钢板的制作方法

1.本发明涉及钢板，特别是涉及能够在广泛的板厚范围内稳定地确保优异的极低温韧性的极低温用厚钢板。本发明的钢板例如可以适用于船舶用和陆上用的液化气储存用罐等在极低温环境下使用的结构物用钢。


背景技术：

2.在液化气储存用罐等结构物中使用经热轧的钢板时，由于使用环境为极低温，所以不仅要求钢板的强度，而且要求极低温下的韧性(极低温韧性)优异。例如，在液化天然气体的储存用罐中使用经热轧的钢板的情况下，需要在液化天然气体的沸点即－164℃以下的极低温下确保优异的韧性。如果钢材的极低温韧性差，则有可能不能维持作为极低温储存用结构物的安全性，因此对提高所应用的钢板的极低温韧性的要求高。
3.因此，在罐的容积较小的船舶用途中，在厚钢板中也要求板厚较小的钢材，在罐的容积较大的陆上用途中，要求板厚较大的钢材。对于该要求，一直以来使用7％ni或9％ni钢板。
4.例如在专利文献1、2中提出了7～9％ni钢板。
5.在专利文献1中公开了含有ni：超过5.0～小于10.0％和规定量的c、si、mn、al的极低温用厚钢板。而且，在专利文献1的厚钢板中，在板厚6～50mm的范围内，每单位面积的吸收能ve－196的平均值为1.25j/mm2以上。
6.另外，在专利文献2中公开了含有ni：7.0～10.5％和规定量的c、si、mn、al的低温用含ni钢。而且，在专利文献2的钢中，在板厚30～60mm的范围内，吸收能ve－196℃的平均值为150j以上。
7.现有技术文献
8.专利文献
9.专利文献1：日本特开2011－219848号公报
10.专利文献2：日本特开2011－214099号公报


技术实现要素：

11.本发明人等对7％ni钢的厚钢板进行了深入调查，结果发现了钢板内的极低温韧性偏差的问题。而且，发现该极低温韧性的偏差是由于以升温速度等加热条件的影响为一个原因的残余γ(残余奥氏体)的稳定度的偏差而引起的。推测如果在钢板内残余γ的稳定度偏差，则不稳定的残余γ在极低温下容易相变为马氏体，使韧性劣化。另外，还发现了钢板的厚度越小，该钢板内的极低温韧性的偏差越显著。
12.应予说明，在本说明书中，残余γ稳定是指残余奥氏体在－196℃下不易相变为马氏体组织的倾向。相反，残余γ不稳定是指残余奥氏体在－196℃下容易相变为马氏体组织的倾向。
13.然而，在专利文献1和2中，对于极低温韧性，都仅研究了吸收能的平均值，对钢板
内的极低温韧性的偏差没有进行任何研究。
14.本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供在确保高强度的同时无论厚钢板的板厚如何极低温韧性在钢板内不产生偏差而稳定地高的钢板。
15.本发明人等为了解决上述问题而对7％ni钢板的成分组成和组织进行了深入研究，得到以下见解。
16.(1)为了抑制钢板内的极低温韧性的偏差，重要的是在进行－196℃下的深冷处理的情况下，该深冷处理前后的残余γ量的减少率低，在极低温下残余γ稳定，另外，赋予这样稳定的残余γ量在深冷处理后也存在规定以上的特性。即使在极低温下也存在规定以上的稳定的残余γ，这是指能够使制造过程中的加热条件的影响在钢板内均匀。
17.(2)为了在得到高的极低温韧性的同时确保高强度，维持作为极低温储存用结构物的安全性，重要的是添加规定量的mo量。
18.另外，本发明人等为了得到上述(1)中所述的即使在极低温下也稳定的γ组织，进一步发现例如以下的(3)～(5)是有效的。即，
19.(3)在钢板中的γ组织中，mn的平均浓度较低为小于2质量％是有效的，ni的平均浓度较高为12质量％以上是有效的。如果γ组织中的mn浓度高，则γ组织中的ni浓度容易变低，容易导致不稳定γ的生成。
20.(4)在用于制造钢板的钢坯材中，mn的平均浓度较低为0.60质量％以下是有效的。如果钢坯材中的mn含量低，则抑制mn在γ组织中的富集，容易降低γ组织中的mn的平均浓度。
21.(5)在钢板的制造过程中，进行γ+α的2相域加热，将该2相域加热时的500℃以上的温度下的升温速度降低至小于1℃/s是有效的。如果降低2相域加热时的高温区域的升温速度，则促进ni在γ组织中的富集，容易提高γ组织中的ni的平均浓度。
22.本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
23.1.一种钢板，具有如下组成：以质量％计含有：
24.c：0.01～0.15％、
25.si：0.01～0.50％、
26.mn：0.05～0.60％、
27.ni：6.0～7.5％、
28.cr：0.01～1.00％、
29.mo：0.05～0.50％、
