专利名称：Ni添加钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及钢板的母材及焊接接头的耐破坏性能(后述的韧性、止裂性、抑制不稳定破坏的特性)优异的Ni添加钢板及其制造方法。
本申请基于2010年7月9日在日本申请的特愿2010-156720号并主张优先权，在此引用其内容。
背景技术：
对于在液化天然气(LNG)罐中使用的钢，要求在_160°C左右的极低温下的耐破坏性能。例如，作为在LNG罐的内槽中使用的钢种，有所谓的9%Ni钢。该9%Ni钢是以质量％计含有8. 5 9. 5%左右的Ni、且具有主要包含回火马氏体的组织、低温韧性(例如，在_196°C 下的夏氏冲击吸收能量)特别优异的钢材。迄今为止公开了提高9%Ni钢的韧性的各种技术。例如，专利文献I、专利文献2、专利文献3中公开了减少因晶界脆化而引起韧性降低的 P的技术。此外，专利文献4、专利文献5、专利文献6中公开了通过二相域热处理来降低回火脆化敏感性而提高韧性的技术。此外，专利文献7、专利文献8、专利文献9中公开了添加能够在不增大回火脆化敏感性的情况下提高强度的Mo而大幅地提高韧性的技术。进而，专利文献4、专利文献8、专利文献10中公开了降低使回火脆化敏感性增大的Si量而提高韧性的技术。另外，作为该LNG罐用的9%Ni钢，采用板厚为4. 5mm以上且80mm以下的钢板。 其中，主要采用板厚为6mm以上且50mm以下的钢板。
在最近的Ni价格高涨的背景下，为了降低LNG罐建造成本，需求降低了 Ni添加量的钢材。作为将钢材的Ni添加量降低至6%来确保优异的母材韧性的方法，非专利文献I 中公开了有效利用对于α-Υ 二相域的热处理(二相域热处理)的方法。该方法对于提高母材的耐破坏性能非常有效。即，即使是6%左右的Ni量，通过该方法得到的钢材关于母材也具有与9%Ni钢同样的耐破坏性能(后述的韧性)。但是，伴随着Ni量的降低，焊接接头的耐破坏性能(后述的韧性、止裂性、抑制不稳定破坏的特性)大幅降低。因此，难以将通过该方法制造的钢材用于LNG iig中。
迄今为止，提出了若干用于改善焊接接头的耐破坏性能(后述的韧性)的方法。例如，专利文献11、专利文献12、专利文献13、专利文献14中公开了在对铸造板坯进行加热、 轧制前进行用于降低偏析的预热处理的方法。此外，专利文献15中公开了进行两工序的轧制来减少板厚中心部的缺陷的方法。但是，在专利文献11 14的方法中，由于降低偏析的效果小，所以焊接接头的耐破坏性能(后述的韧性)不充分。此外，在专利文献15的方法中， 从铸造板坯的板厚至最终轧制后的板厚的压下比小，且没有控制第I次的轧制工序中的压下比或温度等条件。因此，由于组织粗大化及偏析残存而导致母材及焊接接头的耐破坏性能(后述的韧性)不充分。这样，对于将Ni降低至6%左右的钢板确保在-160°C左右下的耐破坏性能以现有技术来说很难。
现有技术文献
专利文献
专利文献I :日本特开平7-278734号公报
专利文献2 日本特开平6-179909号公报
专利文献3 日本特开昭63-130245号公报
专利文献4 日本特开平9-143557号公报
专利文献5 日本特开平4-107219号公报
专利文献6 日本特开昭56-156715号公报
专利文献7 日本特开2002-129280号公报
专利文献8 日本特开平4-371520号公报
专利文献9 日本特开昭61-133312号公报
专利文献10日本特开平7-316654号公报
专利文献11:日本特公平4-14179号公报
专利文献12:日本特开平9-20922号公报
专利文献13:日本特开平9-41036号公报
专利文献14:日本特开平9-41088号公报
专利文献15:日本特开2000-129351号公报
非专利文献
非专利文献I :铁和钢，第59年，1973年，第6号，p752发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于提供Ni含量为6%左右且在_160°C左右下的耐破坏性能优异的钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
技术领域：
本发明提供Ni含量为6%左右且在_160°C左右下的耐破坏性能优异的钢板及其制造方法。其主旨如下。
(I)本发明的一方式所述的Ni添加钢板，以质量％计含有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，将P限制为O. 0100%以下、将S限制为O. 0035%以下、 将N限制为O. 0070%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，在深度方向上从板面离开板厚的1/4的距离的部位的Ni偏析比为I. 3以下,深冷后奥氏体的量为2%以上,深冷后奥氏体不均一指数为5.0以下，深冷后奥氏体的平均当量圆直径为I μπι以下。
(2)上述(I)所述的Ni添加钢板，以质量％计，也可以进一步含有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种以上。
(3)上述(I)或(2)所述的Ni添加钢板中，Ni量也可以为5. 3 7. 3%。
(4)上述(I)或(2)所述的Ni添加钢板中，板厚也可以为4. 5 80mm。
(5)在本发明的一方式所述的Ni添加钢板的制造方法中，实施第I热加工处理， 所述第I热加工处理是将钢坯在1250°C以上且1380°C以下的加热温度下保持8小时以上且50小时以下后空气冷却至300°C以下的处理，所述钢坯以质量％计含有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，将P限制为0. 0100%以下、将S限制为0. 0035%以 下、将N限制为0. 0070%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；实施第2热加工处理，所 述第2热加工处理是将上述钢坯加热至900°C以上且1270°C以下，将最终1道次前的温度 控制为660°C以上且900°C以下，以2. 0以上且40以下的压下比进行热轧，迅速开始冷却的 处理；实施第3热加工处理，所述第3热加工处理是将上述钢坯加热至600°C以上且750°C 以下后进行冷却的处理；对上述钢坯实施第4热加工处理，所述第4热加工处理是将上述钢 坯加热至500°C以上且650°C以下后进行冷却的处理。