專利名稱：Ni添加鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及鋼板的母材及焊接接頭的耐破壞性能(后述的韌性、止裂性、抑制不穩定破壞的特性)優異的Ni添加鋼板及其制造方法。
本申請基于2010年7月9日在日本申請的特愿2010-156720號并主張優先權，在此引用其內容。
背景技術：
對于在液化天然氣(LNG)罐中使用的鋼，要求在_160°C左右的極低溫下的耐破壞性能。例如，作為在LNG罐的內槽中使用的鋼種，有所謂的9%Ni鋼。該9%Ni鋼是以質量％計含有8. 5 9. 5%左右的Ni、且具有主要包含回火馬氏體的組織、低溫韌性(例如，在_196°C 下的夏氏沖擊吸收能量)特別優異的鋼材。迄今為止公開了提高9%Ni鋼的韌性的各種技術。例如，專利文獻I、專利文獻2、專利文獻3中公開了減少因晶界脆化而引起韌性降低的 P的技術。此外，專利文獻4、專利文獻5、專利文獻6中公開了通過二相域熱處理來降低回火脆化敏感性而提高韌性的技術。此外，專利文獻7、專利文獻8、專利文獻9中公開了添加能夠在不增大回火脆化敏感性的情況下提高強度的Mo而大幅地提高韌性的技術。進而，專利文獻4、專利文獻8、專利文獻10中公開了降低使回火脆化敏感性增大的Si量而提高韌性的技術。另外，作為該LNG罐用的9%Ni鋼，采用板厚為4. 5mm以上且80mm以下的鋼板。 其中，主要采用板厚為6mm以上且50mm以下的鋼板。
在最近的Ni價格高漲的背景下，為了降低LNG罐建造成本，需求降低了 Ni添加量的鋼材。作為將鋼材的Ni添加量降低至6%來確保優異的母材韌性的方法，非專利文獻I 中公開了有效利用對于α-Υ 二相域的熱處理(二相域熱處理)的方法。該方法對于提高母材的耐破壞性能非常有效。即，即使是6%左右的Ni量，通過該方法得到的鋼材關于母材也具有與9%Ni鋼同樣的耐破壞性能(后述的韌性)。但是，伴隨著Ni量的降低，焊接接頭的耐破壞性能(后述的韌性、止裂性、抑制不穩定破壞的特性)大幅降低。因此，難以將通過該方法制造的鋼材用于LNG iig中。
迄今為止，提出了若干用于改善焊接接頭的耐破壞性能(后述的韌性)的方法。例如，專利文獻11、專利文獻12、專利文獻13、專利文獻14中公開了在對鑄造板坯進行加熱、 軋制前進行用于降低偏析的預熱處理的方法。此外，專利文獻15中公開了進行兩工序的軋制來減少板厚中心部的缺陷的方法。但是，在專利文獻11 14的方法中，由于降低偏析的效果小，所以焊接接頭的耐破壞性能(后述的韌性)不充分。此外，在專利文獻15的方法中， 從鑄造板坯的板厚至最終軋制后的板厚的壓下比小，且沒有控制第I次的軋制工序中的壓下比或溫度等條件。因此，由于組織粗大化及偏析殘存而導致母材及焊接接頭的耐破壞性能(后述的韌性)不充分。這樣，對于將Ni降低至6%左右的鋼板確保在-160°C左右下的耐破壞性能以現有技術來說很難。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻I :日本特開平7-278734號公報
專利文獻2 日本特開平6-179909號公報
專利文獻3 日本特開昭63-130245號公報
專利文獻4 日本特開平9-143557號公報
專利文獻5 日本特開平4-107219號公報
專利文獻6 日本特開昭56-156715號公報
專利文獻7 日本特開2002-129280號公報
專利文獻8 日本特開平4-371520號公報
專利文獻9 日本特開昭61-133312號公報
專利文獻10日本特開平7-316654號公報
專利文獻11:日本特公平4-14179號公報
專利文獻12:日本特開平9-20922號公報
專利文獻13:日本特開平9-41036號公報
專利文獻14:日本特開平9-41088號公報
專利文獻15:日本特開2000-129351號公報
非專利文獻
非專利文獻I :鐵和鋼，第59年，1973年，第6號，p752發明內容
發明所要解決的問題
本發明的目的在于提供Ni含量為6%左右且在_160°C左右下的耐破壞性能優異的鋼板及其制造方法。
用于解決問題的方法
技術領域：
本發明提供Ni含量為6%左右且在_160°C左右下的耐破壞性能優異的鋼板及其制造方法。其主旨如下。
(I)本發明的一方式所述的Ni添加鋼板，以質量％計含有C :0. 03%以上且O. 10% 以下、Si :0. 02%以上且O. 40%以下、Mn :0. 3%以上且I. 2%以下、Ni :5. 0%以上且7. 5%以下、Cr :0. 4%以上且I. 5%以下、Mo :0. 02%以上且O. 4%以下、Al :0. 01%以上且O. 08%以下、 T · O :0· 0001%以上且O. 0050%以下，將P限制為O. 0100%以下、將S限制為O. 0035%以下、 將N限制為O. 0070%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質，在深度方向上從板面離開板厚的1/4的距離的部位的Ni偏析比為I. 3以下,深冷后奧氏體的量為2%以上,深冷后奧氏體不均一指數為5.0以下，深冷后奧氏體的平均當量圓直徑為I μπι以下。
(2)上述(I)所述的Ni添加鋼板，以質量％計，也可以進一步含有Cu :1.0%以下、Nb :0. 05% 以下、Ti :0. 05% 以下、V :0. 05% 以下、B :0. 05% 以下、Ca :0. 0040% 以下、Mg O. 0040%以下、REM :0. 0040%以下中的任I種以上。
(3)上述(I)或(2)所述的Ni添加鋼板中，Ni量也可以為5. 3 7. 3%。
(4)上述(I)或(2)所述的Ni添加鋼板中，板厚也可以為4. 5 80mm。
(5)在本發明的一方式所述的Ni添加鋼板的制造方法中，實施第I熱加工處理， 所述第I熱加工處理是將鋼坯在1250°C以上且1380°C以下的加熱溫度下保持8小時以上且50小時以下后空氣冷卻至300°C以下的處理，所述鋼坯以質量％計含有C :0. 03%以上且 0. 10%以下、Si 0. 02%以上且0. 40%以下、Mn 0. 3%以上且1. 2%以下、Ni 5. 0%以上且7. 5% 以下、Cr 0. 4%以上且1. 5%以下、Mo 0. 02%以上且0. 4%以下、Al 0. 01%以上且0. 08%以 下、T 〇0. 0001%以上且0. 0050%以下，將P限制為0. 0100%以下、將S限制為0. 0035%以 下、將N限制為0. 0070%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質；實施第2熱加工處理，所 述第2熱加工處理是將上述鋼坯加熱至900°C以上且1270°C以下，將最終1道次前的溫度 控制為660°C以上且900°C以下，以2. 