JP2017115239A - 極低温靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度と-196℃以下での極低温靭性に優れた厚鋼板の提供
【解決手段】所定の成分組成を満足すると共に、−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４．０〜１２％であり、且つ、厚鋼板の板厚をｔとしたとき下記式（１）で示される破面単位構成パラメータＭ値が２．４以上を満足する極低温靭性に優れた厚鋼板。Ｍ値＝（ＤＩ×ｖ^２）／ｔ・・・（１）ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１・・・（２）（ＤＩは下記式（２）で算出される値）
【選択図】図１

Description

本発明は、厚鋼板に関し、詳細には、Ｎｉ含有量が５．５０〜７．５％であっても、−１９６℃での極低温下における靭性［特に、板幅方向（Ｃ方向）の靭性］が良好な厚鋼板に関する。以下では、上記の極低温下に曝される液化天然ガス（Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｎａｔｕｒａｌ Ｇａｓ；ＬＮＧ）向けの厚鋼板を中心に説明するが、本発明の厚鋼板はこれに限定されず、−１９６℃での極低温下に曝される用途の厚鋼板全般にも適用できる。

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。これまで、上記用途に用いられる厚鋼板としては、Ｎｉを９％程度含有する厚鋼板（９％Ｎｉ鋼）が用いられてきた。しかし、近年、Ｎｉのコストが上昇しているため、Ｎｉ含有量を９％未満に低減しても、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鋼の低温靭性に及ぼすα−γ２相共存域（Ａ_ｃ１点〜Ａ_ｃ３点間）熱処理（Ｌ処理と呼ばれることがある。）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−γ２相共存域熱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℃での極低温靭性を付与できること；この熱処理は、Ｃ方向（板幅方向）の試験片の靭性も向上させること；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、上記非特許文献１に記載の試験片は、Ｌ方向（圧延方向）の極低温靭性は優れているものの、Ｃ方向（板幅方向）の極低温靭性はＬ方向に比べて劣る傾向にあった。

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に示されている。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点〜Ａ_ｃ３点間に加熱し（上記非特許文献１に記載のＬ処理に相当）、次いで冷却する処理を１回または２回以上繰り返した後、Ａ_ｃ１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）を行なうことが記載されている。これらの文献には、−１９６℃での衝撃値（ｖＥ_−１９６）が記載されているが、この衝撃値は、Ｌ方向のものと推察され、Ｃ方向の衝撃値は不明である。

また、非特許文献２には、上記Ｌ処理（２相共存域熱処理）とＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）を組み合わせたＬＮＧタンク用６％Ｎｉ鋼の開発について記載されている。この非特許文献２には、Ｌ方向（圧延方向）の靭性が高い値を示すことが記載されている。

また、特許文献３には、−１６５℃以下の低温環境下でも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が記載されている。この低温用厚鋼板は、５．０％を超え８．０％未満のＮｉを含有しており、常温での降伏強度は５９０ＭＰａ以上である。この特許文献３には、加熱した鋼塊に対する粗圧延において、粗圧延終了時の鋼塊厚さが製品厚さの３〜８倍になるまで圧下することにより、厚鋼板の靭性を向上させることが記載されている。また、実施例には、圧延直角方向から採取した試験片を用い、−１６５℃における引張試験を行ない、引張強さＴＳと降伏強さＹＳを測定すると共に、破面の単位面積あたりのシャルピー吸収エネルギーｖＥ_−１９６を測定することが記載されている。このシャルピー吸収エネルギーｖＥ_−１９６は、試験片３本の平均値として求めている。

また、非特許文献３には、Ｎｉを５〜１１％程度含む鋼に２相域熱処理を施し、焼戻しマルテンサイト中に安定な残留オーステナイトを少量分散させた組織にすると、せん移温度が大きく低下し、低温でも優れた靭性を示すことが記載されている。これはラス境界に沿ってオーステナイトが生成することによって、へき開破面単位となるブロックやパケットが分断され、微細化することによると記載されている。

以上のように、これまでにも、Ｎｉ含有量が４．０〜１１％程度のＮｉ鋼について低温靭性を改善する技術がいくつか提案されている。しかし、上述した文献では、−１９６℃という極低温における靭性、特に、Ｃ方向における極低温靭性は充分に検討されていなかった。詳細には、母材の引張強度ＴＳが６９０〜８３０ＭＰａで、降伏強度ＹＳが５９０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板について、Ｃ方向での極低温靭性を改善する技術は検討されていなかった。

また、上述した文献では、脆性破面率について検討されていなかった。脆性破面率とは、シャルピー衝撃試験で荷重がかかったときに生じる脆性破面の面積率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、極低温靭性向上技術においては、−１９６℃での脆性破面率を１０％以下とすることも極めて重要な要件となる。

