JP4975888B2 - Ｎｉ添加鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板の母材及び溶接継手の耐破壊性能（後述の靭性、アレスト性、不安定破壊抑止特性）に優れたＮｉ添加鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０１０年７月９日に、日本に出願された特願２０１０−１５６７２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

液化天然ガス（ＬＮＧ）タンクに使用される鋼には、−１６０℃程度の極低温での耐破壊性能が要求されている。例えば、ＬＮＧタンクの内槽に使用される鋼種として、いわゆる９％Ｎｉ鋼がある。この９％Ｎｉ鋼は、質量％で８．５〜９．５％程度のＮｉを含有し、主に焼き戻しマルテンサイトを含む組織を有し、特に低温靱性（例えば、−１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー）に優れる鋼材である。９％Ｎｉ鋼の靱性を向上させる種々の技術がこれまでに開示されている。たとえば、粒界脆化により靱性低下を引き起こすＰを低減する技術が、特許文献１、特許文献２、特許文献３に開示されている。また、二相域熱処理により焼戻し脆化感受性を低減して靱性を向上する技術が、特許文献４、特許文献５、特許文献６に開示されている。加えて、焼戻し脆化感受性を増大させずに強度を高めることができるＭｏを添加して、大幅に靱性を向上する技術が、特許文献７、特許文献８、特許文献９に開示されている。さらに、焼戻し脆化感受性を増大させるＳｉ量を低減して靱性を向上する技術が、特許文献４、特許文献８、特許文献１０に開示されている。なお、このＬＮＧタンク用の９％Ｎｉ鋼として、板厚４．５ｍｍ以上かつ８０ｍｍ以下の鋼板が用いられている。その中でも、主に板厚６ｍｍ以上かつ５０ｍｍ以下の鋼板が用いられている。

昨今のＮｉ価格高騰を背景として、ＬＮＧタンク建造コスト低減のためにＮｉ添加量を低減した鋼材が求められている。鋼材のＮｉ添加量を６％まで低減して優れた母材靱性を確保する方法として、α−γ二相域への熱処理（二相域熱処理）を活用した方法が非特許文献１に開示されている。この方法は、母材の耐破壊性能の向上には、きわめて有効である。すなわち、６％程度のＮｉ量であっても、この方法により得られた鋼材は、母材について９％Ｎｉ鋼と同様の耐破壊性能（後述の靭性）を有する。しかし、Ｎｉ量の低減に伴って溶接継手の耐破壊性能（後述の靱性、アレスト性、不安定破壊抑止特性）が大幅に低下する。そのため、この方法で製造された鋼材をＬＮＧタンクに使用することは困難である。

これまで、溶接継手の耐破壊性能（後述の靱性）を改善するための方法がいくつか提案されている。たとえば、鋳造スラブを加熱、圧延する前に偏析低減のための予備熱処理を行う方法が、特許文献１１、特許文献１２、特許文献１３、特許文献１４に開示されている。また、二工程の圧延を行い、板厚中心部の欠陥を減らす方法が、特許文献１５に開示されている。しかし、特許文献１１〜１４の方法では、偏析低減の効果が小さいため溶接継手の耐破壊性能（後述の靱性）が十分ではない。また、特許文献１５の方法では、鋳造スラブの板厚から最終圧延後の板厚までの圧下比が小さく、かつ１回目の圧延工程における圧下比や温度などの条件を制御していない。そのため、組織粗大化及び偏析残存により母材および溶接継手の耐破壊性能（後述の靱性）が十分でない。このように、Ｎｉを６％程度に低減した鋼板に対して−１６０℃程度での耐破壊性能を確保することは、既存技術では困難である。

日本国特開平７−２７８７３４号公報 日本国特開平６−１７９９０９号公報 日本国特開昭６３−１３０２４５号公報 日本国特開平９−１４３５５７号公報 日本国特開平４−１０７２１９号公報 日本国特開昭５６−１５６７１５号公報 日本国特開２００２−１２９２８０号公報 日本国特開平４−３７１５２０号公報 日本国特開昭６１−１３３３１２号公報 日本国特開平７−３１６６５４号公報 日本国特公平４−１４１７９号公報 日本国特開平９−２０９２２号公報 日本国特開平９−４１０３６号公報 日本国特開平９−４１０８８号公報 日本国特開２０００−１２９３５１号公報

鉄と鋼，第５９年，１９７３年，第６号，ｐ７５２

本発明は、６％前後のＮｉ含有量で−１６０℃程度での耐破壊性能に優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、６％前後のＮｉ含有量で−１６０℃程度での耐破壊性能に優れた鋼板およびその製造方法を提供する。その要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るＮｉ添加鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上かつ０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．４０％以下、Ｍｎ：０．３％以上かつ１．２％以下、Ｎｉ：５．０％以上かつ７．５％以下、Ｃｒ：０．４％以上かつ１．５％以下、Ｍｏ：０．０２％以上かつ０．４％以下、Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００５０％以下を含有し、Ｐ：０．０１００％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００７０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、板面から深さ方向に板厚の１／４の距離離れた部位において、質量％基準でＮｉ偏析比が１．３以下であり、深冷後オーステナイトの量が２％以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が５．０以下であり、深冷後オーステナイトの平均円相当径が１μｍ以下である。
ただし、深冷後オーステナイト不均一指数とは、５×５μｍを１視野としてオーステナイトの面積率を評価するとし、板面から深さ方向に板厚の１／４の距離離れた位置を中心に深さ方向に連続的に当該評価を行い、これら評価したデータのうち、オーステナイトの面積率が最大の値から降順に５点目までのデータの平均を最大面積率、オーステナイトの面積率が最小の値から昇順に５点目までのデータの平均を最小面積率としたとき、前記最大面積率を前記最小面積率で除した値である。

（２）上記（１）に記載のＮｉ添加鋼板は、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｂ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．００４０％以下のいずれか１種以上を含有してもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載のＮｉ添加鋼板では、Ｎｉ量が、５．３〜７．３％であってもよい。

（４）上記（１）または（２）に記載のＮｉ添加鋼板では、板厚が、４．５〜８０ｍｍであってもよい。

（５）本発明の一態様に係るＮｉ添加鋼板の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．０３％以上かつ０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．４０％以下、Ｍｎ：０．３％以上かつ１．２％以下、Ｎｉ：５．０％以上かつ７．５％以下、Ｃｒ：０．４％以上かつ１．５％以下、Ｍｏ：０．０２％以上かつ０．４％以下、Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００５０％以下を含有し、Ｐ：０．０１００％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００７０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１２５０℃以上かつ１３８０℃以下の加熱温度で８時間以上かつ５０時間以下保持した後３００℃以下まで空冷する第１の熱加工処理を行い；前記鋼片を９００℃以上かつ１２７０℃以下に加熱し、最終１パス前の温度を６６０℃以上かつ９００℃以下に制御して２．０以上かつ４０以下の圧下比で熱間圧延を行い、直ちに冷却を開始する第２の熱加工処理を行い；前記鋼片を６００℃以上かつ７５０℃以下に加熱した後冷却を行う第３の熱加工処理を行い；前記鋼片を５００℃以上かつ６５０℃以下に加熱した後冷却する第４の熱加工処理を行う。

（６）上記（５）に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法では、前記鋼片が、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｂ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．００４０％以下のいずれか１種以上を含有してもよい。

（７）上記（５）または（６）に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法では、前記第１の熱加工処理において、前記空冷の前に、最終１パス前の温度を８００℃以上かつ１２００℃以下に制御して１．２以上かつ４０以下の圧下比で熱間圧延を行ってもよい。

（８）上記（５）または（６）に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法では、前記第２の熱加工処理において、前記熱間圧延の直後に冷却し、７８０℃以上かつ９００℃以下で再加熱を行ってもよい。

（９）上記（５）または（６）に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法では、前記第１の熱加工処理において、前記空冷の前に、最終１パス前の温度を８００℃以上かつ１２００℃以下に制御して１．２以上かつ４０以下の圧下比で熱間圧延を行い、前記第２の熱加工処理において、前記熱間圧延の直後に冷却し、７８０℃以上かつ９００℃以下で再加熱を行ってもよい。

