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WO2024203768A1 - クラッド鋼板の製造方法 - Google Patents

クラッド鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2024203768A1
WO2024203768A1 PCT/JP2024/011140 JP2024011140W WO2024203768A1 WO 2024203768 A1 WO2024203768 A1 WO 2024203768A1 JP 2024011140 W JP2024011140 W JP 2024011140W WO 2024203768 A1 WO2024203768 A1 WO 2024203768A1
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WO
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less
clad
plate
content
steel plate
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Ceased
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PCT/JP2024/011140
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English (en)
French (fr)
Inventor
博司 池田
遼介 酒井
純二 嶋村
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to KR1020257035461A priority patent/KR20250167659A/ko
Priority to EP24779887.9A priority patent/EP4667593A1/en
Priority to CN202480020030.0A priority patent/CN120898008A/zh
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Ceased legal-status Critical Current

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    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/02—Clad material

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing clad steel plate, and in particular to a method for manufacturing clad steel plate suitable for use as a material for line pipes.
  • Clad steel plate is a steel plate in which a clad plate made of a corrosion-resistant alloy is bonded to a base steel plate such as carbon steel. Clad steel plate has the advantage of being highly economical, since it can ensure the same corrosion resistance as solid wood while reducing the amount of expensive alloy elements used.
  • HIC resistance hydrogen induced cracking resistance
  • clad steel plates for line pipes are required to have the corrosion resistance of clad plates as well as certain mechanical properties, particularly excellent low-temperature toughness to prevent brittle fracture of line pipes.
  • Patent Document 1 describes such clad steel plates as follows: "In a clad steel plate having a Ni alloy as a bonding material and a low alloy steel as a base material, the chemical components of the base material are, in mass %, C: 0.020-0.100%, Si: 0.10-0.50%, Mn: 0.75-1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Cu: 0.01-0.50%, Ni: 0.01-0.45%, Cr: 0.0 "A Ni alloy clad steel plate with excellent low-temperature toughness and HAZ toughness of the base material and excellent corrosion resistance of the clad material, characterized by containing 1-0.50%, Mo: 0.01-0.50%, Nb: 0.005-0.080%, Ti: 0.005-0.030%, N: 0.0010-0.0060%, Al: 0.070% or less, Ca: 0.0010-0.0040%, and the balance being Fe and unavoidable impurities.”
  • Patent Document 2 states that "in a clad steel plate having a Ni alloy as a cladding material and a low alloy steel as a base material, the chemical components of the base material are, in mass %, C: 0.020-0.100%, Si: 0.10-0.50%, Mn: 0.75-1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Cu: 0.01-0.50%, Ni: 0.01-0.45%, Cr: 0.01-0.50%, "A Ni alloy clad steel plate with excellent low-temperature toughness and HAZ toughness of the base material and excellent corrosion resistance of the clad material, characterized by containing Mo: 0.01-0.50%, Nb: 0.005-0.080%, Ti: 0.005-0.030%, N: 0.0010-0.0060%, Al: 0.070% or less, Ca: 0.0010-0.0040%, and the balance being Fe and unavoidable impurities.”
  • Patent Document 3 states that "in a clad steel plate having an austenitic stainless steel as a clad material and a low alloy steel as a base material, the base material contains, in mass %, C: 0.020 to 0.100%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.75 to 1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.45%, Cr: 0.01 to 0.50%, Mo: 0.01 to 0.50%, and : 0.01-0.50%, Nb: 0.005-0.080%, Ti: 0.005-0.030%, N: 0.0010-0.0060%, Al: 0.070% or less, Ca: 0.0010-0.0040%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • An austenitic stainless clad steel plate with excellent low-temperature toughness and HAZ toughness of the base material and excellent corrosion resistance of the clad material.
  • Patent Document 4 describes a clad steel plate having a clad material made of a corrosion-resistant alloy bonded to one side of a base steel plate, the base steel plate containing, by mass%, C: 0.020-0.100%, Si: 0.05-0.50%, Mn: 0.75-1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Al: 0.010-0.070%, Nb: 0.005-0.080%, Ti: 0.005-0.030% and N: 0.0010-0.
  • the base steel plate has a steel structure in which, at a position halfway through the plate thickness in the plate thickness direction of the base steel plate, the area ratio of bainite is 94% or more and island martensite is 6% or less, the average crystal grain size of the bainite is 25 ⁇ m or less, and further, the joint interface shear strength between the base steel plate and the clad material is 300 MPa or more. " is disclosed.
  • Patent Document 5 discloses a technology aimed at improving HIC resistance, which is a "clad steel plate that maintains a tensile strength of 535 MPa or more, further improves low-temperature toughness, and also has excellent HIC resistance," and which is "a clad steel plate having a clad material made of a corrosion-resistant alloy bonded to one side of a base steel plate, the base steel plate having a composition in which the ACR and PHIC values are appropriately controlled, the base steel plate having a steel structure in which the area ratio of bainite is 94% or more at a position 1/2 the thickness of the base steel plate in the thickness direction and the average crystal grain size of the bainite is 25 ⁇ m or less, and further the bonded interface shear strength between the base steel plate and the clad material is 300 MPa or more.”
  • Patent Documents 1 to 3 by applying TMCP (Thermo-mechanical control process), the mechanical properties of DWTTSA -20°C ⁇ 85% are realized with a plate thickness of 30 mm or less, tensile strength of 535 MPa or more, and DWTTSA -20°C ⁇ 85% are realized together with the corrosion resistance of the clad material without impairing productivity. Furthermore, in Patent Document 4, the mechanical properties of DWTTSA -30°C ⁇ 85% are realized by applying direct quenching and tempering after rolling the clad slab. In Patent Document 5, a clad steel plate is disclosed which realizes mechanical properties of DWTTSA -30°C ⁇ 85% and also has HIC resistance by applying direct quenching and tempering after rolling the clad slab as in Patent Document 4.
  • TMCP Thermo-mechanical control process
  • DWTTSA -20°C and DWTTSA -30°C refer to the ductile fracture surface area ratios obtained when the test temperatures are -20°C and -30°C, respectively, in a DWTT test (Drop Weight Tear Test) conforming to API-5L.
  • the first objective of the present invention is to provide a method for manufacturing clad steel plates that can produce thick clad steel plates that have excellent low-temperature toughness while maintaining a tensile strength of 535 MPa or more.
  • the second object of the present invention is to provide a method for manufacturing clad steel plates that can produce thick clad steel plates that have excellent low-temperature toughness and HIC resistance while maintaining a tensile strength of 535 MPa or more.
  • excellent low-temperature toughness means that the ductile fracture surface area ratio DWTTSA -30°C obtained by the DWTT test (test temperature: -30°C) conforming to API-5L is 85% or more.
  • excellent HIC resistance means that the crack area ratio (CAR) obtained by the HIC test conforming to NACE Standard TM0284-2003 is 5.0% or less.
  • the inventors conducted various studies in order to develop a thick clad steel plate having improved low-temperature toughness while maintaining predetermined tensile properties, and obtained the following findings.
  • (A) In order to obtain excellent low-temperature toughness, it is effective to simultaneously refine the structure of the base steel plate, which increases the brittle crack propagation resistance, and reduce the hard phase that may be the starting point of the brittle crack.
  • the steel structure of the base steel plate is a structure mainly composed of bainite. Specifically, it is effective to set the area ratio of bainite at the 1/2 position in the plate thickness direction of the base steel plate to 94% or more and the average crystal grain size of bainite to 23 ⁇ m or less.
  • the present invention which has been completed based on the above findings, has the following essential features.
  • C 0.020% or more and 0.100% or less
  • Si 0.10% or more and 0.50% or less
  • Mn 0.75% or more and 1.80% or less
  • P 0.015% or less
  • S 0.0030% or less
  • Al 0.01% or more and 0.07% or less
  • Nb 0.005% or more and 0.080% or less
  • Ti 0.005% or more and 0.030% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.50% or less
  • the clad slab is subjected to hot rolling with a rolling end temperature of 900 ° C. or more to obtain a clad rolled plate in which the first material plate and the second material plate are joined together to form a base steel plate and a clad plate, respectively; Cooling the clad rolled plate; Thereafter, reheating the clad rolled plate to 850°C or higher and 1050°C or lower; Thereafter, cooling the clad rolled plate so that the average cooling rate of the base steel plate is 2° C./s or more and 20° C./s or less; Thereafter, tempering the clad rolled plate at 450°C or higher and 650°C or lower;
  • the clad slab is laminated in the order of the first material plate, the second material plate, the second material plate, and the first material plate, and a release material is applied between the two second material plates, thereby obtaining two clad rolled plates by hot rolling;
  • the first embodiment of the present invention it is possible to manufacture thick clad steel plates that have excellent low-temperature toughness while maintaining a tensile strength of 535 MPa or more.
  • One embodiment of the present invention relates to a method for manufacturing a clad steel plate in which a clad plate is bonded to one side of a base steel plate.
  • the method for manufacturing a clad steel plate according to this embodiment includes the steps of: laminating a first material plate having a predetermined composition with a second material plate made of a corrosion-resistant alloy to obtain a clad slab; heating the clad slab to a predetermined heating temperature; and then hot rolling the clad slab under predetermined conditions to obtain a clad rolled plate in which the first material plate and the second material plate are bonded to each other, forming the base steel plate and the clad plate, respectively; allowing the clad rolled plate to cool; then a reheating and quenching step in which the clad rolled plate is reheated to a predetermined reheating temperature and then cooled; and then a tempering step in which the clad rolled plate is tempered to a predetermined tempering temperature.
  • the thickness of the clad steel plate manufactured in this embodiment is 25 mm or more, and preferably 30 mm or more. There is no particular upper limit to the thickness of the clad steel plate manufactured in this embodiment, but the thickness of the clad steel plate is preferably, for example, 50 mm or less. In addition, the thicknesses of the base steel plate and clad plate in the clad steel plate manufactured in this embodiment are preferably 8 mm or more and 46 mm or less and 3.0 mm or more and 4.0 mm or less, respectively.
  • the composition of the base steel plate and the first blank plate is, in mass%, C: 0.020% or more and 0.100% or less, Si: 0.10% or more and 0.50% or less, Mn: 0.75% or more and 1.80% or less, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, Al: 0.01% or more and 0.07% or less, Nb: 0.005% or more and 0.080% or less, Ti: 0.005% or more and 0.030% or less, and %, N: 0.0010% or more and 0.0060% or less, and O (oxygen): 0.0030% or less, and further containing one or more selected from the group consisting of Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, V: 0.100% or less, and Ca: 0.0040% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • This first embodiment has a component composition necessary to achieve a
  • C 0.020% or more and 0.100% or less C is an element that contributes to precipitation strengthening as a carbide. If the C content is less than 0.020%, sufficient strength cannot be ensured in the base steel plate. Therefore, the C content is set to 0.020% or more, preferably 0.030% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.100%, the low temperature toughness and the toughness of the welded heat affected zone of the base steel plate deteriorate, and the HIC resistance property also deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.100% or less, preferably 0.080% or less.
  • Si 0.10% or more and 0.50% or less Si is an element added to ensure the strength of steel plate by deoxidization and solid solution strengthening. From the viewpoint of obtaining this effect, the Si content is set to 0.10% or more, preferably 0.15% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the toughness and weldability deteriorate. Therefore, the Si content is set to 0.50% or less, and preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.75% or more and 1.80% or less Mn is an element added to ensure strength and toughness. From the viewpoint of obtaining this effect, the Mn content is set to 0.75% or more, and preferably 1.00% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.80%, the weldability deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 1.80% or less, and preferably 1.70% or less.
