CN111263828B - 低温用含镍钢 - Google Patents

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Abstract

本发明的一方式涉及的Ni钢，化学成分在规定范围内，板厚中心部的金属组织含有2.0～20.0体积％的奥氏体相，原始奥氏体粒的平均粒径为3.0～12.0μm，所述原始奥氏体粒的平均纵横比为2.6～10.0，板厚为4.5～20mm，在室温下的屈服应力为590～710MPa，在所述室温下的抗拉强度为690～810MPa，在板厚超过16mm的情况下，Ni为11.5％以上，在所述板厚为16mm以下且Ni低于11.5％的情况下，所述原始奥氏体粒的所述平均粒径为6.0μm以下。

Description

低温用含镍钢
技术领域
本发明涉及低温用含镍钢、即适合于-253℃附近的低温用途的含有镍(Ni)的钢。
背景技术
近年来，对于作为清洁能源的液态氢的利用的期待提高。对于储藏、运输液态氢等液化气体的罐所使用的钢板，要求优异的低温韧性，难以发生脆性破坏的奥氏体系不锈钢被使用。奥氏体系不锈钢虽然具有充分的低温韧性，但通用材料的在室温下的屈服应力为200MPa左右。
在将强度不充分的奥氏体系不锈钢应用于液态氢罐的情况下，罐的大型化存在极限。另外，若钢材的屈服应力为200MPa左右，则在罐的大型化时需要使板厚超过30mm，因此有时罐重量的增大、制造成本的增加成为问题。针对这样的课题，曾提出了一种在室温下的条件屈服强度(条件屈服应力：σ0.2)为450MPa的板厚5mm的奥氏体系高Mn不锈钢(例如，参照专利文献1)。
作为代表性的液化气体的液化天然气(Liquefied Natural Gas：LNG)用的罐(有时称为LNG罐)，使用了铁素体系的9％Ni钢及7％Ni钢。虽说LNG与液态氢相比为高温，但是9％Ni钢及7％Ni钢具有优异的低温韧性。因此，以往就曾提出了适合于LNG罐的各种的9％Ni钢及7％Ni钢(例如，参照专利文献2～4)。9％Ni钢也能够使在室温下的屈服应力为590MPa以上，也能够应用于大型的LNG罐。
例如，在专利文献2中公开了一种含有5～7.5％的Ni且在室温下的屈服应力高于590MPa、在-233℃下的夏比试验中的脆性断面率为50％以下的板厚25mm的低温用钢。在专利文献2中，通过使在-196℃下稳定的残余奥氏体的体积分率为2～12％来确保低温用钢的低温韧性。
在专利文献3中公开了一种含有5～10％的Ni且在室温下的屈服应力为590MPa以上的、应变时效后的在-196℃下的低温韧性优异的板厚6～50mm的低温用钢。在专利文献3中，通过将残余奥氏体的体积分率设为3％以上，将有效晶体粒径设为5.5μm以下，且向粒内的组织导入适度的缺陷，来确保低温用钢的应变时效后的低温韧性。
而且，在专利文献4中公开了一种含有7.5～12％的Ni且不仅母材而且焊接热影响区的低温韧性也优异的6mm厚的低温用薄物镍钢板。在专利文献4中，通过将Si及Mn的含量降低以避免在焊接热影响区生成岛状马氏体，从而确保钢板的在-196℃下的低温韧性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国专利第5709881号公报
专利文献2：日本国特开2014-210948号公报
专利文献3：日本国特开2011-219849号公报
专利文献4：日本国特开平3-223442号公报
发明内容
专利文献1所公开的奥氏体系高Mn不锈钢，热膨胀系数比铁素体系的9％Ni钢大。对于大型的液态氢罐而言，从疲劳等问题出发，热膨胀系数小的9％Ni钢是有利的。另一方面，本发明人进行研究的结果知道，专利文献2～4所公开的9％Ni钢、7％Ni钢在液态氢的温度即-253℃下难以得到充分的韧性。
本发明鉴于这样的实际情况而完成，其目的是提供在-253℃附近的低温下具有充分的韧性，并且在室温下的屈服应力为590MPa以上且在室温下的抗拉强度为690MPa以上的低温用含镍钢。
本发明人对于使Ni的含量比以往的9％提高了的钢的在-253℃附近的低温下的韧性和在室温下的屈服应力及抗拉强度进行了研究。其结果发现：为了确保在室温下的充分的屈服应力及抗拉强度、且确保低温韧性，限制Si的含量，严格地限制Mn的含量，并且，将奥氏体的体积分率和原始奥氏体粒的平均粒径及平均纵横比控制为最佳是必要的。
本发明是基于以上那样的见解而完成的，其主旨如下。
(1)本发明的一方式涉及的低温用含镍钢，化学组成以质量％计包含C：0.040～0.080％、Si：0.03～0.30％、Mn：0.20～0.80％、Ni：10.5～12.4％、Mo：0.10～0.50％、Al：0.010～0.060％、N：0.0015～0.0060％、O：0.0007～0.0030％、Cu：0～0.50％、Cr：0～0.50％、Nb：0～0.020％、V：0～0.080％、Ti：0～0.020％、B：0～0.0020％、Ca：0～0.0040％、REM：0～0.0050％、P：0.0070％以下、S：0.0040％以下，余量为Fe及杂质，板厚中心部的金属组织含有2.0～20.0体积％的奥氏体相，在所述板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径为3.0～12.0μm，在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的所述原始奥氏体粒的平均纵横比为2.6～10.0，板厚为4.5～20mm，在室温下的屈服应力为590～710MPa，在所述室温下的抗拉强度为690～810MPa，在所述板厚超过16mm的情况下，Ni为11.5％以上；在所述板厚为16mm以下且Ni低于11.5％的情况下，为C：0.070％以下、Si：0.19％以下、Mn：0.40％以下、Al：0.050％以下、N：0.0050％以下、Cr：0.35％以下、Nb：0.015％以下、V：0.060％以下、Ti：0.015％以下、P：0.0050％以下、以及S：0.0030％以下，并且，所述原始奥氏体粒的所述平均粒径为6.0μm以下。
(2)在上述(1)所述的低温用含镍钢中，也可以Ni为11.5％以上、Mn为0.50％以下。
(3)在上述(1)或(2)所述的低温用含镍钢中，也可以Ni为11.5％以上、所述原始奥氏体粒的所述平均粒径为9.0μm以下。
(4)在上述(1)～(3)的任一项所述的低温用含镍钢中，在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的平均有效晶体粒径可以为2.0～7.0μm。
(5)在上述(1)～(3)的任一项所述的低温用含镍钢中，在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的平均有效晶体粒径可以为2.0～4.0μm。
根据本发明，能够提供在-253℃附近的低温下具有充分的韧性、并且在室温下的屈服应力为590MPa以上且在室温下的抗拉强度为690MPa以上的低温用含镍钢。因此，如果将本发明的低温用含镍钢使用于例如液态氢罐，则与奥氏体系不锈钢相比，能够减薄罐用钢板的板厚。
采用本发明涉及的低温用含镍钢，例如能够实现液态氢罐的大型化和轻量化、由表面积相对于体积之比变小带来的防热性能的提高、设置液态氢罐的场地的有效利用、以及液态氢运输船的燃油经济性的提高等。另外，与奥氏体系不锈钢相比，本发明涉及的低温用含镍钢的热膨胀系数小，因此大型罐的设计不再复杂，能够降低罐制造成本。这样，本发明在产业上的贡献极其显著。
具体实施方式
以往的低温用钢(例如9％Ni钢)的韧性在-165℃或-196℃下进行评价，但本实施方式涉及的低温用含镍钢(以下有时简称为“Ni钢”)的韧性评价温度为比以往钢的韧性评价温度大幅低的温度。再者，为了与-165℃、-196℃等温度区别并简洁地说明，以下为了方便起见将-253℃附近的温度记载为“极低温”。
本发明人为了弄清成分含量和金属组织等对Ni钢的在极低温下的韧性(以下称为“极低温韧性”)造成的影响，实施了大量的研究。根据以往的见解，为了提高低温韧性，增加Ni含量是有效的。但是，本发明人进行研究的结果知道，即使针对作为以往钢的9％Ni钢进行单单地使Ni量增加的变更，在极低温下的韧性也不会充分地提高。
