JP2014118579A - 極低温靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents
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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、７４０ＭＰａ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、鋼中成分で構成されるＤｉ値が２．５以上であり、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相（残留γ）が体積分率にて２．０〜１２．０％であり、且つ、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる成分で構成される残留γ安定化パラメータが３．１以上を満足するものである。
【選択図】なし
【解決手段】本発明の厚鋼板は、所定の鋼中成分を含み、鋼中成分で構成されるＤｉ値が２．５以上であり、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相（残留γ）が体積分率にて２．０〜１２．０％であり、且つ、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる成分で構成される残留γ安定化パラメータが３．１以上を満足するものである。
【選択図】なし
Description
本発明は、極低温靭性に優れた厚鋼板に関する。詳細には、本発明は、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靭性が求められる。一般に、鋼材はＮｉ添加により、特に低温での硬度−靱性バランスが向上することが知られている。そこで、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。しかし、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、極低温靭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−γ２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、焼戻処理の前に、α−γ２相共存域（Ａc1〜Ａc3間）での熱処理（Ｌ処理）を加えることにより、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が生成し、通常の焼入れ焼戻処理を受けた９％Ｎｉ鋼と同等以上の−１９６℃での極低温靱性を確保できることなどが記載されている。しかしながら、圧延方向（Ｌ方向）の極低温靱性は優れているものの、一般に板幅方向（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方向の上記靭性値は不明である。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）の靭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）の靭性値は記載されていない。
一方、特許文献３には、５．０％超８．０％未満のＮｉ鋼において、常温での降伏強度が５９０ＭＰａ以上である鋼鈑を前提にし、使用環境下でも９％Ｎｉ鋼並みの耐破壊安全性に優れたＮｉ低減型の低温用厚鋼板およびその製造方法について記載されている。特許文献３では、使用温度である低温環境下での降伏点を確実に高めることができれば、破壊安全性を向上させること（すなわち、低温環境下で高い靱性を得ることができる）との知見に基づき、加熱工程では、鋼塊を低温且つ短時間で加熱すると共に、圧延工程では、加熱した鋼塊に対する粗圧延につき、粗圧延終了時の鋼塊厚さが成品厚さ（仕上げ圧延後の厚鋼板厚さ）の３〜８倍になるまで圧下している。また、実施例では、スラブ厚３００ｍｍから仕上げ厚５０ｍｍ以下まで（殆どは仕上げ厚５０ｍｍ未満まで）圧延しており、このように比較的高い圧下率を確保することにより、残留γ分率と微細な母相組織を兼備し、９％Ｎｉ鋼並みの低温靭性を実現している。しかしながら、特許文献３の厚鋼板の常温でのＴＳは、最大でも７４１ＭＰａである。
また、特許文献３では、Ｃ方向の吸収エネルギーについて記載されているが、脆性破面率の記載はない。また、特許文献３における常温でのＴＳは最大でも７４１ＭＰａ程度である。
矢野ら，「６％Ｎｉ鋼の低温靱性に及ぼすα−γ２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。また、高強度化できれば設計上の余裕を大きくすることができるなどの点で有用であるが、高強度且つ極低温靱性に優れた技術は提供されていない。
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、極低温靱性向上技術においては、汎用のシャルピー衝撃値（ｖＥ-196）の向上のみならず、脆性破面率を１０％以下とすることも極めて重要な要件となっている。しかしながら、上記のように母材強度が高い高強度厚鋼板において、脆性破面率の上記要件を満足する技術は、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、およびその製造方法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靭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）を含有すると共に、Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％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の元素を含有し、残部が鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、鋼中成分で構成される下記（１）式に基づいて決定されるＤｉ値が２．５以上であり、
Ｄｉ値＝（［Ｃ］／１０）0.5×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１．１１５ ・・・ （１）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する、
−１９６℃において存在する残留オーステナイト相（残留γ）が体積分率にて２．０〜１２．０％であり、且つ、
残留オーステナイト中に含まれる成分で構成される下記（２）式に基づいて決定される残留γ安定化パラメータが３．１以上であるところに要旨を有するものである。
残留γ安定化パラメータ＝
（３６５×＜Ｃ＞＋３９×＜Ｍｎ＞＋３０×＜Ａｌ＞＋１０×＜Ｃｕ＞＋１７×＜Ｎｉ＞＋２０×＜Ｃｒ＞＋５×＜Ｍｏ＞＋３５×＜Ｖ＞）／１００ ・・・ （２）
式中、＜ ＞は、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる各成分の含有量（質量％）を意味する。
Ｄｉ値＝（［Ｃ］／１０）0.5×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１．１１５ ・・・ （１）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する、
−１９６℃において存在する残留オーステナイト相（残留γ）が体積分率にて２．０〜１２．０％であり、且つ、
残留オーステナイト中に含まれる成分で構成される下記（２）式に基づいて決定される残留γ安定化パラメータが３．１以上であるところに要旨を有するものである。
残留γ安定化パラメータ＝
（３６５×＜Ｃ＞＋３９×＜Ｍｎ＞＋３０×＜Ａｌ＞＋１０×＜Ｃｕ＞＋１７×＜Ｎｉ＞＋２０×＜Ｃｒ＞＋５×＜Ｍｏ＞＋３５×＜Ｖ＞）／１００ ・・・ （２）
式中、＜ ＞は、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる各成分の含有量（質量％）を意味する。
本発明の好ましい実施形態において、前記残留γ相の体積分率と前記残留γ安定化パラメータとで構成される下記式（３）に基づいて算出される残留γ相の体積分率・残留γ安定化パラメータが４０以下である。
残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータ
＝１０／（残留γ相の体積分率×残留γ安定化パラメータ）1/2 ・・・（３）
残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータ
＝１０／（残留γ相の体積分率×残留γ安定化パラメータ）1/2 ・・・（３）
