JP7024877B2 - 鋼材およびその製造方法、ならびにタンク - Google Patents

Description

本発明は、例えば液化ガス貯槽用タンク等の、極めて低温の環境で使用される構造用鋼に供して好適な、鋼材およびその製造方法に関する。また、本発明は、この鋼材を用いたタンクに関する。

液化ガス貯槽用構造物の素材として熱間圧延鋼板を用いるためには、使用環境が極めて低温となることから、鋼板は高強度であることに加えて、低温での靱性に優れることも要求される。例えば、液化天然ガスの貯槽に熱間圧延鋼板を使用する場合は、液化天然ガスの沸点：－１６４℃以下で優れた靱性が確保されている必要がある。鋼材の低温靱性が劣ると、極低温貯槽用構造物としての安全性を維持できなくなる可能性があるため、適用される鋼材に対する低温靱性向上の要求は強い。なお、以降の説明において、－１６４℃以下の極低温域を含めて「低温」と総称する。

この要求に対して、従来、低温で脆性を示さないオーステナイトを鋼板の組織とするオーステナイト系ステンレス鋼や９％Ｎｉ鋼、もしくは５０００系アルミニウム合金が使用されてきた。しかしながら、合金コストや製造コストが高いことから、安価で低温靱性に優れる鋼材に対する要望がある。

そこで、従来の低温用鋼に代わる新たな鋼材として、比較的安価なオーステナイト安定化元素であるＭｎを多量に添加した高Ｍｎ鋼を低温環境の構造用鋼として使用することが、例えば特許文献１に提案されている。

特許文献１には、炭化物の面積分率を５％以下にする等によって、溶接熱影響部において低温靱性を確保する技術が提案されている。

特表２０１５－５０８４５２号公報

特許文献１に記載のオーステナイト系鋼材は、炭化物抑制の観点から溶接熱影響部の冷却速度が１０℃／ｓ以上に限定されている。板厚１０ｍｍ未満の鋼板を１０℃／ｓ以上で冷却した場合、鋼板に反りや歪が発生しやすく、形状矯正などの余分な工程が必要となり生産性が阻害される。一般に、圧延幅方向（Ｃ方向）の低温靱性は、圧延方向（Ｌ方向）の低温靭性に比べて劣る傾向にあるが、このＣ方向の低温靭性について特許文献１では何ら検証されていない。

また、液化ガス貯槽用構造物（例えば、液化ガス貯槽用タンク）は、鋼材を溶接して製造される。液化ガス貯槽用タンク（以下、タンクと称する場合もある。）の内壁には液化天然ガスからの内圧が加わるため、タンクを構成する鋼材には圧延方向（Ｌ方向）および板幅方向（Ｃ方向）だけでなく、タンクを構成する全ての鋼材に対して平行な方向（以下、「全ての方向」と称する場合もある。）にも引張応力が発生する。さらにタンクの溶接部にもＬ方向およびＣ方向の引張応力が発生する。そのため、鋼材をタンクの素材に用いる場合、母材（母材部）および溶接部が、全ての方向、そのなかでもＬ方向およびＣ方向の引張応力による負荷に耐え得る特性を有することが必要である。なお上述したように、本発明では、上記「全ての方向」とは、圧延方向に対して垂直な方向、平行な方向を含む、あらゆる方向を指すものとする。

本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、低温靭性に優れた鋼材およびその製造方法、ならびにタンクを提供することを目的とする。

ここで、上記「溶接熱影響部」とは、一般的な鋼において靱性が低下する部分である溶接熱影響部粗粒域（ＣＧＨＡＺ）を指す。

また、上記「低温靭性に優れた」とは、鋼材において、板厚１／２位置における全ての方向での－１９６℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（vＥ_－１９６）が４１Ｊ以上であることを指す。通常、Ｌ方向およびＺ方向（板厚方向）と比較して、Ｃ方向におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが一番低い値を示す。そのため、本発明では、Ｃ方向の吸収エネルギー（vＥ_－１９６）が４１Ｊであれば「低温靭性に優れた」と称する。なお、上記「４１Ｊ」は、ＩＡＣＳ（国際船級協会連合）が２０１９年現在作成している高Ｍｎ鋼のＬ方向の－１９６℃のスペック案であり、Ｃ方向の吸収エネルギーとして２７Ｊが提案されている。本発明によれば、Ｃ方向のシャルピー衝撃試験においてもＬ方向のスペックを満足できる。

本発明者らは、上記課題を達成するため、オーステナイト鋼材（例えば高Ｍｎ鋼材）を対象に、鋼材（鋼板）の成分組成、ミクロ組織、および製造方法、ならびにこの鋼材を溶接した溶接部の特性を決定する各種要因に関して鋭意研究を行った。その結果、以下のａ～ｄの知見を得た。

ａ．－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを向上させるためには、面心立方構造（ＦＣＣ）において表面原子密度が最も小さい（１１０）[００１]の集合組織の発達を抑制することが重要である。適切な条件で熱間圧延を施し、（１１０）[００１]集合組織強度を１０．０未満に制御することが、吸収エネルギーの向上に有効である。好ましくは、（１１０）[００１]集合組織強度は９．０未満である。

