JP7768465B1 - クラッド鋼板、溶接継手およびそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

液体アンモニア輸送、貯蔵用タンク等に供して好適な、耐アンモニアＳＣＣ性、低温靭性および接合性に優れる高強度であるクラッド鋼板、溶接継手およびそれらの製造方法を提供すること。
所定の化学成分を有する母材と、少なくとも片方の面（内面となる面）に接合された所定の化学成分を有する合せ材とを有するクラッド鋼板であって、母材において、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上であり、母材と合せ材の接合率が７０％以上である。

Description

本発明は、低温靭性および耐応力腐食割れ性に優れた高強度クラッド鋼板および該高強度クラッド鋼板を用いて得られる溶接継手に関するものである。特に液体アンモニア環境下で使用する、タンクなどの構造用部材に好適な高強度クラッド鋼板および該高強度クラッド鋼板を用いて得られる溶接継手に関するものである。また、かかる高強度クラッド鋼板および溶接継手の製造方法に関するものである。

液体アンモニア環境下において、炭素鋼は、液体アンモニアによる応力腐食割れ（以下、アンモニアＳＣＣ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）という）の発生が懸念される。そのため、液体アンモニアを取扱う炭素鋼製の配管や貯槽、タンク車、ラインパイプなどの構造物については、アンモニアＳＣＣ感受性の低い鋼材の適用や、アンモニアＳＣＣを抑制する操業上の措置が講じられてきた。

例えば、アンモニアＳＣＣは、材料の強度・硬度と相関があることが知られている。炭素鋼を使用するにあたっては、引張強さが６００ＭＰａ未満の材料を使用することが望ましいとされている。また、アンモニアＳＣＣは溶接熱影響部にも発生することが知られている。そこで、液体アンモニア環境下で高強度鋼を使用する場合は、全体焼鈍による溶接後熱処理を実施して引張強さや溶接部の硬度を調節するなどの対策が必要である。

近年、液体アンモニアは、燃焼してもＣＯ_２が発生しないことからクリーンエネルギーとして注目されており、大規模な需要が見込まれている。これに伴い、液体アンモニアを輸送、貯蔵する設備の大型化が求められている。
一般に、タンクを大型化する場合、軽量化および施工コスト削減の観点から使用する鋼材の薄肉化が指向されるため、高強度鋼の使用が望まれる。

また、輸送や、貯蔵する設備の効率的な運用のため、その設備を液体アンモニアとＬＰＧで兼用する場合がある。液体アンモニアやＬＰＧといった液化ガスは低温で輸送されたり、貯蔵されたりするため、かかる用途に使用される鋼板は、優れた低温靱性が要求される。

かような高い強度と優れた耐アンモニアＳＣＣ性を両立する方法として、特許文献１が開示されている。特許文献１では、鋼材表面を軟化処理する方法が記載されている。

特公昭５５－３００６２号公報

しかしながら、上記の特許文献１に記載された方法では、表層を均質かつ十分に軟化させるためには長時間の熱処理を行う必要があり、鋼板中心の強度の制御が難しい。よって、鋼板の強度の点で問題がある。

本発明は、上記の問題を解決し、液体アンモニアの輸送や、貯蔵用のタンク等に供して好適な、耐アンモニアＳＣＣ性、低温靭性および接合性に優れる高強度であるクラッド鋼板、溶接継手およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。

ここで、耐アンモニアＳＣＣ性に優れるか否かは、以下の手順で判定する。
本発明に係るクラッド鋼板は合せ材がアンモニア等と接するように使用される。そこで、まず、クラッド鋼板の母材側から減厚加工することにより、合せ材部分から、１．５～３．０ｍｍ厚×１５ｍｍ×１１５ｍｍの試験片を採取する。合せ材厚さが３．０ｍｍを超える場合には、合せ材のうち母材と接合していない側の面から３．０ｍｍの厚さの試験片を採取する。採取した試験片に対してアセトン中で５分間の超音波脱脂を実施する。各試験片に対応する母材の実際の降伏強さＹＳの１００％の応力を４点曲げにより各試験片に負荷する。かかる４点曲げの試験片を試験セルに設置する。次いで、純度が９９．９９９％以上の液体アンモニア２Ｌに、カルバミン酸アンモニウム：５.００ｍａｓｓ％、Ｏ_２：１．０００ｂａｒ、および、水：０．１０ｍａｓｓ％を混合した溶液を試験セルに充填する。具体的には、試験セルに所定量のカルバミン酸アンモニウムと水を入れ、さらにＯ_２ガスを吹き込んだ後に液体アンモニアを入れる。浸漬試験片の表面積に対する浸漬液量の比である比液量は４２ｍＬ／ｃｍ^２である。試験中の撹拌は、試験セル内に設置した撹拌子を用いて１０ｒｐｍで連続して行う。試験液温度は２５℃に設定する。試験液の温度を２５℃に調整してから、ポテンショスタットにより、試験片の腐食電位の測定を行う。ポテンショスタットによる電位の測定および電位の付与は、３電極法により実施し、参照極および対極としては、いずれも白金電極を使用する。腐食電位の測定開始から１時間経過した時点で電位が安定したと判断して、その時点で、＋０．５Ｖｖｓ． Ｐｔの電位が試験片に付与されるように制御して、浸漬試験を開始する。浸漬試験を開始してからの５０４時間後、試験セルから試験片を取り出す。試験片表面の腐食生成物を除去し、表面および断面において目視により割れの観察を行い、割れを評価する。本発明においては、一つの条件に対して９個の試験片で５０４時間の浸漬試験を実施する。このうち、深さ１．５ｍｍ以上の割れが認められる試験片が２個以下である場合に、耐アンモニアＳＣＣ性が良好（○）、すなわち優れていると判定し、３個以上の試験片で割れが発生した場合を耐アンモニアＳＣＣ性が不良（×）と判定する。
また、低温靭性に優れるとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０２３）に準拠し、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行った際の吸収エネルギーが４７Ｊ以上であることを指す。
また、接合性に優れるとは、母材および合せ材を含む断面において、以下の式で表される接合率が７０％以上であることを指す。
接合率（％）：１００×接合界面長さ（ｍｍ）／測定全長（ｍｍ）
また、高強度であるとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０２２）に準拠して測定される母材の引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であることを指す。

本発明者らは、上記目的を達成するために、鋼板の耐アンモニアＳＣＣ性、低温靱性および強度特性に対する各種要因について、鋭意検討を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
すなわち、アンモニアＳＣＣが発生するのは製品（タンク）の内側であるため、耐アンモニアＳＣＣ性は、内側になる鋼板表層の特性が支配的である。そのため、強度、低温靭性に優れる鋼板を母材とし、さらには、耐アンモニアＳＣＣ性に優れた鋼板を合せ材として上記母材に接合したクラッド鋼板とすることを想起した。
そして、かかるクラッド鋼板を用いることによって、耐アンモニアＳＣＣ性、低温靱性および強度特性がいずれも優れた値で得られることを見出した。

