(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼材であって、板厚tの(1/4)t位置での残留γ量が3.0体積％以上、その平均アスペクト比が3.5以下であり、かつ次の(1)式で示される値が1.3以上であり、さらに１％の塑性歪を−１６５℃の環境下で受けたときの残留γ量の減少率が２５％以下であることを特徴とする極低温用鋼材。
σｙ,−１６５℃／σｙ，ＲＴ  ・・・・・・(1)式
ここで、σｙ,−１６５℃は−１６５℃における降伏強度[MPa]を、そして、σｙ，ＲＴは常温における降伏強度[MPa]を、それぞれ表す。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２.０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の極低温用鋼材。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下およびＴｉ：０．１％以下のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の極低温用鋼材。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５０％以下を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の極低温用鋼材。
【請求項５】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の極低温用鋼材。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊に、下記の工程を施すことを特徴とする極低温用鋼材の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
［工程２］７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように鋼塊を圧延して鋼材を得る工程。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
［工程３］次の(5)式を満足する冷却速度ＲＡ（℃/s）で鋼材を室温まで冷却する工程。
ＲＡ≧３・・・・・・・・・(5)式
ここで、ＲＡは冷却時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
【請求項７】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊に、下記の工程を施すことを特徴とする極低温用鋼材の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
［工程２］７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように鋼塊を圧延して鋼材を得る工程。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
［工程３］次の(5)式を満足する冷却速度ＲＡ（℃/s）で鋼材を室温まで冷却する工程。
ＲＡ≧３・・・・・・・・・(5)式
ここで、ＲＡは冷却時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
［工程４］［Ａｃ１点＋８０℃］以下の温度で鋼材を焼戻す工程。
【請求項８】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊に、下記の工程を施すことを特徴とする極低温用鋼材の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
［工程２］７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように鋼塊を圧延して鋼材を得る工程。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
［工程３’］鋼材を室温まで冷却する工程。
［工程３’’］Ａｃ１点以上かつ９００℃以下の温度で鋼材を再加熱する工程。
［工程３’’’］次の(6)式を満足する冷却速度ＲＨ（℃/s）で鋼材を焼入れする工程。
ＲＨ≧３・・・・・・・・・(6)式
ここで、ＲＨは焼入れ時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
［工程４］［Ａｃ１点＋８０℃］以下の温度で鋼材を焼戻す工程。
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊に、下記の工程を施すことを特徴とする極低温用鋼材の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
［工程２］７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように鋼塊を圧延して鋼材を得る工程。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
［工程３］次の(5)式を満足する冷却速度ＲＡ（℃/s）で鋼材を室温まで冷却する工程。
ＲＡ≧３・・・・・・・・・(5)式
ここで、ＲＡは冷却時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
［工程３’’］Ａｃ１点以上かつ９００℃以下の温度で鋼材を再加熱する工程。
［工程３’’’’］鋼材を焼入れする工程。
［工程４］［Ａｃ１点＋８０℃］以下の温度で鋼材を焼戻す工程。
【請求項１０】
前記鋼塊は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２.０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項６から９までのいずれかに記載の極低温用鋼材の製造方法。
【請求項１１】
前記鋼塊は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下およびＴｉ：０．１％以下のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項６から１０までのいずれかに記載の極低温用鋼材の製造方法。
【請求項１２】
前記鋼塊は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５０％以下を含有することを特徴とする、請求項６から１１までのいずれかに記載の極低温用鋼材の製造方法。
【請求項１３】
前記鋼塊は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項６から１２までのいずれかに記載の極低温用鋼材の製造方法。
【請求項１４】
請求項１から５までのいずれかに記載の極低温用鋼材を内槽部材に適用したことを特徴とするＬＮＧタンク。
【請求項１５】
