BE1021749B1

BE1021749B1 - Epaisse plaque d'acier a excellente tenacite a ultra basse temperature

Info

Publication number: BE1021749B1
Application number: BE2013/0147A
Authority: BE
Inventors: Nako Hidenori; Ibano Akira
Original assignee: Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd)
Priority date: 2012-03-09
Filing date: 2013-03-07
Publication date: 2016-01-15
Also published as: JP2013213273A; JP6018453B2; BE1021749B9

Abstract

Epaisse plaque d'acier à haute résistance de plus de 690 MPa à excellente ténacité à ultra basse température à -196° C ou moins, capable d'arriver au rapport de surface de rupture fragile à -196° C 10 < 10 % dans l'acier au Ni avec une teneur en Ni de 5,0 - 7,5 %. La plaque d'acier satisfait au fait que la phase austénitique résiduelle présente à -196° C est de 2,0 -12,0 % en termes de fraction volumique, et que le diamètre équivalent cercle moyen d'inclusions ayant plus de 2,0 pm de diamètre équivalent cercle est au plus 3,5 pm.

Description

Épaisse plaque d'acier à excellente ténacité à ultra basse température

CONTEXTE DE L'INVENTION 1. Domaine de l'invention [0001]

La présente invention concerne une épaisse plaque d'acier à excellente ténacité à ultra basse température et concerne plus spécifiquement une épaisse plaque d'acier à excellente ténacité à ultra basse température égale ou inférieure à -196° (en particulier la ténacité dans la direction de la largeur de la plaque (direction C)) même quand la teneur en Ni est réduite à approximativement 5,0 - 7,5 %. Ci-dessous, d'épaisses plaques d'acier pour du gaz naturel liquéfié (GNL) (typiquement, réservoir de stockage, navire de transport, et similaire) exposées à la température ultra basse décrite ci-dessus seront principalement décrites, mais l'épaisse plaque d'acier de la présente invention n'y est pas limitée et s'applique à d'épaisses plaques d'acier en général, utilisées pour des utilisations exposées à la température ultra basse de -196° C ou moins. 2. Description de l'art apparenté [0002]

Dans une épaisse plaque d'acier pour réservoir de GNL, utilisée pour un réservoir de stockage de gaz naturel liquéfié (GNL), une ténacité élevée qui peut supporter la température ultra basse de -196° C ou moins est requise en plus d'une résistance élevée. Jusqu'ici, d'épaisses plaques d'acier contenant Ni à concurrence d'approximativement 9 % (acier à 9 % de Ni) ont été utilisées comme épaisses plaques d'acier à cet usage mais, comme le coût de Ni a augmenté ces dernières années, le développement d'épaisses plaques d'acier à l'excellente ténacité à ultra basse température même avec une faible teneur en Ni de moins de 9 % a fait des progrès.

[0003]

Par exemple, la littérature non-brevet 1 (Yano et al. "The influence of α-γ two-phase coexisting région heat treatment exerted on low température toughness of 6% Ni steel", Tetu-To-Hagane (Iron and Steel), 1973, vol. 6, p. 752-763), décrit l'influence exercée par un traitement thermique d'une région de coexistence de deux phases α-γ sur la ténacité à basse température d'acier à 6 % de Ni. Plus spécifiquement, elle décrit que, en soumettant à un traitement thermique la région de coexistence de deux phases α-γ (entre AC1-AC3) (traitement L) avant d'exercer un traitement de revenu, il est possible de conférer une ténacité à ultra basse température de -196° C égale ou supérieure à celle de l'acier à 9 % de Ni qui a été soumis à un traitement de trempe et de revenu ordinaire; ce traitement thermique améliore également la ténacité d'un spécimen de direction C (direction en largeur de la plaque); ces effets résultent de la présence d'austénite résiduelle qui est en grande quantité, fine et stable même sous une charge d'impact à la température ultra basse et similaire. Mais, selon le procédé, bien que la ténacité à ultra basse température dans la direction de laminage (direction L) soit excellente, la ténacité à ultra basse température dans la direction de la largeur de la plaque (direction C) tend à être inférieure à celle dans la direction L. Il n'y a pas non plus de description du rapport de surface de rupture fragile.

[0004]

Des technologies similaires à la littérature non-brevet 1 sont décrites dans JP-A N° S49-135813 et JP-A N° S51 -13308. Parmi ceux-ci, JP-A N° S49-135813 décrit un procédé dans lequel de l'acier contenant Ni à concurrence de 4,0-10% avec une taille de grain d'austénite et similaire contrôlé dans une plage prédéterminée est laminé à chaud et est ensuite chauffé entre Aci-Ac3, puis un traitement de refroidissement (équivalent au traitement L décrit dans la littérature non-brevet 1) est répété une ou deux fois, et le revenu est ensuite exécuté à une température de point de transformation Aci ou moins. JP-A N° S51-13308 décrit également un procédé dans lequel de l'acier contenant Ni à concurrence de 4,0 -10 % avec la taille de AIN avant laminage à chaud amenée à 1 pm ou moins est soumis à un traitement thermique similaire à celui de JP-A N° S49-135813 (traitement L—»traitement de revenu). On suppose que les valeurs d'impact à -196° C (vE-i96) décrites dans ces procédés sont censées être probablement celles dans la direction L, mais la valeur de ténacité dans la direction C n'est pas claire. Dans ces procédés, la résistance n'est pas non plus prise en considération et il n'y a pas de description relative au rapport de surface de rupture fragile.

[0005]

La littérature non-brevet 2 (Furuya et al. "Development of 6% Ni steel for LNG tank", CAMP-ISIJ, vol. 23 (2010), p. 1322) décrit également le développement d'acier à 6 % de Ni pour réservoir de GNL qui combine le traitement L (traitement de trempe de région à deux phases) et TMCP. Selon la littérature, bien qu'il soit décrit que la ténacité dans la direction de laminage (direction L) présente une valeur élevée, il n'y a pas de description de la valeur de ténacité dans la direction de la largeur de la plaque (direction C).

[0006] JP-A N° 2001-123245 décrit un acier à haute résistance à haute ténacité dont la ténacité est excellente dans la section de soudure avec 570 MPa ou plus et qui contient Ni à concurrence de 0,3-10 % et Mg dans une quantité prédéterminée avec des particules d'oxyde de Mg d'une taille de grain prédéterminée adéquatement dispersée. JP-A N° 2001-123245 décrit que la taille de grain d'austénite chauffé est affinée en contrôlant l'oxyde contenant Mg et la ténacité du métal de base et de la zone de soudure affectée par la chaleur (ZAC) s'améliore; et que, à cette fin, la quantité d'O (oxygène) avant d'ajouter des éléments désoxydants et l'ordre d'ajout de Mg et d'autres éléments désoxydants sont importants, et l'acier fondu avec une quantité d'oxygène dissous de 0,001 - 0,02 % est ajouté avec Mg, Ti et Al en même temps et est ensuite coulé pour obtenir une billette, ou lors de l'ajout de Mg, Ti et Al, Al est ajouté en dernier, et l'acier fondu est ensuite coulé pour obtenir une billette. Dans un exemple de JP-A No. 2001-123245, une valeur de ténacité dans la direction C (température de transition de surface de rupture vTrs) est décrite. Bien que la propriété de l'acier à 9 % de Ni soit excellente (température de transition de surface de rupture vTrs<-196° C), la propriété de l'acier au Ni proche de 5 % est -140° C, et il faut encore apporter des améliorations.

RÉSUMÉ DE L'INVENTION

[0009]

Comme décrit ci-dessus, jusqu’à présent, dans l'acier au Ni ayant une teneur en Ni d'approximativement 5,0 - 7,5 %, d'excellentes technologies en termes de ténacité à ultra basse température à -196° C ont été proposées, mais la ténacité à ultra basse température dans la direction C n'a pas été suffisamment étudiée. En particulier, d'autres améliorations de la ténacité à ultra basse température quand la résistance du métal de base est élevée (plus spécifiquement, la résistance à traction TS > 690 MPa, la limite d'élasticité YS > 590 MPa) (amélioration de la ténacité à ultra basse température dans la direction D) ont été fortement demandées.

