(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量割合にて
Ｃ：0.04〜0.10％，    Si：0.50％以下，    Mn：0.60〜2.00％，
Ｐ：0.050 ％以下，      Ｓ：0.050 ％以下，    sol.Al：0.009 〜0.100 ％，
Cu：0.05〜0.50％，    Ni：0.05〜0.80％
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片を、９５０〜１２５０℃に加熱してから仕上温度７００〜９００℃の条件で熱間圧延すると共に、その熱間圧延終了後の冷却過程では６００〜８５０℃の温度域より水冷を開始して６００℃を下回る温度域において該水冷を停止することを特徴とする、引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏強度：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下並びに５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示す耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア，ＬＰＧの貯蔵・収容タンク用鋼板の製造方法。
【請求項２】
重量割合にて
Ｃ：0.04〜0.10％，    Si：0.50％以下，    Mn：0.60〜2.00％，
Ｐ：0.050 ％以下，      Ｓ：0.050 ％以下，    sol.Al：0.009 〜0.100 ％，
Cu：0.05〜0.50％，    Ni：0.05〜0.80％
を含み、更に
Cr：0.05〜0.80％，    Mo：0.05〜0.80％，    Nb： 0.005〜 0.050％，
Ｖ： 0.015〜 0.100％，  Ti： 0.005〜 0.100％，  Ca：0.0005〜0.0060％
の１種以上をも含むと共に残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片を、９５０〜１２５０℃に加熱してから仕上温度７００〜９００℃の条件で熱間圧延すると共に、その熱間圧延終了後の冷却過程では６００〜８５０℃の温度域より水冷を開始して６００℃を下回る温度域において該水冷を停止することを特徴とする、引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏強度：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下並びに５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示す耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア，ＬＰＧの貯蔵・収容タンク用鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は２記載の方法において、水冷処理後の鋼板を更にＡc1点〜Ａc3点の間の２相域温度に加熱して焼戻し処理することを特徴とする、引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏強度：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下並びに５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示す耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア，ＬＰＧの貯蔵・収容タンク用鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１又は２記載の方法において、水冷処理後の鋼板を更にＡc1点以下の温度に加熱して焼戻し処理することを特徴とする、請求項１記載の引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏強度：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下及び５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示す耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア，ＬＰＧの貯蔵・収容タンク用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