請求項１から５までのいずれかに記載の極低温用鋼材をアニュラープレートに適用したことを特徴とするＬＮＧタンク。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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、−６０℃以下の極低温環境での用途を意味する。本発明は、特に−１６５℃のＬＮＧ温度環境での用途を主なターゲットとしている。
【背景技術】
【０００２】
ＬＰＧや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靱性が求められる。すなわち、極低温下であっても、脆性破壊が発生しにくい特性に加えて、万が一、脆性き裂が発生しても構造物全体の崩壊を阻止するために、き裂伝ぱを停止させる特性（アレスト特性）に優れることが求められる。
【０００３】
従来から、ＬＮＧタンクに使用される鋼材としては、主として約９％のＮｉを含有する鋼（９％Ｎｉ鋼）が使用されてきた。９％Ｎｉ鋼にはＬＮＧ温度（−１６５℃）における母材および溶接継手の脆性破壊伝播停止特性（以下、アレスト特性という）などの特性が求められる。このような特性を付与するために、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、様々な改善が行われてきた。
【０００４】
さらに、特許文献１〜３にみるごとく、近年の原料高の影響から９％Ｎｉ鋼よりも少ないＮｉ含有量で、９％Ｎｉ鋼と同等の性能を有する鋼材も開発されてきている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】WO 2007/34576
【特許文献２】WO 2007/80645
【特許文献３】WO 2007/80646
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上述したように、ＬＰＧや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靱性が求められる。特に、日本のような地震の多発国に地上式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，（社）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、タンクの内槽の目標性能として、レベル２地震動（想定しうる範囲内で最大規模の地震を指す。）を受けても変形残留は許容するが液密性及び機密性が保持されることが掲げられている。つまり、タンクの内槽材は板厚を貫通する破壊を許容することができない。そして、レベル２地震動ほどの大きな外力が付与されると内槽材やアニュラープレートには大きな塑性変形を受けることも想定でき、この耐破壊性能として極めてレベルの高い特性が求められることになる。
【０００７】
本発明は、このような要求に応えるものであって、レベル２地震動を受けてもタンクの内槽の液密性及び機密性が保持されることができるだけの破壊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】
【０００８】
上記課題を解決するために、本発明者らは、極低温用鋼材を製造する上で求められる特性を維持しつつ合理的な製造方法を指向することは極めて重要であるとの認識の下に、確保したい耐破壊性能を明らかにし、それらの特性を左右する金属組織上のパラメータを明確化することとした。目標とする金属組織が明確になることで、それらを達成するのに必要最低限の製造方法を自由に設計することが可能となり、遂には合理的な製造方法を確立することができるからである。
【０００９】
本発明者等は、当該用途の前提として必要と考えられる化学成分の範囲において、すなわち、特に低温靭性に有効なＮｉ含有量5〜10%の範囲において、広範な試作試験を実施し、求められる特性との比較検討を行った。その結果、以下の(a)〜(f)に示す知見を得た。
【００１０】
(a) 低温貯槽タンク用材料が地震力を受けた際に液密性および機密性を保持させるのに必要な特性は、(i)脆性破壊発生特性と、(ii)脆性き裂伝ぱ停止特性（アレスト特性）である。
【００１１】
(b) これらの特性を向上させるためには、特定の成分範囲のもとで、残留γ（オーステナイト）の組織を鋼材中に３．０体積％以上確保する必要があり、塑性変形を受けてもその絶対量が確保される必要がある。そして、この残留γの組織は極めて高い脆性き裂伝ぱ停止機能を有するから、この残留γの組織が分散していることにより材料の脆性き裂伝ぱ停止特性は飛躍的に高くなる。ここで、残留γは、鋼材の板厚tの(1/4)t位置で測定すると板厚全域の平均的な位置での評価を得ることができる。なお、残留γの含有量はＸ線回折法により評価できる。
【００１２】
(c) 地震時に少しでも塑性変形量を小さくとどめるためには、使用温度である極低温下で降伏強度を高く保つ必要がある。極低温下における降伏強度は、常温における降伏強度の1.3倍以上であれば有効である。すなわち、次の(1)式で示される値が1.3以上であればよい。
σｙ,−１６５℃／σｙ，ＲＴ  ・・・・・・(1)式
ここで、σｙ,−１６５℃は−１６５℃における降伏強度[MPa]を、そして、σｙ，ＲＴは常温における降伏強度[MPa]を、それぞれ表す。
【００１３】
(d) 脆性破壊発生特性と脆性き裂伝ぱ停止特性を両立させるためには、１％の塑性歪を−１６５℃の環境下で受けたときの残留γ量の減少率が２５％以下であればよい。なお、残留γが塑性変形を受けてもその組織の多くを残すためには、残留γの幾何学的形態が球形に近い方が望ましい。具体的には、数量規定としてアスペクト比が3.5以下であることが望ましい。
【００１４】
(e) また、これらの組織を有する鋼材とするための製造方法は特に限定されるものではないが、加熱条件や圧延条件の管理を適切に行うことで、加熱炉の占有時間を短くするような制御が可能である。加熱時間を短時間化することは、経済性のみならず、温室効果ガス排出抑制の観点でも重要となる。すなわち、鋼塊の加熱はなるべく低温で行うのが望ましく、また加熱時間も短い方が望ましい。なお、加熱温度が低温である場合には加熱時間は長時間でも許容できるが、逆に加熱温度が高温の場合には長時間の加熱時間は組織の粗大化を招くため許容できない。本発明者らは、種々実験を行った結果、鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、以下の(2)式および(3)式を満足すればよいことが分かった。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
【００１５】
(f) さらに、圧延面では、圧延の最終仕上パスの圧下量を大きくとることが望ましい。これにより鋼材組織の細粒化が達成される。本発明者らはこの圧下量の規定を形状比として規定できることを見出した。すなわち、７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが次の(4)式を満足するように鋼塊を圧延すればよい。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