なお、本発明は、使用する合せ材がステンレス鋼であるため、炭素鋼を合せ材に用いたクラッド鋼板に比べ、耐食性に優れる。

本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
［１］母材の少なくとも片面に合せ材を有するクラッド鋼板であって、
前記母材の化学成分が、
質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１５０％、
Ｓｉ：０．０５～０．５５％、
Ｍｎ：０．５０～２．１０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１８～０．０７０％、
Ｎｉ：０．３０～２．２０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
を含有し、かつＴｉ／Ｎが２．２以上６．５以下であり、さらに、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｃｒ：１．６０％以下、
Ｍｏ：０．６０％以下、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００４０％以下
のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記合せ材が、
式（１）に示すＰＲＥ値が１５以上であり、
母材の引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
母材の－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上であり、
母材と合せ材との接合率が７０％以上である、クラッド鋼板。
ＰＲＥ＝Ｃｒ％＋３．３Ｍｏ％＋３０Ｎ％－Ｍｎ％・・・（１）
式（１）中、Ｍ％は、合せ材が有する元素Ｍの含有量（質量％）を示し、含有しない元素は０（零）とする。

［２］前記［１］に記載のクラッド鋼板を用いる溶接継手であって、
溶接熱影響部の－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上である、溶接継手。

［３］前記［１］に記載のクラッド鋼板の製造方法であって、
母材の素材スラブを表面温度で９００℃以上１２００℃以下に加熱したのち、圧延終了温度：表面温度で７００℃以上とする熱間圧延を施して母材素材とし、
合せ材の素材スラブを加熱したのち、熱間圧延を施して合せ材素材とし、
前記母材素材と前記合せ材素材とを積層してなる積層スラブを、表面温度で１０００℃以上１２５０℃以下に加熱したのち、
累積圧下率が６５％以上であり、かつ、圧延終了温度がＡｒ_３変態点以上１０００℃以下となる熱間圧延を施して、母材と合せ材を有する圧延板を製造し、
前記圧延板に対して以下の（Ａ）または（Ｂ）の処理を施す、クラッド鋼板の製造方法。
（Ａ）
熱間圧延後の前記圧延板を冷却した後、
８００℃以上１０００℃以下に再加熱し、
母材のＡｒ_３変態点以上の温度から平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上２０．０℃／ｓ以下の範囲で３５０℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行い、
前記加速冷却後、５５０℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行う。
（Ｂ）
熱間圧延後の前記圧延板を、母材のＡｒ_３変態点以上の温度から平均冷却速度：３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の範囲で５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う、あるいはさらに、前記加速冷却後、７００℃以下の温度で焼戻しを行う。

［４］前記［１］に記載のクラッド鋼板を用いて、入熱５０ｋＪ／ｃｍ以下の条件で溶接することにより溶接継手を製造する、溶接継手の製造方法。

本発明によれば、耐アンモニアＳＣＣ性、低温靭性および接合性に優れ、液体アンモニア環境下で使用されるタンクなどの構造用部材に好適な高強度クラッド鋼板を提供することができる。

本発明は、母材の少なくとも片方の面に対し、耐食性合金である合せ材を有するクラッド鋼板である。すなわち、本発明のクラッド鋼板は、母材と該母材の少なくとも片面の上に形成された合せ材とを有する。
ここで、本発明は耐アンモニアＳＣＣ性および低温靭性に優れているため、液体アンモニア環境下で使用されるタンクなどの構造用部材に好適であるが、かかる環境は液体アンモニアに限定されず、ＬＰＧや液化ＣＯ_２等の他、液化ガスであってもよい。
本発明において、かかる合せ材を有する面は、母材のどちら側の面でも良いが、クラッド鋼板として使用される際には、少なくとも上記アンモニア等に接する側とする。本発明の耐アンモニアＳＣＣ性や低温靭性が得られるためである。なお、本発明においてかかるアンモニア等に接する側の面を内面とも言う。また、母材スラブ（母材鋼板の素材）と合せ材スラブ（合せ材鋼板の素材）の積層によって作製された組立スラブ（積層スラブ）のみに限定されず、例えば、かかる母材スラブの片方または両方の面にガス雰囲気中で元素を添加することによって合せ材の化学成分とする組立スラブの作製方法であってもよい。

以下、さらに具体的に、本発明の実施形態を説明する。
本発明のクラッド鋼板は、母材の少なくとも片面に合せ材を有するクラッド鋼板であって、母材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１５０％、Ｓｉ：０．０５～０．５５％、Ｍｎ：０．５０～２．１０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１８～０．０７０％、Ｎｉ：０．３０～２．２０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｎ：０．００２０～０．００８０％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下を含有し、かつＴｉ／Ｎが２．２以上６．５以下であり、さらに、
Ｃｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．６０％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００４０％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
合せ材が、式（１）に示すＰＲＥ値が１５以上であり、
母材の引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、母材の－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上であり、母材と合せ材との接合率が７０％以上である。
ＰＲＥ＝Ｃｒ％＋３．３Ｍｏ％＋３０Ｎ％－Ｍｎ％・・・（１）
式（１）中、Ｍ％は、合せ材が有する元素Ｍの含有量（質量％）を示し、含有しない元素は０（零）とする。
なお、以下の成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。

（１）母材の化学成分について
Ｃ：０．０３０～０．１５０％
Ｃは、本発明に従う冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。かかる効果を得るため、Ｃ含有量を０．０３０％以上に規定する。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０４０％以上とすることが好ましく、０．０５０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．１５０％を超えると鋼板の靭性および溶接性の劣化を招く。従って、Ｃ含有量を０．１５０％以下に規定する。さらに、靭性の観点から、Ｃ含有量は０．１４０％以下とすることが好ましく、０．１３０％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉ：０．０５～０．５５％
Ｓｉは、鋼板の強度を向上させるために加えて、脱酸のため添加する。かかる効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上に規定する。さらに、Ｓｉ含有量は０．０７％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が０．５５％を超えると靭性および溶接性の劣化を招く。従って、Ｓｉ含有量を０．５５％以下に規定する。さらに、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより好ましい。

Ｍｎ：０．５０～２．１０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、本発明のような高い強度を満足するためには添加が必要になる重要な元素の１つである。かかる効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．５０％以上に規定する。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点から、Ｍｎ含有量は０．７０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が２．１０％を超えると、溶接性の劣化を招く。従って、Ｍｎ含有量を２．１０％以下に規定する。さらに、Ｍｎ含有量は１．９０％以下とすることが好ましい。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不可避的不純物として含有している元素であり、粒界に偏析することによって靱性や溶接性を低下させるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０２０％以下であれば許容できる。さらに、Ｐ含有量は、０．０１５％以下とすることが好ましい。
なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有している元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００３％以上とすることがより好ましい。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不可避的不純物として含有している元素であり、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となって鋼板の靭性を低下させるなど、悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りＳ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。さらに、Ｓ含有量は、０．００５％以下とすることが好ましく、０．００３％以下とすることがより好ましい。
なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有している元素であるため、工業的には０％超であってもよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＳ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１８～０．０７０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する。かかる効果を得るため、Ａｌ含有量を０．０１８％以上に規定する。さらに、Ａｌ含有量は、０．０２５％以上とすることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下すると共に、靭性が低下する。従って、Ａｌ含有量を０．０７０％以下に規定する。さらに、靭性劣化を防止する観点から、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とすることが好ましく、０．０５０％以上とすることがより好ましい。

Ｎｉ：０．３０～２．２０％
Ｎｉは、鋼板の強度を向上させるのに有効なだけでなく、母材および溶接熱影響部の靭性も向上させる効果がある。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３０％未満ではその効果に乏しく、２．２０％を超えると鋼板の表面に疵が発生する。従って、Ｎｉ含有量を０．３０～２．２０％の範囲に規定する。さらに、Ｎｉ含有量は０．６０％以上とすることが好ましく、０．７０％以上とすることがさらに好ましい。また、Ｎｉ含有量は２．１０％以下とすることが好ましく、１．８０％以下とすることがより好ましく、１．５０％以下とすることがさらに好ましい。