而且，本发明人对提高Ni钢的在极低温下的韧性的方法进行了研究。其结果是，本发明人发现：为了提高Ni钢的在极低温下的韧性，同时满足以下7个条件特别必要：(a)使C的含量为0.040～0.080％；(b)使Si的含量为0.03～0.30％；(c)使Mn的含量为0.20～0.80％；(d)使P含量为0.0070％以下；(e)使Mo含量为0.10～0.50％；(f)控制原始奥氏体粒的粒径及纵横比；以及(g)控制奥氏体相的体积分率。
另外，也得到了下述见解：通过(h)控制原始奥氏体粒的有效晶体粒径，Ni钢的在极低温下的低温韧性更加提高。而且，也得到了下述见解：在Ni钢的板厚为16mm以下且更严格地限制上述的各种条件等的情况下，能够减少Ni含量来削减原料成本。
以下，对本实施方式涉及的Ni钢进行说明。
再者，本实施方式涉及的Ni钢的Ni含量，需要根据板厚来变更。在板厚较大的情况下(即，在板厚超过16mm的情况下)，刚轧制后的水冷时的冷却速度等变慢，因此难以通过热处理来确保低温韧性。因此，在板厚超过16mm的情况下，必须使作为用于确保低温韧性的元素的Ni的含量为11.5％以上。
另一方面，在板厚为16mm以下的情况下，通过热处理来确保低温韧性变得容易，因此能够将Ni含量抑制为小于11.5％并且对Ni钢赋予充分的低温韧性。再者，不言而喻，在本实施方式涉及的Ni钢中，也可以将板厚设为16mm以下、且将Ni含量设为11.5％以上。
但是，在板厚为16mm以下、且Ni含量小于11.5％的情况(以下有时记载为“Ni含量少的情况”)下，Ni含量以外的对低温韧性造成影响的要素(C、Si、Mn、Al、N、Cr、Nb，V、Ti、P及S的含量、以及原始奥氏体粒的平均粒径)，需要比Ni为11.5％以上的情况严格地控制。
根据上述的情况，关于需要与Ni含量及板厚相应地进一步限定的要件，适当地进行说明。
首先，对本实施方式涉及的Ni钢的成分组成进行说明。再者，含量的％只要没有特别的说明就意指质量％。
(C：0.040～0.080％)
C是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素，也有助于马氏体、奥氏体的生成。当C含量小于0.040％时，有时不能确保Ni钢的强度并因粗大的贝氏体及夹杂物等的生成而导致Ni钢的极低温韧性降低。因此，将C含量的下限设为0.040％。优选的C含量的下限为0.045％。另一方面，当C含量超过0.080％时，在原始奥氏体晶界容易析出渗碳体，该渗碳体在晶界引起破坏，使Ni钢的极低温韧性降低。因此，将C含量的上限设为0.080％。优选的C含量的上限为0.070％，更优选为0.060％，进一步优选为0.055％。
(在Ni含量少的情况下，C：0.070％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将C含量设为0.070％以下。在Ni含量少的情况下，优选的C含量的上限为0.065％、0.060％或0.055％。在Ni含量少的情况下，C含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的C含量的下限及优选的下限相同即可。
(Si：0.03～0.30％)
Si是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素。当Si含量小于0.03％时，在室温下的屈服应力的提高效果小。因此，将Si含量的下限设为0.03％。优选的Si含量的下限为0.05％。另一方面，当Si含量超过0.30％时，原始奥氏体晶界的渗碳体容易粗大化，该渗碳体在晶界引起破坏，Ni钢的极低温韧性降低。因此，为了确保Ni钢的在极低温下的韧性，将Si含量的上限限制为0.30％是极其重要的。优选的Si含量的上限为0.20％，更优选为0.15％，进一步优选为0.10％。
(在Ni含量少的情况下，Si：0.19％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将Si含量设为0.19％以下。在Ni含量少的情况下，优选的Si含量的上限为0.16％、0.13％或0.10％。在Ni含量少的情况下，Si含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的Si含量的下限及优选的下限相同即可。
(Mn：0.20～0.80％)
Mn是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素。当Mn含量小于0.20％时，有时不能确保Ni钢的强度并因生成粗大的贝氏体及夹杂物等而导致Ni钢的极低温韧性降低。因此，将Mn含量的下限设为0.20％。优选的Mn含量的下限为0.25％或0.30％。另一方面，当Mn含量超过0.80％时，由于在原始奥氏体晶界偏析的Mn及粗大地析出的MnS等而引起在晶界处的破坏，Ni钢的极低温韧性降低。因此，为了确保Ni钢的在极低温下的韧性，将Mn含量的上限限制为0.80％也是极其重要的。优选的Mn含量的上限为0.70％或0.60％，更优选为0.55％或0.50％。
(在Ni含量少的情况下，Mn：0.40％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将Mn含量设为0.40％以下。在Ni含量少的情况下，优选的Mn含量的上限为0.35％或0.30％。在Ni含量少的情况下，Mn含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的Mn含量的下限及优选的下限相同即可。
(Ni：10.5～12.4％)
Ni是为了确保Ni钢的极低温韧性所必需的元素。当Ni含量小于10.5％时，Ni钢的在极低温下的韧性不足。因此，将Ni含量的下限设为10.5％。优选的Ni含量的下限为10.8％、11.0％或11.5％。但是，Ni是昂贵的元素，若含量超过12.4％则损害经济性。因此，将Ni含量的上限限制为12.4％。也可以将Ni含量的上限设为12.2％、12.0％或11.8％。在板厚为16mm以下的情况下，可以将Ni含量的上限设为11.3％、11.1％或10.9％。
(在板厚超过16mm的情况下，Ni：11.5％以上)
在板厚超过16mm的情况下，需要将Ni含量设为11.5％以上。在板厚超过16mm的情况下，优选的Ni含量的下限为11.8％或12.0％。在板厚超过16mm的情况下，Ni含量的上限及优选的上限可以分别与板厚为16mm以下的Ni钢的Ni含量的上限及优选的上限相同。
(Mo：0.10～0.50％)
Mo是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素，还具有抑制Ni钢的晶界脆化的效果。因此，将Mo含量的下限设为0.10％。优选将Mo含量的下限设为0.20％。另一方面，Mo是昂贵的元素，若Mo含量超过0.50％则损害经济性。因此，将Mo含量的上限限制为0.50％。优选将Mo含量的上限设为0.40％、0.35％或0.30％。
(Al：0.010～0.060％)
Al是主要用于脱氧的元素。另外，Al是形成AlN，也有助于金属组织的微细化、和使Ni钢的极低温韧性降低的固溶N的降低的元素。当Al含量小于0.010％时，脱氧的效果、金属组织的微细化效果及降低固溶N的效果小。因此，将Al含量的下限设为0.010％。Al含量的下限优选为0.015％，更优选为0.020％。另一方面，当Al含量超过0.060％时，Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将Al含量的上限设为0.060％。更优选的Al含量的上限为0.040％或0.035％。
(在Ni含量少的情况下，Al：0.050％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将Al含量设为0.050％以下。在Ni含量少的情况下，优选的Al含量的上限为0.040％、0.030％或0.020％。在Ni含量少的情况下，Al含量的下限及优选的下限值分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的Al含量的下限及优选的下限值相同即可。
