JP2014125678A - 極低温靱性に優れた厚鋼板 - Google Patents

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、８３０ＭＰａ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５．０超であり、−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２．０〜５．０％であり、残留オーステナイト中に含まれるＭｎ濃度が１．０５％以上であり、且つ、鋼中のＭｎおよびＮｉが所定の式を満足するものである。
【選択図】なし

Description

本発明は、極低温靱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靱性が求められる。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−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（Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３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Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３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、Ａ_ｃ１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。これらの文献に記載の−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。

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鋼並みの低温靱性を実現している。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。

特開昭４９−１３５８１３号公報 特開昭５１−１３３０８号公報 特開２０１１−２４１４１９号公報

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：０．６〜２．０％、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％、Ｍｏ：０．３０〜１．０％、Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、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５．０超であり、
Ｄｉ＝（［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２．０〜５．０％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）中のＭｎ濃度が１．０５％以上であり、且つ
鋼中のＭｎおよびＮｉの含有量（質量％）が、下記（２）式を満たすところに要旨を有するものである。
［Ｍｎ］≧０．３１×（７．２０−［Ｎｉ］）＋０．５０・・・（２）
式中、［ ］は鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。

本発明の好ましい実施形態において、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（Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３間）での熱処理（Ｌ処理）における温度（Ｌ処理温度）と、鋼中のＡ_ｃ１およびＡ_ｃ３とで構成される下記（３）式に基づいて算出されるＬパラメータが０．６以上、１．１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（４）式に基づいて算出されるλ_Ｌパラメータが０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ところに特徴がある。
Ｌパラメータ＝（Ｌ処理温度−Ａ_ｃ１）／（Ａ_ｃ３−Ａ_ｃ１）＋０．２５ ・・・（３）
λ_Ｌ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］ ・・・（４）
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＞８３０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞６９０ＭＰａ）、−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＞８３０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞６９０ＭＰａ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鋼と同等以上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、極低温靱性は、Ｌ方向よりも靱性確保が難しい傾向にあるＣ方向の評価を採用し、且つ、靱性保証の観点から、吸収エネルギーでなく脆性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＞８３０ＭＰａ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＞８３０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞６９０ＭＰａ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、極低温での高い強度−靱性バランスを実現するためには、（ア）−１９６℃において存在する残留オーステナイト（以下、単に残留γと略記する場合がある。）を所定量確保すると共に、（イ）残留γの安定性を高めて安定な残留γを確保することが不可欠であるとの知見に到達した。上記（イ）に記載の「安定な残留γ」とは、シャルピー衝撃吸収試験中に、残留γ（面心立方格子ｆｃｃ）がマルテンサイト（体心立方格子ｂｃｃ）に変態せずに残存するものであって、極低温域でも塑性変形し易い残留γを意味する。或いは、上記「安定な残留γ」には、シャルピー衝撃吸収試験中に、たとえ、残留γの一部がマルテンサイトに変態してオーステナイトとマルテンサイトの混合組織（ＭＡと呼ばれるものであり、以下、「ＭＡ」と記載する。）が生成しても、ＭＡのサイズを小さく制御できるために脆性破壊の起点とならないものを意味する。

すなわち、本発明のようにＮｉ量を７．５％以下に低減した鋼では、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り、その結果、熱処理後の強度が低下し、極低温靱性向上に有用な残留γが確保できなくなる。更に、衝撃変形中に、極低温靱性に有害なＭＡが形成された場合、ＭＡを、脆性破壊の起点とならないレベルにまで微細化することが困難になる（すなわち、安定な残留γが得られない）。このような問題を解決するため、本発明では、以下に説明するように、Ｄｉ値、残留γ中のＭｎ濃度、および下記（２）式で表される鋼中のＭｎ−Ｎｉのバランスを適切に制御することにした。

