JP5126780B2 - 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼 - Google Patents

Description

本発明は、極低温下で使用することを前提とした鋼に関する。より具体的には、極低温貯槽タンク等の製作において、溶接を実施した場合の構造物全体の破壊安全性向上に寄与する鋼に関する。

ＬＰＧ、ＬＮＧなどを貯蔵する極低温貯槽タンクを製造するための鋼には、安全性確保の面から優れた破壊靱性が要求される。ここで、極低温とは、ＬＰＧ、ＬＮＧなどの液体の温度域、すなわち−60℃以下の温度を意味する。本発明は、特に−165℃のLNG温度で使用される鋼を主なターゲットとしている。

例えば、ＬＮＧタンクに使用される９％Ｎｉ鋼（本明細書では、成分含有量についての「％」は「質量％」を意味する）においては、ＬＮＧ温度(−165℃)における母材および溶接継手の脆性破壊伝播停止特性 (以下「アレスト特性」という) などが求められる。母材特性の改善については、Ｐ、Ｓをはじめとする不純物の低減、Ｃの低減、３段熱処理法、即ち、焼入れ(Q) 、２相域焼入れ(L) および焼戻し(T)からなる熱処理、などの様々な改善が行われてきた。

溶接継手の破壊安全性を考える時、鋼材の溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」と記すことがある）の破壊靭性の確保は、極めて重要である。９%Ｎｉ鋼においても、これまでに溶接熱影響部の靭性に着目した研究例は多数ある。例えば、特許文献１には、溶接熱影響部の靭性に優れた低温用鋼の製造方法として、ＳｉとPを低下させる発明が開示されている。この特許文献では、Ｓｉの低減はマルテンサイトラスの微細化とともに有効結晶粒の微細化を通して靭性向上に効果があるとしている。

特許文献２に開示される９％Ｎｉ鋼の製造方法では、Ｎｉ含有量が７．５〜１０．０%の鋼のＳｉを０．１０%以下とすることにより熱影響部靭性を改善している。しかし、その特許文献には、さらに鋼材を厚肉にするためには、Ｍｏの適量添加が必要であると記載されている。

特許文献３には、Ｎｉ含有量が８．５〜９．５%の低温用鋼のＳｉを０．０１〜０．１０％に低減することで熱影響部靭性を確保することが可能であることが示されている。その理由はＳｉの低減により島状マルテンサイトが減少するためである旨記載されている。
特開昭61−238911号公報 特開平4−371520号公報 特開平7−126749号公報

しかしながら、上記の各特許文献に開示される発明には下記の問題点が残る。まず、特許文献１では、熱影響部靭性の評価を「入熱25kJ/cmで２層溶接したときの板厚中心部の熱履歴相当の熱サイクルを与えたときの再現HAZシャルピー」で評価している。また、特許文献２では、「X開先のフュージョンラインにノッチ加工を施したCTOD試験」にて評価を行い、特許文献３では、CTOD評価を行っていることは明確であるが、ノッチ位置と本発明で改善対象とするＴoe位置との関係が不明である。

確かに、通常の溶接部評価では、板厚中心部や１／４ｔ部（板厚ｔの１／４の厚さの部分）のシャルピー試験、またはフュージョンライン（以下、ＦＬと記すことがある）にノッチを加工したCTOD試験にて評価するのが一般的である。しかしながら、９%Ｎｉ鋼の場合には、最も破壊靭性の低下が問題になる箇所は、溶接止端部（以下「Ｔoe部」と記す）であることが、多数の実験結果から新たに判明した。Ｔoe部のCTOD特性については、これまでに頒布されている文献のなかには、有用な情報を提供するものはない。

一般に、９%Ｎｉ鋼の溶接継手の作製には、高い低温靭性を有するオーステナイト系の溶接材料を用いる。したがって、フュージョンラインのCTOD特性は、荷重負荷時の亀裂先端領域においては溶金組織中で塑性変形が先行し、CTOD値が向上するという現象が見られる。これについては、例えば、非特許文献１にも一般的なアンダーマッチ継手の問題として、解析的に明らかにされている。
佐藤ら「力学的性質の急変部に切欠きをもつ材の塑性変形挙動とき裂開口変位」（溶接学会誌、第52巻、第２号、pp.86-93、(1983)）

