(57)【要約】【課題】耐応力腐食割れ性に優れ、鋼材及びＨＡＺの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。【解決手段】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：０．００１０〜０．０１００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％及びＯ：０．００１０〜０．００５０％を含有する。厚さｔ／４位置において、組織は５０〜８０面積％かつ粒の平均円相当径が５．５〜１５．０μｍのフェライトと、ベイナイト主体でアスペクト比が５以上のバンド組織を０〜５０％含む硬質組織とを含有し、鋼中にＴｉ系酸化物の周囲にＭｎＳが配置される複合介在物を１０〜１００個／ｍｍ２含み、複合介在物のうちＭｎＳは１０〜９０面積％未満であり、周占有率が１０％以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
タンク用鋼材であって、
化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．９〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．０６％、
Ｂ：０〜０．００２％、
Ｃａ：０〜０．００５％、及び、
Ｍｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
表面から厚さｔ／４の深さ位置において、
組織は、面積率で５０〜８０％のフェライトと、硬質組織とからなり、
前記フェライトの結晶粒の平均円相当径は５．５〜１５．０μｍであり、
前記硬質組織は、合計面積率で１０％以下のマルテンサイト及びパーライトを含有し、残部はベイナイトからなり、
前記硬質組織のうち、前記タンク用鋼材の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％以下であり、
鋼中に、Ｔｉ系酸化物と前記Ｔｉ系酸化物の周囲に配置されるＭｎＳとを含有する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面積に占める前記ＭｎＳの割合は１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物のマトリクスとの界面に占める前記ＭｎＳの割合は１０％以上であり、
粒径が０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度は１０〜１００個／ｍｍ２である、タンク用鋼材。
【請求項２】
請求項１に記載のタンク用鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０４〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０３〜０．２０％、及び
Ｖ：０．００５〜０．０６％からなる群から選択される１種以上を含有する、タンク用鋼材。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のタンク用鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、及び
Ｍｇ：０．００１〜０．００５％からなる群から選択される１種以上を含有する、タンク用鋼材。
【請求項４】
ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜６０ｐｐｍとし、前記ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の化学組成を有する溶鋼を製造する工程と、
前記溶鋼を用いて連続鋳造法によりスラブを製造する工程と、
前記スラブを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前記鋼材温度がＴ１℃となるまでの間、１．１〜５℃／秒の第１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、タンク用鋼材の製造方法。
ここで、Ａｒ３≧Ｔ１≧Ａｒ３−１００、Ａｒ３−５０≧Ｔ２≧Ａｒ３−２００、Ａｒ３−２００≧Ｔ３≧３５０、Ｔ１−Ｔ２≧４０、Ｔ２−Ｔ３≧１００である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、タンク用鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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、タンクには液化石油ガス（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。
【０００３】
このように、ＬＰＧと液体アンモニアとが積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、上記タンクには強度も求められる。耐応力腐食割れ性及び強度の観点から、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。
【０００４】
さらに、上述のように、タンクは低温液体アンモニアを運搬するため、タンク用鋼材には優れた低温靭性が求められる。さらに、タンク用鋼材が互いに溶接されてタンクが形成される場合がある。したがって、タンク用鋼材を溶接して形成される、溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ、以下、ＨＡＺという）にも、優れた低温靭性が求められる。
【０００５】
上述の狭い許容強度範囲を満たしつつ、母材及びＨＡＺにおいて優れた低温靭性を得るための技術が、特開２００９−１２０８７６号公報（特許文献１）、特開２００８−２６１０００号公報（特許文献２）、及び特開２００８−２４８２９１号公報（特許文献３）に提案されている。
【０００６】
特許文献１に開示されている低降伏比高張力鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜１．６％、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００７〜０．００１５％、Ｔｉ：０．００９〜０．０１８％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０％及びＮｂ：０．０１２〜０．０２０％を夫々含有すると共に、鋼中の固溶Ｎ量が０．０００３〜０．００４０％であり、残部が鉄及び不可避的不純物であり、且つｔ／４（ｔ：板厚）位置のミクロ組織において、全組織に占めるフェライト分率が６０〜８５面積％、島状マルテンサイト分率が１〜５面積％であり、残部がベイナイト組織の混合組織からなり、更に島状マルテンサイト中の残留オーステナイトが６０面積％以上である。この鋼板では、島状マルテンサイト（ＭＡ）中に所定量の残留γを確保することができ、これによって鋼板（母材）の強度及び低温靭性とＨＡＺの低温靭性とが両立できる、と特許文献１には記載されている。
【０００７】
特許文献２及び３に開示されている厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５％Ａｌ：０．００５〜０．０４％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物らなる組成を有し、製造工程において多段階の冷却工程を実施することにより、ベイナイト変態により初析フェライトに起因する可動転位が維持され、降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の母材及び溶接熱影響部の低温靭性に優れる、と特許文献２及び３には記載されている。
【０００８】
一方、介在物を用いてＨＡＺの低温靭性を高める技術が、特開２０１４−５５２７号公報（特許文献４）及び特開平５−２７１８６４号公報（特許文献５）に提案されている。
【０００９】
