JP6582590B2 - Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、ＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法に関する。
ＬＰＧ貯蔵タンクは、湿潤硫化水素（Ｈ２Ｓ）環境下で使用されるものであり、そのような環境化では硫化物応力腐食割れ（Sulfide Stress Cracking；ＳＳＣ）が発生する危険があることがよく知られている。ＳＳＣは、腐食反応によって発生した水素が硫化水素の存在により多量に鋼中に侵入することによって生じる、水素脆化割れの一種であると考えられている。
鋼のＳＳＣ感受性は、化学組成、金属組織などの条件によって異なる。従来、鋼の低温靱性改善には、Ｎｉの添加が有効であることがよく知られている。しかし、Ｎｉの添加は、活性経路腐食を促進し、耐ＳＳＣ性を劣化させる（山根ら、硫化物環境下での低合金鋼の応力腐食割れ挙動、川崎製鉄技報、Ｖｏｌ．１７（１９８５）Ｎｏ．２、１７８〜１８４頁（非特許文献１）参照）。
鋼のＳＳＣ感受性は、鋼の硬さを低減することによって減少することができると考えられている。このＳＳＣは、実際には溶接部に発生しやすく、特に溶接熱影響部（Heat Affected Zone；ＨＡＺ）に多く発生する。これは、溶接によってＨＡＺが硬化することと密接に関係しているものと考えられている。
このように、鋼の強靱性と耐ＳＳＣ性とは相反する特性であり、これらを両立させることは困難である。これらの特性を両立させたＬＰＧ貯蔵タンク用の材料にかかる発明として、下記の発明が開示されている。
特開２００２−３３９０３７号公報（特許文献１）には、ＨＡＺの組織を最適なマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織を有するものとするために、｛４．１０×Ｍｎ（％）＋２．３３×Ｃｒ（％）＋３．１４×Ｍｏ（％）｝で計算される値が９．０以上１３以下を満足するように調整する発明が開示されている。この発明によれば、優れた低温継手靭性と、優れた耐ＳＳＣ性を有するＨＴ７２０級の強度の鋼板が得られるとしている。
特開２００２−３７１３３６号公報（特許文献２）には、鋼板断面における表面から板厚の１／４の部分および裏面から板厚の１／４の部分における旧γ粒界の密度を規定した発明が開示されている。この発明によれば、靭性を確保するとともに、ＨＴ７３０級の強度の鋼板が得られるとしている。
山根ら、硫化物環境下での低合金鋼の応力腐食割れ挙動、川崎製鉄技報、Ｖｏｌ．１７（１９８５）Ｎｏ．２、１７８〜１８４頁
ところで、ＬＰＧ貯蔵タンク用鋼には、さらなる高強度化へのニーズがある。高強度化ができれば、板厚を減少させることができる一方、溶接継手部の耐ＳＣＣ特性および靭性の確保がより困難になる。
しかし、特許文献１および特許文献２には、７２０ＭＰａ級または７３０ＭＰａ級の引張強さを目標としている。この程度の引張強さを有する鋼板の場合には厚が５０ｍｍ以上になる場合が多い。実際、特許文献１および特許文献２において、具体的に検討されたのは厚さが４０ｍｍ以上の厚鋼板のみである。しかし、厚さが４０ｍｍ以上の厚鋼板には、溶接後のＳＲ処理(応力除去熱処理)が要求されるのみでなく、溶接パス数の増加を招くという問題がある。
本発明は、７８０ＭＰａ級の引張強さを有するとともに、溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れたＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板を提供することを目的としている。本発明は、また上記のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板の製造方法を提供することを目的としている。
本発明者らは、上記の目的を達成するため、鋼の強度を高める一方、板厚を薄くする、具体的には、引張強さを７８０ＭＰａ超級とするともに、板厚を４０ｍｍ未満とするべく、鋭意研究を重ねた。
本発明者らは、まず、ＬＰＧタンク用鋼の高強度化にあたって、溶接した際の靭性劣化を考慮して、従来の鋼に比べてＣ含有量を低減することを検討した。しかしながら、Ｃ含有量をあまりに低減すると、十分な引張強度を得ることが困難となる。従って、Ｃ含有量の低減とともに、高強度化を図るためには、鋼板の板厚中心部までの組織制御が重要となることを見出した。
本発明者らは、そのような組織制御の方法として、直接焼入れ−焼戻し処理（Direct Quenching and Tempering；ＤＱＴ）の活用による製造プロセスの検討を検討した。そして、ＤＱＴにおいて、鋼板の熱間圧延過程の圧延温度、圧下量を制御することで、加工歪の導入、組織の細粒化を実現することができ、それを通じて、強度、靭性バランスの向上を実現する製造方法を見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．０％、
Ｎｉ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０３〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００３％以下、
Ｖ：０〜０．１％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積分率で、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９５％以上である混合組織であり、
厚さをｔとするとき、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置において、旧オーステナイト粒径のアスペクト比(圧延方向/厚さ方向)が３以上であり、かつ
厚さ方向の大傾角粒径の平均値が３０μｍ以下である、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ厚さが１０ｍｍ以上４０ｍｍ未満であるＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．０％、
Ｎｉ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０３〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００３％以下、
