CN103374681B - 极低温韧性优异的厚钢板 - Google Patents

极低温韧性优异的厚钢板 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种在Ni含量为5.0～7.5％左右的Ni钢中，-196℃以下的极低温韧性(特别是C方向的极低温韧性)优异，能够实现-196℃下的脆性断裂率≤10％的超过690MPa的高强度厚钢板。本发明的厚钢板，含有规定的钢中成分，在-196℃下存在的残留奥氏体相的体积分率(V)满足2.0％～12.0％，并且，设钢板中存在的当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度为N时，N≤200个/mm2，且由下述(1)式表示的A值满足11.5以下。A＝V2/3+0.012×π×N…(1)。

Description

极低温韧性优异的厚钢板
技术领域
本发明涉及极低温韧性优异的厚钢板，详细地说，是涉及即使Ni含量被减少至5.0～7.5％左右，-196℃以下的极低温下的韧性[特别是板宽方向(C方向)的韧性]也良好的厚钢板。以下，以面向曝露在上述的极低温下的液化天然气(LNG)的厚钢板(代表性的有储罐、运输船等)为中心进行说明，但本发明的厚钢板并没有限定于此的意思，而是全面适用于曝露在-196℃以下的极低温下的用途中所使用的厚钢板。
背景技术
用于液化天然气(LNG)的储罐的LNG罐用厚钢板，除了要求高强度以外，还要求有可耐受-196℃的极低温的高韧性。至今为止，作为用于上述用途的厚钢板，使用的是含有9％左右的Ni(9％Ni钢)的厚钢板，但近年来，因为Ni的成本上升，所以即使是在低于9％的很少的Ni含量下，极低温韧性仍优异的厚钢板的开发得到推进。
例如在非专利文献1中，记述的是关于α-γ二相共存域热处理带给6％Ni钢的低温韧性的影响。详细地说记述的是，在回火处理之前，通过施加在α-γ二相共存域(Ac1～Ac3间)的热处理(L处理)，能够赋予与受过通常的淬火回火处理的9％Ni钢同等以上的、-196℃下的极低温韧性；该热处理使C方向(板宽方向)试验片的韧性提高；这些效果是由于大量的微细且在极低温下对于冲击载荷仍保持稳定的残留奥氏体的存在。但是，根据上述方法，虽然轧制方向(L方向)的极低温韧性优异，但是板宽方向(C方向)的极低温韧性有比L方向差的倾向。另外，没有脆性断裂率的记述。
与上述非专利文献1同样的技术，记述在专利文献1和专利文献2中。其中，在专利文献1中记述有一种方法，其是对于含有Ni为4.0～10％，奥氏体粒度等被控制在规定范围内的钢进行热轧之后，另热至Ac1～Ac3间，接着进行冷却，将这一处理(相当于上述非专利文献1所述的L处理)重复一次或两次以上后，以Ac1相变点以下的温度进行回火的方法。另外，在专利文献2中记述有一种方法，其是对于含有Ni为4.0～10％，使热轧前的AlN的大小为1μm以下的钢，进行与上述专利文献1同样的热处理(L处理→回火处理)的方法。这些方法所述的在-196℃下的冲击值(vE-196)大概推测是L方向的，C方向的上述韧性值不明。另外，在这些方法中对于强度未予考虚，没有脆性断裂率的记述。
另外，在非专利文献2中，关于将上述的L处理(二相域淬火处理)和TMCP加以组合的LNG储罐用6％Ni钢的开发进行了记述。根据该文献，虽然记述了轧制方向(L方向)的韧性显示出高的值，但是没有记述板宽方向(C方向)的韧性值。
在专利文献3中记述有一种含有0.3～10％的Ni和规定量的Mg，使规定粒径的含Mg氧化物粒子适当分散的、570MPa级以上的焊接部韧性优异的高韧性高张力钢。在上述专利文献3中记述，通过含Mg氧化物的控制使加热奥氏体粒径得到微细化，母材和焊接热影响部(HAZ)的韧性提高；为此，脱氧元素添加前的O(氧)量，和Mg与其他的脱氧元素的添加顺序很重要，在溶存氧量为0.001～0.02％的熔钢中同时添加Mg、Ti、Al后，进行铸造而成为钢坯，或在Mg、Ti、Al的添加时，最后添加Al后，再进行铸造而成为钢坯。在上述专利文献3的实施例中，记述有C方向的韧性值(断裂转变温度vTrs)，9％Ni钢的上述特性良好(断裂转变温度vTrs≤-196℃)，但是5％邻域的Ni钢的上述特性为-140℃，要求得到进一步改善。
【先行技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】特开昭49-135813号公报
【专利文献2】特开昭51-13308号公报
【专利文献3】特开2001-123245号公报
【非专利文献】
【非专利文献1】矢野等，“α-γ二相共存域热处理带给6％Ni钢的低温韧性的影响”，铁和钢，第59年(1973)第6号，p752～763
【非专利文献2】
古谷等，“LNG储罐用6％Ni钢的开发”，CAMP-ISIJ，Vol.23(2010)，p1322
如上述，至今为止，在Ni含量为5.0～7.5％左右的Ni钢中，虽然-196℃下的极低温韧性优异的技术被提出，但是C方向的极低温韧性并没有得到充分研究。特别是强烈要求在母材强度高的(详细地说，抗拉强度TS＞690MPa，屈服强度YS＞590MPa)高强度下的极低温韧性的进一步提高(C方向的极低温韧性提高)。
另外，在上述文献中，没有关于脆性断裂率的研究。脆性断裂率表示，在摆锤冲击试验中施加载荷时所产生的脆性破坏的比例。在脆性破坏发生的部位，为了钢材所吸收的能够显著变小直至达到破坏，使破坏容易进行，特别是为了抑制极低温的破坏，将通用摆锤冲击试验中出现的脆性断裂率抑制在低水平(10％以下)成为极其重要的要件。但是，因为强度越高，脆性破坏越容易发生，所以如上述在高的母材强度下，实现脆性断裂率≤10％一般有困难。因此，在母材强度高的高强度厚钢板中，具备这两方面的技术尚未提出。
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种在Ni含量为5.0～7.5％左右的Ni钢中，能够实现-196℃下的极低温韧性(特别是C方向的极低温韧性)优异，脆性断裂率≤10％的高强度厚钢板。
能够解决上述课题的本发明的极低温韧性优异的厚钢板，其具有的要旨在于，是以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.40％以下(不含0％)、Mn：0.50～2.0％、P：0.007％以下(不含0％)、S：0.007％以下(不含0％)、Al：0.005～0.050％、Ni：5.0～7.5％、N：0.010％以下(不含0％)，余量是铁和不可避免的杂质的厚钢板，其中，在-196℃下存在的残留奥氏体相的体积分率(V)满足2.0％～12.0％，并且，设钢板中存在的当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度为N时，N≤200个/mm2，并且，由下(1)式表示的A值满足11.5以下。
A＝V2/3+0.012×π×N…(1)