特許文献４に開示される鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０００１〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００６％以下、ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、ｉｎｓｏｌ．Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、ｓｏｌ．Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在することにより、鋼材の溶接熱影響部は靱性に優れる、と特許文献４には記載されている。
【００１０】
特許文献５に開示される鋼は、重量％として、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、その他必要に応じて鋼材に通常含有する諸元素を含むことができるＭｎ酸化物とＡｌ酸化物を含む微小粒子が分散し、鋼中に含まれる微小粒子のうちで、酸化物とＭｎＳとから成り、かつ酸化物がＭｎ酸化物とＡｌ酸化物から成り、その内のＭｎ酸化物の占める割合が重量％で酸化物部分の５０〜９０％となる酸化物で、かつ０．１〜１０μｍの大きさのものが、鋼材断面積の１ｍｍ２あたり３０〜２０００個分散させることにより、ＨＡＺの低温靭性や深絞り性に優れる、と特許文献５には記載されている。
【００１１】
さらに、耐応力腐食割れ性及び母材の低温靭性を高める技術が、特開２０１６−４０４０１号公報（特許文献６）に提案されている。
【００１２】
特許文献６に開示されるタンク用鋼材は、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及び不純物からなり、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、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％以下であれば、耐応力腐食割れ性及び低温靭性に優れる、と特許文献６には記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【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２０１４−５５２７号公報
【特許文献５】特開平５−２７１８６４号公報
【特許文献６】特開２０１６−４０４０１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明の目的は、耐応力腐食割れ性及び低温靭性に優れ、溶接後のＨＡＺの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。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
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：０．００１０〜０．０１００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｖ：０〜０．０６％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｃａ：０〜０．００５％、及びＭｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。鋼材の表面から厚さｔ／４の深さ位置において、組織は、面積率で５０〜８０％のフェライトと、硬質組織とからなる。フェライトの結晶粒の平均円相当径は５．５〜１５．０μｍである。硬質組織は、合計面積率で１０％以下のマルテンサイト及びパーライトを含有し、残部はベイナイトからなる。硬質組織のうち、タンク用鋼材の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。タンク用鋼材はさらに、鋼中に、Ｔｉ系酸化物とＴｉ系酸化物の周囲に配置されるＭｎＳとを含有する複合介在物を含む。複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合は１０％以上９０％未満であり、複合介在物のマトリクスとの界面に占めるＭｎＳの割合は１０％以上であり、粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度は１０〜１００個／ｍｍ２である。
【００１６】
本発明によるタンク用鋼材の製造方法は、溶製工程と、スラブ製造工程と、熱間圧延工程と、冷却工程とを備える。溶製工程では、ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜６０ｐｐｍとし、ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。スラブ製造工程では、溶鋼を用いて連続鋳造法によりスラブを製造する。熱間圧延工程は、加熱工程と圧延工程とを含む。加熱工程では、スラブを１０００〜１２５０℃に加熱する。圧延工程では、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する。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。冷却工程は、第１冷却工程と、第２冷却工程と、第３冷却工程と、第４冷却工程とを含む。第１冷却工程では、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冷却速度で鋼材を冷却する。第２冷却工程では、鋼材温度がＴ１℃からＴ２℃となるまでの間、５〜１５℃／秒の第２冷却速度で鋼材を冷却する。第３冷却工程では、鋼材温度がＴ２℃からＴ３℃となるまでの間、１５℃／秒以上の第３冷却速度で鋼材を冷却する。第４冷却工程では、鋼材温度がＴ３℃となったとき、第３冷却速度での冷却を停止し、鋼材を放冷する。
ここで、Ａｒ３≧Ｔ１≧Ａｒ３−１００、Ａｒ３−５０≧Ｔ２≧Ａｒ３−２００、Ａｒ３−２００≧Ｔ３≧３５０、Ｔ１−Ｔ２≧４０、Ｔ２−Ｔ３≧１００である。
【発明の効果】
【００１７】
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、溶接後のＨＡＺの低温靭性に優れる。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
【００１９】
本発明者らは、タンク用鋼材の耐応力腐食割れ性、鋼材（母材）の低温靭性、及び溶接後のＨＡＺの低温靭性にについて調査及び検討し、次の知見を得た。
【００２０】
（Ａ）耐応力腐食割れ性について
上述のとおり、タンクの強度を確保しつつ、耐応力腐食割れ性を得るためには、タンク用鋼材の降伏強度ＹＳを３５５〜４４０ＭＰａ、引張強度ＴＳを４９０〜６２０ＭＰａ、降伏比ＹＲを８５％以下とすることが求められる。鋼材の板厚をｔ（ｍｍ）とした場合、鋼材表面からｔ／４深さ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、フェライトの結晶粒（フェライト粒）の平均円相当径が５．５〜１５．０μｍ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。なお、タンク用鋼材のミクロ組織において、フェライト以外の残部は硬質組織からなる。硬質組織は、合計面積率で１０％以下のマルテンサイト及びパーライトを含有し、残部はベイナイトからなる。上記マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及び島状マルテンサイトも含む。
【００２１】
（Ｂ）鋼材の低温靭性について
熱間圧延後の鋼材の冷却速度が遅すぎれば、硬質組織が鋼材の圧延方向に延伸して形成される。硬質組織のうち、アスペクト比（圧延方向に延伸し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。バンド組織は、タンク用鋼材の低温靭性を低下させる。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。鋼材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、鋼材（母材）において、優れた低温靭性が得られる。
【００２２】
（Ｃ）ＨＡＺの低温靭性について
タンク用鋼材を溶接した際に形成されるＨＡＺの低温靭性を高めるためには、ＨＡＺ中の結晶粒を微細化することが有効である。結晶粒を微細にするための結晶粒微細化方法として、（１）オーステナイト粒（以後、γ粒という）成長をＴｉＮ等により抑制するピン留め効果を活用する方法、及び、（２）γ粒内に存在する介在物を起点に粒内フェライトを成長させて結晶粒を微細化する方法がある。