詳細には、上記（ア）について、本発明では、残留γの体積分率を２．０〜５．０％の範囲内に制御した。これにより、衝撃試験前に所定量の残留γ分率を確保することができる。残留γを上記範囲に制御するためには、下記（１）式で表わされるＤｉ値を５．０超に制御すると共に、鋼中成分の制御に加えて、α−γ２相共存域（Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３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（３）式を参照］の範囲となるように制御、更には上記ＬパラメータとＭｎなどの量から決定されるλ_Ｌパラメータ［下記（４）式を参照］の制御が有効であることを見出した（後記する実施例を参照）。

また、上記（イ）については、特に、下記（１）式で表わされるＤｉ値を５．０超に制御すると共に、−１９６℃において存在する残留γ中のＭｎ濃度を１．０５％以上に制御した。このうち、Ｄｉ値は、鋼中成分を適切に制御することによって制御される。また、残留γ中のＭｎ濃度は、残留γの体積分率の制御と同様、鋼中成分、Ｌパラメータ、およびλ_Ｌパラメータを制御することが有効であることを見出した（後記する実施例を参照）。更に残留γ中のＭｎ濃度に加えて下記（２）式で表わされる鋼中のＮｉ−Ｍｎバランスを制御することも有効であることを見出し、本発明を完成した（後記する実施例を参照）。

すなわち、本発明の厚鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．６〜２．０％、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％、Ｍｏ：０．３０〜１．０％、Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、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５．０超であり、−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２．０〜５．０％であり、残留オーステナイト相（残留γ）中のＭｎ濃度が１．０５％以上であり、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）式を満たす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、
［Ｍｎ］≧０．３１×（７．２０−［Ｎｉ］）＋０．５０・・・（２）
式中、［ ］は、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。

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％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：０．６〜２．０％
Ｍｎは、強度の確保と、安定な残留γの確保に有用な元素である。特にＭｎは、オーステナイト（γ）安定化元素として知られており、極低温での衝撃時に形成される有害なＭＡの微細化に有効である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．６％とする。Ｍｎ量の好ましい下限は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。

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。

Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、強度向上元素である。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ量を０．０５％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量の上限を１．２０％以下（好ましくは１．１％以下、更に好ましくは０．９％以下、更により好ましくは０．５％以下）とする。

Ｍｏ：０．３０〜１．０％
Ｍｏは、強度向上および焼き戻し脆性抑制のために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｏ量を０．３０％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、所望とする極低温靱性を確保できなくなるため、その上限を１．０％以下とする。Ｍｏ量の好ましい上限を０．８５％以下（更に好ましくは０．７％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、Ｍｎと同様、γ安定化元素であり、残留γ量の確保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１．０％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０．１００％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）、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。

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、靱性が低下するため、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、やはり靱性が低下するため、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２．０〜５．０％を満足するものである。

詳細には、所望とする極低温靱性を確保するため、−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。極低温靱性向上の観点からは、残留γ相の体積分率は高い方が良いが、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、所定のＹＳおよびＴＳを確保できなくなる場合があるため、その上限を５．０％とする。残留γ相の体積分率について、好ましい下限は３．５％以上であり、好ましい上限は４．８％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５．０超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値に関する上記（１）式は、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５．０超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５．０超とする。Ｄｉ値が５．０以下では、圧延後に微細な組織が十分得られず、その後の熱処理工程で十分な強度と残留γ分率の確保を両立できない。
一方、Ｄｉ値の上限は、上記作用との関係からは特に限定されないが、鋼中成分の各元素量の上限などを考慮すると、好ましい上限は、おおむね、１０以下である。

４．残留γ中のＭｎ濃度について
更に本発明の厚鋼板は、−１９６℃において存在する残留γ中のＭｎ濃度が１．０５％以上を満足するものである。これにより、残留γの安定性が高められ、極低温下における優れた強度−靱性バランスが達成される。

−１９６℃において存在する残留γ中の好ましいＭｎ濃度は１．４０％以上であり、より好ましくは１．７５％以上である。なお、残留γ中の好ましいＭｎ濃度の上限については、上記作用との関係からは特に限定されないが、鋼中Ｍｎ量の範囲などを考慮すると、おおむね、２．５０％以下であることが好ましい。

