JP2000042758A - 加工性と溶接部の接合強度に優れたチタンクラッド鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 熱延板として所定の接合強度を有するととも
に、加工性および溶接部の接合強度に優れた薄板チタン
クラッド鋼板を製造する。 【解決手段】 ［Ｃ]＝Ｃ−12×[（Ｔｉ／48−Ｎ／14−
Ｓ／32）＋Ｎｂ／93＋Ｖ／51］で表わされる固溶Ｃ量
［Ｃ］が０．０５０ｗｔ％以下の母材炭素鋼に、合わせ
材Ｔｉを中間媒溶材を介することなく重ね、その周囲を
真空中で溶接してスラブとなす工程と、このスラブを特
定のスラブ加熱温度と合計圧下率で熱間圧延する工程
と、熱間圧延後のクラッド鋼板を平均冷却速度６℃／秒
以上で冷却し、これを４５０℃以下で巻取る工程と、母
材炭素鋼の固溶Ｃ量［Ｃ］に応じ、これが０．０１０ｗ
ｔ％以下の場合は７００〜９００℃の温度範囲で、０．
０１０ｗｔ％超０．０５０ｗｔ％以下の場合は７４０〜
８６０℃の温度範囲で、それぞれ３０〜１８０秒間熱延
板焼鈍する工程とを有することを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明はチタンクラッド鋼板
の製造方法、特に、加工性と溶接部での合わせ材／母材
界面の接合強度が優れた板厚の比較的薄いチタンクラッ
ド鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】チタンはその優れた耐食性から防食材料
として最適なもののひとつに数えられるが、その反面高
価であり、このため近年ではコスト面で有利なチタンク
ラッド鋼板の需要が増大している。

【０００３】クラッド鋼板の製造方法としては、溶鋼レ
ベルでクラッド材を作る鋳込み法と、爆着法や圧延法に
代表される固相接合法が一般的であるが、チタンクラッ
ド鋼板の場合には、チタンと母材鋼の界面に脆いＦｅ−
Ｔｉ系金属間化合物や炭化物（ＴｉＣ）等の脆弱層を生
成し易く、このような脆弱層が生成すると容易に界面剥
離を生じることから鋳込み法を用いることはできず、こ
のため固相レベルでの接合（固相接合法）が採用されて
いる。

【０００４】この固相接合法のうち爆着法と圧延法を比
較すると、圧延法、特に熱間圧延による拡散接合は、爆
着法に比べて接合界面に上述した脆弱層を生じ易いもの
の、生産性とコストの点で爆着法を遥かに凌ぎ、また、
厚物材から爆着法では製造が困難な薄物材まで自由に製
造できるという利点を有している。このため圧延法の欠
点である接合界面での脆弱層（金属間化合物等からなる
脆弱層）の生成を抑え、接合強度を確保するための技術
が種々提案されている。

【０００５】特に最近では、メガフロートや橋脚等の海
洋構造物或いは鋼管杭等の飛沫干満帯の防食にチタンク
ラッド鋼板をライニングして用いることが提案され、こ
のようなライニング部材として用いられる板厚の比較的
薄い、いわゆる薄板サイズのチタンクラッド鋼板の製造
方法に関して、以下のような提案がなされている。

【０００６】例えば、特開昭６３−１４４８８１号公報
や特公平５−６５２７２号公報には、中間媒接材に銅を
用いた薄板チタンクラッド鋼板に関して、熱間圧延中に
チタン−銅融液を絞り出し、金属新生面を得ることで接
合強度を高める技術が開示されている。また、特公平７
−５７４２５号公報には、熱間圧延時のパス間時間を３
０秒以内に制限することで、また特開平６−１５５０５
０号公報には巻取温度を４５０〜７５０℃に制限するこ
とで、それぞれ薄板チタンクラッド鋼板の接合強度が向
上することが述べられている。

【０００７】さらに、特開平８−１４１７５４号公報及
び特開平８−２７６２８３号公報では、熱間圧延時の圧
延温度と圧下率を制限し、金属間化合物や炭化物を接合
強度に悪影響を及ぼさない大きさまで破砕するととも
に、圧延中に新生面を形成させ、この新生面への金属間
化合物や炭化物の生成を抑えることで接合強度を確保す
ることが提案されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の技術はいずれも熱間圧延中における上記脆弱層の生成
抑制を狙いとしたものであるため、熱間圧延ままの接合
強度には問題のない薄板チタンクラッド鋼板は得られる
ものの、溶接時の熱影響によるＦｅ−Ｔｉ系金属間化合
物の生成抑制までは配慮しておらず、このため製造され
た薄板チタンクラッド鋼板を溶接に供した場合に、溶接
部での合わせ材／母材界面の接合強度（以下、単に「溶
接部の接合強度」という）が大幅に低下するという問題
を生じる。

【０００９】薄板チタンクラッド鋼板は、上述したライ
ニング部材をはじめとする大半の用途においてＴＩＧ或
いはＭＡＧ等で溶接して用いられる。従来、特公平７−
２３６号公報、特公平７−６８７１１号公報、特公平８
−３０２号公報、特開平７−３４４８０号公報等には薄
板チタンクラッド鋼板の溶接施工方法に関する提案もな
されているが、薄板チタンクラッド鋼板の場合、溶接施
工方法を適正化するだけでは上述したような接合強度上
の問題を回避できない。

【００１０】このため本出願人は、薄板チタンクラッド
鋼板の溶接部の接合強度の改善に取り組み、溶接部の接
合強度に優れたチタンクラッド鋼板を製造できる新たな
製造方法を開発し、これを先に特願平９−２９７８８１
号として提案した。この製造方法は、熱間圧延ままの接
合強度を従来のように過度に高めることなく必要な値を
確保するに留め、接合に与るＴｉとＦｅの相互拡散層の
厚みを従来よりも低減してやれば、溶接熱影響によるＦ
ｅ−Ｔｉ系金属間化合物の生成の影響が接合強度の低下
となって顕在化しないという知見に基づくものであり、
具体的には、熱間圧延後の鋼板を６℃／秒以上の平均冷
却速度で冷却し、４５０℃以下の温度で巻取ることを骨
子とするものである。

【００１１】上記の製造方法によれば、熱間圧延ままの
接合強度を確保しつつ、溶接部の接合強度を従来に比べ
て大幅に改善することができる。しかし、本発明者らに
よるその後の研究により、この製造法では熱間圧延後の
鋼板を６℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃
以下の低温で巻取るため、合わせ材チタンと母材が比較
的硬質・低延性となり、この結果、曲げ性等の加工性が
必ずしも十分でないことが判明した。勿論、上記したメ
ガフロートや橋脚或いは鋼管杭等のような大型部材用の
ライニング材として用いられる場合には、多くの場合、
軽度の加工しか施されないため加工性が問題となること
は少ないが、小径管への適用やプレス部品或いはロール
フォーミング部品等、加工性へ要求が厳しい用途では曲
げ性等の加工性が劣ることは問題がある。

【００１２】本発明はこのような背景の下になされたも
のであり、その目的は、熱延板として所定の接合強度を
有するとともに、加工性および溶接部の接合強度に優れ
た薄板チタンクラッド鋼板を製造することができるチタ
ンクラッド鋼板の製造方法を提供することにある。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接熱影
響による溶接部の接合強度の低下防止と加工性の改善を
両立させるべく、これら両特性を満足する薄板チタンク
ラッド鋼板の製造方法に関して鋭意検討を重ね、その結
果、以下のような知見を得た。