【００２３】
しかしながら、上記（１）の結晶粒微細化方法では、溶接時にＴｉＮの一部が溶解し、ピン留め効果が低下する場合がある。そこで、本発明者らは、上記（２）の結晶粒微細化方法に着目して、さらに検討を行った。
【００２４】
溶接時に旧γ粒内において粒内フェライトを生成及び成長させれば、溶接後のＨＡＺのマトリクスにおいて、結晶粒が微細化される。鋼中の介在物であるＴｉ系酸化物は、粒内フェライトの生成核となる。Ｔｉ系酸化物とは、Ｔｉを含有する酸化物であって、たとえば、ＴｉＯ、Ｔｉ２Ｏ３等である。そこで、本発明者らは、粒内フェライト生成と鋼中のＴｉ系酸化物との関係についてさらに調査を行った。その結果、本発明者らは次の新たな知見を得た。
【００２５】
（ａ）製鋼段階でＴｉ系酸化物の周辺にＭｎＳが生成することにより、Ｔｉ系酸化物とＭｎＳとを含有する複合介在物が生成すれば、ＭｎＳと鋼材のマトリクスとの界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（初期Ｍｎ欠乏領域）では、フェライト成長開始温度が大きく上昇する。そのため、鋼材を溶接した場合、その冷却過程において、このＭｎ欠乏領域から粒内フェライトが優先的に成長する。
【００２６】
（ｂ）鋼材の溶接を行うと、複合介在物近傍に存在する鋼材のマトリクス中のＭｎが拡散し、Ｔｉ系酸化物の内部に存在する原子空孔にＭｎが吸収される。その結果、溶接により熱履歴を受けたＨＡＺとＴｉ系酸化物との界面に、Ｍｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（溶接Ｍｎ欠乏領域）も粒内フェライトの優先成長の起点となる。
【００２７】
（ｃ）上記（ａ）及び（ｂ）の両作用によりＨＡＺ組織の微細化を達成できるため、溶接したタンクに必要なＨＡＺの低温靭性を得ることができる。
【００２８】
上記知見に基づいて、本発明者らは、粒内フェライトを生成しやすい複合介在物の形態についてさらに検討した。その結果、複合介在物の形態が次の要件を満たしていれば、溶接した際のＨＡＺ中の結晶粒が微細化でき、良好な低温ＨＡＺ靭性が得られることを見出した。
【００２９】
（Ｉ）複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合は１０％以上９０％未満である。
（ＩＩ）複合介在物のマトリクスとの界面に占めるＭｎＳの割合は１０％以上である。
（ＩＩＩ）粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度は１０〜１００個／ｍｍ２である。
【００３０】
以上の知見に基づいて完成した本発明によるタンク用鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．９〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１０〜０．０１００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｖ：０〜０．０６％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。タンク用鋼材の表面から厚さｔ／４の深さ位置において、組織は、面積率で５０〜８０％のフェライトと、硬質組織とからなる。フェライトの結晶粒の平均円相当径は５．５〜１５．０μｍである。硬質組織は、合計面積率で１０％以下のマルテンサイト及びパーライトを含有し、残部はベイナイトからなる。硬質組織のうち、タンク用鋼材の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。タンク用鋼材はさらに、鋼中に、Ｔｉ系酸化物とＴｉ系酸化物の周囲に配置されるＭｎＳとを含有する複合介在物を含む。複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合は１０％以上９０％未満であり、複合介在物のマトリクスとの界面に占めるＭｎＳの割合は１０％以上であり、粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度は１０〜１００個／ｍｍ２である。
【００３１】
上記化学組成は、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０４〜０．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．２０％、及びＶ：０．００５〜０．０６％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【００３２】
上記化学組成は、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、及びＭｇ：０．００１〜０．００５％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【００３３】
本発明によるタンク用鋼材の製造方法は、溶製工程と、スラブ製造工程と、熱間圧延工程と、冷却工程とを備える。溶製工程では、ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜６０ｐｐｍとし、ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。スラブ製造工程では、溶鋼を用いて連続鋳造法によりスラブを製造する。熱間圧延工程は、加熱工程と圧延工程とを含む。加熱工程では、スラブを１０００〜１２５０℃に加熱する。圧延工程では、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する。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。冷却工程は、第１冷却工程と、第２冷却工程と、第３冷却工程と、第４冷却工程とを含む。第１冷却工程では、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冷却速度で鋼材を冷却する。第２冷却工程では、鋼材温度がＴ１℃からＴ２℃となるまでの間、５〜１５℃／秒の第２冷却速度で鋼材を冷却する。第３冷却工程では、鋼材温度がＴ２℃からＴ３℃となるまでの間、１５℃／秒以上の第３冷却速度で鋼材を冷却する。第４冷却工程では、鋼材温度がＴ３℃となったとき、第３冷却速度での冷却を停止し、鋼材を放冷する。
ここで、Ａｒ３≧Ｔ１≧Ａｒ３−１００、Ａｒ３−５０≧Ｔ２≧Ａｒ３−２００、Ａｒ３−２００≧Ｔ３≧３５０、Ｔ１−Ｔ２≧４０、Ｔ２−Ｔ３≧１００である。
【００３４】
以下、本発明によるタンク用鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
【００３５】
［化学組成］
本発明のタンク用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
【００３６】
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、ＨＡＺの低温靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の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％であり、より好ましくは０．０５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７％である。
【００３７】
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、鋼材中のＨＡＺが過剰に硬化して、低温靭性が低下する。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０．１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４％であり、より好ましくは０．３％である。
【００３８】
