JP2014040648A - 極低温靱性に優れた厚鋼板 - Google Patents

極低温靱性に優れた厚鋼板 Download PDF

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Abstract

【課題】Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度のＮｉ鋼において−１９６℃以下での極低温靱性（特にＣ方向の極低温靱性）に優れており、−１９６℃での脆性破面率≦１０％を実現できる、６９０ＭＰａ超の高強度厚鋼板を提供する。
【解決手段】本発明の厚鋼板は、所定の鋼中成分を含み、鋼板中に存在する円相当径１．０μｍ超の介在物の平均真円度Ａは１．８以下、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相の体積分率（Ｖ）が２．０〜１２．０％、且つ、下記（１）式で表わされるＢ値が１．３以上を満足するものである。
Ｂ＝Ｖ2/3／Ａ ・・・ （１）
【選択図】なし

Description

本発明は、極低温靱性に優れた厚鋼板に関し、詳細には、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度に低減されても、−１９６℃以下の極低温下における靱性［特に、板幅方向（Ｃ方向）の靱性］が良好な厚鋼板に関するものである。以下では、上記の極低温下に曝される液化天然ガス（ＬＮＧ）向けの厚鋼板（代表的には、貯蔵タンク、輸送船など）を中心に説明するが、本発明の厚鋼板はこれに限定する趣旨ではなく、−１９６℃以下の極低温下に曝される用途に用いられる厚鋼板全般に適用される。
液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯蔵タンクに用いられるＬＮＧタンク用厚鋼板は、高い強度に加え、−１９６℃の極低温に耐えられる高い靱性が求められる。これまで、上記用途に用いられる厚鋼板としては、９％程度のＮｉ（９％Ｎｉ鋼）を含む厚鋼板が使用されてきたが、近年、Ｎｉのコストが上昇しているため、９％未満の、少ないＮｉ含有量であっても、極低温靱性に優れた厚鋼板の開発が進められている。
例えば非特許文献１には、６％Ｎｉ鋼の低温靱性に及ぼすα−γ二相共存域熱処理の影響について記載されている。詳細には、焼戻し処理の前に、α−γ二相共存域（Ａc1〜Ａc3間）での熱処理（Ｌ処理）を加えることにより、通常の焼入れ焼戻し処理を受けた９％Ｎｉ鋼と同等以上の、−１９６℃での極低温靱性を付与できること；この熱処理はまた、Ｃ方向（板幅方向）試験片の靱性を向上させること；これらの効果は、多量の微細かつ極低温での衝撃荷重に対しても安定な残留オーステナイトの存在によるものであること、などが記載されている。しかしながら、上記方法によれば、圧延方向（Ｌ方向）の極低温靱性は優れているものの、板幅方向（Ｃ方向）の極低温靱性は、Ｌ方向に比べて劣る傾向にある。また、脆性破面率の記載はない。
上記非特許文献１と同様の技術が、特許文献１および特許文献２に記載されている。これらのうち、特許文献１には、Ｎｉを４．０〜１０％含有し、オーステナイト粒度などが所定範囲に制御された鋼を熱間圧延してからＡc1〜Ａc3間に加熱し、次いで冷却する処理（上記非特許文献１に記載のＬ処理に相当）を１回または２回以上繰り返した後、Ａc1変態点以下の温度で焼戻す方法が記載されている。また、特許文献２には、Ｎｉを４．０〜１０％含有し、熱間圧延前のＡｌＮの大きさを１μｍ以下にした鋼に対し、上記特許文献１と同様の熱処理（Ｌ処理→焼戻し処理）を行なう方法が記載されている。これらの方法に記載の−１９６℃での衝撃値（ｖＥ-196）は、おそらく、Ｌ方向のものと推察され、Ｃ方向の上記靱性値は不明である。また、これらの方法では強度について考慮されておらず、脆性破面率の記載はない。
また、非特許文献２には、上記のＬ処理（二相域焼入れ処理）とＴＭＣＰを組合わせたＬＮＧタンク用６％Ｎｉ鋼の開発について記載されている。この文献によれば、圧延方向（Ｌ方向）の靱性が高い値を示すことは記載されているものの、板幅方向（Ｃ方向）の靱性値は記載されていない。
特許文献３には、０．３〜１０％のＮｉと、所定量のＭｇを含み、所定粒径のＭｇ含有酸化物粒子が適切に分散された、５７０ＭＰａ級以上の溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼が記載されている。上記特許文献３には、Ｍｇ含有酸化物の制御によって加熱オーステナイト粒径が微細化され、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が向上すること；そのためには、脱酸元素添加前のＯ（酸素）量と、Ｍｇと他の脱酸元素との添加順序が重要であり、溶存酸素量が０．００１〜０．０２％の溶鋼にＭｇ、Ｔｉ、Ａｌを同時に添加した後、鋳造して鋼片とするか、またはＭｇ、Ｔｉ、Ａｌの添加に際し、Ａｌを最後に添加した後、鋳造して鋼片とすることが記載されている。上記特許文献３の実施例には、Ｃ方向の靱性値（破面遷移温度ｖＴｒｓ）が記載されており、９％Ｎｉ鋼の上記特性は良好である（破面遷移温度ｖＴｒｓ≦−１９６℃）が、５％近傍のＮｉ鋼の上記特性は−１４０℃であり、更なる改善が求められている。
更に特許文献４には、５．０〜７．５％のＮｉを添加し、オーステナイトの分布を均一化することで、母材および溶接継手の靭性（ＣＴＯＤ特性）、アレスト性、不安定破壊抑止特性に優れた厚鋼板を得る技術が記載されている。しかしながら、ＣＴＯＤ試験における評価温度は−１６５℃とやや高く、−１９６℃以下の極低温向けに開示された技術ではない。また、特許文献４を精査しても、シャルピー衝撃吸収試験における脆性破面率の記載は全くない。また、特許文献４に記載の厚鋼板を製造するためには、熱間圧延前に、１２５０〜１３８０℃で８〜５０時間という高温下での長時間加熱処理が必要であり、製造コストの観点から不利である。
特開昭４９−１３５８１３号公報 特開昭５１−１３３０８号公報 特開２００１−１２３２４５号公報 特許第４９７５８８８号公報
矢野ら，「６％Ｎｉ鋼の低温靱性に及ぼすα−γ二相共存域熱処理の影響」，鉄と鋼，第５９年（１９７３）第６号，ｐ７５２〜７６３ 古谷ら，「ＬＮＧタンク用６％Ｎｉ鋼の開発」，ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖｏｌ．２３（２０１０），ｐ１３２２
上述したように、これまで、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度のＮｉ鋼において−１９６℃での極低温靱性に優れた技術は提案されているものの、Ｃ方向での極低温靱性は、十分に検討されていない。特に、母材強度が高い（詳細には、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａ）高強度下での極低温靱性の更なる向上（Ｃ方向での極低温靱性向上）が強く求められている。
