(57)【要約】  本発明により、板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有し、歩留まりがよく、高い耐食性、加工性を有するクラッド鋼板を提供される。  当該クラッド鋼板では、  前記板厚方向に表層領域−遷移領域−内部層領域または表層領域−遷移領域−内部層領域−遷移領域−表層領域の積層構成であり、  前記表層領域は、前記板厚方向に、表面から、Ｃｒ濃度が前記表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域であり、  前記遷移領域は、前記板厚方向に、前記表層領域に隣接する位置から、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上である位置までの領域であり、  前記内部層領域は、前記遷移領域に隣接する領域であり、  前記遷移領域の幅が平均で５μｍ以上存在しており、  前記表層領域の平均厚みが、鋼板全厚の５％以上及び前記内部層領域の厚み未満であり、  前記内部層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上１００％以下である。
2019132039.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有するクラッド鋼板において、
前記板厚方向に表層領域−遷移領域−内部層領域または表層領域−遷移領域−内部層領域−遷移領域−表層領域の積層構成であり、
前記表層領域は、前記板厚方向に、表面から、Ｃｒ濃度が前記表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域であり、
前記遷移領域は、前記板厚方向に、前記表層領域に隣接する位置から、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上である位置までの領域であり、
前記内部層領域は、前記遷移領域に隣接する領域であり、
前記遷移領域の幅が平均で５μｍ以上、
前記表層領域の平均厚みが、鋼板全厚の５％以上及び前記内部層領域の厚み未満であり、
前記内部層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上１００％以下であり、
前記表層領域の平均組成が質量％で、
Ｃｒ≧１３．８％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％、Ｓｉ≦２．５００％、Ｍｎ≦１．２０％、を含有し、さらに、選択的に、Ａｌ≦８．０００％、Ｍｏ≦２．５００％、Ｇａ≦３．５０％、Ｎｂ≦１．０００％、Ｓｎ≦１．８００％、Ｔｉ≦２．０００％、Ｖ≦２．００％、Ｗ≦６．００％、Ｚｎ≦４．００％、Ｎｉ≦０．６％、Ｃｕ≦０．８０％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物、
前記内部層領域の平均組成が質量％で、
０％＜Ｃｒ＜１３．０％、Ｃ≦０．０８００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％を含有し、さらに、選択的に、０．１％≦Ｎｉ＜１．０％、０．１０％≦Ｍｎ＜１．００％、Ｃｕ≦０．０１％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物であることを特徴とするクラッド鋼板。
【請求項２】
前記表層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記内部層領域の平均結晶粒径Ｂｒと前記表層領域の平均結晶粒径Ａｒの比Ｂｒ／Ａｒが１．５以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
前記内部層領域の１／２厚さにおけるαＦｅ相の｛２２２}＜１１２＞のランダム強度比が１６以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項５】
前記表層領域の１／２厚さにおけるαＦｅ相の｛２２２｝＜１１２＞のランダム強度比が１６以上であることを特徴とする請求項４のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項６】
前記内部層領域内の板厚方向に平均粒径５０μｍ以下の粒が存在する組織を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項７】
さらに前記表層領域の外側にＸ層を有し、
前記Ｘ層の組成が質量％で、１６．０％≦Ｃｒ≦２６．０％、６．０％≦Ｎｉ≦２２．０％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４５％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．４０００％、Ｓｉ≦５．０００％、Ｍｎ≦１０．００％、Ｍｏ≦４．０００％、Ｃｕ≦２．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項８】
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下の薄鋼板または箔の形態を有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項９】
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼板から製造された、鋼管。
【請求項１０】
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼板から製造された、鋼製容器。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、製造安定性（歩留まり）が高く、深絞り成形やプレス成形などの加工性と耐食性に優れ、さらに耐リジング性や靭性にも優れたＣｒを含有するクラッド鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、フェライト系ステンレス鋼は、耐食性を付与させるために、鋼板中に１０．５％以上のＣｒを含有している。更に耐食性を上げるにはＣｒ含有量を増やす必要がある。
しかし、Ｃｒ含有量が増加するに従って、鋼板加工性の確保に必要となるαＦｅ層の｛１１１｝方位の結晶粒の集積が低下して加工性が劣化するという問題がある。また、レアメタルの価格高騰にともない、合金コスト上昇の問題も生じてきた。【０００３】
合金コストを抑制した上で耐食性を確保する技術として、Ｃｒの拡散により鋼板表層部のみのＣｒ濃度を高める技術が、特許文献１、２などによって知られている。
これらの技術では、少ないＣｒ量で鋼板の耐食性をある程度は確保できるが、中心層の鋼材のＣｒ含有量を減らして｛１１１｝方位粒の集積を高めると、鋼板全体での耐食性が低下してしまう。また、加工性の悪いフェライト系ステンレス鋼などを母材とした場合の加工性の改善については何も明らかにしていない。【０００４】
このような問題に対し、鋼板にＣｒなどの合金化領域を形成すると同時に、鋼板に特定の結晶配向性を持たせて加工性を高める技術として、特許文献３、４の技術がある。
特許文献３では、Ａｌ濃度が６．５質量％未満の鋼板の表面にＡｌやＣｒなどの金属を、めっきや圧延クラッドなどの手段で第二層として付着させ、次いで母材鋼板を冷間圧延し、その後、鋼板を熱処理して再結晶させることより製造される、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板を開示している。【０００５】
また、特許文献４では、Ｃｒを３質量％以上１３質量％未満で含有するα−γ変態成分系の組成よりなる鋼板に特定の熱処理を施すことにより、鋼板表面から深さ０．１〜５０μｍの範囲にわたって、Ｃｒ濃度が１０．５質量％以上のＣｒ濃化部が形成されており、さらに板厚のほぼ全域にわたりαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上９９％以下にしたＣｒ添加高耐食性鋼板を開示している。【０００６】
本発明者らは先に、特許文献７で、Ｓｉ含有鋼における集合組織制御として、表層にブラスト処理などの強加工により｛１００｝方位粒を形成し、表面に投影した粒径を維持したままで鋼板中央に柱状に成長するため、｛１００｝結晶方位の集団（コロニー）が比較的大きな粒径で圧延方向に連続して存在するようにして、鋼板全体の｛２００｝面集積度を高める技術を開示したが、特許文献４はこの技術を利用したものである。【０００７】
さらに、鋼板の一方にＣｒを含有する鋼を用いた積層鋼板とするとともに、鋼板に結晶配向性を持たせて加工性を高めた技術として、特許文献５、６の技術がある。
特許文献５では、炭素鋼と合金鋼の一方又は両方からなる複数の鋼板が積層され一体化している積層鋼板であって、前記積層鋼板の鋼板面と板厚中心の両方におけるαＦｅ相またはγＦｅ相の一方または両方の、鋼板面に対する｛２２２｝面集積度が６０％以上９９％以下で、｛２００｝面集積度が０．０１％以上１５％以下とすることによって、積層鋼板の｛２２２｝面集積度を著しく高くして、積層鋼板の加工性を向上させるとともに、積層鋼板の各層の種類を選択することにより、高強度化、耐肌荒れ性の向上、耐食性の向上を合わせて実現できる技術を開示している。【０００８】
特許文献６では、α単相系のマスターピース鋼板とα−γ変態系のマテリアル鋼板を積層し、両方の鋼板を圧延などの手段により接着することによって一体化した後、一体化した鋼板にマテリアル鋼板のＡ3変態点以上１３００℃未満の温度に加熱した後に冷却する熱処理を施して、マスターピース鋼板の結晶配向性の種を鋼板全体に成長させることにより、高い｛２２２｝面集積度を有する鋼板の製造技術を開示している。【０００９】
なお、特許文献８，９は、特許文献３，４と同様に鋼板にＣｒなどの合金化領域を形成すると同時に、鋼板に特定の結晶配向性を持たせて加工性を高める技術を開示している。
特許文献８では、Ｃｒ濃度が３〜１３％未満の鋼板の表層部に溶融めっき等を用いＣｒを濃化させ、耐食性を確保させ所定の冷間圧延、その後、加熱冷却、再結晶させることにより高い｛２２２｝面集積度で微細な等軸晶を有する靱性に優れた鋼板を開示している。
特許文献９では、Ｃｒ濃度が３〜１３％未満の鋼板の表層部に溶融めっき等を用いＣｒを濃化させ、耐食性を確保させ所定の冷間圧延、その後、加熱冷却、再結晶させることにより表層では｛２２２｝面集積度の粒を成長させず、中心層は表層の｛１１１｝方位粒から鋼板内部に向かって成長した大きな結晶粒を含む組織となり、鋼板表層と鋼板中心層との結晶粒の大きさを異ならせることができる鋼板の技術を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特公平６−２７３１８号公報
【特許文献２】特開平５−７０９２６号公報
【特許文献３】国際公開第２００８／６２９０１号
【特許文献４】特開２０１４−０８８６１１号公報
【特許文献５】特開２００９−２５６７３４号公報
【特許文献６】特開２０１２−１９７４８５号公報
【特許文献７】国際公開第２０１１／５２６５４号
【特許文献８】特開２０１７−２１４６２３号公報
【特許文献９】特開２０１７−２１４６２４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献３、４では、耐食性と加工性を両立させることが可能になったが、表面のＣｒ皮膜から内部にＣｒを拡散させており、Ｃｒ被膜自体を厚くすることが難しいため、Ｃｒ皮膜からのＣｒの拡散によって形成された鋼板表層のＣｒ濃化層の厚みも十分ではなく、また鋼板表層部におけるＣｒ濃度の高い領域の厚みや鋼板の生産性の点で問題があり、鋼板表層部に高いＣｒ濃度を有する領域を一定以上の幅で形成してさらに耐食性を高め、かつ、高い平均ｒ値を得てさらに加工性を高めた鋼板をより生産性の高い方法で得られるようにすることが望まれる。さらに、皮膜を形成する関係で、箔のような非常に薄い鋼板には適用が困難な問題がある。
また、特許文献５、６では、所定の板厚に加工された鋼板を用い、鋼板を積層して冷間あるいは温間での圧延により鋼板を接着しているが、冷間あるいは温間での圧延では、鋼板の一体化に課題があり、また、広い面積の鋼板の接合界面に異物や空間が介在しないように接着するのは困難であり、生産性にも課題がある。
さらに、特許文献６では、熱処理に長時間を要しており、表層部のＣｒ濃度が低下しやすく、また生産性についてもさらなる課題もある。より具体的には、特許文献６では、その実施例記載の優れた特性は得られるが、安定製造の観点から言えば、αFe{222}面集積度のばらつきが大きく、製造安定性（歩留まり）が高くないという問題がある。【００１２】
さらに、フェライト系ステンレス鋼では、耐リジング性の確保という課題やオーステナイト系ステンレス鋼に比べて靭性が劣るという課題もあるが、特許文献３〜６には、それらの課題の解決については、何ら示されていない。
特許文献８では、耐食性、加工性、靱性を達成させる事が可能になった。また特許文献９では、耐食性、加工性、耐リジング性を達成させる事が可能になった。しかしながら、特許文献８及び９では、特許文献３及び４の問題点と同様に、表面のＣｒ皮膜から内部にＣｒを拡散させており、Ｃｒ被膜自体を厚くすることが難しいため、Ｃｒ皮膜からのＣｒの拡散によって形成された鋼板表層のＣｒ濃化層の厚みも十分ではなく、また鋼板表層部におけるＣｒ濃度の高い領域の厚みや鋼板の生産性の点で問題等がある。【００１３】
そこで、本発明は、Ｃｒを含有したクラッド鋼管やクラッド鋼箔などの形態を含むクラッド鋼板において、加工性と耐食性をともに高いレベルで高めるとともに、さらに、リジングの発生を抑制し、靭性を高めること、及び、そのような鋼板を、αFe{222}面集積度のばらつきを抑えて高い生産性の下で提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、先に、特許文献４で開示しているように、Ｃｒ含有量が１３％未満と比較的低い鋼板の表層部にＣｒを濃化させて、Ｃｒ含有量を抑えたうえで耐食性を確保すると同時に、加工性を向上させる｛１１１｝結晶方位の集積度を高める手段について検討し、（ａ）鋼板の製造過程において冷間圧延の圧下率を最適化すれば、少なくとも鋼板の表層部に｛２２２｝集合組織が形成できること、（ｂ）鋼板表面にＣｒの皮膜を形成し、熱処理により鋼板表層部のＣｒ濃度を高める過程で、まず、加熱過程でＣｒを拡散させて表層部をα単相組織にすることによりその領域の｛２２２｝集合組織を保存し、次いで、Ａ３変態点を超える温度に加熱冷却することにより、鋼板全体にその集合組織を成長でき、加工性に優れた鋼板組織が得られることを見出した。【００１５】
