WO2023166934A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2023166934A1
WO2023166934A1 PCT/JP2023/004275 JP2023004275W WO2023166934A1 WO 2023166934 A1 WO2023166934 A1 WO 2023166934A1 JP 2023004275 W JP2023004275 W JP 2023004275W WO 2023166934 A1 WO2023166934 A1 WO 2023166934A1
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less
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steel sheet
steel
rolling
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PCT/JP2023/004275
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English (en)
French (fr)
Inventor
直樹 ▲高▼山
隆志 平出
祐也 佐藤
俊一 橘
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to JP2023526871A priority Critical patent/JP7323091B1/ja
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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention provides a steel plate excellent in toughness and corrosion resistance, particularly a steel plate excellent in low-temperature toughness and ammonia stress corrosion cracking resistance for use in multi-purpose tanks in which liquefied petroleum gas (hereinafter referred to as LPG) and liquid ammonia are mixed, and a method for producing the same. It is about.
  • LPG liquefied petroleum gas
  • tanks may carry liquid ammonia as well as LPG.
  • TS tensile strength
  • liquefied ammonia is known to cause stress corrosion cracking, and in order to avoid stress corrosion cracking caused by ammonia, a yield strength (YS) of 440 MPa or less is required at the same time.
  • Patent Documents 1 and 2 describe techniques for achieving the low-temperature toughness required for the liquefied gas storage tank as described above and satisfying the strength range.
  • High low-temperature toughness and predetermined strength properties are achieved by a method of heat-treating or heat-treating a thick steel plate that has been water-cooled after hot-rolling several times.
  • the present invention solves the above problems and provides, for example, a storage tank used for storing liquefied gas in an energy transport ship, which is excellent in ammonia stress corrosion cracking resistance, low temperature toughness and strength properties, and further reduces flatness.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors have extensively studied various factors affecting the low-temperature toughness and strength characteristics of steel sheets.
  • the volume ratio of ferrite and pearlite at the position of 1/4 of the plate thickness is 90% or more.
  • the average grain size of the ferrite is 5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, and if the microstructure is controlled, the desired low temperature toughness and strength characteristics are exhibited, and even in a steel plate with a thickness of less than 13 mm, the decrease in flatness of the steel plate is suppressed.
  • the inventors have found that it is possible to omit the correction process.
  • the present invention was completed based on these findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the carbon equivalent (Ceq) represented by the following formula (1) is 0.340 or more and 0.390 or less, Having a component composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, Having a microstructure in which the total volume ratio of ferrite and pearlite at a position of 1/4 of the plate thickness is 90% or more, and the average grain size of the ferrite is 5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, Yield strength is 440 MPa or less, Tensile strength is 490 MPa or more, The average value of the maximum values of the gaps between the steel plate surface and the long length when the long length of 2 m is applied to the steel plate surface along the rolling direction is 14
  • the component composition further comprises, in mass %, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 1.00% or less, Cr: 0.01% or more and 0.50% or less, Mo: 0.01% or more and 0.50% or less, V: 0.01% or more and 0.50% or less, W: 0.01% or more and 0.50% or less, Co: 0.01% or more and 0.50% or less, Nb: 0.005% or more and 0.050% or less, Ti: 0.005% or more and 0.050% or less, B: 0.0001% or more and 0.0100% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0100% or less, 2.
  • the present invention it is possible to provide a steel sheet which is excellent in ammonia stress corrosion cracking resistance, low-temperature toughness and strength properties, and which suppresses a decrease in flatness, and a method for manufacturing the same.
  • the steel sheet of the present invention will be specifically described.
  • the steel sheet of the present invention is, in mass %, C: 0.06% or more and 0.12% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 1.00% or more and 1.80% or less, P: 0.010% Below, S: 0.010% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, and the carbon equivalent (Ceq) represented by the following formula (1) is 0.340 or more and 0.390 or less, the balance is Fe and unavoidable impurities, the total volume ratio of ferrite and pearlite at the position of 1/4 of the plate thickness is 90% or more, and ferrite has a microstructure with an average grain size of 5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, a yield strength of 440 MPa or less, and a tensile strength of 490 MPa or more, and a long length of 2 m is applied to the steel plate surface along the rolling direction
  • Component composition In the present invention, it is important that the steel sheet and the steel material used for its manufacture have the above composition. Therefore, first, the reasons for limiting the chemical composition of steel in the present invention as described above will be explained. In addition, “%” regarding a component composition shall mean “mass %” unless otherwise indicated.
  • C 0.06% or more and 0.12% or less
  • C is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel, and is one of the important elements that must be added to achieve high strength. be.
  • the C content should be 0.06% or more.
  • the C content is preferably 0.07% or more from the viewpoint of reducing the content of other alloying elements and manufacturing at a lower cost.
  • the C content exceeds 0.12%, the toughness and weldability deteriorate.
  • the C content exceeds 0.12%, the desired ammonia stress corrosion cracking resistance cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.12% or less.
  • Si 0.50% or less
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent, and is preferably contained in an amount of 0.01% or more.
  • Si is an element that causes deterioration of toughness and weldability. Therefore, it is desirable to reduce the content of Si as much as possible, but a content of 0.50% or less is acceptable. Therefore, the Si content should be 0.50% or less. If the steel can be sufficiently deoxidized with Al or Ti, the Si content may be 0%. From the viewpoint of toughness and weldability, the Si content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less. Also, the Si content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • Mn 1.00% or more and 1.80% or less
  • Mn is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel, and is one of the important elements that must be added to achieve high strength. be.
  • the Mn content should be 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.10% or more, more preferably 1.20% or more.
  • the Mn content is set to 1.80% or less.
  • the Mn content is preferably 1.70% or less, more preferably 1.60% or less.
  • P 0.010% or less
  • P is an element contained as an unavoidable impurity, and has adverse effects such as lowering toughness and weldability by segregating at grain boundaries. Therefore, it is desirable to reduce the P content as much as possible, but a P content of 0.010% or less is acceptable.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%, but usually P is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, so industrially it is more than 0%. you can Moreover, since an excessive reduction causes a rise in refining costs, the P content is preferably 0.0005% or more.