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に、Ｃｕ：１．０％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、Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１００％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）、およびＲＥＭ：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。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼鈑は、更にＺｒ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する。
また、上記課題を解決し得た本発明に係る厚鋼板の製造方法は、上記のいずれかに記載の鋼中成分を満足すると共に、α−γ２相共存域（Ａc1〜Ａc3間）での熱処理（Ｌ処理）における温度（Ｌ処理温度）と、鋼中のＡc1およびＡc3とで構成される下記式（４）に基づいて算出されるＬパラメータが０．２５以上、０．４５以下であり、且つ、前記Ｌパラメータと、鋼中成分とで構成される下記式（５）に基づいて算出されるλLパラメータが７以下であることを満足するように、Ｌ処理温度および鋼中成分を調整する工程と、Ｌ処理の後、室温まで水冷し、焼戻処理（Ｔ処理）するに当たり、Ａc1以下の温度で１０〜６０分間行なう工程と、を行なうところに特徴がある。
Ｌパラメータ＝（Ｌ処理温度−Ａc1）／（Ａc3−Ａc1）＋０．２５ ・・・（４）
λLパラメータ＝９．０５×（０．９０×［Ｌパラメータ］＋０．１４）×［Ｍｎ］＋１．４６×（０．３７×［Ｌパラメータ］＋０．６７）×［Ｃｒ］−４１．５×（０．２６×［Ｌパラメータ］＋０．７９）×［Ｍｏ］ ・・・（５）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
Ｌパラメータ＝（Ｌ処理温度−Ａc1）／（Ａc3−Ａc1）＋０．２５ ・・・（４）
λLパラメータ＝９．０５×（０．９０×［Ｌパラメータ］＋０．１４）×［Ｍｎ］＋１．４６×（０．３７×［Ｌパラメータ］＋０．６７）×［Ｃｒ］−４１．５×（０．２６×［Ｌパラメータ］＋０．７９）×［Ｍｏ］ ・・・（５）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
本発明によれば、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度の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＞７４１ＭＰａ、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、−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％以下であって、Ｃ方向のシャルピー衝撃吸収試験を実施したとき、−１９６℃での脆性破面率１０％以下、引張り強度ＴＳ＞７４１ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａを満足する厚鋼板を提供するため、検討を行なった。
特に本発明では、以下の点に留意して、検討を行なった。
まず、製造方法に関し、本発明では、特許文献１および３のように、圧延およびＴ処理後の冷却などの管理を厳格化しなくても、９％Ｎｉ鋼と同程度の極低温靱性を達成することを前提とした。具体的には、特許文献３ほどの圧下率を確保できない場合を考えて成分設計を行い、圧延については、８３０℃以上の圧下率をおおよそ５０％以下程度、７００℃以上の圧下率をおおよそ８５％以下程度に抑えると共に、熱間圧延後の焼戻処理（Ｔ処理）後の水冷はしない（すなわち、Ｔ処理後、空冷を行なう）ことを前提とした。なお、圧下率（％）は、１００×（圧延前の厚さ−圧延後の厚さ）／（圧延前の厚さ）で算出した。
また、極低温靭性は、Ｌ方向よりも靭性確保が難しい傾向にあるＣ方向の評価を採用し、且つ、靭性保証の観点から、吸収エネルギーでなく破面率での評価を行なうことにした。また、引張り強度（ＴＳ）について、極低温用圧力容器の設計においては、安全性を考慮すると、規格範囲内であればＴＳは高いほうが良いとの観点から、本発明ではＴＳ＞７４１ＭＰａを前提にした。
具体的には、上記の製造条件を前提にして、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％、引張り強度ＴＳ＞７４１ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａを満足する厚鋼板を提供するため、検討を重ねてきた。
その結果、残留γ形態［下記（ア）、（イ）］、およびλＬパラメータ［下記（ウ）］を、次のように制御すれば、シャルピー衝撃吸収試験中に、マルテンサイトに変態せずに塑性変形する安定な残留γを確保することができ、優れた極低温靭性が得られることを見出した。
（ア）極低温で衝撃中にマルテンサイトに変態せずに塑性変形し、靱性の向上に有用な安定な残留γを確保する（残留γの安定性を高める）との観点から、鋼中成分の適切なバランスによってＤｉ値［下記（１）式を参照］を制御すること。
（イ）鋼中成分と、α−γ２相共存域（Ａc1〜Ａc3間）での熱処理（Ｌ処理）における温度（Ｌ処理温度）をＬパラメータ［下記（４）式を参照］でバランスさせ、Ｌ処理の後、室温まで水冷し、所定条件の焼戻処理（Ｔ処理）を行なった後、空冷することにより、−１９６℃において存在する残留オーステナイト（残留γ）の体積分率を２．０〜１２．０％の範囲内に制御し、かつ−１９６℃において存在する残留γ中の成分で決定される残留γ安定化パラメータ［下記（２）式を参照］を３．１以上に制御すること（好ましくは、残留γの体積分率と上記残留γ安定化パラメータとで構成される残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータ［下記（３）式を参照］を４０以下に制御すること）。
（ウ）成分（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ）とＬ処理温度により決定されるλＬパラメータを下記（５）式のとおり制御すること。
（ア）極低温で衝撃中にマルテンサイトに変態せずに塑性変形し、靱性の向上に有用な安定な残留γを確保する（残留γの安定性を高める）との観点から、鋼中成分の適切なバランスによってＤｉ値［下記（１）式を参照］を制御すること。
（イ）鋼中成分と、α−γ２相共存域（Ａc1〜Ａc3間）での熱処理（Ｌ処理）における温度（Ｌ処理温度）をＬパラメータ［下記（４）式を参照］でバランスさせ、Ｌ処理の後、室温まで水冷し、所定条件の焼戻処理（Ｔ処理）を行なった後、空冷することにより、−１９６℃において存在する残留オーステナイト（残留γ）の体積分率を２．０〜１２．０％の範囲内に制御し、かつ−１９６℃において存在する残留γ中の成分で決定される残留γ安定化パラメータ［下記（２）式を参照］を３．１以上に制御すること（好ましくは、残留γの体積分率と上記残留γ安定化パラメータとで構成される残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータ［下記（３）式を参照］を４０以下に制御すること）。
（ウ）成分（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ）とＬ処理温度により決定されるλＬパラメータを下記（５）式のとおり制御すること。
すなわち、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）を含有すると共に、Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％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の元素を含有し、残部が鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、鋼中成分で構成される下記（１）式に基づいて決定されるＤｉ値が２．５以上であり、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相（残留γ）が体積分率にて２．０〜１２．０％であり、且つ、残留オーステナイト中に含まれる成分で構成される下記（２）式に基づいて決定される残留γ安定化パラメータが３．１以上であるところに特徴がある。
Ｄｉ値＝（［Ｃ］／１０）0.5×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１．１１５ ・・・ （１）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する、
残留γ安定化パラメータ＝
（３６５×＜Ｃ＞＋３９×＜Ｍｎ＞＋３０×＜Ａｌ＞＋１０×＜Ｃｕ＞＋１７×＜Ｎｉ＞＋２０×＜Ｃｒ＞＋５×＜Ｍｏ＞＋３５×＜Ｖ＞）／１００ ・・・ （２）
式中、＜ ＞は、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる各成分の含有量（質量％）を意味する。