本出願人は、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度のＮｉ鋼において−１９６℃での極低温靭性（特に、Ｃ方向の極低温靭性）に優れており、脆性破面率を１０％以下に抑制した高強度厚鋼板を特許文献４に提案している。この厚鋼板は、鋼中に存在する、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量が０．００１から０．０７質量％であり、且つ、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相の分率が２．０〜１２．０体積％であるところに特徴がある。

特開昭４９−１３５８１３号公報 特開昭５１−１３３０８号公報 特開２０１１−２４１４１９号公報 特開２０１４−２１０９４８号公報

矢野清之助、「６％Ｎｉ鋼の低温靭性に及ぼす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、「ＬＮＧタンク用６％Ｎｉ鋼の開発」、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．２３（２０１０）、ｐ１３２２ 牧正志、「最近における鋼の強靭化」、日本金属学会会報、第２７巻、第８号（１９８８）

本出願人が先に提案した上記特許文献４では、−１９６℃での極低温靭性（特に、Ｃ方向の極低温靭性）を、−１９６℃での脆性破面率によって評価していた。しかし、本発明者らが更に検討を重ねた結果、−１９６℃における極低温靭性を一層向上させるには、−１９６℃での脆性破面率を１０％以下に抑えたうえで、−１９６℃で汎用のシャルピー衝撃試験を行ったときに安定した靭性が得られる必要があった。即ち、複数の試験片を用いて−１９６℃でシャルピー衝撃試験を行ったときに、吸収エネルギーの平均値ではなく、最低値を１５０Ｊ以上とすればよいことが判明した。

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５．５０〜７．５％のＮｉ鋼において、引張強度が６９０〜８３０ＭＰａ、降伏強度が５９０ＭＰａ以上、−１９６℃でシャルピー衝撃試験を行ったときに、脆性破面率が１０％以下であることを前提とし、吸収エネルギーの最低値が１５０Ｊ以上を満足している特にＣ方向の極低温靭性に優れた厚鋼板を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る極低温靭性に優れた厚鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０％超０．３０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．１０％、Ｐ：０％超０．００４％以下、Ｓ：０％超０．００３０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎｉ：５．５０〜７．５％、Ｃｒ：０．３０〜０．６％、Ｍｏ：０％超０．２０％以下、およびＮ：０％超０．００５５％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる厚鋼板である。そして、−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４．０〜１２％であり、且つ、前記厚鋼板の板厚をｔとしたとき下記式（１）で示される破面単位構成パラメータＭ値が２．４以上を満足する点に要旨を有する。下記式（１）において、ＤＩは下記式（２）で算出される値であり、［ ］は質量％で各元素の含有量を示す。
Ｍ値＝（ＤＩ×ｖ^２）／ｔ ・・・（１）
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１ ・・・（２）

上記厚鋼板は、更に、他の元素として、質量％で、
（ａ）Ｃｕ：０％超０．３％以下、および／または
（ｂ）Ｎｂ：０％超０．０３％以下、Ｔｉ：０％超０．０２５％以下、およびＶ：０％超０．０３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種、
を含有してもよい。

本発明では、−１９６℃において存在する残留オーステナイト（γ）相の体積分率ｖが所定の範囲となるように制御したうえで、厚鋼板の成分組成により算出されるＤＩ、上記体積分率ｖ、および厚鋼板の板厚ｔに基づいて算出される破面単位構成パラメータＭ値を適切に調整している。そのため、引張強度が６９０〜８３０ＭＰａ、降伏強度が５９０ＭＰａ以上、−１９６℃でシャルピー衝撃試験を行ったときに、脆性破面率が１０％以下を満足したうえで、更に吸収エネルギーの最低値を１５０Ｊ以上とすることができる。この厚鋼板は、特にＣ方向の極低温靭性に優れたものとなる。

図１は、破面単位構成パラメータＭ値と脆性破面率との関係を示すグラフである。

本発明者らは、上記特許文献４の技術を提案した後も、高強度を確保したうえで、−１９６℃におけるＣ方向の極低温靭性を一層改善するために、鋭意検討を重ねてきた。その結果、高強度と−１９６℃におけるＣ方向の極低温靭性を両立させるには、上記特許文献４と同様、−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を４．０〜１２％とすることが重要であること、更に、厚鋼板の成分組成より算出されるＤＩ、上記体積分率ｖ、および厚鋼板の板厚ｔに基づいて算出される破面単位構成パラメータＭ値を２．４以上に制御すれば良いことを見出し、本発明を完成した。特に上記破面単位構成パラメータＭ値を適切に制御することによって、靭性を劣化させる破面単位の粗大化を抑えられるため、非常に優れた極低温靭性が実現される。