  • S 0.010% or less
  • S is an element contained as an unavoidable impurity, exists in steel as sulfide-based inclusions such as MnS, and has an adverse effect on the toughness of the base material, such as being the starting point of fracture. It is an element that affects Therefore, it is desirable to reduce the S content as much as possible, but 0.010% or less is permissible.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%.
  • S is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, so industrially it may exceed 0%. That is, since excessive reduction causes a rise in refining cost, it is preferable to set the S content to 0.0005% or more from the viewpoint of cost.
  • Al 0.100% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent and has the effect of refining crystal grains.
  • the Al content is preferably 0.010% or more.
  • the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
  • N 0.0100% or less
  • N is an element contained as an unavoidable impurity, but since it is an element that should be particularly reduced, its content is specified. N forms nitrides and serves as a starting point for brittle fracture, which adversely affects the toughness of the base material. Therefore, the N content is limited to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, and may be 0%.
  • N is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, so industrially it may exceed 0%.
  • excessive reduction of N causes a rise in refining costs, so from the viewpoint of cost, the N content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0020% or more. .
  • O is an element contained as an unavoidable impurity. .0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited, and may be 0%, but usually O is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, so industrially it is more than 0%. you can That is, since excessive reduction causes a rise in refining costs, the O content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0020% or more, from the viewpoint of cost.
  • Ceq 0.340 or more and 0.390 or less
  • Ceq is set to 0.390 or less.
  • Ceq is 0.38 or less.
  • the basic composition of the present invention is the composition of the above components, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • this composition may be arbitrarily selected: Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 1.00% or less, Cr: 0.01% 0.50% or less, Mo: 0.01% or more and 0.50% or less, V: 0.01% or more and 0.50% or less, W: 0.01% or more and 0.50% or less, Co: 0.01% or more and 0.50% or less.
  • Nb 0.005% or more and 0.050% or less
  • Ti 0.005% or more and 0.050% or less
  • B 0.0001% or more and 0.0100% or less
  • Ca 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • Mg 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • REM 0.0005% or more and 0.0200% or less.
  • Cu 0.01% or more and 1.00% or less
  • Cu is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel and improving the strength of the steel sheet, and can be optionally added.
  • the content of Cu is set to 0.01% or more in order to obtain the above effect.
  • the Cu content is 0.20% or more.
  • the Cu content exceeds 1.00%, deterioration in toughness and an increase in alloy cost are caused. Therefore, when Cu is added, the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is 0.50% or less.
  • Ni 0.01% or more and 1.00% or less
  • Ni is an element that has the effect of improving the strength of the steel sheet, and can be optionally added.
  • the Ni content is made 0.01% or more in order to obtain the above effect.
  • the Ni content is 0.20% or more.
  • the Ni content exceeds 1.00%, the weldability deteriorates and the alloy cost increases. Therefore, when Ni is added, the Ni content is made 1.00% or less.
  • the Ni content is 0.50% or less.
  • Cr 0.01% or more and 0.50% or less Cr, like Cu, is an element that has the effect of improving the strength of the steel sheet, and can be optionally added.
  • the Cr content is set to 0.01% or more.
  • the Cr content is 0.05% or more.
  • the Cr content is made 0.50% or less.
  • the Cr content is 0.30% or less.
  • Mo 0.01% or more and 0.50% or less
  • Mo is an element that has the effect of improving the strength of the steel sheet like Cu, and can be optionally added.
  • the Mo content is set to 0.01% or more.
  • the Mo content is 0.05% or more.
  • Mo content shall be 0.50% or less.
  • the Mo content is 0.30% or less.
  • V 0.01% or more and 0.50% or less
  • V is an element having the effect of improving the strength of the steel sheet like Cu, and can be optionally added.
  • the V content is set to 0.01% or more to obtain the above effect.
  • the V content is 0.05% or more.
  • the V content is made 0.50% or less.
  • the V content is 0.30% or less.
  • W 0.01% or more and 0.50% or less W is an element having the effect of improving the strength of the steel sheet like Cu, and can be optionally added.
  • the W content is set to 0.01% or more to obtain the above effect.
  • the W content is 0.05% or more.
  • the W content is made 0.50% or less.
  • the W content is 0.30% or less.
  • Co 0.01% or more and 0.50% or less
  • Co is an element that has the effect of improving the strength of the steel sheet like Cu, and can be optionally added.
  • the Co content is set to 0.01% or more to obtain the above effect.
  • the Co content is 0.05% or more.
  • the Co content is made 0.50% or less.
  • the Co content is 0.30% or less.
  • Nb 0.005% or more and 0.050% or less
  • Nb is an element that has the effect of reducing the grain size of prior austenite and improving the toughness by precipitating as a carbonitride.
  • the Nb content is made 0.005% or more to obtain the above effect.
  • the Nb content is preferably 0.007% or more.
  • the Nb content exceeds 0.050%, a large amount of NbC precipitates, resulting in a decrease in toughness. Therefore, when Nb is added, the Nb content is made 0.050% or less.
  • the Nb content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less, and even more preferably 0.020% or less.
  • Ti 0.005% or more and 0.050% or less
  • Ti is an element that has a strong tendency to form nitrides and has the action of fixing N and reducing dissolved N. Therefore, the addition of Ti can improve the toughness of the base material and the weld zone. In order to obtain this effect, when Ti is added, the Ti content is made 0.005% or more. The Ti content is preferably 0.012% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.050%, the toughness rather decreases. Therefore, the Ti content is set to 0.050% or less. The Ti content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less.
  • B 0.0001% or more and 0.0100% or less B is an element that significantly improves the hardenability even when added in a very small amount. Therefore, the strength of the steel sheet can be improved.