しかしながら、Ｔoe部においては、溶接金属の塑性変形の助けは殆ど無く、HAZ靭性そのもののCTOD評価ということになり、極めて厳しい状況となる。９%Ｎｉ鋼の継手の脆性破壊発生特性の評価の中では、このＴoeノッチCTOD試験が最も厳しいものであり、本発明者らは、この特性に着目し、種々実験を行い、高靭化法の確立を図ったのである。

本発明の目的は、溶接熱影響部の低温靱性に優れ、極低温で使用する溶接構造物の構成部材として有用であり、その構造物の破壊安全性を高める低温用鋼を提供することにある。

本発明者らは、上記の目的を達成するために、Ｔoe部の熱影響部組織における冶金学的な調査を行った結果、以下の結論を得るに到った。

(1) ９％Ｎｉ鋼のＴoe部の熱影響部組織の中で再熱を受けないCGHAZ(Coarse
Grain Heat Affected Zone)の組織は、ほぼ全部がマルテンサイト組織である。

(2) Ｔoe部の熱影響部の靭性を向上させるためには、この溶接熱サイクルを受けたままのマルテンサイト組織の改善が必要である。

(3) 鋼種によっては、溶接熱履歴による冷却中にオートテンパー効果が起こり、マルテンサイトラス内に微細なセメンタイトが析出している様子が認められ、その鋼種は靭性に優れる。

(4) マルテンサイトのオートテンパーを加速するためにはＳｉを低減すること、およびＡｌを低減することを併せて実施しなければならない。

(5) Ｎ（窒素）含有量の増加は、硬質介在物の増加に直結し、Ｔoe部の熱影響部の靭性劣化をもたらす。そのため、基本的にはＮを低減する必要がある。しかしながら、ＮはAlＮの形成を通してＨＡＺ組織の微細化にも効果を示すため、最低限の含有は必要である。

(6) 通常、極低温貯蔵タンクを製造する際には、厚み１０ｍｍ以上の鋼材が用いられ、多数パスの溶接が必須となる。Ｔｏｅ部のＨＡＺ組織は最終パスによる熱影響を受けた場所であるため、後続パスによるオートテンパー効果が期待できない。オートテンパー効果は過飽和にＣを固溶した焼入れままのマルテンサイトからのセメンタイトの析出量を測定することにより評価が可能である。

(7) 溶接後のセメンタイト量は、溶接を実際に行わないと、その量を確認することができない。しかし、実際の溶接に相当する再現熱サイクルを付与した後の組織の中のセメンタイト量を確認すれば、溶接後の組織中のセメンタイト量を推測できる。このセメンタイト量は、抽出残さ法で得られた残さの中のＦｅを分析することで把握できる。

本発明は、上記の知見を基礎としてなされたもので、具体的には下記の溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた極低温用鋼を要旨とする。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｎｉ：７．５〜９．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００１５〜０．００４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物のうちＳｉが０．１％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．００８％以下であるとともに、下記の(a)式で示される値が０．６５％以下であることを満足する化学組成を有し、かつ、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖE _-196 がＪ２５０Ｊ以上の極低温用鋼であって、常温から１４００℃まで４０秒で等速昇温し、１４００℃で５秒間保持した後、１０００℃までを２３秒で、８００℃までを２８秒で、６００℃までを６０秒で、４００℃までを１３０秒で、１５０℃までを２５０秒で冷却し、その後放冷する再現熱サイクル試験後に、抽出残さ法により抽出した残さ中のＦｅ含有量が０．００２％以上かつ０．０５％以下であることを特徴とする極低温用鋼。
記
３Ｓｉ＋５Ａｌ＋５０Ｎ ・・・・(a)
ただし、(a)式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。

（２）Ｆｅの一部に代えて、さらに質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）の極低温用鋼。

（３）Ｆｅの一部に代えて、さらに質量％で、Ｎｂ：０．１％以下およびＴｉ：０．１％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）の極低温用鋼。

（４）Ｆｅの一部に代えて、さらに質量％で、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかの極低温用鋼。