【００１４】（１）本出願人が先に提案した発明（特願
平９−２９７８８１号）と同じく、熱延板として所定の
接合強度が確保できる限りは、溶接熱影響によるＦｅ−
Ｔｉ系金属間化合物生成の影響が溶接部の接合強度の低
下となって顕在化しないよう熱延板の拡散層厚みを低減
させる必要があり、そのためには熱間圧延後、鋼板を比
較的速い冷却速度で急冷し、低温で巻取ることが必要と
なる（なお、本発明においては、熱延板としての接合強
度及び溶接部の接合強度がＪＩＳを参照して１４０Ｎ／
ｍｍ²以上となることを前提とした）。

【００１５】（２）熱延巻取後、得られた熱延板に特定
温度域で短時間焼鈍を付与すると、合わせ材と母材の軟
質・高延性化が進展し、薄板チタンクラッド鋼板の加工
性が向上する。また、母材鋼の組成によって熱延巻取ま
までは熱延板としての接合強度および溶接部の接合強度
が十分に確保できない場合でも、上記特定温度域での熱
延板焼鈍によりこれらの接合強度を所望のレベルまで高
めることができる。

【００１６】（３）この熱延板焼鈍を行うに際しては焼
鈍温度の適正化が重要であり、特定温度域で焼鈍を行っ
た場合にのみ、加工性の改善と同時に溶接部の接合強度
の低下防止が図られる。すなわち、焼鈍温度が適正範囲
より低温であると加工性の改善効果が十分に得られず、
逆に焼鈍温度が適正範囲より高温である場合には、Ｔｉ
炭化物の生成や溶接熱影響によって生成するＦｅ−Ｔｉ
系金属間化合物の影響が溶接部の接合強度の低下となっ
て顕在化してしまう。 （４）上記の熱延板焼鈍における焼鈍温度の適正化に加
えて母材成分の適正化も重要であり、母材成分が適正で
ないと、焼鈍温度を適正化しても加工性の改善と溶接部
の接合強度の低下防止を両立させることはできない。

【００１７】本発明は以上のような知見に基づきなされ
たもので、その特徴とするところは、下記(1)〜(6)の工
程を有することを特徴とする加工性と溶接部の接合強度
に優れたチタンクラッド鋼板の製造方法である。 (1) 下記(1)式で表わされる固溶Ｃ量［Ｃ］が０．０５
０ｗｔ％以下、Ｍｎ含有量が１．２０ｗｔ％以下の母材
炭素鋼に、ＴｉまたはＴｉ合金からなる合わせ材を中間
媒溶材を介することなく重ね、その周囲を１／１０³Ｔ
ｏｒｒ以下の真空中で溶接してスラブとなす工程 ［Ｃ]＝Ｃ−12×[（Ｔｉ／48−Ｎ／14−Ｓ／32）＋Ｎｂ／93＋Ｖ／51］ … (1) 但し、Ｃ：母材炭素鋼のＣ含有量（ｗｔ％）、Ｔｉ：母
材炭素鋼のＴｉ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：母材炭素鋼のＮ
含有量（ｗｔ％）、Ｓ：母材炭素鋼のＳ含有量（ｗｔ
％）、Ｎｂ：母材炭素鋼のＮｂ含有量（ｗｔ％）、Ｖ：
母材炭素鋼のＶ含有量（ｗｔ％）であり、式中の（Ｔｉ
／48−Ｎ／14−Ｓ／32）の項が負になる場合は、これを
０として計算する。 (2) 上記スラブを９５０℃以下の温度に加熱する工程 (3) 上記加熱されたスラブを合計圧下率が８５％以上と
なるように熱間圧延する工程 (4) 上記熱間圧延後のチタンクラッド鋼板を、圧延終了
後から巻取りまでの平均冷却速度が６℃／秒以上となる
ように冷却する工程 (5) 上記冷却されたチタンクラッド鋼板を４５０℃以下
の温度で巻取る工程 (6) 上記巻取られたチタンクラッド鋼板を、上記(1)式
で表わされる母材炭素鋼の固溶Ｃ量［Ｃ］が０．０１０
ｗｔ％以下の場合は７００〜９００℃の温度範囲で、上
記(1)式で表わされる母材炭素鋼の固溶Ｃ量［Ｃ］が
０．０１０ｗｔ％超０．０５０ｗｔ％以下の場合は７４
０〜８６０℃の温度範囲で、それぞれ３０〜１８０秒間
熱延板焼鈍する工程

【００１８】ところで、チタンクラッド鋼板の厚板材で
は、構造物に組立後、応力除去を目的として６００〜８
５０℃程度の温度で０．５〜５時間程度の熱処理を付加
することがあるが、熱延板にこのような長時間の焼鈍を
付与した場合には、たとえ母材成分と熱延条件が本発明
範囲内であるために加工性が改善されるとしても、接合
界面におけるＴｉ炭化物の生成や溶接時の熱影響による
Ｆｅ−Ｔｉ系金属間化合物生成の影響が顕在化すること
は避けられず、溶接部の接合強度が大幅に低下してしま
う。また、熱間圧延後の巻取りを一種の自己焼鈍と倣
し、熱延板焼鈍を行わずに巻取りをもって熱延板焼鈍に
替えた場合には、巻取温度（自己焼鈍温度）が４５０℃
超では溶接部の接合強度の低下を回避できず、一方、４
５０℃以下では自己焼鈍作用が十分に得られないため優
れた加工性は得られない。

【００１９】このように、加工性と溶接部の接合強度に
優れた薄板チタンクラッド鋼板は、単に巻取まま或いは
従来の応力除去焼鈍を付与するだけでは製造できず、母
材成分と熱延条件を適正化した上で、特定温度域で短時
間の熱延板焼鈍を付与することによってはじめて得られ
るものである。

【００２０】

【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細をその限定理
由ともに説明する。本発明の製造方法は、少なくとも下
記(1)〜(6)の工程からなるもので、これらの工程に従
い、合わせ材と母材炭素鋼とをクラッドスラブに組み立
て、このスラブを所定の温度に加熱した後、熱間圧延を
行い、この熱間圧延されたチタンクラッド鋼板を冷却
し、引き続きコイルに巻き取り、しかる後、所定の条件
で熱延板焼鈍することにより所望のチタンクラッド鋼板
を得るものである。

【００２１】(1) 下記(1)式で表わされる固溶Ｃ量
［Ｃ］が０．０５０ｗｔ％以下、Ｍｎ含有量が１．２０
ｗｔ％以下の母材炭素鋼に、ＴｉまたはＴｉ合金からな
る合わせ材を中間媒溶材を介することなく重ね、その周
囲を１／１０³Ｔｏｒｒ以下の真空中で溶接してスラブ
となす工程 ［Ｃ]＝Ｃ−12×[（Ｔｉ／48−Ｎ／14−Ｓ／32）＋Ｎｂ／93＋Ｖ／51］ … (1) 但し、Ｃ：母材炭素鋼のＣ含有量（ｗｔ％）、Ｔｉ：母
材炭素鋼のＴｉ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：母材炭素鋼のＮ
含有量（ｗｔ％）、Ｓ：母材炭素鋼のＳ含有量（ｗｔ
％）、Ｎｂ：母材炭素鋼のＮｂ含有量（ｗｔ％）、Ｖ：
母材炭素鋼のＶ含有量（ｗｔ％）であり、式中の（Ｔｉ
／48−Ｎ／14−Ｓ／32）の項が負になる場合は、これを
０として計算する。 (2) 上記スラブを９５０℃以下の温度に加熱する工程 (3) 上記加熱されたスラブを合計圧下率が８５％以上と
なるように熱間圧延する工程

