本发明涉及复合钢板及其制造方法，特别是涉及适合于管线管的复合钢板及其制造方法。
背景技术：
复合钢板是在碳钢等母材钢板上复合有由耐腐蚀性合金构成的包层材料的钢板，这样的复合钢板可以抑制昂贵的合金元素的使用量并且可以确保与整体材料同等的耐腐蚀性，因此具有经济性高的优点。
近年来，石油、天然气的开发扩大至暴露于严苛的腐蚀环境中的地区。与此相伴，预料到能够进行石油、天然气的经济性输送的管线管的需求会增加。另外，对于复合钢板、特别是ni基合金复合钢板和奥氏体系不锈钢复合钢板而言，由于其耐腐蚀性高而被期待作为暴露于严苛的腐蚀环境中的管线管用途的需求。
在此，对用于管线管的复合钢板要求包层材料的耐腐蚀性的同时，还要求确保预定的机械特性，特别是从防止管线的脆性断裂的观点考虑要求确保优良的低温韧性。
作为这样的复合钢板，在专利文献1中公开了“一种母材的低温韧性和haz韧性以及包层材料的耐腐蚀性优良的ni合金复合钢板，其特征在于，在以ni合金作为包层材料、以低合金钢作为母材的复合钢板中，上述母材的化学成分以质量％计含有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％，余量由fe和不可避免的杂质构成。”。
另外，在专利文献2中公开了“一种母材的低温韧性和haz韧性以及包层材料的耐腐蚀性优良的ni合金复合钢板，其特征在于，在以ni合金作为包层材料、以低合金钢作为母材的复合钢板中，上述母材的化学成分以质量％计含有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％，余量由fe和不可避免的杂质构成。”。
此外，在专利文献3中公开了“一种母材的低温韧性和haz韧性以及包层材料的耐腐蚀性优良的奥氏体系不锈钢复合钢板，其特征在于，在以奥氏体系不锈钢作为包层材料、以低合金钢作为母材的复合钢板中，上述母材以质量％计含有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％，余量由fe和不可避免的杂质构成。”。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-86422号公报
专利文献2：日本特开2015-117408号公报
专利文献3：日本特开2015-105399号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
专利文献1～3的技术中，通过应用tmcp(thermo-mechanicalcontrolprocess，热机械控制工艺)，在不损害生产率的情况下实现了包层材料的耐腐蚀性、以及板厚：～30mm、拉伸强度：535mpa以上、dwttsa-20℃≥85％的机械特性。
在此，dwttsa-20℃是通过依据api-5l的dwtt试验(试验温度：-20℃)得到的延性断口率。
但是，现状是：复合钢板在造管时进行加工硬化，因此，考虑到该加工硬化所引起的韧性的劣化，要求低温韧性的进一步提高。
本发明是鉴于上述的现状而开发的，其目的在于提供在确保拉伸强度为535mpa以上的同时使低温韧性进一步提高的复合钢板及其有利的制造方法。
需要说明的是，“低温韧性优良”是指，通过依据api-5l的dwtt试验(试验温度：-30℃)得到的延性断口率：dwttsa-30℃为85％以上。另外，在dwtt试验中，将造管时的加工硬化所引起的韧性降低估计在内后，将试验温度设定为-30℃。
用于解决问题的方法
发明人为了开发在确保预定的机械特性的同时使低温韧性进一步提高的复合钢板，反复进行了各种研究，得到了以下的见解。
(a)为了得到优良的低温韧性，同时进行母材钢板中使脆性裂纹传播阻力增大的组织的微细化与可能成为脆性裂纹的起点的硬质相的减少是有效的。
具体而言，有效的是：使母材钢板的钢组织为贝氏体主体的组织，具体而言，使母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置处的贝氏体的面积率为94％以上，使贝氏体的平均结晶粒径为25μm以下，并且将母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置处的岛状马氏体的面积率抑制为6％以下。
(b)另外，为了进行上述的组织控制，重要的是适当控制成分组成和制造条件、特别是轧制后的淬火和回火条件。
本发明是基于上述见解进一步进行研究后完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种复合钢板，其是在母材钢板的单面接合有由耐腐蚀性合金构成的包层材料的复合钢板，其中，
上述母材钢板具有以质量％计含有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％和n：0.0010～0.0060％、余量由fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
并且，上述母材钢板具有在上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置处以面积率计具有94％以上的贝氏体和6％以下的岛状马氏体、上述贝氏体的平均结晶粒径为25μm以下的钢组织，
而且，上述母材钢板与上述包层材料的接合界面剪切强度为300mpa以上。
2.如上述1所述的复合钢板，其中，上述母材钢板的成分组成以质量％计还含有选自cu：0.50％以下、cr：0.50％以下、mo：0.50％以下、v：0.100％以下、ni：0.50％以下和ca：0.0040％以下中的一种或两种以上。
3.如上述1或2所述的复合钢板，其中，上述耐腐蚀性合金为ni基合金或奥氏体系不锈钢。
4.一种复合钢板的制造方法，其中，
将层叠具有上述1或2所述的母材钢板的成分组成的母材钢板的原材与由耐腐蚀性合金构成的包层材料的原材而成的钢坯加热至以表面温度计为1050℃～1200℃的温度范围后，
对该钢坯实施表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比为2.0以上的第一轧制，然后，实施表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下率为50％以上、轧制结束温度以表面温度计为800℃以上的第二轧制，制成由母材钢板和包层材料构成的轧制板，
