(57)【要約】【課題】高価なＮｉの添加量を可能な限り少なく抑えつつ、極低温でのＨＡＺ靱性を確保することができる極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板を提供することを課題とする。【解決手段】所定の化学成分組成を満足する厚鋼板であって、Ｄｉ値が２．５以上５．０以下、ｓｏｌ．Ｎパラメータが２０ｐｐｍ以下、Ｎｉ−Ｔｉバランスが０．００２４×（［Ｎｉ］−７．５）２＋０．０１０−［Ｔｉ］≧であり、更には、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃まで１９ｓ冷却した後の結晶粒径が４．０μｍ以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：５．０〜７．５％、Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物でなる厚鋼板であって、
（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×（１．７−０．０９×６．５）から求められるＤｉ値が、２．５以上５．０以下、
ｓｏｌ．Ｎパラメータが、２０ｐｐｍ以下、
Ｎｉ−Ｔｉバランスが、０．００２４×（［Ｎｉ］−７．５）２＋０．０１０−［Ｔｉ］≧０であり、
更には、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した後の結晶粒径が、４．０μｍ以下であることを特徴とする極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
但し、前記した各式中、［  ］は質量％を示す。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）の１種または２種以上を含有する請求項１記載の極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種以上を含有する請求項１または２記載の極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種を含有する請求項１乃至３のいずれかに記載の極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＬＮＧ（Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ  Ｎａｔｕｒａｌ  Ｇａｓ：液化天然ガス）用の貯蔵タンクなど極低温特性が要求される構造材の材料として用いられる厚鋼板、特に極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
天然ガスの主成分はメタンであり、大気圧下において極低温で液化され、その際体積が１／６００程度にまで減少する。そのため、気体より液体で貯蔵或いは輸送する方が便利であるが、一方、極低温で保持する必要があるため、ＬＮＧ貯蔵タンクなどには極低温特性に優れた材料が必要となる。
【０００３】
ＬＮＧ貯蔵タンクなどに用いられる厚鋼板はフェライト系鋼であるが、このフェライト系鋼は一般的に低温になると脆くなり、セラミックスのように破壊することがある。しかし、この欠点はＮｉの添加量を増量することにより克服することが可能である。一方で、Ｎｉは高価な元素であるという理由から常に低Ｎｉ化の要求がある。これらのバランスから、ＬＮＧ貯蔵タンクなど極低温での優れた靱性が要求される構造材の材料として、９％Ｎｉ鋼が使用されているのが現状である。
【０００４】
一般に、鋼の靱性を向上させるには、組織の微細化、安定的な残留γの確保、ＭＡや粗大介在物などの破壊起点の低減、地の靱性向上が有効であるといわれている。Ｎｉの添加は、特に弊害をもたらすことなく前記した何れの因子とも向上させる。逆に言うと、鋼を低Ｎｉ化すると靱性の確保が難しくなるといえる。
【０００５】
このような実情から、低Ｎｉ化による靱性の低下という問題を解消するために、熱処理を工夫し、主に残留γ分率を確保することにより、母材靱性を確保しようという提案が、特許文献１等によって種々提案されている。
【０００６】
一方、溶接熱影響部（ＨＡＺ）では、熱処理によって造り込んだ母材組織が消失するため、残留γの確保が難しい。そのため、低Ｎｉ化しながらＨＡＺ靱性を確保するには、組織の微細化、破壊起点の低減、地の靱性向上の何れかで対応を講じる必要がある。従来は、非特許文献１や非特許文献２に示されるように、組織の微細化、或いは、組織微細化と破壊起点の低減を共に行う手法がとられていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１１−２４１４１９号公報
【非特許文献１】木村薫ほか、「５１／２％Ｎｉ鋼溶接部の靭性改良について（低温用ニッケル鋼の開発ＶＩ」、鉄と鋼、日本鉄鋼協会、１９７２年、第５８号、ｐ．２２８
