(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．１８％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％およびＶ：０．０１〜０．０５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、該不可避的不純物中のＰを０．００８％以下に抑制し、且つ下記（１）〜（３）式を満足することを特徴とする応力除去焼鈍後の強度低下が少なく且つ低温靭性に優れた高強度鋼板。
６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］≧７．２（質量％）      …（１）
但し、［Ｃｒ］，［Ｍｎ］および［Ｖ］は、夫々Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量（質量％）を示す。
１．１６×（［Ｃ］／１０）1/2×（０．７５×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）≦２．０８                                                …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
−{Ｄｉ−９００×［Ｔｉ］＋５０×（［Ｐ］−０．００８）＋３５００×（［Ｂ］−０．０００４）}≧９．６２                                              …（３）
但し、［Ｔｉ］，［Ｐ］および［Ｂ］は、夫々Ｔｉ，ＰおよびＢの含有量（質量％）を示し、Ｄｉは上記（２）式の左辺の値を意味する。
【請求項２】
組織中のセメンタイトの平均粒径が円相当径で０．１６５μｍ以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
更に他の元素として、Ｃｕ：０．０５〜０．８％および／またはＮｉ：０．０５〜１％を含有するものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
更に他の元素として、Ｍｏ：０．０１〜０．３％を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
更に他の元素として、Ｂ：０．０００４％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項６】
更に他の元素として、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接後に長時間の応力除去焼鈍（Ｓｔｒｅｓｓ−ｒｅｌｉｅｆ  ａｎｎｅａｌｉｎｇ：以下「ＳＲ処理」と呼ぶことがある）を施した場合であっても強度低下が少なく、且つ母材や溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の低温靭性にも優れた高強度鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、大型鋼製圧力容器（タンク）のメーカーでは、コスト低減を目的として、海外向けタンクの組み立ての現地化が進められている。従来では、鋼部材の切断や曲げ加工、組み立て（溶接による組み立て）、一部部材のＳＲ処理（局部熱処理）、および最終組み立てまでを自社工場で行なった後、タンク全体を現地へ輸送するのが一般的であった。
【０００３】
しかしながら、効率を考慮した現地施工化によって、鋼部材の切断や曲げ加工だけを自社工場で行った後、部材単位で材料を輸送し、現地でタンクの組み立て（溶接による組み立て）、一部でなくタンク全体をＳＲ処理するような作業内容に推移しつつある。特に、海外では、タンク一基当り貯蔵量増加や土地の有効利用を目的として鋼板の厚肉化・タンク大型化が進められているのが実情である。
【０００４】
こうした状況下で、現地での溶接技術の問題と安全性の観点から、ＳＲ処理の時間や回数を増やすことが必要になっており、合計で２０〜３０時間程度のＳＲ処理が施されることを考慮にいれた材料設計が必要になってきている。
【０００５】
上記のような長時間のＳＲ処理（加熱温度：５８５〜６２５℃程度）を行なえば、鋼中の炭化物は凝集粗大化し、それに起因して強度低下が顕著になるという問題が指摘されている。このような長時間ＳＲ処理による強度低下を抑制するという問題に対して、従来ではＣｒを活用することによって、鋼中のセメンタイトの粗大化防止を図り、強度低下を抑制するようにしている。
【０００６】