本発明によれば、Ｎｉを６％程度に低減した鋼成分の鋼材において−１６０℃程度での耐破壊性能を確保できる。つまり、本発明は、従来の９％Ｎｉ鋼よりも圧倒的にコストが低い鋼板およびその製造方法を提供することが可能であり、産業上の価値が高い。

溶接継手靭性とＮｉ偏析比との関係を示すグラフである。 溶接継手のアレスト性とＮｉ偏析比との関係を示すグラフである。 第１の熱加工処理における加熱時間と保持時間とがＮｉ偏析比に与える影響を示す説明図である。 本発明の各実施形態に係るＮｉ添加鋼板の製造方法のフローチャートを示す図である。 混成ＥＳＳＯ試験後の試験部の亀裂面の一例の部分概略図である。

本発明者らは、ＬＮＧタンク等の溶接構造物に使用する鋼板に必要な特性（母材及び溶接継手の特性）として、３つの耐破壊性能が重要であることを見出した。以下では、本発明における耐破壊性能として、脆性破壊（き裂）の発生を阻止する特性を靭性と定義し、脆性破壊（き裂）の伝播を停止する特性をアレスト性と定義し、伝播停止したき裂近傍における不安定な破壊（延性破壊を含む破壊形態）を抑制する特性を不安定破壊抑止特性と定義する。これらの３つの耐破壊性能は、鋼板の母材と溶接継手との両方に対して評価される。
本発明を詳細に説明する。
最初に本発明に至った経緯を説明する。本発明者らは、鋼成分中のＮｉを６％程度に減らした場合に、−１６０℃程度での耐破壊性能に優れた鋼材を製造する方法を鋭意検討した。この検討の結果、二相域熱処理が重要であることを確認した。しかしながら、二相域熱処理のみでは、鋼材の特性が不十分であり、母材のアレスト性に加え、溶接継手の靭性及びアレスト性と、溶接継手の不安定破壊抑止特性とが劣ることが解った。さらに、本発明者らがこれらの特性を高める検討を鋭意行ったところ、鋼板内部の合金元素の不均一性が、溶接継手の靭性及びアレスト性と、母材のアレスト性とに大きな影響を与えることが明らかになった。合金元素の不均一性が大きい場合、鋼の母材においては、残留オーステナイトの分布が不均一になり、脆性き裂の伝播を停止する性能（アレスト性）が低下する。鋼の溶接継手においては、溶接の熱影響によって二相域温度に加熱された部位の一部に、硬質のマルテンサイトが島状に密集した状態で生成し、脆性き裂の発生を阻止する性能（靭性）および脆性き裂の伝播を停止する性能（アレスト性）が著しく低下する。

普通、破壊特性が合金元素の不均一性の影響を受ける場合、鋼板の板厚方向（深さ方向）中央部付近の中心偏析が問題になる。これは、材料中の脆い中心偏析部と力学的に応力三軸度（応力状態）が高くなる板厚中央部とが重畳して脆性破壊が優先的に発生するためである。しかし、ＬＮＧタンクに使用される鋼では、溶接材料として大抵の場合オーステナイト系合金が使用される。この場合には、脆性破壊しないオーステナイト系合金が板厚中央部に多く存在するような溶接継手形状が使用されるため、中心偏析によって脆性破壊が生じる可能性は少ない。
そこで、本発明者らは、ミクロ偏析と脆性破壊に対する破壊性能（靭性及びアレスト性）との関係について検討を行った。その結果、ミクロ偏析は、鋼材の板厚全体に生じるため、母材および溶接熱影響部の組織変化を通じて脆性破壊の発生を阻止する性能（靭性）および伝播を停止する性能（アレスト性）に大きな影響を与えるという非常に重要な知見が得られた。このミクロ偏析は、凝固の際、デンドライト二次アーム間の残部溶鋼に合金濃縮部を形成する現象であり、この合金濃縮部は、圧延により引き伸ばされている。本発明者らは、複数回の熱加工処理を所定の条件のもとで実施することにより合金元素の不均一性を低減し、溶接継手の靭性及びアレスト性と、母材のアレスト性とを大幅に向上することに成功した。

このように、二相域熱処理に加えて合金元素の不均一性を低減することで、母材および溶接継手の靭性とアレスト性とに優れた鋼板を製造することができた。しかし、ＬＮＧタンクとして使用するためには、これらの耐破壊性能以外に溶接継手の不安定破壊抑止特性が必要であり、上述の方法では、この不安定破壊抑止特性が不十分であることが明らかになった。本発明者らは、この不安定破壊抑止特性を高める方法を鋭意検討した。その結果、残留オーステナイトが多量に、かつ均一に母材中に存在するだけでは不安定破壊抑止特性が不十分であり、個々の残留オーステナイトが微細である必要があることが判明した。そこで、本発明者らは、熱間圧延および制御冷却条件を最適化して、残留オーステナイトを微細に分散させることで不安定破壊抑止特性を高めることに成功した。

このように、二相域熱処理に加え、溶質元素を均一に分布させ、かつ残留オーステナイトを多量かつ均一に分散させ、個々の残留オーステナイトを微細化することで、母材の靭性及びアレスト性と、溶接継手の靭性、アレスト性、及び不安定破壊抑止特性とがいずれも優れることが明らかになった。

以下に、鋼中の合金元素の範囲を規定する。なお、以下、「％」は「質量％」を意味する。

Ｎｉは、母材及び溶接継手の耐破壊性能の向上に有効な元素である。Ｎｉ量が５．０％未満では、固溶Ｎｉおよび残留オーステナイトの安定化による耐破壊性能の増加量が十分でなく、Ｎｉ量が７．５％を超えると、合金コストが増大する。よって、Ｎｉ量を５．０％以上かつ７．５％以下に制限する。なお、耐破壊性能をより高めるために、Ｎｉ量の下限を５．３％、５．６％、５．８％又は６．０％に制限してもよい。また、合金コストの低下のため、Ｎｉ量の上限を７．３％、７．０％、６．８％又は６．５％に制限してもよい。

Ｎｉ低減による耐破壊性能の低下を補うための最も重要な元素は、Ｍｎである。Ｍｎは、Ｎｉと同様に、残留オーステナイトを安定化させ、母材及び溶接継手の耐破壊性能を改善する。そのため、最低でも０．３％以上のＭｎを鋼中に添加する必要がある。しかしながら、１．２％を超えるＭｎを鋼中に添加すると、ミクロ偏析及び焼戻し脆化感受性が増大し、耐破壊性能が低下する。よって、Ｍｎ量を０．３％以上かつ１．２％以下に制限する。なお、Ｍｎ量の低減により耐破壊性能が向上するために、Ｍｎ量の下限を１．１５％、１．１％、１．０％又は０．９５％に制限してもよい。残留オーステナイトを安定化のため、Ｍｎ量の下限を０．４％、０．５％、０．６％又は０．７％に制限してもよい。

Ｃｒも、本発明において重要な元素である。Ｃｒは、強度確保に重要であり、溶接継手の靭性及びアレスト性を大きく低下させることなく強度を増大させる効果を有する。母材の強度を確保するためには、最低でも０．４％以上のＣｒを鋼中に含有させる必要がある。しかしながら、１．５％を超えるＣｒを鋼中に含有させると、溶接継手の靭性が低下する。よって、Ｃｒ量を０．４％以上かつ１．５％以下に制限する。なお、強度向上のため、Ｃｒ量の下限を０．５％、０．５５％又は０．６％に制限してもよい。溶接継手の靭性向上のため、Ｃｒ量の上限を、１，３％、１．０％、０．９％又は０．８％に制限してもよい。

Ｍｏも、本発明において重要な元素である。Ｎｉの一部をＭｎで代替する場合、Ｍｎの増加とともに焼き戻し脆化感受性が増大する。Ｍｏは、この焼戻し脆化感受性を低下させることができる。０．０２％未満のＭｏ量では、焼き戻し脆化感受性を低下させる効果が小さく、０．４％を超えるＭｏ量では、製造コストが増大するとともに、溶接継手の靱性が低下する。よって、Ｍｏ量を０．０２％以上かつ０．４％以下に制限する。なお、焼戻し脆化感受性の低下のために、Ｍｏ量の下限を０．０５％、０．０８％、０．１％又は０．１３％に制限してもよい。溶接継手の靭性向上のため、Ｍｏ量の上限を０．３５％、０．３％又は０．２５％に制限してもよい。

Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、Ｃ量を０．０３％以上にする。しかし、Ｃ量が増加すると、粗大析出物の生成によって母材の靱性及び溶接性が低下するため、Ｃ量の上限を０．１０％にする。すなわち、Ｃ量を０．０３％以上かつ０．１０％以下に制限する。なお、強度向上のため、Ｃ量の下限を０．０４％又は０．０５％に制限してもよい。母材の靱性及び溶接性の向上のため、Ｃ量の上限を０．０９％、０．０８％又は０．０７％に制限してもよい。

Ｓｉは、強度確保に必須の元素であるため、Ｓｉ量を０．０２％以上にする。しかし、Ｓｉ量が増加すると、溶接性が低下するため、Ｓｉ量の上限を０．４０％にする。すなわち、Ｓｉ量を０．０２％以上かつ０．４０％以下に制限する。なお、Ｓｉ量を０．１２％又は０．０８％以下にすると、焼き戻し脆化感受性が低下して、母材及び溶接継手の耐破壊性能が向上するため、Ｓｉ量の上限を０．１２％又は０．０８％以下にすることが好ましい。

Ｐは、不可避的に鋼中に含まれ、母材の耐破壊性能を低下させる元素である。Ｐ量が０．０１００％を超えると、焼戻し脆化の促進により母材の耐破壊性能が低下する。よって、Ｐ量を０．０１００％以下に制限する。母材の耐破壊性能の向上のため、Ｐ量の上限を０．００６０％、０．００５０％又は０．００４０％に制限してもよい。なお、Ｐ量が０．００１０％以下では、精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下するため、０．００１０％以下の低燐化を行う必要はない。しかし、Ｐ量が０．００１０％以下であっても本発明の効果を発揮できるため、Ｐ量の下限を特に限定する必要はなく、Ｐ量の下限は０％である。

Ｓは、不可避的に鋼中に含まれ、母材の耐破壊性能を低下させる元素である。Ｓ量が０．００３５％を超えると、母材の靱性が低下する。よって、Ｓ量を０．００３５％以下に制限する。母材の耐破壊性能の向上のため、Ｓ量の上限を０．００３０％、０．００２５％又は０．００２０％に制限してもよい。Ｓ量が０．０００１％未満では、精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下するため、０．０００１％未満の低硫化を行う必要はない。しかし、Ｓ量が０．０００１％未満であっても本発明の効果を発揮できるため、Ｓ量の下限を特に限定する必要はなく、Ｓ量の下限は０％である。

Ａｌは、脱酸材として有効な元素である。０．０１％未満のＡｌを鋼中に含有させても、脱酸が不十分であるため、母材の靱性が低下する。０．０８％超のＡｌを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Ａｌ量を０．０１％以上かつ０．０８％以下に制限する。脱酸を確実に行うために、Ａｌ量の下限を０．０１５％、０．０２％又は０．０２５％に制限してもよい。溶接継手の靱性の向上のため、Ａｌ量の上限を０．０６％、０．０５％又は０．０４％に制限してもよい。

Ｎは、不可避的に鋼中に含まれ、母材及び溶接継手の耐破壊性能を低下させる元素である。Ｎ量が０．０００１％未満では、精錬負荷の増大によって生産性が低下するため、０．０００１％未満の脱窒を行う必要はない。しかし、Ｎ量が０．０００１％未満であっても本発明の効果を発揮できるため、Ｎ量の下限を特に限定する必要はなく、Ｎ量の下限は０％である。Ｎ量が０．００７０％を超えると、母材の靱性と、溶接継手の靱性とが低下する。よって、Ｎ量を０．００７０％以下に制限する。靭性向上のため、Ｎ量の上限を０．００６０％、０．００５０％又は０．００４５％に制限してもよい。

Ｔ・Ｏは、不可避的に鋼中に含まれ、母材の耐破壊性能を低下させる。Ｔ・Ｏ量が０．０００１％未満では、精錬負荷が非常に高く生産性が低下する。Ｔ・Ｏ量が０．００５０％を超える場合には、母材の靱性が低下する。よって、Ｔ・Ｏ量を０．０００１％以上かつ０．００５０％以下に制限する。なお、Ｔ・Ｏ量を０．００２５％又は０．００１５％以下にすると、母材の靱性向上が著しいことから、Ｔ・Ｏ量の上限を０．００２５％又は０．００１５％以下にすることが好ましい。なお、Ｔ・Ｏ量は、溶鋼中に溶解している酸素と溶鋼中に懸濁している微細な脱酸生成物の酸素との総和である。すなわち、Ｔ・Ｏ量は、鋼中に固溶している酸素と鋼中に分散する酸化物中の酸素との総和である。

なお、上述の基本的な化学成分（基本元素）を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成が、本発明の基本組成である。しかしながら、この基本組成に加え（残部Ｆｅの一部の代わりに）、本発明では、さらに必要に応じて以下の元素（選択元素）を含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。

Ｃｕは、強度向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。０．０１％未満のＣｕを鋼中に含有させても、母材の強度を向上する効果が小さい。１．０％超のＣｕを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕ量を０．０１％以上かつ１．０％以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性の向上のため、Ｃｕ量の上限を０．５％、０．３％、０．１％又は０．０５％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Ｃｕの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｃｕの下限は０％である。

Ｎｂは、強度向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。０．００１％未満のＮｂを鋼中に含有させても、母材の強度を向上する効果が小さい。０．０５％超のＮｂを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Ｎｂを添加する場合には、Ｎｂ量を０．００１％以上かつ０．０５％以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性の向上のため、Ｎｂ量の上限を０．０３％、０．０２％、０．０１％又は０．００５％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Ｎｂの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｎｂの下限は０％である。

Ｔｉは、母材の靭性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。０．００１％未満のＴｉを鋼中に含有させても、母材の靭性を向上させる効果が小さい。Ｔｉを添加する場合には、０．０５％超のＴｉを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Ｔｉ量を０．００１％以上かつ０．０５％以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性の向上のため、Ｔｉ量の上限を０．０３％、０．０２％、０．０１％又は０．００５％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Ｔｉの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｔｉの下限は０％である。

Ｖは、母材の強度の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。０．００１％未満のＶを鋼中に含有させても、母材の強度を向上する効果が小さい。０．０５％超のＶを鋼中に含有させると、溶接継手の靱性が低下する。よって、Ｖを添加する場合には、Ｖ量を０．００１％以上かつ０．０５％以下に制限することが好ましい。溶接継手の靭性の向上のため、Ｖ量の上限を０．０３％、０．０２％又は０．０１％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Ｖの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｖの下限は０％である。

Ｂは、母材の強度の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。０．０００２％未満のＢを鋼中に含有させても、母材の強度を向上する効果が小さい。０．０５％超のＢを鋼中に含有させると、母材の靱性が低下する。よって、Ｂを添加する場合には、Ｂ量を０．０００２％以上かつ０．０５％以下に制限することが好ましい。母材の靭性の向上のため、Ｂ量の上限を０．０３％、０．０１％、０．００３％又は０．００２％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Ｂの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｂの下限は０％である。

Ｃａは、ノズルの閉塞防止に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。０．０００３％未満のＣａを鋼中に含有させても、ノズルの閉塞を防止する効果が小さい。０．００４０％超のＣａを鋼中に含有させると、母材の靭性が低下する。よって、Ｂを添加する場合には、Ｃａ量を０．０００３％以上かつ０．００４０％以下に制限することが好ましい。母材の靭性低下を防止するため、Ｃａ量の上限を０．００３０％、０．００２０％又は０．００１０％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Ｃａの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｃａの下限は０％である。

