WO2014203347A1 - 鋼材およびその製造方法並びにｌｎｇタンク - Google Patents

鋼材およびその製造方法並びにｌｎｇタンク Download PDF

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川畑　友弥
崇之 加賀谷
孝浩 加茂
弘宜 若松
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新日鐵住金株式会社
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    • F17C1/00—Pressure vessels, e.g. gas cylinder, gas tank, replaceable cartridge
    • F17C1/12—Pressure vessels, e.g. gas cylinder, gas tank, replaceable cartridge with provision for thermal insulation

Definitions

  • the present invention relates to a cryogenic steel material excellent in toughness, a manufacturing method thereof, and an LNG tank to which the steel material is applied.
  • LPG Liquid Petroleum Gas: liquefied petroleum gas
  • LNG Liquid Natural Gas: liquefied natural gas
  • the present invention is mainly intended for use in the vicinity of ⁇ 165 ° C., which is a temperature environment for storing LNG in a liquid state.
  • Steel materials for producing cryogenic storage tanks for storing liquefied gas such as LPG or LNG are required to have excellent fracture toughness from the viewpoint of ensuring safety.
  • the LNG temperature environment is around ⁇ 165 ° C.
  • Brittle fracture propagation stop characteristics (hereinafter referred to as “arrest characteristics”) of the base metal and the welded joint are required.
  • the arrest characteristic is required as an important characteristic.
  • the base material characteristics reduction of impurities including P and S, reduction of C, three-stage heat treatment method (quenching (Q), two-phase region quenching (L), tempering (T)), etc. It has been controlled and improved in various ways.
  • Patent Document 1 discloses a steel material in which the Ni content is reduced to less than 8% for a low Ni type cryogenic steel.
  • Patent Document 1 discloses that increasing the amount of residual ⁇ improves the brittle crack propagation stopping characteristics of a steel sheet. Therefore, a steel sheet having a good V-notch Charpy absorbed energy v E -196 described in Patent Document 1 (in particular, Test Nos. 1-a to 1-h, 4 to 12, and 22 to described in Patent Document 1). 35), various fracture toughness tests were carried out. As a result, each sample had a DT (Dynamic Tear) energy at -196 ° C.
  • DT Dynamic Tear
  • Patent Document 2 discloses that a large amount of highly stable residual ⁇ (residual austenite) is obtained by rolling at a specified cumulative reduction ratio and then performing offline QT (Quenching and Tempering) or DQT (Direct-Quenching and Tempering) treatment. The technology to be secured is described. However, in order to stabilize the residual ⁇ , Ni or Mn in the residual ⁇ needs to be concentrated as compared with the structure around the residual ⁇ . Also, if the cooling after tempering is slow, the fracture resistance properties of the steel are impaired. Patent Document 2 does not describe any of these findings. Moreover, although the Example shown by patent document 2 contains 9% or more of Ni by mass%, the amount of residual (gamma) prescribed
  • Patent Document 3 discloses a so-called CR-DQT (Controlled Rolling, Direct-Quenching, and Tempering) or CR-DQLT (Controlled) which is subjected to low-temperature heating after low-temperature heating, water cooling to a temperature of 200 ° C. or less, and heat treatment. Rolling, Direct-Quenching, Lamellarizing, and Tempering processes are described. Although these processes are the same as those of the present invention, the invention described in Patent Document 3 has a small cumulative rolling amount, and does not include an embodiment having a cumulative rolling ratio of 50% or more defined in the present invention example. When the cumulative rolling reduction is low, the above-described concentration of Ni or Mn is not sufficiently performed, so that it is considered that the residual ⁇ is not stable.
  • Patent Document 3 does not include a description relating to the cooling rate after tempering and the concentration of Ni or Mn in the residual ⁇ , which is greatly related to the characteristics of the steel material. These facts suggest that the invention described in Patent Document 3 does not have high fracture resistance.
  • Patent Document 4 focuses on the segregation ratio of Ni, but it is essential in Patent Document 4 to perform soaking diffusion treatment in order to reduce this segregation ratio. This is not preferable from the viewpoint of economy or lead time.
  • Patent Document 4 relates to a so-called CR-DQT or CR-DQLT process as in Patent Document 3. Although this process itself is the same as that of the present invention, in Patent Document 4, there is no description about the cooling rate after tempering, and there is no provision regarding the concentration of Ni and Mn in the residual ⁇ .
  • the technique described in 4 cannot be said to be a technique that can stably satisfy extremely high fracture resistance.
  • the present invention has been made in view of such a situation, and its purpose is to achieve both economic efficiency and fracture resistance characteristics by achieving both the provision of extremely high fracture resistance characteristics and the suppression of the price of steel materials.
  • An object of the present invention is to provide an excellent steel material, a manufacturing method thereof, and an LNG tank.
  • the present inventors have adopted a steel having a Ni content effective in securing low temperature toughness in a range of 6.6% to 8.0% by mass, A wide range of prototype tests were conducted, and the correspondence with the characteristics was examined. As a result, the following findings (a) to (h) were obtained.
  • A Fracture resistance required to maintain liquid and air tightness when the cryogenic storage tank material is subjected to an earthquake force is brittle fracture occurrence characteristics and brittleness in the unlikely event that fracture occurs. It is a brittle crack propagation stop characteristic (arrest characteristic) that can stop the propagation of cracks due to fracture.
  • Residual ⁇ is a structure having an extremely high brittle crack propagation stopping function. When this structure is finely dispersed, the arrest properties of the material are remarkably improved.
  • the amount of residual ⁇ can be evaluated by an X-ray diffraction method.
  • the particle size of residual ⁇ is an average major axis of 0.85 ⁇ m or less, the steel material exhibits good arrest characteristics.
  • the major axis of the residual ⁇ indicates the length of the residual ⁇ along the longest direction of the residual ⁇ when the cross section is observed.
  • the residual ⁇ is preferably measured by collecting a sample at a position (1/4) of the thickness t of the steel material.
  • the residual ⁇ is in a metastable state, and the steel material easily undergoes martensitic transformation due to plastic deformation.
  • the geometric shape of the residual ⁇ is close to a sphere, and when the quantity is specifically defined, the upper limit of the average aspect ratio of the residual ⁇ is 2 .5 is desirable.
  • the aspect ratio of the residual ⁇ is the ratio of the longest diameter (L) of the residual ⁇ , that is, the longest diameter of the residual ⁇ to the shortest diameter (W), that is, the shortest diameter of the residual ⁇ , that is, L / W. .
  • the lower limit of the aspect ratio is 1.
  • the steel material is heated to a temperature range of 620 ° C. to 720 ° C. and then water-cooled, if necessary. Processing may be performed.
  • the lower limit of the cooling rate until the steel surface temperature is reduced to 300 ° C. or less after the tempering treatment is set to 0.5 ° C./s in order to obtain good characteristics. Is necessary.
  • annular plate is a part of the above ground LNG tank that is subjected to a large plastic strain during a severe earthquake.
  • Such a steel material excellent in low-temperature toughness has high fracture safety and can be applied to the annular plate in the LNG tank.
  • the present invention has been completed on the basis of the above-mentioned knowledge.
  • the gist of the LNG tank is steel.
  • the chemical components are mass%, C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.01 to 0.30%, Mn: 0.4 to 2 0.0%, Ni: 6.6 to 8.0%, Al: 0.002 to 0.08%, N: 0.0050% or less, P: 0.05% or less, S: 0.008% or less, Cu : 0-1.0%, Cr: 0-1.0%, Mo: 0-0.5%, V: 0-0.10%, B: 0-0.0050%, Nb: 0-0.
  • the lower limit of the amount of residual ⁇ at the (1/4) t position of the steel sheet thickness t is 4.0% by volume
  • the upper limit of the average value is 2.5
  • the upper limit of the average value of the major axis is 0.85 ⁇ m
  • the average Mn concentration and the average Ni concentration in the residual ⁇ satisfy the following formulas (A) and (B), respectively.
  • [Mn] retained ⁇ is an average Mn concentration in the residual ⁇
  • [Mn] ⁇ is an average Mn concentration in the ferrite phase
  • [Ni] retained ⁇ is an average Ni concentration in the residual ⁇
  • Ni] ⁇ represents the average Ni concentration in the ferrite phase.
  • the chemical component is C: 0.02% to 0.07% Si: 0.01% to 0.10%, Mn: 0.6% to 1.0% Ni: 7.0 to 7.8% Cu: 0 to 0.30%, Cr: 0 to 0.80%, Mo: 0 to 0.20%, V: 0 to 0.05%, B may be 0 to 0.0005%, Nb may be 0 to 0.02%, Ti may be 0 to 0.02%, and Sn may be 0 to 0.01%.
  • the chemical component may be Cr: 0.30 to 0.60% and Mo: 0.05 to 0.15% by mass%. .
  • the steel material according to any one of the above (1) to (3) is a steel plate having a thickness of 3 mm to 100 mm, a yield stress of 585 MPa or more, and a tensile strength of 690 MPa to 885 MPa. Good.
  • C 0.01 to 0.12% C is an element necessary for ensuring the strength of the base material.
  • the C content is less than 0.01%, the required strength cannot be secured, and the formation of lath martensite in FL (Fusion Line) becomes insufficient during welding, and the HAZ near the FL Since the toughness of (Heat Affected Zone) also decreases, the lower limit of the C content needs to be 0.01%.
  • the content of C exceeds 0.12%, the toughness of HAZ, particularly HAZ near FL, is significantly deteriorated. Therefore, the C content is 0.01% to 0.12%.
  • the lower limit of the C content may be 0.02%, 0.03%, or 0.04%.
  • the upper limit of the C content may be 0.10%, 0.08%, 0.07%, or 0.06%.
  • Si 0.01 to 0.30%
  • Si is an element necessary as a deoxidizer.
  • the lower limit of the Si content needs to be 0.01%.
  • Si and the tempering process of martensite as quenched are greatly related.
  • Si content exceeds 0.30%, Si is supersaturated in the welding cooling process. This suppresses the decomposition and precipitation reaction of C from the martensite in the form of solid solution to cementite. By suppressing the decomposition and precipitation reaction of C, self-tempering is delayed and the toughness of the weld is lowered.
  • the Si content is set to 0.01% to 0.30%. From the viewpoint of improving the toughness of the welded portion, the Si content should be as low as possible.
  • the upper limit of the Si content is 0.20%, 0.15%, or 0.10. % May be used.
  • the lower limit of the Si content may be 0.02%, 0.03%, or 0.04%.
  • Mn 0.4 to 2.0%
  • Mn is an element necessary as a deoxidizer, for ensuring the strength and toughness of the base material, and for ensuring the hardenability of the HAZ. If the Mn content is less than 0.4%, these effects cannot be obtained, and furthermore, ferrite side plates are generated in the HAZ, so that the formation of lath martensite becomes insufficient and the toughness of the welded portion is reduced. The lower limit of the content of is 0.4%. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.0%, the base material characteristics may be uneven in the thickness direction due to the central segregation of Mn. Therefore, the Mn content is set to 0.4% to 2.0%.
  • the lower limit of the Mn content may be 0.50%, 0.60%, or 0.70%.
  • the upper limit of the Mn content may be 1.5%, 1.2%, 1.0%, or 0.9%.
  • P 0.05% or less P is present in the steel as an impurity, segregates at the grain boundary, and causes toughness to decrease. If the P content exceeds 0.05%, hot cracking may occur during welding, so the P content is limited to 0.05% or less. In order to improve toughness, the P content should be as small as possible.
  • the upper limit of the P content is 0.03%, 0.02%, 0.01%, 0.008%, or 0. It may be 0.006%. There is no need to specifically define the lower limit of the P content, and the lower limit is 0%. However, reducing P more than necessary leads to a cost increase during refining, so the lower limit of the P content may be 0.0001% or 0.0005%.
  • S 0.008% or less S is present in the steel as an impurity, and if it is too much, it promotes center segregation or causes a large amount of stretched MnS that causes brittle fracture. If the S content exceeds 0.008%, the mechanical properties of the base material and the HAZ deteriorate. For this reason, content of S shall be 0.008% or less.
  • the upper limit of the S content may be 0.006%, 0.004%, 0.003%, or 0.002%. Since the S content should be as small as possible, it is not necessary to define the lower limit of the S content, and the lower limit is 0%. From the problem of refining costs, the lower limit of the S content may be 0.0001% or 0.0003%.
  • Ni 6.6 to 8.0%
  • Ni is the most basic element necessary for securing toughness as a low-temperature steel material.
  • a Ni content of 6.6% or more is required.
  • the higher the Ni content the higher the low-temperature toughness.
