(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライトを主体とし、
フェライト粒界に存在するパーライトが層状に分散された層状パーライト組織を有する低温用鋼板であって、
Ｃ：０．０３〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜１．８％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎ：０．００２〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であると共に、
上記フェライトの平均粒径が５〜１５μｍで、
且つ層状パーライトの層間隔が３０μｍ以下であることを特徴とする耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板。
【請求項２】
さらに他の元素として、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％よりなる群から選択される１種以上の元素を含有するものである請求項１に記載の低降伏比型低温用鋼板。
【請求項３】
さらに他の元素として、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％を含有するものである請求項１または２に記載の低降伏比型低温用鋼板。
【請求項４】
さらに他の元素として、
Ｚｒ：０．００３〜０．０２０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．００１〜０．０１％、
ＲＥＭ（希土類元素；Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ）：０．００１〜０．０１％よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の低降伏比型低温用鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の低温用鋼板を用いた溶接部であって、
硬さがＨｖ２８０以下であることを特徴とする耐アンモニア応力腐食割れ性に優れた溶接部。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比低温用鋼板に関し、詳細にはアンモニアやＬＰＧ等の種々のガスを積載する多目的ガス船の低温用圧力タンクに使用可能な低温用鋼板（引張強さ４００Ｎ／ｍｍ2 級以上）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
プロパンを輸送するＬＰＧ船の貯槽用低温圧力タンクには、高い低温靱性が要求されていることから、焼きならし型低温用鋼が採用されている。近年、開発された多目的ガス船は、ＬＰＧだけではなく、アンモニアやブチレン等を液体状態で積載することから、その低温圧力タンクに使用される鋼材には、下記▲１▼〜▲４▼の特性が要求されている。即ち、
▲１▼アンモニア応力腐食割れが発生しないこと、
▲２▼−５５〜−６５℃の低温域における靱性に優れていること、
▲３▼溶接工数の簡略化を目的とし、片面１パス溶接において５０〜８０ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接を行っても、継手部の靱性が良好であること、
▲４▼降伏比（降伏点／引張強さ）が９０％以下（望ましくは８８％以下）であるという特性である。
【０００３】
ＬＰＧ船に用いられている従来の焼きならし型低温用鋼板（Ｃ量：０．１％程度）を、多目的ガス船の低温圧力タンクに用いると、２０ｋＪ／ｃｍ以下の小入熱で溶接を行っても、溶接時に急熱急冷を受けた熱影響部（Heat affected zone, 以下、ＨＡＺという）にアンモニアによる応力腐食割れが発生したり、また５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行うと上記ＨＡＺの靱性が大幅に低くなるという問題があった。この様に、アンモニアによる応力腐食割れが発生しやすく、ＨＡＺの靱性が劣化する理由は、上記焼きならし型低温用鋼板が、強度確保のために多量の合金元素を含有していることにある。
【０００４】
近年、制御圧延とその後の加速冷却を組み合わせたＴＭＣＰ(Thermo Mechanical Control Process) 技術が開発されたことにより、Ｃ量を０．０７％程度までに制限し従来の焼きならし型鋼板に比べ合金元素量を低減しても、十分な強度を得ることができるようになり、低温用鋼の耐アンモニア応力腐食割れ性と大入熱溶接におけるＨＡＺの靱性（以下、大入熱溶接ＨＡＺ靱性という）の向上を図ることが可能となってきたが、安定して上記▲１▼及び▲２▼の特性を満足するまでには至っておらず、予熱や後熱，溶接入熱量に関し緻密な溶接施工管理が行われてきた。
【０００５】