５．［Ｍｎ］≧０．３１×（７．２０−［Ｎｉ］）＋０．５０・・・（２）
更に、本発明の厚鋼板は上記（２）式を満足するものである。これにより、残留γの安定性が一層高められるようになる。以下では、上記（２）式の要件を、「鋼中のＮｉ−Ｍｎバランス」または単に「Ｎｉ−Ｍｎバランス」と呼ぶ場合がある。

上記（２）式に到達した経緯の概略は以下のとおりである。本発明者らは、Ｎｉ量を７．５％以下に低減しながら、極低温での高い強度−靱性バランスを確保するためには、鋼中成分のうち、γ安定化元素であるＭｎの活用が重要であること；更には、Ｍｎと、鋼中成分のうち含有量が比較的多いＮｉとのバランスが重要であるとの観点に立ち、残留γの安定性を高めるための鋼中設計指針を検討した。具体的には、Ｎｉ低減に伴う焼入れ性の影響、Ｌ処理時の合金成分の濃縮、衝撃時に形成されるＭＡサイズの微細化などの観点から、前述したＤｉ値やＭｓ点（マルテンサイト生成開始温度）を含めて鋭意検討した。その結果、衝撃時に形成されるＭＡサイズは、圧延まま組織サイズと相関があり、鋼中のＮｉおよびＭｎ量と相関することを見出した。上記知見に基づき、更に検討を行なった結果、所望とする極低温での強度−靱性バランスを確保することができる鋼中のＮｉ−Ｍｎバランスとして、上記（２）式を特定した。

このような本発明の厚鋼板によれば、−１９６℃での脆性破面率を１０％以下に制御することができる。更に、後記する実施例２で実証したように、（ｉ）残留γの体積分率、（ｉｉ）残留γ中のＭｎ濃度、および（ｉｉｉ）λ_Ｌパラメータ（λ_Ｌパラメータの詳細は後述する）の少なくともいずれか一つを、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、（ｉ）残留γ分率をおおむね、３．５〜４．８％、（ｉｉ）残留γ中のＭｎ濃度を、おおむね、１．４０〜２．５％、（ｉｉｉ）λ_Ｌパラメータを、おおむね、−１０以下の範囲内に制御することにより、−２３３℃での靱性も向上させることができる。更に、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の少なくとも２つ以上および／または（ｉ）残留γ中のＭｎ濃度を１．７５〜２．５０％と制御すると、−２３３℃での靱性を一層高めることができる。

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（Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３間）での熱処理（Ｌ処理）における温度（Ｌ処理温度）と、鋼中のＡ_ｃ１およびＡ_ｃ３とで構成される下記（３）式に基づいて算出されるＬパラメータが０．６以上、１．１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（４）式に基づいて算出されるλ_Ｌパラメータが０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、Ａ_ｃ１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−Ａ_ｃ１）／（Ａ_ｃ３−Ａ_ｃ１）＋０．２５ ・・・（３）
λ_Ｌ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］ ・・・（４）
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、Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３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中のＭｎ濃度を本発明の範囲に制御するために、上記（３）式で表わされるＬパラメータ、および上記（４）式で表わされるλ_Ｌ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、（Ａ_ｃ１＋Ａ_ｃ３）／２〜Ａ_ｃ３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［（Ａ_ｃ１＋Ａ_ｃ３）／２］点未満、またはＡ_ｃ３点超では、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．４、５、１９を参照）。好ましいＬ処理温度は、おおむね、６９０〜７３０℃である。

本明細書において、Ａ_ｃ１点、およびＡ_ｃ３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）。
Ａ_ｃ１点
＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］
Ａ_ｃ３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相が焼き鈍まされ、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０．６以上、１．１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（特に、Ｄｉ値および残留中のＭｎ濃度で表されるもの）を兼備するために設定されたパラメータであり、上記観点から、特に上限（１．１以下）を規定した。なお、Ｌ処理によって残留γの安定性を高める（すなわち、残留γ中へＭｎを濃縮させる）ということは、裏返せば、母相（鋼中）のＭｎ濃度を希薄にするという意味である。この状態では、強度確保に悪影響を及ぼすため、あるいは残留γの体積分率と残留γの安定性が兼備できなくなるため本発明では、Ｌパラメータの下限（０．６以上）を設定した。好ましいＬパラメータは、０．７以上、１．０以下である。