在本发明的优选的实施方式中，上述钢板，在-196℃下存在的残留奥氏体相以体积分率计满足4.0％～12.0％。
在本发明的优选的实施方式中，上述钢板还含有Cu：1.00％以下(不含0％)。
在本发明的优选的实施方式中，上述钢板还含有从Cr：1.20％以下(不含0％)和Mo：1.0％以下(不含0％)构成的群中选择的至少一种。
在本发明的优选的实施方式中，上述钢板还含有从Ti：0.025％以下(不含0％)、Nb：0.100％以下(不含0％)和V：0.50％以下(不含0％)构成的群中选择的至少一种。
在本发明的优选的实施方式中，上述钢板还含有B：0.0050％以下(不含0％)。
在本发明的优选的实施方式中，上述钢板还含有从Ca：0.0030％以下(不含0％)、REM：0.0050％以下(不含0％)和Zr：0.005％以下(不含0％)你成的群中选择的至少一种。
根据本发明，能够提供一种在Ni含量减少至5.0～7.5％左右的低Ni钢，即使母材强度高(详细地说，抗拉强度TS＞690MPa，屈服强度YS＞590MPa)，-196℃以下的极低温韧性(特别是C方向的极低温韧性)也优异，具体来说，就是在C方向的摆锤冲击吸收试验中，满足-196℃下的脆性断裂率≤10％(优选为-233℃下的脆性断裂率≤50％)的高强度厚钢板。
具体实施方式
本发明者们，为了提供在Ni含量被减少至7.5％以下，满足抗拉强度TS＞690MPa，屈服强度YS＞590MPa的高强度厚钢板中，在C方向的摆锤冲击值中，满足-196℃下的脆性断裂率≤10％的极低温韧性提高技术而进行研究。其结果发现，若(a)将-196℃下存在的残留奥氏体(残留γ)相的体积分率V控制在2.0～12.0％[优选控制为4.0％～12.0％(体积分率)]并且，(b)对于助长脆性破坏的进展的当量圆直径超过1.0μm的夹杂物(以下，有仅称为夹杂物的情况。)，使上述夹杂物的个数密度N减少至200个/mm2以下，并且，将下述(1)式所示的A值控制在11.5以下，则可达成期望的目的，从而完成了本发明。
A＝V2/3+0.012×π×N…(1)
特别是在前述的现有技术的关系中应该大书特书的特征部分，是后者的(b)。以下，对于达成本发明的原委进行说明。
本发明者们，为了提供在Ni含量为7.5％以下的Ni钢，-196℃的极低温韧性优异的厚钢板而反复研究。具体来说，在本发明中，从提供满足C方向的脆性断裂率≤10％、抗拉强度TS＞690MPa、屈服强度YS＞590MPa的全部特性的极低温韧性优异的高强度厚钢板的观点出发，首先，研究现有技术中所述文献示范的方法。
在上述文献中指出，为了提高5％Ni钢的极低温韧性，重要的是使-196℃下存在的残留奥氏体(残留γ)稳定化。另外，若综合考虑制造方法，则推荐的是在熔钢阶段，控制脱氧元素添加前的溶存氧量，在该熔钢中最后添加Al而进行铸造，并且在α-γ二相共存域(Ac1～Ac3间)的热处理(L处理)之后，以Ac1相变点以下的温度进行回火处理的方法，由此极低温韧性提高。但是，根据本发明者们的研究结果判明，利用上述方法，虽然L方向的极低温韧性提高，但是C方向的极低温韧性不充分，不能实现本发明中提示的上述的目标级别(C方向的脆性断裂率≤10％)。
因此进一步反复研究的结果探明，为了得到希望和极低温韧性优异的厚钢板，不可或缺的是要一边基本上沿袭上述技术，一边在厚钢板及其制造方法中进一步附加要件。详细地说，探明有效的是：(i)在厚钢板中，使-196℃下的残留γ相的体积分率V在V＝2.0～12.0％的范围内存在，除此之外，着眼于判明是助长脆性破坏的进展的当量圆直径超过1.0μm的夹杂物，将上述夹杂物的个数密度N减少至N≤200个/mm2，并且使上述夹杂物的个数密度N(个/mm2)，和在-196℃下存在的上述残留γ相的体积分率V(％)的关系式(1)所表示的A值减少至A值≤11.5；(ii)为了制造这样的厚钢板，除了在熔钢阶段的Al添加前的溶存氧量(游离O量)的控制、热轧工序的板坯加热温度(T2)的控制、热轧后的Ac1～Ac3间的热处理(L处理)→规定温度区域的回火处理以外，熔钢阶段的进一步控制有效，将铸造时在1450～1500℃的冷却时间(t2)控制在300秒以下。
此外(c)在上述(a)中发现，将-196℃下存在的残留γ相控制在4.0％～12.0％(体积分率)，即使在更低温的-233℃下，也能够将脆性断裂率保持在50％以下这样良好的水准，(d)为了制造这样的厚钢板，有效的是在热轧后，在Ac1～Ac3间的热处理(L处理)中进行规定时间的保持，从而完成了本发明。
在本说明书中，所谓“极低温韧性优异”，是根据后述的实施例一栏中所述的方法，测量C方向(板宽方向)的摆锤冲击吸收试验中的脆性断裂率时，满足-196℃下的脆性断裂率≤10％。在后述的实施例中，虽然L方向(轧制方向)的脆性断裂率无法测量，但其是基于如果C方向的脆性断裂率在10％以下，则L方向的脆性断裂率也必然在10％以下这样的经验法则。
在本说明书中所谓“厚钢板”意思是钢板的厚度大致为6～50mm。
另外在本发明中，以满足抗拉强度TS＞690MPa、屈服强度YS＞590MPa的高强度厚钢板为对象。
以下，对于本发明的厚钢板详细地进行说明。
如上述，本发明的厚钢板是以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.40％以下(不含0％)、Mn：0.50～2.0％、P：0.007％以下(不含0％)、S：0.007％以下(不含0％)、Al：0.005～0.050％、Ni：5.0～7.5％、N：0.010％以下(不含0％)，余量为铁和不可避免的杂质的厚钢板，其中，在-196℃下存在的残留奥氏体相的体积分率(V)满足2.0％～12.0％，并且，设钢板中存在的当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度为N时，N≤200个/mm2，并且，由下述(1)式表示的A值满足11.5以下。
A＝V2/3+0.012×π×N…(1)
首先，对于钢中成分进行说明。
C：0.02～0.10％
C是确保强度和残留奥氏体的必须元素。为了有效地发挥这样的作用，使C量的下限为0.02％以上。C量的优选的下限为0.03％以上，更优选为0.04％以上。但是，若过剩地添加，则由于强度的过大的上升导致极低温韧性降低，因此使其上限为0.10％。C量的优选的上限为0.08％以下，更优选为0.06％以下。
Si：0.40％以下(不含0％)
Si是作为脱氧材有用的元素。但是，若过剩地添加，则硬质的岛状马氏体相的生成得到促进，极低温韧性降低，因此使其上限为0.40％以下。Si量的优选的上限为0.35％以下，更优选为0.20％以下。
Mn：0.50～2.0％
Mn是奥氏体(γ)稳定化元素，有助于增加残留γ量的元素。为了有效地发挥这样的作用，使Mn量的下限为0.50％。Mn量的优选的下限为0.6％以上，更优选为0.7％以上。但是，若过剩地添加，则带来回火脆化，不能确保希望的极低温韧性，因此使其上限为2.0％以下。Mn量的优选的上限为1.5％以下，更优选为1.3％以下。