Ｍｇは、靭性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。０．０００３％未満のＭｇを鋼中に含有させても、母材の靭性を向上させる効果が小さい。０．００４０％超のＭｇを鋼中に含有させると、母材の靭性が低下する。よって、Ｍｇを添加する場合には、Ｍｇ量を０．０００３％以上かつ０．００４０％以下に制限することが好ましい。母材の靭性低下を防止するため、Ｍｇ量の上限を０．００３０％、０．００２０％又は０．００１０％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Ｍｇの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｍｇの下限は０％である。

ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、ノズルの閉塞防止に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。０．０００３％未満のＲＥＭを鋼中に含有させても、ノズルの閉塞を防止する効果が小さい。０．００４０％超のＲＥＭを鋼中に含有させると、母材の靭性が低下する。よって、ＲＥＭを添加する場合には、ＲＥＭ量を０．０００３％以上かつ０．００４０％以下に制限することが好ましい。母材の靭性低下を防止するため、ＲＥＭ量の上限を０．００３０％、０．００２０％又は０．００１０％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、ＲＥＭの意図的添加を行わないことが望ましく、ＲＥＭの下限は０％である。

なお、添加合金を含めた使用原料中の不可避的不純物及び溶製中に炉材等の耐熱材料から溶出する不可避的不純物として混入しうる元素が鋼中に０．００２％未満含まれてもよい。例えば、鋼を溶製する上で混入しうるＺｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒが鋼中に各々０．００２％未満含まれてもよい（鋼の溶製条件に応じて混入する不可避的不純物であるため、０％を含む）。鋼中にこれらの元素が各々０．００２％未満含まれても、何ら本発明の効果を損なわない。

以上のように、本発明のＮｉ添加鋼板は、上述の基本元素を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。

本発明では、先に述べたように鋼中への溶質元素の均一な分布が非常に重要である。具体的には、Ｎｉなどの溶質元素のバンド状偏析の低減が溶接継手の靭性及びアレスト性の向上に有効である。バンド状偏析は、凝固時点でデンドライトアーム間の残部溶鋼に溶質元素が濃化した部分が熱間圧延によって圧延方向に平行に引き延ばされたバンド状形態（バンド状領域）である。すなわち、バンド状偏析では、溶質元素が濃化した部分と、溶質元素が濃化していない部分とが、例えば、１〜１００μｍの間隔でバンド状に交互に形成されている。鋳片中央部に形成される中心偏析と異なり、このバンド状偏析は、通常（例えば、室温）、靭性低下の大きな原因とはならない。しかし、−１６０℃の極低温で使用される６から７％程度の低いＮｉ量の鋼においては、このバンド状偏析の影響が非常に大きい。バンド状偏析によってＮｉやＭｎ、Ｐといった溶質元素が鋼中に不均一に存在すると、熱加工処理時に生成する残留オーステナイトの安定性が、場所（鋼中の位置）によって大きく変化する。そのため、母材については、脆性破壊の伝播停止性能（アレスト性）が大きく低下する。また、溶接継手の場合、ＮｉやＭｎ、Ｐのような溶質元素が濃化したバンド状領域が溶接熱影響を受けた際、このバンド状領域に沿って密集した島状マルテンサイトが生じる。この島状マルテンサイトが低応力破壊するため、溶接継手の靭性およびアレスト性が低下する。

本発明者らは、最初にＮｉ偏析比と溶接継手の靭性及びアレスト性との関係を調査した。その結果、鋼板表面から板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４の距離離れた部位（以後、１／４ｔ部と呼称する）のＮｉ偏析比が１．３以下の場合に、溶接継手の靭性及びアレスト性が優れることを知見した。よって、１／４ｔ部のＮｉ偏析比を１．３以下に制限する。なお、１／４ｔ部のＮｉ偏析比が１．１５以下の場合には、溶接継手の靭性及びアレスト性がより優れるため、Ｎｉ偏析比を１．１５以下にすることが好ましい。

１／４ｔ部のＮｉ偏析比は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｉｓ）により測定できる。すなわち、鋼板表面（板面）から板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４の距離離れた位置を中心に、板厚方向に２ｍｍの長さにわたって２μｍ間隔でＮｉ量をＥＰＭＡにより測定する。測定された１０００点のＮｉ量のデータのうち、Ｎｉ量が大きいデータから順に１０点のデータとＮｉ量が小さいデータから順に１０点のデータとを異常値として評価すべきデータから除外する。残りの９８０点のデータの平均をＮｉ量の平均値と定義し、この９８０点のデータのうち、Ｎｉ量が大きいデータから順に２０点のデータの平均をＮｉ量の最大値と定義する。このＮｉ量の最大値をＮｉ量の平均値で除した値を１／４ｔ部におけるＮｉ偏析比と定義する。Ｎｉ偏析比の下限値は、計算上１．０となる。そのため、Ｎｉ偏析比の下限は、１．０であってもよい。なお、本発明では、−１６５℃の溶接継手のＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験の結果（ＣＴＯＤ値δ_ｃ）が０．３ｍｍ以上である場合に、溶接継手の靭性が優れていると評価する。また、試験温度−１６５℃、負荷応力３９２ＭＰａの条件で行われた溶接継手の混成ＥＳＳＯ試験において、試験板への脆性き裂の突入距離が板厚の２倍以下である場合に、溶接継手のアレスト性が優れていると評価する。逆に、試験板の途中で脆性き裂が停止したが、試験板への脆性き裂の突入距離が板厚の２倍以上の場合及び脆性き裂が試験板を貫通した場合には、溶接継手のアレスト性が劣っていると評価する。
図１に、Ｎｉ偏析比と−１６５℃における溶接継手のＣＴＯＤ値との関係を示す。図１に示すように、Ｎｉ偏析比が１．３以下であると、溶接継手のＣＴＯＤ値が０．３ｍｍ以上であり、溶接継手の靭性が優れる。また、図２に、Ｎｉ偏析比と板厚に対するき裂突入距離（上述の条件の混成ＥＳＳＯ試験の測定値）の割合との関係を示す。図２に示すように、Ｎｉ偏析比が１．３以下であると、亀裂突入距離が板厚の２倍以下になり、溶接継手のアレスト性が優れる。図１のＣＴＯＤ試験及び図２の混成ＥＳＳＯ試験に使用した溶接継手は、ＳＭＡＷ（Ｓｈｉｅｌｄ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）により次のような条件で作製した。すなわち、３．０〜４．０ｋＪ／ｃｍの入熱量、かつ１００℃以下の予熱およびパス間温度の条件の立向き溶接でＳＭＡＷを行った。なお、ノッチ位置は、ボンド部である。

本発明者らは、次に深冷後の残留オーステナイトと母材のアレスト性との関係を調査した。すなわち、本発明者らは、深冷後の残留オーステナイトの最大面積率と最小面積率との比を深冷後オーステナイト不均一指数（以後、不均一指数と呼称することもある）と定義して、この指数と母材のアレスト性との関係を調べた。その結果、深冷後オーステナイト不均一指数が５．０を超えると、母材のアレスト性が低下することが判明した。よって、本発明における深冷後オーステナイト不均一指数を５．０以下に制限する。深冷後オーステナイト不均一指数の下限は、計算上１である。よって、本発明における深冷後オーステナイト不均一指数は、１．０以上であってもよい。なお、オーステナイトの最大面積率と最小面積率とは、液体窒素に深冷したサンプルのＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）から評価できる。具体的には、５×５μｍの領域におけるＥＢＳＰのマッピングを行い、オーステナイトの面積率を評価する。この面積率の評価を鋼板の１／４ｔ部を中心に板厚方向に連続的に合計４０視野行う。これら全４０点のデータのうち、オーステナイトの面積率が大きいデータから順に５点のデータの平均を最大面積率と定義し、オーステナイトの面積率が小さいデータから順に５点のデータの平均を最小面積率と定義する。さらに、上述の最大面積率をこの最小面積率で除した値を深冷後オーステナイト不均一指数と定義する。なお、以下に説明するＸ線回折では、このようなミクロ的なオーステナイトの不均一性を調査することができないため、ＥＢＳＰを使用している。