Ｖ：０〜０．１％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積分率で、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９５％以上である混合組織であり、
厚さをｔとするとき、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置において、旧オーステナイト粒径のアスペクト比(圧延方向/厚さ方向)が３以上であり、かつ
厚さ方向の大傾角粒径の平均値が３０μｍ以下である、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ厚さが１０ｍｍ以上４０ｍｍ未満であるＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．１％を含有する、
上記（１）のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。
Ｖ：０．０１〜０．１％を含有する、
上記（１）のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％を含有する、
上記（１）または（２）のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％を含有する、
上記（１）または（２）のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を備えたスラブを１０００〜１２００℃に加熱する工程と、
前記スラブを、８５０℃以上の温度域で、前記スラブの厚さに対する累積圧下率が５０％以上となる熱間圧延を施して中間鋼板を得る工程と、
前記中間鋼板を、８５０℃以下７５０℃以上の温度域で、前記中間鋼板の厚さに対する累積圧下率が５０％以上となる熱間圧延を施して鋼板を得る工程と、
前記鋼板を、７３０℃以上の温度域から５００℃以下の温度域まで、前記鋼板の厚さをｔとするときの１／４ｔ位置における冷却速度が、下記式で表わされるＶｃ（℃／ｓ）以上の冷却速度となる条件で冷却する工程と、
前記冷却した鋼板に、６５０℃以下の温度域で焼戻し処理を施す工程と、を備える、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ厚さが１０ｍｍ以上４０ｍｍ未満のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板の製造方法。
前記スラブを、８５０℃以上の温度域で、前記スラブの厚さに対する累積圧下率が５０％以上となる熱間圧延を施して中間鋼板を得る工程と、
前記中間鋼板を、８５０℃以下７５０℃以上の温度域で、前記中間鋼板の厚さに対する累積圧下率が５０％以上となる熱間圧延を施して鋼板を得る工程と、
前記鋼板を、７３０℃以上の温度域から５００℃以下の温度域まで、前記鋼板の厚さをｔとするときの１／４ｔ位置における冷却速度が、下記式で表わされるＶｃ（℃／ｓ）以上の冷却速度となる条件で冷却する工程と、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ厚さが１０ｍｍ以上４０ｍｍ未満のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板の製造方法。
本発明によれば、７８０ＭＰａ級の引張強さを有するとともに、溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れたＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板を得ることができる。この鋼板は、従来、ＬＰＧ貯蔵タンクに用いられてきた引張強さ７３０ＭＰａ級の鋼板より厚さを薄くすることができるので、溶接後のＳＲ処理（応力除去焼鈍）を省略でき、しかも、溶接パス数の低減を通じた溶接施工効率の向上も実現でき、そのもたらす効果は極めて大きい。
以下に、本発明の構成要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を、組織の「％」は「面積分率」をそれぞれ意味する。
従来、ＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板としては、引張強さ７３０ＭＰａ級鋼までが一般に使用されてきた。引張強さ７３０ＭＰａ級鋼をＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板に用いた場合には、構造物としてのＬＰＧ貯蔵タンクの強度を確保するために板厚を５０ｍｍ以上とする場合が多く、溶接に伴う溶接後のＳＲ処理(応力除去熱処理)が必要となるだけでなく、溶接パス数の増加を招いていた。
まず、ＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板の板厚を４０ｍｍ未満に薄くするためには、従来の鋼より強度の高い引張強さが７８０ＭＰａ超級とする必要がある。しかし、鋼板の高強度化とともに、溶接部における耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性を確保することは難しい。そこで、本発明では、優れた溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性を維持したまま、鋼板を高強度化するために、鋼板の化学組成を厳密に調整するとともに、鋼板の板厚表層部から中心部までの組織制御を行うこととした。
以下、上記の鋼板を得るための化学組成と、鋼板の組織と、鋼板の組織を制御するための製造方法について述べる。
（Ａ）鋼板の化学組成について
Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは、鋼材の強度上昇に極めて有効な元素である。よって、０．０２％以上含有させる。一方、過剰に含有させると、溶接継手部の硬度が高くなり靭性の劣化が生じる。このため、Ｃ含有量は０．０２〜０．０８％とする。好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０５％である。
Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは、鋼材の強度上昇に極めて有効な元素である。よって、０．０２％以上含有させる。一方、過剰に含有させると、溶接継手部の硬度が高くなり靭性の劣化が生じる。このため、Ｃ含有量は０．０２〜０．０８％とする。好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０５％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．３％
Ｓｉは、鋼材の強度上昇に有効である。よって、０．０１％以上含有させる。しかし、過剰に含有させると、溶接熱影響部の異常硬化および継手靱性の低下につながる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３％とする。好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．２％である。
Ｓｉは、鋼材の強度上昇に有効である。よって、０．０１％以上含有させる。しかし、過剰に含有させると、溶接熱影響部の異常硬化および継手靱性の低下につながる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３％とする。好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．２％である。
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは、母材強度、溶接部の靱性を確保する上で重要な元素である。１．２％未満では焼入れ性が不十分となり必要な強度、靱性を得ることができない。一方、過剰に含有させると、靱性劣化とＨＡＺ硬度の上昇を招く。このため、Ｍｎ含有量は１．２〜２．０％とする。好ましい下限は１．４％であり、好ましい上限は１．８％である。
Ｍｎは、母材強度、溶接部の靱性を確保する上で重要な元素である。１．２％未満では焼入れ性が不十分となり必要な強度、靱性を得ることができない。一方、過剰に含有させると、靱性劣化とＨＡＺ硬度の上昇を招く。このため、Ｍｎ含有量は１．２〜２．０％とする。好ましい下限は１．４％であり、好ましい上限は１．８％である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、鋼中に混入する不純物であり、鋼材の機械的特性、特に低温靭性を低下させるため、その含有量は、できるだけ低減させることが望ましい。その含有量が過剰な場合には、ＨＡＺにおける粒界破壊を助長するため、０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｐは、鋼中に混入する不純物であり、鋼材の機械的特性、特に低温靭性を低下させるため、その含有量は、できるだけ低減させることが望ましい。その含有量が過剰な場合には、ＨＡＺにおける粒界破壊を助長するため、０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、鋼中に混入する不純物であり、鋼中で形成されるＭｎＳ系介在物は熱間圧延により進展され割れの起点となるため、その含有量は、できるだけ低減させることが望ましい。よって、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。Ｓ含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
Ｓは、鋼中に混入する不純物であり、鋼中で形成されるＭｎＳ系介在物は熱間圧延により進展され割れの起点となるため、その含有量は、できるだけ低減させることが望ましい。よって、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。Ｓ含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．５〜１．５％
Ｃｒは、焼入性を向上させ、母材強度、溶接部の靱性の改善に大きく寄与する。０．５％未満ではそれらの効果が得られず、また過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５〜１．５％とする。好ましい下限は０．７％であり、好ましい上限は１．２％である。
Ｃｒは、焼入性を向上させ、母材強度、溶接部の靱性の改善に大きく寄与する。０．５％未満ではそれらの効果が得られず、また過剰に含有させると、ＨＡＺの靱性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５〜１．５％とする。好ましい下限は０．７％であり、好ましい上限は１．２％である。
Ｍｏ：０．３〜１．０％
Ｍｏは、焼入性を向上させ、母材強度、溶接部の靱性の改善に大きく寄与する。０．３％未満ではそれらの効果が得られず、また過剰に含有させるとＨＡＺの靱性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有量は０．３〜１．０％とする。好ましい下限は０．４％であり、好ましい上限は０．８％である。
Ｍｏは、焼入性を向上させ、母材強度、溶接部の靱性の改善に大きく寄与する。０．３％未満ではそれらの効果が得られず、また過剰に含有させるとＨＡＺの靱性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有量は０．３〜１．０％とする。好ましい下限は０．４％であり、好ましい上限は０．８％である。
Ｎｉ：０．０３％以下
Ｎｉは、鋼中に混入する不純物であり、鋼中に含まれると耐ＳＳＣ性を低下させるため、その含有量は、できるだけ低減させることが望ましい。その含有量が過剰な場合には、耐ＳＳＣ性が著しく低下するため、０．０３％以下とする。Ｎｉ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは、鋼中に混入する不純物であり、鋼中に含まれると耐ＳＳＣ性を低下させるため、その含有量は、できるだけ低減させることが望ましい。その含有量が過剰な場合には、耐ＳＳＣ性が著しく低下するため、０．０３％以下とする。Ｎｉ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．２％以下