また、降伏比が大きい場合には何らかの要因で応力がかかった際に変形するとすぐに破断してしまうことから、降伏比が小さいこと（引張強度に対して降伏点が低く、応力に降伏することにより応力を解放しその後破断しないこと）が求められているが、降伏比を９０％以下（望ましくは８８％以下）にする技術は確立されておらず、製造後の検査で選別するため多大の歩留り低下を招いていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、引張強さが４００Ｎ／ｍｍ2 級以上で、−６０℃前後における低温靱性に優れた鋼板であって、アンモニア応力腐食割れが発生しない低温用鋼板の提供を第１の課題とし、更に５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好な低温用鋼板の提供を第２の課題とし、しかも８８％以下の低い降伏比を有する低温用鋼板の提供を第３の課題とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記第１の課題を解決した本発明の耐アンモニア応力腐食割れ性に優れた低温用鋼板とは、Ｃ含有量が０．０６％以下であることを要旨とするものである。
【０００８】
上記第２の課題を解決した本発明の耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接ＨＡＺ靱性に優れた低温用鋼板とは、Ｃ含有量が０．０６％以下であると共に、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００５％を含有することを要旨とするものである。
【０００９】
また上記第３の課題を解決した本発明の耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接ＨＡＺ靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板とは、フェライトを主体とし、フェライト粒界に存在するパーライトが層状に分散された層状パーライト組織［図１（ａ）参照］を有する低温用鋼板であって、Ｃ含有量が０．０６％以下であり、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００５％を含有すると共に、上記フェライトの平均粒径が５〜１５μｍで、且つ層状パーライトの層間隔［図１（ｂ）のｈ］が３０μｍ以下であることを要旨とする。
【００１０】
尚、上記のいずれかの本発明鋼板を用いた溶接部であって、硬さがＨｖ２８０以下の溶接部は、優れた耐アンモニア応力腐食割れ性を発揮する。
【００１１】
本発明鋼板の成分組成としては、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物とする必要がある。
【００１２】
さらに他の元素として、強度上昇を目的とし、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
よりなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。
【００１３】
また靱性の向上を目的として、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
を含有しても良い。
【００１４】
更に、ＨＡＺ靱性の向上を目的としてＺｒ：０．００３〜０．０２０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ（希土類元素；Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ）：０．００１〜０．０１％よりなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、耐アンモニア応力腐食割れ性が発生しない低温用鋼板であって、５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好であり、しかも８８％以下の低い降伏比を有する低温用鋼板の開発を目的として、成分組成とミクロ組織に関して鋭意研究を重ねた。
【００１６】
その過程において、本発明者らは、Ｃ量を０．０６％以下にすることで、アンモニア応力腐食割れ（以下、アンモニアＳＣＣということがある）の発生を確実に防止できると同時に、大入熱溶接ＨＡＺ靱性も大幅に向上するとの知見を得た。
【００１７】
図２は、耐アンモニア応力腐食割れ性及び大入熱溶接ＨＡＺ靱性に及ぼすＣ量の影響を詳細に調査するため、表１に示す化学成分を有する鋼板を用いて、入熱量を種々変化させて溶接継手を作製し、これらの溶接継手について、表２に示す液化アンモニア応力腐食割れ促進試験（環境、応力を加速因子とした）及びＪＩＳ  Ｚ  ３１２８の溶接継手衝撃試験を実施した結果である。
【００１８】
【表１】
0004041194.tif 000002
【００１９】
【表２】
0004041194.tif 000003
【００２０】
図２から明らかな様に、Ｃ量を０．０６％以下に制御することで、アンモニア応力腐食割れの発生を確実に防止できると同時に、入熱８０ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接ＨＡＺ靱性も大幅に向上することがわかった。尚、溶接ＨＡＺのアンモニア応力腐食割れを発生させない限界硬さが、Ｈｖ２８０以下であることは、上記の一連の実験の中で本発明者らが初めて突き止めた知見である。
【００２１】
従って、本発明におけるＣ量は、耐アンモニア応力腐食割れ性と大入熱溶接ＨＡＺ靱性の確保のため０．０６％を上限とし、引張強さ４００Ｎ／ｍｍ2 級以上の母材強度を確保するためには少なくとも０．０３％必要であることから、その下限を０．０３％とした。
