JP2018016890A - 溶接熱影響部の靱性に優れたタンク用厚鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】５〜２５ｋＪ／ｍｍ程度の小入熱溶接を行ったとき、脱酸、脱硫、窒素制御などの製鋼工程を負荷しなくても、−５１℃のような極低温下での溶接熱影響部の靱性に優れたタンク用厚鋼板を提供する。【解決手段】本発明の５〜２５ｋＪ／ｍｍの小入熱溶接用のタンク用厚鋼板は、所定の成分を含有し、Ｔｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］が［Ｔｉ］×［Ｎ］≧０．００００８５を満足し、円相当径が１μｍ以上の非金属粒子の平均組成が、２０％≦Ａｌ２Ｏ３≦４０％、５％≦ＴｉＯ２≦２０％、５％≦ＲＥＭの酸化物≦４５％、５％≦ＺｒＯ２≦６０％、５％≦ＣａＯ≦４０％を満足すると共に、Ｔｉ含有窒化物の平均個数密度が、長軸長さが２μｍ以上のものが１ｍｍ２当たり０．８個以下であり、円相当径で２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下のものが１ｍｍ２当たり１．０×１０５個以上を満足する。【選択図】なし

Description

本発明は、入熱量が５〜２５ｋＪ／ｍｍである小入熱溶接に用いられ、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、以下、ＨＡＺと略記する場合がある。）の靱性に優れたタンク用厚鋼板に関する。

エネルギー貯蔵設備、化学プラント、発電設備、原子炉圧力容器などの分野に使用されるタンク用厚鋼板は、省工程化・省成分化・低成分化などの観点から、圧延・加速冷却装置を活用した熱加工制御（ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｐｒｏｃｅｓｓ、以下、ＴＭＣＰと略記する場合がある。）の適用が進められている。例えば、焼ならしや焼入れ・焼戻しなどの熱処理を行う熱処理型のＡＳＴＭ（Ｔｈｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ） ＳＡ−５３７鋼に対しては、近年、上記の熱処理を省略したＴＭＣＰ型のＡＳＴＭ ＳＡ−８４１が規格化されている。

一方、タンクなどの大型構造物を製造する際、構造物の大部分を構成する厚鋼板、いわゆる母材同士を繋ぐ溶接が必須である。溶接時には、溶接部近傍の母材は大量の熱に曝されてＨＡＺと呼ばれる部位が形成される。ＨＡＺ部では、加工熱処理で形成された母材組織が入熱によってキャンセルされて粗大化するため、ＨＡＺ部での靭性の確保が難しくなる。特に上記のとおり、規格などの制約により低成分化などが要求される場合や、微量でも靭性改善に劇的な効果のある鋼中固溶元素の添加が制限される場合などにおいて、母材に大入熱化溶接を施そうとすると、ＨＡＺ組織の粗大化が起こり易くなってＨＡＺ靭性の確保が益々難しくなる。

そこで、このような成分などの制約がある場合でもＨＡＺ靱性を向上させるため、酸化物などの非金属粒子を活用した技術が種々提案されている。

例えば特許文献１には、特に入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、１５００ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱下でも優れたＨＡＺ靱性を達成するため、粒内フェライト変態核として特に効果を発揮する粒子径０．２〜５．０μｍの酸化物において、当該酸化物を構成するＴｉ、Ｍｇ、Ａｌの割合を規定した技術が開示されている。特許文献１の実施例では、２００ｋＪ／ｃｍおよび９２０ｋＪ／ｃｍの入熱下、０℃での靱性を評価している。

また、特許文献２には、Ｃａを１〜４９原子％含有する粒子径０．１〜１０μｍのＭｎ硫化物が粒内フェライト変態発生を著しく促進するとの知見の下、上記Ｍｎ硫化物の個数密度を規定して、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性の向上を図る技術が開示されている。特許文献２の実施例では、２０ｋＪ／ｃｍの入熱下、０℃での靱性を評価している。

特許文献３には、ＲＥＭの添加により微細化したデンドライト二次アーム間にＭｎの酸化物などが複合した微細な分散粒子は、３００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接のＨＡＺ部においても、オーステナイト粒の粗大化防止に有効に寄与し、ＨＡＺ靱性が向上することが開示されている。特許文献３の実施例では、３００〜１２００ｋＪ／ｃｍの入熱下、−４０℃での靱性を評価している。

特許文献４には、ＨＡＺにおけるオーステナイトピン止め粒子としてのＡｌ−Ｍｎ酸化物の平均組成、粒子径および分散度を制御することによって、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱ＨＡＺ部の靱性を高める技術が開示されている。特許文献４の実施例では、２００ｋＪ／ｃｍの入熱下、０℃での靱性を評価している。

一方、特許文献５には、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靱性の平均値および最小値を向上させることができる技術として、酸化物の組成をＲＥＭおよびＺｒを含むＲＥＭ−Ｚｒ系複合酸化物に制御する技術が開示されている。上記特許文献５は、ＲＥＭ−Ｚｒ系複合酸化物を活用する技術である点で、それ以外の酸化物を活用する前述した特許文献１〜４と相違する。これらの特許文献１〜４では、鋼中にＺｒまたはＲＥＭおよびＺｒを含まないため上記複合酸化物は形成されない。具体的には、上記特許文献５には、ＲＥＭ−Ｚｒ系複合酸化物の組成を適切に制御することで粒内フェライトの生成を確保すると共に、従来、溶鋼中において酸化物を起点として晶出していた粗大Ｔｉ窒化物の生成を抑制し、且つ、Ｂを所定量添加して粗大な粒界フェライトの生成を抑制する技術が開示されている。上記特許文献５の実施例では、入熱量５０ｋＪ／ｍｍまたは６０ｋＪ／ｍｍで溶接したとき、−４０℃でのＨＡＺ靱性を評価している。

特開平１１−２７９６８４号公報 特開２００３−３２１７２８号公報 特開２００３−２８６５４０号公報 特開２０１２−０５２２２４号公報 特開２０１３−１２７１０８号公報