本発明では、(ｃ)熱処理前の素材鋼板として、表面にＣｒ皮膜を形成した鋼板を用いる方法に代えて、熱延クラッド法によりＣｒ濃度の異なる領域を形成したクラッド素材を冷延したクラッド鋼板を用いることにより、特許文献３と同様の熱処理により、｛２２２｝集合組織を形成でき、さらに、表層にＣｒ濃度が高く、濃度が均一な層を一定以上の厚みで残すことができ、それにより耐食性と加工性をさらに高めたクラッド鋼板が生産性良く得られることを見出した。
さらに、特許文献６では、安定製造の観点から言えば、αFe{222}面集積度のばらつきが大きく、製造安定性（歩留まり）が高くないという問題があり、その理由として、冷却時における母材のγ⇒α変態の種として外側材の結晶粒を用いることにあることを見出した。これは、冷却過程におけるγ⇒α変態は、Ａ３点温度を通過する際に一気に進むため、外側材（Ｃｒ有）と母材の界面の密着性が不十分であるような場合には、外側材の結晶粒を種として、その結晶方位を母材に引き継がせることが難しくなるため、歩留りが高くなかったと考えられる。すなわち、特許文献６に記載の温間でのクラッドでは、外側材（Ｃｒ有）と母材（Ｃｒ無）の界面の密着性が不十分であったと推定される。熱間圧延を用いた場合には密着性が高められるが、外側材の結晶粒を種として用いる場合には、歩留まり低下を避けることは難しい。そこで、本発明者は、高温状態で外側材（合金材Ａ）のＣｒを母材（鋼材Ｂ）に拡散させて外側材と母材の界面の母材側に、外側材を本来の種として所定厚みの新たなα-Fe相安定化領域を形成させ、この新たに形成させたα-Fe相安定化領域を新たな種として、冷却時における母材のγ⇒α変態を生じさせれば新たな種に倣った結晶配向が安定化し、高い歩留まりが得られることを見出した。
さらに、リジングについては、鋼板表層の結晶粒の異方性によってリジングを抑制する点に着目し、（ｄ）表層の｛２２２｝集合組織中に｛１００｝方位粒を始めとした｛１１１｝方位粒以外の粒を形成しておくと、表層の｛２２２｝以外の方位群は前記熱処理によっても大きく粒成長しないのに対し、鋼板中心層は表層の｛１１１｝方位粒から鋼板内部に向かって成長した大きな結晶粒を含む組織となり、鋼板表層と鋼板中心層との結晶粒の大きさを異ならせることができ、耐リジング性の課題を解決できることを見出した。
さらに、靭性については、鋼板の結晶粒を再結晶により微細化する点に着目し、（ｅ）上記の熱処理で｛２２２｝集合組織をそれぞれ一旦形成し、次いで、この鋼板を冷間圧延して第２のα相域温度での熱処理で再結晶させると、｛２２２｝集合組織は再結晶で大きくは失われることなく、鋼板は｛２２２｝面集積度を高く維持した状態で微細な等軸粒となり、靭性の課題を解決できることを見出した。
そのような検討の結果なされた本発明の要旨は、以下のとおりである。【００１６】
（１）
板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有するクラッド鋼板において、
前記板厚方向に表層領域−遷移領域−内部層領域または表層領域−遷移領域−内部層領域−遷移領域−表層領域の積層構成であり、
前記表層領域は、前記板厚方向に、表面から、Ｃｒ濃度が前記表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域であり、
前記遷移領域は、前記板厚方向に、前記表層領域に隣接する位置から、Ｃｒ濃度が１３．０質量％以上である位置までの領域であり、
前記内部層領域は、前記遷移領域に隣接する領域であり、
前記遷移領域の幅が平均で５μｍ以上、
前記表層領域の平均厚みが、鋼板全厚の５％以上及び前記内部層領域の厚み未満であり、
前記内部層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上１００％以下であり、
前記表層領域の平均組成が質量％で、
Ｃｒ≧１３．８％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％、Ｓｉ≦２．５００％、Ｍｎ≦１．２０％、を含有し、さらに、選択的に、Ａｌ≦８．０００％、Ｍｏ≦２．５００％、Ｇａ≦３．５０％、Ｎｂ≦１．０００％、Ｓｎ≦１．８００％、Ｔｉ≦２．０００％、Ｖ≦２．００％、Ｗ≦６．００％、Ｚｎ≦４．００％、Ｎｉ≦０．６％、Ｃｕ≦０．８０％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有し、残部:Ｆｅおよび不純物からなり、
前記内部層領域の平均組成が質量％で、
０％＜Ｃｒ＜１３．０％、Ｃ≦０．０８００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％を含有し、さらに、選択的に、０．１％≦Ｎｉ＜１．０％、０．１０％≦Ｍｎ＜１．００％、Ｃｕ≦０．０１％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有し、残部:Ｆｅおよび不純物であることを特徴とするクラッド鋼板。
（２）
前記表層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上であることを特徴とする項目（１）に記載の鋼板。
（３）
前記内部層領域の平均結晶粒径Ｂｒと前記表層領域の平均結晶粒径Ａｒの比Ｂｒ／Ａｒが１．５以上であることを特徴とする項目（１）または（２）に記載の鋼板。
（４）
前記内部層領域の１／２厚さにおけるαＦｅ相の｛２２２}＜１１２＞のランダム強度比が１６以上であることを特徴とする項目（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼板。
（５）
前記表層領域の１／２厚さにおけるαＦｅ相の｛２２２｝＜１１２＞のランダム強度比が１６以上であることを特徴とする項目（４）のいずれか１項に記載の鋼板。
（６）
前記内部層領域内の板厚方向に平均粒径５０μｍ以下の粒が存在する組織を有することを特徴とする項目（１）〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板。
（７）
さらに前記表層領域の外側にＸ層を有し、
前記Ｘ層の組成が質量％で、１６．０％≦Ｃｒ≦２６．０％、６．０％≦Ｎｉ≦２２．０％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４５％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．４０００％、Ｓｉ≦５．０００％、Ｍｎ≦１０．００％、Ｍｏ≦４．０００％、Ｃｕ≦２．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であることを特徴とする項目（１）〜（６）のいずれか１項に記載の鋼板。
（８）
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下の薄鋼板または箔の形態を有することを特徴とする項目（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼板。
（９）
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下である、項目（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼板から製造された、鋼管。
（１０）
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下である、項目（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼板から製造された、鋼製容器。【００１７】
ここで、｛２２２｝面集積度は、鋼板表面に対して平行なαＦｅ層の面方位について、１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、除した値の１１面の総和に対する｛２２２｝強度の比率を百分率で求めたものである。
【発明の効果】
【００１８】
本発明では、Ｃｒ濃度が相対的に高い層を表層とし低い層を内層とした鋼板の板厚方向でＣｒ濃度が異なる構成にした上で、鋼板内層に加工性に優れた｛１１１｝方位粒を形成して、優れた加工性と耐食性を備えた鋼板とすることができる。
さらに、鋼板表層の粒径を鋼板内層の粒径より微細にすることにより、加工性と耐食性と耐リジング性に優れた鋼板を低コストで提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】製造安定性、加工性、耐食性に優れたクラッド鋼板を得るための過程を説明するための合金材Aと鋼材Bの境界近傍の模式図である。
【図２】製造工程ごとの、クラッド鋼板またはその前駆体におけるＣｒの分布状況を説明するための図である。
【図３】製造安定性、加工性、耐食性、靭性に優れたクラッド鋼板を得るための過程を説明するための合金材Aと鋼材Bの境界近傍の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下の説明において、元素含有量の％は質量％を意味するものとする。また、鋼板内の結晶方位や測定される面集積度は、鋼板表面に対して平行な結晶面方位で記述する。また、面集積度については、Ｆｅのα相である体心立方の結晶構造に起因した、結晶面についてのＸ線測定における消滅則を適用した表現としている。すなわち例えば、結晶方位については、｛１００｝、｛１１１｝を用い、測定により決定される集合組織や面集積度については、｛２００｝や｛２２２｝を用いているが、これらは同じ方位の結晶粒に関する情報を表すものである。
【００２１】
本発明は、板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有するクラッド鋼板において、表層を高いＣｒ濃度とし、表層に続く層を表層よりも低いＣｒ濃度で、高い｛２２２｝面集積度とするとともに、表層にＣｒ濃度の均一な層を形成することにより、耐食性と加工性に優れる鋼管や鋼箔のような形態を有するクラッド鋼板とすることができるものである。
注意すべきは、板厚方向において、Ｃｒ濃度と面集積度および粒径はそれぞれ独立に変化しても構わないということである。つまり、板厚方向についての上記の特性値の変化挙動は必ずしも一致するものではないし、後述するように表層領域、遷移領域と内部層領域はＣｒ濃度で区別されるが、この境界で｛２２２｝面集積度が６０％未満から６０％以上に変化したり、粒径が明確に変化するものである必要はない。このように本発明では濃度の変化、集合組織の変化、結晶粒径の変化が同一の境界を境にして急激に起きるものでない。
もちろん板厚方向で明確に区別される境界によって、Ｃｒ濃度と面集積度と粒径が同時に大きく変化し、境界間の領域内でも、これら特性が同じような挙動で変化していても発明の効果が失われるものではない。
【００２２】
以下では本発明のクラッド鋼板の構成及びその鋼材の製造方法について、個々の条件の限定理由及び好ましい条件について説明する。
【００２３】
クラッド鋼板の構成
［クラッド鋼板の基本的な態様］
本発明のクラッド鋼板は、板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有するクラッド鋼板であり、板厚方向に表層領域−遷移領域−内部層領域または表層領域−遷移領域−内部層領域−遷移領域−表層領域の積層構成となっている。このクラッド鋼板は、αＦｅ単相成分系でありＣｒを含有するＣｒ濃度が相対的に高い合金材Ａと、常温でαＦｅ相であるα−γ変態成分系であり平均Ｃｒ濃度が合金材Ａより低い鋼材Ｂと、をクラッド化することにより得ることができる。クラッド化により、板厚方向のＣｒ濃度分布において、Ｃｒ濃度が相対的に高い合金材Ａから、Ｃｒ濃度が相対的に低い鋼材Ｂに、Ｃｒが拡散する。したがって、板厚方向に表層領域と内部層領域が存在し、それらの間にＣｒ濃度が遷移的に変化する遷移領域が存在する。ここで、表層領域は、板厚方向に、表面から、Ｃｒ濃度が表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域と規定する。遷移領域は、板厚方向に、表層領域に隣接する位置から、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上である位置までの領域と規定する。内部層領域は、遷移領域に隣接する領域であると規定する。さらに、遷移領域の幅が平均で５μｍ以上存在する。また、表層領域の平均厚みが、クラッド鋼板全厚の５％以上及び内部層領域の厚み未満であり、内部層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上１００％以下である。
表層領域の平均組成は質量％で、
Ｃｒ≧１３．８％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％、Ｓｉ≦２．５００％、Ｍｎ≦１．２０％、を含有し、さらに、選択的に、Ａｌ≦８．０００％、Ｍｏ≦２．５００％、Ｇａ≦３．５０％、Ｎｂ≦１．０００％、Ｓｎ≦１．８００％、Ｔｉ≦２．０００％、Ｖ≦２．００％、Ｗ≦６．００％、Ｚｎ≦４．００％、Ｎｉ≦０．６％、Ｃｕ≦０．８０％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物である。
内部層領域の平均組成は質量％で、
０％＜Ｃｒ＜１３.０％、Ｃ≦０．０８００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％を含有し、さらに、選択的に、０．１％≦Ｎｉ＜１．０％、０．１０％≦Ｍｎ＜１．００％、Ｃｕ≦０．０１％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物である。
なお、本発明のクラッド鋼板は、板厚においては板から箔までの任意の板厚が可能であり、形状も板の状態やプレス成型された状態のものを含むものであるが、以下、鋼板について説明するが、それ以外の形態のものでも同様である。
