JP2004300493A - 低降伏比低温用鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】母材および溶接部の低温靱性、ならびに耐応力腐食割れ性に優れる低降伏比低温用鋼およびその製造方法の提供。
【解決手段】（１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｔｉ、ｓｏｌ．ＡｌおよびＮを含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、下記の（１）式から求められるＳＰ１（＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６）が０．２３〜０．３２％であり、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織の面積率が５〜７０％である鋼。フェライト組織の円相当平均粒径が１０μｍ以下であることが望ましい。
（２）上記の鋼は、１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止することにより得られる。
【選択図】 なし
【解決手段】（１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｔｉ、ｓｏｌ．ＡｌおよびＮを含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、下記の（１）式から求められるＳＰ１（＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６）が０．２３〜０．３２％であり、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織の面積率が５〜７０％である鋼。フェライト組織の円相当平均粒径が１０μｍ以下であることが望ましい。
（２）上記の鋼は、１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止することにより得られる。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として液体アンモニアとＬＰＧなどの多種液化ガスを混載する多目的用タンクに用いられる鋼材に好適な低降伏比低温用鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記の多目的用タンクに用いられる鋼材には、低温貯蔵の観点から母材部および溶接部の低温靱性が基本特性として要求される。近年、多目的用タンクにはＬＰＧとともに液体アンモニアが混載されることもあることから、その鋼材にはアンモニアによる応力腐食割れを防止できるものが求められている。これらの要求に対応すべく、種々の技術が提案されている。
【０００３】
特許文献１には、鋼板素材の表面から０．３ｍｍ以内のＣ含有量が母材Ｃ量の５０％以下になるように表面脱炭する工程と、表面脱炭鋼板を焼入れ温度に加熱した後、冷却速度を８００〜５００℃の温度範囲で１５０℃／ｓｅｃ以下になるように冷却する工程とを有する鋼板の製造方法が提案されている。この方法では、母材部および溶接部の表面硬さをＨｖ１９０以下に制限してアンモニアによる応力腐食割れを防止することとされているが、鋼材を得るまでの工程が煩雑であるとともに、母材部および溶接部のいずれにおいても優れた低温靱性を有しているとはいえない。
【０００４】
特許文献２には、所定の化学組成を有する鋼片を、９５０〜１２５０℃に加熱してから仕上温度７００〜９００℃の条件で熱間圧延すると共に、その熱間圧延終了後の冷却過程では６００〜８５０℃の温度域より水冷を開始して６００℃を下回る温度域において水冷を停止する鋼板の製造方法が提案されている。この方法により製造された鋼板は、引張強さ：５３０〜６１０ＭＰａ、降伏強度：３６０〜４４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下ならびに５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−６０℃以下を示し、耐応力腐食割れ性に優れているとされているが、この方法に供される鋼片には、Ｎｉが０．０５〜０．８０％含まれており、鋼材のコストを著しく上昇させる。また、Ｎｉは母材靱性の向上に寄与するが、応力腐食割れ感受性を高める元素であるという欠点がある。
【０００５】
特許文献３には、所定の化学組成を有し、フェライトの平均粒径が５〜１５μｍで、且つ層状パーライトの層間隔が３０μｍ以下である低降伏比型低温用鋼板が提案されている。この鋼板は、耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れているとされ、引張強さが４００ＭＰａ以上で、降伏比が９０％以下である。しかし、これらの特性は、上記の多目的用タンクに用いる鋼材の特性としては不十分である。
【０００６】
特許文献４には、所定の化学組成を有するスラブを熱間圧延後、オーステナイト化温度に加熱し空冷以下の冷却速度で冷却した後、さらに２相域温度（Ａｃ１−Ａｃ３）に加熱焼入れし、続いて焼戻し処理を施す高張力鋼の製造方法が提案されている。また、特許文献５には、所定の化学組成を有する鋼を１０００〜１２５０℃に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上とし、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了後直ちに焼入れし、さらに７５０〜８７０℃に再加熱後焼入れ、引続きＡｃ１点以下の温度に加熱して焼戻し処理をする溶接性および低温靱性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が提案されている。しかし、特許文献４および５で提案される方法は、再加熱熱処理を施すため、作業工数が増大し、ひいては製造コストの上昇を招く。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５８−６７８３０号公報
【特許文献２】
特開平１０−１９５５３３号公報
【特許文献３】
特開平１１−１３１１７８号公報
【特許文献４】
特開平５−９５７１号公報
【特許文献５】
特開平１０−１６８５１６号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、高価な元素を添加せず、母材部および溶接部の機械的特性に優れた低降伏比低温用鋼を提供し、さらに、作業工数を増大させることなく、上記の低降伏比低温用鋼を製造できる方法を提供することを目的とする。なお、本発明においては、機械的特性として、引張強さ、降伏強さ、降伏比、母材部および溶接部の低温靱性、ならびにアンモニアに対する耐応力腐食割れ性の各性能を評価した。
【０００９】
それぞれの目標値は、引張強さ（ＴＳ）が４９０〜６１０ＭＰａ、降伏強さ（ＹＳ）が３６０〜４４０ＭＰａ、降伏比（〔ＹＳ／ＴＳ〕×１００％）が８０％以下、母材部の低温靱性が破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で−６０℃以下、溶接部の低温靱性が−５５℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５５）で５０Ｊ以上とした。また、アンモニアに対する耐応力腐食割れ性の評価は、溶接部から切り出した試験片を４点曲げによって降伏応力の８０％、１００％および１２０％に相当する応力を付与し、試験温度２５℃で腐食溶液（飽和ＮＨ４ＣＯＮＨ２−液体ＮＨ３）中に２４０時間浸漬した後、光学顕微鏡を用いて２００倍の倍率で、それぞれの試験片の割れの有無を調査した。その結果、割れが観察されなかった場合を良好、割れが観察された場合を不良として評価した。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明は、下記の（Ａ）および（Ｂ）に示す低降伏比低温用鋼および下記の（Ｃ）および（Ｄ）に示す低降伏比低温用鋼の製造方法を要旨とする。
【００１１】
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、下記の（１）式から求められるＳＰ１が０．２３〜０．３２％であり、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率が５〜７０％であることを特徴とする低降伏比低温用鋼。
【００１２】
ＳＰ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６ …（１）
但し、（１）式中の各元素は含有量を意味する。
【００１３】
（Ｂ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％、更にＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、下記の（２）式から求められるＳＰ２が０．２３〜０．３２％であり、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率が５〜７０％であることを特徴とする低降伏比低温用鋼。
