JP7078203B1 - 鋼板 - Google Patents
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Abstract
高強度であり、板厚によらず、鋼板内で一様に極低温靭性に優れる鋼板を提供する。本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～０．６０％、Ｎｉ：６．０～７．５％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、１／４ｔにおける、－１９６℃での深冷処理前後での残留γ量の減少率が５体積％未満、かつ、深冷処理後の残留γ量が０．５体積％以上である。
Description
本発明は、鋼板に関し、特に、幅広い板厚範囲に亘って安定的に優れた極低温靭性を確保できる極低温用厚鋼板に関する。本発明の鋼板は、例えば、船舶用および陸上用の液化ガス貯蔵用タンクなどの、極低温環境下で使用される構造物用鋼に好適に用いることができる。
液化ガス貯蔵用タンクなどの構造物に熱間圧延された鋼板が用いられる際には、使用環境が極低温となるため、鋼板の強度のみならず、極低温下における靱性（極低温靭性）に優れていることが要求される。例えば、液化天然ガスの貯蔵用タンクに熱間圧延された鋼板が使用される場合には、液化天然ガスの沸点である－１６４℃以下の極低温下で優れた靱性を確保する必要がある。鋼材の極低温靱性が劣ると、極低温貯蔵用構造物としての安全性を維持できなくなるおそれがあるため、適用される鋼板に対する極低温靱性の向上に対する要求は高い。
ここで、タンクの容積が比較的小さい船舶用途では、厚鋼板の中でも比較的板厚が小さい鋼材が要求され、タンクの容積が比較的大きい陸上用途では、板厚がより大きい鋼材が要求される。この要求に対して、従来から、７％Ｎｉ、又は９％Ｎｉ鋼板が使用されてきた。
ここで、タンクの容積が比較的小さい船舶用途では、厚鋼板の中でも比較的板厚が小さい鋼材が要求され、タンクの容積が比較的大きい陸上用途では、板厚がより大きい鋼材が要求される。この要求に対して、従来から、７％Ｎｉ、又は９％Ｎｉ鋼板が使用されてきた。
７～９％Ｎｉ鋼板は、例えば、特許文献１、２に提案されている。
特許文献１では、Ｎｉ：５．０超～１０．０％未満と、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌとを含有する極低温用厚鋼板が開示されている。そして、特許文献１の厚鋼板では、板厚６～５０ｍｍに亘り、単位面積当たりの吸収エネルギーｖＥ－１９６の平均値が１．２５Ｊ／ｍｍ2以上である。
また、特許文献２では、Ｎｉ：７．０～１０．５％と、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌとを含有する低温用Ｎｉ含有鋼が開示されている。そして、特許文献２の鋼では、板厚３０～６０ｍｍに亘り、吸収エネルギーｖＥ－１９６℃の平均値が１５０Ｊ以上である。
特許文献１では、Ｎｉ：５．０超～１０．０％未満と、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌとを含有する極低温用厚鋼板が開示されている。そして、特許文献１の厚鋼板では、板厚６～５０ｍｍに亘り、単位面積当たりの吸収エネルギーｖＥ－１９６の平均値が１．２５Ｊ／ｍｍ2以上である。
また、特許文献２では、Ｎｉ：７．０～１０．５％と、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌとを含有する低温用Ｎｉ含有鋼が開示されている。そして、特許文献２の鋼では、板厚３０～６０ｍｍに亘り、吸収エネルギーｖＥ－１９６℃の平均値が１５０Ｊ以上である。
本発明者らが７％Ｎｉ鋼の厚鋼板について鋭意調査した結果、鋼板内で極低温靭性がばらつく問題が判明した。そして、この極低温靭性のばらつきは、昇温速度などの加熱条件の影響を一因とした、残留γ（残留オーステナイト）の安定度のばらつきに起因するとの知見を得た。これは、鋼板内で残留γの安定度がばらついていると、不安定な残留γが極低温下にてマルテンサイトに変態し易く、靭性を劣化させたものと推察される。また、この鋼板内での極低温靭性のばらつきは、鋼板の厚みが小さいほど顕著であることも判明した。
なお、本明細書において、残留γが安定であるとは、残留オーステナイトが－１９６℃下でマルテンサイト組織に変態され難い傾向をいう。逆に、残留γが不安定であるとは、残留オーステナイトが－１９６℃下でマルテンサイト組織に変態され易い傾向をいう。
なお、本明細書において、残留γが安定であるとは、残留オーステナイトが－１９６℃下でマルテンサイト組織に変態され難い傾向をいう。逆に、残留γが不安定であるとは、残留オーステナイトが－１９６℃下でマルテンサイト組織に変態され易い傾向をいう。
しかしながら、特許文献１および２では、極低温靭性について、いずれも吸収エネルギーの平均値を検討しているにすぎず、鋼板内での極低温靭性のばらつきについては何ら検討していない。
本発明は係る問題に鑑みなされたものであり、高強度を確保しつつ、厚鋼板の板厚によらず、極低温靭性が鋼板内でばらつくことなく安定して高い鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するため、７％Ｎｉ鋼板の成分組成および組織に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）鋼板内での極低温靭性のばらつきを抑制するには、－１９６℃での深冷処理を行った場合に、この深冷処理前後での残留γ量の減少率が低く、極低温下において残留γが安定していること、また、このように安定した残留γ量が深冷処理後にも所定以上存在する特性を与えることが重要である。極低温下でも安定した残留γが所定以上存在するということは、製造過程における加熱条件の影響を鋼板内で均一にできていることを意味する。
（２）高い極低温靭性を得つつ高い強度を確保して、極低温貯蔵用構造物としての安全性を維持するには、所定量のＭｏ量を添加することが重要である。
（１）鋼板内での極低温靭性のばらつきを抑制するには、－１９６℃での深冷処理を行った場合に、この深冷処理前後での残留γ量の減少率が低く、極低温下において残留γが安定していること、また、このように安定した残留γ量が深冷処理後にも所定以上存在する特性を与えることが重要である。極低温下でも安定した残留γが所定以上存在するということは、製造過程における加熱条件の影響を鋼板内で均一にできていることを意味する。
（２）高い極低温靭性を得つつ高い強度を確保して、極低温貯蔵用構造物としての安全性を維持するには、所定量のＭｏ量を添加することが重要である。
また、本発明者らは、上記（１）で述べた極低温下でも安定したγ組織を得るためには、例えば、以下の（３）～（５）が有効であることも更に見出した。すなわち、
（３）鋼板中のγ組織において、Ｍｎの平均濃度が２質量％未満と比較的低いことが有効であり、Ｎｉの平均濃度が１２質量％以上と比較的高いことが有効である。γ組織中のＭｎ濃度が高いと、γ組織中のＮｉ濃度が低くなり易く、不安定γの生成を招き易い。
