WO2021054335A1 - クラッド鋼およびその製造方法 - Google Patents

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WO2021054335A1
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洋太 黒沼
浩文 大坪
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/02—Clad material

Definitions

  • the present invention relates to clad steel used, for example, in a reaction vessel of a chemical plant, and a method for producing the same.
  • Clad steel is made by metallurgically joining dissimilar metals, and unlike plating, there is no concern about peeling, and it is possible to give properties that cannot be achieved with single metals and alloys.
  • the clad steel can exhibit the same function as a solid material having a single metal or alloy in the entire plate thickness.
  • a high alloy clad steel is known in which a high alloy steel material having high corrosion resistance is used as a laminated material, an ordinary steel material is used as a base material, and two kinds of metal materials having different properties are bonded together.
  • carbon steel and low alloy steel suitable for harsh environments such as high toughness and high strength other than corrosion resistance can be applied to the base material of the clad steel.
  • the clad steel uses less alloying elements such as Cr, Ni and Mo than the solid material, can secure the same rust prevention performance as the solid material, and is equivalent to the carbon steel and the low alloy steel. Since strength and toughness can be ensured, it has the advantage of being both economical and functional. From the above, clad steel using a high alloy laminate is considered to be a very useful functional steel material, and its needs have been increasing more and more in various industrial fields in recent years. Further, in recent years, with the increasing use of clad steel in low temperature environments such as cold regions, higher base metal strength and toughness are required for clad steel.
  • Patent Document 1 discloses a clad steel having excellent toughness until solution formation by heating to a solution treatment temperature and then slowly cooling the base metal to a temperature below the BN precipitation temperature to precipitate BN, and then quenching. ing.
  • the present invention provides a clad steel material capable of improving strength and toughness even by stress relief annealing by defining the components of the base material and the structure of the base material, and a method for producing the same.
  • the purpose is.
  • the present inventors investigated the relationship between the base material component and the structure, strength, and toughness. As a result, it was found that the deterioration of toughness was caused by the coarsening of ferrite grains. Furthermore, by clarifying that there is a correlation between the pearlite phase fraction in the base metal structure and the maximum ferrite grain size, and by defining the phase fraction and the maximum ferrite grain size of the base metal, the strength and toughness of the base metal
  • the present invention has been found to be able to provide excellent clad steel, and the gist thereof is as follows. [1] In clad steel in which a laminated material made of an alloy is joined to a base steel plate The base steel sheet is based on mass%.
  • the structure of the base steel sheet contains a pearlite phase of 2% or less in terms of area ratio, a bainite phase and / or a martensite phase in a total of 13 to 35%, and a ferrite phase of 65 to 85%.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + Mo / 5 ...
  • the base steel sheet further contains one or two selected from Cr: 0.01 to 0.40% and V: 0.001 to 0.050% in mass%, and The clad steel according to [1], wherein the Ceq represented by the following formula (2) is in the range of 0.38 to 0.45.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (Cr + Mo + V) / 5 ...
  • Manufacturing method of clad steel including. [4] The method for producing clad steel according to [3], which comprises a step of reheating the rolled body to 500 ° C. to 680 ° C. after the cooling step.
  • the strength after stress relief annealing is ensured by specifying the C amount, Mo amount, and Ceq in the base steel sheet, and ferrite is defined by specifying the pearlite phase fraction.
  • the grains can be made finer, and as a result, the strength and toughness can be significantly improved.
  • the clad steel has a structure in which a laminated material is joined to one side or both sides of a base steel plate.
  • the laminated material include, but are not limited to, corrosion-resistant stainless steel or Ni alloy, and various alloys can be used depending on the application.
  • the composition and structure of the base steel sheet will be described below.
  • the composition of the base steel plate is, in mass%, (a) C: 0.06 to 0.15%, (b) Si: 0.10 to 0.60%, and (c) Mn: 1.20 to 1. .60%, (d) P: 0.030% or less, (e) S: 0.010% or less, (f) Al: 0.005 to 0.050%, (g) Mo: 0.05 to 0 .15%, (h) Nb: 0.010 to 0.040%, (i) Ti: less than 0.005%, (j) N: 0.0010 to 0.0100%, (k) Cu: 0. It contains 10 to 0.50%, (l) Ni: 0.10 to 0.50%, and (m) Nb / N: 2.0 to 10.0.
  • each component composition will be described in detail.
  • (A) C 0.06 to 0.15% C is an element that improves the strength of steel, and when it is contained in an amount of 0.06% or more, sufficient strength is exhibited, preferably 0.07% or more, and more preferably 0.08% or more. .. However, if it exceeds 0.15%, the weldability and toughness are deteriorated. Therefore, the amount of C is 0.15% or less, preferably 0.14% or less, and more preferably 0.12% or less.
  • Si 0.10 to 0.60% Si is effective for deoxidation and is contained in an amount of 0.10% or more, preferably 0.20% or more in order to improve the strength of the steel. However, if it exceeds 0.60%, the surface texture and toughness of the steel are deteriorated. Therefore, the Si content is preferably 0.60% or less, preferably 0.50% or less. It should be noted that Si is an element that inevitably enters steel from a raw material such as iron ore, and suppressing the amount of Si to less than 0.10% leads to an increase in cost in the steelmaking process.
  • Mn is an element that increases the strength of steel. Further, since it is cheaper than other elements such as Ni and Cr that increase the strength, it is desirable to add them positively. Therefore, the lower limit of the addition amount is preferably 1.20% and 1.30%. However, if it exceeds 1.60%, the weldability is impaired. Therefore, the amount of Mn is set to 1.60% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an unavoidable impurity in steel, and if the content of P exceeds 0.030%, the toughness deteriorates. That is, P is preferably reduced as much as possible, but up to 0.030% is acceptable. Therefore, the upper limit of the amount of P is 0.030% or less, preferably 0.025% or less. However, in order to reduce the amount of P to less than 0.0001%, it takes a long time to remove P in the process of melting molten steel, which causes an increase in manufacturing cost. Therefore, it should be 0.0001% or more. Is preferable. The preferable range of the P amount is 0.0001 to 0.025%.
  • S 0.010% or less S is also an unavoidable impurity in steel, like P. If the S content exceeds 0.010%, the toughness deteriorates. That is, S is preferably reduced as much as possible, but up to 0.010% is acceptable. Therefore, the upper limit of the amount of S is 0.010% or less, preferably 0.005% or less. However, in order to reduce the amount of S to less than 0.0001%, it takes a long time to remove S in the process of melting molten steel, which leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, it is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0003% or more.
  • (F) Al 0.005 to 0.050% Al is added as an antacid. Since the deoxidizing effect is exhibited when the content is 0.005% or more, 0.005% or more, preferably 0.010% or more is added. However, if it exceeds 0.050%, the toughness of the welded portion deteriorates. Therefore, the amount of Al is 0.050% or less, preferably 0.045% or less.