本発明において鋼の化学組成を上述のように規定した理由について、以下に詳述する。なお、鋼材の成分含有量についての「％」は「質量％」である。

Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは、母材の強度確保を目的に添加する。その含有量が０．０１％未満では必要な強度が確保できないだけでなく、ＣＧＨＡＺでのラス形成が不十分になって、あらゆる位置のＨＡＺ靭性が低下する。一方、その含有量が０．１２％を超えると、マルテンサイトの硬さが上昇し、ＨＡＺの靭性が低下する。

Ｍｎ：０．４〜２％
Ｍｎは、脱酸剤、母材の強度と靭性確保およびＨＡＺの焼入性確保のために添加する。その含有量が０．４％より少ないとこれらの効果が得られないだけでなく、ＨＡＺにフェライトサイドプレートが生成してラス形成が不十分になり、溶接部の靭性が低下する。一方、２％を超える過剰なＭｎは、中心偏析による板厚方向での母材特性の不均一をもたらす。

Ｎｉ：７．５〜９．５％
Ｎｉは、極低温用鋼としての靭性確保のために添加する最も基本的な元素である。その含有量を７．５％以上にすると焼入性向上効果も得られるので、含有量の下限を７．５％とする。より望ましい含有量は８．０％以上である。一方、９．５％を超えると合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られないので、上限は９．５％とする。

Ａｌ：０．００２〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として作用する。本発明鋼の場合、Ｓｉと同様にマルテンサイトのオートテンパーを遅延させる働きを有するため、添加量はできるだけ少ない方が望ましい。しかしながら、その含有量が０．００２％未満では充分な脱酸効果が得られない。一方、０．０５％を超える過剰なＡｌは、後述するＳｉと同様に、溶接後の冷却過程において過飽和にＣを固溶したマルテンサイトからのセメンタイトへの分解析出反応を抑制し、溶接部の靭性を低下させる。したがって、Ａｌの適正な含有量は０．００２〜０．０５％である。

Ｎ：０．００１５〜０．００４％
鋼中のＮは、析出物の生成を通してＨＡＺ靭性の悪化原因となる。したがって、Ｎは０．００４％以下でなければＨＡＺの靱性が劣化するのを避けることができない。一方、AlＮの形成を通じてＨＡＺ組織の微細化にも効果があるため、０．００１５％以上の含有は必要である。

本発明鋼の一つは、上記の成分のほか、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼である。ただし、不純物のなかのＳｉ、ＰおよびＳは下記のように規制する必要がある。

Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは、基本的には脱酸剤として添加するが、本発明鋼の場合、Ｓｉは焼入れのままのマルテンサイトの焼戻し過程と大いに関連がある。０．１％を超える過剰なＳｉは、溶接後の冷却過程において過飽和に固溶しているマルテンサイト中からのセメンタイトへの分解析出反応を抑制してオートテンパーを遅延させる。また、島状マルテンサイトを増加させ、溶接部の靭性を低下させる。よって、Ｓｉ含有量は０．１％以下とした。なお、溶接部の靭性向上のためには、Ｓｉ含有量はできるだけ少ない方がよい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。その含有量が０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため０．０５％以下とする必要がある。

Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。したがって、含有量の上限を０．００８％とする。Ｓは少ないほど好ましい。

本発明鋼の他の一つは、これまでに述べた成分に加えて、下記の第１群から第３群までの少なくとも１群から選んだ少なくとも１種の成分を含む鋼である。
第１群・・・Ｃｕ：２％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下
第２群・・・Ｎｂ：０．１％以下およびＴｉ：０．１％以下
第３群・・・Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下。

以下、これらの成分の作用効果と含有量の限定理由を述べる。なお、第１群の成分は主に鋼の強度向上に寄与する成分、第２群の成分は主に鋼の靱性向上に寄与する成分、第３群の成分は主にＳやＯ（酸素）の固定によって結晶粒の微細化等に寄与する成分である。

Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、Ｃｕには鋼の強度を上げる作用があるので、母材の強度確保を目的として必要に応じて添加してもよい。添加する場合、望ましい含有量の下限は０．１％である。ただし、Ｃｕの含有量が２％を超えると、Ａc_３変態点以下に加熱されたＨＡＺの靭性を劣化させる。