（４）鋼板を製造するための鋼素材において、Ｍｎの平均濃度が０．６０質量％以下と比較的低いことが有効である。鋼素材におけるＭｎ含有量が低ければ、Ｍｎのγ組織中への濃化を抑え、γ組織におけるＭｎの平均濃度を低下させ易い。
（５）鋼板の製造過程において、γ＋αの２相域加熱を行い、この２相域加熱時の５００℃以上の温度での昇温速度を１℃／ｓ未満に低めることが有効である。２相域加熱時の高温域での昇温速度を低めれば、Ｎｉのγ組織中への濃化を促進し、γ組織におけるＮｉの平均濃度を高め易い。
（３）鋼板中のγ組織において、Ｍｎの平均濃度が２質量％未満と比較的低いことが有効であり、Ｎｉの平均濃度が１２質量％以上と比較的高いことが有効である。γ組織中のＭｎ濃度が高いと、γ組織中のＮｉ濃度が低くなり易く、不安定γの生成を招き易い。
（４）鋼板を製造するための鋼素材において、Ｍｎの平均濃度が０．６０質量％以下と比較的低いことが有効である。鋼素材におけるＭｎ含有量が低ければ、Ｍｎのγ組織中への濃化を抑え、γ組織におけるＭｎの平均濃度を低下させ易い。
（５）鋼板の製造過程において、γ＋αの２相域加熱を行い、この２相域加熱時の５００℃以上の温度での昇温速度を１℃／ｓ未満に低めることが有効である。２相域加熱時の高温域での昇温速度を低めれば、Ｎｉのγ組織中への濃化を促進し、γ組織におけるＮｉの平均濃度を高め易い。
本発明は、上記知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
Ｎｉ：６．０～７．５％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、および
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚方向に１／４深さの位置（以降、「１／４ｔ」または「（１／４）ｔ」と記すことがある。）における、－１９６℃での深冷処理の前後での残留γ量の減少率が体積率で５％未満、かつ、前記深冷処理後の残留γ量が体積率で０．５％以上である、鋼板。
Ｃ ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
Ｎｉ：６．０～７．５％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、および
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚方向に１／４深さの位置（以降、「１／４ｔ」または「（１／４）ｔ」と記すことがある。）における、－１９６℃での深冷処理の前後での残留γ量の減少率が体積率で５％未満、かつ、前記深冷処理後の残留γ量が体積率で０．５％以上である、鋼板。
なお、本発明において「深冷処理」とは、鋼板の試験片を－１９６℃の液体窒素に１時間浸漬させる処理を指し、本発明の鋼板の極低温下における組織を評価するための条件である。そして、「深冷処理の前後での残留γ量の減少率」及び「深冷処理後の残留γ量」は、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．００８～０．１０％、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下、および
Ｂ ：０．００３０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１に記載の鋼板。
Ａｌ：０．００８～０．１０％、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下、および
Ｂ ：０．００３０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１に記載の鋼板。
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、および
Ｍｇ：０．０７０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１または２に記載の鋼板。
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、および
Ｍｇ：０．０７０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、上記１または２に記載の鋼板。
本発明によれば、高強度を確保しつつ、厚鋼板の板厚によらず、鋼板内で一様に極低温靭性に優れた鋼板を提供することができる。本発明の鋼板を、液化ガス貯蔵用タンクなどの、極低温環境で使用される鋼構造物に供することにより、該鋼構造物の安全性を向上させることができ、産業上格段の効果をもたらす。
以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
［成分組成］
本発明の鋼板は、所定の成分組成を有する。また、本発明の鋼板の製造に用いる鋼素材も、上記所定の成分組成を有することが好ましい。以下、この成分組成に含まれる各元素について説明する。なお、特に断らない限り、本明細書において、各元素の含有量の単位としての「％」は「質量％」を意味する。
本発明の鋼板は、所定の成分組成を有する。また、本発明の鋼板の製造に用いる鋼素材も、上記所定の成分組成を有することが好ましい。以下、この成分組成に含まれる各元素について説明する。なお、特に断らない限り、本明細書において、各元素の含有量の単位としての「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１％以上０．１５％以下
Ｃは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下、好ましくは０．１２％以下とする。
Ｃは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下、好ましくは０．１２％以下とする。
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｓｉは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、脱酸剤としての作用を有する元素でもある。これらの効果を発現させるために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰に高くなると、靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．３０％以下とする。
Ｓｉは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、脱酸剤としての作用を有する元素でもある。これらの効果を発現させるために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰に高くなると、靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．３０％以下とする。
