮するためには両元素の含有量の相関関係も重要となる。すなわち、質量％で、Ｔｉ／Ｎが２．０未満であると結晶粒が粗大化し、靱性値が大きく低下することがある。また、Ｔｉ／Ｎが３．５を超えると同様の理由により靱性値が低下することがある。したがって、Ｔｉ／Ｎは２．０〜３．５の範囲とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０７０％以下
Ａｌは、製鋼過程の脱酸用として重要な元素であるとともに、溶接熱影響部の靭性向上にも効力を有する。しかし、０．０７０％を超えて含有しても溶接熱影響部の靭性改善効果は飽和するので、Ａｌ量は０．０７０％以下とする。なお、溶接熱影響部の靭性改善効果を得るためには、０．０１０％以上の含有が好ましい。
Ａｌは、製鋼過程の脱酸用として重要な元素であるとともに、溶接熱影響部の靭性向上にも効力を有する。しかし、０．０７０％を超えて含有しても溶接熱影響部の靭性改善効果は飽和するので、Ａｌ量は０．０７０％以下とする。なお、溶接熱影響部の靭性改善効果を得るためには、０．０１０％以上の含有が好ましい。
Ｖ：０．０１０％未満
Ｖは、焼入性を高め、強度上昇に寄与する元素である。一方で、母材、ＨＡＺのいずれの領域においても著しく硬化して、靱性劣化の原因となる。この靱性劣化はＶが０．０１０％以上含有すると顕著となる。そのため、Ｖは０．０１０％未満とする。より好ましくは、０．００４％未満であり、工業的に可能なレベルで含有させないことがさらに好ましい。
Ｖは、焼入性を高め、強度上昇に寄与する元素である。一方で、母材、ＨＡＺのいずれの領域においても著しく硬化して、靱性劣化の原因となる。この靱性劣化はＶが０．０１０％以上含有すると顕著となる。そのため、Ｖは０．０１０％未満とする。より好ましくは、０．００４％未満であり、工業的に可能なレベルで含有させないことがさらに好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し母材の靭性と溶接熱影響部靭性を改善する効果があるため、０．０００５％以上含有する。しかし、０．００４０％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させ溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このため、Ｃａ量は０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。好ましくは０．００２０〜０．００３０％の範囲である。
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し母材の靭性と溶接熱影響部靭性を改善する効果があるため、０．０００５％以上含有する。しかし、０．００４０％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させ溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このため、Ｃａ量は０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。好ましくは０．００２０〜０．００３０％の範囲である。
以上が本発明のクラッド鋼板の母材の基本成分であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。上記成分に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選ばれる一種または二種以上を、以下のとおり含有させることができる。
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％
Ｃｕは焼入性元素であり、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。Ｃｕを含有する場合、０．０１％以上であることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有すると溶接性を阻害することがある。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。より好ましくは、０．１０〜０．４０％の範囲である。
Ｃｕは焼入性元素であり、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。Ｃｕを含有する場合、０．０１％以上であることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有すると溶接性を阻害することがある。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。より好ましくは、０．１０〜０．４０％の範囲である。
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％
Ｎｉは焼入性元素であり、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。Ｎｉを含有する場合、０．０１％以上であることが好ましい。一方、０．５０％を超えると効果が飽和し、また、Ｎｉの含有は製造コストを上昇させる。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。より好ましくは、０．１０〜０．４０％の範囲である。
Ｎｉは焼入性元素であり、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。Ｎｉを含有する場合、０．０１％以上であることが好ましい。一方、０．５０％を超えると効果が飽和し、また、Ｎｉの含有は製造コストを上昇させる。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。より好ましくは、０．１０〜０．４０％の範囲である。
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％
Ｃｒは焼入性元素であり、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。Ｃｒを含有する場合、０．０１％以上であることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有すると溶接熱影響部靭性を劣化させることがある。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。より好ましくは、０．０５％〜０．３５％の範囲である。
