JP5059244B1 - Ｎｉ添加鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

このＮｉ添加鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上かつ０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．１２％以下、Ｍｎ：０．３％以上かつ１．０％以下、Ｎｉ：７．５％超かつ１０．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００３０％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の距離離れた部位の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０．５％以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が３．０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。
【選択図】図１

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。

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。昨今の天然ガス需要の増大を背景に、ＬＮＧタンクの大型化に対応するため、タンクの耐破壊特性のさらなる向上が求められている。この耐破壊性能の一つとして、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、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１、特許文献２、特許文献３に開示されている。また、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４、特許文献５、特許文献６に開示されている。しかしながら、上記特許文献１〜６の方法では、製造コストが増大するため、耐破壊性能の要求が高いＬＮＧタンクに低コストで使用することは難しい。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。

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

本発明は、９％前後のＮｉ含有量で−１６０℃程度での耐破壊性能に著しく優れ、かつ廉価な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、９％前後のＮｉ含有量で−１６０℃程度での耐破壊性能に著しく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：０．０４％以上かつ０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．１２％以下、Ｍｎ：０．３％以上かつ１．０％以下、Ｎｉ：７．５％超かつ１０．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００３０％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の距離離れた部位の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０．５％以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が３．０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。

（２）上記（１）に記載のＮｉ添加鋼板は、さらに質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．４％以下、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、板厚が、４．５〜８０ｍｍであってもよい。

（４）本発明の一態様に係るＮｉ添加鋼板では、質量％で、Ｃ：０．０４％以上かつ０．１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．１２％以下、Ｍｎ：０．３％以上かつ１．０％以下、Ｎｉ：７．５％超かつ１０．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００３０％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、直ちに冷却を開始して３００℃以下まで冷却する第２の熱加工処理を行い；前記鋼を５００℃以上かつ６５０℃以下に加熱した後冷却する第３の熱加工処理を行う。

（５）上記（４）に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法では、前記鋼が、さらに質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．４％以下、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。

（６）上記（４）または（５）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。

（７）上記（４）または（５）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３００℃以下まで冷却し、７８０℃以上かつ９００℃以下で再加熱を行ってもよい。

（８）上記（４）または（５）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の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に３００℃以下まで冷却し、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、大きなコスト増大なしに９％前後のＮｉを含むＮｉ添加鋼の靱性、アレスト性及び不安定破壊特性を向上できる。つまり、本発明は、高い水準の耐破壊性能を具備した鋼板およびその製造方法を廉価に提供することが可能であり、産業上の価値が高い。

溶接継手のアレスト性とＮｉ偏析比との関係を示すグラフである。 母材のアレスト性と深冷後オーステナイト不均一指数との関係を示すグラフである。 母材の靭性と深冷後のオーステナイトの量との関係を示すグラフである。 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、９％Ｎｉ鋼（７．５％超かつ１０．０％以下のＮｉを含む鋼）に高温の二相域熱処理を行うことなく、−１６０℃程度での耐破壊性能、特にアレスト性を高温での二相域熱処理した鋼材と同等の水準まで向上させる方法を鋭意検討した。
この検討の結果、鋼板内部の合金元素の不均一性が、母材及び溶接継手のアレスト性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、９％Ｎｉ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（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伝播停止性能（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部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、母材および溶接継手のアレスト性を大幅に向上することに成功した。
この具体的な条件については、後述する。

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。

Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、Ｃ量を０．０４％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０．０４％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０．０５％又は０．０６％に制限してもよい。母材の靭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％に制限してよい。

Ｓｉの量は、本発明において重要である。Ｓｉを０．１２％以下に低減すると、焼戻し脆化感受性が低下して母材の靭性及びアレスト性が向上する。そのため、Ｓｉ量の上限を０．１２％にする。一方、Ｓｉ量を０．０２％未満にすると、精錬負荷が著しく高くなる。よって、Ｓｉ量を０．０２％以上かつ０．１２％以下に制限する。なお、Ｓｉ量を０．１０％又は０．０８％以下にすると、母材の靭性及びアレスト性が一層向上するため、Ｓｉ量の上限を０．１０％又は０．０８％以下にすることが好ましい。

Ｔ・Ｏは、不可避的に鋼中に含まれ、その量は、本発明において重要である。Ｔ・Ｏを０．００３０％以下まで低減することによって、母材の靭性及びアレスト性と、溶接継手の靭性とを著しく向上させることができる。このため、Ｔ・Ｏ量を０．００３０％以下に制限する。一方、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。よって、Ｔ・Ｏ量を０．０００１％以上かつ０．００３０％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。