Ｍｎ：０．９〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼材の強度及び低温靭性を高める。Ｍｎはさらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、ＨＡＺの低温靭性を高める。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％であり、より好ましくは１．３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．６％であり、より好ましくは１．５％である。
【００３９】
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、鋼材の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。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００４０】
Ｓ：０．００１０〜０．０１００％
硫黄（Ｓ）はＭｎと結合してＭｎＳを形成する。このとき、複合介在物が形成されれば、Ｍｎ欠乏領域が形成され、ＨＡＺの低温靭性を高めることができる。Ｓ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、粗大なＭｎＳが単体で析出し、ＨＡＺの低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００１０〜０．０１００％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００２０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、より好ましくは０．００３０％である。
【００４１】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して鋼材中の結晶粒を微細化することにより、鋼材の強度及び低温靭性を高める。Ｎｂ含有量が低すぎればこの効果は得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、ＨＡＺにおいてＭＡ（島状マルテンサイト）が多量に生成し、ＨＡＺの低温靭性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、鋼材中の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％であり、より好ましくは０．０３％である。
【００４２】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
チタン（Ｔｉ）は、Ｔｉ系酸化物を形成し、粒内フェライトの生成核となり、ＨＡＺの低温靭性を高める。Ｔｉはさらに、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、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、Ｔｉ系酸化物の個数密度及び粗大なＴｉ系酸化物が増加し、ＨＡＺの低温靭性が低下する。Ｔｉ含有量が高すぎればさらに、ＴｉＣが生成して降伏強度が高くなりすぎる。その結果、ＹＲが高くなりすぎる場合がある。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％であり、より好ましくは０．０１８％である。
【００４３】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼材を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼が脱酸されすぎ、Ｔｉ系酸化物の形成量が低下する。その結果、ＨＡＺの低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００４％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。
【００４４】
Ｎ：０．００１０〜０．０１００％
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、鋼材及びＨＡＺの低温靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．０１００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％である。
【００４５】
Ｏ：０．００１０〜０．００５０％
酸素（Ｏ）は、Ｔｉと結合してＴｉ系酸化物を生成し、粒内フェライトの生成核となり、ＨＡＺの低温靭性を高める。Ｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｏ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系複合介在物が形成され、破壊の起点となる。その結果、鋼材及びＨＡＺの低温靭性が低下する場合がある。したがって、Ｏ含有量は０．００１０〜０．００５０％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．００１５％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。
【００４６】
本実施の形態のタンク用鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とはタンク用鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態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。
【００４７】
［任意元素について］
本発明によるタンク用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ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。これらの元素はいずれも、鋼材の強度を高める。
【００４８】
Ｃｕ：０〜０．５０％
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。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。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０〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．０８％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは０．３５％である。
【００４９】
Ｎｉ：０〜０．５０％
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低温靭性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。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０〜０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．０８％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、より好ましくは０．４０％である。
【００５０】
Ｃｒ：０〜０．５０％
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。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。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、ＨＡＺの低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、より好ましくは０．０８％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは０．３５％である。
【００５１】
Ｍｏ：０〜０．２０％