【非特許文献２】荻原行人ほか、「ＬＮＧタンク用７％Ｎｉ−ＴＭＣＰ鋼板の開発（第２報）」、溶接構造シンポジウム２０１１講演論文集、社団法人 溶接学会 溶接構造研究委員会、２０１１年、ｐ．４５９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、高価なＮｉの添加量を可能な限り少なく抑えつつ、極低温でのＨＡＺ靱性を確保することができる極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：５．０〜７．５％、Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物でなる厚鋼板であって、（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×（１．７−０．０９×６．５）から求められるＤｉ値が、２．５以上５．０以下、ｓｏｌ．Ｎパラメータが、２０ｐｐｍ以下、Ｎｉ−Ｔｉバランスが、０．００２４×（［Ｎｉ］−７．５）２＋０．０１０−［Ｔｉ］≧０であり、更には、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した後の結晶粒径が、４．０μｍ以下であることを特徴とする極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板である。但し、前記した各式中、［  ］は質量％を示し、以下の明細書でも全て同様である。
【００１０】
また、更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）の１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００１１】
また、更に、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００１２】
また、更に、質量％で、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種を含有することが好ましい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の厚鋼板によると、高価なＮｉの添加量を５．０〜７．５質量％と極力低く抑えつつ、ＬＮＧ用貯蔵タンクなどで必要な極低温での十分なＨＡＺ靱性を確保することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、靱性を確保するために添加するものの高価という理由もあって添加量を最低限に抑えたいＮｉの添加量を、５．０〜７．５質量％と極力低く抑えながら、シャルピー衝撃吸収試験において、ｖＥ−１９６≧４１Ｊという条件を満足することができる極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板を得るために、鋭意、研究、実験による検討を実施した。
【００１５】
その結果、厚鋼板の成分組成を所定の成分組成とすると共に、焼き入れ性の指標である成分バランスで決定されるＤｉ値を２．５以上５．０以下、ｓｏｌ．Ｎパラメータを２０ｐｐｍ以下、Ｎｉ−Ｔｉバランスを０．００２４×（［Ｎｉ］−７．５）２＋０．０１０−［Ｔｉ］≧０とし、更には、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した熱サイクル後の結晶粒径を４．０μｍ以下とすることで、所望とする極低温での優れたＨＡＺ靱性が実現できることを見出し、本発明の完成に至った。
【００１６】
尚、本発明の厚鋼板から採取した数ｃｍのサイズのシャルピー衝撃試験片を用いた試験は−１９６℃の極低温で行われるが、メーターサイズの大型の試験片を用いた試験は−１６５℃で行われる。また、実際のＬＮＧ用貯蔵タンクなどは−１６５℃で使用されている。従って、本発明が意図する極低温は、−１６５℃〜−１９６℃までを示す。
【００１７】
高Ｎｉ鋼において靱性を向上させる方法としては、残留γ分率の確保、組織サイズの微細化、低温ＹＳの低減（＝地の靱性向上）などの方法を挙げることができる。熱サイクルによって造り込んだ組織が消失してしまう溶接熱影響部（ＨＡＺ）においては、これらの方法のうち、組織サイズの微細化と低温ＹＳの低減を採用することが有効な方法であると考えられる。また、低温ＹＳの低減については、コットレル雰囲気によるＹＳの上昇を招く一因である固溶Ｎの制御、そして、地の低温ＹＳを低減するといわれるＮｉ量について着目した。
【００１８】
（Ｄｉ値が２．５以上５．０以下）
本発明において、焼き入れ性の指標であるＤｉ値は、（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×（１．７−０．０９×６．５）という式から求めることができる。
【００１９】
微細なサイズの組織を得るためには、Ｄｉ値を規定することが便宜上有効である。Ｄｉ値が２．５未満の場合は、組織が粗雑になり、シャルピー衝撃吸収試験におけるｖＥ−１９６が低下してしまう。一方、Ｄｉ値が５．０を超えると、硬さが上昇して、この場合もシャルピー衝撃吸収試験におけるｖＥ−１９６が低下してしまう。よって、焼き入れ性の指標であるＤｉ値の適正な範囲は、２．５以上５．０以下とした。
【００２０】
（ｓｏｌ．Ｎパラメータが２０ｐｐｍ以下）
主要添加元素の添加量を増量することなく、低温ＹＳを低減させて地の靱性を向上させるためには、転位に固着し転位運動を阻害する格子間元素を固定することが有効である。本発明では、これらのうち特に固溶Ｎの固定に着目した。
【００２１】
固溶Ｎを固定する元素としては、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉなどを挙げることができるが、ＨＡＺは熱サイクルの影響があるため、たとえ母材でＮ固定されていても、ＨＡＺでは熱的に不安定なＮ化合物は熱サイクル中に再溶解してしまう。ＨＡＺにおいて、熱サイクル後までもＮ固定するためには、熱的に安定なＮ化合物を形成するＴｉの添加が有効である。
