CN103764859B - Ni添加钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种Ni添加钢板，其以质量%计，含有C：0.04%～0.10%、Si：0.02%～0.12%、Mn：0.3%～1.0%、Ni：超过7.5%且在10.0%以下、Al：0.01%～0.08%、T·O：0.0001%～0.0030%，并将P限制在0.0100%以下、将S限制在0.0035%以下、将N限制在0.0070%以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；在深度方向上距板面的距离为板厚的1/4的部位的Ni偏析比为1.3以下，深冷后奥氏体的量为0.5%以上，深冷后奥氏体不均匀指数为3.0以下，深冷后奥氏体的平均当量圆直径为1μm以下。

Description

Ni添加钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢板的母材以及焊接接头的耐破坏性能（后述的韧性、止裂性、抑制不稳定破坏的特性）优良的Ni添加钢板及其制造方法。 
背景技术
液化天然气（LNG）罐所使用的钢要求-160℃左右的极低温下的耐破坏性能。例如，作为LNG罐的内槽所使用的钢种，有所谓的9%Ni钢。该9%Ni钢是以质量%计，含有8.5～9.5%左右的Ni，具有主要含有回火马氏体的组织，特别是低温韧性（例如，-196℃下的夏比冲击吸收能）优良的钢材。在最近的天然气体需求增大的背景下，为了与LNG罐的大型化相适应，要求罐的耐破坏特性得到进一步的提高。作为该耐破坏性能之一，迄今为止公开了用于提高9%Ni钢的韧性的各种技术。例如，在专利文献1、专利文献2、专利文献3中公开了通过双相区热处理降低回火脆化敏感性而提高韧性的技术。另外，专利文献4、专利文献5、专利文献6中公开了添加不会增大回火脆化敏感性而可以提高强度的Mo，从而大幅度提高韧性的技术。然而，上述专利文献1～6的方法由于制造成本的增大，因而难于以低成本在耐破坏性能要求较高的LNG罐中使用。此外，作为该LNG罐用的9%Ni钢，可以使用板厚为4.5mm～80mm的钢板。其中，主要使用板厚为6mm～50mm的钢板。 
现有技术文献 
专利文献 
专利文献1：日本特开平9-143557号公报 
专利文献2：日本特开平4-107219号公报 
专利文献3：日本特开昭56-156715号公报 
专利文献4：日本特开2002-129280号公报 
专利文献5：日本特开平4-371520号公报 
专利文献6：日本特开昭61-133312号公报 
发明内容
发明所要解决的课题 
本发明的目的在于：提供以9％左右的Ni含量而在-160℃左右的耐破坏性能明显优良、且廉价的钢板及其制造方法。 
用于解决课题的手段 
本发明提供以9％左右的Ni含量而在-160℃左右的耐破坏性能明显优良的钢板及其制造方法。其要旨如下所述。 
(1)本发明的一实施方式涉及一种Ni添加钢板，其以质量％计，含有C：0.04％～0.10％、Si：0.02％～0.12％、Mn：0.3％～1.0％、Ni：超过7.5％且在10.0％以下、Al：0.01％～0.08％、T·O：0.0001％～0.0030％，并将P限制在0.0100％以下、将S限制在0.0035％以下、将N限制在0.0070％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；在深度方向上距板面的距离为板厚的1/4的部位的Ni偏析比为1.3以下，深冷后奥氏体的量为0.5％以上，深冷后奥氏体不均匀指数为3.0以下，深冷后奥氏体的平均当量圆直径为1μm以下。 
(2)根据上述(1)所述的Ni添加钢板，其中，以质量％计，也可以进一步含有Cr：1.5％以下、Mo：0.4％以下、Cu：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、V：0.05％以下、B：0.05％以下、Ca：0.0040％以下、Mg：0.0040％以下、REM：0.0040％以下之中的任1种以上。 
(3)根据上述(1)或(2)所述的Ni添加钢板，其中，板厚也可以为4.5～80mm。 
(4)本发明的一实施方式涉及一种Ni添加钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下热加工处理：对钢进行在1250℃～1380℃的加热温度下保持8小时～50小时，然后空冷至300℃以下的第1热加工处理，所述钢以质量％计，含有C：0.04％～0.10％、Si：0.02％～0.12％、Mn：0.3％～1.0％、Ni：超过7.5％且在10.0％以下、Al：0.01％～0.08％、T·O：0.0001％～0.0030％，并将P限制在0.0100％以下、将S限制在0.0035％以下、将N限制在0.0070％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；进行将所述钢加热至900℃～1270℃，将最终1个道次前的温度控制为660℃～900℃而以2.0～40的压下比进行热轧，并立即开始冷却而冷却 至300℃以下的第2热加工处理；以及将所述钢加热至500℃～650℃，然后进行冷却的第3热加工处理。 
(5)根据上述(4)所述的Ni添加钢板的制造方法，其中，所述钢以质量％计，也可以进一步含有Cr：1.5％以下、Mo：0.4％以下、Cu：1.0％以下、Nb：0.05％以下、Ti：0.05％以下、V：0.05％以下、B：0.05％以下、Ca：0.0040％以下、Mg：0.0040％以下、REM：0.0040％以下之中的任1种以上。 
(6)根据上述(4)或(5)所述的Ni添加钢板的制造方法，其中，所述第1热加工处理也可以在所述空冷之前，将最终1个道次前的温度控制为800℃～1200℃而以1.2～40的压下比进行热轧。 
(7)根据上述(4)或(5)所述的Ni添加钢板的制造方法，其中，所述第2热加工处理也可以在所述热轧之后立即冷却至300℃以下，然后在780℃～900℃下进行再加热。 
(8)根据上述(4)或(5)所述的Ni添加钢板的制造方法，其中，所述第1热加工处理也可以在所述空冷之前，将最终1个道次前的温度控制为800℃～1200℃而以1.2～40的压下比进行热轧，所述第2热加工处理也可以在所述热轧之后立即冷却至300℃以下，然后在780℃～900℃下进行再加热。 
发明的效果 
根据本发明，不增加大的成本而可以提高含有9％左右Ni的Ni添加钢的韧性、止裂性以及不稳定破坏特性。也就是说，本发明可以廉价地提供具有高水平的耐破坏性能的钢板及其制造方法，在产业上具有较高的价值。 