[0010]

De plus, le ratio de surface de rupture fragile n'a jamais été étudié dans les littératures décrites ci-dessus. Le rapport de surface de rupture fragile est un taux de rupture fragile quand une charge est appliquée dans l'essai de choc Charpy. Dans une section où la rupture fragile est survenue, l'énergie absorbée par l'acier au cours du temps jusqu'à ce que la rupture survienne devient extrêmement petite et la rupture progresse facilement et, par conséquent, dans une technologie visant à améliorer la ténacité à ultra basse température, une condition extrêmement importante est d'arriver à ce que le rapport de surface de rupture fragile soit de 10 % ou moins en plus d'améliorer la valeur de choc Charpy (vE_196) qui est courante. Cependant, une technologie qui satisfait à ladite condition du rapport de surface de rupture fragile pour une épaisse plaque d'acier à résistance élevée dont la résistance du métal de base est élevée comme décrit ci-dessus n'a pas encore été proposée.

[0011]

La présente invention a été mise au point au vu de ces circonstances et son but est de fournir une épaisse plaque d'acier à résistance élevée à l'excellente ténacité à ultra basse température (en particulier la ténacité à ultra basse température dans la direction C) à -196° C et capable d'arriver au rapport de surface de rupture fragile < 10 % dans l'acier au Ni ayant une teneur en Ni d'approximativement 5,0 - 7,5 %.

[0012]

Une épaisse plaque d'acier à l'excellente ténacité à ultra basse température en rapport avec la présente invention qui pourrait résoudre les problèmes décrits ci-dessus est une épaisse plaque d'acier contenant en % en masse, C: 0,02 - 0,10 %, Si: 0,40 % ou moins (non compris 0 %), Mn: 0,50 - 2,0 %, P: 0,007 % ou moins (non compris 0 %), S: 0,007 % ou moins (non compris 0 %), Al: 0,005 - 0,050 %, Ni: 5,0 - 7.5 % et N: 0,010 % ou moins (non compris 0 %), le reste comprenant du fer et d'inévitables impuretés, dans laquelle la phase austénitique résiduelle présente à -196° C représente 2,0-12,0% en terme de fraction volumique, et le diamètre équivalent cercle moyen des inclusions ayant un diamètre équivalent cercle de plus de 2,0 pm est de 3.5 pm ou moins.

[0013]

Dans une forme de réalisation de la présente invention, l'épaisse plaque d'acier satisfait à la condition que la phase austénitique résiduelle présente à -196° C soit de 4,0 -12,0 % en termes de fraction volumique.

[0014]

Dans une forme de réalisation de la présente invention, l'épaisse plaque d'acier contient Cu: 1,0 % ou moins (non compris 0%).

[0015]

Dans une forme de réalisation de la présente invention, l'épaisse plaque d'acier contient en outre un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Cr: 1,20 % ou moins (non compris 0 %) et Mo: 1,0 % ou moins (non compris 0%).

[0016]

Dans une forme de réalisation de la présente invention, l'épaisse plaque d'acier contient en outre un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Ti: 0,025 % ou moins (non compris 0 %), Nb: 0,100% ou moins (non compris 0%) et V: 0,50% ou moins (non compris 0%).

[0017]

Dans une forme de réalisation de la présente invention, l'épaisse plaque d'acier contient B: 0,0050 % ou moins (non compris 0%).

[0018]

Dans une forme de réalisation de la présente invention, l'épaisse plaque d'acier contient en outre un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Ca: 0,0030 % ou moins (non compris 0 %), REM: 0,0050 % ou moins (non compris 0 %) et Zr: 0,005 % ou moins (non compris 0%).

[0019]

Selon la présente invention, dans l'acier au Ni ayant une teneur en Ni d'approximativement 5,0 - 7,5 %, une épaisse plaque d'acier à résistance élevée pourrait être fournie, laquelle a une excellente ténacité à ultra basse température à -196° C ou moins (en particulier une ténacité à ultra basse température dans la direction C) et satisfait au rapport de surface de rupture fragile à -196° C <10% (de préférence au rapport de surface de rupture fragile à -233° C < 50 %) même quand la résistance du métal de base est élevée (plus spécifiquement, la résistance à la traction TS > 690 MPa, la limite d'élasticité YS > 590 MPa).

DESCRIPTION DÉTAILLÉE DES FORMES DE RÉALISATION PRÉFÉRÉES

[0020]

Des caractéristiques de l'épaisse plaque d'acier en rapport avec la présente invention sont, dans l'acier au Ni ayant une teneur en Ni d'approximativement 5,0 - 7,5 %, afin d'améliorer encore la ténacité à ultra basse température dans la direction C, (A) contrôler la phase austénitique résiduelle (phase y résiduelle) présente à -196° C à 2,0 % - 12,0 % (fraction volumique) (de préférence, pour contrôler cette même phase à 4,0-12,0% (fraction volumique)), et (B) que le diamètre équivalent cercle moyen d'inclusions grossières ayant un diamètre équivalent cercle de plus de 2,0 pm (pouvant être dénommées ci-après "inclusions grossières" et peut être abrégées comme N1) soit affiné à 3,5 pm ou moins. En particulier, une caractéristique notable en rapport avec les technologies conventionnelles décrites ci-dessus est la dernière (B).

[0021]

La manière dont la présente invention a été réalisée sera décrite ci-dessous.

[0022]

Les présents inventeurs ont effectuées des études intensives afin de fournir une épaisse plaque d'acier à l'excellente ténacité à ultra basse température de -196° C ou moins en acier au Ni ayant une teneur en Ni de 7,5 % ou moins. Plus spécifiquement, dans la présente invention, du point de vue de la fourniture d'une épaisse plaque d'acier à résistance élevée à l'excellente ténacité à ultra basse température qui satisfait à toutes les caractéristiques du rapport de surface de rupture fragile à -196° C < 10 %, de la résistance à la traction TS > 690 MPa et la limite d'élasticité YS > 590 MPa dans la direction C, des procédés enseignés dans les littératures décrites dans l'art antérieur ont été étudiés.

[0023]

Dans les littératures, il est enseigné qu'il est important de stabiliser l'austénite résiduelle (γ résiduelle ) présente à -196° C afin d'améliorer la ténacité à ultra basse température de l'acier à 5 % de Ni. Il est également enseigné que, quand le procédé de fabrication est pris en considération dans son ensemble, il est recommandé un procédé dans lequel la quantité d'oxygène en solution avant d'ajouter des éléments désoxydants est contrôlée dans une étape de fusion de l'acier, la coulée est exécutée de telle manière que Al soit ajouté en dernier dans l'acier fondu, le traitement thermique (traitement L) dans la région où coexistent deux phases α-γ (entre Ac-i-AC3) est exécuté, et le traitement de revenu est ensuite exécuté à une température du point de transformation Aci ou moins, et la ténacité à ultra basse température est de ce fait améliorée. Cependant, selon le résultat des études par les présents inventeurs, il a été constaté que, par ledit procédé, bien que la ténacité à ultra basse température dans la direction L ait été améliorée, la ténacité à ultra basse température dans la direction C n'était pas suffisante, et le niveau cible visé dans la présente invention (le rapport de surface de rupture fragile à -196° C dans la direction C < 10 %) n'a pu être atteint.

[0024]

En conséquence, d'autres études ont été effectuées. À la suite de cela, il a été constaté que, pour obtenir une épaisse plaque d'acier à l'excellente ténacité à ultra basse température, il était indispensable d'ajouter d'autres exigences à l'égard de l'épaisse plaque d'acier et du procédé de fabrication à cet effet tout en suivant fondamentalement les technologies décrites ci-dessus. Plus spécifiquement, il a été constaté ce qui suit: (A) il est efficace que le diamètre équivalent cercle moyen (N1) d'inclusions grossières ayant un diamètre équivalent cercle supérieur à 2,0 pm qui deviennent un point de départ de rupture fragile soit affiné à 3,5 pm et qu'en plus la phase γ résiduelle à -196° C soit présente dans une plage de 2,0 -12,0 % (fraction volumique) dans une épaisse plaque d'acier, et (B) afin de fabriquer une telle épaisse plaque d'acier, il est efficace de contrôler la quantité d'oxygène en solution (quantité libre de O) avant d'ajouter Al à l'étape de fusion de l'acier et d'exécuter un contrôle ultérieur à l'étape de fusion de l'acier en plus du traitement thermique entre AC-|-AC3 (traitement L) après laminage à chaud->traitement de revenu dans une plage de température prédéterminée, et il est efficace d'avoir un temps de maintien (t1) à partir de l'ajout de Al jusqu'au début de la coulée de 15 min ou plus et de contrôler le temps de refroidissement (t2) à 1450- 1500° C en coulée à 300 s. ou moins.