残留オーステナイトは、その絶対量も重要である。深冷後の残留オーステナイトの量（以後、オーステナイトの量と呼称することもある）が全組織の量の２％を下回ると、母材の靭性及びアレスト性が大幅に低下する。よって、深冷後のオーステナイトの量は、２％以上である。また、深冷後の残留オーステナイトの量が大幅に増加すると、塑性変形下でオーステナイトが不安定化し、却って母材の靭性及びアレスト性が低下する。よって、深冷後のオーステナイトの量を２％以上かつ２０％以下であることが好ましい。なお、鋼板の１／４ｔ部から採取したサンプルを液体窒素で６０分間深冷し、その後室温でこのサンプルのＸ線回折を行うことによって深冷後の残留オーステナイトの量を測定することが可能である。なお、本発明では、サンプルを液体窒素に浸漬し、少なくとも６０分間保持する処理を、深冷処理という。

さらに、前述のように、残留オーステナイトは、微細であることも非常に重要である。深冷後の残留オーステナイトの量が２％以上かつ２０％以下、かつ不均一指数が１．０以上かつ５．０以下である場合でも、残留オーステナイトが粗大であると、溶接継手の不安定破壊が生じやすくなる。一旦停止したき裂が再度不安定破壊によって板厚方向の全断面を伝播する場合、き裂の伝播経路の一部に母材が含まれる。そのため、母材のオーステナイトの安定性が低くなると、不安定破壊が生じやすくなる。すなわち、残留オーステナイトが粗大になると、残留オーステナイト中に含まれるＣ量が低下するため、残留オーステナイトの安定性が低下する。深冷後の残留オーステナイトの円相当径の平均（平均円相当径）が１μｍ以上である場合、不安定破壊が生じやすくなる。したがって、十分な不安定破壊抑止特性を得るために、深冷後オーステナイトの平均円相当径を１μｍ以下に制限する。なお、不安定破壊（不安定延性破壊）は、脆性破壊が発生及び伝播した後に停止し、再度破壊が伝播する現象である。この不安定破壊の形態には、破面の全面が延性破面である場合と、破面中の板厚の両端部（両表面）付近における面が延性破面、破面中の板厚の中央部付近における面が脆性破面である場合との両方がみられる。なお、深冷後オーステナイトの平均円相当径は、たとえば透過型電子顕微鏡の１万倍で暗視野像を２０箇所観察し、平均の円相当径を定量化することで得ることが出来る。深冷後オーステナイトの平均円相当径の下限は、例えば１ｎｍであってもよい。
したがって、本発明の鋼板は、−１６０℃程度での耐破壊性能に優れ、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができる。特に、本発明の鋼板は、−１６０℃程度の極低温での耐破壊性能が要求されるＬＮＧタンクとして使用する場合に有効である。

次に、本発明のＮｉ添加鋼板の製造方法について説明する。本発明のＮｉ添加鋼板の製造方法の第一の実施形態では、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）、第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）、第３の熱加工処理（高温二相域処理）、第４の熱加工処理（低温二相域処理）を含む製造工程で鋼板を製造する。さらに、本発明のＮｉ添加鋼板の製造方法の第二の実施形態に示すように、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）について、後述するように熱処理（加熱）に引き続いて熱間圧延を行ってもよい。ここでは、基本とする高温での熱処理に対し、必要に応じて熱間圧延や制御冷却等の処理を組み合わせた工程を熱加工処理と定義する。また、上記合金元素の範囲（上記鋼成分）の鋼片を、第一の熱加工処理に使用する。

以下に、本発明のＮｉ添加鋼板の製造方法の第一の実施形態を示す。
（第一の実施形態）
最初に、第３の熱加工処理（高温二相域処理）について説明する。この熱加工処理は、Ｎｉ量を６％程度に低減した鋼において、−１６０℃程度での母材の靭性およびアレスト性を高めるために必須の工程である。この熱加工処理では、逆変態オーステナイトが、旧オーステナイトの粒界、マルテンサイトのパケット、ブロック、ラスなどの界面に沿って針状、棒状、または板状に生成して組織を微細化する。さらに、この逆変態オーステナイトが旧オーステナイト粒界を覆い尽くすと、焼き戻し脆化感受性が低下するため、母材の靭性およびアレスト性の十分な向上効果を達成できる。さらに、微細な逆変態オーステナイト中に溶質元素が濃化するため、この第３の熱加工処理（高温二相域処理）は、引き続く第４の熱加工処理（低温二相域処理）において極めて熱的に安定なオーステナイトを微細分散させる効果を有する。しかしながら、バンド偏析が低減されていない鋼に対して二相域処理を実施しても、溶質元素の濃度が鋼中でばらついているため、逆変態オーステナイトの分率及び寸法と、逆変態オーステナイト中の溶質濃度とが変動しやすい。そのため、鋼の耐破壊性能の向上効果がばらつき、鋼全体として極めて優れた耐破壊性能を発揮させることができない。したがって、バンド偏析低減処理と高温二相域処理とを組み合わせることにより、６％程度の低いＮｉ量の鋼板に対して−１６０℃における優れた耐破壊性能（母材の靭性およびアレスト性）を付与することができる。第３の熱加工処理（高温二相域処理）の温度管理は、逆変態オーステナイトの分率やオーステナイト中への溶質の拡散に影響するため極めて重要である。加熱温度が６００℃を下回ったり、７５０℃を超えたりすると、残留オーステナイトの量が２％未満になるため、母材の靭性及びアレスト性が低下する。よって、高温二相域処理における加熱温度は、６００℃以上かつ７５０℃以下である。また、加熱温度が６５０℃以上かつ７００℃以下の場合には、耐破壊性能の向上が一層顕著である。そのため、高温二相域処理の温度は、６５０℃以上かつ７００℃以下であることが好ましい。この第３の熱加工処理では、第２の熱加工処理後の鋼を上記加熱温度に加熱後、水冷あるいは空冷を行う。ここでは、水冷は、鋼板の１／４ｔ部での冷却速度が３℃／ｓ超の冷却である。水冷の冷却速度の上限は、特に制限されない。

次に、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）について説明する。この熱加工処理によって、溶質元素の偏析比を低減させるとともに、残留オーステナイトを鋼中に均一分散させて、溶接継手の靭性及びアレスト性と、母材のアレスト性とを高めることができる。第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）では、高温、かつ長時間の熱処理を行う。本発明者らは、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）の加熱温度と保持時間との組み合わせがＮｉ偏析比に与える影響を調査した。その結果、図３に示すように、１／４ｔ部のＮｉ偏析比が１．３以下であり、かつ深冷後オーステナイト不均一指数が５以下である鋼板を得るためには、１２５０℃以上の加熱温度で８時間以上保持する必要があることを見出した。よって、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）の加熱温度は、１２５０℃以上であり、保持時間は、８時間以上である。なお、加熱温度を１３８０℃以上、保持時間を５０時間にすると、生産性が大幅に低下するため、加熱温度を１３８０℃以下に制御し、保持時間を５０時間以下に制限する。なお、加熱温度を１３００℃以上にしたり、保持時間を３０時間以上にしたりすると、Ｎｉ偏析比とオーステナイト不均一指数とが一層低減する。そのため、加熱温度は、１３００℃以上であることが好ましく、保持時間は、３０時間以上であることが好ましい。この第１の熱加工処理では、上記鋼成分の鋼片を上記条件で加熱保持後、空冷を行う。この空冷から第２の熱加工処理（焼き入れ処理）に移行する温度が３００℃超であると、変態が完了せず材質が不均一になる。そのため、空冷から第２の熱加工処理（焼き入れ処理）に移行する時点の鋼片の表面温度（空冷の終了温度）は、３００℃以下である。この空冷の終了温度の下限は、特に制限されない。例えば、空冷の終了温度の下限は、室温であってもよく、−４０℃であってもよい。なお、加熱温度は、スラブ表面の温度であり、保持時間は、スラブ表面が設定された加熱温度に到達して、３時間経過した後に、保持された時間である。また、空冷は、鋼板の１／４ｔ部の温度が８００℃から５００℃の間における冷却速度が３℃／ｓ以下の冷却である。この空冷において、８００℃超または５００℃未満での冷却速度は、特に制限されない。生産性の観点から、空冷の冷却速度の下限は、例えば、０．０１℃／ｓ以上であってもよい。