附图说明
图1是表示焊接接头的止裂性和Ni偏析比之间的关系的图。 
图2是表示母材的止裂性和深冷后奥氏体不均匀指数之间的关系的图。 
图3是表示母材的韧性和深冷后的奥氏体量之间的关系的图。 
图4是表示本发明的各实施方式的Ni添加钢板的制造方法的流程 的图。 
图5是混成ESSO试验后的试验部的龟裂面的一个例子的部分概略图。 
具体实施方式
本发明人发现：作为LNG罐等焊接构造物中使用的钢板所需要的特性（母材以及焊接接头的特性），3种耐破坏性能是重要的。下面，作为本发明的耐破坏性能，将阻止脆性破坏（裂纹）发生的特性定义为韧性，将停止脆性破坏（裂纹）传播的特性定义为止裂性，将对传播停止的裂纹附近的不稳定破坏（包括延性破坏的破坏形态）进行抑制的特性定义为抑制不稳定破坏的特性。对钢板的母材和焊接接头两者就这3种耐破坏性能进行了评价。 
下面就本发明进行详细的说明。 
首先就本发明的经纬进行说明。本发明人就不对9%Ni钢（含有超过7.5%且在10.0%以下的Ni的钢）进行高温的双相区域热处理而将-160℃左右的耐破坏性能、特别是止裂性提高到与高温下进行过双相区域热处理的钢材同等水平的方法进行了潜心的研究。 
该研究结果表明：钢板内部的合金元素的不均匀性对母材以及焊接接头的止裂性产生较大的影响。在合金元素的不均匀性较大的情况下，在钢的母材中，残余奥氏体的分布变得不均匀，使脆性裂纹的传播停止的性能（止裂性）降低。在钢的焊接接头中，在焊接的热影响下，硬质马氏体于加热至双相区域温度的部位的一部分以岛状密集的状态生成，从而使停止脆性裂纹传播的性能（止裂性）显著降低。 
一般地说，在破坏特性受到合金元素的不均匀性的影响的情况下，钢板的板厚方向（深度方向）中央部附近的中心偏析成为问题。这是因为：材料中较脆的中心偏析部和力学上应力三轴度（应力状态）升高的板厚中央部重叠而优先发生脆性破坏。但是，9%Ni钢在大部分情况下，使用奥氏体系合金作为焊接材料。在此情况下，由于使用在板厚中央部大量存在不会脆性破坏的奥氏体系合金的焊接接头形状，所以因中心偏析而产生脆性破坏的可能性较少。 
于是，本发明人就显微偏析和对脆性破坏的破坏性能（止裂性）之间的关系进行了研究。其结果是，获得了如下非常重要的见解：显微偏析由于在钢材的整个板厚上产生，因而通过母材以及焊接热影响区的组织变化而对脆性破坏的传播停止性能（止裂性）产生较大的影响。该显微偏析是在凝固时，于二次枝晶臂间的剩余钢水部形成合金浓缩部的现象，该合金浓缩部通过轧制而受到拉伸。本发明人通过在规定的条件下实施多次热加工处理，成功地使母材以及焊接接头的止裂性得以大幅度提高。 
关于该具体的条件，容后叙述。 
下面，对钢中合金元素的范围进行规定。此外，以下的“%”是指“质量%”。 
C是确保强度所必须的元素，因而将C量设定为0.04%以上。但是，如果增加C量，则因粗大析出物的生成而使母材的韧性以及焊接性降低，所以将C量的上限设定为0.10%。也就是说，将C量限制为0.04%～0.10%。此外，为了强度的提高，也可以将C量的下限限制为0.05%或者0.06%。为了提高母材的韧性以及焊接性，也可以将C量的上限限制为0.09%、0.08%或者0.07%。 
Si量对本发明是重要的。如果将Si降低至0.12%以下，则回火脆化敏感性降低，从而使母材的韧性以及止裂性得以提高。因此，将Si量的上限设定为0.12%。另一方面，如果使Si量低于0.02%，则精炼负荷明显提高。因此，将Si量限制为0.02%～0.12%。此外，如果使Si量为0.10%以下或者0.08%以下，则母材的韧性以及止裂性得到进一步的提高，因而优选将Si量的上限设定为0.10%以下或者0.08%以下。 
T·O不可避免地在钢中含有，其量对本发明是重要的。通过将T·O降低至0.0030%以下，可以使母材的韧性以及止裂性、和焊接接头的韧性得到显著提高。因此，将T·O量限制为0.0030%以下。另一方面，当T·O量低于0.0001%时，精炼负荷非常高，从而生产率降低。因此，将T·O量限制为0.0001%～0.0030%。此外，如果使T·O量为0.0025%以下或者0.0015%以下，则母材韧性的提高明显，因而优选将T·O量的上限设定为0.0025%以下或者0.0015%以下。此外，T·O量是溶解于钢水中 的氧和悬浮于钢水中的微细脱氧产物的氧之总和。也就是说，T·O量是固溶于钢中的氧和分散于钢中的氧化物中的氧之总和。 
Mn是对强度的增大有效的元素。因此，在钢中最低需要0.3%以上的Mn。相反，如果在钢中含有超过1.0%的Mn，则回火脆化敏感性升高，从而使耐破坏性能降低。因此，将Mn量限制为0.3%～1.0%。此外，为了通过Mn量的降低而抑制回火脆化敏感性，也可以将Mn量的上限限制为0.95%、0.9%或者0.85%。在需要更加确保强度的情况下，也可以将Mn量的下限限制为0.4%、0.5%、0.6%或者0.7%。 
P是不可避免地在钢中含有、且使母材的耐破坏性能降低的元素。如果P量低于0.0010%，则因精炼负荷的增大而使生产率大幅度降低，因而没有必要进行0.0010%以下的低磷化。但是，P量即使在0.0010%以下，也可以发挥本发明的效果，因而没有必要特别限定P量的下限，P量的下限为0%。如果P量超过0.0100%，则因回火脆化的促进而使母材的耐破坏性能降低。因此，将P量限制为0.0100%以下。 
S是不可避免地在钢中含有、且使母材的耐破坏性能降低的元素。当S量低于0.0001%时，因精炼负荷的增大而使生产率大幅度降低，因而没有必要进行低于0.0001%的低硫化。但是，S量即使低于0.0001%也可以发挥本发明的效果，因而没有必要特别限定S量的下限，S量的下限为0%。如果S量超过0.0035%，则母材的韧性降低。因此，将S量限制为0.0035%以下。 
Ni是对母材以及焊接接头的耐破坏性能的提高有效的元素。当Ni量在7.5%以下时，由固溶Ni以及残余奥氏体的稳定化所产生的耐破坏性能的增加量并不充分，当Ni量超过10.0%时，则制造成本增大。因此，将Ni量限制为超过7.5%且在10.0%以下。此外，为了更加提高耐破坏性能，也可以将Ni量的下限限制为7.7%、8.0%或者8.5%。另外，为了降低合金成本，也可以将Ni量的上限限制为9.8%或者9.5%。 
Al是作为脱氧材料有效的元素。在钢中含有低于0.01%的Al，其脱氧并不充分，因而母材的韧性降低。如果在钢中含有超过0.08%的Al，则焊接接头的韧性降低。因此，将Al量限制为0.01%～0.08%。为了切实地进行脱氧，也可以将Al量的下限限制为0.015%、0.02%或者 0.025%。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Al量的上限限制为0.06%、0.05%或者0.04%。 