ｂ．高Ｍｎのオーステナイト鋼は、Ｍｎを多量に含有することから、硫化物系介在物が炭素鋼に比べて多く存在する。さらに、硫化物系介在物は圧延方向に伸長するため、一般的にシャルピー衝撃試験のＣ方向破面はＬ方向破面に比べ、硫化物系介在物の面積率が高い。硫化物系介在物は破壊の起点の一要因のため、熱間圧延後、硫化物系介在物の清浄度が１．０％以上の場合、低温靱性の劣化を招く。このことから高Ｍｎ鋼の低温靱性向上には、硫化物系介在物の清浄度を低くすることが有効である。

ｃ．熱間圧延において、適切な条件でクロス圧延を行えば、Ｃ方向においても上記ｂを実現できる。

ｄ．高Ｍｎ鋼は炭素鋼と異なり、溶接時に変態することがないため、溶接後も溶接前のミクロ組織を引き継ぐ。

本発明は、以上の知見にさらに検討を加えてなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ ミクロ組織は、面積率で９５％以上がＦＣＣであり、
板厚１／２位置の（１１０）［００１］集合組織強度が１０．０未満であり、
板厚１／２位置における－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４１Ｊ以上である、鋼材。
［２］ 溶接熱影響部粗粒域における－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４１Ｊ以上である、［１］に記載の鋼材。
［３］ 質量％で、
Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：５．００％以下、
Ｃｒ：７．０％以下、
Ｎ：０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｎｂ：０．００５％未満を含有し、
Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下から選択される１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなる成分組成と、
前記ミクロ組織は、硫化物系介在物の清浄度が１．０％未満である、［１］または［２］に記載の鋼材。
［４］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下
から選択される１種または２種以上を含有する、［３］に記載の鋼材。
［５］ 前記硫化物系介在物はＭｎＳである、［１］～［４］のいずれか１つに記載の鋼材。
［６］ ［１］～［５］のいずれか１つに記載の鋼材の製造方法であって、
鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、（１）式で算出されるクロス圧延比が２０以下、かつ仕上圧延終了温度が７５０℃以上となる条件で熱間圧延を行った後、冷却を行う、鋼材の製造方法。
クロス圧延比＝圧延方向圧延比／圧延直角方向圧延比 ・・・（１）
［７］ ［１］～［５］のいずれか１つに記載の鋼材を溶接したタンクであって、
溶接熱影響部粗粒域における、－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４１J以上である、タンク。

本発明によれば、低温靭性に優れた鋼材およびその製造方法を提供できる。また、本発明の鋼材は、低温環境で使用される鋼構造物（液化ガス貯槽用タンク等）の素材として好適に用いられ、これにより溶接後の母材および溶接熱影響部がともに優れた低温靭性を有するタンクを提供できる。よって、上記鋼構造物の安全性や寿命の向上に大きく寄与することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の製造方法は、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことがないため、経済性にも優れた製造方法を提供することができる。

以下、本発明について詳しく説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

まず、本発明の技術思想について詳細に説明する。

上述したように、安価で低温靱性に優れる鋼材としてオーステナイト鋼材（例えば高Ｍｎ鋼材）がある。この高Ｍｎ鋼材を低温環境で使用される鋼構造物（例えばタンク）の素材として用いるためには、タンクの内壁および溶接部は貯槽するガスの内圧に耐えられる特性、特にＬ方向およびＣ方向だけでなく全ての方向での引張応力による負荷に耐えられる特性を有することが求められている。

高Ｍｎ鋼材（ここでは、Ｍｎ含有量が２０．０～４０．０質量％の鋼板を指す。）はオーステナイト鋼材であるため、脆性破壊は基本的に起こらず、ほとんどが延性破壊である。これに対し、普通鋼（ここでは、常温での結晶構造がＢＣＣである低炭素鋼板を指す。）では、延性破壊は集合組織とは関係なく、また、普通鋼のシェルフエネルギー（最大吸収エネルギー）は２００Ｊ以上、条件によっては３００Ｊを超えることもある。すなわち、普通鋼の吸収エネルギーは十分に大きいため、普通鋼の場合には、脆性破面が形成されなければ吸収エネルギーを問題にする必要がなかった。

本発明者らの研究の結果、高Ｍｎ鋼材は、－１９６℃の超低温でシャルピー衝撃試験を行った場合、延性破壊ではあるものの、Ｌ方向の吸収エネルギーが１００Ｊ程度となり、Ｃ方向の吸収エネルギーが４１Ｊを下回る場合があることが分かった。このことは、高Ｍｎ鋼材を溶接して製造されたタンクの母材および溶接部において、圧延方向に対して垂直の方向に引張の衝撃応力が働いた場合に、破壊しやすいことを意味する。

すなわち、タンクの内壁および溶接部に加わる液化天然ガスの内圧は、Ｌ方向、Ｃ方向、およびタンクを構成する全て鋼材の内側の面（内壁）に平行な方向に発生するので、全ての方向に対して十分な靱性値を有することが必要である。圧延材は、圧延方向に対してＣ方向のシャルピー衝撃試験片を採取した場合に最も靱性が低くなることが知られている。従って、Ｃ方向のシャルピー衝撃試験の靱性値を向上させることが重要である。