更に本発明では、上記（４）式のように、鋼中の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λ_Ｌパラメータを０以下となるように制御する。このλ_Ｌ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。旧粒界に偏析するＰ量は直接測定することができないことから、λ_Ｌ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、λ_Ｌパラメータが小さい。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。

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、Ａ_ｃ１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Ａ_ｃ１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）が確保できなくなる（後記する表２ＢのＮｏ．７を参照）。好ましい焼戻時間は、１５分以上、４５分以下であり、より好ましくは２０分以上、３５分以下である。
更に、焼き戻し温度はＡ_ｃ１以下の温度、好ましい焼き戻し温度は５１０℃〜５２０℃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の安定性が高くなるためである。

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。

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８５％）。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相中のＭｎ量、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。

（２）−１９６℃において存在する残留γ相中のＭｎ量の測定
以下の手順により、残留γ相中の平均Ｍｎ量をＴＥＭ−ＥＤＸにて測定し、算出した。算出の際、残留γ相中の成分は、Ｆｅ―Ｍｎ―Ｎｉであると仮定した。実際の成分は、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ以外に例えばＣ、Ｓｉなども含まれ得るが、これらの元素は少量であり、本実施例の測定方法（ＴＥＭ−ＥＤＸ）の測定限界未満であるため、実質的に無視できるからである。
まず、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、試験片を１０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍのサイズに切断し、厚さｔを、２ｍｍから０．１ｍｍまで機械研磨した後、３ｍｍφのサイズに打抜き、電解研磨による薄膜試料を作製した。このようにして得られた薄膜試料について、日立製作所製の透過電子顕微鏡Ｈ−８００を用いて、透過像と逆格子によりγ相を同定した後、堀場製作所製のＥＤＸ分析装置ＥＭＡＸ７０００にて上記γ相中のＭｎ濃度を測定した。ＥＤＸによる測定は、加速電圧２００ｋＶ、観察倍率７５０００倍の条件下で行ない、各試料について５点ずつ測定を行い、その平均値を、残留γ中のＭｎ量とした。

（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＞８３０ＭＰａ、ＹＳ＞６９０ＭＰａ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、極低温靱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２Ａおよび表２Ｂに、Ａ_ｃ１点およびＡ_ｃ３点を併記している。

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．１〜２１は、それぞれ、鋼中成分が本発明の要件を満足する表１ＡのＮｏ．１〜２１を用いて、本発明の製造条件で作成した例であり、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．１〜２１は、本発明の鋼中成分および製造条件のいずれか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、表２ＢのＮｏ．１は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．１を用いたが、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なかった。その結果、脆性破面率が増加し、−１９６℃において所望とする極低温靱性を実現できなかった。

表２ＢのＮｏ．２は、Ｃ量が多く、Ｍｏ量が少ない表１ＢのＮｏ．２を用いた例であり、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．３は、Ｐ量が多い表１ＢのＮｏ．３を用いた例であり、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．４は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．４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量が不足した。その結果、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．５は、Ｓｉ量およびＭｏ量が多い表１ＢのＮｏ．５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λ_Ｌパラメータが高い例である。そのため、残留γ量が不足した。その結果、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．６は、Ｍｎ量が多くＭｏ量が少ない表１ＢのＮｏ．６を用いたが、焼戻温度（Ｔ処理温度）が高く、λ_Ｌパラメータが高く、所望とする残留γの体積分率が得られなかった。その結果、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．７は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．７を用いたが、焼戻時間（Ｔ時間）が長い例であり、上記（２）式のＮｉ−Ｍｎのバランスが好ましい範囲を下回った。その結果、低温靱性が低下した。更に強度（ＴＳ）も低下した。

表２ＢのＮｏ．８は、Ｍｎ量が少ない表１ＢのＮｏ．８を用いた例であり、上記（２）式のＮｉ−Ｍｎバランスが好ましい範囲を下回り、残留γ中のＭｎ濃度が低くなり、残留γ量も不足した。その結果、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．９は、Ｓ量が多い表１ＢのＮｏ．９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。