前述した特許文献１〜５に記載の技術はいずれも、入熱量が数十〜数百ｋＪ／ｍｍ程度の大入熱溶接を行ったときの−４０℃までのｔ／４部のＨＡＺ靱性向上技術に関する。しかし、タンク用厚鋼板は、入熱量が上記よりも低く、例えば、５〜２５ｋＪ／ｍｍ程度の小入熱溶接を行ったときにも良好なＨＡＺ靱性を有することが要求される。ところが、大入熱溶接を行うと旧オーステナイト粒径が粗大化することが知られているのに対し、小入熱溶接を行ったときはマイクロアロイ（Ｂなど）によって一般に硬くなり、旧オーステナイト粒径は、あまり粗大化しない。そのため、上記特許文献１〜５に記載の大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性改善技術をそのまま、小入熱溶接におけるＨＡＺ靱性改善技術に活用することは出来ない。

また、上記用途への適用を考慮した場合、衝撃試験を−５１℃で行ったときの極低温ＨＡＺ靱性に優れることが要求される。しかしながら、上述した特許文献では、衝撃試験を０℃（特許文献１、２、および４）または−４０℃（特許文献３、および５）で行ってＨＡＺ靱性を評価しているに過ぎない。−５１℃のような極低温下では、非金属粒子などの粗大介在物のＨＡＺ靱性への影響が顕在化し易いことなどから、上述した特許文献のような大入熱溶接下のＨＡＺ靱性改善技術を更に改良することが要求される。

また、前述した特許文献５は、Ｂを必須成分として添加する技術であり、Ｂ量制御のために、脱酸・脱硫後から鋳造までの間に、Ｎ量およびＴｉ量を制御する必要がある。また、Ａｌ添加量を比較的低くして鋼の清浄度を保つ必要もある。そのため、脱酸・脱硫などの製鋼工程の負荷が大きく、あるいは、製鋼管理条件の許容度が少なく、量産に向けて改善の余地がある。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、５〜２５ｋＪ／ｍｍ程度の小入熱溶接を行ったとき、脱酸、脱硫、窒素制御などの製鋼工程を負荷しなくても、−５１℃のような極低温下でのＨＡＺ靱性に優れたタンク用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溶接熱影響部の靭性に優れたタンク用厚鋼板は、入熱量が５〜２５ｋＪ／ｍｍである小入熱溶接に用いられるタンク用厚鋼板であって、（１）鋼の組成が、質量％で、・Ｃ：０．０２〜０．１５％、・Ｓｉ：０．０５〜０．５％、・ Ｍｎ：０．６〜２．０％、・Ｐ ：０％超、０．０３０％以下、・Ｓ：０％超、０．０２５％以下、・Ａｌ：０．０２〜０．０７％、・Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５０％未満、・Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、・Ｎ ：０．００１０〜０．０１０％、・Ｏ ：０％超、０．００４０％以下、・ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５０％、・Ｚｒ：０．０００３〜０．０２０％、・Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、・Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、Ｎｉ：０％超、０．８５％以下、Ｃｒ：０％超、０．３０％以下、及びＭｏ：０％超、０．５％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、残部：鉄および不可避的不純物であり、Ｔｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］が、［Ｔｉ］×［Ｎ］≧０．００００８５を満足すると共に、（２）鋼板の板厚をｔとしたとき、ｔ／２における要件が下記（２−１）および（２−２）を満足するところに要旨を有する。
（２−１）円相当径が１μｍ以上の非金属粒子の平均組成が、質量％で、２０％≦Ａｌ_２Ｏ_３≦４０％、５％≦ＴｉＯ_２≦２０％、５％≦ＲＥＭの酸化物≦４５％、５％≦ＺｒＯ_２≦６０％、５％≦ＣａＯ≦４０％を満足し、且つ、
（２−２）Ｔｉ含有窒化物の平均個数密度について、長軸長さが２μｍ以上のものが１ｍｍ^２当たり０．８個以下であり、円相当径で２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下のものが１ｍｍ^２当たり１．０×１０^５個以上を満足する。

本発明の好ましい実施例において、上記鋼板は更に、Ｖ：０％超、０．１％以下を含む。

本発明によれば、５〜２５ｋＪ／ｍｍ程度の小入熱溶接を行ったとき、例えば−５１℃のような極低温下でのＨＡＺ靱性に優れたタンク用厚鋼板を提供することができる。

しかも本発明によれば、上記のように極低温ＨＡＺ靱性に優れており、引張強度が４８５ＭＰａ以上の高強度厚鋼板を、脱酸、脱硫、窒素制御などの製鋼工程を負荷しなくても効率良く得られるため、生産性などにも非常に優れている。

本発明者らは、小入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性に優れたタンク用厚鋼板を提供するため、検討を重ねてきた。具体的には、破壊の起点となる粗大なＴｉＮを低減してＨＡＺ靱性を向上させるとの観点から、前述した特許文献５と同様、ＲＥＭ−Ｚｒ系複合酸化物に着目した。但し、上記目的を達成するためには、特許文献５の技術をそのまま本発明に適用することはできない。前述したように特許文献５は大入熱溶接（例えば６０ｋＪ／ｍｍ）におけるＨＡＺ靱性向上技術に関し、旧オーステナイト粒径は粗大化し易い。そこで特許文献５では、粗大な粒界フェライトの生成を抑制してＨＡＺ靱性を改善するため、Ｂを添加するなどしている。これに対し、本発明は特許文献５に比べて入熱量が小さい（例えば２０ｋＪ／ｍｍ）、小入熱溶接におけるＨＡＺ靱性の向上を図る技術であり、旧オーステナイト粒径は、特許文献５の場合ほど粗大化しない。そのため、本発明では、特許文献５において不可欠な元素のＢ（粗大な粒界フェライトの生成を抑制してＨＡＺ靱性を改善する元素）を添加しないことが前提である。