30.p：0.03％以下、
31.s：0.005％以下、和
32.n：0.0010～0.0080％，
33.剩余部分由fe和不可避免的免的杂质构成；
34.在板厚方向上距钢板表面1/4深度的位置(以下有时记为“1/4t”或“(1/4)t”)的－196℃下的深冷处理前后的残余γ量的减少率以体积率计小于5％，并且上述深冷处理后的残余γ量以体积率计为0.5％以上。
35.应予说明，在本发明中，“深冷处理”是指使钢板的试验片在－196℃的液氮中浸渍1小时的处理，是用于评价本发明的钢板在极低温下的组织的条件。而且，“深冷处理前后的
残余γ量的减少率”和“深冷处理后的残余γ量”可以通过后述的实施例中记载的方法进行测定。
36.2.根据上述1所述的钢板，其中，上述成分组成进一步含有以质量％计选自：
37.al：0.008～0.10％、
38.cu：0.40％以下、
39.nb：0.05％以下、
40.v：0.05％以下、
41.ti：0.03％以下、和
42.b：0.0030％以下
43.中的1种或2种以上。
44.3.根据上述1或2所述的钢板，其中，上述成分组成进一步含有以质量％计选自：
45.ca：0.007％以下、
46.rem：0.010％以下、和
47.mg：0.070％以下
48.中的1种或2种以上。
49.根据本发明，可以提供在确保高强度的同时无论厚钢板的板厚如何在钢板内极低温韧性均匀地优异的钢板。通过将本发明的钢板供于液化气储存用罐等在极低温环境中使用的钢结构物，可以提高该钢结构物的安全性，带来工业上特别的效果。
具体实施方式
50.以下，对本发明的实施方式进行具体说明。应予说明，以下的说明表示本发明的优选实施方式，本发明不限定于此。
51.[成分组成]
[0052]
本发明的钢板具有规定的成分组成。另外，本发明的钢板的制造中使用的钢坯材也优选具有上述规定的成分组成。以下，对该成分组成中包含的各元素进行说明。应予说明，只要没有特别说明，在本说明书中，作为各元素的含量的单位的“％”表示“质量％”。
[0053]
c：0.01％～0.15％
[0054]
c是具有提高钢板强度的效果的元素。为了得到该效果，使c含量为0.01％以上，优选为0.03％以上。另一方面，如果c含量超过0.15％，则钢板的极低温韧性降低。因此，c含量为0.15％以下，优选为0.12％以下。
[0055]
si：0.01％～0.50％
[0056]
si是有助于提高钢板的强度的元素，也是具有作为脱氧剂作用的元素。为了表现这些效果，si含量为0.01％以上。另一方面，如果si含量过高，则韧性降低。因此，si含量为0.50％以下，优选为0.30％以下。
[0057]
mn：0.05％～0.60％
[0058]
mn是提高钢的淬火性、对钢板的高强度化有效的元素。为了得到该效果，mn添加0.05％以上。另一方面，在超过0.60％含有mn的情况下，回火脆化敏感性提高，并且开始出现韧性的偏差，因此限制为0.60％以下。具体而言，如果mn量超过0.60％，则γ组织中的mn浓度变高，容易生成不稳定γ，因此不能使深冷处理后相对于深冷处理前的残余γ量的减
少率小于5体积％。即，由于钢板中存在的不稳定的残余γ，不能抑制韧性的偏差。mn量优选小于0.40％，更优选为0.30％以下，进一步优选小于0.20％，再优选小于0.17％。
[0059]
ni：6.0％～7.5％
[0060]
ni是对提高钢板的极低温韧性极为有效的元素。具体而言，如果ni量小于6.0％，则γ组织中的ni浓度变低，容易生成不稳定γ，因此不能使深冷处理后的稳定的残余γ量为0.5体积％以上。即，由于钢板中存在的不稳定的残余γ，不能抑制韧性的偏差。另外，如果ni含量小于6.0％，则钢板强度也降低。因此，使ni含量为6.0％以上。另一方面，ni是昂贵的元素，因此随着其含量变高而钢板成本高涨。因此，在本发明中，使ni含量为7.5％以下。
[0061]
cr：0.01％～1.00％
[0062]
cr是能够在不严重损害极低温韧性的情况下提高钢板的强度的元素。为了得到上述效果，使cr含量为0.01％以上，更优选为0.30以上％。但是，如果cr含量超过1.00％，则钢板的极低温韧性降低。因此，cr含量为1.00％以下。
[0063]
mo：0.05％～0.50％
[0064]
mo是与cr同样地能够在不严重损害极低温韧性的情况下提高钢板的强度的元素。在mo量小于0.05％的情况下，难以确保所期望的强度和韧性，特别是不能得到强度。特别是在本发明中，即使在由于抑制mn量并抑制极低温韧性的偏差而强度容易降低的情况下，也能够通过并用规定量的mo来确保所期望的强度。因此，mo含量为0.05％以上，优选超过0.10％。另一方面，如果mo含量超过0.50％，则极低温韧性反而降低。因此，mo含量设为0.50％以下，优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下。