  • the B content is made 0.0001% or more.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, the weldability deteriorates. Therefore, when B is added, the B content is made 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • Ca 0.0005% or more and 0.0100% or less Ca is an element that binds to S and has the effect of suppressing the formation of MnS or the like that elongates in the rolling direction. Therefore, by adding Ca, it is possible to control the morphology of the sulfide-based inclusions so that they exhibit a spherical shape, and improve the toughness of the weld zone and the like.
  • the Ca content is made 0.0005% or more.
  • the Ca content is 0.0020% or more.
  • the Ca content exceeds 0.0100%, the cleanliness of the steel is lowered.
  • the Ca content is set to 0.0100% or less.
  • the Ca content is 0.0020% or more and 0.0100% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0050% or less.
  • Mg 0.0005% or more and 0.0100% or less Mg, like Ca, is an element that binds to S and has the effect of suppressing the formation of MnS or the like that elongates in the rolling direction. Therefore, by adding Mg, it is possible to control the morphology of the sulfide-based inclusions so that they exhibit a spherical shape, and improve the toughness of the weld zone and the like.
  • the Mg content is made 0.0005% or more.
  • the Mg content is 0.0010% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • the Mg content exceeds 0.0100%, the cleanliness of the steel is lowered. A decrease in cleanliness leads to deterioration of surface properties due to an increase in surface defects, and deterioration of bending workability. Therefore, when Mg is added, the Mg content is made 0.0100% or less.
  • REM 0.0005% to 0.0200%
  • REM rare earth metal
  • the REM content is made 0.0005% or more.
  • the REM content is 0.0010% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • the cleanliness of the steel is lowered.
  • the REM content is made 0.0200% or less.
  • the REM content is 0.0100% or less, more preferably 0.0080% or less, even more preferably 0.0050% or less.
  • REM is scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanide elements from lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71. refers to The REM content is the total content of one or more elements selected from the above REMs.
  • the microstructure of the steel sheet of the present invention will be explained.
  • the total volume ratio of ferrite and pearlite at a position of 1/4 of the plate thickness is 90% or more, and the average grain size of the ferrite is 5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m. It has the following microstructure. The reason for limiting the microstructure of steel as described above will be explained below.
  • Total volume ratio of ferrite and pearlite at 1/4 of plate thickness is 90% or more
  • the typical structure at the position of 1/4 of the plate thickness is a structure with high yield strength (YS) such as bainite and martensite. becomes.
  • YS yield strength
  • the structure at the position of 1/4 of the plate thickness has a total volume ratio of ferrite and pearlite of 90% or more.
  • the sum of ferrite and pearlite may be 100%.
  • the ferrite is deformed and the yield strength (YS) increases.
  • ferrite as used in the present invention excludes processed ferrite.
  • the ferrite structure has an average grain size of 20 ⁇ m or less in order to improve toughness at low temperatures.
  • the average ferrite grain size is extremely small, the yield strength (YS) will rather increase, so the ferrite average grain size is made 5 ⁇ m or more.
  • the average grain size is preferably 15 ⁇ m or less, more preferably 10 ⁇ m or less.
  • the residual structure is not particularly limited in its type, but structures such as deformed ferrite, austenite, bainite, and martensite may be mixed, but the total volume fraction thereof should be 10% or less.
  • the fraction of each structure in the residual structure does not need to be particularly limited, but from the viewpoint of toughness, it is preferable to avoid martensite, which is a microstructure with a large hardness difference from ferrite and pearlite. Bainite is preferred. Also, the remaining tissue may be 0%.
  • the volume fraction of various microstructures can be measured by the method described in Examples below.
  • a steel material having the chemical composition described above is heated, hot-rolled to form a hot-rolled steel sheet, and cooled to form a steel sheet.
  • the steel material having the above-described chemical composition is heated to a temperature of 950 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower, and the rolling start temperature is set to Ar 3 points + 200 ° C. or higher.
  • air cooling is performed. Each manufacturing condition will be described in detail below.
  • the manufacturing conditions of the steel material are not particularly limited, but the molten steel having the above-described chemical composition is melted by a known melting method such as a converter, and is subjected to a known casting method such as a continuous casting method. Therefore, it is preferable to use a steel material such as a slab having a predetermined size. It should be noted that there is no problem in making a steel material such as a slab having a predetermined size by the ingot casting-decomposition rolling method.
  • the obtained steel material is directly hot rolled without cooling, or once heated and then hot rolled. Hot rolling is performed at a rolling start temperature of Ar 3 point +200° C. or higher, and then air cooling (standing to cool) is started from a temperature of Ar 3 point or higher.
  • (b) Rolling start temperature (hot rolling start temperature): Ar 3 points + 200°C or more After heating to the above temperature, hot rolling is performed. If the temperature at which rolling is started is less than Ar 3 point + 200 ° C., it becomes difficult to achieve the hot rolling end temperature: Ar 3 point or more, which will be described later, in the steel plate with a thickness of less than 13 mm as the final product, and the desired properties are obtained. I can't get it. Therefore, the rolling start temperature is Ar 3 point +200°C or higher. From the viewpoint of securing the time for rolling in the non-recrystallized region, which will be described later, the rolling start temperature is preferably Ar 3 +250° C. or higher. Also, the upper limit of the rolling start temperature should generally follow the above-described heating temperature of the steel material.
  • Ar 3 transformation point can be obtained by, for example, the following equation.
  • Ar 3 (° C.) 910-273 ⁇ C-74 ⁇ Mn-57 ⁇ Ni-16 ⁇ Cr-9 ⁇ Mo-5 ⁇ Cu
  • each element indicates the content (% by mass) of the element.
  • the rolling reduction/pass in the non-recrystallized region is preferable to 15% or more.
  • the rolling reduction/pass in the non-recrystallized region is preferable to set to 20.0% or less.
  • the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region is preferably 70% or more, more preferably 75% or more, from the viewpoint of further improving toughness at low temperatures.
  • the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region exceeds 80%, the load on the rolling mill becomes too large, so the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region is preferably 80% or less.