N是不可避免地在钢中含有、且使母材以及焊接接头的耐破坏性能降低的元素。当N量低于0.0001%时，因精炼负荷的增大而使生产率降低，因而没有必要进行低于0.0001%的脱氮。但是，N量即使低于0.0001%也可以发挥本发明的效果，因而没有必要特别限定N量的下限，N量的下限为0%。如果N量超过0.0070%，则母材的韧性和焊接接头的韧性降低。因此，将N量限制为0.0070%以下。为提高韧性，也可以将N量的上限限制为0.0060%、0.0050%或者0.0045%。 
此外，包含上述基本的化学成分（基本元素）、且剩余部分包括Fe以及不可避免的杂质的化学组成为本发明的基本组成。然而，除该基本组成以外，本发明也可以根据需要进一步含有以下的元素（选择元素）以代替剩余部分Fe的一部分。此外，这些选择元素即使不可避免地混入钢中，也不会损害本实施方式的效果。 
Cr是对强度的增大有效的元素，也可以根据需要添加。因此，优选在钢中含有0.01%以上的Cr。相反，如果钢中含有超过1.5%的Cr，则焊接接头的韧性降低。因此，在添加Cr的情况下，优选将Cr量限制为0.01%～1.5%。为提高焊接接头的韧性，也可以将Cr量的上限限制为1.3%、1.0%、0.9%或者0.8%。此外，为了降低合金成本，优选不进行Cr的有意添加，Cr的下限为0%。 
Mo是对于不增加回火脆化敏感性而提高强度有效的元素，也可以根据需要添加。当Mo量低于0.01%时，强度增大的效果较小，当Mo量超过0.4%时，制造成本增大，而且焊接接头的韧性降低。因此，在添加Mo的情况下，优选将Mo量限制为0.01%～0.4%。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Mo量的上限限制为0.35%、0.3%或者0.25%。此外，为了降低合金成本，优选不进行Mo的有意添加，Mo的下限为0%。 
Cu是对强度的提高有效的元素，也可以根据需要添加。在钢中含有低于0.01%的Cu，提高母材强度的效果也小。如果在钢中含有超过1.0%的Cu，则焊接接头的韧性降低。因此，在添加Cu的情况下，优选 将Cu量限制为0.01%～1.0%。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Cu量的上限限制为0.5%、0.3%、0.1%或者0.05%。此外，为了降低合金成本，优选不进行Cu的有意添加，Cu的下限为0%。 
Nb是对强度的提高有效的元素，也可以根据需要添加。在钢中含有低于0.001%的Nb，提高母材强度的效果也小。如果在钢中含有超过0.05%的Nb，则焊接接头的韧性降低。因此，在添加Nb的情况下，优选将Nb量限制为0.001%～0.05%。此外，为了降低合金成本，优选不进行Nb的有意添加，Nb的下限为0%。 
Ti是对母材韧性的提高有效的元素，也可以根据需要添加。在钢中含有低于0.001%的Ti，提高母材韧性的效果也小。在添加Ti的情况下，如果在钢中含有超过0.05%的Ti，则焊接接头的韧性降低。因此，优选将Ti量限制为0.001%～0.05%。为了提高焊接接头的韧性，也可以将Ti量的上限限制为0.03%、0.02%、0.01%或者0.005%。此外，为了降低合金成本，优选不进行Ti的有意添加，Ti的下限为0%。 
V是对母材强度的提高有效的元素，也可以根据需要添加。在钢中含有低于0.001%的V，提高母材强度的效果也小。如果在钢中含有超过0.05%的V，则焊接接头的韧性降低。因此，在添加V的情况下，优选将V量限制为0.001%～0.05%。为了提高焊接接头的韧性，也可以将V量的上限限制为0.03%、0.02%或者0.01%。此外，为了降低合金成本，优选不进行V的有意添加，V的下限为0%。 
B是对母材强度的提高有效的元素，也可以根据需要添加。在钢中含有低于0.0002%的B，提高母材强度的效果也小。如果在钢中含有超过0.05%的B，则母材的韧性降低。因此，在添加B的情况下，优选将B量限制为0.0002%～0.05%。为了提高母材的韧性，也可以将B量的上限限制为0.03%、0.01%、0.003%或者0.002%。此外，为了降低合金成本，优选不进行B的有意添加，B的下限为0%。 
Ca是对防止喷嘴的堵塞有效的元素，也可以根据需要添加。在钢中含有低于0.0003%的Ca，防止喷嘴堵塞的效果也小。如果在钢中含有超过0.0040%的Ca，则母材的韧性降低。因此，在添加Ca的情况下，优选将Ca量限制为0.0003%～0.0040%。为了防止母材韧性的降低，也 可以将Ca量的上限限制为0.0030%、0.0020%或者0.0010%。此外，为了降低合金成本，优选不进行Ca的有意添加，Ca的下限为0%。 
Mg是对韧性的提高有效的元素，也可以根据需要添加。在钢中含有低于0.0003%的Mg，提高母材韧性的效果也小。如果在钢中含有超过0.0040%的Mg，则母材的韧性降低。因此，在添加Mg的情况下，优选将Mg量限制为0.0003%～0.0040%。为了防止母材韧性的降低，也可以将Mg量的上限限制为0.0030%、0.0020%或者0.0010%。此外，为了降低合金成本，优选不进行Mg的有意添加，Mg的下限为0%。 
REM（Rare Earth Metal：选自Sc、Y、镧系元素的17个元素中的至少1种）是对防止喷嘴的堵塞有效的元素，也可以根据需要添加。在钢中含有低于0.0003%的REM，防止喷嘴堵塞的效果也小。如果在钢中含有超过0.0040%的REM，则母材的韧性降低。因此，在添加REM的情况下，优选将REM量限制为0.0003%～0.0040%。为了防止母材韧性的降低，也可以将REM量的上限限制为0.0030%、0.0020%或者0.0010%。此外，为了降低合金成本，优选不进行REM的有意添加，REM的下限为0%。 
此外，含有添加合金的使用原料中的不可避免的杂质以及在熔炼中从炉材等耐热材料溶出的可作为不可避免的杂质混入的元素也可以在钢中含有低于0.002%。例如，熔炼钢时混入的Zn、Sn、Sb、Zr也可以在钢中分别含有低于0.002%（由于是根据钢的熔炼条件的不同而混入的不可避免的杂质，因而含有0%）。即使在钢中各自含有低于0.002%的这些元素，也不会损害本发明的任何效果。 
如上所述，本发明的Ni添加钢板具有包含上述基本元素、且剩余部分包括Fe以及不可避免的杂质的化学组成，或者具有包含上述基本元素和选自上述选择元素之中的至少1种、且剩余部分包括Fe以及不可避免的杂质的化学组成。 