【００２２】(4) 上記熱間圧延後のチタンクラッド鋼板
を、圧延終了後から巻取りまでの平均冷却速度が６℃／
秒以上となるように冷却する工程 (5) 上記冷却されたチタンクラッド鋼板を４５０℃以下
の温度で巻取る工程 (6) 上記巻取られたチタンクラッド鋼板を、上記(1)式
で表わされる母材炭素鋼の固溶Ｃ量［Ｃ］が０．０１０
ｗｔ％以下の場合は７００〜９００℃の温度範囲で、上
記(1)式で表わされる母材炭素鋼の固溶Ｃ量［Ｃ］が
０．０１０ｗｔ％超０．０５０ｗｔ％以下の場合は７４
０〜８６０℃の温度範囲で、それぞれ３０〜１８０秒間
熱延板焼鈍する工程

【００２３】熱間圧延を利用してチタンクラッド鋼板を
製造する場合、熱間圧延に先立ち母材と合わせ材を重ね
合わせてスラブとするが、その際には、スラブ加熱中や
熱間圧延中の合わせ材／母材界面の酸化を防止するた
め、スラブの周囲を溶接し、合わせ材／母材界面を密閉
する必要がある。また、溶接中における合わせ材／母材
界面の酸化を防止するため、スラブの溶接は１／１０³
Ｔｏｒｒ以下の真空中で行う必要がある。

【００２４】なお、母材成分を本発明範囲とし、本発明
範囲の製造条件に従う限りは、合わせ材／母材界面での
金属間化合物や炭化物の生成が特性劣化を招くことはな
いため、本発明では合わせ材／母材間での中間媒接材は
用いない。中間媒接材を用いることは無用なコスト上昇
を招くだけでなく、合わせ材／母材界面に異質な中間媒
接材が存在すること自体により接合強度が低下したり、
中間媒接材の種類によっては合わせ材または母材との間
で低融点の金属間化合物や低融点相が生成し、薄板チタ
ンクラッド鋼板を溶接した際にこれらが溶融して合わせ
材／母材界面の接合強度を低下させたりする恐れがあ
り、この点からも本発明では中間媒接材は使用しない。

【００２５】先に述べたように、本発明では溶接時の熱
影響による金属間化合物生成の悪影響が顕在化しないよ
うにするため、熱延板の拡散層の厚みを熱延板としての
所定の接合強度が確保できる限度で低減させるものであ
る。このため本発明では、スラブ加熱時の拡散層の生成
を抑制するために、スラブ加熱温度を９５０℃以下とす
る。また、スラブ加熱温度を９５０℃以下とすれば、ス
ラブ加熱時に合わせ材／母材界面に金属間化合物を生成
することもない。なお、スラブ加熱温度が８００℃未満
では、圧延温度が低くなり過ぎるため圧延荷重が増大
し、圧延機の負荷が過剰となるため、スラブ加熱温度は
８００℃を下限とすることが好ましい。

【００２６】スラブ加熱時及び熱間圧延中に生成、成長
した拡散層は熱間圧延時の圧下によってその厚さを減じ
ていくが、溶接による金属間化合物生成の悪影響が顕在
化しないように熱延板の拡散層の厚みを低減させ、溶接
時の接合強度の低下を防ぐためには、スラブを合計圧下
率８５％以上で熱間圧延する必要がある。なお、熱間圧
延中の拡散層の生成、成長はスラブ加熱時に比べると軽
微であるため、熱間圧延の際の各圧延パスの温度、圧下
率は特段規定する必要はなく、合計圧下率を８５％以上
とすれば拡散層の厚みを所定の厚さまで減じることがで
きる。また、母材成分を本発明範囲とする限りは、熱間
圧延中に合わせ材／母材界面にＴｉ炭化物が生成するこ
とは殆んどないか、或いは生成してもその量は軽微であ
り、このため合計圧下率を８５％以上となるように熱間
圧延を行えばＴｉ炭化物を十分微細に破砕でき、Ｔｉ炭
化物の影響が顕在化することはない。

【００２７】熱間圧延されたチタンクラッド鋼板は、ラ
ンナウトで冷却された後コイルに巻取られるが、その
際、ランナウト冷却中及び巻取り後にも拡散層の成長を
生じるため、熱延板の拡散層厚みを溶接による金属間化
合物生成の悪影響が溶接部の接合強度の低下となって顕
在化しない程度まで低減させるためには、ランナウトで
の冷却速度と巻取温度を適正化することが重要である。
溶接時の熱影響によるＦｅ−Ｔｉ系金属間化合物の生成
は、合わせ材／母材界面に生成した拡散層のうち、Ｔｉ
とＦｅの相互拡散がある程度進展している領域において
溶接の熱影響によりさらに拡散が進展する結果生じる。
このため、ランナウト冷却速度及び巻取温度を適正化
し、拡散層の成長を抑制して熱間圧延ままでの拡散層厚
みを小さくしてやれば、ＴｉとＦｅの相互拡散がある程
度進展している領域の厚さも薄くなり、溶接時に熱影響
によってＦｅ−Ｔｉ系金属間化合物層が肥大化すること
なく、その影響が合わせ材／母材界面の接合強度の低下
となって顕在化することはない。一方、ランナウト冷却
速度或いは巻取温度が適正でないと、熱間圧延中に厚さ
を減じた拡散層がランナウト冷却中や巻取後に再び厚さ
を増すとともにＴｉとＦｅの拡散も進展する結果、溶接
時に金属間化合物の生成サイトとなるＴｉとＦｅの相互
拡散が進展した領域の厚さも増大し、溶接時のＦｅ−Ｔ
ｉ系金属間化合物生成の影響が溶接部の接合強度の低下
となって顕在化してしまう。このため本発明では以下に
述べるような検討を行い、ランナウト冷却速度及び巻取
温度の適正化を図った。

【００２８】表１に記載の鋼番Ａからなる母材の上に、
同じく表１に記載のチタンからなる合わせ材を中間媒接
材を介在させることなく直接重ね、合わせ材チタンの表
面に剥離材となるアルミナを塗布した後、さらに合わせ
材チタン、母材をこの順に重ね、これらの周囲を６×１
／１０⁴Ｔｏｒｒの真空雰囲気中で溶接することで上下
対称のサンドイッチ式のクラッドスラブを組み立てた。
このクラッドスラブを９００℃に加熱後、合計圧下率９
４％、仕上げ温度７５０℃で熱間圧延し、ランナウト冷
却の後、種々の巻取温度で巻取った。次いで、これらの
熱延板を８００℃×６０秒の条件で熱延板焼鈍した。そ
の後、合わせ材面を上下に剥離することで、合わせ材厚
１ｍｍ、母材厚４ｍｍ、全厚５ｍｍのチタンクラッド鋼
板を２枚得た。なお、仕上げ圧延後巻取りに至るまでの
ランナウト冷却では、通板速度とスプレー水量を調節す
ることで、クラッド鋼板の平均冷却速度を概略１０℃／
秒に揃えた。

【００２９】これらのチタンクラッド鋼板の熱延板とし
ての接合強度をＪＩＳの剪断強さ試験に準じた方法で測
定した。さらに、溶接時の熱影響による接合強度の変化
を知るために、試験片を５０℃／秒で１２５０℃まで急
速加熱して、１２５０℃に５秒間保持した後、直ちに放
冷し、この溶接再現熱サイクル付与後の接合強度を上記
と同様の方法で測定した。このようにして得られたチタ
ンクラッド鋼板の熱延板としての接合強度（溶接再現熱
サイクル付与無し）と溶接再現熱サイクル付与後の接合
強度（ｎ＝３本の上下限値と平均値）を巻取温度との関
係で整理した結果を図１に示す。