(6)在上述(5)所述的Ni添加钢板的制造方法中，上述钢坯以质量％计，也可以进 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种以上。(7)在上述(5)或(6)所述的Ni添加钢板的制造方法中，在上述第1热加工处理 中，也可以在上述空气冷却之前，将最终1道次前的温度控制为800°C以上且1200°C以下， 以1. 2以上且40以下的压下比进行热轧。(8)在上述(5)或(6)所述的Ni添加钢板的制造方法中，在上述第2热加工处理 中，也可以在刚进行上述热轧后就进行冷却，在780V以上且900°C以下进行再加热。(9)在上述(5)或(6)所述的Ni添加钢板的制造方法中，在上述第1热加工处理 中，也可以在上述空气冷却之前，将最终1道次前的温度控制为800°C以上且1200°C以下， 以1.2以上且40以下的压下比进行热轧，在上述第2热加工处理中，在刚进行上述热轧后 就进行冷却，在780°C以上且900°C以下进行再加热。发明的效果根据本发明，在将Ni降低至6%左右的钢成分的钢材中能够确保在-160°C左右下 的耐破坏性能。即，本发明能够提供与以往的9%Ni钢相比成本绝对低的钢板及其制造方 法，产业上的价值高。
图1是表不焊接接头朝性与Ni偏析比的关系的图表。图2是表示焊接接头的止裂性与Ni偏析比的关系的图表。图3是表示第1热加工处理中的加热时间和保持时间对Ni偏析比造成的影响的 说明图。图4是表示本发明的各实施方式所述的Ni添加钢板的制造方法的流程图的图。图5是混合ESS0试验后的试验部的龟裂面的一个例子的部分简略图。
具体实施例方式本发明者们发现，作为在LNG罐等焊接结构物中使用的钢板所需的特性(母材及 焊接接头的特性)，3种耐破坏性能很重要。以下，作为本发明中的耐破坏性能，将阻止脆性 破坏(裂纹)发生的特性定义为韧性，将停止脆性破坏(裂纹)的传播的特性定义为止裂性，将抑制传播停止后的裂纹附近的不稳定破坏(包括延性破坏的破坏形态)的特性定义为抑制不稳定破坏的特性。这3种耐破坏性能对钢板的母材和焊接接头这两者进行了评价。
对本发明进行详细说明。
首先对实现本发明的经过进行说明。本发明者们对在将钢成分中的Ni减少至6% 左右的情况下制造在_160°C左右下的耐破坏性能优异的钢材的方法进行了深入研究。该研究的结果确认二相域热处理很重要。然而得知，仅通过二相域热处理，钢材的特性不充分，除了母材的止裂性以外，焊接接头的韧性及止裂性、和焊接接头的抑制不稳定破坏的特性差。进而，本发明者们深入进行了提高这些特性的研究，结果明确，钢板内部的合金元素的不均一性对焊接接头的韧性及止裂性、和母材的止裂性造成很大的影响。当合金元素的不均一性大时，在钢的母材中，残留奥氏体的分布变得不均一，停止脆性裂纹的传播的性能 (止裂性)降低。在钢的焊接接头中，在因焊接的热影响而被加热至二相域温度的部位的一部分中硬质的马氏体以岛状密集的状态生成，阻止脆性裂纹的发生的性能(韧性)及停止脆性裂纹的传播的性能(止裂性)显著降低。
通常，当破坏特性受到合金元素的不均一性的影响时，钢板的板厚方向(深度方向)中央部附近的中心偏析成为问题。这是由于，材料中的脆的中心偏析部与力学上应力三轴度(应力状态)变高的板厚中央部重叠而优先发生脆性破坏。但是，在用于LNG罐的钢中， 作为焊接材料，大多情况下使用奥氏体系合金。这种情况下，由于使用不会脆性破坏的奥氏体系合金大量在板厚中央部存在那样的焊接接头形状，所以因中心偏析而产生脆性破坏的可能性小。
因此，本发明者们对显微偏析与相对于脆性破坏的破坏性能(韧性及止裂性)的关系进行了研究。其结果是得到以下非常重要的见解由于显微偏析在钢材的板厚整体中发生，所以由母材及焊接热影响部的组织变化对阻止脆性破坏的发生的性能(韧性)及停止传播的性能(止裂性)造成很大的影响。该显微偏析是凝固时在枝晶二次臂间的剩余部分钢液中形成合金浓缩部的现象，该合金浓缩部通过轧制而延长。本发明者们通过在规定的条件下实施多次的热加工处理来降低合金元素的不均一性，成功地大幅提高了焊接接头的韧性及止裂性、和母材的止裂性。
这样，除了二相域热处理以外通过降低合金元素的不均一性，能够制造母材及焊接接头的韧性和止裂性优异的钢板。但是，为了作为LNG罐使用，除了这些耐破坏性能以外，需要焊接接头的抑制不稳定破坏的特性，明确在上述的方法中，该抑制不稳定破坏的特性不充分。本发明者们对提高该抑制不稳定破坏的特性的方法进行了深入研究。其结果判明，仅通过使残留奥氏体大量且均一地存在于母材中，抑制不稳定破坏的特性不充分，各个残留奥氏体必须为微细。因此，本发明者们通过将热轧及控制冷却条件最优化，使残留奥氏体微细地分散，成功地提高了抑制不稳定破坏的特性。
这样，明确了除了二相域热处理以外，通过使溶质元素均一地分布，且使残留奥氏体大量且均一地分散，将各个残留奥氏体微细化，从而母材的韧性及止裂性、和焊接接头的韧性、止裂性、及抑制不稳定破坏的特性均优异。
以下，规定钢中的合金元素的范围。另外，以下，“％”是指“质量％”。
Ni是对于提高母材及焊接接头的耐破坏性能有效的元素。Ni量低于5. 0%时，由固溶Ni及残留奥氏体的稳定化带来的耐破坏性能的增加量不充分，若Ni量超过7. 5%，则合金成本增大。因而，将Ni量限制为5.0%以上且7. 5%以下。另外，为了进一步提高耐破坏性能，也可以将Ni量的下限限制为5. 3%、5. 6%、5. 8%或6. 0%。此外，为了降低合金成本，也可以将Ni量的上限限制为7. 3%、7· 0%、6· 8%或6. 5%。
用于弥补因Ni降低而导致的耐破坏性能的降低的最重要的元素是Mn。Mn与Ni 同样地使残留奥氏体稳定化，改善母材及焊接接头的耐破坏性能。因此，最低也需要在钢中添加O. 3%以上的Mn。然而，若在钢中添加超过I. 2%的Mn，则显微偏析及回火脆化敏感性增大，耐破坏性能降低。因而，将Mn量限制为O. 3%以上且I. 2%以下。另外，为了通过Mn 量的降低而提高耐破坏性能，所以也可以将Mn量的下限限制为I. 15%、I. 1%、1. 0%或O. 95%。 为了使残留奥氏体稳定化，也可以将Mn量的下限限制为O. 4%、0. 5%、0. 6%或O. 7%。
