液氨运送用及储存用钢材、以及液氨运送用及储存用钢材的制造方法与流程

1.本发明涉及适合于在液氨环境中使用的管线、设备、罐等之类的大型结构物的结构用构件的液氨运送用及储存用钢材、以及液氨运送用及储存用钢材的制造方法。


背景技术：

2.氨是主要作为硝酸等基础化学品、肥料的原料用途而被广泛制造、流通的化合物。另一方面，已知氨难以处理，特别是在对液氨进行处理的碳钢制的配管、储罐、罐车、输送管中，会发生由氨导致的应力腐蚀破裂(以下也称作氨scc(stress corrosion cracking))。
3.因此，以往以来，对于在液氨环境中使用的结构物，采取了应用对应力腐蚀破裂的敏感性低的钢材、以及抑制氨scc的操作上的措施。
4.例如，对于氨scc的发生而言，在经验上已知与材料的强度相关。使用碳钢时，通过对其强度设定上限、以及对焊接部实施去应力退火来实现氨scc的抑制。
5.另外，在液氨环境中，与液氨共存的水显示出抑制应力腐蚀破裂的发生的作用。因此，有时会也采取以不会对液氨的品质带来障碍的水平添加水这样的预防措施。
6.然而，近年来，在液氨的用途扩大的背景下，其需求在全球范围增加，并且以设备的大型化、以及流通/制造中的成本降低为目标。与此相伴，难以进行如上所述的氨scc的抑制对策、预防措施。
7.例如，对焊接部实施去应力退火会增加制造工序，因此，特别是对于大型设备而言，其应用并不现实。另外，对液氨添加水需要适当地管理液氨中的水分浓度。随着设备的大型化，其浓度管理变得困难。此外，对于近年需求增高的高纯度的液氨而言，原本就不能采取基于添加水的预防措施。
8.因此，期望开发适合应用于对液氨进行处理的设备、罐等结构用构件的耐氨scc性优异的钢材。
9.作为与在液氨环境中使用的钢材相关的技术，例如，在专利文献1中公开了一种耐氨破裂性优异的高张力钢的制造方法，该制造方法的特征在于，对钢坯进行了热轧后，加热至奥氏体化温度，以空气冷却以下的冷却速度进行了冷却后，进一步加热淬火至两相区温度(ac1～ac3)，接着实施回火处理，所述钢坯以重量％计含有：c：0.15％以下、si：0.15～0.40％、mn：0.80～2.00％、p：0.020％以下、s：0.005％以下、alsol0.015～0.050％，还含有选自以下元素中的任一种以上：cu：0.35％以下、ni：1.00％以下、cr：0.50％以下、mo：0.25％以下、v：0.05％以下、nb：0.05％以下及ti：0.05％以下，余量由fe及不可避免的杂质构成。
10.另外，在专利文献2中公开了一种耐硫化物应力腐蚀破裂性及耐氨应力腐蚀破裂性优异的调质60kgf/mm2级的高张力钢板的制造方法，该方法的特征在于，将钢片轧制成给定的板厚后，在淬火处理加热之前加热至1100～1300℃的温度，在钢板表面部形成c≤0.05％的厚度0.5mm以上的脱碳层，接着实施淬火回火处理，所述钢片以重量％计含有：c：
0.06～0.14％、si：0.50％以下、mn：0.30～1.80％、p：0.025％以下、s：0.020％以下、v：0.01～0.10％、al：0.010～0.10％、n：0.0050％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，并且在设为p
cm
＝c si/30 mn/20 cu/20 ni/60 cr/20 mo/15 v/10 5b(％)时，p
cm
≤0.24％。
11.此外，在专利文献3中公开了一种耐氨破裂特性优异的调质钢板的制造方法，该方法是氨罐用钢板的制造方法，该方法具有：以使距离上述钢板原材料的表面0.3mm以内的c含量达到母材c量的50％以下的方式进行表面脱碳的工序；以及将上述表面脱碳钢板加热至淬火温度后，以使上述脱碳表面的冷却速度在800～500℃的温度范围达到150℃/sec以下的方式进行冷却的工序。
12.现有技术文献
13.专利文献
14.专利文献1：日本特开平5-9571号公报
