JP7201068B2 - Steel plate and its manufacturing method - Google Patents

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Description

本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same.

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を参照。）。 For steel oil tanks that transport or store crude oil, such as crude oil tankers or above-ground or underground crude oil tanks (hereinafter collectively referred to as "crude oil tanks"), welded structures with excellent strength and weldability steel is used. In addition, steel used for crude oil tanks is required to have excellent corrosion resistance against corrosive gas components, salt content, and the like contained in crude oil (see, for example, Patent Document 1).

特許文献１には、鋼製油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐全面腐食性及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。 In Patent Document 1, it shows excellent general corrosion resistance and local corrosion resistance against crude oil corrosion that occurs in steel oil tanks, and furthermore, for welding structures that can suppress the formation of corrosion products (sludge) containing solid S discloses a crude oil tank steel, a method of making a crude oil tank steel, a crude oil tank, and a method of corrosion protection for a crude oil tank.

特開２００４－２０４３４４号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-204344

特許文献１に記載の原油油槽用鋼は、固溶状態のＭｏおよびＷを所定量以上含有するため、優れた耐食性を有している。しかしながら、特許文献１では、熱間圧延前の鋼片を加熱する際に、鋼片を１２００～１３５０℃の加熱温度とし、その状態を２～１００時間保持し続ける、拡散熱処理を行うことで、ＭｏおよびＷの固溶量を確保している。このため、加熱のための燃料ガスを多く使用することになり、加熱する時間が長くなるため、製造コストの増加と生産性を阻害する問題が生じてしまい、改善の余地が残されている。加えて、高温での長時間加熱により結晶粒が粗大化し、強度－延性バランスが劣化する問題がある。 The steel for crude oil tanks described in Patent Document 1 contains a predetermined amount or more of Mo and W in a solid solution state, and thus has excellent corrosion resistance. However, in Patent Document 1, when heating the steel slab before hot rolling, the steel slab is heated to a heating temperature of 1200 to 1350 ° C., and the state is maintained for 2 to 100 hours. The solid solution amount of Mo and W is ensured. For this reason, a large amount of fuel gas is used for heating, and the heating time is lengthened, which causes problems such as an increase in manufacturing cost and an impediment to productivity, leaving room for improvement. In addition, there is a problem that crystal grains are coarsened by heating at high temperature for a long time, and the balance between strength and ductility is deteriorated.

本発明は、上記の課題を解決し、原油中に含まれる腐食性ガス成分、塩分等に対する耐食性に優れ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。 An object of the present invention is to solve the above problems and to provide a steel sheet having excellent corrosion resistance to corrosive gas components, salt content, etc. contained in crude oil, and a method for producing the same.

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。 The present inventors have made detailed studies on the above problems, and as a result, have obtained the following findings.

鋼中に固溶状態のＭｏおよびＷを確保することで、原油油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐食性を発揮する。一方、ＭｏおよびＷの固溶量を確保するためには、拡散熱処理を実施する必要があり、これが結晶粒の粗大化を招く要因となっていた。 By ensuring Mo and W in a solid solution state in the steel, it exhibits excellent corrosion resistance against crude oil corrosion that occurs in crude oil tanks. On the other hand, in order to secure the solid solution amount of Mo and W, it is necessary to carry out diffusion heat treatment, which causes coarsening of crystal grains.

そこで、本発明者らは拡散熱処理を行わずに、耐食性を向上させる方法について検討を行った。その結果、加熱時の酸素濃度を高くし、鋼表面に比較的厚いスケールを形成することで、スケールの直下の鋼板表層部にＭｏおよびＷを濃化させることが可能になり、鋼板表層部に固溶状態のＭｏおよびＷを確保できて、それにより耐食性を大幅に向上できることを見出した。 Therefore, the present inventors investigated a method for improving corrosion resistance without performing diffusion heat treatment. As a result, by increasing the oxygen concentration during heating and forming a relatively thick scale on the steel surface, it becomes possible to concentrate Mo and W in the steel plate surface layer just below the scale. It has been found that Mo and W in a solid solution state can be ensured, thereby significantly improving corrosion resistance.

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。 The present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is the following steel sheet and method for producing the same.

（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５０～０．２００％、
Ｓｉ：０．１００～１．０００％、
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：０～０．２０％、
Ｗ ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｖ ：０～０．０５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
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、
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、
鋼板。
０．０１≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．７０ ・・・（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。(1) chemical composition, in mass %,
C: 0.050 to 0.200%,
Si: 0.100 to 1.000%,
Mn: 0.50-2.00%,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.002 to 0.050%,
N: 0.0010 to 0.0060%,
O: 0.0005 to 0.0060%,
Ti: 0.003 to 0.020%,
Cu: 0.01 to 1.50%,
Ca: 0 to 0.0080%,
Mg: 0-0.0080%,
REM: 0 to 0.0080%,
Mo: 0-0.20%,
W: 0 to 0.50%,
Nb: 0 to 0.030%,
V: 0 to 0.050%,
Ni: 0 to 1.00%,
Cr: 0 to 0.50%,
B: 0 to 0.0030%,
Sb: 0 to 0.30%,
Sn: 0 to 0.30%,
Pb: 0 to 0.30%,
As: 0 to 0.30%,
Bi: 0 to 0.30%,
Ta: 0 to 0.50%,
Zr: 0 to 0.50%,
balance: Fe and impurities,
satisfying the following formula (i),
The total content of solid solution Mo and solid solution W in the surface layer of the steel sheet is 0.005% or more by mass,
In the cross section of the steel sheet in the rolling direction, when the thickness of the steel sheet is t, the average grain size of ferrite at a position 1/4 t from the surface of the steel sheet is 60 μm or less.
steel plate.
0.01≦Mo+W≦0.70 (i)
However, the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element, and is zero when not included.

（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｓｉ：０．２００～１．０００％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
であり、
下記（ii）式および（iii）式を満足し、
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℃であり、
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、
パーライト：５～２０％、
ベイナイト：１０％以下、
残部：フェライトであり、
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アスペクト比が１．０～１．５であり、
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５～２０μｍである、
上記（１）に記載の鋼板。
０．０００５≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．００８０ ・・・（ii）
０．５≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０ ・・・（iii）
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。(2) the chemical composition, in mass %,
Si: 0.200 to 1.000%,
P: 0.015% or less,
S: 0.003% or less,
and
satisfies the following formulas (ii) and (iii),
The ferrite transformation start temperature Ar 3 obtained by the following formula (iv) is 760 to 820 ° C.,
The metal structure at a position 1/4 t from the surface of the steel plate is area%,
Perlite: 5-20%,
Bainite: 10% or less,
Remainder: ferrite,
The average aspect ratio of ferrite at a position 1/4t from the surface of the steel plate is 1.0 to 1.5,
The average grain size of ferrite at a position 1/4 t from the surface of the steel plate is 5 to 20 μm,
The steel plate according to (1) above.
0.0005≦Ca+Mg+REM≦0.0080 (ii)
0.5≦Ti/N≦4.0 (iii)
Ar 3 =910−310×C+65×Si−80×Mn−20×Cu−55×Ni−15×Cr−80×Mo (iv)
However, the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element, and is zero when not included.

（３）前記鋼板の表面から１／４ｔの位置におけるフェライト中の平均転位密度が７．０×１０１２／ｍ２以下であり、
１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、前記鋼板の表面と、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置との間の領域におけるビッカース硬さの平均値が、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置と、前記鋼板の表面から３／４ｔの位置との間の領域におけるビッカース硬さの平均値の８０～１０５％である、
上記（２）に記載の鋼板。(3) an average dislocation density in ferrite at a position 1/4t from the surface of the steel sheet is 7.0 × 10 12 /m 2 or less;
In a Vickers hardness test with a pitch of 1 mm, the average value of the Vickers hardness in the area between the surface of the steel plate and the position 1/4t from the surface of the steel plate is 1/4t from the surface of the steel plate and 80 to 105% of the average Vickers hardness in the region between the position of 3/4t from the surface of the steel plate,
The steel plate according to (2) above.

（４）前記鋼板の表面から２／５ｔの位置と、前記鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域において存在する、長さ５μｍ以上の介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、
上記（１）から（３）までのいずれか１項に記載の鋼板。(4) The number density of inclusions having a length of 5 μm or more, which exists in a region between a position 2/5t from the surface of the steel plate and a position 3/5t from the surface of the steel plate, is 10/mm 2 . is the following
The steel sheet according to any one of (1) to (3) above.

（５）前記鋼板の表面から２／５ｔの位置と、前記鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域における、Ｐの最大濃度が、質量％で、０．０２～０．２０％である、
上記（１）から（４）までのいずれか１項に記載の鋼板。(5) The maximum concentration of P in the region between the position of 2/5t from the surface of the steel plate and the position of 3/5t from the surface of the steel plate is 0.02 to 0.20% by mass%. is
The steel sheet according to any one of (1) to (4) above.

（６）溶鋼を製造する精錬工程と、
前記溶鋼を連続鋳造して、上記（１）に記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程と、
得られた前記鋼片を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室温まで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、９５０℃以上１２００℃未満の加熱温度で３０～１２０分間保持し、加熱抽出温度を９５０℃以上１２００℃未満とする、
鋼板の製造方法。(6) a refining process for producing molten steel;
A continuous casting step of continuously casting the molten steel to produce a steel slab having the chemical composition described in (1) above;
a heating step of heating the obtained steel piece;
a descaling step of descaling the steel slab after heating;
A hot-rolling step of hot-rolling the steel slab after descaling to obtain a steel plate;
A cooling step of cooling the steel plate after hot rolling to room temperature,
In the heating step, the steel billet is held at a heating temperature of 950 ° C. or higher and lower than 1200 ° C. for 30 to 120 minutes in an atmosphere with an O 2 concentration of 1.0% by volume or more, and the heat extraction temperature is set to 950 ° C. or higher. less than 1200°C,
A method of manufacturing a steel plate.