【００１６】
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の(1)〜(6)の極低温用厚鋼板および(7)〜(10)の極低温用鋼材の製造方法並びに(11)〜(12)の当該鋼材を適用したＬＮＧタンクをその要旨とする。
【００１７】
(1) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼材であって、板厚tの(1/4)t位置での残留γ量が3.0体積％以上、その平均アスペクト比が3.5以下であり、かつ次の(1)式で示される値が1.3以上であり、さらに１％の塑性歪を−１６５℃の環境下で受けたときの残留γ量の減少率が２５％以下であることを特徴とする極低温用鋼材。
σｙ,−１６５℃／σｙ，ＲＴ  ・・・・・・(1)式
ここで、σｙ,−１６５℃は−１６５℃における降伏強度[MPa]を、そして、σｙ，ＲＴは常温における降伏強度[MPa]を、それぞれ表す。
【００１８】
(2) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２.０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)の極低温用鋼材。
【００１９】
(3) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下およびＴｉ：０．１％以下のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、上記(1)または(2)の極低温用鋼材。
【００２０】
(4) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５０％以下を含有することを特徴とする、上記(1)〜(3)のいずれかの極低温用鋼材。
【００２１】
(5) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかの極低温用鋼材。
【００２３】
(6) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊に、下記の工程を施すことを特徴とする極低温用鋼材の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
［工程２］７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように鋼塊を圧延して鋼材を得る工程。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
［工程３］次の(5)式を満足する冷却速度ＲＡ（℃/s）で鋼材を室温まで冷却する工程。
ＲＡ≧３・・・・・・・・・(5)式
ここで、ＲＡは冷却時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
【００２４】
(7) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊に、下記の工程を施すことを特徴とする極低温用鋼材の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
［工程２］７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように鋼塊を圧延して鋼材を得る工程。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
［工程３］次の(5)式を満足する冷却速度ＲＡ（℃/s）で鋼材を室温まで冷却する工程。
ＲＡ≧３・・・・・・・・・(5)式
ここで、ＲＡは冷却時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
［工程４］［Ａｃ１点＋８０℃］以下の温度で鋼材を焼戻す工程。
【００２５】
(8) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊に、下記の工程を施すことを特徴とする極低温用鋼材の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
［工程２］７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように鋼塊を圧延して鋼材を得る工程。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
［工程３’］鋼材を室温まで冷却する工程。
［工程３’’］Ａｃ１点以上かつ９００℃以下の温度で鋼材を再加熱する工程。
［工程３’’’］次の(6)式を満足する冷却速度ＲＨ（℃/s）で鋼材を焼入れする工程。
ＲＨ≧３・・・・・・・・・(6)式
ここで、ＲＨは焼入れ時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
［工程４］［Ａｃ１点＋８０℃］以下の温度で鋼材を焼戻す工程。
【００２６】
(9) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼塊に、下記の工程を施すことを特徴とする極低温用鋼材の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
［工程２］７５０℃以下の仕上温度にて、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように鋼塊を圧延して鋼材を得る工程。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
［工程３］次の(5)式を満足する冷却速度ＲＡ（℃/s）で鋼材を室温まで冷却する工程。
ＲＡ≧３・・・・・・・・・(5)式
ここで、ＲＡは冷却時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
［工程３’’］Ａｃ１点以上かつ９００℃以下の温度で鋼材を再加熱する工程。
［工程３’’’’］鋼材を焼入れする工程。
［工程４］［Ａｃ１点＋８０℃］以下の温度で鋼材を焼戻す工程。
【００２７】
(10) 前記鋼塊は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２.０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(6)〜(9)のいずれかの極低温用鋼材の製造方法。
(11) 前記鋼塊は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下およびＴｉ：０．１％以下のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、上記(6)〜(10)のいずれかの極低温用鋼材の製造方法。