15.专利文献2：日本特开昭61-279631号公报
16.专利文献3：日本特开昭58-67830号公报


技术实现要素：

17.发明所要解决的问题
18.然而，对于通过专利文献1～3中公开的制造方法得到的钢材而言，通过控制表面组织来确保耐氨scc性。因此，在实际的施工中，专利文献1～3的钢材受到加热加工时，存在表面组织变质的可能性。因此，并不一定能够获得足够的耐氨scc性。
19.另外，在专利文献1～3的制造方法中，在热轧工序以后进行回火等热处理均是必不可少的，制造成本、以及包括准备时间在内的制造工序的负担变得非常大。此外，由于热处理设备的尺寸限制，在供给构成大型结构物的构件的方面变得不利。
20.本发明是鉴于上述的现状而开发的，其目的在于提供适合应用于在液氨环境中使用的设备、罐等之类的大型结构物的结构用构件、而且在制造性方也有利的耐氨scc性优异的液氨运送用及储存用钢材、及液氨运送用及储存用钢材的制造方法。
21.解决问题的方法
22.本发明人等为了解决上述的问题反复进行了各种研究。
23.首先，本发明人等对液氨环境中的氨scc的发生机理进行了详细研究，结果得到了以下的见解。
24.在液氨环境中发生以下的腐蚀反应。
25.阳极反应：2fe
→
2fe
2
4e-26.阴极反应：o2 2nh
4
4e-→
2oh- 2nh327.其中，在钢材表面，随着上述的腐蚀反应，形成非活性的氧化被膜。因此，通常上述的腐蚀反应的总反应量不多。因此，液氨环境本质上并不是严苛的腐蚀环境。
28.然而，由于钢材的残留应力、从外部施加的应力而在钢材表面产生新生面时，会进行以不存在氧化被膜的新生面作为阳极位点的选择性铁溶解反应，形成裂纹。
29.由于裂纹成为应力集中部，因此，裂纹前端的被膜破坏和腐蚀反应加速进行，最终导致钢材断裂。需要说明的是，在由于scc而一度产生了裂纹的情况下，决定钢材的寿命的是钢材对scc裂纹传播的耐性(止裂性)。因此，为了确保钢材的scc耐性，必须提高scc裂纹
传播耐性。具体而言，必须降低裂纹前端的阳极溶解敏感性。
30.由此，本发明人等基于上述的见解，针对在液氨环境中显示出优异的耐氨scc性的钢材的开发反复进行了深入研究。
31.其结果是，得到了如下见解：为了提高耐氨scc性，适量添加cu及sb是有效的。
32.需要说明的是，氨scc的扩展的如上所述，是由于裂纹前端的被膜破坏和腐蚀反应的进行而发生的局部腐蚀现象的一种。因此，即使平均地降低了裂纹部前端的阳极溶解敏感性，在前端附近的阳极溶解敏感性存在不均匀性的情况下，也会以该不均匀性为驱动力进行局部腐蚀，从而导致无法抑制氨scc的扩展。即，得到了如下见解：通过将cu及sb在板厚方向上的偏析(局部富集)度限制为一定以下，能够使钢材内的阳极溶解敏感性均匀化，可以大幅提高耐氨scc性。
33.本发明是基于上述的见解经过进一步研究而完成的。即，本发明的主旨构成如下所述。
34.[1]一种液氨运送用及储存用钢材，其具有以下成分组成，
[0035]
以质量％计含有：
[0036]
c：0.50％以下、
[0037]
si：0.01～1.00％、
[0038]
mn：0.10～3.00％、
[0039]
p：0.030％以下、
[0040]
s：0.0100％以下、
[0041]
n：0.0005～0.0100％、
[0042]
al：0.001～0.10％，
[0043]
还含有选自以下元素中的一种或两种：
[0044]
cu：0.010～0.50％、以及
[0045]
sb：0.010～0.50％，
[0046]
余量由fe及不可避免的杂质构成，
[0047]
(cu sb)偏析度小于15，
[0048]
其中，(cu sb)偏析度由下式(1)定义，
[0049]
[(cu sb)偏析度]＝[偏析部的(cu sb)浓度]/[平均的(cu sb)浓度] (1)。
[0050]
[2]根据[1]所述的液氨运送用及储存用钢材，其中，
[0051]
上述成分组成以质量％计还含有选自以下元素中的一种以上：