表２ＢのＮｏ．１０は、Ｃ量が少なく、Ａｌ量が多く、Ｎｉ量が少なく、上記（２）式のＮｉ−Ｍｎバランスが好ましい範囲を下回る表１ＢのＮｏ．１０を用いた例である。残留γ量の確保に有用なＣ量およびＮｉ量が少ないため、残留γの体積率は小さくなった。その結果、極低温靱性が低下し、ＹＳは良好であった。ただし、強度向上に有効なＣ量およびＮｉ量が少ないため、ＴＳは低下した。

表２ＢのＮｏ．１１は、Ａｌ量およびＭｏ量が少なく、Ｎ量が多く、λ_Ｌパラメータが高い表１ＢのＮｏ．１１を用いたため、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．１２は、選択成分であるＣｕ量およびＣａ量が多い表１ＢのＮｏ．１２を用いたため、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．１３は、選択成分であるＭｏ量が少なく、Ｃｒ量およびＺｒ量が多く、λ_Ｌパラメータが高い表１ＢのＮｏ．１３を用いたため、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．１４は、選択成分であるＮｂ量およびＲＥＭ量が多い表１ＢのＮｏ．１４を用いたため、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．１５は、選択成分であるＭｏ量が多い表１ＢのＮｏ．１５を用いたため、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．１６は、選択成分であるＴｉ量が多い表１ＢのＮｏ．１６を用いたため、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．１７は、選択成分であるＶ量が多い表１ＢのＮｏ．１７を用いたため、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．１８は、選択成分であるＢ量が多い表１ＢのＮｏ．１８を用いたため、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．１９は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．１９を用いたが、Ｌパラメータが高く、Ｌ処理温度も高い例である。そのため、残留γ量中のＭｎ濃度が低く、残留γ量も不足し、極低温靱性が低下した。

表２ＢのＮｏ．２０は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．２０を用いたが、焼戻温度（Ｔ処理温度）が高く、上記（２）式で規定するＮｉ−Ｍｎバランスが好ましい範囲を下回る例であり、所望とする残留γの体積分率が得られず、残留γ中のＭｎ濃度も低下した。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。更にＹＳおよびＴＳも低下した。

表２ＢのＮｏ．２１は、Ｍｏ量が少なく、Ｌパラメータおよびλ_Ｌパラメータも高い表１ＢのＮｏ．２１を用いた例である。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。

実施例２
本実施例では、上記実施例１に用いた表２Ａの本発明例について、−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１Ａおよび表２Ａ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。表３には参考の為に（ｉ）残留γの体積分率（３．５〜４．８％）、（ｉｉ）残留γ中のＭｎ濃度（１．４〜２．５％）、および（ｉｉｉ）λ_Ｌパラメータ（−１０以下）の値を表２Ａから抜粋して併設した。それぞれの詳細は以下の通りである。

表３のＮｏ．１〜３、５〜１４、１７〜２０は、いずれも、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の少なくとも一つを満足する表２ＡのＮｏ．１〜３、５〜１４、１７〜２０を用いた例であり、−２３３℃における脆性破面率は５０％以下と良好であった。一方、表３のＮｏ．４、１５、１６、２１は上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の要件を一つも満足しない表２ＡのＮｏ．４、１５、１６、２１を用いた例であり、−２３３℃において所望とする靱性を得ることはできなかった。

まず、表３のＮｏ．１〜３は、上記（ｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．１〜３を用いたため、−２３３℃における脆性破面率は５０％と良好であった。

これに対し、表３のＮｏ．４は、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の要件を一つも兼ね備えていない表２ＡのＮｏ．４を用いたため、−２３３℃において所望とする靱性を得ることはできなかった。

次に、表３のＮｏ．５は、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の要件を全て兼ね備え、且つ（ｉｉ）残留γ中のＭｎ濃度をより好ましい１．７５〜２．５０％の範囲に制御した表２ＡのＮｏ．５を用いたため、−２３３℃における靱性を１５％と一層高めることができた。