Ｃｕは、鋼中に混入する不純物であり、鋼中に含まれると、Ｃｕチェッキング現象により高温割れが生じる懸念があるため、その含有量は、できるだけ低減させることが望ましい。その含有量が過剰な場合には、高温割れが著しく起こりやすくなるため、０．２％以下とする。Ｃｕ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｃｕは、鋼中に混入する不純物であり、鋼中に含まれると、Ｃｕチェッキング現象により高温割れが生じる懸念があるため、その含有量は、できるだけ低減させることが望ましい。その含有量が過剰な場合には、高温割れが著しく起こりやすくなるため、０．２％以下とする。Ｃｕ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％
Ｎｂは、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化を抑制する効果があるほか、焼入れ時にも同様の効果を発揮し組織の微細化に有効である。さらに、焼戻し時に粒内にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出し、降伏強度向上に寄与する働きを有する。この効果を得るために０．０１％以上の含有が必要である。一方、その含有量が過剰な場合には、析出物の粗大化が顕著になり靱性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．０３％とする。好ましい下限は０．０１２％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
Ｎｂは、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化を抑制する効果があるほか、焼入れ時にも同様の効果を発揮し組織の微細化に有効である。さらに、焼戻し時に粒内にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出し、降伏強度向上に寄与する働きを有する。この効果を得るために０．０１％以上の含有が必要である。一方、その含有量が過剰な場合には、析出物の粗大化が顕著になり靱性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．０３％とする。好ましい下限は０．０１２％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
Ａｌ：０．０３〜０．０８％
Ａｌは、脱酸作用を有し、また焼入れ時にＡｌＮとしてオーステナイト粒界の移動を「ピン止め」する、いわゆるピンニング効果を発揮し、オーステナイト粒の粗大化を防止する作用を有する。さらに、ＨＡＺ靱性に有害なＮをＡｌＮとして固定するので、オーステナイト粒界に有効Ｂを偏析させることができ、Ｂがフェライト生成を抑制し、焼入れ性を改善する効果を促進する働きをする。これらの効果を得るには０．０３％以上のＡｌを含有させる必要がある。一方、その含有量が過剰な場合、介在物の増加を増加させ、靱性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０３〜０．０８％とする。好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．０７％である。
Ａｌは、脱酸作用を有し、また焼入れ時にＡｌＮとしてオーステナイト粒界の移動を「ピン止め」する、いわゆるピンニング効果を発揮し、オーステナイト粒の粗大化を防止する作用を有する。さらに、ＨＡＺ靱性に有害なＮをＡｌＮとして固定するので、オーステナイト粒界に有効Ｂを偏析させることができ、Ｂがフェライト生成を抑制し、焼入れ性を改善する効果を促進する働きをする。これらの効果を得るには０．０３％以上のＡｌを含有させる必要がある。一方、その含有量が過剰な場合、介在物の増加を増加させ、靱性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０３〜０．０８％とする。好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．０７％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは、微細なＴｉＮとなってＮを固定し、加熱時のピンニング効果を発揮し、オーステナイト粒の成長を抑制するばかりでなく、Ｂ添加時には有効Ｂのオーステナイト粒界への偏析を助けて焼入れ性を高める効果を合わせ持つため含有させる。０．００５％未満の添加ではこの効果が得られない。一方、その含有量が過剰な場合、ＴｉＮの粗大化が顕著化し靱性を低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２％とした。好ましい下限は０．００８％であり、好ましい上限は０．０１８％である。
Ｔｉは、微細なＴｉＮとなってＮを固定し、加熱時のピンニング効果を発揮し、オーステナイト粒の成長を抑制するばかりでなく、Ｂ添加時には有効Ｂのオーステナイト粒界への偏析を助けて焼入れ性を高める効果を合わせ持つため含有させる。０．００５％未満の添加ではこの効果が得られない。一方、その含有量が過剰な場合、ＴｉＮの粗大化が顕著化し靱性を低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２％とした。好ましい下限は０．００８％であり、好ましい上限は０．０１８％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析しフェライトの生成を抑制することによって焼入れ性を著しく向上させる元素であり、この効果を得るために、０．０００５％以上含有させる。一方、過剰に含有させると、靱性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００３％とした。好ましい下限は０．０００８％であり、好ましい上限は０．００２％である。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析しフェライトの生成を抑制することによって焼入れ性を著しく向上させる元素であり、この効果を得るために、０．０００５％以上含有させる。一方、過剰に含有させると、靱性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００３％とした。好ましい下限は０．０００８％であり、好ましい上限は０．００２％である。