次に、第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）について説明する。この第２の熱加工処理では、加熱と、熱間圧延（第２の熱間圧延）と、制御冷却とを行う。これらの処理によって焼き入れ組織を生成させて強度を増大させ、組織を微細化することができる。加えて、加工歪みの導入を通じた微細な安定オーステナイトの生成によって、溶接継手の不安定破壊抑止特性を高めることができる。微細な安定オーステナイトを生成させるためには、圧延温度の制御が重要である。熱間圧延における最終１パス前の温度が低くなると、鋼中の残存歪みが大きくなり、残留オーステナイトの平均円相当径が小さくなる。本発明者らは、残留オーステナイトの平均円相当径と最終１パス前の温度との関係を調査した結果、最終１パス前の温度を９００℃以下に制御することによって平均円相当径が１μｍ以下になることを見いだした。また、最終１パス前の温度が６６０℃以上であると、生産性を低下させることなく、効率よく熱間圧延を行うことができる。よって、２回目の熱加工処理の熱間圧延における最終１パス前の温度は、６６０℃以上かつ９００℃以下である。なお、最終１パス前の温度を６６０℃以上かつ８００℃以下に制御すると、残留オーステナイトの平均円相当径が一層小さくなるため、最終１パス前の温度は、６６０℃以上かつ８００℃以下であることが好ましい。なお、最終１パス前の温度は、圧延（熱間圧延）の最終パスの噛込（圧延ロールへのスラブの噛込）直前に測定されたスラブ（鋼片）表面の温度である。この最終１パス前の温度は、放射温度計などの温度計により測定することができる。

第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）における熱間圧延前の加熱温度の制御も重要である。本発明者らは、加熱温度を１２７０℃超にすると、深冷後オーステナイトの量が低下し、母材の靭性及びアレスト性が大幅に低下することを見出した。また、加熱温度を９００℃未満にすると、生産性が大幅に低下する。よって、この加熱温度は、９００℃以上かつ１２７０℃以下である。なお、加熱温度を１１２０℃以下にすると、さらに母材の靭性を高めることができる。よって、加熱温度は、９００℃以上かつ１１２０℃以下であることが好ましい。加熱後の保持時間は、特に規定しない。しかしながら、均一加熱と生産性確保との観点から、上記加熱温度での保持時間が、２時間以上かつ１０時間以下であることが好ましい。なお、この保持時間内に上記熱間圧延が開始されてもよい。

第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）における熱間圧延の圧下比も重要である。圧下比が大きくなると、再結晶あるいは転位密度の増大を通じてこの熱間圧延後の組織が微細化され、最終的なオーステナイト（残留オーステナイト）も微細化される。本発明者らは、深冷後オーステナイトの円相当径と圧下比との関係を調査した結果、オーステナイトの平均円相当径を１μｍ以下にするためには、圧下比を２．０以上にする必要があることを見出した。また、圧下比が４０を超えると、生産性が大幅に低下する。よって、第二の熱加工処理における熱間圧延の圧下比は、２．０以上かつ４０以下である。なお、第二の熱加工処理における熱間圧延の圧下比が１０以上である場合には、オーステナイトの平均円相当径がさらに減少する。そのため、圧下比が１０以上かつ４０以下であることが好ましい。なお、熱間圧延の圧下比は、圧延前の板厚を圧延後の板厚で除した値である。

第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）における熱間圧延後、直ちに制御冷却を行う。本発明においては、制御冷却は、組織制御のために制御された冷却を意味し、水冷による加速冷却と、板厚が１５ｍｍ以下の鋼板に対する空冷による冷却とを含むものとする。制御冷却が水冷で行われる場合、この冷却は、２００℃以下で終了することが好ましい。この水冷終了温度の下限は、特に制限されない。例えば、水冷終了温度の下限は、室温であってもよく、−４０℃であってもよい。直ちに制御冷却を行うことにより、焼き入れ組織が生成して、母材の強度を十分に確保できる。なお、ここで、「直ちに」という記載について、圧延の最終パス噛み込みの後、１５０秒以内に加速冷却を開始することが好ましく、１２０秒以内又は９０秒以内に加速冷却を開始することがより好ましい。また、水冷を２００℃で終了すると、より確実に母材の強度を確保することができる。また、水冷は、鋼板の１／４ｔ部での冷却速度が３℃／ｓ超の冷却である。水冷の冷却速度の上限は、特に制限する必要はない。
このように、第２の熱加工処理では、第１の熱加工処理後の鋼片を上記加熱温度に加熱し、最終１パス前の温度を上記温度範囲に制御して上記圧下比で熱間圧延を行い、直ちに制御冷却を行って上記温度まで冷却する。

次に、第４の熱加工処理（低温二相域処理）について説明する。この低温二相域処理では、マルテンサイトの焼き戻しによって母材の靱性が向上する。さらに、この低温二相域処理では、熱的に安定で、かつ微細なオーステナイトが生成し、このオーステナイトが常温でも安定的に存在するため、耐破壊性能（特に、母材の靭性及びアレスト性及び溶接継手の不安定破壊抑止特性）が向上する。低温二相域処理における加熱温度が５００℃を下回ると、母材の靱性が低下する。また、低温二相域処理における加熱温度が６５０℃を超えると、母材の強度が十分でない。よって、低温二相域処理における加熱温度は、５００℃以上かつ６５０℃以下である。なお、低温二相域処理における加熱後、空冷と水冷のどちらの冷却も実施可能である。この冷却では、空冷と水冷とを組み合わせてもよい。また、水冷は、鋼板の１／４ｔ部での冷却速度が３℃／ｓ超の冷却である。水冷の冷却速度の上限は、特に制限されない。また、空冷は、鋼板の１／４ｔ部の温度が８００℃から５００℃の間における冷却速度が３℃／ｓ以下の冷却である。この空冷において、８００℃超または５００℃未満での冷却速度を、特に制限する必要はない。生産性の観点から、空冷の冷却速度の下限は、例えば、０．０１℃／ｓ以上であってもよい。
このように、第４の熱加工処理では、第３の熱加工処理後の鋼片を上記加熱温度に加熱し、冷却を行う。
以上第一の実施形態について、説明を行った。

また、以下に、本発明のＮｉ添加鋼板の製造方法の第二の実施形態を示す。
（第二の実施形態）
この第二の実施形態における第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）では、熱処理（加熱）に引き続いて熱間圧延（第１の熱間圧延）を行うことで溶質の均一性を一層高め、耐破壊性能を著しく向上させることができる。ここでは、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）における加熱温度と、保持時間と、熱間圧延の圧下比と、熱間圧延の圧延温度とを規定することが必要になる。加熱温度と保持時間とに関しては、温度が高いほど、保持時間が長いほど拡散によってＮｉ偏析比が小さくなる。本発明者らは、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）の加熱温度と保持時間との組み合わせがＮｉ偏析比に与える影響を調査した。その結果、１／４ｔ部のＮｉ偏析比が１．３以下である鋼板を得るためには、１２５０℃以上の加熱温度で８時間以上保持する必要があることを見出した。よって、第１の熱加工処理の加熱温度は、１２５０℃以上であり、保持時間は、８時間以上である。なお、加熱温度を１３８０℃以上、保持時間を５０時間にすると、生産性が大幅に低下するため、加熱温度を１３８０℃以下に制限し、保持時間を５０時間以下に制限する。なお、加熱温度を１３００℃以上にしたり、保持時間を３０時間以上にしたりすると、一層Ｎｉ偏析比が低減する。そのため、加熱温度は、１３００℃以上であることが好ましく、保持時間は、３０時間以上であることが好ましい。なお、この保持時間内に熱間圧延が開始されてもよい。