[0025]

De plus, ce qui suit a été constaté et la présente invention a été achevée: (C) en contrôlant la phase y résiduelle présente à -196° C à 4,0-12,0% (fraction volumique) dans (A) ci-dessus, le rapport de surface de rupture fragile peut également être maintenu à un excellent niveau de 50 % ou moins même à la plus basse température de -233° C, et (D) afin de fabriquer une telle épaisse plaque d'acier, il est efficace qu'ellesoit maintenue pendant un temps prédéterminé dans le traitement thermique entre Aci-Ac3 (traitement L) après laminage à chaud.

[0026]

Dans le présent fascicule, à "l'excellente ténacité à ultra basse température" signifie satisfaire au rapport de surface de rupture fragile à -196° C ^ 10 % quand VE-196 et le rapport de surface de rupture fragile dans l'essai d’absorption de choc de Charpy dans la direction C (direction de la largeur de la plaque) est mesuré par une méthode décrite dans une colonne d’un exemple décrit ci-dessous. Bien que le rapport de surface de rupture fragile dans la direction L (direction de laminage) n'ait pas été mesuré dans l'exemple décrit ci-dessous, il est basé sur une connaissance empirique que le rapport de surface de rupture fragile dans la direction L devient inévitablement de 10% ou moins quand le rapport de surface de rupture fragile dans la direction C est de 10 % ou moins.

[0027]

Dans le présent fascicule, "épaisse plaque d'acier" signifie une plaque d'acier ayant une épaisseur d'approximativement 6 - 50 mm.

[0028]

Dans la présente invention, une épaisse plaque d'acier à résistance élevée satisfaisant à la résistance à la traction TS > 690 MPa à la limite d'élasticité YS > 590 MPa est également un but.

[0029] L'épaisse plaque d'acier de la présente invention sera décrite de manière détaillée ci-dessous.

[0030]

Comme décrit ci-dessus, l'épaisse plaque d'acier de la présente invention est une épaisse plaque d'acier contenant, en % en masse, C. 0,02 - 0,10 %, Si: 0,40 % ou moins (non compris 0 %), Mn: 0,50 - 2,0 %, P: 0,007 % ou moins (non compris 0 %), S: 0,007 % ou moins (non compris 0%), Al: 0,005 -0,050 %, Ni: 5,0-7,5% et N: 0,010% ou moins (non compris 0 %), le reste comprenant du fer et d'inévitables impuretés, dans laquelle la phase austénitique résiduelle présente à -196° C représente 2,0 - 12,0 % en termes de fraction volumique, et le diamètre équivalent cercle moyen des inclusions ayant un diamètre équivalent cercle de plus de 2,0 pm est de 3,5 pm ou moins.

[0031]

La composition de l'acier sera décrite en premier.

[0032] C: C: 0,02 - 0,10 % C est un élément indispensable pour obtenir la résistance et l'austénite résiduelle. Afin d'exercer une telle action de manière efficace, la limite inférieure de la quantité de C est établie à 0,02 % ou plus. La limite inférieure de la quantité de C doit de préférence être de 0,03 % ou plus, mieux encore de 0,04 % ou plus. Cependant, quand C est ajouté en excès, la ténacité à ultra basse température se détériore en raison d'une augmentation excessive de la résistance et par conséquent, la limite supérieure de C est établie à 0,10 %. La limite supérieure de la quantité de C doit de préférence être de 0,08 % ou moins, mieux encore de 0,06 % ou moins.

[0033]

Si: 0,40 % ou moins (non compris 0%)

Si est un élément utile comme matière désoxydante. Cependant, quand Si est ajouté en excès, la formation d'une phase de martensite dure en forme d'îlot est favorisée, la ténacité à ultra basse température se détériore et, par conséquent, la limite supérieure de Si est établie à 0,40 % ou moins. La limite supérieure de la quantité de Si doit de préférence être de 0,35 % ou moins, mieux encore de 0,20 % ou moins.

[0034]

Mn: 0,50 - 2,0 %

Mn est un élément stabilisant l'austénite (γ) et est un élément contribuant à accroître la quantité γ résiduelle. Afin d'exercer une telle action de manière efficace, la limite inférieure de la quantité de Mn est établie à 0,50 %. La limite inférieure de la quantité de Mn doit de préférence être de 0,6 % ou plus, mieux encore de 0,7 % ou plus. Cependant, quand Mn est ajouté en excès, une fragilisation liée au revenu survient, la ténacité souhaitée à ultra basse température ne peut être obtenue et, par conséquent, la limite supérieure de Mn est établie à 2,0 % ou moins. La limite supérieure de la quantité de Mn doit de préférence être 1,5 % ou moins, mieux encore de 1,3 % ou moins.

[0035] P: 0,007 % ou moins (non compris 0%) P est un élément d'impureté qui devient une cause de fracture intragranulaire, et afin d'obtenir la ténacité souhaitée à ultra basse température, la limite supérieure de P est établie à 0,007 % ou moins. La limite supérieure de la quantité de P est de préférence de 0,005 % ou moins. Bien que la quantité de P doive être aussi petite que possible, il est difficile d'arriver à une quantité de P de 0 % au niveau industriel.

[0036] S: 0,007 % ou moins (non compris 0%)

De manière similaire à P décrit ci-dessus, S est également un élément d'impureté qui devient une cause de fracture intragranulaire et, afin d'obtenir la ténacité souhaitée à ultra basse température, la limite supérieure de S est établie à 0,007 % ou moins. Comme montré dans un exemple décrit ci-dessous, quand la quantité de S augmente, le rapport de surface de rupture fragile augmente, et la ténacité souhaitée à ultra basse température (le rapport de surface de rupture fragile à -196° C <10%) ne peut être obtenue. La limite supérieure de la quantité de S est de préférence de 0,005 % ou moins. Bien que la quantité de S doive être aussi petite que possible, il est difficile d'arriver à une quantité de S de 0 % au niveau industriel.

[0037]

Al: 0,005 - 0,050 %

Al est un élément désoxydant. Quand la teneur en Al est insuffisante, la teneur en oxygène de l'acier augmente, les inclusions grossières augmentent et par conséquent la limite inférieure de Al est établie à 0,005 % ou plus. La limite inférieure de la quantité de Al est de préférence de 0,010 % ou plus, mieux encore de 0,015 % ou plus. Cependant, quand Al est ajouté en excès, la conglomération et l'intégration d'inclusions sont favorisées, la taille des inclusions devient également plus grande et, par conséquent, la limite supérieure d'AI est établie à 0,050 % ou moins. La limite supérieure de la quantité de Al doit de préférence être 0,045 % ou moins, mieux encore de 0,04 % ou moins.

[0038]

Ni: 5,0 - 7,5 %

Ni est un élément indispensable pour obtenir de l'austénite résiduelle (y résiduelle) qui est utile pour améliorer la ténacité à ultra basse température. Afin d’exercer une telle action de manière efficace, la limite inférieure de la quantité de Ni est établie à 5,0 % ou plus. La limite inférieure de la quantité de Ni doit de préférence être de 5,2 % ou plus, mieux encore de 5,4 % ou plus. Cependant, quand Ni est ajouté en excès, le coût de la matière augmente et, par conséquent, la limite supérieure de Ni est établie à 7,5 % ou moins. La limite supérieure de la quantité de Ni doit de préférence être de 7,0 % ou moins, mieux encore de 6,5 % ou moins, encore mieux de 6,0 % ou moins.

[0039] N: N: 0,010 % ou moins (non compris 0%)

Comme N détériore la ténacité à ultra basse température par vieillissement sous contrainte, la limite supérieure de N est établie à 0,010 % ou moins. La limite supérieure de la quantité de N doit de préférence être de 0,006 % ou moins, mieux encore de 0,004 % ou moins.

[0040] L'épaisse plaque d'acier de la présente invention comprend les compositions décrites ci-dessus comme compositions de base et le reste est du fer et d'inévitables impuretés.