  • Mo 0.05 to 0.15%
  • Mo is an element that improves the hardenability of steel and improves the strength and toughness of rolled steel. Further, Mo is combined with C, and to form the MoC and Mo 2 C, since these carbides are stable, the effect of improving strength at stress relief annealing, the toughness. Since the effect is exhibited with a content of 0.05% or more, the amount of Mo is set to 0.05% or more, preferably 0.07% or more. However, if it exceeds 0.15%, it causes deterioration of weldability. Therefore, the amount of Mo is 0.15% or less, preferably 0.13% or less.
  • Nb is precipitated as Nb nitride, which has the effect of suppressing coarsening of austenite grains and improving the strength and toughness of steel. Further, in rolling in the austenite region, the recrystallization temperature region is expanded to a low temperature, the crystal grains can be miniaturized, and the toughness is improved. Since these effects can be obtained by containing 0.010% or more, the amount of Nb is set to 0.010% or more. From the viewpoint of finer crystal grains and improvement of toughness, it is preferably 0.013% or more. However, if it exceeds 0.040%, coarse Nb nitride is formed and the toughness deteriorates.
  • the amount of Nb is set to 0.040% or less, preferably 0.030% or less from the viewpoint of suppressing coarse Nb nitride. Further, by setting the ratio with the nitrogen atom described later to a predetermined value or more, the effect of suppressing the coarsening of austenite grains can be further exhibited.
  • Ti forms carbides and nitrides such as TiC and TiN by itself, and in the case of compound addition with Nb, composite carbides and composite nitrides of Ti and Nb are formed.
  • the amount of Ti is preferably less than Nb.
  • the amount of Ti is preferably less than 0.005% and preferably 0.003% or less from the viewpoint of forming carbides or nitrides.
  • N is an element indispensable for the formation of Nb nitride, and Nb nitride is formed at a content of 0.0010% or more. Therefore, the amount of N is set to 0.0.10% or more, and preferably 0.0020% or more from the viewpoint of forming a nitride. However, if it exceeds 0.0100%, it causes deterioration of weldability and toughness. Therefore, the amount of N is 0.0100% or less, preferably 0.0080% or less from the viewpoint of deterioration of weldability and toughness, and a preferable range is 0.0020 to 0.0080%. Further, it is considered that the effect of suppressing the coarsening of ⁇ grains (austenite grains) can be further exerted by setting the ratio with Nb, which will be described later, to a predetermined value or more.
  • (K) Cu 0.10 to 0.50% Cu is an element effective for improving the hardenability of steel, and improves the strength and toughness of rolled steel. Considering economic efficiency and the amount of other additive elements, the addition amount is 0.10% or more, preferably 0.20% or more. However, if it exceeds 0.50%, it causes deterioration of weldability and toughness. Therefore, the amount of Cu is 0.50% or less, preferably 0.40% or less.
  • Ni is an optional component element that improves the hardenability of steel and is particularly effective in improving toughness. Considering economic efficiency and the amount of other additive elements, the addition amount is 0.10% or more, preferably 0.20% or more. However, if it exceeds 0.50%, the weldability is impaired and the alloy cost also increases. Therefore, the amount of Ni is 0.50% or less, preferably 0.40% or less.
  • Nb / N 2.0 to 10.0
  • Nb / N the ratio of Nb / N of Nb to mass% of N is 2.0 or more
  • the effects of precipitation of Nb nitride and solid solution Nb are sufficiently exhibited.
  • Nb / N is set to 2.0 or more.
  • Nb / N exceeds 10.0, the amount of Nb dissolved in the steel increases and the toughness deteriorates. Therefore, Nb / N is 10.0 or less, preferably 7.0 or less.
  • the component composition is contained so that Ceq, which is an index value of hardenability of steel of the following formula (1), satisfies 0.38 to 0.45.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + Mo / 5 ... (1) (In the above formula, the element symbol indicates the mass% of each element.)
  • Ceq is 0.38 or more, sufficient hardenability can be ensured and good steel strength and toughness can be obtained. Therefore, Ceq is 0.38 or more, preferably 0.39 or more, and more preferably 0.40 or more. However, if Ceq exceeds 0.45, weldability is impaired, so Ceq is 0.45 or less, preferably 0.44 or less, and more preferably 0.43 or less.
  • an arbitrary component may be added to the base steel sheet as needed. That is, as an optional component, one or two selected from the group consisting of Cr: 0.01 to 0.40% and V: 0.001 to 0.050% in mass% may be further contained. ..
  • Cr 0.01-0.40% Cr is an optional component element that improves the hardenability of steel and improves the strength and toughness of rolled steel. The effect is exhibited at a content of 0.01% or more. However, if it exceeds 0.40%, it causes deterioration of weldability and toughness. Therefore, when Cr is contained particularly for the purpose of improving the strength and toughness of steel, the amount of Cr is set to 0.01 to 0.40%. A more preferable range of the Cr amount is 0.01 to 0.30%.
  • V 0.001 to 0.050%
  • V is an optional element that improves the strength of steel by forming a carbonitride. The effect is exhibited with a content of 0.001% or more. Therefore, especially when V is contained for the purpose of improving the strength of steel, it is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005% or more. However, if it exceeds 0.050%, the toughness deteriorates. Therefore, the amount of V is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (Cr + Mo + V) / 5 ... (2) (In the above formula, the element symbol indicates the mass% of each element.)
  • Ceq is 0.38 or more, sufficient hardenability can be ensured, and good steel strength and toughness can be obtained. Therefore, Ceq is 0.38 or more, preferably 0.39 or more, and more preferably 0.40 or more. However, if Ceq exceeds 0.45, weldability is impaired, so Ceq is 0.45 or less, preferably 0.44 or less, and more preferably 0.43 or less.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • Ca 0.010% or less
  • B 0.0050% or less
  • Sn 0.050% or less
  • Sb 0.050% or less
  • Zr 0.050% or less
  • W 0.050% or less
  • the appropriate composition range of the base steel sheet of the clad steel has been described, but it is not sufficient to adjust the composition of the base steel sheet to the above range, and the structure fraction and the maximum ferrite grain constituting the base steel sheet are not sufficient.
  • the diameter By controlling the diameter, the strength and toughness of the base steel sheet are improved.
  • the structure fraction and the maximum ferrite grain size of the base steel sheet of the clad steel will be described.
  • the area ratio of the pearlite phase is set to 2% or less. It is preferably 1% or less.
  • the bainite phase and martensite phase are necessary for improving the strength and toughness by refining the ferrite grains. Since the effect is exhibited at a fraction of 13% or more, the lower limit is set to 13%. However, if the fractions of the bainite phase and the martensite phase are large, the hard phase increases, which causes deterioration of workability. Therefore, the upper limit is set to 35%. Therefore, the area ratio of the bainite phase and / or the martensite phase is 13 to 35%. It is preferably 15 to 30%.