  • the rolling reduction per pass is obtained by dividing the cumulative rolling reduction by the number of passes (cumulative rolling reduction/number of passes).
  • the hot rolling process must be finished at a temperature of Ar 3 point (°C) or higher.
  • the temperature is less than the Ar 3 point (° C.) during hot rolling, a large amount of ferrite is formed in the steel, forming deformed ferrite, and as a result, the yield strength (YS) increases.
  • the deformation resistance increases as the temperature decreases, there arises a problem that the load on the hot rolling mill increases.
  • Cooling start temperature Ar 3 or more
  • the cooling start temperature is less than the Ar 3 point, ferrite is generated in the surface layer of the steel sheet and coexists with the martensite or bainite structure, which has a large difference in strength, and as a result, the toughness may decrease. Therefore, it is preferable to set the cooling start temperature to Ar 3 or higher.
  • Cooling method air cooling After hot rolling, air cooling (standing to cool) to room temperature is performed. This produces a predetermined microstructure. At this time, when cooling such as water cooling is performed, strain occurs in the steel plate, and when a long length of 2 m is applied to the steel plate surface along the rolling direction, the maximum value of the gap between the steel plate surface and the long length is 14 mm or less. It is not possible to obtain a steel plate with good flatness. In addition, a predetermined microstructure cannot be obtained, and the desired strength characteristics cannot be obtained. Therefore, the cooling method of the present invention is air cooling. In the case of air cooling (standing to cool), the cooling rate is preferably 1.0° C./s or more at the position of 1/4 of the plate thickness.
  • the cooling rate in air cooling is preferably 1.0° C. or higher, more preferably 1.5° C. or higher. Also, the cooling rate in air cooling is preferably 3.0° C. or less, more preferably 2.5° C. or less.
  • the cooling rate can be calculated by (700 (°C) - 500 (°C))/cooling time (s) from 700°C to 500°C.
  • the cooling end temperature is room temperature (not particularly limited, but for example -5 to 50°C).
  • a steel sheet having the above-described structure can be obtained by manufacturing a steel material having the above-described chemical composition under the above-described manufacturing conditions.
  • the steel sheet thus obtained will have excellent strength properties, toughness and flatness.
  • the excellent strength characteristics are yield strength YS (yield point YP when there is a yield point, 0.2% yield strength ⁇ 0.2 when there is no yield point): 440 MPa or less and tensile strength (TS): 490 MPa or more.
  • Yield strength (YS) is closely related to ammonia stress corrosion cracking resistance. The yield point is defined as 440 MPa or less in order to minimize the Therefore, if the yield strength YS is 440 MPa or less, it can be said to have excellent ammonia stress corrosion cracking resistance.
  • the yield strength YS for ensuring ammonia stress corrosion cracking resistance yield point YP when there is a yield point, 0.2% yield strength ⁇ 0.2 when there is no yield point: 440 MPa or less is not compatible. It is desirable that the tensile strength (TS) be 620 MPa or less. In addition, the tensile strength (TS) of the steel sheet obtained by the present invention is substantially 620 MPa or less.
  • Molten steel with the composition shown in Table 1 was melted and made into a steel material (slab). These steel materials (slabs) were subjected to heating, hot rolling, and cooling under the conditions shown in Table 2. The cooling start temperature at the time of cooling was the rolling end temperature in Table 2.
  • the microstructure fraction at the position of 1/4 of the thickness of the steel sheet was measured, and the tensile properties, toughness, and flatness were evaluated.
  • Each test method is as follows.
  • each structure was discriminated as follows when calculating the fraction of the microstructure.
  • the steel material was mirror-polished, nital-etched to expose the structure, and observed with an SEM at a magnification of 500 to 3000 times.
  • the ferrite is an isotropically grown structure that does not contain carbides, and the inside of the grains looks black.
  • Bainite was defined as a structure having a lath-like ferrite structure grown elongated and containing carbides having an equivalent circle diameter of 0.05 ⁇ m or more.
  • Martensite was defined as a structure having an elongated lath-like ferrite structure similar to bainite and containing carbides having an equivalent circle diameter of 0.05 ⁇ m or less. Note that the carbide looks like white dots.
  • Austenite is defined as a non-carbide structure with an equivalent circle diameter of 0.50 ⁇ m or more, which exists between bainite or martensite structures.
  • EBSD electron beam reflection diffraction
  • ferrite Furthermore, by defining the threshold value of the large-angle grain boundary, which is generally recognized as a crystal grain boundary, as 15°, and visualizing the region tightly surrounded by grain boundaries with a crystal orientation difference of 15° or more, ferrite The particle size of the area average (Areafraction average) was calculated. OIM Analysis software manufactured by TSL was used for the calculation. The obtained area-average grain size of ferrite was defined as the average grain size of ferrite.
  • all of the invention examples have a yield strength YS of 440 MPa or less and a tensile strength TS of 490 MPa or more, an absorbed energy at -55 ° C. of 100 J or more, and a flatness of 14 mm or less. , a steel plate with high flatness and excellent toughness at low temperature and resistance to ammonia stress corrosion cracking is obtained.
  • steel plate No. 1 corresponding to the comparative example.
  • the microstructure or plate thickness of 1/4 of the plate thickness is outside the scope of the present invention, yield strength YS, tensile strength TS, low temperature toughness, flatness At least one of these is inferior to the invention examples.
  • the toughness at low temperature is inferior to that of the invention examples.
  • the contents of various elements are higher than those of the invention examples, and the low-temperature toughness is inferior to that of the invention examples.
  • the toughness at low temperature is inferior to that of the invention examples.
  • Steel plate no. In No. 31 the carbon equivalent Ceq is lower than that of the invention examples, and the tensile strength TS is inferior to that of the invention examples.

