JP6398452B2 - タンク用鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、液化石油ガス（ＬＰＧ）及び液体アンモニアを混載して運搬可能なタンクに用いられるタンク用鋼材に関する。
近年のエネルギー需要の増大に伴い、エネルギー輸送船のタンクの容量が増大している。さらに、エネルギー輸送船の空輸送をなくす等の目的で、タンクにはＬＰＧだけでなく、液体アンモニアが、低温で貯蔵して運搬される場合がある。
このように、ＬＰＧと液体アンモニアとが混載されるタンクに用いられる鋼材（以下、タンク用鋼材という）では、アンモニアに起因した応力腐食割れの抑制が求められる。一般的に、強度（降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳ）及び降伏比（＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）が低いほど、応力腐食割れは発生しにくい。一方で、タンクには強度も求められる。耐応力腐食割れ性及びタンク強度の観点から、タンク用鋼材には、降伏強度ＹＳが３５５〜４４０ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６２０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以下であることを求められており、許容される強度範囲が狭い。上述のとおり、低温液体アンモニアを運搬するため、タンク用鋼材にはさらに、優れた低温靭性も求められる。
上述の狭い許容強度範囲を満たしつつ、優れた低温靭性を得るための技術が、特開２０１１−１０５９６３号公報（特許文献１）、特開２００９−１２０８７６号公報（特許文献２）、特開２００８−２６１０００号公報（特許文献３）、特開２００８−２４８２９１号公報（特許文献４）、特開２００３−１０５４３９号公報（特許文献５）及び特開平１１−８０８３２号公報（特許文献６）に提案されている。
特許文献１及び２では、２相域での熱処理を省略し、直接焼入れ処理を実施する。具体的には、特許文献１では、所定の化学組成を有するスラブを、１２００℃超に加熱する。加熱された鋳片を、再結晶温度域及び未再結晶温度域でそれぞれ累積圧下率３０％以上で熱間圧延を実施する。（８１０−板厚）℃以上の温度で熱間圧延を終了し、７００℃以上の温度から冷却を開始する。板厚に応じて冷却速度を設定し、２００〜３００℃で冷却を停止する。
特許文献２では、所定の化学組成を有するスラブを、１０００〜１２５０℃に加熱する。加熱されたスラブを熱間圧延して鋼板とし、Ａr3点以上で熱間圧延を完了する。鋼板温度が６２０〜７２０℃になるまで放冷する。放冷後、鋼板に対して加速冷却を実施し、３５０〜４５０℃で冷却を停止する。
特許文献３〜６では、多段階の冷却工程を実施する。具体的には、特許文献３では、スラブを熱間圧延して厚鋼板とする。圧延後の厚鋼板の温度が７００〜７９０℃となった後、圧延方向に水量密度を調整可能な複数の水冷ゾーンを用いて、厚鋼板を冷却する。このとき、冷却が進むに従い、水量密度を段階的に大きくする。特許文献４では、特許文献３と同様の水冷ゾーンを用いて、厚鋼板を冷却する。このとき、水冷開始後３〜１５秒経過後、５〜２０秒空冷を実施する。
特許文献５では、スラブを９５０〜１２５０℃に加熱した後、再結晶領域及び未再結晶領域でそれぞれ３０％以上の圧下率で熱間圧延を実施して鋼板とする。８５０〜Ａr3点で熱間圧延を完了した後、初析フェライトを生成させるため、所定時間放冷する。放冷後、１０℃／秒以上の冷却速度で鋼板を１５０℃未満まで冷却する。
特許文献６では、スラブを１０００〜１２５０℃に加熱する。加熱されたスラブを未再結晶温度域で３０％以上の累積圧下量で熱間圧延して鋼板とする。熱間圧延完了時の鋼板温度は８００℃以上とする。熱間圧延後、Ａr3点−５０℃以上の温度から５〜５０℃／秒の冷却速度で加速冷却を実施する。その後、再加熱焼入れ及び焼戻しを実施する。
特許文献１、２及び５では、水冷停止温度を低くして、鋼板に島状マルテンサイト及び／又はマルテンサイトを生成する。これらの相に伴い生成する初期可動転位により、低降伏強度化が図られている。しかしながら、上述の混載タンクでは、液体アンモニアを貯蔵するため、−６０℃近傍での低温靭性が求められる。鋼板中の島状マルテンサイト及びマルテンサイトは、低温靭性を低下する。さらに、他の特許文献の鋼板であっても、−６０℃近傍での低温靭性が十分に得られない場合がある。
さらに、上記特許文献の多くは、初期フェライトを生成するために、熱間圧延完了後の鋼板を放冷した後、水冷を開始する。放冷は製造ライン上で実施されると考えられるため、放冷時間が長ければ、それだけ生産性が低下する。
さらに、上記特許文献では、応力除去焼鈍（ＳＲ処理）について特に言及されていない。タンク用鋼材を用いて混載タンクを製造する場合、製造時にＳＲ処理が実施される。したがって、ＳＲ処理後であっても上述の許容強度範囲を満たすことが望ましい。
本発明の目的は、耐応力腐食割れ性及び低温靭性に優れるタンク用鋼材及びその製造方法を提供することである。
本発明によるタンク用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、及び、Ｍｏ：０．２０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。さらに、タンク用鋼材の表面から厚さｔ／４の位置において、タンク用鋼材の組織は、面積率で５０〜８０％のフェライトと、硬質組織とを含有し、硬質組織は、ベイナイト、マルテンサイト、及び、パーライトからなる群から選択された１種又は２種以上からなり、フェライトの平均円相当径は５．５〜１５μｍである。硬質組織のうち、圧延方向に伸びた硬質組織の長軸長さ／圧延方向に伸びた硬質組織の短軸長さで定義されるアスペクト比が５以上のバンド組織の、硬質組織全体に占める面積率は５０％以下である。
上記タンク用鋼材は、Ｆｅの一部に代えてさらに、Ｂ：０．００２％以下、Ｖ：０．０６％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及び、Ｍｇ：０．００５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
本発明によるタンク用鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、及び、Ｍｏ：０．２０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを１０００〜１２５０℃に加熱する工程と、加熱されたスラブに対して熱間圧延を実施して鋼材を製造し、熱間圧延中において、９００℃以下の温度域での累積圧下率を３０％以上にする工程と、熱間圧延終了後から鋼材温度がＴ１℃となるまでの間、１．１〜５℃／秒の第１平均冷却速度で鋼材を冷却する工程と、鋼材温度がＴ１℃からＴ２℃となるまでの間、５〜１５℃／秒の第２平均冷却速度で鋼材を冷却する工程と、鋼材温度がＴ２℃からＴ３℃となるまでの間、１５℃／秒以上の第３平均冷却速度で鋼材を冷却する工程と、鋼材温度がＴ３℃となったとき、第３平均冷却速度での冷却を停止し、鋼材を放冷する工程とを備える。ここで、Ｔ１はＡr3〜Ａr3−１００であり、Ｔ２はＡr3−５０〜Ａr3−２００であり、Ｔ３はＡr3−２００〜３５０である。