Cr也是本发明中重要的元素。Cr对于确保强度很重要，具有在不使焊接接头的韧性及止裂性大大降低的情况下增大强度的效果。为了确保母材的强度，最低也必须使钢中含有O. 4%以上的Cr。然而，若使钢中含有超过I. 5%的Cr，则焊接接头的韧性降低。因而， 将Cr量限制为O. 4%以上且I. 5%以下。另外，为了提高强度，也可以将Cr量的下限限制为 O. 5%、0. 55%或O. 6%。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Cr量的上限限制为I. 3%、1. 0%、 O. 9% 或 O. 8%ο
Mo也是本发明中重要的元素。当将Ni的一部分用Mn代替时，随着Mn的增加，回火脆化敏感性增大。Mo能够使该回火脆化敏感性降低。低于O. 02%的Mo量时，降低回火脆化敏感性的效果小，超过O. 4%的Mo量时，制造成本增大，同时焊接接头的韧性降低。因而， 将Mo量限制为O. 02%以上且O. 4%以下。另外，为了降低回火脆化敏感性，也可以将Mo量的下限限制为O. 05%,O. 08%,O. 1%或O. 13%。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Mo量的上限限制为 O. 35%,O. 3% 或 O. 25%。
C由于是确保强度所必须的元素，所以将C量设定为O. 03%以上。但是，若C量增加，则因粗大析出物的生成而母材的韧性及焊接性降低，所以将C量的上限设定为O. 10%。 即，将C量限制为O. 03%以上且O. 10%以下。另外，为了提高强度，也可以将C量的下限限制为O. 04%或O. 05%。为了提高母材的韧性及焊接性，也可以将C量的上限限制为O. 09%、 O. 08% 或 O. 07%。
Si由于是确保强度所必须的元素,所以将Si量设定为O. 02%以上。但是,若Si量增加，则焊接性降低，所以将Si量的上限设定为O. 40%。S卩，将Si量限制为O. 02%以上且 O. 40%以下。另外，若将Si量设定为O. 12%或O. 08%以下，则回火脆化敏感性降低，母材及焊接接头的耐破坏性能提高，所以优选将Si量的上限设定为O. 12%或O. 08%以下。
P是不可避免地包含于钢中、使母材的耐破坏性能降低的元素。若P量超过 O. 0100%,则因回火脆化的促进而母材的耐破坏性能降低。因而，将P量限制为O. 0100%以下。为了提高母材的耐破坏性能，也可以将P量的上限限制为O. 0060%,O. 0050%或O. 0040%。 另外，P量为O. 0010%以下时，因精炼负荷的增大而生产率大幅降低，所以没有必要进行 O. 0010%以下的低磷化。但是，即使P量为O. 0010%以下，也能够发挥本发明的效果，所以没有必要特别地限定P量的下限，P量的下限为0%。
S是不可避免地包含于钢中、使母材的耐破坏性能降低的元素。若S量超过 O. 0035%,则母材的韧性降低。因而，将S量限制为O. 0035%以下。为了提高母材的耐破坏性能，也可以将S量的上限限制为O. 0030%,O. 0025%或O. 0020%。S量低于O. 0001%时，因精炼负荷的增大而生产率大幅降低，所以没有必要进行低于O. 0001%的低硫化。但是，即使 S量低于O. 0001%也能够发挥本发明的效果，所以没有必要特别地限定S量的下限，S量的下限为0%。
Al是作为脱氧材料有效的元素。即使使钢中含有低于O. 01%的Al，脱氧也不充分， 所以母材的韧性降低。若使钢中含有超过O. 08%的Al，则焊接接头的韧性降低。因而，将 Al量限制为O. 01%以上且O. 08%以下。为了可靠地进行脱氧，也可以将Al量的下限限制为 O. 015%, O. 02%或O. 025%。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Al量的上限限制为O. 06%、 O. 05% 或 O. 04%ο
N是不可避免地包含于钢中、使母材及焊接接头的耐破坏性能降低的元素。N量低于O. 0001%时，因精炼负荷的增大而生产率降低，所以没有必要进行低于O. 0001%的脱氮。 但是，即使N量低于O. 0001%也能够发挥本发明的效果，所以没有必要特别地限定N量的下限，N量的下限为0%。若N量超过O. 0070%，则母材的韧性和焊接接头的韧性降低。因而， 将N量限制为O. 0070%以下。为了提高韧性，也可以将N量的上限限制为O. 0060%,O. 0050% 或O. 0045%ο
T *0不可避免地包含于钢中，使母材的耐破坏性能降低。T *0量低于O. 0001%时， 精炼负荷非常高，生产率降低。当T ·0量超过O. 0050%时，母材的韧性降低。因而，将Τ·0 量限制为O. 0001%以上且O. 0050%以下。另外，若将T · O量设定为O. 0025%或O. 0015%以下，则母材的韧性提高显著，所以优选将T ·0量的上限设定为O. 0025%或O. 0015%以下。另外，T · O量是钢液中溶解的氧和钢液中悬浮的微细的脱氧产物的氧的总和。即，T · O量是钢中固溶的氧和钢中分散的氧化物中的氧的总和。
另外，包含上述的基本的化学成分(基本元素)、且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成是本发明的基本组成。然而，除了该基本组成以外(代替剩余部分Fe的一部分)，本发明中，也可以进一步根据需要含有以下的元素(选择元素)。另外，这些选择元素即使不可避免地混入钢中，也不会损害本实施方式中的效果。
Cu是对于提高强度有效的元素，也可以根据需要添加。即使使钢中含有低于 O. 01%的Cu，提高母材的强度的效果也小。若使钢中含有超过I. 0%的Cu，则焊接接头的韧性降低。因而，当添加Cu时，优选将Cu量限制为O. 01%以上且1.0%以下。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Cu量的上限限制为O. 5%、0. 3%、0. 1%或O. 05%。另外，为了降低合金成本，优选不进行Cu的有意图的添加，Cu的下限为0%。
Nb是对于提高强度有效的元素，也可以根据需要添加。即使使钢中含有低于O.001%的Nb，提高母材的强度的效果也小。若使钢中含有超过O. 05%的Nb，则焊接接头的韧性降低。因而，当添加Nb时，优选将Nb量限制为O. 001%以上且O. 05%以下。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Nb量的上限限制为O. 03%,O. 02%,O. 01%或O. 005%。另外，为了降低合金成本，优选不进行Nb的有意图的添加，Nb的下限为0%。
