(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：０．４５〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：５．０〜８．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、液体窒素温度まで冷却した後の残留オーステナイト量が体積率で１．７％未満であり、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で４．６μｍ以下であり、吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）の平均値が１５０Ｊ以上であることを特徴とする低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板。
【請求項２】
さらに質量％で、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００３０％以下から選ばれる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または請求項２に記載の低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板。
【請求項４】
さらに質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板に関し、特に液化天然ガスの貯蔵用タンク等の部材として好適な鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、液化天然ガス（以下、ＬＮＧと記す）の陸上貯蔵用タンク等には、低温での機械的特性に優れる高Ｎｉ含有鋼板が多く用いられてきた。特に、９質量％のＮｉを含む高Ｎｉ含有鋼（以下９％Ｎｉ鋼）からなる鋼板が多く用いられており、多くの適用実績がある。
【０００３】
９％Ｎｉ鋼は、これまで、機械的特性や溶接性など種々の特性について検討されてきており、たとえば、非特許文献１には、Ｐ，Ｓなどの不純物元素の低減により、低温靱性が向上することが記載されている。また、非特許文献２には、残留オーステナイトを安定化することで、低温靱性が向上することが記載されている。しかし、Ｎｉは高価な金属であり、よりＮｉ含有量を低減することが望まれている。
【０００４】
９％Ｎｉ鋼よりも少ないＮｉ含有量とすることが可能であり、かつ良好な低温靭性を有する厚鋼板を得るための技術が、例えば特許文献１〜３に開示されている。特許文献１では、所定の化学成分を有し、含有されるオーステナイトの量、アスペクト比、平均円相当粒径を規定し、それらを満足する方法にて製造することで、機械的特性が向上するとしている。また、特許文献２では、所定の化学成分を有し、再現熱サイクル試験後、抽出残渣法により抽出したＦｅ含有量が所定量以上であれば、溶接熱影響部の靱性が向上するとしている。さらに、特許文献３では、所定の化学成分を有し、特定の集合組織が発達した鋼とすることで、脆性亀裂伝播停止特性が向上するとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】国際公開第２００７／０３４５７６号パンフレット
【特許文献２】国際公開第２００７／０８０６４５号パンフレット
【特許文献３】特開２０１１−２１４０９９号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】古君修，鈴木重治，中野善文，鉄と鋼，69（1983）5，S492
【非特許文献２】改訂４版金属便覧，日本金属学会編，丸善，ｐ８０１
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら特許文献１，２，３に記載の技術は、実際にＬＮＧタンクが使用される−１６５℃程度でのオーステナイトの量を規定しておらず、実構造物へ適用した場合の低温靱性に対する配慮がなされていない。また、製造方法が詳細には開示されていない。
【０００８】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、安価で、優れた低温靱性を有するＮｉ含有厚鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、低温靭性に優れたＮｉ含有厚鋼板を提供すべく鋭意検討を重ねた結果、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎｉを必須元素とし、さらに液体窒素温度まで冷却するサブゼロ処理した後の含有される残留オーステナイトが１．７％未満であり、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で５μｍ以下となるようにすることで、従来の９％Ｎｉ鋼よりもＮｉ含有量を低減させても、優れた低温靱性を確保することが可能であることを見出した。９％Ｎｉ鋼よりもＮｉ含有量を低減させると、残留オーステナイトは常温で安定であるとしてもＬＮＧタンクが使用される−１６５℃では不安定であり、−１６５℃で残留オーステナイトが存在すると、ＬＮＧタンクの破壊における鋼材の亀裂先端では残留オーステナイトが加工誘起変態によりマルテンサイト組織へ変態してしまうため、靱性が低下すると考えられる。しかし、ＬＮＧタンクが使用される−１６５℃に対応するサブゼロ処理後の残留オーステナイトを少なくし、組織をこのように微細なものとすることで、従来の９％Ｎｉ鋼よりもＮｉ含有量を低減させても、低温靱性が改善されると推定される。
【００１０】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、以下の（１）〜（４）を提供する。