本発明によるタンク用鋼材は、耐応力腐食割れ性及び低温靭性に優れる。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
本発明者らは、タンク用鋼材の耐応力腐食割れ性及び低温靭性について調査及び検討し、次の知見を得た。
（１）上述のとおり、タンク強度を確保しつつ、耐応力腐食割れ性を得るためには、降伏強度ＹＳが３５５〜４４０ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６２０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以下とする必要がある。鋼材の板厚をｔ（ｍｍ）とした場合、鋼材表面からｔ／４位置でのミクロ組織が面積率で５０〜８０％のフェライトを含有し、フェライトの平均円相当径が５．５〜１５μｍであれば、上記強度範囲（以下、許容強度範囲という）を得ることができる。
（２）鋼材の上記ミクロ組織のフェライト以外の残部は硬質組織である。図１は、圧延方向及び圧下方向に平行な断面でのミクロ組織写真である。図１中では、矢印方向が圧延方向である。図１中の白色の領域（粒）はフェライトである。図１中の黒色の領域１０及び２０は、硬質組織である。硬質組織はベイナイト、マルテンサイト、及び、パーライトからなる群から選択された１種又は２種以上からなる。より具体的には、硬質組織は主としてベイナイトからなる。「主として」とは、ベイナイトが面積率で９０％以上であることを意味する。上記マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトを含む。熱間圧延後の鋼材の冷却速度が遅すぎれば、硬質組織が圧延方向に延在して形成される。硬質組織のうち、アスペクト比（圧延方向に伸びた硬質組織の長軸長さ／圧延方向に伸びた硬質組織の短軸長さ）が５以上のものを「バンド組織」と定義する。図１中の符号１０（黒色の組織）がバンド組織である。バンド組織は、低温靭性を低下する。そのため、タンク用鋼材中のバンド組織はなるべく少ない方が好ましい。図２に示すように、鋼中の硬質組織全体に占めるバンド組織の面積率が５０％以下であれば、優れた低温靭性が得られる。
（３）上記組織を実現するために、熱間圧延直後から、次の冷却工程を鋼材に対して実施する。
第１冷却工程：熱間圧延終了後から鋼材温度がＴ１℃となるまでの間、１．１〜５℃／秒の第１平均冷却速度で鋼材を冷却する。
第２冷却工程：鋼材温度がＴ１℃からＴ２℃となるまでの間、５〜１５℃／秒の第２平均冷却速度で鋼材を冷却する。
第３冷却工程：鋼材温度がＴ２℃からＴ３℃となるまでの間、１５℃／秒以上の第３平均冷却速度で鋼材を冷却する。
第４冷却工程：鋼材温度がＴ３℃となったとき、第３平均冷却速度での冷却を停止し、鋼材を放冷する。
ここで、Ｔ１はＡr3〜Ａr3−１００（℃）であり、Ｔ２はＡr3−５０〜Ａr3−２００（℃）であり、Ｔ３はＡr3−２００〜３５０（℃）である。
第１冷却工程：熱間圧延終了後から鋼材温度がＴ１℃となるまでの間、１．１〜５℃／秒の第１平均冷却速度で鋼材を冷却する。
第２冷却工程：鋼材温度がＴ１℃からＴ２℃となるまでの間、５〜１５℃／秒の第２平均冷却速度で鋼材を冷却する。
第３冷却工程：鋼材温度がＴ２℃からＴ３℃となるまでの間、１５℃／秒以上の第３平均冷却速度で鋼材を冷却する。
第４冷却工程：鋼材温度がＴ３℃となったとき、第３平均冷却速度での冷却を停止し、鋼材を放冷する。
ここで、Ｔ１はＡr3〜Ａr3−１００（℃）であり、Ｔ２はＡr3−５０〜Ａr3−２００（℃）であり、Ｔ３はＡr3−２００〜３５０（℃）である。
本発明では上述のとおり、熱間圧延終了後に所定期間放冷する代わりに、熱間圧延直後から上記平均第１冷却速度で冷却を実施する。平均第１冷却速度はたとえば水冷で実現する。この第１冷却工程を実施することで、バンド組織の生成が抑制され、硬質組織が鋼中に微細分散される。そのため、バンド組織面積率が５０％以下になる。
第２冷却工程を実施することにより、第１冷却工程及び第２冷却工程で生成されるフェライトの面積率が５０〜８０％となり、かつ、フェライトの平均円相当径が５．５〜１５μｍとなる。
第３冷却工程で硬質組織を生成し、さらに、３５０℃以上で冷却を停止する。これにより、硬質組織中のマルテンサイトの比率を抑えることができる。この場合、ＳＲ処理前後での降伏強度の急激な変化を抑えることができる。
以上の知見に基づいて、本発明は完成した。以下、本発明のタンク用鋼材及びその製造方法の詳細を説明する。
［化学組成］
本実施形態のタンク用鋼材はたとえば、鋼板である。タンク用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態のタンク用鋼材はたとえば、鋼板である。タンク用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３〜０．１０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、溶接継手部の靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼材の強度が高くなり耐応力腐食割れ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７％である。
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、溶接継手部の靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼材の強度が高くなり耐応力腐食割れ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼材の強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば溶接熱影響部が硬化して靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼材の強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば溶接熱影響部が硬化して靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４％である。
Ｍｎ：０．９〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼材の強度及び靭性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、焼戻し脆性が高まり、溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．９〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．６％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼材の強度及び靭性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、焼戻し脆性が高まり、溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．９〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．６％である。