  • the remaining constituent structure of the base steel sheet is the ferrite phase, and the area ratio of the ferrite phase is 65 to 85%.
  • the total area ratio of the pearlite phase, the bainite phase and / or the martensite phase and the ferrite phase is 100%.
  • the maximum value of the ferrite particle size is 45 ⁇ m or less.
  • the toughness is improved by refining the coarse ferrite particles in the structure, and when the maximum value of the ferrite grain size is 45 ⁇ m or less, the toughness is remarkably improved. Therefore, the maximum value of the ferrite particle size is 45 ⁇ m or less. It is preferably 40 ⁇ m or less.
  • the steel material for the base steel plate of the clad steel is adjusted to the above-mentioned composition and melted by a conventional method or the like.
  • the laminated material is appropriately selected depending on the corrosive environment used and the like. Examples of the laminated material include austenitic stainless steels such as SUS304L, SUS316L, and SUS317L melted by a conventional method, martensitic stainless steels such as SUS410, ferrite stainless steels such as SUS430, and two phases such as SUS329J3L. Corrosion resistant alloys such as stainless steel and Ni alloys such as NW4400, NCF625 and NCF825 can be used.
  • An assembly slab for clad rolling (hereinafter referred to as "assembly slab”) is assembled using the material of the base steel plate and the material of the laminated material.
  • the assembled slab can be manufactured using a known method.
  • the superposed form such as the material of the base steel plate / the material of the laminated material / the material of the laminated material / the material of the base steel plate is efficient in manufacturing.
  • the materials of the base steel plate and the materials of the laminated material have the same thickness.
  • the assembled slab assembled as described above is heated and then hot-rolled. That is, as a whole, (I) base material material manufacturing step, (II) heating step, (III) rolled body forming step, (IV) reheating step, and (V) cooling step are performed in this order.
  • the conditions in each process are as follows.
  • the temperature conditions in the present invention are all the temperatures of the surface of the material and the steel plate.
  • the base material material manufacturing process is a process in which a steel material for a base material steel sheet adjusted within the above-mentioned component range is heated to 1180 ° C. or higher by a conventional method and then rolled. is there.
  • the reason why the heating temperature is set to 1180 ° C. or higher is to reduce the microsegregation of the base steel sheet and to secure the toughness of the base steel sheet.
  • the heating temperature is less than 1180 ° C., microsegregation of the steel material for the base steel sheet formed during casting remains, and the hardenability of the region where the quenching promoting component is diluted is not ensured, and coarse ferrite grains are not ensured.
  • the heating of the steel material for the base steel sheet is set to 1180 ° C. or higher. It is preferably 1200 ° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 1300 ° C. or lower in consideration of the melting temperature of the steel for the base steel sheet. Then, the steel for the base steel sheet is rolled after being heated to produce the material for the base steel sheet.
  • the heating step is a step of heating the assembled slab to 1050 ° C to 1250 ° C.
  • the assembly slab may be manufactured, for example, as described above.
  • the heating temperature is set to 1050 ° C. or higher in order to ensure the bondability between the laminated material and the base steel sheet and the toughness of the base steel sheet.
  • the heating temperature becomes 1050 ° C. or higher, rolling in a high temperature region is advantageous for joining the laminated material and the base steel sheet.
  • the heating temperature is set to 1050 ° C.
  • the heating temperature is 1050 to 1250 ° C, preferably 1100 to 1250 ° C.
  • the rolled body forming step is a step of forming a rolled body by subjecting an assembled slab to hot rolling with a reduction ratio of 3.0 or more.
  • the rolling ratio means the slab thickness (thickness of the assembled slab before rolling) / the thickness of the clad steel after rolling.
  • the reason why the reduction ratio is set to 3.0 or more in hot rolling is that by setting the reduction ratio to 3.0 or more, the crystal grains of the base steel sheet are made finer and the toughness of the base steel sheet is improved. ..
  • the range of the reduction ratio is more preferably 4.0 to 20.0.
  • the reheating step is a step of allowing the rolled body hot-rolled at a reduction ratio of 3.0 or more to cool in the air or the like, and then reheating the rolled body to 900 to 1150 ° C.
  • cooling means exposing the whole body or steel to the atmosphere without performing forced cooling by water injection or the like, and means air cooling without performing active cooling.
  • active cooling means "actively cooling with gas, liquid or a mixture thereof". From the viewpoint of improving pitting corrosion resistance, strength or toughness, it is preferable not to perform active cooling during reheating after allowing the rolled body to cool.
  • the reason for reheating after hot rolling is to adjust the structure of the base steel sheet.
  • the structure of the base steel sheet is homogenized, and the strength and toughness are improved.
  • the reheating temperature is 900 ° C. or higher, preferably 930 ° C. or higher.
  • the reheating temperature is 1150 ° C., preferably 1100 ° C. or lower.
  • the cooling step is a step of cooling the reheated rolled body. Specifically, the base steel sheet in the rolled body is cooled at a cooling rate of 0.1 ° C./s or more and less than 1.0 ° C./s. This is the cooling process.
  • the cooling rate of the base steel sheet after reheating is set to 0.1 ° C./s or more because the base material has a pearlite phase of 2% or less, a bainite phase and / or a martensite phase of 13 to 35% in total. This is because the structure contains 65 to 85% of the ferrite phase.
  • the cooling rate of the base metal after reheating is set to 0.1 ° C./s or more and less than 1.0 ° C./s.
  • a known technique such as injecting cooling water onto the base steel plate side of the rolled body can be used regardless of the method.
  • the method for producing clad steel according to the present invention is preferably carried out in the order of each of the above-mentioned steps (I) to (V), but a known step may be further added between each step if necessary. Further, if necessary, a post-cooling reheating step (VI) is performed after the (V) cooling step.
  • the reheating step after cooling is a step of reheating the rolled body to 500 ° C. to 680 ° C. after the cooling step (V) described above.
  • the reason why heating is performed again after cooling is to understand the characteristics of the non-welded portion that has undergone the stress relief heat treatment after welding. Since the post-weld stress relief heat treatment is performed on the entire post-welded steel structure, the non-welded portion is also exposed to the same heat treatment. Therefore, a heat treatment simulating the stress relieving heat treatment after welding may be performed to evaluate the characteristics.
  • the reheating temperature is set to 500 ° C. or higher because the stress removing effect of the welded portion is not sufficient if the temperature is lower than 500 ° C.
  • the temperature is set to 680 ° C. or lower.
  • the holding time is appropriately set depending on the heating temperature, plate thickness, and the like.
  • the method for producing the clad steel may be any one in which all the steps are performed in the order of steps (I) to (V), and if necessary, a known step may be further added between the steps.
  • the steel types shown in Table 1 below were melted to prepare a material for the base steel sheet.
  • As the material of the laminated material one selected from SUS304L, SUS316L, SUS317L, SUS410, SUS430, SUS329J3L, NW4400, NCF625, and NCF825 was melted by a conventional method.