0以上且40以下的壓下比進行熱軋，迅速開始冷卻的 處理；實施第3熱加工處理，所述第3熱加工處理是將上述鋼坯加熱至600°C以上且750°C 以下后進行冷卻的處理；對上述鋼坯實施第4熱加工處理，所述第4熱加工處理是將上述鋼 坯加熱至500°C以上且650°C以下后進行冷卻的處理。(6)在上述(5)所述的Ni添加鋼板的制造方法中，上述鋼坯以質量％計，也可以進 一步含有 Cu 1. 0% 以下、Nb 0. 05% 以下、Ti 0. 05% 以下、V 0. 05% 以下、B 0. 05% 以下、Ca 0. 0040%以下、Mg :0. 0040%以下、REM :0. 0040%以下中的任1種以上。(7)在上述(5)或(6)所述的Ni添加鋼板的制造方法中，在上述第1熱加工處理 中，也可以在上述空氣冷卻之前，將最終1道次前的溫度控制為800°C以上且1200°C以下， 以1. 2以上且40以下的壓下比進行熱軋。(8)在上述(5)或(6)所述的Ni添加鋼板的制造方法中，在上述第2熱加工處理 中，也可以在剛進行上述熱軋后就進行冷卻，在780V以上且900°C以下進行再加熱。(9)在上述(5)或(6)所述的Ni添加鋼板的制造方法中，在上述第1熱加工處理 中，也可以在上述空氣冷卻之前，將最終1道次前的溫度控制為800°C以上且1200°C以下， 以1.2以上且40以下的壓下比進行熱軋，在上述第2熱加工處理中，在剛進行上述熱軋后 就進行冷卻，在780°C以上且900°C以下進行再加熱。發明的效果根據本發明，在將Ni降低至6%左右的鋼成分的鋼材中能夠確保在-160°C左右下 的耐破壞性能。即，本發明能夠提供與以往的9%Ni鋼相比成本絕對低的鋼板及其制造方 法，產業上的價值高。


圖1是表不焊接接頭朝性與Ni偏析比的關系的圖表。圖2是表示焊接接頭的止裂性與Ni偏析比的關系的圖表。圖3是表示第1熱加工處理中的加熱時間和保持時間對Ni偏析比造成的影響的 說明圖。圖4是表示本發明的各實施方式所述的Ni添加鋼板的制造方法的流程圖的圖。圖5是混合ESS0試驗后的試驗部的龜裂面的一個例子的部分簡略圖。
具體實施例方式本發明者們發現，作為在LNG罐等焊接結構物中使用的鋼板所需的特性(母材及 焊接接頭的特性)，3種耐破壞性能很重要。以下，作為本發明中的耐破壞性能，將阻止脆性 破壞(裂紋)發生的特性定義為韌性，將停止脆性破壞(裂紋)的傳播的特性定義為止裂性，將抑制傳播停止后的裂紋附近的不穩定破壞(包括延性破壞的破壞形態)的特性定義為抑制不穩定破壞的特性。這3種耐破壞性能對鋼板的母材和焊接接頭這兩者進行了評價。
對本發明進行詳細說明。
首先對實現本發明的經過進行說明。本發明者們對在將鋼成分中的Ni減少至6% 左右的情況下制造在_160°C左右下的耐破壞性能優異的鋼材的方法進行了深入研究。該研究的結果確認二相域熱處理很重要。然而得知，僅通過二相域熱處理，鋼材的特性不充分，除了母材的止裂性以外，焊接接頭的韌性及止裂性、和焊接接頭的抑制不穩定破壞的特性差。進而，本發明者們深入進行了提高這些特性的研究，結果明確，鋼板內部的合金元素的不均一性對焊接接頭的韌性及止裂性、和母材的止裂性造成很大的影響。當合金元素的不均一性大時，在鋼的母材中，殘留奧氏體的分布變得不均一，停止脆性裂紋的傳播的性能 (止裂性)降低。在鋼的焊接接頭中，在因焊接的熱影響而被加熱至二相域溫度的部位的一部分中硬質的馬氏體以島狀密集的狀態生成，阻止脆性裂紋的發生的性能(韌性)及停止脆性裂紋的傳播的性能(止裂性)顯著降低。
通常，當破壞特性受到合金元素的不均一性的影響時，鋼板的板厚方向(深度方向)中央部附近的中心偏析成為問題。這是由于，材料中的脆的中心偏析部與力學上應力三軸度(應力狀態)變高的板厚中央部重疊而優先發生脆性破壞。但是，在用于LNG罐的鋼中， 作為焊接材料，大多情況下使用奧氏體系合金。這種情況下，由于使用不會脆性破壞的奧氏體系合金大量在板厚中央部存在那樣的焊接接頭形狀，所以因中心偏析而產生脆性破壞的可能性小。
因此，本發明者們對顯微偏析與相對于脆性破壞的破壞性能(韌性及止裂性)的關系進行了研究。其結果是得到以下非常重要的見解由于顯微偏析在鋼材的板厚整體中發生，所以由母材及焊接熱影響部的組織變化對阻止脆性破壞的發生的性能(韌性)及停止傳播的性能(止裂性)造成很大的影響。該顯微偏析是凝固時在枝晶二次臂間的剩余部分鋼液中形成合金濃縮部的現象，該合金濃縮部通過軋制而延長。本發明者們通過在規定的條件下實施多次的熱加工處理來降低合金元素的不均一性，成功地大幅提高了焊接接頭的韌性及止裂性、和母材的止裂性。
這樣，除了二相域熱處理以外通過降低合金元素的不均一性，能夠制造母材及焊接接頭的韌性和止裂性優異的鋼板。但是，為了作為LNG罐使用，除了這些耐破壞性能以外，需要焊接接頭的抑制不穩定破壞的特性，明確在上述的方法中，該抑制不穩定破壞的特性不充分。本發明者們對提高該抑制不穩定破壞的特性的方法進行了深入研究。其結果判明，僅通過使殘留奧氏體大量且均一地存在于母材中，抑制不穩定破壞的特性不充分，各個殘留奧氏體必須為微細。因此，本發明者們通過將熱軋及控制冷卻條件最優化，使殘留奧氏體微細地分散，成功地提高了抑制不穩定破壞的特性。
這樣，明確了除了二相域熱處理以外，通過使溶質元素均一地分布，且使殘留奧氏體大量且均一地分散，將各個殘留奧氏體微細化，從而母材的韌性及止裂性、和焊接接頭的韌性、止裂性、及抑制不穩定破壞的特性均優異。
以下，規定鋼中的合金元素的范圍。另外，以下，“％”是指“質量％”。
Ni是對于提高母材及焊接接頭的耐破壞性能有效的元素。Ni量低于5. 0%時，由固溶Ni及殘留奧氏體的穩定化帶來的耐破壞性能的增加量不充分，若Ni量超過7. 5%，則合金成本增大。因而，將Ni量限制為5.0%以上且7. 5%以下。另外，為了進一步提高耐破壞性能，也可以將Ni量的下限限制為5. 3%、5. 6%、5. 8%或6. 0%。此外，為了降低合金成本，也可以將Ni量的上限限制為7. 3%、7· 0%、6· 8%或6. 5%。
用于彌補因Ni降低而導致的耐破壞性能的降低的最重要的元素是Mn。Mn與Ni 同樣地使殘留奧氏體穩定化，改善母材及焊接接頭的耐破壞性能。因此，最低也需要在鋼中添加O. 3%以上的Mn。然而，若在鋼中添加超過I. 2%的Mn，則顯微偏析及回火脆化敏感性增大，耐破壞性能降低。因而，將Mn量限制為O. 3%以上且I. 2%以下。另外，為了通過Mn 量的降低而提高耐破壞性能，所以也可以將Mn量的下限限制為I. 15%、I. 1%、1. 0%或O. 95%。 為了使殘留奧氏體穩定化，也可以將Mn量的下限限制為O. 4%、0. 5%、0. 6%或O. 7%。