Ｐ：０．０２％以下
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼材の機械的特性を低下し、特に、低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下である。好ましくは、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼材の機械的特性を低下し、特に、低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下である。好ましくは、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の低温靭性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の低温靭性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して結晶粒を微細化することにより、鋼材の強度及び靭性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、溶接時の耐割れ性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、フェライト面積率が低くなり、フェライト粒が微細化する。そのため、鋼材の強度が過剰に高くなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して結晶粒を微細化することにより、鋼材の強度及び靭性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、溶接時の耐割れ性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、フェライト面積率が低くなり、フェライト粒が微細化する。そのため、鋼材の強度が過剰に高くなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、スラブ表面及び鋼材表面の清浄性を高める。Ｔｉはさらに、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ含有量は低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼材の衝撃特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００７％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、スラブ表面及び鋼材表面の清浄性を高める。Ｔｉはさらに、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ含有量は低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼材の衝撃特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００７％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、固溶Ｎの影響を抑制する。Ａｌはさらに、鋼材を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和するだけでなく、溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０９％以下である。好ましいｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限は０．００５％である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量である。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、固溶Ｎの影響を抑制する。Ａｌはさらに、鋼材を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和するだけでなく、溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０９％以下である。好ましいｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限は０．００５％である。本明細書でいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量である。
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
窒素（Ｎ）は不可避的に含有される。Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、ＨＡＺの靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％である。
窒素（Ｎ）は不可避的に含有される。Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、ＨＡＺの靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％である。
本発明によるタンク用鋼材はさらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及び、Ｍｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。これらの元素はいずれも、鋼材の強度を高める。
Ｃｕ：０．５０％以下
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の強度及び耐食性を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、高温割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の強度及び耐食性を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、高温割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％である。
Ｎｉ：０．５０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して鋼材の強度及び靭性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和するだけでなく、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して鋼材の強度及び靭性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和するだけでなく、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５％である。
