JP7099655B1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.050～0.200％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.50～2.00％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Al：0.002～0.050％、N：0.0010～0.0060％、O：0.0005～0.0060％、Ti：0.003～0.020％、Cu：0.01～1.50％、Ca：0～0.0080％、Mg：0～0.0080％、REM：0～0.0080％、Mo：0～0.200％、W：0～0.500％、Nb：0～0.030％、V：0～0.050％、Ni：0～1.00％、Cr：0～0.10％、B：0～0.0030％、Sb：0～0.30％、Sn：0～0.30％、Pb：0～0.30％、As：0～0.30％、Bi：0～0.30％、Ta：0～0.50％、Zr：0～0.50％、残部：Feおよび不純物であり、［0.01≦Mo+W≦0.70］を満足し、鋼板表層部における固溶Moおよび固溶Wの合計含有量が、質量％で、0.005％以上であり、鋼板の表面から1.0mmの位置との間における残留応力が0MPa未満である、鋼板。

Description

本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。
原油タンカー、または地上もしくは地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する鋼製油槽（以下、これらを総称して、「原油油槽」という。）には、強度および溶接性に優れた溶接構造用鋼が使用されている。また、原油油槽として使用される鋼には、原油中に含まれる腐食性ガス成分、塩分等に対する優れた耐食性が求められる（例えば、特許文献１～４を参照。）。
特許文献１～４には、原油油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐全面腐食性および耐局部腐食性を示し、さらに固体Ｓを含む腐食生成物（スラッジ）の生成を抑制できる溶接構造用の原油油槽用鋼、原油油槽鋼の製造方法、原油油槽、および原油油槽の防食方法が開示されている。
特開２００４－１９０１２３号公報 特開２００４－２０４３４４号公報 特開２００５－０２１９８１号公報 特開２００５－０２３４２１号公報
ところで、従来の試験方法では無負荷状態における腐食速度を測定しており、実船の原油油槽底板に作用する繰返し負荷の影響を考慮していない。
本発明は、繰返し負荷の影響を考慮した評価試験において、優れた耐食性を有する鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題に対して詳細な検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
本発明者らは、原油油槽底板の腐食環境と繰返し負荷に着目した検討を行った。その結果、ピット（半球状の局部腐食）が発生した原油油槽に繰返し負荷が作用すると、ピットが応力集中部となり、ピット底部から疲労き裂が発生することを発見した。加えて、この疲労き裂を起点に局部腐食が発生すると、疲労き裂がない場合と比較して、鉄の加水分解とブライン（原油に含まれる塩分濃度の高い水）中のＣｌ－イオンとによるｐＨの低下が促進されることを見出した。すなわち腐食速度がさらに増加して、より深いピットが発生することを見出すに至った。
さらに検討を重ねた結果、鋼板表層部に圧縮残留応力を導入することでピットからの疲労き裂発生を抑制し、繰返し負荷が作用する原油油槽底板の近傍の腐食環境における耐食性を顕著に向上させることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、下記の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 ：０．０５０～０．２００％、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｎ ：０．００１０～０．００６０％、
Ｏ ：０．０００５～０．００６０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０２０％、
Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
Ｃａ：０～０．００８０％、
Ｍｇ：０～０．００８０％、
ＲＥＭ：０～０．００８０％、
Ｍｏ：０～０．２００％、
Ｗ ：０～０．５００％、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｖ ：０～０．０５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～０．１０％、
Ｂ ：０～０．００３０％、
Ｓｂ：０～０．３０％、
Ｓｎ：０～０．３０％、
Ｐｂ：０～０．３０％、
Ａｓ：０～０．３０％、
Ｂｉ：０～０．３０％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
前記鋼板の表面と、前記鋼板の表面から１．０ｍｍの位置との間の領域である鋼板表層部における固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量が、質量％で、０．００５％以上であり、
前記鋼板の表面から深さ方向へ０．５ｍｍの位置と１．０ｍｍの位置とにおいて圧延方向および圧延直交方向の残留応力が０ＭＰａ未満である、
鋼板。
０．０１０≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．７００ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない場合はゼロとする。
（２）鋼板の圧延方向断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置におけるフェライトの平均結晶粒径が６０μｍ以下である、
上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
であり、
下記（ii）式および（iii）式を満足し、
鋼板の圧延方向断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
ベイナイト：５～３０％、
ベイナイトおよびパーライトの合計面積率：５０％以下、
残部：フェライトである、
上記（１）または（２）に記載の鋼板。
０．０００５≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．００８０ ・・・（ii）
０．５≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０ ・・・（iii）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない場合はゼロとする。
（４）下記（iv）式で求められるフェライト変態開始温度Ａｒ３が７６０～８２０℃である、
上記（３）に記載の鋼板。
Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iv）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない場合はゼロとする。
（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を加熱炉で加熱する加熱工程と、
加熱後の鋼片にデスケーリングを施すデスケーリング工程と、
デスケーリング後の鋼片に対して、仕上圧延を含む熱間圧延を施して鋼板とする熱間圧延工程と、
熱間圧延後の前記鋼板を冷却する冷却工程と、を備え、