本明細書において「極低温靭性に優れる」とは、後記する実施例の欄に記載の方法によって−１９６℃でＣ方向（板幅方向）のシャルピー衝撃試験を行なったときに、脆性破面率が１０％以下で、且つ吸収エネルギーの最低値が１５０Ｊ以上を満足することを意味する。後記する実施例では、Ｌ方向（圧延方向）のシャルピー衝撃試験は行なっていないが、経験則から、Ｃ方向での靭性が良好であれば、Ｌ方向での靭性も必然的に良好になると考えられる。

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。

以下、本発明に係る厚鋼板について説明する。

まず、本発明の厚鋼板の成分組成について説明する。

本発明の厚鋼板は、基本成分として、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０％超０．３０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．１０％、Ｐ：０％超０．００４％以下、Ｓ：０％超０．００３０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎｉ：５．５０〜７．５％、Ｃｒ：０．３０〜０．６％、Ｍｏ：０％超０．２０％以下、およびＮ：０％超０．００５５％以下を含有する。なお、以下、％は、質量％を意味する。

Ｃは、強度を高めると共に、−１９６℃における残留γ量を確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０４％未満では、強度不足となる。また、−１９６℃において残留γ量を確保できないため、極低温靭性を改善できない。従って本発明では、Ｃ量は０．０４％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０４５％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃ量が０．０９％を超えると、強度が高くなり過ぎて極低温靭性が却って劣化する。従って本発明では、Ｃ量は０．０９％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０７％以下である。

Ｓｉは、脱酸材として作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｓｉ量は、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると、硬質の島状マルテンサイト相の生成が促進され、極低温靭性を改善できない。従って本発明では、Ｓｉ量は０．３０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下である。

Ｍｎは、γを安定化する元素であり、−１９６℃における残留γ量を確保するために必要な元素である。こうした観点から本発明では、Ｍｎ量は０．５０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．６０％以上、より好ましくは０．７０％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、焼戻し脆化をもたらすため、極低温靭性を改善できない。従って本発明では、Ｍｎ量は１．１０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．０５％以下、より好ましくは１．００％以下である。

Ｐは、粒界脆化の原因となる不純物元素であり、極低温靭性を改善できない。従って本発明では、Ｐ量は０．００４％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。Ｐ量は少なければ少ないほど良いが、工業的にＰ量を０％にすることは困難である。

Ｓは、上記Ｐと同様、粒界脆化の原因となる不純物元素である。Ｓを過剰に含有すると、脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できない。従って本発明では、Ｓ量は０．００３０％未満とする。Ｓ量は、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ量は少なければ少ないほど良いが、工業的にＳ量を０％にすることは困難である。

Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、Ａｌ量が少なすぎると鋼中の酸素濃度が上昇し、粗大なＡｌ系介在物の量が増加し、極低温靭性を改善できない。従って本発明では、Ａｌ量は０．０１０％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかしＡｌ量が過剰になると、Ｓｉと同様、硬質の島状マルテンサイト相の生成が促進され、極低温靭性を改善できない。従って本発明では、Ａｌ量は０．０４０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。

Ｎｉは、−１９６℃における残留γ量を確保し、極低温靭性の向上に必要な元素である。従って本発明では、Ｎｉ量は５．５０％以上とする。Ｎｉ量は、好ましくは６．００％以上、より好ましくは６．５０％以上である。しかしＮｉはできるだけ含有するのが好ましいが、Ｎｉを過剰に含有するとコスト高となる。従って本発明では、Ｎｉ量は７．５％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは７．４％以下、より好ましくは７．３％以下である。

Ｃｒは、焼入れ性を高め、強度を確保するために必要な元素である。こうした効果を発揮させるため、本発明では、Ｃｒ量は０．３０％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．４０％以上である。しかしＣｒを過剰に含有すると、強度が高くなり過ぎて極低温靭性が却って劣化する。従って本発明では、Ｃｒ量は０．６％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．５５％以下、より好ましくは０．５０％以下である。

Ｍｏは、強度を高め、極低温靭性を向上させる元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｏ量は０．０１％以上が好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｍｏを過剰に含有すると、強度が高くなり過ぎて極低温靭性が却って劣化する。従って本発明では、Ｍｏ量は０．２０％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．１８％以下、更に好ましくは０．１６％以下である。

Ｎは、歪時効により極低温靭性を低下させる元素である。従って本発明では、Ｎ量は０．００５５％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４５％以下である。Ｎ量は少なければ少ないほど良いが、工業的にＮ量を０％にすることは困難である。

