CN111630197A - 含镍钢板 - Google Patents

Abstract

本发明一方式的含镍钢板，化学组成在预定范围内，钢板的原奥氏体的平均粗大粒径为20μm以下，所述原奥氏体的平均粗大粒径被定义为在钢板的1/4t位置的所述钢板的轧制方向与所述钢板的厚度方向所成的面中测定的、面积200μm²的10个视场中各自的原奥氏体晶粒的等效圆直径的最大值的简单平均值，并且所述钢板的抗拉强度为690～900MPa。

Description

含镍钢板

技术领域

本发明涉及含镍钢板。

背景技术

随着环境法规的强化，通过LNG(液化天然气)而不是重油来驱动发动机航行的LNG燃料船的开发正不断推进。作为搭载于LNG燃料船上的 LNG罐的材料，认为除了奥氏体系不锈钢以外，还可使用9％Ni钢等的铁素体系低温用钢。但是，铁素体系低温用镍钢会出现应变时效造成的韧性降低，因此，克服这一点成为实用化的关键。例如，在赋予6％的应变后在200℃下进行了1小时热处理的材料的-196℃的夏比冲击吸收能的最低值希望为150J以上。按目前的技术水平，实现这一目标未必容易。通过进行中间热处理(所谓的L处理)，能够些许地改善低温韧性，但并不足够，而且这会导致制造成本增大。

对于铁素体系低温用镍钢的-196℃下的夏比冲击吸收能，夹杂物与以极低概率产生的低值有关。利用连铸制造的钢坯中，残存着没有浮起分离的数μm的夹杂物，若为通常的洁净度，则那样的独立夹杂物对-196℃下的夏比冲击吸收能造成的影响是轻微的。但是，当形成了数μm的夹杂物凝聚合体而成的团簇的情况下，施加6％的应变后在200℃下进行了1小时热处理的材料的-196℃的夏比冲击吸收能有时会降低到150J以下。

作为减轻夹杂物、例如MnS等伸长夹杂物造成的危害的方法，有交叉轧制。交叉轧制是指在制成钢板形状的热轧中，将通常仅在钢板的长度方向上实施的轧制中的一部分压下，在钢板的宽度方向上实施，当夹杂物为MnS的情况下钢板长度方向的MnS的伸长被抑制，因此在使用试验片的长度方向与轧制宽度方向平行的试验片的夏比试验中，可改善夏比冲击吸收能。

例如专利文献1中，通过在未再结晶温度区域进行实施交叉轧制时的宽度方向轧制，由此改善了弯曲加工性和低温韧性。但是，由于宽度方向的长度制约，在未再结晶温度区域的宽度方向轧制需要在轧制初期阶段进行，因此轧制等待时间增大，轧制能效(生产率)大幅降低，此外，在再结晶温度区域的压下保持不充分的情况下开始在未再结晶温度区域的宽度方向轧制，因此在奥氏体粒径大的情况下进行未再结晶温度区域轧制，有时韧性依然不稳定，靠该方法无法实现上述目的。另外，专利文献2中，通过规定实施交叉轧制时的宽度方向轧制和长度方向轧制的压下比率，来得到各向同性高的钢板。关于夹杂物的控制，虽然该方法是有效的，但仅靠规定压下比率，有时轧制时的奥氏体晶粒细化未必充分，靠该方法无法实现上述目的。

也就是说，现在的技术中，难以以高生产效率提供韧性优异的含镍钢板。

现有技术文献

专利文献1：日本特开2005-226080号公报

专利文献2：日本特开2002-161341号公报

发明内容

本发明的课题是提供韧性优异的含镍钢板。

本发明提供韧性优异的含镍钢板，其主旨如下。

(1)本发明一方式的含镍钢板，按质量％计的化学组成为，C： 0.02～0.12％、Si：0.02～0.35％、Mn：0.10～1.50％、P：0.0100％以下、S： 0.0035％以下、Ni：超过5.0％且为10.0％以下、Al：0.002～0.090％、N： 0.0070％以下、O：0.0030％以下、Cu：0～2.00％、Cr：0～5.00％、Mo： 0～1.00％、B：0～0.0050％、Nb：0～0.050％、Ti：0～0.050％、V：0～0.050％、 Ca：0～0.0300％、Mg：0～0.0300％、REM：0～0.0300％、以及余量的Fe 和杂质，所述含镍钢板的原奥氏体的平均粗大粒径为20μm以下，所述原奥氏体的平均粗大粒径被定义为在钢板的1/4t位置的所述钢板的轧制方向与所述钢板的厚度方向所成的面中测定的、面积200μm²的10个视场中各自的原奥氏体晶粒的等效圆直径的最大值的简单平均值，并且，所述含镍钢板的抗拉强度为690～900MPa。

(2)上述(1)所述的含镍钢板中，可以是：原奥氏体晶粒的平均长宽比为1.5以下，所述原奥氏体晶粒的平均长宽比被定义为在所述1/4t位置的所述面中，200μm²的视场中的原奥氏体晶粒的长径与短径之比的简单平均值。