Ti是对于提高母材的韧性有效的元素，也可以根据需要添加。即使使钢中含有低于O. 001%的Ti，提高母材的韧性的效果也小。当添加Ti时，若使钢中含有超过O. 05%的 Ti，则焊接接头的韧性降低。因而，优选将Ti量限制为O. 001%以上且O. 05%以下。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Ti量的上限限制为O. 03%,O. 02%,O. 01%或O. 005%。另外，为了降低合金成本，优选不进行Ti的有意图的添加，Ti的下限为0%。
V是对于提高母材的强度有效的元素，也可以根据需要添加。即使使钢中含有低于O. 001%的V，提高母材的强度的效果也小。若使钢中含有超过O. 05%的V，则焊接接头的韧性降低。因而，当添加V时，优选将V量限制为O. 001%以上且O. 05%以下。为了提高焊接接头的韧性，也可以将V量的上限限制为O. 03%,O. 02%或O. 01%。另外，为了降低合金成本，优选不进行V的有意图的添加，V的下限为0%。
B是对于提高母材的强度有效的元素，也可以根据需要添加。即使使钢中含有低于O. 0002%的B，提高母材的强度的效果也小。若使钢中含有超过O. 05%的B，则母材的韧性降低。因而，当添加B时，优选将B量限制为O. 0002%以上且O. 05%以下。为了提高母材的韧性，也可以将B量的上限限制为O. 03%,O. 01%,O. 003%或O. 002%。另外，为了降低合金成本，优选不进行B的有意图的添加，B的下限为0%。
Ca是对于防止喷嘴的闭塞有效的元素，也可以根据需要添加。即使使钢中含有低于O. 0003%的Ca，防止喷嘴的闭塞的效果也小。若使钢中含有超过O. 0040%的Ca，则母材的韧性降低。因而，当添加B时，优选将Ca量限制为O. 0003%以上且O. 0040%以下。为了防止母材的韧性降低，也可以将Ca量的上限限制为O. 0030%,O. 0020%或O. 0010%。另外，为了降低合金成本，优选不进行Ca的有意图的添加，Ca的下限为0%。
Mg是对于提高韧性有效的元素，也可以根据需要添加。即使使钢中含有低于O.0003%的Mg，提高母材的韧性的效果也小。若使钢中含有超过O. 0040%的Mg，则母材的韧性降低。因而，当添加Mg时，优选将Mg量限制为O. 0003%以上且O. 0040%以下。为了防止母材的韧性降低，也可以将Mg量的上限限制为O. 0030%,O. 0020%或O. 0010%。另外，为了降低合金成本，优选不进行Mg的有意图的添加，Mg的下限为0%。
REM (Rare Earth Metal，稀土金属)是对于防止喷嘴的闭塞有效的元素，也可以根据需要添加。即使使钢中含有低于O. 0003%的REM，防止喷嘴的闭塞的效果也小。若使钢中含有超过O. 0040%的REM，则母材的韧性降低。因而，当添加REM时，优选将REM量限制为0.0003%以上且O. 0040%以下。为了防止母材的韧性降低，也可以将REM量的上限限制为O. 0030%,O. 0020%或O. 0010%。另外，为了降低合金成本，优选不进行REM的有意图的添加，REM的下限为0%。
另外，钢中也可以含有低于O. 002%的作为包含添加合金的使用原料中的不可避免的杂质及熔炼中从炉材等耐热材料溶出的不可避免的杂质混入的元素。例如，钢中也可以含有分别低于O. 002%的熔炼钢时混入的Zn、Sn、Sb、Zr (由于是根据钢的熔炼条件混入的不可避免的杂质，所以包括0%)。即使这些元素在钢中分别以低于O. 002%的量含有，也不会丝毫损害本发明的效果。
如上所述，本发明的Ni添加钢板具有包含上述的基本元素、剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成、或包含上述的基本元素和选自上述的选择元素中的至少I种、 剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成。
本发明中，如上所述溶质元素在钢中的均一的分布非常重要。具体而言，Ni等溶质元素的带状偏析的降低对于提高焊接接头的韧性及止裂性有效。带状偏析是在凝固时刻枝晶臂间的剩余部分钢液中溶质元素浓化的部分通过热轧沿轧制方向平行地延长的带状形态(带状区域)。即，在带状偏析中，例如以I IOOym的间隔以带状交替形成溶质元素浓化的部分、和溶质元素没有浓化的部分。与形成于铸坯中央部的中心偏析不同，该带状偏析通常(例如、室温)不会成为韧性降低的大原因。但是，在_160°C的极低温下使用的6 7%左右的低Ni量的钢中，该带状偏析的影响非常大。若因带状偏析而Ni或Mn、P之类的溶质元素在钢中不均一地存在，则在热加工处理时生成的残留奥氏体的稳定性根据场所(钢中的位置)发生很大变化。因此，关于母材，脆性破坏的传播停止性能(止裂性)大大降低。 此外，在焊接接头的情况下，当Ni或Mn、P那样的溶质元素浓化的带状区域受到焊接热影响时，产生沿该带状区域密集的岛状马氏体。由于该岛状马氏体发生低应力破坏，所以焊接接头的韧性及止裂性降低。
本发明者们首先调查了 Ni偏析比与焊接接头的韧性及止裂性的关系。其结果发现，在板厚方向(深度方向)上从钢板表面离开板厚的1/4的距离的部位(以后，称为l/4t 部)的Ni偏析比为I. 3以下的情况下，焊接接头的韧性及止裂性优异。因而，将l/4t部的 Ni偏析比限制为1.3以下。另外，在l/4t部的Ni偏析比为I. 15以下的情况下，焊接接头的韧性及止裂性更优异，所以优选将Ni偏析比设定为I. 15以下。
l/4t 部的 Ni 偏析比可以通过 EPMA (Electron Probe Micro Analysis,电子探针显微分析)来测定。即，以在板厚方向(深度方向)上从钢板表面(板面)离开板厚的1/4的距离的位置为中心，通过EPMA沿板厚方向跨越2mm的长度以2 μ m间隔测定Ni量。在所测定的1000点的Ni量的数据中，将自Ni量大的数据起依次10点的数据和自Ni量小的数据起依次10点的数据作为异常值从应评价的数据中除外。将剩下的980点的数据的平均定义为Ni量的平均值，在该980点的数据中，将自Ni量大的数据起依次20点的数据的平均定义为Ni量的最大值。将该Ni量的最大值除以Ni量的平均值得到的值定义为l/4t部中的Ni偏析比。Ni偏析比的下限值在计算上成为1.0。因此，Ni偏析比的下限也可以为I.O0 另外，本发明中，在-165°C的焊接接头的 CTOD (Crack Tip Opening Displacement, 裂纹尖端张开位移)试验的结果(CT0D值δ。)为O. 3mm以上的情况下，评价为焊接接头的韧性优异。此外，在试验温度为_165°C、负荷应力为392MPa的条件下进行的焊接接头的混合ESSO试验中，在脆性裂纹向试验板中的突入距离为板厚的2倍以下的情况下，评价为焊接接头的止裂性优异。相反，在试验板的途中脆性裂纹停止，但脆性裂纹向试验板中的突入距离为板厚的2倍以上的情况及脆性裂纹贯穿试验板的情况下，评价为焊接接头的止裂性差。