本発明の厚鋼板は上記成分を基本成分として含み、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

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（（ａ）および（ｂ）の少なくとも１つ）を含有することができる。
（ａ）Ｃｕ：０％超０．３％以下。
（ｂ）Ｎｂ：０％超０．０３％以下、Ｔｉ：０％超０．０２５％以下、およびＶ：０％超０．０３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種。

（ａ）Ｃｕは、γを安定化する元素であり、−１９６℃における残留γ量を確保するために寄与する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕ量は０．００１％以上が好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．００２％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると、強度が高くなり過ぎて極低温靭性が却って劣化することがある。従って本発明では、Ｃｕ量は０．３％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量はより好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。

（ｂ）Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶは、いずれも炭窒化物として析出し、強度を高める元素である。Ｎｂ、Ｔｉ、およびＶは、単独で含有しても良いし、２種以上を含有してもよい。

上記作用を有効に発揮させるには、Ｎｂ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００３％以上、更に好ましくは０．００５％以上である。Ｔｉ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。Ｖ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。

しかし、上記元素を過剰に含有すると、強度が高くなり過ぎて極低温靭性が却って劣化することがある。従って本発明では、Ｎｂ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。Ｖ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。

以上、本発明に係る厚鋼板の成分組成について説明した。

本発明に係る厚鋼板は、−１９６℃において存在する残留γ相の体積分率ｖが４．０〜１２％を満足する必要がある。−１９６℃において存在する残留γは、極低温靭性の向上に寄与する。こうした作用を発揮させるために、本発明では、−１９６℃における金属組織全体に占める残留γ相の体積分率を４．０％以上とする。上記体積分率は、好ましくは６．０％以上、より好ましくは７．０％以上である。しかし、残留γはマトリクス相（母相）に比べて軟質であるため、残留γ量が過剰になると降伏強度ＹＳが低くなる。従って本発明では、−１９６℃における金属組織全体に占める残留γ相の体積分率を１２％以下とする。上記体積分率は、好ましくは１０．０％以下、より好ましくは９．０％以下である。

なお、本発明の厚鋼板の金属組織は、−１９６℃において存在する残留γ相の体積分率ｖが重要であり、残留γ以外の組織は、特に限定されず、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。

本発明に係る厚鋼板は、−１９６℃における金属組織全体に占める残留γ相の体積分率ｖが上記範囲を満足したうえで、該体積分率ｖと、厚鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）と、厚鋼板の成分組成により算出されるＤＩとに基づいて、下記式（１）から算出される破面単位構成パラメータＭ値が２．４以上を満足する必要がある。
Ｍ値＝（ＤＩ×ｖ^２）／ｔ ・・・（１）

上記式（１）において、ＤＩは下記式（２）で算出される値であり、［ ］は質量％で各元素の含有量を示している。
ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１ ・・・（２）

上記破面単位構成パラメータＭ値が２．４を下回ると、−１９６℃での脆性破面率を１０％以下に抑えることができない。即ち、引張強度が６９０〜８３０ＭＰａの高強度を確保しつつ、−１９６℃での脆性破面率を１０％以下に抑えて極低温靭性を改善するには、破面単位を微細化する必要がある。破面単位となるブロックやパケットは、ラス境界に沿って生成したオーステナイトによって分断されることにより微細化することが、従来技術として挙げた非特許文献３などに記載されている。しかし、オーステナイトによって分断させる方法では、母材組織のブロック径が粗大であると、オーステナイトの生成サイトが減り、二相域熱処理時に生成するオーステナイト量が少なくなり、破面単位が粗大になるため、所望の靭性を確保することは困難である。
ブロック径は、ＤＩとも相関があり、ＤＩが大きくなるとブロック径は小さくなる。そこで、本発明では、鋼の成分組成に基づいて算出されるＤＩを、−１９６℃における残留オーステナイト相の体積分率と、板厚との関係で調整すれば、ブロック径を制御できることを見出した。

上記Ｍ値は、好ましくは２．６以上、より好ましくは２．８以上、更に好ましくは３．０以上である。Ｍ値は、鋼の成分組成、−１９６℃における残留γ相の体積分率ｖ、厚鋼板の板厚ｔに基づいて定められ、Ｍ値を大きくするためには、ＤＩや残留γ相の形成に関与する合金元素の添加が有効である。しかし、コスト低減の観点から、Ｍ値の上限はおおよそ２４である。上記Ｍ値は、より好ましくは１７以下、更に好ましくは１５以下である。