Ｃｒは焼入性元素であり、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。Ｃｒを含有する場合、０．０１％以上であることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有すると溶接熱影響部靭性を劣化させることがある。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。より好ましくは、０．０５％〜０．３５％の範囲である。
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは焼入性元素であり、母材の強度と靭性を安定的に向上させる元素である。Ｍｏを含有する場合、０．０１％以上であることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有すると効果が飽和し、また、過剰な含有は溶接熱影響部靭性や溶接性を阻害する。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。なお、母材強度と靭性の観点から、より好ましくは、０．０５〜０．３５％の範囲である。
Ｍｏは焼入性元素であり、母材の強度と靭性を安定的に向上させる元素である。Ｍｏを含有する場合、０．０１％以上であることが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有すると効果が飽和し、また、過剰な含有は溶接熱影響部靭性や溶接性を阻害する。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。なお、母材強度と靭性の観点から、より好ましくは、０．０５〜０．３５％の範囲である。
２．合せ材の種類とその化学成分について
合せ材の種類：Ｎｉ合金
Ｎｉ合金は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの耐食元素を多く含有していることから、耐食性能に優れている。特に、ラインパイプが使用される特に腐食環境の厳しい難採掘環境では、高温でかつ高硫化水素分圧の環境（サワー環境）であり、その高温サワー環境において耐応力腐食割れ感受性が改善される。したがって、本発明の合せ材としてはＮｉ合金が好ましい。
合せ材の種類：Ｎｉ合金
Ｎｉ合金は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの耐食元素を多く含有していることから、耐食性能に優れている。特に、ラインパイプが使用される特に腐食環境の厳しい難採掘環境では、高温でかつ高硫化水素分圧の環境（サワー環境）であり、その高温サワー環境において耐応力腐食割れ感受性が改善される。したがって、本発明の合せ材としてはＮｉ合金が好ましい。
本発明における合せ材としては、以下に示す２種類の合せ材（合せ材１、合せ材２）がより好適である。
まず、合せ材１の化学成分は、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｆｅ：５．０％以下、Ａｌ：０．０２〜０．４０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％を含有し、さらに、Ｎｂ＋Ｔａ：３．１５〜４．１５％を含有し、残部Ｎｉ及び不可避的不純物からなる。以下に、合せ材１の好適な化学成分について説明する。
Ｃ：０．０３０％以下
Ｃはクラッド鋼板の製造において、圧延の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を阻害するため多量の含有は避けるべき元素である。０．０３０％を超えて含有すると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化するため、Ｃ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下である。
Ｃはクラッド鋼板の製造において、圧延の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を阻害するため多量の含有は避けるべき元素である。０．０３０％を超えて含有すると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化するため、Ｃ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下である。
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは製造時の脱酸に有効な成分であり、０．０２％以上の含有から効果が発現する。しかしながら、０．５０％を超えて含有すると非金属介在物として残存し、耐食性が劣化し、また熱間加工性も劣化するため、Ｓｉ量は０．０２〜０．５０％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．２０％の範囲である。
Ｓｉは製造時の脱酸に有効な成分であり、０．０２％以上の含有から効果が発現する。しかしながら、０．５０％を超えて含有すると非金属介在物として残存し、耐食性が劣化し、また熱間加工性も劣化するため、Ｓｉ量は０．０２〜０．５０％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．２０％の範囲である。
Ｍｎ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎは脱酸成分として必要な成分であり、０．０２％以上の含有から効果が発現する。しかしながら、０．５０％を超えて含有すると非金属介在物として残存し、耐食性が劣化し、また熱間加工性も劣化するため、Ｍｎ量は０．０２〜０．５０％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．１５％の範囲である。
Ｍｎは脱酸成分として必要な成分であり、０．０２％以上の含有から効果が発現する。しかしながら、０．５０％を超えて含有すると非金属介在物として残存し、耐食性が劣化し、また熱間加工性も劣化するため、Ｍｎ量は０．０２〜０．５０％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．１５％の範囲である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは不純物元素であり、クラッド鋼板の接合性確保のため、９００℃以上で圧延する際に、粒界に偏析し、耐食性を劣化させる元素である。したがって、Ｐ量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００５％以下である。
