(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上５．００％以下、
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下および
Ｎｂ：０．００５％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、
該ミクロ組織の平均結晶粒径が８０μｍ以上であり、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であり、−２６９℃での引張試験の全伸びが３０％以上である、鋼。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下および
ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を、
１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、
熱間圧延を行い、
１１００℃以上１３００℃以下の温度域まで再度加熱して、加熱温度と加熱時間との積が１００℃・ｈ以上となる熱処理を施すことにより、
オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、該ミクロ組織の平均結晶粒径が８０μｍ以上であり、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であり、−２６９℃での引張試験の全伸びが３０％以上である鋼を得る、鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば液体水素を貯槽するタンクをはじめ、液体ヘリウム、液化ガス等の、極めて低温の環境で使用される構造用鋼に供して好適な、特に極低温での靭性に優れた鋼およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
液体水素、液体ヘリウム、液化ガス貯槽用構造物に熱間圧延鋼板を用いるには、使用環境が極めて低温となるため、極低温での靱性に優れることが要求される。例えば、液体ヘリウムの貯槽に熱間圧延鋼板を使用する場合は、ヘリウムの沸点である−２６９℃以下の温度において優れた靱性が確保されている必要がある。鋼材の極低温靱性が劣ると、極低温貯槽用構造物としての安全性を維持できなくなる可能性があるため、この用途に供する鋼材の極低温靱性の向上に対する要求は強い。【０００３】
この要求に対して、従来、極低温で脆性を示さないオーステナイトを鋼板の組織とするオーステナイト系ステンレス鋼が使用されてきた。しかしながら、合金コストや製造コストが高いことから、安価で極低温靱性に優れる鋼材に対する要望がある。【０００４】
そこで、従来の低温用鋼に代わる新たな鋼材として、オーステナイト安定化元素であるＮｉを多量に添加した高Ｎｉ鋼を−２５３℃環境の構造用鋼として使用することが、例えば特許文献１に提案されている。【０００５】
特許文献１には、旧オーステナイトの粒径及び形態を制御する等で極低温靱性を確保する技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１８−１０４７９２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１に記載の技術によって、極低温靭性に優れた高Ｎｉ鋼の提供が可能であるが、ここに記載の高Ｎｉ鋼は極低温靭性を確保する観点からＮｉを１２．５％以上含有しなければならず、素材コストの低減が求められていた。さらに、オーステナイト相の確保等のため、再加熱焼入れ、中間熱処理、焼戻し等、複数工程にわたる熱処理を行う必要があるため、製造コストが高いことも問題であった。【０００８】
そこで、本発明は、素材や製造に要するコストを抑えることのできる、極低温靱性および引張特性に優れた鋼を提供することを目的とする。さらに、本発明は、かような鋼を製造するための有利な方法について提案することを目的とする。ここで、前記「極低温靭性に優れた」とは、−１９６℃、さらには、−２６９℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０J以上であることをいう。また、前記「引張特性に優れた」とは、−２６９℃における引張試験の全伸び３０％以上であることをいう。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、上記課題を達成するため、２０．０％以上とＭｎ含有量が比較的多い鋼を対象に、鋼板の成分組成および組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下のａ、ｂの知見を得た。【００１０】
ａ．上記のオーステナイト鋼における脆性破壊の主形態として、結晶粒界を起点とした粒界破壊が挙げられる。このことから、上記の鋼の極低温靱性向上には、結晶粒径を粗大にすることが有効である。【００１１】
ｂ．適切な成分組成のもと、適切な条件で熱間圧延および熱処理を行えば、最小限の熱処理回数で極低温靭性および引張特性の向上を実現でき、製造コストを抑えることができる。【００１２】
本発明は、以上の知見にさらに検討を加えてなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上５．００％以下、
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下および
Ｎｂ：０．００５％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、