Cr也是本發明中重要的元素。Cr對于確保強度很重要，具有在不使焊接接頭的韌性及止裂性大大降低的情況下增大強度的效果。為了確保母材的強度，最低也必須使鋼中含有O. 4%以上的Cr。然而，若使鋼中含有超過I. 5%的Cr，則焊接接頭的韌性降低。因而， 將Cr量限制為O. 4%以上且I. 5%以下。另外，為了提高強度，也可以將Cr量的下限限制為 O. 5%、0. 55%或O. 6%。為了提高焊接接頭的韌性，也可以將Cr量的上限限制為I. 3%、1. 0%、 O. 9% 或 O. 8%ο
Mo也是本發明中重要的元素。當將Ni的一部分用Mn代替時，隨著Mn的增加，回火脆化敏感性增大。Mo能夠使該回火脆化敏感性降低。低于O. 02%的Mo量時，降低回火脆化敏感性的效果小，超過O. 4%的Mo量時，制造成本增大，同時焊接接頭的韌性降低。因而， 將Mo量限制為O. 02%以上且O. 4%以下。另外，為了降低回火脆化敏感性，也可以將Mo量的下限限制為O. 05%,O. 08%,O. 1%或O. 13%。為了提高焊接接頭的韌性，也可以將Mo量的上限限制為 O. 35%,O. 3% 或 O. 25%。
C由于是確保強度所必須的元素，所以將C量設定為O. 03%以上。但是，若C量增加，則因粗大析出物的生成而母材的韌性及焊接性降低，所以將C量的上限設定為O. 10%。 即，將C量限制為O. 03%以上且O. 10%以下。另外，為了提高強度，也可以將C量的下限限制為O. 04%或O. 05%。為了提高母材的韌性及焊接性，也可以將C量的上限限制為O. 09%、 O. 08% 或 O. 07%。
Si由于是確保強度所必須的元素,所以將Si量設定為O. 02%以上。但是,若Si量增加，則焊接性降低，所以將Si量的上限設定為O. 40%。S卩，將Si量限制為O. 02%以上且 O. 40%以下。另外，若將Si量設定為O. 12%或O. 08%以下，則回火脆化敏感性降低，母材及焊接接頭的耐破壞性能提高，所以優選將Si量的上限設定為O. 12%或O. 08%以下。
P是不可避免地包含于鋼中、使母材的耐破壞性能降低的元素。若P量超過 O. 0100%,則因回火脆化的促進而母材的耐破壞性能降低。因而，將P量限制為O. 0100%以下。為了提高母材的耐破壞性能，也可以將P量的上限限制為O. 0060%,O. 0050%或O. 0040%。 另外，P量為O. 0010%以下時，因精煉負荷的增大而生產率大幅降低，所以沒有必要進行 O. 0010%以下的低磷化。但是，即使P量為O. 0010%以下，也能夠發揮本發明的效果，所以沒有必要特別地限定P量的下限，P量的下限為0%。
S是不可避免地包含于鋼中、使母材的耐破壞性能降低的元素。若S量超過 O. 0035%,則母材的韌性降低。因而，將S量限制為O. 0035%以下。為了提高母材的耐破壞性能，也可以將S量的上限限制為O. 0030%,O. 0025%或O. 0020%。S量低于O. 0001%時，因精煉負荷的增大而生產率大幅降低，所以沒有必要進行低于O. 0001%的低硫化。但是，即使 S量低于O. 0001%也能夠發揮本發明的效果，所以沒有必要特別地限定S量的下限，S量的下限為0%。
Al是作為脫氧材料有效的元素。即使使鋼中含有低于O. 01%的Al，脫氧也不充分， 所以母材的韌性降低。若使鋼中含有超過O. 08%的Al，則焊接接頭的韌性降低。因而，將 Al量限制為O. 01%以上且O. 08%以下。為了可靠地進行脫氧，也可以將Al量的下限限制為 O. 015%, O. 02%或O. 025%。為了提高焊接接頭的韌性，也可以將Al量的上限限制為O. 06%、 O. 05% 或 O. 04%ο
N是不可避免地包含于鋼中、使母材及焊接接頭的耐破壞性能降低的元素。N量低于O. 0001%時，因精煉負荷的增大而生產率降低，所以沒有必要進行低于O. 0001%的脫氮。 但是，即使N量低于O. 0001%也能夠發揮本發明的效果，所以沒有必要特別地限定N量的下限，N量的下限為0%。若N量超過O. 0070%，則母材的韌性和焊接接頭的韌性降低。因而， 將N量限制為O. 0070%以下。為了提高韌性，也可以將N量的上限限制為O. 0060%,O. 0050% 或O. 0045%ο
T *0不可避免地包含于鋼中，使母材的耐破壞性能降低。T *0量低于O. 0001%時， 精煉負荷非常高，生產率降低。當T ·0量超過O. 0050%時，母材的韌性降低。因而，將Τ·0 量限制為O. 0001%以上且O. 0050%以下。另外，若將T · O量設定為O. 0025%或O. 0015%以下，則母材的韌性提高顯著，所以優選將T ·0量的上限設定為O. 0025%或O. 0015%以下。另外，T · O量是鋼液中溶解的氧和鋼液中懸浮的微細的脫氧產物的氧的總和。即，T · O量是鋼中固溶的氧和鋼中分散的氧化物中的氧的總和。
另外，包含上述的基本的化學成分(基本元素)、且剩余部分包含Fe及不可避免的雜質的化學組成是本發明的基本組成。然而，除了該基本組成以外(代替剩余部分Fe的一部分)，本發明中，也可以進一步根據需要含有以下的元素(選擇元素)。另外，這些選擇元素即使不可避免地混入鋼中，也不會損害本實施方式中的效果。
Cu是對于提高強度有效的元素，也可以根據需要添加。即使使鋼中含有低于 O. 01%的Cu，提高母材的強度的效果也小。若使鋼中含有超過I. 0%的Cu，則焊接接頭的韌性降低。因而，當添加Cu時，優選將Cu量限制為O. 01%以上且1.0%以下。為了提高焊接接頭的韌性，也可以將Cu量的上限限制為O. 5%、0. 3%、0. 1%或O. 05%。另外，為了降低合金成本，優選不進行Cu的有意圖的添加，Cu的下限為0%。
Nb是對于提高強度有效的元素，也可以根據需要添加。即使使鋼中含有低于O.001%的Nb，提高母材的強度的效果也小。若使鋼中含有超過O. 05%的Nb，則焊接接頭的韌性降低。因而，當添加Nb時，優選將Nb量限制為O. 001%以上且O. 05%以下。為了提高焊接接頭的韌性，也可以將Nb量的上限限制為O. 03%,O. 02%,O. 01%或O. 005%。另外，為了降低合金成本，優選不進行Nb的有意圖的添加，Nb的下限為0%。
Ti是對于提高母材的韌性有效的元素，也可以根據需要添加。即使使鋼中含有低于O. 001%的Ti，提高母材的韌性的效果也小。當添加Ti時，若使鋼中含有超過O. 05%的 Ti，則焊接接頭的韌性降低。因而，優選將Ti量限制為O. 001%以上且O. 05%以下。為了提高焊接接頭的韌性，也可以將Ti量的上限限制為O. 03%,O. 02%,O. 01%或O. 005%。另外，為了降低合金成本，優選不進行Ti的有意圖的添加，Ti的下限為0%。