Ｔｉ：０．００５～０．０２０％
Ｔｉは、窒化物の形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減する作用を有する元素である。そのため、Ｔｉの添加により、溶接部の靭性を向上させることができる。かかる効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。
一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、かえって靭性が低下する。従って、Ｔｉ含有量を、０．００５～０．０２０％の範囲に規定する。さらに、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とすることが好ましい。また、Ｔｉ含有量は～０．０１７％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．００２０～０．００８０％
Ｎは、ＴｉＮの形成によって、溶接部の靭性を向上させることができる。かかる効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする必要がある。
一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、かえって靭性が低下する。従って、Ｎ含有量を、０．００２０～０．００８０％の範囲に規定する。さらに、Ｎ含有量は０．００２５％以上とすることが好ましい。また、Ｎ含有量は０．００７０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましく、０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
Ｏは、不可避的不純物として含有している元素であり、Ａｌ_２Ｏ_３等の酸化物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となって鋼板の靭性を低下させるなど、悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りＯ含有量を低くすることが望ましいが、０．００５０％以下であれば許容できる。さらに、Ｏ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
なお、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有している元素であるため、工業的には０％超であってもよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＯ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。

Ｔｉ／Ｎ：２．２以上６．５以下
ＴｉＮの形成によって、溶接部の靭性を向上させることができる。かかる効果を得るためには、ＴｉとＮの含有量の相関関係が重要となる。Ｔｉ含有量とＮ含有量の比として、Ｔｉ／Ｎが２．２未満または６．５超であると結晶粒が粗大化し靱性が劣化する。従って、Ｔｉ／Ｎを、２．２以上６．５以下の範囲に規定する。さらに、Ｔｉ／Ｎは２．３以上とすることが好ましい。また、Ｔｉ／Ｎは３．９以下とすることが好ましく、３．８以下とすることがさらに好ましい。

本発明の母材における上記成分以外として、さらに以下に記載の元素を１種または２種以上含有し、残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物とは、原料、製造プロセスまたは製造設備等から不可避的に混入される不純物であり、本発明の目的を阻害しない範囲で含まれることが許容される。原料としては、鉄鉱石、還元鉄、スクラップ等が挙げられる。不純物としては、例えば、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｈ、ＲＥＭなどが挙げられる。

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、鋼板の強度を向上するのに有効な元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではその効果に乏しい。そのため、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｃｕ含有量は０．１０％以上とすることがより好ましく、０．１５％以上とすることがいっそう好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると鋼板の表面に疵が発生する。従って、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４５％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより好ましい。

Ｃｒ：１．６０％以下
Ｃｒは、鋼板の強度を向上するのに有効な元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０５％未満ではその効果に乏しい。そのため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が１．６０％を超えると鋼板の靭性が劣化する。従って、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は１．６０％以下に規定する。Ｃｒ含有量は１．５０％以下とすることが好ましく、１．４０％以下とすることがより好ましい。

Ｍｏ：０．６０％以下
Ｍｏは、鋼板の強度を向上するのに有効な元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０５％未満ではその効果に乏しい。そのため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｍｏ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が０．６０％を超えると鋼板の靭性が劣化する。従って、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．６０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．５５％以下とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．０３０％以下
Ｎｂは、炭窒化物として析出することで旧オーステナイト粒径を小さくし、靭性を向上させる効果を有する元素である。かかる効果を得るために、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は０．００７％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．０３０％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、靭性が低下する。従って、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．０３０％以下とする。さらに、Ｎｂ含有量は０．０２７％以下とすることが好ましく、０．０２５％以下とすることがより好ましい。

Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、鋼板の強度を向上するのに有効な元素である。しかしながら、Ｖ含有量が０．００５％未満ではその効果に乏しい。そのため、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｖ含有量は０．０３０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると鋼板の靭性が劣化する。従って、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０５０％以下とすることがより好ましい。

Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、鋼板の強度を向上するのに有効な元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００５％未満ではその効果に乏しい。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｂ含有量は０．０００８％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると鋼板の靭性が劣化する。従って、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。

Ｃａ：０．００４０％以下
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。すなわち、Ｃａを含有することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御され、溶接部等の靭性を向上させることができる。かかる効果を得るために、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
一方、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、鋼の清浄度が低下する。従って、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。

（２）合せ材について
ＰＲＥ値：１５以上
ＰＲＥ＝Ｃｒ％＋３．３Ｍｏ％＋３０Ｎ％－Ｍｎ％・・・（１）
式（１）中、Ｍ％は、合せ材が有する元素Ｍの含有量（質量％）を示す。
ＰＲＥは、耐孔食指数であり、ＰＲＥ＝Ｃｒ％＋３．３Ｍｏ％＋３０Ｎ％－Ｍｎ％から求められる。ＰＲＥ値が高いほど液体アンモニアＳＣＣ感受性が低くなる。そのため、合せ材のＰＲＥ値を１５以上に規定する。
一方、合せ材のＰＲＥ値は、高いほど好ましいが、過剰なＰＲＥ値はコストの高騰を招く。そのため、ＰＲＥ値は５５以下が好ましく、２７以下がより好ましい。合せ材はステンレス鋼とすることが好ましい。ステンレス鋼の組織は問わないが、合せ材における溶接熱影響部の靭性向上の観点から、ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼または二相ステンレス鋼であることが好ましい。合せ材はＮｉ基合金であってもよい。
上記合せ材の化学成分は、ＰＲＥ値：１５以上を満たしていれば、特に限定されないが、さらに、具体的には、上記合せ材の化学成分は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．３０～４．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：０．０５～８０．０％、Ｃｒ：１１．０～２８．０％、Ｎ：０．００５～０．４００％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることが好ましい。
また、上記合せ材の化学成分は、さらに必要に応じて、Ｃｕ：３．００％以下、Ｍｏ：５．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｎｂ：３．００％以下、Ｔｉ：１．００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．５０％以下、Ｃｏ：１．２０％以下、Ｔａ：３．００％以下を含有してもよい。
以下、具体的に、本発明の実施形態を説明する。

Ｃ：０．００１～０．０８０％
Ｃは、本発明に従う冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。かかる効果を得るために、Ｃ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると結晶粒界に炭化物が析出し、液体アンモニアに接触した際に応力腐食割れを生じさせる場合がある。従って、Ｃ含有量を０．０８０％以下とすることが好ましい。さらに、靭性の観点から、Ｃ含有量は０．０５０％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉ：０．０５～１．００％
Ｓｉは、鋼板の強度を向上させるために加えて、脱酸のため添加する。かかる効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｓｉ含有量は０．０７％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると靭性や溶接性の劣化を招く場合がある。従って、Ｓｉ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。さらに、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とすることがより好ましい。

Ｍｎ：０．３０～４．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であることに加え、脱酸のために添加が必要になる重要な元素の１つである。かかる効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とすることが好ましい。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点から、Ｍｎ含有量は０．４０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が４．００％を超えると、溶接性の劣化を招く場合がある。従って、Ｍｎ含有量を４．００％以下とすることが好ましい。さらに、Ｍｎ含有量は３．００％以下とすることがより好ましい。