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Abstract

本発明は、アンモニア応力腐食割れ性、低温靭性および強度特性に優れ、さらに平坦度の低下を抑制した鋼板およびその製造方法を提供するものである。　本発明の鋼板は、所定の成分組成を有し、また、その成分組成は、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下とするものであり、板厚１／４の位置におけるミクロ組織を、フェライトとパーライトの合計の体積分率が９０％以上で、かつ、フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下のものとし、降伏強度を４４０ＭＰａ以下、引張強度を４９０ＭＰａ以上とし、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間の最大値を１４ｍｍ以下とし、板厚を１３ｍｍ未満としたものである。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、靱性および耐食性に優れた鋼板、特に液化石油ガス（以下、ＬＰＧと示す）および液体アンモニアを混載する多目的タンクに供する、低温靱性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年のエネルギー需要の増加に伴い、エネルギー輸送船による液化ガスの輸送が盛んに行われている。エネルギー輸送船の効率的な運用のため、タンクにはＬＰＧだけでなく液体アンモニアが共に運搬される場合がある。
　これらの液化ガスは低温で輸送されるため、これらの液化ガスの貯蔵用タンクに使用される鋼板には、高い低温靱性が要求されている。
　また、近年タンクの大型化が進んでおり、鋼板には４９０ＭＰａ以上の高い引張強度（ＴＳ）が要求されている。さらに、液化アンモニアは応力腐食割れを引き起こすことが知られており、アンモニアによる応力腐食割れを回避するために、４４０ＭＰａ以下の降伏強度（ＹＳ）が同時に要求される。
　特許文献１および２には、前述のような液化ガス貯蔵用タンクに必要な低温靱性を有し、強度範囲を満たすための技術が記載されており、熱間圧延後冷却した厚鋼板を数回熱処理する、あるいは熱間圧延後水冷した厚鋼板を数回熱処理という方法にて、高い低温靱性および所定の強度特性を実現している。
特許３８０２６２６号公報 特許３８４８４１５号公報
　特許文献１および２に記載の技術では、熱間圧延後冷却が必要であり、特に板厚１３ｍｍ未満といった板厚の薄い鋼板の鋼板においては、冷却による鋼板のひずみが生じ、鋼板の平坦度が低下するという問題があった。
このように、熱間圧延後の冷却を行っても、鋼板の平坦度の低下を抑制できる技術の確立が希求されていた。
　本発明は、上記の問題を解決し、例えば、エネルギー輸送船において液化ガスの収容に使用される貯蔵用タンクに供する、アンモニア応力腐食割れ性、低温靭性および強度特性に優れ、さらに平坦度の低下を抑制した鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、鋼板の低温靱性、強度特性に対する各種要因について、鋭意検討を重ねた。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素を所定の範囲に制御し、所定の熱間圧延方法で圧延することで、板厚１／４の位置におけるフェライトおよびパーライトの体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織に制御すれば所望の低温靱性および強度特性が発揮され、さらに板厚１３ｍｍ未満の鋼板においても鋼板の平坦度の低下を抑制でき、矯正工程を省略すことが可能になることを知見した。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
１．質量％で、
　Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、
　Ｓｉ：０．５０％以下、
　Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下、
　Ｐ：０．０１０％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下
を含み、
下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下であって、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有し、
降伏強度が４４０ＭＰａ以下であり、
引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、
鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、前記鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値の平均値が１４ｍｍ以下であり、
板厚が１３ｍｍ未満である、鋼板。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（１）式
ただし、（１）式中、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
２．前記成分組成はさらに、質量％で、
　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
　Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
　Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下、
　Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下、
　Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
　Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
　Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下および
　ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下
　のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
３．前記１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
　鋼素材を、９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、
　更に、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上とし、
　未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上とし、
　圧延終了温度をＡｒ３点以上とした熱間圧延を施したのち、空冷する鋼板の製造方法。
　本発明によれば、アンモニア応力腐食割れ性、低温靭性および強度特性に優れ、さらに平坦度の低下を抑制した鋼板およびその製造方法を提供することができる。
　本発明の鋼板について具体的に説明する。
　本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下を含み、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下であって、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有し、降伏強度が４４０ＭＰａ以下であり、かつ引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間の最大値の平均値が１４ｍｍ以下であり、板厚が１３ｍｍ未満である鋼板である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（１）式
ただし、（１）式中、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［成分組成］
　本発明において、鋼板およびその製造に供する鋼素材は、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のとおりに限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下
　Ｃは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を達成するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０６％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０７％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、靭性や溶接性が低下する。また、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、所望のアンモニア応力腐食割れ性を得られなくなる。
そのため、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。さらに、靱性や溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｃ含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．５０％以下
　Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、０．０１％以上含有することが好ましい。一方で、Ｓｉは靭性や溶接性の低下を招く元素である。そのため、Ｓｉは、できる限り含有量を低くすることが望ましいが、０．５０％以下であれば許容できる。よって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、鋼の脱酸はＡｌやＴｉなどで十分可能な場合には、Ｓｉは０％であってよい。靭性や溶接性の観点からは、Ｓｉ含有量は０．４０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を満足するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｍｎ含有量は１．１０％以上とすることが好ましく、１．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、靭性や溶接性が低下することに加えて、合金コストが過度に高くなってしまう。また、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、所望のアンモニア応力腐食割れ性を得られなくなる。