[0065]
p：0.03％以下
[0066]
p是不可避免的免的杂质，是对钢板的极低温韧性产生不良影响的有害元素。例如，为了在将钢板焊接而制成焊接结构物时得到健全的母材和焊接接头，优选尽可能减少p的含量。因此，p含量抑制为0.03％以下。另外，从极低温韧性的观点出发，p含量越低越好，因此下限没有特别限定，可以为0％，但在这种情况下也允许作为不可避免的杂质含有。另一方面，过度的减少成为成本增加的原因，因此从成本的观点出发，p含量的下限优选为0.001％。
[0067]
s：0.005％以下
[0068]
s在钢中形成mns，使极低温韧性显著劣化，因此优选以0.005％为上限，尽可能减少。s含量优选为0.002％以下。另一方面，s含量越低越好，因此下限没有特别限定，可以为0％，但在这种情况下也允许作为不可避免的杂质含有。
[0069]
n：0.0010％～0.0080％
[0070]
n在钢中形成析出物，如果其含量超过0.0080％，则成为母材的韧性降低的原因。但是，n也是通过形成aln而有助于母材的细粒化的元素，所以这样的效果通过使n含量为0.0010％以上而得到。因此，n含量为0.0010％～0.0080％。n含量优选为0.0020％以上，优选为0.0060％以下。
[0071]
本发明的一个实施方式中的成分组成除了上述规定量的元素之外，剩余部分可以由fe和不可避免的杂质构成。
[0072]
另外，在本发明的其他实施方式中，上述成分组成可以任意地优选以以下记载的量进一步含有选自al、cu、nb、v、ti和b中的1种或2种以上。
[0073]
al：0.008％～0.10％
[0074]
al是脱氧剂中包含的元素。如果al含量小于0.008％，则作为脱氧剂的效果差。另外，al也是通过形成aln而有助于母材的细粒化的元素。因此，在含有al的情况下，优选使al含量为0.008％以上，更优选为0.02％以上。另一方面，如果al含量超过0.10％，则钢的清洁性受损。因此，al含量优选为0.10％以下，更优选为0.05％以下。
[0075]
cu：0.40％以下
[0076]
cu是具有通过提高淬火性来提高钢板强度的效果的元素。但是，如果cu含量超过0.40％，则除了钢板的极低温韧性降低之外，铸造后的钢坯材(坯材)表面的性状也恶化。因此，在添加cu的情况下，优选使cu含量为0.40％以下，更优选为0.30％以下。另一方面，cu含量的下限没有特别限定，但为了得到上述效果，优选使cu含量为0.10％以上。
[0077]
nb：0.05％以下
[0078]
nb是通过析出强化来提高钢板强度的有效元素。但是，如果nb含量过高，则钢板的极低温韧性降低。因此，在添加nb的情况下，优选使nb含量为0.05％以下，更优选为0.03％以下。另一方面，nb含量的下限没有特别限定，但为了得到上述效果，优选使nb含量为0.010％以上。
[0079]
v：0.05％以下
[0080]
v是与nb同样地通过析出强化来提高钢板强度的有效元素。但是，如果v含量过高，则钢板的极低温韧性降低。因此，在添加v的情况下，优选使v含量为0.05％以下，更优选为0.04％以下。另一方面，v含量的下限没有特别限定，但为了得到上述效果，优选使v含量为0.010％以上。
[0081]
ti：0.03％以下
[0082]
ti是具有在将钢板焊接而制成焊接结构物时不降低母材的机械特性而提高焊接部的韧性的效果的元素。因此，可以任意地在0.03％以下的范围内含有ti。
[0083]
b：0.0030％以下
[0084]
b是通过微量添加来提高淬火性的元素。为了有效地发挥该效果，可以含有0.0003％以上的b。另一方面，如果b的含量超过0.0030％，则韧性劣化。因此，在含有b的情况下，优选其含量为0.0030％以下。
[0085]
另外，在本发明的其他实施方式中，上述成分组成可以任意地优选以以下记载的量进一步含有选自ca、rem和mg中的1种或2种以上。
[0086]
ca：0.007％以下
[0087]
ca是具有通过控制钢中的夹杂物的形态来提高钢板的极低温韧性的效果的元素。但是，如果ca过量，则损害钢的清洁性。因此，在添加ca的情况下，优选使ca含量为0.007％以下，更优选为0.004％以下。另一方面，ca含量的下限没有特别限定，但为了得到上述效果，优选为0.001％以上。
[0088]