該ミクロ組織の平均粒径が８０μｍ以上であり、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０J以上であり、−２６９℃での引張試験の全伸びが３０％以上である、鋼。【００１３】
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下および
ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する前記１に記載の鋼。【００１４】
３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を、
１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、
熱間圧延を行い、
１１００℃以上１３００℃以下の温度域まで再度加熱して、
加熱温度（℃）と加熱時間（ｈ）との積が１００℃・ｈ以上となる熱処理を施す、鋼の製造方法。【００１５】
ここで、前記の各温度は、それぞれ鋼素材または鋼板の表面温度である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、極低温靭性および引張特性に優れた鋼を提供できる。したがって、本発明の鋼は、液体水素、液体ヘリウム、液化ガス貯槽用タンク等の、極低温環境で使用される鋼構造物の安全性や寿命の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の製造方法では、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことがないため、経済性に優れた方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の成分組成を満たす鋼の平均結晶粒径（平均粒径）と−２６９℃での吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の鋼について詳しく説明する。
［成分組成］
まず、本発明の鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
【００１９】
Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下
Ｃは、安価なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを得るために重要な元素である。その効果を得るために、Ｃは０．１００％以上の含有を必要とする。一方、０．７００％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、極低温靱性が低下する。このため、Ｃ量は０．１００％以上０．７００％以下とする。Ｃ量は、０．２００％以上が好ましく、０．６００％以下が好ましく、より好ましくは、０．２００％以上０．６００％以下とする。
【００２０】
Ｓｉ：１．００％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、製鋼上必要な元素であるため、０．０５％以上添加することが好ましい。一方、１．００％を超えて含有すると、非熱的応力（内部応力）が過度に上昇するため、極低温靱性が劣化する。このため、Ｓｉは１．００％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．８０％以下とする。
【００２１】
Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下
Ｍｎは、比較的安価なオーステナイト安定化元素であり、本発明では、低温靱性を確保するために重要な元素である。その効果を得るために、Ｍｎは２０．０％以上の含有を必要とする。一方、４０．０％を超えて含有した場合、極低温靱性が劣化する。このため、Ｍｎ量は２０．０％以上４０．０％以下とする。Ｍｎ量は、２３．０％以上が好ましく、３８．０％以下が好ましく、より好ましくは、２３．０％以上３８．０％以下とする。Ｍｎ量は、３６．０％以下が更に好ましい。
【００２２】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると、過度に粒界に偏析するため、極低温靱性が低下する。このため、０．０３０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｐは０．０３０％以下とする。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００２％以上とすることが望ましい。Ｐ量は、０．００５％以上がより好ましく、０．０２８％以下が好ましく、更に好ましくは、０．００５％以上０．０２８％以下、一層好ましくは０．０２４％以下とする。
【００２３】
Ｓ：０．００７０％以下
Ｓは、鋼板の極低温靭性を劣化させるため、０．００７０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｓは０．００７０％以下とする。尚、過度のＳの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００１０％以上とすることが望ましい。Ｓ量は、好ましくは、０．００５０％以下とする。
【００２４】
Ａｌ：０．０１％以上５．００％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、Ａｌは０．０１％以上の含有を必要とする。一方、５．００％を超えて含有すると、介在物が多量に存在し、極低温靭性を劣化させるため、５．００％以下とする。このため、Ａｌ量は０．０１％以上５．００％以下とする。Ａｌ量は、０．０２％以上が好ましく、４．００％以下が好ましく、より好ましくは０．０２％以上４．００％以下とする。
【００２５】
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下