(3)上述(1)或(2)所述的含镍钢板中，可以为：在所述1/4t位置的残余奥氏体量按体积％计为0.1％以上且低于5％。

(4)上述(1)或(2)所述的含镍钢板中，可以为：在所述1/4t位置的残余奥氏体量按体积％计为5～15％。

根据本发明，能够提供韧性优异的含镍钢板。因此，可以说本发明是产业上的价值高的发明。

附图说明

图1是表示含镍钢板的原奥氏体的平均粗大粒径与含镍钢板的低温韧性的关系的坐标图。

图2是表示再加热淬火时的600℃以上且750℃以下的温度范围的平均升温速度与含镍钢板的原奥氏体的平均粗大粒径的关系的坐标图。

具体实施方式

详细说明本实施方式的含镍钢板(以下有时称为本实施方式的钢板或钢板)。发明人在低温用含镍钢板中的Ni含量超过5.0％且为10.0％以下的钢板中，对于能否在热轧以后的工序中而不是在炼钢工序中避免或恢复韧性降低进行了专心研究。结果发现，通过使钢板的1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径微细，能够有效地改善钢板韧性，并且，在适当的热轧和直接淬火后，在再加热淬火的升温时稍微提高600℃以上且750℃以下的升温速度，由此在钢板的1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径大幅微细化。由于原奥氏体的平均粗大粒径的微细化使得最终的组织、即以回火马氏体和贝氏体为主体的组织微细化，所以能够大幅改善钢板韧性。再者，原奥氏体的平均粗大粒径是指在钢板的1/4t位置的钢板的轧制方向与钢板的厚度方向所成的面中测定的、面积200μm²的10个视场中各自的原奥氏体晶粒的等效圆直径的最大值的简单平均值。原奥氏体的平均粗大粒径的具体测定方法稍后叙述。以下，只要没有特别说明，就将“钢板的1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径”简单记载为“原奥氏体的平均粗大粒径”。

在本实施方式的钢板中，为了大幅细化原奥氏体的平均粗大粒径，例如组合2种制造方法是有效的。第1点是适当地控制淬火前实施的热轧和直接淬火的条件。第2点是适当地控制轧制后的再加热淬火时的升温条件。

具体而言，本实施方式的钢板的制造方法由热轧·直接淬火工序(A工序)、再加热淬火工序(B工序)和回火工序(C工序)构成。首先，对最初的A 工序、即淬火前实施的热轧和直接淬火的条件进行说明。

热轧·直接淬火工序(A工序)中，对含有超过5.0％且为10.0％以下的 Ni的铸片或钢片进行加热，然后对其进行热轧，以后进行水冷。热轧可以在75％以上的总压下率(也就是说，由板坯厚度/钢板厚度定义的总压下比为4以上)下进行，精加工1道次前的温度可以设为600℃以上且850℃以下。在此，热轧中的总压下率是指将热轧开始前的钢片的厚度与热轧结束后的钢板的厚度之差除以热轧开始前的钢片的厚度所得的值。精加工1道次前温度是指在即将进行热轧的最终1道次前(具体而言从进行最终1道次的时间点起5秒以内)测定的钢板表面的温度。

当将精加工1道次前温度设为850℃以下的情况下，用水冷冷却到常温的时间点的组织变微细，因此原奥氏体的平均粗大粒径变小。另外，当将精加工1道次前温度设为600℃以上的情况下，通过减小变形阻力，能够容易地实施总压下率75％以上的热轧。此外，当将热轧的总压下率设为 75％以上时，水冷后的组织变微细，因此原奥氏体的平均粗大粒径变小。

再加热淬火时的升温速度；

接着，对B工序、即再加热淬火工序进行说明。通过将再加热淬火时的加热中的升温速度、即600℃以上且750℃以下的温度范围内的平均升温速度设为0.4℃/秒以上且0.8℃/秒以下，能够大幅地细化原奥氏体的平均粗大粒径。当再加热淬火时的600℃以上且750℃以下的温度范围内的平均升温速度为0.4℃/秒以上的情况下，原奥氏体的平均粗大粒径变小。另一方面，如果将600℃以上且750℃以下的温度范围内的平均升温速度设为0.8℃/秒以下，则变得容易控制再加热淬火时的加热温度。如后所述，优选再加热淬火时的加热温度被控制在例如800℃以上且810℃以下这一非常窄的范围内。将600℃以上且750℃以下的温度范围内的平均升温速度设为0.8℃/秒以下有助于实现再加热淬火时的加热温度的精密控制(防止过加热即过冲等)。再者，600℃以上且750℃以下的温度范围内的平均升温速度是指将150℃(＝750℃-600℃)除以使钢板温度从600℃上升到 750℃所需的时间而得到的值。

本发明人为了明确应提高升温速度的温度区间，将在进行200℃以上淬火加热温度以下的平均升温速度为0.1℃/秒的标准升温(条件1)时的原奥氏体的平均粗大粒径，与仅在特定温度范围将平均升温速度提高到 0.6℃/秒而其他温度范围的平均升温速度设为0.1℃/秒的3个条件，即仅在 200℃以上且低于600℃将平均升温速度设为0.6℃/秒的条件2、仅在600℃以上且750℃以下将平均升温速度设为0.6℃/秒的条件3、仅在超过750℃的淬火加热温度以下将平均升温速度设为0.6℃/秒的条件4下的原奥氏体的平均粗大粒径进行比较。结果，如表1所示，看到仅在600℃以上且750℃以下将平均升温速度设为0.6℃/秒而在其他温度区间将平均升温速度设为 0.1℃/秒的条件下，原奥氏体的平均粗大粒径显著细化。由此来看，在通过增大升温速度来谋求原奥氏体的平均粗大粒径细化的情况下，提高600℃以上且750℃以下的平均升温速度是有效的。