  • P 0.015% or less
  • the P content is set to 0.015% or less, and preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and the P content can be 0.000% or more.
  • S 0.0030% or less
  • S generally exists as sulfide-based inclusions in steel and deteriorates ductility and toughness. Therefore, it is preferable to reduce S as much as possible, and the S content is 0.0030% or less, preferably 0.0010% or less. There is no particular lower limit for the S content, and the S content can be 0.0000% or more.
  • Al 0.01% or more and 0.07% or less
  • Al is an element added for deoxidation. From the viewpoint of obtaining this effect, the Al content is set to 0.01% or more, preferably 0.02% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.07%, alumina clusters are formed and ductility deteriorates. Therefore, the Al content is set to 0.07% or less, preferably 0.04% or less.
  • Nb 0.005% or more and 0.080% or less
  • Nb is effective in increasing the strength of steel plate by precipitation strengthening and increasing hardenability. It also has the effect of expanding the austenite non-recrystallization temperature range, and contributes to improving toughness by refining the structure. From the viewpoint of obtaining these effects, the Nb content is set to 0.005% or more, preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.080%, the toughness and HIC resistance properties of the welded heat affected zone deteriorate. Therefore, the Nb content is set to 0.080% or less, preferably 0.060% or less.
  • Ti 0.005% or more and 0.030% or less Ti suppresses the coarsening of austenite through the pinning effect of nitride formation, and contributes to ensuring the toughness of the base material and the welded heat affected zone. Ti is also an element that is effective in increasing the strength of steel plates through precipitation strengthening. From the viewpoint of obtaining these effects, the Ti content is set to 0.005% or more, and preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.030%, the nitrides become coarse and become the starting point of brittle fracture or ductile fracture. Therefore, the Ti content is set to 0.030% or less, and preferably 0.020% or less.
  • N 0.0010% or more and 0.0060% or less N suppresses the coarsening of austenite through the pinning effect caused by nitride formation, and contributes to ensuring the toughness of the base material and the welded heat affected zone. Therefore, the N content is set to 0.0010% or more, preferably 0.0020% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.0060%, the toughness of the welded heat affected zone deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0060% or less, preferably 0.0050% or less.
  • the ratio of Ti content to N content In order to fully utilize the pinning effect due to nitride formation, it is preferable to regulate the ratio of Ti content to N content. Specifically, if the Ti content/N content is less than 2.0 or more than 3.5 by mass percent, the pinning effect due to nitride formation is not fully utilized, and austenite may become coarse and toughness may deteriorate. Therefore, it is preferable to set the Ti content/N content to 2.0 or more and 3.5 or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited, and the O content can be 0.0000% or more.
  • composition of the base steel plate and the first material plate contains, in addition to the basic components described above, one or more elements selected from the group consisting of Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, V: 0.100% or less, and Ca: 0.0040% or less.
  • Cu, Cr, and Mo are all elements that improve hardenability and contribute to increasing the strength of the base material and the welded heat affected zone.
  • the content of each element is 0.01% or more, preferably 0.05% or more.
  • the toughness of the welded heat affected zone may deteriorate. Therefore, when Cu, Cr, and Mo are contained, the content of each element is 0.50% or less, preferably 0.40% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that improves hardenability and contributes to increasing the strength of the base material and the welded heat affected zone. From the viewpoint of obtaining this effect, when Ni is contained, the Ni content is set to 0.01% or more, preferably 0.05% or more. On the other hand, since Ni is an expensive element, the inclusion of a large amount of Ni leads to an increase in cost. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is set to 0.50% or less, preferably 0.40% or less.
  • V 0.100% or less V contributes to increasing the strength of steel plate by precipitation strengthening. From the viewpoint of obtaining this effect, when V is contained, the V content is set to 0.010% or more. On the other hand, when the V content exceeds 0.100%, the toughness of the welded heat affected zone deteriorates. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.100% or less.
  • Ca 0.0040% or less Ca fixes S in steel to improve the toughness of the steel plate. From the viewpoint of obtaining this effect, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.0010% or more. On the other hand, when the Ca content exceeds 0.0040%, the inclusions in the steel increase, and the toughness may deteriorate. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.0040% or less, preferably 0.0030% or less.
  • Carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) 0.40 or more and 0.50 or less
  • the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) correlates with the strength of the steel plate.
  • the carbon equivalent Ceq is set to 0.40 or more, preferably 0.42 or more.
  • the carbon equivalent Ceq is set to 0.50 or less, preferably 0.48 or less.
  • Ceq C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5...(1)
  • the element symbols in formula (1) represent the content (mass%) of each element in the base steel plate or the first material plate, and zero is substituted when the element is not contained.
  • P 0.010% or less
  • P is an inevitable impurity that increases the hardness of the center segregation portion, thereby deteriorating the HIC resistance. Therefore, when HIC resistance is required, the P content is preferably 0.010% or less, and more preferably 0.006% or less. There is no particular lower limit for the P content, and the P content may be 0.000% or more.
  • S 0.0010% or less S generally exists as sulfide-based inclusions in steel and deteriorates toughness and HIC resistance. Therefore, when HIC resistance is required, the S content is preferably 0.0010% or less, and more preferably 0.0008% or less. The lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0.0000% or more.
  • Ca 0.0005% or more and 0.0040% or less Ca fixes S in the steel to improve the toughness and HIC resistance of the steel plate.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, and even more preferably 0.0020% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less.
  • ACR ⁇ Ca-(0.18+130Ca) ⁇ O ⁇ /(1.25S)...(2)
  • P HIC 4.46C+2.37Mn/6+(1.18Cr+1.95Mo+1.74V)/5+(1.74Cu+1.7Ni)/15+22.36P...(3)
  • the element symbols in formulas (2) and (3) represent the content (mass%) of each element in the base steel plate or the first material plate, and zero is substituted if the element is not contained.
  • ACR 1.00 or more and 6.00 or less
  • ACR is a numerical value that is an index of the effect of suppressing the formation of MnS by Ca.
  • MnS in steel affects hydrogen-induced cracking, and in order to improve HIC resistance, it is effective to fix S in steel by Ca and suppress the formation of MnS.
  • the ACR is preferably 1.00 or more, and more preferably 1.40 or more.
  • the ACR value exceeds 6.00, although the formation of MnS is suppressed, a large amount of Ca-based oxides is formed, and the HIC resistance property is deteriorated. Therefore, the ACR is preferably 6.00 or less, and more preferably 3.30 or less.
  • P HIC Less than 1.250 P HIC is a value that is an index of the hardness of the central segregation, and the larger this value, the higher the hardness of the central segregation. Since the hardness of the central segregation affects hydrogen-induced cracking, it is effective to suppress the increase in hardness of the central segregation in order to improve HIC resistance. Therefore, it is preferable that P HIC is less than 1.250, and more preferably 1.000 or less. There is no particular lower limit for P HIC , but from the viewpoint of ensuring sufficient strength in the base steel plate, it is preferable that P HIC is 0.750 or more.
  • the base steel plate preferably has the following microstructure.
  • Bainite is an important structure for achieving both strength and low-temperature toughness. Bainite is also a transformation strengthening structure and effectively contributes to improving the strength of the steel plate. For this reason, it is preferable that the steel structure of the base steel plate is a structure mainly composed of bainite. Specifically, it is preferable that the area ratio of bainite at 1/2 position in the thickness direction of the base steel plate (hereinafter simply referred to as "1/2 position in the thickness direction") is 94% or more. The area ratio of bainite is more preferably 97% or more, and may be 100%.
  • the steel structure of the base steel plate must be composed essentially of bainite, but may contain trace amounts of island martensite (MA: martensite-austenite constituent), ferrite, cementite, etc. as residual structures other than bainite.
  • a total area ratio of the residual structures at the 1/2 position in the plate thickness is acceptable if it is 6% or less.
  • the area ratio of the residual structures may be 0%. If the area ratio of the residual structures exceeds 6%, the area ratio of bainite becomes small, which is undesirable as it may not be possible to achieve both strength and low-temperature toughness.
  • the area ratio of each phase at the 1/2 sheet thickness position can be determined as follows: After mirror polishing the L cross section (a cross section parallel to the rolling direction and parallel to the normal direction of the rolling surface) of the base steel sheet, it is corroded by nital or electrolytic etching (electrolyte: 100 ml distilled water + 25 g sodium hydroxide + 5 g picric acid), and a scanning electron microscope (SEM) is used to observe a randomly selected region of 1.2 ⁇ 10 -2 mm 2 at the 1/2 sheet thickness position of the L cross section at a magnification of 2000 times, and the area ratio can be determined by image analysis.
  • nital or electrolytic etching electrolytic etching
  • SEM scanning electron microscope
  • Average grain size of bainite at 1/2 position in plate thickness 23 ⁇ m or less Bainite grain boundaries act as resistance to brittle crack propagation, so refining the grains increases the number of grain boundaries and contributes to improving low-temperature toughness. Therefore, the average grain size of bainite at 1/2 position in plate thickness is preferably 23 ⁇ m or less, and more preferably 20 ⁇ m or less. There is no particular lower limit for the average grain size, but the average grain size may be 5 ⁇ m or more.
  • the average grain size of bainite can be obtained as follows. That is, after mirror polishing the L-section (a section parallel to the rolling direction and parallel to the normal direction of the rolling surface) of the base steel sheet, the crystal orientation of a 1.2 ⁇ 10 ⁇ 2 mm 2 region randomly selected at the 1/2 sheet thickness position in the L-section is measured by electron backscatter diffraction (EBSP), and the region where the angle difference between adjacent pixels is 15° or more is regarded as a grain boundary and image analysis is performed to obtain the average grain size d area.
  • Cladding plate and second blank plate are made of a corrosion-resistant alloy.
  • the corrosion-resistant alloy is preferably a Ni-based alloy or an austenitic stainless steel.
  • a Ni-based alloy is preferable because it exhibits high stress corrosion cracking resistance in a high hydrogen sulfide partial pressure environment (sour environment).
  • the Ni-based alloy is, for example, Alloy 625 or Alloy 825, and from the viewpoint of stress corrosion cracking resistance, Alloy 625 is particularly preferable.
  • Alloy625 is a Ni-based alloy equivalent to NCF625 of JIS G 4902:2019, and among them, a Ni-based alloy containing, in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.02 to 0.50%, P: 0.010% or less, S: 0.0010% or less, Cr: 20.0 to 23.0%, Mo: 8.00 to 10.00%, Fe: 5.0% or less, Al: 0.02 to 0.40%, Ti: 0.10 to 0.40%, and the total amount of Nb and Ta: 3.15 to 4.15%, with the balance being Ni and unavoidable impurities is preferred.
  • C 0.030% or less C precipitates as carbides at grain boundaries during the thermal history during the manufacture of the clad steel plate, degrading corrosion resistance. If the C content exceeds 0.030%, the precipitation of carbides is promoted and the corrosion resistance is degraded. Therefore, the C content is preferably 0.030% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited, and the C content may be 0.000% or more.
  • Si 0.02-0.50% Silicon is added for deoxidation. From the viewpoint of obtaining this effect, the silicon content is preferably 0.02% or more. On the other hand, if the silicon content exceeds 0.50%, the corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the Si content is preferably set to 0.50% or less, and more preferably set to 0.20% or less.