P：0.007％以下(不含0％)
P是构成晶界破坏的原因的杂质元素，为了确保希望的极低温韧性，使其上限为0.007％以下。P量的优选的上限为0.005％以下。P量如果少，是越少越好，但工业上使P量为0％有困难。
S：0.007％以下(不含0％)
S也与上述P同样，是构成晶界破坏的原因的杂质元素，为了确保希望的极低温韧性，使其上限为0.007％以下。如后述的实施例所示，若S量变多，则脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性(-196℃下的脆性断裂率≤10％)。S量的优选的上限为0.005％以下。如果S量少，则越少越好，但工业上使S量为0有困难。
Al：0.005～0.050％
Al是脱氧元素。若Al的含量不足，则钢中的氧浓度上升，当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度增加，因此使其下限为0.005％以上。Al量的优选的下限为0.010％以上，更优选为0.015％以上。但是，若过剩地添加，则上述夹杂物的凝集和合并被促进，该夹杂物的个数密度还是增加，因此使其上限为0.050％以下。Al量的优选的上限为0.045％以下，更优选为0.04％以下。
Ni：5.0～7.5％
Ni是确保对极低温韧性的提高有用的残留奥氏体(残留γ)的必须元素。为了有效地发挥这样的作用，使Ni量的下限为5.0％以上。Ni量的优选的下限为5.2％以上，更优选为5.4％以上。但是，若过剩地添加，则招致原料的成本高，因此使其上限为7.5％以下。Ni量的优选的上限为7.0％以下，更优选为6.5％以下，进一步优选为6.0％以下。
N：0.010％以下(不含0％)
N由于应变时效而使极低温韧性降低，因此使其上限为0.010％以下。N量的优选的上限为0.006％以下，更优选为0.004％以下。
本发明的厚钢板含有上述成分作为基本成分，余量是铁和不可避免的杂质。
在本发明中，以进一步赋予特性为目的，能够含有以下的选择成分。
Cu：1.00％以下(不含0％)
Cu是γ稳定化元素，是有助于残留γ量的增加的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使Cu含有0.05％以上。但是，若过剩地添加，则带来强度的过度提高，得不到希望的极低温韧性效果，因此优选使其上限为1.00％以下。Cu量的更优选的上限为0.8％以下，进一步优选为0.7％以下。
从Cr：1.20％以下(不含0％)和Mo：1.0％以下(不含0％)构成的群中选择的至少一种
Cr和Mo均是强度提高元素。这些元素可以单独添加，也可以两种并用。为了有效地发挥上述作用，优选使Cr量为0.05％以上，使Mo量为0.01％以上。但是，若过剩地添加，则招致强度的过度的提高，不能确保希望的极低温韧性，因此Cr量的优选的上限为1.20％以下(更优选为1.1％以下，进一步优选为0.9％以下，更进一步优选为0.5％以下)，Mo量的优选的上限为1.0％以下(更优选为0.8％以下，进一步优选为0.6％以下)。
从Ti：0.025％以下(不含0％)、Nb：0.100％以下(不含0％)和V：0.50％以下(不含0％)构成的群中选择的至少一种
Ti、Nb和V均作为碳氮化物析出，是使强度上升的元素。这些元素可以单独添加，也可以两种以上并用。为了有效地发挥上述作用，优选使Ti量为0.005％以上，使Nb量为0.005％以上，使V量为0.005％以上。但是，若过剩地添加，则招致强度的过度提高，不能确保希望的极低温韧性，因此Ti量的优选的上限为0.025％以下(更优选为0.018％以下，进一步优选为0.015％以下)，Nb量的优选的上限为0.100％以下(更优选为0.05％以下，进一步优选为0.02％以下)，V量的优选的上限为0.50％以下(更优选为0.3％以下，进一步优选为0.2％以下)。
B：0.0050％以下(不含0％)
B是通过淬火性提高而有助于强度提高的元素。为了有效地发挥上述作用，优选使B量为0.0005％以上。但是，若过剩地添加，则带来强度的过度的提高，不能确保希望的极低温韧性，因此使B量的优选的上限为0.0050％以下(更优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0020％以下)。
从Ca：0.0030％以下(不含0％)、REM(稀土类元素)：0.0050％以下(不含0％)和Zr：0.005％以下(不含0％)构成的群中选择的至少一种
Ca、REM和Zr均是脱氧元素，通过添加，钢中的氧浓度降低，当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度减少。这些元素可以单独添加，也可以两种以上并用。为了有效地发挥上述作用，优选使Ca量为0.0005％以上，使REM量(以下记述的REM单独含有时为单独的含量，含有两种以上时是其合计量。以下，关于REM量均同。)为0.0005％以上，使Zr量为0.0005％以上。但是，若过剩地添加，则上述夹杂物的个数密度反而增加，极低温韧性降低，因此使Ca量的优选的上限为0.0030％以下(更优选为0.0025％以下)，REM量的优选的上限为0.0050％以下(更优选为0.0040％以下)，Zr量的优选的上限为0.005％以下(更优选为0.0040％以下)。
在本说明书中，所谓REM(稀土类元素)，是镧系元素(周期表中，从原子序号57的La至原子序号71的Lu的15种元素)加上Sc(钪)和Y(钇)的元素群，其能够单独使用或两种以上并用。优选的稀土类元素为Ce、La。REM的添加形态未特别限定，可以以主要含有Ce和La的混合稀土(例如Ce：约70％左右，La：约20～30％左右)的形态添加，或可以以Ce、La等的单体添加。
以上，对于本发明的钢中成分进行了说明。
此外，本发明的厚钢板，在-196℃下存在的残留γ相的体积分率V满足2.0～12.0％(优选为4.0～12.0％)。
在-196℃下存在的残留γ，已知有助于极低温韧性的提高。为了有效地发挥这样的作用，使-196℃下存在的全部组织中所占的残留γ相的体积分率V为2.0％以上。但是，残留γ与基体相相比，比较的软质，若残留γ量变得过剩，则YS不能确保规定的值，因此使其上限为12.0％(参照后述的表2B的No.43)。关于残留γ相的体积分率V，优选的下限为4.0％以上，更优选的下限为6.0％以上，优选的上限为11.5％以下，更优选的上限为11.0％以下。
此外，将-196℃下存在的全部组织中所占的残留γ的体积分率控制在4.0％以上，即使是在比上述的-196℃更低温的-233℃下，也能够将脆性断裂率保持在50％以下的良好水准。进一步发挥这样的效果时的更优选的下限为6.0％以上，优选的上限与上述相同。
还有，在本发明的厚钢板中，-196℃下存在的组织之中，残留γ相的体积分率V的控制很重要，对于残留γ以外的其他的组织，则没有任何限定，只要是厚钢板中通常存在的组织即可。作为残留γ以外的组织，例如，可列举贝氏体，马氏体，渗碳体等的碳化物等。