rem：0.010％以下
[0089]
rem(稀土金属)是与ca同样地具有通过控制钢中的夹杂物的形态来提高钢板的极低温韧性的效果的元素。但是，如果rem过量，则损害钢的清洁性。因此，在添加rem的情况下，优选rem含量为0.010％以下，更优选为0.008％以下。另一方面，rem含量的下限没有特别限定，但为了得到上述效果，优选使rem含量为0.001％以上。
[0090]
这里，rem是将y和sc与镧系元素的15个元素组合而得的17个元素的总称，可以单独或组合含有这些元素。应予说明，rem的含量是指这些元素的合计含量。
[0091]
mg：0.070％以下
[0092]
mg是与ca、rem同样地具有通过控制钢中的夹杂物的形态来提高钢板的极低温韧性的作用的元素。但是，如果mg过量，则损害钢的清洁性。因此，在添加mg的情况下，优选使mg含量为0.070％以下，更优选为0.004％以下。另一方面，mg含量的下限没有特别限定，但为了得到上述效果，优选使mg含量为0.001％以上。
[0093]
[微观组织]
[0094]
本发明的钢板的特征在于，1/4t的深冷处理前后的残余γ量的减少率小于5体积％，并且深冷处理后的残余γ量为0.5体积％以上。通过在钢板中存在规定量的上述规定的稳定的残余γ，无论板厚如何，都能够实现钢板内的无偏差并稳定且高的极低温韧性。
[0095]
而且，为了得到上述规定的残余γ的特性，对于深冷处理前的钢板的微观组织，优选γ中的mn的平均浓度小于2质量％，优选γ中的ni的平均浓度为12质量％以上。如果钢板中的γ中的mn浓度在上述优选范围内低，则不易生成ni浓度低的不稳定γ，因此容易稳定极低温下的残余γ。如果钢板中的γ中的ni浓度为上述优选范围内，则容易稳定极低温下的残余γ。
[0096]
另外，钢板的组织优选贝氏体和马氏体的合计以面积率计为85％以上。如上所述，如果是以贝氏体+马氏体为主体的组织，则在确保优异的极低温韧性的同时也容易得到充分的强度。这里，贝氏体与马氏体的比率是任意的没有问题。
[0097]
这里，以马氏体和贝氏体为主体的组织是指马氏体与贝氏体的合计以面积率计超过50％。
[0098]
(1/4t的深冷处理前后的残余γ量的减少率小于5％)
[0099]
存在于钢板中的残余γ(奥氏体)的稳定度在钢板中容易产生偏差。而且，由于不稳定的残余γ在极低温下相变为马氏体并降低韧性，所以作为结果，残余γ的稳定度的偏差成为钢板的极低温韧性的偏差的原因。这里，作为确认该残余γ的稳定度的指标，本发明人等着眼于由以下(1)式表示的残余γ量的减少率。
[0100]
残余γ量的减少率(体积％)＝
[0101]
{(深冷处理前的钢板中的1/4t的残余γ量－深冷处理后的钢板中的1/4t的残余γ量)/深冷处理前的钢板中的1/4t的残余γ量}
×
100
···
(1)
[0102]
如果上述深冷处理前后的残余γ量的减少率小于5％，则即使在－196℃的极低温环境下，残余γ也稳定。即，残余γ量的减少率越低，钢板中的残余γ的稳定度越高，在整个钢板发挥优异的极低温韧性。另外，钢板的板厚越小，极低温韧性的偏差越显著，如果满足本技术的规定的成分和微观组织，则无论板厚如何，都能够在钢板内均匀地发挥优异的极低温韧性。残余γ量的减少率必须小于5体积％，优选为1体积％以下，最优选为0体积％，即在深冷处理后残余γ量也完全不减少。
[0103]
(1/4t的深冷处理后的残余γ量为0.5体积％以上)
[0104]
满足上述减少率的残余γ是在极低温下稳定的奥氏体。而且，如果是稳定的奥氏体，则即使是极少量，也能够稳定地确保高的极低温韧性。从以上观点出发，只要满足上述减少率，深冷处理后的残余γ量只要为0.5体积％以上即可，可以为5.0体积％以下，可以为
4.0体积％以下，可以小于3.0体积％，可以为2.0体积％以下。
[0105]
钢板的板厚没有特别限定，可以为任意的厚度，但优选为6mm以上，优选为50mm以下。特别是，在以往极低温韧性在钢板内更容易产生偏差的板厚小的钢板中，从能够良好地抑制极低温韧性的偏差、更享受本技术的效果的观点出发，也可以使板厚小于30mm。
[0106]
[机械特性]
[0107]
(拉伸强度)
[0108]
钢板的拉伸强度的下限没有特别限定，可以为任意的值，但优选为700mpa，更优选为720mpa。另一方面，拉伸强度的上限没有特别限定，可以为任意的值，但优选为930mpa，更优选为900mpa。
[0109]
应予说明，拉伸强度可以通过后述的实施例所记载的方法测定。
[0110]
(极低温韧性)
[0111]
对于钢板的韧性，－196℃下的夏比吸收能(ve
－196℃