また、上述した文献には、脆性破面率について検討されたものはない。脆性破面率は、シャルピー衝撃試験において荷重が加わった際に生じる脆性破壊の割合を示したものである。脆性破壊が発生した部位では、破壊に至るまでに鋼材に吸収されるエネルギーが著しく小さくなり、容易に破壊が進行するようになるため、特に、極低温での破壊を抑制するためには、汎用のシャルピー衝撃試験において出現する脆性破面率を低レベルに抑制する（１０％以下）ことが極めて重要な要件となっている。しかしながら、強度が高いほど脆性破壊が発生しやすくなるため、上記のように高い母材強度下において、脆性破面率≦１０％を実現することは、一般には困難である。そのため、母材強度が高い高強度厚鋼板において、これらの両方を具備させた技術は、未だ提案されていない。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度のＮｉ鋼において−１９６℃での極低温靱性（特にＣ方向の極低温靱性）に優れており、脆性破面率≦１０％を実現できる高強度厚鋼板を提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明に係る極低温靱性に優れた厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５０〜２．０％、Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｉ：５．０〜７．５％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、鋼板中に存在する円相当径１．０μｍ超の介在物の平均真円度（Ａ）が１．８以下であり、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相の体積分率（Ｖ）が２．０〜１２．０％を満たし、且つ、下記（１）式で表わされるＢ値が１．３以上であるところに要旨を有するものである。
Ｂ＝Ｖ2/3／Ａ ・・・ （１）
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相が体積分率にて４．０〜１２．０％を満足するものである。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に、Ｃｕ：１．００％以下（０％を含まない）を含有する。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に、Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．００％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に、Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更にＢ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有する。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に、Ｃａ：０．００３０％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５０％以下（０％を含まない）、およびＺｒ：０．００５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
本発明によれば、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度に低減された低Ｎｉ鋼において、母材強度が高くても（詳細には、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａ）、−１９６℃以下での極低温靱性（特にＣ方向の極低温靱性）に優れており、具体的には、Ｃ方向のシャルピー衝撃吸収試験において、−１９６℃での脆性破面率≦１０％（好ましくは、−２３３℃での脆性破面率≦５０％）を満足する高強度厚鋼板を提供することができた。
本発明者らは、Ｎｉ含有量が７．５％以下に低減され、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａを満足する高強度厚鋼板において、Ｃ方向のシャルピー衝撃値において、−１９６℃での脆性破面率≦１０％を満足する極低温靱性向上技術を提供するため、検討を行なった。その結果、（ア）−１９６℃において存在する残留オーステナイト（残留γ）相の体積分率Ｖを２．０〜１２．０％に制御する［好ましくは、４．０〜１２．０％（体積分率）に制御する］と共に、（イ）脆性破壊の進展を助長する円相当径１．０μｍ超の介在物（以下、単に介在物と呼ぶ場合がある。）について、上記介在物の平均真円度Ａを１．８以下に低減し、且つ、下記（１）式で示されるＢ値を１．３以上に制御すると、所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。
Ｂ＝Ｖ2/3／Ａ ・・・ （１）
特に前述した従来技術の関係で特筆すべき特徴部分は、後者の（イ）にある。以下、本発明に到達した経緯について説明する。
本発明者らは、Ｎｉ含有量が７．５％以下のＮｉ鋼において、−１９６℃の極低温靱性に優れた厚鋼板を提供するため、検討を重ねてきた。具体的には、本発明では、Ｃ方向における脆性破面率≦１０％、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａの全ての特性を満足する極低温靱性に優れた高強度厚鋼板を提供するとの観点から、まず、従来技術に記載の文献に教示されている方法を検討した。
上記文献には、５％Ｎｉ鋼の極低温靱性向上には、−１９６℃で存在する残留オーステナイト（残留γ）を安定化させることが重要であることが教示されている。また、製造方法を総合的に勘案すると、溶鋼段階において、脱酸元素添加前の溶存酸素量を制御し、この溶鋼中に、Ａｌを最後に添加するようにして鋳造すると共に、α−γ二相共存域（Ａc1〜Ａc3間）での熱処理（Ｌ処理）の後、Ａc1変態点以下の温度で焼戻し処理する方法を推奨しており、これにより、極低温靱性が向上することが教示されている。しかしながら、本発明者らの検討結果によれば、上記方法により、Ｌ方向の極低温靱性は向上するものの、Ｃ方向の極低温靱性は充分でなく、本発明で掲げる上記の目標レベル（Ｃ方向における脆性破面率≦１０％）を実現できないことが判明した。
そこで更に検討を重ねた結果、所望とする極低温靱性に優れた厚鋼板を得るためには、上述した技術を基本的に踏襲しつつも、厚鋼板およびその製造方法において、更なる要件を付加することが不可欠であることを突き止めた。詳細には、（ｉ）厚鋼板において、−１９６℃での残留γ相の体積分率Ｖを、Ｖ＝２．０〜１２．０％の範囲で存在させることに加えて、脆性破壊の進展を助長することが判明した円相当径１．０μｍ超の介在物に着目し、上記介在物の平均真円度Ａを１．８以下に低減すると共に、上記介在物の平均真円度Ａと、−１９６℃において存在する上記残留γ相の体積分率Ｖ（％）との関係式（１）で示されるＢ値を、Ｂ値≧１．３に制御することが有効であること、（ｉｉ）このような厚鋼板を製造するためには、溶鋼段階における、Ａｌ添加前の溶存酸素量（フリーＯ量）の制御と、熱間圧延後における、Ａc1〜Ａc3間での熱処理（Ｌ処理）→所定温度域での焼戻し処理に加えて、溶鋼段階の更なる制御が有効であり、鋳造時の１４５０〜１５００℃での冷却時間（ｔ１）を３００秒以下（スラブ厚ｔの１／２位置における値）に制御し、且つ、鋳造時の１３００〜１２００℃での冷却時間（ｔ２）を６８０秒以下（スラブ厚ｔの１／４位置における値）に制御することが有効であることを突き止めた。