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。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。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、ＨＡＺの低温靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、より好ましくは０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１５％である。
【００５２】
Ｖ：０〜０．０６％
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。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。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０〜０．０６％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、より好ましくは０．０４％である。
【００５３】
本発明によるタンク用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ、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。これらの元素はいずれも、ＨＡＺの低温靭性を高める。
【００５４】
Ｂ：０〜０．００２％
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の低温靭性に有害な固溶Ｎ量を低減する。その結果、ＨＡＺの低温靭性が高まる。Ｂはさらに、粒界フェライトの生成を抑制する。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、ＨＡＺの低温靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００２％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、より好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１５％である。
【００５５】
Ｃａ：０〜０．００５％
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。その結果、ＨＡＺの低温靭性が高まる。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。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０〜０．００５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、より好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、より好ましくは０．００３％である。
【００５６】
Ｍｇ：０〜０．００５％
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。その結果、ＨＡＺの低温靭性が高まる。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。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０〜０．００５％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％であり、より好ましくは０．００３％である。
【００５７】
［タンク用鋼材の構成］
上記化学組成を有するタンク用鋼材は、次の構成を有する。なお、以下に示すミクロ組織等の要件は、鋼材の平均的な組織を見るため、鋼材の表面から圧下方向に厚さｔ／４の位置（以下、ｔ／４位置という、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（厚さ）を意味する。ｔ／４位置とは、鋼材の厚さをｔとした場合、鋼材表面からｔ／４深さの位置を意味する。）で判断すればよい。
【００５８】
［鋼材のミクロ組織（Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
タンク用鋼材のミクロ組織（マトリクス組織）は、面積率で５０〜８０％のフェライトと、硬質組織とからなる。
【００５９】
硬質組織は、合計面積率で１０％以下のマルテンサイト及びパーライトを含有し、残部はベイナイトからなる。マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及び島状マルテンサイトを含む。
【００６０】
［フェライト面積率ＡＲＦ］
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。
【００６１】
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。
【００６２】
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、より好ましくは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、より好ましくは６５％である。
【００６３】
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任意の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。
【００６４】
［フェライトの平均円相当径ＤＦ］
フェライトの結晶粒（フェライト粒）の平均円相当径ＤＦは５．５〜１５．０μｍである。円相当径とは、フェライト粒の面積を、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１５．０μｍを超えれば、フェライト粒が粗大すぎるため、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５．５〜１５．０μｍ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。
【００６５】
フェライト粒の平均円相当径ＤＦは次の方法で測定される。上述の各視野のミクロ組織画像において、画像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視野の平均円相当径の平均を、フェライトの平均円相当径ＤＦ（μｍ）と定義する。
【００６６】
［硬質組織中の相の特定］
硬質組織中のマルテンサイトの総面積は次の方法で測定される。すなわち、鋼材のＬ断面を鏡面研磨し、レペラ腐食液により腐食する。その後、光学顕微鏡を用いて組織観察を行うとともに、写真を撮影して画像解析する。マルテンサイトはコントラストにより判別可能である。なお、ＳＲ処理するとマルテンサイトは分解してフェライトとセメンタイトになるので、測定はＳＲ処理していない圧延まま材を用いる。
【００６７】
また、硬質組織中のパーライトの総面積は次の方法で測定される。すなわち、鋼材のＬ断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液により腐食する。パーライトはコントラストにより他の相と区別して判別可能である。なお、この測定もＳＲ処理していない圧延まま材を用いる。
【００６８】
相の特定後、各視野において、硬質組織中のマルテンサイト及びパーライトの総面積率を求める。各視野における硬質組織中のマルテンサイト及びパーライトの総面積率の平均を、硬質組織中のマルテンサイト及びパーライトの合計面積率（％）と定義する。
【００６９】
［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、硬質組織中のバンド組織の面積率が５０％以下である。
【００７０】
上述のとおり、バンド組織は、Ｌ断面における硬質組織のうち、式（１）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  式（１）
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。
【００７１】
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、Ｌ断面の硬質組織における、バンド組織の面積率ＡＲＢ（％）と定義する。