接着，对该轧制板实施冷却开始温度以表面温度计为ar3温度以上、平均冷却速度为5℃/s以上、冷却停止温度以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计为500℃以下的加速冷却，
进一步对上述轧制板在以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计为350～600℃的温度范围内实施回火，
在此，加速冷却中的平均冷却速度通过用母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置处的冷却开始温度与冷却结束温度之差除以冷却时间而求出。
5.一种复合钢板的制造方法，其中，
将层叠具有上述1或2所述的母材钢板的成分组成的母材钢板的原材与由奥氏体系不锈钢构成的包层材料的原材或由ni基合金alloy825构成的包层材料的原材而成的钢坯加热至以表面温度计为1050℃～1200℃的温度范围后，
对该钢坯实施表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比为1.5以上的第一轧制，然后，实施表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下率为50％以上、轧制结束温度以表面温度计为750℃以上的第二轧制，制成由母材钢板和包层材料构成的轧制板，
接着，对该轧制板实施冷却开始温度以表面温度计为ar3温度以上、平均冷却速度为5℃/s以上、冷却停止温度以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计为500℃以下的加速冷却，
进一步对上述轧制板在以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计为350～600℃的温度范围内实施回火，
在此，加速冷却中的平均冷却速度通过用母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置处的冷却开始温度与冷却结束温度之差除以冷却时间而求出。
6.如上述4或5所述的复合钢板的制造方法，其中，上述钢坯中，按照母材钢板的原材/包层材料的原材/包层材料的原材/母材钢板的原材的顺序进行层叠。
发明效果
根据本发明，可以得到在确保拉伸强度为535mpa以上的同时dwttsa-30℃为85％以上的复合钢板。
另外，上述的复合钢板能够应用于暴露于严苛的腐蚀环境中的石油或天然气输送用管线管，因此，在产业上极其有益。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
本发明以在母材钢板的单面接合有由耐腐蚀性合金构成的包层材料的复合钢板作为对象。需要说明的是，复合钢板的板厚没有特别限定，为～30mm左右。另外，母材钢板和包层材料的板厚分别通常为约5mm～约27mm和约1.5mm～约4.0mm。
首先，对本发明的复合钢板中的母材钢板的成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的单位均为“质量％”，但以下只要没有特别说明则仅以“％”表示。
1.母材钢板的成分组成
c：0.020～0.100％
c是以碳化物的形式有助于析出强化的元素。在此，c含量低于0.020％时，无法确保充分的强度。另一方面，c含量超过0.100％时，使母材钢板的低温韧性、焊接热影响区韧性劣化。因此，c含量设定为0.020～0.100％。优选为0.020～0.080％。
si：0.05～0.50％
si是为了脱氧、利用固溶强化确保钢材的强度而添加的元素。在此，si含量低于0.05％时，其效果不充分。另一方面，si含量超过0.50％时，使韧性、焊接性劣化。因此，si含量设定为0.05％～0.50％。优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。另外，优选为0.40％以下。
mn：0.75～1.80％
mn是为了确保强度、韧性而添加的元素。在此，mn含量低于0.75％时，其效果不充分。另一方面，mn含量超过1.80％时，焊接性劣化。因此，mn含量设定为0.75～1.80％。优选为1.00％以上。另外，优选为1.70％以下。
p：0.015％以下
p是使焊接性劣化的不可避免的杂质。因此，p含量设定为0.015％以下。优选为0.010％以下。需要说明的是，关于p含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
s：0.0030％以下
s通常在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在，使延展性、韧性劣化。因此，优选尽可能地减少s，s含量设定为0.0030％以下。优选为0.0010％以下。需要说明的是，关于s含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
al：0.010～0.070％
al是为了脱氧而添加的，但al含量低于0.010％时，其效果不充分。另一方面，al含量超过0.070％时，形成氧化铝团簇而使延展性劣化。因此，al含量设定为0.010～0.070％。优选为0.010～0.040％。
nb：0.005～0.080％
nb通过析出强化、淬透性增大而对钢板的高强度化有效。另外，nb具有使γ未再结晶温度范围扩大的效果，与组织的微细化相比更有助于韧性提高。但是，nb含量低于0.005％时，其效果不充分。另一方面，nb含量超过0.080％时，焊接热影响区的韧性劣化。因此，nb含量设定为0.005～0.080％。优选为0.010％以上。另外，优选为0.050％以下。
ti：0.005～0.030％
ti通过含有0.005％以上而利用基于氮化物形成的钉扎效应来抑制奥氏体的粗大化，有助于确保母材、焊接热影响区的韧性。另外，ti是通过析出强化而对钢板的高强度化有效的元素。但是，ti含量超过0.030％时，氮化物粗大化，成为脆性断裂、延性断裂的起点。因此，ti含量设定为0.005～0.030％。优选为0.010％以上。另外，优选为0.020％以下。
n：0.0010～0.0060％
n通过含有0.0010％以上而利用基于氮化物形成的钉扎效应抑制奥氏体的粗大化，有助于确保母材、焊接热影响区的韧性。但是，n含量超过0.0060％时，焊接热影响区的韧性劣化。因此，n含量设定为0.0010～0.0060％。优选为0.0020％以上。另外，优选为0.0050％以下。