すなわち、本発明者らは、特許文献５と同様、ＲＥＭ−Ｚｒ系複合酸化物を活用して粗大なＴｉＮの個数密度を低減することができ、且つ、特許文献５のようにＢを添加しなくても微細なＴｉＮの個数密度を増加することが可能な、小入熱溶接におけるＨＡＺ靱性向上技術を提供するため、検討を行った。特に本発明では、ＨＡＺ靱性の評価を、上記特許文献よりも低温の−５１℃で行っており、この場合、Ｔｉ含有窒化物などの粗大介在物のＨＡＺ靭性への悪影響が顕在化し易い。その結果、下記（ａ）〜（ｃ）のように制御すれば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。
（ａ）鋼中成分については、特にＡｌとＮｂを両方所定量含有すると共に、Ｂを添加せず、且つ、Ｔｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］の積で表されるＴｉ−Ｎのバランスを所定値以上に制御することが有効であり、これにより、高い母材強度を維持しつつ、製鋼工程を負荷しなくても、ＨＡＺ靱性向上に有用な微細なＴｉ含有窒化物の生成を増加できること。
（ｂ）ＲＥＭ−Ｚｒ系複合酸化物の平均組成については、特に円相当径が１μｍ以上の上記酸化物の平均組成を適切に制御することが有効であり、これにより、上記酸化物の融点が低くなるため、粗大なＴｉ含有窒化物の晶出サイトが減少し、当該粗大なＴｉ含有窒化物の生成を低減できること。
（ｃ）Ｔｉ含有窒化物の平均個数密度については、長軸長さが２μｍ以上の粗大なＴｉ含有窒化物の平均個数密度が多くなるように制御すると共に、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の微細なＴｉ含有窒化物の平均個数密度が少なくなるように制御することが有効であり、これにより、良好な極低温ＨＡＺ靱性を確保できること。

本発明において、上述したＲＥＭ−Ｚｒ系複合酸化物の組成、およびＴｉ含有窒化物の個数密度はすべて、鋼板の板厚ｔの中央部（ｔ／２部）での値である。一般に鋼板の中央部は粗大なＴｉＮなどが形成され易いため、前述した特許文献を含め多くの先行文献では、酸化物組成やＴｉ含有窒化物の個数密度などを、鋼板のｔ／４部で評価している。本発明では、特にＢを含まない点、および制御が困難な上記鋼板の中央部での酸化物組成およびＴｉ含有窒化物の個数密度を制御できた点で、極めて有用である。

本明細書において極低温ＨＡＺ靱性に優れるとは、後記する実施例に記載の方法でシャルピー衝撃試験を行い、−５１℃における吸収エネルギーを測定したとき、最小値が４８Ｊ以上のものを意味する。以下では、単にＨＡＺ靱性に優れると略記する場合がある。

また、本明細書において厚鋼板とは、板厚がおおむね、６ｍｍ以上のものであって、好ましくは１５０ｍｍ以下のものを意味する。

また、本明細書では「長軸長さが２μｍ以上のＴｉ含有窒化物」を単に、「粗大なＴｉ含有窒化物」と略記する場合がある。また、「円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物」を単に、「微細なＴｉ含有窒化物」と略記する場合がある。

以下、本発明の構成要件について詳しく説明する。

（１）鋼中成分について
本発明のタンク用厚鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０％超、０．０３０％以下、Ｓ：０％超、０．０２５％以下、Ａｌ：０．０２〜０．０７％、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５０％未満、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、Ｏ：０％超、０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、及びＣｕ：０％超、０．５０％以下、Ｎｉ：０％超、０．８５％以下、Ｃｒ：０％超、０．３０％以下、及びＭｏ：０％超、０．５％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、残部：鉄および不可避的不純物であり、Ｔｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］が、［Ｔｉ］×［Ｎ］≧０．００００８５を満足する。

Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、焼入れ性を高めて強度を確保するために必要不可欠な元素であり、そのために、Ｃ量の下限を０．０２％以上とする。好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。但し、Ｃ量が過剰になると、マルテンサイト（島状マルテンサイトを含む）が生成し易くなり、ＨＡＺ靭性が劣化する。よってＣ量の上限は０．１５％以下とする。好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、製鋼（脱酸、脱硫、窒素制御）工程における負荷の低減に寄与すると共に、微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を高めるのに有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．０５％以上とする。好ましくは０．０８％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になると、島状マルテンサイトが形成され易くなってＨＡＺ靭性が劣化する。よって、Ｓｉ量の上限は０．５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．３５％以下である。

Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて強度を確保するために有効な元素であり、そのためにＭｎ量の下限を０．６％以上とする。好ましいＭｎ量は０．８％以上であり、より好ましくは１．０％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると硬くなってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｍｎ量の上限を２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。

Ｐ：０％超、０．０３０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量の上限が０．０３０％を超えるとＨＡＺ靭性の劣化が著しい。また、原子炉圧力容器などの用途に適用する場合、中性子照射による脆化が懸念される。よって、Ｐ量の上限を０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。ＨＡＺ靭性確保の観点からは、Ｐ量は少ない方が望ましいが、工業的に０％とすることは困難である。

Ｓ：０％超、０．０２５％以下
Ｓは、Ｐと同様、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｓ量が多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させる。また、原子炉圧力容器などの用途に適用する場合、中性子照射による脆化が懸念される。よって、Ｓ量の上限を０．０２５％とする。好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。ＨＡＺ靭性確保の観点からは、Ｓ量は少ない方が望ましいが、工業的に０．０００１％未満とすることは困難であることから、Ｓ量の下限は、おおよそ０．０００１％である。

Ａｌ：０．０２〜０．０７％
Ａｌは適量添加により、製鋼（脱酸、脱硫、窒素制御）工程の負荷低減に寄与する元素である。またＡｌは、粗大なＴｉ含有窒化物の晶出核となる非金属粒子の融点を低下させて粗大Ｔｉ含有窒化物の形成を抑制し、ＨＡＺ靭性の確保に寄与する元素でもある。またＡｌは、製鋼工程における脱酸→脱硫工程を所定の時間内に完了させるために有効な元素でもある。これらの効果を有効に発揮させるため、Ａｌ量の下限を０．０２％以上とする。好ましくは０．０２３％以上であり、より好ましくは０．０２５％以上である。一方、本発明鋼板を製造するに当たっては、後記するとおり、ＺｒよりもＡｌを先に添加することが推奨されるが、Ａｌ量が多すぎると、所望の酸化物組成を実現できないため、粗大なＴｉ含有窒化物が形成され易くなり、ＨＡＺ靭性が低下してしまう。よって、Ａｌ量の上限は０．０７％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０６％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。

Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５０％未満
Ｎｂは、熱処理省略型のＴＭＣＰを適用して母材を製造する場合に、溶接性を劣化させることなく母材強度を高めるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎｂ量の下限を０．００５％以上とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ｎｂ量が０．０５０％以上になると、ＨＡＺ靭性が劣化する。よって、本発明ではＮｂ量の上限を０．０５０％未満とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０４０％以下、更に好ましくは０．０３０％以下である。

Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｔｉは、微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を確保し、優れたＨＡＺ靭性を得るために必須の元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ量の下限を０．００３％以上とする。より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、微細なＴｉ含有窒化物の個数密度は確保できるものの、ＨＡＺ靭性の最小値を低下させる粗大なＴｉ含有窒化物が多く形成されるため、Ｔｉ量の上限を０．０３％以下とする。好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。

Ｎ：０．００１０〜０．０１０％
Ｎは、微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を確保し、優れたＨＡＺ靭性を得るために必須の元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎ量の下限を０．００１０％以上とする。好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上である。しかし、Ｎ量が多くなると、おそらく固溶Ｎが原因となってＨＡＺ靭性が却って劣化するため、Ｎ量の上限を、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００９５％以下であり、より好ましくは０．００８５％以下である。

Ｏ（酸素）：０％超、０．００４０％以下
Ｏは、清浄度向上の観点から少ない方が望ましい。また、Ｏが多量に含まれるとＨＡＺ靭性が劣化する。これらを考慮し、Ｏ量の上限を０．００４０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。Ｏ量は少ない方が望ましいが、工業的に０％とすることは困難である。

ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００２〜０．０５０％
ＲＥＭは、粗大なＴｉ含有窒化物の晶出核となる非金属粒子の融点を低下させて粗大なＴｉ含有窒化物の形成を抑制することにより、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、ＲＥＭ量の下限を０．０００２％以上とする。ＲＥＭ量は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、ＲＥＭを多量に含有させても効果が飽和するため、ＲＥＭ量の上限を０．０５０％とする。また、鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を防止して生産性を高める観点からは、ＲＥＭ量の上限を０．０３％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下である。

なお、本明細書においてＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）とＳｃ（スカンジウム）およびＹ（イットリウム）を意味する。

Ｚｒ：０．０００３〜０．０２０％
Ｚｒは、粗大なＴｉ含有窒化物の晶出核となる非金属粒子の融点を低下させて粗大なＴｉ含有窒化物の形成を抑制することにより、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｚｒ量の下限を０．０００３％以上とする。Ｚｒ量は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｚｒを過剰に添加すると、溶鋼中の固溶Ｚｒが増加して、鋳造中に酸化物・硫化物を取巻くように晶出し、ＨＡＺ靭性を劣化させる。よって、Ｚｒ量の上限は０．０２０％以下とする。Ｚｒ量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００７０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下である。

Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％
Ｃａは、適量添加により、粗大なＴｉ含有窒化物の晶出核となる非金属粒子の融点を低下させて粗大Ｔｉ含有窒化物の形成を抑制することにより、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃａ量の下限を０．０００３％以上とする。好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ量が０．００６０％を超えると、粗大なＣａ系介在物が多量に形成し、それらが凝集してＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。よって、Ｃａ量の上限を０．００６０％とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。

Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、Ｎｉ：０％超、０．８５％以下、Ｃｒ：０％超、０．３０％以下、及びＭｏ：０％超、０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Ｃｕ、Ｎｉ，Ｃｒ、およびＭｏは、主に母材強度の向上に寄与する元素である。本発明では、これらの元素を単独で、または二種以上を併用することができる。

具体的には上記元素について、以下のように制御することが好ましい。

Ｃｕは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｃｕ量の下限を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。但し、過剰に添加しても上記効果が飽和し、コストの増加を招くため、Ｃｕ量の上限を０．５０％以下とすることが好ましい。

Ｎｉは、母材強度とＨＡＺ靭性の向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｎｉ量の下限を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。但し、過剰に添加しても上記効果が飽和し、コストの増加を招くため、Ｎｉ量の上限を０．８５％以下とすることが好ましい。

Ｃｒは、強度の向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒ量の下限を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。但し、過剰に添加しても上記効果が飽和し、コストの増加を招くため、Ｃｒ量の上限を０．３０％以下とすることが好ましい。

Ｍｏは、母材強度の向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｏ量の下限を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。但し、過剰に添加しても上記効果が飽和し、コストの増加を招くため、Ｍｏ量の上限を０．５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］が［Ｔｉ］×［Ｎ］≧０．００００８５
上記式で表されるＴｉ−Ｎバランスは、Ｔｉ含有窒化物形成の駆動力に関係し、微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を確保するために有効なパラメータとして、本発明者らが多数の基礎実験を通じて定めたものである。上記ＴＩ−Ｎバランスが０．００００８５未満であると、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する微細なＴｉ含有窒化物の個数密度が得られない。上記Ｔｉ−Ｎバランスは大きい程良く、好ましくは０．００００９０以上、より好ましくは０．００００９５以上である。なお、その上限は、ＨＡＺ靱性向上の観点からは特に限定されないが、上述したＴｉおよびＮの各含有量の上限との関係で定められる。

本発明の鋼板は上記成分を基本成分とし、残部：鉄および不可避的不純物である。

本発明では、他の特性向上などの観点から、更に以下の選択成分を含有することが好ましい。

Ｖ：０％超、０．１％以下
Ｖは、強度向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｖ量の下限を０．００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖ量が０．１％を超えると溶接性が劣化する。よって、Ｖ量の上限を０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。

本発明の鋼板は、ＭｇおよびＢを積極的に含まず、その上限を不可避的不純物レベル程度に低減することが好ましい。

具体的には、Ｍｇ量の上限を０．０００５％以下とすることが好ましい。ＭｇはＯ（酸素）との親和力が大きいため、粗大なＴｉ含有窒化物の低減に寄与する低融点組成の非金属粒子を得るためには、その添加順序や添加方法の制御が非常に難しいからである。