【００３０】図１によれば、熱延板としての接合強度
（溶接再現熱サイクル付与無し）は巻取温度が４００℃
を超えると上昇する傾向を示すが、巻取温度が４００℃
以下であっても本発明の目標である１４０Ｎ／ｍｍ²以
上の接合強度は確保される。これに対し、溶接時の熱影
響が付加された場合に相当する溶接再現熱サイクル付与
後の接合強度は、巻取温度が４５０℃以下では１７０Ｎ
／ｍｍ²以上と十分な値を示すが、巻取温度が４５０℃
を超えると、上述したように巻取後に拡散層やＴｉとＦ
ｅの相互拡散が進展した領域の肥大化を生じ、溶接（溶
接再現熱サイクル付与）による金属間化合物生成の悪影
響が顕在化する結果、接合強度が１２０Ｎ／ｍｍ²以下
に低下する。また、接合強度のバラツキも増大し、下限
値が４０Ｎ／ｍｍ²程度に低下する場合もある。

【００３１】上記は巻取温度の適正化を検討した例であ
り、こうした検討をさらに成分及び固溶Ｃ量［Ｃ］が異
なる種々の鋼を母材とした場合について行った。その
際、母材の固溶Ｃ量［Ｃ］を変化させるに当たっては、
母材に含まれるＣ量を変化させることに加えて、炭化物
形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの添加の有無及び添加量
等を変化させた。また、スラブ組立時の合わせ材と母材
の板厚比、熱間圧延後の合わせ材と母材の板厚比、熱延
板の全厚を変え、さらに、熱延条件と熱延板焼鈍条件を
本発明範囲内で種々変えて検討を行った。そして、これ
らの検討においても上記と同様の結果が得られた。

【００３２】したがって、巻取温度をＴｉとＦｅの拡散
をほぼ無視できる４５０℃以下とすれば、巻取後に拡散
層の厚みやＴｉとＦｅの相互拡散が進展した領域の厚み
は増すことがなく、溶接時の熱影響による金属間化合物
生成の悪影響が顕在化することがないため、熱延板とし
て１４０Ｎ／ｍｍ²以上の接合強度が確保されるととも
に、溶接による接合強度の低下を防止できる。このた
め、本発明では巻取温度を４５０℃以下と規定する。な
お、巻取温度に下限はなく、常温で巻き取ってもよい。

【００３３】熱間圧延終了後、巻取りに至るまでの冷却
中にも拡散層の成長やＴｉとＦｅの相互拡散は進展する
ため、本発明ではランナウト上での冷却速度の適正化も
重要である。以下、これについて説明する。図１と同
様、表１に記載のチタンを合わせ材に、鋼番Ａを母材に
用い、両者を中間媒接材を介在させることなく直接重
ね、さらに、合わせ材チタンの上に剥離材となるアルミ
ナを介して鋼番Ａと同一成分、同一板厚の鋼を犠牲材と
して重ね、これらの周囲を６×１／１０⁴Ｔｏｒｒの真
空雰囲気中で溶接してセミサンドイッチ式のクラッドス
ラブを組み立てた。このクラッドスラブを９３０℃に加
熱後、合計圧下率９５％、仕上げ温度７８０℃で熱間圧
延し、種々の冷却速度でランナウト冷却した後、４００
℃で巻取った。次いでこれらの熱延板を８００℃×６０
秒の条件で熱延板焼鈍した。その後犠牲材を剥離するこ
とで、合わせ材厚１ｍｍ、母材厚３ｍｍ、全厚４ｍｍの
チタンクラッド鋼板を得た。なお、仕上げ圧延後、巻取
りに至るまでのランナウト冷却では、冷却速度に合わせ
て通板速度とスプレー水量を適宜調節した。

【００３４】これらのチタンクラッド鋼板の熱延板とし
ての接合強度（溶接再現熱サイクル付与無し）と溶接時
の熱影響が付加された場合に相当する溶接再現熱サイク
ル付与（試験片を５０℃／秒で１２５０℃まで急速加熱
して、１２５０℃で５秒間保持した後、直ちに放冷）後
の接合強度（測定値のバラツキが小さかったためｎ＝３
本の平均値）を上記図１に関する製造試験と同様の要領
で測定し、これらの接合強度を平均冷却速度との関係で
整理した結果を図２に示す。

【００３５】図２によれば、熱延板としての接合強度
（溶接再現熱サイクル付与無し）はランナウトでの冷却
速度にはあまり依存せず、平均冷却速度の上昇に伴って
接合強度が僅かに低下するだけで、何れの平均冷却速度
でも本発明の目標である１４０Ｎ／ｍｍ²以上の接合強
度は確保される。一方、溶接時の熱影響が付加された場
合に相当する溶接再現熱サイクル付与後の接合強度につ
いては、平均冷却速度が６〜１５℃／秒の範囲にあれば
熱延板としての接合強度とほぼ同等の値が得られ、ま
た、平均冷却速度が１５℃／秒以上では熱延板としての
接合強度よりも３５Ｎ／ｍｍ²程度高い値が得られるの
に対し、平均冷却速度が６℃／秒未満では、上述したよ
うに冷却中に拡散層やＴｉとＦｅの相互拡散が進展した
領域の肥大化を生じ、溶接（溶接再現熱サイクル付与）
による金属間化合物生成の悪影響が顕在化する結果、接
合強度は熱延板としての接合強度に比べて大きく低下
し、１３０Ｎ／ｍｍ²以下の値しか得られなくなる。

【００３６】なお、平均冷却速度が１５℃／秒以上の場
合に、溶接再現熱サイクル付与後の接合強度が熱延板と
しての接合強度に比べて増加する理由は必ずしも明らか
ではないが、拡散層やＴｉとＦｅの相互拡散領域の生成
状況との関係で、溶接再現熱サイクルの付与が金属間化
合物の生成よりもＴｉとＦｅの相互拡散の進展に働き、
接合強度を上昇させることが考えられる。

【００３７】上記は冷却速度の適正化を検討した例であ
り、こうした検討をさらに成分及び固溶Ｃ量［Ｃ］が異
なる種々の鋼を母材とした場合について行った。その
際、母材の固溶Ｃ量［Ｃ］を変化させるに当たっては、
母材に含まれるＣ量を変化させることに加えて、炭化物
形成元素であるＴｉ，Ｎｂ，Ｖの添加の有無及び添加量
等を変化させた。また、スラブ組立時の合わせ材と母材
の板厚比、熱間圧延後の合わせ材と母材の板厚比、熱延
板の全厚を変え、さらに、熱延条件と熱延板焼鈍条件を
本発明範囲内で種々変えて検討を行った。そして、これ
らの検討においても上記と同様の結果が得られた。

【００３８】したがって、熱間圧延終了後、巻取りに至
るまでの平均冷却速度を６℃／秒以上とすれば、冷却中
に拡散層の厚みやＴｉとＦｅの相互拡散が進展した領域
の厚みは増すことがなく、溶接時の熱影響による金属間
化合物生成の悪影響が顕在化することがないため、熱延
板として１４０Ｎ／ｍｍ²以上の接合強度が確保される
とともに、溶接による接合強度の低下を防止できる。さ
らに、平均冷却速度を１５℃／秒以上とした場合には、
溶接後に熱延板としての接合強度よりも３５Ｎ／ｍｍ²
程度も高い接合強度を得ることができる。このため、本
発明では熱間圧延終了後、巻取りに至るまでの平均冷却
速度を６℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上と
規定する。