前記加熱工程において、前記鋼片に対して、Ｏ２濃度が１．０体積％以上の雰囲気で、１０００～１３００℃の加熱温度で、保持時間が６０分間以上となるよう保持し、前記鋼片を前記加熱炉から取り出す際の前記鋼片の表面温度を１３００℃以下とし、
前記冷却工程は、水冷工程および空冷工程を含み、
前記水冷工程において、前記鋼板の表面温度が２００～６５０℃の温度まで、４℃／ｓ超、５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で、かつ開始温度と停止温度との差が１５０～６００℃となる条件で水冷を行い、
前記空冷工程において、水冷後の復熱温度を７００℃以下とし、１００℃以下まで空冷を行う、
鋼板の製造方法。
（６）前記加熱工程において、前記保持時間を１２０分間以下とする、
上記（５）に記載の鋼板の製造方法。
（７）前記熱間圧延工程において、前記鋼片の表面温度が（Ａｒ３－３０）℃～９００℃の温度範囲内における累積圧下率が５０～７５％となる条件で前記仕上圧延を行う、
上記（５）または（６）に記載の鋼板の製造方法。
但し、Ａｒ３は下記（iv）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iv）
（８）前記冷却工程後に、前記鋼板を６５０℃以下の温度に再加熱する焼戻し工程を、さらに備える、
上記（５）から（７）までのいずれかに記載の鋼板の製造方法。
（９）前記冷却工程後に、下記（ｖ）式で定義される、前記鋼板に付与される加工度Ｋが４．０以下となる条件で、レベラーにより前記鋼板の曲がりを矯正するレベラー工程を、さらに備える、
上記（５）から（８）までのいずれかに記載の鋼板の製造方法。
Ｋ＝Ｅｔ／（２ρ×（１．１５×ＹＳ）） ・・・（ｖ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｅ：縦弾性係数（ＭＰａ）
ｔ：板厚（ｍｍ）
ρ：鋼板の曲率半径（ｍｍ）
ＹＳ：降伏応力（ＭＰａ）
本発明によれば、鋼板表面に圧縮残留応力を導入することにより、繰返し負荷の影響を考慮した評価試験において、優れた耐食性を有する鋼板を得ることが可能になる。
図１は、腐食－繰返し負荷サイクル試験に用いる試験片の概略図である。 図２は、腐食－繰返し負荷サイクル試験において、試験片を人工海水の腐食液中に浸漬する方法を示した図である。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、本願明細書において、「Ｘ～Ｙ」は、「Ｘ以上Ｙ以下」を意味する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５０～０．２００％
Ｃは、パーライトを形成して強度を高めるのに有効な元素である。一方、Ｃ含有量が過剰であると、溶接性および継手靭性の確保が困難となる。そのため、Ｃ含有量は０．０５０～０．２００％とする。Ｃ含有量は０．０７０％以上または０．１００％以上であるのが好ましく、０．１８０％以下または０．１６０％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．１０～１．００％
Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、固溶強化に有効であるとともに、耐全面腐食性向上に効果があり、また、耐局部腐食性向上にもわずかながら効果がある元素である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、溶接性および継手靭性を劣化させる。そのため、Ｓｉ含有量は０．１０～１．００％とする。Ｓｉ含有量は０．２０％以上であるのが好ましく、０．３０％以上であるのがより好ましい。また、耐食性とともに溶接性ならびに母材および継手靭性への要求が厳しい鋼の場合は、Ｓｉ含有量は０．８０％以下であるのが好ましく、０．６０％以下、０．５０％であってもよい。
Ｍｎ：０．５０～２．００％
Ｍｎは、母材の強度および靭性を向上させる元素として有効である。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、溶接性および継手靭性を劣化させる。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０～２．００％とする。Ｍｎ含有量は０．８０％以上であるのが好ましく、０．９０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．６０％以下であるのが好ましく、１．５０％以下であるのがより好ましく、１．４０％以下であってもよい。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含まれる元素である。局部腐食進展速度を減速し、かつ、溶接性を確保するためには、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。また、延性および靭性を確保するためには、Ｐ含有量は少ないほど望ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。しかしながら、Ｐを低減することは溶製上、多大なコストアップを招き、実用性を損なうことから、Ｐ含有量は０．００１％以上であってもよい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含まれる元素である。局部腐食進展速度を減速し、かつ、スラッジの生成量を減少させるため、および機械的特性、特に延性を確保するためには、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。また、延性および靭性を確保するためには、Ｓ含有量は少ないほど望ましく、Ｓ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。ただし、Ｓを低減することはコストアップを招くことから、Ｓ含有量は０．００１％以上であってもよい。
Ａｌ：０．００２～０．０５０％
Ａｌは、脱酸元素であるとともに、Ｃｕ、ならびにＭｏおよび／またはＷとともに添加すると、局部腐食の進展を抑制する元素である。また、ＡｌＮを形成し、母材のオーステナイト粒径の微細化に有効な元素である。さらに、固体Ｓを含む腐食生成物の生成抑制効果も有し有益である。一方、Ａｌ含有量が過剰であると、鋼片の表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成する。そのため、Ａｌ含有量は０．００２～０．０５０％とする。Ａｌ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０４０％以下であるのが好ましい。
Ｎ：０．００１０～０．００６０％
Ｎは、Ａｌと共に窒化物を形成し継手靭性を向上させる。一方、Ｎ含有量が過剰であると、固溶Ｎによる脆化および伸び特性の低下が生じる。そのため、Ｎ含有量は０．００１０～０．００６０％とする。Ｎ含有量は０．００２０％以上であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。
Ｏ：０．０００５～０．００６０％
後述するＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含有する場合、Ｏはこれらの元素とともに酸化物を形成する。Ｏ含有量が過剰であると、酸化物が粗大化して延性および靭性が低下する。一方、Ｏ含有量は少ないほどよいが、過度に低減するためには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置での還流作業が長時間となり現実的ではない。そのため、Ｏ含有量は０．０００５～０．００６０％とする。
Ｔｉ：０．００３～０．０２０％
Ｔｉは、微量の含有により母材および溶接部の組織微細化を通じて靭性向上に寄与する。一方、Ｔｉ含有量が過剰であると、溶接部を硬化させ著しく靭性を劣化させる。そのため、Ｔｉ含有量は０．００３～０．０２０％とする。Ｔｉ含有量は０．００６％以上であるのが好ましく、０．０１３％以下であるのが好ましい。