（７）溶鋼を製造する精錬工程と、
前記溶鋼を連続鋳造して、上記（２）に記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程と、
得られた前記鋼片を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室温まで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、９５０～１１００℃の加熱温度で３０～６０分間保持し、加熱抽出温度を９５０～１１００℃とし、
前記熱間圧延工程において、前記鋼片の表面温度がＡｒ３－３０℃～Ｔｒｅｘ℃の温度範囲内で、累積圧下率が５０～７５％となる条件で前記仕上圧延を行う、
鋼板の製造方法。
但し、Ａｒ３は下記（iv）式で求められ、Ｔｒｅｘは結晶粒の成長が始まる再結晶開始温度を意味し、下記（ｖ）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）
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（ｖ）
但し、下記（vi）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
とする。
ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） ・・・（vi）
なお、上記式中のＴは鋼片の加熱抽出温度（℃）を表す。(7) a refining process for producing molten steel;
A continuous casting step of continuously casting the molten steel to produce a steel slab having the chemical composition described in (2) above;
a heating step of heating the obtained steel piece;
a descaling step of descaling the steel slab after heating;
A hot rolling step of subjecting the billet after descaling to hot rolling including finish rolling to obtain a steel plate;
A cooling step of cooling the steel plate after hot rolling to room temperature,
In the heating step, the steel billet is held at a heating temperature of 950 to 1100°C for 30 to 60 minutes in an atmosphere having an O 2 concentration of 1.0% by volume or more, and the heat extraction temperature is set to 950 to 1100°C. ,
In the hot rolling step, the surface temperature of the steel billet is within the temperature range of Ar 3 −30 ° C. to Trex ° C., and the finish rolling is performed under the condition that the cumulative reduction ratio is 50 to 75%.
A method of manufacturing a steel plate.
However, Ar 3 is determined by the following formula (iv), and Trex means the recrystallization start temperature at which crystal grain growth starts, and is determined by the following formula (v). In addition, the symbol of an element in the following formula represents the content (% by mass) of each element.
Ar 3 =910−310×C+65×Si−80×Mn−20×Cu−55×Ni−15×Cr−80×Mo (iv)
T rex =−91900 [Nb*] 2 +9400 [Nb*]+770 (v)
However, the solid-solution Nb amount (mass%) obtained by the following formula (vi) is calculated as sol. When Nb is
Nb≧sol. Nb, [Nb*]=sol. Nb
Nb<sol. For Nb, [Nb*]=Nb
and
sol. Nb=(10 (−6770/(T+273)+2.26) )/(C+12/14×N) (vi)
Note that T in the above formula represents the heat extraction temperature (°C) of the steel billet.

（８）前記冷却工程において、鋼板の表面温度がＡｒ３－１５０℃～Ａｒ３－５０℃の温度まで、１℃／秒超、２０℃／秒以下の平均冷却速度で水冷を行い、該水冷後、１℃／秒以下の平均冷却速度で空冷を行う、
上記（７）に記載の鋼板の製造方法。(8) In the cooling step, the surface temperature of the steel sheet is cooled to Ar 3 -150 ° C. to Ar 3 -50 ° C. at an average cooling rate of more than 1 ° C./sec and 20 ° C./sec or less, and the water cooling After that, air cooling is performed at an average cooling rate of 1 ° C./s or less,
A method for producing a steel sheet according to (7) above.

（９）前記精錬工程において、真空脱ガス装置により溶鋼の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下に調整し、次いで、ＡｌをＡｌの最終含有量が０．００２～０．０５０％となるように添加して、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整した後、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計の最終含有量が０．０００５～０．００８０％となるように添加する、
上記（６）から（８）までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。(9) In the refining process, the dissolved oxygen content of the molten steel is adjusted to 40 ppm or less by a vacuum degassing device, and then Al is added so that the final Al content is 0.002 to 0.050%. , After adjusting the dissolved oxygen content of the molten steel to 10 ppm or less, one or more selected from Ca, Mg and REM is added so that the total final content of Ca, Mg and REM is 0.0005 to 0.0080% add like,
The method for producing a steel sheet according to any one of (6) to (8) above.

（１０）前記連続鋳造工程において、鋳片の凝固末期である鋳片の中心固相率が０．２～０．７の範囲において、鋳造ロールの間隙を、鋳造進行方向１ｍにつき０．２ｍｍ～３．０ｍｍに狭めて圧下しながら鋳造する、
上記（６）から（９）までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。(10) In the continuous casting process, in the range of 0.2 to 0.7 in the center solid phase ratio of the slab, which is the final stage of solidification of the slab, the gap between the casting rolls is set to 0.2 mm to 0.2 mm per 1 m in the casting direction. Cast while narrowing to 3.0 mm and rolling down
The method for manufacturing a steel sheet according to any one of (6) to (9) above.

本発明によれば、原油中に含まれる腐食性ガス成分、塩分等に対する耐食性に優れる鋼板を得ることが可能になる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, it becomes possible to obtain the steel plate which is excellent in corrosion resistance with respect to the corrosive gas component contained in crude oil, salt content, etc.

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 Each requirement of the present invention will be described in detail below.

（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。(A) Chemical composition The reasons for limiting each element are as follows. In addition, "%" about content in the following description means "mass %."

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。C: 0.050-0.200%
C is an element effective in forming pearlite and increasing strength. On the other hand, if the C content is excessive, it becomes difficult to ensure weldability and joint toughness. Therefore, the C content should be 0.050 to 0.200%. The C content is preferably 0.070% or more or 0.100% or more, and preferably 0.180% or less or 0.160% or less.

Ｓｉ：０．１００～１．０００％
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、変態点を上昇させてα中の転位密度低減に寄与する。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０．１００～１．０００％とする。優れた延性を得たい場合には、Ｓｉ含有量は０．２００％以上であるのが好ましく、０．３００％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．８００％以下であるのが好ましく、０．５００％以下であるのが好ましい。Si: 0.100-1.000%
Si is an inexpensive deoxidizing element, is effective for solid solution strengthening, raises the transformation point, and contributes to reducing the dislocation density in α. On the other hand, an excessive Si content deteriorates weldability and joint toughness. Therefore, the Si content should be 0.100 to 1.000%. In order to obtain excellent ductility, the Si content is preferably 0.200% or more, more preferably 0.300% or more. Also, the Si content is preferably 0.800% or less, more preferably 0.500% or less.

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い。Mn: 0.50-2.00%
Mn is effective as an element that improves the strength and toughness of the base material. On the other hand, an excessive Mn content degrades weldability and joint toughness. Therefore, the Mn content should be 0.50 to 2.00%. The Mn content is preferably 0.80% or more, more preferably 0.90% or more. Also, the Mn content is preferably 1.60% or less, more preferably 1.50% or less.

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含まれる元素であり、耐食性を確保するためには、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。P: 0.030% or less P is an element contained in steel as an impurity, and is made 0.030% or less in order to ensure corrosion resistance. In order to ensure ductility and toughness, the P content is preferably as small as possible, preferably 0.015% or less.

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含まれる元素であり、耐食性を確保するためには、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０．００３％以下であるのが好ましい。S: 0.010% or less S is an element contained in steel as an impurity, and is made 0.010% or less in order to ensure corrosion resistance. In order to ensure ductility and toughness, the S content is preferably as low as possible, and the S content is preferably 0.003% or less.

Ａｌ：０．００２～０．０５０％
Ａｌは、重要な脱酸元素である。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。Al: 0.002-0.050%
Al is an important deoxidizing element. On the other hand, if the Al content is excessive, it impairs the surface quality of the steel billet and forms inclusions harmful to toughness. Therefore, the Al content is set to 0.002 to 0.050%. The Al content is preferably 0.010% or more and preferably 0.040% or less.

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。N: 0.0010 to 0.0060%
N forms nitrides together with Al to improve joint toughness. On the other hand, when the N content is excessive, embrittlement and deterioration of elongation properties occur due to solute N. Therefore, the N content should be 0.0010 to 0.0060%. The N content is preferably 0.0020% or more, preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0040% or less.

Ｏ：０．０００５～０．００６０％
Ｏは、後述するＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ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。O: 0.0005 to 0.0060%
O forms an oxide together with Ca, Mg, and REM, which will be described later. If the O content is excessive, the oxide coarsens and the ductility and toughness decrease. On the other hand, the smaller the O content is, the better it is, but in order to reduce it excessively, for example, the reflux operation in the RH vacuum degassing device will take a long time, which is not realistic. Therefore, the O content should be 0.0005 to 0.0060%.

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。Ti: 0.003-0.020%
A small amount of Ti contributes to the improvement of toughness through microstructural refinement of the base metal and weld zone. On the other hand, if the Ti content is excessive, the weld zone is hardened and the toughness is significantly deteriorated. Therefore, the Ti content should be 0.003 to 0.020%. The Ti content is preferably 0.006% or more and preferably 0.013% or less.

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。In addition, by setting the ratio of the Ti content to the N content to 0.5 or more, it is possible not only to reduce the solid solution N and improve the elongation characteristics, but also to prevent the occurrence of surface defects on the slab. Become. Furthermore, by setting the ratio of the Ti content to the N content to 4.0 or less, the formation of TiC can be suppressed and the elongation properties can be improved. Therefore, in order to obtain excellent ductility, the Ti content preferably satisfies the following formula (iii) in relation to the N content.
0.5≦Ti/N≦4.0 (iii)
However, the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element.

Ｃｕ：０．０１～１．５０％
Ｃｕは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、０．５０％以下であるのが好ましく、０．２０％未満であるのがより好ましい。Cu: 0.01-1.50%
Cu is an element effective in improving not only general corrosion resistance but also local corrosion resistance. Furthermore, it is also effective in suppressing the generation of solid S. On the other hand, if the Cu content is excessive, adverse effects such as promotion of surface cracking of steel billets and deterioration of joint toughness become apparent. Therefore, the Cu content is set to 0.01 to 1.50%. The Cu content is preferably 0.03% or more, preferably 0.50% or less, and more preferably less than 0.20%.

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、いずれの含有量が０．００８０％を超えても効果は飽和し、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。Ca: 0-0.0080%
Mg: 0-0.0080%
REM: 0-0.0080%
Ca, Mg, and REM all form sulfides to suppress the formation of coarse inclusions (stretched MnS, etc.), so they may be contained as necessary. On the other hand, if any content exceeds 0.0080%, the effect is saturated and coarse oxides or sulfides are formed to deteriorate toughness and elongation. Therefore, the contents of Ca, Mg and REM are all set to 0.0080% or less.

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防止する観点からは、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。 To obtain excellent ductility, the total content of these elements is preferably 0.0005% or more. From the viewpoint of preventing deterioration of toughness and elongation properties due to coarse oxides or sulfides, the total content of these elements is preferably 0.0080% or less.

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。That is, it is preferable to satisfy the following formula (ii). The total content is more preferably 0.0010% or more, even more preferably 0.0015% or more. Further, the total content is more preferably 0.0060% or less, even more preferably 0.0040% or less.
0.0005≦Ca+Mg+REM≦0.0080 (ii)
However, the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element, and is zero when not included.

ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。 Here, in the present invention, REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoids, and the REM content means the total content of these elements. Incidentally, lanthanoids are industrially added in the form of misch metals.

Ｍｏ：０～０．２０％
Ｗ ：０～０．５０％
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０．０１％以上とする必要がある。一方、Ｍｏは０．２０％、Ｗは０．５０％を超えて含有させると耐局部腐食性が逆に低下し、かつ溶接性や靭性を劣化させる。そのため、Ｍｏ含有量は０．２０％以下、Ｗ含有量は０．５０％以下とし、合計含有量を０．７０％以下とする。すなわち、下記（ｉ）式を満足する必要がある。
０．０１≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．７０ ・・・（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。Mo: 0-0.20%
W: 0-0.50%
Mo and W are elements effective in improving local corrosion resistance. Therefore, at least one of Mo and W should be contained and the total content should be 0.01% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.20% and the W content exceeds 0.50%, the local corrosion resistance decreases, and weldability and toughness deteriorate. Therefore, the Mo content is 0.20% or less, the W content is 0.50% or less, and the total content is 0.70% or less. That is, it is necessary to satisfy the following formula (i).
0.01≦Mo+W≦0.70 (i)
However, the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element, and is zero when not included.

Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｏ含有量は０．０８％以下であるのが好ましく、０．０７％以下であるのがより好ましい。一方、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％未満であるのが好ましい。 The Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more. Also, the Mo content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.07% or less. On the other hand, the W content is preferably 0.01% or more and preferably less than 0.05%.

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。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。上記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。Nb: 0-0.030%
Nb, when added in a small amount, contributes to refinement of the structure and is an element effective in ensuring the strength of the base material, so it may be contained as necessary. On the other hand, if the Nb content is excessive, the weld zone is hardened and the toughness is significantly deteriorated. Therefore, the Nb content is set to 0.030% or less. To obtain the above effects, the Nb content is preferably 0.003% or more.

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。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。上記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。V: 0-0.050%
V contributes to increase in strength by precipitation strengthening, so it may be contained as necessary. On the other hand, excessive V content may impair joint toughness. Therefore, the V content is set to 0.050% or less. To obtain the above effects, the V content is preferably 0.010% or more.

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。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。上記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。Ni: 0-1.00%
Ni is effective for securing strength and improving toughness, and thus may be contained as necessary. On the other hand, an excessive Ni content increases the cost. Therefore, the Ni content is set to 1.00% or less. In order to obtain the above effects, the Ni content is preferably 0.05% or more.

Ｃｒ：０～０．５０％
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。一方、Ｃｒ含有量が過剰であると、継手の硬さが上昇して靭性が低下することがある。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。Cr: 0-0.50%
Cr improves hardenability and is effective in increasing strength, so it may be contained as necessary. On the other hand, if the Cr content is excessive, the hardness of the joint may increase and the toughness may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. To obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.05% or more.

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。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。上記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。B: 0 to 0.0030%
B, when added in a small amount, enhances the hardenability and contributes to the improvement of the strength of the base material. On the other hand, an excessive B content degrades elongation and joint toughness. Therefore, the B content is set to 0.0030% or less. To obtain the above effects, the B content is preferably 0.0003% or more.

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。一方、いずれの含有量が０．３０％を超えても効果は飽和し、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。上記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。Sb: 0-0.30%
Sn: 0-0.30%
Pb: 0-0.30%
As: 0-0.30%
Bi: 0-0.30%
Sb, Sn, Pb, As and Bi have the effect of further suppressing the progress of localized corrosion, so they may be contained as necessary. On the other hand, if any content exceeds 0.30%, the effect is saturated, and there is concern that other properties may be adversely affected. Therefore, in consideration of economy, the contents of Sb, Sn, Pb, As and Bi are all set to 0.30% or less. Also, the content of any element is preferably 0.15% or less. If you want to obtain the above effect, from Sb: 0.01% or more, Sn: 0.01% or more, Pb: 0.01% or more, As: 0.01% or more and Bi: 0.01% or more It is preferable to contain one or more selected types.

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。一方、いずれの含有量が０．５０％を超えても、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。上記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。Ta: 0-0.50%
Zr: 0-0.50%
Ta and Zr are elements effective in increasing the strength of steel in small amounts, and may be contained as needed mainly for strength adjustment. On the other hand, even if any content exceeds 0.50%, toughness deterioration becomes remarkable. Therefore, the contents of both Ta and Zr are set to 0.50% or less. To obtain the above effect, it is preferable to contain one or two selected from Ta: 0.005% or more and Zr: 0.005% or more.

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。 In the chemical composition of the steel sheet of the present invention, the balance is Fe and impurities.

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。 Here, the term "impurities" refers to components mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, etc., and in the manufacturing process when steel sheets are manufactured industrially. means something

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。Total content of solid solution Mo and solid solution W in the steel plate surface layer: 0.005% or more In the steel plate according to the present invention, as described above, Mo and W are concentrated in the steel plate surface layer in order to improve corrosion resistance. , thereby securing the amounts of Mo and W to be solid-dissolved to a predetermined value or more. Specifically, the total content of solid solution Mo and solid solution W in the surface layer of the steel sheet is set to 0.005% or more by mass %. The total content of solid solution Mo and solid solution W in the surface layer of the steel sheet is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more.

なお、本発明において、鋼板表層部とは、鋼板の表面から深さ方向に１ｍｍ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１ｍｍ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。 In the present invention, the steel plate surface portion refers to a region from the surface of the steel plate to a position of 1 mm in the depth direction. The total content (% by mass) of solid solution Mo and solid solution W is measured by the following procedure. First, two test pieces with a thickness of 1 mm are cut out from the surface of the steel plate. Then, for one of the test pieces, the contents of W and Mo in the test piece are measured by using a known chemical analysis method (for example, ICP emission spectrometry).

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。On the other hand, about 0.4 g of electrolysis is performed with 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride/methanol at a current density of 20 mA/cm 2 . The solution used for the electrolysis was filtered through a filter with a pore size of 0.2 μm, and the extraction residue collected on the filter was analyzed by a known chemical analysis method (e.g., ICP emission spectrometry). The W and Mo contents are measured.

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。 W and Mo in the test piece are considered to be W precipitates, Mo precipitates, solid solution W and solid solution Mo, and W and Mo in the extraction residue are considered to be W precipitates and Mo precipitates. Then, the content of solid solution W and solid solution Mo is determined by determining the difference in the content of W and Mo in the extraction residue from the content of W and Mo in the test piece.

板厚中心部のＰの最大濃度：０．０２～０．２０％
Ｐは、連続鋳造時に中心偏析して板厚中心部に脆化域を形成し、割れを生じさせて局部伸びを劣化させるおそれがある。そのため、優れた延性を得たい場合には、板厚中心部におけるＰの最大濃度は低い方が好ましく、具体的には、鋼板の表面から２／５ｔの位置と、鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域における、Ｐの最大濃度を０．２０％以下とすることが好ましい。また、Ｐの最大濃度を０．０２％未満とすることは現実的に困難であるので、０．０２％を下限とする。Maximum concentration of P at the center of plate thickness: 0.02 to 0.20%
P segregates at the center during continuous casting, forming an embrittlement zone at the center of the plate thickness, causing cracks, and possibly deteriorating the local elongation. Therefore, when it is desired to obtain excellent ductility, it is preferable that the maximum concentration of P at the center of the plate thickness is low. It is preferable that the maximum concentration of P in the region between the positions of is 0.20% or less. Also, since it is practically difficult to make the maximum concentration of P less than 0.02%, the lower limit is set at 0.02%.

なお、Ｐの最大濃度は、鋼板の表面から２／５ｔの位置と、鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域について、電子線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ：ＥＰＭＡ）により、加速電圧：１５ｋＶ、ビーム径：２０μｍ、照射時間：２０ｍｓ、測定ピッチ：２０μｍで測定したときのＰの濃度の最大値である。 Note that the maximum concentration of P is determined by an electron probe microanalyser (EPMA) for a region between the position of 2/5t from the surface of the steel plate and the position of 3/5t from the surface of the steel plate. : 15 kV, beam diameter: 20 μm, irradiation time: 20 ms, measurement pitch: 20 μm.

（Ｂ）鋼板の金属組織
本発明の鋼板の金属組織において、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を６０μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径は５０μｍ以下であることが好ましい。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、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗで、かつ、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。(B) Metallographic structure of steel sheet In the metallographic structure of the steel sheet of the present invention, the average grain size of ferrite is set to 60 μm or less from the viewpoint of ensuring predetermined elongation characteristics. The average grain size of ferrite is preferably 50 μm or less. In the present invention, the metal structure is 1/4 W from the end face of the steel plate and 1 from the surface of the steel plate, where W and t are the width and thickness of the steel plate in the rolling direction cross section of the steel plate The tissue at the position of /4t shall be referred to.

また、上記「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１１％以上、鋼板板厚が５ｍｍ超１０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１２％以上、鋼板板厚が１０ｍｍ超１５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１３％以上、鋼板板厚が１５ｍｍ超２０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１４％以上、鋼板板厚が２０ｍｍ超２５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１５％以上、鋼板板厚が２５ｍｍ超３０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１６％以上、鋼板板厚が３０ｍｍ超４０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１７％以上、鋼板板厚が４０ｍｍ超５０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が１８％以上の特性である。 In addition, the above-mentioned "predetermined elongation characteristics" means that the total elongation (t-EL) is 11% or more when the steel plate thickness is more than 4.5 mm and 5 mm or less, and the total elongation (t-EL ) is 12% or more, the total elongation (t-EL) is 13% or more when the steel plate thickness is more than 10 mm and 15 mm or less, and the total elongation (t-EL) is 14% or more when the steel plate thickness is more than 15 mm and 20 mm or less. The total elongation (t-EL) is 15% or more when the thickness is more than 20 mm and 25 mm or less, the total elongation (t-EL) is 16% or more when the steel plate thickness is more than 25 mm and 30 mm or less, The characteristic is that the elongation (t-EL) is 17% or more, and the total elongation (t-EL) is 18% or more when the steel plate thickness is more than 40 mm and 50 mm or less.

その他の金属組織については、特に限定はないが、より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。以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。 Other metal structures are not particularly limited, but if it is desired to obtain more excellent ductility, it is preferable to have the following metal structures. "%" in the following description means "area %".

パーライト：５～２０％
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、パーライトの面積率は５～２０％であることが好ましい。パーライトの面積率は１０～１５％であるのがより好ましい。Perlite: 5-20%
Yield stress and tensile strength, which are strength properties, and elongation properties are contradictory properties, and it is generally considered difficult to improve both at the same time. In order to ensure strength properties while ensuring elongation properties, the area ratio of pearlite is preferably 5 to 20%. More preferably, the area ratio of pearlite is 10 to 15%.

ベイナイト：１０％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、所定量のパーライトを含むことが好ましい。しかしながら、１０％以下のベイナイトが含まれていても上述した効果を阻害しない。そのため、ベイナイトの面積率は１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。ベイナイトは含まれていなくてもよく、すなわち、ベイナイトの面積率は０％であってもよい。Bainite: 10% or less In the present invention, it is preferable that the metal structure is mainly composed of ferrite and contains a predetermined amount of pearlite. However, even if the bainite content is 10% or less, the above effects are not impaired. Therefore, the area ratio of bainite is preferably 10% or less, more preferably 5% or less. Bainite may not be contained, that is, the area ratio of bainite may be 0%.

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ＥＬ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。Remainder: Ferrite Ferrite is a structure with excellent ductility. The higher the area ratio of ferrite, the more the elongation characteristic EL can be improved. Therefore, structures other than pearlite and bainite are assumed to be ferrite.

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、まず鋼板の端面から１／４Ｗで、かつ、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。 Here, in the present invention, the area ratio of the metal structure is obtained as follows. As described above, first, a sample is taken from a position 1/4W from the end face of the steel plate and 1/4t from the surface of the steel plate. Then, a cross section in the rolling direction (so-called L-direction cross section) of the sample is observed.