更に（ウ）上記（ア）において、−１９６℃において存在する残留γ相を４．０〜１２．０％（体積分率）に制御することで、より低温の−２３３℃においても、脆性破面率を５０％以下の良好な水準に保つことができること、（エ）このような厚鋼板を製造するためには、熱間圧延後における、Ａc1〜Ａc3間での熱処理（Ｌ処理）において所定時間の保持が有効であることを見出し、本発明を完成した。
本明細書において「極低温靱性に優れる」とは、後記する実施例の欄に記載の方法によってＣ方向（板幅方向）のシャルピー衝撃吸収試験における脆性破面率を測定したとき、−１９６℃での脆性破面率≦１０％を満足するものである。後記する実施例では、Ｌ方向（圧延方向）における脆性破面率は測定していないが、これは、Ｃ方向での脆性破面率が１０％以下であれば、Ｌ方向での脆性破面率も、必然的に１０％以下となるとの経験則に基づくものである。
本明細書において「厚鋼板」とは、鋼板の厚さがおおむね、６〜５０ｍｍのものを意味する。
また本発明では、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａを満足する高強度厚鋼板を対象とする。
以下、本発明の厚鋼板について詳しく説明する。
上述したように本発明の厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５０〜２．０％、Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｉ：５．０〜７．５％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、鋼板中に存在する円相当径１．０μｍ超の介在物の平均真円度（Ａ）が１．８以下であり、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相の体積分率（Ｖ）が２．０〜１２．０％を満たし、且つ、下記（１）式で表わされるＢ値が１．３以上であるところに特徴がある。
Ｂ＝Ｖ2/3／Ａ ・・・ （１）
まず、鋼中成分について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは、強度および残留オーステナイトの確保に必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃ量の下限を０．０２％以上とする。Ｃ量の好ましい下限は０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。但し、過剰に添加すると、強度の過大な上昇により極低温靱性が低下するため、その上限を０．１０％以下とする。Ｃ量の好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、脱酸材として有用な元素である。但し、過剰に添加すると、硬質の島状マルテンサイト相の生成が促進され、極低温靱性が低下するため、その上限を０．４０％以下とする。Ｓｉ量の好ましい上限は０．３５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｍｎ：０．５０〜２．０％
Ｍｎはオーステナイト（γ）安定化元素であり、残留γ量の増加に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．５０％とする。Ｍｎ量の好ましい下限は０．６％以上であり、より好ましくは０．７％以上である。但し、過剰に添加すると、焼戻し脆化をもたらし、所望の極低温靱性を確保できなくなるため、その上限を２．０％以下とする。Ｍｎ量の好ましい上限は１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊の原因となる不純物元素であり、所望とする極低温靱性確保のため、その上限を０．００７％以下とする。Ｐ量の好ましい上限は０．００５％以下である。Ｐ量は少なければ少ない程良いが、工業的にＰ量を０％とすることは困難である。
Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）
Ｓも、上記Ｐと同様、粒界破壊の原因となる不純物元素であり、所望とする極低温靱性確保のため、その上限を０．００７％以下とする。後記する実施例に示すように、Ｓ量が多くなると脆性破面率は増加し、所望とする極低温靱性（−１９６℃での脆性破面率≦１０％）を実現できない。Ｓ量の好ましい上限は０．００５％以下である。Ｓ量は少なければ少ない程良いが、工業的にＳ量を０とすることは困難である。
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは脱酸元素である。Ａｌの含有量が不足すると、溶鋼中でのフリー酸素濃度が上昇し、鋳造冷却の過程で、元々溶鋼中に存在した介在物の表面に酸化物あるいは硫化物といった二次介在物が複合生成することで、介在物の形状がいびつなものとなり、円相当径が１．０μｍ超の介在物の平均真円度が大きくなるため、その下限を０．００５％以上とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。但し、過剰に添加すると、上記介在物の凝集や合体が促進され、やはり当該介在物の平均真円度が大きくなるため、その上限を０．０５０％以下とする。Ａｌ量の好ましい上限は０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
Ｎｉ：５．０〜７．５％
Ｎｉは、極低温靱性の向上に有用な残留オーステナイト（残留γ）を確保するのに必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎｉ量の下限を５．０％以上とする。Ｎｉ量の好ましい下限は５．２％以上であり、より好ましくは５．４％以上である。但し、過剰に添加すると、原料のコスト高を招くため、その上限を７．５％以下とする。Ｎｉ量の好ましい上限は７．０％以下であり、より好ましくは６．５％以下であり、更に好ましくは６．０％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｎは、歪時効により極低温靱性を低下させるため、その上限を０．０１０％以下とする。Ｎ量の好ましい上限は０．００６％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。
本発明の厚鋼板は上記成分を基本成分として含み、残部：鉄および不可避不純物である。
本発明では、更なる特性の付与を目的として、以下の選択成分を含有することができる。
Ｃｕ：１．００％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、γ安定化元素であり、残留γ量の増加に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｕを０．０５％以上含有することが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の過度な向上をもたらし、所望とする極低温靱性効果が得られないため、その上限を１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量の、より好ましい上限は０．８％以下であり、更に好ましくは０．７％以下である。
Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．００％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