  • the cost increases accordingly, so the upper limit of the Ni content is 8.0%. Therefore, the target of Ni content is 6.6% to 8.0%.
  • the Ni content is preferably 6.7% or more, and the lower limit of the Ni content may be 6.8%, 6.9%, or 7.0% as necessary.
  • the upper limit of Ni content may be 7.8%, 7.6%, or 7.4%. However, even if the Ni content is more than 8.0%, the characteristics required as a low-temperature steel material can be obtained.
  • Al 0.002 to 0.080%
  • Al is an element generally contained as a deoxidizer, but in the case of the steel material according to the present embodiment, it has a function of delaying self-tempering of martensite, similar to Si. . Therefore, it is desirable that the Al content be as small as possible.
  • the Al content exceeds 0.080% and becomes excessive, the decomposition precipitation reaction of C into cementite from martensite, which is supersaturated with C in the welding cooling process, is suppressed as in the case of Si described above. In some cases, the toughness of the welded portion may be reduced.
  • the Al content is less than 0.002%, a sufficient deoxidizing effect cannot be obtained. Therefore, the Al content is set to 0.002% to 0.080%.
  • the lower limit of the Al content may be 0.005%, 0.010%, 0.015%, or 0.020%.
  • the upper limit of the Al content may be 0.060%, 0.050%, or 0.040%.
  • N 0.0050% or less N is present in steel as an impurity and causes deterioration of HAZ toughness through an increase in solid solution N or formation of precipitates. Therefore, N content is required to ensure HAZ toughness. The amount should be low. If the N content exceeds 0.0050%, the HAZ toughness may deteriorate significantly, so the N content is set to 0.0050% or less. In order to improve the HAZ toughness, the upper limit of the N content may be 0.0045% or 0.0040%. There is no need to define the lower limit of the N content, and the lower limit is 0%. However, the lower limit of the N content may be set to 0.0001% or 0.0010% from the problem of cost during refining.
  • the steel material according to the present embodiment is composed of Fe and impurities in addition to the above components.
  • the impurities are components mixed in due to various factors of the raw material, such as ore or scrap, or the manufacturing process when the steel material is industrially manufactured, and in a range that does not adversely affect the present invention. It means what is allowed.
  • the steel material according to the present embodiment further includes one or more of Cu, Cr, Mo, V, B, Nb, Ti, Sn, Ca, Mg, and REM in addition to the above components. Also good. There is no particular need to define the lower limit of the content of these components, and the lower limit is 0%. Further, even if these alloy elements are intentionally added to the steel material according to the present embodiment or mixed as impurities, if the content is within the specified range, the steel material is claimed in the scope of the present invention. Interpreted as in.
  • Cu 0 to 1.00% Cu can be contained as needed.
  • the strength of the base material can be improved.
  • the upper limit of the Cu content is 1.00%.
  • the upper limit of the preferable Cu content is 0.80% or 0.60%, and the upper limit of the more preferable Cu content is 0.30%.
  • the lower limit of the Cu content may be 0.10%.
  • Cr 0 to 1.00% Cr can be contained as needed.
  • the carbon dioxide gas corrosion resistance is improved, and the strength can be improved as a result of the improvement of the hardenability.
  • the upper limit of the Cr content is 1.00%.
  • the upper limit of the Cr content may be 0.80%, 0.60%, or 0.50%. There is no need to define the lower limit of the Cr content, and the lower limit is 0%.
  • the lower limit of the Cr content may be 0.05%.
  • the lower limit of the Cr content may be 0.10%.
  • a more preferable lower limit of the Cr content is 0.20%. If necessary, the lower limit of the Cr content may be 0.30% or 0.40%.
  • Mo 0 to 0.50% Mo can be contained as required.
  • Mo When Mo is contained, there is an effect of improving the strength and toughness of the base material.
  • the Mo content exceeds 0.50%, the hardness of the HAZ increases and the toughness and SSC resistance may be impaired, so the upper limit of the Mo content is 0.50%.
  • the upper limit of the preferable Mo content is 0.30%.
  • the upper limit of the Mo content may be 0.20%, 0.15%, or 0.12%.
  • the lower limit is 0%.
  • V 0 to 0.10%
  • V can be contained as required. Inclusion of V has an effect of improving the strength of the base material mainly due to carbonitride precipitation during tempering. However, if the V content exceeds 0.10%, the effect of improving the strength of the base metal is saturated and the toughness may be deteriorated. Therefore, the upper limit of the V content is 0.10%. There is no need to define the lower limit of the V content, and the lower limit is 0%. In order to improve toughness, the upper limit of the V content may be 0.08%, 0.06%, or 0.04%. In addition, when obtaining the effect of improving the strength of the base material due to V, the lower limit of the V content may be 0.015% or 0.02%.
  • B 0 to 0.0050% B can be contained as required. Inclusion of B has an effect of improving the strength of the base material. However, if the B content exceeds 0.0050%, precipitation of coarse boron compounds may be caused to deteriorate toughness, so the upper limit of the B content is set to 0.0050%. In order to prevent toughness deterioration, the upper limit of the B content may be 0.0040%, 0.0030%, or 0.0020%. There is no need to define the lower limit of the B content, and the lower limit is 0%. In addition, when obtaining the effect of improving the strength of the base material by B, it is preferable that the lower limit of the B content is 0.0003%. A more preferable lower limit of the B content is 0.0005% or 0.0010%. When the effect of improving the base material strength by B is not required, the upper limit of the B content may be 0.0010%, 0.0005%, 0.0003%, or 0.0002%.
  • Nb 0 to 0.10% Nb can be contained as necessary.
  • Nb When Nb is contained, there is an effect of refining the structure and improving the low temperature toughness. However, if the Nb content exceeds 0.10%, coarse carbides or nitrides may be formed and the toughness may be lowered, so the upper limit of the Nb content is 0.10%. There is no need to define the lower limit of the Nb content, and the lower limit is 0%. In order to prevent a decrease in toughness, the upper limit of the Nb content may be 0.08%, 0.06%, or 0.04%. In addition, when acquiring the effect of improving the low temperature toughness by Nb, it is good also considering the minimum of content of Nb as 0.01% or 0.02%.
  • Ti 0 to 0.10% Ti can be contained as required. Ti is mainly used as a deoxidizing element, but has the effect of further miniaturizing the structure by forming an oxide phase containing Al, Ti, and Mn. However, if the Ti content exceeds 0.10%, the oxide formed will be Ti oxide or Ti-Al oxide, and the dispersion density will decrease, especially in the heat-affected zone of the small heat input weld zone. Since the ability to refine the structure may be lost, the upper limit of the Ti content is set to 0.10%. The upper limit of the preferable Ti content is 0.07% or 0.05%. There is no need to define the lower limit of the Ti content, and the lower limit is 0%. In addition, when obtaining the effect of refining the structure by Ti, the lower limit of the Ti content may be 0.02% or 0.03%.
  • Sn 0 to 0.50% Sn can be contained as necessary.
  • Sn When Sn is contained, it becomes Sn 2+ and dissolves in the steel material surface deposit, and has an action of inhibiting corrosion by an inhibitor action in an acidic chloride solution. Further, rapidly reducing the Fe 3+, by having an effect of reducing the Fe 3+ concentration of the oxidizing agent, since inhibit corrosion promoting effect of Fe 3+, thereby improving the weather resistance in high airborne salt environments.
  • the upper limit of the Sn content is 0.50%.
  • the upper limit of preferable Sn content is 0.20%.
  • the upper limit of the Sn content may be limited to 0.10%, 0.05%, or 0.01%. There is no need to define the lower limit of the Sn content, and the lower limit is 0%.
  • the lower limit of Sn when obtaining the corrosion resistance and weather resistance effect by Sn, the lower limit of Sn may be set to 0.03% or 0.05%.
  • Ca 0 to 0.004% Ca can be contained as needed.
  • Ca When Ca is contained, it reacts with S in the steel to form oxysulfide (oxysulfide) in the molten steel. Since this oxysulfide does not extend in the rolling direction by rolling unlike MnS and the like, it is spherical after rolling. This spherical oxysulfide has an effect of suppressing weld cracking or hydrogen-induced cracking starting from the tip of an elongated inclusion.
  • the upper limit of the Ca content is set to 0.004%. In order to surely avoid a decrease in toughness, the upper limit of the Ca content may be 0.003%.
  • the lower limit of the Ca content there is no need to define the lower limit of the Ca content, and the lower limit is 0%.
  • the lower limit of the Ca content may be 0.0003% or 0.0005%.
  • Mg 0 to 0.0020% Mg can be contained as needed.
  • Mg a fine Mg-containing oxide is generated, which is effective in reducing the ⁇ particle size.
  • the upper limit of the Mg content is set to 0.0020%.
  • the upper limit of the preferable Mg content is 0.0010%.
  • the lower limit of Mg is preferably set to 0.0002%.
  • a more preferable lower limit of the Mg content is 0.0004%.
  • REM 0 to 0.0020% REM (rare earth element) can be contained as required.
  • REM When REM is contained in steel, it has the effect of refining the structure of the weld heat affected zone and further binding S to fix S. If REM is excessively contained, inclusions may be formed and the cleanliness of the weld may be lowered. However, inclusions formed by the inclusion of REM have a relatively small influence on toughness degradation. If the content is 0.0020% or less, a reduction in the toughness of the base material due to the inclusion of REM is acceptable. Therefore, the upper limit of the content of REM is set to 0.0020%. The upper limit of the preferable REM content is 0.0010%.
  • the lower limit of the REM content is preferably set to 0.0002%.
  • a more preferable lower limit of the REM content is 0.0003%.
  • REM is a general term for 17 elements in which Y and Sc are combined with 15 elements of lanthanoid, and one or more of these elements can be contained.
  • the term “REM content” means the total content of these elements.
  • the steel material according to the present embodiment contains the above components, and the balance contains iron and impurities.
  • the welded steel material according to the present embodiment contains the following alloy elements in addition to the above components for the purpose of further improving the strength, toughness, etc. of the steel material itself, or as impurities from secondary materials such as scrap. May be. Since Sb impairs the toughness of HAZ, the upper limit of the Sb content may be 0.03%.
  • the upper limit of the Sb content may be 0.01%, 0.005%, 0.003%, or 0.001%. Since As impairs the toughness of HAZ, the upper limit of the As content may be 0.02%. If necessary, the upper limit of the As content may be 0.005%, 0.003%, or 0.001%. Moreover, in order to improve strength and toughness, the upper limits of the Pb, Zr, Zn and W contents may be set to 0.1%, 0.01% or 0.005%. There is no particular need to determine the lower limit of the content of these elements, and it is 0%. Co may be contained as an impurity in Ni. Since Co impairs HAZ toughness, the upper limit of the Co content may be 0.5%, 0.3%, 0.1%, or 0.05%. There is no particular need to determine the lower limit of the Co content, and the lower limit is 0%.
  • the lower limit of the residual ⁇ amount at the (1/4) t position of the sheet thickness t is 4.0% by volume.
  • the residual ⁇ in the steel material is a brittle crack in the steel material. Contributes to improved propagation stop characteristics. As a result, an effect of improving toughness in a low temperature environment can be expected. In order to obtain this effect, it is necessary that the lower limit of the residual ⁇ amount at the (1/4) t position of the steel sheet thickness t is 4.0% by volume. In order to improve toughness, the lower limit of the residual ⁇ amount may be 4.5% by volume, 5.0% by volume, 5.5% by volume, 6.0% by volume, or 6.5% by volume.
  • the upper limit of the residual ⁇ amount is not particularly specified, but if there is too much residual ⁇ , the yield strength may decrease, so the upper limit of the residual ⁇ amount is 20.0% by volume or 15.0% by volume. It is good.
  • the reason why the residual ⁇ amount is evaluated at the (1/4) t position of the sheet thickness t is to perform evaluation at an average position in the entire sheet thickness.
  • the tempering temperature T (° C.) satisfies the following formula (3)
  • the lower limit of the residual ⁇ amount at the (1/4) t position of the plate thickness t can be set to 4.0 vol%.
  • Ac 1 is defined by the following equation (4).
  • FIG. 1 shows the steel No. described in Table 1.
  • a slab having one chemical component is heated to 950 ° C., then rolled to achieve a cumulative reduction of 70% at 850 ° C. or lower, immediately cooled to room temperature immediately after rolling, and subsequently tempered at various tempering temperatures. It is a graph which shows the relationship between tempering temperature and residual (gamma) amount in the various steel materials manufactured by water-cooling after that.