また、上述したように本発明ではＢを含まない。具体的には、Ｂ量の上限を０．０００５％以下とすることが好ましい。一般にＢは、溶接時の熱サイクル時に旧γ粒界に偏析してフェライト変態を遅延化させ、粗大な粒界フェライトの形成を抑制してＨＡＺ靭性向上に寄与する元素であると考えられている。しかし、このようなＢ添加効果は、入熱量が本発明よりも大きく、旧γ粒径が本発明よりも大きい領域（おおむね、３０〜１１０ｋＪ／ｍｍ程度）で発揮される。本発明では、入熱量が５〜２５ｋＪ／ｍｍ程度と小さく、旧γ粒径も比較的微細である。そのため、そもそも焼入れ性が低くなり、且つ、粒界単位面積当たりの固溶Ｂ濃度が低下するため、全面的にフェライト組織となる。このような領域では、Ｂ添加による上述したＨＡＺ靭性向上効果に対する寄与度は小さく、逆に、Ｂ添加により圧延条件を難しくする場合があるため、積極的に添加しないことが好ましい。

（２）円相当径が１μｍ以上の非金属粒子の平均組成について
更に本発明のタンク用厚鋼板は、円相当径が１μｍ以上の非金属粒子の平均組成が、質量％で、２０％≦Ａｌ_２Ｏ_３≦４０％、５％≦ＴｉＯ_２≦２０％、５％≦ＲＥＭの酸化物≦４５％、５％≦ＺｒＯ_２≦６０％、５％≦ＣａＯ≦４０％を満足する。溶鋼中で形成される酸化物などの非金属粒子は、一般に凝固過程において、周囲の溶鋼よりもＴｉ含有窒化物の晶出サイトになり易く、その結果、μｍオーダーの粗大なＴｉ含有窒化物を形成してＨＡＺ靭性を低下させてしまう。これに対し、非金属粒子の平均組成を上記のように適切に制御することにより、Ｔｉ含有窒化物の晶出サイトになり難い形態または物性とすることができ、ＨＡＺ靱性の低下を防止することができる。その理由は詳細には不明であるが、上記平均組成に制御された非金属粒子の融点は低下することから、凝固時のＴｉ含有窒化物の晶出サイトが少なくなると推察される。

上述した非金属粒子の平均組成を上記範囲に設定した理由は上記のとおりであり、上記範囲を外れると、粗大なＴｉ含有窒化物の個数密度を所定以下に低減することができない。

上記非金属粒子の平均組成の算出方法は、後記する実施例の欄で詳述する。

なお、本発明において、対象となる非金属粒子のサイズを、円相当径１μｍ以上に限定した理由は、この程度のサイズのものが、ＨＡＺ靭性の低下を招く粗大なＴｉ含有窒化物の主要な晶出サイトとなるためである。ここで円相当径とは、鋼中に分散される上記Ａｌ₂Ｏ₃などの非金属粒子を、同一の面積となる円に換算したときの直径を意味する。

また、本発明において「非金属粒子」とは、本発明の厚鋼板に用いられる熱間圧延板に通常存在するものを意味し、酸化物（単独・複合酸化物の両方を含む）に限定されず、窒化物、硫化物などの粒子を含む。すなわち、上記の平均組成は、鋼中に分散される酸化物の平均組成でなく、酸化物以外の窒化物、硫化物などの非金属粒子全てを対象としたときの平均組成を意味する。本発明では、非金属粒子のうち、上述した特定の酸化物、すなわち、Ａｌ_２Ｏ_３、ＴｉＯ_２、ＲＥＭの酸化物、ＺｒＯ_２、ＣａＯの平均組成が上記範囲を満足することが重要であって、上記範囲を満足する限り、それ以外の酸化物の平均組成は特に限定されない。同様に、上記酸化物以外の硫化物などの平均組成も、特に限定されない。これらは、ＨＡＺ靱性に大きな影響を及ぼさないからである。

（３）Ｔｉ含有窒化物の平均個数密度について
更に本発明のタンク用厚鋼板は、長軸長さが２μｍ以上の粗大なＴｉ含有窒化物が１ｍｍ^２当たり０．８個以下であり、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の微細なＴｉ含有窒化物が１ｍｍ^２当たり１．０×１０^５個以上を満足する。ここで長軸長さとは、Ｔｉ含有窒化物を直方形とみなしたとき、長辺の長さを意味する。一般に、観察断面中のＴｉ含有窒化物は直方形として存在するためである。また、円相当径とは、Ｔｉ含有窒化物を、同一の面積となる円に換算したときの直径を意味する。

まず、粗大なＴｉ含有窒化物の個数密度を１ｍｍ^２当たり０．８個以下とする。これにより、−５１℃におけるＨＡＺ靭性の最小値を所定以上確保することができる。これは、本発明者らの基礎実験によって明らかになった知見であり、本発明におけるＨＡＺ靱性の評価温度である極低温（−５１℃）領域において、衝撃試験のノッチ位置付近に、上記サイズの粗大なＴｉ含有窒化物が所定の個数以上存在すると、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼしてＨＡＺ靭性の最小値を低下させることが判明した。よって、ＨＡＺ靭性の最小値を所定以上確保するためには、粗大なＴｉ含有窒化物の個数密度を１ｍｍ^２当たり０．８個以下とする。粗大なＴｉ含有窒化物の個数密度は小さい程よく、好ましくは、１ｍｍ^２当たり０．７個以下であり、より好ましくは０．５個以下であり、最も好ましくは０個である。

また、微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を１ｍｍ^２当たり１．０×１０^５個以上とする。粗大なＴｉ含有窒化物の個数密度制御に加えて、更に微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を制御することによって初めて、−５１℃におけるＨＡＺ靭性の最小値を所定以上確保することができる。これは、本発明者らの基礎実験によって明らかになった知見である。すなわち、上記サイズの微細なＴｉ含有窒化物は、２０ｋＪ／ｍｍ相当の入熱が加わったときのＦｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ近傍であって非常に高温に晒される部分であっても、完全には溶解せず少なくとも一部は溶け残って、旧γ粒径の粗大化をピン止めすることが判明した。このような効果を有効に発揮させて、極低温ＨＡＺ靭性の最小値を所定以上に確保するため、微細なＴｉ含有窒化物の個数密度を上記のように制御する。微細なＴｉ含有窒化物の個数密度は大きい程よく、好ましくは、１ｍｍ^２当たり１．５×１０^５個以上であり、より好ましくは２．０×１０^５個以上である。なお、その上限は上記作用との関係では特に限定されないが、実質的には、おおむね、１ｍｍ^２当たり１．０×１０^７個以下程度と考えられる。