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、鋼中に混入する不純物である。Ｎ含有量が０．００５％を超えると、固溶Ｎの増加により母材、ＨＡＺ靭性の劣化を招く。したがって、Ｎ含有量は０．００５％以下とした。
Ｎは、鋼中に混入する不純物である。Ｎ含有量が０．００５％を超えると、固溶Ｎの増加により母材、ＨＡＺ靭性の劣化を招く。したがって、Ｎ含有量は０．００５％以下とした。
Ｏ：０．００３％以下
Ｏも、鋼中に混入する不純物である。Ｏ含有量が増すと鋼中の非金属介在物が増し、低温靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。これを回避するためにＯ含有量は０．００３％以下とする。
Ｏも、鋼中に混入する不純物である。Ｏ含有量が増すと鋼中の非金属介在物が増し、低温靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。これを回避するためにＯ含有量は０．００３％以下とする。
Ｖ：０〜０．１％
Ｖは、鋼の焼入れ性向上効果があり、さらに焼戻し処理時の析出効果により鋼板の強度を高めることもできるので、含有させてもよい。しかしながら、その含有量が過剰な場合、効果が飽和してコストが嵩む上、靭性をも著しく低下する。このため、Ｖを含有させるときは、０．１％以下とする。なお、上記の効果を得るには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。好ましい上限は０．０８％である。
Ｖは、鋼の焼入れ性向上効果があり、さらに焼戻し処理時の析出効果により鋼板の強度を高めることもできるので、含有させてもよい。しかしながら、その含有量が過剰な場合、効果が飽和してコストが嵩む上、靭性をも著しく低下する。このため、Ｖを含有させるときは、０．１％以下とする。なお、上記の効果を得るには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。好ましい上限は０．０８％である。
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｃａは、非金属介在物が球状化し、低温靱性を向上させることができるので、含有させてもよい。しかしながら、その含有量が過剰な場合、ＣａＯ、ＣａＳ等の介在物が多量に生成して鋼の靱性を損なううえ、湿潤硫化水素環境下で鋼中の水素が介在物周辺に集積し易くなり、耐ＳＳＣ性が劣化する。このため、Ｃａを含有させるときは、０．００５％以下とする。なお、上記の効果を得るには、Ｃａを０．０００５％以上含有させることが好ましい。好ましい上限は０．００４％である。
Ｃａは、非金属介在物が球状化し、低温靱性を向上させることができるので、含有させてもよい。しかしながら、その含有量が過剰な場合、ＣａＯ、ＣａＳ等の介在物が多量に生成して鋼の靱性を損なううえ、湿潤硫化水素環境下で鋼中の水素が介在物周辺に集積し易くなり、耐ＳＳＣ性が劣化する。このため、Ｃａを含有させるときは、０．００５％以下とする。なお、上記の効果を得るには、Ｃａを０．０００５％以上含有させることが好ましい。好ましい上限は０．００４％である。
Ｍｇ：０〜０．００５％
Ｍｇは、非金属介在物が球状化し、低温靱性を向上させることができるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、ＭｇＯ、ＭｇＳ等の介在物が多量に生成して鋼の靱性を損なううえ、湿潤硫化水素環境下で鋼中の水素が介在物周辺に集積し易くなり、耐ＳＳＣ性が劣化する。このため、Ｍｇを含有させるときは、０．００５％以下とする。なお、上記の効果を得るには、Ｍｇを０．０００５％以上含有させることが好ましい。好ましい上限は０．００４％である。
Ｍｇは、非金属介在物が球状化し、低温靱性を向上させることができるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、ＭｇＯ、ＭｇＳ等の介在物が多量に生成して鋼の靱性を損なううえ、湿潤硫化水素環境下で鋼中の水素が介在物周辺に集積し易くなり、耐ＳＳＣ性が劣化する。このため、Ｍｇを含有させるときは、０．００５％以下とする。なお、上記の効果を得るには、Ｍｇを０．０００５％以上含有させることが好ましい。好ましい上限は０．００４％である。
本発明のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板の化学組成における残部は、Ｆｅおよび不純物である。
不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
（Ｂ）鋼板の金属組織について
（Ｂ−１）混合組織の面積分率について
鋼板の引張強さを７８０ＭＰａ以上とするためには、金属組織を実質的にベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの混合組織とする必要がある。より具体的には、鋼板の金属組織におけるベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９５％以上である混合組織とする。上記混合組織以外の金属組織は、例えば、フェライト、パーライト、セメンタイト、島状マルテンサイトなどからなる組織である。鋼板の金属組織は、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９７％以上である混合組織とするのが好ましく、９８％以上である混合組織とするのがより好ましい。
（Ｂ−１）混合組織の面積分率について
鋼板の引張強さを７８０ＭＰａ以上とするためには、金属組織を実質的にベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの混合組織とする必要がある。より具体的には、鋼板の金属組織におけるベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９５％以上である混合組織とする。上記混合組織以外の金属組織は、例えば、フェライト、パーライト、セメンタイト、島状マルテンサイトなどからなる組織である。鋼板の金属組織は、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９７％以上である混合組織とするのが好ましく、９８％以上である混合組織とするのがより好ましい。