【００２４】
（層構成）
まず、表層領域、遷移領域、および内部層領域の規定について説明する。
本発明で規定される表層領域は、板厚方向に、表面から、Ｃｒ濃度が表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域である。クラッド化により、Ｃｒ濃度が相対的に高い合金材Ａから、Ｃｒ濃度が相対的に低い鋼材Ｂに、Ｃｒが拡散するために、概して表層領域では、Ｃｒ濃度が表層領域の表面から内部層領域に向かって低減する。遷移領域との境界を明確にするために、表面から、Ｃｒ濃度が表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域を、表層領域と規定する。
遷移領域は、板厚方向に、表層領域に隣接する位置から、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上である位置までの領域である。遷移領域は、板厚方向において、Ｃｒ濃度が相対的に高い合金材Ａから、Ｃｒ濃度が相対的に低い鋼材Ｂに、Ｃｒが拡散した領域と重なり、その一方の境界は表層領域に隣接する位置にあり、もう一方の境界はＣｒ濃度が１３.０質量％以上である位置にある。遷移領域は、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上であるために、α-Fe相が安定化する。また、Ｃｒが１３.０質量％以上である遷移領域の幅が平均で５μｍ以上存在している。
内部層領域は、遷移領域に隣接する層である。内部層領域は、Ｃｒ濃度が１３.０質量％未満である。Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上では、α単相成分になるため、熱処理において変態進行による集合組織形成が起きず、高い｛２２２｝面集積度を確保することが困難になるためである。この内部層領域は、常温でαＦｅ相であるα−γ変態成分系であり平均Ｃｒ濃度が合金材Ａより低い鋼材Ｂを基材とすることにより得ることができる。
本発明鋼板は表層領域、遷移領域と内部層領域が層状に形成された鋼板または、表層領域−遷移領域−内部層領域−遷移領域−表層領域の積層構成である。
Ｃｒ濃度分布およびＣｒ濃度の鋼板平均は、鋼板の板厚方向の断面を、ＥＰＭＡを用いて線分析を行うことで決定できる。これにより、表層領域、遷移領域と内部層領域の厚みは以下のやり方で測定できる。鋼板の断面をＥＰＭＡ分析によって、板厚方向のＣｒ濃度プロファイルを測定し、鋼板の表面から、Ｃｒ濃度が表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域の幅を表層領域の幅とする。表層領域に隣接する位置から、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上である領域の幅を遷移領域の幅とする。遷移領域に隣接する位置から、Ｃｒが０質量％超１３.０質量％未満の領域の幅を内部層領域の幅とする。また、ＧＤＳ分析によって、深さ方向のＣｒ濃度プロファイルを測定し、同様に表層領域、遷移領域と内部層領域の幅を測定することができる。
なお、表層領域の平均組成の質量％は、鋼板の断面をＥＰＭＡ分析によって、板厚方向のＣｒ濃度プロファイルを測定し、鋼板の表面から、Ｃｒ濃度が表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域の幅を表層領域とし、表層領域の分析値により求めた。
また、内部領域の平均組成の質量％は、Ｃｒ濃度変化が一定となる範囲で分析値により求めた。
なお、クラッド化により、合金材Ａから、Ｃｒ濃度が相対的に低い鋼材Ｂに、Ｃｒが拡散した層が存在するが、クラッド鋼板において、合金材Ａと鋼材Ｂの界面の位置は、確認することができる。具体的には、本発明のクラッド鋼板の断面を鏡面研磨した後、王水などの公知の腐食液でエッチングすることによって、コントラストの違いから、合金材Ａと鋼材Ｂの界面の位置を確認することができる。また、クラッド鋼板の素材である合金材Ａと鋼材Ｂの表面には部分的に薄い酸化層などが存在し、それらの酸化層などは、クラッド化のための熱延、冷延後にも両者の界面に部分的存在するため、電子顕微鏡などの公知の分析手法で酸化層などの位置を確認し、これに基づいて合金材Ａと鋼材Ｂの界面の位置を確認することができる。
遷移領域は、鋼材Ｂに新たに形成されたＣｒが１３.０質量％以上であるα-Fe相安定化領域を含み、α−γ変態成分系である鋼材Ｂ（内部層領域に相当）をＡ３点以上に加熱し冷却する際にγ⇒α変態を起こさせる新たな種として働く。新たな種は、鋼材Ｂ（母材）側に形成されているため、鋼材Ｂ（母材）または内部層領域がγ⇒α変態する際に結晶格子が整合し易いため結晶配向が安定化する。
遷移領域が板厚方向に平均で５μｍ以上の幅で形成されることによって、遷移領域に十分な幅の新たな種が含まれる。新たな種に倣って鋼材Ｂまたは内部層領域の結晶配向性が安定する。遷移領域が平均で１０μｍ以上の幅であれば結晶配向性がより安定化する。遷移領域が平均で１５μｍ以上の幅であれば結晶配向性はさらに安定化する。
【００２５】
次に、鋼板の積層構成について説明する。
本発明鋼板は鋼板表面側から、板厚方向に表層領域−遷移領域−内部層領域の積層構成、または表層領域−遷移領域−内部層領域−遷移領域−表層領域の積層構成とする。最も典型的な積層構成として、内部層領域の両側を遷移領域で挟み、さらに表層領域で挟む、表層領域−遷移領域−内部層領域−遷移領域−表層領域の積層構成の積層構成が挙げられるが、表層領域と遷移領域が内部層領域の片側だけに形成された表層領域−遷移領域−内部層領域の積層構成とすることもできる。このような構成とすることで、加工性と耐食性の両立が可能となる。
以下では、表層領域、遷移領域および内部層領域について、本発明で満足すべき条件を説明するが、鋼板内に複数の表層領域、遷移領域および内部層領域が存在する場合は、その全ての層が各条件を満足する必要がある。
【００２６】
（表層領域の組成）
表層領域は、Ｃｒ濃度が単独で、あるいはＣｒとともにフェライト形成元素の濃度が鋼板内で相対的に高い領域である。フェライト形成元素とは、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの内の少なくとも１種以上の元素である。
【００２７】
本発明では、表層領域のＣｒ濃度を表層領域の平均濃度で規定する。このようにするのは、本発明では表層領域内でのＣｒ濃度変動を許容するものだからである。本発明ではこの濃度を前記表面のＣｒ濃度の９５質量％以上とする。言うまでもないが、表層領域内の板厚方向の任意の位置でのＣｒ濃度は、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度よりも高く、また、遷移領域および内部層領域の板厚方向の任意の位置でのＣｒ濃度よりも高い。よって、ここで規定する表層領域の平均Ｃｒ濃度は、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度よりも高く、遷移領域および内部層領域の平均濃度よりも高い。表層領域の平均Ｃｒ濃度は、１３.８％以上である。これは、表層領域の表面から遷移領域に向けてＣｒ濃度が拡散により低下していくためである。つまり、表層領域の平均Ｃｒ濃度が１３.８％以上であれば、遷移領域と表層領域の境界でのＣｒ濃度が表層領域の表面の９５％以上であり、且つ遷移領域でのＣｒ濃度が１３.０％以上であることが実現される。より高い耐食性を得るためには、表層領域の平均Ｃｒ濃度は、１８.０％以上、さらには２０.０質量％超にするのが好ましい。
【００２８】
本発明では、さらに、表層領域の表面に均一なＣｒ濃度の領域Ａeが±３質量％の変動内で板厚方向に存在する構成であってもよい。
これは、高Ｃｒ濃度の表層用素材と相対的に低Ｃｒ濃度の中心層用素材を積層して、クラッド熱延、冷延して、クラッド鋼板を作製し、それを熱処理した後も表層部に元の表層用素材の領域が残留することにより形成することができる。
【００２９】
このようなＣｒ濃度が均一な領域Ａｅを表層領域の表面の板厚方向に１μｍ以上の幅で配置することにより、成形時の歪みによるピンホール形成による表面の孔食の発生を防ぐとともに、表面疵が入るような環境や疲労による腐食による材質劣化を防ぐことに効果的である。すなわち、表層領域のＣｒ濃度を高め、表層領域の板厚方向にＣｒ均一な領域を拡げることでより効果的に耐食性を高めることができる。
領域Ａｅの板厚方向の幅が１μｍ以上ないと、そのような効果が得られない。
【００３０】
なお、本発明においては、含有元素について鋼板板厚方向の濃度分布は特に限定しないが、後述するような、表層側のＣｒ濃度の均一な領域から鋼板内部に向かってのＣｒ拡散（および鋼板内部から鋼板表面に向かってのＦｅ拡散）を利用するような製法においては、鋼板中心が低く、そこから鋼板表面に向かってＣｒ濃度が高くなっている。耐食性については特に鋼板表面のＣｒ濃度の影響が大きいため、Ｃｒ濃化部全体でなく表面のＣｒ濃度の均一な領域Ａｅだけでも１３.０質量％以上、さらには１８.０質量％以上、さらには２０.０質量％超となるように制御することは合金コストと耐食性の両立の観点から有効な手段であり、このような手段は、Ｃｒ濃度の異なる素材を用いてクラッド鋼板とすることにより、より容易に実現できる。
【００３１】
表層領域は、α単相成分系のＣｒ含有合金材Ａを主たる素材としており、平均組成が質量％で、Ｃｒ≧１３．８％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％、Ｓｉ≦２．５００％、Ｍｎ≦１．２０％を含有する。上記の範囲で、低Ｃ化、低Ｎ化することにより、加工性が向上する。また、Ｐ、Ｓは耐食性の観点から少ないことが好ましく、精錬コスト等の兼ね合いから上記の範囲とすることが好ましい。高Ｃｒ化やＭｎの添加は耐食性の向上に有効であり、好ましい。
さらに、表層領域にＣｒと上記のフェライト形成元素を添加する場合、フェライト形成元素の含有量は、以下の範囲とすることが好ましい。
平均組成が質量％で、Ａｌ≦８．０００％、Ｍｏ≦２．５００％、Ｇａ≦３．５０％、Ｎｂ≦１．０００％、Ｓｎ≦１．８００％、Ｔｉ≦２．０００％、Ｖ≦２．００％、Ｗ≦６．００％、Ｚｎ≦４．００％。
また、本願発明の効果を失わせるものでない範囲で、表層領域の特性を改良する等の目的で、表層領域の平均組成が質量％でＮｉ≦０．６％、Ｃｕ≦０．８０％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％の少なくとも一つを選択的に含んでもよい。これらの選択的に含有される元素の下限値は０質量％であってもよい。残部はＦｅおよび不純物である。
表層領域はαＦｅ単相組成を維持する必要がある。Ｆｅ−Ｃｒ系においては、Ｃｒが１３.０質量％以上であれば、αＦｅ単相である。耐食性を高めるためにＮｉを添加することができるが、ただし、ＮｉはγＦｅ相形成元素である。このような場合でも、平均組成が質量％で、Ａｌ≦８．０００％、Ｍｏ≦２．５００％、Ｇａ≦３．５０％、Ｎｂ≦１．０００％、Ｓｎ≦１．８００％、Ｔｉ≦２．０００％、Ｖ≦２．００％、Ｗ≦６．００％、Ｚｎ≦４．００％、の少なくとも１種以上のフェライト形成元素を添加することによって、αＦｅ単相として安定化させることが可能となる。各フェライト形成元素が上限値より多くなると、加工性が劣化するため好ましくない。具体的な添加量はＣＡＬＰＨＡＤ法を用いた状態図計算によってα単相系を維持する範囲として規定することが可能である。このように表層領域はαＦｅ単相を維持する限りにおいて、γＦｅ相形成元素とそれに見合ったαＦｅ相形成元素を添加することが可能である。フェライト形成元素の中で、Ａｌ、Ｍｏは高温耐酸化性を向上させる効果があり、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗは不働態被膜を安定化させて耐食性を向上させる効果がある。Ｎｂ、ＴｉにはＣ、Ｎと結合して固溶しているＣ、Ｎを低減させ加工性を向上させる効果がある。γＦｅ相形成元素であるＣｕは析出硬化による強度向上の効果があり３.００質量％以下の添加が可能である。ＺｒはαＦｅ相、γＦｅ相への固溶量は少ないが、１質量％以下の添加によってＣ、Ｎと結合して固溶しているＣ、Ｎを低減させ加工性を向上させる効果がある。
また、上記のＡｌ等の元素は任意付加的なものであり含有されなくてもよいものであり、各元素により期待される効果に応じて添加量を適宜調整可能である。各元素の添加量の下限値として、質量％で以下を用いてもよい。Ａｌ：０．６００％、Ｍｏ：０．５００％、Ｇａ：０．９０％、Ｎｂ：０．４００％、Ｓｉ：０．９００％、Ｓｎ：０．１００％、Ｔｉ：０．７００％、Ｖ：０．６０％、Ｗ：１．２０％、Ｚｎ：０．８０％。
【００３２】
（遷移領域の組成）
遷移領域の平均Ｃｒ濃度は、後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、１３.０質量％以上である。これにより、最終的に内部層領域の｛２２２｝面集積度を高めて良好な加工性を得やすくなる。遷移領域は、表層領域の基材と、内部層領域の基材とがクラッド化されて、表層領域と内部層領域の間に形成され、Ｃｒ濃度が遷移的に変化する領域である。遷移領域の組成は、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上であることは規定されるが、Ｃｒ以外の元素について特に規定されず、表層領域と内部層領域の組成に応じて規定されてもよい。
【００３３】
（内部層領域の組成）
本発明では、内部層領域のＣｒ濃度を内部層領域の平均濃度で規定する。このようにするのは、本発明では内部層領域内でのＣｒ濃度変動を許容するものだからである。本発明ではこの濃度を１３.０質量％未満とする。内部層領域はＣｒ濃度が平均値以下の領域であるから、必然的にＣｒを含んでいるが、本発明では表層領域で必要な耐食性を確保するので、内部層領域のＣｒ濃度の下限は特に設けない。
言うまでもないが、内部層領域内の板厚方向の任意の位置でのＣｒ濃度は、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度よりも低く、また、表層領域や遷移領域内の板厚方向の任意の位置でのＣｒ濃度よりも低い。よって、ここで規定する内部層領域の平均Ｃｒ濃度は、鋼板全体の平均Ｃｒ濃度よりも低く、表層領域や遷移領域の平均濃度よりも低い。