Ｐ：０．０４５％以下
Ｐは、不可避的不純物として含有している元素であり、粒界に偏析することによって靱性や溶接性を低下させるなど、悪影響を及ぼす可能性がある。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０４５％以下であれば許容できる。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０４０％以下である。
なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有している元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不可避的不純物として含有している元素であり、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となって鋼板の靭性を低下させるなど、悪影響を及ぼす可能性がある元素である。そのため、できる限りＳ含有量を低くすることが望ましいが、０．０３０％以下であれば許容できる。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０２５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有している元素であるため、工業的には０％超であってもよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＳ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．０５～８０．０％
Ｎｉは、ステンレス鋼やＮｉ基合金の各種酸に対する耐食性を向上するのに有効な元素である。また、鋼板の強度を向上させるのに有効なだけでなく、母材および溶接熱影響部の靭性も向上させる効果がある。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０５％未満ではその効果に乏しい。従って、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｎｉ含有量は０．１０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｎｉは高価な金属であり、合金コストの観点から、Ｎｉ含有量は８０．０％以下とすることが好ましい。さらに、Ｎｉ含有量は４６．０％以下とすることがより好ましい。合せ材としてＮｉ基合金ではなくステンレス鋼を用いる場合には、Ｎｉ含有量は、２５．０％以下であってもよく、２０．０％以下であってもよく、１３．０％以下であってもよく、１０．０％以下であってもよい。

Ｃｒ：１１．０～２８．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を向上するのに有効な元素である。液体アンモニアに接触した際に応力腐食割れを防ぐために、Ｃｒ含有量を１１．０％以上とすることが好ましい。さらに、Ｃｒ含有量は１３．０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が２８．０％を超えると、二相ステンレス鋼の靭性および溶接部の耐食性が劣化する場合がある。したがって、Ｃｒ含有量を２８．０％以下とすることが好ましい。さらに、Ｃｒ含有量は２６．０％以下とすることがより好ましい。

Ｎ：０．００５～０．４００％
Ｎは、ステンレス鋼の耐食性及び強度を向上するのに有効な元素である。かかる効果を得るためには、Ｎ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｎ含有量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｎ含有量が０．４００％を超えると、かえって靭性が低下する場合がある。従って、Ｎ含有量は０．４００％以下とすることが好ましい。さらに、Ｎ含有量は０．３００％以下とすることがより好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
Ｏは、不可避的不純物として含有している元素であり、Ａｌ_２Ｏ_３等の酸化物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となって鋼板の靭性を低下させるなど、悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りＯ含有量を低くすることが望ましいが、０．００５０％以下であれば許容できる。なお、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有している元素であるため、工業的には０％超であってもよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＯ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。

本発明の合せ材における上記成分以外として、さらに必要に応じて、以下の成分を含有してもよい。残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物とは、原料、製造プロセスまたは製造設備等から不可避的に混入される不純物であり、本発明の目的を阻害しない範囲で含まれることが許容される。原料としては、鉄鉱石、還元鉄、スクラップ等が挙げられる。不純物としては、例えば、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｈ、ＲＥＭなどが挙げられる。

Ｃｕ：３．００％以下
Ｃｕは、鋼板の耐食性、および強度を向上するのに有効な元素である。しかしながら、含有量が０．０５％未満ではその効果に乏しい。したがって、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｃｕ含有量は、０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｃｕ含有量が３．００％を超えると熱間加工性が著しく低下する場合がある。従って、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は３．００％以下の範囲とすることが好ましい。また、Ｃｕ含有量は２．２０％以下とすることがより好ましい。

Ｍｏ：５．５０％以下
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐孔食性を向上するのに有効な元素である。しかしながら、含有量が０．０５％未満ではその効果に乏しい。したがって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｍｏ含有量は０．１０％以上とすることがより好ましい。
Ｍｏ含有量が５．５０％を超えると、例えば、二相ステンレス鋼の場合、鋼板の冷却速度によってはシグマ相析出が促進されることで著しい耐食性の劣化を生じさせる場合がある。したがって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は５．５０％以下とすることが好ましい。さらに、Ｍｏ含有量は５．００％以下とすることがより好ましい。

Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、Ｃｒと比較してＣと結合しやすいことから、Ｃｒ炭化物生成による耐食性劣化を抑制するために有効な元素である。しかしながら、Ｖ含有量が０．００５％未満ではその効果に乏しい。したがって、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｖ含有量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
一方、合金コストの観点から、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。さらに、Ｖ含有量は０．０８０％以下とすることがより好ましい。

Ｎｂ：３．００％以下
Ｎｂは、Ｃｒと比較してＣと結合しやすいことから、Ｃｒ炭化物生成による耐食性劣化を抑制するために有効な元素である。しかしながら、０．００５％未満ではその効果に乏しい。したがって、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
一方、合金コストの観点から、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は２．５０％以下とすることがより好ましい。

Ｔｉ：１．００％以下
Ｔｉは、Ｃｒと比較してＣと結合しやすいことから、Ｃｒ炭化物生成による耐食性劣化を抑制するために有効な元素である。しかしながら、０．０１％未満ではその効果に乏しい。したがって、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。さらに、Ｔｉ含有量は０．０５％以上とすることがより好ましく、０．０７％以上とすることがいっそう好ましい。
一方、合金コストの観点から、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。さらに、Ｔｉ含有量は０．９０％以下とすることがより好ましい。

Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、鋼板の強度を向上するのに有効な元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００５％未満ではその効果に乏しい。したがって、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、０．０００８％以上とすることがより好ましい。
Ｂ含有量が０．００５０％を超えると鋼板の靭性が劣化する場合がある。従って、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は０．００４０％以下とすることがより好ましい。

Ｃａ：０．００４０％以下
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。すなわち、Ｃａを含有することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御され、溶接部等の靭性を向上させることができる。かかる効果を得るために、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。
一方、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、鋼の清浄度が低下することが懸念される。従って、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下である。

Ａｌ：０．５０％以下
Ａｌは、有効な脱酸元素である。この効果はＡｌ含有量が０．０２％以上で十分に発揮されるので、Ａｌを含有する場合には、Ａｌ含有量は０．０２％以上であることが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、耐応力腐食割れ性を劣化させる。したがって、Ａｌを含有する場合には、Ａｌ含有量は０．５０％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。

Ｃｏ：１．２０％以下
Ｃｏも耐食性を向上させる元素であり、０．０１％以上の含有によりその効果が発現する。したがって、Ｃｏ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。しかしながら、１．２０％を超えて含有すると合金価格が上昇する。したがって、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は１．２０％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。Ｃｏ含有量は、より好ましくは１．００％以下である。

Ｔａ：３．００％以下
Ｔａは、Ｃの固定に有効な元素である。この効果はＴａが０．０２％以上で十分に発揮されるので、Ｔａを含有する場合には、Ｔａは０．０２％以上であることが好ましい。一方、Ｔａが過剰であると、Ｔａが低融点の金属間化合物を形成して、熱間加工性を低下させる。したがって、Ｔａを含有する場合には、Ｔａは３．００％以下であることが好ましい。

（３）クラッド鋼板の特性について
［引張強度］
本発明のクラッド鋼板は、７８０ＭＰａ以上の母材の引張強度を有するものとする。引張強度の上限は特に限定されないが、本発明の高強度鋼板の引張強度は１０００ＭＰａ以下であり得る。

［シャルピー衝撃試験の吸収エネルギー］
本発明のクラッド鋼板は、母材の－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上である。タンクなどの構造用部材として使用する場合にはＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）処理を実施するが、板厚によっては実施しない可能性がある。その場合、母材に求められる吸収エネルギーはより高くなることから、好ましくは１００Ｊ以上であり、より好ましくは１７０Ｊ以上である。