表1

从上述定义明确可知，原奥氏体的平均粗大粒径是着眼于原奥氏体的粒径分布中的粗大粒的参数。本发明人发现，即使当原奥氏体被细化的情况下，在粗大粒残存的情况下，在其残存部位的韧性也会降低。因此，本实施方式的钢板，原奥氏体的平均粗大粒径为20μm以下，即不残留粗大粒。如果原奥氏体的平均粗大粒径细化，则最终组织也细化。为了在试验温度-196℃的夏比试验的吸收能下达到150J所需要的、在1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径需要为20μm以下。在1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径优选为18μm以下、16μm以下、15μm以下或14μm以下。在1/4t 位置的原奥氏体的平均粗大粒径的下限值没有特别限定，例如也可以将其规定为5μm以上、7μm以上或8μm以上。

在1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径的测定方法如下所述。对从 1/4t位置(从钢板的轧制面起离开钢板板厚t的1/4的位置)制取的试样的、钢板的轧制方向和钢板的厚度方向所成的面进行研磨，在该面上使用苦味酸使原奥氏体晶界出现。之后，在该面的任意的面积200μm²的视场中，确定最大的原奥氏体晶粒，算出其等效圆直径。在任意的10个视场反复实施该操作，将得到的10个等效圆直径的简单平均值作为1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径。

再者，钢板的轧制方向一般是钢板的长度方向。但是，在钢板的轧制方向不明的情况下，可以采用将钢板浸渍在高温(例如80℃以上)的酸(例如盐酸等)中，观察轧制的伸长组织的方法等公知方法，来掌握钢板的轧制方向。

在热轧和直接淬火后实施再加热淬火的本实施方式的钢板，在1/4t的位置基本上没有伸长的原奥氏体晶粒。因此，作为1/4t位置的奥氏体晶粒的长径与短径之比(短径/长径)的简单平均值的原奥氏体的平均长宽比，比未实施再加热淬火处理的直接淬火的钢板小。通常，原奥氏体的平均长宽比不会超过2.0。多数情况下，平均长宽比为1.5以下。根据需要，平均长宽比可以为1.4以下、1.3以下或1.2以下。平均长宽比的下限为1.0。

在1/4t位置的原奥氏体的平均长宽比的测定方法如下。对从1/4t位置 (从钢板的轧制面起离开钢板板厚t的1/4的位置)制取的试样的轧制方向与板厚方向所成的面进行研磨，在该面上使用苦味酸使原奥氏体晶界出现。之后，在该面的任意的200μm²的视场中，对各原奥氏体晶粒测定长径和短径的比(短径/长径)，将该比的简单平均值作为1/4t位置的原奥氏体的平均长宽比。

接着，以下规定钢板的化学组成所含的合金元素的范围。以下，只要没有特别说明，合金元素的含量的单位“％”就表示质量％。

C是为确保钢板强度所必需的元素。另外，C含量不足的情况下，导致强度降低和/或韧性降低。因此，将C含量设为0.02％以上。但另一方面， C量的增大导致韧性降低。因此，将C量的上限设为0.12％。也可以将C 量设为0.03％以上、0.05％以上或0.07％以上。也可以将C量设为0.11％以下、0.10％以下或0.08％以下。

Si是确保钢板强度所必需的元素，因此将其含量设为0.02％以上。但另一方面，超过0.35％的Si会导致钢板的韧性及焊接性的降低等。因此，将Si量的上限设为0.35％。也可以将Si量设为0.03％以上、0.05％以上或 0.09％以上。也可以将Si量设为0.30％以下、0.25％以下、0.20％以下、 0.15％以下或0.10％以下。

Mn是对增大钢板强度有效的元素，最低需要含有0.10％以上。另一方面，如果含有超过1.50％的Mn，则回火脆化敏感性变高，钢板韧性降低。因而，将Mn含量规定为0.10％以上且1.50％以下。可以将Mn量设为0.30％以上、0.40％以上、0.50％以上或0.60％以上。也可以将Mn量设为1.20％以下、1.00％以下、0.90％以下或0.80％以下。

P是对于本实施方式的钢板来说不需要的元素，所以其含量的下限值不需要特别规定。可以将P含量的下限值设为0％。不过，如果使P量低于0.0010％，则由于提纯负荷增大，使生产率大幅降低，可以将其下限设为0.0010％。另一方面，如果P量超过0.0100％，则由于回火脆化，使钢板韧性降低。因而，将P的含量设为0.0100％以下。可以将P量设为0.0090％以下、0.0080％以下或0.0060％以下。