图I中示出Ni偏析比与_165°C下的焊接接头的CTOD值的关系。如图I所示那样，若Ni偏析比为I. 3以下，则焊接接头的CTOD值为O. 3mm以上，焊接接头的韧性优异。 此外，图2中示出Ni偏析比与相对于板厚的裂纹突入距离(上述的条件的混合ESSO试验的测定值)的比例的关系。如图2所示那样，若Ni偏析比为1.3以下，则龟裂突入距离达到板厚的2倍以下，焊接接头的止裂性优异。图I的CTOD试验及图2的混合ESSO试验中使用的焊接接头通过SMAW (Shield Metal Arc Welding,金属被覆电弧焊)在如下的条件下制作。即，以3. O 4. OkJ/cm的线能量、且100°C以下的预热及道次间温度的条件的立焊进行 SMAW。另外，缺口位置为熔合线部。
本发明者们接着调查了深冷后的残留奥氏体与母材的止裂性的关系。即，本发明者们将深冷后的残留奥氏体的最大面积率与最小面积率的比定义为深冷后奥氏体不均一指数(以后，有时也称为不均一指数)，调查了该指数与母材的止裂性的关系。其结果判明， 若深冷后奥氏体不均一指数超过5. 0，则母材的止裂性降低。因而，将本发明中的深冷后奥氏体不均一指数限制为5. O以下。深冷后奥氏体不均一指数的下限在计算上为I。因而，本发明中的深冷后奥氏体不均一指数也可以为1.0以上。另外，奥氏体的最大面积率和最小面积率可以由在液态氮中深冷的样品的EBSP (Electron Back Scattering Pattern,电子背散射图)来评价。具体而言，进行5Χ5μπι的区域中的EBSP的映射(mapping)，评价奥氏体的面积率。以钢板的l/4t部为中心沿板厚方向连续地进行合计40个视野的该面积率的评价。在这些全部40点的数据中，将自奥氏体的面积率大的数据起依次5点的数据的平均定义为最大面积率，将自奥氏体的面积率小的数据起依次5点的数据的平均定义为最小面积率。进而，将上述的最大面积率除以该最小面积率得到的值定义为深冷后奥氏体不均一指数。另外，由于在以下说明的X射线衍射中，无法调查这样的显微的奥氏体的不均一性， 所以使用EBSP。
残留奥氏体的绝对量也重要。若深冷后的残留奥氏体的量(以后，有时也称为奥氏体的量)低于全组织的量的2%，则母材的韧性及止裂性大幅降低。因而，深冷后的奥氏体的量为2%以上。此外，若深冷后的残留奥氏体的量大幅增加，则在塑性变形下奥氏体发生不稳定化，反而母材的韧性及止裂性降低。因而，优选深冷后的奥氏体的量为2%以上且20% 以下。另外，通过将从钢板的l/4t部采集的样品用液态氮深冷60分钟，然后在室温下进行该样品的X射线衍射，可以测定深冷后的残留奥氏体的量。另外，本发明中，将样品浸溃到液态氮中并至少保持60分钟的处理称为深冷处理。
进而，如上所述，残留奥氏体为微细也非常重要。即使在深冷后的残留奥氏体的量为2%以上且20%以下、且不均一指数为I. O以上且5. O以下的情况下，若残留奥氏体粗大， 也容易产生焊接接头的不稳定破坏。当暂时停止的裂纹再次因不稳定破坏而在板厚方向的整个截面传播时，在裂纹的传播路径的一部分中包含母材。因此，若母材的奥氏体的稳定性变低，则容易产生不稳定破坏。即，若残留奥氏体变得粗大，则残留奥氏体中所含的C量降低，所以残留奥氏体的稳定性降低。在深冷后的残留奥氏体的当量圆直径的平均(平均当量圆直径)为Ium以上的情况下，容易产生不稳定破坏。因此，为了得到充分的抑制不稳定破坏的特性，将深冷后奥氏体的平均当量圆直径限制为Iym以下。另外，不稳定破坏(不稳定延性破坏)是脆性破坏在发生及传播后停止，破坏再次传播的现象。在该不稳定破坏的形态中见到断面的整面为延性断面的情况、和断面中的板厚的两端部(两表面)附近的面为延性断面、断面中的板厚的中央部附近的面为脆性断面的情况这两种。另外，深冷后奥氏体的平均当量圆直径例如可以通过以透射型电子显微镜的I万倍观察20处暗视野图像，将平均的当量圆直径定量化而得到。深冷后奥氏体的平均当量圆直径的下限也可以为例如lnm。
因此，本发明的钢板在_160°C左右下的耐破坏性能优异，一般可以用于造船、桥梁、建筑、海洋结构物、压力容器、罐、管线管等焊接结构物。特别是本发明的钢板在作为要求_160°C左右的极低温下的耐破坏性能的LNG罐使用时有效。
接着，对本发明的Ni添加钢板的制造方法进行说明。在本发明的Ni添加钢板的制造方法的第一实施方式中，通过包含第I热加工处理(带状偏析降低处理)、第2热加工处理 (热轧及控制冷却处理)、第3热加工处理(高温二相域处理)、第4热加工处理(低温二相域处理)的制造工序来制造钢板。进而，也可以如本发明的Ni添加钢板的制造方法的第二实施方式所示那样，对于第I热加工处理(带状偏析降低处理)，如后所述可以接着热处理(加热) 进行热轧。这里，对于作为基本的高温下的热处理，将根据需要组合了热轧或控制冷却等处理的工序定义为热加工处理。此外，将上述合金元素的范围(上述钢成分)的钢坯用于第一热加工处理。
以下，示出本发明的Ni添加钢板的制造方法的第一实施方式。
(第一实施方式)
首先，对第3热加工处理(高温二相域处理)进行说明。该热加工处理是在将Ni 量降低至6%左右的钢中，为了提高在_160°C左右下的母材的韧性及止裂性所必须的工序。 在该热加工处理中，逆相变奥氏体沿原奥氏体的晶界、马氏体的板条束、板条块、板条等的界面以针状、棒状、或板状生成而将组织微细化。进而，若该逆相变奥氏体完全覆盖原奥氏体晶界，则回火脆化敏感性降低，所以能够实现母材的韧性及止裂性的充分的提高效果。进而，由于在微细的逆相变奥氏体中溶质元素发生浓化，所以该第3热加工处理(高温二相域处理)具有使在接着的第4热加工处理(低温二相域处理)中极其热稳定的奥氏体微细分散的效果。然而，由于即使对带状偏析没有降低的钢实施二相域处理，溶质元素的浓度在钢中也不均，所以逆相变奥氏体的分率及尺寸、和逆相变奥氏体中的溶质浓度容易发生变动。 因此，钢的耐破坏性能的提高效果不均，作为钢整体无法发挥非常优异的耐破坏性能。因此，通过将带状偏析降低处理和高温二相域处理组合，能够对6%左右的低Ni量的钢板赋予_160°C下的优异的耐破坏性能(母材的韧性及止裂性)。第3热加工处理(高温二相域处理)的温度管理由于对逆相变奥氏体的分率或溶质向奥氏体中的扩散产生影响，所以非常重要。若加热温度低于600°C、或超过750°C，则残留奥氏体的量变得低于2%，所以母材的韧性及止裂性降低。因而，高温二相域处理中的加热温度为600°C以上且750°C以下。此外， 当加热温度为650°C以上且700°C以下时，耐破坏性能的提高更加显著。因此，高温二相域处理的温度优选为650°C以上且700°C以下。在该第3热加工处理中，将第2热加工处理后的钢加热至上述加热温度后，进行水冷或空气冷却。这里，水冷是钢板的l/4t部中的冷却速度超过3°C /s的冷却。水冷的冷却速度的上限没有特别限制。