【００１１】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：０．４５〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：５．０〜８．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、液体窒素温度まで冷却した後の残留オーステナイト量が体積率で１．７％未満であり、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で４．６μｍ以下であり、吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）の平均値が１５０Ｊ以上であることを特徴とする低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板。
【００１２】
（２）さらに質量％で、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下のうち１種または２種を含有することを特徴とする（１）に記載の低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板。
【００１３】
（３）さらに質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００３０％以下から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板。
【００１４】
（４）さらに質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうち１種または２種を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、９％Ｎｉ鋼よりも低いＮｉ含有量で、９％Ｎｉ鋼と同等の低温靱性を有するＮｉ含有厚鋼板を容易に製造することができ、産業上格段の効果を有する。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明に係るＮｉ含有厚鋼板について、成分組成、組織および製造方法に分けて詳細に説明する。なお、特に断わらない限り成分における％表示は質量％である。
【００１７】
（１）成分組成
最初に成分組成について説明する。
【００１８】
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは鋼の固溶強化に対して重要な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では十分な強度が得られず、一方、０．１５％を超えて添加すると、溶接性、加工性を劣化させる。このため、Ｃ含有量を０．０１〜０．１５％の範囲とする。好ましくは、０．０３〜０．１０％の範囲である。
【００１９】
Ｓｉ：０．０２〜０．２０％
Ｓｉは溶鋼中の脱酸剤として有効な元素であり、また、固溶強化に対しても有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では脱酸効果が十分に得られず、一方、０．２０％を超えて添加すると、延靭性が低下する、介在物が増加するといった問題が生ずる。このため、Ｓｉ含有量を０．０２〜０．２０％の範囲とする。好ましくは、０．０３〜０．１０％の範囲である。
【００２０】
Ｍｎ：０．４５〜２．００％
Ｍｎは焼入れ性確保、および強度向上の観点から有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．４５％未満ではその効果が十分に得られず、一方、２．００％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量を０．４５〜２．００％の範囲とする。好ましくは、０．５５〜１．００％の範囲である。
【００２１】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは鋼中に多量に含まれると低温靭性の劣化を招くが、その含有量が０．０２０％以下であれば許容できる。このため、Ｐ含有量の上限を０．０２０％とする。
【００２２】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは鋼中に多量に含まれるとＭｎＳとして析出し、これが介在物として高強度鋼の破壊発生起点となり靭性の劣化を招く。しかし、その含有量が０．００５％以下であれば問題にならない。このため、Ｓ含有量の上限を０．００５％とする。
【００２３】
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは溶鋼中の脱酸剤として有効な元素であり、また、低温靱性の向上に対しても有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に得られず、一方、０．１００％を超えると溶接性が低下する。このため、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１００％の範囲とする。好ましくは、０．０２０〜０．０５０％である。
【００２４】
Ｎｉ：５．０〜８．０％
Ｎｉは本発明において重要な元素であり、焼入れ性を高めるとともに、フェライト地の靭性を向上させる元素である。Ｎｉ含有量が５．０％未満ではこの効果を十分に発揮することができず、一方、８．０％を超えるとコストが上昇する。このため、Ｎｉ含有量を５．０〜８．０％の範囲とする。また、よりコストを低減する観点からは、Ｎｉ含有量を５．０〜７．５％の範囲とすることが望ましい。
【００２５】
以上の基本的な成分組成に加えて、必要に応じて第１群の選択成分として、Ｃｒ，Ｍｏの１種または２種を以下の範囲で含有させることができる。
【００２６】
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高め、また、マルテンサイト組織を微細化することにより低温靱性を向上させる効果を有する。しかし、その含有量が１．００％を超えると、溶接性が劣化するとともに、製造コストが上昇する。このため、Ｃｒを含有させる場合には、その含有量を１．００％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためにはＣｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．１０〜０．７５％の範囲である。