また、Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の割合を０．５以上にすることにより、固溶Ｎを低減し、伸び特性を向上させるだけでなく、スラブの表面疵の発生を防止することが可能となる。さらに、Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の割合を４．０以下にすることにより、ＴｉＣの生成を抑制し、伸び特性を向上させることができる。そのため、優れた延性を得たい場合には、Ｔｉ含有量はＮ含有量との関係において、下記（iii）式を満足することが好ましい。
０．５≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０ ・・・（iii）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
Ｃｕ：０．０１～１．５０％
Ｃｕは、Ｍｏ、Ｗとともに含有させると、耐全面腐食性だけでなく、耐局部腐食性の向上に有効な元素である。さらに、固体Ｓの生成抑制にも効果がある。一方、Ｃｕ含有量が過剰であると、鋼片の表面割れの助長、継手靭性の劣化等、悪影響も顕在化する。そのため、Ｃｕ含有量は０．０１～１．５０％とする。Ｃｕ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．７０％以下であるのが好ましく、０．５０％以下であるのがより好ましい。
本発明の鋼板の化学組成において、上記の元素に加えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｂｉ、ＴａおよびＺｒから選択される少なくとも１種を、以下に示す範囲において含有させてもよい。これらの元素の含有は必須ではないので、これらの元素の含有量の下限値は０％である。
Ｃａ：０～０．００８０％
Ｍｇ：０～０．００８０％
ＲＥＭ：０～０．００８０％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも硫化物を形成することで粗大な介在物（延伸ＭｎＳ等）の生成を抑制するため、必要に応じて含有させてもよい。一方、いずれかの含有量が過剰になれば、上記効果は飽和するとともに、粗大な酸化物または硫化物を形成して靭性および伸びを劣化させる。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、いずれも０．００８０％以下とする。
これらの元素に下限を設ける必要はないが、微量含有させることで熱間加工性の改善が望まれる。その効果を得たい場合は、Ｃａ：０．０００３％以上、Ｍｇ：０．０００３％以上、およびＲＥＭ：０．０００３％以上から選択される１種を単独で含有させるか、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される２種以上を合計で０．０００３％以上含有させることが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のＳｃ、原子番号３９番のＹ、および、ランタノイドである原子番号５７番のＬａ～原子番号７１番のＬｕの１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はこれら元素の合計含有量である。
さらに、優れた延性を得たい場合には、これらの元素の合計含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。また、粗大な酸化物または硫化物による靭性および伸び特性の劣化をより一層抑制する観点からは、これらの元素の合計含有量を０．００８０％以下とすることが好ましい。
すなわち、下記（ii）式を満足することが好ましい。上記合計含有量は０．００１０％以上であるのがより好ましく、０．００１５％以上であるのがさらに好ましい。また、上記合計含有量は０．００６０％以下であるのがより好ましく、０．００４０％以下であるのがさらに好ましい。
０．０００５≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．００８０ ・・・（ii）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない場合はゼロとする。
Ｍｏ：０～０．２００％
Ｍｏは、耐局部腐食性の向上に有効な元素であるとともに、強度増加に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｏ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０３０％以上であるのがより好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰であると、耐局部腐食性が逆に低下し、かつ溶接性および靭性を劣化させる。そのため、Ｍｏ含有量は０．２００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．０８０％以下であるのが好ましく、０．０７０％以下であるのがより好ましい。
Ｗ ：０～０．５００％
Ｗは、Ｍｏと同様に耐局部腐食性の向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｗ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｗ含有量が過剰であると、耐局部腐食性が逆に低下し、かつ溶接性および靭性を劣化させる。そのため、Ｗ含有量は０．５００％以下とする。Ｗ含有量は０．０５０％以下であることが好ましい。
ＭｏおよびＷは、耐局部腐食性の向上に有効な元素である。そのため、ＭｏおよびＷの少なくともいずれかを含有し、かつ合計含有量を０．０１０％以上とする必要がある。一方、Ｍｏは０．２００％、Ｗは０．５００％を超えて含有させると耐局部腐食性が逆に低下し、かつ溶接性および靭性を劣化させる。そのため、Ｍｏ含有量は０．２００％以下、Ｗ含有量は０．５００％以下とし、合計含有量を０．７００％以下とする。すなわち、下記（ｉ）式を満足する必要がある。
０．０１０≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．７００ ・・・（ｉ）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない場合はゼロとする。なお、ＭｏおよびＷの合計含有量は０．５００％以下であってもよい。
Ｎｂ：０～０．０３０％
Ｎｂは、微量の添加により組織微細化に寄与し、母材強度確保に有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を得たい場合には、Ｎｂ含有量は０．００３％以上であるのが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が過剰であると、溶接部を硬化させて著しく靭性を劣化させる。そのため、Ｎｂ含有量は０．０３０％以下とする。
Ｖ：０～０．０５０％
Ｖは、析出強化により強度上昇に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を得たい場合には、Ｖ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。一方、Ｖ含有量が過剰であると、継手靭性を損なうことがある。そのため、Ｖ含有量は０．０５０％以下とする。
Ｎｉ：０～１．００％
Ｎｉは、強度確保および靭性向上に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を得たい場合には、Ｎｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が過剰であると、コストが上昇する。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。