本发明如前所述，溶质元素在钢中的均匀分布是非常重要的。具体地说，Ni等溶质元素的带状显微偏析的降低对于母材和焊接接头的止裂性的提高是有效的。带状显微偏析是在凝固时，溶质元素在枝晶臂间的剩余部分的钢水中浓化的部分通过热轧而沿轧制方向平行地延伸的带 状形态（带状区域）。也就是说，在带状显微偏析（带状偏析）中，溶质元素浓化的部分和溶质元素未浓化的部分例如以1～100μm的间隔交互形成为带状。与铸坯中央部形成的中心偏析不同，该带状显微偏析通常（例如室温）不会导致韧性较大的降低。但是，对于在-160℃的极低温下使用的钢来说，该带状偏析的影响非常大。如果因带状偏析而使Ni或Mn、P等溶质元素在钢中不均匀地存在，则热加工处理时生成的残余奥氏体的稳定性依场所（钢中位置）的不同而有较大的变化。因此，对于母材，脆性破坏的传播停止性能（止裂性）大大降低。另外，在焊接接头的情况下，Ni和Mn、P之类的溶质元素浓化而形成的带状区域在受到焊接热影响时，沿着该带状区域而产生密集的岛状马氏体。该岛状马氏体由于产生低应力破坏，因而焊接接头的止裂性降低。 
本发明人首次就Ni偏析比和焊接接头的止裂性之间的关系进行了研究。其结果是，获得了如下的见解：在沿板厚中心（深度）方向距钢板表面的距离为板厚的1/4的部位（以后称之为1/4t部），当其Ni偏析比在1.3以下时，焊接接头的止裂性优良。因此，将1/4t部的Ni偏析比限制为1.3以下。此外，在1/4t部的Ni偏析比为1.15以下的情况下，由于焊接接头的止裂性更为优良，因而优选将Ni偏析比设定为1.15以下。 
1/4t部的Ni偏析比可以采用EPMA（Electron Probe MicroAnalysis：电子探针显微分析）来测定。也就是说，以沿板厚方向（板厚中心方向、深度方向）距钢板表面（板面）的距离为板厚的1/4的位置为中心，采用EPMA在板厚方向遍及2mm的长度而以2μm的间隔对Ni量进行测定。在测定的1000点的Ni量的数据中，将从Ni量大的数据开始按顺序的10点的数据和从Ni量小的数据开始按顺序的10点的数据作为异常值而从应该评价的数据中除出。将剩下的980点的数据的平均定义为Ni量的平均值，在该980点的数据中，将从Ni量大的数据开始按顺序的20点的数据的平均定义为Ni量的最大值。该Ni量的最大值除以Ni量的平均值所得到的值被定义为1/4t部的Ni偏析比。Ni偏析比的下限值通过计算所给出的值为1.0。因此，Ni偏析比的下限也可以为1.0。此外，在本发明中，在-165℃的焊接接头的CTOD（Crack Tip Opening Displacement）试验的结果（CTOD值δc）为0.3mm以上的情况下，焊接接头的韧性评价为优良。另外，对于在试验温度-165℃、负荷应力392MPa的条件下进行的焊接接头的混成ESSO试验，在脆性裂纹突入试验板中的距离为板厚的2倍以下的情况下，焊接接头的止裂性评价为优良。相反，虽然脆性裂纹在试验板的中途停止，但在脆性裂纹突入试验板中的距离为板厚的2倍以上以及脆性裂纹贯通试验板的情况下，焊接接头的止裂性评价为差。 
图1表示了Ni偏析比与裂纹突入距离相对于板厚（上述条件的混成ESSO试验的测定值）的比例之间的关系。如图1所示，如果Ni偏析比在1.3以下，则龟裂突入距离为板厚的2倍以下，焊接接头的止裂性优良。图1的混成ESSO试验中使用的焊接接头采用SMAW（Shield Metal Arc Welding）并在如下的条件下进行制作。也就是说，以3.0～4.0kJ/cm的线能量、且100℃以下的预热以及道次间温度的条件下的立焊进行SMAW。此外，缺口位置在熔合线部。 
本发明人接着就深冷后的残余奥氏体和母材的止裂性之间的关系进行了研究。也就是说，本发明人将深冷后的残余奥氏体的最大面积率和最小面积率之比定义为深冷后奥氏体不均匀指数（以后有时也称之为不均匀指数），并就该指数和母材的止裂性之间的关系进行了研究。进行了母材的混成ESSO试验，结果得到了图2所示的母材的止裂性和深冷后奥氏体不均匀指数之间的关系。如该图2所示，已经判明如果深冷后奥氏体不均匀指数超过3，则母材的止裂性降低（脆性裂纹突入试验板中的距离为板厚的2倍以上）。因此，将本发明的深冷后奥氏体不均匀指数限制为3.0以下。深冷后奥氏体不均匀指数的下限通过计算所给出的值为1。因此，本发明的深冷后奥氏体不均匀指数也可以为1.0以上。此外，奥氏体的最大面积率和最小面积率可以由在液氮中深冷过的样品的EBSP（Electron Back Scattering Pattern）进行评价。具体地说，进行5×5μm区域的EBSP的扫描，对奥氏体的面积率进行评价。以钢板的1/4t部为中心而沿板厚方向连续地对合计40视场进行该面积率的评价。在整个这40点的数据中，将从奥氏体的面积率大的数据开始按顺序的5点的数据的平均定义为最大面积率，将从奥氏体的面积率小的 数据开始按顺序的5点的数据的平均定义为最小面积率。再者，上述的最大面积率除以该最小面积率所得到的值被定义为深冷后奥氏体不均匀指数。此外，由于在以下说明的X射线衍射中，不能调查这样微观的奥氏体的不均匀性，因而使用EBSP。 
关于残余奥氏体，其绝对量也是重要的。图3表示了通过CTOD试验得到的母材的韧性（CTOD值）和深冷后的奥氏体量之间的关系。正如该图3作为一个例子所示的那样，当深冷后的残余奥氏体的量（以后有时也称为奥氏体的量）低于整个组织的量的0.5%时，母材的韧性以及止裂性大幅度降低。因此，深冷后的奥氏体的量为0.5%以上。另外，如果深冷后的残余奥氏体的量大幅度增加，则在塑性变形下奥氏体不稳定化，反而使母材的韧性以及止裂性降低。因此，深冷后的奥氏体的量优选为0.5%～20%。此外，将从钢板的1/4t部采集的样品在液氮中深冷1个小时，其后在室温下进行该样品的X射线衍射，由此可以测定深冷后的残余奥氏体的量。此外，在本发明中，样品浸渍于液氮中至少保持1小时的处理被称之为深冷处理。 
残余奥氏体微细也是非常重要的。即使在深冷后的残余奥氏体的量为0.5%～20%、且不均匀指数为1.0～3.0的情况下，如果残余奥氏体粗大，也容易发生焊接接头的不稳定破坏。当暂且停止的裂纹再度因不稳定破坏而在板厚方向的整个断面传播时，裂纹的传播路径的一部分包括母材。因此，如果母材的奥氏体的稳定性降低，则容易发生不稳定破坏。也就是说，如果残余奥氏体变得粗大，则残余奥氏体中含有的C量降低，因而残余奥氏体的稳定性降低。在深冷后的残余奥氏体的当量圆直径的平均（平均当量圆直径）为1μm以上的情况下，容易发生不稳定破坏。因此，为了得到充分的抑制不稳定破坏的特性，将深冷后奥氏体的平均当量圆直径限制为1μm以下。此外，不稳定破坏（不稳定延性破坏）是脆性破坏在发生以及传播以后停止，破坏再度传播的现象。该不稳定破坏的形态可以观察到断口的整个面为延性断口的情况、和断口中的板厚的两端部（两表面）附近的面为延性断口而断口中的板厚的中央部附近的面为脆性断口的情况这两者。此外，深冷后奥氏体的平均当量圆直径例如可以通过在1万倍的透射型电子显微镜下观察20个部位的暗视 场像，然后将平均的当量圆直径定量化来得到。深冷后奥氏体的平均当量圆直径的下限例如也可以为1nm。 