【００３４】
後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、内部層領域は、常温でα相であるα−γ変態成分系組成の鋼材Ｂを基材としており、その平均組成は質量％で、０％＜Ｃｒ＜１３.０％、Ｃ≦０．０８００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｎ≦０．２０００％を含有してもよい。あるいは、更に、ＮｉとＭｎのいずれか一方または両方を、０．１％≦Ｎｉ＜１．０％、０．１０％≦Ｍｎ＜１．００％の範囲で含有させることが好ましい。さらに、内部層領域の平均組成は、選択的に、質量％で、Ｃｕ≦０．０１％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有してもよい。残部はＦｅおよび不純物である。
【００３５】
Ｃｒが１３.０質量％以上ではα単相成分になるため、熱処理において変態進行による集合組織形成が起きず、高い｛２２２｝面集積度を確保することが困難になる。上記の範囲で、低Ｃ化、低Ｎ化することにより、加工性が向上する。また、Ｐ、Ｓは耐食性の観点から少ないことが好ましく、精錬コスト等の兼ね合いから上記の範囲とすることが好ましい。
ＮｉとＭｎは、後述の変態により集合組織を制御する製法において、結晶方位の選択性と粒成長挙動に関して、特に本発明の効果を顕著にするうえで好ましい元素である。内部層領域の組成として、Ｃｒを１３.０質量％未満の範囲で含有し、更にＮｉやＭｎを含有する場合、Ｎｉ：０．１質量％以上、Ｍｎ：０．１０質量％以上であれば、加工性、耐食性とも顕著に改善される。Ｎｉ、Ｍｎの含有量が１．０質量％以上になると加工性が劣化するので、１．０質量％未満が好ましい。なお、内部層領域のＣｒ下限濃度は０質量％超であるが、これは、鋼材ＢとしてＣｒ濃度０質量％の素材を用いた場合であっても、表層領域の基材として用いられる合金材ＡからのＣｒ拡散を含む内部層領域においては、Ｃｒ平均濃度が０質量％超となるためである。本願発明の効果を失わせるものでない範囲で、内部層領域の特性を改良する等の目的で、内部層領域の平均組成は、選択的に、質量％で、Ｃｕ≦０．０１％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有してもよい。
【００３６】
表層領域、遷移領域、内部層領域の組成に関しては、必須元素であるＣｒの含有量が上記の範囲にある限り、原料等からあるいは精錬過程で不可避的に混入する不純物または不純物元素や、公知の所定の特性を得るためにＣｒ以外の様々な元素を含有する公知のＣｒ鋼やステンレス鋼の組成を適用することができる。言い換えると、不純物とは、本発明の作用効果に影響を及ぼさない成分であってもよい。従って上述したように、表層領域はα単相系を維持する限りにおいて、Ｎｉ,Ｃｕ等のγ形成元素の含有が許容される。具体的には、それらの元素の組み合わせと許容含有率は、ＣＡＬＰＨＡＤ法を用いた状態図計算によってα単相系を維持する範囲として規定することが可能である。一方、内部層領域についても、α-γ変態系を維持する限りにおいて、Ａｌ, Ｍｏ, Ｇａ, Ｎｂ, Ｓｎ, Ｔｉ, Ｖ, Ｗ, Ｚｎ等のα形成元素の含有が許容される。具体的には、それらの元素の組み合わせと許容含有率は、同様にＣＡＬＰＨＡＤ法を用いた状態図計算によってα-γ変態系を維持する範囲として規定することが可能である。残部の不可避的不純物は本願の作用効果を阻害しない限り許容される。遷移領域は、表層領域の基材と、内部層領域の基材とがクラッド化されて、表層領域と内部層領域の間に形成され、Ｃｒ濃度が表層領域から内部領域へ減少する領域である。遷移領域の組成は、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上であることが規定され、α単相系を維持する。遷移領域は、Ｃｒ以外の元素について特に規定されず、表層領域と内部層領域の組成に応じて規定されてもよい。
【００３７】
（表層領域の厚さ）
表層領域の平均厚みは、鋼材全厚みの５％以上で内部層領域の厚み未満とする。表層領域がクラッド鋼板の両側に存在する場合は、片側での厚みとする。厚みが５％未満では、後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、表層の｛１１１｝方位粒を起点にして、その粒を、図１（ｄ）のように、内部に十分に発達させることができず、鋼板内部の｛２２２｝面集積度を６０％以上とすることが困難である。また、耐食性の確保の点からも５％以上必要である。
表層領域の平均厚みが内部層領域の厚み以上となると、鋼板全体のＣｒ含有量が増加し合金コストが上昇するにもかかわらず、耐食性や加工性（集合組織制御性）の向上に及ぼす効果が飽和する。
具体的な厚みとしては、鋼材厚みに応じて、０．０５μｍ〜１０００μｍの範囲から選択される。
【００３８】
（遷移領域の厚さ）
遷移領域の厚さは、板厚方向に平均で５μｍ以上の幅で形成される。厚さが５μｍ未満であると、後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、表層の｛１１１｝方位粒を起点にして、その粒を、図１（ｄ）のように、内部に十分に発達させることができず、鋼板内部の｛２２２｝面集積度を６０％以上とすることが困難である。遷移領域が平均で１０μｍ以上の幅であれば結晶配向性がより安定化する。遷移領域が平均で１５μｍ以上の幅であれば結晶配向性はさらに安定化する。遷移領域の厚さの上限は特に限定されるものではない。ただし、遷移領域は、表層領域と内部層領域の間に形成される領域であるので、表層領域と内部層領域の厚さに応じて規定されてもよい。
【００３９】
（内部層領域の厚さ）
内部層領域の厚さは、４μｍ以上、３ｍｍ以下とするのが好ましい。厚さが４μｍ未満であると、後述の変態により集合組織を制御する製法との関連で、表層の｛１１１｝方位粒を鋼板内部に優先的に成長させることが非常に困難になる。また、厚さが３ｍｍ超では｛１１１｝方位粒を鋼板内部まで十分に成長させられず、加工性のよい鋼板を得ることが困難となる。
【００４０】
（集合組織）
基本の態様においては、内部層領域について、板面に対するαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を規定する。この｛２２２｝面集積度は、鋼板の板厚方向の任意の位置において、鋼板表面に対して平行なＦｅのα結晶１１面｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝、｛２２２｝、｛３２１｝、｛４１１｝、｛４２０｝、｛３３２｝、｛５２１｝、｛４４２｝の積分強度を測定し、その測定値それぞれをランダム方位である試料の理論積分強度で除した後、除した値の１１面の総和に対する｛２２２｝強度の百分率で求める。なお、ランダム方位を持つ試料の積分強度は、理論積分強度を用いる。
【００４１】
つまり、｛２２２｝面集積度は以下の式（１）で表される。
｛２２２｝面集積度＝[｛ｉ(222)／Ｉ(222)｝／Σ｛ｉ(hkl)／Ｉ(hkl)｝]×100 ・・ (1)
ただし、記号は以下の通りである。
ｉ（ｈｋｌ）：測定した試料における｛ｈｋｌ｝面の実測積分強度
Ｉ（ｈｋｌ）：ランダム方位をもつ試料における｛ｈｋｌ｝面の理論積分強度
Σ：αＦｅ結晶１１面についての和
ここで、鋼板の板厚方向の任意の位置での各結晶面の積分強度は、板厚断面を研磨した板面に対して、一般的なＥＢＳＤ法を適用することにより得る。表層領域、内部層領域の結晶方位の面集積度は、各層の中心、つまり、それぞれの層の1/2厚さ位置で算出した。
【００４２】
本発明では、集合組織については鋼板の特性に応じて、以下のように態様が分かれる。
（ｉ）内部層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上１００％以下の鋼板（基本態様）
（ii）上記（ｉ）の鋼板で、内部層領域内の板厚方向に平均粒径５０μｍ以下の粒が存在する組織を有する鋼板
【００４３】
ここでは共通する基本態様として、上記（ｉ）の内部層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を６０％以上１００％以下である耐食性と加工性に優れた鋼板について説明する。上記（ii）の鋼板については後述する。
＜表層領域の面集積度＞
表層領域の面集積度は加工性の点から基本形態においては、表層領域の面集積度は特に規定しない。基本的に内部層領域層の｛２２２｝面集積度を高めることによって加工性を確保するので、表層領域の｛２２２｝面集積度は、表層領域の厚さ方向の中心位置において測定される値で３０％以上であれば、全体の加工性は確保できる。この値は、一般的なクラッド鋼板の製造で得られる。
特に、優れた曲げ加工性を得るためには、｛２２２｝面集積度を６０％以上とすることが好ましい。
【００４４】
＜内部層領域の面集積度＞
内部層領域は、｛２２２｝面集積度を６０％以上１００％以下とする。この面集積度は前記の表層領域と同様に、内部層領域の厚さ方向の中心位置において測定される。
上記｛２２２｝面集積度が６０％未満の場合には、クラッド鋼板の加工性が十分でなく、例えば、後述の実施例で示すように、絞り比２の円筒深絞り成形した後の耳高さが１．５ｍｍ以下となるような成形性が得られない。
また、この集積度を９９％以下としてもよい。９９％超にするには、製造が困難な場合があり、または加工性がほぼ飽和している場合がある。
【００４５】
＜表層領域と内部層領域の粒径の比＞
この鋼板では、内部層領域の平均結晶粒径Ｂｒと表層領域の平均結晶粒径Ａｒの比Ｂｒ／Ａｒが、１．５以上になるようにしてもよい。この粒径の比が、１．５未満では、耐リジング性を改善させることはできない。この粒径比の下限値が定まれば耐リジング性が改善できるので、上限値は定めない。この粒径比の下限値を３．０まで高めれば、耐リジング性をより改善できるので好ましい。また、耐リジング性をより改善する観点から前記粒径比の上限値は５．０以下が好ましい。
各層の平均結晶粒径は、鋼板の板厚方向の断面で、ＥＰＭＡの線分析で決定される表層領域と内部層領域のそれぞれについて、同断面で組織観察を行うことで決定する。平均結晶粒径の測定は、先ず、観察する面を鏡面レベルまで研磨した後、鋼板組成に応じた公知のエッチング液（例えば、王水あるいはナイタ−ル、等）で結晶粒界、などにコントラストを付けて個々の結晶粒を判別できるようにする。その後、所定の長さLの中に存在する結晶粒の数Nを数えて、L/Nを平均結晶粒径とする線分法と呼ばれる方法を用いるものとする。
【００４６】
［クラッド鋼板のその他の態様］
基本形態と異なる集合組織を有する上記（ii）のクラッド鋼板、表層領域及び内部層領域に加え中間層としてのＤ層および／または最表層としてのＸ層を有するクラッド鋼板について説明する。なお基本の態様と共通する部分についての説明は省略する。
【００４７】
（上記の（ii）の鋼板）
この鋼板は、上記（ｉ）の鋼板において、内部層領域内の板厚方向に平均粒径５０μｍ以下の粒が存在する組織とすることで、耐食性、加工性（、さらには耐リジング性）に加え、靭性にも優れた鋼板としたものである。
後述の相変態により集合組織を制御する製法においては、表層領域の｛１１１｝方位粒は内部層領域に向かって成長する。このため、板厚の薄い鋼板や、表層領域が片側しかない鋼板では、板の厚み方向に、１つの結晶粒で構成される場合がある。この態様では、（ｉ）の形態の鋼板を一旦形成した後に、さらに冷間圧延と再結晶を利用して、板の厚み方向に複数の微細な結晶粒で形成されるようにする。
＜表層領域、内部層領域の面集積度＞
この鋼板では、表層領域と内部層領域の｛２２２｝面集積度は、加工性を向上させるため、表層領域では５０％以上、内部層領域では６０％以上とする。上限はいずれも１００％以下とする。
各層における｛２２２｝面集積度が下限未満の場合には、加工性が十分でなく、例えば、後述の実施例で示すように、絞り比２の円筒深絞り成形した後の耳高さが１．５ｍｍ以下となるような成形性が得られない。また、この集積度を９９％以下としてもよい。９９％超にするには、製造が困難な場合があり、または加工性がほぼ飽和している場合がある。
【００４８】
＜鋼板の粒構成＞
この鋼板では、内部層領域全体の平均粒径が５０μｍ以下の結晶粒よりなるものとする。
この規定は、後述するように、鋼板内部まで｛２２２｝面集積度が６０％以上の比較的粗大な結晶粒としておき、その後冷間圧延で歪みを導入して再結晶させることにより、高い｛２２２｝面集積度を維持した状態で、鋼板全体にわたり微細な結晶粒を形成できることを見出したことによるものである。
結晶粒径が５０μｍを超えたりする場合には十分な靭性の向上が得られない。
なお、再結晶組織及び結晶粒径は、熱処理後の鋼板について公知の方法で求めることができる。例えば、表層領域及び内部層領域に相当する層を研磨等により鋼板として切り出し、その鋼板の断面を研磨、エッチングした後の金属組織を光学顕微鏡で観察し、再結晶組織を特定するとともに、結晶粒の断面形状を円とした場合の直径を結晶粒径として求めればよい。
【００４９】
［Ｄ層を有するクラッド鋼板］
本発明では、表層領域、遷移領域と内部層領域が積層した鋼板の他に、内部層領域の平均組成がＣｒ：３.０質量％未満を含有し、前記均一なＣｒ濃度の領域Ａｅの鋼材内部側に、前記フェライト形成元素の濃度が高いＤ層を有する鋼板があってもよい。
【００５０】
このＤ層は、後述するように、クラッド表層用合金材Ａとクラッド中心層用鋼材Ｂとの間に、質量％で、Ａｌ≦１２．０００％、Ｍｏ≦６．５００％、Ｇａ≦４．０％、Ｎｂ≦４．００％、Ｓｉ≦５．０００％、Ｓｎ≦３．０００％、Ｔｉ≦３．０００％、Ｖ≦３．００％、Ｗ≦６．００％、Ｚｎ≦４．００％、であるフェライト形成元素の少なくとも１種を含むＦｅ系合金からなる皮膜Ｄを介在させておき、クラッド鋼板製造の熱間圧延の過程や後述の熱処理の際に、フェライト形成元素を皮膜Ｄから両側に拡散させることにより、熱処理後、前記領域Ａeの内側で、遷移領域と重なるように形成される。
【００５１】
Ｄ層は、前記フェライト形成元素の濃度が表層領域内の平均濃度より高い領域からなり、その厚みは、０．０５μｍ以上の厚みを有するものとする。