【００３９】なお、このランナウト冷却における平均冷
却速度が７０℃／秒を超えると、冷却熱歪によって鋼板
に形状不良が生じる恐れがあるため、平均冷却速度の上
限は７０℃／秒とすることが好ましい。また、本発明法
に従い、熱間圧延終了後から巻取りまでの平均冷却速度
を６℃／ｓ以上とし、巻取温度を４５０℃以下とすれ
ば、接合界面でのＴｉ炭化物の生成は無視できる程度に
小さい。

【００４０】このようにして得られた熱延板を、加工性
改善を主たる目的として短時間の熱延板焼鈍に供する
が、上述したように本発明にあってはこの熱延板焼鈍の
焼鈍温度の適正化が特に重要であり、特定の温度域で焼
鈍を行った場合にのみ、加工性の改善と溶接部の接合強
度の低下防止を両立させることができる。以下、この点
を実験結果に基づき説明する。

【００４１】表１に記載の鋼番Ｂからなる母材の上に、
同じく表１に記載のチタンからなる合わせ材を中間媒接
材を介在させることなく直接重ね、合わせ材チタンの表
面に剥離材となるアルミナを塗布した後、さらに合わせ
材チタン、母材をこの順に重ね、これらの周囲を６×１
／１０⁴Ｔｏｒｒの真空雰囲気中で溶接することで上下
対称のサンドイッチ式のクラッドスラブを組み立てた。
さらに、同様の方法で、母材が表１に記載の鋼番Ｃから
なるクラッドスラブと、同じく母材が鋼番Ｄからなるク
ラッドスラブをそれぞれ組み立てた。ここで、母材の成
分については、熱延板焼鈍中の合わせ材／母材界面での
Ｔｉ炭化物生成の点から固溶Ｃ量が重要と考えられたた
め、これらクラッドスラブの母材をなす鋼の固溶Ｃ量
［Ｃ］を上記(1)式に従い計算し、表１に併記した（固
溶Ｃ量［Ｃ］は、鋼番Ｂ：０．００７１ｗｔ％、鋼番
Ｃ：０．０４１１ｗｔ％、鋼番Ｄ：０．０６５３ｗｔ
％）。

【００４２】これらのクラッドスラブを９００℃に加熱
後、合計圧下率９４％、仕上げ温度７５０℃で熱間圧延
し、圧延終了後、平均冷却速度１０℃／秒でランナウト
冷却した後、巻取温度３９０℃で巻取った。次いで、こ
れらの熱延板に対して種々の温度で６０秒間の熱延板焼
鈍を実施した。また、一部の熱延板については、熱延板
焼鈍を施すことなく巻取りままとした。その後、熱延板
焼鈍を実施したもの及び実施しなかったものの両方につ
いて、合わせ材面を上下に剥離することで、合わせ材厚
１ｍｍ、母材厚４ｍｍ、全厚５ｍｍのチタンクラッド鋼
板を得た。

【００４３】これらのチタンクラッド鋼板の熱延板とし
ての接合強度をＪＩＳの剪断強さ試験に準じた方法で測
定した。また、剪断縁ままの試験片をチタン面側を外側
にして圧延方向に１８０°Ｕ曲げし、割れを生じること
なくＵ曲げ可能な限界曲げ半径（板厚との比で規格化）
を測定し、この値によりチタンクラッド鋼板の曲げ加工
性を評価した。さらに、溶接時の熱影響による接合強度
の変化を知るために、溶接再現熱サイクル（試験片を５
０℃／秒で１２５０℃まで急速加熱して、１２５０℃で
５秒間保持した後、直ちに放冷）を与え、その際の接合
強度を上記と同様の方法で測定した。

【００４４】このようにして得られたチタンクラッド鋼
板の曲げ加工性（限界曲げ半径）と接合強度（溶接再現
熱サイクル付与無し及び付与有り）を熱延板焼鈍温度と
の関係で整理した結果を図３〜図５に示す。図３によれ
ば、母材の固溶Ｃ量［Ｃ］が０．００７１ｗｔ％である
鋼番Ｂを用いた場合、７００℃以上で熱延板焼鈍を行う
と合わせ材と母材が十分に軟質・高延性化し、限界曲げ
半径が１．０Ｔ以下という優れた加工性が得られるよう
になる。但し、焼鈍温度が９００℃を超えると限界曲げ
半径が１．０Ｔを超えてしまい、加工性が劣化する。

【００４５】一方、熱延板としての接合強度（溶接再現
熱サイクル付与無し）は熱延板焼鈍温度が９００℃以下
では１８０〜２００Ｎ／ｍｍ²と十分に高い値を維持す
るが、焼鈍温度が９００℃を超えると接合界面で母材の
固溶Ｃが合わせ材チタンとの間でＴｉＣ等のＴｉ炭化物
を生成することなどにより、接合強度が低下する。な
お、このＴｉ炭化物の生成に関しては、上記(1)式で計
算される化学量論的な固溶Ｃに加えて、母材中に析出し
ていたＮｂ炭化物、Ｔｉ炭化物が高温焼鈍のために再固
溶して生じた固溶Ｃも関与しているものと思われる。

【００４６】また、溶接部の接合強度（溶接再現熱サイ
クル付与有り）も熱延板焼鈍温度が９００℃以下であれ
ば１８０〜２００Ｎ／ｍｍ²と十分に高い値を示すが、
焼鈍温度が９００℃を超えると接合強度が大幅に低下
し、１００Ｎ／ｍｍ²以下の値しか得られなくなる。こ
の理由としては、焼鈍温度が９００℃を超える場合に
は、焼鈍時の接合界面におけるＴｉ炭化物生成が溶接再
現熱サイクル付与後の接合強度に対しても悪影響を及ぼ
すこと、焼鈍温度が高温であるために拡散層が不必要に
肥厚化し、これより溶接再現熱サイクル付与によるＦｅ
−Ｔｉ系金属間化合物生成の影響が接合強度の低下とな
って顕在化してしまうことが考えられる。

【００４７】以上の結果から、鋼番Ｂ（固溶Ｃ量
［Ｃ］：０．００７１ｗｔ％）の場合には、熱延板とし
て所定の接合強度を確保した上で、限界曲げ半径１．０
Ｔ以下という優れた加工性が得られ、しかも、溶接熱影
響によってＦｅ−Ｔｉ系金属間化合物が生成したとして
もその影響が顕在化することなく、溶接部の接合強度の
劣化をきたさない薄板チタンクラッド鋼板を得るには、
熱延板焼鈍温度を７００〜９００℃とすることが必要で
ある。

【００４８】次に、母材に固溶Ｃ量［Ｃ］が０．０４１
１ｗｔ％である鋼番Ｃを用いた場合には、図４に示され
るように７４０〜８６０℃の温度範囲で熱延板焼鈍を行
った場合にのみ限界曲げ半径が１．０Ｔ以下となり、優
れた加工性が得られる。熱延板としての接合強度（溶接
再現熱サイクル付与無し）は、巻取ままでは合わせ材及
び母材が硬質・低延性であるため接合界面に応力集中を
生じ、これに起因して容易に界面剥離を生起するため９
０Ｎ／ｍｍ²程度の値しか示さないが、７４０〜８６０
℃の熱延板焼鈍を施して合わせ材及び母材を十分に軟質
・高延性化させると、接合界面の応力集中が大幅に軽減
される結果、熱延板の接合強度は目標値である１４０Ｎ
／ｍｍ²以上となる。しかしながら、焼鈍温度が８６０
℃を超えると接合強度の低下を生じる。