因此，本发明的钢板在-160℃左右的耐破坏性能优良，可用于造船、桥梁、建筑、海洋构造物、压力容器、罐、干线管等整个焊接构造物。特别地，本发明的钢板在用作要求-160℃左右的极低温下的耐破坏性能的LNG罐时是有效的。 
下面，就本发明的Ni添加钢板的制造方法进行说明。在本发明的Ni添加钢板的制造方法的第一实施方式中，采用包括第1热加工处理（带状偏析降低处理）、第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）、第3热加工处理（低温双相区域处理）的制造工序制造钢板。再者，如本发明的Ni添加钢板的制造方法的第二实施方式所示，对于第1热加工处理（带状偏析降低处理），也可以如后述那样接着热处理（加热）而进行热轧。除此以外，如本发明的Ni添加钢板的制造方法的第三实施方式所示，对于第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理），也可以如后述那样在控制冷却之前，进行再加热处理。在此，对于成为根本的高温下的热处理，将根据需要由热轧和控制冷却等处理组合而成的工序定义为热加工处理。另外，将上述合金元素的范围（上述钢成分）的钢坯（钢）用于第一热加工处理。 
以下说明本发明的Ni添加钢板的制造方法的第一实施方式。 
（第一实施方式） 
首先，就第1热加工处理（带状偏析降低处理）进行说明。根据该热加工处理，可以降低溶质元素的偏析比，而且深冷后也使稳定的残余奥氏体均匀分散于钢中，从而提高母材以及焊接接头的止裂性。在第1热加工处理（带状偏析降低处理）中，进行高温且长时间的热处理。本发明人研究了第1热加工处理（带状偏析降低处理）的加热温度和保持时间的组合对Ni偏析比和奥氏体不均匀指数所产生的影响。结果发现：为了得到1/4t部的Ni偏析比在1.3以下、且深冷后奥氏体不均匀指数在3以下的钢板，需要在1250℃以上的加热温度下保持8小时以上。因此，第1热加工处理（带状偏析降低处理）的加热温度为1250℃以上，保持时间为8小时以上。此外，如果使加热温度在1380℃以上、保持时 间为50小时，则生产率大幅度降低，因而将加热温度控制为1380℃以下，将保持时间限制为50小时以下。此外，如果使加热温度在1300℃以上、或者使保持时间在30小时以上，则Ni偏析比和奥氏体不均匀指数进一步降低。因此，加热温度优选为1300℃以上，保持时间优选为30小时以上。在该第1热加工处理中，将上述钢成分的钢坯在上述条件下加热保持之后进行空冷。从该空冷转移到第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）的温度如果超过300℃，则相变不会结束而使材质变得不均匀。因此，从空冷转移到第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）时的钢坯表面温度（空冷结束温度）为300℃以下。该空冷的结束温度的下限没有必要进行特别的限制。例如，空冷的结束温度的下限可以是室温，也可以是-40℃。此外，加热温度是板坯表面的温度，保持时间是板坯表面达到设定的加热温度而经过3小时之后、在加热温度下保持的时间。另外，空冷是钢板的1/4t部的温度从800℃至500℃这一期间的冷却速度为3℃/s以下的冷却。在该空冷中，超过800℃或者低于500℃的冷却速度没有必要进行特别的限制。从生产率的角度考虑，空冷的冷却速度的下限例如也可以为0.01℃/s以上。 
接着，就第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）进行说明。在该第2热加工处理中，进行加热、热轧（第2热轧）和控制冷却。通过这些处理而生成淬火组织，可以使强度增大，并使组织微细化。除此以外，通过导入加工应变而生成微细的稳定奥氏体，由此可以提高焊接接头的抑制不稳定破坏的特性。为了生成微细的稳定奥氏体，重要的是轧制温度的控制。如果热轧中的最终1个道次前的温度降低，则钢中的残余应变增大，从而残余奥氏体的平均当量圆直径减小。本发明人就残余奥氏体的平均当量圆直径和最终1个道次前的温度之间的关系进行了研究，结果发现：通过将最终1个道次前的温度控制为900℃以下，平均当量圆直径就成为1μm以下。另外，如果最终1个道次前的温度在660℃以上，则不会使生产率降低，可以有效地进行热轧。因此，第2热加工处理的热轧中的最终1个道次前的温度为660℃～900℃。此外，如果将最终1个道次前的温度控制为660℃～800℃，则残余奥氏体的平均当量圆直径进一步减小，因而最终1个道次前的温度优选为660℃～800℃。 此外，最终1个道次前的温度是轧制（热轧）的最终道次快要咬入（板坯向轧辊中的咬入）时测定的板坯（钢坯）表面的温度。该最终1个道次前的温度可以采用辐射温度计等温度计进行测定。 
第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）中的热轧前的加热温度的控制对于确保奥氏体量也是重要的。本发明人发现：如果使加热温度超过1270℃，则深冷后奥氏体的量降低，母材的韧性以及止裂性大幅度降低。另外，如果使加热温度低于900℃，则生产率大幅度降低。因此，该加热温度为900℃～1270℃。此外，如果使加热温度在1120℃以下，则可以进一步提高母材的韧性。因此，加热温度优选为900℃～1120℃。加热后的保持时间并没有特别的规定，然而，从确保均匀加热和生产率的角度考虑，上述加热温度下的保持时间优选为2小时～10小时。此外，也可以在该保持时间内开始上述热轧。 
第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）中的热轧的压下比也是重要的。如果压下比增大，则通过再结晶或者位错密度的增大而使该热轧后的组织微细化，从而使奥氏体（残余奥氏体）也微细化。本发明人就深冷后奥氏体的当量圆直径和压下比之间的关系进行了研究，结果发现：为了使奥氏体的平均当量圆直径在1μm以下，需要将压下比设定为2.0以上。另外，如果压下比超过40，则生产率大幅度降低。因此，第2热加工处理中的热轧的压下比为2.0～40。此外，在第2热加工处理中的热轧的压下比为10以上的情况下，奥氏体的平均当量圆直径进一步减少。因此，压下比优选为10～40。此外，热轧的压下比是将轧制前的板厚除以轧制后的板厚所得到的值。 