Ｍｎ：０．０５％以上０．６０％以下
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎは０．０５％以上添加する。一方、０．６０％を超えてＭｎを含有する場合、焼き戻し脆化感受性が高まり、かつ、靭性のばらつきが出始めるので、０．６０％以下に制限する。具体的には、Ｍｎ量が０．６０％を超えると、γ組織中のＭｎ濃度が高くなり不安定γが生成しやすくなるので、深冷処理前に対する深冷処理後の残留γ量の減少率を５体積％未満とすることができない。つまり、鋼板中に存在する不安定な残留γに起因して、靭性のばらつきを抑制できない。Ｍｎ量は、好ましくは０．４０％未満、より好ましくは０．３０％以下、更に好ましくは０．２０％未満、一層好ましくは、０．１７％未満とする。
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎは０．０５％以上添加する。一方、０．６０％を超えてＭｎを含有する場合、焼き戻し脆化感受性が高まり、かつ、靭性のばらつきが出始めるので、０．６０％以下に制限する。具体的には、Ｍｎ量が０．６０％を超えると、γ組織中のＭｎ濃度が高くなり不安定γが生成しやすくなるので、深冷処理前に対する深冷処理後の残留γ量の減少率を５体積％未満とすることができない。つまり、鋼板中に存在する不安定な残留γに起因して、靭性のばらつきを抑制できない。Ｍｎ量は、好ましくは０．４０％未満、より好ましくは０．３０％以下、更に好ましくは０．２０％未満、一層好ましくは、０．１７％未満とする。
Ｎｉ：６．０％以上７．５％以下
Ｎｉは、鋼板の極低温靭性の向上に極めて有効な元素である。具体的には、Ｎｉ量が６．０％に満たないと、γ組織中のＮｉ濃度が低くなり不安定γが生成しやすくなるので、深冷処理後の安定な残留γ量を０．５体積％以上とすることができない。つまり、鋼板中に存在する不安定な残留γに起因して、靭性のばらつきを抑制できない。また、Ｎｉ含有量が６．０％未満になると、鋼板強度も低下する。したがって、Ｎｉ含有量を６．０％以上とする。一方で、Ｎｉは高価な元素であるため、その含有量が高くなるにつれて鋼板コストが高騰する。したがって、本発明においては、Ｎｉ含有量を７．５％以下とする。
Ｎｉは、鋼板の極低温靭性の向上に極めて有効な元素である。具体的には、Ｎｉ量が６．０％に満たないと、γ組織中のＮｉ濃度が低くなり不安定γが生成しやすくなるので、深冷処理後の安定な残留γ量を０．５体積％以上とすることができない。つまり、鋼板中に存在する不安定な残留γに起因して、靭性のばらつきを抑制できない。また、Ｎｉ含有量が６．０％未満になると、鋼板強度も低下する。したがって、Ｎｉ含有量を６．０％以上とする。一方で、Ｎｉは高価な元素であるため、その含有量が高くなるにつれて鋼板コストが高騰する。したがって、本発明においては、Ｎｉ含有量を７．５％以下とする。
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下
Ｃｒは、極低温靭性を大きく損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。上記の効果を得るには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とし、より好ましくは０．３０以上％とする。しかし、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。
Ｃｒは、極低温靭性を大きく損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。上記の効果を得るには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とし、より好ましくは０．３０以上％とする。しかし、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。
Ｍｏ：０．０５％以上０．５０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、極低温靭性を大きく損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。Ｍｏ量が０．０５％に満たない場合、所望の強度および靭性を確保するのが難しく、特に強度を得ることができない。特に本発明では、Ｍｎ量を抑えて極低温靭性のばらつきを抑制することに起因して強度が低下し易い場合であっても、所定量のＭｏを併用することにより所望の強度を確保することができる。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．１０％超とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると極低温靭性がかえって低下する。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２５％以下とする。
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、極低温靭性を大きく損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。Ｍｏ量が０．０５％に満たない場合、所望の強度および靭性を確保するのが難しく、特に強度を得ることができない。特に本発明では、Ｍｎ量を抑えて極低温靭性のばらつきを抑制することに起因して強度が低下し易い場合であっても、所定量のＭｏを併用することにより所望の強度を確保することができる。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．１０％超とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると極低温靭性がかえって低下する。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２５％以下とする。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不可避的不純物であり、鋼板の極低温靭性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接して溶接構造物とした際に健全な母材および溶接継手を得るためには、Ｐの含有量を可能な限り低減することが好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する。また、極低温靭性の観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、０％であってもよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。一方、過度の低減はコスト増の原因となるため、コストの観点からは、Ｐ含有量の下限は０．００１％とすることが好ましい。