V是對于提高母材的強度有效的元素，也可以根據需要添加。即使使鋼中含有低于O. 001%的V，提高母材的強度的效果也小。若使鋼中含有超過O. 05%的V，則焊接接頭的韌性降低。因而，當添加V時，優選將V量限制為O. 001%以上且O. 05%以下。為了提高焊接接頭的韌性，也可以將V量的上限限制為O. 03%,O. 02%或O. 01%。另外，為了降低合金成本，優選不進行V的有意圖的添加，V的下限為0%。
B是對于提高母材的強度有效的元素，也可以根據需要添加。即使使鋼中含有低于O. 0002%的B，提高母材的強度的效果也小。若使鋼中含有超過O. 05%的B，則母材的韌性降低。因而，當添加B時，優選將B量限制為O. 0002%以上且O. 05%以下。為了提高母材的韌性，也可以將B量的上限限制為O. 03%,O. 01%,O. 003%或O. 002%。另外，為了降低合金成本，優選不進行B的有意圖的添加，B的下限為0%。
Ca是對于防止噴嘴的閉塞有效的元素，也可以根據需要添加。即使使鋼中含有低于O. 0003%的Ca，防止噴嘴的閉塞的效果也小。若使鋼中含有超過O. 0040%的Ca，則母材的韌性降低。因而，當添加B時，優選將Ca量限制為O. 0003%以上且O. 0040%以下。為了防止母材的韌性降低，也可以將Ca量的上限限制為O. 0030%,O. 0020%或O. 0010%。另外，為了降低合金成本，優選不進行Ca的有意圖的添加，Ca的下限為0%。
Mg是對于提高韌性有效的元素，也可以根據需要添加。即使使鋼中含有低于O.0003%的Mg，提高母材的韌性的效果也小。若使鋼中含有超過O. 0040%的Mg，則母材的韌性降低。因而，當添加Mg時，優選將Mg量限制為O. 0003%以上且O. 0040%以下。為了防止母材的韌性降低，也可以將Mg量的上限限制為O. 0030%,O. 0020%或O. 0010%。另外，為了降低合金成本，優選不進行Mg的有意圖的添加，Mg的下限為0%。
REM (Rare Earth Metal，稀土金屬)是對于防止噴嘴的閉塞有效的元素，也可以根據需要添加。即使使鋼中含有低于O. 0003%的REM，防止噴嘴的閉塞的效果也小。若使鋼中含有超過O. 0040%的REM，則母材的韌性降低。因而，當添加REM時，優選將REM量限制為0.0003%以上且O. 0040%以下。為了防止母材的韌性降低，也可以將REM量的上限限制為O. 0030%,O. 0020%或O. 0010%。另外，為了降低合金成本，優選不進行REM的有意圖的添加，REM的下限為0%。
另外，鋼中也可以含有低于O. 002%的作為包含添加合金的使用原料中的不可避免的雜質及熔煉中從爐材等耐熱材料溶出的不可避免的雜質混入的元素。例如，鋼中也可以含有分別低于O. 002%的熔煉鋼時混入的Zn、Sn、Sb、Zr (由于是根據鋼的熔煉條件混入的不可避免的雜質，所以包括0%)。即使這些元素在鋼中分別以低于O. 002%的量含有，也不會絲毫損害本發明的效果。
如上所述，本發明的Ni添加鋼板具有包含上述的基本元素、剩余部分包含Fe及不可避免的雜質的化學組成、或包含上述的基本元素和選自上述的選擇元素中的至少I種、 剩余部分包含Fe及不可避免的雜質的化學組成。
本發明中，如上所述溶質元素在鋼中的均一的分布非常重要。具體而言，Ni等溶質元素的帶狀偏析的降低對于提高焊接接頭的韌性及止裂性有效。帶狀偏析是在凝固時刻枝晶臂間的剩余部分鋼液中溶質元素濃化的部分通過熱軋沿軋制方向平行地延長的帶狀形態(帶狀區域)。即，在帶狀偏析中，例如以I IOOym的間隔以帶狀交替形成溶質元素濃化的部分、和溶質元素沒有濃化的部分。與形成于鑄坯中央部的中心偏析不同，該帶狀偏析通常(例如、室溫)不會成為韌性降低的大原因。但是，在_160°C的極低溫下使用的6 7%左右的低Ni量的鋼中，該帶狀偏析的影響非常大。若因帶狀偏析而Ni或Mn、P之類的溶質元素在鋼中不均一地存在，則在熱加工處理時生成的殘留奧氏體的穩定性根據場所(鋼中的位置)發生很大變化。因此，關于母材，脆性破壞的傳播停止性能(止裂性)大大降低。 此外，在焊接接頭的情況下，當Ni或Mn、P那樣的溶質元素濃化的帶狀區域受到焊接熱影響時，產生沿該帶狀區域密集的島狀馬氏體。由于該島狀馬氏體發生低應力破壞，所以焊接接頭的韌性及止裂性降低。
本發明者們首先調查了 Ni偏析比與焊接接頭的韌性及止裂性的關系。其結果發現，在板厚方向(深度方向)上從鋼板表面離開板厚的1/4的距離的部位(以后，稱為l/4t 部)的Ni偏析比為I. 3以下的情況下，焊接接頭的韌性及止裂性優異。因而，將l/4t部的 Ni偏析比限制為1.3以下。另外，在l/4t部的Ni偏析比為I. 15以下的情況下，焊接接頭的韌性及止裂性更優異，所以優選將Ni偏析比設定為I. 15以下。
l/4t 部的 Ni 偏析比可以通過 EPMA (Electron Probe Micro Analysis,電子探針顯微分析)來測定。即，以在板厚方向(深度方向)上從鋼板表面(板面)離開板厚的1/4的距離的位置為中心，通過EPMA沿板厚方向跨越2mm的長度以2 μ m間隔測定Ni量。在所測定的1000點的Ni量的數據中，將自Ni量大的數據起依次10點的數據和自Ni量小的數據起依次10點的數據作為異常值從應評價的數據中除外。將剩下的980點的數據的平均定義為Ni量的平均值，在該980點的數據中，將自Ni量大的數據起依次20點的數據的平均定義為Ni量的最大值。將該Ni量的最大值除以Ni量的平均值得到的值定義為l/4t部中的Ni偏析比。Ni偏析比的下限值在計算上成為1.0。因此，Ni偏析比的下限也可以為I.O0 另外，本發明中，在-165°C的焊接接頭的 CTOD (Crack Tip Opening Displacement, 裂紋尖端張開位移)試驗的結果(CT0D值δ。)為O. 3mm以上的情況下，評價為焊接接頭的韌性優異。此外，在試驗溫度為_165°C、負荷應力為392MPa的條件下進行的焊接接頭的混合ESSO試驗中，在脆性裂紋向試驗板中的突入距離為板厚的2倍以下的情況下，評價為焊接接頭的止裂性優異。相反，在試驗板的途中脆性裂紋停止，但脆性裂紋向試驗板中的突入距離為板厚的2倍以上的情況及脆性裂紋貫穿試驗板的情況下，評價為焊接接頭的止裂性差。
圖I中示出Ni偏析比與_165°C下的焊接接頭的CTOD值的關系。如圖I所示那樣，若Ni偏析比為I. 3以下，則焊接接頭的CTOD值為O. 3mm以上，焊接接頭的韌性優異。 此外，圖2中示出Ni偏析比與相對于板厚的裂紋突入距離(上述的條件的混合ESSO試驗的測定值)的比例的關系。如圖2所示那樣，若Ni偏析比為1.3以下，則龜裂突入距離達到板厚的2倍以下，焊接接頭的止裂性優異。圖I的CTOD試驗及圖2的混合ESSO試驗中使用的焊接接頭通過SMAW (Shield Metal Arc Welding,金屬被覆電弧焊)在如下的條件下制作。即，以3. O 4. OkJ/cm的線能量、且100°C以下的預熱及道次間溫度的條件的立焊進行 SMAW。另外，缺口位置為熔合線部。