(12) 前記鋼塊は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５０％以下を含有することを特徴とする、上記(6)〜(11)のいずれかの極低温用鋼材の製造方法。
(13) 前記鋼塊は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(6)〜(12)のいずれかの極低温用鋼材の製造方法。
(14) 上記 (1)〜(5)のいずれかの極低温用鋼材を内槽部材に適用したことを特徴とするＬＮＧタンク。
【００２８】
(15) 上記(1)〜(5)のいずれかの極低温用鋼材をアニュラープレートに適用したことを特徴とするＬＮＧタンク。
【発明の効果】
【００２９】
レベル２地震動を受けてもタンクの内槽の液密性及び機密性が保持されることができるだけの破壊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タンクを提供することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】三面スリットシャルピー試験片のフルサイズの場合の一例である。左側に正面図と平面図、そして右側にスリット部分の断面図（側面図）を示す（単位ｍｍ）。なお、スリット幅はグラインダーカット：０．４ｍｍによる。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下に、本発明にかかる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タンクに関して、その要件毎に詳細に説明する。なお、含有量に関する「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
【００３２】
（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。その含有量が０．０１％未満では必要な強度が確保できないだけでなく、ＦＬ(Fusion Line)でのラス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を０．０１％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が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。なお、Ｃの好ましい下限は０．０３％、好ましい上限は０．０９％である。
【００３３】
Ｓｉ：０．０１〜０．３％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素である。この効果を得るにはＳｉを０．０１％以上含有させる必要がある。一方、本発明鋼の場合、Ｓｉは焼入れままマルテンサイトの焼戻し過程と大いに関連があり、Ｓｉの含有量が０．３％を超えると、溶接冷却過程において過飽和に固溶しているマルテンサイト中からのセメンタイトへの分解析出反応を抑制して自己焼戻し(Self-tempering)を遅延させることによって、あるい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０．０１〜０．３％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い。Ｓｉの好ましい下限は０．０２％、より好ましい下限は０．０３％である。Ｓｉの好ましい上限は０．１５％、より好ましい上限は０．１０％である。
【００３４】
Ｍｎ：０．４〜２.０％
Ｍｎは、脱酸剤として、また、母材の強度と靭性確保および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ないだけでなく、ＨＡＺにフェライトサイドプレートが生成してラス形成が不十分になり、溶接部の靭性が低下するので、Ｍｎの含有量は０．４％以上とする。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、中心偏析による板厚方向での母材特性の不均一をもたらす。よって、Ｍｎの含有量は０．４〜２．０％とする。Ｍｎの好ましい下限は０．５％、より好ましい下限は０．６％である。Ｍｎの好ましい上限は１．５％、より好ましい上限は１．１％である。
【００３５】
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ため、Ｐの含有量を０．０５％以下とする。なお、Ｐの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Ｐの好ましい含有量は０．０３％以下である。
【００３６】
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。Ｓの含有量はできるだけ小さくするのがよいため、下限は特に規定しない。なお、Ｓの好ましい含有量は０．００３％以下である。
【００３７】
Ｎｉ：５．０％を超え１０．０％未満
Ｎｉは低温用鋼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。低温用鋼として靭性を確保するためには５.０％を超える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１０.０％未満とする。したがって、Ｎｉの含有量のターゲットは５.０％を超え１０.０％未満とする。なお、低温靭性の確保およびコスト抑制の観点から、Ｎｉの好ましい下限は５．５％、より好ましい下限は６．０％である。Ｎｉの好ましい上限は９．３％、より好ましい上限は８．０％である。
【００３８】
Ａｌ：０．００２〜０．０８％
Ａｌは、一般的には脱酸剤として含有させる元素であるが、本発明鋼の場合には、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ため、Ａｌの含有量はできるだけ少ない方が望ましい。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。一方、Ａｌの含有量が０．０８％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セメンタイトへの分解析出反応を抑制し、溶接部の靭性を低下させる。したがって、Ａｌの含有量は０．００２〜０．０８％とする。Ａｌの好ましい下限は０．００５％、より好ましい下限は０．０１０％である。Ａｌの好ましい上限は０．０５％、より好ましい上限は０．０４％である。
【００３９】
Ｎ：０．００１５〜０．００４０％
Ｎは、オーステナイトの安定化に寄与する元素である。また、Ａｌと結合してＡｌＮとなり加熱時のオーステナイト粒の微細化に効果を発揮する。これらの効果を得るには０．００１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００４０％を超えるとＨＡＺ靭性の悪化の原因となる。したがって、Ｎの含有量は０．００１５〜０．００４０％とする。Ｎの好ましい下限は０．００２０％である。Ｎの好ましい上限は０．００３５％である。
【００４０】