  • Mn 0.02-0.50% Mn is added for deoxidation. From the viewpoint of obtaining this effect, the Mn content is preferably 0.02% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.50%, the corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the Mn content is preferably set to 0.50% or less, and more preferably set to 0.15% or less.
  • P 0.010% or less
  • P is an impurity element that segregates at grain boundaries and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably 0.010% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and the P content can be 0.000% or more.
  • S 0.0010% or less
  • S is an impurity element that segregates at grain boundaries and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably 0.0010% or less, and more preferably 0.0005% or less. There is no particular limit to the lower limit of the S content, and the S content may be 0.0000% or more.
  • Cr:20.0 ⁇ 23.0% Cr forms a highly protective oxide film on the surface of the metal, improving pitting corrosion resistance and intergranular corrosion resistance.
  • Cr when added in combination with Ni, improves resistance in sour environments. Improves stress corrosion cracking resistance.
  • the Cr content is preferably 20.0% or more, and more preferably 21.5% or more.
  • the Cr content is From the viewpoint of the balance with Ni and other alloys, it is preferable to set the content to 23.0% or less.
  • Mo 8.00-10.00%
  • Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance.
  • Mo improves stress corrosion cracking resistance in sour environments when added in combination with Ni.
  • the Mo content is preferably 8.00% or more, but from the viewpoint of the balance with Ni and other alloys, the Mo content is preferably 10.00% or less.
  • Fe 5.0% or less Fe is an impurity that is inevitably mixed in when ferrochromium, ferromolybdenum, or the like is used as a raw material, and if the Fe content exceeds 5.0%, the corrosion resistance deteriorates. Therefore, the Fe content is preferably 5.0% or less, and more preferably 3.5% or less.
  • the lower limit of the Fe content is not particularly limited, and the Fe content can be 0.0% or more.
  • Al is an effective deoxidizing element. From the viewpoint of obtaining this effect, the Al content is preferably 0.02% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.40%, the stress resistance is deteriorated. Therefore, the Al content is preferably set to 0.40% or less, and more preferably set to 0.25% or less.
  • Ti causes C, which deteriorates corrosion resistance, to precipitate as carbide, thereby fixing C. From the viewpoint of obtaining this effect, the Ti content is preferably 0.10% or more. If the Ti content exceeds 40%, Ti precipitates as an intermetallic compound, which reduces the bondability with the base steel sheet. Therefore, the Ti content is preferably 0.40% or less, and more preferably 0.30% or less. It is more preferable that
  • Nb and Ta are effective in fixing C. From the viewpoint of obtaining this effect, the total amount of Nb and Ta is preferably 3.15% or more. On the other hand, if the total amount of Nb and Ta exceeds 4.15%, Nb and Ta form an intermetallic compound with a low melting point, and the hot workability is deteriorated. Therefore, the total amount of Nb and Ta is preferably 4.15% or less.
  • Ni is an element that improves corrosion resistance, and in particular significantly improves stress corrosion cracking resistance in sour environments. For this reason, it is preferable for the Ni content to be 58% or more.
  • Alloy825 is a Ni-based alloy equivalent to NCF825 of JIS G 4902:2019, and among them, a Ni-based alloy having a component composition containing, in mass%, C: 0.020% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 1.00% or less, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Ni: 38.0 to 46.0%, Cr: 19.5 to 23.5%, Mo: 2.50 to 3.50%, Cu: 1.50 to 3.00%, Al: 0.01 to 0.20%, and Ti: 0.60 to 1.20%, with the balance being Fe and unavoidable impurities, is preferred.
  • C 0.020% or less C precipitates as carbides at grain boundaries during the thermal history during the manufacture of the clad steel plate, degrading corrosion resistance. If the C content exceeds 0.020%, the precipitation of carbides is promoted and the corrosion resistance is degraded. Therefore, the C content is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited, and the C content can be 0.000% or more.
  • Si 0.50% or less Si is added for deoxidation. However, if the Si content exceeds 0.50%, Si remains as nonmetallic inclusions, and corrosion resistance deteriorates. Therefore, the Si content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.20% or less. There is no particular lower limit for the Si content, but from the viewpoint of obtaining a sufficient deoxidation effect, the Si content is preferably 0.02% or more.
  • Mn 1.00% or less Mn is added for deoxidation. However, if the Mn content exceeds 1.00%, the corrosion resistance deteriorates. Therefore, the Mn content is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.50% or less. There is no particular lower limit for the Mn content, but from the viewpoint of obtaining a sufficient deoxidation effect, the Mn content is preferably 0.02% or more.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity element that segregates at grain boundaries and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably 0.030% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and the P content can be 0.000% or more.
  • S 0.0050% or less S, like P, is an impurity element that segregates at grain boundaries and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and the S content can be 0.0000% or more.
  • Ni 38.0-46.0%
  • Ni is an element that improves corrosion resistance, and in particular, it significantly improves stress corrosion cracking resistance in sour environments. From the viewpoint of obtaining this effect, the Ni content is preferably 38.0% or more. However, since Ni is a very expensive element, the addition of a large amount of Ni leads to an increase in cost. Therefore, from the viewpoint of the balance between the effect of improving corrosion resistance and the cost, the Ni content is set to 46.0% or less. It is preferable to do so.
  • Cr 19.5-23.5% Cr forms a highly protective oxide film on the surface of the metal, improving pitting corrosion resistance and intergranular corrosion resistance.
  • Cr when added in combination with Ni, improves resistance in sour environments. Improves stress corrosion cracking resistance.
  • the Cr content is preferably 19.5% or more, and more preferably 21.5% or more.
  • the Cr content is From the viewpoint of the balance with Ni and other alloys, it is preferable to set the content at 23.5% or less.
  • Mo 2.50-3.50% Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance. In addition, Mo improves stress corrosion cracking resistance in sour environments when added in combination with Ni. From the viewpoint of obtaining these effects, The Mo content is preferably 2.50% or more, and more preferably 3.00% or more. However, from the viewpoint of the balance with Ni and other alloys, the Mo content is set to 3.50% or more. It is preferable that:
  • Cu 1.50-3.00%
  • the Cu content is preferably 1.50% or more, and more preferably 1.80% or more. If the amount exceeds 3.00%, the effect becomes saturated, so the Cu content is preferably 3.00% or less.
  • Al 0.01 ⁇ 0.20%
  • Al is an effective deoxidizing element. From the viewpoint of obtaining this effect, the Al content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more. If the Al content exceeds 0.20%, the stress corrosion cracking resistance deteriorates, so the Al content is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.15% or less.
  • Ti fixes C, which deteriorates corrosion resistance, by precipitating it as carbide. From the viewpoint of obtaining this effect, the Ti content is preferably 0.60% or more, and more preferably 0.70% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 1.20%, Ti precipitates as an intermetallic compound, which reduces the bondability with the base steel sheet. Therefore, the Ti content is set to 1.20% or less. It is preferable to do so.
  • Components other than those mentioned above are Fe and unavoidable impurities.
  • Austenitic stainless steel A suitable chemical composition of austenitic stainless steel is, in mass%, C: 0.030% or less, Si: 1.00% or less, Mn: 2.00% or less, P: 0.045% or less, S: 0.030% or less, Ni: 12.0 to 15.0%, Cr: 16.0 to 18.0%, and Mo: 2.00 to 3.00%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • C 0.030% or less C precipitates as carbides at grain boundaries during the thermal history during the manufacture of the clad steel plate, deteriorating corrosion resistance. If the C content exceeds 0.030%, the precipitation of carbides is promoted and the corrosion resistance is deteriorated. Therefore, the C content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less, and even more preferably 0.015% or less. The lower limit of the C content is not particularly limited, and the C content may be 0.000% or more.
  • the Si content is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.75% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, and the Si content can be 0.00% or more.
  • the Mn content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.40% or less, and even more preferably 1.00% or less.
  • the lower limit of the Mn content is not particularly limited, and the Mn content may be 0.00% or more.
  • P 0.045% or less
  • P is an impurity element that segregates at grain boundaries and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the P content is preferably 0.045% or less, and more preferably 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and the P content can be 0.000% or more.
  • S 0.030% or less
  • S is an impurity element that segregates at grain boundaries and deteriorates corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably 0.030% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and the S content can be 0.000% or more.
  • Ni 12.0-15.0%
  • Ni is an element that improves corrosion resistance, and in particular, it significantly improves stress corrosion cracking resistance in sour environments. From the viewpoint of obtaining this effect, the Ni content is preferably 12.0% or more, and 12 It is more preferable to set the Ni content at 0.5% or more. However, since Ni is a very expensive element, adding a large amount of Ni increases the cost. Therefore, the Ni content is determined based on the balance between the effect of improving corrosion resistance and the cost. From the viewpoint of balance, it is preferably set to 15.0% or less, and more preferably set to 14.5% or less.
  • Cr 16.0-18.0% Cr forms a highly protective oxide film on the surface of the metal, improving pitting corrosion resistance and intergranular corrosion resistance.
  • Cr when added in combination with Ni, improves resistance in sour environments. Improves stress corrosion cracking resistance.
  • the Cr content is preferably 16.0% or more, and more preferably 16.5% or more.
  • the Cr content is From the viewpoint of the balance with Ni and other alloys, the content is preferably 18.0% or less, and more preferably 17.5% or less.
  • Mo 2.00 ⁇ 3.00%
  • Mo improves pitting corrosion resistance and crevice corrosion resistance.
  • Mo improves stress corrosion cracking resistance in sour environments when added in combination with Ni.
  • the Mo content is preferably 2.00% or more, and more preferably 2.20% or more.
  • the Mo content is set to 3.00% or more. % or less, and more preferably 2.80% or less.
  • Components other than those mentioned above are Fe and unavoidable impurities.
  • the manufacturing method of the clad steel plate includes the steps of stacking a first material plate having the above-mentioned composition and a second material plate made of a corrosion-resistant alloy to obtain a clad slab, heating the clad slab to 1050°C or more and 1200°C or less, and then subjecting the clad slab to hot rolling with a rolling end temperature of 900°C or more to obtain a clad rolled plate in which the first material plate and the second material plate are joined to each other and become a base steel plate and a clad plate, respectively, a step of cooling the clad rolled plate, a step of reheating the clad rolled plate to 850°C or more and 1050°C or less, a step of cooling the clad rolled plate so that the average cooling rate of the base steel plate is 2°C/s or more and 20°C/s or less, and a step of tempering the clad rolled plate
  • all temperature conditions defined as manufacturing conditions relate to the steel plate surface temperature.
  • the steel plate surface temperature can be measured using, for example, a radiation thermometer.
  • a first material plate that is a base steel plate and a second material plate that is a clad plate are laminated to obtain a clad slab.
  • the first material plate and the second material plate are temporarily attached to each other by, for example, electron beam welding or laser welding in a vacuum (negative pressure) environment, specifically, in an environment with a pressure of 10 ⁇ 4 torr or less, to obtain a clad slab.
  • a clad slab by stacking the first material plate, the second material plate, the second material plate, and the first material plate in this order, with a release material applied between the two second material plates. That is, the clad slab is formed by stacking two sets of laminates in which the first material plate and the second material plate are stacked so that the second material plates face each other. Two clad rolled plates are obtained by hot rolling this clad slab. After tempering, the two clad rolled plates are peeled off via the release material to obtain a clad steel plate that will become the product plate. In this case, symmetry in the plate thickness direction is maintained during rolling, so that warping in the vertical direction during rolling can be suppressed.