本發明者們接著調查了深冷后的殘留奧氏體與母材的止裂性的關系。即，本發明者們將深冷后的殘留奧氏體的最大面積率與最小面積率的比定義為深冷后奧氏體不均一指數(以后，有時也稱為不均一指數)，調查了該指數與母材的止裂性的關系。其結果判明， 若深冷后奧氏體不均一指數超過5. 0，則母材的止裂性降低。因而，將本發明中的深冷后奧氏體不均一指數限制為5. O以下。深冷后奧氏體不均一指數的下限在計算上為I。因而，本發明中的深冷后奧氏體不均一指數也可以為1.0以上。另外，奧氏體的最大面積率和最小面積率可以由在液態氮中深冷的樣品的EBSP (Electron Back Scattering Pattern,電子背散射圖)來評價。具體而言，進行5Χ5μπι的區域中的EBSP的映射(mapping)，評價奧氏體的面積率。以鋼板的l/4t部為中心沿板厚方向連續地進行合計40個視野的該面積率的評價。在這些全部40點的數據中，將自奧氏體的面積率大的數據起依次5點的數據的平均定義為最大面積率，將自奧氏體的面積率小的數據起依次5點的數據的平均定義為最小面積率。進而，將上述的最大面積率除以該最小面積率得到的值定義為深冷后奧氏體不均一指數。另外，由于在以下說明的X射線衍射中，無法調查這樣的顯微的奧氏體的不均一性， 所以使用EBSP。
殘留奧氏體的絕對量也重要。若深冷后的殘留奧氏體的量(以后，有時也稱為奧氏體的量)低于全組織的量的2%，則母材的韌性及止裂性大幅降低。因而，深冷后的奧氏體的量為2%以上。此外，若深冷后的殘留奧氏體的量大幅增加，則在塑性變形下奧氏體發生不穩定化，反而母材的韌性及止裂性降低。因而，優選深冷后的奧氏體的量為2%以上且20% 以下。另外，通過將從鋼板的l/4t部采集的樣品用液態氮深冷60分鐘，然后在室溫下進行該樣品的X射線衍射，可以測定深冷后的殘留奧氏體的量。另外，本發明中，將樣品浸潰到液態氮中并至少保持60分鐘的處理稱為深冷處理。
進而，如上所述，殘留奧氏體為微細也非常重要。即使在深冷后的殘留奧氏體的量為2%以上且20%以下、且不均一指數為I. O以上且5. O以下的情況下，若殘留奧氏體粗大， 也容易產生焊接接頭的不穩定破壞。當暫時停止的裂紋再次因不穩定破壞而在板厚方向的整個截面傳播時，在裂紋的傳播路徑的一部分中包含母材。因此，若母材的奧氏體的穩定性變低，則容易產生不穩定破壞。即，若殘留奧氏體變得粗大，則殘留奧氏體中所含的C量降低，所以殘留奧氏體的穩定性降低。在深冷后的殘留奧氏體的當量圓直徑的平均(平均當量圓直徑)為Ium以上的情況下，容易產生不穩定破壞。因此，為了得到充分的抑制不穩定破壞的特性，將深冷后奧氏體的平均當量圓直徑限制為Iym以下。另外，不穩定破壞(不穩定延性破壞)是脆性破壞在發生及傳播后停止，破壞再次傳播的現象。在該不穩定破壞的形態中見到斷面的整面為延性斷面的情況、和斷面中的板厚的兩端部(兩表面)附近的面為延性斷面、斷面中的板厚的中央部附近的面為脆性斷面的情況這兩種。另外，深冷后奧氏體的平均當量圓直徑例如可以通過以透射型電子顯微鏡的I萬倍觀察20處暗視野圖像，將平均的當量圓直徑定量化而得到。深冷后奧氏體的平均當量圓直徑的下限也可以為例如lnm。
因此，本發明的鋼板在_160°C左右下的耐破壞性能優異，一般可以用于造船、橋梁、建筑、海洋結構物、壓力容器、罐、管線管等焊接結構物。特別是本發明的鋼板在作為要求_160°C左右的極低溫下的耐破壞性能的LNG罐使用時有效。
接著，對本發明的Ni添加鋼板的制造方法進行說明。在本發明的Ni添加鋼板的制造方法的第一實施方式中，通過包含第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)、第2熱加工處理 (熱軋及控制冷卻處理)、第3熱加工處理(高溫二相域處理)、第4熱加工處理(低溫二相域處理)的制造工序來制造鋼板。進而，也可以如本發明的Ni添加鋼板的制造方法的第二實施方式所示那樣，對于第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)，如后所述可以接著熱處理(加熱) 進行熱軋。這里，對于作為基本的高溫下的熱處理，將根據需要組合了熱軋或控制冷卻等處理的工序定義為熱加工處理。此外，將上述合金元素的范圍(上述鋼成分)的鋼坯用于第一熱加工處理。
以下，示出本發明的Ni添加鋼板的制造方法的第一實施方式。
(第一實施方式)
首先，對第3熱加工處理(高溫二相域處理)進行說明。該熱加工處理是在將Ni 量降低至6%左右的鋼中，為了提高在_160°C左右下的母材的韌性及止裂性所必須的工序。 在該熱加工處理中，逆相變奧氏體沿原奧氏體的晶界、馬氏體的板條束、板條塊、板條等的界面以針狀、棒狀、或板狀生成而將組織微細化。進而，若該逆相變奧氏體完全覆蓋原奧氏體晶界，則回火脆化敏感性降低，所以能夠實現母材的韌性及止裂性的充分的提高效果。進而，由于在微細的逆相變奧氏體中溶質元素發生濃化，所以該第3熱加工處理(高溫二相域處理)具有使在接著的第4熱加工處理(低溫二相域處理)中極其熱穩定的奧氏體微細分散的效果。然而，由于即使對帶狀偏析沒有降低的鋼實施二相域處理，溶質元素的濃度在鋼中也不均，所以逆相變奧氏體的分率及尺寸、和逆相變奧氏體中的溶質濃度容易發生變動。 因此，鋼的耐破壞性能的提高效果不均，作為鋼整體無法發揮非常優異的耐破壞性能。因此，通過將帶狀偏析降低處理和高溫二相域處理組合，能夠對6%左右的低Ni量的鋼板賦予_160°C下的優異的耐破壞性能(母材的韌性及止裂性)。第3熱加工處理(高溫二相域處理)的溫度管理由于對逆相變奧氏體的分率或溶質向奧氏體中的擴散產生影響，所以非常重要。若加熱溫度低于600°C、或超過750°C，則殘留奧氏體的量變得低于2%，所以母材的韌性及止裂性降低。因而，高溫二相域處理中的加熱溫度為600°C以上且750°C以下。此外， 當加熱溫度為650°C以上且700°C以下時，耐破壞性能的提高更加顯著。因此，高溫二相域處理的溫度優選為650°C以上且700°C以下。在該第3熱加工處理中，將第2熱加工處理后的鋼加熱至上述加熱溫度后，進行水冷或空氣冷卻。這里，水冷是鋼板的l/4t部中的冷卻速度超過3°C /s的冷卻。水冷的冷卻速度的上限沒有特別限制。