【００４９】溶接部の接合強度（溶接再現熱サイクル付
与有り）も、巻取ままでは１１０Ｎ／ｍｍ²程度の値し
か示さないが、７４０〜８６０℃の熱延板焼鈍を付加す
ることにより、接合強度は１８０Ｎ／ｍｍ²程度と十分
に高い値を示すようになる。但し、焼鈍温度が８６０℃
を超えると接合強度の大幅な低下を生じ、１００Ｎ／ｍ
ｍ²以下の値しか得られなくなる。

【００５０】以上の結果から、鋼番Ｃ（固溶Ｃ量
［Ｃ］：０．０４１１ｗｔ％）の場合には、熱延板とし
て所定の接合強度を確保した上で、限界曲げ半径１．０
Ｔ以下という優れた加工性が得られ、しかも、溶接熱影
響が付加された際にも接合強度の劣化をきたさない薄板
チタンクラッド鋼板を得るには、熱延板焼鈍温度を７４
０〜８６０℃とすることが必要である。

【００５１】次に、図５に母材として固溶Ｃ量［Ｃ］が
０．０６５３ｗｔ％である鋼番Ｄを用いた場合の特性を
示す。図５によれば、母材に鋼番Ｃを用いた場合と同
様、巻取ままでは熱延板としての接合強度（溶接再現熱
サイクル付与無し）及び溶接部の接合強度（溶接再現熱
サイクル付与有り）はともに低く、これらの接合強度は
熱延板焼鈍を付加することで増大させることができる
が、焼鈍温度が８３０℃を超えると接合強度の低下を生
じ、特に、溶接部の接合強度については９０Ｎ／ｍｍ²
以下の値しか得られなくなる。一方、限界曲げ半径につ
いては８７０℃程度で熱延板焼鈍を行ったときにのみ
１．０Ｔ以下の値が得られるに過ぎない。

【００５２】このように母材に鋼番Ｄ（固溶Ｃ量
［Ｃ］：０．０６５３ｗｔ％）を用いた場合には、熱延
板として所定の接合強度を確保した上で、限界曲げ半径
が１．０Ｔ以下の優れた加工性と溶接熱影響による溶接
部の接合強度低下の防止を両立できるような熱延板焼鈍
温度を見出すことはできない。

【００５３】以上の図３〜図５に示したような熱延板焼
鈍温度に関する検討を、さらに成分及び固溶Ｃ量［Ｃ］
が異なる種々の鋼を母材とした場合について行った。そ
の際、母材の固溶Ｃ量［Ｃ］を変化させるに当たって
は、母材に含まれるＣ量を変化させることに加えて、炭
化物形成元素であるＴｉ，Ｎｂ，Ｖの添加の有無及び添
加量等を変化させた。また、スラブ組立時の合わせ材と
母材の板厚比、熱間圧延後の合わせ材と母材の板厚比、
熱延板の全厚を変え、さらに、熱延条件と熱延板焼鈍時
間を本発明範囲内で種々変えて検討を行った。その結
果、適正な熱延板焼鈍温度に関して以下の点が明らかに
なった。

【００５４】（１）熱延板として１４０Ｎ／ｍｍ²以上
の接合強度を確保した上で、限界曲げ半径が１．０Ｔ以
下という優れた加工性が得られ、しかも、溶接部の接合
強度の劣化をきたさない薄板チタンクラッド鋼板を得る
ための熱延板焼鈍温度は、他の条件が本発明範囲にある
限りは、上記(1)式で表わされる母材の固溶Ｃ量［Ｃ］
のみに依存して変化する。ここで、溶接部の接合強度の
劣化の有無は、前記したように、熱延板としての接合強
度と同様、溶接再現熱サイクル付与有りの接合強度が１
４０Ｎ／ｍｍ²以上となるかどうかで判定した。

【００５５】（２）そして、母材の固溶Ｃ量［Ｃ］が
０．０１０ｗｔ％以下のものについては、熱延板焼鈍温
度を７００〜９００℃の範囲とした場合にのみ、上記熱
延板としての接合強度と加工性の確保、並びに溶接部の
接合強度の劣化防止を図ることができる。 （３）また、母材の固溶Ｃ量［Ｃ］が０．０１０ｗｔ％
超０．０５０ｗｔ％以下のものについては、巻取ままの
接合強度（溶接再現熱サイクル付与無し及び付与有り）
は７０Ｎ／ｍｍ²程度から２００Ｎ／ｍｍ²前後の値を採
りバラツキが大きいが、これを７４０〜８６０℃の熱延
板焼鈍に供すると、接合強度（溶接再現熱サイクル付与
無し及び付与有り）は安定して１４０Ｎ／ｍｍ²以上と
なり、限界曲げ半径も１．０Ｔ以下という優れた加工性
が得られる。一方、これ以外の温度域で焼鈍を行うと、
接合強度（溶接再現熱サイクル付与無し及び付与有り）
及び限界曲げ半径の少なくとも一つが、上記の目標値か
ら外れてしまう。

【００５６】（４）母材の固溶Ｃ量［Ｃ］が０．０５０
ｗｔ％を超えると、如何なる温度で熱延板焼鈍を行って
も、接合強度（溶接再現熱サイクル付与無し及び付与有
り）が１４０Ｎ／ｍｍ²以上、限界曲げ半径が１．０Ｔ
以下という特性を得ることができない。

【００５７】本発明では以上のような実験結果に基づ
き、上記(1)式で示される母材の固溶Ｃ量［Ｃ］が０．
０１０ｗｔ％以下の場合は７００〜９００℃の温度範囲
で、また、０．０１０ｗｔ％超０．０５０ｗｔ％以下の
場合は７４０〜８６０℃の温度範囲で、それぞれ熱延板
焼鈍を行うことを条件する。また、母材の固溶Ｃ量
［Ｃ］が０．０５０ｗｔ％を超えると熱延板焼鈍を行う
際の適正温度範囲が存在しないため、上記(1)式で表わ
される母材の固溶Ｃ量［Ｃ］は０．０５０ｗｔ％以下と
する必要がある。

【００５８】本発明では、上記のように熱延板焼鈍の適
正温度範囲は母材の固溶Ｃ量［Ｃ］に依存し、Ｃ量自体
には依存しないため、この観点からは母材中のＣ量を規
定する必要はないが、Ｃ量が多いと母材の固溶Ｃ量
［Ｃ］を調整するために多量のＴｉ，Ｎｂ，Ｖを添加す
る必要があり、無用なコスト上昇を招く。このため母材
中のＣ量は０．１０ｗｔ％以下とすることが望ましい。

【００５９】上記のように熱延板焼鈍の適正温度範囲が
母材の固溶Ｃ量［Ｃ］に依存する理由は必ずしも明らか
ではないが、熱延板焼鈍時の接合界面におけるＴｉＣ等
のＴｉ炭化物の生成量や生成挙動が母材の固溶Ｃ量
［Ｃ］によって変化し、これが何らかの形で熱延板とし
ての接合強度や溶接部の接合強度、さらには限界曲げ半
径に影響を及ぼすことが考えられる。