本発明に係る低温用厚鋼板は、上記の成分のほか、残部がＦｅと不純物からなるものである。ここで、不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、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。
【００４１】
本発明に係る低温用厚鋼板は、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。
【００４２】
Ｃｕ：２.０％以下
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、この含有量が２．０％を超えると、Ａｃ３点以下の温度に加熱されたＨＡＺの靭性を劣化させるので、Ｃｕの含有量は２．０％以下とする。好ましい上限は１．３％である。なお、Ｃｕによる母材の強度向上効果を安定的に発現させるためには、Ｃｕを０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましいＣｕの下限は０．２％である。
【００４３】
Ｃｒ：１．５％以下
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、耐炭酸ガス腐食性と焼入性を向上させることができる。しかしながら、この含有量が１．５％を超えると、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなるだけでなく、耐炭酸ガス腐食性向上効果が飽和するので、Ｃｒの含有量を１．５％以下とする。好ましい上限は１．０％である。なお、Ｃｒによる耐炭酸ガス腐食性と焼入性の向上効果を安定的に発現させるためには、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましいＣｒの下限は０．１％である。
【００４４】
Ｍｏ：０．５％以下
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、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。しかしながら、この含有量が０．５％を超えると、ＨＡＺの硬度が高まり、靱性と耐ＳＳＣ性を損なうので、Ｍｏの含有量を０．５％以下とする。好ましい上限は０．３％である。なお、Ｍｏによる母材の強度と靱性を向上させる効果を安定的に発現させるためには、Ｍｏを０．０２％以上含有させることが好ましい。より好ましいＭｏの下限は０．０５％である。
【００４５】
Ｖ：０．１％以下
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、この含有量が０．１％を超えると、母材強度の性能向上効果が飽和し、靱性劣化を招くので、Ｖの含有量を０．１％以下とする。好ましい上限は０．０８％である。なお、Ｖによる母材の強度を向上させる効果を安定的に発現させるためには、Ｖを０．０１５％以上含有させることが好ましい。より好ましいＶの下限は０．０２％である。
【００４６】
Ｂ：０．００５％以下
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、この含有量が０．００５％を超えると、粗大な硼化合物の析出を招いて靭性を劣化させるので、Ｂの含有量を０．００５％以下とする。好ましい上限は０．００４％である。なお、Ｂによる母材の強度を向上させる効果を安定的に発現させるためには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましいＢの下限は０．００１％である。
【００４７】
Ｎｂ：０．１％以下
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、組織を微細化して低温靭性を向上させる効果がある。しかしながら、この含有量が０．１％を超えると、粗大な炭化物や窒化物を形成し、靭性を低下させるので、Ｎｂの含有量を０．１％以下とする。好ましい上限は０．０８％である。なお、Ｎｂによる低温靭性を向上させる効果を安定的に発現させるためには、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましいＮｂの下限は０．０２％である。
【００４８】
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、必要に応じて含有させることができる。Ｔｉを含有させると、主に脱酸元素として利用するが、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎからなる酸化物相を形成させ組織を微細化する効果がある。しかしながら、この含有量が０．１％を超えると、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失われるので、Ｔｉの含有量を０．１％以下とする。好ましい上限は０．０７％である。なお、Ｔｉによる組織を微細化する効果を安定的に発現させるためには、Ｔｉを０．０２％以上含有させることが好ましい。より好ましいＴｉの下限は０．０３％である。
【００４９】
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、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＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ３＋濃度を低減す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。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。この効果を得るためにＳｎを含有させてもよい。ただし、Ｓｎを０．５０％を超えて含有させると、その効果は飽和する。このため、Ｓｎを含有させる場合には、その含有量を０．５０％以下とする。好ましい上限は０．３０％である。なお、Ｓｎによる上記の効果を安定的に発現させるため、Ｓｎを０．０３％以上含有させることが好ましい。より好ましいＳｎの下限は０．０５％である。
鋼中にＳｎとＣｕを同時に含有する場合、鋼板製造する際に圧延割れが発生しやすくなる。これを防止するために、Ｓｎを添加した場合には、Ｃｕ含有量を０．２％未満に、かつＣｕ含有量の比（Ｃｕ／Ｓｎ比）を １．０以下とすることが好ましい。
【００５０】
Ｃａ：０．００４％以下
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、圧延加工で圧延方向に伸びることがないため、圧延後も球状であり、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する効果がある。しかしながら、この含有量が０．００４％を超えると、靱性の劣化を招くことがあるので、Ｃａの含有量を０．００４％以下とする。好ましい上限は０．００３％である。なお、Ｃａによる溶接割れや水素誘起割れを抑制する効果を安定的に発現させるためには、Ｃａを０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましいＣａの下限は０．０００５％である。