【００１４】
ＳＰ２＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
但し、（２）式中の各元素は含有量を意味する。
【００１５】
上記の（Ａ）または（Ｂ）に記載の低降伏比低温用鋼は、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径が１０μｍ以下であることが望ましい。
【００１６】
（Ｃ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、かつ下記の（１）式から求められるＳＰ１が０．２３〜０．３２％である鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止することを特徴とする低降伏比低温用鋼の製造方法。
【００１７】
ＳＰ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６ …（１）
但し、（１）式中の各元素は含有量を意味する。
【００１８】
（Ｄ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％、更にＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、かつ下記の（２）式から求められるＳＰ２が０．２３〜０．３２％である鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止することを特徴とする低降伏比低温用鋼の製造方法。
【００１９】
ＳＰ２＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
但し、（２）式中の各元素は含有量を意味する。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の態様を詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は「質量％」を意味する。
【００２１】
１．化学組成について
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、鋼材の強度を上昇させるのに極めて有効な元素である。しかし、その含有量が０．０２％未満では、所望の強度（４９０〜６１０ＭＰａ）を確保できないばかりでなく、低降伏比（８０％以下）を達成するために必要なパーライトやベイナイトなどの硬化組織の生成が不十分となる。一方、Ｃの含有量が０．０６％を超えると、硬度の上昇に伴う降伏強度の上昇、溶接部の靱性劣化を引き起こし、所望の耐アンモニア応力腐食割れ性を確保する上で不利となる。従って、Ｃの含有量を０．０２〜０．０６％とした。
【００２２】
Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは、Ａｌとともに脱酸剤として有効な元素であり、鋼の強度上昇にも極めて有効である。しかし、その含有量が０．１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、溶接部の低温靱性が低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．１〜０．５％とした。
【００２３】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、焼入性を上昇させて、鋼の強度および靱性を確保する上で重要な元素である。しかし、その含有量が１．０％未満では母材の低温靱性が低い。一方、Ｍｎを２．０％を超えて含有させると、これらの効果が飽和するばかりでなく、連続鋳造によるスラブの製造時に中心偏析の主要因となる。従って、Ｍｎの含有量を１．０〜２．０％とした。
【００２４】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在する元素である。Ｐの含有量を低減すれば、母材の機械的特性および溶接部の低温靱性を向上させ、中心偏析を低減できるので、その含有量はできるだけ少ない方がよい。従って、Ｐの含有量を０．０２０％以下に制限した。
【００２５】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓも鋼中に不純物として存在する元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して機械的特性の圧延異方性を助長させるばかりではなく、アンモニアによる応力腐食割れを増加させる。このため、Ｓの含有量を０．０１０％以下に制限した。
【００２６】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させて、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させるだけでなく、析出強化により母材の強度を向上させる効果を有する元素である。これらの効果を得るためには、０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると、溶接部の靱性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０５０％とした。
【００２７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細に析出し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、圧延組織の微細化に有効である。また、ＴｉＮが鋼中に存在すると、溶接時に熱影響部の組織の粗大化を抑制する。このため、Ｔｉは母材および溶接部の靱性を改善する上で必要な元素である。これらの効果はその含有量が０．００５％未満では不十分であるが、０．０２５％を超えて含有させると溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０２５％とした。
【００２８】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下
ｓｏｌ．Ａｌは、鋼中の溶存酸素を低減するのに極めて有効な元素である、脱酸剤として鋼中に含有させる。また、ｓｏｌ．Ａｌは、鋼中のフリーＮをＡｌＮとして固定し無害化する効果も有する。しかし、これらの効果は、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を過剰に増加させても飽和する。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０９０％とした。なお、上記の効果はｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．００５％以上の場合に顕著となる。また、鋼の清浄度の観点からはｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０６０％以下とするのが好ましい。
【００２９】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、鋼中に不純物として存在する元素であるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成すると、鋼の強度を上昇させ、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成すると圧延組織を微細化するなどの効果を有する。これらの効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００１％以上とする必要がある。しかし、Ｎの含有量が過剰な場合には溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｎの含有量を０．００１〜０．０１％とした。
【００３０】
Ｎｉ：０．０５％未満
Ｎｉは、鋼中に不純物として存在する元素であり、本発明の鋼には添加しない。Ｎｉは、母材の靱性を向上させるなどの効果を有するため、従来の鋼においては、積極的に添加されてきた。しかし、前述の多目的タンクのように種々の液体が積荷されるような用途においては、応力腐食割れ感受性を高めるという欠点がある。また、鉄鋼製造の主流となっている連続鋳造法においては、Ｎｉ非添加鋼材の方が量産化しやすい。即ち、連続鋳造法により量産される鉄鋼製品には、Ｎｉ非添加鋼材が多いため、Ｎｉ添加鋼材を連続的に鋳込むと、Ｎｉ非添加鋼材とＮｉ添加鋼材との境界に位置する鋼材を使用できないことが多い。しかし、Ｎｉ非添加鋼材同士であれば、境界付近における使用可能な鋼材が多くなるため、歩留りが向上し、製造コストを低減できる。
【００３１】
以上の理由から、本発明の低降伏比低温用鋼においては、Ｎｉを添加しないこととし、その含有量を０．０５％未満に制限することとした。
【００３２】
本発明の低降伏比低温用鋼には、鋼の降伏比を低減することを目的として、更にＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの一種以上を含有させてもよい。
【００３３】