Ｃｒ：１％以下
Ｃｒも本発明鋼では必須ではない。しかし、Ｃｒは鋼の耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高めるのに有用であるから、必要に応じて含有させてもよい。添加する場合、望ましい含有量の下限は０．２％である。ただし、含有量が１％を超えると、他の成分条件を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる。また、耐炭酸ガス腐食性を向上させる効果も飽和する。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏも本発明鋼では必須ではない。しかし、Ｍｏには、母材の強度と靱性を向上させる効果があるので、その効果を得たいときには添加してもよい。添加する場合、望ましい含有量の下限は０．０２％である。一方、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、特にＨＡＺの硬度が高まり、靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。

Ｖ：０．１％以下
Ｖも本発明鋼では特に添加しなくてもよい。しかし、Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を向上させるので、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、望ましい含有量の下限は０．００５％である。一方、０．１％を超えると母材の性能向上効果が飽和し、靱性劣化を招く。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂも本発明鋼では特に添加しなくてもよい。しかし、Ｂには、母材の強度を向上させる効果があるので、その効果を得たいときには添加してもよい。添加する場合、望ましい含有量は０．０００３％以上である。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、粗大な硼化物の析出を招いて靭性を劣化させる。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、組織を微細化して低温靭性を向上させる作用を有する元素であるから、母材の強度と低温靭性の確保を目的に必要に応じて添加する。添加する場合、望ましい含有量の下限は０．００５％である。一方、０．１％を超える過剰なＮｂは、粗大な炭化物、窒化物を形成し、靭性を低下させる。

Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは主に脱酸元素として利用する。Ｔｉは、本発明鋼には特に入れなくてもよいが、Ｔｉを添加すると、Ａｌ、ＴｉおよびＭｎを含む酸化物相が形成され、これが組織の微細化に寄与する。添加する場合の望ましい含有量の下限は０．００５％である。一方、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接の熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。したがって、Ｔｉ含有量は０．１％以下でなくてはならない。

Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは鋼中のＳと反応して溶鋼中で酸・硫化物（オキシサルファイド）を形成し、この酸・硫化物はＭｎＳなどと異なって圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用がある。この効果を期待する場合には添加してもよい。その場合の望ましい含有量の下限は０．０００２％である。一方、Ｃａの含有量が０．００４％を超えると靱性の劣化を招くことがある。

Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇも本発明鋼には特に入れなくてもよい。しかし、Ｍｇは微細なＭｇ含有酸化物を生成させ、オーステナイト粒の微細化に効果がある。この効果を得るべく添加する場合、望ましい含有量の下限は０．０００２％である。一方、Ｍｇの含有量が０．００５％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。

ＲＥＭ：０．００２％以下
ＲＥＭも本発明鋼には特に入れなくてもよい。しかし、ＲＥＭは、溶接熱影響部の組織の微細化や、Ｓの固定に寄与する。したがって、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、望ましい含有量の下限は０．０００５％である。一方、過剰なＲＥＭは、介在物となって鋼の清浄度を低下させる。ただし、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、０．００２％以下であれば含有させても母材の靱性の低下は許容できる。なお、ＲＥＭとはランタニド元素にＳｃおよびＹを加えた１７種の元素を意味する。

(a)式で定義される値：０．６５％以下
本発明の鋼は、上記の化学組成を有するとともに下記の(a)式で規定されるＳｉ、ＡｌおよびＮの総量が０．６５％以下であることをも特徴とする。すなわち、本発明鋼は、Ｓｉ量の３倍とＡｌ量の５倍とＮ量の５０倍の和が０．６５％以下であるという条件を満足する必要がある。
３Ｓｉ＋５Ａｌ＋５０Ｎ・・・・(a)
なお、前記のとおり、(a)式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。

ＳｉとＡｌは、それぞれの元素の含有量の限定理由で述べたとおり、同様の働きをする。したがって、(a)式にＳｉ量の３倍とＡｌ量の５倍に関する項が含まれる理由も前記のＳｉおよびＡｌの含有量の限定理由と同じである。即ち、ＳｉとＡｌは、溶接後の冷却過程において過飽和にＣを固溶しているマルテンサイト中からのセメンタイトの分解析出反応を抑制して溶接部の靱性を劣化させる。したがって、これらの合計含有量を少なくして上記のセメンタイトの分解析出反応を促し、溶接部のマルテンサイトの靭性を改善するのである。