Ｐは不純物元素であり、クラッド鋼板の接合性確保のため、９００℃以上で圧延する際に、粒界に偏析し、耐食性を劣化させる元素である。したがって、Ｐ量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００５％以下である。
Ｓ：０．００１０以下
ＳはＰと同様で不純物元素であり、クラッド鋼板の接合性確保のため、９００℃以上で圧延する際に、粒界に偏析し、耐食性を劣化させる元素である。したがって、Ｓ量は０．００１０％以下とする。好ましくは、０．０００５％以下である。
ＳはＰと同様で不純物元素であり、クラッド鋼板の接合性確保のため、９００℃以上で圧延する際に、粒界に偏析し、耐食性を劣化させる元素である。したがって、Ｓ量は０．００１０％以下とする。好ましくは、０．０００５％以下である。
Ｃｒ：２０．０〜２３．０％
Ｃｒは、金属の表面に保護性の高い酸化物皮膜を形成し、耐孔食性や耐粒界腐食性を向上させる元素である。また、Ｎｉとの複合添加によって、サワー環境中での耐応力腐食割れ感受性も改善するため、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考え、Ｃｒ量は２０．０〜２３．０％の範囲とする。好ましくは２１．５〜２３．０％の範囲である。
Ｃｒは、金属の表面に保護性の高い酸化物皮膜を形成し、耐孔食性や耐粒界腐食性を向上させる元素である。また、Ｎｉとの複合添加によって、サワー環境中での耐応力腐食割れ感受性も改善するため、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考え、Ｃｒ量は２０．０〜２３．０％の範囲とする。好ましくは２１．５〜２３．０％の範囲である。
Ｍｏ：８．０〜１０．０％
Ｍｏは、耐孔食性、耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｎｉとの複合添加によって、サワー環境中での耐応力腐食割れ感受性も改善するため、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考え、Ｍｏ量は８．０〜１０．０％の範囲とする。好ましくは８．５〜１０．０％の範囲である。
Ｍｏは、耐孔食性、耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｎｉとの複合添加によって、サワー環境中での耐応力腐食割れ感受性も改善するため、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考え、Ｍｏ量は８．０〜１０．０％の範囲とする。好ましくは８．５〜１０．０％の範囲である。
Ｆｅ：５．０％以下
Ｆｅは、原料としてフェロクロム、フェロモリブデン等を用いた場合、不可避的に混入する不純物であり、５．０％を超えるとＮｉ量が低下して耐食性が低下するため、Ｆｅ量は５．０％以下とする。好ましくは３．５％以下である。
Ｆｅは、原料としてフェロクロム、フェロモリブデン等を用いた場合、不可避的に混入する不純物であり、５．０％を超えるとＮｉ量が低下して耐食性が低下するため、Ｆｅ量は５．０％以下とする。好ましくは３．５％以下である。
Ａｌ：０．０２〜０．４０％
Ａｌは有効な脱酸元素であり、０．０２％以上から効果が発現する。しかしながら、０．４０％を超えて含有すると耐応力腐食割れ性が劣化するため、Ａｌ量は０．０２〜０．４０％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．２５％の範囲である。
Ａｌは有効な脱酸元素であり、０．０２％以上から効果が発現する。しかしながら、０．４０％を超えて含有すると耐応力腐食割れ性が劣化するため、Ａｌ量は０．０２〜０．４０％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．２５％の範囲である。
Ｔｉ：０．１０〜０．４０％
ＴｉはＣの固定化元素として有効であり、クラッド鋼板製造時の熱履歴で炭化物として析出する。しかしながら、多量に含有すると、クラッド鋼板の接合界面で金属間化合物として析出し、接合性を阻害するため、Ｔｉ量は０．１０〜０．４０％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．３０％の範囲である。なお、０．１０％未満の含有量では、Ｃの固定が不完全となり、耐食性を劣化する炭化物の析出原因となるため、下限を０．１０％以上とする。
ＴｉはＣの固定化元素として有効であり、クラッド鋼板製造時の熱履歴で炭化物として析出する。しかしながら、多量に含有すると、クラッド鋼板の接合界面で金属間化合物として析出し、接合性を阻害するため、Ｔｉ量は０．１０〜０．４０％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．３０％の範囲である。なお、０．１０％未満の含有量では、Ｃの固定が不完全となり、耐食性を劣化する炭化物の析出原因となるため、下限を０．１０％以上とする。
Ｎｂ＋Ｔａ：３．１５〜４．１５％
ＮｂとＴａはＣの固定化元素として有効であり、クラッド鋼板製造時の熱履歴で炭化物として析出する。しかし、多量に含有すると低融点の金属間化合物を形成し、熱間加工性が低下するため、Ｎｂ＋Ｔａは３．１５〜４．１５％の範囲とする。
ＮｂとＴａはＣの固定化元素として有効であり、クラッド鋼板製造時の熱履歴で炭化物として析出する。しかし、多量に含有すると低融点の金属間化合物を形成し、熱間加工性が低下するため、Ｎｂ＋Ｔａは３．１５〜４．１５％の範囲とする。
残部：Ｎｉ
Ｎｉは高Ｎｉ合金の主要元素であり、耐食性を向上させる元素である。特に、サワー環境での耐応力腐食割れ性を著しく改善する。前述したように、ＣｒとＭｏとの複合添加効果でさらに耐食性は向上する。なお、Ｎｉ合金とは、合金成分のうちでＮｉ含有量が最も多い合金をいう。本発明での合せ材１におけるＮｉ量は５８％以上とするのが好ましい。
Ｎｉは高Ｎｉ合金の主要元素であり、耐食性を向上させる元素である。特に、サワー環境での耐応力腐食割れ性を著しく改善する。前述したように、ＣｒとＭｏとの複合添加効果でさらに耐食性は向上する。なお、Ｎｉ合金とは、合金成分のうちでＮｉ含有量が最も多い合金をいう。本発明での合せ材１におけるＮｉ量は５８％以上とするのが好ましい。