Ｄｉ値＝（［Ｃ］／１０）0.5×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１．１１５ ・・・ （１）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する、
残留γ安定化パラメータ＝
（３６５×＜Ｃ＞＋３９×＜Ｍｎ＞＋３０×＜Ａｌ＞＋１０×＜Ｃｕ＞＋１７×＜Ｎｉ＞＋２０×＜Ｃｒ＞＋５×＜Ｍｏ＞＋３５×＜Ｖ＞）／１００ ・・・ （２）
式中、＜ ＞は、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる各成分の含有量（質量％）を意味する。
１．鋼中成分
まず、鋼中成分について説明する。
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靭性が低下するため、その上限を０．１０％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。
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靭性が低下するため、その上限を０．１０％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、極低温靭性が低下するため、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。
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、極低温靭性が低下するため、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、焼戻脆化をもたらし、所望の極低温靭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。
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、焼戻脆化をもたらし、所望の極低温靭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、所望とする極低温靭性確保のため、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。
Ｐは、粒界破壊の原因となる不純物元素であり、所望とする極低温靭性確保のため、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、所望とする極低温靭性確保のため、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。
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、所望とする極低温靭性確保のため、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は脱硫を促進し、窒素を固定する元素である。Ａｌの含有量が不足すると、鋼中の固溶硫黄、固溶窒素などの濃度が上昇し、極低温靱性が低下するため、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、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり極低温靱性が低下するため、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。
Ａｌは脱硫を促進し、窒素を固定する元素である。Ａｌの含有量が不足すると、鋼中の固溶硫黄、固溶窒素などの濃度が上昇し、極低温靱性が低下するため、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、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり極低温靱性が低下するため、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、更に好ましくは６．２％以下、更により好ましくは６．０％以下である。
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、更に好ましくは６．２％以下、更により好ましくは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靭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。
Ｎは、歪時効により極低温靭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。
Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％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。但し、過剰に添加すると、強度の過度な向上を招き、所望とする極低温靭性を確保できなくなるため、Ｃｒ量の上限を１．２０％以下（好ましくは１．１％以下、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．５％以下）、Ｍｏ量の上限を１．０％以下（好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下）とする。
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。但し、過剰に添加すると、強度の過度な向上を招き、所望とする極低温靭性を確保できなくなるため、Ｃｒ量の上限を１．２０％以下（好ましくは１．１％以下、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．５％以下）、Ｍｏ量の上限を１．０％以下（好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下）とする。
本発明の厚鋼板は上記成分を基本成分として含み、残部：鉄および不可避的不純物である。
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：１．０％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、所望とする極低温靭性効果が得られないため、その上限を１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量の更に好ましい上限は０．８％以下であり、更により好ましくは０．７％以下である。
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、所望とする極低温靭性効果が得られないため、その上限を１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量の更に好ましい上限は０．８％以下であり、更により好ましくは０．７％以下である。
Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１００％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、所望とする極低温靭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０．１００％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。
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、所望とする極低温靭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０．１００％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、所望とする極低温靭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。
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、所望とする極低温靭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）、およびＲＥＭ（希土類元素）：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、およびＲＥＭは、固溶硫黄を固定し、さらに硫化物を無害化する元素である。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。これらの含有量が不足すると、鋼中の固溶硫黄濃度が上昇し、靱性が低下するため、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％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、硫化物、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり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）とする。