Ｃｒ：０．５０％以下
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、この効果が飽和するだけでなく、鋼材の溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０４％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４０％である。
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、この効果が飽和するだけでなく、鋼材の溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０４％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４０％である。
Ｍｏ：０．２０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼材の強度が高くなりすぎるだけでなく、溶接性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１５％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼材の強度が高くなりすぎるだけでなく、溶接性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１５％である。
本発明によるタンク用鋼材の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明のタンク用鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本発明によるタンク用鋼材はさらに、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、及び、Ｍｇからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｂ：０．００２％以下
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＢはＮと結合してＢＮを形成して、ＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎ量を低減する。Ｂはさらに、粒界フェライトの生成を抑制する。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００２％以下である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１５％である。
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＢはＮと結合してＢＮを形成して、ＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎ量を低減する。Ｂはさらに、粒界フェライトの生成を抑制する。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００２％以下である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１５％である。
Ｖ：０．０６％以下
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、その効果が飽和するだけでなく、生産コストが高くなる。したがって、Ｖ含有量は０．０６％以下である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０５％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、その効果が飽和するだけでなく、生産コストが高くなる。したがって、Ｖ含有量は０．０６％以下である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０５％である。
Ｃａ：０．００５％以下
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼中のＳと結合して、ＭｎＳの伸展を抑制する。これにより、鋼材の機械的特性の異方性が低減する。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、この効果は飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００２％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼中のＳと結合して、ＭｎＳの伸展を抑制する。これにより、鋼材の機械的特性の異方性が低減する。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、この効果は飽和する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００２％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４％である。
Ｍｇ：０．００５％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＭｇはＨＡＺ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。Ｍｇはさらに、溶接部の低温靭性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、この効果は飽和する。したがって、Ｍｇ含有量は０．００５％以下である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．００１％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＭｇはＨＡＺ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。Ｍｇはさらに、溶接部の低温靭性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、この効果は飽和する。したがって、Ｍｇ含有量は０．００５％以下である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．００１％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４％である。
［ミクロ組織（Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
本実施形態のタンク用鋼材の厚さをｔと定義する。ここで、厚さｔは、鋼材の圧延方向と垂直な方向（圧下方向）の長さを意味する。
本実施形態のタンク用鋼材の厚さをｔと定義する。ここで、厚さｔは、鋼材の圧延方向と垂直な方向（圧下方向）の長さを意味する。