【００６０】なお、本発明が規定する母材の固溶Ｃ量
［Ｃ］は、上記(1)式による化学量論的な計算に基づ
き、母材に含まれるＣ量からＴｉＣ，ＮｂＣ，ＶＣとし
て析出固定されたＣ量を差し引いたものであるが、この
場合、ＴｉＣより析出が早いＴｉＮ，ＴｉＳが生成する
点から、Ｎ量及びＳ量との関係で上記(1)式中の（Ｔｉ
／４８−Ｎ／１４−Ｓ／３２）の項が負になることがあ
る。しかし、上記のように(1)式はＴｉＣ，ＮｂＣ，Ｖ
Ｃとして析出固定されたＣ以外を固溶Ｃ量として計算す
るものであり、このため本発明では(1)式中の（Ｔｉ／
４８−Ｎ／１４−Ｓ／３２）の項が負になる場合は、こ
れを０として計算する。

【００６１】熱延板焼鈍を行うに当たっては、上述した
ような焼鈍温度範囲の適正化に加えて、焼鈍時間を適正
化することも重要である。すなわち、焼鈍時間が３０秒
未満では、たとえ焼鈍温度が適正であっても熱延板焼鈍
の効果が十分に発揮されず、優れた加工性が得られな
い。また、焼鈍時間が１８０秒を超えると、焼鈍温度が
適正範囲よりも高温である場合と同様、接合強度、特に
溶接部の接合強度が大幅に低下し、目標である１４０Ｎ
／ｍｍ²以上の接合強度を得ることができない。このた
め、本発明では熱延板焼鈍の焼鈍時間を３０〜１８０秒
と規定する。なお、ここでいう焼鈍時間とは熱延板が上
述した熱延板焼鈍温度（適正温度範囲）に置かれる時間
の合計を指し、したがって、熱延板が昇温中及び冷却中
に上述した熱延板焼鈍温度に置かれる時間も含まれる。

【００６２】以上のように本発明では母材の固溶Ｃ量
［Ｃ］に応じた適正温度範囲で３０〜１８０秒の熱延板
焼鈍を行うが、その際、焼鈍温度を一定にして所定時間
熱延板焼鈍を行ってもよいが、必ずしも焼鈍温度を一定
にする必要はなく、焼鈍温度が適正範囲にある限りは、
例えば、焼鈍温度が適正範囲の低温側から高温側へと焼
鈍中に変化するような熱延板焼鈍を行ってもよい。ま
た、熱延板焼鈍の方法としては、焼鈍温度と焼鈍時間が
本発明範囲にある限りは特段の制約はなく、通常の連続
焼鈍ラインを用いてコイルを連続的に焼鈍してもよい
し、コイルを所定長さに切断後、端面処理等を施し、熱
処理炉に挿入して焼鈍してもよく、その方法は問わな
い。

【００６３】母材炭素鋼の化学成分に関しては、上述し
たように熱延板焼鈍温度との関係で固溶Ｃ量［Ｃ］の適
正化が必要となるが、これと同時にＭｎ量についても適
正化する必要がある。本発明では、溶接部の接合強度の
低下を回避するために熱間圧延後の鋼板を６℃／秒以上
の平均冷却速度で冷却し、４５０℃以下の低温で巻取る
ために焼入れ性を増大させるＭｎの含有量が多いと巻取
後の組織がアシキュラーフェライトやベイナイト等の低
温変態相を含むものになり、母材を徒に硬質・低延性化
させるおそれがある。このように母材が硬質・低延性化
すると、加工性を回復させるのに高温、長時間の熱延板
焼鈍が必要となり、その結果、母材の固溶Ｃ量［Ｃ］が
０．０５０ｗｔ％を超えた場合と同様、接合強度（溶接
再現熱サイクル付与無し及び付与有り）が１４０Ｎ／ｍ
ｍ²以上、限界曲げ半径が１．０Ｔ以下という特性を得
るための熱延板焼鈍条件を見出すことができなくなる。
これを避けるにはＭｎ量を１．２０ｗｔ％以下にする必
要があり、また、Ｍｎ量が１．２０ｗｔ％以下であれ
ば、熱延板焼鈍を行う際の適正温度範囲はＭｎ量に依存
することはない。

【００６４】通常の低炭素鋼に含まれる成分のうち、焼
入れ性を増大させるのはＣとＭｎであるため、その他の
成分は特段規定する必要はなく通常の範囲でよい。具体
的には、Ｓｉ≦１．０ｗｔ％（但し、無添加の場合を含
む）、Ｐ≦０．０５ｗｔ％（但し、無添加の場合を含
む）、Ｓ≦０．０３ｗｔ％（但し、無添加の場合を含
む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０ｗｔ％、
Ｎ≦０．０１０ｗｔ％（但し、無添加の場合を含む）を
例示できる。また、固溶Ｃ量を調整するため或いはその
他の目的から、必要に応じてＴｉやＮｂ，Ｖ等の添加元
素を添加することができる。なお、添加元素としてＢを
用いる場合には、Ｂも焼入れ性を増大させるため、その
添加量は０．００５０ｗｔ％以下に抑える必要がある。

【００６５】以上、本発明の製造条件を合わせ材が純Ｔ
ｉである場合を例に説明したが、本発明の製造条件は合
わせ材がＴｉ合金であっても適用できる。但し、Ｔｉ合
金中の合金元素の添加量が過剰になると合わせ材が徒に
硬質・低延性化し、接合強度（溶接再現熱サイクル付与
無し及び付与有り）が１４０Ｎ／ｍｍ²以上、限界曲げ
半径が１．０Ｔ以下という特性を得るための熱延板焼鈍
条件を見出すことができなくなる。これを回避するに
は、Ｔｉ合金中の合金元素の総量を１０ｗｔ％以下とす
る必要がある。また、Ｔｉ合金中の合金元素の総量が１
０ｗｔ％以下であれば、熱延板焼鈍を行う際の適正温度
範囲は合金元素の総量に依存することはない。

【００６６】

【実施例】表１に記載のチタンを合わせ材に、鋼番Ｅ〜
Ｌを母材に用い、両者を中間媒接材を介在させることな
く直接重ね、さらに合わせ材チタンの上に剥離材である
アルミナを介して母材と同一成分、同一板厚の鋼を犠牲
材として重ね、これらの周囲を６×１／１０⁴Ｔｏｒｒ
の真空雰囲気中で溶接することでセミサンドイッチ式の
クラッドスラブを組み立てた。これらのクラッドスラブ
を９２０℃に加熱後、合計圧下率９２％、仕上げ温度８
００℃で熱間圧延し、ランナウト冷却速度及び巻取温度
を変えて巻取った。

【００６７】次いで、これらの熱延板を種々の焼鈍温度
と焼鈍時間で熱延板焼鈍した。また、一部の熱延板につ
いては、熱延板焼鈍を施すことなく巻取ままとした。続
いて、これら熱延板焼鈍付加材及び巻取まま材の犠牲材
を剥離することで、最終的に合わせ材厚１．３ｍｍ、母
材厚４．２ｍｍ、全厚５．５ｍｍのチタンクラッド鋼板
を得た。

【００６８】これらのチタンクラッド鋼板の熱延板とし
ての接合強度をＪＩＳの剪断強さ試験に準じて測定し
た。また、剪断縁ままの試験片をチタン面側を外側にし
て圧延方向に１８０°Ｕ曲げし、割れを生じることなく
Ｕ曲げ可能な限界曲げ半径（板厚との比で規格化）を測
定し、この値をもってチタンクラッド鋼板の曲げ加工性
を評価した。さらに、溶接時の熱影響による接合強度の
変化を知るために、溶接再現熱サイクル（試験片を５０
℃／秒で１２５０℃まで急速加熱し、１２５０℃で５秒
間保持後直ちに放冷）を与え、この溶接再現熱サイクル
付与後の接合強度を測定した。