Ｃｒ：０～０．１０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、高強度化に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を得たい場合には、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が過剰であると、原油環境における耐局部腐食性を劣化させる。そのため、Ｃｒ含有量は０．１０％以下とする。
Ｂ：０～０．００３０％
Ｂは、微量添加により焼き入れ性を高め母材強度向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。一方、Ｂ含有量が過剰であると、伸びおよび継手靭性を劣化させる。そのため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。
Ｓｂ：０～０．３０％
Ｓｎ：０～０．３０％
Ｐｂ：０～０．３０％
Ａｓ：０～０．３０％
Ｂｉ：０～０．３０％
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、ＡｓおよびＢｉは、局部腐食の進展をさらに抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を得たい場合には、Ｓｂ：０．０１％以上、Ｓｎ：０．０１％以上、Ｐｂ：０．０１％以上、Ａｓ：０．０１％以上およびＢｉ：０．０１％以上から選択される１種以上を含有させることが好ましい。一方、いずれかの含有量が過剰となれば、上記効果は飽和するとともに、他の特性への悪影響の懸念もある。そのため、経済性も考慮して、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、ＡｓおよびＢｉの含有量は、いずれも０．３０％以下とする。また、いずれの元素の含有量も０．１５％以下であるのが好ましい。
Ｔａ：０～０．５０％
Ｚｒ：０～０．５０％
ＴａおよびＺｒは、微量で鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、主に強度調整のため、必要に応じて含有させてもよい。この効果を得たい場合には、Ｔａ：０．００５％以上およびＺｒ：０．００５％以上から選択される１種または２種を含有させることが好ましい。一方、いずれかの含有量が過剰となれば、靭性劣化が顕著となる。そのため、ＴａおよびＺｒの含有量はいずれも０．５０％以下とする。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
鋼板表層部における固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量：０．００５％以上
本発明に係る鋼板においては、上述のように、耐食性の向上のため、ＭｏおよびＷを鋼板表層部に濃化させ、それにより、固溶するＭｏおよびＷの量を所定値以上確保する。具体的には、鋼板表層部における固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量を、質量％で、０．００５％以上とする。鋼板表層部における固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量は、０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０２０％以上であるのがより好ましい。また、鋼板表層部の硬度が過度に高まることによる加工性の低下や靱性の劣化を抑制し易くする観点から、固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量は０．３００％以下であるのが好ましく、０．２００％以下であるのがより好ましい。
なお、本発明において、鋼板表層部とは、鋼板の表面から厚さ方向に１．０ｍｍ位置までの領域を指す。また、固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量（質量％）は、以下の手順により測定する。まず、鋼板の表面から厚さ１．０ｍｍの試験片を２つ切り出す。そして、そのうちの一方の試験片については、公知の化学分析方法（例えば、ＩＣＰ発光分光分析法）を用いることで、試験片中のＷおよびＭｏの含有量を測定する。
また、もう一方については、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールにて、２０ｍＡ／ｃｍ２の電流密度で約０．４ｇ電解する。その電解に用いた溶液を孔径０．２μｍのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、公知の化学分析方法（例えば、ＩＣＰ発光分光分析法）を用いることで、抽出残渣中のＷおよびＭｏの含有量を測定する。
試験片中のＷおよびＭｏは、Ｗ析出物およびＭｏ析出物と固溶Ｗおよび固溶Ｍｏであると考え、抽出残渣中のＷおよびＭｏは、Ｗ析出物およびＭｏ析出物と考える。そして、試験片中のＷおよびＭｏの含有量から抽出残渣中のＷおよびＭｏの含有量の差分を求めることで、固溶Ｗおよび固溶Ｍｏの含有量を求める。
（Ｂ）鋼板の金属組織
本発明の鋼板の金属組織について、特に限定はないが、所定の伸び特性を確保する観点から、フェライトの平均結晶粒径は６０μｍ以下であるのが好ましく、５０μｍ以下であるのがより好ましい。なお、本発明において金属組織は、鋼板の圧延方向断面において、鋼板の厚さをｔとしたときに、該鋼板の表面から１／４ｔの位置における組織をいうものとする。この際、鋼板の端面から２ｔまでの領域を除いた位置で組織観察を行うこととする。以下の金属組織の説明において「％」は、「面積％」を意味する。
加えて、優れた延性を得たい場合には、以下に示す金属組織を有することが好ましい。
ベイナイト：５～３０％
強度特性である降伏応力および引張強さと伸び特性とは、相反する性質であって、両者を同時に向上させることは一般に困難とされている。伸び特性を確保しつつ、強度特性を確保するためには、ベイナイトの面積率は、５～３０％であることが好ましい。ベイナイトの面積率は１０～３０％であるのがより好ましい。
ベイナイトおよびパーライトの合計面積率：５０％以下
本発明において、金属組織はフェライトが主体であって、所定量のベイナイトまたはパーライトを含むことが好ましく、ベイナイトおよびパーライトの合計面積率は５０％以下が好ましく、４０％以下がより好ましい。パーライトは含まれていなくてもよく、すなわち、パーライトの面積率は０％であってもよい。
残部：フェライト
フェライトは延性に優れた組織である。フェライトの面積率が高いほど、伸び特性を向上させることが可能となる。したがって、パーライトおよびベイナイト以外の組織はフェライトとすることが好ましい。
ここで、本発明において、金属組織の面積率は以下のように求める。上述のように、まず鋼板の表面から１／４ｔの位置から試料を採取する。そして、該試料の圧延方向断面（いわゆるＬ方向断面）を観察する。
具体的には、試料の観察面を鏡面に研磨し、電解研磨によってひずみ影響層を除去した後、１以上の視野にて、合計で２．０×１０－８ｍ２以上の面積に、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）を用いて、後方電子線回折解析（ＥＢＳＤ：Electron Back Scattering Diffraction）を行い、ＫＡＭにより各測定点周辺における局所方位差をマップ化する。
ＫＡＭ法とは、測定データの中の、ある正六角形のピクセルの隣り合う６個（第一近似）、さらに、その外側の１２個（第二近似）、また、さらに、その外側の１８個（第三近似）のピクセル間の方位差を平均し、その値を、その中心のピクセルの局所方位差（ＫＡＭ値）とする計算を各ピクセルに行う方法である。