[0052]
sn：0.01～0.50％、
[0053]
ni：0.01～3.00％、
[0054]
cr：0.01～3.00％。
[0055]
[3]根据[1]或[2]所述的液氨运送用及储存用钢材，其中，
[0056]
上述成分组成以质量％计还含有选自以下元素中的一种以上：
[0057]
ca：0.0001～0.0100％、
[0058]
mg：0.0001～0.0200％、以及
[0059]
rem：0.001～0.200％。
[0060]
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的液氨运送用及储存用钢材，其中，
[0061]
上述成分组成以质量％计还含有选自以下元素中的一种以上：
[0062]
ti：0.005～0.100％、
[0063]
zr：0.005～0.100％、
[0064]
nb：0.005～0.100％、以及
[0065]
v：0.005～0.100％。
[0066]
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的液氨运送用及储存用钢材，其中，
[0067]
上述成分组成以质量％计还含有co：0.01～0.50％。
[0068]
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的液氨运送用及储存用钢材，其中，
[0069]
上述成分组成以质量％计还含有b：0.0001～0.0300％。
[0070]
[7]一种液氨运送用及储存用钢材的制造方法，该方法包括：
[0071]
通过以铸造速度0.3～2.8m/min对具有[1]～[6]中任一项所述的成分组成的钢进行连续铸造，从而制造钢原材料，
[0072]
在再加热温度为900～1350℃、再加热时的800～950℃温度范围内的停留时间为8～150min的条件下对钢原材料进行再加热，
[0073]
以精轧结束温度650℃以上对再加热后的钢原材料进行热轧。
[0074]
发明的效果
[0075]
根据本发明，能够得到适合应用于在液氨环境中使用的管线、设备、罐等之类的大型结构物的结构用构件的液氨运送用及储存用钢材。另外，本发明的钢材即使在热轧后不实施回火等热处理也能够制造，因此，在制造性方面也是有利的。此外，在将本发明的钢材应用于例如液氨的储存罐的情况下，即使不对焊接部实施去应力退火，也能够与以往相比更长期地使用，因此，在工业上非常有利。
附图说明
[0076]
图1是对求出(cu sb)偏析度时所测定的面区域进行说明的示意图。
具体实施方式
[0077]
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，则简单地用“％”表示。
[0078]
c：0.50％以下
[0079]
c(碳)是对于确保钢的强度有效的元素。因此，在本发明中，优选含有0.01％以上。更优选为0.02％以上。另一方面，如果c含量超过0.50％，则加工性及焊接性大幅变差。因此，将c含量设为0.50％以下。优选为0.40％以下、更优选为0.30％以下、进一步优选为0.20％以下。
[0080]
si：0.01～1.00％
[0081]
si(硅)是对于提高耐氨scc性有效的元素。即，si随着液氨环境中的钢材腐蚀而溶出，在钢材表面形成非活性的sio2被膜。由此，裂纹前端的选择性阳极溶解反应的进行受到抑制，钢材的氨scc敏感性降低。这样的效果通过将si含量设为0.01％以上而展现。si含量优选为0.02％以上、更优选为0.03％以上、进一步优选为0.05％以上。另一方面，如果si含量超过1.00％，则韧性、焊接性变差。因此，将si含量设为1.00％以下，优选为0.80％以下、
更优选为0.70％以下、进一步优选为0.60％以下。需要说明的是，在氨的scc裂纹传播过程中，由于裂纹深入扩展，因此，裂纹前端的氧浓度降低，无法充分地形成sio2被膜。因此，为了稳定地实现耐氨scc性的提高，除了含有cu或sb以外，还必须控制后述的(cu sb)偏析度。