Ｍｎは、強度増大に有効な元素である。そのため、鋼中に最低でも０．３％以上のＭｎが必要である。逆に、鋼中に１．０％を超えるＭｎが含まれると、焼戻し脆化感受性が高くなって耐破壊性能が低下する。よって、Ｍｎ量を０．３％以上かつ１．０％以下に制限する。なお、Ｍｎ量の低減により焼戻し脆化感受性を抑制するために、Ｍｎ量の上限を０．９５％、０．９％又は０．８５％に制限しても良い。より強度を確保する必要がある場合には、Ｍｎ量の下限を０．４％、０．５％、０．６％又は０．７％に制限してもよい。

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０．００１０％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、０．００１０％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。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。

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０．０００１％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。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。

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７．５％以下では、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１０．０％を超えると、製造コストが増大する。よって、Ｎｉ量を７．５％超かつ１０．０％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７．７％、８．０％又は８．５％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９．８％又は９．５％に制限してもよい。

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。

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。

Ｃｒは、強度増大に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。そのため、鋼中に０．０１％以上のＣｒが含まれることが好ましい。逆に、鋼中に１．５％を超えるＣｒが含まれると、溶接継手の靭性が低下する。よって、Ｃｒを添加する場合には、Ｃｒ量を０．０１％以上かつ１．５％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、Ｃｒ量の上限を１．３％、１．０％、０．９％又は０．８％に制限してもよい。なお、合金コストの低減のためには、Ｃｒの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｃｒの下限は０％である。

Ｍｏは、焼戻し脆化感受性を増加させずに強度を高めるために有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。Ｍｏ量が０．０１％未満では、強度増大の効果が小さく、Ｍｏ量が０．４％を超えると、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を添加する場合には、Ｍｏ量を０．０１％以上かつ０．４％以下に制限することが好ましい。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。なお、合金コストの低減のためには、Ｍｏの意図的添加を行わないことが望ましく、Ｍｏの下限は０％である。

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。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、Ｃａ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：Ｓｃ、Ｙ、ランタノイドの１７元素から選択される少なくとも１種）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、本発明に係る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など溶質元素のバンド状ミクロ偏析の低減が母材と溶接継手のアレスト性の向上に有効である。バンド状ミクロ偏析は、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、バンド状ミクロ偏析（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、このバンド状ミクロ偏析は、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、鋼板表面から板厚中心（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（板厚中心方向、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１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。母材の混成ＥＳＳＯ試験を行った結果、図２に示すような母材のアレスト性と深冷後オーステナイト不均一指数との関係が得られた。この図２に示すように、深冷後オーステナイト不均一指数が３を超えると、母材のアレスト性が低下する（試験板への脆性き裂の突入距離が板厚の２倍以上になる）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３．０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。図３に、ＣＴＯＤ試験によって得られた母材の靭性（ＣＴＯＤ値）と深冷後のオーステナイトの量との関係を示す。この図３に一例として示されるように、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０．５％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、０．５％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が０．５％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１時間深冷し、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１時間保持する処理を、深冷処理という。

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０．５％以上かつ２０％以下、かつ不均一指数が１．０以上かつ３．０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（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。加えて、本発明のＮｉ添加鋼板の製造方法の第三の実施形態に示すように、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、後述するように制御冷却前に、再加熱処理を行ってもよい。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（鋼）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し、深冷後も安定な残留オーステナイトを鋼中に均一分散させて、母材及び溶接継手のアレスト性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偏析比とオーステナイト不均一指数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以下であり、かつ深冷後オーステナイト不均一指数が３以下の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（熱間圧延および制御冷却処理）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（熱間圧延および制御冷却処理）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、特に制限する必要はない。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、加熱温度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。

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、第２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オーステナイト量を確保するために重要である。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、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２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２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、直ちに鋼板（鋼）の制御冷却を行う。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、特に制限する必要はない。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。鋼板の表面温度が変態開始温度Ａｒ３以下になると、鋼板表層近傍の強度又は靭性が低下する懸念がある。このため、鋼板の表面温度がＡｒ３以上の温度から冷却を開始することが好ましい。また、水冷を２００℃以下で終了すると、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。制御冷却が空冷で行われる場合、第２の熱加工処理の冷却終了温度（つまり、第３の熱加工処理のために再加熱を開始する温度）を２００℃以下とすることが好ましい。
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う。

次に、第３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、特に制限する必要はない。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。第３の熱加工処理の水冷の冷却終了温度は、特に規定する必要はないが、５００℃以下又は３００℃以下としても差し支えない。
このように、第３の熱加工処理では、第２の熱加工処理後の鋼板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時間以上にすると、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。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パス前の温度は、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（例えば、Ｎｉ）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（熱間圧延および制御冷却処理）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（熱間圧延および制御冷却処理）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、特に制限する必要はない。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、加熱温度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（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）及び第３の熱加工処理（低温二相域処理）の説明を省略する。
以上、第二の実施形態について、説明を行った。