具体的には、試料をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行う。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行い、白色に見えるものをフェライト、黒色に見えるものをパーライト、灰色に見えるものをベイナイトとして、それぞれの面積率を求める。 Specifically, the sample is etched with nital, and after etching, the sample is observed in a field of view of 300 μm×300 μm using an optical microscope. Then, image analysis is performed on the obtained structure photograph, and the area ratio of each of ferrite, black perlite, and gray bainite is determined.

また、優れた延性を得たい場合には、フェライトの平均アスペクト比および平均結晶粒径、ならびにフェライト中の平均転位密度についても、以下に示す範囲内とすることが好ましい。 In order to obtain excellent ductility, the average aspect ratio and average crystal grain size of ferrite, and the average dislocation density in ferrite are also preferably within the ranges shown below.

フェライトの平均アスペクト比：１．０～１．５
鋼板の表面から１／４ｔの位置におけるフェライトの平均アスペクト比は、低いほど好ましい。平均アスペクト比を１．５以下にすることで、転位密度を低下させ、伸びを向上させることができるようになる。そのため、平均アスペクト比は１．５以下であるのが好ましい。平均アスペクト比の下限は、フェライト粒が球状となる１．０である。Average aspect ratio of ferrite: 1.0 to 1.5
The lower the average aspect ratio of the ferrite at the position of 1/4t from the surface of the steel sheet, the better. By setting the average aspect ratio to 1.5 or less, it becomes possible to reduce the dislocation density and improve the elongation. Therefore, the average aspect ratio is preferably 1.5 or less. The lower limit of the average aspect ratio is 1.0 at which ferrite grains are spherical.

フェライトの平均結晶粒径：５～２０μｍ
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を２０μｍ以下とすることで、強度－延性バランスを向上させることができるようになる。そのため、平均結晶粒径は２０μｍ以下であるのが好ましい。また、フェライト粒は細粒であるほど好ましいが５μｍ未満は工業上実現が難しいため、下限を５μｍとした。Average grain size of ferrite: 5 to 20 μm
By setting the average grain size of ferrite at 1/4t from the surface of the steel sheet to 20 μm or less, the balance between strength and ductility can be improved. Therefore, the average crystal grain size is preferably 20 μm or less. In addition, the finer the ferrite grains, the better, but the lower limit is set to 5 μm because it is industrially difficult to achieve a grain size of less than 5 μm.

なお、フェライトの平均アスペクト比および平均結晶粒径は、前述した顕微鏡観察において測定する。具体的には、各フェライトを画像解析により楕円近似し、長軸長さを短軸長さで割ることによって、フェライトのアスペクト比を求める。同様に、各フェライトを画像解析により面積を求め、この面積に等しい円の直径を求めることで、フェライトの結晶粒径を求める。そして、視野内の全フェライトのアスペクト比および直径の平均値をそれぞれ算出することによって、平均アスペクト比および平均結晶粒径を求める。 The average aspect ratio and average crystal grain size of ferrite are measured by microscopic observation as described above. Specifically, each ferrite is approximated to an ellipse by image analysis, and the aspect ratio of the ferrite is obtained by dividing the major axis length by the minor axis length. Similarly, the area of each ferrite is determined by image analysis, and the diameter of a circle equal to this area is determined to determine the crystal grain size of the ferrite. Then, the average aspect ratio and average crystal grain size are determined by calculating the average aspect ratio and average diameter of all ferrite in the field of view.

フェライト中の平均転位密度：７．０×１０１２／ｍ２以下
鋼板の表面から１／４ｔの位置におけるフェライト中の平均転位密度を低下させることで、フェライトが軟化し、より優れた伸び特性が得られるようになる。そのため、フェライト中の平均転位密度は７．０×１０１２／ｍ２以下とすることが好ましい。転位密度は低ければ低いほどよいが、通常１．０×１０１２／ｍ２を下回ることはほとんどない。平均転位密度の好ましい上限は６．０×１０１２／ｍ２である。Average dislocation density in ferrite: 7.0 × 10 12 /m 2 or less By reducing the average dislocation density in ferrite at a position 1/4t from the surface of the steel sheet, the ferrite is softened and excellent elongation characteristics are obtained. will be obtained. Therefore, the average dislocation density in ferrite is preferably 7.0×10 12 /m 2 or less. The lower the dislocation density, the better, but usually it rarely falls below 1.0×10 12 /m 2 . A preferable upper limit of the average dislocation density is 6.0×10 12 /m 2 .

フェライト中の平均転位密度は、以下のように求める。まず、鋼板の表面から１／４ｔの位置から薄膜試料を採取し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率を４００００倍として明視野の観察撮影を行う。得られたＴＥＭ像から任意の直線と転位線との交切点の数を測定する。そして、以下の式（vii）により平均転位密度を算出する。
ρ＝２Ｎ／Ｌｄ ・・・（vii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ρ：平均転位密度（／ｍ２）
Ｌ：任意の直線の長さ（ｍ）
Ｎ：任意の直線と転位線との交切点の数
ｄ：薄膜試料の厚さ（ｍ）The average dislocation density in ferrite is obtained as follows. First, a thin film sample is taken from a position of 1/4t from the surface of the steel plate, and bright field observation and photographing is performed using a transmission electron microscope (TEM) at a magnification of 40000 times. The number of intersections of arbitrary straight lines and dislocation lines is measured from the obtained TEM image. Then, the average dislocation density is calculated by the following formula (vii).
ρ=2N/Ld (vii)
However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
ρ: average dislocation density (/m 2 )
L: length of arbitrary straight line (m)
N: Number of intersections between arbitrary straight lines and dislocation lines d: Thickness of thin film sample (m)

板厚中心部の粗大介在物の個数密度：１０個／ｍｍ２以下
長さ５μｍ以上の粗大な介在物（ＭｎＳ、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）等の硫化物または酸化物）は延性破壊（ボイド）の起点となり、局部伸びを劣化させることがある。そのため、優れた延性を得たい場合には、板厚中心部における粗大介在物の個数密度を低減することが好ましく、具体的には、鋼板の表面から２／５ｔの位置と、鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域において存在する、長さ５μｍ以上の介在物の個数密度を１０個／ｍｍ２以下とすることが好ましい。なお、介在物の測定は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による粒子解析によって行うものとする。Number density of coarse inclusions at center of plate thickness: 10 pieces/mm 2 or less Coarse inclusions (sulfides or oxides such as MnS, alumina (Al 2 O 3 ), etc.) with a length of 5 μm or more are ductile fractures (voids ) and may deteriorate the local elongation. Therefore, when it is desired to obtain excellent ductility, it is preferable to reduce the number density of coarse inclusions at the center of the plate thickness. It is preferable that the number density of inclusions having a length of 5 μm or more existing in the region between the 3/5t position and the position of 3/5t is 10/mm 2 or less. Inclusions are measured by particle analysis using a scanning electron microscope (SEM).

（Ｃ）鋼板の機械的特性
中央領域に対する表層領域のビッカース硬さの割合：８０～１０５％
厚鋼板の冷却時において、鋼板の表面付近は板厚中心付近に比べて相対的に冷却速度が速くなり、硬質化しやすい。一方、表層部近傍の硬さを低く抑えることで伸び特性を改善することが可能となる。ここで、以下の説明では、鋼板の表面付近である、鋼板の表面と、鋼板の表面から１／４ｔの位置との間の領域を表層領域と呼び、板厚中心付近である、鋼板の表面から１／４ｔの位置と、鋼板の表面から３／４ｔの位置との間の領域を中央領域と呼ぶ。(C) Mechanical properties of steel sheet Percentage of Vickers hardness of surface region to center region: 80 to 105%
When a thick steel plate is cooled, the cooling rate near the surface of the steel plate is relatively faster than near the center of the thickness of the steel plate, and the steel plate tends to be hardened. On the other hand, by keeping the hardness in the vicinity of the surface layer low, it is possible to improve the elongation characteristics. Here, in the following description, the area between the surface of the steel sheet and the position 1/4 t from the surface of the steel sheet, which is near the surface of the steel sheet, is called the surface layer area, and the surface of the steel sheet, which is near the center of the thickness. A region between a position of 1/4t from the surface of the steel plate and a position of 3/4t from the surface of the steel plate is called a central region.

板厚全体の伸び特性を考慮した場合、鋼板の表層領域の硬質化の影響はある程度は許容できるが、表層領域と中央領域との硬度差が大きくなると影響を無視できなくなってくる。そのため、優れた延性を得たい場合には、表層領域におけるビッカース硬さの平均値を、中央領域におけるビッカース硬さの平均値の８０～１０５％とすることが好ましい。なお、各領域におけるビッカース硬さの平均値は、１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で求めるものとする。また、試験力は１０ｋｇｆ（９８Ｎ）とする。 Considering the elongation characteristics of the entire plate thickness, the effect of hardening the surface layer region of the steel sheet can be tolerated to some extent, but when the difference in hardness between the surface layer region and the central region becomes large, the effect cannot be ignored. Therefore, in order to obtain excellent ductility, it is preferable that the average Vickers hardness in the surface region is 80 to 105% of the average Vickers hardness in the central region. The average value of Vickers hardness in each region is obtained by a Vickers hardness test at a pitch of 1 mm. Also, the test force shall be 10 kgf (98 N).

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、引張強度（ＴＳ）が４００～６２０ＭＰａであることが好ましい。 Other mechanical properties are not particularly limited, but the steel sheet according to the present invention preferably has the strength required for use as, for example, a crude oil tank. Specifically, it is preferable that the yield stress (YS) is 235 MPa or more and the tensile strength (TS) is 400 to 620 MPa.

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１９％以上、鋼板板厚が５ｍｍ超１０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２２％以上、鋼板板厚が１０ｍｍ超１５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２３％以上、鋼板板厚が１５ｍｍ超２０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２５％以上、鋼板板厚が２０ｍｍ超２５ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２６％以上、鋼板板厚が２５ｍｍ超３０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２７％以上、鋼板板厚が３０ｍｍ超４０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が２９％以上、鋼板板厚が４０ｍｍ超５０ｍｍ以下では全伸び（ｔ－ＥＬ）が３０％以上を有することが好ましい。 In addition, if you want to obtain excellent ductility, the total elongation (t-EL) is 19% or more when the steel plate thickness is more than 4.5 mm and 5 mm or less, and the total elongation (t-EL ) is 22% or more, the total elongation (t-EL) is 23% or more when the steel plate thickness is more than 10 mm and 15 mm or less, and the total elongation (t-EL) is 25% or more when the steel plate thickness is more than 15 mm and 20 mm or less. The total elongation (t-EL) is 26% or more when the thickness is more than 20 mm and 25 mm or less, the total elongation (t-EL) is 27% or more when the steel plate thickness is more than 25 mm and 30 mm or less, and the total elongation (t-EL) is 27% or more when the steel plate thickness is more than 30 mm and 40 mm or less. It is preferable that the elongation (t-EL) is 29% or more, and the total elongation (t-EL) is 30% or more when the steel plate thickness is more than 40 mm and 50 mm or less.