【００２７】
Ｍｏ：１．０００％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高め、また、マルテンサイト組織を微細化することにより低温靱性を向上させる効果を有する。しかし、その含有量が１．０００％を超えると、溶接性が劣化するとともに製造コストが上昇する。このため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を１．０００％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０〜０．５００％の範囲である。
【００２８】
さらに本発明では、必要に応じて第２群の選択成分として、Ｃｕ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂから選ばれる１種または２種以上を以下の範囲で含有させることができる。
【００２９】
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは焼入れ性を高める元素である。しかし、その含有量が１．００％を超えると、熱間加工性が低下するとともにコストも上昇する。このため、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を１．００％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ｖ：０．１００％以下
Ｖは炭窒化物として析出し、組織を微細化する効果を有し、靱性の向上に役立つ元素である。しかし、その含有量が０．１００％を超えると溶接性が劣化する。このため、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．１００％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００３１】
Ｎｂ：０．１００％以下
Ｎｂは炭窒化物として析出し、組織を微細化する効果を有し、靭性の向上に役立つ元素である。しかし、その含有量が０．１００％を超えると溶接性が劣化する。このため、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．１００％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００３２】
Ｔｉ：０．１００％以下
Ｔｉは靭性に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定することにより靭性を向上させる効果を有する。しかし、その含有量が０．１００％を超えると粗大な炭窒化物が析出し、靭性が劣化する。このため、Ｔｉを含有させる場合には、その含有量を０．１００％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０〜０．０５０％以下である。
【００３３】
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは微量添加で焼入れ性を高める元素である。しかし、その含有量が０．００３０％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．００３０％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
【００３４】
さらに本発明では、必要に応じて第３群の選択成分として、Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種を以下の範囲で含有させることができる。
【００３５】
Ｃａ：０．００５０％以下
ＣａはＳを固定し、靱性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する元素である。しかし、その含有量が０．００５０％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靱性の劣化を招く。このため、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．００５０％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００３６】
ＲＥＭ：０．００５０％
ＲＥＭ（レアアースメタル）はＳを固定し、靱性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する元素である。しかし、その含有量が０．００５０％を超えると鋼中の介在物の量が増加し、かえって靱性の劣化を招く。このため、ＲＥＭを含有させる場合には添加する場合には、その含有量を０．００５０％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００３７】
なお、上記成分の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００３８】
（２）組織
次に、組織について説明する。
本発明のＮｉ含有厚鋼板は、上記の成分組成を有した上で、液体窒素温度にまで冷却した後の残留オーステナイトが１．７％未満、かつ方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で４．６μｍ以下の組織を有する。
【００３９】