この発明は、引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏応力：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下並びに５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示すと共に、耐応力腐食割れ性にも優れ、陸上設置型もしくは船舶搭載型の液体アンモニアやＬＰＧの貯蔵・収容タンク用として非常に有用な構造用鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術とその課題】
従来から、液化アンモニア貯蔵タンク等のような腐食環境下で使用される構造物には、構造物の安全性確保のために極力“割れ感受性”を低減させた鋼板が使用されてきた。
この“割れ感受性”が関わる鋼材の破壊形態の１つとして応力腐食割れ（以降「ＳＣＣ」と略称する）を挙げることができるが、このＳＣＣは、Ｈ2 ＳあるいはＮＨ4 ＯＨ等の存在する腐食環境下において何らかの力の作用を受けている鋼材に割れが発生する現象であり、それほど大きな外力が負荷されない場合であっても鋼材中に残存する残留応力が原因となって発生する場合のあることも明らかになっている。
【０００３】
そのため、このような腐食環境下で使用する鋼材の割れ発生を回避すべく、次の手法が採られてきた。
a) 溶接施工後に応力除去焼鈍を施す，
b) 適用する鋼材の強度、特に降伏強度を低くして応力集中の軽減を図る，
c) 鋼中の添加元素を低く抑え、溶接熱影響部の硬化を抑制する。
【０００４】
ところが、近年、液化アンモニア貯蔵タンク等を設置するための新たな適地確保が難しくなってきていることや、溶接技術の発達を背景として、陸上に設置するタンク等の構造物を巨大化して収容能力を向上する指向が高まってきている。また、上記液化アンモニア等の輸送効率の更なる改善・向上も叫ばれており、これらの船舶搭載量をより高めるために船舶搭載用タンク等の巨大化も必須となりつつある。
【０００５】
しかしながら、上述のような鋼材構造物の巨大化は次のような問題を伴い、これが巨大化への積極的な展開を妨げていた。
A) 応力除去に必要な炉にも巨大なものがものが必要となる上、残留応力除去量のバラツキが小型のものに比べ大きくなって構造物の信頼性が低下する。
B) 構造物が巨大化すると、十分な応力除去焼鈍を施した場合においても規格強度を確保するためには添加元素の上昇が避けられず、そのため溶接熱影響部における硬化相の硬度上昇を生じたり溶接施工の難化を来たしたりする。
C) 従来手法に従って低強度材を用いる場合には、設計上の強度を確保するために板厚の増加が避けられず、従って構造物巨大化による積載量の増加以上に構造物自体の重量増加が顕著となるため、船舶搭載用のもの等では巨大化による利点が失われる。
D) 一方、従来手法に反して高強度材を適用した場合、板厚減少による減量効果を享受できるので設備の巨大化に対応できるものの、従来の“厚鋼板の製造方法”に従ったのでは添加成分を上昇させて鋼材強度の向上を図ることが欠かせないという問題があり、やはり溶接熱影響部における硬化相の硬度上昇や溶接施工の難化を避け得なかった。しかも、鋼材の引張強さ（ＴＳ）を上昇させるとそれに伴って降伏強度（ＹＳ）も上昇し、従って少なからぬ応力集中部が形成されることになるので、耐ＳＣＣ環境下にさらされる部位での適用は困難であった。更に、輸送効率の向上の観点からアンモニア等は低温環境下で液化して運搬する必要があり、そのため使用鋼材には優れた低温靱性も要求されているので、この低温靱性との両立という点からも高強度化は好ましくないと考えられた。
【０００６】
このようなことから、本発明が目的としたのは、液化アンモニアタンク用構造材等に対するこれらの相反する要求を満足させるべく、設計強度の基本となる引張強さが高いにもかかわらず耐ＳＣＣ割れ感受性が低く、かつ低温靱性にも優れた鋼板の安価な製造手段を提供することであった。
【０００７】
本発明者等は、上記目的を達成すべく種々検討を重ねる過程で、「鋼板に対して添加元素を極力抑えつつ高い引張強さを付与せしめると共に低い耐ＳＣＣ割れ感受性と優れた低温靱性を確保するためには、 鋼板の高強度化（高引張強度化）時に降伏強度の上昇を抑えることが効果的ではないか」との推論を立てるに至った。
【０００８】
そこで、まず、従来の低降伏比鋼（低ＹＲ鋼）の製造手法である
a) スラブを圧延して板材に成形した後、製品たる鋼板に焼きならし処理を施す，
b) この際、鋼中のフェライト・パ−ライトバランスを考慮し、フェライト固溶元素の添加量を減少させてパ−ライトボリュ−ムを増加させることで強度上昇（引張強度上昇）と低降伏比化を図る，
という手立てを液化アンモニアタンク用等に適用される鋼種に試みたが、この方法では巨大化を要求される液化アンモニアタンク用の鋼材として満足できる鋼板特性を得るのが不可能であると結論せざるを得なかった。
【０００９】
そのため、更に研究を重ねた結果、次に示すような新しい知見を得ることができた。