Ｐは、不可避的不純物であり、鋼板の極低温靭性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接して溶接構造物とした際に健全な母材および溶接継手を得るためには、Ｐの含有量を可能な限り低減することが好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下に抑制する。また、極低温靭性の観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、０％であってもよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。一方、過度の低減はコスト増の原因となるため、コストの観点からは、Ｐ含有量の下限は０．００１％とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し極低温靭性を著しく劣化させるため、０．００５％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。一方、Ｓ含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、０％であってよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し極低温靭性を著しく劣化させるため、０．００５％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。一方、Ｓ含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、０％であってよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。
Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
Ｎは、鋼中で析出物を形成し、その含有量が０．００８０％を超えると、母材の靭性低下の原因となる。但し、Ｎは、ＡｌＮを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもあり、このような効果はＮ含有量を０．００１０％以上とすることにより得られる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上とし、好ましくは０．００６０％以下とする。
Ｎは、鋼中で析出物を形成し、その含有量が０．００８０％を超えると、母材の靭性低下の原因となる。但し、Ｎは、ＡｌＮを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもあり、このような効果はＮ含有量を０．００１０％以上とすることにより得られる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上とし、好ましくは０．００６０％以下とする。
本発明の一実施形態における成分組成は、上記所定量の元素に加え、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることができる。
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＢからなる群より選択される１または２以上を、好ましくは以下に記す量でさらに含有することができる。
Ａｌ：０．００８％以上０．１０％以下
Ａｌは、脱酸剤に含まれる元素である。Ａｌ含有量が０．００８％未満では脱酸剤としての効果が乏しい。また、Ａｌは、ＡｌＮを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもある。そのため、Ａｌを含有させる場合は、Ａｌ含有量を０．００８％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると鋼の清浄性が損なわれる。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下が好ましく、より好ましくは０．０５％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤に含まれる元素である。Ａｌ含有量が０．００８％未満では脱酸剤としての効果が乏しい。また、Ａｌは、ＡｌＮを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもある。そのため、Ａｌを含有させる場合は、Ａｌ含有量を０．００８％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると鋼の清浄性が損なわれる。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下が好ましく、より好ましくは０．０５％以下とする。
Ｃｕ：０．４０％以下
Ｃｕは、焼入れ性向上により鋼板の強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．４０％を超えると、鋼板の極低温靭性が低下することに加え、鋳造後の鋼素材（スラブ）表面の性状が悪化する。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、焼入れ性向上により鋼板の強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．４０％を超えると、鋼板の極低温靭性が低下することに加え、鋳造後の鋼素材（スラブ）表面の性状が悪化する。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、析出強化により鋼板の強度を高める有効な元素である。しかし、Ｎｂ含有量が過剰に高くなると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、析出強化により鋼板の強度を高める有効な元素である。しかし、Ｎｂ含有量が過剰に高くなると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、Ｎｂ同様、析出強化により鋼板の強度を高める有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が過剰に高くなると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｖは、Ｎｂ同様、析出強化により鋼板の強度を高める有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が過剰に高くなると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、鋼板を溶接して溶接構造物とする際、母材の機械的特性を低下させることなく溶接部の靭性を高める効果を有する元素である。したがって、任意に、Ｔｉを０．０３％以下の範囲で含有させることができる。