需要说明的是，为了充分发挥基于氮化物形成的钉扎效应，ti含量与n含量的比也变得重要。具体而言，以质量％计ti含量/n含量小于2.0、或ti含量/n含量大于3.5时，无法充分发挥基于氮化物形成的钉扎效应，有时奥氏体粗大化而使韧性劣化。因此，ti含量/n含量优选设定为2.0～3.5。
另外，在上述基本成分的基础上，还可以进一步任选地含有选自cu：0.50％以下、cr：0.50％以下、mo：0.50％以下、v：0.100％以下、ni：0.50％以下和ca：0.0040％以下中的一种或两种以上。
cu：0.50％以下、cr：0.50％以下和mo：0.50％以下
cu、cr和mo均是提高淬透性的元素，有助于母材、焊接热影响区的高强度化。为了得到该效果，cu、cr和mo各自优选含有0.01％以上。另一方面，cu、cr和mo含量各自超过0.50％时，有时使焊接热影响区的韧性劣化。因此，在含有cu、cr和mo的情况下，其含量设定为0.50％以下。进一步优选为0.05％以上。另外，进一步优选为0.40％以下。
v：0.100％以下
v通过析出强化而有助于钢板的高强度化，但v含量低于0.010％时，无法充分得到该效果，因此，在含有v的情况下，优选设定为0.010％以上。另一方面，v含量超过0.100％时，焊接热影响区的韧性劣化。因此，在含有v的情况下，其含量设定为0.100％以下。
ni：0.50％以下
ni是提高淬透性的元素，有助于母材、焊接热影响区的高强度化。为了得到该效果，优选含有0.01％以上的ni。但是，ni是昂贵的元素，因此，大量含有ni时，导致成本的增加。因此，在含有ni的情况下，其含量设定为0.50％以下。进一步优选为0.05％以上。另外，进一步优选为0.40％以下。
ca：0.0040％以下
ca具有将钢中的s固定而使钢板的韧性提高的作用。为了得到该效果，优选含有0.0010％以上的ca。但是，ca含量超过0.0040％时，有时使钢中的夹杂物增加，使韧性劣化。因此，在含有ca的情况下，其含量设定为0.0040％以下。进一步优选为0.0020％以上。另外，进一步优选为0.0030％以下。
上述以外的成分为fe和不可避免的杂质。
即，母材钢板具有如下成分组成：
以质量％计含有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％和n：0.0010～0.0060％，
进一步根据需要含有选自cu：0.50％以下、cr：0.50％以下、mo：0.50％以下、v：0.100％以下、ni：0.50％以下和ca：0.0040％以下中的一种或两种以上，
余量由fe和不可避免的杂质构成。
2.母材钢板的钢组织
母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置处的贝氏体的面积率：94％以上
贝氏体是用于兼顾强度和低温韧性的重要组织。另外，贝氏体通过相变组织强化而有效地有助于钢板的强度提高。因此，母材钢板的钢组织需要设定为贝氏体主体的组织，具体而言，需要使母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置(以下，也简称为板厚1/2位置)处的贝氏体相对于钢组织整体的面积率为94％以上。优选为97％以上。需要说明的是，贝氏体的面积率可以为100％。
另外，如上所述，母材钢板的钢组织基本上需要由上述的贝氏体构成，但作为贝氏体以外的余量组织，可以含有微量的岛状马氏体、铁素体、渗碳体等，这些余量组织的合计的面积率为6％以下时是可以允许的。需要说明的是，余量组织的面积率可以为0％。另外，余量组织超过6％时，贝氏体的面积率变小，因此，无法兼顾强度和低温韧性。
母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置处的岛状马氏体的面积率：6％以下
如上所述，贝氏体是用于兼顾强度和低温韧性的重要组织，另外，贝氏体通过相变组织强化而有效地有助于钢板的强度提高。但是，岛状马氏体增加、特别是板厚1/2位置处的岛状马氏体的面积率超过6％时，岛状马氏体成为脆性裂纹的起点，得不到期望的低温韧性。因此，板厚1/2位置处的岛状马氏体的面积率设定为6％以下。优选为4％以下。关于下限，没有特别限定，可以为0％。
需要说明的是，岛状马氏体容易在母材钢板的板厚方向中心附近生成，另外，该板厚方向中心附近产生的岛状马氏体特别显著地影响低温韧性，因此，为了确保期望的低温韧性，抑制板厚1/2位置处的岛状马氏体的面积率变得重要。
在此，板厚1/2位置处的各相的面积率以下述方式求出。
即，对母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的l断面(与轧制方向平行且与轧制面法线方向平行的断面)进行镜面研磨后，利用硝酸乙醇溶液或电解蚀刻法(电解液：100ml蒸馏水+25g氢氧化钠+5g苦味酸)腐蚀，使用扫描电子显微镜(sem)，以2000倍的倍率对随机选择的1.2×10-2mm2的区域进行观察，进行图像分析，由此求出。
贝氏体的平均结晶粒径：25μm以下
贝氏体的晶界成为脆性裂纹传播的阻力，因此，晶粒的微细化有助于低温韧性的提高。因此，贝氏体的平均结晶粒径设定为25μm以下。关于下限，没有特别限定，为约5μm。
在此，贝氏体的平均结晶粒径以下述方式求出。
即，对母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的l断面(与轧制方向平行且与轧制面法线方向平行的断面)进行镜面研磨后，通过电子背散射衍射法(ebsp)对随机选择的1.2×10-2mm2的区域(倍率：2000倍)的结晶取向进行测定，将相邻的像素的角度差为15°以上的区域作为晶界，进行图像分析，由此求出。
需要说明的是，平均结晶粒径darea是由各晶粒所占的面积ai和各晶粒的等效圆直径di利用下式算出的。
darea＝σ(ai·di)/σai
3.母材钢板与包层材料的接合界面剪切强度：300mpa以上
复合钢板中，需要使包层材料不从母材钢板剥离。因此，母材钢板与包层材料的接合界面剪切强度设定为300mpa以上。关于上限，没有特别限定，为约400mpa。
4.包层材料
本发明的复合钢板中，在母材钢板的单面接合有由耐腐蚀性合金构成的包层材料。
耐腐蚀性合金没有特别限定，可以列举ni基合金、奥氏体系不锈钢。
特别是ni基合金，在高硫化氢分压的环境(酸性环境)中显示出高的耐应力腐蚀开裂性，因此优选。
需要说明的是，ni基合金例如为alloy625、alloy825，从耐应力腐蚀开裂的观点考虑，特别优选alloy625。