S是对于本实施方式的钢板来说不需要的元素，所以其含量的下限值不需要特别规定。可以将S含量的下限值设为0％。不过，如果使S量低于0.0001％，则由于提纯负荷增大，使生产率大幅降低，可以将其下限设为0.0001％。另一方面，如果S量超过0.0035％，则钢板韧性降低。因而，将S的含量设为0.0035％以下。可以将S量设为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0015％以上。也可以将S量设为0.0030％以下、0.0025％以下或0.0020％以下。

为了确保钢板的韧性和强度，Ni最低需要含有超过5.0％。另外，Ni 量超过10.0％时，钢板的制造成本大幅增大。因而，将Ni含量设为超过 5.0％且10.0％以下。可以将Ni量设为5.5％以上、6.0％以上或7.0％以上。也可以将Ni量设为9.5％以下、9.0％以下或8.0％以下。

再者，在本实施方式中，含镍钢板是指Ni含量超过5.0％且为10.0％以下的钢板。

Al是对钢板的脱氧有效的元素，最低需要含有0.002％以上。另一方面，如果Al含有超过0.090％，则钢板韧性降低。因而，将Al含量设为 0.002～0.090％。可以将Al量设为0.005％以上、0.010％以上或0.020％以上。也可以将Al量设为0.080％以下、0.070％以下或0.060％以下。

N能够有意地添加，但即使在无意添加的情况下，也是作为杂质混入的元素。不需要特别规定N量的下限，可以将其下限值设为0％。不过，当使N量低于0.0001％的情况下，由于提纯负荷的增大，生产率显著降低。因此，N量可以为0.0001％以上。另一方面，当N量超过0.0070％的情况下，钢板韧性降低。因此，N量的上限为0.0070％。可以将N量设为0.0002％以上、0.0005％以上或0.0010％以上。也可以将N量设为0.0060％以下、 0.0050％以下或0.0040％以下。

O是钢板成分中的氧的总量。O对于本实施方式的钢板来说是不需要的元素，所以对于O的下限在材质特性方面不需要特别规定，可以将其下限值设为0％。不过，当使O量低于0.0001％的情况下，由于精炼负荷的增加，生产率显著降低。因此，可以将O量设为0.0001％以上。另一方面，当O量超过0.0030％的情况下，钢板韧性降低。因此，O量的上限为0.0030％。可以将O量设为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0015％以上。也可以将O量设为0.0025％以下、0.0020％以下或0.0018％以下。

再者，本实施方式的钢板中，还可以任选地含有以下元素。但是，不使用以下列举的元素，本实施方式的钢板也能够解决其课题。因此，以下列举的元素的下限值为0％。

Cu具有提高钢板强度的效果。为了得到该效果，优选将Cu量设为 0.01％以上。另一方面，如果Cu量超过2.00％，则钢板韧性可能降低。因而，将Cu的含量设为0～2.00％。可以将Cu量设为0.10％以上、0.15％以上或0.20％以上。可以将Cu量设为1.50％以下、1.00％以下、0.70％以下、0.50％或0.30％以下。

Cr是提高钢板的淬透性，对钢板强度造成影响的元素。为了得到Cr 带来的强度提高效果，优选将Cr量设为0.01％以上。另一方面，当Cr量超过5.00％的情况下，钢板的韧性和焊接性可能降低。因而，将Cr的含量设为0～5.00％。可以将Cr量设为0.10％以上、0.20％以上或0.25％以上。也可以将Cr量设为3.00％以下、2.00％以下、1.00％以下、0.80％以下、0.60％以下或0.50％以下。

Mo是对确保钢板强度和减轻回火脆化有效的元素。为了得到Mo的这些效果，优选将Mo量设为0.01％以上。另一方面，当Mo量超过1.00％的情况下，钢板的韧性和焊接性可能降低。因此，将Mo的含量设为 0～1.00％。可以将Mo量设为0.05％以上、0.08％以上、0.15％以上或0.20％以上。也可以将Mo量设为0.80％以下、0.70％以下、0.50％、0.40％以下、0.30％以下或0.25％以下。

B是对提高钢板淬透性有效、且对钢板强度造成影响的元素。为了得到B的这些效果，优选将B量设为0.0002％以上。另一方面，当B含量超过0.0050％的情况下，钢板韧性可能降低。因而，将B的含量设为 0～0.0050％以下。可以将B量设为0.0002％以上、0.0004％以上或0.0005％以上。也可以将B量设为0.0030％以下、0.0020％以下或0.0015％以下。

Nb是对确保钢板强度有效的元素。为了得到Nb的该效果，优选将 Nb量设为0.001％以上。另一方面，当Nb量超过0.050％的情况下，可能导致钢板韧性降低。因而，将Nb的含量设为0～0.050％。可以将Nb量设为0.005％以上、0.010％以上或0.015％以上。也可以将Nb量设为0.040％以下、0.030％以下或0.025％以下。

Ti是对确保钢板强度有效的元素。为了得到Ti的该效果，优选将Ti 量设为0.001％以上。另一方面，当Ti量超过0.050％的情况下，可能导致钢板韧性降低。因而，将Ti含量设为0～0.050％。可以将Ti量设为0.005％以上、0.010％以上或0.020％以上。也可以将Ti量设为0.040％以下、0.030％以下或0.025％以下。