【００２２】
尚、現状の測定精度ではＮ化合物からの測定が難しいこと、Ｔｉ以外の元素は酸化物、硫化物などの他の化合物も同時に形成してしまい測定が難しいことから、本発明では、Ｔｉ化合物をＮ固定の指標に用いた。以下の式から求めることができるｓｏｌ．Ｎパラメータの適正な範囲は、質量比で２０ｐｐｍ以下である。尚、ｓｏｌ．Ｎパラメータの下限値は特に規定しないが、Ｎに対してＴｉが過剰となると硬さ上昇に伴う靱性低下を招く懸念があるため、−４０ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
ｓｏｌ．Ｎパラメータ＝全Ｎ−Ｔｉに固定されたＮ＝全Ｎ−（１４／４８）×化合物型Ｔｉ
【００２３】
尚、化合物型Ｔｉの質量比（単位：ｐｐｍ）は、厚鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から、電解抽出法によって化合物を形成するＴｉ濃度（ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ量）を測定すれば求めることができる。例えば、抽出はヨウ素メタノール法により行えば良く、抽出後の電解液をポアサイズ０．１μｍのフィルターを用いてろ過し、フィルターに残った抽出残渣中のＴｉ量を誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ、ＩＣＰ）発光分析によって定量すれば求めることができる。
【００２４】
（Ｎｉ−Ｔｉバランスが０．００２４×（［Ｎｉ］−７．５）２＋０．０１０−［Ｔｉ］≧０）
鋼中のＮｉの含有量を増量すれば、低温ＹＳを低減することは可能であるが、前記したように、Ｎｉは高価な元素であることから可能な限り低減することが望ましい。そのような理由から、本発明では前記したＴｉ添加による効果を得ることができるＮｉ−Ｔｉバランスを実験により求めた。Ｔｉ添加による効果は、前記したＳｏｌ．Ｎ固定が主であると考えられるが、それ以外にも、化合物型Ｔｉなどによる組織サイズの微細化効果もあると考えることができ、Ｔｉ−Ｎバランスとは別にＮｉ−Ｔｉバランスも制御する必要がある。
【００２５】
具体的には、Ｎｉ−Ｔｉバランスを、０．００２４×（［Ｎｉ］−７．５）２＋０．０１０−［Ｔｉ］≧０とする必要がある。尚、本発明ではこの式による上限値は特に規定しないが、好ましい上限値を挙げるとすると、例えば、０．０１５０である。
【００２６】
（７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した後の結晶粒径が４．０μｍ以下である）
ＨＡＺの結晶粒径を細かくすることでＨＡＺの低温靱性は向上する。しかしながら、ＨＡＺの結晶粒径には、母材組織や母材の結晶粒径の他、組織内の歪みなど幾つかの影響する要因があるため、母材組織の規定だけでは不十分である。従って、本発明では、７００℃×５ｓ加熱し、更に７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した熱サイクル後の結晶粒径を規定する。このような熱サイクル後の組織はＨＡＺ相当部の組織であるということができ、前記熱サイクル後の結晶粒径を４．０μｍ以下とすることで、本発明が意図とする極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板とすることができる。
【００２７】
本発明では、前記したＤｉ値、ｓｏｌ．Ｎパラメータ、Ｎｉ−Ｔｉバランス、熱サイクル後の結晶粒径に加えて、厚鋼板の成分組成を規定するが、その成分組成について詳細に説明する。以下、各元素（化学成分）の含有率については単に％と記載するが、全て質量％を示す。
【００２８】
（成分組成）
Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは、Ｍｓ点を低下させ微細なサイズの組織を得るために有効である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｃを少なくとも０．０２％以上含有させなければならない。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０３％であり、より好ましい下限は０．０４％である。但し、過剰に添加すると、強度の過大な上昇により極低温靱性が低下するため、その上限を０．１０％とする。Ｃの含有量の好ましい上限は０．０８％であり、より好ましい上限は０．０６％である。
【００２９】
Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、脱酸材として有用な元素である。Ｔｉが脱酸に消費されることを防ぎ、Ｎ固定することを助ける作用がある。但し、過剰に添加すると、硬質の島状マルテンサイト相の生成が促進され、極低温靱性が低下するため、その上限を０．４０％とする。Ｓｉの含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましい上限は０．２０％である。尚、Ｓｉの含有量の下限は特に規定しないが、好ましい下限は０．０１％である。