  • Clad rolling process Clad slab heating temperature: 1050°C or more and 1200°C or less If the clad slab heating temperature is less than 1050°C, the reduction ratio cannot be sufficiently ensured in the rolling from the start of rolling after heating to the rolling end temperature described later, and the bondability between the base steel plate and the clad plate in the finally obtained clad steel plate is deteriorated. In addition, if the slab heating temperature is less than 1050°C, Nb and the like contained in the first material plate that becomes the base steel plate is not sufficiently dissolved, and it is difficult to ensure the strength of the base steel plate in the finally obtained clad steel plate. For this reason, the heating temperature of the clad slab is 1050°C or more.
  • the clad slab heating temperature is set to 1200° C. or less, and preferably 1100° C. or less.
  • Rolling end temperature 900°C or higher
  • the bondability between the base steel plate and the clad plate in the clad steel plate is ensured by rolling in a high temperature range. That is, in rolling in a high temperature range, the deformation resistance of the base steel plate and the clad plate is reduced and a good bonded interface is formed, which facilitates mutual diffusion of elements at the bonded interface, thereby ensuring the bondability between the base steel plate and the clad plate.
  • the rolling end temperature is 900°C or higher, preferably 950°C or higher.
  • the upper limit of the rolling end temperature is not particularly limited, but the rolling end temperature may be 1000°C or lower.
  • cooling naturally refers to a process in which the clad rolled sheet after rolling is not forcibly cooled, but is placed in a predetermined storage area such as a yard in a factory and left as it is to wait for the temperature of the clad rolled sheet to drop. Therefore, the cooling rate is not particularly limited.
  • the cooling stop temperature in the cooling naturally may be any temperature as long as it is a temperature at which the ferrite transformation is completely completed. In practice, it is often necessary to wait for the temperature to drop to near room temperature (e.g., 25°C), but it is not necessarily required that the temperature drop to near room temperature.
  • the cooling stop temperature in the cooling naturally may be, for example, 100°C or less.
  • Reheating temperature 850°C or more and 1050°C or less
  • the naturally cooled clad rolled sheet is heated to a reheating temperature of 850°C or more and 1050°C or less. If the reheating temperature is less than 850°C, ferrite is generated in the base steel sheet prior to bainite transformation, and the target strength cannot be obtained, and the Charpy absorbed energy is also reduced. Therefore, the reheating temperature is set to 850°C or more, preferably 900°C or more. On the other hand, if the reheating temperature exceeds 1050°C, coarsening of austenite grains occurs, and low-temperature toughness is significantly reduced. Therefore, the reheating temperature is set to 1050°C or less, preferably 1000°C or less.
  • Average cooling rate in base steel plate 2°C/s or more and 20°C/s or less
  • the reheated clad rolled plate is subjected to a cooling treatment in which the average cooling rate in the base steel plate is 2°C/s or more and 20°C/s or less. If the average cooling rate is less than 2°C/s, ferrite transformation occurs in the base steel plate, the target strength cannot be obtained, and the low-temperature toughness is significantly reduced. Therefore, the average cooling rate is set to 2°C/s or more, preferably 5°C/s or more. From the viewpoint of refining the structure and reducing the hard phase that can be the starting point of brittle cracks, it is more preferable that the average cooling rate is 7°C/s or more.
  • the average cooling rate is 20°C/s or less.
  • the average cooling rate is a value obtained by dividing the temperature difference from the cooling start temperature (i.e., the reheating temperature) to the cooling end temperature by the time required from the cooling start to the cooling end.
  • the cooling stop temperature in reheating and quenching is preferably 200°C or less to prevent a decrease in the toughness of the base steel plate.
  • the cooling stop temperature can be 25°C or more.
  • Tempering temperature 450°C or more and 650°C or less
  • the cooled clad rolled plate is heated to perform a tempering process. If the tempering temperature is less than 450°C, the decomposition of island martensite and the recovery of dislocations are insufficient, and the toughness of the base steel plate deteriorates. Therefore, the tempering temperature is set to 450°C or more. On the other hand, if the tempering temperature exceeds 650°C, precipitates such as cementite become coarse, and the toughness of the base steel plate deteriorates. In addition, the formation of precipitates may deteriorate the corrosion resistance of the clad plate. Therefore, the tempering temperature is set to 650°C or less, and preferably 500°C or less.
  • a clad slab was formed by stacking a first material plate (base steel plate material) having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) and a second material plate (clad plate material) of a corrosion-resistant alloy having the composition shown in Table 2 (the balance being Fe and unavoidable impurities) in the order of the first material plate, the second material plate, the second material plate, and the first material plate in this order, and then subjecting the clad rolled plate to clad rolling under the conditions shown in Table 3.
  • the clad rolled plate obtained was then reheated, quenched, and tempered under the conditions shown in Table 3 to produce a clad steel plate with a plate thickness of 35 mm (base steel plate thickness: 32 mm, clad plate thickness: 3 mm).
  • the cooling stop temperature for natural cooling was 30°C
  • the cooling stop temperature for reheating and quenching was 30°C.
  • test pieces for a tensile test and a DWTT test were taken.
  • the tensile test was carried out in accordance with API-5L to determine the tensile strength TS and the yield strength YS.
  • the DWTT test was carried out in accordance with API-5L at a test temperature of -30°C to determine the ductile fracture surface area ratio DWTTSA -30° C.
  • the target values for the tensile strength and the ductile fracture surface area ratio DWTTSA -30°C are as follows: Tensile strength: 535 MPa or more Ductile fracture surface ratio: DWTTSA -30°C : 85% or more
  • CAR crack area ratio
  • the target values of the crack area ratio (CAR) are as follows: Crack area ratio (CAR): 5.0% or less (1.0% or less is particularly excellent)
  • the crack area ratio (CAR) was measured by immersing three test pieces taken from the same steel plate in a 5 mass% NaCl + 0.5 mass% CH 3 COOH aqueous solution saturated with hydrogen sulfide for 96 hours, and then detecting defects in the test pieces by ultrasonic flaw detection.
  • the above evaluation is performed based on the maximum crack area ratio (CAR) measured for the three test pieces. The results are shown in Table 4.
  • the clad steel plate manufactured by the present invention is extremely useful industrially because it exhibits excellent low-temperature toughness when applied to line pipes for transporting oil and natural gas, which are exposed to severe corrosive environments.

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Abstract