［接合率］
クラッド鋼板では、母材と合せ材とが酸化物やボイドを介している箇所と、母材と合せ材が直接接合している箇所が存在する。母材と酸化物との接合強度、および合せ材と酸化物との接合強度は、いずれも母材と合せ材との接合強度よりも小さい。このため、母材と合せ材との接合率が高いほど、クラッド鋼板の接合強度は高くなり、製品への加工時に剥離する問題が生じる可能性が低くなる。本発明のクラッド鋼板は、母材と合せ材との接合率が７０％以上である。母材と合せ材との接合率は、好ましくは８０％以上であり、より好ましくは８５％以上である。母材と合せ材との接合率の上限は、特に限定されず、高いほど好ましく、１００％であってもよい。

［板厚、クラッド比］
本発明のクラッド鋼板は、特に限定されないが、板厚は７ｍｍ以上としてよい。本発明のクラッド鋼板は、板厚は、好ましくは１８ｍｍ以上であり、より好ましくは２３ｍｍ以上である。また、本発明のクラッド鋼板は、板厚は６６ｍｍ以下としてよい。本発明のクラッド鋼板は、板厚は、好ましくは５３ｍｍ以下であり、より好ましくは４８ｍｍ以下であり、いっそう好ましくは４１ｍｍ以下である。

また、本発明のクラッド鋼板の母材の板厚は、６ｍｍ以上としてよい。本発明のクラッド鋼板の母材は、板厚は、好ましくは１５ｍｍ以上であり、より好ましくは２０ｍｍ以上である。本発明のクラッド鋼板の母材は、板厚は６０ｍｍ以下としてよい。母材の板厚は、好ましくは５０ｍｍ以下であり、より好ましくは４５ｍｍ以下であり、いっそう好ましくは３８ｍｍ以下である。

また、本発明のクラッド鋼板の合せ材の板厚は、１．０ｍｍ以上としてよい。本発明のクラッド鋼板の合せ材は、板厚は、好ましくは２．０ｍｍ以上であり、より好ましくは２．５ｍｍ以上である。本発明のクラッド鋼板の合せ材の板厚は、６．０ｍｍ以下としてよい。本発明のクラッド鋼板の合せ材は、板厚は、好ましくは５．０ｍｍ以下であり、より好ましくは４．０ｍｍ以下である。

本発明のクラッド鋼板は、特に限定されないが、クラッド比を０．０１以上としてよい。本発明のクラッド鋼板のクラッド比は、好ましくは０．０３以上であり、より好ましくは０．０５以上である。本発明のクラッド鋼板は、特に限定されないが、クラッド比を０．５０以下としてよい。本発明のクラッド鋼板のクラッド比は、好ましくは０．４０以下であり、より好ましくは０．３０以下である。

（４）溶接継手について
本発明では、上記のクラッド鋼板を溶接してタンクなどの構造体を製造する。溶接の種類については特に制限はなく、従来公知の鋼板の溶接方法を適用することができるが、ＴＩＧ溶接が好ましい。
溶接継手では、溶接熱影響部の－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上であることが好ましい。

［入熱：５０ｋＪ／ｃｍ以下］
本発明のクラッド鋼板を用いて、溶接継手を製造する際、入熱は、５０ｋＪ／ｃｍ以下と規定する。また、入熱は３０ｋＪ／ｃｍ以下であることが好ましい。入熱は、さらに好ましくは２０ｋＪ／ｃｍ以下である。この入熱範囲を満たすことにより、上記の特性を満足することができる。入熱の下限は特に限定されず、過剰の低減は溶接能率の低下を招くため、入熱は５．０ｋＪ／ｃｍ以上とすることが好ましい。

（５）製造条件について
本発明では、まず、前述した化学成分を有する母材の素材スラブおよび合せ材の素材スラブを製造する。これらの素材スラブの製造方法については特に制限はなく、従来公知のスラブの製造方法を適用することができる。すなわち、通常の溶製法（転炉法、電気炉法等）により前記の化学成分に調整した溶鋼を、通常の鋳造法（連続鋳造法や造塊法）により鋳造し、素材スラブを得る。
ついで、得られた母材の素材スラブを表面温度で９００℃以上１２００℃以下に加熱してから熱間圧延を行う。熱間圧延の圧延終了温度は表面温度で７００℃以上とし、所定寸法の母材素材とする。また、得られた合せ材の素材スラブを加熱したのち、熱間圧延を施して所定寸法の合せ材素材とする。

［加熱温度：９００℃以上１２００℃以下］
本発明のクラッド鋼板における母材の素材スラブの加熱温度が９００℃未満では、炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られない。よって、上記加熱温度は、表面温度で９００℃以上とする。さらに、加熱温度は、９２０℃以上とすることが好ましい。
一方、母材の素材スラブを１２００℃を超えて加熱すると、エネルギー消費量が増大する。そのため、上記加熱温度は、表面温度で１２００℃以下とする。加熱温度は１１５０℃以下とすることが好ましい。

［圧延終了温度（ＦＴ: Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）：７００℃以上］
前記熱間圧延の圧延終了温度が７００℃未満になると、生成したフェライトが加工の影響を受けるため、靭性が悪化する。よって、圧延終了温度は、表面温度で７００℃以上とする。さらに、圧延終了温度は７５０℃以上とすることが好ましい。
上限は特に限定されないが、圧延終了温度は、表面温度で１０００℃以下とすることが好ましい。

ついで、得られた母材素材をアンモニア等と接する面側に合せ材素材を重ね合わせて少なくとも二層、または、犠牲材、合せ材素材および母材素材を重ね合わせて三層、さらには母材素材、合せ材素材、合せ材素材および母材素材を重ね合わせて四層等としたクラッド素材を、圧接接合すると共に、適正な熱処理を施して組織制御を行う。
なお、スラブ積層方法として、後述の実施例の表中、上から母材スラブ、合せ材スラブ、合せ材スラブ、母材スラブの順、もしくは合せ材スラブ、母材スラブ、母材スラブ、合せ材スラブの順に重ねる方法をサンドイッチ方式と表記する。また、上から合せ材スラブ、母材スラブの順、もしくは母材スラブ、合せ材スラブの順に重ねる方法をオープン方式と表記する。また、上から犠牲材、合せ材スラブ、母材スラブの順、もしくは母材スラブ、合せ材スラブ、犠牲材の順に重ねる方法を犠牲材方式と表記する。
母材素材と合せ材素材を重ね合わせたクラッドスラブ（積層スラブ）は、表面温度で１０００℃以上１２５０℃以下の範囲に加熱してから熱間圧延を行う。本発明における熱間圧延は、累積圧下率を６５％以上とし、かつ、圧延終了温度をＡｒ_３変態点以上１０００℃以下とする。さらに、かかる熱間圧延を施したのち、次の（Ａ）または（Ｂ）の処理を行う。
（Ａ）熱間圧延後の圧延板を冷却した後、８００℃以上１０００℃以下に再加熱し、母材のＡｒ_３変態点以上の温度から平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上２０．０℃／ｓ以下の範囲で３５０℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う。
ついで、上記圧延板に対する上記の８００℃以上１０００℃以下に再加熱は、例えば、平均１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の速度とする。加速冷却後、５５０℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行う。
（Ｂ）熱間圧延後の圧延板を母材のＡｒ_３変態点以上の温度から平均冷却速度：３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の範囲で５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う。あるいはさらに、加速冷却後、７００℃以下の温度で焼戻しを行う。