[0041]

La présente invention peut contenir les compositions sélectives suivantes dans le but de conférer des caractéristiques additionnelles.

[0042]

Cu: 1,0 % ou moins (non compris 0%)

Cu est un élément stabilisant γ et est un élément contribuant à accroître la quantité γ résiduelle. Afin d'exercer une telle action de manière efficace, la teneur en Cu doit de préférence être de 0,05 % ou plus. Cependant, quand Cu est ajouté en excès, la résistance augmente de manière excessive, la ténacité souhaitée à ultra basse température ne peut pas être obtenue et, par conséquent, la limite supérieure de Cu doit de préférence être de 1,0 % ou moins. La limite supérieure de la quantité de Cu doit de préférence être de 0,8 % ou moins, mieux encore de 0,7 % ou moins.

[0043]

Un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Cr: 1,20 % ou moins (non compris 0 %) et Mo: 1,0 % ou moins (non compris 0%)

Cr et Mo sont tous deux des éléments améliorant la résistance. Ces éléments peut être ajoutés seul, et les deux éléments peuvent être utilisés en combinaison. Afin d'exercer l'action de manière efficace, il est préférence d'établir la quantité de Cr à 0,05 ou plus et la quantité de Mo à 0,01 % ou plus. Cependant, quand ils sont ajoutés en excès, la résistance augmente de manière excessive, la ténacité souhaitée à ultra basse température ne peut pas être obtenue et, par conséquent, la limite supérieure de la quantité de Cr doit de préférence être de 1,20 % ou moins (mieux encore de 1,1 % ou moins, encore mieux de 0,9 % ou moins, et ce qui est encore mieux de 0,5 % ou moins) et la limite supérieure de la quantité de Mo doit de préférence être de 1,0 % ou moins (mieux encore de 0,8 % ou moins, encore mieux de 0,6 % ou moins).

[0044]

Un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Ti: 0,025% ou moins (non compris 0%), Nb: 0,100% ou moins (non compris 0 %) et V: 0,50 % ou moins (non compris 0%)

Ti, Nb et V sont tous des éléments précipitant comme carbonitrure et améliorant la résistance. Ces éléments peuvent être ajoutés seul, et deux éléments ou plus peuvent être utilisés en combinaison. Afin d'exercer l'action de manière efficace, il est préférable d'établir la quantité de Ti à 0,005 % ou plus, la quantité de Nb à 0,005 % et la quantité de V à 0,005 % ou plus. Cependant, quand ils sont ajoutés en excès, la résistance augmente de manière excessive, la ténacité souhaitée à ultra basse température ne peut pas être obtenue et, par conséquent, la limite supérieure de la quantité de Ti doit de préférence être de 0,025% ou moins (mieux encore de 0,018% ou moins, encore mieux de 0,015 % ou moins), la limite supérieure de la quantité de Nb doit de préférence être de 0,100% ou moins (mieux encore de 0,05 % ou moins, encore mieux de 0,02 % ou moins) et la limite supérieure de la quantité de V doit de préférence être de 0,50 % ou moins (mieux encore de 0,3 % ou moins, encore mieux de 0,2 % ou moins).

[0045] B: 0,0050 % ou moins (non compris 0%) B est un élément contribuant à améliorer la résistance en améliorant la trempabilité. Afin d'exercer l'action de manière efficace, il est préférable d'établir la quantité de B à 0,0005 % ou plus. Cependant, quand B est ajouté en excès, la résistance augmente de manière excessive, la ténacité souhaitée à ultra basse température ne peut pas être obtenue et, par conséquent, la limite supérieure de la quantité de B doit de préférence être de 0,0050 % ou moins (mieux encore de 0,0030 % ou moins, encore mieux de 0,0020 % ou moins).

[0046]

Un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Ca: 0,0030 % ou moins (non compris 0%), REM (élément de terres rares): 0,0050 % ou moins (non compris 0 %) et Zr: 0,005 % ou moins (non compris 0%)

Ca, REM et Zr sont tous des éléments désoxydants. Leur ajout réduit la teneur en oxygène de l'acier et réduit les inclusions grossières. Ces éléments peuvent être ajoutés seul, et les deux éléments peuvent être utilisés en combinaison. Afin d'exercer les actions de manière efficace, il est préférable d'établir la quantité de Ca à 0,0005 % ou plus, la quantité de REM (quand REM décrit ci-après est contenu seul, la quantité est le contenu seul, et quand deux types ou plus sont contenus, la quantité est la quantité totale de ceux-ci; cela vaut aussi ci-après pour la quantité de REM) à 0,0005 % ou plus et la quantité de Zr à 0,0005 % ou plus. Cependant, quand ils sont ajoutés en excès, les inclusions grossières augmentent au contraire, la ténacité à ultra basse température se détériore et, par conséquent, la limite supérieure de la quantité de Ca doit de préférence être de 0,0030 % ou moins (mieux encore de 0,0025 % ou moins), la limite supérieure de la quantité de REM doit de préférence être de 0,0050 % ou moins (mieux encore de 0,0040 % ou moins) et la limité supérieure de la quantité de Zr doit de préférence être de 0,005 % ou moins (mieux encore de 0,0040 % ou moins).

[0047]

Dans le présent fascicule, REM (élément de terres rares) est un groupe d'éléments lanthanides (15 éléments de La ayant le numéro atomique 57 à Lu ayant le numéro atomique 71 dans le tableau périodique) auquel s'ajoutent Sc (scandium) et Y (yttrium), et ils peuvent être utilisés seul ou deux éléments ou plus peuvent être utilisés en combinaison. Les éléments de terres rares sont de préférence Ce et La. La forme d'ajout de REM n'est pas particulièrement limitée. REM peut être ajouté sous la forme d'un mischmétal contenant principalement Ce et La (par exemple Ce: approximativement 70 %, La: approximativement 20 - 30 %, ou peut être ajouté autrement comme un seul corps de Ce, La et similaire.

[0048]

La composition de l'acier de la présente invention a été décrite ci-dessus.

[0049] L'épaisse plaque d'acier de la présente invention satisfait en outre à 2,0-12,0% (de préférence 4,0-12,0%) de la phase y résiduelle présente à -196° C en termes de fraction volumique.

[0050]

On sait que la phase y résiduelle présente à -196° C contribue à améliorer la ténacité à ultra basse température. Afin d'exercer une telle action de manière efficace, la fraction volumique de la phase y résiduelle par rapport à la structure totale présente à -196° C est établie à 2,0 % ou plus. Cependant, la phase y résiduelle est comparativement plus molle qu'une phase de matrice, une valeur prédéterminée de YS ne peut pas être obtenue quand la phase y résiduelle devient excessive et, par conséquent, la limite supérieure de celle-ci est établie à 12,0 % (voir n° 39 du tableau 2 ci-dessous). En ce qui concerne la fraction volumique de la phase y résiduelle, la limite inférieur doit de préférence être de 4,0 % ou plus, mieux encore de 6,0 % ou plus, et la limite supérieure doit de préférence être de 11,5 % ou moins, mieux encore de 11,0 % ou moins.

[0051]

En contrôlant la fraction volumique de la phase γ résiduelle par rapport à la structure totale présente à -196° C à 4,0% ou plus, le rapport de surface de rupture fragile peut être maintenu à un excellent niveau de 50 % ou moins même à -233° C qui est inférieur à -196° C décrit ci-dessus. Une limite inférieure plus préférable quand un tel effet doit être exercé est de 6,0 % ou plus, et la limite supérieure préférable est la même que celle ci-dessus.

[0052]

De plus, dans l'épaisse plaque d'acier de la présente invention, le contrôle de la fraction volumique de la phase γ résiduelle est important par rapport à la structure présente à -196° C et la structure autre que la phase γ résiduelle n'est limitée en aucune façon et peut être celles présentes ordinairement dans les épaisses plaques d'acier. On peut citer par exemple comme structure autre que la phase γ résiduelle, la bainite, la martensite, la cémentite et similaire.

[0053] L'épaisse plaque d'acier de la présente invention satisfait également à 3,5 pm ou moins du diamètre équivalent cercle moyen N1 d'inclusions ayant un diamètre équivalent cercle de plus de 2,0 pm (inclusions grossières). Quand on compare à l'art antérieur décrit ci-dessus, la caractéristique la plus distinctive de l'épaisse plaque d'acier de la présente invention est que les inclusions grossières sont affinées à 3,5 pm ou moins.