なお、「Ｃ方向」とは圧延方向（Ｌ方向）に対して垂直の方向を指す。「Ｃ方向のシャルピー衝撃試験」とはシャルピー衝撃試験片の長手方向がＣ方向に平行であり、ノッチが圧延方向に向いているものを指す。本願の「圧延方向」とは、圧延材を種々の方向に圧延した中で、最も全圧下量が大きな圧延方向を指す。

そこで、本発明者らはこの原因を更に鋭意調査した結果、圧延集合組織（圧延による集合組織）がこのような吸収エネルギーの違いに起因していること、すなわち延性破壊と集合組織との関係を新たに見出した。以下に、延性破壊と集合組織との関係について説明する。

本発明では、シャルピー衝撃試験におけるシャルピー試験片を打つ方向に着目した。シャルピー試験片の長手方向を鋼板の圧延方向となるように採取するＬ方向シャルピー試験片(ただし、ノッチはＣ方向を向いている。)と、シャルピー試験片の長手方向が鋼板の圧延方向に垂直の方向となるように採取するＣ方向シャルピー試験片（ただし、ノッチはＬ方向を向いている。）とを、打つ方向について考えた。

上述したように、（１１０）の集合組織が高くなると、より靱性が低くなる傾向にある。その理由は明らかではないが、後述するように恐らく（１１０）［００１］集合組織が影響していると考えられる。この集合組織は、Ｃ方向には（１００）面が、Ｌ方向には（１１０）面が、それぞれ配向するので、Ｃ方向にノッチを持つＬ方向シャルピー衝撃試験では良い値を得られるが、Ｌ方向にノッチを持つＣ方向シャルピー衝撃試験では悪い値となる。ＪＩＳ規格では、Ｃ方向シャルピー衝撃試験の吸収エネルギー値は２７Ｊ以上と規定されており、低い値で良いことになっている。しかし、タンクを形成した場合には、上述したように、応力は全方向にかかるのでＬ方向と同程度の吸収エネルギーをＣ方向でも有することが好ましい。

母材は、オーステナイト鋼材の場合には昇温しても変態がないため、オーステナイト鋼材を溶接して得られる溶接部の集合組織は母材とほぼ同じ状態、すなわち変化しない。従って、母材となるオーステナイト鋼材の製造時に集合組織を作り込んでおくことが重要となる。

そこで、本発明では後述する熱間圧延の工程において、通常の圧延時で形成されやすい（１１０）［００１］集合組織と、９０度回転して圧延するクロス圧延で他の方位を発達させた集合組織とをできるだけ同程度に混ぜることで、（１１０）［００１］集合組織の強度を落とす（すなわち、（１１０）［００１］集合組織を発達させない）。ここで、面心立方構造（ＦＣＣ）では、（１１０）面における表面原子密度が最も小さく、また表面原子密度の小さい面が最も脆い面である。延性破壊において、このような脆い面は千切れやすく、吸収エネルギーが低くなると考えられる。従って、（１１０）［００１］集合組織を発達させないことで、Ｌ方向およびＣ方向のシャルピー吸収エネルギーを均等化することができると考えている。

次に、本発明の鋼材について説明する。

本発明の鋼材は、常圧におけるミクロ組織は、面積率で９５％以上がＦＣＣ構造であり、板厚１／２位置の（１１０）［００１］集合組織強度が１０．０未満であり、板厚１／２位置における－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４１Ｊ以上である。
また、本発明の鋼材は、溶接した溶接熱影響部粗粒域における－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４１Ｊ以上とすることができる。
また、ミクロ組織は、硫化物系介在物の清浄度が１．０％未満とすることができる。

以下に、本発明においてミクロ組織を上記のように限定した理由を説明する。

［鋼材のミクロ組織］
常圧におけるミクロ組織：面積率で９５％以上がＦＣＣ構造
本発明において「常圧におけるミクロ組織」とは、圧力１ａｔｍ下で１３００℃以下の温度から－２７３℃までの温度域におけるミクロ組織を指す。高Ｍｎ鋼材の場合、１３００℃以下の温度域（例えば、１２５０℃）におけるミクロ組織は、面積率で９５％以上がＦＣＣである。

上述したように、鋼材の結晶構造が体心立方構造（ＢＣＣ）である場合、該鋼材は低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、低温環境下での使用には適していない。したがって、低温環境下での使用を想定したとき、鋼材の基地相は、結晶構造が面心立方構造（ＦＣＣ）であることが必要とされる。なお、本発明において「オーステナイトを基地相とする」とは、オーステナイト相がミクロ組織全体に対して面積率で９５％以上であることを意味する。オーステナイト相は、好ましくは９７％以上である。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相および／またはマルテンサイト相である。オーステナイト相以外の残部は、各相の合計面積率が５％以下であることが好ましい。

なお、本発明では、オーステナイト相などの面積分率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。

（１１０）［００１］集合組織強度：１０．０未満
本発明では、上述したように、鋼材（母材）および溶接熱影響部の低温靭性を向上させるために、適正な条件で熱間圧延を行うことが重要である。これによりミクロ組織、特に（１１０）［００１］集合組織の強度を低下させ、Ｃ方向とＬ方向のシャルピー吸収エネルギーを均等化することができる。