そのため、Ｍｎ含有量は１．８０％以下とする。さらに、靭性および溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を１．７０％以下とすることが好ましく、１．６０％以下とすることがより好ましい。
Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって靱性や溶接性を低下させるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは、不可避的不純物として含有される元素であり、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、母材の靭性に悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りＳ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＳ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１００％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下し母材の靭性に悪影響を与える。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることがより好ましい。
Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは不可避的不純物として含有される元素であるが、特に低減すべき元素であるため、その含有量を規定する。Ｎは、窒化物を形成し、脆性破壊の発生起点となり母材の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下に制限する。Ｎ含有量は、０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、Ｎを過剰に低減することは精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からは、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、不可避的不純物として含有される元素であり、酸化物を形成し、破壊の発生起点となるなど、母材の靭性に悪影響を及ぼす元素であることから、０．０１００％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＯ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
Ｃｅｑ：０．３４０以上０．３９０以下
　鋼板における所定の強度特性を満たすために、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５の（１）式で定義される炭素当量を０．３４０以上０．３９０以下とすることが肝要である。
炭素当量が０．３４０未満では、タンクの大型化に必要な４９０ＭＰａ以上の高い引張強度（ＴＳ）を達成することができない。よって、Ｃｅｑは、０．３４０以上とする。より高い引張強度（ＴＳ）を達成するためには、Ｃｅｑを０．３４以上とすることが好ましく、０．３５０以上とすることがより好ましく、０．３６０以上とすることがさらに好ましい。
一方、Ｃｅｑが０．３９０超では、アンモニアによる応力腐食割れを回避するために必要な、降伏強度（ＹＳ）４４０ＭＰａ以下を満足することができない。よって、Ｃｅｑは、０．３９０以下とする。好ましくは、Ｃｅｑは、０．３８以下である。
　以上の成分を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成が本発明における基本の成分組成である。この成分組成は、さらに強度特性あるいは靭性の向上を目的として任意に、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下からなる群より選択される１種以上をさらに含有することができる。
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を増加させて鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｃｕを添加する場合、前記効果を得るためにＣｕ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、靭性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｎｉを添加する場合、前記効果を得るためにＮｉ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を１．００％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。
Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下
　Ｃｒは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．３０％以下である。
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下
　Ｍｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下
　Ｖは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＶ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．３０％以下である。
Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下
　Ｗは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＷ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％以下である。
Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下
　Ｃｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．３０％以下である。
Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下
　Ｎｂは、炭窒化物として析出することで旧オーステナイト粒径を小さくし、靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るためにＮｂ含有量を０．００５％以上とする。さらに、Ｎｂ含有量は０．００７％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、靭性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましく、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下
　Ｔｉは、窒化物の形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減する作用を有する元素である。そのため、Ｔｉの添加により、母材および溶接部の靭性を向上させることができる。この効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１２％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、かえって靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
　Ｂは、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。したがって、鋼板の強度を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下
　Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｃａを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状が劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以上０．０１００％以下である。また、Ｃａ含有量は好ましくは、０．００５０％以下である。
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下
　Ｍｇは、Ｃａと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｍｇを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下とする。
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、ＣａやＭｇと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、ＲＥＭを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２００％以下とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００５０％以下である。
　ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。ＲＥＭ含有量とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
［ミクロ組織］
　本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
　本発明の鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、板厚の１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有する。鋼のミクロ組織を上記のように限定する理由を、以下に説明する。
［板厚の１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上］