  • the cumulative rolling reduction is a percentage ((t1 ⁇ t2) / t1 ⁇ a value obtained by dividing the difference between the plate thickness t1 at the start of rolling and the plate thickness t2 at the end of rolling by the plate thickness t1 at the start of rolling. 100).
  • the tempering temperature is too low, there are too few regions to reversely transform to ⁇ , so the amount of residual ⁇ is small.
  • the tempering temperature is too high, the generated ⁇ becomes unstable and during cooling. Since it undergoes martensitic transformation, the amount of residual ⁇ decreases. Therefore, it can be understood that a large amount of residual ⁇ can be secured by satisfying the expression (3).
  • the upper limit of the average value of the aspect ratio of residual ⁇ is 2.5 and the upper limit of the average value of the major axis is 0.85 ⁇ m.
  • the residual ⁇ in the ⁇ structure (ferrite structure) is a metastable state. And easily undergoes martensitic transformation by undergoing plastic deformation. Residual ⁇ needs to be dispersed in order to improve the brittle fracture occurrence characteristics or propagation stop characteristics, and when it disappears after an earthquake, the desired fracture resistance characteristics are not exhibited.
  • the strain applied to the residual ⁇ particles varies greatly depending on the distribution pattern of the residual ⁇ particles, and the more fine the residual ⁇ particles are in a spherical shape, the more the strain is distributed. The rate drops. Therefore, it is necessary to set the upper limit of the average value of the aspect ratio of the residual ⁇ particles obtained by cross-sectional observation to 2.5 and the upper limit of the average value of the major axis of the residual ⁇ particles obtained by cross-sectional observation to 0.85 ⁇ m. . Since the toughness is improved as the average aspect ratio of the residual ⁇ particles is smaller, the upper limit of the average aspect ratio may be 2.3 or 2.0.
  • the upper limit of the average value of the major axis may be 0.80 ⁇ m or 0.75 ⁇ m.
  • the lower limit of the average value of the major axis need not be specified, but is usually 0.05 ⁇ m.
  • the lower limit of Mn concentration and the lower limit of Ni concentration in each residual ⁇ are set to 1. It is extremely important to make it 4 times.
  • the lower limit of the cumulative reduction rate of 850 ° C. or less in the hot rolling process is set to 50%, and the cooling rate after tempering is 0.5 ° C./s. It is necessary to make it larger. 2 shows the steel No. described in Table 1. A slab having one chemical component is heated to 960 ° C., then rolled at various cumulative reduction rates, immediately cooled to room temperature immediately after rolling, and subsequently tempered at 570 ° C. (with water cooling after tempering).
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the cumulative reduction ratio of 850 ° C. or less and the concentration ratios of Ni and Mn ([M] ⁇ / [M] ⁇ ) in various steel materials manufactured by the above.
  • the concentration ratios of Ni and Mn are values obtained by dividing [Mn] retained ⁇ and [Ni] retained ⁇ by [Mn] ⁇ and [Ni] ⁇ , respectively. From FIG. 2, it can be seen that a concentration ratio of 1.4 or more can be obtained by satisfying the expressions (1) and (2) by setting the lower limit of the cumulative rolling reduction to 50%.
  • FIG. 3 shows the relationship between the concentration ratios of Ni and Mn and DT (Dynamic Tear) energy, which is a typical fracture characteristic evaluation parameter.
  • the DT energy exceeds 1500 J.
  • FIG. 3 shows that the DT energy exceeds 1500 J by setting the lower limit of the concentration ratios of Ni and Mn to 1.4.
  • the lower limit of the concentration ratio is 1.5 or 1.6, a higher DT energy can be obtained, which is preferable.
  • the steel material according to the present embodiment can be produced through the following steps. However, it is not limited to the following manufacturing method.
  • the casting conditions are not stipulated.
  • An ingot-splitting slab may be used, or a continuous cast slab may be used. From the viewpoint of production efficiency, yield, and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab.
  • the thickness of the steel material to be manufactured is 3 mm to 100 mm, mainly 6 mm to 50 mm.
  • the manufactured steel material may be a steel plate.
  • the slab heating temperature is controlled to 920 ° C. to 980 ° C.
  • the lower limit of the slab heating temperature is preferably 920 ° C.
  • the upper limit of the heating temperature of the slab is set to 970 ° C. so that the ⁇ grains are not excessively coarsened and the fracture resistance is not impaired.
  • (C-2) Rolling process In the hot rolling process, the heated slab is rolled. Specifically, the rolling may be divided into rough rolling and finish rolling.
  • the slab thickness at the end of the rough rolling it is preferable to reduce the slab thickness at the end of the rough rolling until it becomes 3 to 8 times the product thickness (steel material thickness). If the slab thickness after rough rolling is reduced to 3 times or more of the product sheet thickness, it can be sufficiently reduced by subsequent finish rolling, and the toughness of the product steel can be improved. On the other hand, if the slab thickness after the rough rolling is reduced to 8 times or less of the product thickness, the finish rolling temperature in the subsequent finish rolling (temperature at which the finish rolling is finished) can be easily controlled to 700 ° C. or more. .
  • finish rolling the slab subjected to rough rolling in this way is continuously reduced without cooling to a product with a predetermined thickness.
  • the lower limit of the cumulative rolling reduction at 850 ° C. or lower is set to 50%. Increasing the amount of reduction at a relatively low temperature is effective in actively introducing a deformation zone, leaving a large amount of residual ⁇ finally produced, and further reducing the average aspect ratio of the residual ⁇ . . This is because the stretched residual ⁇ is divided when the amount of reduction is large. Further, in order to positively introduce deformation bands, it is desirable to lower the finish rolling start temperature as much as possible so that the final rolling temperature (finish rolling temperature) during finish rolling is 700 ° C. to 730 ° C.
  • (C-3) Cooling step In the cooling step, it is desirable to accelerate cooling the steel material after finish rolling. In particular, as the plate thickness increases, it becomes more difficult to ensure the toughness of the steel material. Therefore, in a steel material with a thick plate thickness, it is better that the cooling rate of the accelerated cooling after the rolling process is faster. Specifically, when the plate thickness is 15 mm or less, the lower limit of the cooling rate at the central portion of the steel plate thickness t, that is, at the (1/2) t position of the plate thickness t is 3 ° C./s. When the plate thickness exceeds 15 mm, the lower limit of the cooling rate is 10 ° C./s.
  • the upper limit of the cooling rate at the (1/2) t position of the plate thickness t is not particularly defined, but may be 50 ° C./s in consideration of the facility capacity.
  • the lower limit of the cooling start temperature is set to 660 ° C. in order to make the steel metal structure sufficiently quenched and to obtain a fine residual ⁇ and a concentration ratio of 1.4 or more by subsequent tempering treatment or the like.
  • Accelerated cooling is preferably performed until the surface temperature of the steel material is 250 ° C. or lower.
  • this cooling stop temperature exceeds 250 ° C., a phenomenon occurs in which the transformation to the martensite structure becomes incomplete or the dislocation in the martensite structure is recovered by the autotemper effect, and as a result, Fine residual ⁇ is not effectively generated by the heat treatment, and the possibility that the strength is insufficient increases.
  • the upper limit of the cooling stop temperature is preferably 200 ° C or 150 ° C.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly defined, but may be 50 ° C. or room temperature in consideration of the facility capacity.
  • DQT Direct-Quenching and Tempering
  • DQLT Direct-Quenching, Lamellarizing, and Tempering
  • (C-4) L treatment process When a sufficiently hardened structure is obtained, the L treatment (steel material was heated to a temperature range of two phases of ferrite and austenite, which has been conventionally used in 9% Ni steel) It is not always necessary to perform the water-cooling process later in this embodiment, and a steel material exhibiting sufficient characteristics can be obtained by performing only the tempering process. However, if the steel material is heated to a two-phase temperature range of ferrite and austenite, the toughness can be improved by refining the metal structure and generating a stable austenite phase, so that the temperature ranges from 620 ° C to 720 ° C as necessary. You may implement the L process process which performs a water cooling process after heating.
  • the temperature range of heating in the L treatment step is preferably 640 ° C to 700 ° C.
  • tempering step is extremely important for realizing the present invention, and is an essential process that requires detailed control. If the tempering temperature is too low, the amount of ⁇ produced is insufficient, and the amount of residual ⁇ itself decreases. In addition, if the tempering temperature is too low, temper embrittlement may occur, resulting in a deterioration of the fracture resistance. Conversely, when the tempering temperature is too high, the amount of ⁇ during heating increases, but the concentration of Ni and Mn in the residual ⁇ decreases. In this case, a large amount of residual ⁇ is transformed during subsequent cooling, or even if transformation does not occur during cooling, it is transformed and disappears only by being exposed to a very low temperature.
  • the range of the tempering temperature is governed by the thermodynamic equilibrium behavior, and has a property that varies depending on the chemical composition of the steel material. Specifically, it is necessary that the lower limit of the tempering temperature T is 3.8 ⁇ Ni ⁇ 33 + Ac 1 and the upper limit is 6.3 ⁇ Ni ⁇ 0.4 + Ac 1 . That is, it is necessary to satisfy the following expression (3).
  • the coefficient described in Formula (3) was calculated
  • the tempering temperature is preferably more than Ac 1 .
  • the cooling rate after heating in the tempering process is low, the fracture resistance is impaired due to the reason that a partial bainite transformation proceeds due to the diffusion movement of carbon.
  • the lower limit of the cooling rate in the central portion of the plate thickness until the surface temperature becomes 300 ° C. or lower needs to be 0.5 ° C./s.
  • the upper limit of the cooling rate after heating in the tempering step is not particularly defined, it may be 50 ° C./s in consideration of the upper limit of the equipment capacity.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly defined, but may be 50 ° C. or room temperature in consideration of the facility capacity.
  • V notch test piece full size test piece
  • a V-notch test piece with a plate thickness and width of 10 mm could not be collected, so a sub-size test piece was collected.
  • the criteria for determining the quality are YS: 585 MPa or more, TS: 690 MPa or more, V-notch Charpy absorbed energy value per unit area v E -196 : 150 J / cm 2 or more, absorbed energy DT -196 (J ): Accepting 1500J or more.
  • a test piece having a plate thickness of less than 15 mm was subjected to a precrack Charpy test.
  • the test piece for the pre-crack Charpy test has a crack depth of 2 mm with respect to a test piece width of 10 mm as in the case of a normal V-notch Charpy.
  • the evaluation method of the residual ⁇ amount is as follows. A test piece for residual ⁇ measurement was taken from a (1/4) t position of the thickness t of the steel material, and the residual ⁇ amount (% by volume) was measured by X-ray diffraction. The measured cross section was an L cross section (a plane parallel to the rolling direction and perpendicular to the steel sheet surface). Furthermore, the shape of residual ⁇ was evaluated by thin film observation with a transmission electron microscope. 20 or more residual ⁇ particles were observed, the average aspect ratio of these particle samples and the average size of the major axis were measured, and the average value in the sample was calculated. Further, the concentration of Mn and Ni in the residual ⁇ was evaluated by the following method.
  • the average Mn concentration and the average Ni concentration in the residual ⁇ were measured by EDX (Energy Dispersive X-ray spectroscopy) quantitative analysis, and compared with the average Mn concentration and the average Ni concentration in the ferrite phase, respectively. ) And Formula (2) are evaluated.
  • the average Mn concentration and the average Ni concentration in the ferrite phase were the bulk values (chemical analysis results) of the steel material.
  • [Mn] retained ⁇ average Mn concentration in residual ⁇
  • [Mn] ⁇ average Mn concentration in ferrite phase
  • [Ni] retained ⁇ average Ni concentration in residual ⁇
  • [Ni] ⁇ ferrite
  • the average Ni concentration in the phase is represented respectively.
  • Test No. 1-c steel the water cooling stop temperature after rolling exceeds the specified range.
  • Test No. 1-d steel the cooling rate after tempering falls below the specified range.
  • Steel No. 1-e Test No. with heating temperature below specified range.
  • Test No. 1 in which the finish rolling temperature was lowered due to the slab thickness after completion of the rough rolling with respect to the steel thickness of 1-j and the product thickness product exceeding the specified range.
  • the 1-l steel material lacked strength (yield strength YS, tensile strength TS).
  • Test No. 1-c steel, Test No. 1-d steel, Test No. Steel No. 1-e Test No. with tempering temperature below specified range.
  • 1-f steel Test No.
  • L processing temperature exceeds specified range.
  • the 1-p steel material lacked arrest properties (DT absorbed energy: DT- 196 or absorbed energy at -196 ° C. obtained by a precrack Charpy test).
  • Steel No. 34 has a C content of steel No. 34.