在第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）中的热轧后，立即进行钢板（钢）的控制冷却。在本发明中，控制冷却是指为组织控制而进行控制的冷却，包括采用水冷进行的加速冷却和对板厚为15mm以下的钢板采用空冷进行的冷却。控制冷却在采用水冷进行的情况下，该冷却优选在200℃以下结束。该水冷结束温度的下限没有必要进行特别的限制。例如，水冷结束温度的下限可以是室温，也可以是-40℃。通过立即进行控制冷却而生成淬火组织，从而可以充分确保母材的强度。此外，在此，关于“立即”的记载，在轧制的最终道次咬入后，优选在150秒 以内开始加速冷却，更优选在120秒以内或者90秒以内开始加速冷却。如果钢板的表面温度达到相变开始温度Ar3以下，则钢板表层附近的强度或者韧性有可能降低。因此，钢板的表面温度优选从Ar3以上的温度开始冷却。另外，如果在200℃以下结束水冷，则可以更切实地确保母材的强度。另外，水冷是在钢板的1/4t部的冷却速度超过3℃/s的冷却。水冷的冷却速度的上限没有必要进行特别的限制。在控制冷却采用空冷进行的情况下，优先将第2热加工处理的冷却结束温度（即为了进行第3热加工处理而开始再加热的温度）设定为200℃以下。 
这样一来，在第2热加工处理中，将第1热加工处理后的钢坯加热至上述加热温度，并将最终1个道次前的温度控制为上述温度范围而以上述压下比进行热轧，然后立即进行控制冷却。 
下面就第3热加工处理（低温双相区域处理）进行说明。在该低温双相区域处理中，通过马氏体的回火而提高母材的韧性。再者，在该低温双相区域处理中，生成热稳定且微细的奥氏体，该奥氏体即使在常温下也稳定地存在，因而耐破坏性能（特别是母材的韧性和止裂性以及焊接接头的抑制不稳定破坏的特性）得以提高。低温双相区域处理中的加热温度如果低于500℃，则母材的韧性降低。另外，低温双相区域处理中的加热温度如果超过650℃，则母材的强度并不充分。因此，低温双相区域处理中的加热温度为500℃～650℃。此外，在低温双相区域处理的加热后，可以实施空冷和水冷中的任一种冷却。该冷却也可以组合空冷和水冷。另外，水冷是在钢板的1/4t部的冷却速度超过3℃/s的冷却。水冷的冷却速度的上限没有必要进行特别的限制。另外，空冷是钢板的1/4t部的温度从800℃至500℃这一期间的冷却速度为3℃/s以下的冷却。在该空冷中，没有必要对超过800℃或者低于500℃的冷却速度进行特别的限制。从生产率的角度考虑，空冷的冷却速度的下限例如也可以为0.01℃/s以上。第3热加工处理的水冷的冷却结束温度没有必要进行特别的规定，但即使设定为500℃以下或者300℃以下也没关系。 
这样一来，在第3热加工处理中，将第2热加工处理后的钢板加热至上述加热温度，然后进行冷却。 
以上，就第一实施方式进行了说明。 
另外，下面说明本发明的Ni添加钢板的制造方法的第二实施方式。 
（第二实施方式） 
在该第二实施方式的第1热加工处理（带状偏析降低处理）中，通过接着热处理（加热）而进行热轧（第1热轧），可以进一步提高溶质的均匀性，从而显著提高耐破坏性能。在此，有必要规定第1热加工处理（带状偏析降低处理）中的加热温度、保持时间、热轧的压下比以及热轧的轧制温度。关于加热温度和保持时间，温度越高，保持时间越长，因扩散而越使Ni偏析比减小。本发明人研究了第1热加工处理（带状偏析降低处理）的加热温度和保持时间的组合对Ni偏析比所产生的影响。结果发现：为了得到1/4t部的Ni偏析比在1.3以下的钢板，需要在1250℃以上的加热温度下保持8小时以上。因此，第1热加工处理的加热温度为1250℃以上，保持时间为8小时以上。此外，如果使加热温度在1380℃以上、保持时间为50小时以上，则生产率大幅度降低，因而将加热温度控制为1380℃以下，将保持时间限制为50小时以下。此外，如果使加热温度在1300℃以上、或者使保持时间在30小时以上，则Ni偏析比进一步降低。因此，加热温度优选为1300℃以上，保持时间优选为30小时以上。此外，也可以在该保持时间内开始热轧。 
在第二实施方式的第1热加工处理（带状偏析降低处理）中，轧制中以及轧制后空冷时，也可以期待偏析降低效果。也就是说，在产生再结晶的情况下，通过晶界移动而产生偏析降低效果，在不产生再结晶的情况下，通过高位错密度下的扩散而产生偏析降低效果。因此，热轧时的压下比越大，带状Ni偏析比越减少。本发明人就热轧的压下比对偏析比所产生的影响进行了研究，结果发现：为了实现1.3以下的Ni偏析比，将压下比设定为1.2以上时是有效的。另外，如果压下比超过40，则生产率大幅度降低。因此，在第二实施方式中，第1热加工处理（带状偏析降低处理）中的热轧的压下比为1.2～40。另外，在压下比为2.0以上时，偏析比更为减小，因而压下比优选为2.0～40。如果在第2热加工处理中考虑进行热轧，则第1热加工处理中的热轧的压下比更优选为10以下。 
在第二实施方式的第1热加工处理（带状偏析降低处理）中，将热 轧中的最终1个道次前的温度控制为适当的温度也是非常重要的。如果最终1个道次前的温度过低，则在轧制结束后的空冷时不会进行扩散，因而Ni偏析比升高。相反，如果最终1个道次前的温度过高，则因再结晶而使位错密度快速降低，在轧制结束后的空冷时的高位错密度下的扩散效果降低，从而Ni偏析比升高。在第二实施方式的第1热加工处理（带状偏析降低处理）的热轧中，存在在钢中残存有适度的位错、且扩散容易进行的温度区域。本发明人就该热轧中的最终1个道次前的温度和Ni偏析比之间的关系进行了研究，结果发现：在低于800℃或者超过1200℃时，Ni偏析比非常高。因此，在第二实施方式中，第1热加工处理（带状偏析降低处理）的热轧中的最终1个道次前的温度为800℃～1200℃。此外，当最终1个道次前的温度为950℃～1150℃时，由于偏析比的降低效果进一步增大，因而第1热加工处理（带状偏析降低处理）的热轧中的最终1个道次前的温度优选为950℃～1150℃。在该热轧后进行空冷。通过轧制后的空冷而使置换型溶质（例如Ni）的扩散得以进一步发展，从而偏析降低。此外，如果从该轧制后的空冷转移到第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）的温度超过300℃，则相变不会结束而使材质变得不均匀。因此，从轧制后的空冷转移到第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）时的钢坯表面温度（空冷结束温度）为300℃以下。该空冷的结束温度的下限没有必要进行特别的限制。例如，空冷的结束温度的下限可以是室温，也可以是-40℃。此外，加热温度是板坯表面的温度，保持时间是板坯表面达到设定的加热温度而经过3小时之后、在加热温度下保持的时间。压下比是将轧制前的板厚除以轧制后的板厚所得到的值。在该第二实施方式中，压下比由各热加工处理的热轧而算出。另外，最终1个道次前的温度是轧制的最终道次快要咬入（板坯向轧辊中的咬入）时测定的板坯表面的温度，可以通过辐射温度计等温度计来进行测定。空冷是钢板的1/4t部的温度从800℃至500℃这一期间的冷却速度为3℃/s以下的冷却。在该空冷中，超过800℃或者低于500℃的冷却速度没有必要进行特别的限制。从生产率的角度考虑，空冷的冷却速度的下限例如为0.01℃/s以上。 
