JP6055363B2 - 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、極低温靭性に優れた厚鋼板に関し、詳細には、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度に低減されても、−１９６℃以下の極低温下における靱性［特に、板幅方向（Ｃ方向）の靱性］が良好な厚鋼板に関するものである。以下では、上記の極低温下に曝される液化天然ガス（ＬＮＧ）向けの厚鋼板（代表的には、貯蔵タンク、輸送船など）を中心に説明するが、本発明の厚鋼板はこれに限定する趣旨ではなく、−１９６℃以下の極低温下に曝される用途に用いられる厚鋼板全般に適用される。

液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯蔵タンクに用いられるＬＮＧタンク用厚鋼板は、高い強度に加え、−１９６℃の極低温に耐えられる高い靭性が求められる。これまで、上記用途に用いられる厚鋼板としては、９％程度のＮｉ（９％Ｎｉ鋼）を含む厚鋼板が使用されてきたが、近年、Ｎｉのコストが上昇しているため、９％未満の、少ないＮｉ含有量であっても、極低温靭性に優れた厚鋼板の開発が進められている。

例えば非特許文献１には、６％Ｎｉ鋼の低温靱性に及ぼすα−γ２相共存域熱処理の影響について記載されている。詳細には、焼戻し処理の前に、α−γ２相共存域（Ａ_c1〜Ａ_c3間）での熱処理（Ｌ処理）を加えることにより、通常の焼入れ焼戻し処理を受けた９％Ｎｉ鋼と同等以上の、−１９６℃での極低温靱性を付与できること；この熱処理はまた、Ｃ方向（板幅方向）試験片の靱性を向上させること；これらの効果は、多量の微細かつ極低温での衝撃荷重に対しても安定な残留オーステナイトの存在によるものであること、などが記載されている。しかしながら、上記方法によれば、圧延方向（Ｌ方向）の極低温靱性は優れているものの、板幅方向（Ｃ方向）の極低温靱性は、Ｌ方向に比べて劣る傾向にある。また、脆性破面率の記載はない。

上記非特許文献１と同様の技術が、特許文献１および特許文献２に記載されている。これらのうち、特許文献１には、Ｎｉを４．０〜１０％含有し、オーステナイト粒度などが所定範囲に制御された鋼を熱間圧延してからＡ_c1〜Ａ_c3間に加熱し、次いで冷却する処理（上記非特許文献１に記載のＬ処理に相当）を１回または２回以上繰り返した後、Ａ_c1変態点以下の温度で焼戻す方法が記載されている。また、特許文献２には、Ｎｉを４．０〜１０％含有し、熱間圧延前のＡｌＮの大きさを１μｍ以下にした鋼に対し、上記特許文献１と同様の熱処理（Ｌ処理→焼戻し処理）を行なう方法が記載されている。これらの方法に記載の−１９６℃での衝撃値（ｖＥ_-196）は、おそらく、Ｌ方向のものと推察され、Ｃ方向の上記靭性値は不明である。また、これらの方法では強度について考慮されておらず、脆性破面率の記載はない。

また、非特許文献２には、上記のＬ処理（二相域焼入れ処理）とＴＭＣＰを組合わせたＬＮＧタンク用６％Ｎｉ鋼の開発について記載されている。この文献によれば、圧延方向（Ｌ方向）の靭性が高い値を示すことは記載されているものの、板幅方向（Ｃ方向）の靭性値は記載されていない。

特許文献３には、０．３〜１０％のＮｉと、所定量のＭｇを含み、所定粒径のＭｇ含有酸化物粒子が適切に分散された、５７０ＭＰａ級以上の溶接部靱性に優れた高靭性高張力鋼が記載されている。上記特許文献３には、Ｍｇ含有酸化物の制御によって加熱オーステナイト粒径が微細化され、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が向上すること；そのためには、脱酸元素添加前のＯ（酸素）量と、Ｍｇと他の脱酸元素との添加順序が重要であり、溶存酸素量が０．００１〜０．０２％の溶鋼にＭｇ、Ｔｉ、Ａｌを同時に添加した後、鋳造して鋼片とするか、またはＭｇ、Ｔｉ、Ａｌの添加に際し、Ａｌを最後に添加した後、鋳造して鋼片とすることが記載されている。上記特許文献３の実施例には、Ｃ方向の靱性値（破面遷移温度ｖＴｒｓ）が記載されており、９％Ｎｉ鋼の上記特性は良好である（破面遷移温度ｖＴｒｓ≦−１９６℃）が、５％近傍のＮｉ鋼の上記特性は−１４０℃であり、更なる改善が求められている。

特開昭４９−１３５８１３号公報 特開昭５１−１３３０８号公報 特開２００１−１２３２４５号公報

矢野ら，「６％Ｎｉ鋼の低温靱性に及ぼすα−γ２相共存域熱処理の影響」，鉄と鋼，第５９年（１９７３）第６号，ｐ７５２〜７６３ 古谷ら，「ＬＮＧタンク用６％Ｎｉ鋼の開発」，ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖｏｌ．２３（２０１０），ｐ１３２２

上述したように、これまで、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度のＮｉ鋼において−１９６℃での極低温靱性に優れた技術は提案されているものの、Ｃ方向での極低温靱性は、十分に検討されていない。特に、母材強度が高い（詳細には、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａ）高強度下での極低温靱性の更なる向上（Ｃ方向での極低温靱性向上）が強く求められている。