Ｃｒは、粒界強度を向上させるため、極低温靱性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒは０．５％以上の含有を必要とする。一方、７．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物の生成により、極低温靭性が低下する。このため、Ｃｒ量は０．５％以上７．０％以下とする。Ｃｒ量は、１．０％以上が好ましく、１．２％以上がより好ましく、６．７％以下が好ましく、６．５％以下がより好ましく、より好ましくは１．０％以上６．７％以下、更に好ましくは１．２％以上６．５％以下とする。
【００２６】
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下
Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、極低温靱性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎは０．００５０％以上の含有を必要とする。一方、０．０５００％を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Ｎ量は０．００５０％以上０．０５００％以下とする。Ｎ量は、０．００６０％以上が好ましく、０．０４００％以下が好ましく、より好ましくは０．００６０％以上０．０４００％以下とする。
【００２７】
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、酸化物の形成により極低温靱性を劣化させる。このため、Ｏは０．００５０％以下とする。Ｏ量は、好ましくは０．００４５％以下である。尚、過度のＯの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Ｏ量を０．００１０％以上とすることが望ましい。
【００２８】
ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制
ＴｉおよびＮｂは、鋼中で高融点の炭窒化物を形成するため、過度の含有は極低温靭性を低下させる。ＴｉおよびＮｂは、原材料などから不可避的に混入する成分であり、ほとんどの場合、Ｔｉ：０．００５％超０．０１０％以下およびＮｂ：０．００５％超０．０１０％以下の範囲で混入する。そこで、後述する手法に従って、ＴｉおよびＮｂの混入量を意図的に制限し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制する必要がある。ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制することによって、上記した炭窒化物の悪影響を排除し、優れた極低温靭性を確保することができる。好ましくは、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００３％以下とする。勿論、ＴｉおよびＮｂの含有量は各々０％であってもよいが、過度の低減は製鋼コストの観点から好ましくないため、それぞれ０．００１％以上とすることが望ましい。
【００２９】
本発明では、低温靱性をさらに向上させることを目的として、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる１種以上
【００３０】
Ｃｕ、Ｎｉ：各々１．０％以下
ＣｕおよびＮｉは、低温靱性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、ＣｕおよびＮｉは各々０．０１％以上で含有することが好まししく、０．０３％以上で含有することがより好ましい。一方、各々１．０％を超えて含有すると、圧延時に表面性状が劣化する他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は各々１.０％以下とすることが好ましく、０．７％以下がより好ましく、０．５％以下が更に好ましい。
【００３１】
Ｍｏ、Ｖ、Ｗ：各々２．０％以下
Ｍｏ、ＶおよびＷは、オーステナイトの安定化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ、ＶおよびＷは各々０．００１％以上で含有することが好ましく、０．００３％以上で含有することがより好ましい。一方、各々２．０％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が生成し、破壊の起点となることがある他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は各々２．０％以下とすることが好ましく、１．７％以下とすることがより好ましい。Ｍｏ、Ｖ、Ｗの量は、更に好ましくは各々０．００３％以上１．７％以下、一層好ましくは各々１．５％以下とする。
【００３２】
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形態制御に有用な元素であり、必要に応じて含有できる。介在物の形態制御とは、展伸した硫化物系介在物（主にＭｎＳ）を粒状の介在物とすることをいう。この介在物の形態制御を介して、破壊の起点となるＭｎＳを減らすことにより、靭性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇは各々０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上含有することが好ましい。一方、いずれの元素も多く含有させると、非金属介在物量が増加し、かえって靭性が低下する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。