次に、本発明に係る厚鋼板を製造する方法について説明する。

本発明の厚鋼板は、常法に従って溶製して得られた鋼片を、１０００〜１１５０℃に加熱した後、オーステナイトの未再結晶温度域で熱間圧延すると共に、８３０℃以下の温度域における累積圧下率を２５％以上、仕上圧延温度を６８０℃以上に制御して製造する。仕上圧延後は、２００℃以下の温度域まで平均冷却速度を４℃／秒以上で加速冷却する。冷却後は、二相域の温度に加熱し、保持した後、２００℃以下の温度域まで平均冷却速度を４℃／秒以上で加速冷却し、焼戻し処理する。

以下、詳細に説明する。

（１）加熱温度
溶製して得られた鋼片は、１０００〜１１５０℃に加熱する。鋼材の極低温靭性を向上させるには、熱間圧延前における鋼片のオーステナイト粒が微細であることが重要であり、熱間圧延前における鋼片のオーステナイト粒を微細化することによって、−１９６℃において存在する残留γ量を確保できる。従って本発明では、熱間圧延前における鋼片の加熱温度を１０００℃以上とする。加熱温度は、好ましくは１０１０℃以上、より好ましくは１０２０℃以上である。しかし加熱温度が高すぎるとγが粗大化し、極低温靭性が劣化することがある。従って本発明では、上記加熱温度を１１５０℃以下とする。上記加熱温度は、好ましくは１１４０℃以下、より好ましくは１１３０℃以下である。

（２）熱間圧延
上記鋼片を上記温度範囲に加熱した後、オーステナイトの未再結晶温度域で熱間圧延を行ない、８３０℃以下の温度域における累積圧下率を２５％以上、仕上圧延温度を６８０℃以上とする。熱間圧延を、オーステナイトの未再結晶温度域で行ない、８３０℃以下の温度域における累積圧下率を好ましくは２５％以上とすることによって、組織を微細化できる。上記累積圧下率は、好ましくは３０％以上、より好ましくは３５％以上である。

上記仕上圧延温度が６８０℃を下回ると、集合組織が著しく発達し、極低温靭性が低下することがある。従って本発明では、上記仕上圧延温度は６８０℃以上とし、好ましくは６８５℃以上、より好ましくは６９０℃以上である。上記仕上圧延温度の上限は、例えば、８００℃とすることが好ましい。

（３）熱間圧延後の冷却
熱間圧延後は、２００℃以下の温度域まで冷却する。この冷却時の平均冷却速度は、４℃／秒以上とする。平均冷却速度を４℃／秒以上とすることによって、マルテンサイトを生成させることができる。上記平均冷却速度は、好ましくは５℃／秒以上、より好ましくは６℃／秒以上である。上記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、５０℃／秒とすることが好ましい。

上記熱間圧延終了後の冷却停止温度は、２００℃以下である。上記熱間圧延終了後の冷却停止温度が２００℃を超えると、マルテンサイトが生成しにくくなるため、強度が低下することがある。上記熱間圧延終了後の冷却停止温度は、好ましくは１５０℃以下、より好ましくは１００℃以下である。

（４）二相域での加熱温度ＴＬ
熱間圧延後、２００℃以下の温度域に冷却した後は、二相域の温度ＴＬ（℃）に加熱し、保持する。二相域の温度ＴＬで加熱保持することによって、−１９６℃において存在する残留γ量を所定の範囲に制御できる。

二相域の温度ＴＬとは、Ａ_ｃ１点以上Ａ_ｃ３点以下の温度範囲である。加熱温度は、より好ましくはＡ_ｃ１点＋６０℃以上であり、より好ましくはＡ_ｃ３点−１０℃以下である。なお、本発明で規定する成分組成を有する厚鋼板のＡ_ｃ１点の温度は、おおよそ６００℃であり、Ａ_ｃ３点の温度は、おおよそ７５０℃であるため、二相域での加熱温度ＴＬは、６００〜７５０℃に制御してもよい。二相域での加熱温度ＴＬは、より好ましくは６６０℃以上であり、より好ましくは７４０℃以下である。

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］ ・・・（３）
Ａ_ｃ３点＝９１０−２０３×［Ｃ］^０．５−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］ ・・・（４）

上記式中、［ ］は、質量％で、鋼中の合金元素量を意味する。なお、本発明では、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。

（５）二相域での保持時間ｔＬ
上記二相域での保持時間ｔＬ（分）は、１５〜４０分とする。保持時間ｔＬが１５分未満では、γ相への合金元素の濃縮が充分に進まないため、強度が低下する。保持時間ｔＬは、好ましくは２０分以上、より好ましくは２５分以上である。しかし、保持時間ｔＬが４０分を超えると、α相が焼鈍され、強度が低下する。保持時間ｔＬは、好ましくは３５分以下、より好ましくは３０分以下である。