また、上述した文献には、脆性破面率について検討されたものはない。脆性破面率は、シャルピー衝撃試験において荷重が加わった際に生じる脆性破壊の割合を示したものである。脆性破壊が発生した部位では、破壊に至るまでに鋼材に吸収されるエネルギーが著しく小さくなり、容易に破壊が進行するようになるため、極低温靱性向上技術においては、汎用のシャルピー衝撃値（ｖＥ_-196）の向上のみならず、脆性破面率を１０％以下とすることも極めて重要な要件となっている。しかしながら、上記のように母材強度が高い高強度厚鋼板において、脆性破面率の上記要件を満足する技術は、未だ提案されていない。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度のＮｉ鋼において−１９６℃での極低温靱性（特にＣ方向の極低温靱性）に優れており、脆性破面率≦１０％を実現できる高強度厚鋼板を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明に係る極低温靭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：０．５０〜２．０％、Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｉ：５．０〜７．５％、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不純物である厚鋼板であって、鋼中に存在する、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量が０．００１〜０．０７質量％であり、且つ、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相の分率が２．０〜１２．０体積％であるところに要旨を有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更にＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更にＣｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更にＴｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１００％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更にＢ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更にＣａ：０．００３０％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５０％以下（０％を含まない）、およびＺｒ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相の分率をＶ（体積％）、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量をＷ（質量％）としたとき、Ｖ／Ｗで表されるＣ値は１５０以上である。

本発明によれば、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度のＮｉ鋼において、母材強度が高くても（詳細には、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａ）、−１９６℃以下での極低温靱性（特にＣ方向の極低温靱性）に優れており、−１９６℃での脆性破面率≦１０％（好ましくは、−２３３℃での脆性破面率≦５０％）を満足する高強度厚鋼板を提供することができた。

本発明に係る厚鋼板の特徴部分は、Ｎｉ含有量が５．０〜７．５％程度のＮｉ鋼において、Ｃ方向の極低温靱性を更に向上させるため、（ア）−１９６℃において存在する残留オーステナイト相（残留γ相）の分率を２．０〜１２．０体積％に制御すると共に、（イ）鋼中に存在する、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物（以下、単にＭｎ系介在物と呼ぶ場合がある。）の含有量を０．００１〜０．０７質量％に制御したところにある。特に上記（イ）のＭｎ系介在物を適切に制御することにより、靱性を劣化させる固溶Ｓを固定し、その量を悪影響がない範囲に抑えられるため、非常に優れた極低温靱性が実現されることが判明した。

以下、本発明に到達した経緯について説明する。

本発明者らは、Ｎｉ含有量が７．５％以下のＮｉ鋼において、−１９６℃以下の極低温靱性に優れた厚鋼板を提供するため、検討を重ねてきた。具体的には、本発明では、Ｃ方向における−１９６℃での脆性破面率≦１０％、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａの全ての特性を満足する極低温靱性に優れた高強度厚鋼板を提供するとの観点から、まず、従来技術に記載の文献に教示されている方法を検討した。

上記文献には、５％Ｎｉ鋼の極低温靱性向上には、−１９６℃で存在する残留オーステナイト（残留γ）を安定化させることが重要であることが教示されている。また、製造方法を総合的に勘案すると、溶鋼段階において、脱酸元素添加前の溶存酸素量を制御し、この溶鋼中に、Ａｌを最後に添加するようにして鋳造すると共に、α−γ２相共存域（Ａ_c1〜Ａ_c3間）での熱処理（Ｌ処理）の後、Ａ_c1変態点以下の温度で焼戻し処理する方法を推奨しており、これにより、極低温靱性が向上することが教示されている。しかしながら、本発明者らの検討結果によれば、上記方法により、Ｌ方向の極低温靱性は向上するものの、Ｃ方向の極低温靱性は充分でなく、本発明で掲げる上記の目標レベル（Ｃ方向における−１９６℃での脆性破面率≦１０％）を実現できないことが判明した。

そこで更に検討を重ねた結果、所望とする極低温靱性に優れた厚鋼板を得るためには、上述した技術を基本的に踏襲しつつも、厚鋼板およびその製造方法において、更なる要件を付加することが不可欠であることを突き止めた。詳細には、（ｉ）厚鋼板において、−１９６℃での残留γ相を２．０〜１２．０体積％の範囲で存在させることに加えて、靱性を劣化させる粗大介在物の抑制と固溶Ｓの固定（＝固溶Ｓ量低減）のために、最大径０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量を０．００１〜０．０７質量％の範囲に制御することが有効であることが判明した。

そして（ｉｉ）このような厚鋼板を製造するためには、溶鋼段階における、Ａｌ添加前の溶存酸素量（フリーＯ量）の制御と、熱間圧延後における、Ａ_c1〜Ａ_c3間での熱処理（Ｌ処理）→所定温度域での焼戻し処理に加えて、（ｉｉ−１）溶鋼段階の更なる制御と、（ｉｉ−２）圧延前の加熱温度の制御とが有効であることも突き止めた。具体的には、（ｉｉ−１）溶鋼段階において、Ａｌ添加前のフリー酸素濃度を１００ｐｐｍ以下とし、且つ、鋳造時の１５００〜１４５０℃での冷却時間（ｔ２）を３００秒以下に制御すること、（ｉｉ−２）圧延前の加熱段階において、加熱温度を１０６０℃以下に低減することが有効であることを突き止めた。

更に（ｉｉｉ）上記（ｉ）において、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相の分率をＶ（体積％）、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量をＷ（質量％）としたとき、Ｖ／Ｗで表されるＣ値を１５０以上に制御すれば、−１９６℃よりも一層低温の−２３３℃においても、脆性破面率を５０％以下の良好な水準に保つことができることを見出し、本発明を完成した。

本明細書において「極低温靱性に優れる」とは、後記する実施例の欄に記載の方法によってＣ方向（板幅方向）のシャルピー衝撃吸収試験における脆性破面率を測定したとき、−１９６℃での脆性破面率≦１０％を満足するものである。後記する実施例では、Ｌ方向（圧延方向）における脆性破面率は測定していないが、これは、Ｃ方向での脆性破面率が１０％以下であれば、Ｌ方向での脆性破面率も、必然的に１０％以下となるとの経験則に基づくものである。

本明細書において「厚鋼板」とは、鋼板の厚さがおおむね、６〜５０ｍｍのものを意味する。

また本発明では、引張り強度ＴＳ＞６９０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ＞５９０ＭＰａを満足する高強度厚鋼板を対象とする。