(N：0.0015～0.0060％)
N是有助于形成将晶粒微细化的氮化物的元素。当将N含量降低为小于0.0015％时，在热处理时抑制奥氏体粒径粗大化的微细AlN不足，有时奥氏体粒粗大化从而Ni钢的极低温韧性降低。因此，将N含量的下限设为0.0015％。优选的N含量为0.0020％。另一方面，当N含量超过0.0060％时，产生固溶N的增加、以及AlN的粗大化，因此Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将N含量的上限设为0.0060％。N含量的优选的上限为0.0050％、0.0040％或0.0035％。
(在Ni含量少的情况下，N：0.0050％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将N含量设为0.0050％以下。在Ni含量少的情况下，优选的N含量的上限为0.0040％或0.0030％。在Ni含量少的情况下，N含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的N含量的下限及优选的下限相同即可。
(O：0.0007～0.0030％)
O是杂质，当O含量超过0.0030％时，Al2O3的团簇增加，有时Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将O含量的上限设为0.0030％。优选的O含量的上限为0.0025％，更优选为0.0020％，进一步优选为0.0015％。虽然希望O含量尽可能地降低，但是将O含量降低至小于0.0007％会存在伴有成本上升的情况。因此，将O含量的下限设为0.0007％。优选的O含量的下限为0.0008％，进一步优选为0.0010％。
(P：0.0070％以下)
P是引起在原始奥氏体晶界处的晶界脆化的元素，是对Ni钢的极低温韧性有害的元素。因此，希望P含量尽可能地降低。当P含量超过0.0070％时，有时Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将P含量的上限限制为0.0070％。P含量的上限优选为0.0050％，更优选为0.0040％，进一步优选为0.0030％。P有时在钢液的制造时作为杂质混入到钢液中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。但是，若将P含量降低为小于0.0003％，则存在熔炼成本上升的情况。因此，可以将P含量的下限设为0.0003％、0.0005％或0.0010％。
(在Ni含量少的情况下，P：0.0050％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将P含量设为0.0050％以下。在Ni含量少的情况下，优选的P含量的上限为0.0040％或0.0030％。在Ni含量少的情况下，P含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的P含量的下限及优选的下限相同即可。
(S：0.0040％以下)
S形成MnS，该MnS有时成为脆性破坏的发生起点，因此是对极低温韧性有害的元素。当S含量超过0.0040％时，有时Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将S含量的上限限制为0.0040％。S含量的上限优选为0.0030％，更优选为0.0020％，进一步优选为0.0010％。S有时在钢液的制造时作为杂质混入到钢液中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。但是，若将S含量降低为小于0.0002％，则存在熔炼成本上升的情况。因此，可以将S含量的下限设为0.0002％、0.0004％或0.0006％。
(在Ni含量少的情况下，S：0.0030％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将S含量设为0.0030％以下。在Ni含量少的情况下，优选的S含量的上限为0.0010％、0.0015％或0.0010％。Ni含量少的Ni钢的S含量的下限及优选的下限，分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的S含量的下限及优选的下限相同即可。
(Cu：0～0.50％)
Cu是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素，因此本实施方式涉及的Ni钢也可以含有Cu。但是，当Cu含量超过0.50％时，Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将Cu含量的上限设为0.50％。Cu含量的上限优选为0.40％，更优选为0.30％，进一步优选为0.20％。
Cu有时在钢液的制造时作为杂质混入到Ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将Cu含量的下限值设为0.02％、0.05％或0.10％。Cu含量的上下限值及优选的上下限值不论板厚及Ni含量如何都被设为上述的值。
(Cr：0～0.50％)
Cr是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素，因此本实施方式涉及的Ni钢也可以含有Cr。但是，当Cr含量超过0.50％时，Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将Cr含量的上限设为0.50％。Cr含量的上限优选为0.30％，更优选为0.20％，进一步优选为0.10％。
Cr有时在钢液的制造时作为杂质混入到Ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将Cr含量的下限设为0.02％、0.05％或0.10％。
(在Ni含量少的情况下，Cr：0.35％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将Cr含量设为0.35％以下。在Ni含量少的情况下，优选的Cr含量的上限为0.30％、0.25％或0.20％。在Ni含量少的情况下，Cr含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的Cr含量的下限及优选的下限相同即可。
(Nb：0～0.020％)
Nb是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素，也具有由金属组织的微细化带来的提高极低温韧性的效果，因此本实施方式涉及的Ni钢也可以含有Nb。但是，当Nb含量超过0.020％时，Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将Nb含量的上限设为0.020％。Nb含量的上限优选为0.015％，更优选为0.010％。
Nb有时在钢液的制造时作为杂质混入到Ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将Nb含量的下限值设为0.002％、0.005％或0.010％。
(在Ni含量少的情况下，Nb：0.015％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将Nb含量设为0.015％以下。在Ni含量少的情况下，优选的Nb含量的上限为0.012％或0.010％。在Ni含量少的情况下，Nb含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的Nb含量的下限及优选的下限相同即可。
(V：0～0.080％)
V是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素，因此本实施方式涉及的Ni钢也可以含有V。但是，当V含量超过0.080％时，Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将V含量的上限设为0.080％。V含量的上限优选为0.060％，更优选为0.040％。