本発明では、測定ステップを０．２μｍとし、第三近似のＫＡＭ値が、１°以上の領域をベイナイト、１°未満の領域で塊状の組織をフェライト、板状のフェライトとＦｅ系炭化物とが層状に重なっている組織をパーライトと定義した。なお、本発明に係る鋼板中にはマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトが含まれることはないが、微量に混入する場合は、それらの面積率はベイナイトの面積率に含めることとする。また、本発明におけるパーライトには、セメンタイトが粒状に分散した疑似パーライトも含まれることとする。
（Ｃ）鋼板の機械的特性
鋼板表層部の残留応力：０ＭＰａ未満
鋼板の冷却時において、表面付近の冷却速度を速くすることで、内部の温度差に起因して、鋼板の表層部と内部とで付与される塑性歪に差が生じ、その結果として、鋼板表面近傍に圧縮残留応力を生じさせることが可能となる。ここで、圧縮残留応力とは、残留応力が０ＭＰａ未満であることを意味する。
鋼板表面からの疲労き裂は、鋼板表面が圧縮残留応力であることで抑制できるが、原油油槽の腐食環境での全面腐食により、鋼板表面が溶出すると圧縮残留応力が減少し、疲労き裂の抑制効果が減少または消失してしまう。そのため、疲労き裂の抑制効果を長期間維持するためには、鋼板表面から１．０ｍｍの位置までの領域において圧縮残留応力が付与された状態とする。
ただし、最表面では、残留応力が解放されるおそれもある。そのため、本発明においては、鋼板の表面から深さ方向へ０．５ｍｍの位置と１．０ｍｍの位置とにおいて測定される残留応力が０ＭＰａ未満である場合に、鋼板表層部の残留応力が０ＭＰａ未満であると判定することとする。なお、残留応力測定には、ＡＳＴＭ Ｅ８３７－１３ａに基づいた穿孔法を使用し、鋼板から採取した圧延方向に長さ２００ｍｍ、幅方向に長さ２００ｍｍ、全厚の試験片を用いて、当該試験片中心部の残留応力を測定することとする。
なお、圧縮残留応力が過剰となれば、鋼板が面外変形を生じやすくなり、鋼板の平坦度が低下する場合がある。そのため、鋼板表層部の残留応力は、例えば－１０００ＭＰａ以上とする。
その他の機械的特性については特に制限はないが、本発明に係る鋼板は、例えば、原油油槽として用いるのに必要な強度を有することが好ましい。具体的には、降伏応力（ＹＳ）が２３５ＭＰａ以上で、引張強さ（ＴＳ）が４００ＭＰａ以上であることが好ましい。
ここで、上述した「所定の伸び特性」とは、鋼板板厚が４．５ｍｍ超５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１０％以上、鋼板板厚が５ｍｍ超１０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１１％以上、鋼板板厚が１０ｍｍ超１５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１２％以上、鋼板板厚が１５ｍｍ超２０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１３％以上、鋼板板厚が２０ｍｍ超２５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１４％以上、鋼板板厚が２５ｍｍ超３０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１５％以上、鋼板板厚が３０ｍｍ超４０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１６％以上、鋼板板厚が４０ｍｍ超５０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１７％以上の特性である。
また、優れた延性を得たい場合には、鋼板板厚が４．５ｍｍ超５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１４％以上、鋼板板厚が５ｍｍ超１０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１６％以上、鋼板板厚が１０ｍｍ超１５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１７％以上、鋼板板厚が１５ｍｍ超２０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１８％以上、鋼板板厚が２０ｍｍ超２５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１９％以上、鋼板板厚が２５ｍｍ超３０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２０％以上、鋼板板厚が３０ｍｍ超４０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２１％以上、鋼板板厚が４０ｍｍ超５０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２２％以上を有することが好ましい。
なお、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（ｔ－ＥＬ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に基づき、圧延方向と直角の方向に採取した、全厚の１Ｂ号引張試験片を用いて測定する。詳細には、降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力であり、全伸び（ｔ－ＥＬ）は破断時全伸びである。
（Ｄ）鋼板の製造方法
本発明においては、主としてＭｏ、Ｗの固溶量を確保するとともに鋼板表層部に圧縮残留応力を導入するための製造方法についての要件を下記に説明する。ただし、本発明鋼に関する要件は、その達成手段は問わない。すなわち、本発明の製造方法に限定されるものではない。本発明に係る鋼板の製造条件について特に制限はないが、後述する加熱工程、デスケーリング工程、熱間圧延工程、および冷却工程を順に行うことで製造することができる。各工程について説明する。
（ａ）加熱工程
鋼片に対して熱間圧延を施すために、鋼片を加熱炉で加熱する。なお、鋼片を製造する方法については特に制限はない。例えば、転炉、電気炉、真空溶解炉等、公知の方法で溶鋼を溶製し、連続鋳造することで上述した化学組成を有する鋼片を製造することができる。
加熱工程においては、上述した化学組成を有する鋼片に対して、Ｏ２濃度が１．０体積％以上の雰囲気で、１０００～１３００℃の加熱温度で、保持時間が６０分間以上となるよう保持する。また、鋼片を加熱炉から取り出す際の鋼片の表面温度を１３００℃以下とする。
上記の条件で加熱することによって、鋼板の表面にＦｅを主体とする酸化スケールが形成される。この際、Ｆｅより貴な元素であるＭｏおよびＷは、酸化スケール中には含まれず、スケール直下の鋼板表層部に濃化し、固溶Ｍｏおよび固溶Ｗを含有させることができる。
特に、Ｏ２濃度が１．０体積％未満では、形成される酸化スケールが薄く、鋼板表層部にＭｏおよびＷの濃化が不十分となり、固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量が不十分となるおそれがある。
また、加熱温度が１０００℃未満では、鋼素材溶製時に析出したＭｏ、Ｗの析出物が再固溶しないために、固溶Ｍｏ、Ｗ含有量が十分確保されず、固溶Ｍｏ、Ｗが本発明で規定する量を確保された場合に比べて、耐食性が若干損なわれる懸念があるため好ましくない。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、加熱温度は１０００～１３００℃の範囲とする。