　通常、板厚１３ｍｍ未満の薄い鋼板において、熱間圧延後に引き続き冷却を行った場合、代表的な板厚の１／４の位置における組織はベイナイトやマルテンサイト等の降伏強度（ＹＳ）が高い組織となる。本発明では、鋼板の製造条件について、後述するように、熱間圧延を制御し、熱間圧延後の冷却を行わず空冷（放冷）することによって、所定の強度特性を満足させ、かつ低温での靭性を向上させている。従って、板厚の１／４の位置における組織は、フェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上である。また、フェライトとパーライトの合計は１００％であってもよい。なお、Ａｒ３点以下のフェライトが生成する温度で熱間圧延を実施するとフェライトに加工が入り、降伏強度（ＹＳ）が上昇するため、加工を受けたフェライト（以下、加工フェライト）と加工を受けていないフェライト（以下、フェライト）を、本発明では明確に区別する。すなわち、本発明でいうフェライトは、加工フェライトを除く。
［フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下］
　フェライト組織については、低温での靭性を向上させるため、２０μｍ以下の平均粒径とする。一方で、フェライト平均粒径が著しく細かい場合、降伏強度（ＹＳ）がかえって上昇するため、５μｍ以上とする。低温靭性の向上のためには、１５μｍ以下の平均粒径とすることが好ましく、１０μｍ以下の平均粒径とすることがさらに好ましい。
　一方、残部組織としては、その種類は特に限定されないが、加工フェライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイトなどの組織が混在してよいが、それらの合計体積率は１０％以下とする。残部組織における各組織の分率はとくに限定する必要はないが、靭性の観点からはフェライトやパーライトと硬度差が大きいミクロ組織であるマルテンサイトは避けた方が好ましいため、残部組織は加工フェライトもしくはベイナイトであることが好ましい。また、残部組織は０％であってもよい。
各種ミクロ組織の体積率は、後述の実施例に記載した方法で測定することができる。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　上記した成分組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、冷却を行って鋼板とする。
具体的に、本発明の鋼板の製造方法では、上記した成分組成を有する鋼素材を９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、更に、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上とし、未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上とし、圧延終了温度をＡｒ３点以上とした熱間圧延を施した後、空冷する。
以下、製造条件毎に詳しく説明する。
　まず、鋼素材の製造条件は、とくに限定する必要はないが、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法にて、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊－分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材としても何ら問題はない。
　得られた鋼素材は、冷却することなく直接熱間圧延するか、あるいは一旦加熱してから熱間圧延する。熱間圧延は、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上として行い、その後Ａｒ３点以上の温度から空冷（放冷）を開始する。
（ａ）鋼素材の加熱温度：９５０℃以上１２５０℃以下
　鋼素材の加熱温度が９５０℃未満では、加熱温度が低すぎて変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大し、熱間圧延が困難になるおそれがある。一方、１２５０℃を超える高温になると、酸化が著しくなり、酸化ロスが増大し歩留りが低下するおそれがある。このようなことから、加熱温度は９５０℃以上１２５０℃以下にする。好ましくは、鋼素材の加熱温度は１０００℃以上である。また、好ましくは、鋼素材の加熱温度は１１５０℃以下である。
（ｂ）圧延開始温度（熱間圧延開始温度）：Ａｒ３点＋２００℃以上
　上記温度に加熱後、熱間圧延を実施する。
圧延を開始する温度がＡｒ３点＋２００℃未満では、最終製品の板厚１３ｍｍ未満の鋼板において、後述する熱間圧延終了温度：Ａｒ３点以上を達成することが困難になり、所望の特性を得られない。そのため、圧延開始温度はＡｒ３点＋２００℃以上とする。後述の未再結晶領域において圧延を行う時間を確保する観点からは、圧延開始温度はＡｒ３点＋２５０℃以上とすることが好ましい。また、圧延開始温度の上限は、通常、上述した鋼素材の加熱温度に従えばよい。
　ここで、Ａｒ３変態点は、例えば、次式で求めることが可能である。
　Ａｒ３（℃）＝９１０－２７３×Ｃ－７４×Ｍｎ－５７×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ
　　ただし、上記式中、各元素は当該元素の含有量（質量％）を示す。
（ｃ）未再結晶領域における１パスあたりの圧下率：１０％以上かつ累計圧下率：６５％以上
　未再結晶領域（本発明においては、鋼素材がＡｒ３点＋１５０℃未満の温度の領域を意味する）において、１パスあたりの圧下率（以下、圧下率／パスとも記載する）が１０％未満、または、累積圧下率が６５％未満であると、オーステナイトに対する十分な加工の効果が得られない。オーステナイトが十分に加工されないと、後述する空冷（放冷）でフェライトが十分に細粒化せず、所望の低温での靭性が得られない。そのため、未再結晶領域において、１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上に規定する。フェライトをさらに微細化させ、低温での靭性を更に向上させる観点からは、未再結晶領域での圧下率／パスを１５％以上とすることが好ましい。
　一方、圧延機への負荷が大きくなりすぎることを防止する観点からは、未再結晶領域での圧下率／パスを２０．０％以下とするのが好ましい。
　また、未再結晶領域での累積圧下率は、低温での靭性をさらに向上させる観点から、７０％以上とするのが好ましく、７５％以上とするのがより好ましい。一方、未再結晶領域での累積圧下率が８０％を超えると、圧延機への負荷が大きくなりすぎるため、未再結晶領域での累積圧下率は８０％以下とするのが好ましい。
　なお、１パスあたりの圧下率は、累積圧下率をパス数で割ること（累積圧下率／パス数）により求められる。
（ｄ）圧延終了温度：Ａｒ３点以上
　熱間圧延工程は、Ａｒ３点（℃）以上の温度で終了する必要がある。熱間圧延に際して温度がＡｒ３点（℃）未満となると、鋼中に多量のフェライトが生成し、加工フェライトが生成するため、その結果、降伏強度（ＹＳ）が上昇する。更に、低温ほど変形抵抗が増加するため、熱間圧延機への負荷が大きくなるといった問題が生じる。
（ｅ）冷却開始温度：Ａｒ３点以上
　次に、熱間圧延後の鋼板に、Ａｒ３点以上から冷却を行うことが好ましい。冷却開始温度がＡｒ３点未満では、鋼板表層部にフェライトが生成し、強度差が大きいマルテンサイト組織あるいはベイナイト組織と共存することになる結果、靭性が低下する場合がある。そのため、冷却開始温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。
（ｆ）冷却方法：空冷
　熱間圧延後、室温まで空冷（放冷）する。これによって、所定のミクロ組織を生成させる。この時、水冷などの冷却を行うと、鋼板にひずみが生じ、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値が１４ｍｍ以下である平坦度の良い鋼板を得ることができない。また、所定のミクロ組織が得られず、目的の強度特性が得られない。したがって、本発明の冷却方法は空冷とする。空冷（放冷）する場合、冷却速度は板厚１／４の位置において１．０℃／ｓ以上となることが好ましい。なお、水冷を行う場合は、５０℃／ｓ以上となる。平坦度に優れ、目的の強度特性を得るためには、空冷における冷却速度は１．０℃以上であることが好ましく、より好ましくは１．５℃以上である。また、空冷における冷却速度は３．０℃以下であることが好ましく、より好ましくは２．５℃以下である。
　冷却速度は、（７００（℃）－５００（℃））／７００℃から５００℃までの冷却時間（ｓ）により算出できる。なお、冷却終了温度は室温（特に限定されないが、例えば、－５～５０℃）である。
　上記した成分組成を有する鋼素材を、上記した製造条件に従って製造することによって、上記した組織を有する鋼板を得ることができる。かくして得られる鋼板は優れた強度特性と靭性と平坦度をそなえることになる。ここで、優れた強度特性とは、降伏強度ＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ０．２）：４４０ＭＰａ以下および引張強度（ＴＳ）：４９０ＭＰａ以上である。このうち、降伏強度（ＹＳ）は、アンモニア応力腐食割れ性と密接に関係し、液化ガスばら積み船の構造部材として、国際海事機関によるＩＭＯガスコードや船級規則にて、アンモニア応力腐食割れの危険性を最小限にするため降伏点を４４０ＭＰａ以下と規定されている。したがって、降伏強度ＹＳが４４０ＭＰａ以下であれば、優れたアンモニア応力腐食割れ性を有するといえる。
　鋼板の引張強度（ＴＳ）は基本的に高いほど良いが、６２０ＭＰａ超では加工性に問題が生じる可能性が高くなる。あるいは、合金を多量に添加することになり、コストが高くなる可能性が高い。また、アンモニア応力腐食割れ性を確保するための降伏強度ＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ０．２）：４４０ＭＰａ以下を両立できなくなるため、鋼板の引張強度（ＴＳ）は６２０ＭＰａ以下とすることが望ましい。なお、本発明で得られる鋼板の引張強度（ＴＳ）は実質的に６２０ＭＰａ以下である。
　以上説明したように、本発明によれば、低温靭性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れ、低温かつ腐食雰囲気の環境で使用されるタンクに好適の平坦度が高い鋼板を提供することができるため、産業上格段の効果を奏する。
　表１に示す成分組成の溶鋼を溶製し、鋼素材（スラブ）とした。これら鋼素材（スラブ）に、表２に示す条件で、加熱、熱間圧延、冷却を施した。なお、冷却時の冷却開始温度は、表２中の圧延終了温度とした。
　得られた鋼板について、鋼板の板厚１／４の位置のミクロ組織における組織分率の測定、引張特性、靭性、平坦度の評価を実施した。各試験方法は次の通りである。
［板厚１／４の位置のミクロ組織分率の測定］