【００２２】
一方、本発明者らがＣ：０．０６％以下の低Ｃ鋼について引張特性を調査したところ、低Ｃ化は引張強さの大幅な低下とそれに伴う降伏比の上昇を招くという問題に直面した。合金化元素を添加することにより引張強さの上昇を図ることは可能である。しかしながら、降伏比を改善することはできなかった。そこで、Ｃ：０．０６％以下の低Ｃ鋼の低降伏比化を図るため種々の圧延条件で鋼板を試作し、引張特性とミクロ組織を調査した。その結果、８８％以下の低降伏比と高い低温靱性を有する鋼板の組織は全て、平均フェライト粒径が５〜１５μｍであり、且つフェライト組織中に層間隔が３０μｍ以下の層状パーライトが分散していることを見出した。
【００２３】
図３は、平均フェライト粒径及び層状パーライトの層間隔と、靱性及び降伏比（ＹＲ）の関係の調査結果であり、平均フェライト粒径が１５〜３０μｍ程度であり、層状パーライトの層間隔が２０〜４５μｍの鋼板の場合［図３（ａ）］、降伏比は８８％以下であったが、衝撃値は５０Ｊ未満であり靱性が低かった。平均フェライト粒径が５〜１５μｍであり、且つフェライト組織中に層間隔が３０μｍ以下の層状パーライトが分散する鋼板の場合［図３（ｂ）］、衝撃値８０Ｊの高い靱性と８８％以下の低降伏比が得られた。図３（ｃ）の鋼板の場合、フェライト粒径の平均値は、１５μｍ以下であるが、フェライト粒径のばらつきが大きく、層状パーライトの層間隔は１０〜４０μｍと広く、靱性には優れるものの降伏比が高かった。
【００２４】
従って本発明では、高靱性（−６０℃における衝撃吸収エネルギー：６０Ｊ以上）と８８％以下の低降伏比の確保のため、ミクロ組織を平均フェライト粒径が５〜１５μｍで、且つ、フェライト組織中に分散する層状パーライトの層間隔を３０μｍ以下に限定した。
【００２５】
尚、上記ミクロ組織を得るための製造技術は、従来のＴＭＣＰ技術より格段に高度な精密制御圧延により可能となるものであり、具体的には例えば厚さ１６ｍｍ以下の鋼板の場合、加熱温度を１１５０℃程度とし、図４に示す様に、９００〜８３０℃の圧下率を３０〜８０％とし、８３０℃未満の圧下率を１０〜４５％とすることにより、図３の（ｂ）に示すミクロ組織を得ることができる。また上記圧下率のいずれかが小さ過ぎる場合には、図３（ａ）に示す比較的粗大なミクロ組織となって靱性が低くなり、上記圧下率のいずれかが大き過ぎると、図３（ｃ）に示す微細なミクロ組織となって降伏比が高くなった。
【００２６】
また化学成分に関しては、Ｃ：０．０６％以下の低Ｃ鋼において、Ｔｉ及びＮを、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００２〜０．００５％の範囲で添加することにより、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させることが可能である。
【００２７】
Ｔｉは、ＴｉＮを形成して大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させるので、０．００５％以上含有させることが推奨される。但し、多過ぎると清浄度が低下するので上限は０．０２％とすることが望ましい。
【００２８】
Ｎは、ＴｉやＺｒ等の元素と窒化物を形成して大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させるので０．００２％以上添加することが望ましい。但し、多過ぎると、母材の靱性を低下させるので、上限は０．００５％とすることが望ましい。
【００２９】
更に本発明においては、Ｃ：０．０６％以下の低Ｃ鋼において、少なくともＳｉ，Ｍｎ，Ａｌを以下の範囲で含有させることが望ましい。
【００３０】
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、０．０５％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると溶接性および靱性を劣化させるので、上限は０．５％とすることが望ましい。
【００３１】
Ｍｎは、母材強度と靱性の確保のために必要な元素であり、１．０％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると、溶接性および大入熱溶接ＨＡＺ靱性を劣化させるので、１．８％を上限とすることが望ましい。
【００３２】
Ａｌは、脱酸元素であるから、０．００５％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると靱性の劣化をもたらすので上限は０．０８％以下とすることが好ましい。
【００３３】
この他に、特性の向上を目的として、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃａ，Ｍｇや希土類元素を、板厚や強度レベルに応じて添加しても良い。
【００３４】
Ｃｕは、固溶強化および析出強化による強度上昇に有効な元素であるので、０．０５％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると熱間加工性が劣化し、鋼板表面に割れが入り易くなるので上限は１．０％とすることが好ましい。
【００３５】