此外，本发明的厚钢板，关于钢板中存在的当量圆直径超过1.0μm的夹杂物，是上述夹杂物的个数密度N满足N≤200个/mm2，并且，由下述(1)式表示的A值满足11.5以下的。
A＝V2/3+0.012×π×N…(1)
在此所谓“当量圆直径”，是着眼于上述夹杂物的大小，求得假定与其面积相等的圆的直径。
在此，在本发明中之所以着眼于当量圆直径超过1.0μm的夹杂物，是因为判明上述夹杂物助长脆性破坏的进展。即，为了一边确保规定的高强度，一边改善极低温下的脆性断裂率，需要减少助长脆性破坏的夹杂物，但是根据本发明者们的研究结果可知，若上述夹杂物的个数密度N变多，即使将-196℃下的残留γ相的体积分率V控制在上述范围，也不能实现希望的极低温韧性(参照后述的表2B的No.33、35、36、47～50)。上述夹杂物的个数密度N越少越好，优选为150个/mm2以下，更优选为120个/mm2以下。还有，在本发明中，当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的平均尺寸(平均当量圆直径)大致为2.0μm以下。
上述夹杂物，能够以后述的实施例所述的方法进行测量。在此，当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的“夹杂物”的种类，在本发明中没有特别限定。这是由于脆性破坏的发生不受夹杂物的种类影响，影响最大的是夹杂物的尺寸(当量圆直径)。作为上述夹杂物的种类，例如除了氧化物、硫化物、氮化物、氧氮化物等的单独粒子以外，还可列举这些单独粒子物复合两种以上的复合物，或这些单独粒子与其他的元素结合的复合粒子等。
还有，如果从夹杂物控制这一观点出发，则前述的专利文献3中也公开有类似的技术，但夹杂物控制的方向与本发明大不相同。即，在上述专利文献3中，特别着眼于Mg，通过使尺寸为2μm以下的微细的含Mg氧化物粒子大量分散，从而抑制高温下的奥氏体粒的粗大化，改善韧性，相对于此，在本发明中，不论其种类，而是使构成脆性破坏或延性破坏的起点而使韧性降低的夹杂物减少，两者其夹杂物的控制方法完全不同。还有，根据后述的本发明的优选的制造方法，使当量圆直径2.0μm以下的微细的夹杂物大致存在100～1000个/mm2左右。另外，上述当量圆直径2.0μm以下的微细的夹杂物之中，如果说限定于含Mg氧化物，则在本发明中几乎不存在。
此外在本发明中，不仅需要控制上述夹杂物的个数密度N的绝对值，而且上述(1)式所代表的A值需要满足A值≤11.5。
在此，A值如上述(1)式所示，是以上述夹杂物的个数密度N，和在-196℃下存在的残留奥氏体(残留γ)相的体积分率V的关系计算出的值，为了将脆性断裂率控制在10％以下，在减少助长脆性破坏的夹杂物，确保对延展性破坏的促进有效的残留γ基础上，还需要适当控制两者的形态，该A值正是鉴于此，基于许多的基础实验，实验性地求得、导出两者对极低温域的脆性断裂率带来的贡献率。还有，上述(1)式中之所以包含π，是由于认为摆锤冲击试验的破坏龟裂的进展面中越是大量存在硬质的夹杂物，越会助长脆性破坏，因此作为对于脆性破坏的影响参数，基于夹杂物的面积比例(π×半径2)很重要的假说而导出实验式。如后述的实施例所示，除了残留γ相的体积分率V和上述夹杂物的个数密度N以外，通过将上述A值控制在11.5以下，才会使规定的高强度厚钢板的-196℃下的极低温韧性，特别是摆锤冲击吸收试验中的脆性断裂率能够达到希望的高水平。相对于此，若上述A值超过11.5，则不能确保脆性断裂率≤10％。上述A值越小越好，优选为11.0以下，更优选为10.0以下。还有，A值的下限，从上述观点出发没有特别限定，但若考虑残留γ相的体积分率V和上述夹杂物的个数密度N的可以实现的范围的平衡等，则优选大致为2.5以上。
其次，对于本发明的厚钢板的制造方法进行说明。
本发明的制造方法的特征部分，在于下述(A)～(C)。
(A)在熔钢阶段，将Al添加前的游离氧量[O]控制在100ppm以下，将铸造时的1450～1500℃的冷却时间(t2)控制在300秒以下。根据上述(A)的方法，特别是能够将上述的夹杂物的个数密度N减少到规定范围。
(B)在热轧工序中，将轧制前的加热温度(T2)控制在1120℃以上。根据上述(B)的方法，特别是上述的夹杂物的个数密度N被减少至200个/mm2以下。
(C)在热轧后，在Ac1～Ac3点的温度范围加热、保持后，进行水冷，接着在520℃～Ac1点的温度范围进行10～60分钟回火处理，之后进行空冷或水冷。根据上述(C)的方法，特别是-196℃下存在的残留γ相的体积分率得到适当地控制。
还有，本发明中规定的A值，因为是关于上述的夹杂物的个数密度和残留γ的体积分率这两方的参数，所以通过适当控制上述(A)～(C)，能够将上述A值控制在规定范围。
如果就前述的现有技术的关系而言，上述(A)的方法之中，最大的特征在于特别控制t2。
以下，对于各工序进行详述。
(关于熔炼工序)
在本发明中，对于Al的添加方法特别留意。这是由于，在本发明中应该控制的当量圆直径超过1.0μm的夹杂物，主要是以熔汤中生成的Al系夹杂物为起点，在氧化物和硫化物等的二次夹杂物冷却时复合生成的，上述Al系夹杂物由于凝集/合体而容易粗大化，上述夹杂物的个数密度增加。
首先，在熔钢中添加作为脱氧材的Al时，将Al添加前的游离氧量(有简称为溶存氧量、[O]量的情况。)控制在100ppm以下。若[O]量超过100ppm，则在Al添加时生成的夹杂物尺寸变大，当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度增加，不能实现希望的极低温韧性(参照后述的表2B的No.33)。[O]量越少越好，优选为80ppm以下，更优选为50ppm以下。还有，[O]量的下限，从上减少述夹杂物的个数密度的观点出发则没有特别限定。
作为如上述这样控制[O]量的方法，例如，可列举在熔钢中添加Mn、Si的脱氧元素而进行脱氧的方法。除了上述元素以外，如果添加Ti、Ca、REM、Zr等的脱氧材作为选择成分，出通过其添加也能够控制[O]量。
为了控制Al系夹杂物，重要的是控制Al添加前的[O]量，而不论Al和其他的脱氧元素的添加顺序。但是，若在[O]量高的状态下添加Al，则由于氧化反应导致熔钢的温度上升，在操作上形成危险，因此优选在Al之前添加Si、Mn。另外，Ti等的上述选择成分，优选在Al的添加后再向熔钢中添加。
其次，开始铸造。铸造时的温度范围大致为1650℃以下，但是在本发明中判明，特别重要的是将1450～1500℃的温度范围的冷却时间(t2)控制在300秒以下，由此，当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度得到适当。若t2超过300秒，则以Al系夹杂物为核的二次夹杂物的复合性的生成得到助长，当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度增加，或A值增大等，无法发挥希望的极低温韧性(参照后述的表2B的No.34、35)。若从上述观点出发，t2超短越好，优选为290秒以下，更优选为280秒以下。t2的下限从上述观点出发没有特别限定。