V有时在钢液的制造时作为杂质混入到Ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将V含量的下限设为0.002％、0.005％或0.010％。
(在Ni含量少的情况下，V：0.060％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将V含量设为0.060％以下。在Ni含量少的情况下，优选的V含量的上限为0.050％或0.040％。Ni含量少的Ni钢的V含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的V含量的下限及优选的下限相同即可。
(Ti：0～0.020％)
Ti形成TiN，也有助于金属组织的微细化、和使Ni钢的极低温韧性降低的固溶N的降低，因此本实施方式涉及的Ni钢也可以含有Ti。但是，当Ti含量超过0.020％时，Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将Ti含量的上限设为0.020％。优选的Ti含量的上限为0.015％，更优选的上限为0.010％。
Ti有时在钢液的制造时作为杂质混入到Ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将Ti含量的下限设为0.001％、0.002％或0.005％。
(在Ni含量少的情况下，Ti：0.015％以下)
在Ni含量少的情况下，需要将Ti含量设为0.015％以下。在Ni含量少的情况下，优选的Ti含量的上限为0.012％或0.010％。在Ni含量少的情况下，Ti含量的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的Ti含量的下限及优选的下限相同即可。
以下说明的B、Ca、REM、Sb、Sn、As、Co、Zn及W的含量的上下限值及优选的上下限值不论板厚及Ni含量如何都为相同的值。
(B：0～0.0020％)
B是使Ni钢的在室温下的屈服应力上升的元素，另外，形成BN，也有助于使Ni钢的极低温韧性降低的固溶N的降低，因此本实施方式涉及的Ni钢也可以含有B。但是，当B含量超过0.0020％时，Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将B含量的上限设为0.0020％。B含量的上限优选为0.0015％，更优选为0.0012％，进一步优选为0.0010％。
B有时在钢液的制造时作为杂质混入到Ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将B含量的下限设为0.0001％、0.0002％或0.0005％。
(Ca：0～0.0040％)
Ca是使通过热轧而延伸从而对极低温韧性的有害性容易提高的夹杂物MnS作为CaS而球状化的元素，是对提高Ni钢的极低温韧性有效的元素。因此，本实施方式涉及的Ni钢也可以含有Ca。但是，当Ca含量超过0.0040％时，含有Ca的硫氧化物粗大化，该硫氧化物使Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将Ca含量的上限限制为0.0040％。Ca含量的上限优选为0.0030％。
Ca有时在钢液的制造时作为杂质混入到Ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将Ca含量的下限设为0.0005％、0.0010％或0.0015％。
(REM：0～0.0050％)
REM(稀土金属元素)意指包含Sc、Y及镧系元素的合计17种元素。所谓REM的含量是指这17种元素的合计含量。REM与Ca同样地使通过热轧而延伸从而对极低温韧性的有害性容易提高的夹杂物MnS作为REM的硫氧化物而球状化，因此对提高Ni钢的极低温韧性有效。因此，本实施方式涉及的Ni钢也可以含有REM。但是，当REM含量超过0.0050％时，含有REM的硫氧化物粗大化，该硫氧化物使Ni钢的在极低温下的韧性降低。因此，将REM含量的上限限制为0.0050％。REM含量的上限优选为0.0040％。
REM有时在钢液的制造时作为杂质混入到Ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将REM含量的下限设为0.0005％、0.0010％或0.0015％。
本实施方式涉及的Ni钢，含有或限制上述成分，余量包含铁及杂质。在此，所谓杂质意指在工业性制造钢时因以矿石和废料等之类的原料为首的制造工序的各种因素而混入的成分，且是在不对本实施方式涉及的Ni钢给予不良影响的范围容许的成分。但是，在本实施方式涉及的Ni钢中，对于杂质之中的P及S，需要如上述那样规定上限。
在本实施方式涉及的Ni钢中，除了上述成分以外，也可以出于更加改善钢材自身的强度、极低温韧性等的目的、或者作为来自废料等辅助原料的杂质而含有以下的合金元素。再者，以下说明的Sb、Sn、As、Co、Zn及W的含量的上下限值及优选的上下限值不论板厚及Ni含量如何都为相同的值。
Sb是降低Ni钢的极低温韧性的元素。因此，Sb含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
Sn是降低Ni钢的极低温韧性的元素。因此，Sn含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
As是降低Ni钢的极低温韧性的元素。因此，As含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
为了充分发挥上述成分的上述效果，在本实施方式涉及的Ni钢中，优选将Co、Zn及W含量分别限制为0.01％以下或0.005％以下。
不需要限制Sb、Sn、As、Co、Zn及W的下限，各元素的下限为0％。另外，没有规定下限或下限为0％的合金元素(例如P、S、Cu、Cr、Nb、V、Ti、B、Ca及REM)即使被有意地添加、或者即使作为杂质而混入，如果其含量在上述的规定范围内，则该Ni钢(钢材)也被解释为本实施方式的Ni钢。
接着，对本实施方式的Ni钢的金属组织进行说明。再者，关于需要与Ni含量及板厚相应地进一步限定的要件，适当地进行说明。
本发明人新发现：在极低温下，在原始奥氏体晶界发生破坏，韧性容易降低。本实施方式涉及的Ni钢，在实施热轧并进行水冷后，实施中间热处理及回火这些热处理而被制造。在本实施方式涉及的Ni钢中，所谓原始奥氏体晶界主要是在热轧后、水冷开始前存在的奥氏体的晶界。在热轧后、水冷开始前存在的原始奥氏体粒界中，粗大的较多。Mn、P及Si在粗大的原始奥氏体的晶界偏析，认为这些元素使原始奥氏体晶界的结合力降低，损害Ni钢的在极低温下的韧性。
再者，在中间热处理时也新生成原始奥氏体晶界，但是，由于本实施方式涉及的Ni钢的中间热处理的温度低为610～650℃，因此在中间热处理时生成的新的奥氏体中，粗大的奥氏体非常少。向不粗大的新的原始奥氏体的晶界偏析的Mn、P、Si的量与在热轧时扩散的量相比较少。因此，认为来自原始奥氏体晶界之中的不粗大的原始奥氏体的晶界(其多数是在中间热处理时生成的原始奥氏体晶界)的破坏比较难发生。
在测定原始奥氏体粒的粒径、纵横比的情况下，仅对粗大的原始奥氏体粒进行测定。在本实施方式中，原始奥氏体粒界是否粗大的判断，根据该原始奥氏体粒的粒径是否为2.0μm以上来进行。即，粒径小于2.0μm的原始奥氏体粒判断为是不损害Ni钢的低温韧性的原始奥氏体粒，将粒径小于2.0μm的原始奥氏体粒除外来测定原始奥氏体粒的平均粒径、平均纵横比。采用该方法得到原始奥氏体粒的平均粒径及平均纵横比。在本实施方式涉及的Ni钢中，所谓“原始奥氏体粒的平均粒径”意指粒径为2.0μm以上的原始奥氏体粒各自的粒径的平均值，所谓“原始奥氏体粒的平均纵横比”意指粒径为2.0μm以上的原始奥氏体粒各自的纵横比的平均值。