本発明の鋼板は、主にＬＮＧの貯蔵タンクに用いるものであるため、ＬＮＧタンクが使用される−１６５℃での組織が重要であり、このため、液体窒素温度に保持するサブゼロ処理を行った後の組織を規定する。サブゼロ処理した後の残留オーステナイトが、体積率で１．７％以上であると、十分な低温靱性が得られない。残留オーステナイトは低温靭性を向上させるとの報告もあるが、本発明のＮｉ含有厚鋼板においては靭性に悪影響を及ぼす。これは本発明のＮｉ含有厚鋼板では従来の９％Ｎｉ鋼よりもＮｉ含有量が少ないため、たとえ、残留オーステナイトが−１６５℃で存在していたとしても、不安定であり、亀裂先端で鋼組織が塑性変形を受けると塑性誘起マルテンサイト変態により残留オーステナイトがマルテンサイトに変化するためと考えられる。このため、液体窒素温度にまで冷却した後の残留オーステナイトが、体積率で１．７％未満とする。好ましくは、１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下とする。
【００４０】
また、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均結晶粒径が、円相当直径で４．６μｍを超えても、十分な低温靱性が得られない。したがって、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で４．６μｍ以下、好ましくは３μｍ以下とする。
【００４１】
（２）製造条件
次に、上記成分組成および上記組織を有する本発明の鋼板を製造するための好ましい製造条件について説明する。なお、下記の製造条件は、本発明のＮｉ含有厚鋼板を製造するための例に過ぎず、本発明のＮｉ含有厚鋼板が得られる製造条件であれば、この製造条件に限定されるものではない。
【００４２】
本発明では、上記成分組成を有する鋳片または鋼片を、９００〜１１００℃で１０時間以下の加熱を行った後、８７０℃以下の温度域で累積圧下率４０％以上７０％以下、仕上げ温度が７００〜８２０℃となるよう熱間圧延を施した後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで焼入れする直接焼入れ処理を行い、次いで、昇温速度０．０５〜１．０℃／ｓで５００〜６５０℃の温度範囲に加熱し、同温度範囲にて１０分以上６０分以下保持して焼戻すことが好ましい。
【００４３】
加熱温度：９００〜１１００℃
加熱時間：１０時間以下
加熱温度が９００℃未満の場合、鋼片の鋳造段階で析出している粗大なＡｌＮが固溶せず、靱性が低下する。また、下記に示す圧延条件を実質的に満足できない。また、加熱温度が１１００℃を超えると、オーステナイトが粗大粒となり、靱性が低下する。また、加熱時間が１０時間を超えると、オーステナイト粒が粗大となり、靱性が低下する。このため、加熱温度を９００〜１１００℃、加熱時間を１０時間以下とする。
【００４４】
圧下率：８７０℃以下で累積圧下率４０％以上７０％以下
累積圧下率が８７０℃以下のオーステナイト未再結晶域において４０％未満であると、マルテンサイト組織の微細化が十分に起こらず、靱性が低下する。一方、７０％を超える場合、下記に示す仕上げ温度にて実質的に圧延することが難しい。このため、圧下率は、８７０℃以下で４０％以上７０％以下とする。
【００４５】
仕上げ温度：７００〜８２０℃
仕上げ温度が７００℃未満であると、α-γ二相域圧延となり、ベイナイト相が生成するため、所望の強度を満足できない。一方、８２０℃を超えると、オーステナイト未再結晶域における十分な圧下が実質的に困難となり、微細な組織が得られず、靱性が低下する。このため、仕上げ温度は７００〜８２０℃とする。
【００４６】
冷却（直接焼入れ）：圧延終了後直ちに開始
冷却（直接焼入れ）は、圧延終了後直ちに開始する。直ちに開始しない場合、ベイナイト相が生成するため、所望の強度を満足できない。このため、冷却は、圧延終了後直ちに開始することとする。ここで、直ちにとは、圧延終了後１２０秒以内程度をいう。
【００４７】
冷却速度：５℃／ｓ以上
冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、マルテンサイト組織への変態が起こらず、所望の強度、靱性が得られない。このため、冷却速度は５℃／ｓ以上とする。好ましくは、１０℃／ｓ以上である。
【００４８】
冷却停止温度：２００℃以下
冷却停止温度が２００℃を超える場合、鋼板内で均一なマルテンサイト組織への変態が起こらず、所望の強度、靱性が得られない。このため、冷却停止温度は２００℃以下とする。
【００４９】
焼戻し昇温速度：０．０５〜１．０℃／ｓ
焼戻し昇温速度が０．０５℃／ｓ未満であった場合、析出する炭化物が粗大化し、靱性が低下する。一方、１．０℃／ｓを超えるような急速短時間加熱を実施する場合、誘導加熱設備等が必要となり、コストが増大する。このため、焼戻し昇温速度は、０．０５〜１．０℃／ｓとする。
【００５０】
焼戻し温度：５００〜６５０℃
焼戻し温度が５００℃未満の場合、セメンタイトなどの微細な炭化物の析出による靱性向上効果が十分に得られない。一方、６５０℃を超える場合、粗大な炭化物が析出し、靱性が低下する。このため、焼戻し温度は５００〜６５０℃とする。
【００５１】
焼戻し保持時間：１０分以上６０分以下
焼戻し保持時間が１０分未満の場合、セメンタイトなどの微細な炭化物の析出による靱性向上効果が十分に得られない。一方、６０分を超える場合、粗大な炭化物の析出などにより、靱性が低下する。また、製造コストが増大する。このため、焼戻し保持時間は、１０分以上６０分以下とする。焼き戻し後の冷却は水冷、空冷のいずれでも良いが、冷却速度が大きすぎると鋼板の表面と内部の温度差が大きくなり、鋼板内部に歪が生じて低温靭性が低下するため、５℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００５２】
直接焼入れ後、昇温速度０．１〜１．５℃／ｓで６５０℃〜８００℃の温度範囲に加熱し、同温度範囲にて１０分以上６０分以下保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで焼入れする二相域熱処理を行ってもよい。
【００５３】
二相域熱処理昇温速度：０．１〜１．５℃／ｓ