  • Test No. 35 made of 35 steel.
  • Steel No. 35 has a Si content and Test No. 36 made of 36 steel. Since the steel material No. 36 has an excessively high Mn content, the strength characteristics (yield strength and tensile strength) are not a problem, but the fracture characteristics (brittle crack initiation characteristics and arrest characteristics) are insufficient.
  • steel no. Test No. 38 made of 38 steel. Steel No. 38 has an Al content of Steel No.
  • Test No. 39 made of 39 steel. Since the steel No. 39 had an excessively high N content, the tensile strength was insufficient, and the residual ⁇ was not sufficient and the fracture characteristics were insufficient. Steel No. whose C content is lower than the specified value.
  • Test No. 40 made of 40 steel. No. 40 steel, and No. whose Mn content is lower than the specified value.
  • Test No. 42 made of 42 steel. Forty-two steel materials lacked both strength and fracture properties. Steel No. whose Si content is below the specified value.
  • Test No. 41 made of 41 steel. Steel No. 41 and steel No. 1 with an Al content below the specified value.
  • Steel No. 44-No. 56 is one of P, S, Cu, Cr, Mo, V, Nb, Ti, B, Sn, Al, Mg, and REM. 44-No. The steel material No. 56 has deteriorated fracture characteristics.
  • the steel material having a Ni content of 6.6% to 8.0% by mass according to the present invention is excellent in economic efficiency and fracture resistance.
  • This steel material is suitable for use as an inner tank member or an annular plate of an LNG tank.

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Abstract

　本発明に係る鋼材は、前記鋼材の板厚ｔの（１／４）ｔ位置での残留γの量の下限が４．０体積％であり、前記残留γは、そのアスペクト比の平均値の上限が２．５かつその長径の平均値の上限が０．８５μｍである形態を有するとともに、前記残留γ中の平均Ｍｎ濃度および平均Ｎｉ濃度がそれぞれ、［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｍｎ］α×１．４および［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｎｉ］α×１．４を満足する。

Description

鋼材およびその製造方法並びにＬＮＧタンク
　本発明は、靭性に優れた極低温用鋼材およびその製造方法並びに当該鋼材を適用したＬＮＧタンクに関する。なお、極低温用とは、ＬＰＧ（Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ　ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ　ｇａｓ：液化石油ガス）、ＬＮＧ（Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ　Ｎａｔｕｒａｌ　Ｇａｓ：液化天然ガス）などが液体状態である温度域、すなわち、－６０℃以下の極低温環境での用途を意味する。本発明は、特にＬＮＧを液体状態で保存する温度環境である－１６５℃付近での用途を主なターゲットとしている。
　ＬＰＧ又はＬＮＧなどの液化ガスを貯蔵する極低温貯槽タンクを製造するための鋼材には、安全性確保の面から、優れた破壊靭性が求められる。
　例えば、ＬＮＧタンクに使用される９％Ｎｉ鋼（本明細書では特にことわりがない限り、「％」は「質量％」を意味する。）においては、ＬＮＧ温度環境である－１６５℃付近における、母材および溶接継手の脆性破壊伝ぱ停止特性（以下、「アレスト特性」という。）などが求められる。特に、脆性き裂が発生した際に構造物全体が崩壊することを阻止するために、ＬＮＧタンクに限らず、アレスト特性が重要な特性として要求される。また、母材特性については、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（焼入（Ｑ）、２相域焼入（Ｌ）、焼戻（Ｔ））など様々な方法によってコントロールされ、改善が行われてきた。
　一方、日本のような地震国に地上式ＬＮＧタンクを建設することを想定すると、地震を経験してもなおタンクが健全であることが求められる。ＬＮＧ地上式貯槽指針（ＪＧＡ指－１０８－０２（ＪＧＡ－Ｇｕｉｄｅｌｉｎｅ－１０８－０２），一般社団法人日本ガス協会　ガス工作物等技術基準調査委員会）によれば、内槽の目標性能として、レベル２の地震動を受けた場合に、液密性及び気密性が保持されることが掲げられている。つまり、内槽部材がレベル２の地震動を受けた場合に、内槽部材での変形残留は許容されるが、内槽部材の板厚を貫通する破壊は許容されない。しかしながら、レベル２の地震動ほどの大きな外力が付与されると、内槽部材が大きな塑性変形を受けることも想定できる。したがって、この耐破壊性能は極めてレベルの高い特性であると言える。この要求に応える鋼の例として、９％Ｎｉ鋼がある。
　９％Ｎｉ鋼に前述の３段熱処理法（焼入（Ｑ）、２相域焼入（Ｌ）、焼戻（Ｔ））を施せばこれらの目標性能を具備させることができる。しかし、Ｎｉという高価な合金元素を多量に添加しなければならない９％Ｎｉ鋼は、高コストであるので、経済的に問題がある。そこで、鋼材価格の抑制のために、Ｎｉ含有量を抑制して製造された鋼材が開発されてきた。
　特許文献１には、低Ｎｉ型の極低温用鋼に関して、Ｎｉ含有量を８％未満まで減少させた鋼材が開示されている。ここで、残留γの量を増加させることが鋼板の脆性き裂伝ぱ停止特性を向上させるとの知見が特許文献１に記載されている。そこで、特許文献１に記載されたＶノッチシャルピー吸収エネルギーｖＥ－１９６が良好な鋼板など（特に、特許文献１に記載のＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ａ～１－ｈ、４～１２、及び２２～３５）に、各種の破壊靭性試験を実施した。その結果、いずれの試料も、－１９６℃におけるＤＴ（Ｄｙｎａｍｉｃ　Ｔｅａｒ）エネルギー（ＤＴ試験によって得られる破壊特性評価パラメータ）がいずれも１５００Ｊに満たないか、又は板厚１５ｍｍ未満の試験片に対するプレクラックシャルピー試験によって得られる－１９６℃での吸収エネルギーが１００Ｊ／ｃｍ２に満たないことが判明した。その後の研究の進歩により、単に残留γ量を増加させるだけでは脆性き裂伝ぱ停止特性の向上効果は限定的であり、増加した残留γが不安定なγである場合には、変態後のマルテンサイトが脆性き裂伝ぱ停止特性に対し劣化要因となる可能性もあることを知見した。脆性き裂伝ぱ停止特性を改善させるためには、極低温で多少の塑性歪が加わった後でも安定的に存在し続けることができるγ量を確保することが重要であることを知見した。特許文献１において、この残留γを安定させる必要性については記載されておらず、また残留γを安定させる方法についても開示されていない。残留γが安定しない場合、脆性き裂伝ぱ停止特性は十分に向上しないと考えられる。
　特許文献２には、規定された累積圧下率で圧延し、その後オフラインＱＴ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ａｎｄ　Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）あるいはＤＱＴ（Ｄｉｒｅｃｔ－Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ａｎｄ　Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）処理を行うことにより安定性の高い残留γ（残留オーステナイト）を多量に確保する技術が記載されている。しかしながら、残留γを安定させるためには、残留γ中のＮｉ又はＭｎが残留γの周囲の組織と比較して濃化している必要がある。また、焼戻し後の冷却が緩慢である場合、鋼の耐破壊特性が損なわれる。特許文献２には、これらの知見について何ら記載されていない。また、特許文献２に示された実施例は、そのほとんどが質量％で９％以上のＮｉを含有しているにも関わらず、本発明で規定している４％以上の残留γ量を確保している実施例は、僅か２例しかない。その２例の中には、ＤＱＴによって製造されたものもあるが、ＤＱＴの際の加熱温度が１２００℃と高く、工程に関し本発明との相違が認められる。これら事実は、後述する理由により、特許文献２に記載された発明が高い耐破壊特性を有していないことを示唆している。
　特許文献３には、低温加熱後低温圧下を行い、直後２００℃以下の温度まで水冷し、さらに熱処理を行う、いわゆるＣＲ－ＤＱＴ（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ　Ｒｏｌｌｉｎｇ，　Ｄｉｒｅｃｔ－Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ，　ａｎｄ　Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）あるいはＣＲ－ＤＱＬＴ（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ　Ｒｏｌｌｉｎｇ，　Ｄｉｒｅｃｔ－Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ，　Ｌａｍｅｌｌａｒｉｚｉｎｇ，　ａｎｄ　Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）のプロセスが記載されている。これらプロセス自体は本発明と同じであるが、特許文献３に記載された発明は、累積圧下量が小さく、本発明例で規定する５０％以上の累積圧下率を有する実施例は含まれない。累積圧下率が低い場合、上述したＮｉ又はＭｎの濃化が十分に行われないので、残留γが安定しないと考えられる。さらに、鋼材の特性に大きく関係する、焼き戻し後の冷却速度と、残留γ中のＮｉ又はＭｎの濃度とに関する記載も特許文献３には含まれない。これら事実は、特許文献３に記載された発明が高い耐破壊特性を有していないことを示唆している。
　特許文献４に記載された発明は、Ｎｉの偏析比に着目したものであるが、この偏析比を低減するために均熱拡散処理を行うことが特許文献４では必須とされている。このことは、経済性又はリードタイムの観点から好ましくない。また、特許文献４は、特許文献３と同様に、いわゆるＣＲ－ＤＱＴあるいはＣＲ－ＤＱＬＴのプロセスに関するものである。このプロセス自体は本発明と同じであるが、特許文献４においては、焼き戻し後の冷却速度についての記載も一切認められず、残留γ中のＮｉやＭｎの濃度に関する規定もない従って、特許文献４に記載された技術は、安定して極めて高い耐破壊特性を満足できる技術とは言えない。
日本国特開２０１１－２４１４１９号公報 日本国特開平６－１８４６３０号公報 国際公開第２００７／０３４５７６号パンフレット 国際公開第２０１２／００５３３０号パンフレット
　本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、極めて高度な耐破壊特性の具備と鋼材価格抑制との両立を図ることによって、経済性と耐破壊特性とに優れた鋼材およびその製造方法並びにＬＮＧタンクを提供することにある。
　上記課題を解決するために、本発明者らは、低温靭性を確保するために有効なＮｉ含有量が質量％で６．６％～８．０％である範囲の鋼を採用し、その範囲内で、広範な試作試験を実施し、特性との対応を検討した。その結果、以下の（ａ）～（ｈ）に示す知見を得た。
　（ａ）　低温貯槽タンク用材料が、地震による力を受けた際に液密性および気密性を保持するために必要な耐破壊特性は、脆性破壊発生特性と、万が一破壊が発生した場合に脆性破壊によるき裂の伝ぱを停止させることができる脆性き裂伝ぱ停止特性（アレスト特性）とである。
　（ｂ）　これら特性を向上させるためには、上記のＮｉ含有量が質量％で６．６～８．０％である化学成分の範囲を有しながら、残留オーステナイト（残留γ）を確保することが必要である。そして、塑性変形を受けてもその残留γの絶対量が確保される必要がある。
　（ｃ）　残留γは極めて高い脆性き裂伝ぱ停止機能を有する組織であり、この組織が微細分散していると、材料のアレスト特性は飛躍的に高くなる。ここで、残留γ量は、Ｘ線回折法により評価できる。残留γの粒子サイズが、その平均長径が０．８５μｍ以下である場合に、鋼材は良好なアレスト特性を示す。ここで、残留γの長径とは、断面観察した場合の、残留γの最も長い方向に沿った残留γの長さを示す。なお、残留γは鋼材の板厚ｔの（１／４）位置でサンプルを採取して測定するのがよい。
　（ｄ）　ここで、残留γは準安定状態にあり、鋼材が塑性変形を受けることでマルテンサイト変態しやすい。鋼材が塑性変形を受けても残留γを多く失わないためには、残留γの幾何学的形態が球形に近い方が望ましく、具体的に数量規定すると、残留γの平均アスペクト比の上限が２．５であることが望ましい。ここで、残留γのアスペクト比とは、残留γの長径（Ｌ）、つまり残留γの最も長い径と、短径（Ｗ）、つまり残留γの最も短い径の比、すなわちＬ／Ｗをいう。その定義から明らかなように、アスペクト比の下限は１である。