次に、好適な合せ材２として、化学成分は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：３８．０〜４６．０％、Ｃｒ：１９．５〜２３．５％、Ｍｏ：２．５０〜３．５０％、Ｃｕ：１．５０〜３．００％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．６０〜１．２０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。以下に、合せ材２の好適な化学成分について説明する。
Ｃ：０．０３０％以下
Ｃはクラッド鋼板の製造において、圧延の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を阻害するため多量の含有は避けるべき元素である。０．０３０％を超えて含有すると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化するため、Ｃ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下である。
Ｃはクラッド鋼板の製造において、圧延の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を阻害するため多量の含有は避けるべき元素である。０．０３０％を超えて含有すると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化するため、Ｃ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは製造時の脱酸に有効な成分であり、０．０５％以上の含有から効果が発現する。しかしながら、０．５０％を超えて含有すると非金属介在物として残存し、耐食性が劣化し、また熱間加工性も劣化するため、Ｓｉ量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲である。
Ｓｉは製造時の脱酸に有効な成分であり、０．０５％以上の含有から効果が発現する。しかしながら、０．５０％を超えて含有すると非金属介在物として残存し、耐食性が劣化し、また熱間加工性も劣化するため、Ｓｉ量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲である。
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは脱酸成分として必要な成分であり、０．１０％以上の含有から効果が発現する。しかしながら、１．００％を超えて含有するとＭｎＳ等の非金属介在物として残存し、耐食性が劣化し、また熱間加工性も劣化するため、Ｍｎ量は０．１０〜１．００％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．５０％の範囲である。
Ｍｎは脱酸成分として必要な成分であり、０．１０％以上の含有から効果が発現する。しかしながら、１．００％を超えて含有するとＭｎＳ等の非金属介在物として残存し、耐食性が劣化し、また熱間加工性も劣化するため、Ｍｎ量は０．１０〜１．００％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．５０％の範囲である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不純物元素であり、熱間加工性劣化および粒界に偏析することによる耐食性の劣化原因となるため、その含有量は低いほど好ましい。したがって、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下である。
Ｐは不純物元素であり、熱間加工性劣化および粒界に偏析することによる耐食性の劣化原因となるため、その含有量は低いほど好ましい。したがって、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下である。
Ｓ：０．００５０％以下
ＳはＰと同様で不純物元素であり、熱間加工性劣化および粒界に偏析することによる耐食性の劣化原因となるため、その含有量は低いほど好ましい。したがって、Ｓ量は０．００５０％以下とする。好ましくは、０．００１０％以下である。
ＳはＰと同様で不純物元素であり、熱間加工性劣化および粒界に偏析することによる耐食性の劣化原因となるため、その含有量は低いほど好ましい。したがって、Ｓ量は０．００５０％以下とする。好ましくは、０．００１０％以下である。
Ｎｉ：３８．０〜４６．０％
ＮｉはＮｉ合金の主成分であり耐全面腐食性を改善する。また、Ｃｒとの複合添加によってサワー環境中での耐応力腐食割れ感受性を改善する。しかしながら、Ｎｉ含有量が３８．０％未満では、所望の耐食性能が得られない。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、４６．０％を超えて含有すると、経済的に不利である。したがって、Ｎｉ含有量は３８．０〜４６．０％とする。なお、Ｎｉ合金とは、合金成分のうちでＮｉ含有量が最も多い合金をいう。
ＮｉはＮｉ合金の主成分であり耐全面腐食性を改善する。また、Ｃｒとの複合添加によってサワー環境中での耐応力腐食割れ感受性を改善する。しかしながら、Ｎｉ含有量が３８．０％未満では、所望の耐食性能が得られない。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、４６．０％を超えて含有すると、経済的に不利である。したがって、Ｎｉ含有量は３８．０〜４６．０％とする。なお、Ｎｉ合金とは、合金成分のうちでＮｉ含有量が最も多い合金をいう。
Ｃｒ：１９．５〜２３．５％
Ｃｒは、金属の表面に保護性の高い酸化物皮膜を形成し、耐孔食性や耐粒界腐食性を向上させる元素である。また、Ｎｉとの複合添加によって、サワー環境中での耐応力腐食割れ感受性も改善するため、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考え、Ｃｒ量は１９．５〜２３．５％の範囲とする。好ましくは２１．５〜２３．５％の範囲である。
Ｃｒは、金属の表面に保護性の高い酸化物皮膜を形成し、耐孔食性や耐粒界腐食性を向上させる元素である。また、Ｎｉとの複合添加によって、サワー環境中での耐応力腐食割れ感受性も改善するため、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考え、Ｃｒ量は１９．５〜２３．５％の範囲とする。好ましくは２１．５〜２３．５％の範囲である。
Ｍｏ：２．５０〜３．５０％