鋼材の表面から圧下方向にｔ／４位置（以下、ｔ／４位置という）でのタンク用鋼材のミクロ組織は、面積率で５０〜８０％のフェライトと、硬質組織とからなる。
硬質組織は、ベイナイト、マルテンサイト、及び、パーライトからなる群から選択された１種又は２種以上からなる。硬質組織は主としてベイナイトからなる。「主としてベイナイトからなる」とは、ベイナイトの面積率が９０％以上であることを意味する。マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト、島状マルテンサイトを含む。
［フェライト面積率ＡＲF］
上記ｔ／４位置でのフェライト面積率ＡＲFは５０〜８０％である。フェライト面積率ＡＲFが低すぎれば、強度特性（降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲ）のいずれかが、アンモニアタンクに要求される許容強度範囲（降伏強度ＹＳが３５５〜４４０ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６２０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以下）の上限を超える。そのため、耐応力腐食割れ性が低下する。
上記ｔ／４位置でのフェライト面積率ＡＲFは５０〜８０％である。フェライト面積率ＡＲFが低すぎれば、強度特性（降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲ）のいずれかが、アンモニアタンクに要求される許容強度範囲（降伏強度ＹＳが３５５〜４４０ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６２０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以下）の上限を超える。そのため、耐応力腐食割れ性が低下する。
一方、フェライト面積率ＡＲFが高すぎれば、降伏強度ＹＳは低下するものの、引張強度ＴＳも低下する。そのため、強度特性のいずれかが、許容強度範囲の下限未満となり、十分な強度が得られない。
ｔ／４位置でのフェライト面積率ＡＲFが５０〜８０％であれば、強度特性が許容強度範囲内となる。そのため、タンクにおいて十分な強度が得られ、かつ、優れた耐応力腐食割れ性が得られる。フェライト面積率ＡＲFの好ましい下限は５５％であり、さらに好ましくは６０％である。フェライト面積率ＡＲFの好ましい上限は７５％であり、さらに好ましくは６５％である。
ｔ／４位置でのミクロ組織観察及びフェライト面積率ＡＲFは次の方法で測定される。鋼材のＬ断面（圧延方向及び圧下方向に平行な断面）のミクロ組織をナイタール腐食により現出させる。５００倍の光学顕微鏡観察をｔ／４位置で５視野実施（撮影）し、各視野のミクロ組織画像を生成する。生成されたミクロ組織画像を、画像処理（二値化処理）して、フェライト組織と、硬質組織とを特定する。特定後、各視野でのフェライト面積率を求める。各視野のフェライト面積率の平均を、フェライト面積率ＡＲF（％）と定義する。
［フェライトの平均円相当径ＤＦ］
ｔ／４位置でのフェライトの平均円相当径ＤＦは５．５〜１５μｍである。円相当径とは、フェライト結晶粒の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。平均円相当径ＤＦが５．５μｍ未満であれば、フェライト粒が微細であるため降伏強度ＹＳ等が高くなりすぎ、耐応力腐食割れ性が低下する。一方、平均円相当径ＤＦが１５μｍを超えれば、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、平均円相当径ＤＦは５．５〜１５μｍである。平均円相当径ＤＦの好ましい下限は６．０μｍである。平均円相当径ＤＦの好ましい上限は１０μｍである。
ｔ／４位置でのフェライトの平均円相当径ＤＦは５．５〜１５μｍである。円相当径とは、フェライト結晶粒の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。平均円相当径ＤＦが５．５μｍ未満であれば、フェライト粒が微細であるため降伏強度ＹＳ等が高くなりすぎ、耐応力腐食割れ性が低下する。一方、平均円相当径ＤＦが１５μｍを超えれば、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、平均円相当径ＤＦは５．５〜１５μｍである。平均円相当径ＤＦの好ましい下限は６．０μｍである。平均円相当径ＤＦの好ましい上限は１０μｍである。
フェライトの平均円相当径ＤＦは次の方法で求められる。上述の各視野のミクロ組織画像において、画層処理によりフェライト粒界を特定する。特定後、汎用のアプリケーションソフト（日鉄住金テクノロジー株式会社製、商品名：粒子解析）を用いて、各視野のフェライト粒の平均円相当径（μｍ）を求める。求めた５視野の円相当径の平均を、フェライトの平均円相当径ＤＦ（μｍ）と定義する。
［硬質組織中のバンド組織の面積率ＡＲB］
本実施形態のタンク用鋼材ではさらに、ｔ／４位置での硬質組織中のバンド組織の面積率が５０％以下である。
本実施形態のタンク用鋼材ではさらに、ｔ／４位置での硬質組織中のバンド組織の面積率が５０％以下である。
上述のとおり、バンド組織は、硬質組織のうち、式（２）で定義されるアスペクト比が５以上となる硬質組織である。つまり、バンド組織は、圧延方向に長く延在する硬質組織である。
アスペクト比＝圧延方向に伸びた硬質組織の長軸長さ／圧延方向に伸びた硬質組織の短軸長さ （２）
ここで、アスペクト比が５以上でも硬質組織が圧延方向への伸長が認められない場合、バンド組織には含めない。また、「圧延方向に伸びた硬質組織」とは、硬質組織の長軸と圧延方向とがなす角が１５°以下の硬質組織を意味する。
アスペクト比＝圧延方向に伸びた硬質組織の長軸長さ／圧延方向に伸びた硬質組織の短軸長さ （２）
ここで、アスペクト比が５以上でも硬質組織が圧延方向への伸長が認められない場合、バンド組織には含めない。また、「圧延方向に伸びた硬質組織」とは、硬質組織の長軸と圧延方向とがなす角が１５°以下の硬質組織を意味する。
バンド組織の面積率ＡＲBは、次の方法で求められる。鋼材のＬ断面（圧延方向に及び圧下方向に平行な断面）のミクロ組織をナイタール腐食により現出させる。２００倍の光学顕微鏡観察をｔ／４位置で５視野実施（撮影）し、各視野のミクロ組織画像を生成する。生成された各視野のミクロ組織画像において、フェライト組織と硬質組織とを二値化処理して特定する。特定後、上記アプリケーションソフトを用いて、各硬質組織のアスペクト比を算出する。アスペクト比が５以上の硬質組織（バンド組織）の面積率を求める。各視野でのバンド組織の面積率の平均を、バンド組織の面積率ＡＲB（％）と定義する。
バンド組織面積率ＡＲBが５０％以下であれば、鋼材の低温靭性が高まる。さらに、面積率ＡＲBが５０％以下であれば、
図２に示すように、硬質組織が微細に分散する。そのため、加工硬化特性が高まり、降伏比ＹＲが低下する。好ましい面積率ＡＲBは２０％以下であり、さらに好ましくは、０％である。
図２に示すように、硬質組織が微細に分散する。そのため、加工硬化特性が高まり、降伏比ＹＲが低下する。好ましい面積率ＡＲBは２０％以下であり、さらに好ましくは、０％である。