在此，alloy625是相当于jisg4902的ncf625的ni基合金，其中优选具有以质量％计含有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：8.0～10.0％、fe：5.0％以下、al：0.02～0.40％、ti：0.10～0.40％、nb和ta的合计量：3.15～4.15％、余量由ni和不可避免的杂质构成的成分组成的ni基合金。
另外，alloy825是相当于jisg4902的ncf825的ni基合金，其中优选具有以质量％计含有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％、ti：0.60～1.20％、余量由fe和不可避免的杂质构成的成分组成的ni基合金。
以下，对上述的alloy625和alloy825的优选成分组成分别进行说明。需要说明的是，成分组成中的单位均为“质量％”，但以下只要没有特别说明则仅以“％”表示。
(1)alloy625的优选成分组成
c：0.030％以下
c在复合钢板制造时的热历程中以碳化物的形式在晶界析出，使耐腐蚀性劣化。因此，c含量超过0.030％时，碳化物的析出被促进，耐腐蚀性劣化。因此，c含量优选设定为0.030％以下。更优选为0.020％以下。需要说明的是，关于c含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
si：0.02～0.50％
si是为了脱氧而添加的。在此，si含量低于0.02％时，其效果不充分。另一方面，si含量超过0.50％时，使耐腐蚀性劣化。因此，si含量优选设定为0.02～0.50％。更优选为0.02～0.20％。
mn：0.02～0.50％
mn是为了脱氧而添加的。在此，mn含量低于0.02％时，其效果不充分。另一方面，mn含量超过0.50％时，使耐腐蚀性劣化。因此，mn含量优选设定为0.02～0.50％。更优选为0.02～0.15％。
p：0.010％以下
p是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，p含量优选设定为0.010％以下。更优选为0.005％以下。需要说明的是，关于p含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
s：0.0010％以下
s与p同样，是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，s含量优选设定为0.0010％以下。更优选为0.0005％以下。需要说明的是，关于s含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
cr：20.0～23.0％
cr在金属的表面形成保护性高的氧化物覆膜，使耐点蚀性、耐晶界腐蚀性提高。另外，cr通过与ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，关于cr含量，还需要考虑与ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，cr含量优选设定为20.0～23.0％。更优选为21.5～23.0％。
mo：8.0～10.0％
mo使耐点蚀性、耐间隙腐蚀性提高。另外，mo通过与ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，关于mo含量，还需要考虑与ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，mo含量优选设定为8.0～10.0％。更优选为8.5～10.0％。
fe：5.0％以下
fe是在使用铬铁、钼铁等作为原料时不可避免地混入的杂质，fe含量超过5.0％时，耐腐蚀性劣化。因此，fe含量优选设定为5.0％以下。更优选为3.5％以下。需要说明的是，关于fe含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
al：0.02～0.40％
al是有效的脱氧元素，但al含量低于0.02％时，其效果不充分。但是，al含量超过0.40％时，使耐应力腐蚀开裂性劣化。因此，al含量优选设定为0.02～0.40％。更优选为0.02～0.25％。
ti：0.10～0.40％
ti对于c的固定有效。在此，ti含量低于0.10％时，c的固定变得不完全，使耐腐蚀性劣化的碳化物析出。但是，ti含量超过0.40％时，ti以金属间化合物的形式析出，使与母材钢板的接合性降低。因此，ti含量优选设定为0.10～0.40％。更优选为0.10～0.30％。
nb和ta的合计量：3.15～4.15％
nb和ta均对于c的固定有效。在此，nb和ta的合计量低于3.15％时，其效果不充分。另一方面，nb和ta的合计量超过4.15％时，nb和ta形成低熔点的金属间化合物，使热加工性降低。因此，nb和ta的合计量优选设定为3.15～4.15％。
上述以外的成分为ni和不可避免的杂质。需要说明的是，ni是使耐腐蚀性提高的元素，特别是使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性显著提高。因此，ni含量优选设定为58％以上。
(2)alloy825的优选成分组成
c：0.020％以下
c在复合钢板制造时的热历程中以碳化物的形式在晶界析出，使耐腐蚀性劣化。因此，c含量超过0.020％时，碳化物的析出被促进，耐腐蚀性劣化。因此，c含量优选设定为0.020％以下。更优选为0.015％以下。需要说明的是，关于c含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
si：0.50％以下
si是为了脱氧而添加的。但是，si含量超过0.50％时，si以非金属夹杂物的形式残留，使耐腐蚀性劣化。因此，si含量优选设定为0.50％以下。更优选为0.20％以下。需要说明的是，关于si含量的下限，没有特别限定，从充分得到脱氧的效果的观点考虑，优选设定为0.02％以上。
mn：1.00％以下
mn是为了脱氧而添加的。但是，mn含量超过1.00％时，使耐腐蚀性劣化。因此，mn含量优选设定为1.00％以下。更优选为0.50％以下。需要说明的是，关于mn含量的下限，没有特别限定，从充分得到脱氧的效果的观点考虑，优选设定为0.02％以上。
p：0.030％以下