［加熱温度：１０００℃以上１２５０℃以下］
母材素材と合せ材素材とを積層してなる積層スラブの加熱温度が１０００℃未満では、炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られない。加えて、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。よって、上記加熱温度は、１０００℃以上とする。さらに、上記加熱温度は、１０２０℃以上であることが好ましい。
一方、１２５０℃を超えて加熱すると、エネルギー消費量が増大する。そのため、上記加熱温度は１２５０℃以下とする。さらに、上記加熱温度は、１２３０℃以下であることが好ましい。

［積層スラブの累積圧下率：６５％以上］
積層スラブの累積圧下率が６５％以上となる圧延を行うことにより、オーステナイトの再結晶促進、及びオーステナイト粒内に核生成サイトとなる変形帯が導入され、その後に行われる後述の条件の加速冷却で変態生成するベイナイトやマルテンサイトが微細化し、クラッド鋼板の靱性が向上する。そのため、積層スラブの累積圧下率を６５％以上とする。積層スラブの累積圧下率は、７０％以上とすることが好ましい。なお、積層スラブの累積圧下率の上限は特に限定されないが、圧延能率の観点から、積層スラブの累積圧下率は９５％以下とすることが好ましい。

［圧延終了温度（ＦＴ）：Ａｒ_３変態点以上１０００℃以下］
上記熱間圧延の圧延終了温度がＡｒ_３変態点未満になると、フェライトが生成するため、靭性が悪化する。また、圧延終了温度がＡｒ_３変態点未満になると低温での熱間圧延となり、拡散接合の観点からクラッド鋼の接合性が劣化する。よって、圧延終了温度はＡｒ_３変態点以上とする。さらに、圧延終了温度は、Ａｒ_３変態点+２０℃以上とすることが好ましい。
一方、圧延終了温度が１０００℃を超えると、オーステナイト粒内に核生成サイトとなる変形帯が導入されず、微細なベイナイトやマルテンサイトが得られず、クラッド鋼板の靭性が劣化する。よって、圧延終了温度は１０００℃以下とする。さらに、圧延終了温度は、９８０℃以下とすることが好ましい。

（上記の（Ａ）の工程（再加熱後加速冷却工程））
上記の（Ａ）の工程では、ついで、冷却した後、８００℃以上１０００℃以下に再加熱し、母材のＡｒ_３変態点以上の温度から平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上２０．０℃／ｓ以下の範囲で３５０℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う。
ここで、「母材のＡｒ₃変態点以上の温度から」とは、加速冷却開始時点の母材表面温度が母材のＡｒ₃変態点以上の温度であることを指す。
なお、熱間圧延した後、再加熱する前の冷却は、室温（－５～５０℃）まで行なってもよく、また、その際の冷却速度は特に規定する必要はないが、例えば、０．０１～１℃／ｓの空冷とすることができる。

［再加熱温度：８００℃以上１０００℃以下］
前記母材と合せ材とを有する圧延板の再加熱温度が８００℃未満になると、強度が過剰になり靭性が回復しないおそれがある。また、接合率が低下する場合がある。よって、再加熱温度は８００℃以上とする。さらに、再加熱温度は８２０℃以上とすることが好ましい。
一方、再加熱温度が１０００℃を超えると、強度不足を招くおそれがある。よって、再加熱温度は１０００℃以下とする。さらに、再加熱温度は９８０℃以下とすることが好ましい。

［冷却開始温度：Ａｒ_３変態点以上］
かかる再加熱後の鋼板に、母材のＡｒ₃変態点以上の温度から冷却を行う。ここで、「母材のＡｒ₃変態点以上の温度から」とは、加速冷却開始時点の母材表面温度が母材のＡｒ₃変態点以上の温度であることを指す。かかる冷却の開始温度が母材のＡｒ₃変態点未満では、フェライトが過剰に生成し、また、強度差が大きいマルテンサイト組織あるいはベイナイトと共存することになる。その結果、母材の強度不足と靭性の劣化を招く。よって、再加熱後の冷却開始温度はＡｒ₃変態点以上とする。さらに、冷却開始温度は、Ａｒ₃変態点＋２０℃以上とすることが好ましい。Ａｒ_３変態点は、以下の式によって求めることができる。
Ａｒ_３（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－５５×［Ｎｉ］－１５×［Ｃｒ］－８０×［Ｍｏ］
上記式中、［Ｍ］は元素Ｍの鋼板（母材）中の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０（零）とする。

［鋼板の平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上２０．０℃／ｓ以下］
平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上で行う冷却は、高強度で高靱性の鋼板を得るために不可欠なプロセスであり、速い速度で冷却することによって変態強化による強度上昇効果が得られる。平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満では、ベイナイトやマルテンサイトの粒径が大きくなり、フェライトやパーライトが生成して強度不足や靭性の劣化を招くおそれがある。従って、平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とする。さらに、平均冷却速度は１．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
一方、平均冷却速度が２０．０℃／ｓを超えると、マルテンサイトの体積分率が多くなりすぎてしまい、靭性が低下する場合がある。また、接合性が低下する場合がある。従って、平均冷却速度は、２０．０℃／ｓ以下とする。さらに、平均冷却速度は、１５．０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
ここで、加速冷却における平均冷却速度は、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度と冷却停止温度との差（℃）を、冷却時間（ｓ）で除することにより求められる。
なお、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度、冷却停止温度は、鋼板表面の温度を放射温度計で測定して差分計算により板厚１／２位置の温度を求めることで得られる。また、冷却時間は冷却水を鋼板に供給している時間であり、板厚１／２位置が冷却開始温度から冷却停止温度となるまでに要する時間である。

［冷却停止温度：３５０℃以下］
本発明では、再加熱終了後に、３５０℃以下の冷却停止温度まで上述した条件の冷却を行うことにより、母材の板厚中心まで一様にベイナイトまたはマルテンサイトを所定の体積分率にすることができる。なお、冷却停止温度が３５０℃を超えると、フェライトやパーライト組織の組織が過剰に生成して、強度不足や靭性の劣化を招く。従って、冷却停止温度は３５０℃以下に規定する。冷却停止温度は、３００℃以下とすることが好ましい。
一方、かかる冷却停止温度の下限は、特に限定せず、室温でも良いが、生産効率等の観点から１００℃とすることが好ましい。

また、かかるクラッド鋼板は、上記の（Ａ）の工程の処理における加速冷却を冷却停止温度まで行った後に、さらに５５０℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行う。

［焼戻し温度：５５０℃以上７００℃以下］
本発明では、母材の靭性回復を目的として、焼戻しを行う。かかる焼戻しの再加熱時に鋼板平均（鋼板板厚１／２位置の温度）での温度が７００℃を超えると、転位が回復し、母材の強度が低下するおそれがある。従って、焼戻し温度は７００℃以下とする。焼戻し温度は、６８０℃以下とすることが好ましい。
一方、かかる焼戻しの再加熱時に鋼板平均での温度が５５０℃未満では、母材の靭性不足のおそれがある。従って、焼戻し温度は５５０℃以上とする。焼戻し温度は、６００℃以上とすることが好ましい。

（上記の（Ｂ）の工程（加速冷却工程））
上記の（Ｂ）の工程では、母材のＡｒ_３変態点以上の温度から平均冷却速度：３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の範囲で５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を施す。あるいはさらに、加速冷却後、７００℃以下の温度で焼戻しを行う。ここで、母材のＡｒ₃変態点以上の温度とは、母材表面温度のことを指す。