  • the underlined part means that it is out of the scope of the present invention, and the blank means the case where it is not contained or is contained as an unavoidable impurity.
  • the clad steel was manufactured by the manufacturing method shown in Table 2.
  • the thickness of the laminated material was 2 mm to 4 mm
  • the thickness of the base steel plate was 15 mm to 45 mm.
  • stress relief annealing was performed after a non-annealing process, ie, reheating and subsequent cooling.
  • test pieces were collected, and (1) evaluation of the structure fraction of the base steel sheet, (2) evaluation of the maximum ferrite grain size of the base steel sheet, (3) strength evaluation, and (4) toughness. Evaluation was carried out.
  • the toughness of the base steel sheet was evaluated by the Charpy impact test.
  • a 10 ⁇ 10 mm size V-notch Charpy impact test piece specified in JIS Z2242 was collected from the base steel sheet and subjected to a Charpy impact test. Those having a Charpy impact absorption energy value (vE-40) at ⁇ 40 ° C. exceeding 100 J were judged to have good toughness.
  • vE-40 Charpy impact absorption energy value
  • Clad steels 1 to 14 showed good strength and toughness. No. 1 whose composition of the base steel sheet is outside the scope of the present invention. In the clad steels of 15 to 23, the strength of the base steel sheet was less than 485 MPa and / or the Charpy impact absorption energy value was 100 J or less, and the strength and / or toughness was inferior. In addition, No. In the clad steels of 24 to 33, the strength of the base steel sheet was less than 485 MPa and / or the Charpy impact absorption energy value was 100 J or less, and the strength and / or toughness was inferior. As described above, the strength and toughness could be improved even by stress relief annealing.

Abstract

母材鋼板に合金からなる合せ材が接合されたクラッド鋼において、母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６～０．１５％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：１．２０～１．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｍｏ：０．０５～０．１５％、Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％、Ｎｉ：０．１０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の成分組成を有し、ＮｂとＮの質量％の比Ｎｂ／Ｎは、２．０～１０．０、かつ下記式（１）で表わされるＣｅｑが０．３８～０．４５の範囲内にあり、母材鋼板の組織は、面積率でパーライト相が２％以下であり、かつ、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を合計で１３～３５％含み、かつ、フェライト相を６５～８５％含み、母材鋼板のフェライト粒径の最大値が４５μｍ以下であるクラッド鋼。　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋Ｍｏ／５　・・・（１）

Description

クラッド鋼およびその製造方法
　本発明は、例えば化学プラントの反応容器などに用いられるクラッド鋼およびその製造方法に関する。
　クラッド鋼は、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、単一金属及び合金では達し得ない特性を持たせることができる。クラッド鋼は、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、板厚全体が単一の金属あるいは合金である無垢材と同等の機能を発揮させることができる。例えば、合せ材に高い耐食性の高合金鋼材を用い、母材に普通鋼材を用いて、二種類の性質の異なる金属材を貼り合わせた高合金クラッド鋼が知られている。さらに、クラッド鋼の母材には、耐食性以外の高靭性や高強度といった厳しい環境に適した炭素鋼、低合金鋼を適用することができる。
　このように、クラッド鋼は無垢材よりもＣｒ、ＮｉおよびＭｏ等の合金元素の使用量が少なく、かつ、無垢材と同等の防錆性能を確保でき、さらに炭素鋼および低合金鋼と同等の強度および靭性を確保できるため、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－ズが各種産業分野で益々高まっている。また、近年、寒冷地など低温環境におけるクラッド鋼の使用が増えていることを背景に、より高い母材強度および靱性がクラッド鋼に求められている。
　従来から強度及び靭性を向上させるためのクラッド鋼が提案されている（例えば特許文献１参照）。特許文献１には、溶体化処理温度にまで加熱した後、母材をＢＮ析出温度以下にまで徐冷してＢＮを析出させ、その後急冷することにより溶体化まで靱性に優れるクラッド鋼が開示されている。
特許第４２５２６４５号公報
　ところで、クラッド鋼を例えば化学プラントの反応容器として用いた場合、クラッド鋼の溶接後に溶接部の残留応力低減などを目的として応力除去焼鈍が実施されることがある。しかしながら、上述した特許文献１のクラッド鋼の場合、応力除去焼鈍後において、母材中の炭化物の形態変化に伴う強度および／または靱性が劣化するおそれがあるという問題がある。
　そこで、本発明は、上記実情に鑑み、母材の成分および母材組織を規定することにより、応力除去焼鈍をしても強度及び靱性を向上させることができるクラッド鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題を達成するために、本発明者らは母材成分と組織および強度、靱性の関係を調査した。その結果、靱性の劣化はフェライト粒の粗大化によって引き起こされていることを突き止めた。更に、母材組織中のパーライト相分率と最大フェライト粒径との間に相関があることを明らかにし、母材の相分率および最大フェライト粒径を規定することで、母材強度および靱性に優れたクラッド鋼を提供できることを見出し、本発明に至り、その要旨は、以下の通りである。