V是对确保钢板强度有效的元素。为了得到V的该效果，优选将V量设为0.001％以上。另一方面，当V量超过0.050％的情况下，可能导致韧性降低。因而，将V的含量设为0～0.050％。可以将V量设为0.002％以上、 0.005％以上或0.010％以上。也可以将V量设为0.040％以下、0.030％以下或0.020％以下。

Ca是对钢板的结晶粒径造成影响、且对钢板强度造成影响的元素。此外，Ca是对防止铸造作为钢板原料的板坯时的喷嘴堵塞有效的元素。为了得到Ca的这些效果，优选将Ca量设为0.0003％以上。另一方面，当Ca 量超过0.0300％的情况下，可能导致钢板韧性降低。因而，优选将Ca的含量设为0～0.0300％。可以将Ca量设为0.0010％以上、0.0020％以上或0.0030％以上。也可以将Ca量设为0.0100％以下、0.0080％以下或0.0050％以下。

Mg是对钢板强度造成影响、且对提高钢板韧性有效的元素。为了得到Mg的这些效果，优选将Mg量设为0.0003％以上。另一方面，当Mg 量超过0.0300％的情况下，可能导致韧性降低。因而，将Mg的含量设为 0～0.0300％。可以将Mg量设为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。也可以将Mg量设为0.0100％以下、0.0080％以下或0.0050％以下。

术语“REM”是指由稀土族元素，即由Sc、Y和镧系元素组成的合计 17种元素，上述“REM的含量”是指这17种元素的合计含量。REM是对钢板强度造成影响、且对提高钢板韧性有效的元素。为了获得REM的这些效果，优选将REM量设为0.0003％以上。另一方面，当REM量超过 0.0300％的情况下，可能导致钢板韧性降低。因而，将REM的含量设为 0～0.0300％。可以将REM量设为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。也可以将REM量设为0.0100％以下、0.0080％以下或0.0050％以下。

本实施方式的钢板的化学组成的余量是铁和杂质。杂质是指例如制造钢板和焊接材料的过程中，包含添加合金的使用原料或熔制中从炉材等中溶出的物质。在不损害本实施方式的钢板特性的范围内，也允许这样的杂质。例如，可以作为杂质混入的Zn、Sn和Sb等，只要分别以低于0.01％混入，就丝毫不损害本实施方式的钢板的效果，所以是被允许的。

本实施方式的钢板的抗拉强度在690MPa以上且900MPa以下的范围。这与例如作为低温压力容器用镍钢钢板由JIS G3127：2013等规定的钢板的抗拉强度大致相同，是造船、桥梁、建筑、海洋构造物、压力容器、罐以及管线等的焊接构造物一般所要求的抗拉强度的范围。

再者，本实施方式的钢板的屈服点或屈服强度优选为520MPa以上或 590MPa以上。不需要特别确定其上限，但也可以为690MPa以下。

本实施方式的钢板的板厚没有特别限定。例如，可以将本实施方式的钢板厚度设为上述那样的焊接构造物一般所使用的钢板的厚度范围即 6～100mm。可以根据需要，将其下限设为10mm或12mm，将其上限设为80mm、60mm或50mm。

本实施方式的钢板的金属组织没有特别限定。例如，采用不进行中间热处理(所谓的L处理)的制造方法得到的本实施方式的钢板的1/4t位置的金属组织中，残余奥氏体量按体积％计为0.1％以上且低于5％的情况较多。可以将采用不进行中间热处理的制造方法得到的本实施方式的钢板的1/4t 位置的金属组织中的残余奥氏体量规定为按体积％计为0.2％以上、0.3％以上或0.5％以上。也可以将采用不进行中间热处理的制造方法得到的本实施方式的钢板的1/4t位置的金属组织中的残余奥氏体量规定为按体积％计为4.8％以下、4.5％以下、4.2％以下或4％以下。

另一方面，采用进行中间热处理的制造方法得到的本实施方式的钢板的1/4t位置的金属组织中，残余奥氏体量按体积％计为5～15％的情况较多。可以将采用进行中间热处理的制造方法得到的本实施方式的钢板的1/4t位置的金属组织中的残余奥氏体量设为按体积％计为6％以上、7％以上、8％以上或9％以上。也可以将采用进行中间热处理的制造方法得到的本实施方式的钢板的1/4t位置的金属组织中的残余奥氏体量规定为按体积％计为 14％以下、13％以下、12％以下或10％以下。

在任何情况下，在钢板的1/4t位置的金属组织的余量都主要是以回火马氏体为主体的组织。残余奥氏体量越多，越能提高低温韧性。但是，即使通过省略中间热处理而使钢板的1/4t位置的残余奥氏体量按体积％计低于5％，本实施方式的钢板由于其原奥氏体的平均粗大粒径被很好地控制，所以能够确保优异的低温韧性。考虑到制造成本，优选通过省略中间热处理而使钢板的1/4t位置的残余奥氏体按体积％计为0％以上且低于5％。

钢板的残余奥氏体的体积分率(体积％)的测定按以下顺序进行。从钢板的1/4t位置制取试验片，采用磨削和研磨等将试验片表面加工成钢板的 1/4t位置。之后，采用X射线衍射求得α的(200)、(211)面、γ的(200)、(220)、 (311)面的衍射强度，基于该衍射强度求出残余奥氏体的体积分率。