[0054]

Ici, le "diamètre équivalent cercle" est le diamètre obtenu comme celui d'un cercle supposé de sorte que, en observant la taille de l'inclusion, les aires de l'inclusion et du cercle deviennent égales l'une à l'autre.

[0055] C'est-à-dire que, selon le résultat de l'étude par les présents inventeurs, il a été constaté que les inclusions grossières ayant plus de 2 pm de diamètre équivalent cercle deviennent le point de départ de rupture fragile et, quand la taille moyenne (diamètre équivalent cercle moyen N1) des inclusions grossières est devenue grande, la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pas pu être obtenue quand la fraction volumique de la phase γ résiduelle à -196° C a été contrôlée dans la plage décrite ci-dessus (voir les nos 33-35, 45-49 du tableau 2 ci-dessous). Le diamètre équivalent cercle moyen de N1 ci-dessus doit de préférence être aussi petit que possible et doit de préférence être de 3,2 pm ou moins, mieux encore de 3,0 pm ou moins. Dans la présente invention également, des inclusions ayant plus de 2,0 pm de diamètre équivalent cercle sont présentes à concurrence d'approximativement 10-100 / mm2.

[0056]

Les inclusions peuvent être mesurées par une méthode décrite dans l'exemple ci-dessous. Ici, le type d'"inclusions" dans les inclusions ayant plus de 2,0 pm de diamètre équivalent cercle n'est pas particulièrement limité dans la présente invention. La raison en est que la survenue de la rupture fragile est plus fortement influencée non pas par le type des inclusions mais par la taille (diamètre équivalent cercle moyen) des inclusions. En ce qui concerne le type des inclusions, on peut citer en plus des particules individuelles telles que des oxydes, des nitrures, des oxynitrures et similaire par exemple, un complexe obtenu en combinant deux types ou plus de ces particules individuelles, ou des particules complexes obtenues en unissant ces particules individuelles et d'autres éléments et similaire.

[0057]

De plus, du seul point de vue du contrôle des inclusions, une technologie similaire a été divulguée dans JP-A N° 2001-123245, mais la direction de contrôle des inclusions est très différente de celle de la présente invention. C'est-à-dire que dans JP-A N° 2001-123245, Mg notamment est surveillé, et le grossissement des grains d'austénite à haute température est réprimé et la ténacité est améliorée en dispersant un grand nombre de fines particules d'oxyde contenant Mg ayant une taille de 2 pm ou moins, tandis que dans la présente invention, les inclusions grossières qui deviennent le point de départ de la rupture fragile et détériorent la ténacité sont réduites quel que soit leur type, et les deux sont totalement différentes l'une de l'autre pour ce qui est de la méthode de contrôle des inclusions. Par conséquent, dans la présente invention, bien que les fines inclusions ne soient contrôlées en aucune façon, selon un procédé de fabrication préférentiel de la présente invention décrit ci-dessous, de fines inclusions ayant 2,0 pm ou moins de diamètre équivalent cercle sont présentes à concurrence d'approximativement 100-1000 /mm2. De même, quand elles sont limitées aux oxydes contenant Mg parmi les fines inclusions ayant 2,0 pm ou moins de diamètre équivalent cercle, elles sont à peine présentes dans la présente invention.

[0058]

Un procédé de fabrication de l'épaisse plaque d'acier de la présente invention sera à présent décrite.

[0059]

Le procédé de fabrication en rapport avec la présente invention est caractérisé en (A) et (B) ci-dessous. (A) Lors de l’étape de fusion de l'acier, la quantité d'oxygène [O] libre avant l'ajout de Al est contrôlée à 100 ppm ou moins, le temps de maintien (t1) à partir de l’ajout de Al jusqu'au début de la coulée est contrôlé à 15 min ou plus, et le temps de refroidissement (t2) à 1450-4500° C en coulée est contrôlé à 300 s ou moins. Le diamètre équivalent cercle moyen des inclusions grossières en particulier décrites ci-dessus est affiné à 3,5 pm ou moins par le procédé (A). (B) Après laminage à chaud, la plaque d'acier est chauffée et maintenue dans la plage de température des points AC1-AC3 et est ensuite soumise au traitement de revenu pendant 10-60 min dans la plage de température de 520° C-point Aci. La fraction volumique de la phase y résiduelle présente à -196° est contrôlée de manière appropriée en particulier par le procédé (B).

[0060]

Par comparaison avec l'art antérieur décrit ci-dessus, dans le procédé (A) ci-dessus, la caractéristique la plus distincte est de contrôler t1 et t2 en particulier.

[0061]

Les étapes respectives seront décrites en détail ci-dessous.

[0062] (Étape de fusion)

Dans la présente invention, sur la base du point de vue que les inclusions à base de Al sont grossies par conglomération et intégration et sont susceptibles de former des inclusions grossières qui deviennent le point de départ de la rupture fragile, des considérations spéciales sont accordées au procédé d'ajout de Al afin de ne pas former des telles inclusions grossières à base de Al.

[0063]

En premier, en ajoutant Al qui est une matière désoxydante dans l'acier fondu, la quantité d'oxygène libre (quantité d'oxygène en solution, peut être abrégée comme quantité [O]) avant l'ajout de Al est contrôlée à 100 ppm ou moins. La raison de ce faire est que, quand la quantité [O] dépasse 100 ppm, la taille des inclusions formées en ajoutant Al grandit, N1 ne peut être contrôlé de manière appropriée et la ténacité souhaitée à ultra basse température ne peut pas être obtenue (voir n° 33 du tableau 2 ci-dessous). La quantité [O] doit de préférence être aussi petite que possible et doit de préférence être de 80 ppm ou moins, mieux encore de 50 ppm ou moins. La limite inférieure de la quantité [O] n'est pas non plus particulièrement limitée du point de vue de l'affinement des inclusions grossières.

[0064]

Comme procédé pour contrôler la quantité [O] comme décrite ci-dessus, on peut citer par exemple un procédé de désoxydation par ajout d'éléments désoxydants Mn, Si dans l'acier fondu. Quand des matières désoxydantes telle que Ti, Ca, REM, Zr et similaire sont ajoutées comme compositions sélectives autres que les éléments décrits ci-dessus, la quantité [O] peut également être contrôlée en les ajoutant.

[0065]

Afin de contrôler les inclusions à base de Al, le contrôle de la quantité [O] avant l'ajout de Al est important, et l'ordre d'ajout de Al et d'autres éléments désoxydants n'est pas la question. Cependant, quand Al est ajouté dans un état où la quantité [O] est élevée, la température de l'acier fondu augmente en raison d'une réaction d'oxydation qui est dangereuse en service et, par conséquent, il est préférable d'ajouter Si et Mn avant Al. Il est également préférable d'ajouter les compositions sélectives telles que Ti et similaire dans l'acier fondu après avoir ajouter Al.

[0066]

Ensuite, le temps de maintien (t1) après avoir ajouté Al à l'acier fondu jusqu'au début de coulée est fixé à 15 min ou plus. Ainsi, les inclusions grossières sont séparées par flottation et sont éliminées. De manière conventionnelle également, la coulée a été démarrée au même moment que l'ajout de Al ou dans les 13 min au maximum après l'ajout de Al, mais il a été constaté que, quand t1 était inférieur à 15 min, l'effet de l'élimination d'inclusions grossières n'a pas été exercé de manière efficace, les inclusions grossières n'ont pas été affinées et, par conséquent, la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pas été obtenue (voir n° 34 et n° 55 du tableau 2 ci-dessous). Du point de vue ci-dessus, t1 doit de préférence être aussi long que possible, et doit de préférence être de 18 min ou plus, mieux encore de 20 min ou plus. La limite supérieure de t1 n'est pas particulièrement limitée du point de vue ci-dessus, mais comme le maintien pendant un long temps implique une augmentation des coûts de production, t1 doit de préférence être de 180 min ou moins, mieux encore de 150 min ou moins.