本発明において、微細なＴｉ含有窒化物および粗大なＴｉ含有窒化物のサイズを上記のように設定した理由は、上記範囲のサイズのものが、特にＨＡＺ靱性の最小値確保に有効であることが、実験により判明したからである。

なお、本発明においてＴｉ含有窒化物とは、Ｔｉを含む窒化物であれば全ての化合物を含む趣旨である。代表的にはＴｉＮが挙げられるが、勿論、これに限定されない。例えば、Ｔｉの炭窒化物のようにＣを含む化合物であっても良い。また、ＴｉＮｂの窒化物のようにＴｉ以外の窒化物形成元素を含む化合物であっても良い。

以上、本発明のタンク用厚鋼板について詳述した。

次に、上記タンク用厚鋼板を製造する方法について説明する。本発明は、特に鋼中成分を適切に制御して非金属粒子の平均組成およびＴｉ含有窒化物の個数密度を適切に制御したところに特徴があるが、製鋼工程、その後の圧延工程の好ましい方法は以下のとおりである。

[製鋼工程]
本発明では、溶製時において、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌを用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、質量％で０．００２〜０．０１％に制御した後、Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に各元素を添加する。

まず、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌを用いて脱酸する。これらの元素は、脱酸→脱硫→窒素制御の製鋼工程の負荷低減に寄与する元素である。詳細には、鋳込み時の各微量元素（溶鋼中の酸素、硫黄、窒素、およびＴｉ）の濃度を目標管理範囲内に的中させる的中率の向上に寄与する元素である。これらの元素のうち、特にＳｉおよびＡｌの各含有量が所定範囲を下回ると、製鋼工程の管理ポイントの管理許容値が狭幅化してしまい、鋳込み時の溶鋼中の酸素量、硫黄量、窒素量、Ｔｉ量の各濃度の全てが目標管理範囲内に的中する確率が９５％未満に低下してしまう。ここで、具体的な目標管理範囲とは、酸素は４０ｐｐｍ以下、硫黄は２５ｐｐｍ以下、窒素は目標値±２０ｐｐｍ以下、Ｔｉは目標値±３０ｐｐｍ以下である。例えばＴｉの目標値を０．０１５％とした場合、ＳｉおよびＡｌを本発明で規定する範囲内（すなわち、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０２〜０．０７％）に制御することにより、上記Ｔｉを、目標値（０．０１５％）±３０ｐｐｍ（＝０．００３％）以下の範囲内に制御することが可能である。

次いで、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａを添加する前の溶鋼中の溶存酸素量を０．００２〜０．０１％に制御する。溶存酸素量が０．００２％より低い場合は、適切な組成を有する酸化物系介在物の平均組成を必要量確保できなくなる。そのため、粗大なＴｉＮが晶出し、また、粒内フェライト変態（Ｉｎｔｅｒ Ｇｒａｎｕｌａｒ Ｂａｉｎｉｔｅ、ＩＧＢ）生成の起点となり得る。一方、溶存酸素量が０．０１％より高い場合は、ＨＡＺ靭性が劣化する。好ましい溶存酸素量量の下限は０．００２５％以上、より好ましくは０．００３％以上である。また、好ましい溶存酸素量の上限は０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。

次に、Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に各元素を添加する。この添加順序以外の順序で各元素を添加すると、適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いため、ＴｉやＡｌに先立ってＣａを添加すると、ＴｉやＡｌと結合する酸素が全てなくなってしまい、所望とするＴｉＯ₂、Ａｌ₂Ｏ₃の平均組成を確保することができない。なお、（ＲＥＭ、Ｚｒ）と記載したのは、ＲＥＭとＺｒの添加順序は特に限定されないことを意味する。すなわち、Ｔｉの後で、Ｃａの前であれば、ＲＥＭ→Ｚｒの順序、Ｚｒ→ＲＥＭの順序のいずれでも良い。或いは、ＲＥＭとＺｒを同時に添加しても良い。

なお、Ｔｉ添加からＣａ添加までの合計時間は、おおむね、３〜２０分以内に制御することが好ましい。上記合計時間が３分を下回ると、反応が過剰となって介在物中のＣａ濃度が高くなり過ぎる。一方、上記合計時間が２０分を超えると、介在物が粗大化して靭性に悪影響を及ぼすようになる。

上記のように各元素を添加した後、溶鋼を凝固させる。凝固方法は特に限定されないが、特に、鋳造時における１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間を３００秒以内に制御することが好ましい。上記温度範囲での冷却時間が３００秒を超えると、晶出したＴｉＮが粗大化して靭性に悪影響を及ぼすほか、生産性が低下する。

次に、通常のＴＭＣＰにより鋼板を製造する。ＴＭＣＰ条件として、例えば、以下の方法が好ましく用いられる。
圧延前の加熱条件：例えば９５０〜１２００℃（より好ましくは、１０５０〜１１５０℃）
仕上げ圧延温度：例えば６８０〜７００℃
２相域圧下率：例えば３０％以上
仕上げ圧延温度後、５３０℃までの温度域での平均冷却速度：２℃／秒以上
上記温度域での平均冷却速度が２℃／秒を下回ると、強度が不足するためである。好ましくは３℃／秒以上である。なお、その上限は特に限定されないが、実操業レベルの生産性などを考慮すると、おおむね、３０℃／秒以下である。

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。

まず、表１に示す組成の鋼を真空溶解炉によって溶製した後、得られた溶鋼を用いて２４０トンのスラブを得た。具体的には、溶製時において、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌを用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、質量％で０．００２〜０．０１％に制御した後、Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間が３〜２０分となるように制御しつつ各元素を添加し、且つ、鋳造時における１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間を３００秒以内とした。