しかしながら、Ｃｒの高濃度添加は鋼板の溶接性を低下させと共に、ＳＲ処理後の母材やＨＡＺにおける低温靭性（以下、これらを一括して「低温靭性」と呼ぶことがある）を低下させ易いという問題がある。こうしたことから、長時間のＳＲ処理を行った場合においても、強度低下を極力抑え、且つ良好な低温靭性を確保するができるような、タンクの素材として有用な高強度鋼板の実現が望まれている。
【０００７】
上記のようなＳＲ処理による強度低下を極力低減した鋼素材として、従来からＣｒ−Ｍｏ鋼が適用されるのが一般的である。こうした鋼材においては、上記のようにＣｒの高濃度添加によってＳＲ処理後の強度低下を抑制すると共に、Ｍｏの添加によって高温強度の向上を図るものである。
【０００８】
こうした技術として、例えば特許文献１には、０．２６〜０．７５％のＣｒと０．４５〜０．６０％のＭｏを基本的に含む「圧力容器用強靱鋼」が提案されている。この技術は、上記したようにＣｒ添加によってＳＲ処理後の炭化物の粗大化を抑制し、ＳＲ処理後の強度低下を抑制するという点では、上記の基本思想と軌を一にするものである。しかしながら、こうした鋼材においてもＣｒ含有量が多いので、低温靭性（特にＨＡＺ靭性）が低下するという問題は解決されないままである。
【０００９】
また特許文献２には、０．１０〜１．００％のＣｒと０．４５〜０．６０％のＭｏを基本的に含む「圧力容器用高強度強靱鋼」が提案されている。この技術では、長時間のＳＲ処理によってＦｅ3Ｃが粗大なＭ23Ｃ6に反応することをＣｒの添加によって抑制するものである。この技術では、比較的広い範囲でＣｒを含有させることを想定したものであるが、実際にはＣｒ含有量が０．２９％以上のものしか示されておらず、低温靭性（特にＨＡＺ靭性）が低下することが十分予想される。
【００１０】
更に、特許文献３には、ＨＡＺ靭性を改善した耐ＳＲ特性に優れた鋼板について提案されている。しかしながら、この技術においてもＣｒやＭｏを多量に含有することを基本とするものであり、通常のＳＲ処理後の延性−脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（以下、単に「破面遷移温度ｖＴｒｓ」と略記する）では、比較的良好な値が得られているものもあるが、近年要求される高温長時間の過酷なＳＲ処理後では、靭性が低下することが十分予想される。
【特許文献１】特開昭５７−１１６７５６号公報
【特許文献２】特開昭５７−１２０６５２号公報
【特許文献３】特開昭５２−９６２０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、溶接後に長時間の応力除去焼鈍を施した場合であっても強度低下が少なく（即ち、耐応力除去焼鈍特性が良好な）、しかもＳＲ処理後の母材やＨＡＺにおける低温靭性にも優れた高強度鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼板とは、Ｃ：０．０５〜０．１８％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％およびＶ：０．０１〜０．０５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、該不可避的不純物中のＰを０．００８％以下に抑制し、且つ下記（１）〜（３）式を満足する点に要旨を有するものである。
６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］≧７．２（質量％）      …（１）
但し、［Ｃｒ］，［Ｍｎ］および［Ｖ］は、夫々Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量（質量％）を示す。
１．１６×（［Ｃ］／１０）1/2×（０．７５×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）≦２．０８                                                …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
−{Ｄｉ−９００×［Ｔｉ］＋５０×（［Ｐ］−０．００８）＋３５００×（［Ｂ］−０．０００４）}≧９．６２                                            …（３）
但し、［Ｔｉ］，［Ｐ］および［Ｂ］は、夫々Ｔｉ，ＰおよびＢの含有量（質量％）を示し、Ｄｉは上記（２）式の左辺の値を意味する。
【００１３】
本発明の高強度鋼板においては、組織中のセメンタイトの平均粒径が円相当径で０．１６５μｍ以下であることが好ましい。尚、上記「円相当径」とは、セメンタイトの大きさに着目して、その面積が等しくなる様に想定した円の直径を求めたものである。
【００１４】