板厚１／２位置のミクロ組織における、（１１０）［００１］集合組織強度が１０．０以上では、亀裂が伝播しやすくなる。その結果、吸収エネルギーが低下する。このため、上記の（１１０）［００１］集合組織強度は１０．０未満とする。好ましくは９．０以下とする。Ｌ方向の吸収エネルギーが低下することから、板厚１／２位置のミクロ組織における（１１０）［００１］集合組織強度は、１．０以上とすることが好ましい。

硫化物系介在物の清浄度：１．０％未満（好適条件）
板厚１／２位置のミクロ組織における、硫化物系介在物の清浄度が１．０％以上では、破壊の起点となる。その結果、吸収エネルギーが低下するおそれがある。このため、上記の硫化物系介在物の清浄度は１．０％未満とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下とする。

なお、上記した清浄度とは、以下の（２）式で算出される。
ｄ＝（ｎ／ｐ×ｆ）×１００・・・（２）
ここで、上記（２）式における、ｐ：視野内の総格子点数、ｆ：視野数、ｎ：ｆ個の視野における介在物によって占められる格子点中心の数、とする。
よって、清浄度は、鋼材の板厚１／２位置における、硫化物系介在物が占める面積百分率を算出した値であり、Ｃ方向の硫化物系介在物を示す。硫化物系介在物として、例えばＭｎＳが挙げられる。

上記した（１１０）［００１］集合組織強度：１０．０未満と、硫化物系介在物の清浄度：１．０％未満は、後述する条件に従う熱間圧延を行うことによって、実現することができる。

なお、本発明では、上記した集合組織強度および硫化物系介在物の清浄度は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。

以上のミクロ組織を有する本発明の鋼材は、低温靭性に優れる。

ここで、上記したミクロ組織を有する鋼材（母材）および溶接熱影響部の－１９６℃における、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した。

鋼材の板厚１／２位置におけるミクロ組織は、（１１０）［００１］集合組織強度を１０．０未満とすれば、鋼材の板厚１／２位置において、Ｃ方向およびＬ方向を含む全ての方向で、吸収エネルギー（ｖＥ_－１９６）：４１Ｊ以上を実現することができる。これにより、本発明の鋼材を溶接した溶接部でも、溶接熱影響部粗粒域のＣ方向の吸収エネルギー（ｖＥ_－１９６）：４１J以上を実現することができる。なお、好ましい熱量等の溶接条件は、後述するタンクの好適な溶接条件と同様のため、ここでは省略する。

また、上記の集合組織強度に加えて、鋼材の板厚１／２位置における硫化物系介在物の清浄度を１．０％未満とすれば、低値を示すＣ方向においても、より一層効果的に吸収エネルギー（ｖＥ_－１９６）：４１Ｊ以上を得ることができる。

次に、本発明の鋼材（オーステナイト鋼材）における成分組成の好ましい範囲について説明する。なお、本発明のオーステナイト鋼材（例えば、高Ｍｎ鋼材）を素材として用い、この鋼材を溶接して得られた構造体（例えばタンク）は、母材および溶接部も同様の成分組成およびミクロ組織となる（ただし、溶接部のオーステナイト粒径は大きくなる）。

［成分組成］
本発明では、オーステナイト鋼材およびその製造に用いられる鋼素材が、上記した成分組成を有する。本発明のオーステナイト鋼材の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成に関する「％」の表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下
Ｃは、安価なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを得るために重要な元素である。この効果を得るために、Ｃは０．１００％以上の含有をすることが好ましい。一方、Ｃは０．７００％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、低温靱性が低下するおそれがある。このため、Ｃは０．１００％以上０．７００％以下とすることが好ましい。Ｃは、より好ましくは０．２００％以上とし、より好ましくは０．６００％以下とする。

Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るために、Ｓｉは０．０５％以上の含有をすることが好ましい。一方、Ｓｉは１．００％を超えて含有すると、非熱的応力が過度に上昇するため、低温靱性が劣化するおそれがある。このため、Ｓｉは０．０５％以上１．００％以下とすることが好ましい。Ｓｉは、より好ましくは０．０７％以上とし、より好ましくは０．８０％以下とする。

Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下
Ｍｎは、比較的安価なオーステナイト安定化元素である。本発明では、強度と低温靱性を両立するために重要な元素である。その効果を得るために、Ｍｎは２０．０％以上の含有をすることが好ましい。一方、Ｍｎは４０．０％を超えて含有した場合、低温靱性が劣化するおそれがある。また、溶接性、切断性が劣化するおそれがある。さらに、偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Ｍｎは２０．０％以上４０．０％以下とすることが好ましい。Ｍｎは、より好ましくは２３．０％以上とする。より好ましくは３５．０％以下とし、さらに好ましくは３０．０％以下とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると、過度に粒界に偏析するため、低温靱性が低下する。このため、０．０３０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｐは０．０３０％以下とする。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００２％以上とすることが望ましい。Ｐは、より好ましくは０．００５％以上とする。より好ましくは０．０２８％以下とし、さらに好ましくは０．０２４％以下とする。

Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．００５０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｓは０．００５０％以下とする。より好ましくは０．００４５％以下とする。尚、過度のＳの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Ｓは０．００１０％以上とすることが望ましい。

Ａｌ：５．００％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、引張試験時の降伏強度および局部伸びが向上する。このような効果を得るためには、Ａｌは０．０１％以上を含有することが好ましい。一方、Ａｌは５．００％を超えて含有すると、介在物が多量に存在し、低温靭性を劣化させるため、５．００％以下とする。Ａｌは、より好ましくは０．０１％以上とし、さらに好ましくは０．０２％以上とする。Ａｌは、より好ましくは４．００％以下とする。

Ｃｒ：７．０％以下
Ｃｒは、粒界強度を向上させるため、低温靱性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒは０．５％以上を含有することが好ましい。一方、Ｃｒは７．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物の生成により、低温靭性および耐応力腐食割れ性が低下するおそれがある。このため、Ｃｒは７．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒは、好ましくは０．５％以上とし、より好ましくは１．０％以上とし、さらに好ましくは１．２％以上する。Ｃｒは、より好ましくは６．７％以下とし、さらに好ましくは６．５％以下とする。また、耐応力腐食割れをさらに向上させるためには、Ｃｒを２．０％以上６．０％以下とすることがさらに一層好ましい。

Ｎ：０．０５００％以下
Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、低温靱性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎは０．００５０％以上を含有することが好ましい。一方、Ｎは０．０５００％を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、靭性が低下するおそれがある。このため、Ｎは０．０５００％以下とすることが好ましい。Ｎは、好ましくは０．００５０％以上とし、より好ましくは０．００６０％以上とする。Ｎは、より好ましくは０．０４００％以下とする。

Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、酸化物の形成により低温靱性を劣化させる。このため、Ｏは０．００５０％以下の範囲とする。好ましくは０．００４５％以下とする。尚、過度のＯの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Ｏは０．００１０％以上とすることが望ましい。

Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎｂ：０．００５％未満
ＴｉおよびＮｂは、鋼中で高融点の炭窒化物を形成するため、低温靭性が低下する。ＴｉおよびＮｂは、原材料などから不可避的に混入する成分であるため、Ｔｉ：０．００５％以上０．０１０％以下およびＮｂ：０．００５％以上０．０１０％以下の範囲で混入するのが通例である。そこで、後述する溶製の手法に従って、ＴｉおよびＮｂの不可避混入を回避し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制する必要がある。ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制することによって、上記した炭窒化物の悪影響を排除し、優れた低温靭性並びに延性を確保することができる。好ましくは、ＴｉおよびＮｂの含有量を０．００３％以下とする。勿論、ＴｉおよびＮｂの含有量は０％であってもよい。

Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下から選択される１種または２種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類金属）は、介在物の形態制御に有用な元素である。介在物の形態制御とは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とすることをいう。この介在物の形態制御を介して、延性、靭性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる。このような効果を得るためには、ＣａおよびＭｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上含有することが好ましい。一方、いずれの元素も多く含有させると、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。また、経済的に不利になる。

このため、ＣａおよびＭｇを含有する場合には、それぞれ０．０１００％以下、ＲＥＭを含有する場合には、０．０２００％以下とすることが好ましい。好ましくは、Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上とする。より好ましくは、Ｃａは０．００１０％以上０．００８０％以下、Ｍｇは０．００１０％以上０．００８０％以下、ＲＥＭは０．００２０％以上０．０１５０％以下とする。さらに好ましくは、Ｃａは０．００５０％以下、Ｍｇは０．００５０％以下とする。

本発明のオーステナイト鋼材は、上記した成分以外の残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物である。ここでの不可避的不純物としては、Ｈ、Ｂなどが挙げられ、各元素の合計で０．０１％以下であれば許容できる。

上記の元素を基本の成分組成とすることが好ましい。この基本の成分組成によって本発明で目的とする特性は得られる。本発明では、強度および低温靱性をさらに向上させることを目的として、上記の元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。

Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下から選択される１種または２種以上
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下
ＣｕおよびＮｉは、固溶強化により鋼板を高強度化するだけでなく、転位の易動度を向上させ、低温靱性も向上する元素である。このような効果を得るためには、ＣｕおよびＮｉは０．０１％以上で含有することが好ましい。一方、ＣｕおよびＮｉは１．０％を超えて含有すると、圧延時に表面性状が劣化する他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は各々１.０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０３％以上とし、より好ましくは０．７％以下とする。さらに好ましくは０．５％以下とする。

Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下
Ｍｏ、ＶおよびＷは、オーステナイトの安定化に寄与するとともに母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ、ＶおよびＷは、各々０．００１％以上を含有することが好ましい。一方、Ｍｏ、ＶおよびＷは、各々２．０％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が生成し、破壊の起点となることがある他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は各々２.０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上とし、より好ましくは１．７％以下とする。さらに好ましくは１．５％以下とする。