５３５ＭＰａ以上の引張強さを確保しつつ、低温靭性にも優れた、厚肉のクラッド鋼板を製造することが可能な、クラッド鋼板の製造方法を提供する。本発明のクラッド鋼板の製造方法は、所定の成分組成を有する第１素材板と耐食性合金からなる第２素材板と積層して、クラッドスラブを得る工程と、クラッドスラブを所定温度に加熱する工程と、その後、クラッドスラブに所定条件の熱間圧延を施して、第１素材板と第２素材板とが接合され、それぞれ母材鋼板及び合せ材板となったクラッド圧延板を得る工程と、クラッド圧延板を放冷する工程と、その後、クラッド圧延板を８５０℃以上１０５０℃以下に再加熱する工程と、その後、クラッド圧延板を、母材鋼板における平均冷却速度が２℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下となるように冷却する工程と、その後、クラッド圧延板を４５０℃以上６５０℃以下に焼戻す工程と、を有する。

Description

クラッド鋼板の製造方法
　本発明は、クラッド鋼板（Clad steel plate）の製造方法に関し、特に、ラインパイプ用素材に適したクラッド鋼板の製造方法に関する。
　クラッド鋼板とは、炭素鋼などの母材鋼板に、耐食性合金からなる合せ材板を接合させた鋼板である。クラッド鋼板は、高価な合金元素の使用量を抑えつつ無垢材と同等の耐食性を確保できるため、経済性が高いという利点を有する。
　近年、石油や天然ガスの開発は、ラインパイプが厳しい腐食環境に曝される地域へと拡大している。これに伴い、石油や天然ガスの経済的な輸送を可能とするラインパイプの需要が増加すると予想されている。そして、クラッド鋼板、なかでも、Ｎｉ基合金クラッド鋼板やオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板には、その耐食性の高さから、厳しい腐食環境に曝されるラインパイプ用途としての需要が期待されている。
　また、近年、湿潤硫化水素環境におけるラインパイプのリーク事故を背景に、より安全側の設計が指向されており、ラインパイプ用のクラッド鋼板には、母材鋼板の耐水素誘起割れ特性（以下、「耐ＨＩＣ特性」ともいう。）の向上も求められている。
　ここで、ラインパイプ用のクラッド鋼板には、合せ材板の耐食性に加えて、所定の機械的特性、特にラインパイプの脆性破壊防止の観点から優れた低温靭性を確保することが要求されている。
　このようなクラッド鋼板として、例えば、特許文献１には、「Ｎｉ合金を合せ材とし、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、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．４５％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００１０～０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％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母材の低温靭性とＨＡＺ靭性及び合せ材の耐食性に優れたＮｉ合金クラッド鋼板。」が開示されている。
　また、特許文献２には、「Ｎｉ合金を合せ材とし、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、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．４５％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００１０～０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％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母材の低温靭性とＨＡＺ靭性及び合せ材の耐食性に優れたＮｉ合金クラッド鋼板。」が開示されている。
　さらに、特許文献３には、「オーステナイト系ステンレス鋼を合せ材とし、低合金鋼を母材とするクラッド鋼板において、前記母材が、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、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～０．４５％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００１０～０．００６０％、Ａｌ：０．０７０％以下、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％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母材の低温靭性とＨＡＺ靭性並びに合せ材の耐食性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板。」が開示されている。
　さらに、特許文献４では、「母材鋼板の片面に、耐食性合金からなる合せ材が接合されているクラッド鋼板であって、上記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１００％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．７５～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％およびＮ：０．００１０～０．００６０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、また、上記母材鋼板が、上記母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置において、面積率で９４％以上のベイナイトと６％以下の島状マルテンサイトとを有し、上記ベイナイトの平均結晶粒径が２５μｍ以下である、鋼組織を有し、さらに、上記母材鋼板と上記合せ材との接合界面せん断強度が３００ＭＰａ以上である、クラッド鋼板。」が開示されている。
　さらに、特許文献５には、耐ＨＩＣ特性向上を目的とした技術として、「引張強さ：５３５ＭＰa以上を確保しつつ、低温靭性をさらに向上させるとともに、耐ＨＩＣ特性にも優れたクラッド鋼板」として「母材鋼板の片面に、耐食性合金からなる合せ材が接合されているクラッド鋼板において、母材鋼板がＡＣＲおよびＰＨＩＣの値を適正に制御した成分組成を有し、また、母材鋼板が、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置において、面積率で９４％以上のベイナイトを有し、かつ、ベイナイトの平均結晶粒径が２５μｍ以下である、鋼組織を有し、さらに、母材鋼板と合せ材との接合界面せん断強度を３００ＭＰａ以上とする、クラッド鋼板」が開示されている。
特開２０１５－８６４２２号公報 特開２０１５－１１７４０８号公報 特開２０１５－１０５３９９号公報 国際公開第２０１８／１８１３８１号 国際公開第２０２０／００４４１０号
　特許文献１～３の技術では、ＴＭＣＰ（Thermo-mechanical control process）を適用することにより、生産性を損なうことなく、合せ材の耐食性とともに、板厚：３０ｍｍ以下で、引張強さ：５３５ＭＰａ以上、ＤＷＴＴＳＡ－２０℃≧８５％となる機械的特性を実現している。さらに、特許文献４では、クラッドスラブを圧延した後に直接焼入れ及び焼戻しを適用することにより、ＤＷＴＴＳＡ－３０℃≧８５％となる機械的特性を実現している。特許文献５では、特許文献４と同様にクラッドスラブを圧延した後に直接焼入れ及び焼戻しを適用することにより、ＤＷＴＴＳＡ－３０℃≧８５％となる機械的特性を実現し、かつ、耐ＨＩＣ特性をも備えたクラッド鋼板が開示されている。
　ここで、ＤＷＴＴＳＡ－２０℃及びＤＷＴＴＳＡ－３０℃とは、ＡＰＩ－５Ｌに準拠するＤＷＴＴ試験（Drop Weight Tear Test）において、試験温度がそれぞれ－２０℃及び－３０℃の場合に得られる延性破面率である。
　本発明において重視される低温靭性を向上させるうえで、クラッド鋼板における母材鋼板のミクロ組織を細粒化することが重要である。特許文献１～５に記載の技術では、圧延時に特定の温度域における圧下率を所定程度確保するとともに、加速冷却を実施することにより、高温変態に伴う粗粒化を回避して適切な変態強化を実現している。しかしながら、クラッド鋼板の板厚が厚く、例えば板厚が２５ｍｍ以上になると、鋼板内部まで圧延歪を与えることが困難になるだけでなく、加速冷却についても、鋼板の冷却挙動が鋼板の熱伝導度に律速されることから、板厚中央部まで所望の冷却速度とすることが困難になる。その結果、薄物のクラッド鋼板の場合のような細粒化が実現できず、低温靭性にも改善の余地が残るため、厚肉のクラッド鋼板において、高強度と優れた低温靭性とを達成し得る製造技術が求められていた。
　本発明は、上記課題に鑑み、５３５ＭＰａ以上の引張強さを確保しつつ、低温靭性にも優れた、厚肉のクラッド鋼板を製造することが可能な、クラッド鋼板の製造方法を提供することを第１の目的とする。
　また、本発明は、５３５ＭＰａ以上の引張強さを確保しつつ、低温靭性にも耐ＨＩＣ特性にも優れた、厚肉のクラッド鋼板を製造することが可能な、クラッド鋼板の製造方法を提供することを第２の目的とする。
　なお、「低温靭性に優れた」とは、ＡＰＩ－５Ｌに準拠するＤＷＴＴ試験（試験温度：－３０℃）により得られる延性破面率ＤＷＴＴＳＡ－３０℃が８５％以上であることを意味する。また、「耐ＨＩＣ特性に優れた」とは、ＮＡＣＥ　Ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０２８４－２００３に準拠したＨＩＣ試験により得られる割れ面積率（ＣＡＲ）が５．０％以下であることを意味する。
　発明者らは、所定の引張特性を確保しつつ、低温靭性をさらに向上させた厚肉のクラッド鋼板を開発すべく、種々検討を重ね、以下の知見を得た。
　（Ａ）優れた低温靱性を得るためには、母材鋼板において脆性亀裂伝播抵抗を増大させる組織の微細化と、脆性亀裂の起点となりうる硬質相の低減を同時に行うことが有効である。そのためには、母材鋼板の鋼組織をベイナイト主体の組織とすることが好ましい。具体的には、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置におけるベイナイトの面積率を９４％以上とし、ベイナイトの平均結晶粒径を２３μｍ以下とすることが有効である。
　（Ｂ）上記の組織制御を行うには、成分組成及び製造条件を適正に制御すること、特にクラッドスラブの圧延後に、再加熱焼入れ及び焼戻しを適用し、これらの条件を適正に制御することが重要である。
　上記の知見に基づき完成された本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
　［１］質量％で、
　　Ｃ　：０．０２０％以上０．１００％以下、
　　Ｓｉ：０．１０％以上０．５０％以下、
　　Ｍｎ：０．７５％以上１．８０％以下、
　　Ｐ　：０．０１５％以下、
　　Ｓ　：０．００３０％以下、
　　Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、
　　Ｎｂ：０．００５％以上０．０８０％以下、
　　Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、
　　Ｎ　：０．００１０％以上０．００６０％以下、及び
　　Ｏ（酸素）：０．００３０％以下
を含有し、さらに、
　　Ｃｕ：０．５０％以下、
　　Ｎｉ：０．５０％以下、
　　Ｃｒ：０．５０％以下、
　　Ｍｏ：０．５０％以下、
　　Ｖ　：０．１００％以下、及び
　　Ｃａ：０．００４０％以下
からなる群から選ばれる１種以上を含有し、次式（１）で規定されるＣｅｑが０．４０以上０．５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する第１素材板を用意する工程と、
　耐食性合金からなる第２素材板を用意する工程と、
　前記第１素材板と前記第２素材板とを積層して、クラッドスラブを得る工程と、
　前記クラッドスラブを１０５０℃以上１２００℃以下に加熱する工程と、
　その後、前記クラッドスラブに、圧延終了温度を９００℃以上とする熱間圧延を施して、前記第１素材板と前記第２素材板とが接合され、それぞれ母材鋼板及び合せ材板となったクラッド圧延板を得る工程と、
　前記クラッド圧延板を放冷する工程と、
　その後、前記クラッド圧延板を８５０℃以上１０５０℃以下に再加熱する工程と、
　その後、前記クラッド圧延板を、前記母材鋼板における平均冷却速度が２℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下となるように冷却する工程と、
　その後、前記クラッド圧延板を４５０℃以上６５０℃以下に焼戻す工程と、
を有し、前記母材鋼板の片面に前記合せ材板が接合されてなるクラッド鋼板を製造する、クラッド鋼板の製造方法。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　・・・（１）
　式（１）における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、当該元素を含有しない場合はゼロを代入する。
　［２］前記第１素材板の前記成分組成において、質量％で、Ｃａ含有量が０．０００５％以上０．００４０％以下であり、次式（２）で規定されるＡＣＲが１．００以上６．００以下であり、次式（３）で規定されるＰＨＩＣが１．２５０未満である、上記［１］に記載のクラッド鋼板の製造方法。
　ＡＣＲ＝｛Ｃａ－（０．１８＋１３０Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５Ｓ）　・・・（２）
　ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ　・・・（３）
　式（２）及び式（３）における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、当該元素を含有しない場合はゼロを代入する。
　［３］前記耐食性合金が、Ａｌｌｏｙ８２５及びＡｌｌｏｙ６２５のいずれか一方のＮｉ基合金、又は、オーステナイト系ステンレス鋼である、上記［１］又は［２］に記載のクラッド鋼板の製造方法。
　［４］前記クラッドスラブが、前記第１素材板、前記第２素材板、前記第２素材板、及び前記第１素材板の順に積層され、２枚の前記第２素材板の間には剥離材が塗布されてなることで、熱間圧延により前記クラッド圧延板が２枚得られ、
　前記焼戻し後に、前記２枚のクラッド圧延板を、前記剥離材を介して剥離する、上記［１］～［３］のいずれか一項に記載のクラッド鋼板の製造方法。
　本発明の第１実施形態によれば、５３５ＭＰａ以上の引張強さを確保しつつ、低温靭性にも優れた、厚肉のクラッド鋼板を製造することができる。
　また、本発明の第２実施形態によれば、５３５ＭＰａ以上の引張強さを確保しつつ、低温靭性にも耐ＨＩＣ特性にも優れた、厚肉のクラッド鋼板を製造することができる。
　本発明の一実施形態は、母材鋼板の片面に合せ材板が接合されてなるクラッド鋼板の製造方法に関する。本実施形態によるクラッド鋼板の製造方法は、所定の成分組成を有する第１素材板と耐食性合金からなる第２素材板と積層して、クラッドスラブを得る工程と、クラッドスラブを所定の加熱温度に加熱する工程と、その後、クラッドスラブに所定条件の熱間圧延を施して、第１素材板と第２素材板とが接合され、それぞれ母材鋼板及び合せ材板となったクラッド圧延板を得る工程と、クラッド圧延板を放冷する工程と、その後、クラッド圧延板を所定の再加熱温度に再加熱した後冷却する再加熱焼入れ工程と、その後、クラッド圧延板を所定の焼戻し温度に焼戻す工程と、を有する。第１素材板は母材鋼板の素材であり、第２素材板は合せ材板の素材である。
　本実施形態で製造されるクラッド鋼板の厚さ（母材鋼板と合せ材板との合計板厚）は２５ｍｍ以上であり、好ましくは３０ｍｍ以上である。本実施形態で製造されるクラッド鋼板の厚さの上限は特に限定されないが、クラッド鋼板の厚さは、例えば５０ｍｍ以下であることが好ましい。また、本実施形態で製造されるクラッド鋼板における、母材鋼板及び合せ材板の厚さは、それぞれ、８ｍｍ以上４６ｍｍ以下及び３．０ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であることが好ましい。
　１．母材鋼板及び第１素材板の成分組成
　母材鋼板及び第１素材板の成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
　（１－１）第１実施形態