即ち、鋼板の製造工程において、従来の「焼きならし処理の付加」という手法に代えて「圧延工程中に水冷を付与する熱加工制御法（いわゆるＴＭＣＰ法）」を適用することにより、
▲１▼  フェライトを生成させた後のオ−ステナイト相が、従来の焼きならし処理付加の場合と異なってベイナイトに変態し、鋼中組織がフェライト・ベイナイト混合組織となり高強度・低降伏応力が両立される，
▲２▼  更に、上部ベイナイト生成ボリュ−ムのコントロ−ルが可能となり、低温靱性の向上が達成される，
との極めて重要な効果を得られることが見出された。
【００１０】
しかも、この際、制御された適量の固溶化型元素を添加することによってフェライトマトリックス自身の強度制御も可能であり、これらの手立てにより「引張強さ：５３０〜６１０Ｎ/mm2，降伏応力：３６０〜４４０Ｎ/mm2，降伏比：８０％以下並びに５０％破面遷移温度(vＴrs):−６０℃以下を示すと共に、 耐応力腐食割れ性にも優れ、 液体アンモニアやＬＰＧ等の貯蔵・収容タンク用として好適な構造用鋼板」を実現できることも見出した。
【００１１】
また、前記熱加工制御法を実施する際、板厚が薄かったり、冷却装置の冷却能が高かったり、あるいは鋼板自身の成分系の故に目的とする以上に焼きが入った場合には、水冷完了後に更に焼きもどし処理を施すのが有効であることも確認された。そして、この焼きもどし処理の付加は、鋼板特性の安定化のために有効であることも分かった。
【００１２】
本発明は、上記知見事項等に基づいてなされたもので、次に示す耐ＳＣＣ性に優れた鋼板の製造方法を提供するものである。
（１）  Ｃ：0.04〜0.10％（以降、成分割合を表す％は重量％とする），
Si：0.50％以下，    Mn：0.60〜2.00％，    Ｐ：0.050 ％以下，
Ｓ： 0.050％以下，    sol.Al：0.009 〜0.100 ％，  Cu：0.05〜0.50％，
Ni：0.05〜0.80％
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片（鋳片を含む）を、９５０〜１２５０℃に加熱してから仕上温度７００〜９００℃の条件で熱間圧延すると共に、その熱間圧延終了後の冷却過程では６００〜８５０℃の温度域より水冷を開始して６００℃を下回る温度域において該水冷を停止することを特徴とする、引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏強度：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下並びに５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示す耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア，ＬＰＧの貯蔵・収容タンク用鋼板の製造方法。
（２）  Ｃ：0.04〜0.10％，    Si：0.50％以下，    Mn：0.60〜2.00％，
Ｐ：0.050 ％以下，    Ｓ： 0.050％以下，    sol.Al：0.009 〜0.100 ％，
Cu：0.05〜0.50％，    Ni：0.05〜0.80％
を含み、更に
Cr：0.05〜0.80％，  Mo：0.05〜0.80％，    Nb： 0.005〜 0.050％，
Ｖ： 0.015〜 0.100％，  Ti： 0.005〜 0.100％，  Ca：0.0005〜0.0060％
の１種以上をも含むと共に残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片（鋳片を含む）を、９５０〜１２５０℃に加熱してから仕上温度７００〜９００℃の条件で熱間圧延すると共に、その熱間圧延終了後の冷却過程では６００〜８５０℃の温度域より水冷を開始して６００℃を下回る温度域において該水冷を停止することを特徴とする、引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏強度：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下並びに５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示す耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア，ＬＰＧの貯蔵・収容タンク用鋼板の製造方法。
（３）  前記（１）又は（２）項記載の方法において、水冷処理後の鋼板を更にＡc1点〜Ａc3点の間の２相域温度に加熱して焼戻し処理することを特徴とする、引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏強度：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下並びに５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示す耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア，ＬＰＧの貯蔵・収容タンク用鋼板の製造方法。