なお、本発明において、「鋼材（オーステナイト鋼材）」は板厚６ｍｍ以上の鋼板を指すものとする。極めて低温の環境で使用される構造用鋼の素材として好適に用いる観点からは、板厚は９ｍｍ超えとすることが好ましく、１２ｍｍ以上とすることがさらに好ましい。板厚の上限は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、４０ｍｍ以下とすることが好ましい。

［鋼材の製造方法］
次に、本発明の一実施形態における鋼材の製造方法について説明する。

本発明の鋼材（オーステナイト鋼材）は、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等、公知の溶製方法で溶製することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。

その際、組織制御の妨げとなるＴｉおよびＮｂを上述した数値範囲に制限するために、原料などから不可避的にＴｉおよびＮｂが混入することを回避し、これらの含有量を低減する措置を取る必要がある。例えば、精錬段階におけるスラグの塩基度を下げることによって、これらの合金をスラグへ濃化させて排出し、最終的なスラブ製品におけるＴｉおよびＮｂの濃度を低減する。あるいは、酸素を吹き込んで酸化させ、還流時にＴｉおよびＮｂの合金を浮上分離させる等の方法でも良い。

その後、連続鋳造法、造塊－分塊圧延法等、公知の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。

以下に、上記鋼素材を低温靭性に優れた鋼材（オーステナイト鋼材）へと造りこむための製造条件について、詳細に説明する。

上記した構成のオーステナイト鋼材を得るためには、鋼素材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、所定のクロス圧延を実施し、かつ仕上圧延終了温度が７５０℃以上となる条件の熱間圧延を行うことが重要である。ここでの温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。

なお、以下の製造方法の説明では、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、それぞれ鋼素材または鋼板の表面温度である。表面温度は、例えば放射温度計等で測定することができる。また、スラブや鋼板の板厚中心位置の温度は、例えば、鋼板の板厚中心に熱電対を付けて測定することや、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。

鋼素材の加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
熱間圧延にてＭｎを拡散させるために、熱間圧延前の鋼素材の加熱温度は１１００℃以上とする。Ｍｎを拡散させることで、Ｍｎ負偏析部においてもオーステナイトの安定度を確保することができる。これにより、溶接したときに得られる溶接熱影響部粗粒領域においてもオーステナイトの安定度を確保することができ、脆性破壊を防ぐことができる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると鋼の溶解が始まってしまう懸念があるため、加熱温度の上限は１３００℃とする。好ましくは、１１３０℃以上１２７０℃以下である。

（１）式で算出されるクロス圧延比：２０以下
クロス圧延比＝圧延方向圧延比／圧延直角方向圧延比 ・・・（１）
ここで、「圧延方向圧延比」とは、総圧延に対する圧延方向の圧延比を指す。「圧延直角方向圧延比」とは、総圧延に対する圧延直角方向の圧延比を指す。したがって、「圧延方向圧延比／圧延直角方向圧延比」は、圧延直角方向圧延に対する圧延方向の圧延比を示す。

上述のように、オーステナイト鋼の圧延では（１１０）［００１］集合組織が発達しやすい。そのため、違う方向の圧延を入れることにより（１１０）［００１］集合組織の割合が小さくなり、（１１０）［００１］集合組織の強度を低下させることができる。（１１０）［００１］集合組織強度を１０．０未満とするためには、（１）式で算出されるクロス圧延比は２０以下とする。

さらに、熱間圧延時にＣ方向で圧延を行うクロス圧延を実施し、クロス圧延比を２０以下とすることで、Ｃ方向の硫化物系介在物の面積分率を低減することも有効である。クロス圧延比は、好ましくは１８以下であり、さらに好ましくは１５以下である。

なお、同一方向に圧延を繰り返すことで、（１１０）［００１］集合組織が発達するため、圧延方向の圧延と圧延直角方向の圧延を交互に繰り返すことが、集合組織の均一化のために好ましい。好ましくは、２回以上繰り返すことが好ましい。好ましくは３回以下とする。

仕上圧延終了温度：７５０℃以上
仕上圧延終了温度が７５０℃未満になると（１１０）［００１］集合組織が過度に発達し、低温靱性が劣化する。このため、仕上圧延終了温度は７５０℃以上とする。７８０℃以上とすることが好ましい。仕上圧延終了温度の上限は特に規定しないが、強度確保の観点から、９５０℃以下とすることが好ましい。

なお、本発明では、強度および靱性の更なる向上を目的として、クロス圧延において更に以下の条件に制御することが好ましい。

圧延温度（好適条件）
圧延温度（圧延中の温度）は、７８０～１２５０℃が好ましい。７８０℃未満では、集合組織が過度に発達する恐れがある。１２５０℃超えでは、集合組織が変化しない恐れがある。

圧下量（好適条件）
７８０～１２５０℃の温度域における圧下量は、６０～９８％が好ましい。６０％未満では、集合組織が変化しない恐れがある。９８％超えでは、集合組織が過度に発達する恐れがある。上記圧下量とは、７８０～１２５０℃の温度域における総圧下率を示す。

冷却
熱間圧延が終了した後、冷却を行う。冷却条件は特に規定しない。（熱間圧延終了時の温度－１００℃）以上の温度から、１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却することが好ましい。これにより、炭化物生成およびPの粒界偏析を抑制し、鋼材の特性がより高められる。