)在全尺寸夏比冲击试验中优选为200j以上，更优选为220j以上，进一步更优选为230j以上，再优选为240j以上，特别优选为250j以上，可以为350j以下，也可以为280j以下。另外，在半尺寸夏比冲击试验中优选为100j以上，更优选为120j以上，可以小于200j，也可以为150j以下。
[0112]
另外，为了在钢板内不产生偏差而稳定地发挥高的极低温韧性，例如优选在从钢板的任意部位采集的全部3个试验片中实现上述高的夏比吸收能。换言之，如果上述3个试验片中一个也得不到上述高的夏比吸收能，则可以说是极低温韧性低或极低温韧性产生偏差或两者。例如，如果在钢板的长度方向两端(实际上通常采用从各端各1000mm左右的内侧的部位)各1处和钢板的长度方向中央部1处共计3处采集上述3个试验片，则能够判断是否沿钢板的长度方向稳定地具有均匀的极低温韧性。
[0113]
应予说明，夏比吸收能可以通过实施例所记载的方法测定。
[0114]
[制造方法]
[0115]
接下来，对能够适当地制造本发明的钢板的制造方法的一个例子进行说明。应予说明，在以下的说明中，只要没有特别说明，温度是指板厚中央的温度。板厚中央的温度例如可以根据用放射温度计测定的钢板的表面温度通过传热计算来求出。
[0116]
作为制造方法的具体的一个例子，可以通过依次进行下述(1)～(7)的工序来适当地制造本发明的钢板。
[0117]
(1)钢坯材的加热
[0118]
(2)热轧
[0119]
(3)第一加速冷却
[0120]
(4)2相域加热
[0121]
(5)第二加速冷却
[0122]
(6)回火
[0123]
(7)空气冷却
[0124]
(1)钢坯材的加热
[0125]
首先，优选将具有上述成分组成的钢坯材加热到900℃～1200℃的温度。钢坯材的制造方法没有特别限定，但例如可以通过将具有上述成分组成的钢水通过常规方法熔炼、铸造来制造。熔炼可以通过转炉、电炉、感应炉等任意的方法进行。另外，从生产率的观点出
发，铸造优选通过连续铸造法进行，但也可以通过造块－分解轧制法进行。作为钢坯材，例如可以使用钢坯。
[0126]
这里，钢坯材的加热可以在将通过铸造等方法得到的钢坯材暂时冷却后进行，另外，也可以将得到的钢坯材不冷却而直接用于加热。
[0127]
如果钢坯材的加热温度小于900℃，则钢坯材的变形阻力高，因此后续的热轧中对轧制机的负荷增大，难以进行热轧。因此，钢坯材的加热温度优选为900℃以上。另一方面，如果钢坯材的加热温度高于1200℃，则钢的氧化变得显著，通过除去由氧化引起的氧化膜而引起的损失增大，结果成品率降低。因此，钢坯材的加热温度优选为1200℃以下。
[0128]
(2)热轧
[0129]
上述加热后，可以将经加热的钢坯材热轧而制成热轧钢板。热轧钢板的最终板厚没有特别限定，但如上所述，优选为6mm以上，优选为50mm以下。
[0130]
(3)第一加速冷却
[0131]
可以对上述热轧后的热轧钢板进行加速冷却(第一加速冷却)。在第一加速冷却中，优选在钢板的板厚(1/4)t的位置的温度下550℃～300℃的温度区域的平均冷却速度为1℃/s以上，优选冷却停止温度在(1/4)t的温度下为300℃以下。通过在这样的条件进行第一加速冷却，热轧钢板被良好地淬火，容易得到以马氏体和贝氏体为主体的所期望的组织。
[0132]
在第一加速冷却中，如果在(1/4)t的温度下550℃～300℃的温度区域的平均冷却速度小于1℃/s，则难以得到所期望的相变组织，难以得到充分的强度。另外，不稳定的γ容易残留在钢中，难以降低深冷处理前后的残余γ量的减少率。其结果，极低温韧性容易降低。另一方面，平均冷却速度的上限没有特别限定，但如果平均冷却速度高于200℃/s，则钢板内的各位置的温度控制变得困难，在板宽方向和轧制方向容易出现材质的偏差。其结果，拉伸特性和韧性等材料特性容易产生偏差。因此，平均冷却速度优选为200℃/s以下。
[0133]
另外，在第一加速冷却中，如果冷却停止温度在(1/4)t的温度下高于300℃，则不稳定的残余γ容易生成，难以降低深冷处理前后的残余γ量的减少率。其结果，极低温韧性降低，并且该韧性容易产生偏差。
[0134]
第一加速冷却可以没有特别限定地通过任意的方法进行。例如可以使用空气冷却和水冷中的一种或两种。作为水冷，可以使用任意的使用水的冷却方法(例如喷雾冷却、雾冷却、层流冷却等)。
[0135]
(4)2相域加热
[0136]
接着，可以对热轧后冷却的热轧钢板实施2相域加热。具体而言，优选将经冷却的热轧钢板在板厚(1/4)t的位置的温度下使500℃以上的平均升温速度小于1℃/s且加热到a
c1
点以上且小于a
c3