[0067]

Ensuite, la coulée est démarrée. Bien que la plage de température en coulée soit généralement de 1650° C ou moins, selon la présente invention, il a été constaté qu'il était important de contrôler en particulier le temps de refroidissement (t2) dans la plage de température de 1450-1500° C à 300 s. ou moins et que les inclusions grossières étaient ainsi affinées de manière appropriée. Quand t2 dépasse 300 s., des inclusions secondaires se forment de manière composite avec des inclusions devenant des nucléi, la taille des inclusions grossières grandissant et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'est pas exercée (voir n° 35 et n° 56 du tableau 2 ci-dessous). Du point de vue ci-dessus, t2 doit de préférence être aussi court que possible et doit de préférence être de 290 s. ou moins, mieux encore de 280 s. ou moins. La limite inférieure de t2 n'est pas particulièrement limitée du point de vue ci-dessus.

[0068]

Dans la présente invention également, la raison pour laquelle la plage de température de 1450-1500° C est surveillée en particulier dans la plage de température en coulée, est que la plage de température est une plage de température où la croissance d'inclusions est favorisée par la progression de la solidification en coulée et la progression de la concentration de la composition en acide fondu.

[0069]

La plage de température de 1450-1500° C signifie également la température de la partie centrale de l’épaisseur de la brame. L’épaisseur de la brame est généralement de 150-250 mm et la température de surface tend à être inférieure à la température de la partie centrale d'approximativement 200-1000° C. Étant donné que la variation de la différence de température de la température de surface est grande, la température dans la partie centrale (à proximité de l'épaisseur tx1/2) où la variation est petite est l'objet. La température de la partie centrale de l'épaisseur de la brame peut être mesurée en insérant un thermocouple dans un moule.

[0070]

Dans la présente invention également, le temps de refroidissement (t1) dans la plage de température de 1450-1500° C uniquement doit être contrôlée à 300 s. ou moins, et le procédé à cet effet n'est pas limité. Par exemple, le refroidissement peut être exécuté à un taux constant dans la plage de température à un taux de refroidissement moyen d'approximativement 0,17° C/s. ou moins de sorte que le temps de refroidissement dans la plage de température sera de 300 s. ou moins, ou le refroidissement peut être exécuté à des taux différents de sorte que le temps de refroidissement dans la plage de température sera de 300 s. ou moins.

[0071]

Dans la présente invention également, le procédé de refroidissement pour la plage de température en coulée autre que la plage de température décrite ci-dessus n'est en aucune façon limitée, et un procédé ordinaire (refroidissement par air ou refroidissement par eau) peut être employé.

[0072]

Après exécution de la coulée comme décrit ci-dessus, le laminage à chaud est exécuté, et la plaque d'acier est soumise à un traitement thermique.

[0073]

Ici, l'étape de laminage à chaud n'est pas particulièrement limitée et un procédé habituellement utilisé peut être employé de manière à obtenir une épaisseur de plaque prédéterminée, mais, de manière plus spécifique, après que la brame a été chauffée pendant 1-4 heures à approximativement 1100° C, la température (de laminage final), le taux de corroyage et similaire peut être ajusté.

[0074]

Après laminage à chaud, la plaque d’acier est chauffée jusqu'à la plage de température des points AC1-AC3 (TL), est maintenue et est ensuite refroidie par eau. Ces traitements sont équivalents au traitement L décrit dans l'art antérieur exposé ci-dessus, et la phase γ résiduelle présente de manière stable à -196° C peut ainsi être obtenue par une plage prédéterminée.

[0075]

De manière plus spécifique, la plaque d'acier est chauffée jusqu'à la température de la région à deux phases (ferrite (α)-γ) des points Aci-AC3 (TL). En chauffant la plaque d'acier jusqu'à la plage de température, des éléments d'alliage tels que Ni et similaire sont concentrés à la phase γ formée, et une phase γ résiduelle quasi stable présente de manière quasi stable à la température ambiante est obtenue. Par conséquent, en dessous du point Aci ou au-dessus du point A^, la phase γ résiduelle à -196° C ne peut pas être suffisamment obtenue (voir n° 36 et n° 37 du tableau 2 ci-dessous). La température de chauffe préférentielle est d'approximativement 660-710° C.

[0076]

Le temps de chauffe (temps de maintien, TL) à la température de la région à deux phases doit de préférence être en général de 10-50 min. Quand il est de moins de 10 min., la concentration des éléments d’alliage de la phase γ ne progresse pas suffisamment, tandis que quand il est de plus de 50 min., la phase a est recuite et la résistance se détériore. La limite supérieure du temps de chauffe préférentiel est de 30 min.

[0077]

En outre, en fixant le temps de chauffe à 15 min. ou plus, la fraction volumique de la phase γ résiduelle à -196° C obtenue est de 4,0 % ou plus, et de ce fait, on obtient une excellente ténacité même à la température encore plus basse avec le rapport de surface de rupture fragile à -233° C qui est de 50 % ou moins. Mieux encore, la limite inférieure quand un tel effet doit être exercé est de 5,0 % ou plus. La limite supérieure du temps de chauffe préférentiel est également la même que celle ci-dessus (30 min ou moins).

[0078]

Puis, après le refroidissement par eau à la température ambiante, le traitement de revenu est exécuté. Le traitement de revenu est exécuté pendant 10-60 min (t3) dans la plage de température 520° C -point Aci (T3). Donc, C est concentré dans la phase γ résiduelle quasi stable lors du revenu et la stabilité de la phase γ résiduelle quasi stable augmente, et par conséquent, la phase γ résiduelle présente de manière stable même à -196° C est obtenue. Quand la température de revenu T3 est inférieure à 520° C, la phase γ résiduelle quasi stable formée pendant que la région de coexistence de deux phase est maintenue est désintégrée en phase a et phase cémentite et la phase γ résiduelle à -196° C ne peut être suffisamment obtenue (voir n° 40 du tableau 2 ci-dessous). D'autre part, quand la température de revenu T3 dépasse le point Ad ou que le temps de revenu est inférieur à 10 min., la concentration de C dans la phase γ résiduelle quasi stable ne progresse pas suffisamment et la quantité souhaitée de phase γ résiduelle à -196° C ne peut pas être obtenue (voir n° 41 (le cas ou T3 est élevée) et le n° 54 (le cas où t3 est court) du tableau 2 ci-dessous). En plus, quand le temps de revenu t3 dépasse 60 min., la phase γ résiduelle à -196° C est formée de manière excessive et la résistance prédéterminée ne peut pas être obtenue (voir n° 42 du tableau 2 ci-dessous).

[0079]

La condition de traitement de revenu préférentielle est, température de revenu T3: 570-620° C, temps de revenu t3: 15 min. ou plus et 45 min. ou moins (mieux encore 35 min. ou moins, encore mieux 25 min. ou moins).

[0080]

Après que le traitement de revenu a été exécuté comme décrit ci-dessus, le refroidissement est exécuté jusqu'à température ambiante. Le procédé de refroidissement n'est pas particulièrement limité, et soit le refroidissement par air soit le refroidissement par eau peut être employé.

[0081]

Dans le présent fascicule, le point Ac1 et le point Ac3 sont calculés sur la base des expressions ci-dessous (de "Kouza Gendai-No Kinzoku-Gaku (Lecture: Contemporary Metallurgy), material part 4, Tekkou-Zairyou (Iron and Steel Material), The Japan Institute of Metals).

Point Ad = 723-10,7χ[Μη]-16,9x[Ni]+29,1x[Si]+16,9x[Cr]+290x[As]+6,38x[W]

Point Ac3 = 910-203x[C]1/2-15,2x[Ni]+44,7x[Si]+104x[V]+31,5x[Mo]+13,1x[W] où [ ] signifie la teneur (% en masse) d'éléments d'alliage de l'acier. Dans la présente invention également, comme As et W ne sont pas inclus dans la composition de l'acier, dans les expressions, le calcul est fait avec [As] et [W] étant de 0 %.

[Exemples] [0082]

Bien la présente invention soit expliquée de manière plus détaillée ci-dessous par référence spécifique à des exemples, la présente invention n'est pas limitée par les exemples ci-dessous et peut aussi être mise en oeuvre avec des modifications ajoutées dans la portée adaptable aux buts décrits ci-dessus et ci-dessous et n'importe lequel de ceux-ci doit être inclus dans la portée technique de la présente invention.