ＣｒおよびＭｏは、いずれも強度向上元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種類を併用しても良い。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ量を０．０５％以上、Ｍｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の過度な向上を招き、所望とする極低温靱性を確保できなくなるため、Ｃｒ量の好ましい上限を１．２％以下（より好ましくは１．１％以下、更に好ましくは０．９％以下、更に一層好ましくは０．５％以下）、Ｍｏ量の好ましい上限を１．００％以下（より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下）とする。
Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれも炭窒化物として析出し、強度を上昇させる元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ量を０．００５％以上、Ｎｂ量を０．００５％以上、Ｖ量を０．００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の過度な向上を招き、所望とする極低温靱性を確保できなくなるため、Ｔｉ量の好ましい上限を０．０２５％以下（より好ましくは０．０１８％以下であり、更に好ましくは０．０１５％以下）、Ｎｂ量の好ましい上限を０．１０％以下（より好ましくは０．０５％以下であり、更に好ましくは０．０２％以下）、Ｖ量の好ましい上限を０．５０％以下（より好ましくは０．３％以下であり、更に好ましくは０．２％以下）とする。
Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）
Ｂは、焼入れ性向上により強度向上に寄与する元素である。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｂ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の過度な向上をもたらし、所望とする極低温靱性を確保できなくなるため、Ｂ量の好ましい上限を０．００５０％以下（より好ましくは０．００３０％以下、更に好ましくは０．００２０％以下）とする。
Ｃａ：０．００３０％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ（希土類元素）：０．００５０％以下（０％を含まない）、およびＺｒ：０．００５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃａ、ＲＥＭ、およびＺｒは、いずれも脱酸元素であり、これらの添加によって鋼中の酸素濃度が低下し、酸化物の量が減少することで靭性に好影響を及ぼす。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｃａ量を０．０００５％以上、ＲＥＭ量（以下に記載のＲＥＭを、単独で含有するときは単独の含有量であり、二種以上を含有するときは、それらの合計量である。以下、ＲＥＭ量について同じ。）を０．０００５％以上、Ｚｒ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、酸化物のサイズが増加し、極低温靱性が低下するため、Ｃａ量の好ましい上限を０．００３０％以下（より好ましくは０．００２５％以下）、ＲＥＭ量の好ましい上限を０．００５０％以下（より好ましくは０．００４０％以下）、Ｚｒ量の好ましい上限を０．００５０％以下（より好ましくは０．００４０％以下）とする。
本明細書において、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（周期表において、原子番号５７のＬａから原子番号７１のＬｕまでの１５元素）に、Ｓｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）とを加えた元素群であり、これらを単独で、または二種以上を併用することができる。好ましい希土類元素はＣｅ、Ｌａである。ＲＥＭの添加形態は特に限定されず、ＣｅおよびＬａを主として含むミッシュメタル（例えばＣｅ：約７０％程度、Ｌａ：約２０〜３０％程度）の形態で添加しても良いし、或いは、Ｃｅ、Ｌａなどの単体で添加して良い。
以上、本発明の鋼中成分について説明した。
更に本発明の厚鋼板は、−１９６℃において存在する残留γ相の体積分率Ｖが、２．０〜１２．０％（好ましくは４．０〜１２．０％）を満足するものである。
−１９６℃において存在する残留γは、極低温靱性の向上に寄与することが知られている。このような作用を有効に発揮させるため、−１９６℃で存在する全組織に占める残留γ相の体積分率Ｖを２．０％以上とする。但し、残留γは、マトリクス相に比べて比較的軟質であり、残留γ量が過剰になると、ＹＳが所定の値を確保できなくなるため、その上限を１２．０％とする（後記する表２ＢのＮｏ．４３を参照）。残留γ相の体積分率Ｖについて、好ましい下限は４．０％以上、より好ましい下限は６．０％以上であり、好ましい上限は１１．５％以下、より好ましい上限は１１．０％以下である。
更に、−１９６℃で存在する全組織に占める残留γの体積分率を４．０％以上に制御することで、上述した−１９６℃より更に低温の−２３３℃においても、脆性破面率を５０％以下の良好な水準に保つことができる。このような効果を更に発揮させたい場合の、より好ましい下限は６．０％以上であり、好ましい上限は上記と同じである。
なお、本発明の厚鋼板では、−１９６℃で存在する組織のうち、残留γ相の体積分率Ｖの制御が重要であって、残留γ以外の他の組織については、何ら限定するものではなく、厚鋼板に通常存在するものであれば良い。残留γ以外の組織としては、例えば、ベイナイト、マルテンサイト、セメンタイト等の炭化物などが挙げられる。
更に本発明の厚鋼板は、鋼板中に存在する円相当径１．０μｍ超の介在物について、上記介在物の平均真円度Ａが、Ａ≦１．８を満足し、且つ、下記（１）式で表わされるＢ値が１．３以上を満足するものである。
Ｂ＝Ｖ2/3／Ａ ・・・ （１）
ここで「円相当径」とは、上記介在物の大きさに着目し、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたものである。
本発明において円相当径１．０μｍ超の介在物に着目したのは、上記介在物が、脆性破壊の進展を助長することが判明したためである。すなわち、所定の高強度を確保しつつ、極低温での脆性破面率を改善するためには、脆性破壊を助長する介在物を低減する必要があるが、本発明者らの検討結果によれば、上記介在物の平均真円度Ａが大きくなると、たとえ−１９６℃での残留γ相の体積分率Ｖを上記範囲に制御したとしても、所望とする極低温靱性を実現できないことが分かった（後記する表２ＢのＮｏ．３３、３５、３６を参照）。上記介在物の平均真円度Ａは小さい程良く、好ましくは１．７以下であり、より好ましくは１．５以下である。最も好ましくは１である。なお、本発明において、円相当径１．０μｍ超の介在物の平均サイズ（平均円相当径）は、おおむね、２．０μｍ以下である。