また本発明の高強度鋼板においては、上記基本元素に加えて、必要に応じて、（ａ）Ｃｕ：０．０５〜０．８％および／またはＮｉ：０．０５〜１％、（ｂ）Ｍｏ：０．０１〜０．３％、（ｃ）Ｂ：０．０００４％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、鋼板の化学成分組成を、上記（１）〜（３）式を満足するように制御することによって、セメンタイト粒径が微細な高強度鋼板が得られ、こうした高強度鋼板ではＳＲ処理後の強度低下を抑制できると共に、ＳＲ処理後における母材およびＨＡＺの低温靭性をも優れたものとなり、タンクの素材として極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明者は、長時間のＳＲ処理によっても強度低下を招くことなく、溶接性をも良好に維持できるような成分について様々な角度から検討した。その結果、化学成分組成を適切に制御すると共に、Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量が上記（１）式の関係式を満足するように制御すれば、セメンタイトの微細化が図れて強度低下を抑制できることを見出し、その技術的意義が認められたので先に出願している（特願２００６−３３８９３３号）。まず上記（１）式を導いた経緯は次の通りである。
【００１７】
微細な析出物を母相に多く分散させると、析出物による転位のピン止め効果によって転位の運動が妨げられ、強度を向上させることができるという強化法は析出強化として知られている。この考え方によれば、セメンタイトが粗大化することによって、強度の低下幅が大きくなることが予想できる。
【００１８】
一般的に溶質元素のセメンタイトへの溶解度が大きいと、セメンタイトの粗大化速度が、Ｃの拡散に代わってその溶質元素の拡散係数に律速されることになる。セメンタイトへの溶解度が大きく且つＣに比べて拡散係数の小さい元素としてＣｒがあるが、同様の特性を発揮する元素としてＭｎとＶが挙げられる。
【００１９】
そこで本発明者は、Ｃｒ，ＭｎおよびＶの夫々を単独添加したときのセメンタイト粗大化抑制効果を実験により更に詳細に検討した。その結果、これらの元素が下記（１）式の関係を満足するように含有されていれば、セメンタイトの粗大化抑制効果が最大限に発揮されることを見出したのである。
６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］≧７．２（質量％）…（１）
但し、［Ｃｒ］，［Ｍｎ］および［Ｖ］は、夫々Ｃｒ，ＭｎおよびＶの含有量（質量％）を示す。
【００２０】
上記（１）式を導くに当たっては次にように行った。例えばベース鋼板に対して、Ｍｎを高濃度添加したときにセメンタイトの円相当径への影響をグラフ化して図１に示す。このグラフにおいて、横軸にはＭｎ含有量、縦軸にはセメンタイトの円相当径を示している。
【００２１】
この図１の直線の傾きにより、単位量のＭｎを含有させたときのセメンタイトの円相当径への影響を４．５とし、同様にＣｒとＶについても検討し、夫々の係数を求めた。これらの結果に基づいて、上記（１）式が求められたのである。
【００２２】
また本発明者が検討したところによれば、セメンタイトの円相当径と鋼板強度とは良好な相関々係があることが判明したのである。図２は、セメンタイトの円相当径とＳＲ処理前後の強度低下量（ΔＴＳ）との関係を示したグラフであるが、セメンタイト粒径を小さくすることが強度低下量ΔＴＳを小さくする上で重要であることが分かる。
【００２３】
そこで本発明者は、種々の成分系の鋼板を作製して、前記（１）式の左辺の値（６．７［Ｃｒ］＋４．５［Ｍｎ］＋３．５［Ｖ］：この値を以下、「Ｐ値」と呼ぶ）を変化させてセメンタイトの円相当径との相関を求めたところ、図３に示すような関係が認められた。この図３は、Ｐ値とセメンタイト円相当径の関係を示したグラフであるが、Ｐ値が大きいほどセメンタイトの粗大化抑制効果が大きくなる傾向が認められ、Ｐ値が７．２以上となったとき、セメンタイトが微細（０．１６５μｍ以下）に分散させることができることが判明した。
【００２４】
本発明者は、上記の発明が完成された後においても、鋼板の低温靭性の改善を図るべく、更に検討を進めた。その結果、下記（２）式および（３）式を同時に満足させることによって、高温・長時間の過酷なＳＲ処理後においても優れた低温靭性が確保できることを見出し、本発明を完成した。
【００２５】
１．１６×（［Ｃ］／１０）1/2×（０．７５×［Ｓｉ］＋１）×（５．１×（［Ｍｎ］−１．２）＋５）×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）≦２．０８                                                  …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