点的温度区域。通过进行2相域加热，优选使热轧钢板的组织的一部分从贝氏体和/或马氏体逆相变，制成具有c、ni、mn富集的合金富集相的奥氏体的混合组织。但是，如上所述，在该奥氏体的混合组织中，优选将mn的富集抑制在小于2质量％，优选将ni的富集提高到12质量％以上。
[0137]
这里，上述平均升温速度是指从500℃到达到2相域加热温度之间的平均速度。
[0138]
如果2相域加热中的上述高温区域的升温速度为1℃/s以上，则上述合金富集相的形成容易变得不充分。特别是，不能充分提高钢板中的γ组织中的ni浓度。其结果，γ的稳定性降低，深冷处理前后的残余γ的减少率提高，难以确保优异的极低温韧性。另外，该韧
性容易产生偏差。
[0139]
如果2相域加热中的加热温度小于a
c1
点，则几乎得不到上述逆相变的奥氏体，难以在后续的加速冷却中得到所期望的微观组织。其结果，在最终得到的钢板中难以得到所期望的极低温韧性。另一方面，如果2相域加热中的加热温度为a
c3
点以上，则贝氏体和马氏体的逆相变率容易变得过高，难以形成上述合金富集相。其结果，难以确保深冷处理后的残余γ量，难以确保优异的极低温韧性。另外，该韧性容易产生偏差。
[0140]
应予说明，a
c1
点(a
c1
相变点)和a
c3
点(a
c3
相变点)分别可以通过下述(2)式和(3)式求出。
[0141]ac1
点(℃)＝750.8－26.6
×
c+17.6
×
si－11.6
×
mn－22.9
×
cu－23
×
ni+24.1
×
cr+22.5
×
mo－39.7
×
v－5.7
×
ti+232.4
×
nb－169.4
×
al
···
(2)
[0142]ac3
点(℃)＝937.2－436.5
×
c+56
×
si－19.7
×
mn－16.3
×
cu－26.6
[0143]
×
ni－4.9
×
cr+38.1
×
mo+124.8
×
v+136.3
×
ti－19.1
×
nb+198.4
×
al
···
(3)
[0144]
其中，上述(2)、(3)式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有该元素的情况下为0。
[0145]
对于2相域加热，只要是可以如上所述控制加热温度的方法，就可以使用任意的加热方法。作为加热方法的一个例子，可举出炉加热。炉加热没有特别限定，可以使用一般的热处理炉。
[0146]
应予说明，在达到2相域加热温度后，可以立即开始下一次加速冷却，也可以在2相域加热温度下保持任意时间后开始下一次加速冷却。在进行2相域加热温度下的保持的情况下，保持时间没有特别限定，但优选为5分钟以上。
[0147]
(5)第二加速冷却
[0148]
接着，可以对上述2相域加热后的热轧钢板进行加速冷却(第二加速冷却)。在第二加速冷却中，优选钢板的板厚(1/4)t的位置的平均冷却速度为1℃/s以上，优选冷却停止温度在(1/4)t的温度下为300℃以下。
[0149]
在第二加速冷却中，如果(1/4)t的温度下的平均冷却速度小于1℃/s，则不稳定的γ容易残留在钢中，难以降低深冷处理前后的残余γ量的减少率。其结果，最终得到的钢板的极低温韧性降低，并且该韧性容易在钢板内产生偏差。另一方面，平均冷却速度的上限没有特别限定，但如果平均冷却速度高于200℃/s，则钢板内的各位置的温度控制变得困难，在板宽方向和轧制方向容易出现材质的偏差。其结果，拉伸特性和韧性等材料特性容易产生偏差。因此，平均冷却速度优选为200℃/s以下。
[0150]
应予说明，这里，平均冷却速度是指第二加速冷却工序中从加速冷却开始到加速冷却停止之间的每单位时间降低的温度的平均速度。
[0151]
另外，在第二加速冷却中，如果冷却停止温度在(1/4)t的温度下超过300℃，则不稳定的奥氏体容易残留，难以降低深冷处理前后的残余γ量的减少率。其结果，极低温韧性容易降低。
[0152]
第二加速冷却可以没有特别限定地通过任意的方法进行。例如可以使用空气冷却和水冷中的一种或两种。作为水冷，可以使用任意的使用水的冷却方法(例如喷雾冷却、雾冷却、层流冷却等)。
[0153]
(6)回火
[0154]
接着，可以对2相域加热后冷却的热轧钢板实施回火。回火温度优选为500℃以上，优选为650℃以下，更优选为500～650℃的范围。如果回火温度小于500℃，则回火不充分而韧性容易降低。另外，如果回火温度超过650℃，则强度降低，不稳定的γ残留，由此难以降低深冷处理前后的残余γ量的减少率。其结果，韧性也容易降低。
[0155]