还有，在本发明，在铸造时的温度范围这中，之所以特别着眼于1450～1500℃的温度范围，是由于该温度范围，是铸造时的凝固进行，成分向熔钢的稠化进行，夹杂物的生长被促进的温度区域。
另外，上述1450～1500℃的温度范围，意思是板坯厚的中心部的温度。板坯厚度大致为150～250mm，表面温度与中心部的温度相比，有大约低200～1000℃左右的倾向。表面温度因为温度差的偏差大，所以以偏差小的中心部(厚度t×1/2的邻域)的温度为对象。板坯厚的中心部的温度，能够通过将热电偶插入铸模而进行测量。
另外，在本发明中，只要将1450～1500℃的温度范围内的冷却时间(t2)控制在300秒以下即可，并不限定其手段。例如，可以对于该温度范围以等速，大约0.17℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，从而使上述温度范围内的冷却时间为300秒以下，或者也可以通过不同的冷却速度进行冷却，从而使上述温度范围的冷却时间为300秒以下。
另外，在本发明中，对于上述温度范围以外的铸造时的温度范围的冷却方法没有任何限定，能够采用通常的方法(空冷或水冷)。
以上述方式铸造后，进行热轧，供热处理。
在热轧工序中，优选使热轧前的加热温度(T2)为1120℃以上。由此，复合生成的上述二次夹杂物之中，比较不稳定的硫化物消失，夹杂物尺寸变小，因此使当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度减少。特别是，因为在本发明中钢中S量少(即，有助于硫化物生成量的S量少)，所以若考虑到热轧前加热温度带给硫化物生成量的影响更大，则需要严格管理该轧制前加热温度T2，需要比一般的温度范围(约1100℃邻域)控制得高。T2低于1120℃时，应该控制的夹杂物的个数密度增加，希望的极低温韧性得不到发挥(参照后述的表2B的No.36)。若从上述观点出发，则T2越高越好，优选为1140℃以上，更优选为1160℃以上。但是，若T2过高，则制造成本增加，因此优选使其上限大致控制在1180℃以下。
还有，热轧前加热温度T2的加热时间，优选大致为1～4小时的范围内。
上述以外的工序(终轧，压下量等)未特别限定，能够以得到规定的板厚的方式，采用通常所使用的方法。
热轧之后，加热至Ac1～Ac3点的温度范围(TL)，保持后进行水冷。这一处理相当于前述的现有技术所述的L处理，由此，能够在规定量的范围内确保-196℃下稳定存在的残留γ。
详细地说，加热至Ac1～Ac3点的二相域[铁素体(α)-γ]温度(TL)。通过加热至该温度区域，在生成的γ相中Ni等的合金元素浓缩，能够在室温下得到准稳定存在的准稳定残留γ相。低于Ac1点或超过Ac3点时，结果是不能充分确保-196℃下的残留γ相(参照后述的表2B的No.37、38)。优选的加热温度大致为660～710℃。
上述二相域温度下的加热时间(保持时间，tL)，优选大致为10～50分。低于10分钟时，合金元素向γ相的浓缩未充分进行，另一方面，超过50分钟时，α相退火，强度降低。优选的加热时间大致为15～30分钟。优选的加热时间的上限为30分。
此外通过使上述加热时间为15分钟以上，将使-196℃下的残留γ相的体积分率确保在4.0％以上，由此，将确保-233℃下的脆性断裂率为50％以下，以及即使在更低的极低温下也将确保良好的韧性。有效发挥这样的效果时的更优选的下限为5.0％以上。还有，优选的加热时间的上限与上述相同(30分钟以下)。
接着，水冷至室温后，进行回火处理。回火处理在520℃～Ac1点的温度范围(T3)进行10～60分钟(t3)。由此，回火时，C浓缩到准稳定残留γ中，准稳定残留γ相的稳定度增，因此能够得到在-196℃下也稳定存在的残留γ相。若回火温度T3比520℃低，则在二相共存域保持中生成的准稳定残留γ相分解成α相和渗碳体相，不能充分确保-196℃下的残留γ相(参照后述的表2的No.41)。另一方面，回火温度T3超过Ac1点，或回火时间t3低于10分钟时，C向准稳定残留γ相中的浓缩无法充分进行，不能确保希望的-196℃下的残留γ量[参照后述的表2的No.42(T3高的例子)，No.55(t3短的例子)]。另外，若回火时间t3超过60分钟，则-196℃下的残留γ相过剩地生成，不能确保规定的强度(参照后述的表2的No.43)。
优选的回火处理条件为，回火温度T3：570～620℃，回火时间t3：15分钟以上，45分钟以下(更优选为35分钟以下，进一步优选为25分钟以下)。
如上述这样进行回火处理之后，冷却至室温。冷却方法未特别限定，空冷或水冷均可。
在本说明书中，Ac1点和Ac3点基于下式计算(“讲座·现代的金属学材料编4铁钢材料”，来自社团法人日本金属学会)。
Ac1点＝723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W]
Ac3点＝910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]
上述式中，[]意思是钢材中的合金元素的浓度(质量％)。还有，在本发明中，As和W不作为钢中成分含有，因此在上式中，[As]和[W]均作为0％计算。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
使用真空熔化炉(150kgVIF)，以表2所示的熔炼条件，熔炼表1所示的成分组成(余量：铁和不可避免的的杂质，单位为质量％)的供试钢，进行铸造后，通过热锻，制作150mm×150mm×600mm的铸块。在本实施例中，作为REM使用含有Ce约50％、La约25％的混合稀土。另外，脱氧元素的添加顺序，在不含选择成分时，为Si、Mn(同时添加)→Al；另一方面，在含有Ti、REM、Zr、Ca的选择成分时，为Si、Mn(同时添加)→Al→Ti→REM、Zr、Ca(同时添加)。还有，在本实施例中，从Al添加至铸造开始的时间(t1)全部为大约10分钟(表中未显示)。另外，表2中，[O]是Al添加前的溶存氧量(ppm)，t2是铸造时的1500～1450℃的冷却时间(秒)。1500～1450℃的冷却其控制方式为，以空冷或水冷，使之成为上述冷却时间。
接着，对于上述的铸块，如表2所示这样，以各种温度T2进行加热后，以830℃以上的温度轧制至板厚75mm，以最终轧制温度780℃进行轧制之后水冷，由此得到板厚25mm的厚钢板。将如此得到的钢板加热至表2所示的温度(表2中，TL)后，加热保持5～60分钟(参照表2的tL)后，水冷至室温。接着，如表2所示进行回火处理(T3＝回火温度，t3＝回火时间)后，进行空冷或水冷至室温。