接着，对第I热加工处理(带状偏析降低处理)进行说明。通过该热加工处理，能够使溶质元素的偏析比降低，同时使残留奥氏体在钢中均一分散，提高焊接接头的韧性及止裂性、和母材的止裂性。在第I热加工处理(带状偏析降低处理)中，进行高温且长时间的热处理。本发明者们调查了第I热加工处理(带状偏析降低处理)的加热温度与保持时间的组合对Ni偏析比造成的影响。其结果发现，如图3所示那样，为了得到l/4t部的Ni偏析比为I. 3以下、且深冷后奥氏体不均一指数为5以下的钢板，有必要在1250°C以上的加热温度下保持8小时以上。因而，第I热加工处理(带状偏析降低处理)的加热温度为1250°C以上，保持时间为8小时以上。另外，若将加热温度设定为1380°C以上、将保持时间设定为50 小时，则生产率大幅降低，所以将加热温度控制为1380°C以下，将保持时间限制为50小时以下。另外，若将加热温度设定为1300°C以上、或将保持时间设定为30小时以上，则Ni偏析比和奥氏体不均一指数进一步降低。因此，加热温度优选为1300°C以上，保持时间优选为 30小时以上。在该第I热加工处理中，将上述钢成分的钢坯在上述条件下加热保持后，进行空气冷却。若由该空气冷却转移至第2热加工处理(淬火处理)的温度超过300°C，则相变没有完成而材质变得不均一。因此，由空气冷却转移至第2热加工处理(淬火处理)的时刻的钢坯的表面温度(空气冷却的结束温度)为300°C以下。该空气冷却的结束温度的下限没有特别限制。例如，空气冷却的结束温度的下限可以为室温，也可以为_40°C。另外，加热温度是板坯表面的温度，保持时间是板坯表面达到所设定的加热温度并经过3小时后所保持的时间。此外，空气冷却是钢板的l/4t部的温度从800°C到500°C之间的冷却速度为3°C / s以下的冷却。在该空气冷却中，超过800°C或低于500°C时的冷却速度没有特别限制。从生产率的观点出发，空气冷却的冷却速度的下限例如也可以为O. ore /s以上。
接着，对第2热加工处理(热轧及控制冷却处理)进行说明。在该第2热加工处理中，进行加热、热轧(第2热轧)和控制冷却。通过这些处理，能够生成淬火组织使强度增大， 将组织微细化。此外，通过利用加工应变的导入而生成微细的稳定奥氏体，能够提高焊接接头的抑制不稳定破坏的特性。为了生成微细的稳定奥氏体，轧制温度的控制很重要。若热轧中的最终I道次前的温度变低，则钢中的残存应变变大，残留奥氏体的平均当量圆直径变小。本发明者们调查了残留奥氏体的平均当量圆直径与最终I道次前的温度的关系，结果发现，通过将最终I道次前的温度控制为900°C以下，平均当量圆直径变成I μ m以下。此外，若最终I道次前的温度为660°C以上，则能够在不使生产率降低的情况下有效地进行热轧。因而，第2次的热加工处理的热轧中的最终I道次前的温度为660°C以上且900°C以下。 另外，若将最终I道次前的温度控制为660°C以上且800°C以下，则残留奥氏体的平均当量圆直径进一步变小，所以最终I道次前的温度优选为660°C以上且800°C以下。另外，最终 I道次前的温度是在轧制(热轧)的最终道次的即将咬入(板坯向轧制辊中的咬入)前测定的板坯(钢坯)表面的温度。该最终I道次前的温度可以通过放射温度计等温度计来测定。
第2热加工处理(热轧及控制冷却处理)中的热轧前的加热温度的控制也重要。本发明者们发现，若将加热温度设定为超过1270°C，则深冷后奥氏体的量降低，母材的韧性及止裂性大幅降低。此外，若将加热温度设定为低于900°C，则生产率大幅降低。因而，该加热温度为900°C以上且1270°C以下。另外，若将加热温度设定为1120°C以下，则能够进一步提高母材的韧性。因而，加热温度优选为900°C以上且1120°C以下。加热后的保持时间没有特别规定。然而，从均一加热和确保生产率的观点出发，上述加热温度下的保持时间优选为 2小时以上且10小时以下。另外，也可以在该保持时间内开始上述热轧。
第2热加工处理(热轧及控制冷却处理)中的热轧的压下比也重要。若压下比变大， 则通过再结晶或位错密度的增大，该热轧后的组织被微细化，最终的奥氏体(残留奥氏体) 也被微细化。本发明者们调查了深冷后奥氏体的当量圆直径与压下比的关系，结果发现，为了将奥氏体的平均当量圆直径设定为I μπι以下，有必要将压下比设定为2. O以上。此外， 若压下比超过40，则生产率大幅降低。因而，第二热加工处理中的热轧的压下比为2. O以上且40以下。另外，当第二热加工处理中的热轧的压下比为10以上时，奥氏体的平均当量圆直径进一步减少。因此，压下比优选为10以上且40以下。另外，热轧的压下比是将轧制前的板厚除以轧制后的板厚得到的值。
在第2热加工处理(热轧及控制冷却处理)中的热轧后，立即进行控制冷却。本发明中，控制冷却是指为了控制组织而控制的冷却，包括利用水冷的加速冷却、和针对板厚为15mm以下的钢板的利用空气冷却的冷却。通过水冷来进行控制冷却时，该冷却优选在 200°C以下结束。该水冷结束温度的下限没有特别限制。例如，水冷结束温度的下限可以为室温，也可以为_40°C。通过立即进行控制冷却，从而生成淬火组织，能够充分确保母材的强度。另外，这里，关于所谓“立即”的记载，优选在轧制的最终道次咬入后，在150秒以内开始加速冷却，更优选在120秒以内或90秒以内开始加速冷却。此外，若在200 °C下结束水冷，则能够更可靠地确保母材的强度。此外，水冷是钢板的l/4t部中的冷却速度超过3°C / s的冷却。水冷的冷却速度的上限没有必要特别限制。