在第1热加工处理（带状偏析降低处理）后，与第一实施方式同样， 进行第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）、第3热加工处理（低温双相区域处理）。因此，将第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）以及第3热加工处理（低温双相区域处理）的说明予以省略。 
以上就第二实施方式进行了说明。 
另外，下面说明本发明的Ni添加钢板的制造方法的第三实施方式。 
（第三实施方式） 
在该第三实施方式的第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）中，可以进行加热、热轧以及空冷后的再加热和控制冷却，以代替加热以及热轧后的控制冷却。从生产率的角度考虑，优选热轧后进行空冷。本发明人发现：在再加热温度为900℃以下的情况下，可以使组织微细化，从而母材的韧性以及止裂性优良。另外，如果使再加热温度降低，则生产率往往降低。然而，如果再加热温度为780℃以上，则可以充分确保生产率。因此，在第三实施方式中，第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）的再加热温度为780℃～900℃。在该再加热后，立即进行控制冷却。通过立即进行控制冷却而生成淬火组织，从而可以确保母材的强度。另外，如上所述，控制冷却在采用通过水冷的加速冷却进行的情况下，如果使该水冷在200℃以下结束，则可以更切实地确保母材的强度。例如，水冷结束温度的下限可以是室温，也可以是-40℃。此外，在此，关于“立即”的记载，在再加热后，优选在150秒以内开始加速冷却，更优选在120秒以内或者90秒以内开始加速冷却。如果钢板的表面温度达到相变开始温度Ar3以下，则钢板表层附近的强度或者韧性有可能降低。因此，钢板的表面温度优选从Ar3以上的温度开始冷却。另外，水冷是在钢板的1/4t部的冷却速度超过3℃/s的冷却。水冷的冷却速度的上限没有必要进行特别的限制。在第2热加工处理中，从780℃再加热至900℃前的冷却结束温度（即开始再加热的温度）没有必要进行特别的规定，但也可以设定为300℃以下或者200℃以下。 
在该第三实施方式中，与第一实施方式或者第二实施方式同样，在进行第1热加工处理（带状偏析降低处理）后，进行上述第2热加工处理（热轧以及控制冷却处理）。再者，与第一实施方式同样，进行第3热加工处理（低温双相区域处理）。因此，将第1热加工处理（带状偏 析降低处理）以及第3热加工处理（低温双相区域处理）的说明予以省略。 
以上就第三实施方式进行了说明。 
由上述第一实施方式、第二实施方式或者第三实施方式制造的钢板在-160℃左右的耐破坏性能优良，可用于造船、桥梁、建筑、海洋构造物、压力容器、罐、干线管等整个焊接构造物。特别地，由该制造方法制造的钢板对于要求在-160℃左右的极低温下的耐破坏性能的LNG罐的用途是有效的。 
此外，本发明的Ni添加钢板可以采用如图4概略所示的上述实施方式优选地进行制造，但这些实施方式只不过表示了本发明的Ni添加钢板的制造方法的一个例子。例如，只要是能够将Ni偏析比、深冷后奥氏体的量以及平均当量圆直径、深冷后奥氏体不均匀指数控制在上述适当的范围的方法，本发明的Ni添加钢板的制造方法就没有必要进行特别的限制。 
（实施例） 
对于具有各种化学成分以及在各种制造条件下制造的板厚从6mm到50mm的钢板，进行了以下的评价。通过拉伸试验评价了母材的屈服应力以及抗拉强度，通过CTOD试验求出了母材以及焊接接头的CTOD值，从而评价了母材以及焊接接头的韧性。另外，通过混成ESSO试验求出了母材以及焊接接头的裂纹突入距离，从而评价了母材以及焊接接头的止裂性。再者，对焊接接头采用上述混成ESSO试验确认是否由停止的脆性裂纹发生了不稳定延性破坏，从而评价了焊接接头的抑制不稳定破坏的特性。钢板的化学成分如表1以及表2所示。另外，钢板的板厚、Ni偏析比、深冷后奥氏体的量、深冷后奥氏体不均匀指数以及深冷后奥氏体的平均当量圆直径如表3以及表4所示。再者，钢板的制造方法如表5以及表6所示，母材以及焊接接头的耐破坏性能的评价结果如表7以及表8所示。此外，在第1热加工处理中，在第2热加工处理前空冷至300℃以下。在第2热加工处理中，在包含用于第3热加工处理的情况的所有再加热之前，将钢冷却至200℃以下。 
表1 
表2 
表3 
表4 
表7 
表8 
采用JIS Z2241中记载的金属材料拉伸试验方法对屈服应力以及抗拉强度进行了测定。试验片为JIS Z2201中记载的金属材料拉伸试验片。在此，对于板厚为20mm以下的钢板，使用5号试验片，对于板厚为40mm以上的钢板，使用从上述1/4t部采集的10号试验片。此外，以试验片的长度方向与轧制方向垂直的方式采集试验片。屈服应力为采用偏置法算出的0.2%屈服强度。在常温下进行2个试样的试验，对于屈服应力以及抗拉强度，采用各自的平均值。 
采用按照BS7448的CTOD试验评价了母材以及焊接接头的韧性。使用B×2B类型的试验片，进行了3点弯曲试验。对于母材，就试验片的长度方向与轧制方向垂直的C方向（板宽度方向）进行了评价。对于焊接接头，仅就L方向（轧制方向）进行了评价。在焊接接头的CTOD值的评价中，以疲劳裂纹的顶端与熔合线相当的方式采集试验片。在 -165℃的试验温度下，进行3个试样的试验，将得到的测定数据的最低值作为CTOD值采用。对于CTOD试验结果（CTOD值），将0.3mm以上评价为“合格”，将低于0.3mm评价为“不合格”。 
采用混成ESSO试验评价了母材以及焊接接头的止裂性。该混成ESSO试验按照《圧力技術》、第29卷6号p341的图3中记载的方法来进行。此外，负荷应力设定为392MPa，试验温度设定为-165℃。对于该混成ESSO试验，裂纹突入距离为板厚的2倍以下的情况评价为“合格”，裂纹突入距离超过板厚的2倍的情况评价为“不合格”。图5表示了混成ESSO试验后的试验部的龟裂面的一个例子的部分概略图。龟裂面为图5中的脆化板（助起动板）1、安装焊接部2和龟裂突入部3合在一起的区域，龟裂突入距离L为与板厚t的方向垂直的方向上的龟裂突入部3（突入试验部（母材或者焊接金属部）4中的龟裂部分）的最大长度。此外，为简化说明，图5中仅记载了脆化板1以及试验部4的一部分。 