上記介在物は、後記する実施例に記載の方法で測定することができる。ここで、円相当径１．０μｍ超の介在物における「介在物」の種類は、本発明では特に限定されない。脆性破壊の発生は、介在物の種類ではなく、介在物のサイズ（円相当径）が最も大きく影響するためである。上記介在物の種類としては、例えば酸化物、硫化物、窒化物、酸窒化物などの単独粒子のほか、これらの単独粒子物が２種以上複合した複合物、或いは、これらの単独粒子と他の元素が結合した複合粒子などが挙げられる。
本発明のように、円相当径１．０μｍ超の粗大な介在物の平均真円度Ａを１．８以下とすることにより、所定の強度を確保しつつ、極低温靭性が向上するメカニズムは、詳細には不明であるが、以下のように推察される。介在物は一般に、マトリクスに比べて硬度が高いため、応力集中が起こり易く、その結果、脆性破壊の起点として作用することが多い。このとき、介在物の形状がいびつになる程、介在物周囲の応力集中が局所的に助長されるようになるため、更に脆性破壊を誘発し易くなると考えられる。従って、いびつな介在物を低減すれば［すなわち、上記介在物の平均真円度Ａを１．８以下とし、出来るだけ真円（Ａ＝１）に近くなるように制御すれば］、応力集中の発生が回避されるようになり、極低温靱性が向上すると推察される。
更に本発明では、上記介在物の平均真円度Ａを制御するだけでなく、上記（１）式で表されるＢ値が、Ｂ値≧１．３を満足することが必要である。
上記Ｂ値は、極低温における脆性破面率を低減するためのパラメータであり、上記（１）式に示すように、上記介在物の平均真円度Ａと、−１９６℃において存在する残留オーステナイト（残留γ）相の体積分率Ｖとの関係で算出されるものである。以下、上記Ｂ値の導出経緯について説明する。
脆性破面率は、脆性破壊の起点が多く、脆性破壊の進展に対する抵抗が小さい程大きくなることが知られている。一般に、粗大な介在物は脆性破壊の起点となり易いが、本発明者らは、粗大な介在物の真円度が大きくなる程、換言すれば真円（Ａ＝１）から外れたいびつな形状となる程、脆性破壊の起点として作用し易くなること；更に、残留γが多い程、脆性破壊の進展に対して抵抗となることを突き止めた。これらの知見に基づき、極低温域における脆性破面率に及ぼす両者の寄与率を、数多くの基礎実験に基づいて実験的に求めた結果、上記（１）式で表わされるＢ値が極低温靱性評価のための有用なパラメータとなることを見出した。後記する実施例に示すように、残留γ相の体積分率Ｖ、および円相当径１．０μｍ超の粗大な介在物の形態（平均真円度）を確保したうえで、上記Ｂ値を１．３以上に制御することによって、初めて、強度、並びに−１９６℃および−２３３℃での脆性破面率が高いレベルで両立されるようになる。
上記Ｂ値について、好ましくは１．６以上であり、より好ましくは１．８以上である。上記Ｂ値は、極低温靱性の観点からは大きい方が良く、特にその上限は制限されない。但し、前述したように、残留γの体積分率Ｖが過剰になると、ＹＳが所定の値を確保できなくなるため、残留γの体積分率Ｖの上限を１２．０％に制限していることを考慮すると、Ｂ値の上限は、実質的に５．２（＝１２．０2/3／１）に制限される（Ｂ値の算出式において、残留γの体積分率Ｖ＝１２．０％、平均真円度Ａ＝１を代入）。強度と靭性のバランスを考慮すると、より好ましいＢ値は、３．０以下である。
次に、本発明の厚鋼板を製造する方法について説明する。
本発明に係る製造方法の特徴部分は、下記（Ａ）〜（Ｂ）にある。
（Ａ）溶鋼段階において、Ａｌ添加前のフリー酸素量［Ｏ］を１００ｐｐｍ以下、鋳造時の１４５０〜１５００℃での冷却時間（ｔ１）を３００秒以下（スラブ厚ｔの１／２位置における値）に制御し、且つ、鋳造時の１３００〜１２００℃での冷却時間（ｔ２）を６８０秒以下（スラブ厚ｔの１／４位置における値）に制御する。上記（Ａ）の方法により、特に上述した介在物の平均真円度Ａを所定範囲に低減することができる。
（Ｂ）熱間圧延後において、Ａc1〜Ａc3点の温度範囲で加熱、保持した後、水冷し、引き続き、５２０℃〜Ａc1点の温度範囲で１０〜６０分間焼戻し処理した後、空冷または水冷する。上記（Ｂ）の方法により、特に−１９６℃で存在する残留γ相の体積分率が適切に制御される。
なお、本発明で規定するＢ値は、上述した介在物の平均真円度と残留γの体積分率の両方に関わるパラメータのため、上記（Ａ）〜（Ｂ）を適切に制御することにより、上記Ｂ値を所定範囲に制御することができる。
前述した従来技術の関係で言えば、上記（Ａ）の方法のうち、ｔ１およびｔ２を特に制御したところに最大の特徴がある。
以下、各工程について詳述する。
（溶製工程について）
本発明では、Ａｌの添加方法に特別に留意している。というのも、本発明において制御すべき円相当径１．０μｍ超の介在物は、主に、溶湯中に生成したＡｌ系介在物を起点に、酸化物や硫化物などの二次介在物が冷却時に複合的に生成したものであるが、上記Ａｌ系介在物は凝集・合体により粗大化しやすく、且つ、真円度が大きいいびつな形状となり易いためである。
まず、溶鋼中に脱酸材であるＡｌを添加するに当たり、Ａｌ添加前のフリー酸素量（溶存酸素量、［Ｏ］量と略記する場合がある。）を１００ｐｐｍ以下に制御する。［Ｏ］量が１００ｐｐｍを超えると、Ａｌ添加時に生成するＡｌ系介在物が増加し、真円度が所定の範囲を超えてしまう（後記する表２ＢのＮｏ．３３を参照）。［Ｏ］量は少ない程良く、好ましくは８０ｐｐｍ以下であり、より好ましくは５０ｐｐｍ以下である。なお、［Ｏ］量の下限は、上記介在物の平均真円度を制御するとの観点からすれば特に限定されない。
上記のように［Ｏ］量を制御する方法としては、例えば、溶鋼中にＭｎ、Ｓｉの脱酸元素を添加して脱酸する方法が挙げられる。上記元素の他に、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒなどの脱酸材を選択成分として添加する場合は、これらの添加によっても［Ｏ］量を制御することができる。
Ａｌ系介在物を制御するためには、Ａｌ添加前の［Ｏ］量を制御することが重要であって、Ａｌと、他の脱酸元素との添加順序は問わない。しかしながら、［Ｏ］量が高い状態でＡｌを添加すると、酸化反応により溶鋼の温度が上昇し、操業上危険となるため、Ａｌに先立ち、Ｓｉ、Ｍｎを添加することが好ましい。また、Ｔｉなどの上記選択成分は、Ａｌの添加後に溶鋼中に添加することが好ましい。
次いで、鋳造を開始する。鋳造時の温度範囲は、おおむね、１６５０℃以下であるが、本発明では、特に１４５０〜１５００℃の温度範囲における冷却時間（ｔ１）を３００秒以下に制御すると共に、１３００〜１２００℃での冷却時間（ｔ２）を６８０秒以下に制御することが重要であり、これにより、円相当径１．０μｍ超の介在物の平均真円度が適切に制御されることが判明した。以下、詳細に説明する。
まず、１４５０〜１５００℃の温度範囲における冷却時間（ｔ１）を３００秒以下に制御する。上記ｔ１が３００秒を超えると、Ａｌ系介在物を核とした二次介在物の複合的生成が助長され、円相当径１．０μｍ超の介在物の形状がいびつとなって平均真円度が大きくなったり、上記Ｂ値が減少するなどし、所望とする極低温靱性が発揮されない（後記する表２ＢのＮｏ．３４、３５を参照）。上記観点からすると、ｔ１は短い程良く、好ましくは２９０秒以下であり、より好ましくは２８０秒以下である。ｔ１の下限は、上記観点からは特に限定されない。
なお、本発明において、鋳造時の温度範囲のうち、特に１４５０〜１５００℃の温度範囲に着目したのは、当該温度範囲が、鋳造時の凝固が進行し、溶鋼への成分濃化が進むことで、介在物の成長が促進される温度域だからである。