这样，在第2热加工处理中，将第I热加工处理后的钢坯加热至上述加热温度，将最终I道次前的温度控制在上述温度范围内，以上述压下比进行热轧，立即进行控制冷却并冷却至上述温度。
接着，对第4热加工处理(低温二相域处理)进行说明。在该低温二相域处理中，通过马氏体的回火，母材的韧性提高。进而，在该低温二相域处理中，生成热稳定且微细的奥氏体，由于该奥氏体在常温下也稳定地存在，所以耐破坏性能(特别是母材的韧性及止裂性及焊接接头的抑制不稳定破坏的特性)提高。若低温二相域处理中的加热温度低于500°C， 则母材的韧性降低。此外，若低温二相域处理中的加热温度超过650°C，则母材的强度不充分。因而，低温二相域处理中的加热温度为500°C以上且650°C以下。另外，在低温二相域处理中的加热后，可以实施空气冷却和水冷中的任一种冷却。在该冷却中，也可以将空气冷却和水冷组合。此外，水冷是钢板的l/4t部中的冷却速度超过3°C /s的冷却。水冷的冷却速度的上限没有特别限制。此外，空气冷却是钢板的l/4t部的温度从800°C到500°C之间的冷却速度为3°C /s以下的冷却。在该空气冷却中，没有必要特别地限制超过800°C或低于500°C时的冷却速度。从生产率的观点出发，空气冷却的冷却速度的下限例如也可以为0.ore /s 以上。
这样，在第4热加工处理中，将第3热加工处理后的钢坯加热至上述加热温度，进行冷却。
以上对第一实施方式进行了说明。
此外，以下，示出本发明的Ni添加钢板的制造方法的第二实施方式。
(第二实施方式)
在该第二实施方式中的第I热加工处理(带状偏析降低处理)中，通过接着热处理 (加热)进行热轧(第I热轧)，能够进一步提高溶质的均一性，使耐破坏性能显著提高。这里，有必要规定第I热加工处理(带状偏析降低处理)中的加热温度、保持时间、热轧的压下比、和热轧的轧制温度。关于加热温度和保持时间，温度越高，保持时间越长，则通过扩散， Ni偏析比变得越小。本发明者们调查了第I热加工处理(带状偏析降低处理)的加热温度与保持时间的组合对Ni偏析比造成的影响。其结果发现，为了得到l/4t部的Ni偏析比为1.3以下的钢板，有必要在1250°C以上的加热温度下保持8小时以上。因而，第I热加工处理的加热温度为1250°C以上，保持时间为8小时以上。另外，若将加热温度设定为1380°C 以上、将保持时间设定为50小时，则生产率大幅降低，所以将加热温度限制为1380°C以下， 将保持时间限制为50小时以下。另外，若将加热温度设定为1300°C以上、将保持时间设定为30小时以上，则Ni偏析比进一步降低。因此，加热温度优选为1300°C以上，保持时间优选为30小时以上。另外，也可以在该保持时间内开始热轧。
在第二实施方式中的第I热加工处理(带状偏析降低处理)中，在轧制中及轧制后空气冷却时，均可期待偏析降低效果。即，当产生再结晶时，产生通过晶界移动的偏析降低效果，当不产生再结晶时，产生通过高位错密度下的扩散的偏析降低效果。因此，热轧时的压下比越大则带状Ni偏析比越发减少。本发明者们调查了热轧的压下比对偏析比造成的影响，结果发现，为了实现I. 3以下的Ni偏析比，将压下比设定为I. 2以上是有效的。此外，若压下比超过40，则生产率大幅降低。因而，在第二实施方式中，第I热加工处理(带状偏析降低处理冲的热轧的压下比为1.2以上且40以下。此外，压下比为2. O以上时，偏析比变得更小，所以压下比优选为2.0以上且40以下。若考虑在第2热加工处理中进行热轧，则第I热加工处理中的热轧的压下比更优选为10以下。
在第二实施方式中的第I热加工处理(带状偏析降低处理)中，将热轧中的最终I 道次前的温度控制为适当的温度也非常重要。这是由于，若最终I道次前的温度过低，则在轧制结束后的空气冷却时不进行扩散，所以Ni偏析比变高。相反，若最终I道次前的温度过高，则因再结晶而位错密度急速地降低，在轧制结束后的空气冷却时的高位错密度下的扩散效果降低，Ni偏析比变高。在第二实施方式中的第I热加工处理(带状偏析降低处理)的热轧中，在钢中适度地残存位错，且存在不容易进行扩散的温度区域。本发明者们调查了该热轧中的最终I道次前的温度与Ni偏析比的关系，结果发现，在低于800°C或超过1200°C 时Ni偏析比变得非常高。因而，在第二实施方式中，第I热加工处理(带状偏析降低处理) 的热轧中的最终I道次前温度为800°C以上且1200°C以下。另外，由于最终I道次前的温度为950°C以上且1150°C以下时，偏析比的降低效果进一步变大，所以第I热加工处理(带状偏析降低处理)的热轧中的最终I道次前的温度优选为950°C以上且1150°C以下。在该热轧后，进行空气冷却。通过轧制后的空气冷却，置换型溶质的扩散进一步推进，偏析降低。 另外，若由该轧制后的空气冷却转移至第2热加工处理(淬火处理)的温度超过300°C，则相变没有完成而材质变得不均一。因此，由轧制后的空气冷却转移至第2热加工处理(淬火处理)的时刻的钢坯的表面温度(空气冷却的结束温度)为300°C以下。该空气冷却的结束温度的下限没有特别限制。例如，空气冷却的结束温度的下限可以为室温，也可以为_40°C。另外，加热温度是板坯表面的温度，保持时间是板坯表面达到所设定的加热温度并经过3小时后所保持的时间。压下比是将轧制前的板厚除以轧制后的板厚得到的值。在该第二实施方式中，压下比对于各热加工处理的热轧进行计算。此外，最终I道次前的温度是在轧制的最终道次的即将咬入(板坯向轧制辊中的咬入)前测定的板坯表面的温度，可以通过放射温度计等温度计来测定。空气冷却是钢板的l/4t部的温度从800°C到500°C之间的冷却速度为3°C /s以下的冷却。在该空气冷却中，超过800°C或低于500°C时的冷却速度没有特别限制。从生产率的观点出发，空气冷却的冷却速度的下限例如为O. ore /s以上。
在第I热加工处理(带状偏析降低处理)之后，与第一实施方式同样地进行第2热加工处理(热轧及控制冷却处理)、第3热加工处理(高温二相域处理)及第4热加工处理(低温二相域处理)。因此，省略第2热加工处理(热轧及控制冷却处理)、第3热加工处理(高温二相域处理)及第4热加工处理(低温二相域处理)的说明。
此外，以下，示出本发明所述的Ni添加钢板的制造方法的第一实施方式的变形例及第二实施方式的变形例。
(第一实施方式的变形例及第二实施方式的变形例)
在第一实施方式的变形例及第二实施方式的变形例中，在第2热加工处理(热轧及控制冷却处理)中，在热轧与控制冷却之间进行冷却后再加热。即，热轧后进行空气冷却， 其后进行再加热。若再加热温度超过900°C，则奥氏体的粒径增加而母材韧性降低。此外， 若再加热温度低于780°C，则由于难以确保淬火性，所以强度降低。因此，冷却后再加热中的再加热温度有必要为780°C以上且900°C以下。