また、保持時間が６０分間未満では、形成される酸化スケールが薄く、鋼板表層部にＭｏおよびＷの濃化が不十分となり、固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量が不十分となるおそれがある。そのため、保持時間は６０分間以上とする。
一方、保持時間が過剰であると、フェライト粒が粗大化するおそれがある。鋼片を加熱する際の保持時間は、フェライト粒の微細化に影響する。例えば、フェライトの平均結晶粒径を６０μｍ以下にしたい場合には、保持時間は１２０分間以下とすることが好ましく、フェライトの平均結晶粒径を５０μｍ以下にしたい場合には、保持時間は９０分間以下とすることが好ましい。
（ｂ）デスケーリング工程
加熱した鋼片に対して、デスケーリングを行った後に、後述する熱間圧延を施す。デスケーリングを行うことで、鋼片の表面のＦｅを主体とした酸化スケールを除去し、酸化スケール直下のＭｏおよびＷを、鋼片表層部に濃化させた状態で熱間圧延を施すことで、鋼板表層部に固溶Ｍｏおよび固溶Ｗを濃化させることができる。デスケーリング方法については上記の酸化スケールを除去可能な限りにおいて特に制限はなく、公知の方法を用いればよい。
（ｃ）熱間圧延工程
熱間圧延工程において、鋼片に対して熱間圧延を施して鋼板とする。熱間圧延工程は、粗圧延および仕上圧延を含む。優れた延性を得たい場合には、上述のような加熱条件の適正化に加えて、仕上圧延条件を適正化することが好ましい。具体的には、熱間圧延を施す時に、粗圧延した後、鋼片の表面温度が（Ａｒ３－３０）℃～９００℃の温度範囲内における累積圧下率が５０～７５％となる条件で仕上圧延を行うことが好ましい。
Ａｒ３は鋼を冷却する際のフェライト変態開始温度であり、下記（iv）式で求められる。ここで、鋼組成としてのＡｒ３の値が大きいほど高温でフェライト変態するため、フェライト粒内の転位密度が低下し、伸び特性が向上する。すなわち、Ａｒ３の値が小さすぎると、ベイナイトを形成し伸び特性が劣化する。一方、Ａｒ３の値が大きすぎると、フェライトが粗大化し強度および延性が低下する。そのため、Ａｒ３は７６０～８２０℃であるのが好ましい。
Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iv）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
仕上圧延における温度が（Ａｒ３－３０）℃未満では２相域圧延となり、延伸したフェライトを形成し、伸びが劣化する。また、９００℃超では再結晶域圧延となり、フェライトが粗大化して強度および延性を劣化させる。
また、累積圧下率が５０％以上であると、オーステナイト中のフェライト核生成サイトが増え、フェライトを細粒化するとともにγ→α変態温度を高めることができる。一方、累積圧下率が７５％を超えると生産性が劣化する。そのため、累積圧下率を５０～７５％とするのが好ましく、５５～６５％とするのがより好ましい。
（ｄ）冷却工程
熱間圧延後の鋼板を冷却する。上述のように、冷却工程を制御することで、内部の温度差に起因して鋼板表面近傍に圧縮残留応力を生じさせることが可能となる。冷却工程には、水冷工程および空冷工程が含まれる。なお、以下の説明において、温度は鋼材表面温度とし、冷却速度は鋼材の厚さ方向での平均値を用いるものとする。また、板厚内部の冷却速度は、鋼材表面温度から伝熱解析によって求める。
（ｄ－１）水冷工程
水冷工程では、熱間圧延後の鋼板の表面温度が２００～６５０℃の温度まで、４℃／ｓ超、５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で、かつ開始温度と停止温度との差が１５０～６００℃となる条件で水冷を行う。
平均冷却速度：４℃／ｓ超、５０℃／ｓ以下
冷却速度が平均で、４℃／ｓ以下では、鋼板表層部と内部とでの温度差が小さくなるため、鋼板表層部に所望の圧縮残留応力を確保できなくなる。一方、５０℃／ｓを超えるとマルテンサイト変態しやすくなり、延性を劣化させる。よって、平均冷却速度は４℃／ｓ超、５０℃／ｓ以下とし、１０～３０℃／ｓとするのが好ましい。
停止温度：２００～６５０℃
水冷の停止温度が６５０℃を超える温度域では、転位の回復に伴う残留応力の解放が生じるため、鋼板表層部に所望の圧縮残留応力を確保できなくなる。よって、水冷の停止温度を６５０℃以下とし、６００℃以下とすることが好ましい。一方、水冷の停止温度が２００℃未満となると延性の劣化を招くとともに生産性を低下させる。よって、水冷の停止温度は２００℃以上とするのが好ましい。
開始温度と停止温度との差：１５０～６００℃
水冷により鋼板表層部に所望の圧縮残留応力を生じさせるには、水冷の開始温度と停止温度との差を１５０℃以上とする。一方、６００℃を超えると延性の低下を招くとともに、冷却後の平坦度を悪化させ、生産性を低下させる。よって、水冷の開始温度と停止温度との差は、１５０～６００℃とする。
（ｄ－２）空冷工程
空冷工程では、水冷後の復熱温度を７００℃以下とし、１００℃以下まで空冷を行う。
水冷後の復熱温度：７００℃以下
空冷工程において、水冷後の復熱温度が７００℃を超えると、転位の回復に伴う残留応力の解放が生じるため、鋼板表層部に所望の圧縮残留応力を確保できなくなる。よって、水冷後の復熱温度は、７００℃以下とし、６５０℃以下とするのが好ましい。
水冷後の復熱温度から、１００℃以下の温度域まで空冷を行う。空冷速度は特に限定しないが、例えば、０．１～４℃／ｓとしてもよい。
（ｅ）焼戻し工程
冷却工程に続いて、鋼板に対して、焼戻し工程を行ってもよい。具体的には、焼戻し工程では、鋼板を６５０℃以下の温度に再加熱する。焼戻し工程を行うことにより、強度、延性、および靭性の調整を行うことができる。ただし、焼戻し温度が６５０℃を超えると、残留応力の解放が生じるため、鋼板表層部に所望の圧縮残留応力を確保できなくなる。そのため、焼戻し工程を行う場合における焼戻し温度は６５０℃以下とする。
（ｆ）レベラー工程
冷却工程後に、レベラーにより鋼板の曲がりを矯正するレベラー工程を行ってもよい。特に、鋼板の板厚が３０ｍｍ以下の場合には曲がりが発生しやすくなるため、レベラー工程が必要となる。鋼板の板厚が３０ｍｍ以上の場合でもレベラー工程を行ってもよい。なお、上記の焼戻し工程を実施する場合においては、レベラー工程は、焼戻し工程の前に行ってもよいし、後に行ってもよい。
この際、鋼板の曲がりを確実に矯正する観点から、余裕をもって鋼板には十分な加工量を付与するのが一般的である。しかし、鋼板に付与される加工量が過剰であると、鋼板の中心部付近まで塑性変形し、鋼板の表層部と内部とで付与される塑性歪が均一化され、鋼板表層部に生じていた残留応力が消失してしまう。曲がりは鋼板の表層部付近のみが塑性変形すれば矯正できるため、鋼板表層部に生じていた残留応力が消失しないよう、必要最低限の加工量を付与する必要がある。そのため、本発明のレベラー工程においては、下記（ｖ）式で定義される、鋼板に付与する加工度Ｋを４．０以下とする。なお、加工度Ｋは、レベラーにより被矯正材に与えられる曲率の絶対値を被矯正材の弾性限曲率で除した値であり、加工量の指標として広く用いられている値である。
Ｋ＝Ｅｔ／（２ρ×（１．１５×ＹＳ）） ・・・（ｖ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｅ：縦弾性係数（ＭＰａ）
ｔ：板厚（ｍｍ）
ρ：鋼板の曲率半径（ｍｍ）
ＹＳ：降伏応力（ＭＰａ）
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１の化学組成を有する鋼片を用いて、表２に示す条件で加熱工程、熱間圧延工程、冷却工程を施し、必要に応じて焼戻し工程および／またはレベラー工程をさらに施すことで、板厚２０～５０ｍｍの鋼板を製造した。なお、加熱工程と熱間圧延工程との間でデスケーリング工程を実施し、鋼片の表面に形成したＦｅを主体とした酸化スケールを除去した。表２の焼戻し工程およびレベラー工程の欄における「－」は、それぞれの工程を実施しなかったことを意味する。