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕは、母材の強度および低温靱性を改善するのに有効な元素である。これらの効果を得るためには０．０５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えると、熱間圧延時に割れが発生して製造が困難となる。従って、Ｃｕを含有させる場合の含有量を０．０５〜０．５０％とした。
【００３４】
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
Ｃｒも母材の強度および低温靱性を改善するのに有効な元素であり、これらの効果を得るためには０．０５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、母材および溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｃｒを含有させる場合には、その含有量を０．０５〜０．５０％とすればよい。
【００３５】
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏも母材の強度および低温靱性を改善するのに有効な元素である。これらの効果を得るためには０．０５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、母材および溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｍｏを含有させる場合の含有量を０．０５〜０．５０％とした。
【００３６】
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｖは、析出強化元素であり、母材の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためには、その含有量を０．０１％以上とするのが望ましい。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、母材および溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｖを含有させる場合の含有量を０．０１〜０．０５％とした。
【００３７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、硫化物の形態を制御して母材の低温靱性を向上させる効果を有するとともに、耐硫化物応力腐食割れ性および耐アンモニア応力腐食割れ性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、Ｃａを０．０００５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃａの含有量が０．００５％を超えても、これらの効果が飽和する。従って、Ｃａを含有させる場合の含有量を０．０００５〜０．００５％とした。
【００３８】
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制して組織を微細化する効果を有し、溶接部の低温靱性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｍｇを０．０００３％以上含有させるのが望ましい。しかし、その含有量が０．００４％を超えてもその効果が飽和する。従って、Ｍｇを含有させる場合の含有量を０．００３〜０．００４％とした。
【００３９】
ＳＰ１またはＳＰ２：０．２３〜０．３２％
但し、ＳＰ１は下記の（１）式から求められる値であり、ＳＰ２は下記の（２）式から求められる値である。（１）式および（２）式中の各元素は含有量を意味する。
【００４０】
ＳＰ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６ …（１）
ＳＰ２＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
Ｃの含有量が多いほど二相組織化が容易となり、且つ硬質相の硬さが上昇して低降伏比が得られやすくなるが、低温靱性を著しく劣化させるという問題がある。従って、Ｃ含有量を低減することが有効であるが、硬質相の硬さが低減するため、結果として降伏比の上昇を引き起こし、低温靱性の向上と降伏比の低減の両方を得ることは困難である。
【００４１】
そこで、本発明者らは、Ｃ含有量を比較的低減させることを前提として研究を重ねた結果、Ｃ以外の元素の含有量を規定することによりパーライトやベイナイトなどの硬化組織の硬さを確保することとした。しかし、個々の成分の範囲を規定しても、成分系全体のバランスが適切でない場合には、優れた特性が得られないことから、本発明においては、上記の（１）式から求められるＳＰ１の値、Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶが含まれる場合には、上記の（２）式から求められるＳＰ２の値を規定することとした。
【００４２】
ここで、ＳＰ１またはＳＰ２の値が０．２３％未満の場合、鋼がフェライト主体の組織となり、さらにフェライトマトリックス中に存在するパーライトやベイナイトなどの硬化組織の強度を確保することができず、低降伏比を得ることができない。しかし、ＳＰ１またはＳＰ２の値が０．３２％を超えると、硬化組織の硬さが上昇して、母材および溶接部の靱性が劣化する。また、フェライト中に固溶する元素が多くなるため、フェライトマトリックスの強度を上昇させて降伏比の上昇を引き起こす。従って、ＳＰ１またはＳＰ２の値を０．２３〜０．３２％とした。
【００４３】
２．ミクロ組織について
本発明の低降伏比低温用鋼は、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率が５〜７０％であることが必要である。これらの組織の面積率によって鋼の降伏比が大きく変動するからである。なお、「表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置」とは、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置およびその近傍位置を意味し、実際には０．２２ｔ〜０．２８ｔ（ｔは板厚）の範囲で観察すればよい。
【００４４】
ここで、上記の面積率が５％未満の場合、フェライト組織主体の軟相の組織となるため、引張強さが４９０ＭＰａ以上で、且つ降伏比が８０％以下という条件を満足しない。一方、上記の面積率が７０％を超えると、引張強さが上昇し過ぎるとともに、母材および溶接部の靱性の劣化を引き起こす。従って、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率を５〜７０％と規定した。
【００４５】
なお、上記の組織以外の組織については特に制限はない。このような組織で微細な島状マルテンサイトが生成する場合があるが、その面積率が５％未満であれば許容できる。この面積率の範囲であれば、鋼材の性能に悪影響を及ぼさないからである。
【００４６】
本発明の低降伏比低温用鋼は、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径が１０μｍ以下であるのが最も望ましい。本発明の低降伏比低温用鋼は、応力腐食割れの観点からＮｉを添加しないこととしているため、低温靱性の劣化が懸念される。このため、組織の微細化により低温靱性を確保することとしたものである。
【００４７】
即ち、上記の化学組成を有する鋼において所望の低温靱性を得るためには、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径を１０μｍ以下とすることが望ましい。ここで、上記のフェライトとは、粒状のフェライトを示し、ベイニティックフェライトやパーライトを構成するフェライトは除かれる。また、「円相当平均粒径」とは、任意の一視野についてＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定される方法に従って測定したフェライト結晶粒度から結晶粒の平均断面積を求め、これを円に置き換えたときの半径を意味する。
【００４８】
なお、上記の組織の規定を表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置で観察するのは、鋼板の組織が板厚方向の位置によって変動することから、この位置が鋼板の組織状態を代表する位置として相応しいからである。従って、上記のｔ／４（ｔは板厚）の位置は、表面側からの位置でも、裏面側からの位置でもよい。また、組織の面積率および粒径の観察は、図１に示すように、鋼板１の圧延方向についての横断面（図で「観察面」として示した面）で行えばよい。
【００４９】
３．製造方法について
本発明の低降伏比低温用鋼の製造方法においては、上記の化学組成を有する鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止する。
【００５０】