[0083]

Exemple 1

Des aciers échantillons des compositions componentielles présentées dans le tableau 1 (le reste: fer et inévitables impuretés, l'unité est % en masse) ont été fondus dans des conditions de fusion montrées dans le tableau 2 en utilisant un four de fusion sous vide (150 kg, VIF) et ont été coulés et des lingots de 150 mm x 150 mm x 600 mm ont ensuite été fabriqués par forgeage à chaud. Dans le présent exemple, on a utilisé comme REM, du mischmétal contenant Ce à approximativement 50 % et La à approximativement 25 %. De plus, l'ordre d'ajout d'éléments désoxydants, quand les compositions sélectives n'étaient pas incluses, Si, Mn (ajoutés simultanément) -»Al; tandis que quand les compositions sélectives de Ti, REM, Zr, Ca étaient incluses, Si, Mn (ajoutés simultanément) —»Al —»Ti —»REM, Zr, Ca (ajoutés simultanément). En outre, dans le tableau 2, [O] est la quantité d'oxygène en solution (ppm) avant d'ajouter Al, t1 est le temps (min.) à partir de l'ajout d'AI jusqu'au début de la coulée, et t2 est le temps de refroidissement (s.) à 1500-1450° C en coulée. Le refroidissement à 1500-1450° C a été exécuté par refroidissement par air ou refroidissement par eau et a été contrôlé de telle manière que le temps de refroidissement soit comme décrit ci-dessus.

[0084]

Ensuite, après chauffage à 1100° C, le lingot a été laminé à une épaisseur de plaque de 75 mm à la température de 830° C ou température ci-dessus, a été laminé à 780° C de la température de laminage final, a ensuite été refroidi par eau, et une épaisse plaque d'acier d'une épaisseur de 25 mm a ainsi été obtenue. La plaque d'acier ainsi obtenue a été chauffée à la température montrée dans le tableau 2 (TL dans le tableau 2), a ensuite été chauffée et maintenue pendant 5-60 min. (voir TL du tableau 2), et a ensuite été refroidie par eau à la température ambiante. Puis, après que le traitement de revenu (T3 = température de revenu, t3 = temps de revenu) a été exécuté comme montré dans le tableau 2, le refroidissement par air ou le refroidissement par eau a été exécuté jusqu'à la température ambiante.

[0085]

En ce qui concerne l'épaisse plaque d'acier ainsi obtenue, le diamètre équivalent cercle moyen N1 des inclusions ayant plus de 2,0 pm de diamètre équivalent cercle, la quantité (fraction volumique) de la phase y résiduelle présente à -196° C, les propriétés de traction (résistance à la traction TS, limite d'élasticité YS), et la ténacité à ultra basse température (le rapport de surface de rupture fragile dans la direction C à -196° C ou -233° C) ont été évalués comme décrit ci-dessous.

[0086] (1) Mesure du diamètre équivalent cercle moyen N1 d'inclusions ayant plus de 2,0 pm de diamètre équivalent cercle

La position t/4 (t: épaisseur de plaque) de la plaque d'acier a été polie comme un miroir et 4 champs de vision ont été photographiés avec un grossissement de 400x en utilisant un microscope optique. L'aire par champ de vision étant de 0,04 mm2 et l'aire totale des 4 champs de vision était de 0,15 mm2. Les inclusions observées dans ces 4 champs de vision ont été analysées par "Image-Pro Plus" produit par Media Cybernetics, Inc., le diamètre équivalent cercle (diamètre) d'inclusions ayant plus de 2,0 pm de diamètre équivalent cercle (diamètre) a été calculé et la valeur moyenne de celui-ci a été calculée.

[0087]

(2) Mesure de la quantité (fraction volumique) de la phase y résiduelle présente à -196° C

Un spécimen de 10 mm x 10 mm x 55 mm a été prélevé de la position t/4 de chaque plaque d'acier, a été maintenu pendant 5 min. à la température d'azote liquide (-196° C) et a ensuite été soumis à une mesure par diffraction de rayons X sur une minuscule partie bidimensionnelle par un appareil de diffraction de rayons X (RINT-RAPID II) réalisé par Rigaku Corporation. Puis, en ce qui concerne des pics de plans réticulaires respectifs de (110), (211), (220) de la phase ferritique et des pics de plans réticulaires respectifs (111), (200), (220), (311) de la phase y résiduelle, les fractions volumiques de (111), (200), (220), (311) de la phase y résiduelle ont été respectivement calculées sur la base du rapport d'intensité intégré des pics respectifs, et leur valeur moyenne a été obtenue, valeur moyenne dont on a fait la "fraction volumique de la phase y résiduelle".

[0088] (3) Mesure des propriétés en traction (résistance à la traction TS, limite d'élasticité YS)

Le spécimen n° 4 de JIS Z 2241 a été prélevé parallèlement à la direction C de la position t/4 de chaque plaque d'acier, l'essai en traction a été exécuté par un procédé décrit dans JIS Z 2241, et la résistance à la traction TS et la limite d'élasticité YS ont été mesurées. Dans le présent exemple, ceux avec TS>690 MPa et YS>590 MPa ont été évalués comme étant excellents en termes de résistance du métal de base.

[0089] (4) Mesure de la ténacité à ultra basse température (rapport de surface de rupture fragile dans la direction C) 3 morceaux des spécimens d'essai de choc Charpy (spécimen à entaille V de JIS Z 2242) ont été prélevés parallèlement à la direction C de la position T/4 (: épaisseur de plaque) et position W/4 (W: largeur de plaque) ainsi que la position t/4 et la position W/2 de chaque plaque d'acier, le rapport de surface de rupture fragile (%) à -196° C a été mesuré par le procédé décrit dans JIS Z 2242, et la valeur moyenne de chacun a été calculée. Des deux valeurs ainsi calculées, la valeur moyenne inférieure de la propriété (qui est grande dans le rapport de surface de rupture fragile) a été employée, et une avec 10 % ou moins de cette valeur a été évaluée comme étant excellente en termes de ténacité à ultra basse température dans le présent exemple.

[0090]

Ces résultats ont été montrés côte à côte dans le tableau 2. À titre de référence, le point Aci et le point Ac3 ont également été montrés dans le tableau 1 et le tableau 2.

[0091] [Tableau 1A]

[0092] [Tableau 1B]

[0093] [Tableau 2A]___

______ _

[0094] [Tableau 2B]________

[0095] L'étude suivante est possible à partir du tableau 2.

[0096]

Premièrement, les nos 1-32 du tableau 2A sont des exemples qui satisfont à toutes les exigences de la présente invention et l'épaisse plaque d’acier à l’excellente ténacité à ultra basse température (plus spécifiquement, la valeur moyenne du rapport de surface de rupture fragile dans la direction C < 10 %) à -196° C même quand la résistance du métal de base était élevée a pu être fournie.

[0097] D'autre part, les nos 33-42, 54-56 du tableau 2B ne satisfont pas à au moins une quelconque des conditions de production préférentielles de la présente invention et sont par conséquent des références qui ne satisfont pas aux exigences de la présente invention et les propriétés souhaitées n'ont pas pu être obtenues.

[0098]

Plus spécifiquement, le n° 33 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 33 du tableau 1B qui satisfaisait aux conditions de la présente invention a été utilisée mais comme la quantité [O] qui était la quantité d'oxygène en solution avant l’ajout de Al était grande, les inclusions grossières n'ont pas été affinées. Il en résulte que le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté, et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pas pu être obtenue à -196° C.

[0099]

Le n° 34 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 34 du tableau 1B dont la quantité de C était élevée a été utilisée et le temps (t1) après l'ajout de Al jusqu'au début de la coulée a été court; tandis que le n° 55 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 55 du tableau 1B qui satisfaisait aux exigences de la présente invention a été utilisée, mais le temps t1 a été court. Dans les deux cas, comme t1 a été court, les inclusions grossières n'ont pas été affinées. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0100]

Le n° 35 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 35 du tableau 1B dont la quantité P était élevée a été utilisée et le temps de refroidissement (t2) de 1500-1450° C en coulée a été long; tandis que le n° 56 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 56 du tableau 1B satisfaisant aux exigences de la présente invention a été utilisée, mais t2 décrit ci-dessus a été long. Dans les deux cas, comme t2 a été long, les inclusions grossières n'ont pas été affinées. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0101]

Le n° 36 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 36 du tableau 1B satisfaisant aux exigences de la présente invention a été utilisée mais, comme il a été chauffé à une température inférieure à la température de la région à deux phases (TL), la quantité de γ résiduelle a été insuffisante. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0102]

Le n° 37 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 37 du tableau 1B dont la quantité de Si était élevée a été utilisée et le chauffage a été effectué à une température supérieure à la température de la région à deux phases (TL) et par conséquent la quantité de γ était insuffisante. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0103]

Le n° 38 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 38 du tableau 1B satisfaisant aux exigences de la présente invention a été utilisée mais, comme le temps de maintien de chauffage (tL) à la température de la région à deux phases a été court, la quantité de γ résiduelle a été insuffisante. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0104]

Le n° 39 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 39 du tableau 1B satisfaisant aux exigences de la présente invention a été utilisée mais, comme le temps de maintien de chauffage (tL) à la température de la région à deux phases a été long, la quantité de γ résiduelle a augmenté. De ce fait, la limite d’élasticité YS s'est détériorée et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pas pu être obtenue.