（４）  前記（１）又は（２）項記載の方法において、水冷処理後の鋼板を更にＡc1点以下の温度に加熱して焼戻し処理することを特徴とする、請求項１記載の引張強さ：５３０〜６１０Ｎ／mm2 ，降伏強度：３６０〜４４０Ｎ／mm2 ，降伏比：８０％以下及び５０％破面遷移温度（ vＴrs）：−６０℃以下を示す耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア，ＬＰＧの貯蔵・収容タンク用鋼板の製造方法。
【００１３】
上述のように、本発明は、“圧延終了後の水冷によるオ−ステナイト相のベイナイト生成促進に伴う低降伏比化”及び“Cu，Ni，Mnの適切な添加によるフェライトマトリックスの固溶強化”による低温靱性向上効果、また析出効果型元素の添加による強度上昇効果等により、設計強度の基本となる引張強さを高くしつつも降伏強度を低く抑えることで耐ＳＣＣ割れ感受性を低くすると共に低温靱性の優れた厚鋼板を安価に製造できるようにしたものであるが、以下、本発明において素材とする鋼片の化学組成や鋼板の製造条件を前記の如くに限定した理由を説明する。
【００１４】
(A)  成分組成
Ｃ：
Ｃは鋼板の強度上昇に極めて有効な元素であるが、その含有量が0.04％未満では所望の強度確保，積極的な上部ベイナイト生成ができない。一方、Ｃの過剰添加は著しい強度上昇に伴う降伏強度の上昇、更には溶接継手部の熱影響部における硬度上昇を生じ、所望の耐ＳＣＣ特性を確保する上で不利となることからその含有量の上限は厳しく規制されねばならない。従って、Ｃの含有量は0.04〜0.10％と定めた。
【００１５】
Si：
SiはAlと共に脱酸材として必要な元素であり、また鋼板の強度上昇にも極めて有効であるが、0.50％を超える過剰添加は溶接熱影響部の異常硬化，継手靱性の低下につながる。従って、Si含有量は0.50％以下と定めたが、添加効果を十分ならしめるためには0.05％以上の含有量を確保することが望ましい。
【００１６】
Mn：
MnはＳに起因する熱間脆性を防止し、かつフェライトマトリックス中に固溶して低温靱性を向上させるのに有効な元素であるが、そのためには0.60％以上の含有量を確保する必要がある。一方、2.00％を超えてMnを含有させても効果が飽和するばかりか、連続鋳造によるスラブの製造時に中心偏析の主原因ともなる。従って、Mn含有量は0.60〜2.00％と定めた。
【００１７】
Ｐ：
Ｐは鋼板の機械的特性、特に低温靱性を低下させると共に、やはり連続鋳造スラブ製造時に中心偏析の主原因となることから極力低減することが望ましい不純物元素である。しかしながら、Ｐの除去には著しいコスト上昇を伴うため、所望特性の確保が可能な 0.050％をＰ含有量の上限と定めた。
【００１８】
Ｓ：
Ｓは鋼中でMnＳを生成して機械的性質の圧延異方性をもたらすと共に、板厚方向の特性を低下する上、青熱脆性の主原因になるため、極力低減することが望ましい不純物元素である。しかしながら、Ｓの除去には著しいコスト上昇が避けられないため、所望特性の確保が可能な 0.050％をＳ含有量の上限と定めた。
【００１９】
sol.Al：
sol.Alは脱酸材として働き、鋼中の清浄度を確保するのに極めて有効な元素であると共に、鋼中のフリ−ＮをAlＮとして固定し無害化する。しかし、 0.100％を超えてsol.Alを含有させてもその効果が飽和するばかりか、製鋼時の湯流れが悪くなって耐火物の劣化が著しくなる。従って、sol.Al添加による十分な効果を確保するためにsol.Al含有量は 0.009〜 0.100％と定めた。
【００２０】
Cu及びNi：これらの元素は複合添加することによりフェライトマトリックス中に固溶し、固溶強化に伴う強度上昇と低温靱性の向上をもたらす極めて重要な成分である。また、固溶強化という特性上、応力除去焼鈍（ＳＲ）軟化に対する抵抗性を向上させる元素でもあり、この点からも重要な成分である。そして、その効果はCu，Niとも含有量が0.05％以上になると顕著化するものの、過剰添加はフェライトの著しい硬化をもたらし、強度上昇に比較しての低降伏強度化，低降伏比化が困難となるため、含有量の上限をCuでは0.50％、Niでは0.80％と定めた。ただ、好ましくはCu含有量，Ni含有量とも0.50％を上限とするのが良い。
【００２１】
以上が、本発明に係る素材鋼の基本成分であるが、更に安定して所望特性を確保するため、必要に応じて上記基本成分に加えてCr，Mo，Nb，Ｖ，Ti及びCaの群から選んだ元素の１種又は２種以上を含有させても良い。
このうち、Cr，Mo，Nb，Ｖは何れも炭化物もしくは炭窒化物を形成して析出強化に伴う強度上昇をもたらす元素であるが、その含有量範囲は次の理由より定めた。
【００２２】
Cr又はMo：