Ｔｉは、鋼板を溶接して溶接構造物とする際、母材の機械的特性を低下させることなく溶接部の靭性を高める効果を有する元素である。したがって、任意に、Ｔｉを０．０３％以下の範囲で含有させることができる。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは微量添加で焼入れ性を高める元素である。この効果を有効に発揮させるために、Ｂを０．０００３％以上含有することができる。一方、Ｂの含有量が０．００３０％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｂを含有させる場合は、その含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。
Ｂは微量添加で焼入れ性を高める元素である。この効果を有効に発揮させるために、Ｂを０．０００３％以上含有することができる。一方、Ｂの含有量が０．００３０％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｂを含有させる場合は、その含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃａ、ＲＥＭ、およびＭｇからなる群より選択される１または２以上を、好ましくは以下に記す量でさらに含有することができる。
Ｃａ：０．００７％以下
Ｃａは、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の極低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃａが過剰になると鋼の清浄性を損なう。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００７％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａは、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の極低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃａが過剰になると鋼の清浄性を損なう。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００７％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０１０％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａ同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の極低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、ＲＥＭが過剰になると鋼の清浄性を損なう。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素を単独でまたは組み合わせて含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａ同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の極低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、ＲＥＭが過剰になると鋼の清浄性を損なう。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素を単独でまたは組み合わせて含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
Ｍｇ：０．０７０％以下
Ｍｇは、ＣａやＲＥＭ同様、鋼中の介在物の形態を制御することで、鋼板の極低温靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｍｇが過剰になると、鋼の清浄性を損なう。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０７０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るにはＭｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｇは、ＣａやＲＥＭ同様、鋼中の介在物の形態を制御することで、鋼板の極低温靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｍｇが過剰になると、鋼の清浄性を損なう。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０７０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るにはＭｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
本発明の鋼板は、１／４ｔにおける、深冷処理前後での残留γ量の減少率が５体積％未満、かつ、深冷処理後での残留γ量が０．５体積％以上であることを特徴とする。鋼板中に上記所定の安定した残留γが所定量存在することにより、板厚によらず、鋼板内でのばらつきがなく安定し、かつ高い極低温靱性を実現することができる。
そして、上記所定の残留γの特性を得るためには、深冷処理前の鋼板のミクロ組織について、γ中のＭｎの平均濃度が２質量％未満であることが望ましく、γ中のＮｉの平均濃度が１２質量％以上であることが望ましい。鋼板におけるγ中のＭｎ濃度が上記好適範囲内に低ければ、Ｎｉ濃度が低い不安定γが生成し難くなるので、極低温下における残留γを安定化させ易い。鋼板におけるγ中のＮｉ濃度が上記好適範囲内であれば、極低温下における残留γを安定化し易い。
本発明の鋼板は、１／４ｔにおける、深冷処理前後での残留γ量の減少率が５体積％未満、かつ、深冷処理後での残留γ量が０．５体積％以上であることを特徴とする。鋼板中に上記所定の安定した残留γが所定量存在することにより、板厚によらず、鋼板内でのばらつきがなく安定し、かつ高い極低温靱性を実現することができる。
そして、上記所定の残留γの特性を得るためには、深冷処理前の鋼板のミクロ組織について、γ中のＭｎの平均濃度が２質量％未満であることが望ましく、γ中のＮｉの平均濃度が１２質量％以上であることが望ましい。鋼板におけるγ中のＭｎ濃度が上記好適範囲内に低ければ、Ｎｉ濃度が低い不安定γが生成し難くなるので、極低温下における残留γを安定化させ易い。鋼板におけるγ中のＮｉ濃度が上記好適範囲内であれば、極低温下における残留γを安定化し易い。
また、鋼板の組織は、ベイナイト及びマルテンサイトの合計が面積率で８５％以上であることが好ましい。上記のとおり、ベイナイト＋マルテンサイトを主体とした組織であれば、優れた極低温靭性を確保しつつ、十分な強度をも得やすいからである。ここで、ベイナイトとマルテンサイトとの比率は、任意で問題ない。
ここで、マルテンサイトとベイナイトとを主体とした組織とは、マルテンサイトとベイナイトとの合計が、面積率で、５０％超であることを指す。