Ｎの含有量を規制するのは、主に固溶ＮによるＨＡＺ組織の靭性劣化を回避するためである。上記のＳｉとＡｌの規制およびＮの規制の効果は、片方の効果が少ない時には、他方の効果により補うことが可能であるから、両者を同時にパラメータ表示することができる。

(a)式の各元素の係数および(a)式で算出される値の０．６５％という上限値は、多数の実験結果から回帰的に求めた。詳述すれば、この(a)式で算出される値と、本発明で明らかにしている化学成分の限定範囲内の鋼を用いたＴＩＧ溶接継手のＴoe部の限界ＣＴＯＤ値との関係を整理した。その結果、(a)式で算出される値が０．６５％を上回ると、破壊力学的に設定した目標値である限界ＣＴＯＤ値である０．１５ｍｍに到達できず、０．６５％以下であれば、目標を満足することができることが判り、０．６５％という値が臨界的な意義を有していることを見出した。

最後に再現熱サイクル試験後の残さ中のＦｅ含有量について述べる。
再現熱サイクル試験後に、抽出残さ法により抽出した残さ中のＦｅ含有量が０．００２％以上であれば、鋼を溶接した場合のＴoe部を含めた溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性は良好となる。残さ中のＦｅ含有量が０．００２％未満のときは、十分にセメンタイトの析出が進行せず、高いＣＴＯＤ特性を得ることができない。残さ中のＦｅ含有量の上限は定めないが、残さ中のＦｅ含有量が０．０５％を超えると、セメンタイトとマトリックスの界面での歪集中により脆性破壊が助長される。このため、残さ中のＦｅ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。

再現熱サイクル試験では、試験片を下記のヒートパターンで処理する。なお、試験片は１１ｍｍ×１１ｍｍ×６０ｍｍのサイズである。
(1)常温から１４００℃まで４０秒で等速昇温、
(2)１４００℃で５秒間保持、
(3)１０００℃までを２３秒で冷却、
(4)８００℃までを２８秒で冷却、
(5)６００℃までを６０秒で冷却、
(6)４００℃までを１３０秒で冷却、
(7)１５０℃までを２５０秒で冷却し、その後は放冷する。

上記の処理の後、抽出残さ法により残さを抽出し、残さ中のＦｅ含有量を測定する。具体的には、以下の手順で行う。すなわち、まず、上記再現熱サイクルを付加した試験片の均熱部分からサンプルを採取する。その際、表面から全てのスケールを除去する。このサンプルを石油ベンジンにより洗浄した後、サンプルの重量（これをＶ１とする）を測定する。電解液としてテトラメチルアンモニウムクロライド（ＴＭＡＣ）１％、アセチルアセトン１０％を含有するメタノール溶液を用い、同サンプルに表面積１ｃｍ^２当たり２０ｍＡの電流を通電することにより、サンプルを電気分解する。電気分解後のサンプル（残さ）を粗さ０．２μｍのフィルターを通してろ過し、再び重量（これをＶ２とする）を測定する。

硝酸１０ｍｌ、過塩素酸５ｍｌおよび混酸（水５ｍｌ＋硫酸５ｍｌ＋リン酸５ｍｌ）１５ｍｌからなる酸によりサンプル（残さ）を分解する。有機物を除くためにサンプルに白煙処理を施す。さらに酒石酸（２０％）１０ｍｌ、イットリウム溶液（１ｍｇ／ｍｌ）５ｍｌを添加し、サンプルを含む溶液の全量を１００ｍｌとする。最後に、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ）法により残さ溶液に含まれるＦｅ元素の量（Ｘｎ）を測定する。次いで、Ｘｎ／（Ｖ１−Ｖ２）を計算することにより残さ中のＦｅ含有量（溶解させた鉄も含めた全重量中の割合）を求めることができる。

本発明の鋼は、再現熱サイクル試験後のセメンタイト量を確保するため、鋼の組織が細粒化されている必要がある。具体的には、本発明で規定する化学組成を有するスラブを造塊−分塊法や連続鋳造法により製造し、以下に示すような工程を経ることにより、本発明の鋼を製造することができる。