このようなＤ層を鋼材内部に有することにより、内部層領域の{２２２}面集積度をさらに高集積化することができ、これによりさらに加工性を改善し、鋼材の平均ｒ値を高めることができる。
【００５２】
なお、内部層領域の平均組成をＣｒ：３.０質量％未満とするのは、Ｃｒ量を少なくしてより加工性を高めるとともに、製造上、圧延プロセス工程を短縮する、例えば、一回の圧下率を上げたり、パス回数を低減したりすることができるようにするためである。
【００５３】
［Ｘ層を有するクラッド鋼板］
本発明では、表層領域と内部層領域が積層した鋼板の他に、最表層として、クラッド鋼板の片側または両側にＸ層をさらに含む。最表層とは、最外層または最外表層とも呼ばれることがある。最表層を含むクラッド鋼板では、鋼板の内部を基準として、最表層が最も外側に位置する層である。特に断りの無い限り、最表層を含まないクラッド鋼板では、表層領域の表面が、最も外側に位置する。Ｘ層の組成は、質量％で、１６.０％≦Ｃｒ≦２６.０％、６．０％≦Ｎｉ≦２２.０％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４５％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．４０００％、Ｓｉ≦５．０００％、Ｍｎ≦１０.００％、Ｍｏ≦４．０００％、Ｃｕ≦２．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物である。Ｘ層を最表層に設けることにより、耐食性等が向上する。Ｘ層の厚さは、求められる耐食性等に応じて適宜調整することができ、高価なＮｉを含む最表層の厚みを薄くして素材コスト削減をすることもできる。Ｍｏの添加は耐食性の向上に有効である。耐硫酸性を向上させるにはＣｕの添加が有効である。Ｃｒが２４.０質量％以上、Ｎｉが６.０質量％以上でフェライト相とオ−ステナイト相の二相混合組織となり、耐応力腐食割れ性、耐孔食性が向上する。また、二相混合組織にすることによって強度、靱性が向上する。
【００５４】
［その他の特性等］
（ランダム強度比）
｛２２２｝＜１１２＞方位は、鋼板の平均ｒ値を高める方位であり、内部層領域の１／２厚さにおけるαＦｅ相の｛２２２}＜１１２＞のランダム強度比が１６以上であることが望ましい。さらに、表層領域の１／２厚さにおけるαＦｅ相の｛２２２}＜１１２＞のランダム強度比も同時に１６以上であることがより望ましい。このランダム強度比が１６以上であると、平均ｒ値が２．６以上のクラッド鋼板が得られる。なお、平均ｒ値を高める観点からランダム強度比の上限値は５０である。
ランダム強度比とは、ランダムサンプルのＸ線強度を基準としたときの相対的な強度である。Ｘ線回折用の試料は、鋼板を研磨して、表層領域あるいは内部層領域の１／２板厚部が測定面となるように調整すればよい。
【００５５】
（平均ｒ値）
本発明によって得られるクラッド鋼板の平均ｒ値は２．０以上であることが望ましく、２．６超であることがより望ましい。
平均ｒ値の測定は、ＪＩＳ１３号Ｂ、または、ＪＩＳ５号Ｂ試験片を用いた引張試験を行い、１０％または１５％引張後の標点間距離の変化と板幅変化から、平均ｒ値の定義にしたがって算出すればよい。均一伸びが１０％に満たない場合は、３％以上で均一伸び以下の引張変形を与えて評価すればよい。圧延方向に対して０°方向の測定値ｒ０、４５°方向の測定値ｒ４５、９０°方向の測定値ｒ９０とすると、平均ｒ値は（ｒ０＋ｒ９０＋２×ｒ４５）／４で与えられる。
【００５６】
（その他）
クラッド鋼板の形態としては、クラッド素材を熱間圧延、冷間圧延され、その後熱処理されて製造された、板、薄板、箔の形態を有する。また、それらを素材として、曲げ、深絞り、しごき加工などにより作製された、管、筒体、容器などを含むものである。
また、クラッド鋼板の表面には必要に応じて、公知の目的で公知のめっき等の表面処理を施しても良い。これによって本発明効果が失われるものではない。
【００５７】
クラッド鋼板の製造方法
続いて、本発明の製造方法について図面を参照して説明する。
本発明のクラッド鋼板は、板厚においては板から箔までの任意の板厚が可能であり、形状も板の状態やプレス成型された状態のものを含むものであるが、以下、鋼板の製造について説明するが、他の形態のものも同様である。また、前述の集合組織の形態ごとに、内部層領域を挟んで両側に表層領域および遷移領域を配置したクラッド鋼板を例にして説明するが、表層領域、遷移領域と内部層領域を配置したクラッド鋼板についても同様である。
なお、以下で説明するＣｒ濃度分布および結晶方位の制御は、本発明者が特許文献４、６で開示した技術と基本的には同じ現象を活用している。すなわち、熱処理における拡散と変態を活用して、元素濃度の方向に沿った結晶成長を基本原理とするものである。
【００５８】
ただし、特許文献４の鋼板では表層にＣｒ濃化部が形成されるが、Ｃｒ被膜自体を厚くすることが難しいためＣｒ皮膜からのＣｒの拡散によって形成された鋼板表層のＣｒ濃化層の厚みも十分ではない。従って、傷などが入った場合には十分な耐食性が得られない場合が生じ易い、という問題点がある。
また、特許文献６の鋼板では、特許文献４よりも厚い外側材を種として、母材を外側材の結晶方位に倣って変態させているが、外側材と母材の密着性が不十分なことがあり、所望する製品の歩留まりが高くないという問題がある。
【００５９】
本発明者は、高い歩留まりが得られる知見を見出した。つまり、高温状態で外側材（合金材Ａ）のＣｒを母材（鋼材Ｂ）に拡散させて、新たなα-Feが生じる前駆領域が形成される。前駆領域は、母材Bに形成され、元の母材のCr濃度よりCr濃度が高い領域である。前記前駆領域に生じた新たなα-Feを新たな種として冷却時、母材のγ⇒α変態を生じさせれば新たな種に倣った結晶配向が安定化し、高い歩留まりが得られることを見出した。
【００６０】
前記前駆領域を母材（鋼材Ｂ）に効率的に形成させるためには、合金材Ａと鋼材Ｂを積層したクラッド素材を熱間圧延して熱延クラッド鋼板にする工程において、合金材Ａと鋼材Ｂの界面から鋼材Ｂ側に、所定のＣｒ濃度範囲になるような領域を、板厚方向に所定の幅で形成しておけば良いことを本発明者が見出した。
【００６１】
母材に新たな種を形成する、すなわち、前記前駆領域を形成するための方法は、本発明者が新たに見出したものである。ここで、本発明のクラッド鋼板は、クラッド素材を積層し、熱延し、熱処理し、冷延し、さらに熱処理して得られるものであり、各工程に応じて、クラッド鋼板またはその前駆体におけるＣｒの分布状況は変化する。そこで、図２の各工程での状況を参照しながら、母材に新たな種を形成するための方法について、以下説明する。
【００６２】
新たな種の前記前駆領域とは、母材Bに形成され、元の母材のCr濃度よりCr濃度が高い領域である。より具体的には、前記前駆領域とは、熱延クラッド鋼板の合金材Ａと鋼材Ｂの界面から鋼材Ｂ側において、Ｃｒが１３.０質量％以上の領域が平均で該界面から板厚方向に３０μｍ以下の幅で存在し、より好ましくは２０μｍ以下の幅で存在し、さらに好ましくは１０μｍ以下の幅で存在し、それに隣接する鋼材Ｂの領域においてＣｒが１０.０質量％以上１３.０質量％未満の領域が平均で５μｍ以上の幅で存在し、より好ましくは平均で１０μｍ以上の幅で存在し、さらに好ましくは平均で２０μｍ以上の幅で存在している領域である。（図２の左上参照）
前記前駆領域におけるＣｒが１３.０質量％以上の領域の平均の幅は、合金材Ａと鋼材Ｂの界面から鋼材Ｂ側に狭い幅で存在させる方が好ましく、これに隣接するＣｒが１０.０質量％以上１３.０質量％未満の領域の平均の幅は厚い方が好ましい。合金材Ａから鋼材ＢにＣｒを拡散させる場合、通常、Ｃｒの拡散によって、Ｃｒが１３.０質量％以上の領域の平均の幅とＣｒが１０.０質量％以上１３.０質量％未満の領域の平均の幅の両者が共に厚くなるため、これらの関係は相反するものである。この相反する関係を有する両者のＣｒ濃度を熱間圧延後６００℃以上８００℃以下の温度で５分以上６時間以下の熱処理に相当するように保持して最適化できることを本発明者が見出した。
この前記前駆領域を形成させるための熱処理の手法は、上記の温度と時間の管理ができるものであれば特に限定されるものではない。熱間圧延後にバッチ焼鈍を行うことによって、前記前駆領域を形成させても良い。熱間圧延後の巻き取りの際に保温して前記前駆領域を形成させても良い。この際、例えば、巻き取り温度が低い場合には、Ｃｒの拡散から計算される十分な時間保持するようにする。また、逆に巻き取り温度が高い場合には、強制冷却によって巻き取りコイルの温度を制御して前記前駆領域を形成させることもできる。そのほか、実際の製造上ではコイルの外側ほど冷えやすいことを考慮して、保温カバーを付けるなどして外側も含めてＣｒが十分に拡散するように高温保持するという手段もある。
【００６３】
その後、熱延クラッド鋼板をさらに冷間圧延して冷延クラッド鋼板とされる。この冷間圧延によって、（変態のための熱処理をする際に）合金材Ａのα−Ｆｅ相と鋼材Ｂのγ−Ｆｅ相を接触させるためである。合金材Ａの本来の種を使って新たな種を鋼材Ｂに形成させるためには、両相が接していることが、必要だからである。冷延前（図２の左上参照）において、前駆領域におけるＣｒが１３.０質量％以上の領域の幅が平均で３０μｍ以下であれば、冷間圧延によって両相の接触が可能であるが、前記領域の幅が３０μｍ超の幅の場合には、両相の接触が不十分となる場合が生じ易くなる。この幅が２０μｍ以下であればより多くの面積を接触させることが可能となるためより好ましい。この幅が１０μｍ以下であればさらに多くの面積を接触させることが可能となるため更に好ましい。
【００６４】
得られた冷延クラッド鋼板における鋼材Ｂをα-Fe相からγ-Fe相に変態する温度以上１３００℃以下の温度まで加熱した後、γ-Fe相をα-Fe相に変態させるための冷却させる熱処理を施す。これによって、優れたαFe{222}面集積度が安定して得られ、高い歩留まりで耐食性と加工性に優れた鋼板を製造することが可能である。
ここで、冷延前における前記前駆領域のＣｒが１０.０質量％以上１３.０質量％未満の領域は（図２の左上参照）、その後の冷延クラッド鋼材の熱処理工程でＣｒが１３.０質量％以上のα-Fe相が安定化した新たな種を形成させるために重要な領域となる（図２の右下参照）。すなわち、Ｃｒが１０.０質量％以上１３.０質量％未満の領域は高温でγ-Fe相であり、Ｃｒの熱拡散によって残り少なくとも３.０質量％のＣｒが増えるのみでα-Fe相が安定化する。従って、この領域の幅が平均で５μｍ以上であれば上述の熱間圧延後の熱処理によって新たな種を平均で５μｍ以上の幅で安定して形成させることができる。この幅が５μｍ未満では新たな種を平均で５μｍ以上の幅で安定化させることが難しくなる。この領域の幅が平均で１０μｍ以上であれば新たな種を平均で１０μｍ以上の幅でより安定して形成させることができるためより好ましい。この領域の幅が平均で２０μｍ以上であれば新たな種を平均で１５μｍ以上の幅でさらに安定して形成させることができるためさらに好ましい。
新たな種が平均で５μｍ以上の幅で形成されることによって、新たな種に倣って鋼材Ｂの結晶配向性が安定するからである。新たな種が平均で１０μｍ以上の幅であれば結晶配向性がより安定化する。新たな種が平均で１５μｍ以上の幅であれば結晶配向性はさらに安定化する。
なお、前記前駆領域（図２の左上参照）のＣｒの下限値が１０.０質量％未満の場合には、その領域全体をα-Fe相安定化範囲の１３.０質量％Ｃｒまで高めて新たな種を形成させるためにより多くＣｒを拡散させる必要があり、新たな種として安定化するためにより多くの時間が必要となる。この間に新たな種としての結晶方位の配向性に乱れが生じてしまうため、前駆領域のＣｒの下限値を１０.０質量％とした。
【００６５】
このように製造された鋼板は、αＦｅ単相成分系である合金材ＡのＣｒが、常温でαＦｅ相であるα−γ変態成分系である鋼材Ｂへ拡散して、拡散層が合金材Ａと鋼材Ｂの界面から鋼材Ｂ側へ平均で５μｍ以上の幅で形成され、かつ、その拡散層のＣｒが１３.０質量％以上となって新たな種となって安定化する。
【００６６】
特許文献６、８、９等の従来工程では、前記の前駆領域を形成させることはできない。特に、熱延クラッド鋼板において、Ｃｒが１０.０質量％以上１３.０質量％未満の領域の平均の幅を１０μｍ以上にすることはできないため、クラッド鋼板においてＣｒが１３.０質量％以上で新たな種となる領域の平均の幅を安定的に５μｍ以上にすることはできない。
【００６７】
特許文献４の従来工程では、単なるＣｒの供給源としてＣｒ被膜を用いているために、鋼板のＣｒが３.０％未満では{２２２}面集積度を安定して６０％以上とすることができない、と記載されている。これに対して本願発明では合金材ＡをＣｒの供給源のみならず、本来の種として用いているために、鋼材Ｂがα/γ変態系であれば、Ｃｒ濃度に依存せず、６０％以上のαＦｅ{２２２}面集積度を安定して得ることができる。
安定製造の観点から言えば、αＦｅ｛２２２｝面集積度のばらつきが小さいほど、製造安定性（歩留まり）が高くなり、好ましい。本願発明によれば、αＦｅ{２２２}面集積度のばらつきを７％以下、より好ましくは４％以下、さらに好ましくは２％以下とすることができ、高い製造安定性（歩留まり）を得ることができる。
特に断りのない限り、本願発明におけるαＦｅ{２２２}集積度のばらつきは、試料から９ヵ所を切り出して測定した集積度を用いて、{（最大値―最小値）/平均値}×１００（％）なる計算式で導かれる。
【００６８】
上記の、新たな種の前駆領域を形成させる工程を含む、基本形態（i）のクラッド鋼板の製造方法、および、基本形態と異なる集合組織を有する上記（ii）のクラッド鋼板、表層領域及び内部層領域に加え中間層としてのＤ層および／または最表層としてのＸ層を有するクラッド鋼板の製造方法について説明する。なお基本の態様と共通する部分についての説明は省略する。
【００６９】
[（i）内部層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上１００％以下の鋼板の製造方法］
この方法は、基本となる耐食性と加工性に優れたクラッド鋼板の製造に係るものであり、α-γ変態系組成であるＣｒ濃度が低い鋼材Ｂの表面に、α単相系組成であるＣｒ濃度が高い合金材Ａを配置してこれらを圧延し、板厚方向にＣｒ濃度が異なる圧延クラッド鋼板を得て、最終的に熱処理を経てクラッド鋼板を得る。
以下、工程順に説明する。