　（ｅ）　さらに、残留γが塑性変形を受けた際に消失する残留γの量を最小化するためには、残留γ中のＮｉ及びＭｎが、残留γの周囲の組織と比較して、ある程度濃化していることが必要である。具体的には、残留γ中の平均Ｎｉ濃度および平均Ｍｎ濃度が、それぞれ、フェライト相（α相）中の平均Ｎｉ濃度および平均Ｍｎ濃度の１．４倍を超える濃度である必要がある。
　（ｆ）　また、これらの目的を達成するための製造方法については、加熱条件又は圧延条件のコントロールを詳細におこなうことで耐破壊特性と経済性との両立をも図ることができるが、このことは特に必須条件として規定されるものではない。また、熱処理条件を詳細に規定することにより、従来から９％Ｎｉ鋼で多く用いられてきたＬ処理（鋼材をフェライト及びオーステナイトの二相域の温度範囲に加熱した後に水冷処理をすること）を実施せず焼戻し処理のみを実施する場合であっても、充分な特性を示す鋼材を得ることができる。ただし、Ｌ処理の実施が鋼材の性能を損なわないことは勿論である。従って、金属組織を微細化するとともに安定なオーステナイト相を生成させて、さらに靭性を改善するために、必要に応じて、鋼材を６２０℃～７２０℃の温度範囲に加熱した後に水冷処理をするＬ処理を実施してもよい。ただし、Ｌ処理の有無にかかわらず、焼戻し処理を実施した後に、鋼材表面温度を３００℃以下にするまでの冷却速度の下限を０．５℃／ｓとすることが、良好な特性を得るために必要である。焼戻し後の水冷などによって、この冷却速度を大きくすることにより、焼戻し脆化の影響を受けることなく、Ｎｉ濃度が高く且つより安定なオーステナイト相を生成させることでき、非常に高い靭性を確保できる。詳細は要検討であるが、焼き戻し中に生成したγの一部は、焼き戻し後の冷却の間にマルテンサイト変態を起こす。冷却速度の下限を０．５℃／ｓにすることにより、このマルテンサイト変態により生じたマルテンサイト内の転位密度の減少を抑制することができ、さらに、このマルテンサイトに隣接した残留γに力学的拘束作用を加えて残留γの安定性を向上させることができると推定できる。
　（ｇ）　このような低温靭性に優れた鋼材は、高い破壊安全性を有しているので、ＬＮＧタンクの内槽部材に適用することができる。
　（ｈ）　地上式ＬＮＧタンクの中で激震時に大きな塑性歪が負荷される部分としてアニュラープレートが挙げられる。このような低温靭性に優れた鋼材は、高い破壊安全性を有しているので、ＬＮＧタンクの中のアニュラープレートに適用することができる。
　本発明は、上記の知見を基礎として完成したものであり、下記の（１）～（４）の鋼材および（５）～（８）の鋼材の製造方法並びに（９）～（１０）の当該鋼材を適用したＬＮＧタンクをその要旨とする。
　（１）本発明の一態様に係る鋼材は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｎｉ：６．６～８．０％、Ａｌ：０．００２～０．０８％Ｎ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｍｏ：０～０．５％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．００４％、Ｍｇ：０～０．００２０％、ＲＥＭ：０～０．００２０％、残部：Ｆｅおよび不純物である鋼であって、前記鋼材の板厚ｔの（１／４）ｔ位置での残留γの量の下限が４．０体積％であり、前記残留γは、そのアスペクト比の平均値の上限が２．５かつその長径の平均値の上限が０．８５μｍである形態を有するとともに、前記残留γ中の平均Ｍｎ濃度および平均Ｎｉ濃度がそれぞれ、次の式（Ａ）および式（Ｂ）を満足する。
　［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｍｎ］α×１．４　・・・（Ａ）
　［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｎｉ］α×１．４　・・・（Ｂ）
　ここで、［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γは前記残留γ中の平均Ｍｎ濃度を、［Ｍｎ］αはフェライト相中の平均Ｍｎ濃度を、［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γは前記残留γ中の平均Ｎｉ濃度を、［Ｎｉ］αは前記フェライト相中の平均Ｎｉ濃度を、それぞれ表す。
　（２）上記（１）の鋼材は、さらに、化学成分が、質量％でＣ：０．０２％～０．０７％Ｓｉ：０．０１％～０．１０％、Ｍｎ：０．６％～１．０％Ｎｉ：７．０～７．８％Ｃｕ：０～０．３０％、Ｃｒ：０～０．８０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｖ：０～０．０５％、Ｂ：０～０．０００５％、Ｎｂ：０～０．０２％、Ｔｉ：０～０．０２％、Ｓｎ：０～０．０１％であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）の鋼材は、さらに、化学成分が、質量％でＣｒ：０．３０～０．６０％、Ｍｏ：０．０５～０．１５％であってもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項の鋼材は、板厚が３ｍｍ～１００ｍｍの鋼板であり、降伏応力が５８５ＭＰａ以上であり、引張強さが６９０ＭＰａ～８８５ＭＰａであってもよい。
　（５）本発明の一態様に係るＬＮＧタンクは、上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の鋼材が内槽部材に適用されている。
　（６）本発明の一態様に係るＬＮＧタンクは、上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の鋼材がアニュラープレートに適用されている。
　Ｎｉ含有量が質量％で６．６～８．０％の低Ｎｉ鋼材であって、経済性と耐破壊特性とに優れた鋼材およびその製造方法並びにＬＮＧタンクを提供することが可能になる。
焼戻し温度と残留γ量との関係を示すグラフである。 ８５０℃以下の累積圧下率とＮｉ及びＭｎの濃化率との関係を示すグラフである。 Ｎｉ及びＭｎの濃化率と、代表的な破壊特性評価パラメータであるＤＴ（Ｄｙｎａｍｉｃ　Ｔｅａｒ）エネルギーとの関係を示すグラフである。
　以下に、本実施形態にかかる鋼材に関して、その要件毎に詳細に説明する。ここで、含有量に関する「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
　（Ａ）化学組成に関して
　Ｃ：０．０１～０．１２％
　Ｃは、母材の強度確保のために必要な元素である。Ｃの含有量が０．０１％未満である場合、必要な強度が確保できず、さらに溶接の際にＦＬ（Ｆｕｓｉｏｎ　Ｌｉｎｅ）でのラス状マルテンサイトの形成が不十分になってＦＬ近傍のＨＡＺ（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ）の靭性も低下するので、Ｃ含有量の下限を０．０１％とする必要がある。一方、Ｃの含有量が０．１２％を超えると、ＨＡＺ、なかでもＦＬ近傍のＨＡＺの靭性劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量は０．０１％～０．１２％とする。確実に強度を確保するために、Ｃの含有量の下限を０．０２％、０．０３％又は０．０４％としてもよい。ＨＡＺ靭性の改善のために、Ｃの含有量の上限を、０．１０％、０．０８％、０．０７％又は０．０６％としてもよい。
　Ｓｉ：０．０１～０．３０％
　Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素である。脱酸の効果を得るためには、Ｓｉの含有量の下限を０．０１％とする必要がある。一方、本実施形態に係る鋼材の場合、Ｓｉと焼入れままマルテンサイトの焼戻し過程とは大いに関連があり、Ｓｉの含有量が０．３０％を超えると、Ｓｉは、溶接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セメンタイトへのＣの分解析出反応を抑制する。Ｃの分解析出反応の抑制により、自己焼戻し（Ｓｅｌｆ－ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）が遅延し、溶接部の靭性が低下する。あるいは、含有量が０．３０％を超えるＳｉは、島状マルテンサイトを増加させることによって溶接部の靭性を低下させる。よって、Ｓｉ含有量は０．０１％～０．３０％とする。なお、溶接部の靭性向上の観点からは、Ｓｉ含有量はできるだけ少ない方がよく、溶接部の靭性改善のために、Ｓｉ含有量の上限を０．２０％、０．１５％又は０．１０％としてもよい。脱酸を確実に行うために、Ｓｉ含有量の下限を０．０２％、０．０３％又は０．０４％としてもよい。
　Ｍｎ：０．４～２．０％
　Ｍｎは、脱酸剤として、また、母材の強度及び靭性の確保、ならびにＨＡＺの焼入性確保のために必要な元素である。Ｍｎの含有量が０．４％未満ではこれらの効果が得られず、さらにＨＡＺにフェライトサイドプレートが生成してラス状マルテンサイトの形成が不十分になり溶接部の靭性が低下するので、Ｍｎの含有量の下限は０．４％とする。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、Ｍｎの中心偏析により、母材特性の板厚方向での不均一をもたらす場合がある。よって、Ｍｎの含有量は０．４％～２．０％とする。焼入性確保と溶接部の靭性向上とのために、Ｍｎの含有量の下限を０．５０％、０．６０％又は０．７０％としてもよい。母材特性の板厚方向での不均一をさらに防ぐために、Ｍｎ含有量の上限を１．５％、１．２％、１．０％又は０．９％としてもよい。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に存在し、粒界に偏析して、靭性を低下させる原因となる。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、溶接時に高温割れを招く場合があるので、Ｐの含有量を０．０５％以下に制限する。なお、靭性の向上のためには、Ｐの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Ｐの含有量の上限を０．０３％、０．０２％、０．０１％、０．００８％又は０．００６％としてもよい。Ｐ含有量の下限を特に規定する必要はなく、その下限は０％である。しかし、Ｐを必要以上に低減させることは、精錬時のコストアップにつながるので、Ｐの含有量の下限を０．０００１％又は０．０００５％としてもよい。
　Ｓ：０．００８％以下
　Ｓは、不純物として鋼中に存在し、多すぎると、中心偏析を助長したり、脆性破壊の原因となる延伸形状のＭｎＳが多量に生成したりする原因となる。Ｓの含有量が０．００８％を超えると、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。このため、Ｓの含有量は０．００８％以下とする。母材およびＨＡＺの機械的性質の改善のために、Ｓの含有量の上限を０．００６％、０．００４％、０．００３％又は０．００２％としてもよい。Ｓの含有量はできるだけ小さくするのがよいので、Ｓの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。精錬コストの問題から、Ｓの含有量の下限を０．０００１％又は０．０００３％としてもよい。
　Ｎｉ：６．６～８．０％
　Ｎｉは、低温用鋼材として靭性を確保するために必要な最も基本的な元素である。低温用鋼材として靭性を確保するためには、６．６％以上のＮｉの含有量が必要である。Ｎｉの含有量が多ければ多いほど高い低温靭性が得られるが、その分コストアップの要因となるので、Ｎｉの含有量の上限は８．０％とする。したがって、Ｎｉの含有量のターゲットは６．６％～８．０％である。低温靭性の確保の観点から、Ｎｉ含有量は６．７％以上が好ましく、必要に応じて、Ｎｉの含有量の下限を６．８％、６．９％又は７．０％としてもよい。また、コスト抑制の観点から、Ｎｉ含有量の上限を、７．８％、７．６％又は７．４％としてもよい。ただし、Ｎｉ含有量が８．０％超であったとしても、低温用鋼材として求められる特性は得られる。
　Ａｌ：０．００２～０．０８０％
　Ａｌは、一般的には脱酸剤として含有させる元素であるが、本実施形態に係る鋼材の場合には、Ｓｉと同様に、マルテンサイトの自己焼戻し（Ｓｅｌｆ－ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）を遅延させる働きを有する。したがって、Ａｌの含有量はできるだけ少ない方が望ましい。Ａｌの含有量が０．０８０％を超えて過剰になると、前述したＳｉと同様に、溶接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Ｃ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場合がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．００２％未満では十分な脱酸効果が得られない。したがって、Ａｌの含有量は０．００２％～０．０８０％とする。確実に脱酸をおこなうために、Ａｌの含有量の下限を０．００５％、０．０１０％、０．０１５％又は０．０２０％としてもよい。溶接部の靭性向上のために、Ａｌの含有量の上限を０．０６０％、０．０５０％又は０．０４０％としてもよい。
　Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎは、不純物として鋼中に存在し、固溶Ｎの増加又は析出物の生成を通してＨＡＺ靭性の悪化の原因となるので、ＨＡＺ靭性の確保のためにはＮの含有量は低い方がよい。Ｎの含有量が０．００５０％を超えるとＨＡＺ靭性の悪化が顕著になる場合があるので、Ｎの含有量を０．００５０％以下とする。ＨＡＺ靭性の向上のために、Ｎの含有量の上限を０．００４５％又は０．００４０％としてもよい。Ｎの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。ただし、精錬時のコストの問題から、Ｎの含有量の下限を０．０００１％又は０．００１０％としてもよい。
　本実施形態に係る鋼材は、上記の成分のほか、残部がＦｅと不純物とからなるものである。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る鋼材は、上記の成分の外に、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちの１種または２種以上をさらに含有してもよい。これらの成分の含有量の下限を特に規定する必要はなく、その下限は０％である。また、本実施形態に係る鋼材にこれらの合金元素が意図的に添加されたとしても、または不純物として混入したとしても、その含有量が規定範囲内にあれば、その鋼材は本発明の請求範囲内と解釈する。
　Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｕを含有させると、母材の強度を向上させることができる。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．００％を超えると、Ａｃ３点以下の温度に加熱されたＨＡＺの靭性が劣化する場合があるので、Ｃｕの含有量の上限は１．００％とする。好ましいＣｕ含有量の上限は０．８０％又は０．６０％であり、さらに好ましいＣｕ含有量の上限は０．３０％である。なお、Ｃｕによる母材の強度向上効果を得たい場合には、Ｃｕの含有量の下限を０．１０％としてもよい。
　Ｃｒ：０～１．００％
　Ｃｒは、必要に応じて含有させることができる。Ｃｒを含有させると、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、焼入れ性の向上により結果として強度を向上させることができる。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．００％を超えると、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなり、さらに耐炭酸ガス腐食性向上効果が飽和するので、Ｃｒの含有量の上限は１．００％とする。ＨＡＺの硬化の抑制のために、Ｃｒ含有量の上限を０．８０％、０．６０％又は０．５０％としてもよい。Ｃｒの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。Ｃｒによる耐炭酸ガス腐食性及び焼入性の向上効果を得たい場合には、Ｃｒの含有量の下限を０．０５％としてもよい。焼入性の向上効果を確実に得るために、Ｃｒ含有量の下限を０．１０％としてもよい。より好ましいＣｒ含有量の下限は０．２０％である。必要に応じて、Ｃｒ含有量の下限を、０．３０％又は０．４０％としてもよい。
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｍｏは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、母材の強度と靭性とを向上させる効果がある。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺの硬度が高まり、靭性と耐ＳＳＣ性とを損なう場合があるので、Ｍｏの含有量の上限は０．５０％とする。好ましいＭｏ含有量の上限は０．３０％である。靭性及び耐ＳＳＣ性の改善のために、Ｍｏ含有量の上限を０．２０％、０．１５％又は０．１２％としてもよい。Ｍｏの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。Ｍｏによる母材の強度及び靭性を向上させる効果を得たい場合には、Ｍｏの含有量の下限を０．０５％とした方が望ましい。必要に応じて、Ｍｏの含有量の下限を、０．０６％又は０．０７％としてもよい。
　Ｖ：０～０．１０％
　Ｖは、必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、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効果がある。しかしながら、Ｖの含有量が０．１０％を超えると、母材強度向上の効果が飽和するとともに、靭性劣化を招く場合があるので、Ｖの含有量の上限は０．１０％とする。Ｖの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。靭性向上のために、Ｖ含有量の上限を、０．０８％、０．０６％又は０．０４％としてもよい。なお、Ｖによる母材の強度を向上させる効果を得たい場合には、Ｖの含有量の下限を０．０１５％又は０．０２％としてもよい。
　Ｂ：０～０．００５０％
　Ｂは、必要に応じて含有させることができる。Ｂを含有させると、母材の強度を向上させる効果がある。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると、粗大な硼素化合物の析出を招いて靭性を劣化させる場合があるので、Ｂの含有量の上限は０．００５０％とする。靭性の劣化を防止するために、Ｂ含有量の上限を０．００４０％、０．００３０％又は０．００２０％としてもよい。Ｂの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。なお、Ｂによる母材の強度を向上させる効果を得たい場合には、Ｂの含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。より好ましいＢ含有量の下限は０．０００５％又は０．００１０％である。Ｂによる母材強度の向上効果が必要ない場合には、Ｂの含有量の上限を０．００１０％、０．０００５％、０．０００３％又は０．０００２％としても差し支えない。
　Ｎｂ：０～０．１０％
　Ｎｂは、必要に応じて含有させることができる。Ｎｂを含有させると、組織を微細化させて低温靭性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えると、粗大な炭化物又は窒化物を形成し、靭性を低下させる場合があるので、Ｎｂの含有量の上限は０．１０％とする。Ｎｂの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。靭性の低下を防止するために、Ｎｂ含有量の上限を０．０８％、０．０６％又は０．０４％としてもよい。なお、Ｎｂによる低温靭性を向上させる効果を得たい場合には、Ｎｂの含有量の下限を０．０１％又は０．０２％としてもよい。
　Ｔｉ：０～０．１０％
　Ｔｉは、必要に応じて含有させることができる。Ｔｉは主に脱酸元素として利用するが、さらにＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎを含む酸化物相を形成して組織を微細化する効果がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１０％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、特に小入熱溶接部熱影響部の組織を微細化する能力が失われる場合があるので、Ｔｉの含有量の上限を０．１０％とする。好ましいＴｉの含有量の上限は０．０７％又は０．０５％である。Ｔｉの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。なお、Ｔｉによる組織を微細化する効果を得たい場合には、Ｔｉの含有量の下限を０．０２％又は０．０３％としてもよい。
　Ｓｎ：０～０．５０％
　Ｓｎは、必要に応じて含有させることができる。Ｓｎを含有させると、Ｓｎ２＋となって鋼材表面付着物に溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Ｆｅ３＋を速やかに還元し、酸化剤としてのＦｅ３＋濃度を低減させる作用を有することにより、Ｆｅ３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。しかしながら、Ｓｎの含有量が０．５０％を超えると、これらの効果は飽和するので、Ｓｎの含有量の上限は０．５０％とする。好ましいＳｎ含有量の上限は、０．２０％である。合金コスト削減のために、Ｓｎの含有量の上限を０．１０％、０．０５％又は０．０１％に制限してもよい。Ｓｎの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。なお、Ｓｎによる耐食性および耐候性効果を得たい場合には、Ｓｎの下限を０．０３％又は０．０５％としてもよい。
　Ｃａ：０～０．００４％
　Ｃａは、必要に応じて含有させることができる。Ｃａを含有させると、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）を形成する。この酸硫化物は、ＭｎＳなどと異なって圧延加工によって圧延方向に伸びることがないので、圧延後も球状である。この球状の酸硫化物は、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする、溶接割れ又は水素誘起割れを抑制する効果がある。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００４％を超えると、靭性の劣化を招くことがあるので、Ｃａの含有量の上限は０．００４％とする。靭性の低下を確実に避けるために、Ｃａの含有量の上限を０．００３％としてもよい。Ｃａの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。なお、Ｃａによる溶接割れ又は水素誘起割れを抑制する効果を得たい場合には、Ｃａの含有量の下限を０．０００３％又は０．０００５％としてもよい。
　Ｍｇ：０～０．００２０％
　Ｍｇは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｇを含有させると、微細なＭｇ含有酸化物が生成されるので、γ粒径の微細化に効果がある。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．００２０％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ことがあるので、Ｍｇの含有量の上限は０．００２０％とする。好ましいＭｇの含有量の上限は０．００１０％である。Ｍｇの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。なお、Ｍｇによるγ粒径の微細化効果を得たい場合には、Ｍｇの下限を０．０００２％とすることが好ましい。より好ましいＭｇ含有量の下限は０．０００４％である。
　ＲＥＭ：０～０．００２０％
　ＲＥＭ（希土類元素）は、必要に応じて含有させることができる。ＲＥＭは、鋼中に含有させることにより、溶接熱影響部の組織を微細化し、さらにＳと結合してＳを固定する効果がある。ＲＥＭを過剰に含有させると、介在物が形成されて溶接部の清浄度が低下する場合があるが、ＲＥＭの含有によって形成される介在物は比較的靭性劣化への影響が小さいので、ＲＥＭの含有量が０．００２０％以下であれば、ＲＥＭ含有による母材の靭性の低下は許容できる。したがって、ＲＥＭの含有量の上限を０．００２０％とする。好ましいＲＥＭの含有量の上限は０．００１０％である。ＲＥＭの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。なお、ＲＥＭによる溶接熱影響部の組織の微細化効果とＳの固定効果とを得たい場合には、ＲＥＭの含有量の下限を０．０００２％とすることが好ましい。より好ましいＲＥＭ含有量の下限は０．０００３％である。
　ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量との用語は、これらの元素の合計含有量を意味する。
　本実施形態に係る鋼材は、上記成分を含有し、残部が鉄および不純物を含む。しかしながら、本実施形態に係る溶接鋼材には、上記成分の他に、鋼材自体の強度、靭性等を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不純物として、以下の合金元素を含有してもよい。
　ＳｂはＨＡＺの靭性を損なうので、Ｓｂの含有量の上限を０．０３％としてもよい。ＨＡＺ靭性を向上させるために、Ｓｂの含有量の上限を、０．０１％、０．００５％、０．００３％又は０．００１％としてもよい。
　ＡｓはＨＡＺの靭性を損なうので、Ａｓの含有量の上限を０．０２％としてもよい。必要に応じて、Ａｓの含有量の上限を、０．００５％、０．００３％又は０．００１％としてもよい。
　また、強度及び靭性の向上のために、Ｐｂ，Ｚｒ、Ｚｎ及びＷ含有量それぞれの上限を、０．１％、０．０１％又は０．００５％としてもよい。これら元素の含有量の下限を特に決める必要はなく、０％である。
　Ｃｏは、Ｎｉの中に不純物として含まれる場合がある。ＣｏはＨＡＺ靭性を損なうので、Ｃｏの含有量の上限を、０．５％、０．３％、０．１％又は０．０５％としてもよい。Ｃｏ含有量の下限を特に決める必要はなく、その下限は０％である。
　（Ｂ）金属組織に関して
　（Ｂ－１）板厚ｔの（１／４）ｔ位置での残留γ量の下限が４．０体積％であること
　鋼材中の残留γは、鋼材の脆性き裂伝ぱ停止特性の向上に寄与する。この結果、低温環境下での靭性の向上効果が期待できる。この効果を得るには、鋼材の板厚ｔの（１／４）ｔ位置での残留γ量の下限が４．０体積％であることが必要である。靭性向上のために、残留γ量の下限を４．５％体積％、５．０体積%、５．５％体積％、６．０％体積％又は６．５体積％としてもよい。残留γ量の上限は特に規定するものではないが、残留γが多く存在しすぎると降伏強さが低下するおそれがあるので、残留γ量の上限は２０．０体積％又は１５．０体積％としてもよい。ここで、板厚ｔの（１／４）ｔ位置で残留γ量を評価するのは、板厚全域の平均的な位置での評価をするためである。
　ここで、焼戻し温度Ｔ（℃）が以下の式（３）を満足すると、板厚ｔの（１／４）ｔ位置での残留γ量の下限を４．０体積％とすることができる。
　３．８×Ｎｉ－３３＋Ａｃ１≦Ｔ≦６．３×Ｎｉ－０．４＋Ａｃ１　・・・（３）
　ここで、Ａｃ１は次の式（４）によって定義される。
　Ａｃ１＝７１２＋２０．１×Ｓｉ－１７．８×Ｍｎ－１９．１×Ｎｉ＋１１．９×Ｃｒ－９．８×Ｍｏ　・・・（４）
　ここで、式中の元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す。
　図１は、表１に記載された鋼Ｎｏ．１の化学成分を有するスラブを９５０℃に加熱した後、８５０℃以下で７０％の累積圧下率を達成する圧延を行い、圧延後直ちに常温まで水冷し、引き続き種々の焼戻し温度にて焼戻しを行い、その後水冷することにより製造された種々の鋼材における、焼戻し温度と残留γ量との関係を示すグラフである。ここで、累積圧下率とは、圧延開始時の板厚ｔ１と圧延終了時の板厚ｔ２との差を圧延開始時の板厚ｔ１で除した値の百分率（（ｔ１－ｔ２）／ｔ１×１００）である。図１に示されるように、焼戻し温度が低すぎると、γに逆変態する領域が少なすぎるので残留γ量が少なく、逆に焼戻し温度が高すぎると、生成したγが不安定化し冷却中にマルテンサイト変態するので残留γ量は少なくなる。従って、式（３）を満足することにより残留γを多く確保できることがわかる。
　（Ｂ－２）残留γのアスペクト比の平均値の上限が２．５かつその長径の平均値の上限が０．８５μｍであること