　第１実施形態において、母材鋼板及び第１素材板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．１００％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．７５％以上１．８０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０８０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００６０％以下、及びＯ（酸素）：０．００３０％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、及びＣａ：０．００４０％以下からなる群から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。この第１実施形態は、５３５ＭＰａ以上の引張強さと優れた低温靭性を達成するために必要な成分組成である。
　Ｃ：０．０２０％以上０．１００％以下
　Ｃは、炭化物として析出強化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０２０％未満の場合、母材鋼板において十分な強度を確保することができない。よって、Ｃ含有量は０．０２０％以上とし、好ましくは０．０３０％以上とする。他方で、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、母材鋼板の低温靭性や溶接熱影響部靱性が劣化し、耐ＨＩＣ特性も劣化する。よって、Ｃ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０８０％以下とする。
　Ｓｉ：０．１０％以上０．５０％以下
　Ｓｉは、脱酸や固溶強化による鋼板の強度確保のため添加する元素である。この効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とし、好ましくは０．１５％以上とし、より好ましくは０．２０％以上とする。他方で、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、靭性や溶接性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
　Ｍｎ：０．７５％以上１．８０％以下
　Ｍｎは、強度及び靭性を確保するために添加する元素である。この効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．７５％以上とし、好ましくは１．００％以上とする。他方で、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、溶接性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は１．８０％以下とし、好ましくは１．７０％以下とする。
　Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは、溶接性を劣化させる不可避的不純物である。よって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とし、好ましくは０．０１０％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｓ：０．００３０％以下
　Ｓは、一般に鋼中においては硫化物系介在物として存在し、延性や靭性を劣化させる。よって、Ｓは極力低減するのが好ましく、Ｓ含有量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００１０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に限定されず、Ｓ含有量は０．００００％以上であり得る。
　Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下
　Ａｌは脱酸のため添加する元素である。この効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０２％以上とする。他方で、Ａｌ含有量が０．０７％を超えると、アルミナクラスターが形成されて延性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．０７％以下とし、好ましくは０．０４％以下とする。
　Ｎｂ：０．００５％以上０．０８０％以下
　Ｎｂは、析出強化や焼入れ性増大による鋼板の高強度化に有効である。また、オーステナイト未再結晶温度域を拡大させる効果があり、組織の微細化により靭性向上に寄与する。これらの効果を得る観点から、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。他方で、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えると、溶接熱影響部の靭性や耐ＨＩＣ特性が劣化する。よって、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とし、好ましくは０．０６０％以下とする。
　Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下
　Ｔｉは、窒化物形成によるピンニング効果でオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性確保に寄与する。また、Ｔｉは、析出強化による鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。他方で、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、窒化物が粗大化し、脆性破壊や延性破壊の起点となる。よって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とし、好ましくは０．０２０％以下とする。
　Ｎ：０．００１０％以上０．００６０％以下
　Ｎは、窒化物形成によるピンニング効果でオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性確保に寄与する。よって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００２０％以上とする。他方で、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、溶接熱影響部の靱性が劣化する。よって、Ｎ含有量は０．００６０％以下とし、好ましくは０．００５０％以下とする。
　なお、窒化物形成によるピンニング効果を充分に発揮するには、Ｔｉ含有量とＮ含有量の比を規制することが好ましい。具体的には、質量％で、Ｔｉ含有量／Ｎ含有量が２．０未満又は３．５超えになると、窒化物形成によるピンニング効果が充分に発揮されず、オーステナイトが粗大化して靱性が劣化することがある。よって、Ｔｉ含有量／Ｎ含有量は２．０以上３．５以下とすることが好ましい。
　Ｏ（酸素）：０．００３０％以下
　Ｏは、一般に、鋼中においてはＡｌやＣａの酸化物として存在する。Ｏが過剰に含まれると、鋼中の酸化物が増加し、靭性や耐ＨＩＣ特性が劣化する。よって、Ｏ含有量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とする。なお、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、Ｏ含有量は０．００００％以上であり得る。
　母材鋼板及び第１素材板の成分組成は、上記した基本成分に加えて、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、及びＣａ：０．００４０％以下からなる群から選ばれる１種以上を含有する。
　Ｃｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏはいずれも、焼入れ性を向上させる元素であり、母材や溶接熱影響部の高強度化に寄与する。この効果を得るために、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏを含有させる場合、各元素の含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。他方で、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏ含有量がそれぞれ０．５０％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化する場合がある。よって、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏを含有させる場合、各元素の含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素であり、母材や溶接熱影響部の高強度化に寄与する。この効果を得る観点から、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。他方で、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉを多量に含有させるとコストの増加を招く。よって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
　Ｖ：０．１００％以下
　Ｖは、析出強化により鋼板の高強度化に寄与する。この効果を得る観点から、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０１０％以上とする。他方で、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化する。よって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。
　Ｃａ：０．００４０％以下
　Ｃａは、鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる。この効果を得る観点から、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００１０％以上とする。他方で、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、鋼中の介在物が増加し、靭性が劣化する場合がある。よって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下とする。
　次式（１）で規定される炭素当量Ｃｅｑ：０．４０以上０．５０以下
　次式（１）で規定される炭素当量Ｃｅｑは、鋼板の強度と相関がある。本実施形態の製造方法である再加熱焼入れ－焼戻しプロセスの場合、引張強度５３５ＭＰａ以上の高強度を得るために、炭素当量Ｃｅｑは０．４０以上とし、好ましくは０．４２以上とする。他方で、炭素当量Ｃｅｑが過大になると、靭性の劣化を招くおそれがある。よって、炭素当量Ｃｅｑは０．５０以下とし、好ましくは０．４８以下とする。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　・・・（１）
　なお、式（１）における元素記号は、母材鋼板又は第１素材板における各元素の含有量（質量％）を意味し、当該元素を含有しない場合はゼロを代入する。
　（１－２）第２実施形態
　次に、５３５ＭＰａ以上の引張強さと優れた低温靭性に加えて、母材鋼板が優れた耐ＨＩＣ特性を発揮するために必要な、第２実施形態による母材鋼板及び第１素材板の成分組成を説明する。以下では、上記第１実施形態と異なる項目や追加される項目について説明する。以下で説明されていない項目は、第１実施形態に準拠する。
　Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、中心偏析部の硬さを増加させることにより耐ＨＩＣ特性を劣化させる不可避的不純物である。よって、耐ＨＩＣ特性が要求される場合には、Ｐ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００６％以下とすることがより好ましい。Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｓ：０．００１０％以下
　Ｓは、一般に鋼中においては硫化物系介在物として存在し、靭性や耐ＨＩＣ特性を劣化させる。よって、耐ＨＩＣ特性が要求される場合には、Ｓ含有量は０．００１０％以下とすることが好ましく、０．０００８％以下とすることがより好ましい。Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０．００００％以上であり得る。
　Ｃａ：０．０００５％以上０．００４０％以下
　Ｃａは、鋼中のＳを固定して鋼板の靭性や耐ＨＩＣ特性を向上させる。これらの効果を得る観点から、Ｃａ含有量は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く、０．００２０％以上とすることがさらに好ましい。他方で、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、鋼中の介在物が増加し、靭性や耐ＨＩＣ特性が劣化する場合がある。よって、Ｃａ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。
　耐ＨＩＣ特性が要求される場合には、次式（２）及び式（３）でそれぞれ規定されるＡＣＲ及びＰＨＩＣの値を適正に制御することが好ましい。
　ＡＣＲ＝｛Ｃａ－（０．１８＋１３０Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５Ｓ）　・・・（２）
　ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ　・・・（３）
　なお、式（２）及び式（３）における元素記号は、母材鋼板又は第１素材板における各元素の含有量（質量％）を意味し、当該元素を含有しない場合はゼロを代入する。
　ＡＣＲ：１．００以上６．００以下
　ＡＣＲは、ＣａによるＭｎＳの生成抑制効果の指標となる数値である。水素誘起割れには鋼中のＭｎＳが影響しており、耐ＨＩＣ特性を向上させるには、Ｃａにより鋼中のＳを固定して、ＭｎＳの生成を抑制することが有効である。ＡＣＲが１．００以上であれば、ＭｎＳの生成を抑制する効果が十分に発揮される。このため、ＡＣＲは１．００以上とすることが好ましく、１．４０以上とすることがより好ましい。他方で、ＡＣＲの値が６．００を超えると、ＭｎＳの生成は抑制されるものの、多量のＣａ系酸化物が生成して、却って耐ＨＩＣ特性が劣化する。よって、ＡＣＲは６．００以下とすることが好ましく、３．３０以下とすることがより好ましい。
　ＰＨＩＣ：１．２５０未満
　ＰＨＩＣは、中心偏析部の硬さの指標となる数値であり、この数値が大きいほど、中心偏析部の硬さは上昇する。水素誘起割れには中心偏析部の硬さが影響していることから、耐ＨＩＣ特性を向上させるには、中心偏析部の硬さの上昇を抑制することが有効である。このため、ＰＨＩＣを１．２５０未満とすることが好ましく、１．０００以下とすることがより好ましい。ＰＨＩＣの下限は特に限定されないが、母材鋼板において十分な強度を確保する観点から、ＰＨＩＣは０．７５０以上とすることが好ましい。
　２．母材鋼板のミクロ組織（好ましい条件）
　本実施形態により製造されるクラッド鋼板において、母材鋼板は以下のミクロ組織を有することが好ましい。
　母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置におけるベイナイトの面積率：９４％以上
　ベイナイトは、強度と低温靭性を両立するための重要な組織である。また、ベイナイトは、変態強化組織であり鋼板の強度向上に有効に寄与する。このため、母材鋼板の鋼組織は、ベイナイト主体の組織とすることが好ましい。具体的には、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置（以下、単に「板厚１／２位置」ともいう。）におけるベイナイトの面積率が９４％以上であることが好ましい。ベイナイトの面積率は、より好ましくは９７％以上であり、１００％であってもよい。
　母材鋼板の鋼組織は基本的にベイナイトにより構成される必要があるが、ベイナイト以外の残部組織として、島状マルテンサイト（ＭＡ：Martensite-Austenite constituent）、フェライト、セメンタイトなどが微量であれば含まれていてもよい。板厚１／２位置における残部組織の合計の面積率は６％以下であれば許容できる。残部組織の面積率は０％であってもよい。残部組織の面積率が６％超えでは、ベイナイトの面積率が小さくなって、強度と低温靭性を両立できないおそれがあるので好ましくない。
　ここで、板厚１／２位置における各相の面積率は、以下のようにして求めることができる。すなわち、母材鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で圧延面法線方向に平行な断面）を鏡面研磨後、ナイタール又は電解エッチング法（電解液：１００ｍｌ蒸留水＋２５ｇ水酸化ナトリウム＋５ｇピクリン酸）により腐食し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscope）を用いて、Ｌ断面における板厚１／２位置において倍率：２０００倍で無作為に選択した１．２×１０－２ｍｍ２の領域を観察し、画像解析することで求めることができる。