次に、本発明のタンクについて説明する。

本発明のタンクは、上記した鋼材を溶接して製造されたタンクである。上記知見ｄに記載の通り、本発明の鋼材は溶接後も溶接前のミクロ組織を引き継ぐ。このため、本発明のタンクの母材における成分組成およびミクロ組織は、上記した鋼材（オーステナイト鋼材）と同様である。母材（鋼材）の成分組成およびミクロ組織を上記のように規定することにより、母材の板厚１／２位置における－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４１Ｊ以上であるタンクを得られる。また、タンクの溶接熱影響部粗粒域における、－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを４１Ｊ以上にできる。

本発明のタンクは、上記特性を有するため、例えば液化ガス貯槽用タンク等の極めて低温の環境で使用することができる。

続いて、上記タンクの製造方法の好適な一例について説明する。

本発明のタンクは、上記の鋼材を溶接して製造される。なお、素材である鋼材（オーステナイト鋼材）の製造方法については既に説明しているため省略する。ここでは、好適な溶接条件について説明する。

［好適な溶接条件］
溶接の種類は、ガスメタルアーク溶接が好ましい。

入熱範囲は、３．０ｋJ／ｍｍ以下が好ましい。また、好ましくは０．５ｋJ／ｍｍ以上である。この入熱範囲を満たすことにより、上記の特性を満足することができる。

５００～８００℃の温度範囲での平均冷却速度は、１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。この温度範囲での平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、炭化物が生成して、吸収エネエネルギーが低下する。

以上説明したように、本発明によれば、鋼材の全ての方向、そのなかでもＬ方向およびＣ方向のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを均等化がでるため、鋼材（母材）および溶接部の衝撃特性の方位依存性を小さくできる。これにより材料（素材）の信頼性が向上した。

以下、本発明を実施例に基づいて、更に詳細に説明する。なお、以下の実施例は本発明の好適な一例を示すものであり、本発明はこの実施例に限定されない。

転炉－取鍋精錬－連続鋳造法によって、表１に示す成分組成の鋼スラブを作製した。なお、表１に示す「－」は、意図的に添加しないことを表しており、含有しない（０％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含むことを意味する。次いで、得られた鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延を行い、その後冷却を行い、板厚が６～４０ｍｍの鋼材（鋼板）を作製した。

また、得られた鋼板から継手用試験板（大きさ：２５０ｍｍ×５００ｍｍ）を採取し、それらのＣ方向同士を溶接することで、溶接継手を作製した。ここでは、開先の形状：レ形、裏当て材：セラミックス、シールドガス：Ａｒ－３０％ＣＯ_２、トーチ後退角：５～１０°の溶接条件で溶接した。

得られた鋼板と溶接継手を用いて、鋼板については引張試験特性、低温靭性、およびミクロ組織の評価を、溶接継手の溶接熱影響部粗粒域については低温靭性の評価を、それぞれ下記の要領で実施した。

（１）引張試験特性
得られた鋼板を用いて、鋼板の長手方向および幅方向の中央位置における、板厚１／２位置から次に示す引張試験片を採取した。板厚１５ｍｍを超える鋼板ではＪＩＳ４号引張試験片を採取し、板厚１５ｍｍ以下の鋼板では丸棒引張試験片を採取した。各引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１年）の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）を評価した。本実施例では、降伏応力が４００ＭＰａ以上の特性を有するものを「母材強度に優れる」と判定した。

（２）低温靭性
鋼板の低温靭性の評価は、以下の通り行った。

得られた鋼板を用いて、鋼板の表面から板厚の１／２位置において、圧延方向に平行な方向から、Ｃ方向のシャルピーＶノッチ試験片を採取した。

次いで、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の規定に準拠して、各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験を実施し、－１９６℃での吸収エネルギーを求め、鋼材（母材）靭性を評価した。上述したようにＣ方向が靭性の低値を示す。そのため、本実施例では、３本の吸収エネルギー（ｖＥ_－１９６）の平均値が、Ｃ方向：４１Ｊ以上を「母材靭性に優れる」と判定した。

なお、板厚１０ｍｍ以下の鋼板については、サブサイズ(５ｍｍ)のシャルピーＶノッチ試験片をＣ方向で作製し、各試験片について３本のシャルピー衝撃試験を－１９６℃で実施した。表２中、サブサイズのシャルピーＶノッチ試験片を用いて実施したサンプルには、吸収エネルギーの項目に「＊１」を示す。サブサイズの場合、３本の吸収エネルギー（ｖＥ_－１９６）の平均値が、Ｃ方向：２７Ｊ以上を「母材靭性に優れる」と判定した。

溶接継手の低温靭性の評価は、以下の通り行った。

板厚が１０ｍｍを超える各溶接継手から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の規定に準拠してシャルピーＶノッチ試験片を採取し、各溶接継手について３本のシャルピー衝撃試験を－１９６℃で実施した。本実施例では、３本の吸収エネルギーの平均値が４１Ｊ以上を「溶接部の靭性に優れる」と判定した。