p是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，p含量优选设定为0.030％以下。更优选为0.020％以下。需要说明的是，关于p含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
s：0.0050％以下
s与p同样，是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，s含量优选设定为0.0050％以下。更优选为0.0010％以下。需要说明的是，关于s含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
ni：38.0～46.0％
ni是使耐腐蚀性提高的元素，特别是使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性大幅提高。但是，ni是非常昂贵的元素，因此，ni的大量添加会导致成本增加。因此，对于ni含量，需要考虑耐腐蚀性的提高效果与成本的平衡。从这样的观点考虑，ni含量优选设定为38.0～46.0％。
cr：19.5～23.5％
cr在金属的表面形成保护性高的氧化物覆膜，使耐点蚀性、耐晶界腐蚀性提高。另外，cr通过与ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，对于cr含量，还需要考虑与ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，cr含量优选设定为19.5～23.5％。更优选为21.5～23.5％。
mo：2.50～3.50％
mo使耐点蚀性、耐间隙腐蚀性提高。另外，mo通过与ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，关于mo含量，还需要考虑与ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，mo含量优选设定为2.50～3.50％。更优选为3.00～3.50％。
cu：1.50～3.00％
cu是对耐全面腐蚀性的提高有效的元素。但是，cu含量低于1.50％时，其效果不充分。另一方面，cu含量超过3.00％时，其效果饱和。因此，cu含量优选设定为1.50～3.00％。更优选为1.80～3.00％。
al：0.01～0.20％
al是有效的脱氧元素。但是，al含量低于0.01％时，其效果不充分。另一方面，al含量超过0.20％时，使耐应力腐蚀开裂性劣化。因此，al含量优选设定为0.01～0.20％。更优选为0.10％以上。另外，更优选为0.15％以下。
ti：0.60～1.20％以下
ti对于c的固定有效。在此，ti含量低于0.60％时，c的固定变得不完全，使耐腐蚀性劣化的碳化物析出。但是，ti含量超过1.20％时，ti以金属间化合物的形式析出，使与母材钢板的接合性降低。因此，ti含量优选设定为0.60～1.20％。更优选为0.70～1.20％。
上述以外的成分为fe和不可避免的杂质。
以上，对alloy625和alloy825的优选成分组成进行了说明，作为ni基合金以外的耐腐蚀性合金，可以列举奥氏体系不锈钢。
在此，奥氏体系不锈钢例如是jis中规定的奥氏体系不锈钢，可以列举sus304、sus316、sus304l、sus316l等。
另外，奥氏体系不锈钢中，优选具有以质量％计含有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：12.00～15：00％、cr：16.00～18.00％、mo：2.00～3.00％、余量由fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
以下，对上述的奥氏体系不锈钢的优选成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的单位均为“质量％”，但以下只要没有特别说明则仅以“％”表示。
(3)奥氏体系不锈钢的优选成分组成
c：0.030％以下
c在复合钢板制造时的热历程中以碳化物的形式在晶界析出，使耐腐蚀性劣化。因此，c含量超过0.030％时，碳化物的析出被促进，耐腐蚀性劣化。因此，c含量优选设定为0.030％以下。更优选为0.020％以下。进一步优选为0.015％以下。需要说明的是，关于c含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
si：1.00％以下
si是为了脱氧而添加的。但是，si含量超过1.00％时，si以非金属夹杂物的形式残留，使耐腐蚀性劣化。因此，si含量优选设定为1.00％以下。更优选为0.75％以下。需要说明的是，关于si含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
mn：2.00％以下
mn是为了脱氧而添加的。但是，mn含量超过2.00％时，使耐腐蚀性劣化。因此，mn含量优选设定为2.00％以下。更优选为1.40％以下。进一步优选为1.00％以下。需要说明的是，关于mn含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
p：0.045％以下
p是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，p含量优选设定为0.045％以下。更优选为0.030％以下。需要说明的是，关于p含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
s：0.030％以下
s与p同样，是在晶界偏析而使耐腐蚀性劣化的杂质元素。因此，s含量优选设定为0.030％以下。更优选为0.010％以下。需要说明的是，关于s含量的下限，没有特别限定，可以为0％。
ni：12.00～15：00％
ni是使耐腐蚀性提高的元素，特别是使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性大幅提高。但是，ni是非常昂贵的元素，因此，ni的大量添加会导致成本增加。因此，对于ni含量，需要考虑耐腐蚀性的提高效果与成本的平衡，从这样的观点考虑，ni含量优选设定为12.00～15.00％。更优选为12.50％以上。另外，更优选为14.50％以下。
cr：16.00～18.00％