Ｃａ、およびＲＥＭは、固溶硫黄を固定し、さらに硫化物を無害化する元素である。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。これらの含有量が不足すると、鋼中の固溶硫黄濃度が上昇し、靱性が低下するため、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％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、硫化物、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり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）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。
Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｚｒは、窒素を固定する元素である。Ｚｒの含有量が不足すると、鋼中の固溶Ｎ濃度が上昇し、靭性が低下するため、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、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり靭性が低下するため、Ｚｒ量の好ましい上限を０．００５％以下（より好ましくは０．００４０％以下）とする。
Ｚｒは、窒素を固定する元素である。Ｚｒの含有量が不足すると、鋼中の固溶Ｎ濃度が上昇し、靭性が低下するため、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、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり靭性が低下するため、Ｚｒ量の好ましい上限を０．００５％以下（より好ましくは０．００４０％以下）とする。
以上、本発明の鋼中成分について説明した。
２．残留オーステナイト相（残留γ）の体積分率
更に本発明の厚鋼板は、−１９６℃において存在する残留γ相が体積分率にて２．０〜１２．０％（好ましくは４．０〜１２．０％）を満足するものである。
更に本発明の厚鋼板は、−１９６℃において存在する残留γ相が体積分率にて２．０〜１２．０％（好ましくは４．０〜１２．０％）を満足するものである。
極低温靱性の改善には、低温での衝撃試験中に塑性変形し易い残留γを確保することが有効である。所望とする極低温靱性を得るため、−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。残留γ相の体積分率について、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。
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。
３．Ｄｉ値について
更に本発明では、鋼中成分で構成される下記（１）式に基づいて決定されるＤｉ値が２．５以上を満足するものである。
Ｄｉ値＝（［Ｃ］／１０）0.5×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１．１１５ ・・・ （１）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
更に本発明では、鋼中成分で構成される下記（１）式に基づいて決定されるＤｉ値が２．５以上を満足するものである。
Ｄｉ値＝（［Ｃ］／１０）0.5×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１．１１５ ・・・ （１）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
焼入れ性Ｄｉ値に関する上式（１）は、Ｇｒｏｓｓｍａｎｎの式（Ｔｒａｎｓ． Ｍｅｔａｌｌ．Ｓｏｃ． ＡＩＭＥ， １５０（１９４２）、２２７頁）として記載されているものである。Ｄｉ値を構成する上記合金元素の添加量が多いほど、焼きが入りやすく（Ｄｉ値が大きくなり）、組織が微細化しやすくなる。また、Ｄｉ値が大きい程、強度が高くなり、所望の強度を確保しやすくなる。本発明者らの検討結果によれば、Ｄｉ値と、圧延後の組織サイズとは相関があり、圧延後組織を微細にし、所望とする高い強度を確保するには、Ｄｉ値を２．５以上にすれば良いことが判明した。詳細にはＤｉ値は、未結晶域の圧下率が小さくても微細な圧延組織が得られ、その後の熱処理で極低温靱性向上に有用な残留γの体積分率を十分確保し、安定した残留γを確保するための指針として有用なパラメータである。また、特許文献３に記載の製造条件［低温（未再結晶域）での圧下率低減、冷却開始までの時間制限など］を緩和して、工程負荷を低減しても良好な特性を確保するのに有効なパラメータである。
このような作用を有効に発揮させるため、Ｄｉ値を２．５以上とする。Ｄｉ値が２．５未満では、圧延後に微細な組織が十分得られないため、所定量の残留γが得られない。更には、後記する残留γ安定化パラメータや、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータを所定レベルに制御できないため、安定した残留γ組織が得られず、所望とする極低温靱性を確保できない。Ｄｉ値の好ましい範囲は３．０以上である。一方、Ｄｉ値の上限は、上記観点からは特に限定されないが、コストなどの観点や、現行ＬＮＧタンク用鋼の強度規格範囲が８３０ＭＰａ以下であることなどを考慮すると、おおむね、５．０以下であることが好ましい。
４．残留γ安定化パラメータについて
更に本発明では、下記（２）式に基づいて決定される残留γ安定化パラメータを３．１以上に制御する。これにより、所望とする極低温靱性が得られる。
残留γ安定化パラメータ＝
（３６５×＜Ｃ＞＋３９×＜Ｍｎ＞＋３０×＜Ａｌ＞＋１０×＜Ｃｕ＞＋１７×＜Ｎｉ＞＋２０×＜Ｃｒ＞＋５×＜Ｍｏ＞＋３５×＜Ｖ＞）／１００ ・・・ （２）
式中、＜ ＞は、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる各成分の含有量（質量％）を意味する。
更に本発明では、下記（２）式に基づいて決定される残留γ安定化パラメータを３．１以上に制御する。これにより、所望とする極低温靱性が得られる。
残留γ安定化パラメータ＝
（３６５×＜Ｃ＞＋３９×＜Ｍｎ＞＋３０×＜Ａｌ＞＋１０×＜Ｃｕ＞＋１７×＜Ｎｉ＞＋２０×＜Ｃｒ＞＋５×＜Ｍｏ＞＋３５×＜Ｖ＞）／１００ ・・・ （２）
式中、＜ ＞は、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる各成分の含有量（質量％）を意味する。
前述したとおり、極低温靭性の改善には、衝撃試験中にマルテンサイトに変態せずに塑性変形する安定な残留γを確保することが有効である。そのためには、衝撃試験前に残留γ分率を確保することと、衝撃を受けてもマルテンサイトに変態せずに塑性変形できるように残留γの安定性を高めることが考えられる。本発明では、前者の観点から、残留γの体積分率を上記範囲に規定した。更に、後者の観点からも実験を行ったところ、−１９６℃において存在する残留γの安定性は、−１９６℃において存在する残留γ中の成分で決定され、上記（２）式で表わされるパラメータを制御することが有効であることが判明した。本発明のようにＮｉ量が７．５％以下に低減すると、一般に焼入れ性が低下するため、圧延後の組織が粗大になって熱処理後に得られる残留γの体積分率または上記Ｄｉ値を確保できなくなってしまうが、本発明では、残留γ中の成分バランスを考慮して決定された残留γ安定化パラメータを適切に制御することで、これらの要件も適切に制御される。この残留γ安定化パラメータは、Ｍｓ点の式を参考にして導出されたものである。
所望とする極低温靱性を確保するため、上記残留γ安定化パラメータの下限を３．１以上とする。好ましくは３．３以上、より好ましくは３．５以上、更に好ましくは３．７以上である。なお、残留γ安定化パラメータの上限は、極低温靱性向上の観点からは特に限定されない。
５．残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータについて
更に本発明では、一層優れた極低温靱性を確保する目的で、下記式（３）に基づいて算出される残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータを４０以下に制御することが好ましい。
残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータ
＝１０／（残留γ相の体積分率×残留γ安定化パラメータ）1/2 ・・・（３）
更に本発明では、一層優れた極低温靱性を確保する目的で、下記式（３）に基づいて算出される残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータを４０以下に制御することが好ましい。