[0105]

Le n° 40 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 40 du tableau 1B satisfaisant aux exigences de la présente invention a été utilisée mais, comme la température de revenu (T3) a été basse, la quantité de γ a été insuffisante. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0106]

Le n° 41 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 41 du tableau 1B dont la quantité de Mn était élevée a été utilisée et la température de revenu (T3) était élevée et par conséquent la quantité de γ a été insuffisante. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0107]

Le n° 42 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 42 du tableau 1B satisfaisant aux exigences de la présente invention a été utilisée mais, comme le temps de revenu (t3) a été long, la quantité de γ résiduelle a augmenté. De ce fait, la limite d'élasticité YS s'est détériorée et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pas pu être obtenue.

[0108]

Le n° 54 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 54 du tableau 1B satisfaisant aux exigences de la présente invention a été utilisée mais, comme le temps de revenu (t3) a été court, la quantité de γ résiduelle a été insuffisante. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0109]

Les nos 43-53 sont des références fabriquées par le procédé de la présente invention en en utilisant un dans lequel seule la composition d'acier différait.

[0110]

Plus spécifiquement, le n° 43 est un exemple dans lequel la quantité de γ résiduelle était insuffisante parce que la composition d'acier du n° 43 du tableau 1B dont la quantité de Mn était moindre a été utilisée. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0111]

Le n° 44 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 44 du tableau 1B dont la quantité de S était élevée a été utilisée. Par conséquent, le rapport de surface de rupture fragile a augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0112]

Le n° 45 est un exemple dans lequel la composition de l’acier du n° 45 du tableau 1B dont la quantité de C était moindre, la quantité de Al était élevée et la quantité de Ni était moindre a été utilisée et, par conséquent, les inclusions grossières n'ont pas été affinées et la quantité de γ a été insuffisante. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue. En outre, TS s'est également détériorée.

[0113]

Le n° 46 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 46 du tableau 1B dont la quantité de Al était moindre et la quantité de N était élevée a été utilisée et, par conséquent, les inclusions grossières n'ont pas été affinées. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0114]

Le n° 47 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 47 du tableau 1B dont les quantités de Cu et de Ca, qui étaient les compositions sélectives, étaient élevées a été utilisée et, par conséquent, les inclusions grossières n'ont pas été affinées. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0115]

Le n° 48 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 48 du tableau 1B dont les quantités de Cr et de Zr, qui étaient les compositions sélectives, étaient élevées a été utilisée et, par conséquent, les inclusions grossières n'ont pas été affinées. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0116]

Le n° 49 est un exemple dans lequel la composition de l'acier du n° 49 du tableau 1B dont les quantités de Nb et de REM, qui étaient les compositions sélectives, étaient élevées a été utilisée et, par conséquent, les inclusions grossières n'ont pas été affinées. De ce fait, le rapport de surface de rupture fragile a également augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0117]

Dans le n° 50, comme la composition de l'acier du n° 50 du tableau 1B dont la quantité de Mo, qui était la composition sélective, était élevée a été utilisée, le rapport de surface de rupture fragile a augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0118]

Dans le n° 51, comme la composition de l'acier du n° 51 du tableau 1B dont la quantité de Ti, qui était la composition sélective, était élevée a été utilisée, le rapport de surface de rupture fragile a augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n’a pu être obtenue.

[0119]

Dans le n° 52, comme la composition de l'acier du n° 52 du tableau 1B dont la quantité de V, qui était la composition sélective, était élevée a été utilisée, le rapport de surface de rupture fragile a augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0120]

Dans le n° 53, comme la composition de l'acier du n° 53 du tableau 1B dont la quantité de B, qui était la composition sélective, était élevée a été utilisée, le rapport de surface de rupture fragile a augmenté et la ténacité souhaitée à ultra basse température n'a pu être obtenue.

[0121]

Exemple 2

Dans le présent exemple, en ce qui concerne une partie des données utilisées dans l'exemple 1 (la totalité d'entre elles sont les exemples de la présente invention), le rapport de surface de rupture fragile à -233° C a été évalué.

[0122]

Plus spécifiquement, en ce qui concerne les nos décrits dans le tableau 3 (le n° dans le tableau 3 correspond au n° dans le tableau 1 et le tableau 2), 3 morceaux de spécimen ont été prélevés de la position t/4 et position W/4, l'essai de choc Charpy à -233° C a été exécuté par un procédé décrit ci-dessous, et la valeur moyenne du rapport de surface de rupture fragile a été évalué. Dans le présent exemple, un dans lequel le rapport de surface de rupture fragile < 50 % été évalué comme étant excellent pour ce qui est du rapport de surface de rupture fragile à -233° C. "Kouatu-Gasu" (High Pressure Gas), vol. 24, p. 181, "Ultra low température impact test of austenite-based cast stainless steel" [0123]

Ces résultats sont montrés dans le tableau 3.

[0124] [Tableau 3]

[0125]

La totalité des nos 3, 4, 6, 13, 15, 19 et 23 du tableau 3 sont des exemples dans lesquels le temps de chauffe (tL) à la température de la région de deux phases a été contrôlée à 15 min. ou plus (voir tableau 2A) et la phase γ résiduelle a pu être assurée à concurrence de 4,0 % ou plus. De ce fait, non seulement le rapport de surface de rupture fragile à -196° C mais également ce même rapport à -233° C qui était plus bas que -196° C a été excellent et une très excellente ténacité à ultra basse température a pu être obtenue.

Claims

REVENDICATIONS

1. Épaisse plaque d'acier à l'excellente ténacité à ultra basse température contenant en % en masse: C: 0:0,02-0,10 %; Si: 0,40 % ou moins (non compris 0%); Mn: 0,50 - 2,0 %; P: 0,007 % ou moins (non compris 0 %); S: 0,007 % ou moins (non compris 0 %); Al: 0,005 - 0,050 %; Ni: 5,0 - 7,5 %; et N: 0,010 % ou moins (non compris 0 %); le reste comprenant du fer et d'inévitables impuretés, dans laquelle la phase austénitique résiduelle présente à -196° C est de 2,0 - 12.0 % en termes de fraction volumique, des inclusions ayant plus de 2,0 pm de diamètre équivalent cercle sont présentes à concurrence de 10-100 / mm2, et le diamètre équivalent cercle moyen des inclusions ayant plus de 2.0 pm de diamètre équivalent cercle est de 3,5 pm ou moins.
2. Épaisse plaque d'acier selon la revendication 1, dans laquelle la phase austénitique résiduelle présente à -196° C est de 4,0 -12,0 % en termes de fraction volumique.
3. Épaisse plaque d'acier selon la revendication 1 ou 2 contenant en outre, comme autres éléments, au moins un groupe des groupes (a) -(e) ci-dessous: (a) Cu: 1,0 % ou moins (non compris 0 %); (b) un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Cr: 1,20 % ou moins (non compris 0 %) et Mo: 1,0 % ou moins (non compris 0 %); (c) un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Ti: 0,025% ou moins (non compris 0%), Nb: 0,100% ou moins (non compris 0 %) et V: 0,50 % ou moins (non compris 0 %); (d) B: 0,0050 % ou moins (non compris 0 %); (e) un élément ou plus sélectionné dans un groupe consistant en Ca: 0,0030 % ou moins (non compris 0 %), REM: 0,0050 % ou moins (non compris 0 %) et Zr: 0,005 % ou moins (non compris 0 %).