[0082]
mn：0.10～3.00％
[0083]
mn(锰)是改善强度及韧性的元素。这里，mn含量小于0.10％时，其效果不充分，因此，将mn含量设为0.10％以上，优选为0.20％以上、进一步优选为0.50％以上。另一方面，如果mn含量超过3.00％，则焊接性变差，因此，将mn含量设为3.00％以下，优选为2.00％以下。
[0084]
p：0.030％以下
[0085]
p(磷)使韧性及焊接性变差，因此，将p含量设为0.030％以下。优选为0.025％以下。
[0086]
s：0.0100％以下
[0087]
s(硫)是使钢的韧性及焊接性变差的有害元素，因此，期望将其尽量降低。特别是如果s含量超过0.0100％，则母材韧性及焊接部韧性大幅变差。因此，将s含量设为0.0100％以下。优选为0.0080％以下、进一步优选为0.0060％以下。
[0088]
n：0.0005～0.0100％
[0089]
n(氮)是使韧性降低的有害元素，因此，期望将其尽量降低。特别是如果n量超过0.0100％，则韧性大幅降低。因此，将n量设为0.0100％以下。优选为0.0080％。更优选为0.0070％。另一方面，为了避免制钢工序中的精炼成本过度增加，将n量设为0.0005％以上，优选为0.0010％以上。
[0090]
al：0.001～0.10％
[0091]
al(铝)是作为脱氧剂而添加的元素，将al量设为0.001％以上，优选为0.003％以上。然而，如果al量超过0.10％，则钢的韧性降低。因此，将al量设为0.10％以下，优选为0.08％以下。
[0092]
选自cu：0.010～0.50％、以及sb：0.010～0.50％中的1种或2种
[0093]
cu(铜)及sb(锑)对于耐氨scc性的提高是重要的元素，必须含有其中的1种或2种。即，cu及sb在液氨环境中随着钢材的阳极溶出而分别迅速地以难溶性的金属cu和金属sb的形式在表面富集。作为这些难溶性金属在表面富集的结果，裂纹前端的阳极溶解敏感性降低。其结果是，应力腐蚀破裂的裂纹前端的阳极反应受到抑制，裂纹扩展速度降低。为了获得这样的效果，在含有cu的情况下，必须使cu含量为0.010％以上，另外，在含有sb的情况下，必须使sb含量为0.010％以上。另一方面，如果过量含有cu及sb，则焊接性、韧性变差，从成本的观点考虑也变得不利。因此，将cu含量及sb含量分别设为0.50％以下。优选分别为0.40％以下、更优选分别为0.30％以下。
[0094]
以上，对基本成分进行了说明，但也可以根据需要适当含有以下的元素。
[0095]
选自sn：0.01～0.50％、ni：0.01～3.00％、cr：0.01～3.00％中的一种以上sn(锡)、ni(镍)及cr(铬)是进一步提高耐氨scc性的元素，可以含有其中的1种以上。这些元素均是提高钢材的耐酸性的元素，裂纹前端的选择性阳极溶解的结果是，具有在ph过度降低时抑制加速进行的腐蚀反应的作用。这样的效果通过含有这些元素0.01％以上而展现，因此，优选含有0.01％以上、更优选含有0.02％以上。然而，如果大量含有这些任意元素，会使焊接性、韧性变差，从成本的观点考虑也变得不利。因此，在含有这些元素的情况下，sn的含
量优选为0.50％以下、更优选为0.35％以下。ni的含量优选为3.00％以下、更优选为2.00％以下。cr的含量优选为3.00％以下、更优选为2.00％以下。
[0096]
选自ca：0.0001～0.0100％、mg：0.0001～0.0200％、以及rem：0.001～0.200％中的一种以上
[0097]
对于ca(钙)、mg(镁)及rem(稀土元素)而言，为了确保焊接部的韧性，可以含有其中的1种以上。然而，如果大量含有这些任意元素，会导致焊接部的韧性变差、成本增加。因此，在含有这些元素的情况下，其含量优选设为ca：0.0001～0.0100％、mg：0.0001～0.0200％、以及rem：0.001～0.200％的范围。