以下、本発明の厚鋼板について詳しく説明する。

上述したように本発明の厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５０〜２．０％、Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｉ：５．０〜７．５％、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不純物である厚鋼板であって、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相が２．０〜１２．０体積％であり、且つ、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量が０．００１〜０．０７質量％であるところに特徴がある。

まず、鋼中成分について説明する。

Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは、強度および残留オーステナイトの確保に必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃ量の下限を０．０２％以上とする。Ｃ量の好ましい下限は０．０３％以上であり、更に好ましくは０．０４％以上である。但し、過剰に添加すると、強度の過大な上昇により極低温靭性が低下するため、その上限を０．１０％とする。Ｃ量の好ましい上限は０．０８％以下であり、更に好ましくは０．０６％以下である。

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。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、極低温靭性が低下するため、その上限を０．４０％以下とする。Ｓｉ量の好ましい上限は０．３５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。

Ｍｎ：０．５０〜２．０％
Ｍｎはオーステナイト（γ）安定化元素であり、残留γ量の増加に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．５０％とする。Ｍｎ量の好ましい下限は０．６％以上であり、より好ましくは０．７％以上である。但し、過剰に添加すると、焼戻し脆化をもたらし、所望の極低温靭性を確保できなくなるため、その上限を２．０％以下とする。Ｍｎ量の好ましい上限は１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。

Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊の原因となる不純物元素であり、所望とする極低温靭性確保のため、その上限を０．００７％以下とする。Ｐ量の好ましい上限は０．００５％以下である。Ｐ量は少なければ少ない程良いが、工業的にＰ量を０％とすることは困難である。

Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）
Ｓも、上記Ｐと同様、粒界破壊の原因となる不純物元素であり、所望とする極低温靭性確保のため、その上限を０．００７％以下とする。後記する実施例に示すように、Ｓ量が多くなると、脆性破面率は増加し、所望とする極低温靱性（−１９６℃での脆性破面率≦１０％）を実現できない。また、Ｓ量が多すぎると、所望とするＭｎ系介在物の量が多くなり、やはり、極低温靱性が低下する。Ｓ量の好ましい上限は０．００５％以下である。Ｓ量は少なければ少ない程良いが、工業的にＳ量を０％とすることは困難である。

Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは脱酸元素である。Ａｌの含有量が不足すると、鋼中の酸素濃度が上昇し、粗大なＡｌ系介在物の量が増加し、所望とするＭｎ系介在物量の制御に悪影響を及ぼす（詳細は後述する。）ため、その下限を０．００５％以上とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．０１５％以上である。但し、過剰に添加すると、Ａｌ系介在物の凝集や合体が促進され、やはり、所望とするＭｎ系介在物量の制御に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０５０％以下とする。Ａｌ量の好ましい上限は０．０４５％以下であり、更に好ましくは０．０４％以下である。

Ｎｉ：５．０〜７．５％
Ｎｉは、極低温靱性の向上に有用な残留オーステナイト（残留γ）を確保するのに必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎｉ量の下限を５．０％以上とする。Ｎｉ量の好ましい下限は５．２％以上であり、更に好ましくは５．４％以上である。但し、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％以下とする。Ｎｉ量の好ましい上限は７．０％以下であり、更に好ましくは６．５％以下であり、更により好ましくは６．０％以下である。

Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｎは、歪時効により極低温靭性を低下させるため、その上限を０．０１０％以下とする。Ｎ量の好ましい上限は０．００６％以下であり、更に好ましくは０．００４％以下である。

本発明の厚鋼板は上記成分を基本成分として含み、残部：鉄および不可避的不純物である。

本発明では、更なる特性の付与を目的として、以下の選択成分を含有することができる。

Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、γ安定化元素であり、残留γ量の増加に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｕを０．０５％以上含有することが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の著しい増加を招き、所望とする極低温靭性効果が得られないため、その上限を１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量の更に好ましい上限は０．８％以下であり、更により好ましくは０．７％以下である。

Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
ＣｒおよびＭｏは、いずれも強度向上元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種類を併用しても良い。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ量を０．０５％以上、Ｍｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の著しい増加を招き、所望とする極低温靭性を確保できなくなるため、Ｃｒ量の好ましい上限を１．２０％以下（更に好ましくは１．１％以下、更により好ましくは０．９％以下、更に一層好ましくは０．５％以下）、Ｍｏ量の好ましい上限を１．０％以下（更に好ましくは０．８％以下、更により好ましくは０．６％以下）とする。

Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１００％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、いずれも炭窒化物として析出し、強度を上昇させる元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二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、Ｔｉ量を０．００５％以上、Ｎｂ量を０．００５％以上、Ｖ量を０．００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の著しい増加を招き、所望とする極低温靭性を確保できなくなるため、Ｔｉ量の好ましい上限を０．０２５％以下（更に好ましくは０．０１８％以下であり、更により好ましくは０．０１５％以下）、Ｎｂ量の好ましい上限を０．１００％以下（更に好ましくは０．０５％以下であり、更により好ましくは０．０２％以下）、Ｖ量の好ましい上限を０．５０％以下（更に好ましくは０．３％以下であり、更により好ましくは０．２％以下）とする。

Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）
Ｂは、焼入れ性向上により強度向上に寄与する元素である。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｂ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の著しい増加をもたらし、所望とする極低温靭性を確保できなくなるため、Ｂ量の好ましい上限を０．００５０％以下（更に好ましくは０．００３０％以下、更により好ましくは０．００２０％以下）とする。