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、板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取した、１Ｂ号引張試験片を用いて測定した。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。 In addition, tensile strength (TS), yield stress (YS), and total elongation (t-EL) are taken in the direction perpendicular to the rolling direction from the center of the plate thickness based on JIS Z 2241: 2011, No. 1B tensile It was measured using a test piece. Specifically, the yield stress (YS) is the yield strength of the elongation set method at 0.2% elongation set, and the total elongation (t-EL) is the total elongation at break.

（Ｄ）鋼板の製造方法
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、後述する精錬工程、連続鋳造工程、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。(D) Steel sheet manufacturing method Although there is no particular limitation on the manufacturing conditions of the steel sheet according to the present invention, the refining process, continuous casting process, heating process, descaling process, hot rolling process, and cooling process described below may be performed in order. can be manufactured in Each step will be explained.

（ａ）精錬工程
精錬工程において溶鋼を製造する。精錬工程については公知の方法を採用すればよく、特に制限はない。しかしながら、鋼板の延性を向上させるためには、溶鋼を以下の手順により製造することが好ましい。(a) Refining process Molten steel is produced in the refining process. A known method may be adopted for the refining process, and there is no particular limitation. However, in order to improve the ductility of the steel sheet, it is preferable to produce molten steel according to the following procedure.

まず、鋳造前処理として、溶鋼から炭素を除く１次精錬を行った後、溶鋼の成分調整をするにあたり、真空脱ガス装置により溶鋼の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下に調整する。溶鋼の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下に調整するには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置の真空度が１～５ｔｏｒｒで、溶鋼を１～３分間還流して調整する。 First, as a pre-casting treatment, the molten steel is subjected to primary refining to remove carbon, and then the dissolved oxygen content of the molten steel is adjusted to 40 ppm or less by a vacuum degassing device in order to adjust the components of the molten steel. In order to adjust the dissolved oxygen content of molten steel to 40 ppm or less, for example, the degree of vacuum of the RH vacuum degassing device is set to 1 to 5 torr, and the molten steel is refluxed for 1 to 3 minutes.

次いで、ＡｌをＡｌの最終含有量が０．００２～０．０５０％となるように添加して、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整する。その後、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計の最終含有量が０．０００５～０．００８０％となるように添加する。 Next, Al is added so that the final Al content is 0.002 to 0.050%, and the dissolved oxygen content of the molten steel is adjusted to 10 ppm or less. Then, one or more selected from Ca, Mg and REM are added so that the total final content of Ca, Mg and REM is 0.0005-0.0080%.

これにより、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを優先的に硫化物化して、ＭｎＳの生成を抑制する。溶存酸素量が１０ｐｐｍ超であると、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加した場合に酸化物化してしまい、硫化物制御が十分にできないことがある。溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整するには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置の真空度が１～５ｔｏｒｒで、溶鋼を１０～６０分間還流して、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整する。真空度が１～５ｔｏｒｒで、溶鋼を１０～６０分間還流しなければ、溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下とすることができない。また、溶存酸素量は少ないほどよく、溶鋼の溶存酸素量の下限については設定する必要はない。 As a result, Ca, Mg, and REM are preferentially sulfidized to suppress the formation of MnS. When the dissolved oxygen content exceeds 10 ppm, Ca, Mg, and REM are oxidized when added, and sulfide control may not be sufficient. To adjust the dissolved oxygen content of molten steel to 10 ppm or less, for example, the degree of vacuum of the RH vacuum degasser is 1 to 5 torr, and the molten steel is refluxed for 10 to 60 minutes to adjust the dissolved oxygen content of molten steel to 10 ppm or less. do. The dissolved oxygen content cannot be reduced to 10 ppm or less unless the degree of vacuum is 1 to 5 torr and the molten steel is refluxed for 10 to 60 minutes. Further, the lower the dissolved oxygen content, the better, and it is not necessary to set the lower limit of the dissolved oxygen content of the molten steel.

精錬工程を上記の条件で行うことで、板厚中心部の粗大介在物の個数密度を１０個／ｍｍ２以下に抑制することが可能となる。By performing the refining process under the above conditions, it is possible to suppress the number density of coarse inclusions at the center of the sheet thickness to 10/mm 2 or less.

（ｂ）連続鋳造工程
連続鋳造工程において溶鋼を連続鋳造し、上述した化学組成を有する鋼片を製造する。連続鋳造工程についても公知の方法を採用すればよく特に制限はない。しかしながら、鋼板の延性を向上させるためには、溶鋼を連続鋳造する際に、鋳片の凝固末期である鋳片の中心固相率が０．２～０．７の範囲において、鋳造ロールの間隙を、鋳造進行方向１ｍにつき０．２ｍｍ～３．０ｍｍに狭めて圧下しながら鋳造することが好ましい。(b) Continuous Casting Process In the continuous casting process, molten steel is continuously cast to produce steel slabs having the chemical composition described above. As for the continuous casting process, a known method may be adopted, and there is no particular limitation. However, in order to improve the ductility of the steel sheet, when continuously casting molten steel, the gap between the casting rolls must is preferably narrowed to 0.2 mm to 3.0 mm per 1 m in the direction of casting while casting.

上記の条件で鋳造を行うことで、Ｐ等の濃化溶鋼を上流側に排出させる。それにより、有害な中心偏析を低減することが可能となる。すなわち、板厚中心部のＰの最大濃度を０．０２～０．２０％の範囲に調整することが可能となる。ここでいう中心固相率とは、鋳片厚み方向の中心部で、かつ、鋳片幅方向の溶融部分の固相率と定義でき、伝熱、凝固計算によって求めることができること等が知られている。 By performing casting under the above conditions, molten steel enriched with P and the like is discharged to the upstream side. This makes it possible to reduce harmful center segregation. That is, it is possible to adjust the maximum concentration of P at the central portion of the sheet thickness to the range of 0.02 to 0.20%. The central solid fraction referred to here can be defined as the solid fraction of the melted portion at the center in the slab thickness direction and in the slab width direction, and it is known that it can be obtained by heat transfer and solidification calculations. ing.

鋳造ロールの間隙は、鋳造進行方向１ｍにつき０．５～２．０ｍｍに狭めて軽圧下することがより好ましく、鋳造進行方向１ｍにつき０．７～１．５ｍｍに狭めて軽圧下することがさらに好ましい。なお、軽圧下をすることが好ましいが、Ｐ含有量が低い成分の場合には軽圧下をしなくてもよい。 It is more preferable that the gap between the casting rolls is narrowed to 0.5 to 2.0 mm per 1 m in the direction of casting and is lightly reduced, and further narrowed to 0.7 to 1.5 mm per 1 m in the direction of casting and is lightly reduced. preferable. It should be noted that light reduction is preferable, but in the case of a component with a low P content, light reduction is not necessary.

（ｃ）加熱工程
鋼片に対して熱間圧延を施すために、鋼片を加熱する。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％以上の雰囲気において、９５０℃以上１２００℃未満の加熱温度で３０～１２０分間保持し、加熱抽出温度を９５０℃以上１２００℃未満とする。(c) Heating step The steel slab is heated in order to subject the steel slab to hot rolling. In the heating step, the steel slab having the above-described chemical composition is held at a heating temperature of 950 ° C. or higher and lower than 1200 ° C. for 30 to 120 minutes in an atmosphere with an O 2 concentration of 1.0% by volume or more, and heated and extracted. The temperature is set to 950°C or more and less than 1200°C.

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。 By heating under the above conditions, an oxide scale mainly composed of Fe is formed on the surface of the steel sheet. At this time, Mo and W, which are elements nobler than Fe, are not included in the oxide scale, but can be concentrated in the steel sheet surface layer just below the scale to contain solid solution Mo and solid solution W.

Ｏ２濃度が１．０体積％未満であるか、加熱温度が９５０℃未満であるか、保持時間が３０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。When the O2 concentration is less than 1.0% by volume, the heating temperature is less than 950°C, or the holding time is less than 30 minutes, the formed oxide scale is thin and Mo and W are concentrated in the surface layer of the steel sheet. becomes insufficient, and the total content of solute Mo and solute W may become insufficient.

一方、加熱温度が１２００℃以上であるか、保持時間が１２０分間を超えると、フェライト粒が粗大化するおそれがある。 On the other hand, if the heating temperature is 1200° C. or higher, or if the holding time exceeds 120 minutes, the ferrite grains may become coarse.

Ｏ２濃度に上限は特に設けないが、Ｏ２濃度が高すぎると温度が上がらず、操業上の問題が発生するおそれがある。そのため、Ｏ２濃度は１０．０体積％以下とするのが好ましく、５．０体積％以下とするのがより好ましい。There is no particular upper limit for the O 2 concentration, but if the O 2 concentration is too high, the temperature will not rise, which may cause operational problems. Therefore, the O 2 concentration is preferably 10.0% by volume or less, more preferably 5.0% by volume or less.

さらに、金属組織中の各相の面積率を上述した範囲とし、フェライトの平均アスペクト比および平均結晶粒径を制御することで、優れた延性を得たい場合には、以下の条件で加熱を行うことが好ましい。 Furthermore, if the area ratio of each phase in the metal structure is within the range described above and the average aspect ratio and average grain size of ferrite are controlled to obtain excellent ductility, heating is performed under the following conditions. is preferred.

まず、上述した加熱温度を１１００℃以下とし、かつ加熱抽出温度を１１００℃以下にすることが好ましい。加熱抽出温度を１１００℃以下にすると、オーステナイト（γ）粒を微細化してフェライト（α）粒を細粒化するともに、フェライト（α）粒のアスペクト比が小さくなり、伸び特性が向上する。 First, it is preferable to set the above-described heating temperature to 1100° C. or lower and the heat extraction temperature to 1100° C. or lower. When the heat extraction temperature is 1100° C. or less, the austenite (γ) grains are refined, the ferrite (α) grains are refined, and the aspect ratio of the ferrite (α) grains is decreased, thereby improving the elongation property.

また、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５０μｍ以下にしたい場合には、保持時間は８０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２０μｍ以下にしたい場合には、保持時間は６０分間以下とすることが好ましい。 In addition, the holding time when heating the steel slab affects the refinement of ferrite grains. For example, when the average grain size of ferrite is to be 50 μm or less, the holding time is preferably 80 minutes or less, and when the average grain size of ferrite is to be 20 μm or less, the holding time is 60 minutes or less. It is preferable to

（ｄ）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、鋼板の表面の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。(d) Descaling Step After performing descaling on the heated steel slab, hot rolling, which will be described later, is performed. By performing descaling, the oxide scale mainly composed of Fe on the surface of the steel sheet is removed, and Mo and W directly under the oxide scale are concentrated in the surface layer of the billet, and hot rolling is performed. Solid solution Mo and solid solution W can be concentrated in the surface layer of the steel sheet. The descaling method is not particularly limited as long as the oxide scale can be removed, and a known method may be used.