［製造方法］
本実施形態のタンク用鋼材の製造方法の一例を説明する。以下の説明では、タンク用鋼材を鋼板とする。
本実施形態のタンク用鋼材の製造方法の一例を説明する。以下の説明では、タンク用鋼材を鋼板とする。
上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造する。
スラブを用いて熱間圧延を実施して、本実施形態のタンク用鋼材を製造する。熱間圧延工程の詳細は次のとおりである。
［加熱工程］
初めに、スラブを加熱炉で加熱する。加熱温度は１０００〜１２５０℃である。加熱温度が１０００℃未満である場合、オーステナイト結晶粒が微細化されるため、フェライト結晶粒が微細化される。この場合、タンク用鋼材の強度が高くなりすぎる。許容強度範囲の上限を超える。一方、加熱温度が１２５０℃を超える場合、オーステナイト結晶粒が粗大化する。この場合、タンク用鋼材の低温靭性が低下する。
初めに、スラブを加熱炉で加熱する。加熱温度は１０００〜１２５０℃である。加熱温度が１０００℃未満である場合、オーステナイト結晶粒が微細化されるため、フェライト結晶粒が微細化される。この場合、タンク用鋼材の強度が高くなりすぎる。許容強度範囲の上限を超える。一方、加熱温度が１２５０℃を超える場合、オーステナイト結晶粒が粗大化する。この場合、タンク用鋼材の低温靭性が低下する。
［圧延工程］
加熱炉からスラブを抽出し、スラブに対して熱間圧延を実施して鋼材（鋼板）を製造する。このとき、圧延中のスラブの温度が９００℃以下での累積圧下率ＲＲ900を３０％以上にする。９００℃以下での累積圧下率ＲＲ900が３０％未満と少ない場合、結晶粒が粗大化して、低温靭性が低下する。したがって、９００℃以下での累積圧下率ＲＲ900は３０％以上である。好ましい累積圧下率ＲＲ900は３５％以上である。
加熱炉からスラブを抽出し、スラブに対して熱間圧延を実施して鋼材（鋼板）を製造する。このとき、圧延中のスラブの温度が９００℃以下での累積圧下率ＲＲ900を３０％以上にする。９００℃以下での累積圧下率ＲＲ900が３０％未満と少ない場合、結晶粒が粗大化して、低温靭性が低下する。したがって、９００℃以下での累積圧下率ＲＲ900は３０％以上である。好ましい累積圧下率ＲＲ900は３５％以上である。
［冷却工程］
仕上げ圧延終了後の鋼材（鋼板）に対して、次の第１〜第４冷却工程を順次実施する。
仕上げ圧延終了後の鋼材（鋼板）に対して、次の第１〜第４冷却工程を順次実施する。
［第１冷却工程］
仕上げ圧延終了後から鋼板の温度Ｔ１までの間の平均冷却速度ＣＲ１を１．１〜５℃／秒として、鋼材を冷却する。ここで、温度Ｔ１はＡr3点〜Ａr3点−１００℃である。
仕上げ圧延終了後から鋼板の温度Ｔ１までの間の平均冷却速度ＣＲ１を１．１〜５℃／秒として、鋼材を冷却する。ここで、温度Ｔ１はＡr3点〜Ａr3点−１００℃である。
温度Ｔ１がＡr3点を超えれば、十分なフェライトが得られない。一方、温度Ｔ１がＡr3点−１００℃未満の場合、フェライト生成量が多くなりすぎ、強度特性、特に引張強度ＴＳが低下する。したがって、温度Ｔ１はＡr3点〜Ａr3点−１００℃である。
平均冷却速度ＣＲ１が１．１℃／秒未満の場合、バンド組織が過剰に形成され、バンド組織面積率ＡＲBが５０％を超える。この場合、十分な低温靭性が得られない。
一方、平均冷却速度ＣＲ１が５℃／秒を超えれば、フェライト面積率ＡＲFが低くなり、
さらに、フェライトの平均円相当径が５．５μｍ未満になる。そのため、タンク用鋼材の強度特性が、許容強度範囲を超え、十分な耐応力腐食割れが得られない。
さらに、フェライトの平均円相当径が５．５μｍ未満になる。そのため、タンク用鋼材の強度特性が、許容強度範囲を超え、十分な耐応力腐食割れが得られない。
上述の平均冷却速度ＣＲ１は、水冷の水量を調整することにより実現可能である。平均冷却速度ＣＲ１はたとえば、仕上げ圧延終了直後から温度Ｔ１になるまでの時間に基づいて算出できる。
［第２冷却工程］
鋼板の温度Ｔ１からＴ２までの間の平均冷却速度ＣＲ２を５〜１５℃／秒として、鋼材を冷却する。ここで、温度Ｔ２はＡr3点−５０〜Ａr3点−２００℃である。温度Ｔ２がＡr3点−５０℃を超える場合、温度Ｔ１との差がなく、十分なフェライトが得られない。したがって、フェライト面積率が５０％未満になる。一方、温度Ｔ２がＡr3−２００℃未満の場合、フェライト生成量が多くなりすぎ、フェライト面積率が５０％を超える。この場合、引張強度ＴＳが低くなりすぎる。
鋼板の温度Ｔ１からＴ２までの間の平均冷却速度ＣＲ２を５〜１５℃／秒として、鋼材を冷却する。ここで、温度Ｔ２はＡr3点−５０〜Ａr3点−２００℃である。温度Ｔ２がＡr3点−５０℃を超える場合、温度Ｔ１との差がなく、十分なフェライトが得られない。したがって、フェライト面積率が５０％未満になる。一方、温度Ｔ２がＡr3−２００℃未満の場合、フェライト生成量が多くなりすぎ、フェライト面積率が５０％を超える。この場合、引張強度ＴＳが低くなりすぎる。
平均冷却速度ＣＲ２が５℃／秒未満であれば、フェライト生成量が多くなりすぎ、フェライト面積率が５０％を超える。この場合、引張強度ＴＳが低くなりすぎる。一方、平均冷却速度ＣＲ２が１５℃／秒を超えれば、十分な量のフェライトが得られず、フェライト面積率が５０％未満になる。そのため、強度特性が許容強度範囲の上限を超える。
上記平均冷却速度ＣＲ２での冷却速度は、たとえば水冷の水量を調整することで実現できる。平均冷却速度ＣＲ２の算出は、平均冷却速度ＣＲ１と同様である。
［第３冷却工程］
鋼板の温度Ｔ２からＴ３までの間の平均冷却速度ＣＲ３を１５℃／秒以上として、鋼材を冷却する。ここで、温度Ｔ３はＡr3点−２００〜３５０℃である。温度Ｔ３がＡr3点−２００℃を超える場合、硬質組織の強度が十分に得られない。
鋼板の温度Ｔ２からＴ３までの間の平均冷却速度ＣＲ３を１５℃／秒以上として、鋼材を冷却する。ここで、温度Ｔ３はＡr3点−２００〜３５０℃である。温度Ｔ３がＡr3点−２００℃を超える場合、硬質組織の強度が十分に得られない。
一方、温度Ｔ３が３５０℃未満である場合、硬質組織内のベイナイト量が減り（具体的には、面積率で９０％未満となり）、過剰にマルテンサイトが生成される。この場合、ＳＲ処理前後の鋼材の降伏強度の変化が過剰に大きくなり、ＳＲ処理後に降伏強度ＹＳが高くなりすぎる場合がある。
平均冷却速度ＣＲ３が１５℃／秒未満であれば、硬質強度の強度が十分に得られない。この場合、鋼材の降伏強度ＹＳ又は引張強度ＴＳが過剰に低くなるい場合がある。
［第４冷却工程］
鋼板の温度Ｔ３から室温までの間、放冷により鋼板を冷却する。つまり、温度Ｔ３で上記冷却を停止する。これにより、ＳＲ処理後であっても降伏強度ＹＳが過剰に増加せず、許容強度範囲内とすることができる。
鋼板の温度Ｔ３から室温までの間、放冷により鋼板を冷却する。つまり、温度Ｔ３で上記冷却を停止する。これにより、ＳＲ処理後であっても降伏強度ＹＳが過剰に増加せず、許容強度範囲内とすることができる。
温度Ｔ３が３５０℃未満の場合、つまり、３５０℃未満で冷却を停止した場合、上述のとおり、硬質組織内に過剰にマルテンサイトが生成される。
以上の製造工程により、本実施形態のタンク用鋼材が製造される。なお、Ｔ１−Ｔ２の好ましい下限は１０℃である。また、Ｔ２−Ｔ３の好ましい下限は５０℃である。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を転炉で製造した。