　板厚１／２位置におけるベイナイトの平均結晶粒径：２３μｍ以下
　ベイナイトの結晶粒界は脆性亀裂伝播の抵抗となるため、結晶粒の微細化は結晶粒界を増やすことになり低温靭性の向上に寄与する。よって、板厚１／２位置におけるベイナイトの平均結晶粒径は２３μｍ以下であることが好ましく、２０μｍ以下であることがより好ましい。平均結晶粒径の下限は特に限定されないが、平均結晶粒径は５μｍ以上であり得る。
　ここで、ベイナイトの平均結晶粒径は、以下のようにして求めることができる。すなわち、母材鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で圧延面法線方向に平行な断面）を鏡面研磨後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＰ：Electron Back－Scattering Pattern）により、Ｌ断面における板厚１／２位置において無作為に選択した１．２×１０－２ｍｍ２の領域の結晶方位を測定し、隣り合ったピクセルの角度差が１５°以上ある領域を結晶粒界として画像解析することで求める。なお、平均結晶粒径ｄareaは、各結晶粒が占める面積ａｉ及び各結晶粒の円相当直径ｄｉより、以下の式によって算出して求めることができる。
　ｄarea＝Σ（ａｉ・ｄｉ）／Σａｉ
　３．合せ材板及び第２素材板
　本実施形態において、合せ材板及び第２素材板は耐食性合金からなる。耐食性合金は、Ｎｉ基合金又はオーステナイト系ステンレス鋼であることが好ましい。特にＮｉ基合金は、高硫化水素分圧の環境（サワー環境）において、高い耐応力腐食割れ性を示すため好ましい。Ｎｉ基合金は、例えば、Ａｌｌｏｙ６２５又はＡｌｌｏｙ８２５であり、耐応力腐食割れ性の観点から、特にＡｌｌｏｙ６２５が好ましい。
　以下、合せ材板及び第２素材板の好適な成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
　（３－１）Ａｌｌｏｙ６２５の好適成分組成
　Ａｌｌｏｙ６２５とは、ＪＩＳ　Ｇ　４９０２：２０１９のＮＣＦ６２５に相当するＮｉ基合金であり、なかでも、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：８．００～１０．００％、Ｆｅ：５．０％以下、Ａｌ：０．０２～０．４０％、Ｔｉ：０．１０～０．４０％、及びＮｂとＴａとの合計量：３．１５～４．１５％を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するＮｉ基合金が好ましい。
　Ｃ：０．０３０％以下
　Ｃは、クラッド鋼板の製造時の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を劣化させる。Ｃ含有量が０．０３０％を超えると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化する。よって、Ｃ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましい。Ｃ含有量の下限は特に限定されず、Ｃ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｓｉ：０．０２～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸のために添加する。この効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。他方で、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、耐食性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることがより好ましい。
　Ｍｎ：０．０２～０．５０％
　Ｍｎは、脱酸のために添加する。この効果を得る観点から、Ｍｎ含有量が０．０２％以上とすることが好ましい。他方で、Ｍｎ含有量が０．５０％を超えると、耐食性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．１５％以下とすることがより好ましい。
　Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。よって、Ｐ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００５％以下とすることがより好ましい。Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｓ：０．００１０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。よって、Ｓ含有量は０．００１０％以下とすることが好ましく、０．０００５％以下とすることがより好ましい。Ｓ含有量の下限については特に限定されず、Ｓ含有量は０．００００％以上であり得る。
　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。また、Ｃｒは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。これらの効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は２０．０％以上とすることが好ましく、２１．５％以上とすることがより好ましい。ただし、Ｃｒ含有量は、Ｎｉやその他の合金とのバランスの観点から、２３．０％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：８．００～１０．００％
　Ｍｏは、耐孔食性及び耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｍｏは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。これらの効果を得る観点から、Ｍｏ含有量は８．００％以上とすることが好ましい。ただし、Ｍｏ含有量は、Ｎｉやその他の合金とのバランスの観点から、１０．００％以下とすることが好ましい。
　Ｆｅ：５．０％以下
　Ｆｅは、原料としてフェロクロムやフェロモリブデン等を用いた場合に不可避的に混入する不純物であり、Ｆｅ含有量が５．０％を超えると耐食性が劣化する。よって、Ｆｅ含有量は５．０％以下とすることが好ましく、３．５％以下とすることがより好ましい。Ｆｅ含有量の下限は特に限定されず、Ｆｅ含有量は０．０％以上であり得る。
　Ａｌ：０．０２～０．４０％
　Ａｌは、有効な脱酸元素である。この効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。他方で、Ａｌ含有量が０．４０％を超えると、耐応力腐食割れ性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．４０％以下とすることが好ましく、０．２５％以下とすることがより好ましい。
　Ｔｉ：０．１０～０．４０％
　Ｔｉは、耐食性を劣化させるＣを炭化物として析出させてＣを固定する。この効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。他方で、Ｔｉ含有量が０．４０％を超えると、Ｔｉが金属間化合物として析出して、母材鋼板との接合性が低下するので、Ｔｉ含有量は０．４０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。
　ＮｂとＴａとの合計量：３．１５～４．１５％
　Ｎｂ及びＴａはいずれも、Ｃを固定するのに有効である。この効果を得る観点から、ＮｂとＴａとの合計量は３．１５％以上とすることが好ましい。他方で、ＮｂとＴａとの合計量が４．１５％を超えると、Ｎｂ及びＴａが低融点の金属間化合物を形成して、熱間加工性が低下する。よって、ＮｂとＴａとの合計量は４．１５％以下とすることが好ましい。
　上記以外の成分は、Ｎｉ及び不可避的不純物である。なお、Ｎｉは耐食性を向上させる元素であり、特にサワー環境での耐応力腐食割れ性を著しく向上させる。このため、Ｎｉ含有量は５８％以上とすることが好ましい。
　（３－２）Ａｌｌｏｙ８２５の好適成分組成
　Ａｌｌｏｙ８２５とは、ＪＩＳ　Ｇ　４９０２：２０１９のＮＣＦ８２５に相当するＮｉ基合金であり、なかでも、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：３８．０～４６．０％、Ｃｒ：１９．５～２３．５％、Ｍｏ：２．５０～３．５０％、Ｃｕ：１．５０～３．００％、Ａｌ：０．０１～０．２０％、及びＴｉ：０．６０～１．２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するＮｉ基合金が好ましい。
　Ｃ：０．０２０％以下
　Ｃは、クラッド鋼板の製造時の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を劣化させる。Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化する。よって、Ｃ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましく、０．０１５％以下とすることがより好ましい。Ｃ含有量の下限は特に限定されず、Ｃ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｓｉ：０．５０％以下
　Ｓｉは、脱酸のために添加する。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、Ｓｉが非金属介在物として残存し、耐食性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることがより好ましい。Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、脱酸の効果を十分に得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。
　Ｍｎ：１．００％以下
　Ｍｎは、脱酸のために添加する。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、耐食性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下とすることがより好ましい。Ｍｎ含有量の下限は特に限定されないが、脱酸の効果を十分に得る観点から、Ｍｎ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましい。Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。よって、Ｓ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００１０％以下とすることがより好ましい。Ｓ含有量の下限は特に限定されず、Ｓ含有量は０．００００％以上であり得る。
　Ｎｉ：３８．０～４６．０％
　Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であり、特にサワー環境での耐応力腐食割れ性を大幅に向上させる。この効果を得る観点から、Ｎｉ含有量は３８．０％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉは非常に高価な元素であるため、Ｎｉの多量の添加はコスト増を招く。このため、Ｎｉ含有量は、耐食性の向上効果とコストとのバランスの観点から、４６．０％以下とすることが好ましい。
　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。また、Ｃｒは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。これらの効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は１９．５％以上とすることが好ましく、２１．５％以上とすることがより好ましい。ただし、Ｃｒ含有量は、Ｎｉやその他の合金とのバランスの観点から、２３．５％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：２．５０～３．５０％
　Ｍｏは、耐孔食性及び耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｍｏは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。これらの効果を得る観点から、Ｍｏ含有量は２．５０％以上とすることが好ましく、３．００％以上とすることがより好ましい。ただし、Ｍｏ含有量は、Ｎｉやその他の合金とのバランスの観点から、３．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｕ：１．５０～３．００％
　Ｃｕは、耐全面腐食性を向上させる。この効果を得る観点から、Ｃｕ含有量は１．５０％以上とすることが好ましく、１．８０％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｃｕ含有量が３．００％を超えると、その効果は飽和するので、Ｃｕ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１～０．２０％
　Ａｌは、有効な脱酸元素である。この効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．０１％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。他方で、Ａｌ含有量が０．２０％を超えると、耐応力腐食割れ性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．２０％以下とすることが好ましく、０．１５％以下とすることがより好ましい。
　Ｔｉ：０．６０～１．２０％
　Ｔｉは、耐食性を劣化させるＣを炭化物として析出させてＣを固定する。この効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は０．６０％以上とすることが好ましく、０．７０％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｔｉ含有量が１．２０％を超えると、Ｔｉが金属間化合物として析出して、母材鋼板との接合性が低下するので、Ｔｉ含有量は１．２０％以下とすることが好ましい。
　上記以外の成分はＦｅ及び不可避的不純物である。
　（３－３）オーステナイト系ステンレス鋼
　オーステナイト系ステンレス鋼の好適な成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１２．０～１５．０％、Ｃｒ：１６．０～１８．０％、及びＭｏ：２．００～３．００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
　Ｃ：０．０３０％以下
　Ｃは、クラッド鋼板の製造時の熱履歴で炭化物として粒界に析出し、耐食性を劣化させる。Ｃ含有量が０．０３０％を超えると、炭化物の析出が促進されて耐食性が劣化する。よって、Ｃ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましく、０．０１５％以下とすることがさらに好ましい。Ｃ含有量の下限は特に限定されず、Ｃ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｓｉ：１．００％以下
　Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、Ｓｉが非金属介在物として残存し、耐食性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．７５％以下とすることがより好ましい。Ｓｉ含有量の下限は特に限定されず、Ｓｉ含有量は０．００％以上であり得る。
　Ｍｎ：２．００％以下
　Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、耐食性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は２．００％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く、１．００％以下とすることがさらに好ましい。Ｍｎ含有量の下限は特に限定されず、Ｍｎ含有量は０．００％以上であり得る。
　Ｐ：０．０４５％以下