（ｅ）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。(e) Hot Rolling Step In the hot rolling step, the billet is hot rolled to form a steel plate. The hot rolling process includes rough rolling and finish rolling.

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℃～Ｔｒｅｘ℃の温度範囲内で、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。In order to obtain excellent ductility, it is preferable to optimize finish rolling conditions in addition to optimization of heating conditions as described above. Specifically, when performing hot rolling, after rough rolling, the surface temperature of the billet is within the temperature range of Ar 3 −30 ° C. to Trex ° C., and the cumulative reduction rate is 50 to 75%. It is preferable to carry out finish rolling.

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。Ar 3 is the temperature at which ferrite transformation starts when the steel is cooled, and is obtained by the following formula (iv). Here, as the value of Ar 3 as the steel composition increases, ferrite transformation occurs at a higher temperature, so the dislocation density in ferrite grains decreases and elongation characteristics improve. That is, if the value of Ar 3 is too small, bainite is formed and the elongation property deteriorates. On the other hand, if the value of Ar 3 is too large, the ferrite will coarsen and the strength will decrease. Therefore, Ar 3 is preferably between 760 and 820°C.
Ar 3 =910−310×C+65×Si−80×Mn−20×Cu−55×Ni−15×Cr−80×Mo (iv)
However, the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element.

また、Ｔｒｅｘは結晶粒の成長が始まる再結晶開始温度を意味し、下記（ｖ）式で求められる。（ｖ）式は実験式であり、低温加熱することで、固溶していないＮｂもあるので固溶Ｎｂ量（ｓｏｌ．Ｎｂ量）を、固溶Ｎｂと再結晶温度の関係から求めた式である。
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（ｖ） Trex means a recrystallization start temperature at which crystal grain growth starts, and is obtained by the following formula (v). Formula (v) is an empirical formula, and since some Nb is not dissolved by heating at a low temperature, the amount of dissolved Nb (sol. Nb amount) is obtained from the relationship between dissolved Nb and recrystallization temperature. is.
T rex =−91900 [Nb*] 2 +9400 [Nb*]+770 (v)

但し、下記（vi）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
とする。
ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） ・・・（vi）
なお、上記式中のＴは鋼片の加熱抽出温度（℃）を表す。However, the solid-solution Nb amount (mass%) obtained by the following formula (vi) is calculated as sol. When Nb is
Nb≧sol. Nb, [Nb*]=sol. Nb
Nb<sol. For Nb, [Nb*]=Nb
and
sol. Nb=(10 (−6770/(T+273)+2.26) )/(C+12/14×N) (vi)
Note that T in the above formula represents the heat extraction temperature (°C) of the steel billet.

仕上圧延をＡｒ３－３０℃以上で行うことで、延伸したフェライトの形成を抑制できる。また、仕上圧延をＴｒｅｘ以下の未再結晶域で行うことで、フェライトの粗大化を抑制することが可能となる。Formation of elongated ferrite can be suppressed by performing the finish rolling at Ar 3 −30° C. or higher. Further, by performing the finish rolling in the non-recrystallized region below Trex , coarsening of ferrite can be suppressed.

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。 Further, when the cumulative rolling reduction is 50% or more, the number of ferrite nucleation sites in the austenite increases, making it possible to refine the ferrite grains and raise the γ→α transformation temperature. On the other hand, if the cumulative rolling reduction exceeds 75%, the productivity deteriorates. Therefore, the cumulative rolling reduction is preferably 50 to 75%, more preferably 55 to 65%.

（ｆ）冷却工程
熱間圧延後の鋼板は、室温まで冷却する。耐食性に優れる鋼板を得るためには、冷却条件については特に制限はない。例えば、１℃／秒以下の平均冷却速度での空冷でもよいし、冷却水による冷却を行い、１℃／秒超の平均冷却速度での水冷をしてもよい。(f) Cooling Step The steel sheet after hot rolling is cooled to room temperature. In order to obtain a steel sheet with excellent corrosion resistance, there are no particular restrictions on the cooling conditions. For example, it may be air-cooled at an average cooling rate of 1° C./second or less, or may be cooled with cooling water and water-cooled at an average cooling rate of more than 1° C./second.

さらに、鋼板の延性を向上させるためには、冷却工程において、鋼板の表面温度がＡｒ３－１５０℃～Ａｒ３－５０℃の温度まで、１℃／秒超、２０℃／秒以下の平均冷却速度で水冷を行い、該水冷後、１℃／秒以下の平均冷却速度で空冷を行うことが好ましい。Furthermore, in order to improve the ductility of the steel sheet, in the cooling process, the surface temperature of the steel sheet reaches a temperature of Ar 3 -150 ° C. to Ar 3 -50 ° C., and the average cooling rate is more than 1 ° C./s and 20 ° C./s or less. It is preferable to perform water cooling at a high speed, and after the water cooling, perform air cooling at an average cooling speed of 1° C./sec or less.

水冷における冷却停止温度をＡｒ３－１５０℃～Ａｒ３－５０℃の範囲とすることで、変態温度の低温化を防ぎ、フェライト粒内の転位密度上昇またはベイナイト形成を抑制することができる。同様に、水冷の平均冷却速度を２０℃／秒以下とすることで、変態温度の低温化を防ぐことができる。水冷は、空冷の冷却速度以上であれば効果があるので、水冷の平均冷却速度の下限は１℃／秒超とする。By setting the cooling stop temperature in water cooling within the range of Ar 3 −150° C. to Ar 3 −50° C., it is possible to prevent the transformation temperature from being lowered and to suppress the increase in dislocation density in the ferrite grains or the formation of bainite. Similarly, by setting the average cooling rate of water cooling to 20° C./sec or less, it is possible to prevent the transformation temperature from being lowered. Since water cooling is effective if the cooling rate is equal to or higher than that of air cooling, the lower limit of the average cooling rate of water cooling is set to more than 1° C./second.

水冷工程を上記の条件で行うことで、フェライト中の平均転位密度を７．０×１０１２／ｍ２以下に制御でき、かつ中央領域に対する表層領域のビッカース硬さの割合を８０～１０５％の範囲にすることができる。By performing the water cooling process under the above conditions, the average dislocation density in ferrite can be controlled to 7.0 × 10 12 /m 2 or less, and the Vickers hardness ratio of the surface layer region to the central region can be 80 to 105%. can be a range.

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。 EXAMPLES The present invention will be described in more detail with reference to examples below, but the present invention is not limited to these examples.

表１の化学組成を有する鋼片を用いて、表２および３の製造条件により板厚５～５０ｍｍの鋼板を試作した。なお、加熱工程と圧延工程との間でデスケーリング工程を実施し、鋼板の表面に形成したＦｅを主体とした酸化スケールを除去した。 Using steel slabs having the chemical composition shown in Table 1, steel sheets with a thickness of 5 to 50 mm were experimentally produced under the manufacturing conditions shown in Tables 2 and 3. A descaling step was performed between the heating step and the rolling step to remove oxide scale mainly composed of Fe formed on the surface of the steel sheet.

また、表２の「Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ前酸素量」は、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を添加する前の溶存酸素量を意味する。表３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１／２厚部での冷却速度である。表３の冷却パターン欄で記載の「空冷」は、水冷（加速冷却）を行わずに空冷を行った例であり、そして、「一部水冷」は圧延後、一部水冷を行った後に空冷を行った例である。 In addition, "oxygen amount before Ca, Mg, REM" in Table 2 means the dissolved oxygen amount before adding one or more selected from Ca, Mg and REM. The cooling rate (°C/s) in the column of cooling conditions in Table 3 is the cooling rate at the half-thickness portion obtained from the actually measured surface temperature by heat conduction analysis using a known finite difference method. "Air cooling" described in the cooling pattern column of Table 3 is an example in which air cooling is performed without water cooling (accelerated cooling), and "partially water cooling" is after rolling, then partially water cooling and then air cooling. This is an example of performing

Figure 0007201068000001
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Figure 0007201068000002
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Figure 0007201068000003
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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、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗで、かつ、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。 The metal structure of the obtained steel plate was observed, and the area ratio of each structure was measured. Specifically, first, in the rolling direction cross section of the steel plate, when the width and thickness of the steel plate are W and t, respectively, 1/4 W from the end surface of the steel plate and 1/4 t from the surface of the steel plate A test piece for metallographic observation was cut from the position.

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）をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行った。得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト、パーライトおよびベイナイトのそれぞれの面積率を求めた。 Then, a cross section in the rolling direction (so-called L-direction cross section) of the above test piece was etched with nital, and after the etching, observation was performed using an optical microscope in a field of view of 300 μm×300 μm. The area ratios of ferrite, pearlite, and bainite were determined by image analysis of the obtained structure photographs.

また、フェライトの平均アスペクト比および平均結晶粒径は、以下の手順で測定した。視野内で特定された各フェライトを画像解析により楕円近似し、長軸長さを短軸長さで割ることによって、フェライトのアスペクト比を求めた。同様に、各フェライトを画像解析により面積を求め、この面積に等しい円の直径を求めることで、フェライトの結晶粒径を求めた。そして、視野内の全フェライトのアスペクト比および直径の平均値をそれぞれ算出することによって、平均アスペクト比および平均結晶粒径を求めた。 Also, the average aspect ratio and average crystal grain size of ferrite were measured by the following procedure. Each ferrite identified in the field of view was approximated to an ellipse by image analysis, and the aspect ratio of the ferrite was determined by dividing the major axis length by the minor axis length. Similarly, the area of each ferrite was determined by image analysis, and the diameter of a circle equal to this area was determined to determine the crystal grain size of the ferrite. Then, the average aspect ratio and average crystal grain size were determined by calculating the average aspect ratio and average diameter of all ferrite in the field of view.

次に、以下の方法により、フェライト中の平均転位密度を求めた。まず、鋼板の表面から１／４ｔの位置から薄膜試料を採取し、ＴＥＭを用いて倍率を４００００倍として明視野の観察撮影を行い、得られたＴＥＭ像から任意の直線と転位線との交切点の数を測定した。そして、以下の式（vii）により平均転位密度を算出した。
ρ＝２Ｎ／Ｌｄ ・・・（vii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ρ：平均転位密度（／ｍ２）
Ｌ：任意の直線の長さ（ｍ）
Ｎ：任意の直線と転位線との交切点の数
ｄ：薄膜試料の厚さ（ｍ）Next, the average dislocation density in ferrite was obtained by the following method. First, a thin film sample is taken from a position of 1/4t from the surface of the steel plate, and bright field observation and photographing is performed using a TEM at a magnification of 40,000 times. The number of cut points was measured. Then, the average dislocation density was calculated by the following formula (vii).
ρ=2N/Ld (vii)
However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
ρ: average dislocation density (/m 2 )
L: length of arbitrary straight line (m)
N: Number of intersections between arbitrary straight lines and dislocation lines d: Thickness of thin film sample (m)

さらに、鋼板表層部における固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量（質量％）の測定を以下の手順により行った。まず、鋼板の表面から厚さ１ｍｍの試験片を２つ切り出し、そのうちの一方の試験片については、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。 Furthermore, the total content (% by mass) of solid solution Mo and solid solution W in the surface layer of the steel sheet was measured by the following procedure. First, two test pieces having a thickness of 1 mm were cut out from the surface of the steel plate, and the content of W and Mo in the test piece was measured for one of the test pieces by using ICP emission spectroscopic analysis.