Ｃａ：０．００３０％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ（希土類元素）：０．００５０％以下（０％を含まない）、およびＺｒ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃａ、ＲＥＭ、およびＺｒは、いずれも強脱酸元素であり、添加により、Ｓｉ、Ａｌ添加のみの場合と比較して、鋼中の酸素濃度が低下し、粗大介在物が減少する。これらの元素は単独で添加しても良いし、二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、Ｃａ量を０．０００５％以上、ＲＥＭ量（以下に記載のＲＥＭを、単独で含有するときは単独の含有量であり、二種以上を含有するときは、それらの合計量である。以下、ＲＥＭ量について同じ。）を０．０００５％以上、Ｚｒ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、却って粗大な介在物化が増加し、極低温靭性が低下するため、Ｃａ量の好ましい上限を０．００３０％以下（更に好ましくは０．００２５％以下）、ＲＥＭ量の好ましい上限を０．００５０％以下（更に好ましくは０．００４０％以下）、Ｚｒ量の好ましい上限を０．００５％以下（更に好ましくは０．００４０％以下）とする。

本明細書において、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、または二種以上を併用することができる。好ましい希土類元素はＣｅ、Ｌａである。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。

以上、本発明の鋼中成分について説明した。

更に本発明の厚鋼板は、−１９６℃において存在する残留γ相が２．０〜１２．０体積％（好ましくは４．０〜１２．０体積％）を満足するものである。

−１９６℃において存在する残留γは、極低温靭性の向上に寄与することが知られている。このような作用を有効に発揮させるため、−１９６℃で存在する全組織に占める残留γ相の分率を２．０体積％以上とする。但し、残留γは、マトリクス相に比べて比較的軟質であり、残留γ量が過剰になると、ＹＳが所定の値を確保できなくなるため、その上限を１２．０体積％とする。残留γ相の体積分率について、好ましい下限は４．０体積％以上、より好ましい下限は６．０体積％以上であり、好ましい上限は１１．５体積％以下、より好ましい上限は１１．０体積％以下である。

なお、本発明の厚鋼板では、−１９６℃で存在する組織のうち、残留γ相の体積分率の制御が重要であって、残留γ以外の他の組織については、何ら限定するものではなく、厚鋼板に通常存在するものであれば良い。残留γ以外の組織としては、例えば、ベイナイト、マルテンサイト、セメンタイト等の炭化物などが挙げられる。

更に本発明の厚鋼板は、鋼中に存在する、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量が０．００１〜０．０７質量％を満足するものである。前述した従来技術との対比で言えば、本発明の厚鋼板は、上記Ｍｎ系介在物の含有量が所定範囲に制御されているところに最大の特徴がある。

すなわち、高強度を確保しつつ、極低温での脆性破面率を改善するためには、脆性破壊の起点となり得る介在物量を低減する必要がある。本発明者らは、介在物のなかでも特にＭｎ系介在物に着目して検討を重ねた結果、鋼中に存在する、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量が０．０７質量％を超えると、所望とする脆性破面率が確保できなくなることが判明した（後記する実施例の表２ＢのＮｏ．２９、３９を参照）。一方、Ｍｎ系介在物にはＭｎＳが含まれるが、Ｍｎ系介在物の含有量が０．００１質量％未満となり、靱性を劣化させる固溶ＳがＭｎ系介在物として固定されず鋼中の固溶Ｓ量が多くなると、やはり、所望とする脆性破面率が確保できなくなることも判明した（後記する実施例の表２ＢのＮｏ．４０を参照）。上記Ｍｎ系介在物の好ましい含有量は、０．００７質量％以上、０．０６５質量％以下であり、より好ましくは０．０１５質量％以上、０．０６質量％以下である。

上記Ｍｎ系介在物の測定方法は、後記する実施例の欄で詳述する。

ここで、「Ｍｎ系介在物」の組成は、Ｍｎを含むものであれば特に限定されない。また、「Ｍｎ系介在物」の介在物の種類も特に限定されず、例えばＭｎの酸化物、Ｍｎの硫化物、Ｍｎの窒化物、Ｍｎの酸窒化物などの単独粒子のほか、これらの単独粒子物が２種以上複合した複合物、或いは、これらの単独粒子と他の元素が結合した複合粒子などが挙げられる。上記複合物としては、例えば、Ａｌ系酸化物とＭｎ系硫化物の複合介在物などが挙げられる。これらのなかでも、Ｍｎ系介在物による固溶Ｓの固定化作用などを一層有効に発揮させるとの観点からすれば、特に、ＭｎＳなどのＭｎの硫化物が、好ましく用いられる。

なお、介在物制御という観点からのみすれば、前述した特許文献３にも、類似の技術が開示されているが、本発明とは、介在物制御の方向が大きく相違している。すなわち、上記特許文献３では、特にＭｇに着目し、サイズが２μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子を多数分散させることによって高温でのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、靭性を改善するものであるのに対し、本発明では、靱性を劣化させる固溶Ｓの固定化に有用なＭｎに着目し、靭性を低下させる固溶Ｓを固定して低減させるものであり、両者は、制御対象である介在物の組成および介在物制御が相違する。

更に、一層優れた極低温靱性を得るため（具体的には、−２３３℃における脆性破面率を５０％以下の水準に保つため）には、−１９６℃において存在する残留オーステナイト相の体積分率をＶ（体積％）、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量をＷ（質量％）としたとき、Ｖ／Ｗで表されるＣ値を１５０以上に制御することが好ましい。上記Ｃ値は、より好ましくは３００以上であり、更に好ましくは１０００以上である。なお、上記Ｃ値の上限は、上記特性向上の観点からは特に限定されないが、上記Ｖ、上記Ｗの好ましい範囲は、おおむね、１２０００以下に制御することが推奨される。

次に、本発明の厚鋼板を製造する方法について説明する。

まず、本発明の特徴部分の一つである、−１９６℃で存在する残留γ相の体積分率（Ｖ）を所定範囲に制御するためには、熱間圧延後において、Ａ_c1〜Ａ_c3点の温度範囲で加熱、保持した後、５２０℃〜Ａ_c1点の温度範囲で１０〜６０分間焼戻し処理することが有効である。

また、本発明の他の特徴部分である、粗大なＭｎ系介在物の含有量（Ｗ）を所定範囲に制御するためには、溶製段階と、圧延前の加熱温度を、以下のように制御することが有効である。