また、以下に、本発明に係るＮｉ添加鋼板の製造方法の第三の実施形態を示す。
（第三の実施形態）
この第三の実施形態における第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）では、加熱及び熱間圧延の後制御冷却を行う代わりに、加熱、熱間圧延及び空冷の後再加熱と制御冷却とを行うことができる。生産性の観点からは、熱間圧延後、空冷することが好ましい。本発明者らは、再加熱温度が９００℃以下の場合に、組織を微細化することができ、母材の靭性及びアレスト性が優れることを見出した。また、再加熱温度を低下させると、生産性が低下することがある。しかしながら、再加熱温度が７８０℃以上であれば、生産性を十分確保できる。よって、第三の実施形態では、第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）の再加熱温度は、７８０℃以上かつ９００℃以下である。この再加熱後、直ちに制御冷却を行う。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、母材の強度を確保できる。また、上述のように、制御冷却が水冷による加速冷却で行われる場合、この水冷を２００℃以下で終了すると、より確実に母材の強度を確保することができる。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。なお、ここで、「直ちに」という記載について、再加熱の後、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。鋼板の表面温度が変態開始温度Ａｒ３以下になると、鋼板表層近傍の強度又は靭性が低下する懸念がある。このため、鋼板の表面温度がＡｒ３以上の温度から冷却を開始することが好ましい。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、特に制限する必要はない。第２の熱加工処理において、７８０℃から９００℃へ再加熱する前の冷却終了温度（つまり、再加熱を開始する温度）は、特に規定する必要はないが、３００℃以下又は２００℃以下としてもよい。
この第三の実施形態では、第一の実施形態または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）を行った後、上記第２の熱加工処理（熱間圧延および制御冷却処理）を行う。さらに、第一の実施形態と同様に、第３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）及び第３の熱加工処理（低温二相域処理）の説明を省略する。
以上、第三の実施形態について、説明を行った。

上記第一の実施形態、第二の実施形態または第三の実施形態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、特に制限する必要はない。

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、母材及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、母材及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及び表２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、深冷後オーステナイト不均一指数及び深冷後オーステナイトの平均円相当径を表３及び表４に示す。さらに、鋼板の製造方法を表５及び表６に、母材及び溶接継手の耐破壊性能の評価結果を表７及び表８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。第２の熱加工処理では、第３の熱加工処理のための場合を含むすべての再加熱の前に、２００℃以下まで鋼を冷却した。

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１〜１５及び実施例１７〜２８では、化学成分、Ｎｉ偏析比及び深冷後オーステナイトの条件（量、不均一指数、平均円相当径）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１〜９、１２〜１４、１６〜１７、１９〜２０、２２、２７及び２８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１０、１１、２５及び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。特に、比較例１０、１１及び２５では、深冷後オーステナイト不均一指数も適切ではなかった。

比較例１８及び２１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。これらの比較例１８及び２１では、第二の熱加工処理及び第三の熱加工処理の条件が適切ではなかった。

比較例１５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１５では、第二の熱加工処理の条件が適切ではなかった。

なお、実施例１、８、１３、２１及び比較例１、８、１３、２１では、第２の熱加工処理における制御冷却は、空冷である。同様に、実施例２、４、６、９、１４、１７、２０、２３、２６以外の実施例及び比較例２、４、６、９、１４、１７、２０、２３、２６以外の比較例では、第３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。

９％前後のＮｉ含有量で−１６０℃程度での耐破壊性能に著しく優れ、かつ廉価な鋼板およびその製造方法を提供することができる。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０４％以上かつ０．１０％以下、
   Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．１２％以下、
   Ｍｎ：０．３％以上かつ１．０％以下、
   Ｎｉ：７．５％超かつ１０．０％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、
   Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００３０％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の距離離れた部位の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０．５％以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が３．０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。
2. さらに質量％で、
   Ｃｒ：１．５％以下、
   Ｍｏ：０．４％以下、
   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. 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。
4. 質量％で、
   Ｃ：０．０４％以上かつ０．１０％以下、
   Ｓｉ：０．０２％以上かつ０．１２％以下、
   Ｍｎ：０．３％以上かつ１．０％以下、
   Ｎｉ：７．５％超かつ１０．０％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上かつ０．０８％以下、
   Ｔ・Ｏ：０．０００１％以上かつ０．００３０％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、直ちに冷却を開始して３００℃以下まで冷却する第２の熱加工処理を行い；
   前記鋼を５００℃以上かつ６５０℃以下に加熱した後冷却する第３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。
5. 前記鋼が、さらに質量％で、
   Ｃｒ：１．５％以下、
   Ｍｏ：０．４％以下、
   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４に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法。
6. 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４または５に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法。
7. 前記第２の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に３００℃以下まで冷却し、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４または５に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法。
8. 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３００℃以下まで冷却し、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４または５に記載のＮｉ添加鋼板の製造方法。

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