また、表２の冷却条件の欄の冷却速度（℃／ｓ）は、実測された表面温度から、公知の差分法による熱伝導解析により求めた鋼材の厚さ方向での平均冷却速度である。
Figure 0007099655000001
Figure 0007099655000002
得られた鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板の圧延方向断面において、鋼板の厚さをｔとしたときに、該鋼板の表面から１／４ｔの位置から金属組織観察用の試験片を切り出した。
そして、上記の試験片の圧延方向断面（いわゆるＬ方向断面）を鏡面に研磨し、電解研磨によってひずみ影響層を除去した後、１以上の視野にて、合計で２．０×１０－８ｍ２以上の面積に、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、ＥＢＳＤを行い、ＫＡＭにより各測定点周辺における局所方位差をマップ化した。そして測定ステップを０．２μｍとし、第三近似のＫＡＭ値が、１°以上の領域をベイナイト、１°未満の領域をフェライトまたはパーライトとした。
続いて、鋼板の表面から厚さ１．０ｍｍの試験片を２つ切り出した。そして、そのうちの一方の試験片については、公知の化学分析方法（例えば、ＩＣＰ発光分光分析法）を用いることで、試験片中のＷおよびＭｏの含有量を測定した。また、もう一方については、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールにて、２０ｍＡ／ｃｍ２の電流密度で約０．４ｇ電解し、その電解に用いた溶液を孔径０．２μｍのフィルターでろ過し、フィルター上に捕集した抽出残渣について、ＩＣＰ発光分光分析法を用いることで、抽出残渣中のＷおよびＭｏの含有量を測定した。
そして、試験片中のＷおよびＭｏの含有量から抽出残渣中のＷおよびＭｏの含有量の差分を求めることで、固溶Ｗおよび固溶Ｍｏの含有量を求めた。
続いて、鋼板から圧延方向に長さ２００ｍｍ、幅方向に長さ２００ｍｍ、全厚の試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ｅ８３７－１３ａに基づいた穿孔法により、試験片中心かつ、鋼板表面から０．５ｍｍ、１．０ｍｍ位置における残留応力を測定した。残留応力の測定方向は、圧延方向と幅方向の２方向とし、残留応力の大きい方の値をその位置の測定値とした。
さらに、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）および全伸び（ｔ－ＥＬ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に基づき測定した。試験片は、板幅をＷとした時に、板の片端から板幅方向に１／４Ｗの位置において、圧延方向に直交する方向（幅方向）を長手方向として採取した、全厚の１Ｂ号引張試験片を用いて測定した。降伏応力（ＹＳ）は永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力であり、全伸び（ｔ－ＥＬ）は破断時全伸びとした。
そして、鋼板の耐食性を評価するため、以下に示す腐食試験と腐食―繰返し負荷サイクル試験を実施した。
＜腐食試験＞
圧延方向に長さ４０ｍｍ、幅方向に長さ４０ｍｍ、厚さ方向に長さ４ｍｍの試験片を鋼板の表面から採取した。切断面（表面以外）は塗料で被覆し、表面は６００番の湿式研磨により、鋼板表面の酸化鉄（スケール）を取り除き、４０ｍｍ×４０ｍｍの鋼板の表面だけ地鉄が露出した試験片とした。該試験片を、塩酸でｐＨを０．２に調整した２０質量％ＮａＣｌ水溶液の腐食液中に浸漬した。
浸漬条件は、液温３０℃、浸漬時間２４時間～４週間で実施し、腐食減量を測定し、腐食速度を評価した。該腐食液組成は、実際の鋼構造物で局部腐食が発生する際の環境の条件を模擬したもので、該腐食試験での腐食速度の低減に応じて実環境で局部腐食の進展速度が低減される。
＜腐食－繰返し負荷サイクル試験＞
各鋼板の全厚、または、表面を含む２５ｍｍ厚の鋼板を切り出し、図１に示す試験片を採取した。表面側曲率部を中心に圧延方向に３０ｍｍ、幅方向に２５ｍｍの領域を評価部とし、表面残部と裏面と切断面は塗料で被覆し、表面評価部は６００番の湿式研磨により、鋼板表面の酸化鉄（スケール）を取り除いた。
さらに、該試験片評価部３０ｍｍ×２５ｍｍの領域にサウジ・アラビア産原油（Ａｒａｂｉａｎ Ｌｉｇｈｔ）とＦｅ３Ｏ４とγ－ＦｅＯＯＨを混合した人工スラッジを塗布することで原油油槽底板のオイルコート（塗装と同等の効果を有する原油被膜）を模擬した。その際、評価部中心部に人工的にスラッジの欠陥部として、直径５ｍｍの範囲で地鉄を露出させ、試験片とした。
続いて、該試験片を、図２に示すように、１３％ＣＯ２－５％Ｏ２－０．０１％ＳＯ２－０．２％Ｈ２Ｓ－ｂａｌ．Ｎ２を吹き込んだ人工海水の腐食液中に浸漬した。浸漬条件は、液温４０℃、浸漬時間１週間で実施した。
次に、腐食液から該試験片を取り出し、電気油圧サーボ式疲労試験機を用いて、以下の条件で繰返し負荷試験を行なった後、再び上記条件の腐食液中に１週間浸漬した。
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
制御波形：正弦波
応力範囲：該試験片鋼材の引張強さの６０％
応力比：Ｒ＝０．１
試験速度：１０Ｈｚ
負荷回数：１０００００回
その後、合計浸漬時間４週間、合計負荷回数３０万回、となるよう上記条件の繰返し負荷と腐食液中への浸漬を２回繰返し、ピットの最大深さ（以下、「ピット深さ」という。）を測定した。なお、「ピット深さ」はレーザー変位計による測定値であり、表面の平均高さを基準にしたピットの最大深さである。また、幅方向に５０μｍ、深さ方向に０．１μｍの分解能がある。この腐食試験は、実際の鋼構造物で局部腐食が発生する際の環境と疲労き裂が発生する繰返し負荷環境とを考慮した促進試験であり、該腐食試験でのピット深さの低減に応じて実環境で局部腐食の進展速度が低減される。
これらの測定結果を表３および４に示す。なお、表４における「相対値」とは、比較例である試験Ｎｏ．２８の腐食速度およびピット深さを１００とした時の相対値を意味する。本実施例では、腐食速度およびピット深さが従来鋼の１／３以下、すなわち上記相対値が３３以下の場合に、良好と判断した。
Figure 0007099655000003
Figure 0007099655000004
表３および４から分かるように、本発明の規定を満足する本発明例（試験Ｎｏ．１～９、１１～１３、１５～２１、２３～２６、および２９～３３）では、いずれの腐食試験においても、優れた耐食性を示していることが分かる。なお、本発明例とは、本発明の鋼板の規定を満足する例である。
具体的には、本発明例では、比較例である試験Ｎｏ．２８に対する相対値が、腐食速度およびピット深さのいずれにおいても、３３以下まで低減しており、優れた耐食性を示していることが分かる。
これらに対して、比較例（試験Ｎｏ．１０、１４、２２、２７、２８および３４）では、耐食性が劣る結果となった。
具体的には、試験Ｎｏ．１０では、加速冷却後の復熱温度が本発明範囲の上限を超えたため、鋼板表層部の残留応力が引張となり、繰返し負荷作用時の耐食性が劣る結果となった。
試験Ｎｏ．１４では、加速冷却停止温度が本発明範囲の上限を超え、試験Ｎｏ．２２では、冷却開始温度と停止温度の差が本発明範囲の下限に満たさなかったため、鋼板表層部の残留応力が引張となり、繰返し負荷作用時の耐食性が劣る結果となった。
また、試験Ｎｏ．２７では、製造条件は本発明範囲内であり、鋼板表層部の残留応力は圧縮であるものの、ＭｏおよびＷのいずれも含有していないため、固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量が本発明範囲を満足せず、耐食性が大きく劣る結果となった。
試験Ｎｏ．２８では、ＭｏおよびＷのいずれも含有されておらず、かつ加速冷却停止温度、冷却開始温度と停止温度の差が本発明範囲の満たさず、鋼板表層部の残留応力が引張であるため、耐食性が本発明例に比べて著しく劣る結果となった。