すなわち、溶鋼段階では、Ａｌ添加前のフリー酸素量［Ｏ］を１００ｐｐｍ以下、鋳造時の１５００〜１４５０℃での冷却時間（ｔ２、スラブ厚ｔのｔ／２位置における値）を３００秒以下に制御することが有効である。また、圧延前の加熱温度は１０６０℃以下に制御することが有効である。

この点について、詳しく説明すると、まず、鋳造時において、Ｍｎ系介在物は、Ｍｎ系介在物よりも融点の高い他の介在物（主にＡｌ系介在物などで構成されるものであり、以下、高融点介在物と呼ぶ。）を核として、高融点介在物の表面に形成される。そのため、高融点介在物の表面積（サイズ×数）を制御する必要がある。高融点介在物の表面積が小さくなると、当該高融点介在物の表面に形成されるＭｎ系介在物が成長律速となり、鋼中に占める、最大径０．１μｍ超のＭｎ系介在物量が０．０７質量％を超えてしまう。高融点介在物のなかでも、溶湯中に生成したＡｌ系介在物は、凝集・合体により、その表面積が小さくなり易いが、鋳造時の１５００℃〜１４５０℃の冷却時間を制御することによって、その挙動が抑制され、結果的に、上記Ｍｎ系介在物の含有量を適切に制御できることが判明した。後記する実施例に示すように、鋳造時の１５００℃〜１４５０℃の冷却時間（表２中、ｔ２）が３００秒を超えると、上記メカニズムによってＡｌ系介在物上へのＭｎ系介在物の複合生成・成長が助長され、最終的に、上記Ｍｎ系介在物量の量が０．０７質量％を超え、極低温靱性が低下した（後記する表２ＢのＮｏ．３９を参照）。

また、鋳造時に形成された上記Ｍｎ系介在物はＭｎＳを含み得るが、圧延前の加熱温度によっては、その一部が溶解して靭性低下の要因である固溶Ｓが生成する場合がある。本発明では、圧延前の加熱温度を１０６０℃以下に制御しているため、圧延前の加熱段階におけるＭｎ系介在物の溶解が抑制されると共に、マトリクスの旧γ粒径の粗大化が抑制されるようになる。その結果、一部溶解したＭｎ系介在物の再析出サイトが確保され、Ｍｎ系介在物の再析出が促進されるようになる。圧延前の加熱温度が１０６０℃超では、上記作用が有効に発揮されず、０．１μｍ超のＭｎ系介在物量が０．００１質量％を下回った（後記する表２ＢのＮｏ．４０を参照）。

また、上記Ｃ値（Ｖ／Ｗ）を１５０以上に制御するためには、上記製造方法のなかでも、特に、フリー酸素量［Ｏ］を６０ｐｐｍ以下に制御することが有効である。

以下、各工程について詳述する。

（溶製工程について）
本発明では、Ａｌ系介在物は凝集・合体により粗大化し、脆性破壊の起点となる粗大な介在物を形成し易いとの観点に基づき、このような粗大なＡｌ系介在物を生成させないように、Ａｌの添加方法に特別に留意している。

まず、溶鋼中に脱酸材であるＡｌを添加するに当たり、Ａｌ添加前のフリー酸素量（溶存酸素量、［Ｏ］量と略記する場合がある。）を１００ｐｐｍ以下に制御する。［Ｏ］量が１００ｐｐｍを超えると、Ａｌ添加時に生成する介在物サイズが大きくなって、Ｎ１を適切に制御できず、所望とする極低温靱性を実現できないからである。［Ｏ］量は少ない程良く、好ましくは８０ｐｐｍ以下であり、より好ましくは５０ｐｐｍ以下である。なお、［Ｏ］量の下限は、粗大介在物を微細化させるとの観点からすれば特に限定されない。

上記のように［Ｏ］量を制御する方法としては、例えば、溶鋼中にＭｎ、Ｓｉの脱酸元素を添加して脱酸する方法が挙げられる。上記元素の他に、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒなどの脱酸材を選択成分として添加する場合は、これらの添加によっても［Ｏ］量を制御することができる。

Ａｌ系介在物を制御するためには、Ａｌ添加前の［Ｏ］量を制御することが重要であって、Ａｌと、他の脱酸元素との添加順序は問わない。しかしながら、［Ｏ］量が高い状態でＡｌを添加すると、酸化反応により溶鋼の温度が上昇し、操業上危険となるため、Ａｌに先立ち、Ｓｉ、Ｍｎを添加することが好ましい。また、Ｔｉなどの上記選択成分は、Ａｌの添加後に溶鋼中に添加することが好ましい。

次いで、鋳造を開始する。鋳造時の温度範囲は、おおむね、１６５０℃以下であるが、本発明では、特に１５００〜１４５０℃の温度範囲における冷却時間（ｔ２）を３００秒以下に制御することが重要であり、これにより、本発明で対象とするＭｎ系介在物が適切に微細化され、適切な量を確保できることが判明した。ｔ２が３００秒を超えると、上記Ａｌ系介在物を核として二次介在物が複合的に生成するようになり、サイズの大きいＭｎ系介在物が多く生成されてしまい、所望とする極低温靱性が発揮されない（後記する表２ＢのＮｏ．３９を参照）。上記観点からすると、ｔ２は短い程良く、好ましくは２９０秒以下であり、より好ましくは２８０秒以下である。ｔ２の下限は、上記観点からは特に限定されないが、実操業などを考慮すると、おおむね、１００秒以上とすることが好ましい。

なお、本発明において、鋳造時の温度範囲のうち、特に１５００〜１４５０℃の温度範囲に着目したのは、当該温度範囲が、鋳造時の凝固が進行し、溶鋼への成分濃化が進むことで、介在物の成長が促進される温度域だからである。