本发明人对于抑制在极低温下在原始奥氏体晶界处的破坏的手段实施了大量的研究。其结果是，本发明人发现：为了提高Ni钢的在极低温下的韧性，同时满足以下7个条件是必要的：(A)使C的含量为0.040～0.080％(但是，是Ni含量为11.5％以上的情况，关于(B)～(G)也是同样的)；(B)使Si的含量为0.03～0.30％；(C)使Mn的含量为0.20～0.80％；(D)使P含量为0.0070％以下；(E)使Mo含量为0.10以上且0.50％以下；(F)控制原始奥氏体粒的粒径及纵横比；以及(G)控制奥氏体相的体积分率。而且，本发明人也得到以下见解：在Ni钢的板厚为16mm以下且更严格地限制了上述的各种条件等的情况下，即使Ni含量小于11.5％，也能够对Ni钢赋予充分的极低温韧性，由此能够减少Ni含量而削减原料成本。
推定为在极低温下在粗大的原始奥氏体的晶界之类的结合力比较弱的部分容易发生破坏。因此，认为通过抑制减弱粗大的原始奥氏体的晶界的结合力的渗碳体、Mn及P的偏析，能够抑制原始奥氏体晶界的结合力的降低。另外，C含量及Si含量的增加、以及原始奥氏体粒的粗大化促进晶界渗碳体的粗大化。因此，为了提高Ni钢的在极低温下的韧性，C含量及Si含量的抑制以及原始奥氏体粒的细粒化是必要的。
(在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径：3.0～12.0μm)
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径需要为3.0～12.0μm。在本实施方式中，只要没有特别的说明，所谓原始奥氏体粒的平均粒径，表示在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径。当原始奥氏体粒的平均粒径超过12.0μm时，在原始奥氏体晶界析出粗大的渗碳体。另外，当原始奥氏体粒的平均粒径超过12.0μm时，晶界处的Mn及P的浓度上升。
原始奥氏体晶界中的粗大的渗碳体的析出、以及Mn及P的浓化减弱原始奥氏体晶界的结合力从而有时引起在原始奥氏体晶界处的破坏。另外，原始奥氏体晶界中的粗大的渗碳体的析出的部位、以及Mn及P浓化的部位有时成为脆性破坏的发生的起点。这样，原始奥氏体粒的平均粒径的增大会使Ni钢的极低温韧性降低。因此，将原始奥氏体粒的平均粒径的上限设为12.0μm。也可以将原始奥氏体粒的平均粒径的上限设为10.0μm、9.0μm、8.0μm、7.0μm或6.0μm。
为了将原始奥氏体粒的平均粒径细粒化为小于3.0μm，需要使热处理的次数增加等的伴有制造成本的上升的手段，因此将原始奥氏体粒的平均粒径的下限设为3.0μm。也可以将原始奥氏体粒的平均粒径的下限设为3.5μm、4.0μm或5.0μm。
(在Ni含量少的情况下，原始奥氏体粒的平均粒径：6.0μm以下)
在Ni含量少的情况下，需要使原始奥氏体粒的平均粒径为6.0μm以下。也可以根据需要而将其上限设为5.5μm或4.0μm。在Ni含量少的情况下，原始奥氏体粒的平均粒径的下限及优选的下限分别与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的原始奥氏体粒的平均粒径的下限及优选的下限相同即可。
(在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均纵横比：2.6～10.0)
在本实施方式中，若对具有上述的化学成分的钢应用后述的制造方法，则在与板厚中心部的轧制方向及板厚方向平行的面中测定的奥氏体粒的平均纵横比成为2.6～10.0。
在本实施方式中，只要没有特别的说明，所谓原始奥氏体粒的平均纵横比表示在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均纵横值。所谓原始奥氏体粒的平均纵横比，是与轧制方向平行的面(L面)中的原始奥氏体粒的长度与厚度之比，即，原始奥氏体粒的轧制方向长度/原始奥氏体粒的板厚方向的厚度。
当原始奥氏体粒的平均纵横比超过10.0时，有时由于在未再结晶区域中的过度的轧制而导致原始奥氏体粒径超过12.0μm，从而Ni钢的极低温韧性降低。另外，在沿着轧制方向的原始奥氏体晶界，渗碳体容易粗大化。若在原始奥氏体晶界析出粗大的渗碳体，则作用于原始奥氏体晶界的应力变高，容易发生在原始奥氏体晶界处的破坏。因此，将原始奥氏体粒的平均纵横比的上限设为10.0。原始奥氏体粒的平均纵横比的上限也可以设为9.0或8.0。其下限可以设为2.8、3.2、3.6、4.1、4.6或5.1。原始奥氏体粒的平均纵横比的上下限值及优选的上下限值不论板厚及Ni含量如何都被设为上述的值。
原始奥氏体的平均粒径及平均长径比的测定，将板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面(L面)作为观察面来进行。
原始奥氏体晶界通过用苦味酸饱和水溶液腐蚀观察面而使其显现。用扫描型电子显微镜(SEM)以1000倍或2000倍的倍率拍摄5个以上视场的进行了腐蚀处理的L面的板厚中心部的放大照片。通过图像处理来求出这些SEM照片中包含的至少20个当量圆粒径(直径)为2.0μm以上的原始奥氏体粒的当量圆粒径(直径)，算出它们的平均值，由此得到在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径。在含有粒径小于2.0μm的原始奥氏体粒的情况下，将其除外而实施上述的测定。
另外，测定在上述的SEM照片中包含的至少20个当量圆粒径(直径)为2.0μm以上的原始奥氏体粒的、轧制方向的长度与厚度方向的厚度之比(纵横比)。通过算出测定所得到的纵横比的平均值，得到在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体的平均纵横比。
(板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率：2.0～20.0体积％)
本实施方式涉及的Ni钢，为了提高在极低温下的韧性，在室温的Ni钢的板厚中心部的金属组织中，含有2.0体积％以上的奥氏体相。在本实施方式中，只要没有特别的说明，所谓奥氏体相的体积分率表示在板厚中心部测定的体积分率。再者，该奥氏体相与原始奥氏体不同，是在回火后的Ni钢中存在的奥氏体相。奥氏体相的体积分率采用X射线衍射法进行测定。
在室温下在Ni钢的板厚中心部含有2.0～20.0体积％的奥氏体相的情况下，可以认为即使被冷却至极低温在该Ni钢中也存在确保在极低温下的韧性所需要的量的稳定的奥氏体相。在存在即使在极低温下也稳定的奥氏体相的情况下，所负荷的应力、应变通过奥氏体的塑性变形而得到缓和(松弛)，因此认为Ni钢的韧性提高。另外，奥氏体相在原始奥氏体晶界及回火马氏体的块边界以及板条边界等比较均匀且微细地生成。即认为：通过在作为成为脆性破坏的发生的起点的可能性高的相的硬质相的附近存在奥氏体相，缓和了应力及应变等向硬质相的周围的集中，有助于抑制脆性破坏的发生。
认为在板厚中心部生成2.0体积％以上的奥氏体相的结果是，能够大幅减少成为脆性破坏的发生的起点的粗大的渗碳体。因此，将板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率的下限设为2.0体积％。也可以将板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率的下限设为3.0体积％或4.0体积％。
另一方面，当奥氏体相的体积分率超过20.0体积％时，C等向奥氏体相的浓化变得不充分，在极低温下奥氏体相向马氏体相变的可能性变高。在极低温下向马氏体相变的不稳定的奥氏体相有时使Ni钢的极低温韧性降低。因此，将板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率的上限设为20.0体积％。也可以将板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率的上限设为15.0体积％、12.0体积％、10.0体积％或6.0体积％。
(在Ni含量少的情况下，奥氏体相的体积分率：优选为6.0体积％以下)
在Ni含量少的情况下，优选将奥氏体相的体积分率设为6.0体积％以下。也可以根据需要而将奥氏体相的体积分率的上限设为5.0体积％、4.5体积％或4.0体积％。