金属組織は、ナイタール腐食の後、ＳＥＭ観察を行い、画像の白黒濃淡で組織の種類を判別し、各組織の面積分率を求めればよい。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、判別が難しいため、これらを区別せずに面積分率を求めればよい。
（Ｂ−２）旧オーステナイト粒径のアスペクト比について
ＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板には、高強度化が求められる一方、十分な破壊安全性の確保も必要となり、組織制御が重要となる。ここで、板厚が４０ｍｍ以上であるような厚手の鋼板の場合、表層部、具体的には、１／４ｔ位置（ｔ：鋼板の厚さ、以下同じ。）での組織制御が行われることが主流である。これは、厚手の鋼板であれば、その厚さゆえに、深部の組織制御まで考慮しなくてもよく、表層部における組織を制御すれば十分であると考えられているからである。しかしながら、板厚が４０ｍｍ未満の薄手の厚鋼板では、そのような厚さのメリットが活かされず、１／４ｔ位置での組織制御のみならず、１／２ｔ位置での組織制御も重要となる。
ＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板には、高強度化が求められる一方、十分な破壊安全性の確保も必要となり、組織制御が重要となる。ここで、板厚が４０ｍｍ以上であるような厚手の鋼板の場合、表層部、具体的には、１／４ｔ位置（ｔ：鋼板の厚さ、以下同じ。）での組織制御が行われることが主流である。これは、厚手の鋼板であれば、その厚さゆえに、深部の組織制御まで考慮しなくてもよく、表層部における組織を制御すれば十分であると考えられているからである。しかしながら、板厚が４０ｍｍ未満の薄手の厚鋼板では、そのような厚さのメリットが活かされず、１／４ｔ位置での組織制御のみならず、１／２ｔ位置での組織制御も重要となる。
靭性を向上させるには組織の細粒化が有効である。１／４ｔ位置での組織のみならず、１／２ｔ位置での組織も制御するためには、オーステナイト粒径の細粒化を十分に促進させた後、未再結晶域における制御圧延を行い、組織の扁平化を促進し、鋼板の厚さ方向における組織の細粒化を図ることが重要である。このとき、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置における旧オーステナイト粒径のアスペクト比(圧延方向/厚さ方向)を３以上とする。旧オーステナイト粒径のアスペクト比は、４．５以上とするのが好ましいが、過剰な場合には、圧延方向と圧延垂直方向の機械特性の異方性が大きくなるので、９以下とするのが好ましい。
（Ｂ−３）大傾角粒径について
（Ｂ−３）大傾角粒径について
破壊靭性の安定化には、旧オーステナイト粒径を細粒化するだけでは不十分である。細粒扁平オーステナイトから十分な冷却速度で焼きを入れることで、破壊靭性を支配する大傾角粒径の細粒化を図ることができる。ここで、大傾角粒径を３０μｍ以下にすることで、ＨＴ７８０級の高強度鋼においても十分な破壊靭性が確保できる。大傾角粒径は、２５μｍ以下とすることが好ましい。下限は特に定めない。なお、大傾角粒径とは、電子後方散乱分光法（ＥＢＳＰ）によって、結晶方位が１５°以上異なる大傾角粒界で囲まれる領域の円相当径を意味する。
（Ｃ）鋼板の製造方法について
（Ｃ−１）スラブの形状について
前記Ａの項で説明した化学組成を有するスラブを用意する。ここで、「スラブ」とは、鋼塊、ブルーム、ビレット等の総称である。スラブの厚さは問わないが、鋼板を製造する際、温度制御しながら、圧下を行うため、少なくとも仕上げ厚の３倍以上の厚さを有するスラブを用いるのがよい。好ましくは、仕上げ厚の５倍以上の厚さのスラブを用いることが好ましい。また、鋼板の製造効率の観点から、スラブの厚さは仕上げ厚の１０倍以下であることが好ましい。スラブはインゴット法により製造してもよいが、コスト低減の観点からは、連続鋳造法によりスラブを製造することが好ましい。
（Ｃ−１）スラブの形状について
前記Ａの項で説明した化学組成を有するスラブを用意する。ここで、「スラブ」とは、鋼塊、ブルーム、ビレット等の総称である。スラブの厚さは問わないが、鋼板を製造する際、温度制御しながら、圧下を行うため、少なくとも仕上げ厚の３倍以上の厚さを有するスラブを用いるのがよい。好ましくは、仕上げ厚の５倍以上の厚さのスラブを用いることが好ましい。また、鋼板の製造効率の観点から、スラブの厚さは仕上げ厚の１０倍以下であることが好ましい。スラブはインゴット法により製造してもよいが、コスト低減の観点からは、連続鋳造法によりスラブを製造することが好ましい。
（Ｃ−２）スラブ加熱工程について
スラブの加熱は、鋳造時に析出したＮｂ、Ｔｉ、Ｂ等の粗大介在物を固溶させて、微細結晶温度域を拡大させるために行う。このため、加熱温度の下限は１０５０℃とする。好ましい下限は１０８０℃である。一方、加熱温度が高すぎると、旧オーステナイトの粗粒化を招き、靭性が低下する。このため、加熱温度の上限を１２００℃とする。好ましい上限は１１６０℃である。
スラブの加熱は、鋳造時に析出したＮｂ、Ｔｉ、Ｂ等の粗大介在物を固溶させて、微細結晶温度域を拡大させるために行う。このため、加熱温度の下限は１０５０℃とする。好ましい下限は１０８０℃である。一方、加熱温度が高すぎると、旧オーステナイトの粗粒化を招き、靭性が低下する。このため、加熱温度の上限を１２００℃とする。好ましい上限は１１６０℃である。
（Ｃ−３）熱間圧延工程について
高い強度と靭性とを両立するためには、圧延における鋼板組織の細粒化が重要となる。本発明では、再結晶域での制御圧延および未再結晶域での制御圧延により、鋼板組織を細粒化し、靭性向上を図る。
高い強度と靭性とを両立するためには、圧延における鋼板組織の細粒化が重要となる。本発明では、再結晶域での制御圧延および未再結晶域での制御圧延により、鋼板組織を細粒化し、靭性向上を図る。
まず、再結晶領域である８５０℃以上の温度域で圧延を行い、中間鋼板を得る。再結晶領域では、鋼板組織の再結晶化を進めるとともに、圧下によりオーステナイト粒径の細粒化させる。このとき、スラブ厚に対して累積圧下率を５０％以上とすれば、十分なオーステナイト粒径の細粒化を図ることができる。圧下率の上限は特に規定しないが、最終的に得られる厚鋼板の板厚を考えれば、再結晶領域での累積圧下率の上限は７５％となる。