对于回火工序中的加热，只要是可以如上所述控制加热温度的方法，就可以使用任意的加热方法。作为加热方法的一个例子，可举出炉加热。上述炉加热没有特别限定，可以使用一般的热处理炉。
[0156]
应予说明，在达到回火温度后，可以在回火温度保持任意的时间后开始任意的冷却。在进行回火温度下的保持的情况下，保持时间没有特别限定，但优选为5分钟以上。
[0157]
(7)空气冷却
[0158]
回火后的钢板如上所述可以实施任意的冷却。冷却方法没有特别限定，但从制造时的作业容易性和成本的观点出发，优选实施空气冷却。
[0159]
即，本发明的钢板例如可以根据以下的制造方法适当得到。即，一种钢板的制造方法，包括：
[0160]
钢坯材的加热工序，将具有上述成分组成的钢坯材加热到900℃～1200℃的温度；
[0161]
热轧工序，将经加热的钢坯材轧制，得到最终板厚为6mm～50mm的热轧钢板；
[0162]
第一加速冷却工序，对热轧钢板实施在该钢板的板厚(1/4)t的位置的温度下550℃～300℃的温度区域的平均冷却速度为1℃/s以上且冷却停止温度为300℃以下的冷却；
[0163]
2相域加热工序，将第一加速冷却后的热轧钢板在该钢板的板厚(1/4)t的位置的温度下500℃以上的平均升温速度小于1℃/s且加热到a
c1
点以上且小于a
c3
点的温度区域；
[0164]
第二加速冷却工序，对2相域加热后的热轧钢板实施在该钢板的板厚(1/4)t的位置的平均冷却速度为1℃/s以上且冷却停止温度为300℃以下的冷却；
[0165]
回火工序，将第二加速冷却后的热轧钢板加热到500℃～650℃的温度区域；
[0166]
冷却工序，对回火后的热轧钢板进行空气冷却。
[0167]
实施例
[0168]
按照以下所述的步骤制造钢板，评价其特性。
[0169]
首先，在转炉中熔炼具有表1所示的成分组成的钢水，通过连续铸造法制造作为钢坯材的钢坯(厚度：200mm)。应予说明，将通过上述(2)式求出的a
c1
点(℃)和通过(3)式求出的a
c3
点(℃)一并标注于表1。
[0170]
[0171][0172]
接下来，按照表2所示的条件，对得到的钢坯材(坯材)进行加热、热轧，制成具有各板厚(最终板厚)的热轧钢板。
[0173]
接着，按照表2所示的条件，对得到的热轧钢板实施包括第一加速冷却、2相域加热和第二加速冷却的热处理。
[0174]
然后，按照表2所示的条件，对热处理后的热轧钢板实施回火。在所有例子中，在回火后进行空气冷却，得到具有6mm～50mm的各种板厚的钢板。
[0175]
应予说明，上述各工序中的加热使用热处理炉。
[0176]
接下来，对于得到的各钢板，按照以下的方法评价微观组织、γ中的mn和ni的平均浓度、深冷处理后的残余γ量、深冷处理前后
で
的残余γ量的减少率、拉伸强度(ts)和－196℃下的夏比吸收能(ve
－196℃
)。
[0177]
[微观组织]
[0178]
从各钢板以板厚(1/4)t的位置成为观察位置的方式采集微观组织观察用的试验片。将该试验片以与轧制方向垂直的截面成为观察面的方式埋于树脂，进行镜面研磨。接着，实施硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后，用倍率2000、10000倍的扫描式电子显微镜进行观察，拍摄组织的图像。分析所得到的图像，鉴定微观组织。
[0179]
在表2所示的no.1～36的钢板中，除了比较例no.6以外，均具有板条状的微观组织，是仅回火马氏体的组织或者回火马氏体与贝氏体的混合组织。
[0180]
[γ中的mn和ni的平均浓度]
[0181]
从各钢板以板厚(1/4)t的位置成为观察位置的方式采集tem观察用的薄膜试验片，供于tem/edx测定。根据电子衍射图形确定γ组织，取得该γ组织的edx光谱，定量mn和ni的浓度。这样，分别对mn、ni测定20处的浓度，将该测定结果的平均值作为γ中的mn和ni的平均浓度(质量％)。
[0182]
表2所示的no.1～36的钢板中，对于所有发明例，γ中的mn的平均浓度小于2质量％，并且γ中的ni的平均浓度为12质量％以上。应予说明，表2中表示为“－”的表示深冷处理前的钢板本身不具有γ(γ量＝0)，无法算出平均浓度。
[0183]
[深冷处理前后的残余γ量的减少率和深冷处理后的残余γ量]
[0184]
首先，为了求出深冷处理前的残余γ量，从各钢板的板厚(1/4)t的位置与板面平行地采集5片x射线衍射用试验片，以(1/4)t的位置成为测定面的方式，对试验片实施磨削和化学研磨，供于x射线衍射。求出在对称反射x射线衍射图案中出现的α－fe的(200)、(211)面、γ－fe的(200)、(220)、(311)面的衍射强度，算出γ－fe的体积率，求出5片试验片的平均值，作为深冷处理前的残余γ量(体积率)。