表１中の「Ａr3」欄には、各鋼材番号のＡr3点が記載されている。表１の溶鋼を用いて、連続鋳造法により、２５０ｍｍの厚さを有するスラブを製造した。
スラブを用いて、表２に示す条件で熱間圧延及び冷却を実施して１５〜３１ｍｍの板厚を有する鋼板を製造した。
具体的には、各試験番号のスラブを、表２に示す加熱温度（℃）で加熱した。加熱されたスラブに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施した。このとき、圧延中のスラブ温度が９００℃以下の範囲における累積圧下率ＲＲ900は、表２に示すとおりであった。連続圧延機で仕上げ圧延も実施して、鋼板を製造した。
仕上げ圧延後の鋼板に対して、第１〜第４冷却を実施した。具体的には、仕上げ圧延完了時の鋼板温度から鋼板温度Ｔ１までの間、表２に示す平均冷却速度ＣＲ１（℃／秒）で鋼板を冷却した（第１冷却工程）。次に、鋼板温度Ｔ１から鋼板温度Ｔ２までの間、表２に示す平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）で鋼板を冷却した（第２冷却工程）。次に、鋼板温度Ｔ２から鋼板温度Ｔ３までの間、表２に示す平均冷却速度ＣＲ３（℃／秒）で鋼板を冷却した（第３冷却工程）。最後、鋼板温度Ｔ３で冷却を停止し、その後、放冷した（第４冷却工程）。以上の工程により、各試験番号１〜２５で複数の鋼板を製造した。
［ＳＲ処理］
各試験番号ごとに、ＳＲ処理を実施しない鋼板と、ＳＲ処理を実施した鋼板とを準備した。ＳＲ処理（応力除去焼鈍し処理）は、次の条件で実施した。各試験番号の鋼板を加熱して５５０℃で１時間保持した。１時間保持した後、徐冷した。以下、ＳＲ処理を実施しなかった鋼板を「圧延まま材」という。ＳＲ処理を実施した鋼板を「ＳＲ処理材」という。
各試験番号ごとに、ＳＲ処理を実施しない鋼板と、ＳＲ処理を実施した鋼板とを準備した。ＳＲ処理（応力除去焼鈍し処理）は、次の条件で実施した。各試験番号の鋼板を加熱して５５０℃で１時間保持した。１時間保持した後、徐冷した。以下、ＳＲ処理を実施しなかった鋼板を「圧延まま材」という。ＳＲ処理を実施した鋼板を「ＳＲ処理材」という。
［ミクロ組織観察試験］
各試験番号の圧延まま材に対して、上述の方法によりミクロ組織観察試験を実施して、フェライト面積率ＡＲF（％）、フェライトの平均円相当径ＤＦ（μｍ）、及び、バンド組織の面積率ＡＲB（％）を求めた。
各試験番号の圧延まま材に対して、上述の方法によりミクロ組織観察試験を実施して、フェライト面積率ＡＲF（％）、フェライトの平均円相当径ＤＦ（μｍ）、及び、バンド組織の面積率ＡＲB（％）を求めた。
［引張試験］
各試験番号の圧延まま材及びＳＲ処理材のそれぞれから、平行部の長さが８．５ｍｍ、標点距離が４２．５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の長さ方向は、圧延方向と垂直な方向（板幅方向）であった。丸棒引張試験片を用いて、常温、大気圧で引張試験を実施して、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、及び、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００、単位は％）を求めた。各強度特性（降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲ）が許容強度範囲内（降伏強度ＹＳが３５５〜４４０ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６２０ＭＰａ、降伏比が８５％以下）である場合、耐応力腐食割れ性に優れる、と評価した。
各試験番号の圧延まま材及びＳＲ処理材のそれぞれから、平行部の長さが８．５ｍｍ、標点距離が４２．５ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片の長さ方向は、圧延方向と垂直な方向（板幅方向）であった。丸棒引張試験片を用いて、常温、大気圧で引張試験を実施して、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、及び、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００、単位は％）を求めた。各強度特性（降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ及び降伏比ＹＲ）が許容強度範囲内（降伏強度ＹＳが３５５〜４４０ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６２０ＭＰａ、降伏比が８５％以下）である場合、耐応力腐食割れ性に優れる、と評価した。
［シャルピー衝撃試験］
各試験番号の圧延まま材及びＳＲ処理材のそれぞれにおいて、表面下１ｍｍの位置からＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に規定されるＶノッチ試験片を作製した。Ｖノッチ試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を実施して、−６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を求めた。吸収エネルギーｖＥ−６０が２００Ｊ以上である場合、低温靭性に優れる、と評価した。
各試験番号の圧延まま材及びＳＲ処理材のそれぞれにおいて、表面下１ｍｍの位置からＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に規定されるＶノッチ試験片を作製した。Ｖノッチ試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を実施して、−６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を求めた。吸収エネルギーｖＥ−６０が２００Ｊ以上である場合、低温靭性に優れる、と評価した。
［試験結果］
試験結果を表３に示す。
試験結果を表３に示す。
表３を参照して、試験番号１〜１０の化学組成は適切であった。さらに、製造条件（加熱温度、累積圧下率ＲＲ900、鋼板温度Ｔ１〜Ｔ３、及び、平均冷却速度ＣＲ１〜ＣＲ３）が適切であった。そのため、試験番号１〜１０の圧延まま材及びＳＲ処理材では、いずれも、降伏強度ＹＳが３５５〜４４０ＭＰａ、引張強度ＴＳが４９０〜６２０ＭＰａ、降伏比ＹＲが８５％以下であり、優れた耐応力腐食割れ性を示した。さらに、吸収エネルギーｖＥ−６０はいずれも２００Ｊ以上であり、優れた低温靭性を示した。
一方、試験番号１１では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、フェライト粒が過剰に微細になった。そのため、降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳが高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。