このため、ＣａおよびＭｇを含有する場合には、それぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭを含有する場合には、０．００１０％以上０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｃａ量は、０．００１０％以上がより好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、更に好ましくは０．００１０％以上０．００４０％以下とする。Ｍｇ量は、０．００１０％以上がより好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、更に好ましくは０．００１０％以上０．００４０％以下とする。ＲＥＭ量は、０．００２０％以上がより好ましく、０．０１５０％以下がより好ましく、更に好ましくは０．００２０％以上０．０１５０％以下とする。
なお、ＲＥＭとは、希土類金属のことを指し、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。
【００３３】
上記した成分以外の残部は鉄および不可避的不純物を有する成分組成である。ここでの不可避的不純物としては、Ｈ、Ｂなどが挙げられ、合計で０．０１％以下であれば許容できる。
【００３４】
［組織］
オーステナイトを基地相とするミクロ組織
鋼材の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ）である場合、該鋼材は極低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、極低温環境下での使用には適していない。ここに、極低温環境下での使用を想定したとき、鋼材の基地相は、結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ）であるオーステナイト組織であることが好ましい。なお、「オーステナイトを基地相とする」とは、オーステナイト相が面積率で９０％以上であることを意味し、さらに好ましくは９５％以上である。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相またはマルテンサイト相である。
【００３５】
ミクロ組織における平均結晶粒径が８０μｍ以上
平均結晶粒径とシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーとの関係を検証した結果、図１に示すように、本発明の他の条件を満たし、さらに平均結晶粒径を８０μｍ以上とすれば、前記吸収エネルギーを１５０Ｊ以上とすることができる。ここで、本明細書における結晶粒は主としてオーステナイト粒を指し、平均結晶粒径は光学顕微鏡を用いて２００倍で撮影した画像から無作為に１００個の結晶粒を選び、円相当径で算出し、その平均値により求めることができる。
【００３６】
上記の平均結晶粒径は、上記した成分組成の下、後述する条件に従う熱間圧延および熱処理を行うことによって実現することができる。
【００３７】
本発明に係る鋼は、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等、公知の溶製方法で溶製することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その際、好適な組織制御の妨げとなるＴｉおよびＮｂを上述の範囲に制限するために、原料などから不可避的に混入することを回避し、これらの含有量を低減する措置を取る必要がある。例えば、精錬段階におけるスラグの塩基度を下げることによって、これらの合金をスラグへ濃化させて排出し最終的なスラブ製品におけるＴｉおよびＮｂの濃度を低減することができる。また、酸素を吹き込んで酸化させ、還流時にＴｉおよびＮｂの合金を浮上分離させるなどの方法でもよい。その後、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等、公知の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００３８】
さらに、上記鋼素材を極低温靭性に優れた鋼材へと造りこむための製造条件について規定する。
【００３９】
［鋼素材の加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下］
上記した組織を有する鋼を得るためには、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱したのち、熱間圧延を行うことが重要である。ここでの温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。上述したＭｎの効能を発現させるには、鋼中にＭｎを拡散させることが重要である。すなわち、熱間圧延にてＭｎの拡散を促進するために、熱間圧延前の鋼素材の加熱温度は１１００℃以上とする。一方、１３００℃を超えると鋼の溶解が始まってしまう懸念があるため、加熱温度の上限は１３００℃とする。鋼素材の加熱温度は１１３０℃以上が好ましく、１２７０℃以下が好ましく、より好ましくは、１１３０℃以上１２７０℃以下である。
【００４０】
［熱間圧延］
鋼素材の加熱後に熱間圧延を行う。熱間圧延の方法は特に限定されないが、仕上圧延における仕上温度が低いほど圧延能率が低下するため、７００℃以上とすることが好ましい。さらに、７５０℃以上であることが好ましい。
【００４１】
［１１００℃以上１３００℃以下の温度域まで再度加熱し、加熱温度（℃）と加熱時間（ｈ）との積が１００℃・ｈ以上となる熱処理を施す］