　［１］
　母材鋼板に合金からなる合せ材が接合されたクラッド鋼において、
　前記母材鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．０６～０．１５％、
　Ｓｉ：０．１０～０．６０％、
　Ｍｎ：１．２０～１．６０％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
　Ｍｏ：０．０５～０．１５％、
　Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
　Ｔｉ：０．００５％未満、
　Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
　Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
　Ｎｉ：０．１０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の成分組成を有し、
　ＮｂとＮの質量％の比Ｎｂ／Ｎは、２．０～１０．０、かつ下記式（１）で表わされるＣｅｑが０．３８～０．４５の範囲内にあり、
　前記母材鋼板の組織は、面積率でパーライト相が２％以下であり、かつ、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を合計で１３～３５％含み、かつ、フェライト相を６５～８５％含み、
　前記母材鋼板のフェライト粒径の最大値が４５μｍ以下であるクラッド鋼。
　　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋Ｍｏ／５　　・・・（１）
（式（１）中、元素記号は各元素の質量％を示す。）
［２］　前記母材鋼板は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１～０．４０％およびＶ：０．００１～０．０５０％から選択される１種又は２種を含有し、かつ、下記式（２）で表わされるＣｅｑが０．３８～０．４５の範囲内にある［１］に記載のクラッド鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　　・・（２）
（上記式（２）中、元素記号は各元素の質量％を示す。）
［３］　［１］または［２］に記載のクラッド鋼の製造方法において、
　［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を１１８０℃以上に加熱後、圧延して母材鋼板の素材を製造する、母材鋼板素材製造工程と、
　前記母材鋼板の素材及び前記合せ材の素材を組み立てた組立スラブを１０５０℃～１２５０℃に加熱する加熱工程と、
　前記組立スラブに対し圧下比が３．０以上の熱間圧延を施し、圧延体を形成する圧延体形成工程と、
　前記圧延体を放冷した後、９００℃～１１５０℃に前記圧延体を再加熱する再加熱工程と、
　前記圧延体の母材鋼板を０．１℃／ｓ以上１．０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却する冷却工程と、
を含むクラッド鋼の製造方法。
［４］　冷却工程の後に５００℃～６８０℃に前記圧延体を再加熱する工程を含む、［３］に記載のクラッド鋼の製造方法。
　本発明のクラッド鋼及びその製造方法によれば、母材鋼板におけるＣ量、Ｍｏ量、Ｃｅｑを規定することで応力除去焼鈍後の強度を担保するとともに、パーライト相分率を規定することでフェライト粒を微細化させることができ、その結果、強度および靱性を格段に向上させることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。はじめに、クラッド鋼は、母材鋼板の片面または両面に合せ材が接合された構造を有する。合せ材としては、例えば耐食性のステンレス鋼又はＮｉ合金が挙げられるがこれに限定されず、用途に応じて種々の合金を用いることができる。以下に、母材鋼板の成分組成及び組織について説明する。
　母材鋼板の成分組成は、質量％で、（ａ）Ｃ：０．０６～０．１５％、（ｂ）Ｓｉ：０．１０～０．６０％、（ｃ）Ｍｎ：１．２０～１．６０％、（ｄ）Ｐ：０．０３０％以下、（ｅ）Ｓ：０．０１０％以下、（ｆ）Ａｌ：０．００５～０．０５０％、（ｇ）Ｍｏ：０．０５～０．１５％、（ｈ）Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、（ｉ）Ｔｉ：０．００５％未満、（ｊ）Ｎ：０．００１０～０．０１００％、（ｋ）Ｃｕ：０．１０～０．５０％、（ｌ）Ｎｉ：０．１０～０．５０％、（ｍ）Ｎｂ／Ｎ：２．０～１０．０を含有するものである。以下、各成分組成について詳説する。
　（ａ）Ｃ：０．０６～０．１５％
　Ｃは鋼の強度を向上させる元素であり、０．０６％以上含有させることで十分な強度を発現し、０．０７％以上含有させることが好ましく、０．０８％以上含有させることがより好ましい。しかし、０．１５％を超えると溶接性および靱性の劣化を招く。したがって、Ｃ量は０．１５％以下とし、好ましくは０．１４％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
　（ｂ）Ｓｉ：０．１０～０．６０％
　Ｓｉは脱酸に有効であり、また鋼の強度を向上させるために０．１０％以上含有させ、好ましくは０．２０％以上含有させる。しかしながら、０．６０％を超えると鋼の表面性状および靱性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量は０．６０％以下として、０．５０％以下であることが好ましい。なお、Ｓｉは鉄鉱石などの原料から鋼中へ不可避的に入る元素であり、Ｓｉ量を０．１０％未満に抑えることは製鋼過程でのコスト増を招くことになる。
　（ｃ）Ｍｎ：１．２０～１．６０％
　Ｍｎは鋼の強度を上昇させる元素である。また、ＮｉやＣｒなど他の強度を上昇させる元素に比べて安価であるため、積極的に添加することが望ましい。よって、添加量の下限を１．２０％とし、１．３０％とすることが好ましい。しかしながら、１．６０％を超えると溶接性が損なわれる。したがって、Ｍｎ量は１．６０％以下とする。
　（ｄ）Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは鋼中の不可避的不純物であり、Ｐの含有量が０．０３０％を超えると靱性が劣化する。すなわち、Ｐは、できるだけ低減することが好ましいが、０．０３０％までは許容できる。したがって、Ｐ量の上限値は０．０３０％以下とし、好ましくは０．０２５％以下である。ただし、Ｐ量を０．０００１％未満に低減するためには、溶鋼を溶製する過程で脱Ｐ処理に長時間を要し、製造コストの上昇を招くため、０．０００１％以上であることが好ましい。当該Ｐ量の好ましい範囲は０．０００１～０．０２５％である。
　（ｅ）Ｓ：０．０１０％以下
　ＳもＰと同様に、鋼中の不可避的不純物である。Ｓの含有量が０．０１０％を超えると靱性が劣化する。すなわち、Ｓは、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１０％までは許容できる。したがって、Ｓ量の上限値は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％以下である。ただし、Ｓ量を０．０００１％未満に低減するためには、溶鋼を溶製する過程で脱Ｓ処理に長時間を要し、製造コストの上昇を招く。このため、０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００３％以上であることがより好ましい。
　（ｆ）Ａｌ：０．００５～０．０５０％
　Ａｌは脱酸剤として添加する。０．００５％以上の含有で脱酸効果を発揮するので０．００５％以上を、好ましくは０．０１０％以上を添加する。しかしながら、０．０５０％を超えると溶接部の靱性劣化を招く。したがって、Ａｌ量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．０４５％以下である。