【００７０】
（合金材Ａおよび鋼材Ｂの作製）
まず、Ｃｒを含有し、常温でα相であるα−γ変態成分系の組成よりなる厚み０．６〜３００ｍｍのクラッド中心層用鋼材Ｂを用意する。鋼材Ｂは、質量％で、０％≦Ｃｒ＜１３.０％、Ｃ≦０．０８００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％を含み、更に必要に応じて、０．１％≦Ｎｉ＜１．０％、０．１０％≦Ｍｎ＜１．００％、のいずれか一方または両方を含有し、残部がＦｅおよび不純物であってもよい。
またクラッド表層用合金材Ａとして、Ｃｒを前記クラッド中心層用鋼材ＢのＣｒ濃度超を含み、Ｃ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎを含み、更に必要に応じて、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｔａ、Ｍｇの少なくとも１種以上のフェライト形成元素を含み、残部がＦｅおよび不純物であってもよい、α単相の組成よりなる厚み０．１〜４０ｍｍの合金材を用意する。合金材Ａは、Ｃｒを１３.８質量％以上含む。
これら前記クラッド中心層用鋼材Ｂおよび前記クラッド表層用合金材Ａは、一般的に知られている溶解、熱延などを適用して製造できる。
【００７１】
そして、前記クラッド表層用合金材Ａで前記クラッド中心層用鋼材Ｂを挟む構造にするクラッド素材を作製する。このクラッド素材をそのまま熱延し、熱処理し、冷間圧延することによっても層間の接合は十分に達成されるが、クラッド素材の積層間が減圧雰囲気であれば、層間の接合はより好ましくなる。このクラッド素材を５０％〜９５％の熱間圧延を行って、熱延クラッド鋼板とし、６００℃以上８００℃以下の温度で５分以上６時間以下の熱処理に相当するように保持した後（図１（ａ）の状態参照）、この熱延クラッド鋼板に圧下率３０％以上の冷間圧延を行なって冷延クラッド鋼板を得る（図1（ｂ）の状態参照）。図1（ａ）の状態では、熱間圧延とその後の熱処理によって、鋼材Ａから鋼材ＢにＣｒが拡散して鋼材Ｂの中に前駆領域が形成される。図1（ｂ）では、冷間圧延によって前記前駆領域の幅が狭くなっている。この際の圧下率は得ようとするクラッド鋼板の厚みに応じて選択すればよい。圧下率の上限は圧延機の制約上９８％程度である。クラッド熱延後の冷延において、冷延率を３０％以上９８％程度以下の範囲にすることにより、少なくとも表層部に｛１１１｝集合組織を形成させることができる。尚、本発明は、クラッド素材を熱延し前駆体形成のための熱処理をすることに特徴を有するものであり、熱延と熱処理をせずに冷間圧延または温間圧延のみで製造した場合、後述の全圧下率及び熱処理条件等が同様の条件においても本発明によって本来得られる面集積度とならない例が多発した。
【００７２】
このようにして、中心層は、鋼材Ｂに対応するＣｒ濃度が相対的に低いα−γ変態成分系の組成であり、表層は、合金材Ａに対応するＣｒ濃度が相対的に高いα単相系の組成である。
【００７３】
（表層領域、遷移領域と内部層領域の形成）
得られた冷延クラッド鋼板を、前記鋼材ＢのＡ３点以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する熱処理を施し、冷却後に、板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有し、鋼板中心領域まで｛２２２｝面集積度が高められた鋼板を得る。
【００７４】
この熱処理の加熱、保持過程で、Ｃｒを合金材Ａに相当する領域から鋼材Ｂに相当する領域内部に更に拡散させる。
この際のＡ３点までの昇温過程で鋼板は再結晶するが、その際に、少なくとも合金材Ａに｛１１１｝方位をもったαＦｅ結晶粒が形成され、それが前駆領域に引き継がれる。（図1（ｃ）の状態参照）｛  鋼材Ｂに相当する領域内部では、合金材Ａに相当する領域からのＣｒ等が合金化してＣｒ濃度が１３.０質量％を超えた高Ｃｒ領域（すなわち前駆領域）ではα単相成分となりγ変態せず、鋼板の温度上昇にしたがって｛１１１｝方位粒は優先成長する（図１（ｃ）の状態参照）。
【００７５】
鋼板をさらに鋼材ＢのＡ３点以上１３００℃以下の温度に加熱、保持すると、α単相成分でない中心層領域はα相からγ相に変態する。
保持時間を長くすると、Ｃｒの拡散に伴い、α単相組成である領域が鋼板中心部へ向かって広がり、γ相であった領域が再びα相に変態していく。γ相からα相に変態する際には、隣接するα粒の結晶方位のうち｛１１１｝方位を優先的に引き継ぐかたちで変態する。これにより、保持時間が長くなるとともに内部領域の｛２２２｝面集積度は大きく増加する。（図１（ｄ）の状態参照）
【００７６】
その後、鋼板を冷却すると、内部の領域のγ相はα相へ変態する。この時も、隣接する鋼材Ｂ内に形成された新たな種（すなわち前駆領域内の新たな種）からα粒の結晶方位のうち｛１１１｝方位を優先的に引き継ぐかたちで変態する。このため、Ｃｒ濃度がそれほど高くなっていない鋼板内部領域でも｛２２２｝面集積度が増加する。冷却は鋼板表面から行われ板厚方向に温度勾配を生じるため、変態は鋼板表面側から中心層に向かって起き、｛１１１｝方位粒は鋼板中心層に向かって柱状の粗大な組織として発達する。この結果、冷却後に鋼板中心層で高い｛２２２｝面集積度が得られる（図１（ｅ）の状態参照）。
最終的には、鋼板表層側にＣｒ濃度が相対的に高く、かつ｛２２２｝面集積度が低く、相対的に微細な結晶組織を有する領域（表層領域）が形成され、同時に、鋼板中心側にＣｒ濃度が相対的に低く、かつ｛２２２｝面集積度が高く、相対的に粗大な結晶組織を有する領域（内部層領域）が形成される。遷移領域は、表層領域と内部層領域の間に形成され、Ｃｒ濃度が表層領域から内部層領域にかけて減少している。
【００７７】
この方法では、表層領域に相当する領域をＣｒ濃度が相対的に高く、濃度分布が均一な合金材Ａを用いて形成している。そのため、合金材Ａに相当する領域から鋼材Ｂに相当する領域内部へのＣｒの拡散がクラッド鋼板の表層まで達しないうちにＣｒの拡散を止めることにより、熱処理後に、表層領域（主に表面およびその近傍）に、もとの合金材Ａの均一な濃度分布が残存した領域としてＣｒ濃度の変動が±３.０質量％以内であるようなＣｒ濃度の均一な領域が板厚方向に１μｍ以上の幅で存在するようにする。
【００７８】
上記の熱処理において、Ａ３点まで昇温する昇温速度は、０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。この範囲の昇温速度において、上記作用を引き起こすための｛１１１｝方位粒が効率的に形成される。
昇温後の保持温度は、Ａ３点以上１３００℃以下とする。Ａ３点以上でないと前述のように、冷却時のγ相からα相への変態を利用して｛２２２｝面集積度をさらに高める作用を利用することができない。１３００℃を超える温度で加熱しても効果は飽和するばかりでなく、冷却後の製品鋼板の形状が悪くなるので好ましくない。
保持時間は、保持温度に到達後直ちに冷却を開始してもよい（実質的には０．０１秒以上保持）。保持時間に特に上限はないが、６００秒を超えると熱処理コストが増加するだけでなく、特性への影響も飽和する。
また、冷却速度は０．１℃／ｓｅｃ以上５００℃／ｓｅｃ以下が好ましい。この温度範囲で冷却すると、中心層の冷却中のγ相からα相への変態における｛１１１｝方位粒の優先成長が効果的に起こり、｛２２２｝面方位への配向がより進行する。
【００７９】
上記では、Ｃｒ層またはクラッド表層用合金材Ａは、一方の表面について１層として説明したが、成分が異なる複層とすることで、最終的に鋼板表層に形成される表層領域の濃度分布、結晶組織や結晶方位を自由に制御することが可能である。このような場合でも、表層領域、およびそれに隣接する遷移領域が本発明の規定を逸脱しない限り、本発明の効果を得ることが可能である。
【００８０】
［（ii）上記（ｉ）の鋼板で、内部層領域の板厚方向に平均粒径５０μｍ以下の粒が存在する組織を有する鋼板の製造方法］
この方法では、（ｉ）の方法と同様にして、変態をさせる熱処理（Ａ３点以上１３００℃以下の温度の熱処理）を経たクラッド鋼板を得た後、その中間の鋼板にさらに冷間圧延と第２の熱処理を施すことにより、最初の熱処理により形成された高い｛２２２｝面集積度を維持した状態で、鋼板全体にわたり微細な再結晶粒を形成する。
以下、順次説明する。
【００８１】
（合金材Ａおよび鋼材Ｂから冷延クラッド鋼板の作製）
上記（ｉ）の鋼板で準備したクラッド中心層用鋼材Ｂとクラッド表層用合金材Ａと同様の鋼材Ｂと合金材Ａを用意する。
そして、上記（ｉ）と同様にクラッド素材を作製する。このクラッド素材を５０％〜９５％の熱間圧延し前駆体形成のための熱処理を行って、熱延クラッド鋼板とした後（図３（ａ）の状態参照）、この熱延クラッド鋼板に圧下率３０〜９８％の冷間圧延を行なって冷延クラッド鋼板を得る（図3（ｂ）の状態参照）。
このようにして、中心層はＣｒ濃度が相対的に低いα−γ変態成分系の組成であり、表層はＣｒ濃度が相対的に高いα単相系の組成である冷延クラッド鋼板を得る。（図３（ｂ）の状態参照）
【００８２】
（第１の熱処理による中間の鋼板の作製）
得られたクラッド鋼板に対し、前記（ｉ）の場合と同様に、前記鋼材ＢのＡ３点以上１３００℃以下の温度まで加熱して冷却する第１の熱処理を施し、Ｃｒを合金材Ａに相当する領域から鋼材Ｂに相当する領域内部に拡散させるとともに、（図３（ｃ）、（ｄ）の状態参照）、｛１１１｝方位粒を鋼材Ｂに相当する領域内部に向けて成長させる（図３（ｅ）の状態参照）。
本方法におけるＡ３点を通過する熱履歴において、昇温、保持、冷却の制御が結晶方位の制御に有効であり、本方法においても前記（ｉ）の鋼板の製造の場合と同様に制御することで好ましい効果を得ることができる。
【００８３】
この第１の熱処理により、（ｉ）の場合と同様に、鋼板表層側にＣｒ濃度が相対的に高く、かつ｛２２２｝面集積度が低く、相対的に微細な結晶組織を有する領域が形成され、同時に、鋼板中心側にＣｒ濃度が相対的に低く、かつ｛２２２｝面集積度が高く、相対的に粗大な結晶組織を有する領域が形成される（図３（ｅ）の状態参照）。
上記の挙動は（ｉ）の場合と同様に、Ｃｒ濃度、結晶組織や結晶方位について、当業者が通常有する、拡散や再結晶、粒成長の知識により、一般的な鋼材と同様に調整することは容易である。
【００８４】
（第２の熱処理による表層領域、遷移領域と内部層領域の形成）
次に、第1の熱処理後のクラッド鋼板に冷間圧延を施した後、前記クラッド中心用鋼材Ｂの組成のα相域内の温度（すなわち鋼材がγ相に変態しない温度）でかつ再結晶温度以上の温度に加熱する第２の熱処理を施し、最終的な表層領域と内部層領域を形成する。遷移領域は、表層領域と内部層領域の間に形成され、Ｃｒ濃度が表層領域から内部層領域にかけて減少する領域である。
この熱処理の加熱過程で鋼板は再結晶する。その際、結晶粒は、再結晶前の方位を引き継いで再結晶し、再結晶前の面集積度が維持、あるいは、向上した再結晶組織となる（図３（ｇ）の状態参照）。
この結果、表層領域及び内部層領域はαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が５０％以上１００％以下である組織となる。
さらに、表層領域及び内部層領域では微細な等軸粒となるが、粒径は、冷間圧延率と加熱温度を調整して、粒径を５０μｍ以下とすることが望ましい。
なお、第２の熱処理に伴いＣｒの拡散が生じるが、集合組織の形成には影響はない。
【００８５】
第２の熱処理前に行う冷間圧延は、加熱温度にもよるが、圧延率５０％以上とするのが望ましい。圧延率５０％未満では、先の集合組織を引き継いで再結晶させることが困難になる。低い加熱温度で効率的に再結晶を行わせるには、圧下率７０％以上がより望ましい。
第２の熱処理において、加熱温度は少なくとも中心領域に再結晶を起こさせるために、鋼板Ｂ１の再結晶温度以上とし、α―γ変態が起こらないＡ３点以下とする。
【００８６】
第２の熱処理においても、冷間圧延率や加熱温度を調整して最終的に本発明鋼板のＣｒ濃度、結晶組織や結晶方位を得ることは当業者が通常有する知識により容易である。
第１の熱処理後の冷間圧延と第２の熱処理の組み合わせによる結晶粒の細粒化処理は、第１の熱処理後１回だけ実施してもよいし、２回以上実施してもよい。
【００８７】
上記では、Ｃｒ層またはクラッド表層用合金材Ａは、一方の表面について１層として説明したが、成分が異なる複層とすることで、最終的に鋼板表層に形成される表層領域の濃度分布、結晶組織や結晶方位を自由に制御することが可能である。このような場合でも、表層領域、およびそれに隣接する遷移領域が本発明の規定を逸脱しない限り、本発明の効果を得ることが可能である。
【００８８】
［Ｄ層を有するクラッド鋼板の製造］
上記（ｉ）の鋼板の製造で準備したのと同様のクラッド中心層用鋼材Ｂとクラッド表層用合金材Ａを用意する。
次にクラッド中心層用鋼材Ｂの片面あるいは両面にＡｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種以上のフェライト形成元素を含むＦｅ系合金の皮膜Ｄを形成し、前記クラッド表層用合金材Ａと前記クラッド中心層用鋼材Ｂを、前記皮膜Ｄが間になるように積層したクラッド素材、または、前記クラッド表層用合金材Ａで前記クラッド中心層用鋼材Ｂを挟むように積層したクラッド素材（結果的に合金材Ａと鋼材Ｂの間に前記皮膜Ｄが位置する）を作製する。
【００８９】
このクラッド素材を、上記（ｉ）または（ii）の鋼板の場合と同様に、熱間圧延、前駆体形成のための熱処理及び冷間圧延した後、変態をさせるための熱処理をして、皮膜Ｄに相当する部分から両側の領域にフェライト形成元素を拡散させて、均一なＣｒ濃度の領域の鋼材内部側に、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｎの少なくとも１種以上のフェライト形成元素を含み、０．０５μｍ以上の厚みを有するＤ層を有するクラッド鋼板を製造する。
このクラッド鋼板に対して、（ii）の鋼板の場合と同様に、冷間圧延とその後の再結晶温度以上Ａ３点未満の温度に加熱する第２の熱処理との組み合わせの処理を、１回あるいは複数回行うことができる。
【００９０】
なお、皮膜Ｄを形成するためのフェライト形成元素の付着方法は、特許文献４で説明されているように、めっき法、圧延クラッド法、ＰＶＤやＣＶＤなどのドライプロセス、さらには粉末塗布など種々の方法を採用することができる。また、付着厚みは、０．０５μｍ以上、１０００μｍ以下とすることにより、上記フェライト形成元素の作用を有効に利用できる。