cr在金属的表面形成保护性高的氧化物覆膜，使耐点蚀性、耐晶界腐蚀性提高。另外，cr通过与ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，对于cr含量，还需要考虑与ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，cr含量优选设定为16.00～18.00％。更优选为16.50％以上。另外，更优选为17.50％以下。
mo：2.00～3.00％
mo使耐点蚀性、耐间隙腐蚀性提高。另外，mo通过与ni复合添加而使酸性环境中的耐应力腐蚀开裂性提高。但是，关于mo含量，还需要考虑与ni、其他合金的平衡。从这样的观点考虑，mo含量优选设定为2.00～3.00％。更优选为2.20％以上。另外，更优选为2.80％以下。
上述以外的成分为fe和不可避免的杂质。
5.制造方法
接着，对本发明的复合钢板的制造方法进行说明。
本发明的一个实施方式的复合钢板的制造方法中，将层叠具有上述的母材钢板的成分组成的母材钢板的原材与由耐腐蚀性合金构成的包层材料的原材而成的钢坯加热至以表面温度计为1050℃～1200℃的温度范围后，
对该钢坯实施表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比为2.0以上的第一轧制，然后，实施表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下率为50％以上、轧制结束温度以表面温度计为800℃以上的第二轧制，制成由母材钢板和包层材料构成的轧制板，
接着，对该轧制板实施冷却开始温度以表面温度计为ar3温度以上、平均冷却速度为5℃/s以上、冷却停止温度以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计为500℃以下的加速冷却，
进一步对上述轧制板在以上述母材钢板的板厚方向的板厚1/2位置的温度计为350～600℃的温度范围内实施回火。
在此，钢坯是将母材钢板的原材与包层材料的原材按照例如(a)母材钢板的原材/包层材料的原材的顺序层叠、或者(b)母材钢板的原材/包层材料的原材/包层材料的原材/母材钢板的原材的顺序层叠，在真空(负压)环境下、具体而言压力为10-4托以下的环境下进行电子束焊接，将母材钢板的原材与包层材料的原材进行定位焊而得到的。
需要说明的是，在使用(b)的形态的钢坯的情况下，在包层材料的原材/包层材料的原材之间预先涂布剥离材料，在回火处理结束后将上部与下部剥离，由此得到在成为制品板的母材钢板的单面接合有包层材料的复合钢板。
(1)钢坯加热
钢坯加热温度：1050～1200℃
钢坯加热温度低于1050℃时，母材钢板的原材中含有的nb等无法充分固溶，难以确保强度。另一方面，钢坯加热温度超过1200℃时，在母材钢板原材中奥氏体晶粒粗大化，韧性劣化。因此，钢坯加热温度设定为1050～1200℃。优选为1050～1100℃。
(2)复合轧制
■第一轧制
表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比：2.0以上
复合钢板的母材钢板与包层材料的接合性通过高温范围内的轧制来确保。即，高温范围内的轧制中，母材钢板与包层材料的变形阻力减小，形成良好的接合界面，因此，接合界面处的元素的相互扩散变得容易，由此能够确保母材钢板与包层材料的接合性。
因此，为了确保母材钢板与包层材料的接合性而进行的第一轧制中，需要将(钢坯的)表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比设定为2.0以上。优选为2.5以上。关于上限，没有特别限定，从制造性的观点考虑，优选为约8.0。
需要说明的是，在此所述的表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比为[第一轧制前的钢坯的板厚]÷[表面温度为950℃以上的温度范围内的轧制后的钢坯的板厚]。
另外，在此，对表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比进行了规定，但更优选将表面温度为1000℃以上的温度范围内的压下比设定为2.0以上，更优选设定为2.5以上。
在使用ni基合金alloy825或奥氏体系不锈钢作为包层材料的原材的情况下，将表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比设定为1.5以上、优选1.8以上时，可确保期望的母材钢板与包层材料的接合性。关于上限，如上所述，优选为约8.0。
■第二轧制
表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下率：50％以上
γ未再结晶温度范围内的轧制会带来晶粒的扁平化所引起的晶界面积的增加、变形区的导入，由此，在作为下一工序的加速冷却时使相变核增加。其结果是，母材钢板的钢组织被微细化，可以确保优良的低温韧性。从这样的观点考虑，将(钢坯的)表面温度为900℃以下的温度范围内的轧制作为第二轧制，将该第二轧制中的累积压下率设定为50％以上。优选将表面温度为870℃以下的温度范围内的轧制作为第二轧制，将该第二轧制中的累积压下率设定为50％以上。关于上限，没有特别限定，为约85％。
需要说明的是，在此所述的表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下率为[表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下量]/[第二轧制前的钢坯的板厚]×100。
轧制结束温度：以表面温度计为800℃以上
使轧制结束温度以表面温度计降低至低于800℃时，导致接合性的劣化。因此，轧制结束温度以钢坯的表面温度计设定为800℃以上。优选为840℃以上。关于上限，没有特别限定，为约900℃。
在使用ni基合金alloy825或奥氏体系不锈钢作为包层材料的原材的情况下，将轧制结束温度以钢坯的表面温度计设定为750℃以上、优选780℃以上时，可确保期望的母材钢板与包层材料的接合性。关于上限，如上所述，为约900℃。
(3)加速冷却(淬火)
冷却开始温度：以表面温度计为ar3温度以上
冷却开始温度以表面温度计低于ar3温度时，在母材钢板中在贝氏体相变之前生成铁素体，得不到目标强度，并且夏比吸收能也降低。因此，冷却开始温度以轧制板的表面温度计设定为ar3温度以上。关于上限，没有特别限定，为约900℃。