二相域で加熱保持した後は、２００℃以下まで冷却する。この冷却時の平均冷却速度は、４℃／秒以上として焼入れする。平均冷却速度が４℃／秒未満では、オーステナイトの一部がマルテンサイト変態せず、強度低下や残留γ量不足となることがある。平均冷却速度は、好ましくは５℃／秒以上、より好ましくは６℃／秒以上である。

（６）焼戻し温度Ｔ３
二相域で加熱保持し、２００℃以下まで冷却した後は、５５０〜６３０℃の温度で焼戻す。焼入れによって生成したマルテンサイトを焼戻すことによって、強度を調整できる。また、焼戻しによって靭性を改善できる。焼戻し温度Ｔ３が６３０℃を超えると、合金元素の濃縮していないα相も逆変態するため、所望とする残留γ相が得られないことに加え、強度が低下することがある。従って本発明では、焼戻し温度Ｔ３は、６３０℃以下とする。焼戻し温度Ｔ３は、好ましくは６２０℃以下、より好ましくは６１０℃以下である。しかし、焼戻し温度が５５０℃を下回ると、残留γ量を確保することが難しくなる。従って焼戻し温度の下限は、５５０℃以上とする。焼戻し温度は、好ましくは５６０℃以上、より好ましくは５７０℃以上である。

（７）焼戻し時間ｔ３
焼戻し時間ｔ３（分）は１５分以上とする。ｔ３が１５分未満では、合金元素が濃縮したα相の逆変態が充分に進まないため、所望とする残留γ相が得られない。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性の観点から好ましくは４０分である。焼戻し時間ｔ３は、より好ましくは３０分以下である。

こうして製造した本発明に係る厚鋼板は、高い強度に加え、−１９６℃の極低温に耐えられる高い靭性を有するため、例えば、液化天然ガスの貯蔵タンクの素材に好適に用いることができる。即ち、本発明に係る厚鋼板は、引張強度が６９０〜８３０ＭＰａで、且つ降伏強度が５９０ＭＰａ以上という高強度であり、しかも−１９６℃でシャルピー衝撃試験を行ったときの脆性破面率が１０％以下で、吸収エネルギーの最低値が１５０Ｊ以上を満足し、極低温靭性に優れている。特に、吸収エネルギーの最低値として１５０Ｊ以上を確保できているため、最低品質を保証でき、実機タンクの安全性を一層高めることができる。

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を受けるものではなく、前記および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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１−１または表１−２に示す成分を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。下記表１−１または表１−２には、上記式（２）に基づいて算出したＤＩ、上記式（３）に基づいて算出したＡ_ｃ１点、上記式（４）に基づいて算出したＡ_ｃ３点を併記する。

得られた鋼片を、下記表２−１または表２−２に示す加熱温度に加熱した後、未再結晶温度域で圧延した。８３０℃以下の温度域における累積圧下率を下記表２−１または表２−２に示す。また、仕上圧延温度（ＦＲＴ）を下記表２−１または表２−２に示す。

仕上圧延後、下記表２−１または表２−２に示した冷却開始温度（ＳＣＴ）から冷却停止温度（ＦＣＴ）までの領域における平均冷却速度を４℃／秒以上として下記表２−１または表２−２に示す板厚の厚鋼板を製造した。

得られた厚鋼板を、下記表２−１または表２−２に示した二相域加熱温度ＴＬに加熱し、この温度ＴＬで下記表２−１または表２−２に示す時間ｔＬ保持した。なお、下記表２−１および表２−２には、下記表１−１および表１−２に示したＡ_ｃ１点の温度およびＡ_ｃ３点の温度を参考値として示す。

保持後、２００℃以下の温度までの平均冷却速度を４℃／秒以上として冷却した。

次いで、焼戻し処理を行なった後、室温まで空冷した。下記表２−１または表２−２に、焼戻し温度Ｔ３と、焼戻し時間ｔ３を示す。

このようにして得られた厚鋼板について、−１９６℃において存在する残留γ相の体積分率を測定した。即ち、厚鋼板の板厚をｔとしたとき、ｔ／４位置の部分の鋼を含むように、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの試験片を採取し、液体窒素の温度（−１９６℃）にて５分間保持した。その後、試験片を研削および研磨して、研磨後の試験片表面に鋼板の板厚のｔ／４位置を露出させた。リガク社製の試料水平型強力Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ−ＴＴＲIII）にてＣｏ線源を用いてＸ線回折測定を行なった。次いで、フェライト相の（１１０）、（２００）、（２１１）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を算出した。フェライト相の各ピークの積分強度の和と残留γ相の各ピークの積分強度の和との割合と、シミュレーションにより求めた「フェライト相の３つの格子面とオーステナイト相の４つの格子面」の感度係数とから、残留γ相の体積分率（％）を算出した。結果を下記表２−１または表２−２に示す。