［冷却開始温度：Ａｒ_３変態点以上］
前記加速冷却の冷却開始温度がＡｒ_３変態点未満になると、フェライトが生成するため、靭性が悪化する。また、加速冷却の冷却開始温度がＡｒ_３変態点未満になると、拡散接合の観点からクラッド鋼の接合性が劣化する。よって、加速冷却の冷却開始温度はＡｒ_３変態点以上とする。加速冷却の冷却開始温度は、Ａｒ_３変態点＋２０℃以上とすることが好ましい。
なお、ここでの冷却（加速冷却）は、熱間圧延後に室温まで空冷したり、圧延板を８００℃以上１０００℃以下に再加熱したりせずに、直ちに行うことが好ましい。

［鋼板の平均冷却速度：３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下］
平均冷却速度を３℃／ｓ以上で行う冷却は、高強度で高靱性の鋼板を得るために不可欠なプロセスであり、速い速度で冷却することによって変態強化による強度上昇効果が得られる。平均冷却速度が３℃／ｓ未満では、ベイナイトやマルテンサイトの粒径が大きくなったり、フェライトやパーライトが生成したりして、強度不足や靭性の劣化を招くおそれがある。従って、平均冷却速度は、３℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、５℃／ｓ以上とすることが好ましく、１０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。
一方、平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、マルテンサイトの体積分率が多くなりすぎてしまい、靭性が低下する場合がある。また、母材と合せ材との接合率が低下する場合がある。従って、平均冷却速度は、５０℃／ｓ以下とする。さらに、平均冷却速度は、４５℃／ｓ以下とすることが好ましい。
ここで、加速冷却における平均冷却速度は、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度と冷却停止温度との差（℃）を、冷却時間（ｓ）で除することにより求められる。
なお、母材素材の板厚方向の板厚１／２位置における冷却開始温度、冷却停止温度は、鋼板表面の温度を放射温度計で測定して差分計算により板厚１／２位置の温度を求めることで得られる。また、冷却時間は冷却水を鋼板に供給している時間であり、板厚１／２位置が冷却開始温度から冷却停止温度となるまでに要する時間である。

［冷却停止温度：５００℃以下］
本発明では、５００℃以下の冷却停止温度まで上述した条件の冷却を行うことにより、母材の板厚中心まで一様にベイナイトまたはマルテンサイトを所定の体積分率にすることができる。冷却停止温度が５００℃を超えると、フェライトやパーライト組織の組織が過剰に生成して、強度不足や靭性の劣化を招く。従って、冷却停止温度は５００℃以下に規定する。冷却停止温度は、３００℃以下とすることが好ましい。なお、加速冷却工程に続いて後述の焼き戻しを実施する場合には、冷却停止温度を３００℃以下とすることが好ましく、冷却停止温度は２８０℃以下とすることがより好ましい。
一方、かかる冷却停止温度の下限は、特に限定せず、室温でも良いが、生産効率等の観点から冷却停止温度の下限は１５０℃とすることが好ましい。

また、かかるクラッド鋼板は、上記の（Ｂ）の工程の処理における加速冷却を冷却停止温度まで行った後に、さらに必要に応じて７００℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。すなわち、（Ｂ）の工程の処理として、上記加速冷却を行った後、焼戻しを行わなくてもよいが、加速冷却後、７００℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。

［焼戻し温度：７００℃以下］
本発明では、母材の靭性回復を目的として、必要に応じて焼戻しを行うことができる。かかる焼戻しの再加熱時に鋼板平均（鋼板板厚１／２位置の温度）での温度が７００℃を超えると、転位が回復し、母材の強度が低下するおそれがある。従って、焼戻し温度は７００℃以下とする。焼戻し温度は、６８０℃以下とすることが好ましい。
一方、かかる焼戻しの再加熱時に鋼板平均での温度が５５０℃未満では、母材の靭性不足のおそれがある。従って、焼戻し温度は５５０℃以上とすることが好ましい。焼戻し温度は、６００℃以上とすることがより好ましい。

なお、本発明における素材鋼板やクラッド鋼板の温度は、母材の板厚１／２位置のことであり、放射温度計にて測定された鋼板表面の温度から、例えば、プロセスコンピューターを用いて差分計算を行うことにより求めた値を用いてもよい。

前記した成分組成を有する母材および合せ材の素材鋼板を、上記した製造条件に供することで、本発明に従うクラッド鋼板とすることができる。かくして得られた本発明に従う高強度クラッド鋼板は、優れた低温靱性と耐アンモニアＳＣＣ性、および優れた接合性を具えることになる。

なお、本発明に従う製造方法において、本明細書に記載のない項目は、いずれも常法を用いることができる。

表１に、母材の化学成分（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を示す。表中、鋼種Ａ～Ｏは本発明の範囲に属する発明例である。一方、鋼種Ｐ～ＡＥ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、合せ材の化学成分（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を示す。表中、鋼種ａ～ｍは本発明の範囲に属する発明例である。一方、鋼種ｎ～ｐはＰＲＥ値が発明の範囲外となっている比較例である。
表１、表２の空欄部分は、元素を含有しない、または不可避的不純物として含有することを示す。

表１に示す化学成分を有する母材の素材スラブと、表２に示す化学成分を有する合せ材の素材スラブとを使って、表３に示す製造条件でクラッド鋼板（Ｎｏ．１～９１）を製造した。得られた鋼板から継手用試験板を採取し、溶接継手を作製した。溶接方法はＴＩＧ溶接とし、母材側から合せ材側へ多層盛り溶接を行った。
スラブの組立方式は、サンドイッチ方式、オープン方式、犠牲材方式のいずれかにて実施した。表３－１、３－２において、サンドイッチ方式は、上から母材スラブ、合せ材スラブ、合せ材スラブ、母材スラブの順、オープン方式は、上から合せ材スラブ、母材スラブの順、犠牲材方式は、犠牲材、合せ材スラブ、母材スラブの順でスラブを重ねるものである。
得られたクラッド鋼板について、強度特性および靭性の評価、接合率の評価、液体アンモニア環境下における耐アンモニアＳＣＣ性の評価をそれぞれ実施した。各試験方法は次のとおりである。

［強度特性］
クラッド鋼板の合せ材側を減厚し母材全厚から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０２２）に記載の要領で引張試験を行い、降伏強さＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ（下降伏点ＹＰ）、降伏点がないときは０．２％耐力σ０．２）および引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、母材の引張強度が７８０ＭＰａ以上のものを引張特性に優れた鋼板と評価した。

［靭性］
クラッド鋼板の母材の靭性を評価するため、クラッド鋼板の母材の板厚１／２位置を厚さ方向位置の中心としてＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取した。また、クラッド鋼板の溶接継手の靭性を評価するため、溶接継手においてクラッド鋼板の母材の溶接熱影響部であってクラッド鋼板の母材の板厚１／２位置を厚さ方向位置の中心とした位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取した。各条件についてそれぞれ３本の試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０２３）の要領で、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。そして、３本の試験片の吸収エネルギーがいずれも４７Ｊ以上のものを靭性に優れた鋼板と評価した。なお、表３－１、３－２においては、３本の試験片の吸収エネルギーのうち、最も小さい値を記載した。

［接合率］
クラッド鋼板の接合界面における接合率は、以下のようにして求めたものである。すなわち、クラッド鋼板の母材及び合せ材を含む断面を鏡面研磨し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、倍率：１０００倍で、前記断面において無作為に選択した界面に沿った方向で長さ１．０×１０^－１ｍｍの領域を１０視野観察する。画像解析によって接合界面長さを求める。そして、測定全長および接合界面長さに基づいて、以下の式を用いて接合率を求めた。
接合率（％）：１００×接合界面長さ（ｍｍ）／測定全長（ｍｍ）
ここで、接合界面長さとは、画像解析の結果、界面上にボイドも酸化物も存在しないと判断された部分の長さの合計値である。そして、接合率が７０％以上のものを接合性に優れた鋼板と評価した。