[0098]
ti：0.005～0.100％、zr：0.005～0.100％、nb：0.005～0.100％、以及v：0.005～0.100％选自以下成分中的一种以上
[0099]
为了确保期望的强度，可以含有ti(钛)、zr(锆)、nb(铌)及v(钒)中的1种或2种以上。然而，如果大量含有这些任意元素，会使韧性、焊接性变差。因此，在含有这些元素的情况下，其含量均优选设为0.005～0.100％的范围，更优选为0.005～0.050％的范围。
[0100]
co：0.01～0.50％
[0101]
co(钴)是提高钢材的强度的元素，可以根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有co 0.01％以上。然而，如果co含量超过0.50％，则韧性、焊接性变差。因此，在含有co的情况下，其含量优选设为0.01～0.50％的范围，更优选为0.01～0.30％的范围。
[0102]
b：0.0001～0.0300％
[0103]
b(硼)是提高钢材的淬火性的元素，为了确保钢材的强度，可以根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有b 0.0001％以上，更优选含有0.0003％以上。然而，如果b含量超过0.0300％，则会导致韧性的大幅变差。因此，在含有b的情况下，其含量优选设为0.0300％以下，更优选设为0.0020％以下。
[0104]
上述以外的成分是fe及不可避免的杂质。
[0105]
以上，对本发明的液氨运送用及储存用钢材的成分组成进行了说明，对于本发明的液氨运送用及储存用钢材而言，如下所述地控制(cu sb)偏析度是非常重要的。
[0106]
(cu sb)偏析度：小于15
[0107]
由于cu和sb的偏析，在偏析部与非偏析部的耐阳极溶解性的差异增大。该耐阳极溶解性的差异成为选择性阳极溶解的驱动力，促进阳极溶解主导型的氨scc的裂纹传播。即，在氨scc的裂纹传播过程中，由于裂纹深入扩展，因此，裂纹前端的氧浓度降低，无法充分地形成sio2被膜。因此，为了在含有cu和sb的成分组成中确保优异的耐氨scc特性，除了含有上述的cu或sb以外，抑制cu和sb的偏析来抑制钢材内的阳极溶解敏感性差异也是很重要的。从这样的观点考虑，(cu sb)偏析度设为小于15，优选小于14、更优选为12以下。对下限没有特别限定，优选设为1.5以上。
[0108]
需要说明的是，这里所述的(cu sb)偏析度是指，在与钢材的轧制方向平行地切断的截面(与钢材表面垂直的截面)中，通过电子探针微量分析(electron probe microanalyzer，以下表示为epma)的束分析得到的偏析部的(cu sb)浓度相对于平均的(cu sb)浓度之比。这里，(cu sb)浓度是指cu浓度与sb浓度之和。具体而言，(cu sb)偏析度的求出方法是将钢材的厚度设为t(mm)、将宽度(与钢材的轧制方向及厚度方向成直角的方向)设为w(mm)时，首先，在与钢材的轧制方向平行、且与钢材表面垂直的截面(与钢材表面
垂直的截面)的钢材的轧制方向：1mm、总板厚方向(板表背面最表层0.05mm除外)：(t－0.1)mm的面区域，沿着钢材的厚度方向在射束直径：20μm、间距：50μm的条件下实施cu及sb的epma束分析。需要说明的是，cu和sb的epma面分析在从一个宽度端部起w/4的位置、和3w/4的位置这两个截面中任意的1mm
×
(t－0.1)mm的面区域实施(参照图1)。然后，对每个测定线求出cu及sb的浓度之和、即(cu sb)浓度(质量浓度)的最大值，将它们的平均值作为偏析部的(cu sb)浓度。将用该偏析部的(cu sb)浓度除以测定线的全部测定值的cu及sb的浓度之和的算术平均值、即平均的(cu sb)浓度而得到的值作为(cu sb)偏析度。即，(cu sb)偏析度由下式(1)定义。