【００３０】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、Ｍｓ点を低下させ微細なサイズの組織を得るために有効である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを少なくとも０．５％以上含有させなければならない。Ｍｎの含有量の好ましい下限は０．６％であり、より好ましい下限は０．７％である。但し、過剰に添加すると、焼き戻しによる脆化をもたらし、所望の極低温靱性を確保できなくなるため、その上限を２．０％とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限は１．５％であり、より好ましい上限は１．３％である。
【００３１】
Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）
Ｐは、靱性低下の原因となる不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。所望とする極低温靱性を確保するという観点からは、Ｐの含有量は０．００７％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００５％以下とする。Ｐの含有量は少なければ少ないほど良いが、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
【００３２】
Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｐと同様に靱性低下の原因となる不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。所望とする極低温靱性を確保するという観点からは、Ｓの含有量は０．００７％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００５％以下とする。Ｓの含有量は少なければ少ないほど良いが、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
【００３３】
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸材として有用な元素である。Ｔｉが脱酸に消費されることを防ぎ、Ｎ固定することを助ける作用がある。また、脱硫を促進する。Ａｌの含有量が不足すると、鋼中の固溶硫黄、固溶窒素などの濃度が上昇し、極低温靱性が低下するため、その下限を０．００５％とする。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましい下限は０．０１５％である。但し、過剰に添加すると、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり極低温靱性が低下するため、その上限を０．０５％とする。Ａｌの含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、より好ましい上限は０．０４％である。
【００３４】
Ｎｉ：５．０〜７．５％
Ｎｉは、極低温靱性の向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｎｉを少なくとも５．０％以上含有させなければならない。Ｎｉの含有量の好ましい下限は５．２％であり、より好ましい下限は５．４％である。但し、高価な元素であるＮｉを過剰に添加すると、原料のコスト高を招くため、その上限を７．５％とする。Ｎｉの含有量の好ましい上限は６．５％であり、より好ましい上限は６．２％、更に好ましい上限は６．０％である。
【００３５】
Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）
Ｔｉは、固溶Ｎの固定に有効な元素である。好ましい下限は０．００３％、より好ましい下限は０．００５％である。一方で、過剰に添加すると、粗大介在物を形成し靭性を低下させるため、Ｔｉの含有量の好ましい上限を０．０２５％とする。Ｔｉのより好ましい上限は０．０１８％であり、更に好ましい上限は０．０１５％である。
【００３６】
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｎは、固溶Ｎとして多量に存在するとＨＡＺ靭性を低下させる。たとえ何らかの方法により固溶Ｎを固定できるとしても、溶解度積の観点からは全Ｎ能動は小さい方が好ましいため、その上限を０．０１０％とする。Ｎの含有量の好ましい上限は０．００６％であり、より好ましい上限は０．００４％である。尚、Ｎの含有量は少なければ少ないほど良いが、工業的に鋼中のＮを０％にすることは困難である。
【００３７】
以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。また、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００３８】
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）の１種または２種以上
Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏは、いずれもＭｓ点を低下させ微細なサイズの組織を得るために有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種類以上を併用しても良い。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｃｕを添加する場合は０．０５％以上、Ｃｒを添加する場合は０．０５％以上、Ｍｏを添加する場合は０．０１％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の過度な向上を招き、所望とする極低温靱性を確保できなくなるため、Ｃｕを添加する場合は１．０％以下とする必要があり、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．７％以下とする。また、Ｃｒを添加する場合は１．２％以下とする必要があり、好ましくは１．１％以下、より好ましくは０．９％以下とする。また、Ｍｏを添加する場合は１．０％以下とする必要があり、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下とする。
【００３９】
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種以上
Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、およびＺｒは、Ｔｉほどではないものの、いずれも固溶Ｎを固定するのに有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｎｂを添加する場合は０．００５％以上、Ｖを添加する場合は０．００５％以上、Ｂを添加する場合は０．０００５％以上、Ｚｒを添加する場合は０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の過度な上昇を招くか、もしくは、粗大介在物を形成して靱性を低下させるため、Ｎｂを添加する場合は、０．１％以下とする必要があり、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０２％以下とする。また、Ｖを添加する場合は、０．５％以下とする必要があり、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下とする。また、Ｂを添加する場合は、０．００５％以下とする必要があり、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。また、Ｚｒを添加する場合は、０．００５％以下とする必要があり、好ましくは０．００４％以下とする。
【００４０】
Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ（希土類元素）：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種
Ｃａ、およびＲＥＭは、固溶硫黄を固定し、更に硫化物を無害化する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種を併用しても良い。これらの含有量が不足すると、鋼中の固溶硫黄濃度が上昇し、靱性が低下するため、Ｃａを添加する場合は０．０００５％以上、ＲＥＭを添加する場合は０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、硫化物、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり靱性が低下するため、Ｃａを添加する場合は、０．００３％以下とする必要があり、好ましくは０．００２５％以下とする。また、ＲＥＭを添加する場合は、０．００５％以下とする必要があり、好ましくは０．００４％以下とする。
【００４１】
尚、ここで述べる、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（周期表において、原子番号５７のＬａから原子番号７１のＬｕまでの１５元素）に、Ｓｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）とを加えた元素群であり、これらを単独で、または２種以上を併用することができる。また、前記したＲＥＭの含有量は、ＲＥＭを１種のみ含有する場合は単独の含有量であり、２種以上含有する時はそれらの合計含有量である。
【００４２】
但し、ＳｃとＹはその他のＲＥＭと比較して、原子量が小さい。ＲＥＭは、通常、ランタノイド元素の複数が含まれる安価なミッシュメタルを用いるが、ＳｃとＹを用いても構わない。粗大なＲＥＭの硫化物、酸化物、窒化物の形成を抑制するため、ＳｃとＹを添加する場合は、以下の式を満たすよう添加する。
（２／３）×（１／８８）×（２２６）×（１／４．８）×［ＲＥＭ（Ｓｃ，Ｙ）］＋（２／３）×（１／１４０）×（３２７）×（１／７）×［ＲＥＭ（ｏｔｈｅｒｓ）］≦０．００１５
尚、前式中、［ＲＥＭ（Ｓｃ，Ｙ）］はＳｃおよびＹの添加量（質量％）であり、［ＲＥＭ（ｏｔｈｅｒｓ）］はＳｃおよびＹ以外のＲＥＭの添加量（質量％）である。
【００４３】
また、ＲＥＭのうち好ましい元素はＣｅとＬａである。また、ＲＥＭの添加形態は特に限定されず、ＣｅおよびＬａを主として含むミッシュメタル（例えばＣｅ：約７０％程度、Ｌａ：約２０〜３０％程度）の形態で添加しても良いし、或いは、Ｃｅ、Ｌａなどの単体で添加して良い。
【００４４】
（製造要件）
本発明の厚鋼板は、前記成分組成を満足する鋼を用い、通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、通常の加熱、熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）、冷却という工程を経ることで得ることができるが、母材の熱処理を次に示すような条件で実施することにより、確実に本発明の要件を満足する厚鋼板を製造することができる。