試験番号１２では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳが高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。
試験番号１３では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、降伏強度ＹＳが高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。
試験番号１４では、加熱温度が低すぎた。そのため、フェライトの円相当径ＤＦが５．５μｍ未満となり、フェライト粒が微細となった。そのため、降伏強度ＹＳが４４０ＭＰａを超え、高くなりすぎた。
試験番号１５では、累積圧下率ＲＲ900が低かった。そのため、円相当径ＤＦが１５μｍを超え、フェライト粒が粗大であった。そのため、吸収エネルギーｖＥ−６０が２００Ｊ未満となり、低温靭性が低かった。
試験番号１６では、鋼板温度Ｔ１が低すぎた。そのため、フェライト面積率ＡＲFが８０％を超えた。そのため、降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳが低すぎた。
試験番号１７では、鋼板温度Ｔ１がＡｒ3点を超えた。そのため、フェライト変態が十分に生じず、フェライト面積率ＡＲFが５０％未満であった。さらに、フェライトの平均円相当径ＤＦが５．５μｍ未満であった。そのため、降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳが高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。
試験番号１８では、鋼板温度Ｔ２が低すぎた。そのため、フェライト面積率ＡＲFが高すぎ、引張強度ＹＳ及び降伏強度ＴＳが低すぎた。
試験番号１９では、鋼板温度Ｔ２が高すぎた。そのため、フェライト面積率ＡＲFが５０％未満であり、さらに、フェライトの平均円相当径ＤＦが５．５μｍ未満であった。そのため、降伏強度ＹＳが高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。
試験番号２０では、鋼板温度Ｔ３が低すぎた。そのため、圧延まま材の降伏強度ＹＳが低すぎ、かつ、ＳＲ処理材の降伏強度ＹＳが高すぎた。つまり、ＳＲ処理前後の降伏強度ＹＳの変化が大きすぎた。
試験番号２１では、鋼板温度Ｔ３が高すぎた。そのため、引張強度ＴＳが低く、耐応力腐食割れ性が低かった。
試験番号２２では、平均冷却速度ＣＲ１が低すぎた。そのため、バンド組織面積率ＡＲBが５０％を超えた。その結果、圧延まま材の降伏強度ＹＳが高すぎた。さらに、吸収エネルギーｖＥ−６０が２００Ｊ未満となり、低温靭性が低かった。
試験番号２３では、平均冷却速度ＣＲ１が高すぎた。そのため、フェライトの平均円相当径ＤＦが５．５μｍ未満になった。その結果、降伏強度ＹＳが高かった。
試験番号２４では、平均冷却速度ＣＲ２が高すぎた。そのため、フェライトが十分生成できず、フェライト面積率ＡＲFが５０％未満であり、フェライトの平均円相当径ＤＦも５．５μｍ未満であった。
試験番号２５では、平均冷却速度ＣＲ２が低すぎた。そのため、フェライト面積率ＡＲFが高すぎ、フェライトの平均円相当径ＤＦも大きすぎた。その結果、引張強度ＴＳが高すぎた。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
１０ バンド組織
２０ 硬質組織
２０ 硬質組織
Claims (4)
- タンク用鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．９〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、
さらに、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下、及び、
Ｍｏ：０．２０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記タンク用鋼材の表面から厚さｔ／４の位置において、
前記タンク用鋼材の組織は、面積率で５０〜８０％のフェライトと、硬質組織とを含有し、
前記硬質組織は、ベイナイト、マルテンサイト、及び、パーライトからなる群から選択される１種又は２種以上からなり、
前記フェライトの平均円相当径が５．５〜１５μｍであり、
前記硬質組織のうち、圧延方向に伸びた前記硬質組織の長軸長さ／圧延方向に伸びた前記硬質組織の短軸長さで定義されるアスペクト比が５以上のバンド組織の、前記硬質組織全体に占める面積率は５０％以下である、タンク用鋼材。 - 請求項１に記載のタンク用鋼材であってさらに、
Ｆｅの一部に代えて、
Ｂ：０．００２％以下、
Ｖ：０．０６％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、及び、
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、タンク用鋼材。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、及び、Ｍｏ：０．２０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを１０００〜１２５０℃に加熱する工程と、
加熱された前記スラブに対して熱間圧延を実施して鋼材を製造し、前記熱間圧延中において、９００℃以下の温度での累積圧下率を３０％以上にする工程と、
前記熱間圧延終了後から鋼材温度がＴ１℃となるまでの間、１．１〜５℃／秒の第１平均冷却速度で前記鋼材を冷却する工程と、
前記鋼材温度がＴ１℃からＴ２℃となるまでの間、５〜１５℃／秒の第２平均冷却速度で前記鋼材を冷却する工程と、
前記鋼材温度がＴ２℃からＴ３℃となるまでの間、１５℃／秒以上の第３平均冷却速度で前記鋼材を冷却する工程と、
前記鋼材温度がＴ３℃となったとき、前記第３平均冷却速度での冷却を停止し、前記鋼材を放冷する工程とを備える、
表面から厚さｔ／４の位置において、
組織は、面積率で５０〜８０％のフェライトと、硬質組織とを含有し、
前記硬質組織は、ベイナイト、マルテンサイト、及び、パーライトからなる群から選択される１種又は２種以上からなり、
前記フェライトの平均円相当径が５．５〜１５μｍであり、
前記硬質組織のうち、圧延方向に伸びた前記硬質組織の長軸長さ／圧延方向に伸びた前記硬質組織の短軸長さで定義されるアスペクト比が５以上のバンド組織の、前記硬質組織全体に占める面積率は５０％以下である、タンク用鋼材の製造方法。
ここで、Ｔ１はＡr3〜Ａr3−１００であり、Ｔ２はＡr3−５０〜Ａr3−２００であり、Ｔ３はＡr3−２００〜３５０である。 - 請求項３に記載のタンク用鋼材の製造方法であって、
前記スラブはさらに、
Ｆｅの一部に代えて、
Ｂ：０．００２％以下、
Ｖ：０．０６％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、及び、
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、タンク用鋼材の製造方法。
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