鋼の加熱温度は、加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するためには、１２００℃以下とする必要がある。しかし、鋼の加熱温度が１０００℃未満の場合、圧延中に結晶粒を微小化を微細化させることができず、さらに、圧延後の析出硬化に有効なＮｂを固溶させることが困難となる。従って、鋼の加熱温度を１０００〜１２００℃とした。
【００５１】
熱間圧延の仕上温度は、できるだけ低温で行うことが望ましい。これは、オーステナイトの微細化を促進して、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径を１０μｍ以下とするためである。しかし、熱間圧延の仕上温度がＡｒ３未満も場合、フェライト・オーステナイト二相域での圧延になるため、フェライト中に転位が導入される。このため、降伏強度が上昇して低降伏比を達成できない。一方、熱間圧延の仕上温度が８５０℃を超えると、粗大なオーステナイトが生成して圧延後の母材の靱性の劣化を引き起こす。従って、熱間圧延の仕上温度をＡｒ３〜８５０℃とした。
【００５２】
冷却開始温度は、フェライト変態、パーライト変態またはベイナイト変態を適度に生じせしめて適切な複合組織を得るためには、熱間圧延の仕上温度を勘案して設定する必要がある。冷却開始温度が（Ａｒ３−３０）℃を超える場合には、フェライトの変態量が十分ではなく、硬化組織の比率が大きくなって降伏比が上昇する。しかし、（Ａｒ３−１００）℃未満の場合、フェライトの変態量が多くなりすぎて所望の強度（特に降伏比）が得られない。従って、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃とした。
【００５３】
水冷停止温度は、本発明において非常に重要である。即ち、水冷停止温度が１５０℃以上では、ベイナイト変態やマルテンサイト変態などの変態点の影響を受けて鋼板の表面と内部において温度勾配が生じる。これにより、変態むらが生じ、組織の不均一に伴い母材の特性の劣化を引き起こす。従って、水冷停止温度を１５０℃未満とした。
【００５４】
なお、本発明の製造方法によって得られる組織に変化を及ぼす熱処理は避けるべきである。
【００５５】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造機によって厚さ２３５ｍｍのスラブを得た。
【００５６】
【表１】
得られたスラブから表２に示す製造条件で厚さ２０ｍｍの鋼板を作製し、これらを供試材とした。
【００５７】
【表２】
【００５８】
得られた供試材について、下記の方法により組織状態および各種の特性を調査した。この結果を表３に示す。
【００５９】
ミクロ組織の状態
上記の供試材から圧延方向に水平な方向の断面を切り出した試験片を採取した。各試験片の板厚方向の断面について表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置をナイタールでエッチングした後、光学顕微鏡を用い、倍率５００倍で写真撮影を行い、１００μｍ角中に存在する硬化組織の面積率をイメージスキャナーで読み取り、求めた。これを合計３視野について行い、その平均値を硬化組織の面積率とした。また、フェライトの平均粒径については、任意の一視野についてＪＩＳ Ｚ ０５５２に規定される方法に従って測定したフェライト結晶粒度から結晶粒の平均断面積を求め、これを円に置き換えたときの半径を算出して求めた。
【００６０】
母材の特性
上記の供試材の圧延方向に垂直な方向からＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される１４Ｂ号試験片を採取し、引張試験を行った。降伏強さ（ＹＳ）は３６０〜４４０ＭＰａ、引張強さ（ＴＳ）は４９０〜６１０ＭＰａ、降伏比（〔ＹＳ／ＴＳ〕×１００％）は８０％以下を良好な範囲とした。母材部の低温靱性は、上記の供試材の圧延方向に垂直な方向で、ｔ／４（ｔは板厚）の位置からＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。その試験結果から破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を算出した。破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は−６０℃以下を良好な範囲とした。
【００６１】
溶接部の低温靱性
上記の供試材から長さ６００ｍｍ、幅３００ｍｍの溶接試験片を切り出し、その端部をＸ型開先に加工し、入熱量が約４ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を行って溶接継手を作製した。各溶接継手から衝撃試験片の端部が鋼板の表面から１ｍｍとなる位置でノッチ位置がフュージョンラインに一致するように採取し、シャルピー衝撃試験を行い、−５５℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５５）を測定した。−５５℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５５）は５０Ｊ以上を良好な範囲とした。
【００６２】
耐アンモニア応力腐食割れ性
耐アンモニア応力腐食割れ性の評価は、上記の溶接継ぎ手の溶接ビートままの表面から厚さ２ｍｍ、幅１５ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を切り出し、４点曲げによって降伏応力の８０％、１００％および１２０％に相当する応力（０．８σｙ、１．０σｙおよび１．２σｙ）を付与し、試験温度２５℃で腐食溶液（飽和ＮＨ４ＣＯＮＨ２−液体ＮＨ３）中に２４０時間浸漬した後、光学顕微鏡を用い、倍率２００倍で、それぞれの試験片の割れの有無を調査した。その結果、割れが観察されなかった場合を良好、割れが観察された場合を不良として評価した。
【００６３】
【表３】
【００６４】
表３に示すように、本発明例であるＮｏ．１、３、４および９〜１７の鋼は、いずれも多目的タンク用鋼として十分な特性を有していた。
【００６５】
一方、比較例であるＮｏ．２は、化学組成は本発明の範囲内であるが、フェライト・オーステナイト二相域温度での焼戻しを行ったものである。このため、Ｎｏ．２では、硬化組織の面積率が低く、且つフェライト平均粒径が本発明で規定される範囲を超え、母材の強度および靱性が劣化した。
【００６６】
比較例であるＮｏ．５〜８の鋼は、本発明で規定される化学組成の範囲内にあるが、本発明で規定される範囲を外れる製造条件により作製されたものであり、いずれかの特性が劣っていた。即ち、Ｎｏ．５の鋼は、加熱温度が高すぎたためにオーステナイト粒が粗大化して焼入性が増大し、硬化組織の面積率が本発明で規定される範囲を超えた。このため、Ｎｏ．５の鋼では、母材の強度および靱性が劣化した。Ｎｏ．６の鋼は、仕上温度が低すぎたために水冷開始温度がＡｒ３点未満となった。このため、Ｎｏ．６の鋼では、硬化組織の面積率が小さくなり、母材の耐力および靱性が劣化した。Ｎｏ．７の鋼は、水冷開始温度が高すぎたために硬化組織の面積率が大きくなり、耐力および強度の双方が上昇した。Ｎｏ．８の鋼は、水冷停止温度が高すぎたために、硬化組織の面積率が小さくなり、母材の強度および靱性が劣化した。
【００６７】
比較例であるＮｏ．１８、１９、２０、２１、２２および２３の鋼は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れる鋼である。Ｎｏ．１８の鋼では、Ｃ含有量が本発明で規定される範囲を上回っていたため、母材の靱性が劣化し、更に溶接部の硬化を引き起こして耐アンモニア応力腐食割れ性が劣化した。Ｎｏ．１９の鋼では、Ｍｎ含有量が本発明で規定される範囲を下回っていたため、母材の靱性が劣化した。Ｎｏ．２０の鋼では、Ｔｉ含有量が本発明で規定される範囲を下回っていたため、オーステナイトが粗大化し、変態後のフェライトが粗大化したことで、母材の耐力、強度および靱性のいずれの性能も劣っていた。Ｎｏ．２１の鋼では、Ｎｉ含有量が本発明で規定される範囲を上回っていたため、耐アンモニア応力腐食割れ性が劣化した。Ｎｏ．２２の鋼では、Ｃｒ含有量が本発明で規定される範囲を上回っていたため、母材の靱性が劣化した。Ｎｏ．２３の鋼では、ＳＰ値が本発明で規定される範囲を上回っていたため、母材の耐力、強度および靱性のいずれもが劣っていた。
【００６８】
【発明の効果】
本発明の低降伏比低温用鋼は、低い降伏比が得られるとともに母材および溶接部の低温靱性に優れ、さらに、応力腐食割れ感受性が低い鋼である。また、Ｎｉを添加しないので、経済性にも優れる鋼である。従って、多目的タンクに用いられる鋼として最適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】組織の面積率および粒径を観察する位置を示す図である。
【符号の説明】
１．鋼板
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として液体アンモニアとＬＰＧなどの多種液化ガスを混載する多目的用タンクに用いられる鋼材に好適な低降伏比低温用鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記の多目的用タンクに用いられる鋼材には、低温貯蔵の観点から母材部および溶接部の低温靱性が基本特性として要求される。近年、多目的用タンクにはＬＰＧとともに液体アンモニアが混載されることもあることから、その鋼材にはアンモニアによる応力腐食割れを防止できるものが求められている。これらの要求に対応すべく、種々の技術が提案されている。