【００２６】
−{Ｄｉ−９００×［Ｔｉ］＋５０×（［Ｐ］−０．００８）＋３５００×（［Ｂ］−０．０００４）}≧９．６２                                            …（３）
但し、［Ｔｉ］，［Ｐ］および［Ｂ］は、夫々Ｔｉ，ＰおよびＢの含有量（質量％）を示し、Ｄｉは上記（２）式の左辺の値を意味する。
【００２７】
上記（２）式の左辺の値（以下、この値を「Ｄｉ値」と呼ぶ）は、強度を整理するための指標となるものであり、その値自体は知られている（例えば、特開平９−２０２９３６号）。しかしながら、このＤｉ値は靭性の指標としては用いられていなかった。これは、前記（２）式で規定されている成分の中には、靭性の支配因子となるオーステナイト粒径を決定するために必要な元素や不純物について規定されていなかったからである。
【００２８】
そこで、本発明者は、こうした元素や不純物を盛り込んだ（３）式をも同時に満足させることによって、低温靭性に優れたものとできたのである。この（３）式［（３）式の左辺の値を以下、「Ｐｔ値」と呼ぶ］は、低温靭性の支配因子である破壊単位を決定する高焼入れ性元素量、組織、大角粒界、不純物元素量を考慮したパラメータであり、本発明者が実験に基づいて求めたものである。上記（３）式によって低温靭性の支配因子に制約を持たせることで上部ベイナイトへの変態を抑制し、良好な低温靭性が実現できたのである。
【００２９】
尚、上記（２）式および（３）式には、本発明の鋼板で規定する成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｖおよび不純物元素としてのＰ）以外の元素（必要によって含有される元素）も規定しているが［（２）式におけるＣｕ，Ｎｉ，ＭｏおよびＢ、（３）式におけるＢ］、これらの元素は低温靭性に影響を与えるものであるので、必要によって含有されるときには、それらの含有量もＤｉ値やＰｔ値の計算に入れる必要がある。従って、これらの元素を含有しないときには、上記（２）式、（３）式からこれらの元素量を０として計算すれば良い。
【００３０】
本発明の高強度鋼板においては、上記（１）〜（３）式の関係を満足することによって、耐ＳＲ特性および低温靭性のいずれも優れたものとすることができるのであるが、これらの式で規定する成分も適切な範囲に調整する必要がある。これらの成分の範囲を定めた理由は以下の通りである。
【００３１】
［Ｃ：０．０５〜０．１８％］
Ｃは、鋼板の強度を確保する上で不可欠の元素であり、再加熱焼入れ・焼戻しによる製造方法では、Ｃ含有量が０．０５％未満では必要な強度を確保するためには、他の合金元素を多量に含有させることになり、コストアップになってしまう。また、Ｃ含有量が過剰になると、靭性と溶接性を著しく損ねることから、０．１８％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、好ましい上限は０．１６％である。
【００３２】
［Ｓｉ：０．１０〜０．５０％］
Ｓｉは、鋼板の強度向上と脱酸に不可欠な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには０．１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると鋼板の靭性が低下するので、０．５０％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．４０％である。
【００３３】
［Ｍｎ：１．２〜２．０％］
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度の向上に必要不可欠な元素である。また、セメンタイトへの固溶度がＣｒについで高く、上記の通りセメンタイトに固溶することによって、セメンタイトの凝集粗大化を抑制する上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎは１．２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、溶接部の靭性が低下するので、２．０％を上限とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３０％であり、好ましい上限は１．８０％である。
【００３４】
[Ａｌ：０．０１〜０．１０％]
Ａｌは、脱酸剤として添加されるが、０．０１％未満では十分な効果が発揮されず、０．１０％を超えて過剰に含有させると鋼板における靭性の悪化や結晶粒の粗大化を招くので０．１０％を上限とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０８％である。