本実施例では、ＲＥＭとして、質量％でＣｅを５０％程度とＬａを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。表中、「−」は対応する元素を添加しないことを意味する。

また、上記の製鋼工程において、溶鋼中の酸素濃度、硫黄濃度、窒素濃度、およびＴｉ濃度を測定し、前述した各濃度の目標管理範囲内に的中する確率（的中率）を算出した。本実施例では、各濃度の全てが目標管理範囲内に的中する的中率が９５％以上のものを合格とし、的中率が９５％を下回るものは「９５％未満」と記載した。

次に、このようにして得られたスラブに対し、下記条件の熱間圧延を行うことで、板厚８０ｍｍの熱間圧延板を得た。このようにして得られた鋼板は、表２の母材製法の欄に「ＴＭＣＰ」と記載した。
圧延前の加熱条件：１１００℃
２相域圧下率：３０％
仕上げ圧延温度から５３０℃までの平均冷却速度：２〜８℃／秒

なお、表２の母材製法の欄に「空冷まま」と記載されているものは、上記の平均冷却速度よりも遅い速度（０．６℃／秒）で冷却したものである。

上記方法によって得られた各熱間圧延板を用い、以下の項目を測定した。

（円相当径が１μｍ以上の非金属粒子の平均組成の測定）
上記熱間圧延板の板厚方向断面において、板厚中央部（ｔ／２）を中心に、島津製作所製ＥＰＭＡ−８７０５を用いて非金属粒子を観察した。詳細には、観察倍率４００倍、観察視野約５０ｍｍ^２（板厚中心部が観察視野の中央となるように、板厚方向に７ｍｍ、板幅方向に７ｍｍ）で観察し、円相当径が１μｍ以上の介在物を対象に、特性Ｘ線の波長分散分光により介在物中央部での成分組成を定量分析した。分析対象元素は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓ、ＲＥＭ（Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｄｙ、Ｙ）、Ｎｂとした。既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、次いで、上記介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から、その介在物の元素濃度を定量した。同様の操作を、合計３個の断面について行い、その平均値を、円相当径が１μｍ以上の非金属粒子の平均組成とした。得られた定量結果のうち酸素含量が５％以上の介在物を酸化物とし、単独酸化物として質量換算したものを平均して、酸化物の平均組成とした。全酸化物の平均組成を下記表に示す。なお、ＲＥＭの酸化物は、金属元素をＭで表すと、鋼材中にＭ_２Ｏ_３やＭ_３Ｏ_５、ＭＯ_２の形態で存在するが、全ての酸化物をＭ_２Ｏ_３に換算し、組成を測定した。また、一つの介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成を算出した。

（長軸が２０ｎｍ〜５００ｎｍの微細なＴｉ含有窒化物の個数密度の測定）
上記熱間圧延板の表面から深さｔ／２（ｔ：板厚）の位置から、試験片の軸心がｔ／２の位置を通るように試験片を切り出した後、圧延方向および板厚方向に平行な断面から、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）レプリカ試験片を作製し、ＴＥＭを用いて、その断面を観察した。観察条件は、倍率：１５万倍、観察視野：０．６６μｍ×０．７８μｍであり、３視野以上を観察した。そして、エネルギー分散型Ｘ線検出器（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ、ＥＤＸ）によってＴｉ、Ｎを含む粒子を判別して、その粒子をＴｉ含有窒化物とした。更に画像解析によって、上記観察視野中のＴｉ含有窒化物の面積を測定し、円相当径に換算して、５００ｎｍ以下のＴｉ含有窒化物の個数を計測し、１ｍｍ^２当たりの個数密度に換算した。但し、円相当径が２０ｎｍ未満の粒子については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。全ての観察視野について同様にして１ｍｍ^２当たりの個数密度を測定し、その平均を求めた。

（長軸が２μｍ以上の粗大なＴｉ含有窒化物の個数密度の測定）
上記熱間圧延板の表面から深さｔ／２（ｔ：板厚）の位置から、試験片の軸心がｔ／２の位置を通るように試験片を切り出した後、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、光学顕微鏡を用いて倍率：２００倍で２０視野撮影し、粗大なＴｉ含有窒化物の個数をカウントし、１ｍｍ^２相当の個数密度に換算して求めた。測定画像の面積は、１視野あたり０．１４８ｍｍ^２、１試料あたり２．９６ｍｍ^２である。Ｔｉ含有窒化物の同定は、形状および色に基づいて行い、角ばった形状且つ鮮やかなオレンジ色の介在物をＴｉ含有窒化物と見なした。また、Ｔｉ含有窒化物の長軸は解析ソフトで計測した。なお、粗大なＴｉ含有窒化物は、酸化物を起点として晶出することが多いが、その場合、内部の酸化物は長軸の計測の対象から除外した。

（母材の引張強度ＴＳの測定）
上記熱間圧延板の表面から深さｔ／４の位置から、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。引張試験は板厚方向による影響はあまりなく、ｔ／４部の値はｔ／２部の値とほぼ同義であると考えられるため、本実施例では、引張試験をｔ／４部で行った。本実施例では、ＴＳが４８５ＭＰａ以上のものを母材強度に優れる（合格）と評価し、４８５ＭＰａ未満のものを母材強度に劣る（不合格）と評価した。なお、母材強度が合格基準の４８５ＭＰａを下回るものについては、以下のＨＡＸ靱性は行わなかった（表には「測定せず」と記載）。

（極低温ＨＡＺ靱性の評価）
上記熱間圧延板（板厚８０ｍｍ）を両面から削りこんで、板厚４０ｍｍの溶接継手用試験片を採取した後、開先角度２５°、開先幅（ルートギャップ）６ｍｍ、入熱量２５ｋＪ／ｍｍの条件でエレクトロガスアーク溶接を行って溶接継手を得た。上記溶接継手におけるＨＡＺ靱性を評価するに当たり、特に高温に曝されるフュージョンライン（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ、溶接線または溶接融合部とも呼ばれる。表ではＦＬと記載）近傍の領域を測定した。詳細は以下のとおりである。