接着，对能够切实地制造本实施方式的钢板的制造方法的一优选例进行记载。

钢板是采用上述方法对由连铸制造出的板坯进行热轧，以该方法制造的，除上述以外，优选适用例如一般为了使以马氏体或贝氏体为主体的组织细化而实施的下述条件。

-热轧前的钢片加热温度：1050～1250℃

-热轧的总压下率：如上所述为75％以上

-控制轧制(CR)开始温度：850℃以下

-控制轧制中的总压下率(CR率)：60％以上

-精加工1道次前温度(精加工1P前温度)：如上所述为600～850℃

-热轧后的水冷开始温度：580℃以上

-平均水冷速度：3.0℃/秒以上

-水冷结束温度：150℃以下

在此，所谓控制轧制，是指通过在比较低的温度下进行高压下率的轧制，由此向钢板导入应变的轧制。本实施方式的钢板的制造方法中，为方便起见，将在850℃以下进行的轧制定义为控制轧制。因此，在本实施方式中，“控制轧制中的总压下率”，是与“850℃以下的累积压下率”相同的意思。进行控制轧制(CR)的温度优选更低。因此，更优选在超过850℃的轧制结束后(暂时中断轧制)对板坯进行空冷，在板坯的温度降低后进行控制轧制。将该情况下的控制轧制开始的温度(从其定义来看，该温度在 850℃以下)称为控制轧制开始温度(CR开始温度)。

控制轧制中的总压下率，是将控制轧制开始前的板坯厚度与控制轧制结束后的钢板厚度之差除以控制轧制开始前的板坯厚度所得的值。

热轧后的水冷开始温度，是指在热轧结束后开始向热轧钢板喷射冷却水等冷介质时的钢板表面温度。

水冷结束温度是指向热轧钢板的冷介质喷射结束时的钢板表面温度。

平均水冷速度是将水冷开始温度与水冷结束温度之差除以冷介质喷射时间而得到的值。

在热轧·直接淬火工序(A工序)中，在板坯的加热温度为1250℃以下的情况下，能够抑制奥氏体的晶粒生长，由此能够使以相变后的马氏体为主体的组织细化。当板坯的加热温度为1050℃以上的情况下，能够减小热轧中的轧制阻力。因此，热轧前的板坯加热温度为1050℃以上且1250℃以下。

如上所述，热轧以75％以上的总压下率进行，将精加工1道次前的温度设为600℃以上且850℃以下。另外，在热轧的总道次中的、在850℃以下实施轧制的道次中的总压下率、即控制轧制中的总压下率也另行为60％以上。通过在850℃以下的低温下进行高压下率下的轧制，在其后的再加热淬火时的加热时，能够得到微细的奥氏体晶粒。

热轧后的水冷(直接淬火)中，将水冷开始温度设为580℃以上。通过从 580℃以上的高温开始水冷，能够得到微细的淬火组织。另外，水冷时的平均冷却速度为3.0℃/秒以上。由此，能够得到微细的淬火组织。再者，从钢板特性的观点出发，不需要设置水冷速度的上限，但通过将水冷时的平均冷却速度设为100℃/秒以下，能够使设备成本保持廉价。因此，优选水冷时的平均冷却速度为100℃/秒以下。为了进行直接淬火，水冷停止温度为150℃以下。

热轧·直接淬火工序后、即A工序后，实行再加热淬火工序即B工序。再加热淬火时的600℃以上且750℃以下的平均升温速度，如上所述，为 0.4℃/秒以上且0.8℃/秒以下。此外，当再加热淬火时的加热温度为800℃以上的情况下，能够防止未相变组织残存，提高钢板韧性。当再加热淬火时的加热温度为810℃以下的情况下，能够使再加热淬火加热时的原奥氏体细化从而提高韧性。因而，将再加热淬火时的加热温度设为800℃以上且810℃以下。再者，再加热淬火加热时的加热温度，是再加热淬火时的钢板的保持温度。后述的再加热淬火加热时的保持时间，是指钢板温度处于800～810℃的范围内的时间。

当再加热淬火加热时的保持时间为5分钟以上的情况下，钢板的材质被均匀化。当再加热淬火加热时的保持时间为100分钟以下的情况下，能够使组织细化从而提高韧性。因而，可以将再加热淬火加热时的保持时间设为例如5分钟以上且100分钟以下。

认为上述淬火工序中，需要使用热处理炉进行热处理。通常的简单的加热淬火工序中，出于提高制造效率的目的，有时使用能够迅速升温的高频加热装置等实施淬火。但是，根据这样的加热单元，难以将钢板温度控制在上述600～610℃这样极窄的温度范围内。特别是难以在该温度范围内将钢板温度保持5分钟以上。因此，希望进行容易将钢板的淬火温度控制在窄范围内的炉加热。这在本实施方式的钢板的制造方法中的其他热处理中也是同样的。

再者，根据需要，可以在再加热淬火与回火之间进行中间热处理。当中间热处理的加热温度为660℃以上的情况下，能够提高钢板韧性。当中间热处理的加热温度为700℃以下的情况下，能够确保用于中间热处理的加热时的原奥氏体稳定化带来的韧性改善效果。如上所述，中间热处理的加热温度为660℃以上且700℃以下。但是，本实施方式的钢板的制造方法中，能够不实施中间热处理而对钢板赋予良好的低温韧性。