熱間圧延後、またはその後の冷却処理を行った後、所定の熱処理を施す。熱処理では、１１００℃以上１３００℃以下の温度域まで再度加熱し、加熱温度（℃）と加熱時間（ｈ:hour）との積が１００℃・ｈ以上の熱処理を施すことで、結晶粒が粗大になり極低温靱性が向上することに加え、熱間圧延時に導入された転位が回復するため、引張特性、中でも全伸びが向上する。再加熱の温度域を１１００℃以上１３００℃以下とするのは、以下の理由による。すなわち、熱処理にてＭｎを拡散させるために、熱処理における再加熱時の加熱温度を１１００℃以上とする。一方、１３００℃を超えると鋼の溶解が始まってしまう懸念があるため、再加熱時の加熱温度の上限は１３００℃とする。そして、加熱温度（℃）と加熱時間（ｈ）との積を規定するのは、結晶粒成長と転位の回復とに相関があるからである。また、加熱温度と加熱時間との積は、製造コストの理由から、上限値は６５０℃・ｈが好ましく、全ての結晶粒を粗大にする理由から、下限値は２０８℃・ｈが好ましい。熱処理における再加熱時の加熱温度は１１３０℃以上が好ましく、１２７０℃以下が好ましく、１１３０℃以上１２７０℃以下がより好ましい。加熱時間は、粒成長を促進させるためには０．１ｈ以上が好ましく、製造能率の低下を抑制するためには０．５ｈ以下が好ましく、０．１ｈ以上０．５ｈ以下がより好ましい。熱処理後には冷却を行う。
【００４２】
熱間圧延後および／またはその後の熱処理後に、それぞれ冷却処理を行ってもよい。
炭化物の析出を抑制するためである。冷却温度の範囲はそれぞれ３００〜６５０℃、３００〜９００℃が好ましく、平均冷却速度はそれぞれ１．０℃／s以上が好ましい。
【実施例】
【００４３】
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法にて、表１に示す成分組成の鋼スラブ（鋼素材）を作製した。次いで、表２に示す条件で、得られた鋼スラブを熱間圧延により６〜３０ｍｍ厚の鋼板とした。ここで、熱処理における再加熱時の加熱温度は、各サンプルについて、鋼素材の加熱温度と同じ温度とした。
得られた鋼板について、組織評価と、極低温靭性および引張特性の機械特性評価とを下記の要領で実施した。
表２において、「仕上圧延時の仕上温度」は、仕上圧延終了温度を示す。【００４４】
（１）組織評価
・オーステナイト相の面積率
ミクロ組織の各相の面積率は、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）解析のＰｈａｓｅ ｍａｐから求めた。得られた鋼板の板厚１／２位置で、圧延方向に平行な断面から、ＥＢＳＤ解析用試験片を採取し、５００μｍ×２００μｍの視野において、測定ステップ０．３μｍでＥＢＳＤ解析を行い、Ｐｈａｓｅ ｍａｐに記載の値を面積率とした。
オーステナイト相の面積率は発明例および比較例を通じて全て９０％以上であり、基地相がオーステナイトであることを確認した。【００４５】
・平均粒径
熱処理後の鋼板について、圧延方向断面を研磨し、板厚１／２位置を、光学顕微鏡を用いて２００倍の倍率で撮影した画像から無作為に１００個の結晶粒を選び、円相当径により平均粒径としての平均結晶粒径を求めた。【００４６】
（２）極低温靭性
板厚１０ｍｍを超える各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５年）の規定に準拠してシャルピーＶノッチ試験片を採取し、各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験を−１９６℃および−２６９℃で実施し、吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。本発明では、３本の吸収エネルギーの平均値が１５０Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
なお、板厚１０ｍｍ未満の各鋼板については、板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５年）の規定に準拠して５ｍｍサブサイズのシャルピーＶノッチ試験片を採取し、各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験を−１９６℃および−２６９℃で実施した。ここでは、３本の吸収エネルギーの平均値が、１００Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。なお、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験は、試験片をカプセルに入れ、液体ヘリウムを流しながら実施した。
参考文献１：T. Ogata, K. Hiraga, K. Nagai, and K.Ishikawa: Tetsu-to-Hagane, 69(1983), 641.【００４７】
（３）引張特性
得られた各鋼板より、平行部直径６ｍｍ、標点間距離２５ｍｍの丸棒引張試験片を採取して−２６９℃で引張試験を実施し、全伸びを調査した。本発明では、全伸び３０％以上を引張特性に優れるものと判定した。
以上により得られた結果を、表２に示す。【００４８】
【表１】
0006947330.tif 000002
【００４９】
【表２】
0006947330.tif 000003
【００５０】
本発明に従う鋼は、上述の目標性能（シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの平均値が１５０Ｊ以上、引張試験の全伸びが３０％以上）を満足することが確認された。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、吸収エネルギーおよび全伸びのいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できていない。
【図１】
0006947330.tif 000004