在此，混成ESSO试验例如采用H.Miyakoshi，N.Ishikura，T.Suzuki and K.Tanaka：Proceedings for Transmission Conf.，Atlanta，1981，American Gas Association，T155-T166的图6的混成ESSO试验的概略图所示的试验方法。 
此外，CTOD试验以及混成ESSO试验中使用的焊接接头采用SMAW进行制作。该SMAW为3.5～4.0kJ/cm的线能量、100℃以下的预热以及道次间温度的条件下的立焊。 
由上述焊接接头的混成ESSO试验结果（断裂面的变化）评价了焊接接头的抑制不稳定延性破坏的特性。也就是说，在脆性裂纹的传播停止后，再度因不稳定延性破坏而使裂纹发展的情况下，记录因该不稳定延性破坏而使裂纹发展的距离（不稳定延性破坏发生距离）。 
在实施例1～15以及实施例17～28中，由于化学成分、Ni偏析比以及深冷后奥氏体的条件(量、不均匀指数、平均当量圆直径)适当，因而母材以及焊接接头的耐破坏性能均为“合格”。 
在比较例1～9、12～14、16～17、19～20、22、27以及28中，由于化学成分不适量，因而母材以及焊接接头的耐破坏性能中的某一种 “不合格”。 
在比较例10、11、25以及26中，由于Ni偏析比不适当，因而母材以及焊接接头的耐破坏性能中的某一种“不合格”。在这些比较例中，第一热加工处理的条件不适当。特别地，在比较例10、11以及25中，深冷后奥氏体不均匀指数也不适当。 
在比较例18以及21中，由于深冷后奥氏体的量不适量，因而母材以及焊接接头的耐破坏性能中的某一种“不合格”。在这些比较例18以及21中，第二热加工处理以及第三热加工处理的条件不适当。 
在比较例15中，由于深冷后奥氏体的平均当量圆直径不适当，因而母材以及焊接接头的耐破坏性能中的某一种“不合格”。在该比较例15中，第二热加工处理的条件不适当。 
此外，在实施例1、8、13、21以及比较例1、8、13、21中，第2热加工处理中的控制冷却为空冷。同样，在除实施例2、4、6、9、14、17、20、23、26以外的实施例以及除比较例2、4、6、9、14、17、20、23、26以外的比较例中，第3热加工处理中的控制冷却为空冷。 
以上就本发明优选的实施例进行了说明，但本发明并不局限于这些实施例。在不脱离本发明宗旨的范围内，可以进行构成的附加、省略、置换及其它变更。本发明并不受到前述说明的限定，仅受到附加的权利要求书的限定。 
产业上的可利用性 
本发明提供一种以9%左右的Ni含量而在-160℃左右的耐破坏性能明显优良、且廉价的钢板及其制造方法。 

Claims (8)

1.一种Ni添加钢板，其特征在于：以质量％计，含有
C：0.04％～0.10％、
Si：0.02％～0.12％、
Mn：0.3％～1.0％、
Ni：超过7.5％且在10.0％以下、
Al：0.01％～0.08％、
T·O：0.0001％～0.0030％，
并将P限制在0.0100％以下、
将S限制在0.0035％以下、
将N限制在0.0070％以下，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；
在深度方向上距板面的距离为板厚的1/4的部位的Ni偏析比为1.3以下，深冷后奥氏体的量为0.5％以上，深冷后奥氏体不均匀指数为3.0以下，所述深冷后奥氏体的平均当量圆直径为1μm以下，其中，所述深冷后奥氏体不均匀指数是指深冷后的残余奥氏体的最大面积率和最小面积率之比。
2.根据权利要求1所述的Ni添加钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有
Cr：1.5％以下、
Mo：0.4％以下、
Cu：1.0％以下、
Nb：0.05％以下、
Ti：0.05％以下、
V：0.05％以下、
B：0.05％以下、
Ca：0.0040％以下、
Mg：0.0040％以下、
REM：0.0040％以下之中的任1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的Ni添加钢板，其特征在于：板厚为4.5～80mm。
4.一种Ni添加钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下热加工处理：
对钢进行在1250℃～1380℃的加热温度下保持8小时～50小时，然后空冷至300℃以下的第1热加工处理，所述钢以质量％计，含有
C：0.04％～0.10％、
Si：0.02％～0.12％、
Mn：0.3％～1.0％、
Ni：超过7.5％且在10.0％以下、
Al：0.01％～0.08％、
T·O：0.0001％～0.0030％，
将P限制在0.0100％以下、
将S限制在0.0035％以下、
将N限制在0.0070％以下，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；
进行将所述钢加热至900℃～1270℃，将最终1个道次前的温度控制为660℃～900℃而以2.0～40的压下比进行热轧，并立即开始冷却而冷却至300℃以下的第2热加工处理；以及
将所述钢加热至500℃～650℃，然后进行冷却的第3热加工处理。
5.根据权利要求4所述的Ni添加钢板的制造方法，其特征在于：所述钢以质量％计进一步含有
Cr：1.5％以下、
Mo：0.4％以下、
Cu：1.0％以下、
Nb：0.05％以下、
Ti：0.05％以下、
V：0.05％以下、
B：0.05％以下、
Ca：0.0040％以下、
Mg：0.0040％以下、
REM：0.0040％以下之中的任1种以上。
6.根据权利要求4或5所述的Ni添加钢板的制造方法，其特征在于：所述第1热加工处理在所述空冷之前，将最终1个道次前的温度控制为800℃～1200℃而以1.2～40的压下比进行热轧。
7.根据权利要求4或5所述的Ni添加钢板的制造方法，其特征在于：所述第2热加工处理在所述热轧之后立即冷却至300℃以下，然后在780℃～900℃下进行再加热。
8.根据权利要求4或5所述的Ni添加钢板的制造方法，其特征在于：所述第1热加工处理在所述空冷之前，将最终1个道次前的温度控制为800℃～1200℃而以1.2～40的压下比进行热轧，所述第2热加工处理在所述热轧之后立即冷却至300℃以下，然后在780℃～900℃下进行再加热。
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