[0109]
[(cu sb)偏析度]＝[偏析部的(cu sb)浓度]/[平均的(cu sb)浓度] (1)
[0110]
如上所述，从确保耐scc性的观点考虑，对于本发明的液氨运送用及储存用钢材，抑制cu和sb的偏析、即将表示cu和sb的偏析程度的(cu sb)偏析度控制为给定值以下是非常重要的。这里，即使成分组成相同，(cu sb)偏析度也会因制造条件而大幅变化。因此，为了抑制cu和sb的偏析，适当地控制后述的钢材的制造方法是非常重要的。
[0111]
接下来，对本发明的液氨运送用及储存用钢材的适当的制造方法进行说明。
[0112]
本发明的钢材可以如下所述地制造：使用转炉、电炉、真空脱气等公知的精炼工艺对调整为上述成分组成的钢进行熔炼，通过连续铸造法或铸锭-开坯轧制法制成钢原材料(钢坯)，接着，根据需要对该钢原材料进行再加热后，进行热轧，由此制成钢板或型钢等而制造。
[0113]
这里，在连续铸造的情况下，在本发明中，优选将铸造速度(拉拔速度)设为0.3～2.8m/min。铸造速度小于0.3m/min时，操作效率变差，因此，优选为0.3m/min以上、更优选为0.4m/min以上。另一方面，如果铸造速度超过2.8m/min，则发生表面温度不均，另外，对铸片内部的钢水供给变得不充分，会促进cu及sb的偏析，因此，优选为2.8m/min以下。从抑制cu及sb的偏析的观点考虑，铸造速度更优选为2.6m/min以下、进一步优选为2.2m/min以下。
[0114]
另外，优选进行如下轻压下法：一边通过压下辊组以相当于凝固收缩量与热收缩量之和的程度的压下总量及压下速度将具有未凝固层的凝固末期的铸片缓慢地压下，一边进行铸造。通过进行轻压下法，对具有未凝固层的凝固末期的铸片实施轻压下，由此能够减少铸片的厚度方向中心部的cu和sb的中心偏析。因此，在最终得到的钢材中，也能够将(cu sb)偏析度控制为低水平，在提高耐氨scc性方面是有效的。轻压下的条件没有特别限定，在实施轻压下的情况下，优选例如在铸片的厚度方向中心部的固相率为0.3～0.7的状态下施加0.5～2.0mm/min的压下。
[0115]
接下来，优选在将上述的钢原材料(钢坯)热轧成期望的尺寸形状时，将钢坯再加热温度设为900～1350℃而进行再加热。钢坯再加热温度小于900℃时，变形阻力大，热轧变得困难。另一方面，如果钢坯再加热温度超过1350℃，则在钢材表面产生部分熔融相，因此，产生表面痕迹、或者氧化烧损、燃料单位消耗量增加。
[0116]
另外，由于cu和sb的偏析度受到加热条件的影响，因此，从确保耐氨scc性的观点考虑，优选适当地控制加热条件。具体而言，在800～950℃的钢坯再加热温度范围，cu和sb快速地扩散，优选将该800～950℃的温度范围内的停留时间(上述温度范围内的停留时间之和)设为8～150min的范围。停留时间小于8min时，扩散变得不充分，存在难以确保耐氨scc性的隐患，因此优选为8min以上、更优选为10min以上、进一步优选为15min以上。另外，
如果加热停留时间超过150min，则在钢表面的铁的选择性氧化过度进行，其结果是，同样会在表层附近新形成cu及sb的偏析相，存在耐氨scc性变差的隐患，因此优选为150min以下、更优选为120min以下、进一步优选为100min以下。
[0117]
需要说明的是，在本发明的钢材的制造方法中，作为对钢原材料(钢坯)进行再加热并进行热轧的工艺的代替，可以不将通过连续铸造法或铸锭-开坯轧制法制造的钢原材料(钢坯)冷却至小于900℃的温度范围、不进行再加热而直接进行热轧。在该情况下，在热轧前的钢原材料(钢坯)中，cu和/或sb能够容易地扩散，因此，在将钢坯冷却时那样的偏析不明显，不成为问题。因此，在该情况下，不需要在进行再加热的情况下所限定的特定温度范围内使钢原材料(钢坯)停留特定时间这样的用于减少cu和/或sb的偏析的处置。另外，可以对热轧后得到的热延钢板实施再加热处理、酸洗、冷轧而制成给定板厚的冷轧钢板。