【００６９】このようにして評価したチタンクラッド鋼
板の曲げ加工性（限界曲げ半径）と接合強度（溶接再現
熱サイクル付与無し及び付与有り）を、熱間圧延におけ
るランナウト冷却速度（平均冷却速度）と巻取温度、熱
延板焼鈍条件（焼鈍温度及び焼鈍時間）とともに表２〜
表４に示す。

【００７０】表２〜表４によれば、母材の固溶Ｃ量
［Ｃ］とＭｎ量、スラブ組立条件と熱間圧延条件の何れ
もが本発明条件を満足する熱延板を本発明条件に従って
熱延板焼鈍した本発明例にあっては、限界曲げ半径が
１．０Ｔ以下と優れた加工性が得られ、また、溶接再現
熱サイクル付与無し及び付与有りのいずれの場合も、接
合強度が目標値である１４０Ｎ／ｍｍ²以上となってい
る。この結果から、本発明の製造法によれば、熱延板と
して所定の接合強度を持ち、さらに加工性と溶接部の接
合強度にも優れたチタンクラッド鋼板を安定して製造で
きることが判る。

【００７１】これに対してランナウト冷却速度や巻取温
度、或いは熱延板焼鈍条件が本発明範囲を外れた比較例
では、限界曲げ半径が１．０Ｔを超えたり、溶接再現熱
サイクル付与無し或いは付与有りの場合の接合強度が１
４０Ｎ／ｍｍ²を下回ったりし、熱延板として所定の接
合強度を持ち、さらに加工性と溶接部の接合強度にも優
れたチタンクラッド鋼板を製造することができない。

【００７２】また、母材の固溶Ｃ量［Ｃ］或いはＭｎ量
が本発明範囲を外れた比較例では、熱延板焼鈍温度を広
範に変化させても、限界曲げ半径が１．０Ｔ以下、溶接
再現熱サイクル付与無し及び付与有りの場合の接合強度
が１４０Ｎ／ｍｍ²以上となるような条件がなく、この
場合にも、熱延板として所定の接合強度を持ち、さらに
加工性と溶接部の接合強度にも優れたチタンクラッド鋼
板を製造することができない。

【００７３】

【表１】

【００７４】

【表２】

【００７５】

【表３】

【００７６】

【表４】

【００７７】

【発明の効果】以上述べたように本発明のチタンクラッ
ド鋼板の製造方法によれば、母材及び合わせ材をスラブ
に組み立て、これを所定の条件で熱間圧延した後、母材
の固溶Ｃ量に応じた適正温度範囲で熱延板焼鈍を行うだ
けで、熱延板として十分な接合強度が確保されるととも
に、加工性と溶接部の接合強度にも優れたチタンクラッ
ド鋼板を安定して製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】チタンクラッド鋼板の熱延板まま（溶接再現熱
サイクル付与無し）及び溶接再現熱サイクル付与後の合
わせ材／母材界面の接合強度を、熱間圧延後の巻取温度
との関係で整理して示したグラフ

【図２】チタンクラッド鋼板の熱延板まま（溶接再現熱
サイクル付与無し）及び溶接再現熱サイクル付与後の合
わせ材／母材界面の接合強度を、熱間圧延終了後巻取ま
での平均冷却速度との関係で整理して示したグラフ

【図３】表１の鋼番Ｂ（固溶Ｃ量［Ｃ］：０．００７１
ｗｔ％）を母材鋼としたチタンクラッド鋼板について、
曲げ加工性（限界曲げ半径）と熱延板まま（溶接再現熱
サイクル付与無し）及び溶接再現熱サイクル付与後の合
わせ材／母材界面の接合強度を、熱延板焼鈍温度との関
係で整理して示したグラフ

【図４】表１の鋼番Ｃ（固溶Ｃ量［Ｃ］：０．０４１１
ｗｔ％）を母材鋼としたチタンクラッド鋼板について、
曲げ加工性（限界曲げ半径）と熱延板まま（溶接再現熱
サイクル付与無し）及び溶接再現熱サイクル付与後の合
わせ材／母材界面の接合強度を、熱延板焼鈍温度との関
係で整理して示したグラフ

【図５】表１の鋼番Ｄ（固溶Ｃ量［Ｃ］：０．０６５３
ｗｔ％）を母材鋼としたチタンクラッド鋼板について、
曲げ加工性（限界曲げ半径）と熱延板まま（溶接再現熱
サイクル付与無し）及び溶接再現熱サイクル付与後の合
わせ材／母材界面の接合強度を、熱延板焼鈍温度との関
係で整理して示したグラフ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２１Ｄ 9/52 １０１ Ｃ２１Ｄ 9/52 １０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｚ 38/14 38/14 (72)発明者 高野 俊夫 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 崎山 哲雄 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 塩川 伸一 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 田中 靖 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4E067 AA02 AA12 BD02 BD03 DA08 DA17 DB01 DC06 DD01 EB11 4K043 AA01 AB01 AB02 AB03 AB15 AB20 AB21 AB25 AB26 AB27 AB29 AB30 BA02 BA04 BA05 FA03 FA11

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 下記(1)〜(6)の工程を有することを特徴
   とする加工性と溶接部の接合強度に優れたチタンクラッ
   ド鋼板の製造方法。 (1) 下記(1)式で表わされる固溶Ｃ量［Ｃ］が０．０５
   ０ｗｔ％以下、Ｍｎ含有量が１．２０ｗｔ％以下の母材
   炭素鋼に、ＴｉまたはＴｉ合金からなる合わせ材を中間
   媒溶材を介することなく重ね、その周囲を１／１０³Ｔ
   ｏｒｒ以下の真空中で溶接してスラブとなす工程 ［Ｃ]＝Ｃ−12×[（Ｔｉ／48−Ｎ／14−Ｓ／32）＋Ｎｂ／93＋Ｖ／51］ … (1) 但し、Ｃ：母材炭素鋼のＣ含有量（ｗｔ％）、Ｔｉ：母
   材炭素鋼のＴｉ含有量（ｗｔ％）、Ｎ：母材炭素鋼のＮ
   含有量（ｗｔ％）、Ｓ：母材炭素鋼のＳ含有量（ｗｔ
   ％）、Ｎｂ：母材炭素鋼のＮｂ含有量（ｗｔ％）、Ｖ：
   母材炭素鋼のＶ含有量（ｗｔ％）であり、式中の（Ｔｉ
   ／48−Ｎ／14−Ｓ／32）の項が負になる場合は、これを
   ０として計算する。 (2) 上記スラブを９５０℃以下の温度に加熱する工程 (3) 上記加熱されたスラブを合計圧下率が８５％以上と
   なるように熱間圧延する工程 (4) 上記熱間圧延後のチタンクラッド鋼板を、圧延終了
   後から巻取りまでの平均冷却速度が６℃／秒以上となる
   ように冷却する工程 (5) 上記冷却されたチタンクラッド鋼板を４５０℃以下
   の温度で巻取る工程 (6) 上記巻取られたチタンクラッド鋼板を、上記(1)式
   で表わされる母材炭素鋼の固溶Ｃ量［Ｃ］が０．０１０
   ｗｔ％以下の場合は７００〜９００℃の温度範囲で、上
   記(1)式で表わされる母材炭素鋼の固溶Ｃ量［Ｃ］が
   ０．０１０ｗｔ％超０．０５０ｗｔ％以下の場合は７４
   ０〜８６０℃の温度範囲で、それぞれ３０〜１８０秒間
   熱延板焼鈍する工程