【０００３】
特許文献１には、鋼板素材の表面から０．３ｍｍ以内のＣ含有量が母材Ｃ量の５０％以下になるように表面脱炭する工程と、表面脱炭鋼板を焼入れ温度に加熱した後、冷却速度を８００〜５００℃の温度範囲で１５０℃／ｓｅｃ以下になるように冷却する工程とを有する鋼板の製造方法が提案されている。この方法では、母材部および溶接部の表面硬さをＨｖ１９０以下に制限してアンモニアによる応力腐食割れを防止することとされているが、鋼材を得るまでの工程が煩雑であるとともに、母材部および溶接部のいずれにおいても優れた低温靱性を有しているとはいえない。
【０００４】
特許文献２には、所定の化学組成を有する鋼片を、９５０〜１２５０℃に加熱してから仕上温度７００〜９００℃の条件で熱間圧延すると共に、その熱間圧延終了後の冷却過程では６００〜８５０℃の温度域より水冷を開始して６００℃を下回る温度域において水冷を停止する鋼板の製造方法が提案されている。この方法により製造された鋼板は、引張強さ：５３０〜６１０ＭＰａ、降伏強度：３６０〜４４０ＭＰａ、降伏比：８０％以下ならびに５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−６０℃以下を示し、耐応力腐食割れ性に優れているとされているが、この方法に供される鋼片には、Ｎｉが０．０５〜０．８０％含まれており、鋼材のコストを著しく上昇させる。また、Ｎｉは母材靱性の向上に寄与するが、応力腐食割れ感受性を高める元素であるという欠点がある。
【０００５】
特許文献３には、所定の化学組成を有し、フェライトの平均粒径が５〜１５μｍで、且つ層状パーライトの層間隔が３０μｍ以下である低降伏比型低温用鋼板が提案されている。この鋼板は、耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れているとされ、引張強さが４００ＭＰａ以上で、降伏比が９０％以下である。しかし、これらの特性は、上記の多目的用タンクに用いる鋼材の特性としては不十分である。
【０００６】
特許文献４には、所定の化学組成を有するスラブを熱間圧延後、オーステナイト化温度に加熱し空冷以下の冷却速度で冷却した後、さらに２相域温度（Ａｃ１−Ａｃ３）に加熱焼入れし、続いて焼戻し処理を施す高張力鋼の製造方法が提案されている。また、特許文献５には、所定の化学組成を有する鋼を１０００〜１２５０℃に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上とし、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了後直ちに焼入れし、さらに７５０〜８７０℃に再加熱後焼入れ、引続きＡｃ１点以下の温度に加熱して焼戻し処理をする溶接性および低温靱性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が提案されている。しかし、特許文献４および５で提案される方法は、再加熱熱処理を施すため、作業工数が増大し、ひいては製造コストの上昇を招く。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５８−６７８３０号公報
【特許文献２】
特開平１０−１９５５３３号公報
【特許文献３】
特開平１１−１３１１７８号公報
【特許文献４】
特開平５−９５７１号公報
【特許文献５】
特開平１０−１６８５１６号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、高価な元素を添加せず、母材部および溶接部の機械的特性に優れた低降伏比低温用鋼を提供し、さらに、作業工数を増大させることなく、上記の低降伏比低温用鋼を製造できる方法を提供することを目的とする。なお、本発明においては、機械的特性として、引張強さ、降伏強さ、降伏比、母材部および溶接部の低温靱性、ならびにアンモニアに対する耐応力腐食割れ性の各性能を評価した。
【０００９】
それぞれの目標値は、引張強さ（ＴＳ）が４９０〜６１０ＭＰａ、降伏強さ（ＹＳ）が３６０〜４４０ＭＰａ、降伏比（〔ＹＳ／ＴＳ〕×１００％）が８０％以下、母材部の低温靱性が破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で−６０℃以下、溶接部の低温靱性が−５５℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５５）で５０Ｊ以上とした。また、アンモニアに対する耐応力腐食割れ性の評価は、溶接部から切り出した試験片を４点曲げによって降伏応力の８０％、１００％および１２０％に相当する応力を付与し、試験温度２５℃で腐食溶液（飽和ＮＨ４ＣＯＮＨ２−液体ＮＨ３）中に２４０時間浸漬した後、光学顕微鏡を用いて２００倍の倍率で、それぞれの試験片の割れの有無を調査した。その結果、割れが観察されなかった場合を良好、割れが観察された場合を不良として評価した。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明は、下記の（Ａ）および（Ｂ）に示す低降伏比低温用鋼および下記の（Ｃ）および（Ｄ）に示す低降伏比低温用鋼の製造方法を要旨とする。
【００１１】
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、下記の（１）式から求められるＳＰ１が０．２３〜０．３２％であり、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率が５〜７０％であることを特徴とする低降伏比低温用鋼。
【００１２】
ＳＰ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６ …（１）
但し、（１）式中の各元素は含有量を意味する。
【００１３】
（Ｂ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％、更にＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、下記の（２）式から求められるＳＰ２が０．２３〜０．３２％であり、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率が５〜７０％であることを特徴とする低降伏比低温用鋼。
【００１４】
ＳＰ２＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
但し、（２）式中の各元素は含有量を意味する。
【００１５】
上記の（Ａ）または（Ｂ）に記載の低降伏比低温用鋼は、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径が１０μｍ以下であることが望ましい。
【００１６】
（Ｃ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、かつ下記の（１）式から求められるＳＰ１が０．２３〜０．３２％である鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止することを特徴とする低降伏比低温用鋼の製造方法。
【００１７】
ＳＰ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６ …（１）
但し、（１）式中の各元素は含有量を意味する。
【００１８】
（Ｄ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％、更にＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、かつ下記の（２）式から求められるＳＰ２が０．２３〜０．３２％である鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止することを特徴とする低降伏比低温用鋼の製造方法。
【００１９】
ＳＰ２＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
但し、（２）式中の各元素は含有量を意味する。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の態様を詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は「質量％」を意味する。
【００２１】
１．化学組成について
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、鋼材の強度を上昇させるのに極めて有効な元素である。しかし、その含有量が０．０２％未満では、所望の強度（４９０〜６１０ＭＰａ）を確保できないばかりでなく、低降伏比（８０％以下）を達成するために必要なパーライトやベイナイトなどの硬化組織の生成が不十分となる。一方、Ｃの含有量が０．０６％を超えると、硬度の上昇に伴う降伏強度の上昇、溶接部の靱性劣化を引き起こし、所望の耐アンモニア応力腐食割れ性を確保する上で不利となる。従って、Ｃの含有量を０．０２〜０．０６％とした。