【００３５】
［Ｃｒ：０．０５〜０．３０％］
Ｃｒは、Ｍｎと同様に少量の添加で鋼板の焼入れ性を高めて強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｎと同様にセメンタイトへ固溶してセメンタイトの凝集粗大化を抑制する上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒは０．０５％以上含有させる必要があるが、過剰に含有されると溶接性が悪くなるので、０．３０％以下にすべきである。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．２５％である。
【００３６】
［Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％］
Ｔｉは、母材には殆ど固溶せず、炭化物や窒化物を形成して強度向上や加熱時のオーステナイト粒径微細化に寄与する。本発明の成分系では、Ｔｉの含有によって、窒化物を形成してオーステナイトの粗大化を抑制し、低温靭性確保に必要なフェライト組織を得ることができる。こうした効果は、Ｔｉ含有量が０．００８％以上で有効に発揮されるが、０．０２５％を超えて過剰に含有させてもその効果は飽和する。
【００３７】
[Ｖ：０．０１〜０．０５％]
Ｖは、前述の如く、ＭｎやＣｒと同様に、セメンタイトへの固溶度が高く、セメンタイト粒粗大化抑制効果を発揮するのに有効な元素である。またＶは、微細な炭窒化物を形成させて鋼板の靭性を向上させるのに必要不可欠な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｖは０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．０５％を超えて過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性を低下させることになる。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０４％である。
【００３８】
本発明の高強度鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。尚、不可避的不純物としては、鋼原料もしくはその製造工程で混入し得るＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等が挙げられる。これらの不純物のうち、特にＰについては、その量が過剰になると、長時間のＳＲ処理による粒界偏析の影響が顕著になり、低温靭性が悪化するので、０．００８％以下に抑制することが好ましい。
【００３９】
本発明の鋼板には、必要に応じて、（ａ）Ｃｕ：０．０５〜０．８％および／またはＮｉ：０．０５〜１％、（ｂ）Ｍｏ：０．０１〜０．３％、（ｃ）Ｂ：０．０００４％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は以下の通りである。
【００４０】
［Ｃｕ：０．０５〜０．８％および／またはＮｉ：０．０５〜１％］
ＣｕおよびＮｉは、鋼板の焼入れ性を高めるのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に含有させても上記効果が飽和してしまうので、Ｃｕで０．８％以下、Ｎｉで１％以下とすることが好ましい。より好ましくはＣｕで０．５％以下、Ｎｉで０．８％以下である。
【００４１】
［Ｍｏ：０．０１〜０．３％］
Ｍｏは、焼鈍後の鋼板の強度を確保するのに有効に作用する。こうした効果は、Ｍｏ含有量が０．０１％以上で有効に発揮されるが、過剰に含有させても上記効果が飽和してしまうので、０．３％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２％以下である。
【００４２】
［Ｂ：０．０００４％以下（０％を含まない）］
Ｂは極少量の添加で鋼板の焼入れ性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると過酷なＳＲ処理によって、低温靭性に悪影響を及ぼすため、その上限が０．０００４％以下とすることが好ましい。
【００４３】
［Ｃａ：０．０００５〜０．００５％］
Ｃａは、介在物の制御により鋼板の靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果は含有量が０．０００５％以上で有効に発揮されるが、過剰に含有されると、上記効果が飽和するので０．００５％以下とするのがよい。
【００４４】