第二の実施形態における第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）では、圧延中および圧延後空冷時にも、偏析低減効果が期待できる。すなわち、再結晶が生じる場合には、粒界移動を通じた偏析低減効果が生じ、再結晶が生じない場合には、高転位密度下での拡散を通じた偏析低減効果が生じる。このため、熱間圧延時の圧下比が大きいほどバンド状Ｎｉ偏析比が減少する。本発明者らは、熱間圧延の圧下比が偏析比に与える影響を調査した結果、１．３以下のＮｉ偏析比を達成するためには圧下比を１．２以上にすると効果的であることを見いだした。また、圧下比が４０を超えると、生産性が大幅に低下する。よって、第二の実施形態では、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）における熱間圧延の圧下比は、１．２以上かつ４０以下である。また、圧下比が２．０以上では、偏析比がより小さくなることから、圧下比は、２．０以上かつ４０以下であることが好ましい。第２の熱加工処理において熱間圧延を行うことを考慮すると、第１の熱加工処理における熱間圧延の圧下比は、１０以下であることがより好ましい。

第二の実施形態における第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）では、熱間圧延における最終１パス前の温度を適正な温度に制御することも非常に重要である。これは、最終１パス前の温度が低すぎると、圧延終了後の空冷時に拡散が進まないためＮｉ偏析比が高くなる。逆に、最終１パス前の温度が高すぎると、再結晶によって急速に転位密度が低下し、圧延終了後の空冷時の高転位密度下での拡散効果が低下し、Ｎｉ偏析比が高くなる。第二の実施形態における第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）の熱間圧延では、鋼中に適度に転位が残存して、かつ拡散が進行しやすい温度域が存在する。本発明者らは、この熱間圧延における最終１パス前の温度とＮｉ偏析比との関係を調査した結果、８００℃未満または１２００℃超でＮｉ偏析比が非常に高くなることを見いだした。よって、第二の実施形態では、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）の熱間圧延における最終１パス前温度は、８００℃以上かつ１２００℃以下である。なお、最終１パス前の温度が９５０℃以上かつ１１５０℃以下では、偏析比の低減効果がさらに大きくなることから、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）の熱間圧延における最終１パス前の温度は、９５０℃以上かつ１１５０℃以下であることが好ましい。この熱間圧延後、空冷を行う。圧延後の空冷によって置換型溶質の拡散がさらに進み、偏析が低減する。なお、この圧延後の空冷から第２の熱加工処理（焼き入れ処理）に移行する温度が３００℃超であると、変態が完了せず材質が不均一になる。そのため、圧延後の空冷から第２の熱加工処理（焼き入れ処理）に移行する時点の鋼片の表面温度（空冷の終了温度）は、３００℃以下である。この空冷の終了温度の下限は、特に制限されない。例えば、空冷の終了温度の下限は、室温であってもよく、−４０℃であってもよい。なお、加熱温度は、スラブ表面の温度であり、保持時間は、スラブ表面が設定された加熱温度に到達して、３時間経過した後に、保持された時間である。圧下比は、圧延前の板厚を圧延後の板厚で除した値である。この第二の実施形態では、圧下比は、各熱加工処理の熱間圧延に対して算出される。また、最終１パス前の温度は、圧延の最終パスの噛込（圧延ロールへのスラブの噛込）直前に測定されたスラブ表面の温度であり、放射温度計などの温度計により測定できる。空冷は、鋼板の１／４ｔ部の温度が８００℃から５００℃の間における冷却速度が３℃／ｓ以下の冷却である。この空冷において、８００℃超または５００℃未満での冷却速度は、特に制限されない。生産性の観点から、空冷の冷却速度の下限は、例えば、０．０１℃／ｓ以上である。
第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）の後、第一の実施形態と同様に、第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）、第３の熱加工処理（高温二相域処理）及び第４の熱加工処理（低温二相域処理）が行われる。したがって、第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）、第３の熱加工処理（高温二相域処理）及び第４の熱加工処理（低温二相域処理）の説明を省略する。

また、以下に、本発明に係るＮｉ添加鋼板の製造方法の第一の実施形態の変形例及び第二の実施形態の変形例を示す。

（第一の実施形態の変形例及び第二の実施形態の変形例）
第一の実施形態の変形例及び第二の実施形態の変形例では、第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）において、熱間圧延と、制御冷却との間に、冷却後再加熱を行う。つまり、熱間圧延後空冷し、その後再加熱を行う。再加熱温度が９００℃超であると、オーステナイトの粒径が増加して母材靭性が低下する。また、再加熱温度が７８０℃未満であると、焼入れ性を確保しにくいため、強度が低下する。このため、冷却後再加熱における再加熱温度は、７８０℃以上かつ９００℃以下とする必要がある。
なお、焼き入れ組織を生成させて、母材の強度を十分に確保するために、この冷却後再加熱を行なった後、速やかに制御冷却を行う。制御冷却が水冷で行われる場合、この冷却は、２００℃以下で終了することが好ましい。この水冷終了温度の下限は、特に制限されない。
これらの変形例では、第一の実施形態及び第二の実施形態と同様に、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）、冷却後再加熱を含む第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）、第３の熱加工処理（高温二相域処理）及び第４の熱加工処理（低温二相域処理）が行われる。したがって、第１の熱加工処理（バンド偏析低減処理）、第３の熱加工処理（高温二相域処理）及び第４の熱加工処理（低温二相域処理）の説明を省略する。

上記第一の実施形態、第二の実施形態またはこれらの変形例により製造した鋼板は、−１６０℃程度での耐破壊性能に優れ、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができる。特に、この製造方法により製造した鋼板は、−１６０℃程度の極低温での耐破壊性能が要求されるＬＮＧタンクでの使用において有効である。
なお、本発明のＮｉ添加鋼板は、図４に概略的に示すような上記実施形態により好適に製造可能であるが、これらの実施形態は、本発明のＮｉ添加鋼板の製造方法の一例を示したに過ぎない。例えば、Ｎｉ偏析比、深冷後オーステナイトの量及び平均円相当径、深冷後オーステナイト不均一指数を上述した適切な範囲に制御可能な方法であれば、本発明のＮｉ添加鋼板の製造方法は、特に制限されない。

種々の化学成分及び製造条件で製造した板厚６ｍｍから５０ｍｍの鋼板について、以下の評価を行った。引張試験により母材の降伏応力及び引張強さを評価し、ＣＴＯＤ試験により母材および溶接継手のＣＴＯＤ値を求めて、母材および溶接継手の靭性を評価した。また、混成ＥＳＳＯ試験により母材および溶接継手のき裂突入距離を求めて、母材および溶接継手のアレスト性を評価した。さらに、溶接継手に対する上述の混成ＥＳＳＯ試験で停止した脆性き裂から不安定延性破壊が発生したか否かを確認し、溶接継手の不安定破壊抑止特性を評価した。鋼板の化学成分を表１に示す。また、鋼板の板厚、Ｎｉ偏析比、深冷後オーステナイトの量、深冷後最小オーステナイト量を表２に示す。さらに、鋼板の製造方法を表３に、母材及び溶接継手の耐破壊性能の評価結果を表４に示す。なお、第１の熱加工処理では、第２の熱加工処理前に３００℃以下まで空冷した。

降伏応力及び引張強さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の金属材料引張試験方法により測定した。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の金属材料引張試験片である。ここで、板厚２０ｍｍ以下の鋼板に対しては、５号試験片を使用し、板厚４０ｍｍ以上の鋼板に対しては、上記１／４ｔ部から採取した１０号試験片を使用した。なお、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように試験片を採取した。降伏応力は、オフセット法で算出した０．２％耐力である。常温で２本の試験を行い、降伏応力及び引張強さについてそれぞれの平均値を採用した。

母材および溶接継手の靱性を、ＢＳ７４４８に準拠したＣＴＯＤ試験によって評価した。Ｂ×２Ｂタイプの試験片を使用し、３点曲げ試験を行った。母材については、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるＣ方向（板幅方向）について評価を行った。溶接継手については、Ｌ方向（圧延方向）についてのみ評価を行った。溶接継手のＣＴＯＤ値の評価においては、疲労き裂の先端が溶接ボンドに相当するように試験片を採取した。−１６５℃の試験温度で、３本の試験を行い、得られた測定データの最低値をＣＴＯＤ値として採用した。ＣＴＯＤ試験結果（ＣＴＯＤ値）については、０．３ｍｍ以上を「合格」と評価し、０．３ｍｍ未満を「不合格」と評価した。