【００２２】
Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは、Ａｌとともに脱酸剤として有効な元素であり、鋼の強度上昇にも極めて有効である。しかし、その含有量が０．１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、溶接部の低温靱性が低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．１〜０．５％とした。
【００２３】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、焼入性を上昇させて、鋼の強度および靱性を確保する上で重要な元素である。しかし、その含有量が１．０％未満では母材の低温靱性が低い。一方、Ｍｎを２．０％を超えて含有させると、これらの効果が飽和するばかりでなく、連続鋳造によるスラブの製造時に中心偏析の主要因となる。従って、Ｍｎの含有量を１．０〜２．０％とした。
【００２４】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在する元素である。Ｐの含有量を低減すれば、母材の機械的特性および溶接部の低温靱性を向上させ、中心偏析を低減できるので、その含有量はできるだけ少ない方がよい。従って、Ｐの含有量を０．０２０％以下に制限した。
【００２５】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓも鋼中に不純物として存在する元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して機械的特性の圧延異方性を助長させるばかりではなく、アンモニアによる応力腐食割れを増加させる。このため、Ｓの含有量を０．０１０％以下に制限した。
【００２６】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させて、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させるだけでなく、析出強化により母材の強度を向上させる効果を有する元素である。これらの効果を得るためには、０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると、溶接部の靱性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０５０％とした。
【００２７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細に析出し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、圧延組織の微細化に有効である。また、ＴｉＮが鋼中に存在すると、溶接時に熱影響部の組織の粗大化を抑制する。このため、Ｔｉは母材および溶接部の靱性を改善する上で必要な元素である。これらの効果はその含有量が０．００５％未満では不十分であるが、０．０２５％を超えて含有させると溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０２５％とした。
【００２８】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下
ｓｏｌ．Ａｌは、鋼中の溶存酸素を低減するのに極めて有効な元素である、脱酸剤として鋼中に含有させる。また、ｓｏｌ．Ａｌは、鋼中のフリーＮをＡｌＮとして固定し無害化する効果も有する。しかし、これらの効果は、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を過剰に増加させても飽和する。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０９０％とした。なお、上記の効果はｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．００５％以上の場合に顕著となる。また、鋼の清浄度の観点からはｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０６０％以下とするのが好ましい。
【００２９】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、鋼中に不純物として存在する元素であるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成すると、鋼の強度を上昇させ、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成すると圧延組織を微細化するなどの効果を有する。これらの効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００１％以上とする必要がある。しかし、Ｎの含有量が過剰な場合には溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｎの含有量を０．００１〜０．０１％とした。
【００３０】
Ｎｉ：０．０５％未満
Ｎｉは、鋼中に不純物として存在する元素であり、本発明の鋼には添加しない。Ｎｉは、母材の靱性を向上させるなどの効果を有するため、従来の鋼においては、積極的に添加されてきた。しかし、前述の多目的タンクのように種々の液体が積荷されるような用途においては、応力腐食割れ感受性を高めるという欠点がある。また、鉄鋼製造の主流となっている連続鋳造法においては、Ｎｉ非添加鋼材の方が量産化しやすい。即ち、連続鋳造法により量産される鉄鋼製品には、Ｎｉ非添加鋼材が多いため、Ｎｉ添加鋼材を連続的に鋳込むと、Ｎｉ非添加鋼材とＮｉ添加鋼材との境界に位置する鋼材を使用できないことが多い。しかし、Ｎｉ非添加鋼材同士であれば、境界付近における使用可能な鋼材が多くなるため、歩留りが向上し、製造コストを低減できる。
【００３１】
以上の理由から、本発明の低降伏比低温用鋼においては、Ｎｉを添加しないこととし、その含有量を０．０５％未満に制限することとした。
【００３２】
本発明の低降伏比低温用鋼には、鋼の降伏比を低減することを目的として、更にＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの一種以上を含有させてもよい。
【００３３】
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕは、母材の強度および低温靱性を改善するのに有効な元素である。これらの効果を得るためには０．０５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えると、熱間圧延時に割れが発生して製造が困難となる。従って、Ｃｕを含有させる場合の含有量を０．０５〜０．５０％とした。
【００３４】
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
Ｃｒも母材の強度および低温靱性を改善するのに有効な元素であり、これらの効果を得るためには０．０５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、母材および溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｃｒを含有させる場合には、その含有量を０．０５〜０．５０％とすればよい。
【００３５】
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏも母材の強度および低温靱性を改善するのに有効な元素である。これらの効果を得るためには０．０５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、母材および溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｍｏを含有させる場合の含有量を０．０５〜０．５０％とした。
【００３６】
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｖは、析出強化元素であり、母材の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためには、その含有量を０．０１％以上とするのが望ましい。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、母材および溶接部の低温靱性を劣化させる。従って、Ｖを含有させる場合の含有量を０．０１〜０．０５％とした。
【００３７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、硫化物の形態を制御して母材の低温靱性を向上させる効果を有するとともに、耐硫化物応力腐食割れ性および耐アンモニア応力腐食割れ性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、Ｃａを０．０００５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃａの含有量が０．００５％を超えても、これらの効果が飽和する。従って、Ｃａを含有させる場合の含有量を０．０００５〜０．００５％とした。