【００５１】
Ｍｇ：０．００２％以下
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含有酸化物を生成するので、γ粒径の微細化に効果がある。しかしながら、この含有量が０．００２％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の含有量を０．００２％以下とする。好ましい上限は０．００１％である。なお、Ｍｇによるγ粒径の微細化効果を安定的に発現させるためには、Ｍｇを０．０００２％以上含有させることが好ましい。より好ましいＭｇの下限は０．０００４％である。
【００５２】
ＲＥＭ：０．００２％以下
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を含有させると、溶接熱影響部の組織を微細化し、またＳを固定する効果がある。ＲＥＭを過剰に含有させると、介在物を形成するので清浄度を低下させるが、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、ＲＥＭの含有量が０．００２％以下であれば含有させても母材の靱性の低下は許容できる。したがって、ＲＥＭの含有量を０．００２％以下とする。好ましい上限は０．００１％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の固定効果を安定的に発現させるためには、ＲＥＭを０．０００２％以上含有させることが好ましい。より好ましいＲＥＭの下限は０．０００３％である。
【００５３】
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の含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【００５４】
（Ｂ）金属組織に関して
（Ｂ−１） 板厚tの(1/4)t位置の残留γ量が3.0体積％以上であること
厚鋼板中の残留γは厚鋼板の脆性き裂伝ぱ停止特性の向上に寄与する。この結果、極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中の残留γ量が3.0体積％以上存在することが必要である。
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応力が低下するおそれがあるので、残留γ量は15.0体積％以下とするのが好ましい。より好ましくは10.0体積％以下である。ここで、板厚tの(1/4)t位置の残留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。
【００５５】
（Ｂ−２）１％の塑性歪を−１６５℃の環境下で受けても残留γの減少率が２５％以下であること
一般にα(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状況にある。残留γは脆性破壊発生特性や伝ぱ停止特性向上のために分散しているものであるから、地震を受けた後に消失してしまっては、所望の耐破壊特性が発揮されないことを意味する。この残留γ量の減少率が２５％以内であれば、初期の特性がほぼ維持できていると考えることができる。なお、減少率は低いほどよく０％であればなお良い。
なお、残留γはその形状により安定度が異なり、残留γが球状であるほどその状態は安定する。したがって、残留γのアスペクト比は小さい方がよく、残留γの平均アスペクト比を3.5以下とすることが好ましい。
【００５６】
（Ｃ）降伏強度比に関して
降伏強度試験を低温度で行うと、低温での降伏点は常温での降伏点に比べ上昇する。この上昇度が大きいほど、極低温環境下で十分高い靭性を得ることができる。すなわち、常温の降伏点に対して極低温環境下での降伏点の比が大きいと、極低温環境下で破壊安全性に優れる鋼材が得られる。
具体的には、後述する実施例の表３に示されるデータに基づいて、次の(1)式で示される値をパラメータとして、液体窒素温度（−１９６℃）における靭性（Ｖノッチシャルピー吸収エネルギーｖＥ−１９６）との相関を調査した。この結果、次の(1)式で示される値が1.3以上である場合に、ＬＮＧ貯槽温度（−１６５℃）よりもさらに低温である液体窒素温度（−１９６℃）において、液体窒素温度（−１９６℃）における靭性（Ｖノッチシャルピー吸収エネルギーｖＥ−１９６）が高い値を示し、耐破壊安全性に優れることが分かった。
σｙ,−１６５℃／σｙ，ＲＴ  ・・・・・・(1)式
ここで、σｙ,−１６５℃は−１６５℃における降伏強度[MPa]を、そして、σｙ，ＲＴは常温における降伏強度[MPa]を、それぞれ表す。
【００５７】
また、この事実は、一方で耐破壊安全性に優れるか否かの判断基準ともなりえるので、本発明は極低温用鋼材の耐破壊安全性の判別方法としても把握することができる。
【００５８】
すなわち、「質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．４〜２.０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５.０％を超え１０．０％未満、Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．００１５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼材であって、板厚tの(1/4)t位置での残留γ量が3.0体積％以上であり、かつ１％の塑性歪を−１６５℃の環境下で受けたときの残留γ量の減少率が２５％以下である極低温用鋼材の適合品判定方法であって、次の(1)式で示される値が1.3以上であるときに適合品と判定することを特徴とする耐破壊安全性に優れた低温用厚鋼板の適合品判定方法。
σｙ,−１６５℃／σｙ，ＲＴ  ・・・・・・(1)式
ここで、σｙ,−１６５℃は−１６５℃における降伏強度[MPa]を、そして、σｙ，ＲＴは常温における降伏強度[MPa]を、それぞれ表す。」
として、本発明を把握することができる。もちろん、上記の成分の外に、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭうちの１種または２種以上をさらに含有してもよい。
【００５９】
（Ｄ）製造方法に関して
本発明に係る極低温用鋼材は、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。
【００６０】
なお、鋼塊については、格別にその鋳造条件を規定するものではない。造塊−分塊スラブを鋼塊として用いてもよいし、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。
【００６１】
（Ｄ−１）鋼塊の加熱工程（工程１）
鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈｒ）が、次の(2)式および(3)式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