また、上記１５００〜１４５０℃の温度範囲は、スラブ厚ｔの中心部（ｔ／２）の温度を意味する。スラブ厚さはおおむね、１５０〜２５０ｍｍであり、表面温度は中心部の温度に比べ、約２００〜１０００℃程度低くなる傾向にある。表面温度は、温度差のバラツキが大きいため、バラツキの小さい中心部（厚さｔ×１／２の近傍）における温度を対象とする。スラブ厚の中心部の温度は、熱電対を鋳型に差し込むことで測定することができる。

本発明では、１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間（ｔ２）を３００秒以下に制御しさえすれば良く、その手段を限定するものではない。例えば、上記温度範囲での冷却時間が３００秒以下になるように、当該温度範囲を等速で、約０．１７℃／秒以下の平均冷却速度で冷却しても良いし、或いは、上記温度範囲の冷却時間が３００秒以下になるように、異なる冷却速度で冷却しても良い。

また、本発明では、上記温度範囲以外の、鋳造時の温度範囲についての冷却方法は何ら限定されず、通常の方法（空冷または水冷）を採用することができる。

上記のようにして鋳造を行なった後、加熱して熱間圧延し、熱処理に供する。

本発明では、熱間圧延前の加熱温度を１０８０℃以下に制御する。これにより、Ｍｎ系介在物の含有量を適切な範囲に制御することができる。熱間圧延前の加熱温度が１０８０℃を超えると、Ｍｎ系介在物の含有量が減少し、所望とする極低温靱性が得られなかった（後記する表２ＢのＮｏ．４０を参照）。

上記加熱温度は、好ましくは１０７０℃以下であり、より好ましくは１０６０℃以下である。上記加熱温度の下限は、加熱温度低温化によって圧延温度が低下し圧延負荷が大きくなり生産性が低下することなどを考慮すると、好ましくは９００℃以上であり、より好ましくは９５０℃以上である。

上記加熱温度域での加熱時間は、おおむね、０．５〜５時間であることが好ましい。上記加熱時間が０．５時間未満では、スラブ中心まで加熱されないなどの問題がある。一方、上記加熱時間が５時間を超えると、生産性が低下する。これらを考慮すると、より好ましくは、０．７５時間以上、４時間以下である。

次に熱間圧延を行なう。熱間圧延工程は特に限定されず、所定の板厚が得られるように、通常用いられる方法を採用することができ、（仕上圧延）温度や圧下量などを調節すれば良い。

熱間圧延の後、Ａ_c1〜Ａ_c3点の温度範囲（ＴＬ）に加熱し、保持した後、水冷する。この処理は、前述した従来技術に記載のＬ処理に相当し、これにより、−１９６℃で安定に存在する残留γを所定量の範囲で確保することができる。

詳細には、Ａ_c1〜Ａ_c3点の二相域［フェライト（α）−γ］温度（ＴＬ）に加熱する。この温度域に加熱することにより、生成したγ相にＮｉなどの合金元素が濃縮し、室温で準安定に存在する準安定残留γ相が得られる。Ａ_c1点未満、またはＡ_c3点超では、結果的に、−１９６℃における残留γ相が十分に確保できない。好ましい加熱温度は、おおむね、６６０〜７１０℃である。

上記二相域温度での加熱時間（保持時間、ｔＬ）は、おおむね、１０〜５０分とすることが好ましい。１０分未満では、γ相への合金元素濃縮が十分進まず、一方、５０分超では、α相が焼鈍まされ、強度が低下する。好ましい加熱時間の上限は３０分である。

更に上記加熱時間を１５分以上とすることにより、−１９６℃における残留γ相の体積分率が４．０体積％以上確保されるようになり、これにより、−２３３℃での脆性破面率が５０％以下と、更なる極低温下においても良好な靱性が確保されるようになる。このような効果を有効に発揮させたい場合の、より好ましい下限は５．０体積％以上である。なお、好ましい加熱時間の上限は、上記と同じ（３０分以下）である。

次いで、室温まで水冷した後、焼戻し処理する。焼戻し処理は、Ａ_c1点以下の温度（Ｔ３）で１０〜６０分間（ｔ３）行なう。これにより、焼戻しの際、準安定残留γにＣが濃縮され、準安定残留γ相の安定度が増すため、−１９６℃においても安定に存在する残留γ相が得られる。焼戻温度Ｔ３がＡ_c1点を超えるか、または焼戻し時間ｔ３が１０分未満の場合、準安定残留γ相中へのＣ濃縮が十分進行せず、所望とする−１９６℃での残留γ量を確保することができない［後記する表２ＢのＮｏ．２６（Ｔ３が高い例）を参照］。一方、焼戻時間ｔ３が６０分を超えると、−１９６℃での残留γ相が過剰に生成し、所定の強度が確保できなくなる［後記する表２ＢのＮｏ．２７（ｔ３が長い例）を参照］。

なお、焼戻し温度Ｔ３の下限は、上記観点からは特に限定されないが、鋼中元素の拡散を十分促進し、転位密度を低下させることなどを考慮すると、おおむね、４００℃以上であることが好ましい。

好ましい焼戻し処理条件は、焼戻し温度Ｔ３：５７０〜６２０℃であり、焼戻し時間ｔ３：１５分以上、４５分以下（より好ましくは３５分以下、更に好ましくは２５分以下）である。