CrもMoもその添加効果は含有量が0.05％以上で顕著化するが、何れも0.80％を超える含有量になると前記効果が飽和するばかりか、溶接性の著しい低下をもたらす。従って、Cr含有量は0.05〜0.80％、またMo含有量も0.05〜0.80％とそれぞれ定めた。
【００２３】
Nb：
Nbは、上記Cr，Moに比べて極く少量の添加であっても析出強化による強度上昇効果が認められ、 0.005％以上の添加でその効果は顕著になるが、 0.050％を超える過剰添加はコスト上昇や特性の飽和をもたらすのみならず、継手靱性の低下につながる。従って、Nb含有量は 0.005〜 0.050％と定めた。
【００２４】
Ｖ：
Ｖも、上記Cr，Moに比べて極く少量の添加であっても析出強化による強度上昇効果が認められ、 0.015％以上の添加でその効果は顕著になるが、 0.100％を超える過剰添加はコスト上昇や特性の飽和につながるのみならず、著しい衝撃特性（低温靱性）の低下をもたらす。従って、Ｖ含有量については 0.015〜 0.100％と定めた。
【００２５】
Ti：
Tiは、上記Cr，Mo，Nb及びＶの各元素と異なって炭化物の形成は生じないものの、鋼中のフリ−Ｎを固定してスラブ表面や鋼板表面の清浄性を確保するのに極めて有効な元素である。そして、その添加効果は 0.005％以上で顕著化するが、0.100 ％を超える過剰添加では鋼材自身の衝撃特性の低下をもたらすと共に、継手特性（特に継手の低温靱性）の著しい低下を引き起こす。従って、Ti含有量は0.005 〜0.100 ％と定めた。
【００２６】
Ca：
Caは、鋼中のＳと結び付いてCa−Mn−Ｓ化合物を形成させることによりMn−Ｓの展進化を阻止し、鋼の機械的特性の異方性を減少させるのに極めて有効な元素である。そして、その効果は含有量0.0005％以上で顕著化するが、0.0060％を超える過剰添加では効果が飽和してしまうため、Ca含有量は0.0005〜0.0060％と定めた。
【００２７】
(B)  鋼板の製造条件
前記化学組成の鋼片（鋳片を含む）は圧延機等によって高加工度で圧下され板材に成形されるため、圧延の際には完全なオ−ステナイト領域にまで十分に均熱される必要があり、そのためには９５０℃以上が必要である。一方、極端な高温加熱は、コスト上昇だけでなく、スラブ表面性状の悪化を伴うことから、加熱温度の上限は１２５０℃と定めた。
【００２８】
圧延機等を用いた圧下・成形においては、その仕上温度は低い方が結晶粒の微細化を図ることができて衝撃特性の向上に有効であるが、本発明に係る化学組成の鋼では熱間圧延の仕上温度が７００℃を下回ると変形抵抗の増大が著しくなって平坦形状等の確保が困難となる。一方、熱間圧延の仕上温度が高いほど変形抵抗が小さいので圧延・成形には有利であるが、前記化学組成の鋼では仕上温度が９００℃よりも高くなると結晶粒径が大きくなり過ぎて良好な衝撃特性を確保するのが困難になる。従って、熱間圧延の仕上温度は７００〜９００℃と定めた。
【００２９】
本発明では、熱間圧延終了後は特性確保のために直ちに水冷が施される。その際、フェライト析出開始後の“合金元素の濃化したオ−ステナイト”が安定して上部ベイナイトに変態するように、冷却速度を１０℃/min以上に調整することが望ましい。
なお、水冷の開始温度については、金属組織上、オ−ステナイト単相領域からフェライトが析出し始める温度をその上限とし、濃化したオ−ステナイトがベイナイト変態を開始する温度を下限とすべきである。
即ち、鋼板の低降伏比化のためにはフェライト相の生成及びベイナイト相の生成が必須であり、これらの混合組織においてのみ初めて目的とする機械的特性が得られるので、水冷開始温度の上限を８５０℃、下限を６００℃に設定し、水冷の停止は６００℃を下回る温度域と定めた。
【００３０】
そして、板厚が薄い場合や、冷却装置の冷却能が高い場合、あるいは鋼板自身の成分系の故に目的とする以上に焼きが入ってしまったときには、水冷の完了後に焼戻し処理を施して特性の調整を図るのが良い。
また、この焼戻し処理は、鋼板特性の安定化を目的として水冷完了後に実施しても良い。
【００３１】
【実施例】
〔実施例１〕
まず、表１に示す化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造設備によって厚さ３００mmの連続鋳造鋳片を得た。
【００３２】
【表１】
0003887860.tif 000002
【００３３】
次に、得られた鋳片に表２に示す各条件の熱間圧延及び水冷処理を施し、板厚１５〜１００mmの熱延鋼板を製造した。
この場合、製造する熱延鋼板の板厚が２５mm以下の薄いものでは、水冷のままだと降伏点及び引張強さとも著しく高い値となって目的とする性能が得られないため、表２に示す条件の焼戻し処理（テンパ−）を付加した。
一方、板厚が３５mm以上のものでは、焼戻し処理を付加する場合を除き、圧延仕上温度を低くすることによって水冷前の加工歪含有量を増大せしめることで、水冷開始温度を同一としながらも強度確保が叶うように図った。