母材および溶接継手のアレスト性を、混成ＥＳＳＯ試験によって評価した。この混成ＥＳＳＯ試験は、圧力技術、第２９巻６号ｐ３４１のＦｉｇ．３に記載の方法に準拠して行われた。なお、負荷応力は、３９２ＭＰａ、試験温度は、−１６５℃とした。この混成ＥＳＳＯ試験では、き裂突入距離が板厚の２倍以下である場合に「合格」と評価し、き裂突入距離が板厚の２倍超である場合に、「不合格」と評価した。図５に、混成ＥＳＳＯ試験後の試験部の亀裂面の一例の部分概略図を示す。亀裂面は、図５中の脆化板（助走板）１と、取付溶接部２と、亀裂突入部３とを合わせた領域であり、亀裂突入距離Ｌは、板厚ｔの方向に垂直な方向における亀裂突入部３（試験部（母材または溶接金属部）４中に突入した亀裂部分）の最大長さである。なお、説明を簡略にするために、図５では、脆化板１及び試験部４の一部のみを記載している。
ここで、混成ＥＳＳＯ試験は、例えば、Ｈ．Ｍｉｙａｋｏｓｈｉ，Ｎ．Ｉｓｈｉｋｕｒａ，Ｔ．Ｓｕｚｕｋｉ ａｎｄ Ｋ．Ｔａｎａｋａ：Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｆｏｒ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｃｏｎｆ．，Ａｔｌａｎｔａ，１９８１，Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｇａｓ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ，Ｔ１５５−Ｔ１６６のＦｉｇ．６の混成ＥＳＳＯ試験の概略図に示されるような試験方法である。

なお、ＣＴＯＤ試験及び混成ＥＳＳＯ試験に使用した溶接継手は、ＳＭＡＷにより作製した。このＳＭＡＷは、３．５〜４．０ｋＪ／ｃｍの入熱量、１００℃以下の予熱およびパス間温度の条件の立向き溶接であった。

溶接継手の不安定延性破壊抑止特性を、上述の溶接継手の混成ＥＳＳＯ試験結果（破断面の変化）から評価した。すなわち、脆性き裂の伝播が停止したのち、再度不安定延性破壊によってき裂が進展した場合、この不安定延性破壊により亀裂が進展した距離（不安定延性破壊発生距離）を記録した。

実施例１〜２６では、化学成分、Ｎｉ偏析比及び深冷後オーステナイトの量が適切であるため、母材及び溶接継手の耐破壊性能がすべて「合格」であった。

比較例１〜１２、１８、２０では、化学成分が適量でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが「不合格」であった。

比較例１３〜１６及び比較例２５、２６では、Ｎｉ偏析比が適切でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが「不合格」であった。これらの比較例では、第一の熱加工処理の条件が適切でなかった。

比較例１７及び比較例２１〜２３では、深冷後オーステナイトの量が適量でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが「不合格」であった。比較例１７、２１及び２２では、第二の熱加工処理の条件が適切でなかった。また、比較例２２及び２３では、第三の熱加工処理の条件が適切でなかった。

比較例２４では、深冷後オーステナイトの平均円相当径が適切でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが「不合格」であった。この比較例２４では、第四の熱加工処理の条件が適切でなかった。

比較例１９では、深冷後オーステナイトの平均円相当径が適切でないため、母材及び溶接継手の耐破壊性能の何れかが「不合格」であった。この比較例１９では、第二の熱加工処理の条件が適切でなかった。
なお、実施例６及び比較例６では、第２の熱加工処理における制御冷却、第３の熱加工処理及び第４の熱加工処理における冷却は、空冷である。同様に、実施例１７及び比較例１７では、第２の熱加工処理における制御冷却は、空冷である。

以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれら実施例に限定されない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。本発明は前述した説明によって限定されることはなく、添付の請求の範囲によってのみ限定される。

６％前後のＮｉ含有量で−１６０℃程度での耐破壊性能に優れた鋼板およびその製造方法を提供することができる。

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３％以上かつ０．１０％以下、
   Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．４０％以下、
   Ｍｎ：０．３％以上かつ１．２％以下、
   Ｎｉ：５．０％以上かつ７．５％以下、
   Ｃｒ：０．４％以上かつ１．５％以下、
   Ｍｏ：０．０２％以上かつ０．４％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、
   Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００５０％以下
   を含有し、
   Ｐ：０．０１００％以下、
   Ｓ：０．００３５％以下、
   Ｎ：０．００７０％以下
   に制限し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   板面から深さ方向に板厚の１／４の距離離れた部位において、質量％基準でＮｉ偏析比が１．３以下であり、深冷後オーステナイトの量が２％以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が５．０以下であり、深冷後オーステナイトの平均円相当径が１μｍ以下である
   ことを特徴とするＮｉ添加鋼板。
   ただし、深冷後オーステナイト不均一指数とは、５×５μｍを１視野としてオーステナイトの面積率を評価するとし、板面から深さ方向に板厚の１／４の距離離れた位置を中心に深さ方向に連続的に当該評価を行い、これら評価したデータのうち、オーステナイトの面積率が最大の値から降順に５点目までのデータの平均を最大面積率、オーステナイトの面積率が最小の値から昇順に５点目までのデータの平均を最小面積率としたとき、前記最大面積率を前記最小面積率で除した値である。
2. さらに質量％で、
   Ｃｕ：１．０％以下、
   Ｎｂ：０．０５％以下、
   Ｔｉ：０．０５％以下、
   Ｖ：０．０５％以下、
   Ｂ：０．０５％以下、
   Ｃａ：０．００４０％以下、
   Ｍｇ：０．００４０％以下、
   ＲＥＭ：０．００４０％以下
   のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のＮｉ添加鋼板。
3. Ｎｉ量が、５．３〜７．３％であることを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉ添加鋼板。
4. 板厚が、４．５〜８０ｍｍであることを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉ添加鋼板。
5. 質量％で、
   Ｃ：０．０３％以上かつ０．１０％以下、
   Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．４０％以下、
   Ｍｎ：０．３％以上かつ１．２％以下、
   Ｎｉ：５．０％以上かつ７．５％以下、
   Ｃｒ：０．４％以上かつ１．５％以下、
   Ｍｏ：０．０２％以上かつ０．４％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、
   Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００５０％以下
   を含有し、
   Ｐ：０．０１００％以下、
   Ｓ：０．００３５％以下、
   Ｎ：０．００７０％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１２５０℃以上かつ１３８０℃以下の加熱温度で８時間以上かつ５０時間以下保持した後３００℃以下まで空冷する第１の熱加工処理を行い；
   前記鋼片を９００℃以上かつ１２７０℃以下に加熱し、最終１パス前の温度を６６０℃以上かつ９００℃以下に制御して２．０以上かつ４０以下の圧下比で熱間圧延を行い、速やかに冷却を開始する第２の熱加工処理を行い；
   前記鋼片を６００℃以上かつ７５０℃以下に加熱した後冷却する第３の熱加工処理を行い；
   前記鋼片を５００℃以上かつ６５０℃以下に加熱した後冷却する第４の熱加工処理を行う；
   ことを特徴とするＮｉ添加鋼板の製造方法。
6. 前記鋼片は、さらに質量％で、
   Ｃｕ：１．０％以下、
   Ｎｂ：０．０５％以下、
   Ｔｉ：０．０５％以下、
   Ｖ：０．０５％以下、
   Ｂ：０．０５％以下、
   Ｃａ：０．００４０％以下、
   Ｍｇ：０．００４０％以下、
   ＲＥＭ：０．００４０％以下
   のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法。
7. 前記第１の熱加工処理では、前記空冷の前に、最終１パス前の温度を８００℃以上かつ１２００℃以下に制御して１．２以上かつ４０以下の圧下比で熱間圧延を行うことを特徴とする請求項５または６に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法。
8. 前記第２の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に冷却し、７８０℃以上かつ９００℃以下で再加熱を行うことを特徴とする請求項５または６に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法。
9. 前記第１の熱加工処理では、前記空冷の前に、最終１パス前の温度を８００℃以上かつ１２００℃以下に制御して１．２以上かつ４０以下の圧下比で熱間圧延を行い、前記第２の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に冷却し、７８０℃以上かつ９００℃以下で再加熱を行うことを特徴とする請求項５または６に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法。

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