【００４５】
つまり、母材の熱処理を６３０℃〜Ａｃ３の温度域（２相域）で実施することである。このような条件で熱処理を実施することで、溶接後のＨＡＺ部の組織を細粒化することができる。すなわち、本発明においては、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した熱サイクル後の結晶粒径を４．０μｍ以下とすることができる。Ａｃ３超の条件で熱処理を実施した場合、上記熱サイクル後の結晶粒径が粗大になり、所定の靱性を満足できない。
【実施例】
【００４６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４７】
（実施例１）
表１，２に示す各成分組成の厚鋼板を用い、それら厚鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から、板幅方向に平行に１２．５ｔ×５５Ｗ×３３Ｌの小片を採取した。その後、表３、表４に記載の熱処理を付与した小片からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２のＶノッチ試験片）を２本毎採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の要領で、−１９６℃での吸収エネルギーを測定した。尚、熱サイクル条件は、入熱４．２ｋＪ／ｍｍ相当で、７００℃×５ｓ加熱→７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却することである。測定の結果、−１９６℃での吸収エネルギーの平均値が４１Ｊ以上、すなわち、ｖＥ−１９６≧４１Ｊを満足するものを極低温靭性に優れると評価した。試験結果を表３，４に示す。
【００４８】
尚、ｓｏｌ．Ｎパラメータは前記したように、ｓｏｌ．Ｎパラメータ＝全Ｎ−Ｔｉに固定されたＮ＝全Ｎ−（１４／４８）×化合物型Ｔｉという数式から求めることができる。また、結晶粒径は、光学顕微鏡で撮影した破面直下組織において、およそノッチ垂直方向に１５０μｍ×ノッチ水平方向に２００μｍの範囲について、幅０．５μｍ以下の黒いコントラストの線分で区分けされる部位を組織単位とし、ノッチ水平方向に対して線分法にて５０以上の組織単位を測定し、その平均を結晶粒径とした。
【００４９】
【表１】
2015199983.tif 000002
【００５０】
【表２】
2015199983.tif 000003
【００５１】
【表３】
2015199983.tif 000004
【００５２】
【表４】
2015199983.tif 000005
【００５３】
Ｎｏ．１〜２１は、本発明の要件を満足する発明例であり、−１９６℃での吸収エネルギーの平均値は全て４１Ｊ以上であって、ｖＥ−１９６≧４１Ｊを満足した。この試験結果から、本発明の要件を満足するＮｏ．１〜２１の発明例は、全て極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板であるということができる。
【００５４】
一方、Ｎｏ．２２〜３９は、本発明のいずれかの要件を満足しない比較例であり、−１９６℃での吸収エネルギーの平均値は全て４１Ｊ未満であって、ｖＥ−１９６≧４１Ｊを満足することはできず、極低温での十分なＨＡＺ靱性は確保できていなかった。
【００５５】
（実施例２）
前記した試験で、−１９６℃での吸収エネルギーの平均値が４１Ｊ以上と良好な結果を得ることができた発明例について、継手を３本ずつ作製して靱性を調査した。
【００５６】
具体的には、レ型開先（ｓｉｎｇｌｅ  ｂｅｖｅｌ  ｇｒｏｏｖｅ：ルートギャップ６ｍｍ、開先角度３０°）とし、以下の条件で継手を作製した。尚、実用構造物では、多パスのＸ開先とすることで、低靭性ＨＡＺを殆ど含まず、かつ形状的に低靱性ＨＡＺ部だけを亀裂が進展することはないよう設計されているが、ＣＧ−ＨＡＺの悪影響がないことを確認するため、レ型開先とした。
【００５７】
・進行方向：鋼板Ｌ方向に垂直／立向上進
・溶接材料：ＮＩＣ−７０Ｓ（ＫＯＢＥ）
・パス数：ＢＰ：５〜６／ＦＰ：３
・入熱：平均で３５ｋＪ／ｃｍ、２４．５〜４１．４ｋＪ／ｃｍの間
・パス間：１００℃未満
【００５８】
上記入熱条件での継手では、フュージョンライン（ＦＬ：接合境界）の極近傍に、比較的靱性の低いＣＧ−ＨＡＺが形成されるが、このＣＧ−ＨＡＺ部のみを亀裂が進展し、継手靭性が低下しない条件を求めた。
【００５９】
前記した試験で良好なＨＡＺ靭性が得られた発明例の厚鋼板を用いて作製した継手について、フュージョンラインから１ｍｍ、および３ｍｍの位置にＶノッチを導入し、シャルピー衝撃吸収試験を行った。いずれの鋼材についても、ＦＬ＋１ｍｍノッチの場合、亀裂はＣＧ−ＨＡＺのみを通過することなく横断して溶金に到達し、その後は溶金を進展した。亀裂全体長さの８０％以上が溶金を通過しており、いずれも延性的に破壊し、靱性は良好であった。
【００６０】
一方、ＦＬ＋３ｍｍノッチの場合、亀裂は溶金側へ向かう場合と、母材側へ向かう場合に分かれた。いずれの場合も、ｖＥ−１９６は４１Ｊを十分上回ったが、ＣＧ−ＨＡＺを通過しないほうが望ましい。
【００６１】
ノッチ位置がＦＬ＋３ｍｍのシャルピー衝撃級数試験において、３本ともＣＧ−ＨＡＺを通過しない継手は、Ｄｉ値が４．７以下の厚鋼板を用いた継手であり、この条件を満足するＮｏ．１、２、４〜１１、１３〜１８、２０、２１が継手靱性に優れるということができる。