【００３８】
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制して組織を微細化する効果を有し、溶接部の低温靱性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｍｇを０．０００３％以上含有させるのが望ましい。しかし、その含有量が０．００４％を超えてもその効果が飽和する。従って、Ｍｇを含有させる場合の含有量を０．００３〜０．００４％とした。
【００３９】
ＳＰ１またはＳＰ２：０．２３〜０．３２％
但し、ＳＰ１は下記の（１）式から求められる値であり、ＳＰ２は下記の（２）式から求められる値である。（１）式および（２）式中の各元素は含有量を意味する。
【００４０】
ＳＰ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６ …（１）
ＳＰ２＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
Ｃの含有量が多いほど二相組織化が容易となり、且つ硬質相の硬さが上昇して低降伏比が得られやすくなるが、低温靱性を著しく劣化させるという問題がある。従って、Ｃ含有量を低減することが有効であるが、硬質相の硬さが低減するため、結果として降伏比の上昇を引き起こし、低温靱性の向上と降伏比の低減の両方を得ることは困難である。
【００４１】
そこで、本発明者らは、Ｃ含有量を比較的低減させることを前提として研究を重ねた結果、Ｃ以外の元素の含有量を規定することによりパーライトやベイナイトなどの硬化組織の硬さを確保することとした。しかし、個々の成分の範囲を規定しても、成分系全体のバランスが適切でない場合には、優れた特性が得られないことから、本発明においては、上記の（１）式から求められるＳＰ１の値、Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶが含まれる場合には、上記の（２）式から求められるＳＰ２の値を規定することとした。
【００４２】
ここで、ＳＰ１またはＳＰ２の値が０．２３％未満の場合、鋼がフェライト主体の組織となり、さらにフェライトマトリックス中に存在するパーライトやベイナイトなどの硬化組織の強度を確保することができず、低降伏比を得ることができない。しかし、ＳＰ１またはＳＰ２の値が０．３２％を超えると、硬化組織の硬さが上昇して、母材および溶接部の靱性が劣化する。また、フェライト中に固溶する元素が多くなるため、フェライトマトリックスの強度を上昇させて降伏比の上昇を引き起こす。従って、ＳＰ１またはＳＰ２の値を０．２３〜０．３２％とした。
【００４３】
２．ミクロ組織について
本発明の低降伏比低温用鋼は、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率が５〜７０％であることが必要である。これらの組織の面積率によって鋼の降伏比が大きく変動するからである。なお、「表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置」とは、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置およびその近傍位置を意味し、実際には０．２２ｔ〜０．２８ｔ（ｔは板厚）の範囲で観察すればよい。
【００４４】
ここで、上記の面積率が５％未満の場合、フェライト組織主体の軟相の組織となるため、引張強さが４９０ＭＰａ以上で、且つ降伏比が８０％以下という条件を満足しない。一方、上記の面積率が７０％を超えると、引張強さが上昇し過ぎるとともに、母材および溶接部の靱性の劣化を引き起こす。従って、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率を５〜７０％と規定した。
【００４５】
なお、上記の組織以外の組織については特に制限はない。このような組織で微細な島状マルテンサイトが生成する場合があるが、その面積率が５％未満であれば許容できる。この面積率の範囲であれば、鋼材の性能に悪影響を及ぼさないからである。
【００４６】
本発明の低降伏比低温用鋼は、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径が１０μｍ以下であるのが最も望ましい。本発明の低降伏比低温用鋼は、応力腐食割れの観点からＮｉを添加しないこととしているため、低温靱性の劣化が懸念される。このため、組織の微細化により低温靱性を確保することとしたものである。
【００４７】
即ち、上記の化学組成を有する鋼において所望の低温靱性を得るためには、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径を１０μｍ以下とすることが望ましい。ここで、上記のフェライトとは、粒状のフェライトを示し、ベイニティックフェライトやパーライトを構成するフェライトは除かれる。また、「円相当平均粒径」とは、任意の一視野についてＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定される方法に従って測定したフェライト結晶粒度から結晶粒の平均断面積を求め、これを円に置き換えたときの半径を意味する。
【００４８】
なお、上記の組織の規定を表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置で観察するのは、鋼板の組織が板厚方向の位置によって変動することから、この位置が鋼板の組織状態を代表する位置として相応しいからである。従って、上記のｔ／４（ｔは板厚）の位置は、表面側からの位置でも、裏面側からの位置でもよい。また、組織の面積率および粒径の観察は、図１に示すように、鋼板１の圧延方向についての横断面（図で「観察面」として示した面）で行えばよい。
【００４９】
３．製造方法について
本発明の低降伏比低温用鋼の製造方法においては、上記の化学組成を有する鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止する。
【００５０】
鋼の加熱温度は、加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するためには、１２００℃以下とする必要がある。しかし、鋼の加熱温度が１０００℃未満の場合、圧延中に結晶粒を微小化を微細化させることができず、さらに、圧延後の析出硬化に有効なＮｂを固溶させることが困難となる。従って、鋼の加熱温度を１０００〜１２００℃とした。
【００５１】
熱間圧延の仕上温度は、できるだけ低温で行うことが望ましい。これは、オーステナイトの微細化を促進して、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径を１０μｍ以下とするためである。しかし、熱間圧延の仕上温度がＡｒ３未満も場合、フェライト・オーステナイト二相域での圧延になるため、フェライト中に転位が導入される。このため、降伏強度が上昇して低降伏比を達成できない。一方、熱間圧延の仕上温度が８５０℃を超えると、粗大なオーステナイトが生成して圧延後の母材の靱性の劣化を引き起こす。従って、熱間圧延の仕上温度をＡｒ３〜８５０℃とした。
【００５２】
冷却開始温度は、フェライト変態、パーライト変態またはベイナイト変態を適度に生じせしめて適切な複合組織を得るためには、熱間圧延の仕上温度を勘案して設定する必要がある。冷却開始温度が（Ａｒ３−３０）℃を超える場合には、フェライトの変態量が十分ではなく、硬化組織の比率が大きくなって降伏比が上昇する。しかし、（Ａｒ３−１００）℃未満の場合、フェライトの変態量が多くなりすぎて所望の強度（特に降伏比）が得られない。従って、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃とした。
【００５３】
水冷停止温度は、本発明において非常に重要である。即ち、水冷停止温度が１５０℃以上では、ベイナイト変態やマルテンサイト変態などの変態点の影響を受けて鋼板の表面と内部において温度勾配が生じる。これにより、変態むらが生じ、組織の不均一に伴い母材の特性の劣化を引き起こす。従って、水冷停止温度を１５０℃未満とした。
【００５４】
なお、本発明の製造方法によって得られる組織に変化を及ぼす熱処理は避けるべきである。
【００５５】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造機によって厚さ２３５ｍｍのスラブを得た。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
得られた供試材について、下記の方法により組織状態および各種の特性を調査した。この結果を表３に示す。
【００５９】
ミクロ組織の状態