【００７２】
バンド組織の面積率ＡＲＢが５０％以下であれば、鋼材の低温靭性が高まる。ＡＲＢが５０％以下であればさらに、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。
【００７３】
［複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合］
本実施形態のタンク用鋼材は、鋼材中にＴｉ系酸化物とＴｉ系酸化物の周囲に配置されるＭｎＳとを含有する複合介在物を含む。鋼材の横断面（圧延方向に垂直な断面）において、複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合（面積率）が１０％未満であれば、複合介在物のＭｎＳとマトリクス（母相）との界面に初期Ｍｎ欠乏層が十分に形成されない。そのため溶接した際に生成する粒内フェライトの生成量が低下する。一方、複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合が９０％以上であれば、複合介在物はＭｎＳ主体となる。この場合、ＭｎがＴｉ系酸化物中の原子空孔に吸収される駆動力は働かず、溶接Ｍｎ欠乏層が形成されないため、粒内フェライトの生成量が低下する。したがって、複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合は、１０％以上９０％未満である。
【００７４】
複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合は、次の方法で測定される。鋼材の横断面のうち、ｔ／４位置を２０箇所特定する。電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率（％）を決定する。得られた面積率の平均値を、複合介在物の断面積に占めるＭｎＳの割合（ＭｎＳ面積率）（％）と定義する。
【００７５】
［複合介在物のマトリクスとの界面に占めるＭｎＳの割合］
複合介在物中のＭｎＳはＴｉ系酸化物の周囲に形成される。すなわち、複合介在物とマトリックスとの界面にＭｎＳは形成される。鋼材の横断面において、複合介在物の界面に占めるＭｎＳの割合が１０％未満であれば、ＭｎＳとマトリクスとの界面に形成される初期Ｍｎ欠乏領域が小さく、溶接しても粒内フェライトの生成量が十分でないので、良好な低温ＨＡＺ靭性を得ることができない。したがって、複合介在物のマトリクスとの界面に占めるＭｎＳの割合は、１０％以上である。ＭｎＳの割合が大きいほど粒内フェライトが生成しやすくなるため、ＭｎＳの割合の上限は定めないが、通常８０％以下となる。
【００７６】
複合介在物の界面に占めるＭｎＳの割合は、次の方法で測定される。ＭｎＳ面積率の測定に用いたＭｎＳマッピング画像から、断面における複合介在物のマトリクスとの界面の周長に対するＭｎＳとマトリクスとの界面の周長の割合を求める。得られた割合の平均値を、複合介在物のマトリクスとの界面に占めるＭｎＳの割合（ＭｎＳ周占有率）（％）と定義する。
【００７７】
［複合介在物の個数密度］
本明細書において、複合介在物の個数密度とは、規定の粒径を有する複合介在物の、単位面積当たりの個数である。複合介在物の粒径とは、複合介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径、すなわち円相当径を意味する。複合介在物の粒径が小さすぎれば、複合介在物が周辺のマトリクスから吸収できるＭｎ量が低下し、粒内フェライトの生成量が低下する。一方で、複合介在物の粒径が大きすぎれば、粗大な複合介在物が破壊の起点となる。したがって、本発明において、対象とする複合介在物の粒径は、０．５〜５．０μｍである。
【００７８】
複合介在物の個数密度は、Ｍｎ吸収量に関わる。γ粒界からの粗大なフェライトの成長を抑制するためには、γ粒内に少なくとも１つ以上の複合介在物が含まれる必要がある。粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２未満であれば、粒内フェライトが十分に生成されない。一方で、粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１００個／ｍｍ２を超えれば、複合介在物が破壊の起点となりやすい。したがって、粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度は１０〜１００個／ｍｍ２である。
【００７９】
粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度は、次の方法で測定される。鋼材の横断面のうち、ｔ／４位置を４視野特定する（視野面積は１ｍｍ２）。ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置を用いて、複合介在物の形状測定を実施する。具体的には、得られたＳＥＭ画像に含まれる粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数（個）から、複合介在物の個数密度（個／ｍｍ２）を求める。各視野において得られた複合介在物の個数密度の平均を求め、タンク用鋼材中の粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度（個／ｍｍ２）と定義する。
【００８０】
［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。本例において、タンク用鋼材の製造方法は、溶製工程と、スラブ製造工程と、熱間圧延工程と、冷却工程とを含む。
【００８１】
［溶製工程］
溶製工程では、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理前の溶鋼に対してＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼中の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜６０ｐｐｍの範囲とする。
【００８２】
上記工程において、Ａｒガスの流量はたとえば１００〜２００Ｌ／ｍｉｎであり、吹き込み時間はたとえば５〜１５（ｍｉｎ）である。続いてＲＨ真空脱ガス処理を実施し、各元素を添加し、成分調整を行う。
【００８３】
［スラブ製造工程］
上記溶製工程により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、周知の連続鋳造法によりスラブを製造する。
【００８４】
［熱間圧延工程］
スラブに対して熱間圧延を実施して、上述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。
【００８５】
［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。そのため、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。
【００８６】
［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。圧延中のスラブの下限温度は特に規定しないが、次工程である水冷工程を考慮すると、圧延中のスラブの温度はＡｒ３−１０（℃）以上とすることが好ましい。
【００８７】
［冷却工程］
冷却工程は、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冷却速度での冷却を停止し、鋼材を放冷する。
ここで、Ａｒ３≧Ｔ１≧Ａｒ３−１００、Ａｒ３−５０≧Ｔ２≧Ａｒ３−２００、Ａｒ３−２００≧Ｔ３≧３５０、Ｔ１−Ｔ２≧４０、Ｔ２−Ｔ３≧１００である。
【００８８】
本発明では、熱間圧延終了後に所定期間放冷する代わりに、上述のとおり、熱間圧延直後から上記第１冷却速度で冷却を実施する。第１冷却速度は水冷に相当する速度である。第１冷却工程を実施することにより、バンド組織の生成が抑制され、硬質組織が鋼材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。
【００８９】
第１冷却工程に引き続き、第１冷却工程での冷却速度以上の冷却速度で冷却する第２冷却工程を実施する。これにより、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、フェライト粒の平均円相当径が５．５〜１５．０μｍとなる。