また、上記１４５０〜１５００℃の温度範囲は、スラブ厚ｔの中心部（ｔ／２）の温度を意味する。その理由は以下のとおりである。前述したように酸化物系の二次介在物は、主に溶湯中において複合生成するため、溶湯部の冷却時間を制御する必要がある。しかしながら、１４５０〜１５００℃は、凝固が進行しつつある温度域であるため、温度測定位置によっては、測定中に凝固してしまい、溶湯部の冷却時間が正しく測定できない可能性がある。そこで、本発明では、最も低温まで溶湯が存在するｔ／２位置の冷却時間を測定した。スラブ厚の中心部の温度は、熱電対を鋳型に差し込むことで測定することができる。
次に、１３００〜１２００℃での冷却時間（ｔ２）を６８０秒以下に制御する。上記ｔ２が６８０秒を超えると、Ａｌ系介在物への、主に硫化物系の二次介在物の複合生成が助長され、やはり、上記介在物の平均真円度が大きくなる（後記する表２ＢのＮｏ．３６を参照）。上記観点からすると、ｔ２が短い程、真円に近いものが得られるため、有用である。好ましいｔ２は６５０秒以下であり、より好ましくは６００秒以下である。但し、ｔ２が短過ぎると冷却負荷が増加するため、実用上は、おおむね、４００秒以上にすることが推奨される。
なお、上記１３００〜１２００℃の温度範囲は、スラブ厚ｔの１／４部（ｔ／４）の温度を意味する。その理由は、１３００〜１２００℃の冷却時間は、主に固体鉄において複合生成する硫化物系の二次介在物を制御するためのものであるが、上記温度域では、ほぼ凝固が完了していることから、脆性破面率の測定を行うt／４位置での冷却時間を測定することにした。スラブ厚のｔ／４部の温度は、熱電対を鋳型に差し込むことで測定することができる。
本発明では、１４５０〜１５００℃の温度範囲での冷却時間（ｔ１）および１３００〜１２００℃での冷却時間（ｔ２）を上記のように制御しさえすれば良く、その手段を限定するものではない。例えば、ｔ１について、上記温度範囲での冷却時間が３００秒以下になるように、当該温度範囲を等速で、約０．１７℃／秒以下の平均冷却速度で冷却しても良いし、或いは、上記温度範囲の冷却時間が３００秒以下になるように、異なる冷却速度で冷却しても良い。ｔ２も同様である。
また、本発明では、上記温度範囲以外の、鋳造時の温度範囲についての冷却方法は何ら限定されず、通常の方法（空冷または水冷）を採用することができる。
上記のようにして鋳造を行なった後、熱間圧延し、熱処理に供する。
ここで熱間圧延工程は特に限定されず、所定の板厚が得られるように、通常用いられる方法を採用することができるが、具体的には、スラブを１１００℃程度で１〜４時間加熱した後、（仕上圧延）温度や圧下量などを調節すれば良い。
熱間圧延の後、Ａc1〜Ａc3点の温度範囲（ＴＬ）に加熱し、保持した後、水冷する。この処理は、前述した従来技術に記載のＬ処理に相当し、これにより、−１９６℃で安定に存在する残留γを所定量の範囲で確保することができる。
詳細には、Ａc1〜Ａc3点の二相域［フェライト（α）−γ］温度（ＴＬ）に加熱する。この温度域に加熱することにより、生成したγ相にＮｉなどの合金元素が濃縮し、室温で準安定に存在する準安定残留γ相が得られる。Ａc1点未満、またはＡc3点超では、結果的に、−１９６℃における残留γ相が十分に確保できない（後記する表２ＢのＮｏ．３７、３８を参照）。好ましい加熱温度は、おおむね、６６０〜７１０℃である。
上記二相域温度での加熱時間（保持時間、ｔＬ）は、おおむね、１０〜５０分とすることが好ましい。１０分未満では、γ相への合金元素濃縮が十分進まず、一方、５０分超では、α相が焼鈍まされ、強度が低下する。好ましい加熱時間は、おおむね、１５〜３０分である。
更に上記加熱時間を１５分以上とすることにより、−１９６℃における残留γ相の体積分率が４．０％以上確保されるようになり、これにより、−２３３℃での脆性破面率が５０％以下と、更なる極低温下においても良好な靱性が確保されるようになる。このような効果を有効に発揮させたい場合の、より好ましい下限は５．０％以上である。なお、好ましい加熱時間の上限は、上記と同じ（３０分以下）である。
次いで、室温まで水冷した後、焼戻し処理する。焼戻し処理は、５２０℃〜Ａc1点の温度範囲（Ｔ３）で１０〜６０分間（ｔ３）行う。これにより、焼戻しの際、準安定残留γにＣが濃縮され、準安定残留γ相の安定度が増すため、−１９６℃においても安定に存在する残留γ相が得られる。焼戻し温度Ｔ３が５２０℃より低いと、二相共存域保持中に生成した準安定残留γ相がα相とセメンタイト相に分解し、−１９６℃における残留γ相が十分に確保できなくなる（後記する表２のＮｏ．４１を参照）。一方、焼戻し温度Ｔ３がＡc1点を超えるか、または焼戻し時間ｔ３が１０分未満の場合、準安定残留γ相中へのＣ濃縮が十分進行せず、所望とする−１９６℃での残留γ量を確保することができない［後記する表２のＮｏ．５５（ｔ３が短い例）を参照］。また、焼戻時間ｔ３が６０分を超えると、−１９６℃での残留γ相が過剰に生成し、所定の強度が確保できなくなる（後記する表２のＮｏ．４３を参照）。
好ましい焼戻し処理条件は、焼戻し温度Ｔ３：５７０〜６２０℃であり、焼戻し時間ｔ３：１５分以上、４５分以下（より好ましくは３５分以下、更に好ましくは２５分以下）である。
上記のように焼戻し処理した後は、室温まで冷却する。冷却方法は特に限定されず、空冷または水冷のいずれでも良い。
本明細書において、Ａc1点、およびＡc3点は、下記式に基づいて算出されるものである（「講座・現代の金属学 材料編４ 鉄鋼材料」、社団法人日本金属学会より）。
Ａc1点
＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］
Ａc3点
＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］
上記式中、［ ］は、鋼材中の合金元素の濃度（質量％）を意味する。なお、本発明には、ＡｓおよびＷは鋼中成分として含まれないため、上記式において、［Ａｓ］および［Ｗ］はいずれも、０％として計算する。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実施例１
真空溶解炉（１５０ｋｇＶＩＦ）を用い、表２に示す溶製条件で、表１に示す成分組成（残部：鉄および不可避的不純物、単位は質量％）の供試鋼を溶製し、鋳造した後、熱間鍛造により、１５０ｍｍ×１５０ｍｍ×６００ｍｍのインゴットを作製した。本実施例では、ＲＥＭとしてＣｅを約５０％、Ｌａを約２５％含むミッシュメタルを用いた。また、脱酸元素の添加順序は、選択成分を含まないときは、Ｓｉ、Ｍｎ（同時添加）→Ａｌであり；一方、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａの選択成分を含むときは、Ｓｉ、Ｍｎ（同時添加）→Ａｌ→Ｔｉ→ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ（同時添加）である。なお、本実施例では、Ａｌ添加から鋳造開始までの時間は、すべて、約１０分とした（表には示さず）。
また、表２中、［Ｏ］は、Ａｌ添加前の溶存酸素量（ｐｐｍ）、ｔ１は鋳造時の１４５０〜１５００℃の冷却時間（秒）、ｔ２は鋳造時の１３００〜１２００℃の冷却時間（秒）である。各温度域の冷却は、空冷または水冷にて、上記冷却時間となるように制御した。