試験Ｎｏ．３４では、レベラー工程での加工度が本発明範囲の上限を超えたため、鋼板表層部の残留応力が引張となり、繰返し負荷作用時の耐食性が劣る結果となった。
本発明によれば、鋼板表面に圧縮残留応力を導入することにより、繰返し負荷の影響を考慮した評価試験にて腐食速度およびピット深さが、従来鋼の１／３以下となる、鋼板の提供が可能になる。したがって、本発明に係る鋼板は、ダブルハル型原油タンカーの原油油槽底板の近傍の腐食環境において、ピットなどの局部腐食が抑制される原油油槽底板用耐食鋼として好適に用いることができる。

Claims (9)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０５０～０．２００％、
    Ｓｉ：０．１０～１．００％、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ｐ ：０．０３０％以下、
    Ｓ ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
    Ｎ ：０．００１０～０．００６０％、
    Ｏ ：０．０００５～０．００６０％、
    Ｔｉ：０．００３～０．０２０％、
    Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
    Ｃａ：０～０．００８０％、
    Ｍｇ：０～０．００８０％、
    ＲＥＭ：０～０．００８０％、
    Ｍｏ：０～０．２００％、
    Ｗ ：０～０．５００％、
    Ｎｂ：０～０．０３０％、
    Ｖ ：０～０．０５０％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｒ：０～０．１０％、
    Ｂ ：０～０．００３０％、
    Ｓｂ：０～０．３０％、
    Ｓｎ：０～０．３０％、
    Ｐｂ：０～０．３０％、
    Ａｓ：０～０．３０％、
    Ｂｉ：０～０．３０％、
    Ｔａ：０～０．５０％、
    Ｚｒ：０～０．５０％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    下記（ｉ）式を満足し、
    前記鋼板の表面と、前記鋼板の表面から１．０ｍｍの位置との間の領域である鋼板表層部における固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量が、質量％で、０．００５％以上であり、
    前記鋼板の表面から深さ方向へ０．５ｍｍの位置と１．０ｍｍの位置とにおいて圧延方向および圧延直交方向の残留応力が０ＭＰａ未満である、
    鋼板。
    ０．０１０≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．７００ ・・・（ｉ）
    但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない場合はゼロとする。
  2. 鋼板の圧延方向断面において、前記鋼板の厚さをｔとした時に、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置におけるフェライトの平均結晶粒径が６０μｍ以下である、
    請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００５％以下、
    であり、
    下記（ii）式および（iii）式を満足し、
    鋼板の圧延方向断面において、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
    ベイナイト：５～３０％、
    ベイナイトおよびパーライトの合計面積率：５０％以下、
    残部：フェライトである、
    請求項１または請求項２に記載の鋼板。
    ０．０００５≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．００８０ ・・・（ii）
    ０．５≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０ ・・・（iii）
    但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない場合はゼロとする。
  4. 下記（iv）式で求められるフェライト変態開始温度Ａｒ３が７６０～８２０℃である、
    請求項３に記載の鋼板。
    Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iv）
    但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない場合はゼロとする。
  5. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、
    請求項１から請求項４までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を加熱炉で加熱する加熱工程と、
    加熱後の鋼片にデスケーリングを施すデスケーリング工程と、
    デスケーリング後の鋼片に対して、仕上圧延を含む熱間圧延を施して鋼板とする熱間圧延工程と、
    熱間圧延後の前記鋼板を冷却する冷却工程と、を備え、
    前記加熱工程において、前記鋼片に対して、Ｏ２濃度が１．０体積％以上の雰囲気で、１０００～１３００℃の加熱温度で、保持時間が６０分間以上となるよう保持し、前記鋼片を前記加熱炉から取り出す際の前記鋼片の表面温度を１３００℃以下とし、
    前記冷却工程は、水冷工程および空冷工程を含み、
    前記水冷工程において、前記鋼板の表面温度が２００～６５０℃の温度まで、４℃／ｓ超、５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で、かつ開始温度と停止温度との差が１５０～６００℃となる条件で水冷を行い、
    前記空冷工程において、水冷後の復熱温度を７００℃以下とし、１００℃以下まで空冷を行う、
    鋼板の製造方法。
  6. 前記加熱工程において、前記保持時間を１２０分間以下とする、
    請求項５に記載の鋼板の製造方法。
  7. 前記熱間圧延工程において、前記鋼片の表面温度が（Ａｒ３－３０）℃～９００℃の温度範囲内における累積圧下率が５０～７５％となる条件で前記仕上圧延を行う、
    請求項５または請求項６に記載の鋼板の製造方法。
    但し、Ａｒ３は下記（iv）式で求められる。なお、下記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
    Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（iv）
  8. 前記冷却工程後に、前記鋼板を６５０℃以下の温度に再加熱する焼戻し工程を、さらに備える、
    請求項５から請求項７までのいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  9. 前記冷却工程後に、下記（ｖ）式で定義される、前記鋼板に付与される加工度Ｋが４．０以下となる条件で、レベラーにより前記鋼板の曲がりを矯正するレベラー工程を、さらに備える、
    請求項５から請求項８までのいずれかに記載の鋼板の製造方法。
    Ｋ＝Ｅｔ／（２ρ×（１．１５×ＹＳ）） ・・・（ｖ）
    但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    Ｅ：縦弾性係数（ＭＰａ）
    ｔ：板厚（ｍｍ）
    ρ：鋼板の曲率半径（ｍｍ）
    ＹＳ：降伏応力（ＭＰａ）
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