また、板厚が７５mm及び１００mmのものでは、水冷停止温度を常温近傍までとして“焼入れ性の増大化”及び“ベイナイト生成の安定化”を図った。
【００３４】
【表２】
0003887860.tif 000003
【００３５】
次いで、このように製造された各熱延鋼板（製品鋼板）から試験片を採取してその引張特性及び衝撃特性を調査したが、その調査結果を表３に示す。
【００３６】
【表３】
0003887860.tif 000004
【００３７】
表３に示される結果からも、本発明で規定する化学組成の鋼に対して適正な条件の熱間圧延及び水冷の処理、あるいは必要に応じて更に焼戻し処理を施すことにより、降伏強度４４０Ｎ/mm2以下を十分満足しながらも５３０Ｎ/mm2以上の引張強度を示し、かつ優れた低温靱性をも具備した熱延鋼板が得られることを確認することができる。
【００３８】
〔実施例２〕
前記表１に示す化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造設備によって厚さ３００mmの連続鋳造鋳片を得た。
次に、得られた鋳片に表４に示す各条件の熱間圧延及び水冷処理を施し、板厚４０mmの熱延鋼板を製造した。
【００３９】
【表４】
0003887860.tif 000005
【００４０】
このように製造された各熱延鋼板から試験片を採取し、その引張特性及び衝撃特性を調査したが、その調査結果を表５に示す。
【００４１】
【表５】
0003887860.tif 000006
【００４２】
表５に示される結果からも明らかなように、本発明で規定する化学組成の鋼に本発明で規定する条件通りの熱間圧延及び水冷処理を施すことにより、降伏強度が３６０〜４４０Ｎ/mm2、引張強さが５３０〜６１０Ｎ/mm2、降伏比が８０％以下並びに vＴrsが−６０℃以下を示す熱延鋼板が得られることが分かる。
これに対して、熱間圧延の仕上温度や水冷開始温度が本発明の規定条件よりも高かった試験番号15では、得られる熱延鋼板の組織がいわゆる“焼入れ−焼戻し組織”となっていて、降伏強度及び降伏比とも目立って上昇しており、割れ感受性の高くなっていることを確認できる。
また、水冷開始温度が本発明の規定条件よりも低くてベイナイト変態がほぼ完了した状態から水冷を開始した状態となった試験番号16では、水冷効果が発揮されずに通常の圧延まま組織である“フェライト・パ−ライト組織”となり、目的とする特性が得られなかった。
【００４３】
〔実施例３〕
表６に示す化学組成の鋼Ａ〜Ｕを溶製し、連続鋳造設備によって厚さ３００mmの連続鋳造鋳片を得た。
次に、得られた鋳片に表７に示す各条件の熱間圧延及び水冷処理を施し、板厚４０mmの熱延鋼板を製造した。
【００４４】
【表６】
0003887860.tif 000007
【００４５】
【表７】
0003887860.tif 000008
【００４６】
このように製造された各熱延鋼板から試験片を採取し、その引張特性及び衝撃特性を調査したが、その調査結果を表８に示す。
【００４７】
【表８】
0003887860.tif 000009
【００４８】
表８に示される結果からも明らかなように、本発明で規定する化学組成の鋼に本発明で規定する条件通りの熱間圧延及び水冷処理を施すことにより、降伏強度が３６０〜４４０Ｎ/mm2、引張強さが５３０〜６１０Ｎ/mm2、降伏比が８０％以下並びに vＴrsが−６０℃以下を示す熱延鋼板が得られることが分かる。
【００４９】
これに対して、Cu及びNiが無添加の鋼を適用した試験番号31に係る熱延鋼板では、降伏比が本発明の目標値を超えて高くなっており、割れ感受性の高いことを窺わせている。
また、Ｃ含有量が低い試験番号32及び33に係る熱延鋼板では、製造条件を制御しても降伏強度・引張強度のバランスが劣る結果となっている。
一方、Ｃ含有量が高い試験番号34に係る熱延鋼板では、降伏強度及び引張強度とも上昇しており、割れ感受性の高いことが窺える。
【００５０】
Mn含有量が高い試験番号35に係る熱延鋼板も、降伏強度及び引張強度が高くなっている。また、肉厚中央部(1/2ｔ部）の vＴrsは−１０℃と低い値を示することも確認された。
Mn含有量が低い試験番号36に係る熱延鋼板は引張強さが低く、目標とする強度を確保できないことが分かる。
そして、試験番号37に係る熱延鋼板はＶの添加量が高すぎた例であるが、そのため強度及び靱性が本発明の目標値から外れている。
試験番号38に係る熱延鋼板はMoの添加量が高すぎた例であるが、この場合にも強度及び靱性が本発明の目標値から外れていることが分かる。
【００５１】
【効果の総括】
以上に説明した如く、この発明によれば、液化アンモニア，ＬＰＧの輸送用あるいは貯蔵用タンクといったような腐食環境下で用いる構造用材料として好適な、極めて優れた機械的特性及び耐ＳＣＣ性を備えた熱延鋼板を容易かつ安定して製造することが可能となるなど、産業上有用な効果がもたらされる。