本实施方式涉及的Ni钢的金属组织的其余部分主要为回火马氏体。为了制造原始奥氏体粒的平均粒径及平均纵横比在上述的范围内的Ni钢，需要在热轧后实施水冷、中间热处理及回火。在将这样的制造方法应用于具有上述的化学组成的钢的情况下，所得到的金属组织的其余部分(即母相)必然地成为回火马氏体。另外，本实施方式涉及的Ni钢，有时金属组织的其余部分含有不被分类为奥氏体和回火马氏体中的任何一种的相(例如粗大夹杂物等)。在板厚中心部的金属组织中的奥氏体相和回火马氏体相的合计体积分率为99％以上的情况下，容许含有它们以外的相。再者，在测定回火马氏体相的体积分率的情况下，将通过使用硝酸乙醇腐蚀液作为腐蚀液的组织观察而测定出的面积分率原样地作为体积分率(因为面积分率基本上与体积分率相同)。
板厚中心部的奥氏体相的体积分率，通过从Ni钢的板厚中心部制取具有与Ni钢的板面平行的面的样品并对该样品应用X射线衍射法来进行测定。奥氏体相的体积分率由X射线峰的奥氏体(面心立方结构)与回火马氏体(体心立方结构)的积分强度之比求出。具体而言，进行所制取的试样的X射线衍射，由BCC结构α相的(111)面、(200)面及(211)面的积分强度与FCC结构的奥氏体相的(111)面、(200)面及(220)面的积分强度之比测定奥氏体相的体积分率即可。
再者，在本实施方式中，在奥氏体相的体积分率的测定之前，不需要将试样冷却至极低温的处理(所谓的深冷处理)。然而，在只有深冷处理后的试样等的情况下，也可以采用深冷处理后的试样测定奥氏体相的体积分率。
(在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径：优选为2.0～7.0μm)
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径(以下简称为“平均有效晶体粒径”)优选为2.0～7.0μm。在本实施方式中，有效晶体粒径定义为由具有15°以上的取向差的金属组织的边界包围的区域(有效晶粒)的当量圆粒径。在本实施方式中，只要没有特别的说明，所谓平均有效晶体粒径表示在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径。
若将有效晶粒微细化，则破坏裂纹的传播的阻力变大，Ni钢的韧性提高。但是，为了将平均有效晶体粒径微细化为小于2.0μm，需要使热处理的次数增加等的伴有制造成本上升的手段，因此优选将平均有效晶体粒径的下限设为2.0μm。也可以将平均有效晶体粒径的下限设为3.0μm、4.0μm或5.0μm。另一方面，当平均有效晶体粒径超过7.0μm时，作用于作为成为脆性破坏的发生的起点的硬质相的原始奥氏体晶界、回火马氏体中的粗大的渗碳体、以及粗大的AlN、MnS及氧化铝等夹杂物的应力提高，有时Ni钢的极低温韧性降低。因此，优选将平均有效晶体粒径的上限设为7.0μm。也可以将平均有效晶体粒径的上限设为6.0μm、5.0μm或4.0μm。
(在Ni含量少的情况下，平均有效晶体粒径：优选为4.0μm以下)
在Ni含量少的情况下，优选将平均有效晶体粒径的上限设为4.0μm。在Ni含量少的情况下，平均有效晶体粒径的下限及优选的下限与Ni含量为11.5％以上的Ni钢的平均有效晶体粒径的下限及优选的下限相同即可。
平均有效晶体粒径，将板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面(L面)作为观察面，使用附属于扫描型电子显微镜的电子背散射衍射(Electron Back ScatterDiffraction：EBSD)解析装置进行测定。以倍率2000倍进行5个以上视场的观察，将具有15°以上的取向差的金属组织的边界视为晶界。将由该晶界包围的晶粒视为有效晶粒，通过图像处理来求出有效晶粒的当量圆粒径(直径)。通过算出该当量圆粒径的平均值，得到在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径。
(板厚：4.5～20mm)
本实施方式涉及的Ni钢，主要为Ni钢板，其板厚设为4.5～20mm。板厚小于4.5mm的Ni钢几乎不用作为例如液态氢罐之类的巨大结构物的材料，因此将4.5mm作为板厚的下限。在板厚超过20mm的情况下，再加热淬火时的冷却速度变得极慢，因此在本实施方式涉及的Ni钢的成分范围(特别是Ni量)下，确保低温韧性变得非常困难。根据需要，也可以将板厚的下限设为6mm、8mm、10mm或12mm，也可以将板厚的上限设为16mm、12mm或11mm。
(在室温下的屈服应力：590～710MPa)
(在室温下的抗拉强度：690～810MPa)
本实施方式涉及的Ni钢的在室温下的屈服应力为590～710MPa。另外，本实施方式涉及的Ni钢的在室温下的抗拉强度为690～810MPa。也可以将在室温下的屈服应力的下限值设为600MPa、620MPa或640MPa。也可以将在室温下的屈服应力的上限值设为690MPa、670MPa或650MPa。也可以将在室温下的抗拉强度的下限值设为700MPa、720MPa或740MPa。也可以将在室温下的抗拉强度的上限值设为780MPa、760MPa或750MPa。再者，在本实施方式中，所谓室温是指20℃。
接着，对本实施方式涉及的Ni钢的制造方法进行说明。本实施方式涉及的Ni钢，不依赖于制造方法，只要具有上述的构成，就能够得到其效果。然而，如果采用例如以下那样的制造方法，则能够稳定地得到本实施方式涉及的Ni钢。
本实施方式涉及的Ni钢的制造方法，具备：
在使钢液温度为1650℃以下、使钢液的O浓度为0.01％以下、使钢液的S浓度为0.02％以下的状态下进行元素的含量的调整后，通过连续铸造来制造钢坯的工序；
将得到的钢坯加热至950～1160℃并保持20～180分钟的工序；
在热轧时的在950℃以下的累积压下率为90～95％且轧制结束温度为680～850℃的条件下对钢坯进行热轧而得到热轧钢板的工序；
将冷却开始温度设为580～850℃来将热轧钢板水冷至室温的工序；
将中间热处理温度设为610～650℃且将保持时间设为20～180分钟来对热轧钢板进行中间热处理的工序；和
将回火温度设为530～570℃且将保持时间设为20～180分钟来对热轧钢板进行回火的工序。
这些制造条件优选根据Ni含量等来进一步限定。
以下，对其制造条件的详细情况进行说明。
(加热温度：950～1160℃)
(加热的保持时间：20～180分钟)
热轧时的再结晶所带来的原始奥氏体粒的均质的细粒化，在确保本实施方式涉及的Ni钢的极低温韧性方面是特别重要的。因此，优选严格地规定热轧中的温度及压下率。热轧时的钢坯的加热温度为950～1160℃。当加热温度低于950℃时，有时低于规定的热轧的结束温度。当加热温度超过1160℃时，有时在钢坯的加热时奥氏体粒径变得粗大，Ni钢的极低温韧性降低。加热的保持时间为20～180分钟。若加热的保持时间小于20分钟，则有时钢中的奥氏体相变没有充分地进展。另一方面，若加热的保持时间超过180分钟，则有时钢中的奥氏体粒粗大化。
在Ni含量少的情况下，将加热温度设为950～1100℃。在Ni含量少的情况下，加热的保持时间设为20～180分钟。
(热轧时的在950℃以下的累积压下率：90～95％)
当热轧时的在950℃以下的累积压下率低于90％时，在轧制中的钢坯中奥氏体的再结晶所带来的奥氏体粒的细粒化变得不充分，有时轧制后的奥氏体粒的一部分粗大化，Ni钢的极低温韧性降低。因此，热轧时的在950℃以下的累积压下率的下限为90％。
当热轧时的在950℃以下的累积压下率大于95％时，轧制时间成为长时间，有生产率劣化的可能性。因此，热轧时的在950℃以下的累积压下率的上限为95％。
在Ni含量少的情况下，热轧时的在950℃以下的累积压下率也设为90～95％。
(热轧的结束温度：680～850℃)
当热轧的结束温度低于680℃时，有时水冷开始温度低于580℃，Ni钢的极低温韧性降低。另外，当热轧的结束温度低于680℃时，有时水冷开始温度低于580℃，Ni钢的在室温下的屈服应力及抗拉强度降低。因此，将热轧的结束温度的下限设为680℃。
当热轧的结束温度大于850℃时，通过轧制而导入的位错因回复而减少，有时Ni钢的极低温韧性不足。另外，当热轧的结束温度大于850℃时，有时Ni钢的在室温下的屈服应力及抗拉强度不足。因此，热轧的结束温度的上限设为850℃。