ｔ×exp（Ｔｒ３／２７０００００００）≦５８０      ・・・・・・・・(2)式
Ａｃ３点≦Ｔｒ      ・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｔｒは鋼塊の加熱温度（℃）を、ｔは鋼塊の加熱時間（ｈｒ）を、そしてＡｃ３点はフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度を、それぞれ表す。
【００６２】
具体的には、鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）は加熱炉における均熱帯の温度を用いればよく、そして、加熱時間ｔ（ｈｒ）は鋼塊が均熱帯に在炉している時間を用いればよい。なお、Ａｃ３点は次の(a)式に基づいて計算した値を用いればよい。
Ａｃ３点＝897.3−271.1×Ｃ＋43.7×Ｓｉ−17×Ｍｎ＋117.8×Ｐ＋15.95×Ｓ−40.8×Ｃｕ−22.3×Ｎｉ−6.5×Ｃｒ＋6.5×Ｍｏ＋65.8×Ｖ＋145.2×Ｎｂ＋56.9×Ａｌ＋88.5×Ｔｉ−17968.4×Ｂ＋121.8×Ｎ・・・(a)式
ここで、式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
【００６３】
加熱工程は鋼材の組織を大きく左右する。前述のように加熱温度が高温ほど組織の粗大化が進むので、高い加熱温度は好ましくない。通常、加熱工程では、加熱炉に挿入後徐々に鋼塊温度が上昇し、均熱帯の温度を超えた後、鋼塊温度が均熱帯の温度に定常化する、いわゆるオーバーシュートが起こりうる。オーバーシュートの発生で鋼塊温度が均熱帯の温度より５０℃超となると、鋼塊の組織の粗大化が進み意図する組織が得られなくなる場合がある。このため、オーバーシュートする温度を５０℃以下に制御することが好ましい。すなわち、加熱工程では、鋼塊がＴｒ（℃）で安定する前の鋼塊の最高到達温度ＴＯＳを［Ｔｒ＋５０］（℃）以下に抑制することが好ましい。
【００６４】
加熱温度は、組織をオーストナイト変態させるためＡｃ３点以上とする必要がある。なお、加熱温度を８５０℃以上にすることが好ましい。８５０℃以上の鋼塊は変形抵抗が小さく、次工程である熱間圧延工程で使用するロールへの負荷はそれほど大きくならないからである。一方、加熱温度は１０００℃以下にすることが好ましい。１０００℃以下での加熱であれば、十分な加熱時間を確保することができ、より均熱化した鋼塊を得ることができるからである。
【００６５】
このように、加熱工程は鋼の組織を最も左右する工程であるため、厳密な制御が必要である。
【００６６】
（Ｄ−２）圧延工程（工程２）
熱間圧延工程では、加熱した鋼塊の圧延を行う。具体的には、粗圧延と仕上圧延に分けて圧延すればよい。
【００６７】
加熱した鋼塊に対する粗圧延においては、粗圧延終了時の鋼塊厚さが成品厚さ（鋼材厚さ）の３〜８倍になるまで圧下するのが好ましい。粗圧延終了後の鋼塊厚さを成品厚さの３倍以上となるように圧下すると、つづく仕上圧延において十分な圧下をすることができるので、成品厚鋼板の靱性を向上させることができる。一方、粗圧延終了後の鋼塊厚さを成品厚さの８倍以下となるように圧下すると、つづく仕上圧延での仕上温度（仕上圧延が終了する温度）を750℃以上に制御しやすくなる。
【００６８】
仕上圧延では、このようにして粗圧延が行われた鋼塊に対し、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、仕上温度が750℃以下となるようにして圧延を行う。仕上圧延温度を750℃以下とするのは、圧延時に変形帯を積極的に組織中に導入することにより最終組織の有効結晶粒径を微細化するためである。また、仕上温度は650℃以上とすることが好ましい。仕上温度が650℃以上であれば、変形抵抗が小さく圧延し易いからである。なお、圧延中の温度は被圧延材である鋼塊または鋼材の表面温度を測定すればよい。圧延工程で最も重要なのは、最終仕上パスの圧下量の規定である。最終仕上パスの圧下量を大きくすれば、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、アスペクト比を小さくするのに効果的である。そのため、最終仕上パスの形状比Γが(4)式を満足するように圧延する。
Γ＝２×（Ｒ×（Ｈ１−Ｈ２））１／２／（Ｈ１＋Ｈ２）≧１．０  ・・・(4)式
ここで、Γは最終仕上パスの形状比、Ｒは下側ワークロールの半径、Ｈ１は入側肉厚、そしてＨ２は出側肉厚を、それぞれ表す。
【００６９】
（Ｄ−３）冷却工程（工程３、工程３’）
冷却工程では、仕上圧延をした圧延後の鋼材を冷却する。圧延後の鋼材の冷却速度は速い方が良い。具体的には、圧延後の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に、次の(5)式を満足する冷却速度ＲＡ（℃/s）で鋼材を室温まで冷却するのが好ましい。
ＲＡ≧３・・・・・・・・・(5)式
ここで、ＲＡは冷却時の板厚中心部、すなわち、板厚tの(1/2)t位置における冷却速度（℃/s）を表す。
【００７０】
なお、後述する焼入工程（Ｄ−５）を実施する場合、焼入れ時の板厚中心部における冷却速度ＲＨを３℃／ｓ以上とすれば、極低温用鋼材として十分な量の残留γ量を得ることができるので、この冷却工程での板厚中心部における冷却速度ＲＡは３℃／ｓ未満でもよい。
【００７１】
（Ｄ−４）再加熱工程（工程３’’）
後述する焼入工程（Ｄ−５）を実施する場合には、鋼材を焼入温度まで再加熱する必要がある。焼入れ温度は、Ａｃ１点以上かつ９００℃以下の温度とするのが好ましい。Ａｃ１点以上とすることによって残留γの増加を見込むことができるが、９００℃を超える温度で加熱すると組織が粗大化するからである。ここで、Ａｃ１点とは、パーライトからオーステナイトへの変態が完了する温度である。なお、焼入れ工程を実施しない場合には、再加熱工程は不要である。
【００７２】
（Ｄ−５）焼入工程（工程３’’’、工程３’’’’）
焼入工程は必要に応じて実施することができる。上述した再加熱工程を経た後に焼入れをすることになるが、その組織を微細化し、初期残留γを増加させるために、次の(6)式を満足する冷却速度ＲＨ（℃/s）で鋼材を焼入れするのが好ましい。
ＲＨ≧３・・・・・・・・・(6)式
ここで、ＲＨは焼入れ時の板厚中心部における冷却速度（℃/s）を表す。
【００７３】
なお、冷却工程での冷却では、冷却速度ＲＡを３℃／ｓ以上とすることができない場合があるが、このような場合には、焼入工程での冷却速度ＲＨを３℃／ｓ以上とすることが残留γ量を増加させるための有効な手段となる。
【００７４】
一方、冷却工程での冷却で、板厚中心部における冷却速度ＲＡを３℃／ｓ以上とした場合には、極低温用鋼材として十分な量の残留γ量を得ることができているので、この焼入工程での板厚中心部における冷却速度ＲＨは３℃／ｓ未満でもよい。
【００７５】