次に、上記のインゴットを１１００℃で１〜４時間加熱した後、８３０℃以上の温度で板厚７５ｍｍまで圧延し、最終圧延温度７８０℃にて圧延を行ってから水冷することにより、板厚２５ｍｍの厚鋼板を得た。このようにして得られた鋼板を、表２に示す温度（表２中、ＴＬ）に加熱した後、５〜６０分間加熱保持（表２のｔＬを参照）した後、室温まで水冷した。次いで、表２に示すように焼戻し処理（Ｔ３＝焼戻し温度、ｔ３＝焼戻し時間）を行なった後、室温まで空冷または水冷を行なった。
このようにして得られた厚鋼板について、以下のようにして、円相当径１．０μｍ超の介在物の平均真円度Ａ、−１９６℃において存在する残留γ相の体積分率（％）、引張り特性（引張り強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ）、極低温靱性（−１９６℃または−２３３℃でのＣ方向における脆性破面率）を評価した。
（１）円相当径１．０μｍ超の介在物の平均真円度Ａの測定
上記鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて４００倍で４視野写真撮影を行った。なお、１視野あたりの面積は０．０４ｍｍ2、４視野の合計面積は０．１５ｍｍ2である。これら４視野中に観察された介在物について、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」により画像解析し、円相当径（直径）１．０μｍ超の介在物の真円度を、下式に基づいて算出し、その平均値を、上記介在物の平均真空度Ａとした。介在物の形状が真円のとき、下式により算出される真円度は1となる。介在物の形状がいびつになる程、下式により算出される真円度の値は大きくなる。
真円度＝Ｌ2／４π／Ｓ
式中、Ｌは介在物の周囲長（単位μｍ）、
Ｓは介在物の面積（単位μｍ2）である。
なお、本実施例において、円相当径１．０μｍ超の介在物は、約２００〜３００個／ｍｍ2程度観察された。
（２）−１９６℃において存在する残留γ相の体積分率の測定
各鋼板のｔ／４位置より、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの試験片を採取し、液体窒素温度（−１９６℃）にて５分間保持した後、リガク社製の二次元微小部Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤＩＩ）にてＸ線回折測定を行なった。次いで、フェライト相の（１１０），（２００），（２１１），（２２０）の各格子面のピーク、および残留γ相の（１１１），（２００），（２２０），（３１１）の各格子面のピークについて、各ピークの積分強度比に基づき、残留γ相の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）の体積分率をそれぞれ算出し、これらの平均値を求め、これを「残留γの体積分率（％）」とした。
（３）引張り特性（引張り強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ）の測定
各鋼板のｔ／４位置から、Ｃ方向に平行にＪＩＳ Ｚ２２４１の４号試験片を採取し、ＺＩＳ Ｚ２２４１に記載の方法で引張り試験を行い、引張り強度ＴＳ、および降伏強度ＹＳを測定した。本実施例では、ＴＳ＞６９０ＭＰａ、ＹＳ＞５９０ＭＰａのものを、母材強度に優れると評価した。
（４）極低温靱性（Ｃ方向における脆性破面率）の測定
各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）且つＷ／４位置（Ｗ：板幅）、およびｔ／４位置且つおよびＷ／２位置から、Ｃ方向に平行にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片）を３本採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の方法で、−１９６℃での脆性破面率（％）を測定し、それぞれの平均値を算出した。そして、このようにして算出された二つの平均値のうち、特性に劣る（すなわち、脆性破面率が大きい）方の平均値を採用し、この値が１０％以下のものを、本実施例では、極低温靭性に優れると評価した。
これらの結果を表２に併記する。参考のため、表１および表２に、Ａc1点およびＡc3点を併記している。
Figure 2014040648
Figure 2014040648
Figure 2014040648
Figure 2014040648
表２より、以下のように考察することができる。
まず、表２ＡのＮｏ．１〜３２は、本発明の要件をすべて満足する例であり、母材強度が高くても、−１９６℃での極低温靱性（詳細には、Ｃ方向における脆性破面率の平均値≦１０％）に優れた厚鋼板を提供することができた。
これに対し、表２ＢのＮｏ．３３〜４１、４３、５５は、少なくとも、本発明の好ましい製造条件のいずれかを満足しないため、本発明の要件を満足しない比較例であり、所望とする特性が得られなかった。
具体的には、Ｎｏ．３３は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．３３を用いたが、Ａｌ添加前の溶存酸素量［Ｏ］量が多いため、上記介在物の平均真円度Ａが増加した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．３４は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．３４を用いたが、鋳造時における１５００〜１４５０℃の冷却時間（ｔ１）が長いため、Ｂ値が所定の範囲を下回った例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．３５は、Ｐ量が多い表１ＢのＮｏ．３５を用い、且つ、鋳造時における１５００〜１４５０℃の冷却時間（ｔ１）が長いため、上記介在物の平均真円度Ａが増加した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．３６は、Ｃ量が多い表１ＢのＮｏ．３６を用い、且つ、鋳造時における１３００〜１２００℃の冷却時間（ｔ２）が長いため、上記介在物の平均真円度Ａが増加した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．３７は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．３７を用いたが、二相域温度（ＴＬ）を下回る温度で加熱したため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．３８は、Ｓｉ量が多い表１ＢのＮｏ．３８を用い、且つ、二相域温度（ＴＬ）を超える温度で加熱したため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．３９は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．３９を用いたが、二相域温度（ＴＬ）での加熱保持時間（ｔＬ）が短いため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率も増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．４０は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．４０を用いたが、二相域温度（ＴＬ）での加熱保持時間（ｔＬ）が長いため、残留γ量が増加した例である。その結果、降伏強度ＹＳおよび引張強度ＴＳが低下し、所望とする母材強度を確保できなかった。