　（ｇ）Ｍｏ：０．０５～０．１５％
　Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、圧延後の鋼の強度および靱性を向上させる。また、ＭｏはＣと結合して、ＭｏＣやＭｏ２Ｃを形成するが、これらの炭化物は安定であるため、応力除去焼鈍における強度、靱性を向上させる効果がある。その効果は０．０５％以上の含有で発現するので、Ｍｏ量は０．０５％以上、好ましくは０．０７％以上とする。しかしながら、０．１５％を超えると溶接性の劣化を引き起こす。したがって、Ｍｏ量は０．１５％以下とし、好ましくは０．１３％以下である。
　（ｈ）Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％
　ＮｂはＮｂ窒化物として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して、鋼の強度および靱性を改善させる効果がある。また、オーステナイト域の圧延において再結晶温度域を低温まで拡大させ、結晶粒の微細化が可能となり、靱性が改善する。これらの効果は０．０１０％以上の含有により得られるので、Ｎｂ量は０．０１０％以上とする。結晶粒の微細化および靱性の向上の観点から、好ましくは０．０１３％以上とする。しかしながら、０．０４０％を超えると粗大なＮｂ窒化物が形成されて靱性が劣化する。したがって、Ｎｂ量は０．０４０％以下とし、粗大なＮｂ窒化物を抑制する観点から、好ましくは０．０３０％以下とする。また、後述の窒素原子との比を所定値以上にすることで、オーステナイト粒の粗大化の抑制効果をより発揮することができる。
　（ｉ）Ｔｉ：０．００５％未満
　Ｔｉは単体ではＴｉＣやＴｉＮなどの炭化物、窒化物を形成し、Ｎｂとの複合添加の場合はＴｉとＮｂの複合炭化物、複合窒化物が形成される。本発明の母材鋼板において、Ｔｉの量がＮｂより少ないことが好ましい。また、ＴｉとＮｂとを併用して混合する場合、特にＴｉの量を０．００５％以上とＮｂの量を０．０１０～０．０４０％とを混合すると、粗大なＴｉとＮｂの複合炭化物および／または複合窒化物が形成されて靱性が劣化することが確認された。よって、Ｔｉ量は０．００５％未満とし、炭化物または窒化物の形成の観点から、０．００３％以下とすることが好ましい。
　（ｊ）Ｎ：０．００１０～０．０１００％
　ＮはＮｂ窒化物の形成に不可欠な元素であり、０．００１０％以上の含有でＮｂ窒化物が形成される。このためＮ量は０．０．０１０％以上とし、窒化物の形成の観点から、好ましくは０．００２０％以上である。しかしながら、０．０１００％を超えると溶接性および靱性の劣化を引き起こす。したがって、Ｎ量は０．０１００％以下とし、溶接性および靱性の劣化の観点から、好ましくは０．００８０％以下とし、好ましい範囲は０．００２０～０．００８０％である。また、後述のＮｂとの比を所定値以上にすることで、γ粒（オーステナイト粒）の粗大化の抑制効果をより発揮することができると考えられる。
　（ｋ）Ｃｕ：０．１０～０．５０％
　Ｃｕは鋼の焼入れ性を向上に有効な元素であり、圧延後の鋼の強度および靱性を向上させる。経済性と他の添加元素の量を考慮して、添加量は０．１０％以上とし、好ましくは０．２０％以上とする。しかしながら、０．５０％を超えると溶接性および靱性の劣化を引き起こす。したがって、Ｃｕ量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下である。
　（ｌ）Ｎｉ：０．１０～０．５０％
Ｎｉは鋼の焼き入れ性を向上させ、特に靱性の改善に効果的な任意成分の元素である。経済性と他の添加元素の量を考慮して、添加量を０．１０％以上とし、好ましくは０．２０％以上とする。しかしながら、０.５０％を超えると溶接性を損ない、合金コストも増大する。したがって、Ｎｉ量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下である。
　（ｍ）Ｎｂ／Ｎ：２．０～１０．０
　ＮｂとＮの質量％の比Ｎｂ／Ｎが２．０以上の場合、Ｎｂ窒化物の析出と固溶Ｎｂの効果が十分に発現する。しかしながら、Ｎｂ／Ｎが２．０未満の場合、鋼中に固溶Ｎが存在するため、靱性の顕著な劣化が生じる。したがって、Ｎｂ／Ｎは２．０以上とする。また、Ｎｂ／Ｎが１０．０を超える場合、鋼中に固溶するＮｂ量が多くなり靱性が劣化する。したがって、Ｎｂ／Ｎは１０．０以下とし、好ましくは７．０以下である。
　また、上記成分組成は、下記式（１）の鋼の焼き入れ性の指標値であるＣｅｑが０．３８～０．４５を満たすように含有される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋Ｍｏ／５　・・・（１）
（上記式中、元素記号は各元素の質量％を示す。）
　Ｃｅｑが０．３８以上のとき、十分な焼き入れ性が確保可能で良好な鋼の強度および靱性が得られる。よって、Ｃｅｑは０．３８以上とし、０．３９以上が好ましく、０．４０以上がより好ましい。しかしながら、Ｃｅｑが０．４５を超えると、溶接性が損なわれるため、Ｃｅｑは０．４５以下とし、好ましくは０．４４以下、より好ましくは０．４３以下である。
　さらに、特性を向上させるために、必要に応じて母材鋼板に任意成分を添加してもよい。すなわち、任意成分として、質量％で、Ｃｒ：０．０１～０．４０％及びＶ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種又は２種をさらに含有してもよい。
　Ｃｒ：０．０１～０．４０％
　Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる任意成分の元素であり、圧延後の鋼の強度および靱性を向上させる。その効果は０．０１％以上の含有で発現する。しかしながら、０．４０％を超えると溶接性および靱性の劣化を引き起こす。したがって、特に鋼の強度および靱性の改善を目的としてＣｒを含有する場合、Ｃｒ量は０．０１～０．４０％とする。当該Ｃｒ量のより好ましい範囲は０．０１～０．３０％である。
　Ｖ：０．００１～０．０５０％
　Ｖは炭窒化物を形成することで、鋼の強度を向上させる任意成分の元素である。その効果は０．００１％以上の含有で発現する。よって、特に鋼の強度の改善を目的としてＶを含有させる場合には、０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。しかしながら、０．０５０％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｖ量は０．０５０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０４０％以下である。
　上述のように、母材に任意成分が含有している場合、下記式（２）のＣｅｑが０．３８～０．４５を満足するように含有される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　・・・（２）
（上記式中、元素記号は各元素の質量％を示す。）
　Ｃｅｑが０．３８以上の場合、十分な焼き入れ性が確保可能で、良好な鋼の強度および靱性が得られる。よって、Ｃｅｑは０．３８以上とし、０．３９以上が好ましく、０．４０以上がより好ましい。しかしながら、Ｃｅｑが０．４５を超えると、溶接性が損なわれるため、Ｃｅｑは０．４５以下とし、好ましくは０．４４以下、より好ましくは０．４３以下である。
　本発明に係る母材鋼板において、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｓｎ：０．０５０％以下、Ｓｂ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｗ：０．０５０％以下、Ｃｏ：０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下のいずれか１種以上をこの範囲で含有しても、母材鋼板の特性に顕著な変化は生じない。
　以上において、クラッド鋼の母材鋼板の適正組成範囲について説明したが、母材鋼板の成分組成を上記範囲に調整するだけでは不十分であり、母材鋼板を構成する組織分率および最大フェライト粒径を制御することにより、母材鋼板の強度および靱性の向上が発現する。以下、クラッド鋼の母材鋼板の組織分率および最大フェライト粒径について説明する。