なお、板厚が１０ｍｍ未満の各溶接継手については、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の規定に準拠して５ｍｍサブサイズのシャルピーＶノッチ試験片を採取し、各溶接継手について３本のシャルピー衝撃試験を－１９６℃で実施した。表２中、サブサイズのシャルピーＶノッチ試験片を用いて実施したサンプルには、吸収エネルギーの項目に「＊１」を示す。サブサイズの場合、３本の吸収エネルギーの平均値が２７Ｊ以上を「溶接部の靭性に優れる」に優れると判定した。
ここでは、上記と同様、最も低値を示すＣ方向での測定値を用いて評価を行った。

（３）組織評価
［ミクロ組織の観察］
ミクロ組織の各相の面積率は、ＥＢＳＤ解析のＰｈａｓｅ ｍａｐから求めた。

得られた鋼板の板厚１／２位置で、圧延方向に平行な断面から、ＥＢＳＤ解析用試験片を採取し、５００μｍ×２００μｍの視野において、測定ステップ０．３μｍでＥＢＳＤ解析を行い、Ｐｈａｓｅ ｍａｐに記載の値をオーステナイト相、フェライト相、マルテンサイト相の面積率とした。

なお、表２中、「その他の相」には、オーステナイト相以外の残部、すなわち、フェライト相および／またはマルテンサイト相の合計面積率を示す。

［集合組織強度］
得られた鋼板を用いて、鋼板の長手方向および幅方向の中央位置における、板厚１／２位置から、測定用試験片を採取した。各測定用試験片を用いて、ＮＤ面の集合組織強度をＸ線回折で測定した。得られたＯＤＦ（Orientation Determination Function：３次元結晶方位分布関数）から集合組織強度の最大値を求めた。なお、ＯＤＦは、化学研磨で鋼板表面の残留応力を除去した後、Ｘ線回折（内部規格化）により測定した極点図（（１１０）［００１］、（１００）［０１１］、（１００）［０１０］、（１１０）［１１２］、（１１２）［１１１］）より得ることができる。

［硫化物系介在物の清浄度］
得られた鋼板を用いて、鋼板の長手方向および幅方向の中央位置における、板厚１／２位置から、圧延方向断面の光学顕微鏡サンプルを切り出し、ＪＩＳ Ｇ ０５５５付属書１の「点算法による非金属介在物の顕微鏡試験方法」により算出した。ここでは、Ｃ方向の硫化物系介在物の清浄度を算出した。顕微鏡の倍率×４００で６０視野測定し、以下の式を用いて清浄度（％）を算出した。
ｄ＝（ｎ／ｐ×ｆ）×１００・・・（２）
ここで、上記（２）式における、ｐ：視野内の総格子点数、ｆ：視野数、ｎ：ｆ個の視野における介在物によって占められる格子点中心の数、とする。
なお、硫化物系介在物としてＭｎＳの清浄度を算出した。

以上により得られた結果を、表２に示す。

表２に示すように、本発明のオーステナイト鋼材では、上述の目標性能（（１１０）［００１］集合組織強度：１０．０未満、鋼材の板厚１／２位置のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（ｖＥ_-１９６）が４１J以上）を満足することが確認された。また、本発明のオーステナイト鋼材を溶接して得られる溶接継手では、上述の目標性能（溶接熱影響部粗粒域のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（ｖＥ_-１９６）が４１J以上）を満足することが確認された。

これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、オーステナイト鋼材が上記目標性能を満足できなかった。また、得られる溶接継手では、吸収エネルギーが上述の目標性能を満足できなかった。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、
   Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
   Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ｓ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上５．００％以下、
   Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
   Ｎ：０．０５００％以下、
   Ｏ：０．００５０％以下、
   Ｔｉ：０．００５％未満、
   Ｎｂ：０．００５％未満を含有し、
   Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下から選択される１種または２種以上を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる成分組成と、
   ミクロ組織は、面積率で９５％以上がＦＣＣであり、
   硫化物系介在物の清浄度が１．０％未満であり、かつ、該硫化物系介在物はＭｎＳであり、
   板厚１／２位置の（１１０）［００１］集合組織強度が１０．０未満であり、
   板厚１／２位置における－１９６℃でのシャルピー衝撃試験のＣ方向の吸収エネルギーの平均値が４１Ｊ以上である、鋼材。
2. 溶接された溶接熱影響部粗粒域における－１９６℃でのシャルピー衝撃試験のＣ方向の吸収エネルギーの平均値が４１Ｊ以上である、請求項１に記載の鋼材。
3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
   Ｃｕ：１．０％以下、
   Ｎｉ：１．０％以下、
   Ｍｏ：２．０％以下、
   Ｖ：２．０％以下、
   Ｗ：２．０％以下
   から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼材。
4. 請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼材の製造方法であって、
   前記成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、（１）式で算出されるクロス圧延比が２０以下、かつ仕上圧延終了温度が７５０℃以上となる条件で熱間圧延を行った後、冷却を行う、鋼材の製造方法。
   クロス圧延比＝圧延方向圧延比／圧延直角方向圧延比 ・・・（１）
5. 請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼材を溶接したタンクであって、
   溶接熱影響部粗粒域における、－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４１Ｊ以上である、タンク。