[0118]
在热轧中，优选将精轧结束温度设为650℃以上。精轧结束温度小于650℃时，由于变形阻力的增大，轧制负载增加，轧制的实施变得困难。需要说明的是，精轧结束温度优选设为950℃以下。如果轧制结束温度超过950℃，则无法充分地确保未再结晶温度范围内的压下，最终得到的钢板的强度和韧性降低。
[0119]
热轧后的冷却可以是空气冷却、加速冷却中的任意方法，但在想要得到更高强度的情况下，优选进行加速冷却。这里，在进行加速冷却的情况下，优选将冷却速度设为2～100℃/s、将冷却停止温度设为700～400℃。即，冷却速度小于2℃/s时、和/或冷却停止温度超过700℃时，有时加速冷却的效果小，无法实现充分的高强度化。另一方面，冷却速度超过100℃/s、和/或冷却停止温度小于400℃时，有时钢材的韧性降低、钢材的形状发生变形。
[0120]
在本发明中，从耐氨scc性的观点考虑，不需要对轧制后冷却的钢板进行热处理。需要说明的是，在钢板发生了应变的情况下，可以实施以对其进行矫正为目的的热处理，在该情况下，优选加热至200～700℃。
[0121]
另外，在本发明中，制造条件中的温度均作为钢板平均温度。钢板平均温度可根据板厚、表面温度及冷却条件等通过模拟计算等而求得。例如，通过利用差分法计算板厚方向的温度分布，从而求出钢板的平均温度。
[0122]
实施例1
[0123]
接下来，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，本发明并不仅限于这些实施例。
[0124]
将表1所示的成分组成的钢(余量为fe及不可避免的杂质)在转炉中熔炼，通过表2所示的条件的连续铸造制成钢坯。在连续铸造工序中，对于no.11、no.53及no.59，实施了轻压下。具体而言，在铸片的厚度方向中心部的固相率为0.3～0.7的状态下施加了0.5～2.0mm/min的压下。与此相对，在其它情况下，未实施轻压下。将这些钢坯再加热至1130℃后，在表2所示的条件下保持，实施精轧结束温度为800℃的热轧，得到了板厚为25mm的钢材。需要说明的是，热轧后的冷却设为冷却速度：10℃/s、冷却停止温度：550℃的水冷(加速冷却)。
[0125]
然后，通过上述的方法求出所得到的钢材的(cu sb)偏析度。另外，从scc裂纹传播特性的观点考虑，基于慢应变速率试验(ssrt：slow strain rate test)法进行了耐氨scc性的评价。ssrt是始终以恒定的应变速度对钢材施加应变的试验，不考虑scc的发生过程。因此，可以说是反映了scc的裂纹传播特性的scc特性评价试验法。具体而言，通过以下的步
骤实施。
[0126]
将钢材加工成130mm
×
6.35mmφ的圆棒，对两端实施螺纹切削加工，同时从圆棒的中心部向两端各12.7mm加工成3.81mmφ，设置长度25.4mm的平行部。将本试验材料在丙酮中进行5分钟的超声波脱脂，安装于ssrt试验机。在覆盖试验材料的槽中填充和不填充将氨基甲酸铵12.5g和液氨1l混合而成的溶液的条件下，分别在干燥空气氛围中以1
×
10-6
/s的应变速度施加应变。然后，计算出达到断裂为止的总伸长率的比率({填充溶液时的总伸长率/不填充溶液时的总伸长率}
×
100)，按照以下的基准对耐氨scc性进行了评价。需要说明的是，如果为
○
或
◎
，则判定为具有足够的耐氨scc特性。
[0127]
◎
(优)：90％以上
[0128]
○
(良)：80％以上且小于90％
[0129]
×
(不足)：小于80％
[0130]
将得到的结果示于表2。
[0131][0132]
[表2]
[0133][0134]
*下划线表示发明范围外
[0135]
如表2所示，发明例全部具有优异的耐氨scc性。相比之下，比较例的耐氨scc性均
不足，不适合作为液氨运送用及储存用钢材。