　パーライト相の面積率：２％以下
　パーライト相が生成するとその周囲には粗大なフェライト相が生成することを見出し、パーライト相が２％以下であれば、粗大なフェライト相の生成を回避できる。そのため、パーライト相の面積率は２％以下とする。好ましくは１％以下である。
　ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率：１３～３５％
　ベイナイト相、マルテンサイト相は強度の向上およびフェライト粒の微細化による靱性の向上のために必要である。１３％以上の分率でその効果が発現するので、下限値は１３％とする。しかし、ベイナイト相、マルテンサイト相の分率が多いと硬質相が多くなることで、加工性の劣化を引き起こすため、上限値は３５％とする。したがって、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率は１３～３５％とする。好ましくは１５～３０％である。
　母材鋼板の残部の構成組織は、フェライト相であり、フェライト相の面積率は６５～８５％になる。なお、パーライト相、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相及びフェライト相の面積率の合計は１００％になる。
　また、フェライト粒径の最大値は４５μｍ以下である。組織の中の粗大なフェライト粒を微細化することにより靱性は向上し、フェライト粒径の最大値が４５μｍ以下の場合、靱性の顕著な向上が見られる。そのため、フェライト粒径の最大値は４５μｍ以下とする。好ましくは４０μｍ以下である。
　本発明のクラッド鋼の製造方法の実施形態について説明する。クラッド鋼の母材鋼板用の鋼素材は、上述した成分組成に調整され、常法等により溶製される。合せ材は、使用する腐食環境などによって適宜選択される。合せ材としては、一例として、常法等により溶製されたＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３１６Ｌ、ＳＵＳ３１７Ｌなどのオーステナイト系ステンレス鋼、ＳＵＳ４１０などのマルテンサイト系ステンレス鋼、ＳＵＳ４３０などのフェライト系ステンレス鋼、ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌなどの二相ステンレス鋼やＮＷ４４００、ＮＣＦ６２５、ＮＣＦ８２５などのＮｉ合金などの耐食性合金を使用することができる。これらの母材鋼板の素材および合せ材の素材を用いて、クラッド圧延用組立スラブ（以下、「組立スラブ」と称する）が組み立てられる。
　組立スラブは、公知の手法を用いて作製することができる。そのうち、母材鋼板の素材／合せ材の素材／合せ材の素材／母材鋼板の素材というように重ね合わせた形式が製造上効率的である。また冷却時の反りを考慮すると、母材鋼板の素材同士、合せ材の素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ない。
　上述のように組み立てた組立スラブは加熱され、さらに熱間圧延が実施される。すなわち、全体として、（Ｉ）母材素材製造工程、（ＩＩ）加熱工程、（ＩＩＩ）圧延体形成工程、（ＩＶ）再加熱工程、（Ｖ）冷却工程の順に行われる。各工程での条件は下記の通りである。なお、本発明における温度条件は、いずれも、素材や鋼板の表面の温度とする。
（Ｉ）母材素材製造工程
　母材素材製造工程は、上記した成分範囲内に調整された母材鋼板用の鋼素材を、常法等により１１８０℃以上に加熱し、その後に圧延する工程である。加熱温度を１１８０℃以上とするのは、母材鋼板のミクロ偏析を低減させ、母材鋼板の靱性を確保するためである。加熱温度が１１８０℃未満の場合、鋳造時に形成された母材鋼板用の鋼素材のミクロ偏析が残存し、焼き入れ促進成分が希薄である領域の焼き入れ性が確保されず、粗大なフェライト粒が生じることで、母材鋼板の靱性が劣化する。母材鋼板のミクロ偏析の低減のため、母材鋼板用の鋼素材の加熱は１１８０℃以上とする。好ましくは１２００℃以上である。加熱温度の上限は特に制限されないが、母材鋼板用の鋼の溶融温度を考慮し、好ましくは１３００℃以下である。そして、母材鋼板用の鋼は加熱が行われた後に圧延され、母材鋼板の素材が製造される。
（ＩＩ）加熱工程
　加熱工程は、組立スラブを１０５０℃～１２５０℃に加熱する工程である。ここで、組立スラブは、例えば、前述のように作製してもよい。加熱温度を１０５０℃以上とするのは、合せ材と母材鋼板との接合性および母材鋼板の靱性を確保するためである。加熱温度が１０５０℃以上になると、合せ材と母材鋼板とを接合させるには、高温域での圧延が有利である。一方、１０５０℃を下回る加熱温度では、高温域での圧延量が十分に確保できず、接合性が劣化する。したがって、合せ材と母材鋼板との接合性の確保のため、加熱温度を１０５０℃以上とする。また、加熱温度が１２５０℃を超えると結晶粒の粗大が著しく、母材鋼板の靱性の劣化が生じる。そのため、加熱温度は１０５０～１２５０℃、好ましくは１１００～１２５０℃である。
（ＩＩＩ）圧延体形成工程
　圧延体形成工程は、組立スラブに対し、圧下比３．０以上の熱間圧延を施し、圧延体を形成する工程である。ここで、圧下比とはスラブ厚（圧延前の組立スラブの厚さ）／圧延後のクラッド鋼の厚さをいう。熱間圧延において圧下比を３．０以上としたのは、圧下比を３．０以上とすることで母材鋼板の結晶粒が細粒化され、母材鋼板の靱性が向上するためである。圧下比の範囲はより好ましくは４．０～２０.０である。
　（ＩＶ）再加熱工程
　この再加熱工程と次の（Ｖ）冷却工程とを続けて実施することにより、上記の圧延体に焼きならし処理を実施する。再加熱工程は、圧下比３．０以上で熱間圧延した圧延体を大気中などで放冷した後、さらに９００～１１５０℃に圧延体を再加熱する工程である。ここで、放冷とは、注水等による強制冷却を行わずに延体や鋼を大気中に暴露することを意味し、積極的な冷却は行わず、空冷することを意味する。なお、積極的な冷却とは、「積極的にガス、液体またはその混合物で冷却を行う」ことをいう。耐孔食性、強度または靱性の向上の観点では、圧延体を放冷した後、再加熱する間は積極的な冷却は行わないことが好ましい。
　また、熱間圧延後に再加熱を行うのは母材鋼板の組織の調整のためである。熱間圧延後に再加熱を行うことで、母材鋼板の組織が均質化され、強度および靱性が向上する。再加熱温度が９００℃未満となると、母材鋼板の組織の均質化が生じないため、再加熱温度は９００℃以上とし、好ましくは９３０℃以上とする。また、１１５０℃を超えると母材鋼板の結晶粒が粗大となって、母材鋼板の靱性の劣化が顕著となる。したがって、再加熱温度は１１５０℃とし、好ましくは１１００℃以下である。
（Ｖ）冷却工程
　冷却工程は、再加熱した圧延体を冷却する工程で、具体的には、圧延体における母材鋼板を０．１℃／ｓ以上１．０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却する工程である。再加熱後の母材鋼板の冷却速度を０．１℃／ｓ以上とするのは、母材をパーライト相が２％以下、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を合計で１３～３５％、かつ、フェライト相を６５～８５％含む組織とするためである。しかしながら、１．０℃／ｓ以上の冷却速度では、焼き入れ性が上がり過ぎ、加工性を担保するためには焼き戻し熱処理の工程が必要となるため、工程数とコストの増大を招く。したがって、再加熱後の母材の冷却速度は０．１℃／ｓ以上１．０℃／ｓ未満とする。なお、母材鋼板が上記冷却速度で冷却されるものであればその手法を問わず、例えば圧延体の母材鋼板側に冷却水を噴射する等の公知の技術を用いることができる。
　本発明に係るクラッド鋼の製造方法は、上述した各工程（Ｉ）～（Ｖ）の順に行うことが好ましいが、各工程間に必要により公知の工程をさらに付加してもよい。さらに、必要に応じて、（Ｖ）冷却工程の後に冷却後の再加熱工程（ＶＩ）が実施される。
（ＶＩ）冷却後の再加熱工程