[0185]
接下来，为了求出深冷处理后的残余γ量，将上述各试验片在－196℃的液氮中浸渍1小时。然后，按照上述方法算出γ－fe的体积率，将5片试验片的平均值作为深冷处理后的残余γ量(体积率)。将结果示于表2。
[0186]
进而，根据上述(1)式，求出深冷处理前后的残余γ量的减少率(体积率)。将结果示于表2。应予说明，表2中表示为“－”的表示深冷处理前的钢板本身不具有γ(γ量＝0)，无法算出减少率。
[0187]
(拉伸强度)
[0188]
从钢板的板厚(1/4)t的位置采集jis4号拉伸试验片。使用该拉伸试验片，根据jis z 2241的规定实施拉伸试验，评价钢板的拉伸强度(ts)。将结果示于表2。
[0189]
(极低温韧性)
[0190]
根据jis z 2202的规定，从钢板的板厚(1/4)t的位置采集v型切口试验片。使用该v型切口试验片，根据jis z 2242的规定实施夏比冲击试验，求出－196℃下的夏比吸收能(ve
－196℃
)。夏比吸收能可以看作是钢板的极低温韧性的指标。在夏比冲击试验中，对各钢板采集沿轧制方向的位置不同的3根试验片。更具体而言，在从钢板的轧制方向(长度方向)的各端各1000mm内侧的部位各1处和钢板的轧制方向(长度方向)的中央部1处、共计3处采集试验片。然后，对各试验片各进行1次、共计3次测定。将各个测定结果示于表2。
[0191]
应予说明，对于板厚小的no.1、13、16、19、22，实施使用半尺寸的试验片(子尺寸试验片)的半尺寸夏比冲击试验，在其他例子中实施使用全尺寸的试验片的全尺寸夏比冲击试验。
[0192]
[0193][0194]
如表1和2所述，可确认本发明的钢板为高强度，并且在确保优异的极低温韧性的同时良好地抑制钢板内的该韧性的偏差。另外，该效果例如在厚度为6～25mm的较薄的钢板
中也实现。另一方面，在超出本发明范围的比较例中，测定3次中的至少1次的夏比吸收能低于200j。即，在比较例中，极低温韧性在钢板内产生偏差，产生极低温韧性低的部分，不能满足上述目标性能。
[0195]
工业上的可利用性
[0196]
根据本发明，对于具有各种板厚的钢板，能够在确保高强度的同时发挥均匀且优异的极低温韧性。

技术特征：
1.一种钢板，具有如下的成分组成：以质量％计含有：c：0.01～0.15％、si：0.01～0.50％、mn：0.05～0.60％、ni：6.0～7.5％、cr：0.01～1.00％、mo：0.05～0.50％、p：0.03％以下、s：0.005％以下、和n：0.0010～0.0080％，剩余部分由fe和不可避免的免的杂质构成；并且，在板厚方向距离钢板表面1/4深度的位置的－196℃下的深冷处理前后的残余γ量的减少率以体积率计小于5％，并且所述深冷处理后的残余γ量以体积率计为0.5％以上。2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述成分组成进一步含有以质量％计选自：al：0.008～0.10％、cu：0.40％以下、nb：0.05％以下、v：0.05％以下、ti：0.03％以下、和b：0.0030％以下中的1种或2种以上。3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，所述成分组成进一步含有以质量％计选自：ca：0.007％以下、rem：0.010％以下、和mg：0.070％以下中的1种或2种以上。

技术总结
本发明提供一种高强度且无论板厚如何在钢板内极低温韧性均匀地优异的钢板。本发明的钢板具有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.01～0.15％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.05～0.60％、Ni：6.0～7.5％、Cr：0.01～1.00％、Mo：0.05～0.50％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、N：0.0010～0.0080％，剩余部分由Fe和不可避免的免的杂质构成；并且，在1/4t的－196℃下的深冷处理前后的残余γ量的减少率小于5体积％，并且深冷处理后的残余γ量为0.5体积％以上。并且深冷处理后的残余γ量为0.5体积％以上。


技术研发人员：佐藤祐也 橘俊一
受保护的技术使用者：杰富意钢铁株式会社
技术研发日：2021.11.01
技术公布日：2023/8/5