Ｎｏ．４１は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．４１を用いたが、焼戻し温度（Ｔ３）が低いため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．４３は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．４３を用いたが、焼戻し時間（ｔ３）が長いため、残留γ量が増加した例である。その結果、降伏強度ＹＳが低下し、所望とする母材強度を確保できなかった。
Ｎｏ．５５は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．５５を用いたが、焼戻し時間（ｔ３）が短いため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．４２、４４〜５４は、鋼中成分のみが外れるものを用い、本発明の方法で製造した比較例である。
詳細には、Ｎｏ．４２は、Ｍｎ量が多い表１ＢのＮｏ．４２を用いたため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．４４は、Ｍｎ量が少ない表１ＢのＮｏ．４４を用いたため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．４５は、Ｓ量が多い表１ＢのＮｏ．４５を用いた例である。そのため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．４６は、Ｃ量が少なく、Ａｌ量が多く、Ｎｉ量が少ない表１ＢのＮｏ．４６を用いたため、上記介在物の平均真円度Ａが増加し、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。更にＴＳも低下した。
Ｎｏ．４７は、Ａｌ量が少なく、Ｎ量が多い表１ＢのＮｏ．４７を用いたため、上記介在物の平均真円度Ａが増加した例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．４８は、選択成分であるＣｕ量およびＣａ量が多い表１ＢのＮｏ．４８を用いた例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．４９は、選択成分であるＣｒ量およびＺｒ量が多い表１ＢのＮｏ．４９を用いた例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．５０は、選択成分であるＮｂ量およびＲＥＭ量が多い表１ＢのＮｏ．５０を用いた例である。その結果、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．５１は、選択成分であるＭｏ量が多い表１ＢのＮｏ．５１を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．５２は、選択成分であるＴｉ量が多い表１ＢのＮｏ．５２を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．５３は、選択成分であるＶ量が多い表１ＢのＮｏ．５３を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
Ｎｏ．５４は、選択成分であるＢ量が多い表１ＢのＮｏ．５４を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。
実施例２
本実施例では、上記実施例１に用いた一部のデータ（いずれも本発明例）について、−２３３℃での脆性破面率を評価した。
具体的には、表３に記載のＮｏ．（表３のＮｏ．は、前述した表１および表２のＮｏ．に対応する）について、ｔ／４位置且つＷ／４位置から試験片を３本採取し、下記に記載の方法で−２３３℃でのシャルピー衝撃試験を実施し、脆性破面率の平均値を評価した。本実施例では、上記脆性破面率≦５０％のものを、−２３３℃での脆性破面率に優れると評価した。
「高圧ガス」、第２４巻１８１頁、「オーステナイト系ステンレス鋳鋼の極低温衝撃試験」
これらの結果を表３に記載する。
Figure 2014040648
表３のＮｏ．３、４、６、１５、１９、および２４は、いずれも、二相域温度での加熱時間（ｔＬ）を１５分以上に制御した例であり（表２Ａを参照）、残留γ相を４．０％以上確保できた。その結果、−１９６℃のみならず、より低温の−２３３℃における脆性破面率も良好であり、非常に優れた極低温靱性を達成することができた。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、
    Ｍｎ：０．５０〜２．０％、
    Ｐ ：０．００７％以下（０％を含まない）、
    Ｓ ：０．００７％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｎｉ：５．０〜７．５％、
    Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）
    を含有し、残部が鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、
    鋼板中に存在する円相当径１．０μｍ超の介在物の平均真円度（Ａ）が１．８以下であり、
    −１９６℃において存在する残留オーステナイト相の体積分率（Ｖ）が２．０〜１２．０％を満たし、且つ、
    下記（１）式で表わされるＢ値が１．３以上であることを特徴とする極低温靭性に優れた厚鋼板。
    Ｂ＝Ｖ2/3／Ａ ・・・ （１）
  2. −１９６℃において存在する残留オーステナイト相が体積分率にて４．０〜１２．０％である請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 更に、Ｃｕ：１．００％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の厚鋼板。
  4. 更に、
    Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、および
    Ｍｏ：１．００％以下（０％を含まない）
    よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
  5. 更に、
    Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
    Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、および
    Ｖ ：０．５０％以下（０％を含まない）
    よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
  6. 更に、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
  7. 更に、
    Ｃａ：０．００３０％以下（０％を含まない）、
    ＲＥＭ：０．００５０％以下（０％を含まない）、および
    Ｚｒ：０．００５０％以下（０％を含まない）
    よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。
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