　冷却後の再加熱工程は、上述した冷却工程（Ｖ）の後に、５００℃～６８０℃に圧延体を再加熱する工程である。冷却後に再度加熱を実施するのは、溶接後の応力除去熱処理を実施した非溶接部の特性を把握するためである。溶接後の応力除去熱処理は、溶接後の鋼構造物全体に実施されるため、非溶接部も同様の熱処理にさらされる。そのため、溶接後の応力除去熱処理を模擬した熱処理を実施し、特性を評価する場合がある。再加熱温度は、５００℃未満では溶接部の応力除去効果が十分でないため、５００℃以上とする。また、６８０℃超えでは母材組織の相変態が生じ、靱性が劣化する可能性があるため、６８０℃以下とする。保持時間は加熱温度や板厚などにより適宜設定される。
　このようなクラッド鋼の製造方法を用いることで、応力除去焼鈍後において母材鋼板の強度および靱性を確保可能なクラッド鋼を製造することができる。なお、クラッド鋼の製造方法は、工程（Ｉ）～（Ｖ）の順に全ての工程を行うものであればよく、必要により各工程間に公知の工程をさらに付加してもよい。
　下記表１に示す鋼種を溶解して母材鋼板用の素材を作製した。なお、合せ材の素材はＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３１６Ｌ、ＳＵＳ３１７Ｌ、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４３０、ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ、ＮＷ４４００、ＮＣＦ６２５、ＮＣＦ８２５の中から選ばれる一種を常法で溶製した。なお、表１～３において、下線部分は、本発明の範囲外であることを意味し、空欄は含有していない、もしくは不可避不純物として含有している場合を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　作製した母材鋼板の素材と合せ材の素材とを組み立てて組立スラブを作製した後、表２に示す製造方法でクラッド鋼を製造した。製造されたクラッド鋼は、合せ材の厚さが２ｍｍ～４ｍｍ、母材鋼板の厚さが１５ｍｍ～４５ｍｍであった。いずれも、焼きらなし処理、すなわち、再加熱およびそれに引き続いて実施される冷却の後で、応力除去焼鈍を行った。そして、得られたクラッド鋼について、試験片を採取し、（１）母材鋼板の組織分率評価、（２）母材鋼板の最大フェライト粒径評価、（３）強度評価、（４）靭性評価を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　（１）母材鋼板の組織分率評価
　得られたクラッド鋼板から、母材鋼板の表面と垂直でかつ圧延方向に平行な面が観察面となるように、組織観察用試験片を採取した。ついで、観察面を研磨し、３ｖｏｌ％ナイタール液で腐食して組織を現出し、組織を光学顕微鏡（倍率：２００倍）で観察し、撮像した。得られた組織写真から、画像解析により、組織を同定する。上記の金属組織観察を１０視野で行い、各視野での組織写真中の各相の占有面積率の平均値を、各相の面積率とした。
　（２）母材鋼板の最大フェライト粒径評価
　上記の金属組織観察で得られた組織写真のフェライト相に対してＪＩＳ　Ｇ０５５１に規定の結晶粒度測定方法により、フェライト粒径を算出した。金属組織観察を１０視野で行い、その中で最も大きい値のフェライト粒径を最大フェライト粒径とした。
　（３）強度評価
　母材鋼板の強度は引張試験によって評価した。クラッド鋼の合せ材部分を機械加工によって取り除いた、母材鋼板のみの領域からＪＩＳ　１Ａ号の引張試験片を採取し、引張試験を行った。母材鋼板の強度が４８５ＭＰａ以上のものを強度が良好であると判断した。
　（４）靭性評価
　母材鋼板の靭性は、シャルピー衝撃試験によって評価した。母材鋼板についてＪＩＳ　Ｚ２２４２に規定の１０×１０ｍｍサイズＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。－４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー値（ｖＥ－４０）が１００Ｊを超えるものを靭性が良好であると判断した。
　上記試験結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　母材鋼板の化学成分が本発明の範囲内であるＮｏ．１～１４のクラッド鋼は良好な強度、および靱性を示した。母材鋼板の成分組成が本発明の範囲外であるＮｏ．１５～２３のクラッド鋼では、母材鋼板の強度が４８５ＭＰａ未満および／またはシャルピー衝撃吸収エネルギー値が１００Ｊ以下であり、強度および／または靱性に劣っていた。また、母材鋼板の成分組成及び製造方法の条件が本発明の範囲外であるＮｏ．２４～３３のクラッド鋼では、母材鋼板の強度が４８５ＭＰａ未満および／またはシャルピー衝撃吸収エネルギー値が１００Ｊ以下であり、強度および／または靱性に劣っていた。以上のように、応力除去焼鈍をしても強度及び靱性の向上させることができた。

Claims (4)

  1. 　母材鋼板に合金からなる合せ材が接合されたクラッド鋼において、
    　前記母材鋼板は、質量％で、
    　Ｃ：０．０６～０．１５％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．６０％、
    　Ｍｎ：１．２０～１．６０％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
    　Ｍｏ：０．０５～０．１５％、
    　Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
    　Ｔｉ：０．００５％未満、
    　Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
    　Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．１０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の成分組成を有し、
    　ＮｂとＮの質量％の比Ｎｂ／Ｎは、２．０～１０．０、かつ下記式（１）で表わされるＣｅｑが０．３８～０．４５の範囲内にあり、
    　前記母材鋼板の組織は、面積率でパーライト相が２％以下であり、かつ、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を合計で１３～３５％含み、かつ、フェライト相を６５～８５％含み、
    　前記母材鋼板のフェライト粒径の最大値が４５μｍ以下であるクラッド鋼。
    　　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋Ｍｏ／５　　・・・（１）
    （式（１）中、元素記号は各元素の質量％を示す。）
  2. 　前記母材鋼板は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１～０．４０％およびＶ：０．００１～０．０５０％から選択される１種又は２種を含有し、かつ、下記式（２）で表わされるＣｅｑが０．３８～０．４５の範囲内にある請求項１に記載のクラッド鋼。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　　・・（２）
    （上記式（２）中、元素記号は各元素の質量％を示す。）
  3. 　請求項１または２に記載のクラッド鋼の製造方法において、
    　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１１８０℃以上に加熱後、圧延して母材鋼板の素材を製造する、母材鋼板素材製造工程と、
    　前記母材鋼板の素材及び前記合せ材の素材を組み立てた組立スラブを１０５０℃～１２５０℃に加熱する加熱工程と、
    　前記組立スラブに対し圧下比が３．０以上の熱間圧延を施し、圧延体を形成する圧延体形成工程と、
    　前記圧延体を放冷した後、９００℃～１１５０℃に前記圧延体を再加熱する再加熱工程と、
    　前記圧延体の母材鋼板を０．１℃／ｓ以上１．０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却する冷却工程と、
    を含むクラッド鋼の製造方法。
  4. 　冷却工程の後に５００℃～６８０℃に前記圧延体を再加熱する工程を含む、請求項３に記載のクラッド鋼の製造方法。
     
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