(1)スラブの加熱
鋼の組織の細粒化は、組織の受け継ぎを通じてＴoe部熱影響組織中のマルテンサイトのテンパー効果を促進する働きを持つ。組織が微細化されているということは、セメンタイトの析出サイトである旧オーステナイト粒界やパケット境界などが多く含まれることを意味し、セメンタイトの析出の促進という効果が得られる。スラブの加熱温度を低温化することで顕著な微細化傾向が示されるが、低温にしすぎると所望の板厚までの圧延が困難になるだけでなく、析出物の固溶−析出の挙動が滞ることにより強度不足が生じる。つまり、９００℃未満の加熱温度では所望の板厚までの圧延が困難で、強度不足が顕著化し、また、１１００℃を超える温度では、組織の微細化が進まない。このため、スラブは９００〜１１００℃で加熱する。

(2)圧延
組織微細化のためには、オーステナイトの未再結晶域で累積圧下率５０％以上の圧延を行う。このような圧延を行うことで、オーステナイト中に微細なサブグレインを形成させることができ、マルテンサイト変態後の組織を微細化することができる。

(3)冷却
圧延終了後の冷却は空冷、水冷いずれであってもよい。ここで、冷却開始から少なくとも６００℃まで１０℃／ｓ以上で冷却すれば、仕上げ圧延で導入された格子欠陥（転位）をより多く維持させることができ、最終的な組織は微細化する。

(4)焼戻し
加速冷却後は、場合により７００℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。これにより、強度を調整するとともに、靱性を改善することができる。７００℃を超える温度で焼戻しを行うと強度が低下する。

(5)二相域加熱
母材組織をさらに微細化させるためには、焼戻しの前にフェライトとオーステナイトの二相域に加熱するのが望ましい。その二相域熱処理では、６８０〜８００℃で加熱し、その後、２００℃以下まで５℃／ｓの冷却速度で冷却すればよい。

表１に示す化学組成を有するNo.１からNo.３８までの供試材を溶製し、厚さ３００ｍｍのスラブを準備した。このスラブを１１００℃に加熱した後、圧延終了温度を８００℃として圧延を行った。その後、空冷して常温まで冷却し、再加熱して８１０℃から焼入れした。さらに６８０℃からの中間焼入れを施し、次いで５８０℃で焼戻しを行って、板厚２５ｍｍの厚鋼板を製造した。

表１のNo.３７およびNo.３８の供試材は、上記の厚鋼板の製造方法とは異なり、スラブを１２５０℃に加熱した後、仕上温度９５０℃の再結晶域圧延で圧延を行った。その後、８１０℃から水冷を開始し、常温まで冷却した。さらに、再加熱して５８０℃で焼戻しを施して、板厚２５ｍｍの厚鋼板とした。

得られた各厚鋼板からは、ＪＩＳＺ２２０１に規定される１０号試験片とＪＩＳＺ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を採取し、常温での引張り試験と−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、降伏強さ（ＹＳ：ＭＰａ）および吸収エネルギー（ｖE_-196：Ｊ、ただし３本の試験片による試験の平均値）を測定した。

また、同じ厚鋼板同士を、最大入熱量３０ｋＪ／ｃｍの条件でＴＩＧ溶接にて接合し、その溶接部から、ＢＳ7448-1991に規定されるＢ×Ｂ試験片を採取して−１６５℃の環境下にてＣＴＯＤ試験を実施した。試験片は、ノッチ部がＦＬに接するものと、ＨＡＺ外層線に位置するものとの２種類とし、各々３本ずつ採取し、これら３本の試験片の測定値の平均値で限界ＣＴＯＤ値を評価した。
なお、シャルピー衝撃試験は、測定可能な吸収エネルギー（ｖE_-196）の最大値が２９４Ｊの試験機を用いて実施した。また、ＦＬおよびＨＡＺ外層線は、いずれもナイタルエッチにより確認した。

さらに、各厚鋼板に再現熱サイクル試験を施し、前述した抽出残さ法により残さを抽出して、残さ中のＦｅ含有量を測定した。

表２に以上の試験結果を示す。ノッチ部がＦＬに接するものの限界ＣＴＯＤ値は「限界ＣＴＯＤ（ＦＬ）」の欄に、ノッチ部がＴoeに位置するものの限界ＣＴＯＤ値を「限界ＣＴＯＤ（Ｔoe）」の欄に示した。