【００９０】
第２冷却工程に引き続き、第２冷却工程での冷却速度以上の冷却速度で冷却する第３冷却工程を実施する。これにより、上述の硬質組織が生成する。第３冷却工程に引き続き、鋼材を放冷する第４冷却工程を実施することにより、硬質組織中のマルテンサイトの面積分率を抑えることができる。
【００９１】
第１〜第４冷却工程を詳細は、次のとおりである。
【００９２】
［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≧Ｔ１≧Ａｒ３−１００を満足する温度である。
【００９３】
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、フェライト面積率ＡＲＦが８０％を超える。その結果、その結果、タンク用鋼材の強度特性が低下する場合がある。
【００９４】
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、鋼材は十分な低温靭性が得られない。一方、冷却速度ＣＲ１が５℃／秒を超えれば、フェライトの平均円相当径ＤＦ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。
【００９５】
上述の冷却速度ＣＲ１は、水冷の水量を調整することにより実現可能である。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。
【００９６】
［第２冷却工程］
鋼板の温度Ｔ１からＴ２までの間の冷却速度ＣＲ２を５〜１５℃／秒として、鋼材を冷却する。ここで、温度Ｔ２はＡｒ３−５０≧Ｔ２≧Ａｒ３−２００及びＴ１−Ｔ２≧４０を満足する温度である。
【００９７】
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ＡＲＦが５０％未満になり、さらにフェライト粒の平均円相当径ＤＦ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。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ＡＲＦが８０％を超える。その結果、タンク用鋼材の強度特性が低下する場合がある。また、Ｔ１−Ｔ２≧４０を満足しない場合も温度Ｔ１と温度Ｔ２との差がないため、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ＡＲＦが５０％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。
【００９８】
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ＡＲＦが８０％を超え、さらにフェライト粒の平均円相当径ＤＦが１５．０μｍを超える。その結果、タンク用鋼材の強度特性が低下する場合がある。一方、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ＡＲＦが５０％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。さらに鋼材の低温靭性が低下する場合がある。
【００９９】
上記冷却速度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。冷却速度ＣＲ２の算出は、冷却速度ＣＲ１と同様である。
【０１００】
［第３冷却工程］
鋼板の温度Ｔ２からＴ３までの間の冷却速度ＣＲ３を１５℃／秒以上として、鋼材を冷却する。ここで、温度Ｔ３はＡｒ３−２００≧Ｔ３≧３５０及びＴ２−Ｔ３≧１００を満足する温度である。
【０１０１】
温度Ｔ３がＡｒ３点−２００℃を超える場合、硬質組織内に過剰にパーライトが生成される。その結果、硬質組織内のマルテンサイト及びパーライトの合計面積率が１０％を超える。この場合、鋼材の強度特性が低下し、さらに鋼材の低温靭性が低下する場合がある。一方、温度Ｔ３が３５０℃未満である場合、硬質組織内に過剰にマルテンサイトが生成される。その結果、硬質組織内のマルテンサイト及びパーライトの合計面積率が１０％を超える。この場合、鋼材の強度特性が低下し、さらに鋼材の低温靭性が低下する場合がある。また、Ｔ２−Ｔ３≧１００を満足しない場合も温度Ｔ２と温度Ｔ３との差がなく、硬質組織内に過剰にパーライトが生成される。その結果、硬質組織内のマルテンサイト及びパーライトの合計面積率が１０％を超える。この場合、鋼材の強度特性が低下し、さらに鋼材の低温靭性が低下する場合がある。
【０１０２】
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が過剰に低くなる場合がある。
【０１０３】
［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。
【０１０４】
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。
【実施例】
【０１０５】
表１に示す化学組成を有するスラブを、転炉で溶製した溶鋼を用いて製造した。具体的には、ＲＨ処理前の溶鋼中の酸素ポテンシャルを表２の量に調整した後、Ｔｉ等を添加し成分調整した。その後、連続鋳造法により、２５０ｍｍの厚さを有するスラブを製造した。
【０１０６】
【表１】
2018127677.tif 000002
【０１０７】
【表２】
2018127677.tif 000003
【０１０８】
表１中の「Ａｒ３」欄には、各鋼材番号のＡｒ３点が記載されている。
【０１０９】
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、１５〜３６ｍｍの板厚を有する鋼板を製造した。
【０１１０】
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。さらに連続圧延機で仕上げ圧延を実施して、鋼板を製造した。
【０１１１】
仕上げ圧延後の鋼板に対して、第１冷却〜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、試験番号１〜３１で複数の鋼板を製造した。
【０１１２】
［ＳＲ処理］
試験番号ごとに、ＳＲ処理（応力除去焼鈍処理）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。
【０１１３】
［溶接処理］
試験番号ごとに、溶接処理を実施した。溶接処理は、次の条件で実施した。各試験番号の圧延まま材に対し、２０ｍｍ以上の鋼材は機械加工によって板厚２０ｍｍに調整し、２０ｍｍ未満の鋼材はその板厚で溶接を実施した。開先条件はＩ開先とした。バックサイド側は入熱３５ｋＪ／ｃｍ、フロントサイド側は入熱５０ｋＪ／ｃｍの条件で２電極ＳＡＷ（サブマージアーク溶接）を実施した。溶接材料は日鐵住金溶接工業株式会社製の商品名ＮＦ３１０とＹ−ＤＭとを使用した。以下、溶接処理を実施した圧延まま材を、「溶接処理材」という。
【０１１４】
［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（％）、フェライト粒の平均円相当径ＤＦ（μｍ）、及びバンド組織の面積率ＡＲＢ（％）を求めた。さらに硬質組織について、上述の方法により、ベイナイト、マルテンサイト及びパーライトを特定した。さらに、特定されたマルテンサイト及びパーライトの合計面積率（％）を求めた。
【０１１５】
後述の表３中の硬質組織欄において、「ベイナイト主体」は、硬質組織がベイナイトを含有し、残部が面積率で１０％以下のマルテンサイト及び／又はパーライトからなることを意味する。ベイナイト、マルテンサイト、パーライトに数値（％）が付されている場合、その数値は、各相の面積率を意味する。
【０１１６】
［複合介在物観察試験］
各試験番号の圧延まま材に対して、上述の方法により複合介在物観察試験を実施して、ＭｎＳ面積率（％）、ＭｎＳ周占有率（％）、及び粒径が０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度（個／ｍｍ２）を求めた。
【０１１７】
［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。圧延まま材及びＳＲ処理材のいずれについても、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。
【０１１８】