对于如此得到的厚钢板，以如下方式，评价当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度N(个/mm2)，在-196℃下存在的残留γ相的体积分率(％)、抗拉特性(抗拉强度TS，屈服强度YS)、极低温韧性(-196℃或233℃下的C方向的脆性断裂率)。
(1)当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度N的测量
对于上述钢板的t/4位置(t：板厚)进行镜面研磨，使用光学显微镜以400倍对于4个视野拍摄照片。还有，每一个视野的面积为0.04mm2，4个视野的合计面积为0.15mm2。对于这4个视野中所观察到的夹杂物，通过Media Cybernetics社制“Image-ProPlus”进行图像分析，计算当量圆直径(直径)超过1.0μm的夹杂物的个数密度N(个/mm2)，并计算其平均值。
(2)在-196℃下存在的残留γ相的体积分率的测量
从各钢板的t/4位置，提取10mm×10mm×55mm的试验片，以液体氮温度(-196℃)保持5分钟后，用リガク社制的二维微小部X射线衍射装置(RINT-RAPIDII)进行X射线衍射测量。接着，关于铁素体相的(110)、(200)、(211)、(220)的各晶格面的峰值和残留γ相的(111)、(200)、(220)、(311)的各晶格面的峰值，基于各峰值的积分强度比，分别计算残留γ相的(111)、(200)、(220)、(311)的体积分率，求得其平均值，将其作为“残留γ的体积分率(％)”。
(3)抗拉特性(抗拉强度TS、屈服强度YS)的测量
从各钢板的t/4位置，与C方向平行地提取JIS Z2241的4号试验片，以ZIS Z2241所述的方法进行拉伸试验，测量抗拉强度TS和屈服强度YS。在本实施例中，TS＞690MPa，YS＞590MPa的，评价为母材强度优异。
(4)极低温韧性(C方向的脆性断裂率)的测量
从各钢板的t/4位置(t：板厚)且W/4位置(W：板宽)，以及t/4位置且和W/2位置，与C方向平行地提取摆锤冲击试验片(JISZ2242的V切口试验片)3个，以JIS Z2242所述的方法，测量-196℃下的脆性断裂率(％)，计算各自的平均值。然后，如此计算出的两个平均值之中，采用特性差的(即，脆性断裂率大的)一方的平均值，该值为10％以下的，在本实施例中评价为极低温韧性优异。
这些结果一并记述在表2中。为了参考，在表1和表2中，一并记有Ac1点和Ac3点。
表1A
No. C Si Mn P S Al Ni N Cu Cr Mo Ti Nb V B Ca REM Zr A值 Ac1 Ac3
1 0.08 0.10 0.91 ＜0.004 0.002 0.028 5.63 0.0030 4.7 621 771
2 0.05 0.12 0.56 ＜0.004 0.001 0.031 7.03 0.0033 6.5 601 765
3 0.06 0.10 1.22 ＜0.004 0.001 0.028 5.55 0.0041 10.3 619 780
4 0.04 0.07 0.97 ＜0.004 0.001 0.028 5.63 0.0033 0.75 6.8 632 787
5 0.05 0.08 0.95 ＜0.004 0.001 0.025 5.60 0.0035 0.61 5.5 631 783
6 0.06 0.08 0.87 ＜0.004 0.004 0.034 6.01 0.0028 0.73 6.2 614 772
7 0.05 0.10 0.90 ＜0.004 0.003 0.035 6.11 0.0030 0.65 6.0 613 776
8 0.05 0.06 1.20 0.005 0.001 0.030 5.62 0.0035 0.12 8.0 617 787
9 0.05 0.07 0.80 ＜0.004 0.001 0.033 5.90 0.0031 1.00 0.06 5.6 634 781
10 0.05 0.08 1.25 ＜0.004 0.004 0.035 6.11 0.0040 0.35 8.5 609 786
11 0.04 0.16 0.90 ＜0.004 0.001 0.030 5.68 0.0030 0.55 0.35 6.7 631 801
12 0.06 0.09 0.99 ＜0.004 0.005 0.030 7.25 0.0031 0.40 0.12 11.4 599 758
13 0.09 0.08 0.85 ＜0.004 0.001 0.021 6.15 0.0031 0.20 0.18 0.05 5.3 615 760
14 0.02 0.21 1.43 ＜0.004 0.001 0.030 5.32 0.0034 0.45 0.0042 9.8 624 824
15 0.05 0.38 0.66 0.005 0.003 0.031 6.79 0.0027 0.71 0.023 0.0033 7.2 612 801
16 0.05 0.30 0.55 ＜0.004 0.002 0.019 6.21 0.0035 0.15 0.15 0.65 8.6 623 804
17 0.03 0.13 1.55 ＜0.004 0.002 0.034 5.92 0.0030 0.40 0.07 0.0016 6.5 617 793
18 0.04 0.09 0.75 0.007 0.001 0.036 6.69 0.0030 0.85 0.012 9.3 605 799
19 0.04 0.18 1.20 ＜0.004 0.007 0.012 5.60 0.0041 0.011 0.0020 7.7 621 792
20 0.05 0.10 0.64 ＜0.004 0.001 0.046 5.88 0.0032 1.00 0.26 9.6 637 807
21 0.05 0.02 0.63 0.005 0.002 0.040 5.05 0.0032 0.53 0.55 0.0020 5.2 631 806
22 0.05 0.03 0.66 0.006 0.001 0.032 5.26 0.0033 0.74 0.0018 5.4 628 809
23 0.06 0.09 0.86 ＜0.004 0.002 0.007 7.43 0.0033 0.81 0.013 11.5 591 751
24 0.03 0.20 1.72 ＜0.004 0.001 0.015 5.70 0.0030 0.59 0.05 0.0043 8.8 814 821
25 0.04 0.05 0.68 ＜0.004 0.001 0.031 5.40 0.0074 0.42 0.21 0.015 0.0007 0.0013 7.2 633 796
26 0.05 0.11 0.66 ＜0.004 0.003 0.035 5.76 0.0055 0.11 0.27 0.38 8.7 626 794
27 0.04 0.18 0.80 0.006 0.004 0.035 5.69 0.0036 1.13 0.04 0.0021 4.6 643 795