另外，为了生成淬火组织而充分确保母材的强度，在进行该冷却后再加热后，迅速进行控制冷却。当通过水冷来进行控制冷却时，该冷却优选在200°C以下结束。该水冷结束温度的下限没有特别限制。
在这些变形例中，与第一实施方式及第二实施方式同样地进行第I热加工处理 (带状偏析降低处理)、包括冷却后再加热的第2热加工处理(热轧及控制冷却处理)、第3热加工处理(高温二相域处理)及第4热加工处理(低温二相域处理)。因此，省略第I热加工处理(带状偏析降低处理)、第3热加工处理(高温二相域处理)及第4热加工处理(低温二相域处理)的说明。
通过上述第一实施方式、第二实施方式或这些变形例制造的钢板在_160°C左右下的耐破坏性能优异，一般可以用于造船、桥梁、建筑、海洋结构物、压力容器、罐、管线管等焊接结构物。通过该制造方法制造的钢板尤其在要求_160°C左右的极低温下的耐破坏性能的 LNG罐中的使用中是有效的。
另外，本发明的Ni添加钢板可以通过图4中简略地示出的上述实施方式而适当地制造，但这些实施方式只不过示出了本发明的Ni添加钢板的制造方法的一个例子。例如， 只要是能够将Ni偏析比、深冷后奥氏体的量及平均当量圆直径、深冷后奥氏体不均一指数控制为上述的适当的范围的方法，则本发明的Ni添加钢板的制造方法没有特别限制。实施例
对于以各种化学成分及制造条件制造的板厚为6mm 50mm的钢板,进行以下的评价。通过拉伸试验评价母材的屈服应力及抗拉强度，通过CTOD试验求出母材及焊接接头的 CTOD值，评价母材及焊接接头的韧性。此外，通过混合ESSO试验求出母材及焊接接头的裂纹突入距离，评价母材及焊接接头的止裂性。进而，通过对于焊接接头的上述的混合ESSO 试验确认是否由停止的脆性裂纹发生不稳定延性破坏，评价焊接接头的抑制不稳定破坏的特性。将钢板的化学成分示于表I中。此外，将钢板的板厚、Ni偏析比、深冷后奥氏体的量、 深冷后最小奥氏体量示于表2中。进而，将钢板的制造方法示于表3中，将母材及焊接接头的耐破坏性能的评价结果示于表4中。另外，在第I热加工处理中，在第2热加工处理前空气冷却至300°C以下。
[表I]
权利要求
1.一种Ni添加钢板，其特征在于，以质量％计含有 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， 将P限制为0.0100%以下、 将S限制为0. 0035%以下、 将N限制为0. 0070%以下， 剩余部分包含Fe及不可避免的杂质， 在深度方向上从板面离开板厚的1/4的距离的部位的Ni偏析比为I. 3以下，深冷后奥氏体的量为2%以上，深冷后奥氏体不均一指数为5.0以下，深冷后奥氏体的平均当量圆直径为Ium以下。
2.根据权利要求I所述的Ni添加钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有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种以上。
3.根据权利要求I或2所述的Ni添加钢板，其特征在于，Ni量为5.3 7. 3%。
4.根据权利要求I或2所述的Ni添加钢板，其特征在于，板厚为4.5 80mm。
5.一种Ni添加钢板的制造方法，其特征在于， 实施第I热加工处理，所述第I热加工处理是将钢坯在1250°C以上且1380°C以下的加热温度下保持8小时以上且50小时以下后进行空气冷却至300°C以下的处理，所述钢坯以质量％计含有 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， 将P限制为0.0100%以下、 将S限制为0. 0035%以下、 将N限制为0. 0070%以下， 剩余部分包含Fe及不可避免的杂质； 实施第2热加工处理，所述第2热加工处理是将所述钢坯加热至90(TC以上且1270°C以下，将最终I道次前的温度控制为660°C以上且900°C以下，以2. 0以上且40以下的压下比进行热轧，迅速开始冷却的处理； 实施第3热加工处理，所述第3热加工处理是将所述钢坯加热至600°C以上且750°C以下后进行冷却的处理； 实施第4热加工处理，所述第4热加工处理是将所述钢坯加热至500°C以上且650°C以下后进行冷却的处理。
6.根据权利要求5所述的Ni添加钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯以质量％计进一步含有 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种以上。
7.根据权利要求5或6所述的Ni添加钢板的制造方法，其特征在于，在所述第I热加工处理中，在所述空气冷却之前，将最终I道次前的温度控制为800°C以上且1200°C以下，以I. 2以上且40以下的压下比进行热轧。
8.根据权利要求5或6所述的Ni添加钢板的制造方法，其特征在于，在所述第2热加工处理中，在刚进行所述热轧后就进行冷却，在780°C以上且900°C以下进行再加热。
9.根据权利要求5或6所述的Ni添加钢板的制造方法，其特征在于，在所述第I热加工处理中，在所述空气冷却之前，将最终I道次前的温度控制为800°C以上且1200°C以下，以1.2以上且40以下的压下比进行热轧，在所述第2热加工处理中，在刚进行所述热轧后就进行冷却，在780°C以上且900°C以下进行再加热。
全文摘要
该Ni添加钢板以质量%计含有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，将P限制为0.0100%以下、将S限制为0.0035%以下、将N限制为0.0070%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，在深度方向上从板面离开板厚的1/4的距离的部位的Ni偏析比为1.3以下，深冷后奥氏体的量为2%以上，深冷后奥氏体不均一指数为5.0以下，深冷后奥氏体的平均当量圆直径为1μm以下。
文档编号C21D8/02GK102985576SQ201180033640
公开日2013年3月20日 申请日期2011年7月7日 优先权日2010年7月9日
发明者古谷仁志, 斋藤直树, 奥岛基裕, 高桥康哲, 井上健裕, 植森龙治 申请人:新日铁住金株式会社