【００９１】
［Ｘ層を有するクラッド鋼板の製造］
上記（ｉ）の鋼板の製造で準備したのと同様のクラッド中心層用鋼材Ｂとクラッド表層用合金材Ａを用意する。
さらに、クラッド鋼板の最表層として、クラッド鋼板の片側または両側に、質量％で、１６.０％≦Ｃｒ≦２６.０％、６．０％≦Ｎｉ≦２２.０％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４５％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．４０００％、Ｓｉ≦５．０００％、Ｍｎ≦１０.００％、Ｍｏ≦４．０００％、Ｃｕ≦２．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であるＸ層を形成し、Ｘ−Ａ−Ｂ、Ｘ−Ａ−Ｂ−Ａ−Ｘのように積層したクラッド素材（結果的に合金材Ａと鋼材Ｂの最表層としてＸ層が位置する）を作製する。
【００９２】
このクラッド素材を、上記（ｉ）または（ii）の鋼板の場合と同様に、熱間圧延、前駆体形成のための熱処理及び冷間圧延した後、変態をさせるための熱処理をして、最表層としてＸ層を有するクラッド鋼板を製造する。Ｘ層は、上記（ｉ）または（ii）の鋼板（合金材Ａおよび鋼材Ｂ）をクラッド化する工程で一緒にクラッド化される。
このクラッド鋼板に対して、（ii）の鋼板の場合と同様に、冷間圧延とその後の再結晶温度以上Ａ３点未満の温度に加熱する第２の熱処理との組み合わせの処理を、１回あるいは複数回行うことができる。
【００９３】
以上、本発明について、その基本的な態様やその一部を変更した態様などについて説明したが、以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
【実施例】
【００９４】
以下、次のような構成で実施例を示す。【００９５】
［実施例１］
表１〜３に示したＢ〜Ｅ、Ｇ〜Ｊ、Ｌ〜Ｐの１３組成について、厚み３００ｍｍのインゴットをそれぞれ溶製し、それを熱間圧延してクラッド中心用鋼材Ｂを作製した。また、同様に、表４に示す組成Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔの４組成のクラッド表層用合金材Ａを別に準備した。成分Ｑ、Ｒ、Ｓ、ＴはＡ３点がなく、常温から高温までα−Ｆｅ単相の組成である。
そして、クラッド表層用合金材Ａでクラッド中心用鋼材Ｂを両面から挟む構造にするクラッド素材、あるいは、合金材Ａと鋼材Ｂを積層したクラッド素材を作製した。クラッド素材を軟鋼で簡易パックして、パック内をロ−タリ-ポンプレベルの真空度にした。このクラッド素材を、表５−１、表５−２に示すクラッド熱延後の厚みになるように１１００℃、５０〜７８％の圧下率で熱間圧延を行ない、その後、直ちに７３０℃で６０分間加熱処理を行った。更にその後に６０％以上の圧下率の冷間圧延を行なって、表５−１、表５−２に示す厚みの冷延クラッド鋼板を得た。
比較として、クラッド熱延後の加熱処理を行わないで冷間圧延を行った（比較例２）。
また比較として、熱間圧延に代わって、400℃で温間圧延を行った後、直に７３０℃で６０分間加熱処理を行った（比較例３）。
得られた冷延クラッド鋼板について母材部分の組織を観察したところ、常温での主相はα−Ｆｅ相であった。なお、表層領域は両表面側で同じ厚さであり、表中の数値は片面の厚さである。
また、組成、結晶方位や結晶粒径も両表面側表層領域のそれぞれについて測定し、その平均値で評価した。【００９６】
冷延クラッド鋼板から、複数の試料を切り出し、表５−１、表５−２の昇温速度、保持時間、冷却速度で加熱冷却する熱処理を施して、板と箔の形態のクラッド鋼板試料を得た。
試料の切り出し位置は、冷延クラッド鋼板の任意の場所から圧延方向に500ｍｍ、幅方向に300ｍｍの大きさで採取した鋼板から圧延方向の両端とそれらの中間位置近傍のそれぞれの位置において、圧延幅方向の両端部近傍および圧延幅方向中央部近傍であり、合計９カ所である。
熱処理後の試料の各種特性値について次のように測定した。
熱処理後の試料は、ＸＲＤ測定により、全ての条件でα−Ｆｅ単相であることが確認された。
これらの試料をＧＤＳ分析により板厚方向にCr濃度の分析を行い、表層領域に相当する領域と遷移領域に相当する領域と内部層領域に相当する領域を確定した。冷延クラッド鋼板の合金材Ａに相当する領域が厚い場合には、ある程度エメリ-紙で薄く研磨した後ＧＤＳ分析を行った。
試料の表面からＣｒ濃度が表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの表層領域、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上の領域である遷移領域、およびＣｒ濃度が１３.０質量％未満の領域である内部層領域について、厚さ平均組成、｛２２２｝面集積度を表５−１、表５−２に示す。言うまでもないが、各数値は、前記［発明を実施するための形態］で説明した本発明の規定に準じて測定された数値である。{２２２}集積度の平均値は、各条件における９カ所の試料切り出し位置での値の平均値である。また、{２２２}集積度のばらつきは９ヵ所の値の中で、{（最大値―最小値）/平均値}×１００（％）で示した。【００９７】
成形性の評価は、絞り比２の円筒深絞り成形した後の耳高さで評価した。直径Ｄの円板から直径ｄの成型品の内径バンチで円筒絞りを行う時、Ｄ／ｄを絞り比という。耳高さが小さい場合、良好な成形時の面内異方性、耐肌荒れ性、耐リジング性が得ることができる。耳高さが１．５ｍｍ超であると、上記のいずれかの特性が劣るため、これを合格の上限とした。円筒深絞り成形の条件は、次のようにした。すなわち、ポンチ径：φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ブランク径φ１００ｍｍ、しわ押さえ力：１ｔｏｎ、摩擦係数：０．１１〜０．１３である。
さらに、平均ｒ値を前述の方法で測定した。【００９８】
耐食性は、塩乾式複合サイクル腐食試験ＣＣＴ（Cyclic Corrosion Test）で評価した。試験は、塩水噴霧（５％ＮａＣｌ水溶液噴霧状態、温度３５℃、３０分）→乾燥（６０℃、湿度３０％、６０分）→湿潤（４０℃、湿度９５％、１時間）を１００サイクル実施した条件である。評価は、１００サイクル後の試料表面を観察し、発錆の面積率を求め以下の基準で判定した。発錆の面積率は、サイクル試験後の試料表面に錆の発生の有無を目視観察で判断し、試料面積に対する錆発生部位の面積の比率から求めた。板形状の試料は、幅20-50ｍｍ、長さ30-100ｍｍ程度の大きさで行ったが、板のエッジは切断部位となり、表層のＣｒの濃度が高い部位ではない。エッジの影響を無くすために、エッジが直接腐食雰囲気に暴露されないように樹脂などで覆った。
発錆なし、即ち、皮膜残存率が１００％の場合を◎（非常に良い）、５％未満の発錆率（９５％以上、１００％未満の皮膜残存率）の場合を○（良い）、５％以上、３０％未満の発錆率（７０％以上、９５％未満の皮膜残存率）を△（可）、３０％以上の発錆率（７０％未満の皮膜残存率）を×（不良）とした。ここでは、皮膜残存率が１００％の場合◎（非常に良い）、５％未満の発錆率（９５％以上、１００％未満の皮膜残存率）の場合○（良い）を合格とした。【００９９】
面集積度やランダム強度比を測定するためのＸ線回折用試料の作製は、次のようにして行う。
試料を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、表層領域あるいは内部層領域の１／２板厚部が測定面となるように調整する。
なお、測定面を正確に１／２板厚部とすることは困難であるので、目標とする位置を中心として、板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。【０１００】
結果を表５−１、表５−２に示す。【０１０１】
発明例１〜発明例３１では、内部層領域に隣接する遷移領域の片側の幅が平均で5μｍ以上であるため、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが7％以下となり、優れた製造安定性が得られた。前記幅が１０μｍ以上では前記ばらつきが４％以下となり、前記幅が１５μｍ以上では前記ばらつきが２％以下と更に優れた製造安定性が得られた。
比較例１〜４は、ＣＣＴの結果が合格であったが、比較例1では、冷延後の熱処理温度が鋼材ＢのＡ3点温度より低いため、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度は６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高くなり、十分な加工性が得られなかった。
比較例２では、クラッド熱延後の加熱処理を実施しなかったため、内部層領域に隣接する遷移領域の幅が平均で５μｍ未満となり、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが８．９％と大きくなって製造安定性が低下した。比較例３では４００℃の温間圧延で積層したため、合金材Ａと鋼材Ｂの接合が十分ではなく、その後の熱処理を行っても所定のＣｒ拡散層を形成させることができず、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが１２．５％と大きくなって製造安定性が低下した。また、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度は６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高くなり、十分な加工性が得られなかった。比較例４では、鋼材ＢのＣｒ量が１３質量％以上であるため、α/γ変態が起こらず、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度は６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高くなり、十分な加工性が得られなかった。比較例１〜４では、表層領域と内部層領域のαＦｅ相の｛２２２}＜１１２＞のランダム強度比が１６％未満であるため、平均ｒ値が１．１以下と低い結果となった。
発明例１〜３１は、表層領域のＣｒ濃度が１３.８質量％以上で、表層領域の片側の幅が全厚の５％以上であったためあったため、ＣＣＴの結果が合格であり、また、内部層領域のαＦｅ｛２２２｝面集積度が６０％以上で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍ以下であったため、十分な加工性が得られた。また、発明例１〜３１は、内部層領域のαＦｅ層の{２２２}＜１１２＞のランダム強度比が１６より大きく、平均ｒ値が２．６を超えていた。【０１０２】
【表１】
2019132039.tif 000003
【０１０３】
【表２】
2019132039.tif 000004
【０１０４】
【表３】
2019132039.tif 000005
【０１０５】
【表４】
2019132039.tif 000006
【０１０６】
【表５−１】
2019132039.tif 000007
【０１０７】
【表５−２】
2019132039.tif 000008
【０１０８】
［実施例２］
表１〜４に示した組成の材料を用いて実施例１と同様に作製したクラッド表層用合金材Ａとクラッド中心層用鋼材Ｂ用いて、クラッド表層用合金材Ａでクラッド中心用鋼材Ｂを両面から挟む構造にするクラッド素材、あるいは、合金材Ａと鋼材Ｂを積層したクラッド素材を作製し、このクラッド素材を、表６−１、表６−２に示す熱延クラッド材厚みになるように１１００℃で８０〜９５％の圧下率で熱間圧延を行ない、その後、直ちに７３０℃で６０分間加熱処理を行った。更にその後に３５〜６０％以下の圧下率の冷間圧延を行なって、表６−１、表６−２に示す厚みの冷延クラッド鋼板を得た。
比較として、クラッド熱延後の加熱処理を行わないで冷間圧延を行った（比較例７）。
実施例1と同様に、得られた冷延クラッド鋼板から、複数の試料を切り出し、それらを熱処理して、クラッド鋼板試料を得た。【０１０９】
熱処理後の試料各種特性値について実施例１と同様に測定し、評価した。
耐リジング性は圧延方向と平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取した後、引張試験機で１５％の引張歪を与えた。試験片平行部中央の板面の凸凹高さを接触式粗度計で圧延方向と垂直方向に走査測定して、耐リジング性を評価した。走査条件は、走査長さ10ｍｍ、走査速度0.2ｍｍ/秒、カットオフを0.8ｍｍにした。凸凹高さ6μｍ未満の場合を耐リジング性が合格（○）であると定義し、6μｍ以上を不合格（×）と定義した。【０１１０】
結果を表６−１、表６−２に示す。
発明例３２〜発明例６１では、内部層領域に隣接する遷移領域の片側の幅が平均で5μｍ以上であるため、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが7％以下となり、優れた製造安定性が得られた。前記幅が１０μｍ以上では前記ばらつきが４％以下となり、前記幅が１５μｍ以上では前記ばらつきが２％以下と更に優れた製造安定性が得られた。
比較例５〜７は、ＣＣＴの結果が合格であったが、比較例５では、冷延後の熱処理温度が鋼材ＢのＡ3点温度より低いため、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度は６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高くなり、十分な加工性が得られなかった。また、内部層領域と表層領域の粒径比が１．５未満であったため、十分な耐リジング性が得られなかった。
比較例６では、鋼材ＢのＣｒ量が１３.０質量％以上であるため、α/γ変態が起こらず、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度は６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高くなり、十分な加工性が得られなかった。