上記のように焼戻し処理した後は、室温まで冷却する。冷却方法は特に限定されず、空冷または水冷のいずれでも良い。

本明細書において、Ａ_c1点、およびＡ_c3点は、下記式に基づいて算出されるものである（「講座・現代の金属学 材料編４ 鉄鋼材料」、社団法人日本金属学会より）。
Ａ_c1点
＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］
Ａ_c3点
＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×
［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］
上記式中、［ ］は、鋼材中の合金元素の濃度（質量％）を意味する。なお、本発明には、ＡｓおよびＷは鋼中成分として含まれないため、上記式において、［Ａｓ］および［Ｗ］はいずれも、０％として計算する。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実施例１
真空溶解炉（１５０ｋｇＶＩＦ）を用い、表２に示す溶製条件で、表１に示す成分組成（残部：鉄および不可避的不純物、単位は質量％）の供試鋼を溶製し、鋳造した後、熱間鍛造により、１５０ｍｍ×１５０ｍｍ×６００ｍｍの鋼塊を作製した。本実施例では、ＲＥＭとしてＣｅを約５０％、Ｌａを約２５％含むミッシュメタルを用いた。また、脱酸元素の添加順序は、選択成分を含まないときは、Ｓｉ、Ｍｎ（同時添加）→Ａｌであり；一方、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａの選択成分を含むときは、Ｓｉ、Ｍｎ（同時添加）→Ａｌ→Ｔｉ→ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ（同時添加）である。また、表２中、［Ｏ］は、Ａｌ添加前の溶存酸素量（ｐｐｍ）、ｔ２は鋳造時の１５００〜１４５０℃の冷却時間（秒）である。１５００〜１４５０℃の冷却は、空冷または水冷にて、上記冷却時間となるように制御した。

次に、上記の鋼塊を、表２に記載の「圧延前の加熱温度」にて加熱した後、８３０℃以上の温度で板厚７５ｍｍまで圧延し、最終圧延温度７８０℃にて圧延を行ってから水冷することにより、板厚２５ｍｍの厚鋼板を得た。このようにして得られた鋼板を、表２に示す温度（表２中、ＴＬ）に加熱した後、５〜６０分間加熱保持（表２のｔＬを参照）した後、室温まで水冷した。次いで、表２に示すように焼戻し処理（Ｔ３＝焼戻し温度、ｔ３＝焼戻し時間）を行なった後、室温まで空冷または水冷を行なった。

このようにして得られた厚鋼板について、以下のようにして、最大径０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量（表２では「Ｗ」と記載）、−１９６℃において存在する残留γ相の体積分率（表２では「Ｖ」と記載）、引張り特性（引張り強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ）、極低温靱性（−１９６℃または−２３３℃でのＣ方向における脆性破面率）を評価した。

（１）最大径０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量の測定
鋼板中に存在する、最大径０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量は、上記鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から、シャルピー試験後の残材の破面直下断面数ｍｍ（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５ｍｍ程度）の試料を採取し、電解抽出法（ヨウ素−メタノール法）によって化合物を形成する化合物型のＭｎ濃度（ｉｎｓｏｌ．Ｍｎ量）を測定することにより求めた。

具体的には、試料をＡＡ系電解液（アセチルアセトン−テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液）中に浸漬し、２０ｍＡ／ｃｍ²以下の条件にて定電流電解を行った。電解終了後、試料を、１４％ヨウ素メタノール溶液（ヨウ素１４０ｇを脱水メタノールで溶解し、１Ｌとした溶液）を入れたビーカー内に移し入れてマグネッチクスターラーで撹拌し、試料表面の抽出物を超音波剥離した。次いで、得られた超音波剥離液、および前述した電解後の電解液を吸引ろ過し、ろ過フィルターを用いて捕集した。ろ過フィルターは、材質がポリカーボネートのメンブランフィルター（孔径０．１μｍ）を使用した。ろ過フィルター上に残った残渣（析出物）を、ろ過フィルターごと白金ルツボに移し入れ、ガスバーナーで加熱して灰化した。続いて、白金ルツボ内に融剤（炭酸ナトリウムと四ほう酸ナトリウムを混合したもの）を入れ、再度ガスバーナーで加熱し、残渣を溶融した。次に、この溶融物に酸（塩酸）と水を加えて溶解した後、メスフラスコに移し入れ、水を加えて定容（５０ｍＬ）したものを分析液とし、分析液中のＭｎ量を、ＩＣＰ発光分析装置を用いて測定した。このようにして測定された、ＩＣＰ法により検出される化合物型のＭｎ量（ｇ）を（１）とする。

次に、上記のようにして測定されたＩＣＰ法による化合物型のＭｎ量（１）と、電解前後の試料の重量（ｇ）の差（２）とから、下式に基づいて、試料中に含まれる化合物型Ｍｎの含有率を算出した。
試料中に含まれる化合物型Ｍｎの含有率（％）
＝ＩＣＰ法による化合物型のＭｎ量（１）／電解前後の試料の重量差（２）×１００

（２）−１９６℃において存在する残留γ相の量（体積分率）の測定
各鋼板のｔ／４位置より、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの試験片を採取し、液体窒素温度（−１９６℃）にて５分間保持した後、リガク社製の二次元微小部Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤＩＩ）にてＸ線回折測定を行なった。次いで、フェライト相の（１１０），（２００），（２１１），（２２０）の各格子面のピーク、および残留γ相の（１１１），（２００），（２２０），（３１１）の各格子面のピークについて、各ピークの積分強度比に基づき、残留γ相の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）の体積分率をそれぞれ算出し、これらの平均値を求め、これを「残留γの体積分率」とした。

（３）引張り特性（引張り強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ）の測定
各鋼板のｔ／４位置から、Ｃ方向に平行にＪＩＳ Ｚ２２４１の４号試験片を採取し、ＺＩＳ Ｚ２２４１に記載の方法で引張り試験を行い、引張り強度ＴＳ、および降伏強度ＹＳを測定した。本実施例では、ＴＳ＞６９０ＭＰａ、ＹＳ＞５９０ＭＰａのものを、母材強度に優れると評価した。

（４）極低温靱性（Ｃ方向における脆性破面率）の測定
（４−１）−１９６℃での脆性破面率の測定
各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）且つＷ／４位置（Ｗ：板幅）、およびｔ／４位置且つおよびＷ／２位置から、Ｃ方向に平行にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片）を３本採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の方法で、−１９６℃での脆性破面率（％）を測定し、それぞれの平均値を算出した。そして、このようにして算出された二つの平均値のうち、特性に劣る（すなわち、脆性破面率が大きい）方の平均値を採用し、この値が１０％以下のものを、本実施例では、極低温靭性に優れると評価した。
（４−２）−２３３℃での脆性破面率の測定
更に一部のデータ（いずれも本発明例）について、−２３３℃での脆性破面率を評価した。