另外，ar3温度可以通过下式求出。
ar3(℃)＝910-310c-80mn-20cu-15cr-55ni-80mo
其中，式中的元素符号是指母材钢板中的各元素的含量(质量％)。
平均冷却速度：5℃/s以上
平均冷却速度小于5℃/s时，在母材钢板中发生铁素体相变，得不到目标强度，并且夏比吸收能也降低。因此，冷却速度设定为5℃/s以上。优选为10℃/s以上。关于上限，没有特别限定，为约50℃/s。
需要说明的是，在此所述的平均冷却速度通过用轧制板的母材钢板部分的板厚方向的板厚1/2位置处的冷却开始温度与冷却结束温度之差除以冷却时间而求出。
冷却停止温度：500℃以下
冷却停止温度超过500℃时，在母材钢板中生成粗大的渗碳体、岛状马氏体这样的对韧性和夏比吸收能产生不良影响的组织。因此，冷却停止温度设定为500℃以下。优选为300℃以下。关于下限，没有特别限定，为约25℃。
需要说明的是，在此所述的冷却停止温度是轧制板的母材钢板部分的板厚方向的板厚1/2位置的温度。
(4)回火
回火温度：350℃～600℃
上述的加速冷却后，加热轧制板来进行回火。在此，回火温度低于350℃时，对母材钢板的韧性产生不良影响的岛状马氏体的分解、位错的恢复不充分，母材钢板的韧性劣化。另一方面，回火温度超过600℃时，渗碳体等析出物粗大化，母材钢板的韧性劣化。另外，还可能由于析出物的形成而使包层材料的耐腐蚀性劣化。因此，回火温度设定为350℃～600℃。优选为400℃以上。另外，优选为500℃以下。
需要说明的是，在此所述的回火温度是轧制板的母材钢板部分的板厚方向的板厚1/2位置的温度。
实施例
■实施例1
将表1所示的成分组成(余量为fe和不可避免的杂质)的母材钢板的原材与达到表2所示的成分组成(余量为ni和不可避免的杂质)的ni基合金(alloy625)的包层材料的原材按照(a)母材钢板的原材/包层材料的原材的顺序、或者(b)母材钢板的原材/包层材料的原材/包层材料的原材/母材钢板的原材的顺序层叠而得到钢坯，对所得到的钢坯在表3所示的条件下实施复合轧制(第一和第二轧制)，制成轧制板，接着，对所得到的轧制板在表3所示的条件下实施加速冷却和回火，制造板厚为30mm的复合钢板(母材钢板的板厚：27mm、包层材料的板厚：3mm)。
从这样得到的复合钢板上裁取用于拉伸试验和用于dwtt试验的试验片，依据api-5l实施拉伸试验和dwtt试验(试验温度：-30℃)，求出拉伸强度和屈服强度、延性断口率dwttsa-30℃。拉伸强度和延性断口率dwttsa-30℃的目标值如下所述。
拉伸强度：535mpa以上
延性断口率dwttsa-30℃：85％以上
(特别优良的dwttsa-30℃：90％以上)
另外，实施依据jisg0601的剪切试验，求出母材钢板与包层材料的接合界面剪切强度，对母材钢板与包层材料的接合性进行评价。需要说明的是，在接合界面剪切强度为300mpa以上的情况下，视为接合性良好。
另外，通过上述的方法，进行钢组织的鉴定和各相的面积率的计算、以及贝氏体的平均结晶粒径的计算。
将这些结果示于表4中。
[表2]
[表3]
由表4可知，发明例均得到了拉伸强度：535mpa以上和延性断口率dwttsa-30℃：85％以上，并且接合性也良好。
另一方面，对于表4的比较例no.1而言，母材钢板的c、mn和ti含量低于适当范围，因此，冷却中生成的铁素体的量多，ti所带来的析出强化也不充分，因此，未能得到期望的拉伸强度。
对于比较例no.9而言，母材钢板的c和mn量超过适当范围，因此，岛状马氏体的生成量增加，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.10而言，母材钢板的si、nb和ti含量超过适当范围，因此，tin粗大化，其成为延性裂纹、脆性裂纹的产生起点等，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.11而言，nb含量低于适当范围，因此，γ未再结晶温度范围的扩大不充分，奥氏体粗大化，在制品板中得不到微细的贝氏体的晶粒，因此，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.17而言，钢坯加热温度超过适当范围，因此，奥氏体粗大化，在制品板中得不到微细的贝氏体的晶粒，因此，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.18而言，钢坯加热温度低于适当范围，因此，强化元素的固溶不充分，未能得到期望的拉伸强度。另外，母材钢板与包层材料的接合性也不能说是充分的。
对于比较例no.19而言，表面温度为950℃以上的温度范围内的压下比低于适当范围，因此，未能得到期望的母材钢板与包层材料的接合性。
对于比较例no.20而言，表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下率低于适当范围，因此，贝氏体的微细化不充分，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.21而言，轧制结束温度低于适当范围，因此，未能得到期望的母材钢板与包层材料的接合性。
对于比较例no.22而言，平均冷却速度低于适当范围，因此，冷却中生成的铁素体的量多，未能得到期望的拉伸强度。
对于比较例no.23而言，冷却停止温度超过适当范围，并且回火温度也低于适当范围，因此，岛状马氏体的量多，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.24而言，回火温度超过适当范围，因此，析出物(渗碳体)粗大化，未能得到期望的低温韧性。
■实施例2
将表5所示的成分组成(余量为fe和不可避免的杂质)的母材钢板的原材与达到表6所示的成分组成(余量为fe和不可避免的杂质)的ni基合金(alloy825)的包层材料的原材按照(a)母材钢板的原材/包层材料的原材的顺序、或者(b)母材钢板的原材/包层材料的原材/包层材料的原材/母材钢板的原材的顺序层叠而得到钢坯，对所得到的钢坯在表7所示的条件下实施复合轧制(第一和第二轧制)，制成轧制板，接着，对所得到的轧制板在表7所示的条件下实施加速冷却和回火，制造板厚为30mm的复合钢板(母材钢板的板厚：27mm、包层材料的板厚：3mm)。
从这样得到的复合钢板上裁取用于拉伸试验和用于dwtt试验的试验片，依据api-5l实施拉伸试验和dwtt试验(试验温度：-30℃)，求出拉伸强度和屈服强度、延性断口率dwttsa-30℃。拉伸强度和延性断口率dwttsa-30℃的目标值如下所述。