［鋼材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  Ｚ  ２２４２（２００５）に規定されるＶノッチ試験片を３個ずつ作製した。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。圧延まま材及びＳＲ処理材のいずれについても、鋼材の吸収エネルギーｖＥ−６０が３個共に１００Ｊ以上である場合、鋼材の低温靭性が優れる、と評価した。
【０１１９】
［ＨＡＺシャルピー衝撃試験］
各試験番号の溶接処理材において、表面下１ｍｍの位置からＨＡＺと溶金が５０：５０となるようにＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５）に規定されるＶノッチ試験片を３個ずつ作製した。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。ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が３個共に２７Ｊ以上である場合、ＨＡＺの低温靭性が優れる、と評価した。
【０１２０】
［試験結果］
試験結果を表３に示す。
【０１２１】
【表３】
2018127677.tif 000004
【０１２２】
表３を参照して、試験番号１〜９の化学組成は適切であった。さらに、製造条件（Ｔｉ添加前のＯｘｐ、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１〜９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、鋼材の吸収エネルギーｖＥ−６０はいずれも１００Ｊ以上であり、鋼材は優れた低温靭性を示した。また、試験番号１〜９の溶接処理材では、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０はいずれも２７Ｊ以上であり、ＨＡＺは優れた低温靭性を示した。
【０１２３】
一方、試験番号１０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。さらに、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１２４】
試験番号１１では、Ｓ含有量が低すぎた。そのため、複合介在物中のＭｎＳ面積率及びＭｎＳ周占有率が低すぎた。その結果、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１２５】
試験番号１２では、Ｓ含有量が高すぎた。そのため、複合介在物中のＭｎＳ面積率が高すぎた。その結果、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１２６】
試験番号１３では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、フェライトの平均円相当径ＤＦが小さすぎ、降伏強度ＹＳ及び降伏比ＹＲが高すぎた。その結果、耐応力腐食割れ性が低かった。さらに、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１２７】
試験番号１４では、Ｔｉ含有量が低すぎた。そのため、複合介在物の個数密度が低すぎた。その結果、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１２８】
試験番号１５では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、降伏強度が高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。さらに、複合介在物の個数密度が高すぎた。その結果、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１２９】
試験番号１６では、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎた。そのため、複合介在物の個数密度が低すぎた。その結果、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１３０】
試験番号１７では、Ｏ含有量が低すぎた。そのため、複合介在物の個数密度が低すぎた。その結果、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１３１】
試験番号１８では、Ｏ含有量が高すぎた。そのため、複合介在物の個数密度が高すぎた。その結果、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１３２】
試験番号１９では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、フェライトの平均円相当径ＤＦが小さすぎ、降伏強度ＹＳが高すぎた。その結果、耐応力腐食割れ性が低かった。さらに、ＨＡＺの吸収エネルギーｖＥ−６０が２７Ｊ未満となり、ＨＡＺの低温靭性が低かった。
【０１３３】
試験番号２０では、加熱温度が低すぎた。そのため、フェライトの平均円相当径ＤＦが小さすぎ、降伏強度ＹＳが高すぎた。その結果、耐応力腐食割れ性が低かった。
【０１３４】
試験番号２１では、累積圧下率ＲＲ９００が低すぎた。そのため、フェライトの平均円相当径ＤＦが大きすぎた。その結果、鋼材の吸収エネルギーｖＥ−６０が１００Ｊ未満となり、鋼材の低温靭性が低かった。
【０１３５】
試験番号２２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が高すぎ、降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳが低すぎた。
【０１３６】
試験番号２３では、鋼板温度Ｔ１が高すぎた。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が低すぎた。さらに、フェライトの平均円相当径ＤＦが小さすぎた。その結果、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。
【０１３７】
試験番号２４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。
【０１３８】
試験番号２５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が小さすぎた。さらに、フェライトの平均円相当径ＤＦが小さすぎた。その結果、降伏強度ＹＳが高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。
【０１３９】
試験番号２６では、鋼板温度Ｔ３が低すぎた。そのため、マルテンサイトが過剰に形成され、圧延まま材の降伏強度ＹＳが低すぎた。さらに、圧延まま材の鋼材の吸収エネルギーｖＥ−６０が１００Ｊ未満となり、鋼材の低温靭性が低かった。
【０１４０】
試験番号２７では、鋼板温度Ｔ３が高すぎた。そのため、パーライトが過剰に形成され、引張強度ＴＳが低く、降伏比ＹＲが高すぎた。
【０１４１】
試験番号２８では、冷却速度ＣＲ１が低すぎた。そのため、バンド組織面積率ＡＲＢが高すぎた。その結果、鋼材の吸収エネルギーｖＥ−６０が１００Ｊ未満となり、鋼材の低温靭性が低かった。
【０１４２】
試験番号２９では、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が小さすぎた。その結果、降伏強度ＹＳ及び降伏比ＹＲが高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。
【０１４３】
試験番号３０では、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が低すぎ、フェライトの平均円相当径ＤＦも小さすぎた。その結果、降伏強度ＹＳが高すぎ、耐応力腐食割れ性が低かった。
【０１４４】
試験番号３１では、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が低すぎた。さらに、鋼材の吸収エネルギーｖＥ−６０が１００Ｊ未満となり、鋼材の低温靭性が低かった。
【０１４５】
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。