在Ni含量少的情况下，将热轧的结束温度设为680～770℃。
(水冷开始温度：580～850℃)
热轧后的冷却通过水冷来进行。水冷结束温度设为200℃以下。
水冷开始温度设为580～850℃。当水冷开始温度低于580℃时，有时在室温下的屈服应力或抗拉强度降低。因此，将水冷开始温度的下限设为580℃。水冷开始温度的上限不需要特别限制，在热轧结束后立即开始水冷。由于热轧的结束温度的上限为850℃，因此将其作为水冷开始温度的上限。水冷时的平均冷却速度设为10℃/秒以上。
在Ni含量少的情况下，由于热轧的结束温度的上限为770℃，因此将其作为水冷开始温度的上限。因此，在Ni含量少的情况下，将水冷开始温度设为580～770℃。另外，在Ni含量少的情况下，也水冷至200℃以下。水冷时的平均冷却速度设为10℃/秒以上。
(中间热处理温度：610～650℃)
(中间热处理的保持时间：20～180分钟)
中间热处理，是将水冷后的热轧钢板加热至中间热处理温度，在中间热处理温度下保持，接着进行冷却的热处理。中间热处理对有助于极低温韧性的提高的有效晶体粒径的细粒化及奥氏体相的确保是有效的。
中间热处理温度设为610～650℃。当中间热处理温度低于610℃时，有时奥氏体相变变得不充分。另外，当中间热处理温度低于610℃时，过度地回火的回火马氏体的分率增加，有时母材强度降低。而且，当中间热处理温度低于610℃时，有时Ni钢的极低温韧性降低。因此，将中间热处理温度的下限设为610℃。
当中间热处理温度大于650℃时，在热轧钢板中奥氏体相变过度地进展。其结果，难以将奥氏体维持为稳定的状态，有时难以确保以体积分率计的2.0％以上的奥氏体相。另外，当中间热处理温度大于650℃时，有时Ni钢的极低温韧性降低。因此，中间热处理温度的上限设为650℃。
中间热处理的保持时间设为20～180分钟。当中间热处理的保持时间小于20分钟时，有时奥氏体相变没有充分地进展。另一方面，当中间热处理的保持时间超过180分钟时，有时碳化物析出。中间热处理时的冷却方法，为了避免回火脆化而设为水冷，并水冷至200℃以下。水冷时的平均冷却速度设为8℃/秒以上。
(回火温度：530～570℃)
(回火的保持时间：20～180分钟)
回火是将中间热处理后的热轧钢板加热至回火温度，在回火温度下保持，接着进行冷却的热处理。回火对确保奥氏体相有效。回火温度设为530～570℃。
当回火温度低于530℃时，难以确保以体积分率计的2.0％以上的奥氏体相，有时Ni钢的极低温韧性变得不充分。因此，回火温度的下限设为530℃。当回火温度大于570℃时，在室温下的Ni钢的奥氏体相会超过20.0体积％。若将这样的Ni钢冷却至极低温，则一部分奥氏体相变为高C马氏体，有时Ni钢的极低温韧性降低。因此，回火温度的上限设为570℃。
回火的保持时间设为20～180分钟。当回火的保持时间小于20分钟时，有时不能够充分确保奥氏体的稳定性。另一方面，若回火的保持时间超过180分钟，则存在析出对Ni钢的韧性造成不良影响的碳化物的情况、以及Ni钢的抗拉强度显著降低的情况。为了避免回火脆化，回火时的冷却方法设为水冷，并冷却至200℃以下。水冷时的平均冷却速度设为5℃/秒以上。
实施例
以下示出本发明的实施例，但以下所示的实施例为本发明的一例，本发明并不被以下说明的实施例限制。
(实施例1：Ni含量为11.5％以上的Ni钢)
利用转炉来熔炼钢，通过连续铸造来制造了厚度为100～360mm的板坯。在表1、表2中示出钢种A1～A25的化学成分。将这些板坯进行加热，进行控制轧制，原样地进行水冷，实施中间热处理、回火这些热处理来制造了钢板。热轧时的加热的保持时间设为30～120分钟。中间热处理及回火的热处理的保持时间设为20～60分钟。热轧后的水冷进行至200℃以下。中间热处理以及回火的热处理中的冷却方法设为水冷，水冷从各热处理中的处理温度进行至200℃以下。从钢板制取样品，来评价金属组织、拉伸特性、韧性。
Figure BDA0002462272000000261
Figure BDA0002462272000000271
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径(以下有时记载为原始奥氏体的平均粒径)，将板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面(L面)作为观察面来进行测定。原始奥氏体的粒径依据JIS G 0551来测定。首先，通过用苦味酸饱和水溶液腐蚀试样的观察面来使原始奥氏体晶界显现。用扫描型电子显微镜(SEM)以1000倍或2000倍的倍率拍摄5个以上视场的进行了腐蚀处理的L面的放大照片。通过图像处理来求出这些SEM照片中包含的至少20个当量圆粒径(直径)为2.0μm以上的原始奥氏体粒的当量圆粒径(直径)。通过算出这些当量圆粒径的平均值，来求出原始奥氏体的平均粒径。
另外，在本发明钢中，由于为了使原始奥氏体的晶界难以破坏而实施原始奥氏体粒的细粒化以及P含量的抑制等，因此有时即使对L面进行腐蚀处理也难以鉴定原始奥氏体晶界。在这样的情况下，在实施将样品加热至450℃～490℃后保持1小时以上的热处理后，利用上述的方法来测定原始奥氏体粒的平均粒径。
在即使进行在450℃～490℃下的热处理也难以鉴定原始奥氏体晶界的情况下，在奥氏体的平均粒径的测定中使用下述样品，即，从热处理后的样品制取夏比试样，使用该试样在-196℃下进行冲击试验，使其在原始奥氏体晶界破坏了的样品。在该情况下，在与轧制方向及板厚方向平行的面(L面)制作断面(断口)的截面，并进行了腐蚀处理。然后，用扫描型电子显微镜鉴定板厚中心部的断面的截面的原始奥氏体晶界，测定原始奥氏体的平均粒径。当通过上述的热处理而使原始奥氏体晶界脆化时，由于夏比试验时的冲击载荷而在原始奥氏体晶界产生微小的裂纹，因此原始奥氏体晶界变得容易鉴定。
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均纵横比(以下有时记载为原始奥氏体粒的平均纵横比)，测定上述的SEM照片中包含的至少20个当量圆粒径(直径)为2.0μm以上的原始奥氏体粒的轧制方向的长度与厚度方向的长度之比(纵横比)，将它们的平均值作为原始奥氏体粒的平均纵横比。
板厚中心部的金属组织中所含的奥氏体相的体积分率(以下有时记载为奥氏体相的体积分率)，通过从Ni钢的板厚中心部制取具有与板面平行的面的样品并对该样品应用X射线衍射法来进行测定。奥氏体相的体积分率由X射线峰的奥氏体(面心立方结构)与回火马氏体(体心立方结构)的积分强度之比求出。
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径(以下有时记载为平均有效晶体粒径)，将Ni钢的板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面(L面)作为观察面，使用附属于扫描型电子显微镜的EBSD解析装置来进行测定。以倍率2000倍进行5个以上视场的观察，将具有15°以上的取向差的金属组织的边界视为晶界。将由该晶界包围的晶粒视为有效晶粒，由它们的面积通过图像处理来求出当量圆粒径(直径)。通过算出这些当量圆粒径的平均值，来求出平均有效晶体粒径。
在室温下的强度(屈服应力及抗拉强度)，是制取将与轧制方向平行的方向(L方向)作为长度方向的JIS Z 2241中所规定的1A号全厚拉伸试样，并采用JIS Z 2241中所规定的方法在室温下进行评价。屈服应力的目标值为590～710MPa，抗拉强度的目标值为690～810MPa。屈服应力为下屈服应力，但不能观察到明显的下屈服应力的情况也较多，在该情况下，将条件屈服强度(条件屈服应力：σ0.2)作为屈服应力。
关于极低温韧性，在与轧制方向垂直的方向(C方向)制取将样品的表面和背面各磨削了0.5mm的全厚的CT试样，在液态氢中(-253℃)，按照ASTM标准E1820－13中所规定的卸载柔度法来制作J-R曲线，将J值换算成KIC值。极低温韧性的目标值为
Figure BDA0002462272000000291
以上。
在表3、表4中示出使用具有钢种A1～A25的化学成分的板坯制造的钢板(钢材No.a1～a36)的板厚、制造方法、母材特性、金属组织。