28 0.05 0.16 0.82 0.005 0.002 0.030 5.87 0.0032 0.84 0.50 0.021 0.0028 6.5 634 796
29 0.04 0.21 1.03 ＜0.004 0.001 0.035 6.50 0.0035 0.40 0.053 8.2 808 780
30 0.05 0.08 0.75 ＜0.004 0001 0.031 5.66 0.0031 0.95 0.35 0.37 8.1 638 832
31 0.07 0.07 0.89 0.005 0.001 0.029 6.33 0.0032 0.16 0.0032 5.7 609 763
32 0.04 0.12 1.12 ＜0.004 0.001 0.031 7.18 0.0032 0.10 0.0027 10.0 593 776
表1B
No. C Si Mn P S Al Ni N Cu Cr Mo Ti Nb V H Ca REM Zr A值 Ac1 Ac3
33 0.05 0.10 0.85 ＜0.004 0.001 0.025 5.46 0.0032 10.7 625 786
34 0.05 0.10 0.92 ＜0.004 0.001 0.021 5.63 0.0035 0.25 0.34 0.50 11.8 627 799
35 0.06 0.10 0.93 0.008 0.002 0.035 5.80 0.0037 0.25 0.38 0.55 11.9 624 794
36 0.11 0.08 0.77 0.005 0.002 0.031 6.20 0.0036 12.0 612 752
37 0.07 0.15 0.83 ＜0.004 0.001 0.030 6.77 0.0030 0.35 0.14 6.5 610 765
38 0.10 0.41 1.14 ＜0.004 0.002 0.031 7.40 0.0032 0.0022 4.0 598 752
39 0.07 0.12 0.88 ＜0.004 0.001 0.026 5.67 0.0029 4.3 621 775
40 0.08 0.08 0.83 ＜0.004 0.002 0.028 5.58 0.0035 7.8 621 777
41 0.05 0.06 1.33 0.006 0.001 0.032 6.21 0.0033 5.2 606 773
42 0.03 0.04 2.13 ＜0.004 0.001 0.029 7.30 0.0032 3.4 678 768
43 0.05 0.05 0.96 ＜0.004 0.003 0.034 5.40 0.0041 0.44 0.23 9.4 623 792
44 0.04 0.08 0.46 ＜0.004 0.001 0.032 5.78 0.0038 0.61 0.015 8.6 633 785
45 0.05 0.17 1.38 ＜0.004 0.008 0.031 6.48 0.0051 0.48 6.4 602 787
46 0.01 0.09 1.03 0.005 0.001 0.053 4.88 0.0046 0.27 0.45 0.21 9.3 637 856
47 0.07 0.12 0.87 ＜0.004 0.002 0.004 6.40 0.0105 0.015 12.8 609 764
48 0.05 0.08 0.79 ＜0.004 0.004 0.036 6.46 0.0033 1.02 0.0033 12.7 608 770
49 0.06 0.11 0.91 ＜0.004 0.001 0.029 5.56 0.0028 1.24 0.0056 10.6 643 781
50 0.50 0.09 1.30 ＜0.004 0.001 0.044 7.21 0.0028 0.102 0.0053 12.5 590 759
51 0.05 0.31 1.18 ＜0.004 0.001 0.036 5.90 0.0033 0.06 1.06 5.4 621 822
52 0.06 0.12 1.04 0.005 0.001 0.026 6.65 0.0035 0.027 0.0022 7.3 600 782
53 0.04 0.30 0.81 ＜0.004 0.001 0.016 5.79 0.0031 0.59 0.53 7.2 635 850
54 0.06 0.16 0.88 ＜0.004 0.001 0.032 6.00 0.0032 0.0052 9.1 817 776
55 0.07 0.11 0.61 ＜0.004 0.003 0.030 6.15 0.0040 6.0 614 768
表2A
表2B
由表2能够进行如下的考察。
首先，表2A的No.1～32是完全满足本发明的要件的例子，能够提供即使母材强度高，-196℃下的极低温韧性(详细地说就是C方向的脆性断裂率的平均值≤10％)仍优异的厚钢板。
相对于此，表2B的No.33～43、55，至少不满足本发明的优选的制造条件的任意一项，是不满足本发明的要件的比较例，因此得不到希望的特性。
具体来说，No.33虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.33，但是Al添加前的溶存氧量[O]量多，因此是上述夹杂物的个数密度N增加的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.34虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.34，但铸造时的1500～1450℃的冷却时间(t2)长，因此是A值超过规定的范围的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.35因为使用P量多的表1B的No.35，并且，铸造时的1500～1450℃的冷却时间(t2)长，所以是上述夹杂物的个数密度N增加的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.36因为使用了C量多的表1B的No.36，并且，热轧前的加热温度(T2)低，所以是上述夹杂物的个数密度N增加，并且，A值超过规定的范围的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.37虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.37，但却是以低于二相域温度(TL)的温度加热，所以是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.38因为使用了Si量多的表1B的No.38，并且，以超过二相域温度(TL)的温度加热，所以是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.39虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.39，但二相域温度(TL)下的加热保持时间(tL)短，因此是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断裂率也增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.40虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.40，但是在二相域温度(TL)的加热保持时间(tL)长，因此是残留γ量增加的例子。其结果是，屈服强度YS和抗拉强度TS降低，不能确保希望的母材强度。