残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータ
＝１０／（残留γ相の体積分率×残留γ安定化パラメータ）1/2 ・・・（３）
上式（３）に示すとおり、上記パラメータは、残留γの体積分率と残留γ安定化パラメータとで構成されている。本発明者らは、極低温靱性の向上には、極低温衝撃試験中に塑性変形を担い、靭性向上に有効な残留γの分布が大きく影響すると考え、上記パラメータを定めた。すなわち、残留γの体積分率が高く、且つ、残留γ安定化パラメータが大きいものは、一つ一つの残留γ同士の間の距離が短く微細に分散し、且つ、それらが、低温でもマルテンサイトに変態せず、塑性変形を担うことから、良好な極低温靭性を発揮するようになる。
上記残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータは、好ましくは３５以下であり、より好ましくは３０以下である。極低温靭性向上の観点からすると、上記パラメータは低いほど良い。上記パラメータの下限は、極低温靭性との関係では特に限定されないが、本発明の成分系を考慮すると、おおむね、１０以上である。
更に、後記する実施例２で実証したように、残留γの体積分率・残留γの安定化パラメータをより適切な範囲に制御することにより、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。具体的には、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータの上限を出来るだけ小さくする（おおむね、３０以下）ことにより、−２３３℃での脆性破面率を５０％以下に低減することができる。
以上、本発明の厚鋼板について説明した。
次に、本発明の厚鋼板を製造する方法について説明する。本発明の製造方法は、上記のいずれかに記載の鋼中成分を満足すると共に、α−γ２相共存域（Ａc1〜Ａc3間）での熱処理（Ｌ処理）における温度（Ｌ処理温度）と、鋼中のＡc1およびＡc3とで構成される下記式（４）に基づいて算出されるＬパラメータが０．２５以上、０．４５以下であり、且つ、前記Ｌパラメータと、鋼中成分とで構成される下記式（５）に基づいて算出されるλLパラメータが７以下であることを満足するように、Ｌ処理温度および鋼中成分を調整する工程と、Ｌ処理の後、室温まで水冷した後、焼戻処理（Ｔ処理）するに当たり、Ａc1以下の温度で１０〜６０分間行なう工程と、を行なうところに特徴がある。
Ｌパラメータ＝（Ｌ処理温度−Ａc1）／（Ａc3−Ａc1）＋０．２５ ・・・（４）
λLパラメータ＝９．０５×（０．９０×［Ｌパラメータ］＋０．１４）×［Ｍｎ］＋１．４６×（０．３７×［Ｌパラメータ］＋０．６７）×［Ｃｒ］−４１．５×（０．２６×［Ｌパラメータ］＋０．７９）×［Ｍｏ］ ・・・（５）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
Ｌパラメータ＝（Ｌ処理温度−Ａc1）／（Ａc3−Ａc1）＋０．２５ ・・・（４）
λLパラメータ＝９．０５×（０．９０×［Ｌパラメータ］＋０．１４）×［Ｍｎ］＋１．４６×（０．３７×［Ｌパラメータ］＋０．６７）×［Ｃｒ］−４１．５×（０．２６×［Ｌパラメータ］＋０．７９）×［Ｍｏ］ ・・・（５）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
以下、各工程について詳述する。
本発明の製造方法は、圧延工程およびその後の焼戻処理（Ｔ処理）を適切に制御して上記要件を満足する厚鋼板を製造するものであり、製鋼工程は特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。
以下、本発明を特徴付ける圧延工程以降の工程について、順次、詳しく説明する。
まず、加熱温度は約９００〜１１００℃、ＦＲＴ（仕上げ圧延温度）は約７００〜９００℃、ＳＣＴ（冷却開始温度）は約６５０〜８００℃に制御することが好ましい。ここで、ＳＣＴは、仕上圧延の後、６０秒以内に上記範囲に制御することが好ましく、これにより、圧延→冷却後に、靱性向上に有用な微細組織が得られる。
次いで、８００℃〜５００℃までの温度範囲を約１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。本発明において、特に上記温度範囲の平均冷却速度を制御するのは、冷却後に微細な組織を得るためである。なお、その上限は特に限定されない。
本発明では、少なくとも上記温度範囲を約１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましいが、上記平均冷却速度での停止温度は２００℃以下とすることが好ましい。これにより、未変態γを低減することができ、微細均一な組織が得られる。
熱間圧延の後、Ａc1〜Ａc3点の二相域［フェライト（α）−γ］温度（Ｌ処理温度）に加熱・保持した後、水冷する（Ｌ処理）。本発明では、残留γの体積分率、および残留γ安定化パラメータ（好ましくは、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータ）を本発明の範囲に制御するために、上記（４）式で表わされるＬパラメータ、および上記（５）式で表わされるλLパラメータが所定範囲となるようにＬ処理温度および鋼中の成分を適切に制御している。
まず、熱間圧延後の上記Ｌ処理温度は、Ａc1〜（Ａc1＋Ａc3）／２の範囲内に制御することが好ましい。これにより、生成したγ相にＮｉなどの合金元素が濃縮し、その一部が室温で準安定に存在する準安定残留γ相となる。上記Ｌ処理温度がＡc1点未満、または［（Ａc1＋Ａc3）／２］超では、結果的に、−１９６℃における残留γ分率、または残留γの安定性が十分に確保できない（後記する表２ＢのＮｏ．２９、３０を参照）。好ましいＬ処理温度は、おおむね、６２０〜６５０℃である。
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］＋−３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］
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。
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］＋−３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］
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。
上記二相域温度での加熱時間（保持時間）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。好ましい加熱時間の上限は３０分である。
更に本発明では、成分ごとに、上記（４）式で表わされるＬパラメータを０．２５超、０．４５以下にする。Ｌパラメータは、最終的に残留γの体積分率と残留γの安定性を兼備するために、Ｌ処理中の合金濃縮を効率的に利用するために設定されたパラメータである。後記する実施例に示すように、Ｌパラメータが上記範囲を外れると、所望とする残留γ分率、および／または残留γの安定性が十分得られない。好ましくは０．２８以上０．４２以下、より好ましくは０．３０以上０．４０以下である。
更に本発明では、上記（５）式のように、ＭｎとＣｒとＭｏの各含有量および上記Ｌパラメータで決定されるλＬパラメータを７以下となるように制御する。このλＬパラメータは、Ｌ処理中に旧γ粒界へＰが偏析するなどし、ＭｎやＣｒが濃縮し過ぎた場合に濃縮部に起こる焼戻脆性の悪影響を抑制するために設定されたものである。旧γ粒界に偏析するＰ量は直接測定することが難しいことから、上記λＬパラメータは、いわば、旧γ粒界に偏析するＰ量の代替パラメータと位置づけることができる。旧γ粒界へＰの偏析が小さいものは、λＬパラメータが小さい。好ましくは０．０以下、より好ましくは−１０．０以下である。なお、その下限は特に限定されないが、コストの観点からＭｏ添加量を出来るだけ抑えることが好ましく、また、各含有量とＬパラメータの好ましい範囲などを総合的に勘案すれば、おおむね、−３０以上であることが好ましい。
詳細には、−１９６℃という極低温域ではＰなどの微量不純物の悪影響が顕在化しやすく、焼戻脆性については、Ｐの旧γ粒界への偏析が大きい場合（すなわち、λＬパラメータが大きい場合）、極低温靭性へ悪影響を及ぼすと推定される。例えば、表１のＮｏ．１、２、２５（いずれも本発明例）を比較すると、残留γの体積分率および残留γ安定化パラメータは同程度である［Ｎｏ．１について、残留γの体積分率＝８．０％、残留γ安定化パラメータ＝３．７；Ｎｏ．２について、残留γの体積分率＝９．４％、残留γ安定化パラメータ＝３．８；Ｎｏ．２５について、残留γの体積分率＝７．９％、残留γ安定化パラメータ＝３．７］が、λＬパラメータはそれぞれ、−６．８（Ｎｏ．１）、−１０．９（Ｎｏ．２）、５．２（Ｎｏ．２５）と大きく異なっている。よって、上記３例のなかでは、λＬパラメータが最も低いＮｏ．２が、極低温靱性に最も優れている。