Ｍｏは、耐孔食性、耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｎｉとの複合添加によって、サワー環境中での耐応力腐食割れ感受性も改善するため、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考え、Ｍｏ量は２．５０〜３．５０％の範囲とする。好ましくは３．００〜３．５０％の範囲である。
Ｍｏは、耐孔食性、耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｎｉとの複合添加によって、サワー環境中での耐応力腐食割れ感受性も改善するため、Ｎｉやその他の合金とのバランスも考え、Ｍｏ量は２．５０〜３．５０％の範囲とする。好ましくは３．００〜３．５０％の範囲である。
Ｃｕ：１．５０〜３．００％
Ｃｕは耐全面腐食性に有効な元素であり、１．５０％以上含有することで、効果が発現する。しかし、３．００％を超えて含有してもその効果が飽和するため、Ｃｕ量は１．５０〜３．００％の範囲とする。好ましくは１．８０〜３．００％の範囲である。
Ｃｕは耐全面腐食性に有効な元素であり、１．５０％以上含有することで、効果が発現する。しかし、３．００％を超えて含有してもその効果が飽和するため、Ｃｕ量は１．５０〜３．００％の範囲とする。好ましくは１．８０〜３．００％の範囲である。
Ａｌ：０．０１〜０．２０％
Ａｌは有効な脱酸元素であり、０．０１％以上から効果が発現する。しかしながら、０．２０％を超えて含有すると耐応力腐食割れ性が劣化するため、Ａｌ量は０．０１〜０．２０％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．１５％の範囲である。
Ａｌは有効な脱酸元素であり、０．０１％以上から効果が発現する。しかしながら、０．２０％を超えて含有すると耐応力腐食割れ性が劣化するため、Ａｌ量は０．０１〜０．２０％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．１５％の範囲である。
Ｔｉ：０．６０〜１．２０％
ＴｉはＣの固定化元素として有効であり、耐食性を劣化させるＣｒ炭化物の析出を抑制することが可能となる。そのためには、０．６０％以上の含有が必要であるが、多量に含有すると、クラッド鋼板の接合界面で金属間化合物として析出し、接合性を阻害するため、Ｔｉ量は１．２０％以下とする。好ましくは０．７０〜１．２０％の範囲である。
ＴｉはＣの固定化元素として有効であり、耐食性を劣化させるＣｒ炭化物の析出を抑制することが可能となる。そのためには、０．６０％以上の含有が必要であるが、多量に含有すると、クラッド鋼板の接合界面で金属間化合物として析出し、接合性を阻害するため、Ｔｉ量は１．２０％以下とする。好ましくは０．７０〜１．２０％の範囲である。
上記した合せ材２の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。Ｆｅは高温強度の確保のために必要である。含有量は、２２．０％以上あれば、高温強度上は問題ない。
３．金属組織について
次に、本発明の金属組織について説明する。
次に、本発明の金属組織について説明する。
本発明では、面積分率２．０％未満の島状マルテンサイト（ＭＡ）と残部がベイナイト組織からなる金属組織とする。
ベイナイト組織は強度に優れた組織である。ベイナイト組織主体の中に硬質相であるＭＡが多く存在すると、ラウンド型の応力歪曲線の母材となる。このように、硬質相であるＭＡと、ＭＡに比べると軟質であるベイナイト相といった、複合組織鋼になると、ラウンド型の応力歪曲線の材料となる。一方で、ＭＡ分率が小さくなると徐々に降伏棚が現れる。本発明では、ＭＡ分率が２．０％未満となると、降伏型の応力歪曲線で、さらに０．５％以上の降伏伸びが得られる母材となり、後述するように、従来の鋼管に比べ管周方向の降伏比を低くすることが可能となる。ＭＡ分率が２．０％以上となると、母材の低温靱性が劣化する。以上から、ＭＡ分率は２．０％未満とし、さらに、１．０％未満であることがさらに好ましい。なお、ＭＡの面積分率は、例えばＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察により得られた少なくとも４視野以上のミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占めるそれらの面積率の平均値から算出することができる。
４．圧延直角方向の応力歪曲線において０．５％以上の降伏伸び
本発明では、圧延直角方向（Ｃ方向）の応力歪曲線において、降伏棚を有し０．５％以上の降伏伸びを有するものとする。応力歪曲線における降伏伸びの定義は、降伏点の不連続部（降伏棚）の長さが降伏伸びである。一般に、鋼板の圧延方向に対して直角な方向（圧延直角方向）が鋼管の管周方向と一致しているため、鋼板の圧延直角方向の引張特性が重要である。応力歪曲線に降伏棚がある場合、拡管による圧延直角方向の引張変形を降伏伸びによって吸収することができ、加工硬化による降伏強度の上昇量が低減できるため、従来の鋼管に比べ管周方向の降伏比を低くすることが可能となる。降伏伸びが０．５％未満では拡管による加工硬化量が大きくなるため、鋼管の降伏比が上昇する。よって、降伏伸びは０．５％以上とし、１．０％以上であることが好ましい。一方、降伏伸びが３．０％を超えると、拡管後も管軸方向の応力歪曲線に長い降伏伸びが残留するため、座屈特性が劣化するため、３．０％以下であることが好ましい。
本発明では、圧延直角方向（Ｃ方向）の応力歪曲線において、降伏棚を有し０．５％以上の降伏伸びを有するものとする。応力歪曲線における降伏伸びの定義は、降伏点の不連続部（降伏棚）の長さが降伏伸びである。一般に、鋼板の圧延方向に対して直角な方向（圧延直角方向）が鋼管の管周方向と一致しているため、鋼板の圧延直角方向の引張特性が重要である。応力歪曲線に降伏棚がある場合、拡管による圧延直角方向の引張変形を降伏伸びによって吸収することができ、加工硬化による降伏強度の上昇量が低減できるため、従来の鋼管に比べ管周方向の降伏比を低くすることが可能となる。降伏伸びが０．５％未満では拡管による加工硬化量が大きくなるため、鋼管の降伏比が上昇する。よって、降伏伸びは０．５％以上とし、１．０％以上であることが好ましい。一方、降伏伸びが３．０％を超えると、拡管後も管軸方向の応力歪曲線に長い降伏伸びが残留するため、座屈特性が劣化するため、３．０％以下であることが好ましい。
５．製造方法について
本発明のＮｉ合金クラッド鋼板の製造方法について以下に述べる。