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。About 0.4 g of the other was electrolyzed with 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride/methanol at a current density of 20 mA/cm 2 , and the solution used for the electrolysis was filtered through a filter with a pore size of 0.2 μm. The content of W and Mo in the extraction residue was measured by using ICP emission spectrometry for the extraction residue collected on the filter.

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。 Then, the content of solid solution W and solid solution Mo was determined by determining the difference in the content of W and Mo in the extraction residue from the content of W and Mo in the test piece.

続いて、板厚中心部の粗大介在物の個数密度の測定を行った。具体的には、鋼板の表面から２／５ｔの位置と、鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域において存在する、長さ５μｍ以上の介在物の個数密度を、ＳＥＭによる粒子解析により測定した。 Subsequently, the number density of coarse inclusions at the center of the sheet thickness was measured. Specifically, the number density of inclusions with a length of 5 μm or more present in the region between the position of 2/5t from the surface of the steel plate and the position of 3/5t from the surface of the steel plate is particle analysis by SEM. Measured by

また、鋼板の表面から２／５ｔの位置と、鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域について、ＥＰＭＡにより測定し、Ｐ濃度の最大値を求め、中心部のＰの最大濃度とした。測定条件は、加速電圧：１５ｋＶ、ビーム径：２０μｍ、照射時間：２０ｍｓ、測定ピッチ：２０μｍとした。 In addition, the region between the position of 2/5t from the surface of the steel plate and the position of 3/5t from the surface of the steel plate was measured by EPMA, and the maximum value of P concentration was obtained. bottom. The measurement conditions were acceleration voltage: 15 kV, beam diameter: 20 μm, irradiation time: 20 ms, and measurement pitch: 20 μm.

次に、１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験を行い、表層領域における平均ビッカース硬さ（表層領域Ｈｖ）および中央領域における平均ビッカース硬さ（中央領域Ｈｖ）を測定した。試験力は１０ｋｇｆ（９８Ｎ）とした。そして、表層領域Ｈｖ／中央領域Ｈｖ（％）を算出した。 Next, a 1 mm pitch Vickers hardness test was performed to measure the average Vickers hardness in the surface region (surface region Hv) and the average Vickers hardness in the central region (central region Hv). The test force was 10 kgf (98 N). Then, surface region Hv/central region Hv (%) was calculated.

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、板厚中心部から圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取した、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。 Furthermore, tensile strength (TS), yield stress (YS) and total elongation (t-EL) were measured according to JIS Z 2241:2011. The test piece was taken at a position 1/4 W in the plate width direction from one end of the plate when the plate width was W, and the direction (width direction) perpendicular to the rolling direction from the center of the plate thickness was taken as the longitudinal direction. No. 1 tensile test piece was used for the measurement. The yield stress (YS) is the yield strength of the permanent elongation method when the permanent elongation is 0.2%, and the total elongation (t-EL) is the total elongation at break.

そして、鋼板の耐食性を評価するため、以下に示す３種類の腐食試験を実施した。 Then, in order to evaluate the corrosion resistance of the steel sheet, the following three types of corrosion tests were performed.

＜腐食試験１、２＞
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（腐食試験１）、およびｐＨを０．５に調整した２０質量％ＮａＣｌ水溶液（腐食試験２）の２種類の腐食液中に浸漬した。<Corrosion test 1, 2>
A test piece having a length of 40 mm in the rolling direction, a length of 40 mm in the width direction, and a length of 4 mm in the thickness direction was taken from the surface of the steel plate. The cut surface (other than the surface) was coated with paint, and the surface was wet-polished with No. 600 to remove iron oxide (scale) on the surface of the steel plate, and a test piece was obtained in which the base iron was exposed only on the surface of the 40 mm × 40 mm steel plate. The test piece was subjected to two types of corrosion: a 20% by mass NaCl aqueous solution adjusted to pH 0.2 with hydrochloric acid (corrosion test 1) and a 20% by mass NaCl aqueous solution adjusted to pH 0.5 (corrosion test 2). immersed in liquid.

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。 The immersion conditions were a liquid temperature of 30° C. and an immersion time of 24 hours to 4 weeks, and the corrosion weight loss was measured to evaluate the corrosion rate. The composition of the corrosive solution simulates the environmental conditions when localized corrosion occurs in an actual steel structure, and the rate of progress of localized corrosion in the actual environment is reduced in accordance with the reduction in the corrosion rate in the corrosion test. be done.

＜腐食試験３＞
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。そして、当該試験片を用いて、腐食速度および固体Ｓを主体とするスラッジの生成速度を以下の手順で評価した。<Corrosion test 3>
A test piece having a length of 40 mm in the rolling direction, a length of 40 mm in the width direction, and a length of 4 mm in the thickness direction was taken from the surface of the steel plate. The cut surface (other than the surface) was coated with paint, and the surface was wet-polished with No. 600 to remove iron oxide (scale) on the surface of the steel plate, and a test piece was obtained in which the base iron was exposed only on the surface of the 40 mm × 40 mm steel plate. Then, using the test piece, the corrosion rate and the generation rate of sludge mainly composed of solid S were evaluated by the following procedure.

まず、腐食試験前に、ＮａＣｌの付着量が１０００ｍｇ／ｍ２となるように、試験片の表面にＮａＣｌ水溶液を塗布、乾燥させ、試験チャンバー内の恒温ヒーター板の上に水平に設置した。その後、一定の露点（３０℃）に調整したガスを試験チャンバー内に送った。使用したガスは、ＣＯ２：１２体積％、Ｈ２Ｓ：５００ｐｐｍ、Ｏ２：５体積％、Ｎ２：残部である組成を有する。First, before the corrosion test, an NaCl aqueous solution was applied to the surface of the test piece so that the amount of NaCl adhered was 1000 mg/m 2 , dried, and placed horizontally on a constant temperature heater plate in the test chamber. Afterwards, gas adjusted to a constant dew point (30° C.) was sent into the test chamber. The gas used has a composition of CO 2 : 12% by volume, H 2 S: 500 ppm, O 2 : 5% by volume, N 2 : balance.

そして、２０℃×１時間と４０℃×１時間の計２時間／サイクルの温度サイクルを与え、試験片表面で乾湿繰り返しが生じるようにした。７２０サイクル後に腐食減量から腐食速度を、試験片表面に生成した生成物質量からスラッジ生成速度を評価した。なお、生成物は化学分析およびＸ線分析で、オキシ水酸化鉄（鉄さび）および固体Ｓであることは予備試験により確認している。 Then, a temperature cycle of 20° C.×1 hour and 40° C.×1 hour in total of 2 hours/cycle was applied so that the test piece surface was repeatedly dried and wet. After 720 cycles, the corrosion rate was evaluated from the corrosion weight loss, and the sludge generation rate was evaluated from the amount of product generated on the surface of the test piece. Preliminary tests have confirmed that the product is iron oxyhydroxide (iron rust) and solid S by chemical analysis and X-ray analysis.

これらの測定結果を表４～６に示す。なお、表６における「相対腐食速度」および「相対スラッジ生成速度」とは、それぞれ比較例である試験Ｎｏ．４１の腐食速度およびスラッジ生成速度を１００とした時の相対値を意味する。 These measurement results are shown in Tables 4-6. It should be noted that the "relative corrosion rate" and "relative sludge generation rate" in Table 6 refer to Test No. 1, which is a comparative example. It means a relative value when the corrosion rate of 41 and the sludge generation rate are set to 100.

Figure 0007201068000004
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Figure 0007201068000005
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Figure 0007201068000006
Figure 0007201068000006

表４～６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．１～１６、１８、２０～３２、３４～３７、３９、４０および４３～５０）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。また、なかでも上述した好適な条件を全て満足する試験Ｎｏ．１５、１６、１８、２１～２４、２６～３１、３５および３７では、特に優れた強度－延性バランスを有することが分かる。 As can be seen from Tables 4 to 6, in the examples of the present invention (Test Nos. 1 to 16, 18, 20 to 32, 34 to 37, 39, 40 and 43 to 50) satisfying the provisions of the present invention, any corrosion Also in the test, it can be seen that excellent corrosion resistance is exhibited. In addition, Test No. 1, which satisfies all of the above-described preferred conditions, was tested. It can be seen that 15, 16, 18, 21-24, 26-31, 35 and 37 have particularly excellent strength-ductility balance.

これらに対して、比較例のうち、試験Ｎｏ．１７、１９、３３、３８、４１および４２では、耐食性が劣る結果となった。具体的には、試験Ｎｏ．１７および３８では、熱延前の加熱時における雰囲気中のＯ２濃度が低く、試験Ｎｏ．１９および３３では、加熱時の保持時間が短かったため、スケールの形成が不十分となり、スケール直下でのＭｏおよびＷの濃化が十分に生じなかった。On the other hand, among the comparative examples, Test No. In Nos. 17, 19, 33, 38, 41 and 42, corrosion resistance was inferior. Specifically, Test No. In Test Nos. 17 and 38, the O 2 concentration in the atmosphere during heating before hot rolling was low. In Nos. 19 and 33, since the holding time during heating was short, the formation of scale was insufficient, and Mo and W were not sufficiently enriched directly under the scale.

また、試験Ｎｏ．４１および４２では、ＭｏおよびＷのいずれも含有しない鋼Ｕを用いた。その結果、これらの例では、鋼板表層部における固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの合計含有量が本発明の規定を満足せず、耐食性が劣る結果となった。さらに、比較例である試験Ｎｏ．５１では、加熱工程における加熱時間が長すぎたため、結晶粒が粗大化し、強度－延性バランスが劣化する結果となった。 Also, test no. In 41 and 42, steel U containing neither Mo nor W was used. As a result, in these examples, the total content of solid solution Mo and solid solution W in the surface layer of the steel sheet did not satisfy the stipulations of the present invention, resulting in poor corrosion resistance. Furthermore, Test No. which is a comparative example. In No. 51, since the heating time in the heating step was too long, the crystal grains became coarse, resulting in deterioration of strength-ductility balance.

本発明によれば、本発明によれば、原油中に含まれる腐食性ガス成分、塩分等に対する耐食性に優れる鋼板を得ることが可能になる。したがって、本発明に係る鋼板は、原油油槽用として好適に用いることができる。 According to the present invention, it is possible to obtain a steel sheet having excellent corrosion resistance against corrosive gas components, salt content, etc. contained in crude oil. Therefore, the steel sheet according to the present invention can be suitably used for crude oil tanks.