次いで、室温まで水冷した後、焼戻処理（Ｔ処理）する。
焼戻処理は、Ａc1以下の温度で１０〜６０分間行なう。このような低温焼戻により、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。また、上記低温焼戻により、低いＭｓ点を確保することができる。
焼戻温度が５６０℃を超えると、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。一方、焼戻温度が５４０℃未満であるか、または焼戻時間が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。また、焼戻時間が６０分を超えると、α相の転位密度が過度に減少して、所定の強度（ＴＳおよびＹＳ）が確保できなくなる（後記する表２ＢのＮｏ．３３を参照）。
好ましい焼戻処理条件は、焼戻温度：５４０〜５６０℃、焼戻時間：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。
上記のように焼戻処理をした後、室温まで冷却する。焼戻後の冷却方法は、水冷でなく、空冷で行なう。空冷中に炭素が残留γ中へ濃縮するため、水冷より空冷の方が、残留γ安定化パラメータが大きくなるためである。
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。
真空溶解炉（１５０ｋｇＶＩＦ）を用い、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。
次に、上記のインゴットを１１００℃に加熱した後、８３０℃以上の温度で板厚７５ｍｍまで圧延し、仕上げ圧延温度（ＦＲＴ）７００℃、ＦＲＴの後６０秒以内のＳＣＴ：６５０℃とし、水冷することにより、板厚２５ｍｍまで圧延した（圧下率８３％）。なお、８００〜５００℃までの平均冷却速度は１９℃／ｓとし、２００℃以下の停止温度まで冷延した。
このようにして得られた鋼板を、表２に示すＬ処理温度でＬ処理を行ない、３０分間加熱保持した後、水冷した。更に、Ｔ処理（焼戻）を、表２に示す温度（Ｔ処理温度）および時間（Ｔ時間）行なった後、室温まで空冷した。
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、−１９６℃において存在する残留γ相の量（体積分率）、Ｄｉ値、残留γ安定化パラメータ、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）−１９６℃において存在する残留γ相の量（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−ＲＡＰＩＤＩ値Ｉ）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。
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−ＲＡＰＩＤＩ値Ｉ）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。
（２）残留γ安定化パラメータの測定
上記（２）式に基づいて算出される残留γ安定化パラメータを測定するため、上記（２）式を構成する−１９６℃において存在する残留γ中の各成分、すなわち、Ｃ量＜Ｃ＞、Ｍｎ量＜Ｍｎ＞、Ａｌ量＜Ａｌ＞、Ｃｕ量＜Ｃｕ＞、Ｎｉ量＜Ｎｉ＞、Ｃｒ量＜Ｃｒ＞、Ｍｏ量＜Ｍｏ＞、Ｖ量＜Ｖ＞をそれぞれ、以下のようにして測定した。
上記（２）式に基づいて算出される残留γ安定化パラメータを測定するため、上記（２）式を構成する−１９６℃において存在する残留γ中の各成分、すなわち、Ｃ量＜Ｃ＞、Ｍｎ量＜Ｍｎ＞、Ａｌ量＜Ａｌ＞、Ｃｕ量＜Ｃｕ＞、Ｎｉ量＜Ｎｉ＞、Ｃｒ量＜Ｃｒ＞、Ｍｏ量＜Ｍｏ＞、Ｖ量＜Ｖ＞をそれぞれ、以下のようにして測定した。
（２−１）−１９６℃において存在する残留γ中のＣ量＜Ｃ＞の測定
上記（１）の測定と同時に、供試鋼の表面に標準物質Ｓｉを塗布し、Ｓｉのピークで角度補正を行って精密なγ−Ｆｅの格子定数［ａ0 （Å）］を求めた。精密化されたγ−Ｆｅの格子定数と、Ｃ以外の下記成分とから、残留γ中のＣ量を逆算して求めた。
上記（１）の測定と同時に、供試鋼の表面に標準物質Ｓｉを塗布し、Ｓｉのピークで角度補正を行って精密なγ−Ｆｅの格子定数［ａ0 （Å）］を求めた。精密化されたγ−Ｆｅの格子定数と、Ｃ以外の下記成分とから、残留γ中のＣ量を逆算して求めた。
（２−２）−１９６℃において存在する残留γ中のＮｉ量＜Ｎｉ＞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、日本電子製 ＪＸＡ−８５００ＦのＥＰＭＡ装置を用い、加速電圧１５ｋＶ、照射電流５０ｎＡ、ビーム径最小の条件下にてＮｉ濃度を測定した。測定は、各試料とも３回ずつ行い、その最大値を残留γ中のＮｉ量とした。
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、日本電子製 ＪＸＡ−８５００ＦのＥＰＭＡ装置を用い、加速電圧１５ｋＶ、照射電流５０ｎＡ、ビーム径最小の条件下にてＮｉ濃度を測定した。測定は、各試料とも３回ずつ行い、その最大値を残留γ中のＮｉ量とした。
（２−３）−１９６℃において存在する残留γ中のＡｌ量＜Ａｌ＞の測定
Ａｌは全量が酸化物または窒化物に消費されていると仮定し、残留γ中のＡｌは０（ゼロ）とした。
Ａｌは全量が酸化物または窒化物に消費されていると仮定し、残留γ中のＡｌは０（ゼロ）とした。
（２−４）−１９６℃において存在する残留γ中のＭｎ量＜Ｍｎ＞、Ｃｕ量＜Ｃｕ＞、Ｃｒ量＜Ｃｒ＞、Ｍｏ量＜Ｍｏ＞、およびＶ量＜Ｖ＞の測定
本実施例では、Ｌ処理→Ｔ処理後の各合金元素濃度＜Ｍｎ＞、＜Ｃｕ＞、＜Ｃｒ＞、＜Ｍｏ＞、＜Ｖ＞は、上記（２−２）の方法によって得られた実測のＮｉ量＜Ｎｉ＞に比例すると考え、以下のようにして算出した。
本実施例では、Ｌ処理→Ｔ処理後の各合金元素濃度＜Ｍｎ＞、＜Ｃｕ＞、＜Ｃｒ＞、＜Ｍｏ＞、＜Ｖ＞は、上記（２−２）の方法によって得られた実測のＮｉ量＜Ｎｉ＞に比例すると考え、以下のようにして算出した。
Ｌ処理、Ｔ処理の各熱処理時のＮｉ濃縮の挙動は、下式で表される。
（各熱処理時の定数）×（γ逆変態の駆動力）×（各合金元素の拡散係数）
（各熱処理時の定数）×（γ逆変態の駆動力）×（各合金元素の拡散係数）
ここで、上記式中の（γ逆変態の駆動力）は、各熱処理時の温度に基づき、市販の計算ソフト（サーモカルク）により計算した。また、上記式中の（各合金元素の拡散係数）は、各熱処理時の温度と保持時間に基づき、『Diffusion in Solid Metals and Alloys』の値を用いて計算した。
そして上記式中の（各熱処理時の定数）は、以下のようにして実験的に求めた。上記式に従えば、Ｌ処理→Ｔ処理後の実測のＮｉ濃度は、｛（Ｌ処理時の定数）×（γ逆変態の駆動力）×（Ｌ処理時のＮｉの拡散係数）｝と、｛（Ｔ処理時の定数）×（γ逆変態の駆動力）×（Ｌ処理時のＮｉの拡散係数）｝との積で表される。すなわち、Ｌ処理→Ｔ処理後の実測のＮｉ濃度は、（Ｌ処理時の定数）と（Ｔ処理時の定数）の両方を含み、また（Ｔ処理時の定数）は（Ｌ処理時の定数）と連動して変化するため、上記積の値が、Ｌ処理→Ｔ処理後の実測のＮｉ濃度と最も近くなるよう、回帰的に各熱処理時の定数［（Ｌ処理時の定数）および（Ｔ処理時の定数）］を求めた。このようにして求めた各定数を使用し、＜Ｍｎ＞、＜Ｃｕ＞、＜Ｃｒ＞、＜Ｍｏ＞、＜Ｖ＞の各合金元素濃度を算出した。
（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＞７４０ＭＰａ、ＹＳ＞５９０ＭＰａのものを、母材強度に優れると評価した。
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＞７４０ＭＰａ、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。
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。
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．１〜２５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．２６〜４５は、鋼中成分および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。
まず、Ｎｏ．２６は、Ｄｉ値が本発明の要件を満たさない例であり、所望とする残留γの体積分率が得られず、残留γ安定化パラメータも低下した。更に、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータも所定範囲を超えた。その結果、脆性破面率も増加し、−１９６℃において所望とする極低温靱性を実現できなかった。また、Ｄｉ値が低いため、ＴＳも低下した。