拉伸强度：535mpa以上
延性断口率dwttsa-30℃：85％以上
(特别优良的dwttsa-30℃：90％以上)
另外，实施依据jisg0601的剪切试验，求出母材钢板与包层材料的接合界面剪切强度，对母材钢板与包层材料的接合性进行评价。需要说明的是，在接合界面剪切强度为300mpa以上的情况下，视为接合性良好。
另外，通过上述的方法，进行钢组织的鉴定和各相的面积率的计算、以及贝氏体的平均结晶粒径的计算。
将这些结果示于表8中。
[表6]
[表7]
由表8可知，发明例均得到了拉伸强度：535mpa以上和延性断口率dwttsa-30℃：85％以上，并且接合性也良好。
另一方面，对于表8的比较例no.1而言，母材钢板的c、mn和ti含量低于适当范围，因此，冷却中生成的铁素体的量多，ti所带来的析出强化也不充分，因此，未能得到期望的拉伸强度。
对于比较例no.9而言，母材钢板的c和mn量超过适当范围，因此，岛状马氏体的生成量增加，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.10而言，母材钢板的si、nb和ti含量超过适当范围，因此，tin粗大化，其成为脆性裂纹的产生起点，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.11而言，nb含量低于适当范围，因此，γ未再结晶温度范围的扩大不充分，奥氏体粗大化，在制品板中得不到微细的贝氏体的晶粒，因此，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.17而言，钢坯加热温度超过适当范围，因此，奥氏体粗大化，在制品板中得不到微细的贝氏体的晶粒，因此，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.18而言，钢坯加热温度低于适当范围，因此，强化元素的固溶不充分，未能得到期望的拉伸强度。另外，母材钢板与包层材料的接合性也不能说是充分的。
对于比较例no.19而言，表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下率低于适当范围，因此，贝氏体的微细化不充分，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.20而言，平均冷却速度低于适当范围，因此，冷却中生成的铁素体的量多，未能得到期望的拉伸强度。
对于比较例no.21而言，冷却停止温度超过适当范围，并且回火温度也低于适当范围，因此，岛状马氏体的量多，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.22而言，回火温度超过适当范围，因此，析出物(渗碳体)粗大化，未能得到期望的低温韧性。
■实施例3
将表9所示的成分组成(余量为fe和不可避免的杂质)的母材钢板的原材与达到表10所示的成分组成(余量为fe和不可避免的杂质)的奥氏体系不锈钢的包层材料的原材按照(a)母材钢板的原材/包层材料的原材的顺序、或者(b)母材钢板的原材/包层材料的原材/包层材料的原材/母材钢板的原材的顺序层叠而得到钢坯，对所得到的钢坯在表11所示的条件下实施复合轧制(第一和第二轧制)，制成轧制板，接着，对所得到的轧制板在表11所示的条件下实施加速冷却和回火，制造板厚为30mm的复合钢板(母材钢板的板厚：27mm、包层材料的板厚：3mm)。
从这样得到的复合钢板上裁取用于拉伸试验和用于dwtt试验的试验片，依据api-5l实施拉伸试验和dwtt试验(试验温度：-30℃)，求出拉伸强度和屈服强度、延性断口率dwttsa-30℃。拉伸强度和延性断口率dwttsa-30℃的目标值如下所述。
拉伸强度：535mpa以上
延性断口率dwttsa-30℃：85％以上
(特别优良的dwttsa-30℃：90％以上)
另外，实施依据jisg0601的剪切试验，求出母材钢板与包层材料的接合界面剪切强度，对母材钢板与包层材料的接合性进行评价。需要说明的是，在接合界面剪切强度为300mpa以上的情况下，视为接合性良好。
进而，通过上述的方法，进行钢组织的鉴定和各相的面积率的计算、以及贝氏体的平均结晶粒径的计算。
将这些结果示于表12中。
[表10]
[表11]
由表12可知，发明例均得到了拉伸强度：535mpa以上和延性断口率dwttsa-30℃：85％以上，并且接合性也良好。
另一方面，对于表12的比较例no.1而言，母材钢板的c、mn和ti含量低于适当范围，因此，冷却中生成的铁素体的量多，ti所带来的析出强化也不充分，因此，未能得到期望的拉伸强度。
对于比较例no.9而言，母材钢板的c和mn量超过适当范围，因此，岛状马氏体的生成量增加，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.10而言，母材钢板的si、nb和ti含量超过适当范围，因此，tin粗大化，其成为延性裂纹、脆性裂纹的产生起点等，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.11而言，nb含量低于适当范围，因此，γ未再结晶温度范围的扩大不充分，奥氏体粗大化，在制品板中得不到微细的贝氏体的晶粒，因此，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.17而言，钢坯加热温度超过适当范围，因此，奥氏体粗大化，在制品板中得不到微细的贝氏体的晶粒，因此，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.18而言，钢坯加热温度低于适当范围，因此，强化元素的固溶不充分，未能得到期望的拉伸强度。另外，母材钢板与包层材料的接合性也不能说是充分的。
对于比较例no.19而言，表面温度为900℃以下的温度范围内的累积压下率低于适当范围，因此，贝氏体的微细化不充分，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.20而言，平均冷却速度低于适当范围，因此，冷却中生成的铁素体的量多，未能得到期望的拉伸强度。
对于比较例no.21而言，冷却停止温度超过适当范围，并且回火温度也低于适当范围，因此，岛状马氏体的量多，未能得到期望的低温韧性。
对于比较例no.22而言，回火温度超过适当范围，因此，析出物(渗碳体)粗大化，未能得到期望的低温韧性。