接著，對第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)進行說明。通過該熱加工處理，能夠使溶質元素的偏析比降低，同時使殘留奧氏體在鋼中均一分散，提高焊接接頭的韌性及止裂性、和母材的止裂性。在第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)中，進行高溫且長時間的熱處理。本發明者們調查了第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)的加熱溫度與保持時間的組合對Ni偏析比造成的影響。其結果發現，如圖3所示那樣，為了得到l/4t部的Ni偏析比為I. 3以下、且深冷后奧氏體不均一指數為5以下的鋼板，有必要在1250°C以上的加熱溫度下保持8小時以上。因而，第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)的加熱溫度為1250°C以上，保持時間為8小時以上。另外，若將加熱溫度設定為1380°C以上、將保持時間設定為50 小時，則生產率大幅降低，所以將加熱溫度控制為1380°C以下，將保持時間限制為50小時以下。另外，若將加熱溫度設定為1300°C以上、或將保持時間設定為30小時以上，則Ni偏析比和奧氏體不均一指數進一步降低。因此，加熱溫度優選為1300°C以上，保持時間優選為 30小時以上。在該第I熱加工處理中，將上述鋼成分的鋼坯在上述條件下加熱保持后，進行空氣冷卻。若由該空氣冷卻轉移至第2熱加工處理(淬火處理)的溫度超過300°C，則相變沒有完成而材質變得不均一。因此，由空氣冷卻轉移至第2熱加工處理(淬火處理)的時刻的鋼坯的表面溫度(空氣冷卻的結束溫度)為300°C以下。該空氣冷卻的結束溫度的下限沒有特別限制。例如，空氣冷卻的結束溫度的下限可以為室溫，也可以為_40°C。另外，加熱溫度是板坯表面的溫度，保持時間是板坯表面達到所設定的加熱溫度并經過3小時后所保持的時間。此外，空氣冷卻是鋼板的l/4t部的溫度從800°C到500°C之間的冷卻速度為3°C / s以下的冷卻。在該空氣冷卻中，超過800°C或低于500°C時的冷卻速度沒有特別限制。從生產率的觀點出發，空氣冷卻的冷卻速度的下限例如也可以為O. ore /s以上。
接著，對第2熱加工處理(熱軋及控制冷卻處理)進行說明。在該第2熱加工處理中，進行加熱、熱軋(第2熱軋)和控制冷卻。通過這些處理，能夠生成淬火組織使強度增大， 將組織微細化。此外，通過利用加工應變的導入而生成微細的穩定奧氏體，能夠提高焊接接頭的抑制不穩定破壞的特性。為了生成微細的穩定奧氏體，軋制溫度的控制很重要。若熱軋中的最終I道次前的溫度變低，則鋼中的殘存應變變大，殘留奧氏體的平均當量圓直徑變小。本發明者們調查了殘留奧氏體的平均當量圓直徑與最終I道次前的溫度的關系，結果發現，通過將最終I道次前的溫度控制為900°C以下，平均當量圓直徑變成I μ m以下。此外，若最終I道次前的溫度為660°C以上，則能夠在不使生產率降低的情況下有效地進行熱軋。因而，第2次的熱加工處理的熱軋中的最終I道次前的溫度為660°C以上且900°C以下。 另外，若將最終I道次前的溫度控制為660°C以上且800°C以下，則殘留奧氏體的平均當量圓直徑進一步變小，所以最終I道次前的溫度優選為660°C以上且800°C以下。另外，最終 I道次前的溫度是在軋制(熱軋)的最終道次的即將咬入(板坯向軋制輥中的咬入)前測定的板坯(鋼坯)表面的溫度。該最終I道次前的溫度可以通過放射溫度計等溫度計來測定。
第2熱加工處理(熱軋及控制冷卻處理)中的熱軋前的加熱溫度的控制也重要。本發明者們發現，若將加熱溫度設定為超過1270°C，則深冷后奧氏體的量降低，母材的韌性及止裂性大幅降低。此外，若將加熱溫度設定為低于900°C，則生產率大幅降低。因而，該加熱溫度為900°C以上且1270°C以下。另外，若將加熱溫度設定為1120°C以下，則能夠進一步提高母材的韌性。因而，加熱溫度優選為900°C以上且1120°C以下。加熱后的保持時間沒有特別規定。然而，從均一加熱和確保生產率的觀點出發，上述加熱溫度下的保持時間優選為 2小時以上且10小時以下。另外，也可以在該保持時間內開始上述熱軋。
第2熱加工處理(熱軋及控制冷卻處理)中的熱軋的壓下比也重要。若壓下比變大， 則通過再結晶或位錯密度的增大，該熱軋后的組織被微細化，最終的奧氏體(殘留奧氏體) 也被微細化。本發明者們調查了深冷后奧氏體的當量圓直徑與壓下比的關系，結果發現，為了將奧氏體的平均當量圓直徑設定為I μπι以下，有必要將壓下比設定為2. O以上。此外， 若壓下比超過40，則生產率大幅降低。因而，第二熱加工處理中的熱軋的壓下比為2. O以上且40以下。另外，當第二熱加工處理中的熱軋的壓下比為10以上時，奧氏體的平均當量圓直徑進一步減少。因此，壓下比優選為10以上且40以下。另外，熱軋的壓下比是將軋制前的板厚除以軋制后的板厚得到的值。
在第2熱加工處理(熱軋及控制冷卻處理)中的熱軋后，立即進行控制冷卻。本發明中，控制冷卻是指為了控制組織而控制的冷卻，包括利用水冷的加速冷卻、和針對板厚為15mm以下的鋼板的利用空氣冷卻的冷卻。通過水冷來進行控制冷卻時，該冷卻優選在 200°C以下結束。該水冷結束溫度的下限沒有特別限制。例如，水冷結束溫度的下限可以為室溫，也可以為_40°C。通過立即進行控制冷卻，從而生成淬火組織，能夠充分確保母材的強度。另外，這里，關于所謂“立即”的記載，優選在軋制的最終道次咬入后，在150秒以內開始加速冷卻，更優選在120秒以內或90秒以內開始加速冷卻。此外，若在200 °C下結束水冷，則能夠更可靠地確保母材的強度。此外，水冷是鋼板的l/4t部中的冷卻速度超過3°C / s的冷卻。水冷的冷卻速度的上限沒有必要特別限制。
這樣，在第2熱加工處理中，將第I熱加工處理后的鋼坯加熱至上述加熱溫度，將最終I道次前的溫度控制在上述溫度范圍內，以上述壓下比進行熱軋，立即進行控制冷卻并冷卻至上述溫度。
接著，對第4熱加工處理(低溫二相域處理)進行說明。在該低溫二相域處理中，通過馬氏體的回火，母材的韌性提高。進而，在該低溫二相域處理中，生成熱穩定且微細的奧氏體，由于該奧氏體在常溫下也穩定地存在，所以耐破壞性能(特別是母材的韌性及止裂性及焊接接頭的抑制不穩定破壞的特性)提高。若低溫二相域處理中的加熱溫度低于500°C， 則母材的韌性降低。此外，若低溫二相域處理中的加熱溫度超過650°C，則母材的強度不充分。因而，低溫二相域處理中的加熱溫度為500°C以上且650°C以下。另外，在低溫二相域處理中的加熱后，可以實施空氣冷卻和水冷中的任一種冷卻。在該冷卻中，也可以將空氣冷卻和水冷組合。此外，水冷是鋼板的l/4t部中的冷卻速度超過3°C /s的冷卻。水冷的冷卻速度的上限沒有特別限制。此外，空氣冷卻是鋼板的l/4t部的溫度從800°C到500°C之間的冷卻速度為3°C /s以下的冷卻。在該空氣冷卻中，沒有必要特別地限制超過800°C或低于500°C時的冷卻速度。從生產率的觀點出發，空氣冷卻的冷卻速度的下限例如也可以為0.ore /s 以上。
這樣，在第4熱加工處理中，將第3熱加工處理后的鋼坯加熱至上述加熱溫度，進行冷卻。