　得られた各鋼板から、該鋼板の板厚１／４の位置の深さの位置が観察面となるように、サンプルを採取した。前記サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を撮影した。撮影された像について画像解析装置を用いて解析することによってミクロ組織の面積分率を求めた。ミクロ組織の異方性が小さい場合、面積分率は体積率に相当するため、本発明では面積分率を体積率とした。
　いずれの場合も、ミクロ組織の分率を求める際の、各組織の判別は、次のとおりに行った。鋼材を鏡面研磨し、ナイタールエッチングして組織を現出させ５００～３０００倍に拡大してＳＥＭで観察した。フェライトは等方的に成長した炭化物を含まない組織で粒内が黒く見える組織、パーライトはフェライト（黒）と炭化物(白)が縞模様（ストライプ状）に見える組織とした。ベイナイトは細長く成長したラス状のフェライト組織を有し、円相当径で０．０５μｍ以上の炭化物を含む組織と定義した。マルテンサイトはベイナイトと同様の細長く成長したラス状のフェライト組織を有し、円相当径で０．０５μｍ以下の炭化物を含む組織と定義した。なお、炭化物は白い点状に見える。また、オーステナイトは、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織の間に存在する、円相当径で０．５０μｍ以上の炭化物ではない組織と定義した。
　なお、フェライトと加工フェライトは、ＳＥＭでの区別が困難である。そこで、電子線反射回折（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いた。より詳細には、まず、鋼板から試験片を採取し、研磨した。圧延方向に平行な面（板厚１／４位置の面）が観察面となるように、コロイダルシリカ溶液を用いて、試験片を研磨した。その後、ＥＢＳＤ法（電子線の加速電圧：２０ｋｅＶ、測定間隔：０．１μｍステップ）によって、試験片の観察面における５００μｍ×５００μｍの領域を、５箇所測定した。
　局所方位差平均(ＧｒａｉｎＡｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：ＧＡＭ)が１．０未満の領域をフェライトと定義し、フェライトの面積分率として算出した。
　さらに、一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値を１５°と定義して、結晶方位差が１５°以上の粒界に固囲まれた領域を可視化することにより、フェライトの面積平均（Ａｒｅａｆｒａｃｔｉｏｎ ａｖｅｒａｇｅ）の粒径を算出した。算出には、ＴＳＬ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを使用した。求めたフェライトの面積平均の粒径を、フェライトの平均粒径とした。
［強度特性］
　各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ０．２）および引張強度（ＴＳ）を測定した。
そして降伏強度：４４０ＭＰａ以下のものを、アンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板とし、引張強度が４９０ＭＰａ以上のものを引張強度に優れた鋼板と評価した。なお、降伏強度ＹＳは、アンモニア応力腐食割れ性と密接に関係し、液化ガスばら積み船の構造部材として、ＩＭＯガスコードや船級規則にて、アンモニア応力腐食割れの危険性を最小限にするため降伏点を４４０ＭＰａ以下と規定されており、降伏強度ＹＳ：４４０ＭＰａ以下のものをアンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板と判定した。
［靭性］
　また各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、－５５℃における吸収エネルギーを評価した。－５５℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上である場合を低温での靭性が優れていると評価した。
［平坦度］
　各鋼板の表面に圧延方向に沿って２ｍ（２０００ｍｍ）の長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間をスキマゲージ（スキミゲージ）で測定し、最大値を求めた。当該測定は、鋼板の幅方向中央部と両端の計３箇所において行い、３箇所夫々の最大値の平均値（各箇所の最大値の和／３）を評価した。
上記の評価において、長尺はステンレス製の長尺定規とし、スキマゲージ（スキミゲージ）は炭素工具鋼（ＳＫ５）製のものを用いた、対象とする鋼板は長手方向で３ｍ以上の長さとした。
上記平均値が１４ｍｍ以下である場合を、平坦度に優れていると評価した。
　かくして得られた評価結果を表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　表１および２から分かるように、発明例はいずれも、４４０ＭＰａ以下の降伏強度ＹＳと４９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、－５５℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上、かつ平坦度が１４ｍｍ以下である、低温での靭性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れた平坦度の高い鋼板が得られている。
　一方、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．３、４、５、６、７、８は、板厚１／４のミクロ組織あるいは板厚が本発明の範囲外となっており、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、低温での靱性、平坦度の少なくともいずれかが発明例に比較して劣っている。
　また、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．２１では、炭素量が少なく、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２２では、炭素量が多く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。また、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２３、２６、２７、２８、２９、３０では、種々の元素の含有量が発明例よりも多く、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２４では、マンガン量が少なく、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。鋼板Ｎｏ．２５では、マンガン量が多く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。また、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．３１では、炭素当量Ｃｅｑが発明例と比較して低く、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．３２では、炭素当量Ｃｅｑが発明例と比較して高く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。

 

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、
    　Ｓｉ：０．５０％以下、
    　Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下、
    　Ｐ：０．０１０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．１００％以下、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下
    を含み、
    下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下であって、
    残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    板厚１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有し、
    降伏強度が４４０ＭＰａ以下であり、
    引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、
    鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、前記鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値の平均値が１４ｍｍ以下であり、
    板厚が１３ｍｍ未満である、鋼板。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（１）式
    ただし、（１）式中、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
  2. 　前記成分組成はさらに、質量％で、
    　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
    　Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
    　Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下、
    　Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下、
    　Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
    　Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下および
    　ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
    　鋼素材を、９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、
    　更に、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上とし、
    　未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上とし、
    　圧延終了温度をＡｒ３点以上とした熱間圧延を施した後、空冷する鋼板の製造方法。
     

     
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