また、下記表２−１または表２−２には、上記式（１）に基づいて算出される破面単位構成パラメータＭ値を併記する。

次に、得られた厚鋼板について、
（ａ）機械的特性（引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ）、および
（ｂ）極低温靱性（−１９６℃でＣ方向におけるシャルピー衝撃試験を行なったときの吸収エネルギーと脆性破面率）を評価した。

（ａ）機械的特性（引張強度ＴＳ，降伏強度ＹＳ）
厚鋼板の板厚をｔとしたとき、板厚ｔが２０ｍｍを超える厚鋼板については、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、板厚ｔが２０ｍｍ以下の厚鋼板については、ｔ／４位置から、Ｃ方向に平行に、ＪＩＳ Ｚ２２４１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に記載の方法に基づいて、引張試験を行い、引張強度ＴＳおよび降伏強度ＹＳを測定した。測定結果を下記表２−１および表２−２に示す。

引張強度ＴＳが６９０ＭＰａ以上８３０ＭＰａ以下で、且つ、降伏強度ＹＳが５９０ＭＰａ以上の場合を合格と判定し、高強度と評価した。一方、引張強度ＴＳが６９０ＭＰａ未満であるか、或いは降伏強度ＹＳが５９０ＭＰａ未満の場合を不合格と判定し、低強度と評価した。なお、降伏強度が５９０ＭＰａ以上であっても、引張強度ＴＳが８３０ＭＰａを超える場合は、高強度すぎるため、不合格と判定した。

（ｂ）極低温靭性
厚鋼板の板厚をｔとしたとき、板厚ｔが１０ｍｍを超える厚鋼板については、ｔ／４位置から、Ｃ方向に平行に、ＪＩＳ Ｚ２２４２のＶノッチ試験片を３本採取し、板厚ｔが１０ｍｍ以下の厚鋼板については、サブサイズのシャルピー衝撃試験片を３本採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の方法に基づいて、−１９６℃でシャルピー衝撃試験を行ない、吸収エネルギー（Ｊ）を測定した。３本の試験片の結果のうち、最も低い値を−１９６℃における吸収エネルギーｖＥ_−１９６として採用した。

また、吸収エネルギーが最も低い値を示した試験片について、ＪＩＳ Ｚ２２４２に基づいて、脆性破面率（％）を測定した。吸収エネルギーと脆性破面率は相関があり、吸収エネルギーが小さいほど、試験片の脆性破面率は大きいという経験則に基づき、３本の試験片のうち吸収エネルギーが最も低い値の試験片の脆性破面率を代表値として採用した。

なお、サブサイズのシャルピー衝撃試験片の吸収エネルギーについては、フルサイズのシャルピー衝撃試験片の吸収エネルギーに相当するように換算している。

−１９６℃で測定した吸収エネルギーの最低値ｖＥ_−１９６が１５０Ｊ以上で、且つ、脆性破面率が１０％以下の場合を合格と判定し、極低温靭性に優れると評価した。一方、−１９６℃で測定した吸収エネルギーの最低値ｖＥ_−１９６が１５０Ｊ未満であるか、或いは脆性破面率が１０％を超える場合を不合格と判定した。

上記破面単位構成パラメータＭ値と、上記脆性破面率との関係を図１に示す。なお、図１には、成分組成が本発明で規定する要件を満足する例のみをプロットした。即ち、図１の◇は、表２−１に示したＮｏ．１〜１５の結果を示しており、図１の■は、表２−２に示したＮｏ．１６〜１９、３２の結果を示している。

下記表２−１、表２−２、図１に基づいて以下のように考察できる。

表２−１のＮｏ．１〜１５は、本発明で規定する要件を満足する例である。表２−１に示したように、引張強度ＴＳが６９０〜８３０ＭＰａで、且つ、降伏強度ＹＳが５９０ＭＰａ以上であり、高強度を有している。しかも、−１９６℃でシャルピー衝撃試験により３本の試験片の吸収エネルギーを測定したときに、吸収エネルギーの最低値ｖＥ_−１９６が１５０Ｊ以上で、且つ、最も小さい吸収エネルギーを示した試験片の脆性破面率が１０％以下となり、極低温靭性にも優れている。

一方、表２−２のＮｏ．１６〜３２は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例である。従って、表２−２に示したように、強度と極低温靭性を両立できていない。