Ｎｉは靱性を向上させる元素であるので０．０５％以上含有させることが望ましいが、多過ぎるとスケール疵が発生し易くなり、コストアップにもなるので、上限は１．０％とすることが望ましい。
【００３６】
ＣｒとＭｏは、いずれも母材の強度を上昇させる上で有効であり、夫々０．０５％以上含有させることが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ靱性を劣化させるので１．０％を上限とすることが望ましい。
【００３７】
ＶとＮｂはいずれも、析出強化により強度上昇に有効な元素であり、０．００５％以上含有させることが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ靱性を劣化させるので、上限は０．１０％とすることが望ましい。
【００３８】
Ｚｒは、Ｔｉと同様に窒化物を形成して、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させるので０．００３％以上含有させることが望ましいが、多過ぎると清浄度の低下を招くので、上限は０．０２％とすることが好ましい。
【００３９】
Ｂは、ＢＮを生成することによりＨＡＺ靱性に有害な固溶Ｎを固定し、粒界フェライトの生成を抑制する作用を有することから、０．０００２％以上含有させることが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ靱性の低下を招くので上限は０．００２％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃａ，Ｍｇおよび希土類元素は、酸化物，硫化物，酸硫化物を形成してＨＡＺの結晶粒粗大化を防止すると共に、母材の異方性の軽減に有効な元素であり、０．００１％以上添加することが望ましいが、多過ぎると清浄度の低下を招くので０．０１％を上限とすることが好ましい。
【００４１】
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・後記の主旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４２】
【実施例】
供試鋼板は、表３に示す化学成分を有する鋼片を用い、表４に示す条件で板厚８〜１６ｍｍの鋼板に圧延した。
【００４３】
【表３】
0004041194.tif 000004
【００４４】
【表４】
0004041194.tif 000005
【００４５】
これらの鋼板から試験片を採取し、母材引張試験及び衝撃試験，ミクロ組織調査，溶接継手部（入熱量６ｋＪ／ｃｍ）のアンモニア応力腐食割れ試験及び溶接継手部（入熱量８０ｋＪ／ｃｍ）の衝撃試験を行った。結果は表５に示す。
【００４６】
【表５】
0004041194.tif 000006
【００４７】
表５から明らかな様に、本発明の鋼板Ｎｏ．１〜７は、いずれもアンモニア応力腐食割れが発生せず、大入熱溶接ＨＡＺ靱性は１００Ｊ以上と良好であり、８７％以下の低降伏比を有している。
【００４８】
これに対して、比較例Ｎｏ．８は、Ｃ量が０．０６％を超えているためアンモニア応力腐食割れが発生し、溶接継手衝撃値が４０Ｊと低い。また、比較例９〜１３はミクロ組織が本発明の条件を満足していないため、母材衝撃特性（ｖＥ60）が４０Ｊと低過ぎるか、降伏比が９２％以上と高過ぎる。尚、Ｎｏ．９及びＮｏ．１３は、９００〜８３０℃における圧下率が小さ過ぎると共に、８３０℃未満の圧下率が大き過ぎ、粗大なフェライト粒と微細なフェライト粒の混粒となっていた。Ｎｏ．１０とＮｏ．１１は９００〜８３０℃における圧下率は適度であるが、８３０℃未満の圧下率が大き過ぎ細粒となり過ぎており、またＮｏ．１２は９００〜８３０℃における圧下率と、８３０℃未満の圧下率が共に小さ過ぎ、粗粒となっていた。
【００４９】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、耐アンモニア応力腐食割れが発生しない低温用鋼板を提供できるようになり、更に５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好な低温用鋼板を提供でき、しかも８８％以下の低い降伏比を有する低温用鋼板の提供が可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係るミクロ組織を示す概略説明図であり、（ａ）はフェライト粒界に層状に分散する層状パーライトを示し、また（ｂ）により層状パーライトの層間隔：ｈを示す。
【図２】大入熱ＨＡＺ靱性値と溶接硬化部硬さに及ぼすＣ量の影響を示すグラフである。
【図３】Ｃ：０．０６％鋼の母材引張特性及び衝撃特性と平均フェライト粒径及び層状パーライトの層間隔の関係を示す図である。
【図４】Ｃ：０．０６％鋼の母材引張特性及び衝撃特性を９００〜８３０℃の圧下率と８３０℃未満の圧下率で整理して示した図である。
【図５】アンモニア応力腐食割れ試験の試験片を示す図である。
【図１】
0004041194.tif 000007
【図２】
0004041194.tif 000008
【図３】
0004041194.tif 000009
【図４】
0004041194.tif 000010
【図５】
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