本発明の高強度鋼板は、化学成分組成および上記（１）式の関係を満足すれば、セメンタイトの平均結晶粒径を０．１６５μｍ以下に制御することができ、これによってＳＲ処理後の強度低下が抑制できるのであり、鋼板の製造工程については、通常の方法に従えばよいが、微細セメンタイトを得るための好適な製造方法としては、例えば下記の方法（熱間圧延条件および熱処理条件）が挙げられる。
【００４５】
化学成分を調整した鋼材を溶製した後、連続鋳造機でスラブを鋳造し、加熱温度：１０００〜１２００℃程度に加熱して、８００〜１０００℃の温度域で圧延を終了した後放冷し、引き続きＡｃ3変態点以上に再加熱して焼入れ処理を行い、次いで６００〜７００℃の温度で焼き戻し処理を行う。
【００４６】
上記方法において、スラブの加熱温度が１０００℃未満では、オーステナイト結晶粒が微細になって焼きが入りにくい組織となり、１２００℃を超えると異常粒成長が起こることがある。また圧延終了温度は、８００〜１０００℃の温度域とするのは、できるだけ生産性を向上させるためである。
【００４７】
圧延（熱間圧延）を終了した後は、一旦放冷し、引き続きＡｃ3変態点以上に再加熱して焼入れ処理を行うが、これらの工程はオーステナイト変態した組織を急冷することで、マルテンサイト等の焼入れ組織とし、強度を向上させるためのものである。即ち、この工程での加熱温度がＡｃ3変態点未満であると、変態強化を利用した鋼板の高強度化ができなくなる。
【００４８】
最終的には、焼き戻し処理を行うものであるが、この工程は強度を適正化させるためのものである。即ち、焼戻し温度が６００℃未満では強度が高過ぎるものとなり、７００℃を超えると強度が低過ぎるものとなる。
【００４９】
こうして得られる本発明の高強度鋼板は、セメンタイトが微細分散されたものとなり、ＳＲ処理後の強度低下が極力低下できると共に、低温靭性にも優れたものとなる、大型鋼製容器の素材として極めて有用である。
【００５０】
本発明の鋼板では、上記（１）式で規定されるＰ値を７．２％以上とすることによって、過酷なＳＲ処理を施した後での耐ＳＲ特性および低温継手靭性が良好なものとなるのであるが、「過酷なＳＲ処理」とはその時間だけに限らず、温度との関係も考慮する必要がある。本発明では、過酷なＳＲ処理を客観的に判断するための基準として、下記（４）式で規定されるＴＰ値が１８．５以上となるような条件を想定した。即ち、本発明の鋼板では、下記（４）式で規定されるＴＰ値が１８．５以上となるような条件でＳＲ処理した場合であっても、耐ＳＲ特性が良好なものとなるのである。
【００５１】
ＴＰ値＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ0）        …（４）
但し、Ｔ：ＳＲ処理加熱温度（Ｋ）、ｔ0：ＳＲ処理加熱時間（時間）
【実施例】
【００５２】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５３】
下記表１に示す各種化学成分組成において溶製を行った後、連続鋳造機でスラブを鋳造し、熱間圧延（スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃、圧延終了温度：８００〜１０００℃）および熱処理（９００〜９３０℃に加熱して焼入れし、その後６００〜６８０℃で焼き戻し）を行ない、各種鋼板を得た（板厚ｔ：７０〜７２ｍｍ）。このときの加熱温度は、プロセスコンピュータによって加熱開始から抽出までの炉内の雰囲気温度、在炉時間を基にして計算された鋼片の表面から裏面までの温度分布によりｔ（ｔ：板厚）／４部を計算した値である。
【００５４】
尚表１には、各鋼板のＡｒ3変態点も示したが、これらの値は下記（５）式に基づいて求めたものである（式中、［  ］は各元素の含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）を示す）。
Ａｒ3＝９１０−３１０［Ｃ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｃｒ］−５５［Ｎｉ］−８０［Ｍｏ］＋０．３５（ｔ−８）          …（５）
【００５５】
【表１】
0004586080.tif 000002
【００５６】
上記の様にして得られた各鋼板を用いて、下記の方法によってセメンタイトの円相当径を測定した。また各鋼板について、前記ＴＰ値で１８〜１８．５に相当のＳＲ処理を施し、ＳＲ処理前・後の引張強度を下記の方法（引張試験）によって測定し、ＳＲ処理前・後の強度低下量（ΔＴＳ）を測定する共に、下記の方法によって母材の靭性（ＳＲ処理後の母材靭性ｖＥ-46）を測定した。更に、各鋼板を用いて下記の条件によって溶接施工を行った後、ＳＲ処理（条件は上記と同じ）を行い、ＨＡＺ靭性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）についても評価した。尚、以下の測定方法においては、いずれの鋼板についても、各２本ずつの試験片を用い、その平均値を求めた。