当中间热处理的保持时间为5分钟以上的情况下，通过促进逆相变，能够在淬火加热时使原奥氏体稳定化，得到韧性改善效果。当中间热处理的保持时间为30分钟以下的情况下，能够使再加热淬火加热时的原奥氏体稳定化，提高钢板韧性。出于以上理由，将中间热处理的保持时间设为5 分钟以上且30分钟以下。再者，中间热处理的加热温度是中间热处理时热轧钢板的保持温度。中间热处理的保持时间是指钢板温度处于660～700℃的范围内的时间。

在作为回火工序的C工序中，回火温度为570℃以上的情况下，能够防止回火脆化引起的韧性降低。当回火温度为590℃以下的情况下，能够提高钢板韧性。出于以上理由，回火优选在570℃以上且590℃以下实施。另外，当回火的保持时间为5分钟以上的情况下，能够提高韧性。当回火的保持时间为30分钟以下的情况下，能够提高生产率。出于以上理由，回火的保持时间优选为5分钟以上且30分钟以下。再者，回火的加热温度是回火时的热轧钢板的保持温度。回火的保持时间是指钢板温度处于 570～590℃的范围内的时间。

实施例

对在各种化学组成、制造条件下制造出的板厚18mm或43mm的钢板，实施了拉伸试验和夏比冲击试验。将钢板的化学组成、热轧·直接淬火条件、板厚、热处理条件、原奥氏体的平均粗大粒径、残余奥氏体的量(残留γ量)、原奥氏体的平均长宽比(平均长宽比)、机械特性的评价结果示于表2-1～表 5-2。中间热处理中的保持时间在板厚18mm时为20分钟，在板厚43mm 时为40分钟。所有的热处理使用热处理炉实施。对落在发明范围外的钢板的化学组成和原奥氏体的平均粗大粒径附带下划线。另外，对不满足合格与否基准的机械特性值也附带下划线。再者，在表中记载了残余奥氏体量，但所有的实施例和比较例的金属组织的余量基本上全部为回火马氏体。原奥氏体的平均粗大粒径、残余奥氏体的量和原奥氏体的平均长宽比，依据上述手段测定。

拉伸试验基于JIS Z 2241：2011中记载的金属材料拉伸试验方法进行。当钢板厚度超过20mm的情况下，作为4号试验片，在从钢板表面向内部进入板厚1/4的部位，以试验片的长度方向与轧制方向垂直的方式制取试验片。当钢板厚度为20mm以下的情况下，作为JIS5号试验片，以试验片的长度方向与轧制方向垂直的方式制取。在常温下进行2个的试验，将抗拉强度的平均值为690MPa以上且900MPa以下设为合格。

夏比冲击试验中，在常温下预先施加6％的应变后，从在200℃下进行了1小时热处理的钢板中，在将JIS Z2242：2018的V切口试验片从钢板表面向内部进入板厚1/4的部位，以试验片的长度方向与轧制方向垂直、并且连接切口前缘的线与板厚方向平行的方式制取。预应变方向为L方向 (钢板的轧制方向)。在-196℃的试验温度下进行3个的试验，将3个的平均值为150J以上设为合格。

表2-1

表2-2

表3-1

表3-2

表4-1

表4-2

表5-1

表5-2

如实施例1～33所示，具有本发明规定的成分，采用优选的制造方法制造出的钢板具有优异的抗拉强度和韧性。由以上实施例可明确得知，在本发明范围内的实施例1～33的钢板是抗拉强度和韧性优异的钢板钢材。

另一方面，不满足本发明特征的比较例的抗拉强度和韧性中的一者或两者差。

比较例1中，过量的C导致钢板的韧性降低，所以低温韧性不足。

比较例2中，为确保钢板强度所必需的元素C的含量不足，所以无法达到必要的抗拉强度。另外，比较例2中，低温韧性也受损。

比较例3中，过量的Si导致钢板韧性降低，所以低温韧性不足。

比较例4中，为确保钢板强度所必需的元素Si的含量不足，所以无法达到必要的抗拉强度。

比较例5中，包含过量的Mn，所以回火脆化感敏性变高，钢板韧性降低。

比较例6中，对钢板强度增大有效的元素Mn的含量不足，所以无法达到必要的抗拉强度。

比较例7中，包含过量的P，所以钢板韧性因回火脆化而降低。

比较例8和比较例27中，S量过剩，所以钢板韧性降低。

比较例9和比较例30中，为确保钢板韧性而必需的Ni不足，所以钢板韧性降低。另外，比较例9中，抗拉强度也不足。

比较例10中，包含过量的Al，所以钢板韧性降低。

比较例11和比较例29中，包含过量的N，所以钢板韧性降低。

比较例12和比较例28中，包含过量的O，所以钢板韧性降低。

比较例13中，无法抑制奥氏体的晶粒生长，所以在1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径过大，韧性受损。推定这是由于热轧前的钢片加热温度高的缘故。