本発明のＮｉ合金クラッド鋼板の製造方法について以下に述べる。
本発明のクラッド鋼の母材素材ならびに合せ材素材は、前記した成分範囲に調整され、常法等により溶製することができる。クラッド圧延用組立スラブは、母材／合せ材／合せ材／母材というように重ね合わせた形式が製造上効率的であり、また冷却時の反りを考慮すると、母材同士、合せ材同士は等厚であることが望ましい。もちろん、上記で記述した組立方式に限定する必要が無いことは言うまでも無い。
加熱温度：１０５０〜１２００℃
加熱時に合せ材を十分溶体化するために１０５０℃以上に加熱する。クラッド鋼の接合性の観点からは、加熱温度は高温である方が好ましい。しかしながら、１２００℃を超えて加熱すると、Ｎｉ合金の熱間延性が劣化して、圧延中に素材割れが生じる、また、１２００℃を超えて加熱すると、母材の結晶粒粗大化によって靭性劣化を招く。よって、耐食性、低温靭性、接合性の観点から、加熱温度は１０５０〜１２００℃の範囲とする。
加熱時に合せ材を十分溶体化するために１０５０℃以上に加熱する。クラッド鋼の接合性の観点からは、加熱温度は高温である方が好ましい。しかしながら、１２００℃を超えて加熱すると、Ｎｉ合金の熱間延性が劣化して、圧延中に素材割れが生じる、また、１２００℃を超えて加熱すると、母材の結晶粒粗大化によって靭性劣化を招く。よって、耐食性、低温靭性、接合性の観点から、加熱温度は１０５０〜１２００℃の範囲とする。
９５０℃以上での圧下比：２．０以上
クラッド鋼は高温域での圧延によって、接合性が確保される。高温域での圧延が重要な理由としては、合せ材であるＮｉ合金と母材である低合金鋼の変形抵抗差が小さくなるため、圧延で理想的な接合界面となる点と、高温域では合せ材と母材との境界で元素相互拡散が進行しやすいためである。特に、Ｎｉ合金はオーステナイト系ステンレス鋼より変形抵抗が大きいことから、オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の場合より、高温での大きな圧下比が必要となる。よって、クラッド圧延用組立スラブを作製する段階で、組立スラブ内の真空度が１０−４ｔｏｒｒ以上の高真空を確保できれば、合せ材／母材界面で十分な金属接合を得ることができ、そのためには、９５０℃以上での圧下比（＝（圧延前の板厚）÷（圧延後の板厚））が２．０以上であれば良い。接合性の確保のためには、好ましくは、温度範囲は１０００℃以上であり、圧下比は２．５以上である。
クラッド鋼は高温域での圧延によって、接合性が確保される。高温域での圧延が重要な理由としては、合せ材であるＮｉ合金と母材である低合金鋼の変形抵抗差が小さくなるため、圧延で理想的な接合界面となる点と、高温域では合せ材と母材との境界で元素相互拡散が進行しやすいためである。特に、Ｎｉ合金はオーステナイト系ステンレス鋼より変形抵抗が大きいことから、オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の場合より、高温での大きな圧下比が必要となる。よって、クラッド圧延用組立スラブを作製する段階で、組立スラブ内の真空度が１０−４ｔｏｒｒ以上の高真空を確保できれば、合せ材／母材界面で十分な金属接合を得ることができ、そのためには、９５０℃以上での圧下比（＝（圧延前の板厚）÷（圧延後の板厚））が２．０以上であれば良い。接合性の確保のためには、好ましくは、温度範囲は１０００℃以上であり、圧下比は２．５以上である。
母材の強度、低温靭性、特に脆性破壊の伝播停止特性を改善するには、オーステナイト低温域での高圧下と圧延直後の水冷が有効であることが明らかとなった。そこで制御圧延と圧延後の冷却条件について以下に述べる。なお、圧延、冷却過程における温度は鋼板表面温度を意味するものとする。
制御圧延：未再結晶開始温度Ｔｎｒ以下の温度域において累積圧下率４０％以上、圧延終了温度を８００℃以上
母材中のオーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率が４０％以上の圧延を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し、その後の加速冷却で変態生成するベイナイトが微細化し靱性が向上する。圧延仕上温度を８００℃未満まで低温化すると、元素拡散の進行が生じにくく接合性の劣化に繋がり、また、合せ材中の炭化物の析出が促進し、耐食性が劣化する。よって、制御圧延は、母材の強度、低温靱性と合せ材の耐食性、クラッド鋼板の接合性を全て確保するために、未再結晶開始温度Ｔｎｒ以下の温度域において累積圧下率が４０％以上とし、圧延終了温度を８００℃以上とする。なお、Ｔｎｒは以下の式から求める。
Ｔｎｒ（℃）＝１７４ｌｏｇ（Ｎｂ×（Ｃ＋１２／１４×（Ｎ−Ｔｉ／３．４２）））＋１４４４
ただし、式に示す元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
母材中のオーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率が４０％以上の圧延を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し、その後の加速冷却で変態生成するベイナイトが微細化し靱性が向上する。圧延仕上温度を８００℃未満まで低温化すると、元素拡散の進行が生じにくく接合性の劣化に繋がり、また、合せ材中の炭化物の析出が促進し、耐食性が劣化する。よって、制御圧延は、母材の強度、低温靱性と合せ材の耐食性、クラッド鋼板の接合性を全て確保するために、未再結晶開始温度Ｔｎｒ以下の温度域において累積圧下率が４０％以上とし、圧延終了温度を８００℃以上とする。なお、Ｔｎｒは以下の式から求める。
Ｔｎｒ（℃）＝１７４ｌｏｇ（Ｎｂ×（Ｃ＋１２／１４×（Ｎ−Ｔｉ／３．４２）））＋１４４４
ただし、式に示す元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
Ａｒ３温度以上から冷却速度５℃／ｓ以上、冷却停止温度５００℃未満まで加速冷却する焼入れ工程
冷却開始温度はＡｒ３温度以上とする。圧延終了後、引き続いて加速冷却をフェライト生成量が多くなる温度域から開始すると、フェライト相が混在したベイナイト組織となり、本発明の効果が得られないため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とする。ここで、Ａｒ３温度はフェライト変態が開始する温度であり、下記式により求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ−０．３５（ｔ−８）