Figure BDA0002462272000000301
Figure BDA0002462272000000311
由表3、表4明确可知，制造No.a1～a14在室温下的屈服应力及抗拉强度、以及极低温韧性满足目标值。
与此相对，作为比较例的制造No.a15，C含量少，奥氏体相的体积分率低，因此在室温下的屈服应力及抗拉强度、以及极低温韧性降低。制造No.a18，Mn含量少，奥氏体相的体积分率低，因此极低温韧性降低。
制造No.a16、a17、a19～a22、a24，分别C含量、Si含量、Mn含量、P含量、S含量、Cr含量、Al含量多，因此极低温韧性降低。制造No.a23，Mo含量少，因此在室温下的屈服应力及抗拉强度降低，而且极低温韧性也降低。
制造No.a25，Nb含量及B含量多，原始奥氏体粒的纵横比大，因此极低温韧性降低。制造No.a26，Ti含量及N含量多，因此极低温韧性降低。
制造No.a27～a36是采用了脱离优选范围的制造条件的例子。制造No.a27，加热温度高，因此原始奥氏体粒的平均粒径变大，极低温韧性降低。制造No.a28，热轧时的在950℃以下的累积压下率低，因此原始奥氏体粒的平均粒径变大，另外，平均有效晶体粒径也变大，极低温韧性降低。
制造No.a29，轧制结束温度高，因此原始奥氏体粒的平均粒径变大，另外，平均有效晶体粒径也变大，极低温韧性降低。制造No.a30，加热温度和轧制结束温度低，因此原始奥氏体粒的纵横比变大，极低温韧性降低。
制造No.a31，加热温度低，因此原始奥氏体粒的平均纵横比变大，极低温韧性降低。制造No.a32，轧制结束温度低，因此原始奥氏体粒的纵横比变大，极低温韧性降低。
制造No.a33，中间热处理温度高，因此奥氏体相的体积分率变小，极低温韧性降低。制造No.a34，中间热处理温度低，因此奥氏体相的体积分率变小，极低温韧性降低。
制造No.a35，回火温度高，因此屈服应力变大，极低温韧性降低。制造No.a36，回火温度低，因此奥氏体相的体积分率变小，且屈服应力变大，极低温韧性降低。
(实施例2：Ni含量低于11.5％的Ni钢)
利用转炉来熔炼钢，通过连续铸造来制造了厚度为100～300mm的板坯。在表5、表6中示出钢种B1～B25的化学成分。将这些板坯进行加热，进行控制轧制，原样地进行水冷，实施中间热处理、回火的热处理从而制造了钢板。热轧时的钢坯加热的保持时间设为30～120分钟。中间热处理及回火的热处理的保持时间设为20～60分钟。热轧后的水冷进行至200℃以下。中间热处理及回火的热处理中的冷却方法设为水冷，水冷从各热处理中的处理温度进行至200℃以下。从钢板制取样品，评价了金属组织、拉伸特性、韧性。
Figure BDA0002462272000000341
Figure BDA0002462272000000351
实施例2中的样品的金属组织的鉴定方法、机械特性的评价方法以及机械特性是否合格的基准，与表1～表4中所公开的样品的金属组织的鉴定方法、机械特性的评价方法以及机械特性是否合格的基准相同。在表7、表8中示出使用具有钢种B1～B25的化学成分的板坯制造的钢材(制造No.b1～b36)的板厚、制造方法、母材特性、金属组织。
Figure BDA0002462272000000371
Figure BDA0002462272000000381
由表7、表8明确可知，制造No.b1～b14，在室温下的屈服应力及抗拉强度、以及极低温韧性满足目标值。
与此相对，作为比较例的制造No.b15，C含量少，奥氏体相的体积分率少，因此在室温下的屈服应力及抗拉强度、以及极低温韧性降低。制造No.b18，Mn含量少，奥氏体相的体积分率少，因此极低温韧性降低。
制造No.b16、b17、b19～b22及b24，分别C含量、Si含量、Mn含量、P含量、S含量、Cr含量、Al含量多，因此极低温韧性降低。制造No.b23，Mo含量少，因此在室温下的屈服应力及抗拉强度、以及极低温韧性降低。制造No.b25，Nb含量及B含量多，原始奥氏体粒的平均纵横比大，因此极低温韧性降低。制造No.b26，Ti含量及N含量多，因此极低温韧性降低。
制造No.b27～b36是采用了脱离优选范围的制造条件的例子。制造No.b27，加热温度高，因此原始奥氏体粒的平均粒径及平均有效晶体粒径变大，极低温韧性降低。制造No.b28，热轧时的在950℃以下的累积压下率低，因此原始奥氏体粒的平均粒径变大，极低温韧性降低。
制造No.b29，轧制结束温度高，因此原始奥氏体粒的平均粒径及有效晶体粒径变大，极低温韧性降低。制造No.b30，加热温度及轧制结束温度低，因此原始奥氏体粒的平均粒径及平均纵横比变大，极低温韧性降低。
制造No.b31，加热温度低，因此原始奥氏体粒的平均粒径及平均纵横比变大，极低温韧性降低。制造No.b32，轧制结束温度低，因此原始奥氏体粒的平均粒径、平均纵横比以及平均有效晶体粒径变大，极低温韧性降低。
制造No.b33，中间热处理温度高，因此奥氏体相的体积分率变小，极低温韧性降低。制造No.b34，中间热处理温度低，因此奥氏体相的体积分率变小，极低温韧性降低。
制造No.b35，回火温度高，因此屈服应力及抗拉强度变大，极低温韧性降低。制造No.b36，回火温度低，因此屈服应力变大，极低温韧性降低。

Claims (6)

1.一种低温用含镍钢，其特征在于，
化学组成以质量％计包含
C：0.040～0.080％、
Si：0.03～0.30％、
Mn：0.20～0.80％、
Ni：10.5～12.4％、
Mo：0.10～0.50％、
Al：0.010～0.060％、
N：0.0015～0.0060％、
O：0.0007～0.0030％、
Cu：0～0.50％、
Cr：0～0.50％、
Nb：0～0.020％、
V：0～0.080％、
Ti：0～0.020％、
B：0～0.0020％、
Ca：0～0.0040％、
REM：0～0.0050％、
P：0.0070％以下、
S：0.0040％以下，
余量为Fe及杂质，
板厚中心部的金属组织含有2.0～20.0体积％的奥氏体相，
在所述板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径为3.0～12.0μm，
在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的所述原始奥氏体粒的平均纵横比为2.6～10.0，
板厚为4.5～20mm，
在室温下的屈服应力为590～710MPa，
在所述室温下的抗拉强度为690～810MPa，
在所述板厚超过16mm的情况下，Ni为11.5％以上，
在所述板厚为16mm以下且Ni低于11.5％的情况下，为C：0.070％以下、Si：0.19％以下、Mn：0.40％以下、Al：0.050％以下、N：0.0050％以下、Cr：0.35％以下、Nb：0.015％以下、V：0.060％以下、Ti：0.015％以下、P：0.0050％以下、以及S：0.0030％以下，并且，所述原始奥氏体粒的所述平均粒径为6.0μm以下。
2.根据权利要求1所述的低温用含镍钢，其特征在于，
Ni为11.5％以上，Mn为0.50％以下。
3.根据权利要求1所述的低温用含镍钢，其特征在于，
Ni为11.5％以上，
所述原始奥氏体粒的所述平均粒径为9.0μm以下。
4.根据权利要求2所述的低温用含镍钢，其特征在于，
Ni为11.5％以上，
所述原始奥氏体粒的所述平均粒径为9.0μm以下。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的低温用含镍钢，其特征在于，
在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的平均有效晶体粒径为2.0～7.0μm。
6.根据权利要求1～4的任一项所述的低温用含镍钢，其特征在于，
在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的平均有效晶体粒径为2.0～4.0μm。
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