具体的には、ｔ／４位置且つＷ／４位置から試験片を３本採取し、下記に記載の方法で−２３３℃でのシャルピー衝撃試験を実施し、脆性破面率の平均値を評価した。本実施例では、上記脆性破面率≦５０％のものを、−２３３℃での脆性破面率に優れると評価した。
「高圧ガス」、第２４巻１８１頁、「オーステナイト系ステンレス鋳鋼の極低温衝撃試験」

これらの結果を表２に併記する。参考のため、表１および表２に、Ａ_c1点およびＡ_c3点を併記している。

表２より、以下のように考察することができる。

まず、表２ＡのＮｏ．１〜２２は、それぞれ、表１ＡのＮｏ．１〜２２の鋼を用い、本発明の要件をすべて満足する例である。表２Ａに示すように、上記本発明例によれば、母材強度が高くても、−１９６℃での極低温靱性（詳細には、Ｃ方向における脆性破面率の平均値≦１０％）に優れた厚鋼板を提供することができた。

これに対し、表２ＢのＮｏ．２３〜４２は、本発明で規定する鋼中成分または好ましい製造条件の、少なくとも一方を満足しないため、本発明の要件を満足しない比較例であり、所望とする特性が得られなかった。

具体的には、Ｎｏ．２３は、Ｃ量が多い表１ＢのＮｏ．２３を用いた例であり、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．２４は、Ｐ量が多い表１ＢのＮｏ．２４を用いた例であり、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．２５は、Ｓｉ量が多い表１ＢのＮｏ．２５を用い、且つ、二相域温度（ＴＬ）を超える温度で加熱したため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率も増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．２６は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．２６を用いたが、焼戻し温度（Ｔ３）が高いため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率も増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．２７は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．２７を用いたが、焼戻し時間（ｔ３）が長いため、残留γ量が増加し、所望とする母材強度を確保できなかった。

Ｎｏ．２８は、Ｍｎ量が少ない表１ＢのＮｏ．２８を用いたため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率も増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．２９は、Ｓ量が多い表１ＢのＮｏ．２９を用いた例である。そのため、熱延前の加熱温度を本発明の好ましい範囲（１０６０℃以下）に制御したにもかかわらず、Ｍｎ系介在物の量が増加して脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３０は、Ｃ量が少なく、Ａｌ量が多く、Ｎｉ量が少ない表１ＢのＮｏ．３０を用いたため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率も増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。更にＴＳおよびＹＳも低下した。

Ｎｏ．３１は、Ａｌ量が少なく、Ｎ量が多い表１ＢのＮｏ．３１を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３２は、選択成分であるＣｕ量およびＣａ量が多い表１ＢのＮｏ．３２を用いたため、強度の著しい上昇によって脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３３は、選択成分であるＣｒ量およびＺｒ量が多い表１ＢのＮｏ．３３を用いため、強度の著しい上昇によって脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３４は、選択成分であるＮｂ量およびＲＥＭ量が多い表１ＢのＮｏ．３４を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３５は、選択成分であるＭｏ量が多い表１ＢのＮｏ．３５を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３６は、選択成分であるＴｉ量が多い表１ＢのＮｏ．３６を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３７は、選択成分であるＶ量が多い表１ＢのＮｏ．３７を用いたため、強度の著しい上昇によって脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３８は、選択成分であるＢ量が多い表１ＢのＮｏ．３８を用いたため、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．３９は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．３９を用いたが、鋳造時における１５００〜１４５０℃の冷却時間（ｔ２）が長いため、所望とするＭｎ系介在物の量が多くなった。その結果、脆性破面率も増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．４０は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．４０を用いたが、圧延前の加熱温度が高い例である。そのため、Ｍｎ系介在物の含有量が０．００１質量％未満となり、脆性破面率が増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．４１は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．４１を用いたが、二相域温度（ＴＬ）を下回る温度で加熱したため、残留γ量が不足した例である。その結果、脆性破面率も増加し、所望とする極低温靱性を実現できなかった。

Ｎｏ．４２は、鋼中成分は本発明の要件を満足する表１ＢのＮｏ．４２を用いたが、二相域温度での加熱時間（ｔＬ）を超えて加熱したため、強度が低下した。

更に、表２Ａの本発明例（Ｎｏ．１〜２２）のうち、Ｎｏ．４、１０、１４、１５、１７を除く上記本発明例は、Ａｌ添加前のフリー酸素量［Ｏ］を６０ｐｐｍ以下に制御してＣ値を１５０以上に調整したため、−２３３℃での脆性破面率も良好であった。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：０．５０〜２．０％、
   Ｐ ：０．００７％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．００７％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
   Ｎｉ：５．０〜７．５％、
   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不純物である厚鋼板であって、
   鋼の重量に対する、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物として存在するＭｎの重量の割合が０．００１〜０．０７％であり、且つ、
   −１９６℃において存在する残留オーステナイト相の分率が２．０〜１２．０体積％であることを特徴とする極低温靭性に優れた高強度厚鋼板。
2. 更に、
   Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高強度厚鋼板。
3. 更に、
   Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、および
   Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載の高強度厚鋼板。
4. 更に、
   Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：０．１００％以下（０％を含まない）、および
   Ｖ ：０．５０％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度厚鋼板。
5. 更に、
   Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度厚鋼板。
6. 更に、
   Ｃａ：０．００３０％以下（０％を含まない）、
   ＲＥＭ：０．００５０％以下（０％を含まない）、および
   Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高強度厚鋼板。
7. −１９６℃において存在する残留オーステナイト相の分率をＶ（体積％）、最大径が０．１μｍ超のＭｎ系介在物の含有量をＷ（質量％）としたとき、Ｖ／Ｗで表されるＣ値が１５０以上である請求項１〜６のいずれかに記載の高強度厚鋼板。