以上對第一實施方式進行了說明。
此外，以下，示出本發明的Ni添加鋼板的制造方法的第二實施方式。
(第二實施方式)
在該第二實施方式中的第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)中，通過接著熱處理 (加熱)進行熱軋(第I熱軋)，能夠進一步提高溶質的均一性，使耐破壞性能顯著提高。這里，有必要規定第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)中的加熱溫度、保持時間、熱軋的壓下比、和熱軋的軋制溫度。關于加熱溫度和保持時間，溫度越高，保持時間越長，則通過擴散， Ni偏析比變得越小。本發明者們調查了第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)的加熱溫度與保持時間的組合對Ni偏析比造成的影響。其結果發現，為了得到l/4t部的Ni偏析比為1.3以下的鋼板，有必要在1250°C以上的加熱溫度下保持8小時以上。因而，第I熱加工處理的加熱溫度為1250°C以上，保持時間為8小時以上。另外，若將加熱溫度設定為1380°C 以上、將保持時間設定為50小時，則生產率大幅降低，所以將加熱溫度限制為1380°C以下， 將保持時間限制為50小時以下。另外，若將加熱溫度設定為1300°C以上、將保持時間設定為30小時以上，則Ni偏析比進一步降低。因此，加熱溫度優選為1300°C以上，保持時間優選為30小時以上。另外，也可以在該保持時間內開始熱軋。
在第二實施方式中的第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)中，在軋制中及軋制后空氣冷卻時，均可期待偏析降低效果。即，當產生再結晶時，產生通過晶界移動的偏析降低效果，當不產生再結晶時，產生通過高位錯密度下的擴散的偏析降低效果。因此，熱軋時的壓下比越大則帶狀Ni偏析比越發減少。本發明者們調查了熱軋的壓下比對偏析比造成的影響，結果發現，為了實現I. 3以下的Ni偏析比，將壓下比設定為I. 2以上是有效的。此外，若壓下比超過40，則生產率大幅降低。因而，在第二實施方式中，第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理沖的熱軋的壓下比為1.2以上且40以下。此外，壓下比為2. O以上時，偏析比變得更小，所以壓下比優選為2.0以上且40以下。若考慮在第2熱加工處理中進行熱軋，則第I熱加工處理中的熱軋的壓下比更優選為10以下。
在第二實施方式中的第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)中，將熱軋中的最終I 道次前的溫度控制為適當的溫度也非常重要。這是由于，若最終I道次前的溫度過低，則在軋制結束后的空氣冷卻時不進行擴散，所以Ni偏析比變高。相反，若最終I道次前的溫度過高，則因再結晶而位錯密度急速地降低，在軋制結束后的空氣冷卻時的高位錯密度下的擴散效果降低，Ni偏析比變高。在第二實施方式中的第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)的熱軋中，在鋼中適度地殘存位錯，且存在不容易進行擴散的溫度區域。本發明者們調查了該熱軋中的最終I道次前的溫度與Ni偏析比的關系，結果發現，在低于800°C或超過1200°C 時Ni偏析比變得非常高。因而，在第二實施方式中，第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理) 的熱軋中的最終I道次前溫度為800°C以上且1200°C以下。另外，由于最終I道次前的溫度為950°C以上且1150°C以下時，偏析比的降低效果進一步變大，所以第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)的熱軋中的最終I道次前的溫度優選為950°C以上且1150°C以下。在該熱軋后，進行空氣冷卻。通過軋制后的空氣冷卻，置換型溶質的擴散進一步推進，偏析降低。 另外，若由該軋制后的空氣冷卻轉移至第2熱加工處理(淬火處理)的溫度超過300°C，則相變沒有完成而材質變得不均一。因此，由軋制后的空氣冷卻轉移至第2熱加工處理(淬火處理)的時刻的鋼坯的表面溫度(空氣冷卻的結束溫度)為300°C以下。該空氣冷卻的結束溫度的下限沒有特別限制。例如，空氣冷卻的結束溫度的下限可以為室溫，也可以為_40°C。另外，加熱溫度是板坯表面的溫度，保持時間是板坯表面達到所設定的加熱溫度并經過3小時后所保持的時間。壓下比是將軋制前的板厚除以軋制后的板厚得到的值。在該第二實施方式中，壓下比對于各熱加工處理的熱軋進行計算。此外，最終I道次前的溫度是在軋制的最終道次的即將咬入(板坯向軋制輥中的咬入)前測定的板坯表面的溫度，可以通過放射溫度計等溫度計來測定。空氣冷卻是鋼板的l/4t部的溫度從800°C到500°C之間的冷卻速度為3°C /s以下的冷卻。在該空氣冷卻中，超過800°C或低于500°C時的冷卻速度沒有特別限制。從生產率的觀點出發，空氣冷卻的冷卻速度的下限例如為O. ore /s以上。
在第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)之后，與第一實施方式同樣地進行第2熱加工處理(熱軋及控制冷卻處理)、第3熱加工處理(高溫二相域處理)及第4熱加工處理(低溫二相域處理)。因此，省略第2熱加工處理(熱軋及控制冷卻處理)、第3熱加工處理(高溫二相域處理)及第4熱加工處理(低溫二相域處理)的說明。
此外，以下，示出本發明所述的Ni添加鋼板的制造方法的第一實施方式的變形例及第二實施方式的變形例。
(第一實施方式的變形例及第二實施方式的變形例)
在第一實施方式的變形例及第二實施方式的變形例中，在第2熱加工處理(熱軋及控制冷卻處理)中，在熱軋與控制冷卻之間進行冷卻后再加熱。即，熱軋后進行空氣冷卻， 其后進行再加熱。若再加熱溫度超過900°C，則奧氏體的粒徑增加而母材韌性降低。此外， 若再加熱溫度低于780°C，則由于難以確保淬火性，所以強度降低。因此，冷卻后再加熱中的再加熱溫度有必要為780°C以上且900°C以下。
另外，為了生成淬火組織而充分確保母材的強度，在進行該冷卻后再加熱后，迅速進行控制冷卻。當通過水冷來進行控制冷卻時，該冷卻優選在200°C以下結束。該水冷結束溫度的下限沒有特別限制。
在這些變形例中，與第一實施方式及第二實施方式同樣地進行第I熱加工處理 (帶狀偏析降低處理)、包括冷卻后再加熱的第2熱加工處理(熱軋及控制冷卻處理)、第3熱加工處理(高溫二相域處理)及第4熱加工處理(低溫二相域處理)。因此，省略第I熱加工處理(帶狀偏析降低處理)、第3熱加工處理(高溫二相域處理)及第4熱加工處理(低溫二相域處理)的說明。