焼入処理の方法はスプレー法など手段を問わない。また、冷却停止温度は２００℃以下とすることが好ましい。
【００７６】
（Ｄ−６）焼戻工程（工程４）
焼戻し工程は必要に応じて実施することができる。焼戻しにより鋼材に生じたマルテンサイト中の歪みを除去することができる。焼戻しを実施する場合には、［Ａｃ１点＋８０℃］以下の温度で行う。焼戻しをこの温度域で行うのは、マルテンサイト組織を高靭性化することと残留γ量を増加させることができるためである。なお、効果的に歪み除去効果を得るためには、５００℃以上とすることが好ましい。
【実施例１】
【００７７】
表１に示す化学組成を有する４１種類の鋼種からなる厚さ３００ｍｍの鋼塊（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ている。板厚は６〜５０ｍｍの鋼材である。得られた各鋼材からは、ＪＩＳＺ２２０１に規定される１０号引張試験片もしくは５号引張試験片または板厚tの(1/4)tの位置より４号試験片を採取した。方向は圧延直角方向である。また、ＪＩＳＺ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を圧延方向より採取した。板厚が１０ｍｍ以下のものについては、サブサイズ試験を用いた。常温および−１６５℃での引張試験と−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、降伏強さ（ＹＳ：ＭＰａ）および吸収エネルギー（vE-196：Ｊ（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の比較を容易にするため、単位面積あたりの吸収エネルギーに換算した。
【００７８】
【表１】
0005673399.tif 000002
【００７９】
【表２】
0005673399.tif 000003
【００８０】
さらに、脆性き裂伝ぱ特性を評価するため、図１に示す三面スリットシャルピー試験片を板厚tの(1/2)tの位置より採取した。板厚が１０ｍｍ以下の材料については、Vノッチと同様のサブサイズ試験片に加工した。吸収エネルギーはVノッチ試験片同様単位面積あたりの数値に換算している。
【００８１】
脆性破壊発生特性を調べるため、BS7448 part１に準拠したCTOD試験片もL方向より採取した。板厚は全厚試験片であり、B×2B試験片を用い、試験方法などもBS規格に準拠している。
【００８２】
残留γについては、板厚tの(1/4)t位置から、残留γ測定用試験片を採取しＸ線回折により、残留γ量（体積％）を測定した。また、アスペクト比は、Ｌ方向およびＺ方向に平行で、かつＣ方向に垂直な面で、光学顕微鏡を用いて残留γ粒の大きさを鋼材のＺ方向およびＬ方向にそれぞれ、平均切片長さとして測定し、「Ｌ方向での平均切片長さ／Ｚ方向での平均切片長さ」から求めた。アスペクト比は、残留γ粒を電子写真として取り込み、画像解析装置で処理することによって算出することができる。
【００８３】
以上の試験結果を表３にまとめて示す。
【００８４】
【表３】
0005673399.tif 000004
【００８５】
なお、特性良否の判断基準は以下の通りである。
YS：590MPa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：1.25J/mm2以上、
単位面積あたりの三面スリットシャルピー吸収エネルギー：0.125J/mm2以上、
限界CTOD値：0.1mm以上。
【００８６】
表３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である鋼Ｎｏ．１〜３５を使用し適切な条件で製造を行ったTest No.1-a〜1-eおよび2〜35の鋼材は、室温下の降伏強度に対する極低温下での降伏強度の上昇率が大きく、残留γ量を3.0体積％以上に調整することが可能で、塑性変形を受けても残留γ量の減少率は小さい。このため、強度、脆性き裂発生特性（Vノッチシャルピー吸収エネルギー、限界CTOD値）、アレスト特性（三面スリットシャルピー吸収エネルギー）が目標範囲を満足する。
【００８７】
これらに対して、Test No.1-fの鋼材は製造方法が適切でなく、最終仕上げパスの形状比が１未満だったため、残留γ量も少なく、変形後の残留γ量の減少量が大きく、さらに室温下の降伏強度に対する極低温下での降伏強度の上昇率が小さくなった。このため、強度を満足できず、さらにアレスト特性（三面スリットシャルピー吸収エネルギー）と脆性亀裂発生特性（限界CTOD値）も低いものとなった。
【００８８】
Test No.1-gの鋼材は製造方法が適切でなく、(1)式で示される値が1.3を下回ったため、変形後の残留γ量の減少量が大きく、室温下の降伏強度に対する極低温下での降伏強度の上昇率が小さくなった。このため、降伏強度を満足できず、脆性亀裂発生特性（限界CTOD値）も低いものとなった。
【００８９】
Test No.1-hの鋼材は製造方法が適切でなく、(1)式で示される値が1.3を下回ったため、残留γ量も少なく、変形後の残留γ量の減少量が大きく、さらに室温下の降伏強度に対する極低温下での降伏強度の上昇率が小さくなった。このため、脆性亀裂発生特性（限界CTOD値）が低いものとなった。
【００９０】
Test No.36の鋼材はＣ含有量が、Test No.37の鋼材はSi含有量が、Test No.38の鋼材はMn含有量が、それぞれ高すぎるため、変形後の残留γ量の減少量が大きく、室温下の降伏強度に対する極低温下での降伏強度の上昇率が小さくなった。このため、アレスト特性（三面スリットシャルピー吸収エネルギー）と脆性亀裂発生特性（限界CTOD値）も低いものとなった。
【００９１】
Test No.39の鋼材はNi含有量が高すぎるので、仕上圧延温度も高くなり、変形後の残留γ量の減少量が大きく、室温下の降伏強度に対する極低温下での降伏強度の上昇率が小さくなった。このため、アレスト特性（三面スリットシャルピー吸収エネルギー）と脆性亀裂発生特性（限界CTOD値）も低いものとなった。
【００９２】
Test No.40の鋼材はAl含有量が、そしてTest No.41の鋼材はＮ含有量が高すぎるため、残留γ量も少なく、変形後の残留γ量の減少量が大きく、さらに室温下の降伏強度に対する極低温下での降伏強度の上昇率が小さくなった。このため、引張強度を満足できず、さらにアレスト特性（三面スリットシャルピー吸収エネルギー）と脆性亀裂発生特性（限界CTOD値）も低いものとなった。
【産業上の利用可能性】
【００９３】
本発明にかかる極低温用鋼材は、レベル２地震動を受けてもタンクの内槽の液密性及び機密性が保持されることができるだけの破壊靭性に優れている。すなわち、極低温下であっても、脆性破壊が発生しにくい特性に加えて、万が一、脆性き裂が発生しても構造物全体の崩壊を阻止するために、き裂伝ぱを停止させる特性（アレスト特性）を有している。そして、本発明にかかる極低温用鋼材は、ＬＮＧタンク、特にＬＮＧタンクの内槽部材やアニュラープレートに好適に使用でき、LNPタンクの信頼性を上げることができる。
【図１】
0005673399.tif 000005