上記試験片のｔ／２位置から、ノッチ下端がフュージョンラインで、且つＣ方向に位置するようにシャルピー試験片（１０ｔ×１０Ｌ×５５Ｗ、単位はｍｍ、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取した。その後、−５１℃にてＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の方法でシャルピー衝撃試験を行って吸収エネルギー（ｖＥ_−５１）を求め、これらの最小値を求めた。そして、ｖＥ_−５１の最小値が４８Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れる（合格）と評価し、ｖＥ_−５１の最小値が４８Ｊ未満のものをＨＡＺ靭性に劣る（不合格）と評価した。

これらの結果を表２にまとめて記載する。

上記表の結果から、以下のように考察することができる。

まず、Ｎｏ．２３〜２７は、本発明の要件を満足する例であり、鋼中成分、非金属粒子の平均組成、およびＴｉ含有窒化物の個数密度がいずれも適切に制御されているため、母材強度に優れると共に、入熱量を２５ｋＪ／ｍｍにした場合の−５１℃でのＨＡＺ靱性（ｖＥ_−５１）も良好であった。

これに対し、本発明のいずれかの要件を満足しない下記例は、以下の不具合を有している。

Ｎｏ．２８は、Ｃ量の上限を超える例であり、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．２９は、Ｃ量の下限を下回る例であり、母材強度が低くなった。そのため、ＨＡＺ靱性は測定しなかった。

Ｎｏ．３０は、Ｓｉ量の上限を超える例であり、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．３１は、Ｓｉ量の下限を下回る例であり、溶鋼中の酸素濃度、硫黄濃度、窒素濃度、Ｔｉ濃度の的中率が９５％を下回ると共に、ＨＡＺ靱性も低下した。

Ｎｏ．３２は、Ｍｎ量の上限を超える例であり、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．３３は、Ｍｎ量の下限を下回る例であり、母材強度が低くなった。そのため、ＨＡＺ靱性は測定しなかった。

Ｎｏ．３４は、Ｐ量の上限を超える例であり、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．３５は、Ｓ量の上限を超える例であり、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．３６は、Ａｌ量の下限を下回る例であり、溶鋼中の酸素濃度、硫黄濃度、窒素濃度の的中率が９５％を下回ると共に、ＨＡＺ靱性も低下した。

Ｎｏ．３７は、Ａｌ量の上限を超える例であり、非金属粒子のＡｌ₂Ｏ₃の平均組成が多くなり、粗大なＴｉＮの個数密度も増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．３８は、Ｎｂを添加しない例であり、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．３９は、Ｎｂ量の上限を超える例であり、母材強度が低くなった。そのため、ＨＡＺ靱性は測定しなかった。

Ｎｏ．４０は、Ｔｉ量の下限を下回る例であり、非金属粒子のＴｉＯ₂の平均組成が少なくなり、粗大なＴｉＮの個数密度も増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．４１は、Ｔｉ量の上限を超える例であり、粗大なＴｉＮの個数密度が増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．４２、４３は、Ｎ量の下限、上限を外れる例であり、いずれも、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．４４は、Ｏ量の上限を超える例であり、粗大なＴｉＮの個数密度が増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．４５は、ＲＥＭ量の上限を超える例であり、非金属粒子の各酸化物の平均組成が全て本発明の要件を満足せず、粗大なＴｉＮの個数密度も増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．４６は、ＲＥＭを添加しない例であり、非金属粒子中にＲＥＭ酸化物が生成せず、粗大なＴｉＮの個数密度も増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．４７は、Ｚｒ量の上限を超える例であり、非金属粒子のＡｌ₂Ｏ₃の平均組成が少なく、ＺｒＯ₂の平均組成が多くなり、粗大なＴｉＮの個数密度も増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．４８は、Ｚｒを添加しない例であり、非金属粒子中にＺｒＯ₂が生成せず、粗大なＴｉＮの個数密度も増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．４９は、Ｃａ量の上限を超える例であり、粗大なＴｉＮの個数密度が増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．５０は、Ｃａを添加しない例であり、粗大なＴｉＮの個数密度が増加したため、ＨＡＺ靱性が低下した。

Ｎｏ．５１は、鋼中成分は本発明の要件を満足するが、空冷ままで製造したため、母材強度が低くなった。そのため、ＨＡＺ靱性は測定しなかった。

Claims (2)

1. 入熱量が５〜２５ｋＪ／ｍｍである小入熱溶接に用いられるタンク用厚鋼板であって、
   （１）鋼の組成が、質量％で、
   ・Ｃ：０．０２〜０．１５％、
   ・Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
   ・ Ｍｎ：０．６〜２．０％、
   ・Ｐ ：０％超、０．０３０％以下、
   ・Ｓ：０％超、０．０２５％以下、
   ・Ａｌ：０．０２〜０．０７％、
   ・Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５０％未満、
   ・Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、
   ・Ｎ ：０．００１０〜０．０１０％、
   ・Ｏ ：０％超、０．００４０％以下、
   ・ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５０％、
   ・Ｚｒ：０．０００３〜０．０２０％、
   ・Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、
   ・Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、Ｎｉ：０％超、０．８５％以下、Ｃｒ：０％超、０．３０％以下、及びＭｏ：０％超、０．５％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、
   残部：鉄および不可避的不純物であり、
   Ｔｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］が、［Ｔｉ］×［Ｎ］≧０．００００８５を満足すると共に、
   （２）鋼板の板厚をｔとしたとき、ｔ／２における要件が下記（２−１）および（２−２）を満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れたタンク用厚鋼板。
   （２−１）円相当径が１μｍ以上の非金属粒子の平均組成が、質量％で、
   ２０％≦Ａｌ_２Ｏ_３≦４０％、
   ５％≦ＴｉＯ_２≦２０％、
   ５％≦ＲＥＭの酸化物≦４５％、
   ５％≦ＺｒＯ_２≦６０％、
   ５％≦ＣａＯ≦４０％
   を満足し、且つ、
   （２−２）Ｔｉ含有窒化物の平均個数密度について、
   長軸長さが２μｍ以上のものが１ｍｍ^２当たり０．８個以下であり、
   円相当径で２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下のものが１ｍｍ^２当たり１．０×１０^５個以上を満足する。
2. 更に、質量％で、
   Ｖ：０％超、０．１％以下を含む請求項１に記載のタンク用厚鋼板。