続いて、未再結晶領域である８５０℃以下の温度域で圧延を行い、鋼板を得る。未再結晶領域での圧延により、オーステナイト粒は扁平化する。そして、冷却され、変態した後は、旧オーステナイト粒界として扁平化したまま残って靭性向上に寄与する。なお、圧延荷重の増大を避けることおよび後続する焼入れ工程を再加熱せず、圧延後直接的に行うため、未再結晶温度域での圧延は７５０℃以上で行う。このとき、上記中間鋼板の厚さに対して累積圧下率を５０％以上とすれば、組織を細粒化することができる。未再結晶領域での累積圧下率の上限は、特に規定しないが、最終的に得られる厚鋼板の板厚を考えれば、７５％となる。
（Ｃ−４）焼入れ工程について
焼入れ工程では、いわゆる直接焼入れを行い、鋼板に焼きを入れる。すなわち、前工程である圧延工程を７５０℃以上で終了させ、そのまま７３０℃以上の温度域から冷却を行う。焼入れ性を確保するため、高温度域から焼入れを行うことが好ましく、焼入れは７４０℃以上の温度域から行うことが好ましく、７５０℃以上の温度域から行うことがより好ましい。
焼入れ工程では、いわゆる直接焼入れを行い、鋼板に焼きを入れる。すなわち、前工程である圧延工程を７５０℃以上で終了させ、そのまま７３０℃以上の温度域から冷却を行う。焼入れ性を確保するため、高温度域から焼入れを行うことが好ましく、焼入れは７４０℃以上の温度域から行うことが好ましく、７５０℃以上の温度域から行うことがより好ましい。
焼入れ停止温度が、高すぎると、ベイナイトおよびマルテンサイト組織が得られず、強度および靭性が不足する。従って、焼入れは５００℃以下の温度域まで行う。
このとき、冷却速度は、下記式で表わされるＶｃ（℃／ｓ）以上の冷却速度とする。なお、Ｖｃは、金属組織が、面積分率で、９０％以上のマルテンサイト組織となる冷却速度を示している。
そして、前記鋼板の厚さをｔとするときの１／４ｔ位置における冷却速度が、Ｖｃ（℃／ｓ）未満の場合、面積分率で、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９５％以上である混合組織を有する鋼板を得ることができない。
（Ｃ−５）焼戻し工程について
焼戻し処理は、焼入れ処理によって導入された歪を除去し、かつ炭化物を微細に析出させることにより強度と靱性のバランスを改善するために施す。靭性確保の観点から、焼戻し処理は６５０℃以下の温度域で行う。下限は定めないが、５００℃以上の温度域で行うことが好ましい。
焼戻し処理は、焼入れ処理によって導入された歪を除去し、かつ炭化物を微細に析出させることにより強度と靱性のバランスを改善するために施す。靭性確保の観点から、焼戻し処理は６５０℃以下の温度域で行う。下限は定めないが、５００℃以上の温度域で行うことが好ましい。
表１および表２に示す化学組成の鋼を溶製して得たスラブに、表３および表４に示す条件で鋼板を製造した。
得られた鋼板の金属組織および性能を以下の方法で評価した。その結果を表５および表６に示す。
＜金属組織＞
鋼板の旧オーステナイト粒のアスペクト比、ミクロ組織の測定は、１／２ｔ位置および１／４ｔ位置のＬ方向ミクロ組織について、ｘ１００の写真を５枚撮影し、その平均値より算出した。また、大傾角粒径は、高分解能電界放出型走査顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、鋼板の圧延方向に平行な断面について、１／２ｔ位置および１／４ｔ位置をＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて結晶方位解析して大傾角粒を特定し、画像処理により大傾角粒界で囲まれる領域の円相当径を求めた。
鋼板の旧オーステナイト粒のアスペクト比、ミクロ組織の測定は、１／２ｔ位置および１／４ｔ位置のＬ方向ミクロ組織について、ｘ１００の写真を５枚撮影し、その平均値より算出した。また、大傾角粒径は、高分解能電界放出型走査顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、鋼板の圧延方向に平行な断面について、１／２ｔ位置および１／４ｔ位置をＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて結晶方位解析して大傾角粒を特定し、画像処理により大傾角粒界で囲まれる領域の円相当径を求めた。
＜鋼板の引張特性＞
各鋼板から、圧延方向に垂直な方向からＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定される４号引張試験片を採取し、引張試験をおこなって母材強度を測定し、目標である引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である場合を良好と判断した。なお、ＹＳについては６８０ＭＰａ以上であるのが望ましい。
各鋼板から、圧延方向に垂直な方向からＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定される４号引張試験片を採取し、引張試験をおこなって母材強度を測定し、目標である引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である場合を良好と判断した。なお、ＹＳについては６８０ＭＰａ以上であるのが望ましい。
＜鋼板（母材）の靭性＞
各鋼板から、圧延方向に平行にＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１１に規定されるシャルピー衝撃試験片を板厚１／２ｔより切出し、衝撃試験をおこなって−６０℃における吸収エネルギーｖＥ−６０（Ｊ）を測定し、ｖＥ−６０が１００Ｊ以上である場合を鋼板の靱性（以下、「母材靱性」と略記する）が良好と判断した。
各鋼板から、圧延方向に平行にＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１１に規定されるシャルピー衝撃試験片を板厚１／２ｔより切出し、衝撃試験をおこなって−６０℃における吸収エネルギーｖＥ−６０（Ｊ）を測定し、ｖＥ−６０が１００Ｊ以上である場合を鋼板の靱性（以下、「母材靱性」と略記する）が良好と判断した。
＜溶接継手性能＞