Claims (10)

化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５０～０．２００％、
Ｓｉ：０．１００～１．０００％、
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：０～０．２０％、
Ｗ ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｖ ：０～０．０５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
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、
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、
鋼板。
０．０１≦Ｍｏ＋Ｗ≦０．７０ ・・・（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。 The chemical composition, in mass %,
C: 0.050 to 0.200%,
Si: 0.100 to 1.000%,
Mn: 0.50-2.00%,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.002 to 0.050%,
N: 0.0010 to 0.0060%,
O: 0.0005 to 0.0060%,
Ti: 0.003 to 0.020%,
Cu: 0.01 to 1.50%,
Ca: 0 to 0.0080%,
Mg: 0-0.0080%,
REM: 0 to 0.0080%,
Mo: 0-0.20%,
W: 0 to 0.50%,
Nb: 0 to 0.030%,
V: 0 to 0.050%,
Ni: 0 to 1.00%,
Cr: 0 to 0.50%,
B: 0 to 0.0030%,
Sb: 0 to 0.30%,
Sn: 0 to 0.30%,
Pb: 0 to 0.30%,
As: 0 to 0.30%,
Bi: 0 to 0.30%,
Ta: 0 to 0.50%,
Zr: 0 to 0.50%,
balance: Fe and impurities,
satisfying the following formula (i),
The total content of solid solution Mo and solid solution W in the surface layer of the steel sheet is 0.005% or more by mass,
In the cross section of the steel sheet in the rolling direction, when the thickness of the steel sheet is t, the average grain size of ferrite at a position 1/4 t from the surface of the steel sheet is 60 μm or less.
steel plate.
0.01≦Mo+W≦0.70 (i)
However, the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element, and is zero when not included. 前記化学組成が、質量％で、
Ｓｉ：０．２００～１．０００％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
であり、
下記（ii）式および（iii）式を満足し、
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℃であり、
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、
パーライト：５～２０％、
ベイナイト：１０％以下、
残部：フェライトであり、
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アスペクト比が１．０～１．５であり、
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５～２０μｍである、
請求項１に記載の鋼板。
０．０００５≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．００８０ ・・・（ii）
０．５≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０ ・・・（iii）
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。 The chemical composition, in mass %,
Si: 0.200 to 1.000%,
P: 0.015% or less,
S: 0.003% or less,
and
satisfies the following formulas (ii) and (iii),
The ferrite transformation start temperature Ar 3 obtained by the following formula (iv) is 760 to 820 ° C.,
The metal structure at a position 1/4 t from the surface of the steel plate is area%,
Perlite: 5-20%,
Bainite: 10% or less,
Remainder: ferrite,
The average aspect ratio of ferrite at a position 1/4t from the surface of the steel plate is 1.0 to 1.5,
The average grain size of ferrite at a position 1/4 t from the surface of the steel plate is 5 to 20 μm,
The steel plate according to claim 1.
0.0005≦Ca+Mg+REM≦0.0080 (ii)
0.5≦Ti/N≦4.0 (iii)
Ar 3 =910−310×C+65×Si−80×Mn−20×Cu−55×Ni−15×Cr−80×Mo (iv)
However, the element symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element, and is zero when not included. 前記鋼板の表面から１／４ｔの位置におけるフェライト中の平均転位密度が７．０×１０１２／ｍ２以下であり、
１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、前記鋼板の表面と、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置との間の領域におけるビッカース硬さの平均値が、前記鋼板の表面から１／４ｔの位置と、前記鋼板の表面から３／４ｔの位置との間の領域におけるビッカース硬さの平均値の８０～１０５％である、
請求項２に記載の鋼板。 An average dislocation density in ferrite at a position 1/4 t from the surface of the steel sheet is 7.0 × 10 12 /m 2 or less,
In a Vickers hardness test with a pitch of 1 mm, the average value of the Vickers hardness in the area between the surface of the steel plate and the position 1/4t from the surface of the steel plate is 1/4t from the surface of the steel plate and 80 to 105% of the average Vickers hardness in the region between the position of 3/4t from the surface of the steel plate,
The steel plate according to claim 2. 前記鋼板の表面から２／５ｔの位置と、前記鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域において存在する、長さ５μｍ以上の介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、
請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の鋼板。 The number density of inclusions with a length of 5 μm or more that exists in a region between a position 2/5 t from the surface of the steel plate and a position 3/5 t from the surface of the steel plate is 10/mm 2 or less. ,
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3. 前記鋼板の表面から２／５ｔの位置と、前記鋼板の表面から３／５ｔの位置との間の領域における、Ｐの最大濃度が、質量％で、０．０２～０．２０％である、
請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の鋼板。 The maximum concentration of P in the region between the position 2/5t from the surface of the steel plate and the position 3/5t from the surface of the steel plate is 0.02 to 0.20% by mass.
The steel sheet according to any one of claims 1 to 4. 請求項１に記載の鋼板の製造方法であって、
溶鋼を製造する精錬工程と、
前記溶鋼を連続鋳造して、請求項１に記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程と、
得られた前記鋼片を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室温まで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、９５０℃以上１２００℃未満の加熱温度で３０～１２０分間保持し、加熱抽出温度を９５０℃以上１２００℃未満とする、
鋼板の製造方法。 A method for manufacturing a steel plate according to claim 1,
a refining process that produces molten steel;
A continuous casting step of continuously casting the molten steel to produce a steel slab having the chemical composition according to claim 1;
a heating step of heating the obtained steel piece;
a descaling step of descaling the steel slab after heating;
A hot-rolling step of hot-rolling the steel slab after descaling to obtain a steel plate;
A cooling step of cooling the steel plate after hot rolling to room temperature,
In the heating step, the steel billet is held at a heating temperature of 950 ° C. or higher and lower than 1200 ° C. for 30 to 120 minutes in an atmosphere with an O 2 concentration of 1.0% by volume or more, and the heat extraction temperature is set to 950 ° C. or higher. less than 1200°C,
A method of manufacturing a steel plate. 請求項２に記載の鋼板の製造方法であって、
溶鋼を製造する精錬工程と、
前記溶鋼を連続鋳造して、請求項２に記載の化学組成を有する鋼片を製造する連続鋳造工程と、
得られた前記鋼片を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室温まで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、９５０～１１００℃の加熱温度で３０～６０分間保持し、加熱抽出温度を９５０～１１００℃とし、
前記熱間圧延工程において、前記鋼片の表面温度がＡｒ３－３０℃～Ｔｒｅｘ℃の温度範囲内で、累積圧下率が５０～７５％となる条件で前記仕上圧延を行う、
鋼板の製造方法。
但し、Ａｒ３は下記（iv）式で求められ、Ｔｒｅｘは結晶粒の成長が始まる再結晶開始温度を意味し、下記（ｖ）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）
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・（ｖ）
但し、下記（vi）式で求められる固溶Ｎｂ量（質量％）を、ｓｏｌ．Ｎｂとした時に、
Ｎｂ≧ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝ｓｏｌ．Ｎｂ
Ｎｂ＜ｓｏｌ．Ｎｂの場合は、［Ｎｂ＊］＝Ｎｂ
とする。
ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） ・・・（vi）
なお、上記式中のＴは鋼片の加熱抽出温度（℃）を表す。 A method for manufacturing a steel plate according to claim 2,
a refining process that produces molten steel;
A continuous casting step of continuously casting the molten steel to produce a steel slab having the chemical composition according to claim 2;
a heating step of heating the obtained steel piece;
a descaling step of descaling the steel slab after heating;
A hot rolling step of subjecting the billet after descaling to hot rolling including finish rolling to obtain a steel plate;
A cooling step of cooling the steel plate after hot rolling to room temperature,
In the heating step, the steel billet is held at a heating temperature of 950 to 1100°C for 30 to 60 minutes in an atmosphere having an O 2 concentration of 1.0% by volume or more, and the heat extraction temperature is set to 950 to 1100°C. ,
In the hot rolling step, the surface temperature of the steel billet is within the temperature range of Ar 3 −30 ° C. to Trex ° C., and the finish rolling is performed under the condition that the cumulative reduction ratio is 50 to 75%.
A method of manufacturing a steel plate.
However, Ar 3 is determined by the following formula (iv), and Trex means the recrystallization start temperature at which crystal grain growth starts, and is determined by the following formula (v). In addition, the symbol of an element in the following formula represents the content (% by mass) of each element.
Ar 3 =910−310×C+65×Si−80×Mn−20×Cu−55×Ni−15×Cr−80×Mo (iv)
T rex =−91900 [Nb*] 2 +9400 [Nb*]+770 (v)
However, the solid-solution Nb amount (mass%) obtained by the following formula (vi) is calculated as sol. When Nb is
Nb≧sol. Nb, [Nb*]=sol. Nb
Nb<sol. For Nb, [Nb*]=Nb
and
sol. Nb=(10 (−6770/(T+273)+2.26) )/(C+12/14×N) (vi)
Note that T in the above formula represents the heat extraction temperature (°C) of the steel billet. 前記冷却工程において、鋼板の表面温度がＡｒ３－１５０℃～Ａｒ３－５０℃の温度まで、１℃／秒超、２０℃／秒以下の平均冷却速度で水冷を行い、該水冷後、１℃／秒以下の平均冷却速度で空冷を行う、
請求項７に記載の鋼板の製造方法。 In the cooling step, the surface temperature of the steel sheet is cooled to Ar 3 −150° C. to Ar 3 −50° C. at an average cooling rate of more than 1° C./s and 20° C./s or less. air-cooling at an average cooling rate of °C/sec or less;
The method for manufacturing the steel sheet according to claim 7. 前記精錬工程において、真空脱ガス装置により溶鋼の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下に調整し、次いで、ＡｌをＡｌの最終含有量が０．００２～０．０５０％となるように添加して、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整した後、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計の最終含有量が０．０００５～０．００８０％となるように添加する、
請求項６から請求項８までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。 In the refining process, the dissolved oxygen content of the molten steel is adjusted to 40 ppm or less by a vacuum degassing device, and then Al is added so that the final Al content is 0.002 to 0.050%. After adjusting the dissolved oxygen content to 10 ppm or less, one or more selected from Ca, Mg and REM are added so that the total final content of Ca, Mg and REM is 0.0005 to 0.0080%. do,
The method for manufacturing the steel sheet according to any one of claims 6 to 8. 前記連続鋳造工程において、鋳片の凝固末期である鋳片の中心固相率が０．２～０．７の範囲において、鋳造ロールの間隙を、鋳造進行方向１ｍにつき０．２ｍｍ～３．０ｍｍに狭めて圧下しながら鋳造する、
請求項６から請求項９までのいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
In the continuous casting process, the gap between the casting rolls is set to 0.2 mm to 3.0 mm per 1 m in the casting direction in the range of 0.2 to 0.7 in the center solid phase ratio of the slab, which is the final stage of solidification of the slab. Casting while narrowing and rolling down
A method for manufacturing a steel sheet according to any one of claims 6 to 9.
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