ここで、マルテンサイトとベイナイトとを主体とした組織とは、マルテンサイトとベイナイトとの合計が、面積率で、５０％超であることを指す。
（１／４ｔにおける深冷処理前後での残留γ量の減少率が５％未満）
鋼板中に存在する残留γ（オーステナイト）の安定度は、鋼板中においてばらつきやすい。そして、不安定な残留γは極低温下においてマルテンサイトに変態して靭性を低めるため、結果として、残留γの安定度のばらつきが鋼板における極低温靭性のばらつきの原因となる。ここで、本発明者らは、この残留γの安定度を確認する指標として、以下の（１）式で表される、残留γ量の減少率に着目した。
残留γ量の減少率（体積％）＝
｛（深冷処理前の鋼板における１／４ｔでの残留γ量－深冷処理後の鋼板における１／４ｔでの残留γ量）／深冷処理前の鋼板における１／４ｔでの残留γ量｝×１００ ・・・（１）
上記の深冷処理前後での残留γ量の減少率が５％未満と低ければ、－１９６℃の極低温環境下であっても、残留γが安定している。つまり、残留γ量の減少率が低いほど、鋼板中の残留γの安定度が高く、鋼板全体に亘って優れた極低温靭性が発揮される。また、極低温靭性のばらつきは、鋼板の板厚が小さいほど顕著であるところ、本願の所定の成分およびミクロ組織を満たせば、板厚によらず、優れた極低温靭性を鋼板内で一様に発揮することができる。残留γ量の減少率は、５体積％未満である必要があり、１体積％以下が好ましく、０体積％、つまり、深冷処理後でも残留γ量が全く減少しないことが最も好ましい。
鋼板中に存在する残留γ（オーステナイト）の安定度は、鋼板中においてばらつきやすい。そして、不安定な残留γは極低温下においてマルテンサイトに変態して靭性を低めるため、結果として、残留γの安定度のばらつきが鋼板における極低温靭性のばらつきの原因となる。ここで、本発明者らは、この残留γの安定度を確認する指標として、以下の（１）式で表される、残留γ量の減少率に着目した。
残留γ量の減少率（体積％）＝
｛（深冷処理前の鋼板における１／４ｔでの残留γ量－深冷処理後の鋼板における１／４ｔでの残留γ量）／深冷処理前の鋼板における１／４ｔでの残留γ量｝×１００ ・・・（１）
上記の深冷処理前後での残留γ量の減少率が５％未満と低ければ、－１９６℃の極低温環境下であっても、残留γが安定している。つまり、残留γ量の減少率が低いほど、鋼板中の残留γの安定度が高く、鋼板全体に亘って優れた極低温靭性が発揮される。また、極低温靭性のばらつきは、鋼板の板厚が小さいほど顕著であるところ、本願の所定の成分およびミクロ組織を満たせば、板厚によらず、優れた極低温靭性を鋼板内で一様に発揮することができる。残留γ量の減少率は、５体積％未満である必要があり、１体積％以下が好ましく、０体積％、つまり、深冷処理後でも残留γ量が全く減少しないことが最も好ましい。
（１／４ｔにおける深冷処理後の残留γ量が０．５体積％以上）
上述の減少率を満たす残留γは極低温下にて安定したオーステナイトである。そして、安定したオーステナイトであれば、極少量であっても、高い極低温靭性を安定して確保することができる。以上の観点から、上述の減少率を満たす限り、深冷処理後の残留γ量は、０．５体積％以上あれば十分であり、５．０体積％以下とすることができ、４．０体積％以下とすることができ、３．０体積％未満とすることができ、２．０体積％以下とすることができる。
上述の減少率を満たす残留γは極低温下にて安定したオーステナイトである。そして、安定したオーステナイトであれば、極少量であっても、高い極低温靭性を安定して確保することができる。以上の観点から、上述の減少率を満たす限り、深冷処理後の残留γ量は、０．５体積％以上あれば十分であり、５．０体積％以下とすることができ、４．０体積％以下とすることができ、３．０体積％未満とすることができ、２．０体積％以下とすることができる。
鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、６ｍｍ以上とすることが好ましく、５０ｍｍ以下とすることが好ましい。特に、従来、極低温靭性が鋼板内でよりばらつき易かった板厚の小さな鋼板においても、極低温靭性のばらつきを良好に抑制し、本願の効果をより享受できる観点からは、板厚を３０ｍｍ未満とすることができる。
［機械的特性］
（引張強さ）
鋼板の引張強さの下限は、特に限定されず任意の値とすることができるが、７００ＭＰａとすることが好ましく、７２０ＭＰａとすることがより好ましい。一方、引張強さの上限についても特に限定されず任意の値とすることができるが、９３０ＭＰａとすることが好ましく、９００ＭＰａとすることがより好ましい。
なお、引張強さは、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
（引張強さ）
鋼板の引張強さの下限は、特に限定されず任意の値とすることができるが、７００ＭＰａとすることが好ましく、７２０ＭＰａとすることがより好ましい。一方、引張強さの上限についても特に限定されず任意の値とすることができるが、９３０ＭＰａとすることが好ましく、９００ＭＰａとすることがより好ましい。
なお、引張強さは、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
（極低温靱性）
鋼板の靱性は、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）が、フルサイズシャルピー衝撃試験において、２００Ｊ以上であることが好ましく、２２０Ｊ以上であることがより好ましく、２３０Ｊ以上であることが更により好ましく、２４０Ｊ以上であることが一層好ましく、２５０Ｊ以上であることが特に好ましく、３５０Ｊ以下であってもよく、２８０Ｊ以下であってもよい。また、ハーフサイズシャルピー衝撃試験においては、１００Ｊ以上であることが好ましく、１２０Ｊ以上であることがより好ましく、２００Ｊ未満であってもよく、１５０Ｊ以下であってもよい。
鋼板の靱性は、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）が、フルサイズシャルピー衝撃試験において、２００Ｊ以上であることが好ましく、２２０Ｊ以上であることがより好ましく、２３０Ｊ以上であることが更により好ましく、２４０Ｊ以上であることが一層好ましく、２５０Ｊ以上であることが特に好ましく、３５０Ｊ以下であってもよく、２８０Ｊ以下であってもよい。また、ハーフサイズシャルピー衝撃試験においては、１００Ｊ以上であることが好ましく、１２０Ｊ以上であることがより好ましく、２００Ｊ未満であってもよく、１５０Ｊ以下であってもよい。
また、鋼板内でばらつくことなく、高い極低温靭性を安定して発揮するためには、例えば、鋼板の任意の箇所から採取した３つの試験片全てにおいて、上述の高いシャルピー吸収エネルギーを実現することが好ましい。換言すれば、上記３つの試験片のうち、１つでも上述の高いシャルピー吸収エネルギーが得られなければ、極低温靭性が低いか、極低温靭性にばらつきが生じているか、または、その両方であると言える。例えば、上記３つの試験片を、鋼板の長さ方向両端（実際には、各端から１０００ｍｍ程度ずつ内側の箇所を採用することが通常である）で各１箇所と、鋼板の長さ方向中央部で１箇所との、計３箇所で採取すれば、鋼板の長さ方向に沿って一様な極低温靭性を安定して有しているか否かを判断することができる。