各鋼板から長さ６００ｍｍ、幅３００ｍｍの溶接試験片を切り出し、その端部をＸ型開先に加工し、入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接をおこなって溶接継手部を作製した。各溶接継手部からノッチ中心位置がフユージョンラインに一致するように１／４ｔ位置からシャルピー衝撃試験片を採取した。この試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を行い、溶接継手部の低温靱性、つまり、低温継手靱性を評価した。ｖＥ−６０が４７Ｊ以上である場合を良好であるものとした。
各鋼板から長さ６００ｍｍ、幅３００ｍｍの溶接試験片を切り出し、その端部をＸ型開先に加工し、入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接をおこなって溶接継手部を作製した。各溶接継手部からノッチ中心位置がフユージョンラインに一致するように１／４ｔ位置からシャルピー衝撃試験片を採取した。この試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を行い、溶接継手部の低温靱性、つまり、低温継手靱性を評価した。ｖＥ−６０が４７Ｊ以上である場合を良好であるものとした。
また、上記溶接継手部から硬さ測定用試験片を切り出し、最も応力集中度が大きく、ＳＳＣが生じ易いとされる溶接止端部の硬さを測定した。ビッカース硬さ（Ｈｖ）が３１５以下である場合を良好であるものとした。
さらに、上記各溶接継手部の溶接ビードまま表面から、長さ１１５ｍｍ、幅３０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍのＳＳＣ試験用素材を切り出し、４点曲げによって降伏応力の１００％に相当する応力を付与してＳＳＣ試験片を作製した。これらの試験片は純水＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液に分圧を調整したＨ２Ｓガスを通気し、Ｈ２Ｓ濃度２５ｐｐｍとした飽和水溶液中に１０００時間浸潰した。試験終了後に光学顕微鏡を用いて試験片表面における割れの有無を調査した。割れが観察されなかった場合を良好（○）とし、割れが認められた場合を不良（×）として評価した。
表５および６に示すように、試験Ｎｏ．１〜３７は、本発明で規定される化学組成を有し、かつ適切な製造条件によって製造された結果、金属組織も本発明で規定される範囲内にあった。その結果、母材が十分な強度および靭性を有するとともに、溶接継手部においても、十分な靭性と耐ＳＳＣ性を有していた。一方、本発明で規定される条件を満たさないＮｏ．３８〜５５は、母材または溶接継手における、いずれかの性能に劣っていた。なお、Ｎｏ．４０については、圧延後鋼板においてＣｕチェッキングによる割れが発生したために金属組織の観察および特性評価は行わなかった。
本発明によれば、７８０ＭＰａ級の引張強さを有するとともに、溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れたＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板を得ることができる。この鋼板は、従来、ＬＰＧ貯蔵タンクに用いられてきた引張強さ７３０ＭＰａ級の鋼板より厚さを薄くすることができるので、溶接後のＳＲ処理（応力除去焼鈍）を省略でき、しかも、溶接パス数の低減を通じた溶接施工効率の向上も実現でき、そのもたらす効果は極めて大きい。
Claims (4)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．０％、
Ｎｉ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０３〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００３％以下、
Ｖ：０〜０．１％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積分率で、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９５％以上である混合組織であり、
厚さをｔとするとき、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置において、旧オーステナイト粒径のアスペクト比（圧延方向／厚さ方向）が３以上であり、かつ
厚さ方向の大傾角粒径の平均値が３０μｍ以下である、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ厚さが１０ｍｍ以上４０ｍｍ未満であるＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．１％を含有する、
請求項１に記載のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％を含有する、
請求項１または２に記載のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の化学組成を備えたスラブを１０００〜１２００℃に加熱する工程と、
前記スラブを、８５０℃以上の温度域で、前記スラブの厚さに対する累積圧下率が５０％以上となる熱間圧延を施して中間鋼板を得る工程と、
前記中間鋼板を、８５０℃以下７５０℃以上の温度域で、前記中間鋼板の厚さに対する累積圧下率が５０％以上となる熱間圧延を施して鋼板を得る工程と、
前記鋼板を、７３０℃以上の温度域から５００℃以下の温度域まで、前記鋼板の厚さをｔとするときの１／４ｔ位置における冷却速度が、下記式で表わされるＶｃ（℃／ｓ）以上の冷却速度となる条件で冷却する工程と、
前記冷却した鋼板に、６５０℃以下の温度域で焼戻し処理を施す工程と、を備える、
金属組織が、面積分率で、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計が９５％以上である混合組織であり、
厚さをｔとするとき、１／４ｔ位置および１／２ｔ位置において、旧オーステナイト粒径のアスペクト比（圧延方向／厚さ方向）が３以上であり、かつ
厚さ方向の大傾角粒径の平均値が３０μｍ以下である、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ厚さが１０ｍｍ以上４０ｍｍ未満のＬＰＧ貯蔵タンク用鋼板の製造方法。
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