比較例７では、クラッド熱延後の加熱処理を実施しなかったため、内部層領域に隣接する遷移領域の幅が平均で５μｍ未満となり、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが８．２％と大きくなって製造安定性が低下した。
発明例３２〜６１は、ＣＣＴの結果が合格で、十分な加工性も得られた。さらに、内部層領域のαＦｅ｛２２２｝面集積度が６０％以上で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍ以下であったため、十分な加工性が得られた。加えて、内部層領域と表層領域の粒径比が１．５以上であったため、耐リジング性に優れた加工表面であった。【０１１１】
【表６−１】
2019132039.tif 000009
【０１１２】
【表６−２】
2019132039.tif 000010
【０１１３】
［実施例３］
表１〜４に示した組成の材料を用いて実施例１と同様に作製したクラッド表層用合金材Ａとクラッド中心層用鋼材Ｂ用いて、クラッド表層用合金材Ａでクラッド中心用鋼材Ｂを両面から挟む構造にするクラッド素材、あるいは、合金材Ａと鋼材Ｂを積層したクラッド素材を作製し、このクラッド素材を、表７−１、表７−２に示す熱延クラッド材厚みになるように１１００℃で５０〜９５％の圧下率で熱間圧延を行ない、その後、直ちに７９０℃で８０分間加熱処理を行った。
実施例１と同様に冷延クラッド鋼板を作製し、表７−１、表７−２の昇温速度、保持温度と時間、冷却速度で加熱冷却する第１の熱処理を実施してクラッド鋼板を作製した。次に、表７−１、７−２の圧延率で冷間圧延を施した後、表７−１、表７−２の加熱温度に加熱後冷却する第２の熱処理を施した。
熱処理後の試料各種特性値について実施例１と同様に測定した。【０１１４】
また、靭性は、ＪＩＳ  ２２４８に準拠して金属材料曲げ試験方法を実施して評価した。試験片は、幅２０ｍｍ、長さ６０ｍｍに加工して、曲げ半径1ｍｍで曲げ加工した。曲げ変形した表面を光学顕微鏡観察し、合否を判定した。しわ及び割れが確認できない場合を○、しわ及び割れが確認できた場合を×として、○を合格、×を不合格とした。【０１１５】
結果を表７−１、２に示す。
発明例６２〜発明例９３では、内部層領域に隣接する遷移領域の片側の幅が平均で5μｍ以上であるため、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが7％以下となり、優れた製造安定性が得られた。前記幅が１０μｍ以上では前記ばらつきが４％以下となり、前記幅が１５μｍ以上では前記ばらつきが２％以下と更に優れた製造安定性が得られた。
ただし、発明例９２、９３では、
表層領域、内部層領域の平均結晶粒径が５０μｍを超えていたため、十分な靭性が得られなかった。
発明例６２〜９１は、ＣＣＴの結果が合格で、十分な加工性も得られた。さらに、表層領域、内部層領域の平均粒径が５０μｍ未満であったため、靭性にも優れていた。
比較例８では、表層領域の平均厚みが、鋼材全厚の５％未満（表層領域の片側の厚み/全厚が0.005未満）であり、内部層領域に隣接する遷移領域の片側の幅が平均で5μｍ未満であったため、優れた成形性と優れた耐食性が得られなかった。【０１１６】
【表７−１】
2019132039.tif 000011
【０１１７】
【表７−２】
2019132039.tif 000012
【０１１８】
［実施例４］（Ｄ層を含む鋼板の例）
表１〜４に示した組成の材料を用いて実施例１と同様にクラッド表層用合金材Ａとクラッド中心層用鋼材Ｂを作製した。クラッド中心層用鋼材Ｂには、その表面の片面または両面にフェライト形成元素をめっきなどの方法で付着させて皮膜Ｄを形成した。Ａｌ、Ｓｎは溶融めっき法、Ｍｏ、Ｎｂ、ＷはＤＣマグネトロンスパッタリングによって付着させた。
次に、クラッド表層用合金材Ａとクラッド中心層用鋼材Ｂを組み合わせて積層して実施例１と同様に（熱間圧延直後の加熱処理を７７０℃×６０分で行ったことを除く）冷延クラッド鋼板を作製し、冷延クラッド鋼板から実施例１と同様に試料を作製し、それらを熱処理して、クラッド鋼板を作製した。【０１１９】
得られたクラッド鋼板について、試料の板厚断面をＥＰＭＡにより板厚方向に線分析を行い、表層領域に相当する領域と遷移領域に相当する領域と内部層領域に相当する領域に加え、Ｄ層に相当する領域を確定した。
さらに、熱処理後の試料の各種特性値について実施例１〜２と同様に測定し、評価した。結果を表８-１に示す。【０１２０】
発明例９４〜発明例１０３では、内部層領域に隣接する遷移領域の片側の幅が平均で5μｍ以上であるため、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが7％以下となり、優れた製造安定性が得られた。前記幅が１０μｍ以上では前記ばらつきが４％以下となり、前記幅が１５μｍ以上では前記ばらつきが２％以下と更に優れた製造安定性が得られた。
発明例９５と発明例９５’、および、発明例９６と発明例９６’それぞれ比較すると、被膜Ｄがある場合にはそれが無い場合に比べて、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが約２０％低減し製造安定性が向上した。
また、発明例９４〜１０３は、表層領域のＣｒ濃度が１３.８質量％以上で、表層領域の片側の幅が全厚の５％以上であったため、ＣＣＴの結果が合格であり、また、内部層領域のα｛２２２｝面集積度が６０％以上で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍ以下であったため、十分な加工性が得られた。
比較例１０、１１は、ＣＣＴの結果が合格であったが、比較例１０では熱処理温度が合金材ＡのＡ3点以下であり、内部層領域のαＦｅ｛２２２｝面集積度が６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったため、十分な加工性が得られなかった。
比較例１１では内部層領域に隣接する遷移領域の片側の幅が平均で5μｍ未満であったため、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが９％と大きくなった。また、比較例１１では内部層領域のαＦｅ｛２２２｝面集積度が６０％未満で、成形性の指標の耳高さが１．５ｍｍより高かったため、十分な加工性が得られなかった。【０１２１】
【表８】
2019132039.tif 000013
【０１２２】
［実施例５］（Ｘ層を含む鋼板の例）
実施例１の発明例２１、および、発明例２３の合金材Ａと鋼材Ｂの積層の組み合わせの更に両側にＳＵＳ３０４ステンレスを積層して、発明例２１、および、発明例２３と同じ条件で冷延クラッド鋼板を得た（発明例１０４、発明例１０５）。得られた冷延クラッド鋼板から、実施例1と同様に、複数の試料を切り出し、それらを熱処理して、クラッド鋼板試料を得た。【０１２３】
熱処理後の試料各種特性値について実施例１と同様に測定し、評価した。ただし、深絞り試験による成形性の評価と塩乾式複合サイクル腐食試験ＣＣＴ測定を除いて、測定の前には最外層のＸ層は研磨によって取り除いた。【０１２４】
結果を表９に示す。
発明例１０４、発明例１０５では、内部層領域に隣接する遷移領域の片側の幅が平均で１５μｍ以上であるため、内部層領域のαＦｅ相の{２２２}面集積度のばらつきが２％以下となり、優れた製造安定性が得られた。
また、発明例１０４、発明例１０５では、表層領域のＣｒ濃度が１３.８質量％以上で、表層領域の片側の幅が全厚（Ｘ層含まず）の５％以上であったが、更に、最外層にＳＵＳ３０４ステンレスが積層されていたため、発明例２１、発明例２３のＣＣＴ試験で○（良い）であった結果が◎（非常に良い）となり、耐食性が更に向上した。加工性は、内部層領域のαＦｅ｛２２２｝面集積度が６０％以上であったが、最外層にＳＵＳ３０４ステンレスが積層されているため、発明例２１、発明例２３と比べて、若干低下したものの、成形性の指標の耳高さは1.5ｍｍ以下となり、十分な加工性が得られた。
平均ｒ値は、内部層領域のαＦｅ層の{２２２}＜１１２＞のランダム強度比は発明例２１、発明例２３とほぼ同じであったが、最外層にＳＵＳ３０４ステンレスが積層されているため、発明例２１、発明例２３と比べて、若干低下した。【０１２５】
【表９】
2019132039.tif 000014
【産業上の利用可能性】
【０１２６】
本発明は、歩留まりがよく製造安定性に優れ、より少ないＣｒの使用で耐食性に優れ、加工性にも優れた鋼板を提供することができるので、産業上有効である。
【図１】
2019132039.tif 000015
【図２】
2019132039.tif 000016
【図３】
2019132039.tif 000017
【手続補正書】
【提出日】令和1年9月6日(2019.9.6)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０１１１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０１１１】
【表６−１】
2019132039.tif 000018
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０１１２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０１１２】
【表６−２】
2019132039.tif 000019
【手続補正３】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚方向に組成が異なる複数の領域を層状に有するクラッド鋼板において、
前記板厚方向に表層領域−遷移領域−内部層領域または表層領域−遷移領域−内部層領域−遷移領域−表層領域の積層構成であり、
前記表層領域は、前記板厚方向に、表面から、Ｃｒ濃度が前記表面のＣｒ濃度の９５％である位置までの領域であり、
前記遷移領域は、前記板厚方向に、前記表層領域に隣接する位置から、Ｃｒ濃度が１３.０質量％以上である位置までの領域であり、
前記内部層領域は、前記遷移領域に隣接する領域であり、
前記遷移領域の幅が平均で５μｍ以上、
前記表層領域の平均厚みが、鋼板全厚の５％以上及び前記内部層領域の厚み未満であり、
前記表層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が３０％以上であり、
前記内部層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上１００％以下であり、
前記表層領域の平均組成が質量％で、
２２．０％≧Ｃｒ≧１３．８％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％、Ｓｉ≦２．５００％、Ｍｎ≦１．２０％、を含有し、さらに、選択的に、Ａｌ≦８．０００％、Ｍｏ≦２．５００％、Ｇａ≦３．５０％、Ｎｂ≦１．０００％、Ｓｎ≦１．８００％、Ｔｉ≦２．０００％、Ｖ≦２．００％、Ｗ≦６．００％、Ｚｎ≦４．００％、Ｎｉ≦０．６％、Ｃｕ≦０．８０％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物、
前記内部層領域の平均組成が質量％で、
０％＜Ｃｒ＜１３．０％、Ｃ≦０．０８００％、Ｐ≦０．０４０％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．２０００％を含有し、さらに、選択的に、０．１％≦Ｎｉ＜１．０％、０．１０％≦Ｍｎ＜１．００％、Ｃｕ≦０．０１％、Ｃｏ≦０．０１％、Ｂ≦０．０１％、Ｃａ≦０．０１％、Ｔａ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０１％からなる群から選択された少なくとも１種以上の元素を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物であることを特徴とするクラッド鋼板。
【請求項２】
前記表層領域のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度が６０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記内部層領域の平均結晶粒径Ｂｒと前記表層領域の平均結晶粒径Ａｒの比Ｂｒ／Ａｒが１．５以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
前記内部層領域の１／２厚さにおけるαＦｅ相の｛２２２}＜１１２＞のランダム強度比が１６以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項５】
前記表層領域の１／２厚さにおけるαＦｅ相の｛２２２｝＜１１２＞のランダム強度比が１６以上であることを特徴とする請求項４に記載の鋼板。
【請求項６】
前記内部層領域内の板厚方向に平均粒径５０μｍ以下の粒が存在する組織を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項７】
さらに前記表層領域の外側にＸ層を有し、
前記Ｘ層の組成が質量％で、１６．０％≦Ｃｒ≦２６．０％、６．０％≦Ｎｉ≦２２．０％、Ｃ≦０．１５００％、Ｐ≦０．０４５％、Ｓ≦０．０３００％、Ｎ≦０．４０００％、Ｓｉ≦５．０００％、Ｍｎ≦１０．００％、Ｍｏ≦４．０００％、Ｃｕ≦２．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項８】
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下の薄鋼板または箔の形態を有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項９】
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼板から製造された、鋼管。
【請求項１０】
厚みが０．００４ｍｍ以上３ｍｍ以下である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼板から製造された、鋼製容器。
【国際調査報告】
2019132039.tif 000020
2019132039.tif 000021
2019132039.tif 000022