　一般にα組織（フェライト組織）中の残留γは、準安定状態にあり、塑性変形を受けることでマルテンサイト変態しやすい。残留γは、脆性破壊発生特性又は伝ぱ停止特性の向上のためには分散している必要があり、地震を受けた後に消失する場合、所望の耐破壊特性が発揮されない。マクロな塑性変形付加量が一定であっても、残留γ粒子に付加される歪は残留γの分布形態によって大いに変化し、残留γ粒子がより微細で球形に近い形状であるほど、歪の分配率は低下する。したがって、断面観察により得られる残留γ粒子のアスペクト比の平均値の上限を２．５、かつ断面観察により得られる残留γ粒子の長径の平均値の上限を０．８５μｍとすることが必要である。残留γ粒子の平均アスペクト比が小さいほど靭性が向上するので、アスペクト比の平均値の上限を２．３又は２．０としてもよい。また、長径の平均値が小さいほど靭性が向上するので、長径の平均値の上限を０．８０μｍ又は０．７５μｍとしてもよい。長径の平均値の下限は、規定する必要はないが、通常０．０５μｍとなる。
　（Ｂ－３）残留γ中の平均Ｍｎ濃度および平均Ｎｉ濃度がそれぞれ、次の式（１）および式（２）を満足すること
　［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｍｎ］α×１．４　・・・（１）
　［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｎｉ］α×１．４　・・・（２）
　ここで、［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ：残留γ中の平均Ｍｎ濃度、［Ｍｎ］α：フェライト相中の平均Ｍｎ濃度、［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ：残留γ中の平均Ｎｉ濃度、［Ｎｉ］α：フェライト相中の平均Ｎｉ濃度を、それぞれ表す。
　オーステナイトフォーマーであるＮｉおよびＭｎは、γ→α変態点を下げる元素であり、残留γを安定化させる作用を有することが知られている。塑性歪を受けた後に残留γ量を多く確保するためには、個々の残留γ中のＭｎ濃度の下限およびＮｉ濃度の下限を、それぞれ、フェライト相中におけるＭｎ濃度およびＮｉ濃度に対して１．４倍にすることが極めて重要である。
　上述の式（１）及び式（２）を満足するためには、熱間圧延工程にて８５０℃以下の累積圧下率の下限を５０％とし、焼戻し後の冷却速度を０．５℃／ｓより大きくすることが必要である。図２は、表１に記載された鋼Ｎｏ．１の化学成分を有するスラブを９６０℃に加熱した後、種々の累積圧下率にて圧延を行い、圧延後直ちに常温まで水冷し、引き続き５７０℃にて焼戻し（焼戻し後の水冷あり）を行うことにより製造された種々の鋼材における、８５０℃以下の累積圧下率とＮｉ及びＭｎの濃化率（［Ｍ］γ／［Ｍ］α）との関係を示すグラフである。ここで、Ｎｉ及びＭｎの濃化率とは、［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γおよび［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γを［Ｍｎ］αおよび［Ｎｉ］αでそれぞれ除することにより得られる値である。図２から、特に累積圧下率の下限を５０％とすることにより、１．４以上の濃度比が得られ、式（１）及び式（２）を満足できることがわかる。
　Ｎｉ及びＭｎの濃化率と、代表的な破壊特性評価パラメータであるＤＴ（Ｄｙｎａｍｉｃ　Ｔｅａｒ）エネルギーとの関係を図３に示す。ＤＴエネルギーが高い場合、アレスト特性が良いと判断される。ＬＰＧ又はＬＮＧなどの液化ガスを貯蔵する極低温貯槽タンクを製造するための鋼材では、ＤＴエネルギーが１５００Ｊを上回ることが好ましい。図３から、Ｎｉ及びＭｎの濃化率の下限をいずれも１．４とすることにより、ＤＴエネルギーが１５００Ｊを上回ることがわかる。これらの濃化率の下限を１．５又は１．６とすると、更に高いＤＴエネルギーを得ることができ、好ましい。
　Ｎｉ及びＭｎの濃化率の上限を特に規定する必要はない。しかし、Ｎｉ及びＭｎの濃化率が１０又は５を超えることは殆どないので、それらの上限を１０又は５としてもよい。
　（Ｃ）製造方法に関して
　本実施形態に係る鋼材は、以下に示す工程を経て製造することができる。ただし、以下の製造方法に限定されるものではない。
　スラブについては、格別にその鋳造条件を規定するものではない。造塊－分塊スラブを用いてもよいし、連続鋳造スラブを用いてもよい。製造効率、歩留りおよび省エネルギーの観点からは、連続鋳造スラブを用いることが好ましい。また、製造される鋼材の板厚は、３ｍｍ～１００ｍｍ、主に６ｍｍ～５０ｍｍとする。製造される鋼材を鋼板としてもよい。
　（Ｃ－１）スラブの加熱工程
　加熱工程は、スラブの加熱温度を９２０℃～９８０℃にコントロールする。ＡｌＮの固溶を進め、後続の熱処理時に結晶粒の粗大化を抑制し所望の耐破壊特性を得るためには、スラブの加熱温度の下限を９２０℃とするのがよい。また、γ粒が粗大化しすぎず、耐破壊特性が損なわれないようにするためには、スラブの加熱温度の上限を９７０℃とする。
　（Ｃ－２）圧延工程
　熱間圧延工程では、加熱したスラブの圧延を行う。具体的には、粗圧延と仕上圧延とに分けて圧延すればよい。
　加熱したスラブに対する粗圧延では、粗圧延終了時のスラブ厚さが成品厚さ（鋼材厚さ）の３倍～８倍になるまで圧下するのが好ましい。粗圧延終了後のスラブ厚さが製品の板厚の３倍以上となるように圧下すると、つづく仕上圧延にて十分な圧下をすることができ、成品鋼材の靭性を向上させることができる。一方、粗圧延終了後のスラブ厚さが製品の板厚の８倍以下となるように圧下すると、つづく仕上圧延における仕上圧延温度（仕上圧延が終了する温度）を７００℃以上に制御しやすくなる。
　仕上圧延では、このようにして粗圧延が行われたスラブに対し、冷却することなく引き続き、圧下を行って所定の板厚の成品とする。この仕上圧延では、８５０℃以下における累積圧下率の下限を５０％とする。この比較的低温における圧下量を大きくすることは、変形帯の導入が積極的になされ、最終的に生成する残留γを多く残し、さらに残留γの平均アスペクト比を小さくするのに効果的である。これは、圧下量が大きい場合、延伸された残留γが分断されるからである。また、変形帯の積極的な導入のために、仕上圧延時の最終圧延温度（仕上圧延温度）が７００℃～７３０℃となるように、仕上圧延開始温度を出来るだけ低くすることが望ましい。
　（Ｃ－３）冷却工程
　冷却工程では、仕上圧延をした圧延後の鋼材を加速冷却することが望ましい。特に、板厚が大きくなるほど鋼材の靭性確保が困難となるので、板厚が厚い鋼材では、圧延工程後の加速冷却の冷却速度は速い方がよい。具体的には、板厚１５ｍｍ以下の場合、鋼材の板厚ｔの中心部、すなわち、板厚ｔの（１／２）ｔ位置での冷却速度の下限を３℃／ｓとする。板厚１５ｍｍ超の場合、冷却速度の下限を１０℃／ｓとする。これは圧延工程後の加速冷却時の冷却速度が遅くなることにより、最終組織の有効結晶粒径が粗大化することを防ぐためである。板厚ｔの（１／２）ｔ位置での冷却速度の上限は特に規定されないが、設備能力を考慮して、５０℃／ｓとしてもよい。加速冷却を行う場合、鋼材の金属組織を十分な焼入れ組織とし、その後の焼戻し処理等により微細な残留γと１．４以上の濃化比とを得るために、冷却開始温度の下限を６６０℃とする。
　仕上圧延後の鋼材を、加速冷却せず放冷によって冷却することは、結晶粒径が粗大化するので好ましくない。
　加速冷却は、鋼材の表面温度が２５０℃以下になるまで行うのがよい。この冷却停止温度が２５０℃を超える場合には、マルテンサイト組織への変態が不完全になる、またはオートテンパー効果によりマルテンサイト組織中の転位が回復してしまう現象が起こり、その結果、後続の熱処理にて微細な残留γが効果的に生成せず、強度不足に陥る可能性が増大する。この冷却停止温度の上限は２００℃又は１５０℃とするのが好ましい。冷却停止温度の下限は特に規定されないが、設備能力を考慮して、５０℃又は室温としてもよい。
　残留γを微細かつ多量に形成するためには、ＤＱＴ（Ｄｉｒｅｃｔ－Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ａｎｄ　Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）処理あるいはＤＱＬＴ（Ｄｉｒｅｃｔ－Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ，　Ｌａｍｅｌｌａｒｉｚｉｎｇ，　ａｎｄ　Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）処理を行うことが好ましい。従来技術であるオフラインＱＴ処理あるいはオフラインＱＬＴ処理では、鋼材を焼き入れ前にＡｃ３点を超える加熱温度に加熱するので、圧延時に導入された格子欠陥は、基本的に鋼材に残らない。従って、焼き入れ前のγは格子欠陥密度が低い状態である。その状態で焼き入れを行った場合、マルテンサイトのパケット・ブロック・ラスサイズは大きくなり、引き続いて行うγ量増加熱処理にてγの生成サイトが乏しくなるので、γ量は十分増加しない。一方、ＤＱＴ処理又はＤＱＬＴ処理を行うと、圧延の際にγに導入された加工歪が焼き入れ前に保持されているので、焼き入れ後のマルテンサイト組織を極めて微細に調整することができる。微細なマルテンサイト組織から後続の熱処理中に生成するγは、微細かつ量が多い。
　（Ｃ－４）Ｌ処理工程
　十分な焼入れ組織が得られた場合には、従来から９％Ｎｉ鋼で多く用いられてきたＬ処理（鋼材をフェライト及びオーステナイトの二相域の温度範囲に加熱した後に水冷処理すること）は、本実施形態にて必ずしも実施する必要はなく、焼戻し処理のみを行うことで、充分な特性を示す鋼材を得ることができる。ただし、鋼材をフェライト及びオーステナイトの二相域温度に加熱すると、金属組織の微細化、および安定なオーステナイト相の生成により靭性を改善できるので、必要に応じて、６２０℃～７２０℃の温度範囲に加熱した後に水冷処理をするＬ処理工程を実施してもよい。加熱温度の下限を６２０℃とすることによって残留γの増加を見込むことができ、加熱温度の上限を７２０℃とすることによって組織の粗大化を防止できる。Ｌ処理工程における加熱の温度範囲は、好ましくは６４０℃～７００℃である。
　（Ｃ－５）焼戻し工程
　焼戻し工程は、本発明を実現するために極めて重要であり、詳細な制御が必要な必須プロセスである。焼戻し温度が低すぎる場合には、生成するγの量が不足するので、残留γ量自体が少なくなる。また、焼戻し温度が低すぎる場合には、焼戻し脆化が起こる可能性があり、これにより耐破壊特性を損なう結果となってしまう。逆に焼戻し温度が高すぎる場合には、加熱時のγ量は多くなるものの、残留γ中のＮｉおよびＭｎ濃度が低下する。この場合残留γは、その後の冷却時に多くが変態してしまうか、あるいは冷却時に変態が生じなかったとしても極低温にさらされるだけで変態し、消失してしまうことになる。焼戻し温度の範囲は、熱力学的な平衡挙動が支配するものであり、鋼材の化学成分によって変動する性質を持つ。具体的には、焼戻し温度Ｔの下限を３．８×Ｎｉ－３３＋Ａｃ１とし、そして、上限を６．３×Ｎｉ－０．４＋Ａｃ１とすることが必要である。すなわち、次の式（３）を満足する必要がある。ここで、式（３）に記載されている係数は、実験結果の重回帰により求められた。焼戻し温度は、Ａｃ１超とすることが好ましい。
　また、焼戻し工程の加熱後の冷却速度が遅い場合には、炭素の拡散移動による一部ベイナイト変態が進行してしまうなどの理由によって、耐破壊特性が損なわれる。加えて、焼戻し工程の冷却速度が遅い場合には、焼戻し中に生成したγからセメンタイトとして一部の炭素を吐き出す反応が進むことによりγが不安定化し、室温に冷却した後に、総量としての残留γが減少する傾向を示すと考えられる。さらに、焼き戻し中に生成したγの一部は、焼き戻し後の冷却の間にマルテンサイト変態を起こす。冷却速度の下限を０．５℃／ｓにすることにより、このマルテンサイト変態により生じたマルテンサイト内の転位密度を増加させることができ、さらに、このマルテンサイトに隣接した残留γに力学的拘束作用を加えて残留γの安定性を向上させることができると推定できる。したがって、焼戻し工程の加熱の実施後、表面温度が３００℃以下になるまでの板厚中心部における冷却速度の下限を０．５℃／ｓとする必要がある。焼戻し工程の加熱後の冷却速度の上限は特に規定されないが、設備能力の上限を考慮すると、５０℃／ｓとしてもよい。冷却停止温度の下限は特に規定されないが、設備能力を考慮して、５０℃又は室温としてもよい。
　３．８×Ｎｉ－３３＋Ａｃ１≦Ｔ≦６．３×Ｎｉ－０．４＋Ａｃ１　・・・（３）
ここで、Ａｃ１は次の式（４）によって定義される。
　Ａｃ１＝７１２＋２０．１×Ｓｉ－１７．８×Ｍｎ－１９．１×Ｎｉ＋１１．９×Ｃｒ－９．８×Ｍｏ　・・・（４）
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す。
　なお、特許文献１においてＶノッチシャルピー吸収エネルギーｖＥ－１９６が良好な鋼板など（特に、Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ａ～１－ｈ、４～１２、２２～３５）のＤＴ試験およびプレクラックシャルピー試験が低下した原因は、いずれも焼戻し後に加速冷却を行わなかったから、又は冷却速度を０．５℃／ｓ未満としたからである。
　表１に示す化学組成を有する５６種類の鋼種からなる板厚３００ｍｍのスラブを準備し、表２に示す条件にて、加熱・圧延・加速冷却などをおこなって仕上げ、その後、場合により熱処理を実施した。得られた各鋼材の板厚は６ｍｍ～５０ｍｍ以下である。得られた各鋼材からは、常温強度を評価するために、ＪＩＳＺ２２４１に規定される、１０号引張試験片、５号引張試験片、または４号引張試験片を採取した。４号引張試験片は板厚ｔの（１／４）ｔの位置より採取した。採取方向は、圧延直角方向である。また、ＪＩＳＺ２２４２に規定されるＶノッチ試験片（フルサイズ試験片）を圧延方向に沿って採取した。板厚が１０ｍｍ未満の鋼種については、板厚及び幅が１０ｍｍと規定されているＶノッチ試験片を採取することができないので、サブサイズ試験片を採取した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　常温での引張試験と－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験とを行い、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、降伏強さＹＳ（ＭＰａ）およびＶノッチシャルピー吸収エネルギーｖＥ－１９６（Ｊ）（３本の平均値）を調べた。吸収エネルギーについては、サブサイズ試験片とフルサイズ試験片との比較を容易にするために、１ｃｍ２あたりの吸収エネルギーに換算した。さらに、脆性き裂伝ぱ特性を評価するために、ＡＳＴＭ　Ｅ６０４に規定されているＤＴ試験（Ｄｙｎａｍｉｃ　Ｔｅａｒ　Ｔｅｓｔ：動的引裂試験）を－１９６℃にて実施し、その吸収エネルギーＤＴ－１９６（Ｊ）を評価した。なお、特性良否の判断基準は、ＹＳ：５８５ＭＰａ以上、ＴＳ：６９０ＭＰａ以上、単位面積あたりのＶノッチシャルピー吸収エネルギー値ｖＥ－１９６：１５０Ｊ／ｃｍ２以上、ＤＴ試験の吸収エネルギーＤＴ－１９６（Ｊ）：１５００Ｊ以上のものを合格とするものである。なお、ＤＴ試験は板厚が１５ｍｍ未満の材料に対する評価が行えないので、板厚１５ｍｍ未満の試験片についてはプレクラックシャルピー試験を行った。プレクラックシャルピー試験用の試験片は、通常のＶノッチシャルピーと同様に、１０ｍｍの試験片幅に対し２ｍｍのき裂深さを持つものであるが、このき裂深さのうちＶノッチ深さは１ｍｍに限定され、残りの１ｍｍとして疲労き裂が導入されている。これにより、プレクラックシャルピー試験用の試験片では、き裂が容易に発生する。このことにより、プレクラックシャルピー試験結果と脆性き裂伝ぱ停止特性との相関は良好である。プレクラックシャルピー試験による脆性き裂伝ぱ特性良否の判定基準は、Ｖノッチシャルピー同様－１９６℃における吸収エネルギーであり、１ｃｍ２あたりの吸収エネルギーが１００Ｊ/ｃｍ２以上の試験片を合格とした。