Ｎｏ．２７は、Ｃ量が多い表１ＢのＮｏ．２７を用いた例であり、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．２８は、Ｐ量が多い表１ＢのＮｏ．２８を用いた例であり、所望とする残留γの体積分率が得られず、残留γ安定化パラメータも低下した。更に、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータも所定範囲を超えた。その結果、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．２９は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．２９を用いたが、二相域温度（Ｌ処理温度）を下回る温度で加熱し、且つ、Ｌパラメータが低い例である。そのため、残留γ量が不足し、残留γ安定化パラメータも低下した。更に、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータも所定範囲を超えた。その結果、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．３０は、Ｓｉ量が多い表１ＢのＮｏ．３０を用い、且つ、二相域温度（Ｌ処理温度）を超える温度で加熱し、且つ、ＬパラメータおよびλLパラメータが高い例である。そのため、残留γ量が不足し、残留γ安定化パラメータも低下した。更に、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータも所定範囲を超えた。その結果、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．３１は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．３１を用いたが、焼戻温度（Ｔ処理温度）が低いため、残留γ量が不足し、残留γ安定化パラメータも低下した。更に、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータも所定範囲を超えた。その結果、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．３２は、Ｍｎ量が多い表１ＢのＮｏ．３２を用い、且つ、λLパラメータが高い例である。その結果、極低温靱性が低下した。
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、焼戻時間（Ｔ時間）が長い例であり、強度（ＴＳおよびＹＳ）が低下した。
Ｎｏ．３４は、Ｍｎ量が少なく、Ｄｉ値が小さい表１ＢのＮｏ．３４を用いた例であり、所望とする残留γの体積分率が得られず、残留γ安定化パラメータも低下した。更に、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータも所定範囲を超えた。その結果、脆性破面率も増加し、−１９６℃において所望とする極低温靱性を実現できなかった。また、Ｄｉ値が低いため、ＴＳも低下した。
Ｎｏ．３５は、Ｓ量が多い表１ＢのＮｏ．３５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．３６は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．３６を用いたが、Ｌパラメータが高い例である。その結果、残留γ量が不足し、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータも所定範囲を超えた。その結果、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．３７は、Ｃ量が少なく、Ａｌ量が多く、Ｎｉ量が少ない表１ＢのＮｏ．３７を用いたため、残留γ量が不足し、残留γ安定化パラメータも低下した。更に、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータも所定範囲を超えた。その結果、極低温靱性が低下した。更にＴＳも低下した。
Ｎｏ．３８は、Ａｌ量が少なく、Ｎ量が多い表１ＢのＮｏ．３８を用いたため、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．３９は、選択成分であるＣｕ量およびＣａ量が多い表１ＢのＮｏ．３９を用いたため、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．４０は、選択成分であるＣｒ量およびＺｒ量が多い表１ＢのＮｏ．４０を用いたため、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．４１は、選択成分であるＮｂ量およびＲＥＭ量が多い表１ＢのＮｏ．４１を用いたため、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．４２は、選択成分であるＭｏ量が多く、Ｄｉ値が大きい表１ＢのＮｏ．４２を用いたため、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．４３は、選択成分であるＴｉ量が多い表１ＢのＮｏ．４３を用いたため、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．４４は、選択成分であるＶ量が多い表１ＢのＮｏ．４４を用いたため、極低温靱性が低下した。
Ｎｏ．４５は、選択成分であるＢ量が多い表１ＢのＮｏ．４５を用いたため、極低温靱性が低下した。
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。
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」
「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。
表３のＮｏ．１〜３、６、８、９、１４、１８、および２０は、いずれも、−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。その理由として、これらは、いずれも、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータが小さい（２１以下）ことが考えられる。
これに対し、Ｎｏ．１０、および１６は、上記例に比べて、残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータが３５程度と大きいため、−２３３℃における脆性破面率は大きくなった。
以上の実験結果より、−１９６℃のみならず、より低温の−２３３℃における脆性破面率も良好な厚鋼板を得るためには、本発明の上記要件において、特に残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータを出来るだけ小さくすることが有効であることが分かる。
Claims (8)
- 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）
を含有すると共に、
Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％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の元素を含有し、
残部が鉄および不可避不純物である厚鋼板であって、
鋼中成分で構成される下記（１）式に基づいて決定されるＤｉ値が２．５以上であり、
Ｄｉ値＝（［Ｃ］／１０）0.5×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１．１１５ ・・・ （１）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する、
−１９６℃において存在する残留オーステナイト相（残留γ）が体積分率にて２．０〜１２．０％であり、且つ、
残留オーステナイト中に含まれる成分で構成される下記（２）式に基づいて決定される残留γ安定化パラメータが３．１以上であることを特徴とする極低温靱性に優れた厚鋼板。
残留γ安定化パラメータ＝
（３６５×＜Ｃ＞＋３９×＜Ｍｎ＞＋３０×＜Ａｌ＞＋１０×＜Ｃｕ＞＋１７×＜Ｎｉ＞＋２０×＜Ｃｒ＞＋５×＜Ｍｏ＞＋３５×＜Ｖ＞）／１００ ・・・ （２）
式中、＜ ＞は、−１９６℃において存在する残留オーステナイト中に含まれる各成分の含有量（質量％）を意味する。 - 前記残留γ相の体積分率と前記残留γ安定化パラメータとで構成される下記式（３）に基づいて算出される残留γ相の体積分率・残留γ安定化パラメータが４０以下である請求項１に記載の厚鋼板。
残留γの体積分率・残留γ安定化パラメータ
＝１０／（残留γ相の体積分率×残留γ安定化パラメータ）1/2 ・・・（３） - 更に、
Ｃｕ：１．０％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。 - 更に、
Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１００％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１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。 - 更に、
Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。 - 更に、
Ｃａ：０．００３０％以下（０％を含まない）、および
ＲＥＭ：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１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。 - 更に、
Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。 - 請求項１〜７のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法であって、
請求項１〜７のいずれかに記載の鋼中成分を満足すると共に、
α−γ２相共存域（Ａc1〜Ａc3間）での熱処理（Ｌ処理）における温度（Ｌ処理温度）と、鋼中のＡc1およびＡc3とで構成される下記式（４）に基づいて算出されるＬパラメータが０．２５以上、０．４５以下であり、且つ、
前記Ｌパラメータと、鋼中成分とで構成される下記式（５）に基づいて算出されるλLパラメータが７以下であることを満足するように、Ｌ処理温度および鋼中成分を調整する工程と、
Ｌ処理の後、室温まで水冷し、焼戻処理（Ｔ処理）するに当たり、Ａc1以下の温度で１０〜６０分間行なう工程と、
を行なうことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
Ｌパラメータ＝（Ｌ処理温度−Ａc1）／（Ａc3−Ａc1）＋０．２５ ・・・（４）
λLパラメータ＝９．０５×（０．９０×［Ｌパラメータ］＋０．１４）×［Ｍｎ］＋１．４６×（０．３７×［Ｌパラメータ］＋０．６７）×［Ｃｒ］−４１．５×（０．２６×［Ｌパラメータ］＋０．７９）×［Ｍｏ］ ・・・（５）
式中、［ ］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
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Cited By (4)
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|---|---|---|---|---|
| WO2017104599A1 (ja) * | 2015-12-18 | 2017-06-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温靭性に優れた厚鋼板 |
| JP2018512508A (ja) * | 2015-03-20 | 2018-05-17 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 低温衝撃靱性に優れた低降伏比高強靭厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2021503552A (ja) * | 2017-11-17 | 2021-02-12 | ポスコＰｏｓｃｏ | 衝撃靭性に優れた低温用鋼材及びその製造方法 |
| JP2021165431A (ja) * | 2020-04-08 | 2021-10-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003129134A (ja) * | 2001-10-18 | 2003-05-08 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
| WO2007034576A1 (ja) * | 2005-09-21 | 2007-03-29 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 低温用鋼材およびその製造方法 |
| WO2007080646A1 (ja) * | 2006-01-13 | 2007-07-19 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 極低温用鋼 |
| JP2011219849A (ja) * | 2010-04-14 | 2011-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011219848A (ja) * | 2010-04-14 | 2011-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2012067474A2 (ko) * | 2010-11-19 | 2012-05-24 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 |
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Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003129134A (ja) * | 2001-10-18 | 2003-05-08 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
| WO2007034576A1 (ja) * | 2005-09-21 | 2007-03-29 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 低温用鋼材およびその製造方法 |
| WO2007080646A1 (ja) * | 2006-01-13 | 2007-07-19 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 極低温用鋼 |
| JP2011219849A (ja) * | 2010-04-14 | 2011-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011219848A (ja) * | 2010-04-14 | 2011-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2012067474A2 (ko) * | 2010-11-19 | 2012-05-24 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2018512508A (ja) * | 2015-03-20 | 2018-05-17 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 低温衝撃靱性に優れた低降伏比高強靭厚鋼板及びその製造方法 |
| US11180836B2 (en) | 2015-03-20 | 2021-11-23 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Low-yield-ratio high-strength-toughness thick steel plate with excellent low-temperature impact toughness and manufacturing method therefor |
| WO2017104599A1 (ja) * | 2015-12-18 | 2017-06-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温靭性に優れた厚鋼板 |
| EP3392361A4 (en) * | 2015-12-18 | 2019-06-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT CRYOGENIC ENDURANCE |
| JP2021503552A (ja) * | 2017-11-17 | 2021-02-12 | ポスコＰｏｓｃｏ | 衝撃靭性に優れた低温用鋼材及びその製造方法 |
| US11434557B2 (en) | 2017-11-17 | 2022-09-06 | Posco | Low-temperature steel plate having excellent impact toughness, and method for manufacturing same |
| JP7157808B2 (ja) | 2017-11-17 | 2022-10-20 | ポスコ | 衝撃靭性に優れた低温用鋼材及びその製造方法 |
| JP2021165431A (ja) * | 2020-04-08 | 2021-10-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| JP7251512B2 (ja) | 2020-04-08 | 2023-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
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