二相域熱処理を行うことにより、一部がオーステナイトに変態し、結晶粒が微細になるとともに焼き戻しが進行するため、靭性が向上するが、二相域熱処理昇温速度が０．１℃／ｓ未満の場合、オーステナイト粒が粗大化し、靱性が低下する。また、冷却後に生成する組織も粗大化するため、靱性が低下する。一方、１．５℃／ｓを超える場合、誘導加熱設備等が必要となり、コストが増大する。このため、二相域熱処理昇温速度は、０．１〜１．５℃／ｓとする。
【００５４】
二相域熱処理温度：６５０〜８００℃
二相域熱処理温度が６５０℃未満の場合、十分なオーステナイト逆変態が起こらず、組織の微細化効果が得られないため、靱性向上効果が得られない。また、オーステナイト逆変態量が少ないため、オーステナイト中にＣが濃化しやすく、残留オーステナイトが増加する。一方、８００℃を越えると、逆変態オーステナイトが粗大化し、靱性が低下する。また、冷却後の組織も粗大化するため、靱性が低下する。また、製造コストが増大する。このため、二相域熱処理温度は６５０〜８００℃とする。二相域熱処理温度が高い場合、二相域熱処理温度が低い場合に比べ逆変態オーステナイト量が増加し逆変態オーステナイト中のＣの濃化量が減少するため、二相域熱処理後の冷却によるマルテンサイト変態量が増加し、残留オーステナイト量が減少する。そのため、二相域熱処理温度は、好ましくは７２０〜７８０℃である。
【００５５】
二相域熱処理保持時間：１０分以上６０分以下
二相域熱処理保持時間が１０分未満の場合、十分なオーステナイト逆変態が起こらず、組織の微細化による靱性向上効果が得られない。一方、６０分を超える場合、オーステナイト粒が粗大化し靱性が低下する。また、冷却後に生成する組織も粗大化するため、靱性が低下する。また、オーステナイトにＣが濃化するため残留オーステナイトが増加する。また、製造コストが増大する。このため、二相域熱処理保持時間は、１０分以上６０分以下とする。
【００５６】
二相域熱処理後の冷却速度：５℃／ｓ以上
冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、オーステナイトがマルテンサイト組織に変態せず、所望の強度、靱性が得られない。また、冷却速度が遅いと、フェライト中のＣの固溶量が温度の低下とともに減少するため、逆変態したオーステナイトの周囲のフェライトからオーステナイトにＣが移動し、オーステナイト中にＣが濃化して残留オーステナイトとなりやすくなる。このため、冷却速度は５℃／ｓ以上とする。好ましくは１０℃／ｓ以上である。
【００５７】
二相域熱処理後の冷却停止温度：２００℃以下
冷却停止温度が２００℃を超える場合、鋼板内で均一なマルテンサイト組織への変態が起こらず、所望の強度、靱性が得られない。また、オーステナイト中にＣが濃化して残留オーステナイトとなりやすくなる。このため、冷却停止温度は２００℃以下とする。
【００５８】
二相域熱処理を行い、２００℃以下まで冷却した後、前記と同様に焼戻しを行なう。すなわち、昇温速度０．０５℃／ｓ〜１．０℃／ｓで５００℃〜６５０℃の温度範囲に加熱し、同温度範囲にて１０分以上６０分以下保持して焼戻す。
【実施例】
【００５９】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（１５０ｋｇ）とした。これらの鋼を、表２に示す条件にて加熱したのち、熱間圧延を施して板厚７〜５０ｍｍとし、圧延直後に焼入れし、一部の鋼板については、その後焼戻し処理を行った。残りの鋼板は、焼入れ後、二相域熱処理を行い、その後焼戻し処理を行った。得られた鋼板について、引張試験、シャルピー衝撃試験、オーステナイト体積分率測定、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の粒径測定を下記の要領で実施した。
【００６０】
［引張試験］
各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向から、平行部長さ３０ｍｍ、ＧＬ２４ｍｍ、平行部径６φの引張試験片を採取し、常温にて引張試験を実施した。得られた応力−ひずみ曲線から、ＴＳ，ＹＳを算出した。ＴＳが６９０ＭＰａ以上、ＹＳが５９０ＭＰａ以上を、ＴＳ，ＹＳに優れるものとした。
【００６１】
［シャルピー衝撃試験］
各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ規格Ｚ２２０２（１９９８）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ規格Ｚ２２４２（１９９８）の規定に準拠して各鋼板について各温度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、母材靱性を評価した。３本の吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）の平均値が１５０Ｊ以上を母材靱性に優れるものとした。
【００６２】
［オーステナイト体積分率］
各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と垂直な方向より採取したサンプルを、液体窒素中で１０分間サブゼロ処理を実施し、Ｘ線回折により、オーステナイト体積分率を測定した。
【００６３】
［結晶粒の粒径測定］
各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と垂直な方向より採取したサンプルを研磨して鏡面仕上げとし、ＥＢＳＰ解析を実施した。得られたデータの内、粒界を挟む２つの結晶粒の方位差が１５°以上の大傾角粒界を抽出し、それらの大傾角粒界で囲まれる領域の円相当平均粒径を求めた。
【００６４】
得られた結果を表２に示す。
表２に示すように、本発明例では優れた低温靱性を有しているのに対し、本発明範囲を外れる比較例では低温靱性が低下していることが確認された。
【００６５】
【表１】
0005594329.tif 000002
【００６６】
【表２】
0005594329.tif 000003