また、表３のＮｏ．６は、上記（ｉ）および（ｉｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．６を用いたため、−２３３℃における靱性を４０％と一層高めることができた。

表３のＮｏ．７は、上記（ｉｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．７を用いたため、−２３３℃における脆性破面率は５０％と良好であった。

表３のＮｏ．８は、上記（ｉ）および（ｉｉ）の要件を兼ね備え、且つ（ｉｉ）残留γ中のＭｎ濃度をより好ましい１．７５〜２．５０％の範囲に制御した表２ＡのＮｏ．８を用いたため、−２３３℃における靱性を２５％と一層高めることができた。

表３のＮｏ．９は、上記（ｉ）および（ｉｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．９を用いたため、−２３３℃における靱性を４０％と一層高めることができた。

表３のＮｏ．１０は、上記（ｉｉ）および（ｉｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．１０を用いたため、−２３３℃における靱性を４０％と一層高めることができた。

表３のＮｏ．１１は、上記（ｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．１１を用いたため、−２３３℃における脆性破面率は５０％と良好であった。

表３のＮｏ．１２は、上記（ｉｉ）および（ｉｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．１２を用いたため、−２３３℃における靱性を４０％と一層高めることができた。

表３のＮｏ．１３は、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の要件を全て兼ね備え、且つ（ｉｉ）残留γ中のＭｎ濃度をより好ましい１．７５〜２．５０％の範囲に制御した表２ＡのＮｏ．１３を用いたため、−２３３℃における靱性を１５％と一層高めることができた。

表３のＮｏ．１４は、上記（ｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．１４を用いたため、−２３３℃における脆性破面率は５０％と良好であった。

これに対し、表３のＮｏ．１５および１６は、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の要件を一つも兼ね備えていない表２ＡのＮｏ．１５および１６を用いたため、−２３３℃において所望とする靱性を得ることはできなかった。

一方、表３のＮｏ．１７は、上記（ｉｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．１７を用いたため、−２３３℃における脆性破面率は５０％と良好であった。

表３のＮｏ．１８は、上記（ｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．１８を用いたため、−２３３℃における脆性破面率は５０％と良好であった。

表３のＮｏ．１９は、上記（ｉｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．１９を用いたため、−２３３℃における脆性破面率は５０％と良好であった。

表３のＮｏ．２０は、上記（ｉ）の要件を満足する表２ＡのＮｏ．２０を用いたため、−２３３℃における脆性破面率は５０％と良好であった。

これに対し、表３のＮｏ．２１は、上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の要件を一つも兼ね備えていない表２ＡのＮｏ．２１を用いたため、−２３３℃において所望とする靱性を得ることはできなかった。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：０．６〜２．０％、
   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％、
   Ｍｏ：０．３０〜１．０％、
   Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、
   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５．０超であり、
   Ｄｉ＝（［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２．０〜５．０％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）中のＭｎ濃度が１．０５％以上であり、且つ
   鋼中のＭｎおよびＮｉの含有量（質量％）が、下記（２）式を満たすことを特徴とする極低温靱性に優れた厚鋼板。
   ［Ｍｎ］≧０．３１×（７．２０−［Ｎｉ］）＋０．５０・・・（２）
   式中、［ ］は鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
2. 更に、
   Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、
   を含有する請求項１に記載の厚鋼板。
3. 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または２に記載の厚鋼板。
4. 更に、
   Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
   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、
   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１〜４のいずれかに記載の厚鋼板。
6. 更に、
   Ｚｒ：０．００５％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. 請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法であって、
   請求項１〜６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（Ａ_ｃ１〜Ａ_ｃ３間）での熱処理（Ｌ処理）における温度（Ｌ処理温度）と、鋼中のＡ_ｃ１およびＡ_ｃ３とで構成される下記（３）式に基づいて算出されるＬパラメータが０．６以上、１．１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（４）式に基づいて算出されるλ_Ｌパラメータが０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−Ａ_ｃ１）／（Ａ_ｃ３−Ａ_ｃ１）＋０．２５・・・（３）
   λ_Ｌ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］・・・（４）
   式中、［ ］は鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。