【００５７】
［セメンタイト円相当径測定方法］
各鋼板のｔ（ｔ：板厚）／４部の箇所を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により倍率：７５００倍で約２００μｍの視野を１０視野観察した後、この画像データを画像解析し、面積分率と個数からセメンタイトの１個当りの面積を算出した結果から、セメンタイトの切断面を円と仮定したときの直径を円相当径として求めた。このとき、面積が０．０００５μｍ2以下の粒はノイズと判断して削除した。
【００５８】
［引張試験］
ＳＲ処理前・後の各鋼板のｔ（ｔ：板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、ＳＲ処理前・後の引張強度ＴＳの差によって強度低下量ΔＴＳを測定し、このΔＴＳ（平均値）が３５ＭＰａ未満のものを耐ＳＲ特性が良好と判定した。
【００５９】
［母材靭性（ＳＲ後の母材靭性）の評価］
ＳＲ処理後の各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＡＳＴＭ  Ａ３７０−０５（０．５００−ｉｎ．Ｒｏｕｎｄ  Ｓｐａｃｉｍｅｎ）試験片を採取し、ＡＳＴＭ  Ａ  ３７０−０５に準拠して、−４６℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-46）を測定した。そして、ｖＥ-46の値（平均値）が２００Ｊ以上のものを母材靭性に優れると評価した。
【００６０】
［ＨＡＺ靭性（ＳＲ後のＨＡＺ靭性）の評価］
下記の条件で溶接した各鋼板について、ＳＲ処理（条件は上記と同じ）を行い、上記と同様にしてＡＳＴＭ  Ａ３７０−０５試験片を採取し、ＡＳＴＭ  Ａ  ３７０−０５に準拠して、−４６℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-46）を測定した。そして、ｖＥ-46の値（平均値）が５０Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。
【００６１】
〈溶接施工条件〉
溶接方法：被覆アーク溶接
最高入熱量：５０ｋＪ／ｃｍ
溶接材料：ＬＢ−６２Ｌ
電流：１７０Ａ
電圧：２６Ｖ
溶接速度：６．０ｃｍ／ｍｉｎ
予熱パス間温度：７５℃以上
パス数：バック側１４パス、ファイナル側１７パス
開先形状：Ｘ開先
【００６２】
これらの測定結果（セメンタイトの円相当径、ＳＲ処理前ＴＳ、ＳＲ処理後ＴＳ、強度低下量ΔＴＳ、ＳＲ処理後母材靭性およびＳＲ処理後ＨＡＺ靭性）を、各鋼板の板厚と共に、下記表２に示す。
【００６３】
【表２】
0004586080.tif 000003
【００６４】
これらの結果から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表１、２の実験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜５、８〜１３は、化学成分組成と共に、前記（１）〜（３）式の関係を満足するものであり、これによってセメンタイトの円相当径を小さいまま分散させることができ、引張強度の低下量（ΔＴＳ）を小さくすることができると共に、低温靭性も良好に確保できている。
【００６５】
これに対してＮｏ．６のものでは、Ｂの含有量が多いため、焼入れ性が高く、組織が上部ベイナイト組織となっており、母材およびＨＡＺのいずれも靭性が劣化している。
【００６６】
Ｎｏ．７のものでは、本発明において必須元素であるＴｉを含有させていない鋼種を用いているものであり、これによりＴｉの窒化物であるＴｉＮが析出しておらず、加熱時のオーステナイト結晶粒が大きくなり、焼きの入りやすい組織となる。上記と同様に組織となって、母材およびＨＡＺのいずれも靭性が劣化している。
【００６７】
これらのデータに基づいて、セメンタイト円相当径と強度低下量（ΔＴＳ）との関係を示したものが前記図２であり、Ｐ値とセメンタイト円相当径との関係を示したものが前記図３である。また、Ｐｔ値と母材靭性（ｖＥ-46）の関係を図４に示す。
【図面の簡単な説明】
【００６８】
【図１】Ｍｎ含有量がセメンタイト円相当径に与える影響を示すグラフである。
【図２】セメンタイト円相当径と強度低下量（ΔＴＳ）との関係を示すグラフである。
【図３】Ｐ値とセメンタイト円相当径との関係を示すグラフである。
【図４】Ｐｔ値と母材靭性（ｖＥ-46）の関係を示すグラフである。
【図１】
0004586080.tif 000004
【図２】
0004586080.tif 000005
【図３】
0004586080.tif 000006
【図４】
0004586080.tif 000007