比较例14和比较例15中，再加热淬火加热时的奥氏体粒径变粗大，结果在1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径变大，韧性受损。推定这是由于控制轧制(CR)开始温度高的缘故。另外，认为比较例15中，精加工1 道次前温度高，这也成为原奥氏体的平均粗大粒径变大的原因。

比较例16和比较例25中，再加热淬火加热时的奥氏体粒径粗大，1/4t 位置的原奥氏体的平均粗大粒径变大，韧性受损。推定这是由于热轧中的总压下率低的缘故。

比较例17、比较例18和比较例24中，在1/4t位置的原奥氏体的粗大部粒径过大，韧性受损。推定这是由于再加热淬火时的600℃以上且750℃以下的平均升温速度低的缘故。

比较例19中，无法使原奥氏体细化，无法提高韧性。推定这是由于再加热淬火时的加热温度高的缘故。

比较例20中，包含过量的P，所以无法提高韧性。

比较例21中，在1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径过大，韧性受损。推定这是由于再加热淬火时的600℃以上且750℃以下的平均升温速度低，且回火时的加热温度高的缘故。

比较例22中，在1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径过大，并且产生回火脆化，由此低温韧性受损。推定这是由于再加热淬火时的600℃以上且750℃以下的平均升温速度低、且回火时的加热温度低的缘故。

比较例23中，无法使利用水冷冷却到常温的时间点的组织变细，原奥氏体的平均粗大粒径变大，低温韧性受损。推定这是由于精加工1道次前温度高的缘故。

比较例26包含过量的P和S，所以钢板韧性因回火脆化等而降低。

比较例31中，再加热淬火加热时的奥氏体粒径变粗大，1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径变大，低温韧性受损。推定这是由于热轧后直接淬火时的平均水冷速度不足的缘故。

比较例32中，再加热淬火加热时的奥氏体粒径变粗大，无法使1/4t 位置的原奥氏体的平均粗大粒径细化，也产生韧性降低。推定这是由于控制轧制中的总压下率不足、且回火时的加热温度不足的缘故。

比较例33中，无法使组织细化，在1/4t位置的原奥氏体的平均粗大粒径变大，产生韧性降低。推定这是由于热轧后直接淬火时的水冷结束温度过高的缘故。

图1表示横轴为原奥氏体的平均粗大粒径，纵轴为低温韧性的坐标图。图1的坐标图中，绘制了上述实施例1～33和比较例1～33中的化学组成在发明范围内的例子。根据图1的坐标图可知，原奥氏体的平均粗大粒径为 20μm以下的实施例的-196℃下的夏比吸收能为150J以上，并且有平均粗大粒径越小，在-196℃下的夏比吸收能就越大的倾向。

图2表示横轴为再加热淬火时的600℃以上且750℃以下的温度范围内的平均升温速度，纵轴为原奥氏体的平均粗大粒径的坐标图。图2的坐标图中，绘制了上述实施例1～33和比较例1～33中的化学组成在发明范围内，并且很好地控制了再加热淬火时的平均升温速度以外的制造条件的例子。根据图2的坐标图可知，平均升温速度为0.4℃/秒以上且0.8℃以下的实施例中，原奥氏体的平均粗大粒径被控制在20μm以下。

产业上的可利用性

本发明的钢板由于低温韧性优异，所以一般能够用于造船、桥梁、建筑、海洋构造物、压力容器、罐、管线等焊接构造物，具有高的产业上的可利用性。特别是在要求-196℃左右的低温下的断裂韧性的低温罐中的使用时，本发明具有极高的产业上的可利用性。

Claims (4)

1.一种含镍钢板，其特征在于，按质量％计的化学组成为，

C：0.02～0.12％、

Si：0.02～0.35％、

Mn：0.10～1.50％、

P：0.0100％以下、

S：0.0035％以下、

Ni：超过5.0％且为10.0％以下、

Al：0.002～0.090％、

N：0.0070％以下、

O：0.0030％以下、

Cu：0～2.00％、

Cr：0～5.00％、

Mo：0～1.00％、

B：0～0.0050％、

Nb：0～0.050％、

Ti：0～0.050％、

V：0～0.050％、

Ca：0～0.0300％、

Mg：0～0.0300％、

REM：0～0.0300％、以及

余量的Fe和杂质，

所述含镍钢板的原奥氏体的平均粗大粒径为20μm以下，所述原奥氏体的平均粗大粒径被定义为在钢板的1/4t位置的所述钢板的轧制方向与所述钢板的厚度方向所成的面中测定的、面积200μm²的10个视场中各自的原奥氏体晶粒的等效圆直径的最大值的简单平均值，并且，

所述含镍钢板的抗拉强度为690～900MPa。

2.根据权利要求1所述的含镍钢板，其特征在于，原奥氏体晶粒的平均长宽比为1.5以下，所述原奥氏体晶粒的平均长宽比被定义为在所述1/4t位置的所述面中，200μm²的视场中的原奥氏体晶粒的长径与短径之比的简单平均值。

3.根据权利要求1或2所述的含镍钢板，其特征在于，在所述1/4t位置的残余奥氏体量按体积％计为0.1％以上且低于5％。

4.根据权利要求1或2所述的含镍钢板，其特征在于，在所述1/4t位置的残余奥氏体量按体积％计为5～15％。

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