通過上述第一實施方式、第二實施方式或這些變形例制造的鋼板在_160°C左右下的耐破壞性能優異，一般可以用于造船、橋梁、建筑、海洋結構物、壓力容器、罐、管線管等焊接結構物。通過該制造方法制造的鋼板尤其在要求_160°C左右的極低溫下的耐破壞性能的 LNG罐中的使用中是有效的。
另外，本發明的Ni添加鋼板可以通過圖4中簡略地示出的上述實施方式而適當地制造，但這些實施方式只不過示出了本發明的Ni添加鋼板的制造方法的一個例子。例如， 只要是能夠將Ni偏析比、深冷后奧氏體的量及平均當量圓直徑、深冷后奧氏體不均一指數控制為上述的適當的范圍的方法，則本發明的Ni添加鋼板的制造方法沒有特別限制。實施例
對于以各種化學成分及制造條件制造的板厚為6mm 50mm的鋼板,進行以下的評價。通過拉伸試驗評價母材的屈服應力及抗拉強度，通過CTOD試驗求出母材及焊接接頭的 CTOD值，評價母材及焊接接頭的韌性。此外，通過混合ESSO試驗求出母材及焊接接頭的裂紋突入距離，評價母材及焊接接頭的止裂性。進而，通過對于焊接接頭的上述的混合ESSO 試驗確認是否由停止的脆性裂紋發生不穩定延性破壞，評價焊接接頭的抑制不穩定破壞的特性。將鋼板的化學成分示于表I中。此外，將鋼板的板厚、Ni偏析比、深冷后奧氏體的量、 深冷后最小奧氏體量示于表2中。進而，將鋼板的制造方法示于表3中，將母材及焊接接頭的耐破壞性能的評價結果示于表4中。另外，在第I熱加工處理中，在第2熱加工處理前空氣冷卻至300°C以下。
[表I]
權利要求
1.一種Ni添加鋼板，其特征在于，以質量％計含有 C :0. 03%以上且0. 10%以下、 Si :0. 02%以上且0. 40%以下、 Mn :0. 3%以上且I. 2%以下、 Ni :5. 0%以上且7. 5%以下、 Cr :0. 4%以上且I. 5%以下、 Mo :0. 02%以上且0. 4%以下、 Al :0. 01%以上且0. 08%以下、T O :0. 0001% 以上且 0. 0050% 以下， 將P限制為0.0100%以下、 將S限制為0. 0035%以下、 將N限制為0. 0070%以下， 剩余部分包含Fe及不可避免的雜質， 在深度方向上從板面離開板厚的1/4的距離的部位的Ni偏析比為I. 3以下，深冷后奧氏體的量為2%以上，深冷后奧氏體不均一指數為5.0以下，深冷后奧氏體的平均當量圓直徑為Ium以下。
2.根據權利要求I所述的Ni添加鋼板，其特征在于，以質量％計，進一步含有Cu:1. 0%以下、Nb :0. 05% 以下、Ti :0. 05% 以下、V :0. 05% 以下、B :0. 05% 以下、Ca :0. 0040% 以下、Mg 0.0040%以下、REM :0. 0040%以下中的任I種以上。
3.根據權利要求I或2所述的Ni添加鋼板，其特征在于，Ni量為5.3 7. 3%。
4.根據權利要求I或2所述的Ni添加鋼板，其特征在于，板厚為4.5 80mm。
5.一種Ni添加鋼板的制造方法，其特征在于， 實施第I熱加工處理，所述第I熱加工處理是將鋼坯在1250°C以上且1380°C以下的加熱溫度下保持8小時以上且50小時以下后進行空氣冷卻至300°C以下的處理，所述鋼坯以質量％計含有 C :0. 03%以上且0. 10%以下、 Si :0. 02%以上且0. 40%以下、 Mn :0. 3%以上且I. 2%以下、 Ni :5. 0%以上且7. 5%以下、 Cr :0. 4%以上且I. 5%以下、 Mo :0. 02%以上且0. 4%以下、 Al :0. 01%以上且0. 08%以下、T O :0. 0001% 以上且 0. 0050% 以下， 將P限制為0.0100%以下、 將S限制為0. 0035%以下、 將N限制為0. 0070%以下， 剩余部分包含Fe及不可避免的雜質； 實施第2熱加工處理，所述第2熱加工處理是將所述鋼坯加熱至90(TC以上且1270°C以下，將最終I道次前的溫度控制為660°C以上且900°C以下，以2. 0以上且40以下的壓下比進行熱軋，迅速開始冷卻的處理； 實施第3熱加工處理，所述第3熱加工處理是將所述鋼坯加熱至600°C以上且750°C以下后進行冷卻的處理； 實施第4熱加工處理，所述第4熱加工處理是將所述鋼坯加熱至500°C以上且650°C以下后進行冷卻的處理。
6.根據權利要求5所述的Ni添加鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯以質量％計進一步含有 Cu :1. 0% 以下、Nb :0. 05% 以下、Ti :0. 05% 以下、V :0. 05% 以下、B :0. 05% 以下、Ca :0. 0040%以下、Mg :0. 0040%以下、REM :0. 0040%以下中的任I種以上。
7.根據權利要求5或6所述的Ni添加鋼板的制造方法，其特征在于，在所述第I熱加工處理中，在所述空氣冷卻之前，將最終I道次前的溫度控制為800°C以上且1200°C以下，以I. 2以上且40以下的壓下比進行熱軋。
8.根據權利要求5或6所述的Ni添加鋼板的制造方法，其特征在于，在所述第2熱加工處理中，在剛進行所述熱軋后就進行冷卻，在780°C以上且900°C以下進行再加熱。
9.根據權利要求5或6所述的Ni添加鋼板的制造方法，其特征在于，在所述第I熱加工處理中，在所述空氣冷卻之前，將最終I道次前的溫度控制為800°C以上且1200°C以下，以1.2以上且40以下的壓下比進行熱軋，在所述第2熱加工處理中，在剛進行所述熱軋后就進行冷卻，在780°C以上且900°C以下進行再加熱。
全文摘要
該Ni添加鋼板以質量%計含有C0.03%以上且0.10%以下、Si0.02%以上且0.40%以下、Mn0.3%以上且1.2%以下、Ni5.0%以上且7.5%以下、Cr0.4%以上且1.5%以下、Mo0.02%以上且0.4%以下、Al0.01%以上且0.08%以下、T·O0.0001%以上且0.0050%以下，將P限制為0.0100%以下、將S限制為0.0035%以下、將N限制為0.0070%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質，在深度方向上從板面離開板厚的1/4的距離的部位的Ni偏析比為1.3以下，深冷后奧氏體的量為2%以上，深冷后奧氏體不均一指數為5.0以下，深冷后奧氏體的平均當量圓直徑為1μm以下。
文檔編號C21D8/02GK102985576SQ201180033640
公開日2013年3月20日 申請日期2011年7月7日 優先權日2010年7月9日
發明者古谷仁志, 齋藤直樹, 奧島基裕, 高橋康哲, 井上健裕, 植森龍治 申請人:新日鐵住金株式會社