即ち、Ｎｏ．１６、１７は、破面単位構成パラメータＭ値が２．４を下回ったため、−１９６℃で測定した吸収エネルギーの最低値ｖＥ_−１９６が低く、脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．１８は、二相域における加熱時間ｔＬが短かったため、−１９６℃で存在する残留γ量を確保できず、破面構成単位パラメータＭ値が２．４を下回った。その結果、脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．１９は、焼戻し温度Ｔが低かったため、Ｍ値を満足するための必要残留オーステナイト量を確保できず、その結果、脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．２０は、Ｃ量、Ｓｉ量、およびＭｎ量が多く、Ｃｒ量が少ない例であり、−１９６℃で存在する残留γ量を確保できず、破面構成単位パラメータＭ値が２．４を下回った。その結果、極低温靭性を改善できなかった。また、マルテンサイトが増加したため、引張強度ＴＳが高くなり過ぎた。

Ｎｏ．２１は、Ａｌ量、Ｃｒ量、およびＭｏ量、並びに選択成分であるＶ量が多く、Ｃ量、およびＮｉ量が少ない例である。その結果、引張強度ＴＳが低く、−１９６℃における残留γ量を確保できなかったため、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．２２は、Ｓｉ量が多い例であり、極低温靭性を改善できなかった。また、Ｃｒを含有せず、Ｖ量が多かった例であり、引張強度ＴＳが高くなり過ぎたため、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．２３は、Ｍｎ量、Ｐ量、およびＭｏ量が多く、Ｃｒを含有しない例であり、焼戻し温度Ｔ３が５５０℃を下回ったため、−１９６℃で存在する残留γ量を確保できなかった。その結果、破面構成単位パラメータＭ値が２．４を下回り、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．２４は、Ｍｎ量が少なく、Ｐ量、およびＣｒ量が多く、Ｍｏを含有しない例であり、−１９６℃における残留γ量を確保できなかった。その結果、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．２５は、Ｓ量が多い例である。その結果、極低温靭性を改善できなかった。また、Ｃｒ量が少なく、選択成分であるＣｕ量が多い例である。その結果、引張強度ＴＳが高くなり過ぎて極低温靭性が却って劣化した。

Ｎｏ．２６は、Ｍｎ量、およびＡｌ量が多く、Ｍｏを含有しない例である。その結果、極低温靭性を改善できなかった。また、Ｎｂ量が多いため、引張強度ＴＳが過大に上昇し、極低温靭性が却って劣化した。

Ｎｏ．２７は、Ｎｉ量が少なく、ＣｒおよびＭｏを含有しない例であり、−１９６℃において残留γ量を確保できなかった。その結果、脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．２８は、Ｎｉ量が少なくＣｕが多いため、脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できなかった。また、Ｃｒ量が少ない例である。その結果、降伏強度ＹＳが低下し、強度を高めることができなかった。

Ｎｏ．２９は、Ｃｒ量とＴｉ量が多い例であり、引張強度ＴＳが高くなり過ぎたため、極低温靭性が却って劣化した。また、Ｓ量が多いため、脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．３０は、Ｎ量が多く、Ａｌ量、およびＣｒ量が少ない例である。その結果、脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．３１は、Ｍｏ量が多い例である。その結果、引張強度ＴＳが高くなり過ぎて極低温靭性を改善できなかった。

Ｎｏ．３２は、焼戻しｔ３が短かったため、所望とする残留オーステナイト量を確保できず、それに伴いＭ値も満足できず、結果脆性破面率が高くなり、極低温靭性を改善できなかった。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０４〜０．０９％、
   Ｓｉ：０％超０．３０％以下、
   Ｍｎ：０．５０〜１．１０％、
   Ｐ ：０％超０．００４％以下、
   Ｓ ：０％超０．００３０％未満、
   Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、
   Ｎｉ：５．５０〜７．５％、
   Ｃｒ：０．３０〜０．６％、
   Ｍｏ：０％超０．２０％以下、および
   Ｎ ：０％超０．００５５％以下を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる厚鋼板であり、
   −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４．０〜１２％であり、且つ、
   前記厚鋼板の板厚をｔとしたとき下記式（１）で示される破面単位構成パラメータＭ値が２．４以上を満足することを特徴とする極低温靭性に優れた厚鋼板。
   Ｍ値＝（ＤＩ×ｖ^２）／ｔ ・・・（１）
   上記式（１）において、ＤＩは下記式（２）で算出される値であり、［ ］は質量％で各元素の含有量を示す。
   ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）^０．５×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×１ ・・・（２）
2. 更に、他の元素として、質量％で、
   Ｃｕ：０％超０．３％以下を含有する請求項１に記載の厚鋼板。
3. 更に、他の元素として、質量％で、
   Ｎｂ：０％超０．０３％以下、
   Ｔｉ：０％超０．０２５％以下、および
   Ｖ ：０％超０．０３％以下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。

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