なお、シャルピー吸収エネルギーは、実施例に記載した方法で測定することができる。
なお、シャルピー吸収エネルギーは、実施例に記載した方法で測定することができる。
［製造方法］
次に、本発明の鋼板を好適に製造可能な製造方法の一例について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、例えば、放射温度計で測定した鋼板の表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
次に、本発明の鋼板を好適に製造可能な製造方法の一例について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、例えば、放射温度計で測定した鋼板の表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
製造方法の具体的な一例として、下記（１）～（７）の工程を順次行うことにより、本発明の鋼板を好適に製造することができる。
（１）鋼素材の加熱
（２）熱間圧延
（３）第１の加速冷却
（４）２相域加熱
（５）第２の加速冷却
（６）焼き戻し
（７）空冷
（１）鋼素材の加熱
（２）熱間圧延
（３）第１の加速冷却
（４）２相域加熱
（５）第２の加速冷却
（６）焼き戻し
（７）空冷
（１）鋼素材の加熱
まず、上述した成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱することが好ましい。鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造することにより製造することができる。溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法により行うこともできる。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
ここで、鋼素材の加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよいし、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱に供してもよい。
まず、上述した成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱することが好ましい。鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造することにより製造することができる。溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法により行うこともできる。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
ここで、鋼素材の加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよいし、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱に供してもよい。
鋼素材の加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、後続の熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる。そのため、鋼素材の加熱温度は９００℃以上とすることが好ましい。一方、鋼素材の加熱温度が１２００℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化による酸化膜を除去することによるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、鋼素材の加熱温度は１２００℃以下とすることが好ましい。
（２）熱間圧延
上記加熱の後、加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とすることができる。熱延鋼板の最終板厚は特に限定されないが、上述したように、６ｍｍ以上とすることが好ましく、５０ｍｍ以下とすることが好ましい。
上記加熱の後、加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とすることができる。熱延鋼板の最終板厚は特に限定されないが、上述したように、６ｍｍ以上とすることが好ましく、５０ｍｍ以下とすることが好ましい。
（３）第１の加速冷却
上記熱間圧延後の熱延鋼板に、加速冷却（第１の加速冷却）をすることができる。第１の加速冷却では、鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における温度で５５０℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ以上であることが好ましく、冷却停止温度が（１／４）ｔにおける温度で３００℃以下であることが好ましい。このような条件で第１の加速冷却をすることにより、熱延鋼板が良好に焼入れされ、マルテンサイトとベイナイトとを主体とした所望の組織を得やすい。
上記熱間圧延後の熱延鋼板に、加速冷却（第１の加速冷却）をすることができる。第１の加速冷却では、鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における温度で５５０℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ以上であることが好ましく、冷却停止温度が（１／４）ｔにおける温度で３００℃以下であることが好ましい。このような条件で第１の加速冷却をすることにより、熱延鋼板が良好に焼入れされ、マルテンサイトとベイナイトとを主体とした所望の組織を得やすい。
第１の加速冷却において、（１／４）ｔにおける温度で５５０℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、所望の変態組織が得難く、十分な強度を得ることが困難となる。また、不安定なγが鋼中に残存しやすく、深冷処理前後での残留γ量の減少率を低減し難い。その結果、極低温靭性が低下しやすい。一方、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が２００℃／ｓよりも高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向および圧延方向に材質のばらつきが出やすくなる。その結果、引張特性および靭性などの材料特性にばらつきが生じやすくなる。そのため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
また、第１の加速冷却において、冷却停止温度が、（１／４）ｔにおける温度で３００℃よりも高いと、不安定な残留γが生成しやすく、深冷処理前後での残留γ量の減少率を低減し難い。その結果、極低温靭性が低下するとともに該靭性がばらつきやすい。