　残留γ量の評価方法は以下の通りである。鋼材の板厚ｔの（１／４）ｔ位置から残留γ測定用の試験片を採取し、Ｘ線回折により残留γ量（体積％）を測定した。測定した断面は、Ｌ断面（圧延方向に平行であり、鋼板表面に垂直な面）とした。さらに、残留γの形状は、透過型電子顕微鏡による薄膜観察によって評価した。残留γ粒子を２０個以上観察して、これら粒子サンプルの平均アスペクト比、及び長径の平均寸法を測定し、そのサンプル内における平均値を算出した。さらに、残留γ中へのＭｎ及びＮｉの濃化度を以下の方法にて評価した。ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）定量分析により残留γ中の平均Ｍｎ濃度および平均Ｎｉ濃度を測定し、それぞれ、フェライト相中平均Ｍｎ濃度および平均Ｎｉ濃度と比較することで、次の式（１）および式（２）を満足しているか否かの評価をした。なお、フェライト相中平均Ｍｎ濃度および平均Ｎｉ濃度は、その鋼材のバルク値（化学分析結果）とした。
　　［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｍｎ］α×１．４　・・・（１）
　　［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｎｉ］α×１．４　・・・（２）
　ここで、［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ：残留γ中の平均Ｍｎ濃度、［Ｍｎ］α：フェライト相中の平均Ｍｎ濃度、［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ：残留γ中の平均Ｎｉ濃度、［Ｎｉ］α：フェライト相中の平均Ｎｉ濃度を、それぞれ表す。
　以上の試験結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示す特性評価結果からわかるように、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ｎｏ．１、Ｎｏ．３～６、Ｎｏ．９～２８、及びＮｏ．３０～３３の鋼に、適切な方法で圧延・熱処理を行うことにより、残留γの量およびその形態を本発明で規定する範囲に調整したＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ａ、Ｎｏ．１－ｇ、Ｎｏ．３～６、Ｎｏ．９～２８、及びＮｏ．３０～３３の鋼材は、いずれも、強度（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）、脆性き裂発生特性（単位面積当たりのＶノッチシャルピー吸収エネルギーｖＥ－１９６）およびアレスト特性（ＤＴの吸収エネルギーＤＴ－１９６）が、目標の合格範囲に到達した。なお、鋼Ｎｏ．２及びＮｏ．２９の鋼は、Ｎｉ含有量が本発明で規定する範囲を上回っているが、Ｎｉは鋼の耐破壊特性に悪影響を与えるものではないので、本発明鋼と同じく合格範囲に到達した。
　これらに対して、圧延後の冷却速度が規定範囲を下回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｃの鋼材、圧延後の水冷停止温度が規定範囲を上回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｄの鋼材、焼戻し後の冷却速度が規定範囲を下回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｅの鋼材、加熱温度が規定範囲を下回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｊの鋼材、および成品厚さ製品の板厚に対する粗圧延終了後のスラブ厚さが規定範囲を上回ることにより仕上げ圧延温度が低くなったＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｌの鋼材は、強度（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）が不足した。
　Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｃの鋼材、Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｄの鋼材、Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｅの鋼材、焼戻し温度が規定範囲を下回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｆの鋼材、Ｌ処理温度が規定範囲を上回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｈの鋼材、加熱温度が規定範囲を上回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｉの鋼材、Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｊの鋼材、成品厚さ製品の板厚に対する粗圧延終了後のスラブ厚さが規定範囲を下回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｋの鋼材、Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｌの鋼材、焼戻し温度が規定範囲を上回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｍの鋼材、Ｌ処理温度が規定範囲を下回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｎの鋼材、オフラインＱＴを行ったＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｏの鋼材、オフラインＱＬＴを行ったＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｐの鋼材は、脆性き裂発生特性（単位面積当たりのＶノッチシャルピー吸収エネルギーｖＥ－１９６）が不足した。
　８５０℃以下の累積圧下率が規定範囲を下回るＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｂの鋼材、並びにＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｃ～１－ｆ、Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｈ、Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｉ、及びＴｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｋ～Ｔｅｓｔ　Ｎｏ．１－ｐの鋼材は、アレスト特性（ＤＴの吸収エネルギー：ＤＴ－１９６、またはプレクラックシャルピー試験によって得られる－１９６℃での吸収エネルギー）が不足した。
　また、鋼Ｎｏ．３４の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．３４の鋼材はＣ含有量が、鋼Ｎｏ．３５の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．３５の鋼材はＳｉ含有量が、そして、鋼Ｎｏ．３６の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．３６の鋼材はＭｎ含有量が高すぎるので、強度特性（降伏強さおよび引張強さ）は問題ないものの、破壊特性（脆性き裂発生特性およびアレスト特性）が不足した。また、鋼Ｎｏ．３７の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．３７の鋼材はＮｉ含有量が低すぎるので、引張強さが不足し、さらに残留γが充分に確保できず破壊特性が不足した。そして、鋼Ｎｏ．３８の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．３８の鋼材はＡｌ含有量が、鋼Ｎｏ．３９の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．３９の鋼材はＮ含有量が高すぎるので、引張強さが不足し、さらに残留γが十分ではなく破壊特性が不足した。Ｃ含有量が規定値を下回る鋼Ｎｏ．４０の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．４０の鋼材、およびＭｎ含有量が規定値を下回るＮｏ．４２の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．４２の鋼材は、強度特性および破壊特性の両方が不足した。Ｓｉ含有量が規定値を下回る鋼Ｎｏ．４１の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．４１の鋼材、およびＡｌ含有量が規定値を下回る鋼Ｎｏ．４３の鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．４３の鋼材は、破壊特性が不足した。鋼Ｎｏ．４４～Ｎｏ．５６は、Ｐ，Ｓ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ、Ｂ，Ｓｎ，Ａｌ，Ｍｇ，ＲＥＭのいずれかが規定値を上回るが、これら鋼からなるＴｅｓｔ　Ｎｏ．４４～Ｎｏ．５６の鋼材は、破壊特性が低下した。
　本発明にかかるＮｉ含有量が質量％で６．６％～８．０％の鋼材は、経済性と耐破壊特性とに優れている。この鋼材はＬＮＧタンクの内槽部材またはアニュラープレートの用途に好適である。

Claims (6)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１～０．１２％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
    　Ｍｎ：０．４～２．０％、
    　Ｎｉ：６．６～８．０％、
    　Ａｌ：０．００２～０．０８％
    　Ｎ：０．００５０％以下、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．００８％以下、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｃｒ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～０．１０％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１０％、
    　Ｔｉ：０～０．１０％、
    　Ｓｎ：０～０．５０％、
    　Ｃａ：０～０．００４％、
    　Ｍｇ：０～０．００２０％、
    　ＲＥＭ：０～０．００２０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物
    である鋼材であって、
    　前記鋼材の板厚ｔの（１／４）ｔ位置での残留γの量の下限が４．０体積％であり、
    　前記残留γは、そのアスペクト比の平均値の上限が２．５かつその長径の平均値の上限が０．８５μｍである形態を有するとともに、前記残留γ中の平均Ｍｎ濃度および平均Ｎｉ濃度がそれぞれ、次の式（１）および式（２）を満足することを特徴とする鋼材。
    　［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｍｎ］α×１．４　・・・（１）
    　［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γ＞［Ｎｉ］α×１．４　・・・（２）
    　ここで、［Ｍｎ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γは前記残留γ中の平均Ｍｎ濃度を、［Ｍｎ］αはフェライト相中の平均Ｍｎ濃度を、［Ｎｉ］ｒｅｔａｉｎｅｄ　γは前記残留γ中の平均Ｎｉ濃度を、［Ｎｉ］αは前記フェライト相中の平均Ｎｉ濃度を、それぞれ表す。
  2. 　さらに、前記化学成分が、質量％で
    　Ｃ：０．０２％～０．０７％
    　Ｓｉ：０．０１％～０．１０％、
    　Ｍｎ：０．６％～１．０％
    　Ｎｉ：７．０～７．８％
    　Ｃｕ：０～０．３０％、
    　Ｃｒ：０～０．８０％、
    　Ｍｏ：０～０．２０％、
    　Ｖ：０～０．０５％、
    　Ｂ：０～０．０００５％、
    　Ｎｂ：０～０．０２％、
    　Ｔｉ：０～０．０２％、
    　Ｓｎ：０～０．０１％であることを特徴とする請求項１に記載の鋼材。
  3. 　さらに、前記化学成分が、質量％で
    　Ｃｒ：０．３０～０．６０％、
    　Ｍｏ：０．０５～０．１５％であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼材。
  4. 　前記鋼材は、板厚が３ｍｍ～１００ｍｍの鋼板であり、降伏強さの下限が５８５ＭＰａであり、引張強さが６９０ＭＰａ～８８５ＭＰａであることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼材。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼材が内槽部材に適用されたことを特徴とするＬＮＧタンク。
  6. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼材がアニュラープレートに適用されたことを特徴とするＬＮＧタンク。
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