No.41虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.41，但是回火温度(T3)低，因此是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.42因为使用了Mn量多的表1B的No.42，并且，回火温度(T3)高，所以是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.43虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.43，但是回火时间(t3)长，所以是残留γ量增加的例子。其结果是，屈服强度YS降低，不能确保希望的母材强度。
No.55虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.55，但是回火时间(t3)短，因此是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.44～54是使用了只有钢中成分脱离，以本发明的方法制造的比较例。
详细地说，No.44使用了Mn量少的表1B的No.44，因此是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.45是使用了S量多的表1B的No.45的例子。因此脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.46因为使用了C量少，Al量多，Ni量少的表1B的No.46，所以是上述夹杂物的个数密度N增加，残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。此外TS也降低。
No.47因为使用了Al量少，N量多的表1B的No.47，所以是上述夹杂物的个数密度N增加，并且，A值超出规定范围的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.48因为使用了作为选择成分的Cu量和Ca量多的表1B的No.48，所以是上述夹杂物的个数密度N增加，并且，A值超出规定范围的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.49因为使用了作为选择成分的Cr量和Zr量多的表1B的No.49，所以是上述夹杂物的个数密度N增加的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.50因为使用了作为选择成分的Nb量和REM量多的表1B的No.50，所以是上述夹杂物的个数密度N增加，并且，A值超出规定范围的例子。其结果是，脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.51因为使用了作为选择成分的Mo量多的表1B的No.51，所以是脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.52因为使用了作为选择成分的Ti量多的表1B的No.52，所以是脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.53因为使用了作为选择成分的V量多的表1B的No.53，所以是脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.54因为使用了作为选择成分的B量多的表1B的No.54，所以是脆性断裂率增加，不能实现希望的极低温韧性。
实施例2
在本实施例中，对于用于上述实施例1的一部分的数据(均为本发明例)，评价233℃下的脆性断裂率。
具体来说，对于表3所述的No.(表3的No.对应前述的表1和表2的No.)，从t/4位置且W/4位置提取试验片3个，以如下所述的方法实施-233℃下的摆锤冲击试验，评价脆性断裂率的平均值。在本实施例中，上述脆性断裂率≤50％的，评价为-233℃下的脆性断裂率优异。“高压气体”，第24卷181页，“奥氏体系不锈钢铸钢的极低温冲击试验”
这些结果记述在表3中。
表3
表3的No.3、4、6、15、19和24，均是将二相域温度下的加热时间(tL)控制在15分钟以上的例子(参照表2A)，能够确保残留γ相在4.0％以上。其结果是，不仅-196℃下，更低温的-233℃下的脆性断裂率也良好，能够达成非常优异的极低温韧性。

Claims (2)

1.一种极低温韧性优异的厚钢板，其特征在于，是以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.40％以下但不含0％、Mn：0.50～2.0％、P：0.007％以下但不含0％、S：0.007％以下但不含0％、Al：0.005～0.050％、Ni：5.0～7.5％、N：0.010％以下但不含0％，余量是铁和不可避免的杂质的厚钢板，其中，
在-196℃下存在的残留奥氏体相的体积分率V满足2.0％～12.0％，并且，设钢板中存在的当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的个数密度为N时，N≤200个/mm2，且下述(1)式表示的A值低于11.5，
A＝V2/3+0.012×π×N…(1)。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其中，所述厚钢板以质量％计还含有以下的(a)～(e)组中的至少一组作为其他元素：
(a)Cu：1.00％以下但不含0％；
(b)从Cr：1.20％以下但不含0％和Mo：1.0％以下但不含0％中选择的至少一种元素；
(c)从Ti：0.025％以下但不含0％、Nb：0.100％以下但不含0％和V：0.50％以下但不含0％中选择的至少一种元素；
(d)B：0.0050％以下但不含0％；
(e)从Ca：0.0030％以下但不含0％、REM：0.0050％以下但不含0％和Zr：0.005％以下但不含0％中选择的至少一种元素。
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