　Ｐは、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。よって、Ｐ含有量は０．０４５％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、粒界に偏析して耐食性を劣化させる不純物元素である。よって、Ｓ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下とすることがより好ましい。Ｓ含有量の下限は特に限定されず、Ｓ含有量は０．０００％以上であり得る。
　Ｎｉ：１２．０～１５．０％
　Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であり、特にサワー環境での耐応力腐食割れ性を大幅に向上させる。この効果を得る観点から、Ｎｉ含有量は１２．０％以上とすることが好ましく、１２．５％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｎｉは非常に高価な元素であるため、Ｎｉの多量の添加はコスト増を招く。このため、Ｎｉ含有量は、耐食性の向上効果とコストとのバランスの観点から、１５．０％以下とすることが好ましく、１４．５％以下とすることがより好ましい。
　Ｃｒ：１６．０～１８．０％
　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。また、Ｃｒは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。これらの効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は１６．０％以上とすることが好ましく、１６．５％以上とすることがより好ましい。ただし、Ｃｒ含有量は、Ｎｉやその他の合金とのバランスの観点から、１８．０％以下とすることが好ましく、１７．５％以下とすることがより好ましい。
　Ｍｏ：２．００～３．００％
　Ｍｏは、耐孔食性及び耐隙間腐食性を向上させる。また、Ｍｏは、Ｎｉと複合添加することによって、サワー環境中での耐応力腐食割れ性を向上させる。これらの効果を得る観点から、Ｍｏ含有量は２．００％以上とすることが好ましく、２．２０％以上とすることがより好ましい。ただし、Ｍｏ含有量については、Ｎｉやその他の合金とのバランスの観点から、３．００％以下とすることが好ましく、２．８０％以下とすることがより好ましい。
　上記以外の成分はＦｅ及び不可避的不純物である。
　４．クラッド鋼板の製造条件
　本発明の一実施形態によるクラッド鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する第１素材板と耐食性合金からなる第２素材板とを積層して、クラッドスラブを得る工程と、クラッドスラブを１０５０℃以上１２００℃以下に加熱する工程と、その後、クラッドスラブに、圧延終了温度を９００℃以上とする熱間圧延を施して、第１素材板と第２素材板とが接合され、それぞれ母材鋼板及び合せ材板となったクラッド圧延板を得る工程と、クラッド圧延板を放冷する工程と、その後、クラッド圧延板を８５０℃以上１０５０℃以下に再加熱する工程と、その後、クラッド圧延板を、母材鋼板における平均冷却速度が２℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下となるように冷却する工程と、その後、クラッド圧延板を４５０℃以上６５０℃以下に焼戻す工程と、を有する。
　本実施形態において、製造条件として規定される温度条件は、いずれも鋼板表面温度に関する。鋼板表面温度は、例えば放射温度計を用いて測定することができる。
　（４－１）クラッドスラブを得る工程
　まず、母材鋼板となる第１素材板と合せ材板となる第２素材板とを積層して、クラッドスラブを得る。真空（負圧）環境下、具体的には、１０－４ｔｏｒｒ以下の圧力となる環境下で、例えば、電子ビーム溶接又はレーザ溶接により、第１素材板と第２素材板とを仮付けすることで、クラッドスラブを得ることができる。
　また、第１素材板、第２素材板、第２素材板、及び第１素材板の順に積層され、２枚の第２素材板の間には剥離材が塗布されてなるクラッドスラブとすることが好ましい。すなわち、第１素材板と第２素材板を積層した２組の積層体を、第２素材板同士が対向するように重ね合わせることにより、クラッドスラブを形成する。このクラッドスラブを熱間圧延することで、クラッド圧延板が２枚得られる。焼戻し後に、２枚のクラッド圧延板を、剥離材を介して剥離することで、製品板となるクラッド鋼板が得られる。この場合、圧延時に板厚方向の対称性が保たれているので、圧延時に上下方向の反りが発生することを抑制できる。
　（４－２）クラッド圧延工程
　クラッドスラブ加熱温度：１０５０℃以上１２００℃以下
　クラッドスラブ加熱温度が１０５０℃未満では、加熱後の圧延開始から後述の圧延終了温度までの圧延において圧下比が十分に確保できず、最終的に得られるクラッド鋼板において母材鋼板と合せ材板との接合性が劣化する。また、スラブ加熱温度が１０５０℃未満では、母材鋼板となる第１素材板に含まれるＮｂ等が十分に固溶されず、最終的に得られるクラッド鋼板において母材鋼板の強度の確保が困難となる。このため、クラッドスラブの加熱温度は１０５０℃以上とする。他方で、クラッドスラブ加熱温度が１２００℃を超えると、母材鋼板となる第１素材板においてオーステナイトが粗大化し、最終的に得られるクラッド鋼板においても母材鋼板の組織が十分には細粒化できないため、靭性が劣化する。よって、クラッドスラブ加熱温度は１２００℃以下とし、好ましくは１１００℃以下とする。
　圧延終了温度：９００℃以上
　クラッド鋼板における母材鋼板と合せ材板との接合性は、高温域での圧延により確保される。すなわち、高温域での圧延では、母材鋼板と合せ材板の変形抵抗が小さくなって良好な接合界面が形成されるため、接合界面での元素の相互拡散が容易になり、これによって、母材鋼板と合せ材板との接合性が確保される。このため、圧延終了温度は９００℃以上とし、好ましくは９５０℃以上である。圧延終了温度の上限は特に限定されないが、圧延終了温度は１０００℃以下であり得る。
　（４－３）放冷工程
　上記の熱間圧延が終了したら、得られたクラッド圧延板を放冷する。ここで、放冷とは、圧延終了後のクラッド圧延板に対して強制的な冷却を実施せず、工場内のヤードなどの所定の置き場に載置してそのまま放置して、クラッド圧延板の温度が下がるのを待つ処理である。従って、冷却速度は特に限定されない。放冷における冷却停止温度は、フェライト変態が完全に終了する温度であれば任意の温度でかまわない。実際には、室温（例えば２５℃）近傍まで温度が下がるのを待つことが多いが、必ずしも室温近傍まで温度が下がる必要はない。放冷の冷却停止温度は、例えば１００℃以下であればよい。
　（４－４）再加熱焼入れ（再加熱及び冷却）
　次いで、クラッド圧延板を再加熱した後冷却する再加熱焼入れを実施する。
　再加熱温度：８５０℃以上１０５０℃以下
　まず、再加熱処理として、放冷されたクラッド圧延板を８５０℃以上１０５０℃以下の再加熱温度に加熱する。再加熱温度が８５０℃未満であると、母材鋼板においてベイナイト変態に先立ちフェライトが生成して、目標とする強度が得られず、またシャルピー吸収エネルギーも低下する。よって、再加熱温度は８５０℃以上とし、好ましくは９００℃以上とする。他方で、再加熱温度が１０５０℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化が生じ、低温靭性が著しく低下する。よって、再加熱温度は１０５０℃以下とし、好ましくは１０００℃以下とする。
　母材鋼板における平均冷却速度：２℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下
　次に、再加熱されたクラッド圧延板に対して、母材鋼板における平均冷却速度が２℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下の冷却処理を実施する。平均冷却速度が２℃／ｓ未満であると、母材鋼板においてフェライト変態が起こり、目標とする強度が得られず、また低温靭性が著しく低下する。よって、平均冷却速度は２℃／ｓ以上とし、好ましくは５℃／ｓ以上とする。組織の微細化と、脆性亀裂の起点となりうる硬質相の低減の観点から、平均冷却速度は７℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が大きすぎると、変態組織の強度が過度に上昇し、これに伴ってシャルピー吸収エネルギーの低下を招くおそれがある。よって、シャルピー吸収エネルギーの低下を防止する観点からは、平均冷却速度は２０℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、平均冷却速度は、冷却開始温度（すなわち再加熱温度）から冷却終了温度までの温度差を冷却開始から冷却終了までの所要時間で除した値である。
　再加熱焼入れにおける冷却停止温度は、母材鋼板の靭性の低下を防止するため、２００℃以下であることが好ましい。冷却停止温度の下限は特に限定されず、例えば、冷却停止温度は２５℃以上であり得る。
　（４－５）焼戻し工程
　焼戻し温度：４５０℃以上６５０℃以下
　冷却されたクラッド圧延板を加熱する焼戻し処理を行う。焼戻し温度が４５０℃未満であると、島状マルテンサイトの分解や転位の回復が十分でなく、母材鋼板の靭性が劣化する。よって、焼戻し温度は４５０℃以上とする。他方で、焼戻し温度が６５０℃を超えると、セメンタイトなどの析出物が粗大化して、母材鋼板の靭性が劣化する。また、析出物の形成により、合せ材板の耐食性が劣化するおそれもある。よって、焼戻し温度は６５０℃以下とし、好ましくは５００℃以下とする。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する第１素材板（母材鋼板の素材）と、表２に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する耐食性合金の第２素材板（合せ材板の素材）とを、第１素材板、第２素材板、第２素材板、及び第１素材板の順に積層したクラッドスラブに、表３に示す条件でクラッド圧延を施してクラッド圧延板とした。次いで、得られたクラッド圧延板に、表３に示す条件で再加熱焼入れ及び焼戻しを施して、板厚３５ｍｍのクラッド鋼板（母材鋼板の板厚：３２ｍｍ、合せ材板の板厚：３ｍｍ）を製造した。放冷の冷却停止温度は３０℃とし、再加熱焼入れにおける冷却停止温度は３０℃とした。
　かくして得られたクラッド鋼板から、引張試験用の試験片及びＤＷＴＴ試験用の試験片を採取した。引張試験はＡＰＩ－５Ｌに準拠して実施して、引張強さＴＳ及び降伏強度ＹＳを求めた。ＤＷＴＴ試験はＡＰＩ－５Ｌに準拠して試験温度：－３０℃において実施し、延性破面率ＤＷＴＴＳＡ－３０℃を求めた。これらの結果を表４に示す。引張強さ及び延性破面率ＤＷＴＴＳＡ－３０℃の目標値は、以下のとおりである。
　引張強さ：５３５ＭＰａ以上
　延性破面率：ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上
　さらに、ＮＡＣＥ　Ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０２８４－２００３に準拠したＨＩＣ試験を実施し、割れ面積率（ＣＡＲ）により母材鋼板の耐ＨＩＣ特性を評価した。ここで、割れ面積率（ＣＡＲ）の目標値は以下のとおりである。
　割れ面積率（ＣＡＲ）：５．０％以下（１．０％以下は特に優れる）
　なお、割れ面積率（ＣＡＲ）は、硫化水素を飽和させた５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液中に、同じ鋼板から採取した３本の試験片を９６時間浸漬した後、当該試験片について超音波探傷試験により欠陥の検出を行うことにより、測定した。また、上記の評価は、３本の試験片で測定された割れ面積率（ＣＡＲ）の最大値で行うものとする。結果を表４に示す。
　また、上述した方法により、母材鋼板の板厚方向の板厚１／２位置におけるベイナイトの面積率及び平均結晶粒径を測定した。これらの結果を表４に示す。
　表４より、請求項１を満たす発明例はいずれも、引張強さ：５３５ＭＰａ以上、かつ、延性破面率ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上が得られている。また、請求項２を満たす発明例はいずれも、引張強さ：５３５ＭＰａ以上、延性破面率ＤＷＴＴＳＡ－３０℃：８５％以上、かつ、ＣＡＲ：５.０％以下が得られている。他方で、表４に示した比較例はいずれも、所望の特性が得られていない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明により製造されたクラッド鋼板は、厳しい腐食環境に曝される石油や天然ガス輸送用ラインパイプに適用した際に優れた低温靭性を発揮することから、産業上極めて有益である。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０２０％以上０．１００％以下、
    　　Ｓｉ：０．１０％以上０．５０％以下、
    　　Ｍｎ：０．７５％以上１．８０％以下、
    　　Ｐ　：０．０１５％以下、
    　　Ｓ　：０．００３０％以下、
    　　Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、
    　　Ｎｂ：０．００５％以上０．０８０％以下、
    　　Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、
    　　Ｎ　：０．００１０％以上０．００６０％以下、及び
    　　Ｏ（酸素）：０．００３０％以下
    を含有し、さらに、
    　　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　　Ｖ　：０．１００％以下、及び
    　　Ｃａ：０．００４０％以下
    からなる群から選ばれる１種以上を含有し、次式（１）で規定されるＣｅｑが０．４０以上０．５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する第１素材板を用意する工程と、
    　耐食性合金からなる第２素材板を用意する工程と、
    　前記第１素材板と前記第２素材板とを積層して、クラッドスラブを得る工程と、
    　前記クラッドスラブを１０５０℃以上１２００℃以下に加熱する工程と、
    　その後、前記クラッドスラブに、圧延終了温度を９００℃以上とする熱間圧延を施して、前記第１素材板と前記第２素材板とが接合され、それぞれ母材鋼板及び合せ材板となったクラッド圧延板を得る工程と、
    　前記クラッド圧延板を放冷する工程と、
    　その後、前記クラッド圧延板を８５０℃以上１０５０℃以下に再加熱する工程と、
    　その後、前記クラッド圧延板を、前記母材鋼板における平均冷却速度が２℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下となるように冷却する工程と、
    　その後、前記クラッド圧延板を４５０℃以上６５０℃以下に焼戻す工程と、
    を有し、前記母材鋼板の片面に前記合せ材板が接合されてなるクラッド鋼板を製造する、クラッド鋼板の製造方法。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　・・・（１）
    　式（１）における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、当該元素を含有しない場合はゼロを代入する。
  2. 　前記第１素材板の前記成分組成において、質量％で、Ｃａ含有量が０．０００５％以上０．００４０％以下であり、次式（２）で規定されるＡＣＲが１．００以上６．００以下であり、次式（３）で規定されるＰＨＩＣが１．２５０未満である、請求項１に記載のクラッド鋼板の製造方法。
    　ＡＣＲ＝｛Ｃａ－（０．１８＋１３０Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５Ｓ）　・・・（２）
    　ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ　・・・（３）
    　式（２）及び式（３）における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、当該元素を含有しない場合はゼロを代入する。
  3. 　前記耐食性合金が、Ａｌｌｏｙ８２５及びＡｌｌｏｙ６２５のいずれか一方のＮｉ基合金、又は、オーステナイト系ステンレス鋼である、請求項１又は２に記載のクラッド鋼板の製造方法。
  4. 　前記クラッドスラブが、前記第１素材板、前記第２素材板、前記第２素材板、及び前記第１素材板の順に積層され、２枚の前記第２素材板の間には剥離材が塗布されてなることで、熱間圧延により前記クラッド圧延板が２枚得られ、
    　前記焼戻し後に、前記２枚のクラッド圧延板を、前記剥離材を介して剥離する、請求項１～３のいずれか一項に記載のクラッド鋼板の製造方法。
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