ただし、式に示す元素記号は各元素の含有量（質量％）を、また、ｔは板厚（ｍｍ）を表す。
冷却開始温度はＡｒ３温度以上とする。圧延終了後、引き続いて加速冷却をフェライト生成量が多くなる温度域から開始すると、フェライト相が混在したベイナイト組織となり、本発明の効果が得られないため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とする。ここで、Ａｒ３温度はフェライト変態が開始する温度であり、下記式により求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ−０．３５（ｔ−８）
ただし、式に示す元素記号は各元素の含有量（質量％）を、また、ｔは板厚（ｍｍ）を表す。
圧延終了後に５００℃未満まで加速冷却するのは、母材の強度、低温靱性を担保するためである。特に、クラッド鋼板は、クラッド圧延用組立スラブを、母材／合せ材／合せ材／母材というように重ね合わせた形式で製造することが多く、通常の無垢の炭素鋼の圧延に比べて２倍の圧延厚になる。そのため、母材の強度、合せ材の耐食性を確保するためには、加速冷却の冷却速度を速め、冷却停止温度を低温化させなければ、製品板厚の全厚について特性を得ることができない。冷却速度は、耐食性に大きく影響し、冷却速度が５℃／ｓ未満では、圧延直後からの冷却過程において、合せ材中に炭化物が析出し、耐食性が劣化する。よって、冷却停止温度は５００℃未満とし、冷却速度は５℃／ｓ以上とする。冷却停止温度は好ましくは、３００℃以下とする。冷却速度は、好ましくは１０℃／ｓ以上である。なお、加速冷却後の冷却方法としては、水冷等を適用することができる。加速冷却後の冷却では、ベイナイト変態を完全に終了させるために、１５０℃以下まで冷却することが好ましい。
４００〜６００℃で焼き戻しする焼き戻し工程
焼入れ工程につづいて、焼入れされた鋼板に対して焼き戻しを実施する。焼き戻しの加熱開始温度は特に限定されるものではないが、室温にまで温度が下がってから焼き戻しを開始する必要はなく、たとえば、１５０℃以下の温度域から焼き戻しを開始することができる。
焼入れ工程につづいて、焼入れされた鋼板に対して焼き戻しを実施する。焼き戻しの加熱開始温度は特に限定されるものではないが、室温にまで温度が下がってから焼き戻しを開始する必要はなく、たとえば、１５０℃以下の温度域から焼き戻しを開始することができる。
４００〜６００℃の焼き戻し温度で焼き戻し処理を行うのは、加速冷却後に金属組織中に生成したＭＡを分解・消失させ、降伏伸びが発現する降伏型の応力歪曲線にするためである。焼き戻し温度が４００℃未満だと充分にＭＡが分解しない。６００℃を超えると母材の強度低下が起こり、また、合せ材の耐食性が低下する。よって、焼き戻し温度は４００〜６００℃の範囲とする。
以下に本発明の実施例を比較例と対比しつつ説明する。
表１に示す成分組成からなる母材と、表２に示す成分組成からなる合せ材を用いて、クラッド鋼板を製造した。表１の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。製造条件は、母材／合せ材／合せ材／母材を重ねて一組のスラブに組み立てた。スラブにおける母材の厚みは１６０ｍｍ、合せ材の厚みは１５ｍｍとした。ついで、表３に示す加熱、圧延、冷却条件で熱間圧延および焼き入れを行い、その後、１５０℃以下の温度域から加熱して焼き戻しを行った。このようにして、圧延後の片面のクラッド鋼板の厚みが、母材３２ｍｍ＋合せ材３ｍｍとなるクラッド鋼板を製造した。ここで、圧延直後のクラッド鋼板の全体の板厚は、母材３２ｍｍ＋合せ材３ｍｍ＋合せ材３ｍｍ母材３２ｍｍの合計７０ｍｍであるので、表１のＡｒ３変態点は、前述の計算式において板厚ｔを７０ｍｍとして計算した値を示している。
母材の機械的特性は、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した引張試験片とＤＷＴＴ試験片を採取し、引張試験とＤＷＴＴ試験をおこなった。採取方向は、鋼板の圧延直角方向とした。引張試験は、０．５％ＹＳが４５０ＭＰａ以上、ＴＳが５３５ＭＰａ以上を母材強度に優れているものとした。また、引張試験後に応力歪曲線から降伏伸びを求めた。ＤＷＴＴ試験は、−２０℃を試験温度とし、延性破面率（ＳＡ）８５％以上を母材の低温靭性に優れているものとした。また、鋼板から冷間で管状に成型し、突合せ部を溶接して鋼管を製造し、拡管後の鋼管について、管周方向から丸棒引張試験片（平行部径：６ｍｍΦ、標点間距離：２４ｍｍ）を切り出して、０．５％ＹＳ、ＴＳ、降伏比（ＹＲ）を測定した。鋼管の降伏比が９０％以下となる鋼板を特性が満足すると判断する。また、鋼管の溶接部の靱性評価（ＨＡＺ靭性）をシャルピー試験で行った。シャルピー試験片のノッチ位置は、溶接金属と母材の境界であるボンド部から、母材側へ３ｍｍ（ＨＡＺ３ｍｍ）の位置とした。試験温度は、−２０℃で実施した。本発明では−２０℃の吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）が１００Ｊ以上を靱性に優れているものとした。
また、合せ材の耐食性試験は、ＪＩＳ Ｇ０５７３ ステンレス鋼の６５体積％硝酸腐食試験（ヒューイ試験）方法に準拠した。試験方法は、沸騰させた６５％硝酸溶液中に試験片を４８時間浸漬させ、試験前後の重量変化から腐食速度（ｇ／（ｍ２・ｈ））を算出し、新たな沸騰６５％硝酸溶液中に同一試験片を再び浸漬させる。この４８時間浸漬試験を５回繰り返し、５回の腐食速度の平均値から耐食性能を評価した。評価基準は、合せ材１（表２のＣ１〜Ｃ３）については、０．７５ｇ／（ｍ２・ｈ）以下のものを、合せ材２（表２のＣ４）については、０．５０ｇ／（ｍ２・ｈ）以下のものを耐食性能が良好であると判断した。なお、合せ材毎に耐食性能の評価基準が異なるのは、合せ材の化学成分の違いによって、沸騰させた６５％硝酸溶液中に浸漬した際の腐食電位域が異なることで各合金によって腐食速度は変化するためである。
また、クラッド鋼としての接合性は、ＪＩＳ Ｇ０６０１：２０１２のクラッド鋼の試験方法に記載のせん断強さ試験に準拠して行った。評価基準はせん断強さが３００ＭＰａ以上のものを接合性が良好であると判断した。
また、組織観察について、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察により得られた４視野のミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占めるそれらの面積率の平均値から算出した。なお、ベイナイトについては、光学顕微鏡あるいはＳＥＭによる観察にて判断した。