表２に示すとおり、化学組成および(a)式で算出される値が本発明で規定する範囲内であり、再現熱サイクル試験後の残さ中のＦｅ含有量が０．００２％以上であるNo.１からNo.３２までの鋼からなる厚鋼板は、良好な母材特性を示すだけでなく、溶接部の限界ＣＴＯＤ値もＦＬ、Ｔoeのいずれの位置においても目標である０．１５ｍｍを大きく上回る良好な特性を示している。

No.３３の鋼からなる厚鋼板は、(a)式で算出される値が本発明の条件を満足し、かつ再現熱サイクル試験後の残さ中のＦｅ量が０．００２％以上であるが、Ｃの含有量が高いため、母材特性には問題ないものの、ＦＬとＴoeの双方の限界ＣＴＯＤ値が低い。
No.３４の鋼からなる厚鋼板は、Ｓｉ含有量およびＮ含有量が本発明で規定するそれぞれの含有量の範囲内になく、(a)式で算出される値も本発明の規定を満足しない。また、残さ中のＦｅ含有量も低い。このため、ＦＬとＴoeの双方の限界ＣＴＯＤ値が低い。

No.３５の鋼からなる厚鋼板は、Ｍｎ含有量が本発明で規定するその含有量の範囲より低い。このため、母材の靭性確保ができず、吸収エネルギーが小さい。加えて、ＦＬとＴoeの双方の限界ＣＴＯＤ値が低い。
No.３６の鋼からなる厚鋼板は、Ａｌ含有量が本発明で規定するＡｌ含有量の範囲を満足せず、(a)式で算出される値も本発明で定める条件を満足しない。また、残さ中のＦｅ含有量も低い。このため、ＦＬとＴoeの双方の限界ＣＴＯＤ値が低い。

No.３７の鋼からなる厚鋼板は、本発明で規定する化学組成および(a)式で算出される値が本発明の規定を満足するものの、再現熱サイクル後の残さ中のＦｅ含有量が０．００１％となった。これは、製造方法が前述のとおり、好適条件を満たしておらず、したがって、母材の微細化が達成されていないからである。その結果、再現熱サイクル後の残さ中のＦｅ含有量が０．００２％未満となり、ＦＬとＴoeの双方の限界ＣＴＯＤ値が低い。

No.３８の鋼からなる厚鋼板は、本発明で規定する化学組成および残さ中のＦｅ含有量を満足するものの、(a)式で算出される値が０．６５％を超えている。そのため、No.３３からNo.３７までの鋼からなる厚鋼板と比較すると、ＦＬおよびＴoeの限界ＣＴＯＤ値は若干高いものの、(a)式で算出される値が０．６５％以下の厚鋼板（No.１〜No.３２）に比較して、限界ＣＴＯＤ値は低い。

本発明の鋼は、溶接部の低温靭性、特にＴoe部のＣＴＯＤ特性に優れている。このため、本発明の鋼を用いれば、安全性の高い溶接構造物を高能率に製造できる。その溶接構造物は、極低温下で使用しても破壊安全性が高い。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｎｉ：７．５〜９．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００１５〜０．００４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物のうちＳｉが０．１％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．００８％以下であるとともに、下記の(a)式で示される値が０．６５％以下であることを満足する化学組成を有し、かつ、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖE _-196 がＪ２５０Ｊ以上の極低温用鋼であって、常温から１４００℃まで４０秒で等速昇温し、１４００℃で５秒間保持した後、１０００℃までを２３秒で、８００℃までを２８秒で、６００℃までを６０秒で、４００℃までを１３０秒で、１５０℃までを２５０秒で冷却し、その後放冷する再現熱サイクル試験後に、抽出残さ法により抽出した残さ中のＦｅ含有量が０．００２％以上かつ０．０５％以下であることを特徴とする極低温用鋼。
   記
   ３Ｓｉ＋５Ａｌ＋５０Ｎ ・・・・(a)
   ただし、(a)式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
2. Ｆｅの一部に代えて、さらに質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の極低温用鋼。
3. Ｆｅの一部に代えて、さらに質量％で、Ｎｂ：０．１％以下およびＴｉ：０．１％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の極低温用鋼。
4. Ｆｅの一部に代えて、さらに質量％で、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかに記載の極低温用鋼。