［耐アンモニアＳＣＣ性］
本発明における耐アンモニアＳＣＣ性は、試験溶液中で４点曲げにより応力を付与した試験片に、電位を付与し評価した。
具体的には、以下の手順で実施した。
本発明に係るクラッド鋼板は合せ材がアンモニア等と接するように使用される。そこで、まず、クラッド鋼板の母材側から減厚加工することにより、合せ材部分から、１．５～３．０ｍｍ厚×１５ｍｍ×１１５ｍｍの試験片を採取した。合せ材厚さが３．０ｍｍを超える場合には、合せ材のうち母材と接合していない側の面から３．０ｍｍの厚さの試験片を採取した。採取した試験片に対してアセトン中で５分間の超音波脱脂を実施した。各試験片に対応する母材の実際の降伏強さＹＳの１００％の応力を４点曲げにより各試験片に負荷した。かかる４点曲げの試験片を試験セルに設置した。次いで、純度が９９．９９９％以上の液体アンモニア２Ｌに、カルバミン酸アンモニウム：５.００ｍａｓｓ％、Ｏ_２：１．０００ｂａｒ、および、水：０．１０ｍａｓｓ％を混合した溶液を試験セルに充填した。具体的には、試験セルに所定量のカルバミン酸アンモニウムと水を入れ、さらにＯ_２ガスを吹き込んだ後に液体アンモニアを入れた。浸漬試験片の表面積に対する浸漬液量の比である比液量は４２ｍＬ／ｃｍ^２であった。試験中の撹拌は、試験セル内に設置した撹拌子を用いて１０ｒｐｍで連続して行った。試験液温度は２５℃に設定した。試験液の温度を２５℃に調整してから、ポテンショスタットにより、試験片の腐食電位の測定を行った。ポテンショスタットによる電位の測定および電位の付与は、３電極法により実施し、参照極および対極としては、いずれも白金電極を使用した。腐食電位の測定開始から１時間経過した時点で電位が安定したと判断して、その時点で、＋０．５Ｖｖｓ． Ｐｔの電位が試験片に付与されるように制御して、浸漬試験を開始した。浸漬試験を開始してからの５０４時間後、試験セルから試験片を取り出した。試験片表面の腐食生成物を除去し、表面および断面において目視により割れの観察を行い、割れを評価した。本実施例においては、一つの条件に対して９個の試験片で５０４時間の浸漬試験を実施した。このうち、深さ１．５ｍｍ以上の割れが認められる試験片が２個以下である場合に、耐アンモニアＳＣＣ性が良好（○）と判定し、３個以上の試験片で割れが発生した場合を耐アンモニアＳＣＣ性が不良（×）と判定した。
得られた評価結果を表３に併記する。

表３－１から分かるように、発明例はいずれも、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上であり、母材と合せ材の接合率が７０％以上である。また、発明例はいずれも、耐アンモニアＳＣＣ性に優れていることが分かる。

これに対し、表３－２から分かるように、Ｎｏ．４７～６５は母材と合わせ材のいずれかの化学成分が本発明外であるため、引張強度ＴＳ、低温靱性、耐アンモニアＳＣＣ性の少なくともいずれかが劣っている。
また、Ｎｏ．６６～９１は、母材および合わせ材の化学成分は本発明の範囲内であるものの、製造条件が本発明の範囲外であるため、引張強度ＴＳ、低温靱性、接合率、耐アンモニアＳＣＣ性の少なくともいずれかが劣っている。

Claims (4)

1. 母材の少なくとも片面に合せ材を有するクラッド鋼板であって、
   前記母材の化学成分が、
   質量％で、
   Ｃ：０．０３０～０．１５０％、
   Ｓｉ：０．０５～０．５５％、
   Ｍｎ：０．５０～２．１０％、
   Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．０１８～０．０７０％、
   Ｎｉ：０．３０～２．２０％、
   Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
   Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
   Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
   を含有し、かつＴｉ／Ｎが２．２以上６．５以下であり、さらに、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｃｒ：１．６０％以下、
   Ｍｏ：０．６０％以下、
   Ｎｂ：０．０３０％以下、
   Ｖ：０．１００％以下、
   Ｂ：０．００５０％以下、
   Ｃａ：０．００４０％以下
   のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   前記合せ材の化学成分が、
   質量％で、
   Ｃ：０．００１～０．０８０％、
   Ｓｉ：０．０５～１．００％、
   Ｍｎ：０．３０～４．００％、
   Ｐ：０．０４５％以下、
   Ｓ：０．０３０％以下、
   Ｎｉ：０．０５～８０．０％、
   Ｃｒ：１１．０～２８．０％、
   Ｎ：０．００５～０．４００％、
   Ｏ（酸素）：０．００５０％以下を含有し、
   あるいはさらに、
   Ｃｕ：３．００％以下、
   Ｍｏ：５．５０％以下、
   Ｖ：０．１００％以下、
   Ｎｂ：３．００％以下、
   Ｔｉ：１．００％以下、
   Ｂ：０．００５０％以下、
   Ｃａ：０．００４０％以下、
   Ａｌ：０．５０％以下、
   Ｃｏ：１．２０％以下、
   Ｔａ：３．００％以下を含有し、
   式（１）に示すＰＲＥ値が１５以上であり、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   母材の引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
   母材の－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上であり、
   母材と合せ材との接合率が７０％以上である、クラッド鋼板。
   ＰＲＥ＝Ｃｒ％＋３．３Ｍｏ％＋３０Ｎ％－Ｍｎ％・・・（１）
   式（１）中、Ｍ％は、合せ材が有する元素Ｍの含有量（質量％）を示し、含有しない元素は０（零）とする。
2. 請求項１に記載のクラッド鋼板を用いる溶接継手であって、
   溶接熱影響部の－４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４７Ｊ以上である、溶接継手。
3. 請求項１に記載のクラッド鋼板の製造方法であって、
   母材の素材スラブを表面温度で９００℃以上１２００℃以下に加熱したのち、圧延終了温度：表面温度で７００℃以上とする熱間圧延を施して母材素材とし、
   合せ材の素材スラブを加熱したのち、熱間圧延を施して合せ材素材とし、
   前記母材素材と前記合せ材素材とを積層してなる積層スラブを、表面温度で１０００℃以上１２５０℃以下に加熱したのち、
   累積圧下率が６５％以上であり、かつ、圧延終了温度がＡｒ_３変態点以上１０００℃以下となる熱間圧延を施して、母材と合せ材を有する圧延板を製造し、
   前記圧延板に対して以下の（Ａ）または（Ｂ）の処理を施す、クラッド鋼板の製造方法。
   （Ａ）
   熱間圧延後の前記圧延板を冷却した後、
   ８００℃以上１０００℃以下に再加熱し、
   母材のＡｒ_３変態点以上の温度から平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上２０．０℃／ｓ以下の範囲で３５０℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行い、
   前記加速冷却後、５５０℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行う。
   （Ｂ）
   熱間圧延後の前記圧延板を、母材のＡｒ_３変態点以上の温度から平均冷却速度：３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の範囲で５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う、あるいはさらに、前記加速冷却後、７００℃以下の温度で焼戻しを行う。
4. 請求項１に記載のクラッド鋼板を用いて、入熱５０ｋＪ／ｃｍ以下の条件で溶接することにより溶接継手を製造する、溶接継手の製造方法。