表４および表５に試験結果を示す。
表１には、母材の化学成分実績を示す。鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１０は本発明の範囲に属する発明例である。一方、鋼Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ４は何れかの成分が発明の範囲外となっている比較例である。表２には、合せ材の化学成分実績を示す。鋼Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ４は本発明の範囲に属する発明例である。表３には、表１に示す化学成分の母材と、表２に示す化学成分の合せ材を使ってクラッド鋼板を製造した製造実績を示す。製造方法Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ１０は、加熱、圧延、冷却、焼き戻しのいずれの製造条件とも発明の範囲に属する発明例である。一方、製造方法Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ７は加熱、圧延、冷却、焼き戻しのいずれかの製造条件が発明の範囲外である比較例である。なお、製造したクラッド鋼板を３５ｍｍ、つまり、圧延厚として７０ｍｍとしている。これらの鋼板を用いて、管厚３５ｍｍ、外径９００ｍｍの鋼管を製造し、最終工程において拡管率１．０％で拡管を施した。
表４および表５には、製造した各種クラッド鋼板とクラッド鋼管の試験結果を示す。表には、金属組織、ＭＡ分率、クラッド鋼板の母材の引張試験、落重試験の結果、鋼管の母材の引張特性、溶接試験結果（ＨＡＺ３ｍｍでのシャルピー試験）、せん断試験結果および合せ材の腐食試験結果を示す。実施例Ｎｏ．１〜１９、３１はいずれの試験も目標値を満足する発明例である。実施例Ｎｏ．２０〜２３は母材の化学成分が発明の範囲外であり、Ｎｏ．２４〜３０、３２は何れかの製造条件が発明の範囲外であるため、各種試験結果が目標値に達しなかった。
Claims (4)
- 低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、前記母材の化学成分が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．７５〜１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０４０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｖ：０．０１０％未満、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、前記クラッド鋼板の合せ材をＮｉ合金とし、前記合せ材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｆｅ：５．０％以下、Ａｌ：０．０２〜０．４０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％を含有し、さらに、Ｎｂ＋Ｔａ：３．１５〜４．１５％を含有し、残部Ｎｉ及び不可避的不純物からなり、前記母材が圧延直角方向の応力歪曲線において０．５％以上の降伏伸びを有し、さらに面積分率が２．０％未満の島状マルテンサイトと残部がベイナイト組織からなることを特徴とする母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
- 低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、前記母材の化学成分が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．７５〜１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０４０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｖ：０．０１０％未満、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、前記クラッド鋼板の合せ材をＮｉ合金とし、前記合せ材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：３８．０〜４６．０％、Ｃｒ：１９．５〜２３．５％、Ｍｏ：２．５０〜３．５０％、Ｃｕ：１．５０〜３．００％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．６０〜１．２０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、前記母材が圧延直角方向の応力歪曲線において０．５％以上の降伏伸びを有し、さらに面積分率が２．０％未満の島状マルテンサイトと残部がベイナイト組織からなることを特徴とする母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
- さらに、前記母材の化学成分が、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、の中から選ばれる一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板。
- 請求項１〜３の何れかに記載の化学成分を有する母材および合せ材を重ね合わせたクラッド圧延用組立スラブを用いて、１０５０〜１２００℃に加熱後、鋼板表面温度が９５０℃以上での圧下比を２．０以上とし、未再結晶開始温度Ｔｎｒ以下の温度域において累積圧下率４０％以上、圧延終了温度を８００℃以上とする条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に、Ａｒ３温度以上から冷却速度５℃／ｓ以上、冷却停止温度５００℃未満とする条件で加速冷却する焼入れ工程と、さらに、４００〜６００℃で焼き戻しする焼き戻し工程とを備えることを特徴とする、前記母材が圧延直角方向の応力歪曲線において０．５％以上の降伏伸びを有し、さらに面積分率が２．０％未満の島状マルテンサイトと残部がベイナイト組織からなる、母材が高強度で低温靱性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
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