上記の供試材から圧延方向に水平な方向の断面を切り出した試験片を採取した。各試験片の板厚方向の断面について表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置をナイタールでエッチングした後、光学顕微鏡を用い、倍率５００倍で写真撮影を行い、１００μｍ角中に存在する硬化組織の面積率をイメージスキャナーで読み取り、求めた。これを合計３視野について行い、その平均値を硬化組織の面積率とした。また、フェライトの平均粒径については、任意の一視野についてＪＩＳ Ｚ ０５５２に規定される方法に従って測定したフェライト結晶粒度から結晶粒の平均断面積を求め、これを円に置き換えたときの半径を算出して求めた。
【００６０】
母材の特性
上記の供試材の圧延方向に垂直な方向からＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される１４Ｂ号試験片を採取し、引張試験を行った。降伏強さ（ＹＳ）は３６０〜４４０ＭＰａ、引張強さ（ＴＳ）は４９０〜６１０ＭＰａ、降伏比（〔ＹＳ／ＴＳ〕×１００％）は８０％以下を良好な範囲とした。母材部の低温靱性は、上記の供試材の圧延方向に垂直な方向で、ｔ／４（ｔは板厚）の位置からＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。その試験結果から破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を算出した。破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は−６０℃以下を良好な範囲とした。
【００６１】
溶接部の低温靱性
上記の供試材から長さ６００ｍｍ、幅３００ｍｍの溶接試験片を切り出し、その端部をＸ型開先に加工し、入熱量が約４ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を行って溶接継手を作製した。各溶接継手から衝撃試験片の端部が鋼板の表面から１ｍｍとなる位置でノッチ位置がフュージョンラインに一致するように採取し、シャルピー衝撃試験を行い、−５５℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５５）を測定した。−５５℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５５）は５０Ｊ以上を良好な範囲とした。
【００６２】
耐アンモニア応力腐食割れ性
耐アンモニア応力腐食割れ性の評価は、上記の溶接継ぎ手の溶接ビートままの表面から厚さ２ｍｍ、幅１５ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を切り出し、４点曲げによって降伏応力の８０％、１００％および１２０％に相当する応力（０．８σｙ、１．０σｙおよび１．２σｙ）を付与し、試験温度２５℃で腐食溶液（飽和ＮＨ４ＣＯＮＨ２−液体ＮＨ３）中に２４０時間浸漬した後、光学顕微鏡を用い、倍率２００倍で、それぞれの試験片の割れの有無を調査した。その結果、割れが観察されなかった場合を良好、割れが観察された場合を不良として評価した。
【００６３】
【表３】
表３に示すように、本発明例であるＮｏ．１、３、４および９〜１７の鋼は、いずれも多目的タンク用鋼として十分な特性を有していた。
【００６５】
一方、比較例であるＮｏ．２は、化学組成は本発明の範囲内であるが、フェライト・オーステナイト二相域温度での焼戻しを行ったものである。このため、Ｎｏ．２では、硬化組織の面積率が低く、且つフェライト平均粒径が本発明で規定される範囲を超え、母材の強度および靱性が劣化した。
【００６６】
比較例であるＮｏ．５〜８の鋼は、本発明で規定される化学組成の範囲内にあるが、本発明で規定される範囲を外れる製造条件により作製されたものであり、いずれかの特性が劣っていた。即ち、Ｎｏ．５の鋼は、加熱温度が高すぎたためにオーステナイト粒が粗大化して焼入性が増大し、硬化組織の面積率が本発明で規定される範囲を超えた。このため、Ｎｏ．５の鋼では、母材の強度および靱性が劣化した。Ｎｏ．６の鋼は、仕上温度が低すぎたために水冷開始温度がＡｒ３点未満となった。このため、Ｎｏ．６の鋼では、硬化組織の面積率が小さくなり、母材の耐力および靱性が劣化した。Ｎｏ．７の鋼は、水冷開始温度が高すぎたために硬化組織の面積率が大きくなり、耐力および強度の双方が上昇した。Ｎｏ．８の鋼は、水冷停止温度が高すぎたために、硬化組織の面積率が小さくなり、母材の強度および靱性が劣化した。
【００６７】
比較例であるＮｏ．１８、１９、２０、２１、２２および２３の鋼は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れる鋼である。Ｎｏ．１８の鋼では、Ｃ含有量が本発明で規定される範囲を上回っていたため、母材の靱性が劣化し、更に溶接部の硬化を引き起こして耐アンモニア応力腐食割れ性が劣化した。Ｎｏ．１９の鋼では、Ｍｎ含有量が本発明で規定される範囲を下回っていたため、母材の靱性が劣化した。Ｎｏ．２０の鋼では、Ｔｉ含有量が本発明で規定される範囲を下回っていたため、オーステナイトが粗大化し、変態後のフェライトが粗大化したことで、母材の耐力、強度および靱性のいずれの性能も劣っていた。Ｎｏ．２１の鋼では、Ｎｉ含有量が本発明で規定される範囲を上回っていたため、耐アンモニア応力腐食割れ性が劣化した。Ｎｏ．２２の鋼では、Ｃｒ含有量が本発明で規定される範囲を上回っていたため、母材の靱性が劣化した。Ｎｏ．２３の鋼では、ＳＰ値が本発明で規定される範囲を上回っていたため、母材の耐力、強度および靱性のいずれもが劣っていた。
【００６８】
【発明の効果】
本発明の低降伏比低温用鋼は、低い降伏比が得られるとともに母材および溶接部の低温靱性に優れ、さらに、応力腐食割れ感受性が低い鋼である。また、Ｎｉを添加しないので、経済性にも優れる鋼である。従って、多目的タンクに用いられる鋼として最適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】組織の面積率および粒径を観察する位置を示す図である。
【符号の説明】
１．鋼板
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、下記の（１）式から求められるＳＰ１が０．２３〜０．３２％であり、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率が５〜７０％であることを特徴とする低降伏比低温用鋼。
ＳＰ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６ …（１）
但し、（１）式中の各元素は含有量を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％、更にＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、下記の（２）式から求められるＳＰ２が０．２３〜０．３２％であり、表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるベイナイト組織またはベイナイトおよびパーライトの混合組織の面積率が５〜７０％であることを特徴とする低降伏比低温用鋼。
ＳＰ２＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
但し、（２）式中の各元素は含有量を意味する。 - 表面からｔ／４（ｔは板厚）の位置におけるフェライト組織の円相当平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の低降伏比低温用鋼。
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、かつ下記の（１）式から求められるＳＰ１が０．２３〜０．３２％である鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止することを特徴とする低降伏比低温用鋼の製造方法。
ＳＰ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６ …（１）
但し、（１）式中の各元素は含有量を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下およびＮ：０．００１〜０．０１％、更にＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＭｇ：０．０００３〜０．００４％のうちの一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＮｉが０．０５％未満であり、かつ下記の（２）式から求められるＳＰ２が０．２３〜０．３２％である鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、（Ａｒ３−３０）〜（Ａｒ３−１００）℃の温度から加速冷却を開始し、１５０℃未満で停止することを特徴とする低降伏比低温用鋼の製造方法。
ＳＰ２＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ …（２）
但し、（２）式中の各元素は含有量を意味する。
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