第１の加速冷却は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、空冷および水冷の一方または両方を用いることができる。水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。
（４）２相域加熱
次いで、熱間圧延後に冷却された熱延鋼板に対し、２相域加熱を施すことができる。具体的には、冷却された熱延鋼板を、板厚（１／４）ｔの位置における温度で５００℃以上の平均昇温速度を１℃／ｓ未満、かつ、Ａｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱することが好ましい。２相域加熱を行うことにより、熱延鋼板の組織の一部をベイナイトおよび／またはマルテンサイトから逆変態させ、Ｃ、Ｎｉ、Ｍｎが濃化した合金濃化相を有するオーステナイトの混合組織とすることが好ましい。ただし、上述のとおり、このオーステナイトの混合組織においては、Ｍｎの濃化を２質量％未満に抑えることが好ましく、Ｎｉの濃化を１２質量％以上に高めることが好ましい。
ここで前記平均昇温速度は、５００℃から２相域加熱温度に達するまでの間における平均速度を指すものとする。
次いで、熱間圧延後に冷却された熱延鋼板に対し、２相域加熱を施すことができる。具体的には、冷却された熱延鋼板を、板厚（１／４）ｔの位置における温度で５００℃以上の平均昇温速度を１℃／ｓ未満、かつ、Ａｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱することが好ましい。２相域加熱を行うことにより、熱延鋼板の組織の一部をベイナイトおよび／またはマルテンサイトから逆変態させ、Ｃ、Ｎｉ、Ｍｎが濃化した合金濃化相を有するオーステナイトの混合組織とすることが好ましい。ただし、上述のとおり、このオーステナイトの混合組織においては、Ｍｎの濃化を２質量％未満に抑えることが好ましく、Ｎｉの濃化を１２質量％以上に高めることが好ましい。
ここで前記平均昇温速度は、５００℃から２相域加熱温度に達するまでの間における平均速度を指すものとする。
２相域加熱における上記高温域での昇温速度が１℃／ｓ以上であると、上述の合金濃化相の形成が不十分となりやすい。特に、鋼板中のγ組織におけるＮｉ濃度を十分に高めることができない。その結果、γの安定性が低下し、深冷処理前後での残留γの減少率が高まり、優れた極低温靭性を確保し難い。また、該靭性がばらつき易い。
２相域加熱での加熱温度がＡｃ１点未満では、上述の逆変態されたオーステナイトがほとんど得られず、引き続く加速冷却で所望のミクロ組織を得ることが困難となる。その結果、最終的に得られる鋼板において所望の極低温靭性が得難い。一方、２相域加熱での加熱温度がＡｃ３点以上では、ベイナイトおよびマルテンサイトの逆変態率が過剰に高くなりやすく、上述の合金濃化相が形成され難い。その結果、深冷処理後の残留γ量を確保し難く、優れた極低温靭性を確保し難い。また、該靭性がばらつきやすい。
なお、Ａｃ１点（Ａｃ１変態点）およびＡｃ３点（Ａｃ３変態点）は、それぞれ下記（２）式および（３）式により求めることができる。
Ａｃ１点（℃）＝７５０．８ － ２６．６×Ｃ ＋ １７．６×Ｓｉ － １１．６×Ｍｎ － ２２．９×Ｃｕ － ２３×Ｎｉ ＋ ２４．１×Ｃｒ ＋ ２２．５×Ｍｏ－ ３９．７×Ｖ － ５．７×Ｔｉ ＋ ２３２．４×Ｎｂ － １６９．４×Ａｌ ・・・（２）
Ａｃ３点（℃）＝９３７．２ － ４３６．５×Ｃ ＋ ５６×Ｓｉ － １９．７×Ｍｎ － １６．３×Ｃｕ － ２６．６×Ｎｉ － ４．９×Ｃｒ ＋ ３８．１×Ｍｏ＋ １２４．８×Ｖ ＋ １３６．３×Ｔｉ － １９．１×Ｎｂ ＋ １９８．４×Ａｌ ・・・（３）
ただし、上記（２）、（３）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Ａｃ１点（℃）＝７５０．８ － ２６．６×Ｃ ＋ １７．６×Ｓｉ － １１．６×Ｍｎ － ２２．９×Ｃｕ － ２３×Ｎｉ ＋ ２４．１×Ｃｒ ＋ ２２．５×Ｍｏ－ ３９．７×Ｖ － ５．７×Ｔｉ ＋ ２３２．４×Ｎｂ － １６９．４×Ａｌ ・・・（２）
Ａｃ３点（℃）＝９３７．２ － ４３６．５×Ｃ ＋ ５６×Ｓｉ － １９．７×Ｍｎ － １６．３×Ｃｕ － ２６．６×Ｎｉ － ４．９×Ｃｒ ＋ ３８．１×Ｍｏ＋ １２４．８×Ｖ ＋ １３６．３×Ｔｉ － １９．１×Ｎｂ ＋ １９８．４×Ａｌ ・・・（３）
ただし、上記（２）、（３）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
２相域加熱には、加熱温度を上記のとおり制御できる方法であれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
なお、２相域加熱温度に到達した後は、直ちに次の加速冷却を開始してもよいし、２相域加熱温度で任意の時間保持した後に次の加速冷却を開始してもよい。２相域加熱温度での保持を行う場合、保持時間は特に限定されないが、５分以上とすることが好ましい。
（５）第２の加速冷却
次いで、上記２相域加熱後の熱延鋼板に、加速冷却（第２の加速冷却）をすることができる。第２の加速冷却では、鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における平均冷却速度が１℃／ｓ以上であることが好ましく、冷却停止温度が（１／４）ｔにおける温度で３００℃以下であることが好ましい。
次いで、上記２相域加熱後の熱延鋼板に、加速冷却（第２の加速冷却）をすることができる。第２の加速冷却では、鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における平均冷却速度が１℃／ｓ以上であることが好ましく、冷却停止温度が（１／４）ｔにおける温度で３００℃以下であることが好ましい。
第２の加速冷却において、（１／４）ｔにおける温度での平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、不安定なγが鋼中に残存しやすく、深冷処理前後での残留γ量の減少率を低減し難い。その結果、最終的に得られる鋼板の極低温靭性が低下するとともに、当該靭性が鋼板内でばらつきやすい。一方、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が２００℃／ｓよりも高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向および圧延方向に材質のばらつきが出やすくなる。その結果、引張特性および靭性などの材料特性にばらつきが生じやすくなる。そのため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
なお、ここで、平均冷却速度は、第２の加速冷却工程における加速冷却開始から加速冷却停止までの間における単位時間当たりに低下する温度の平均速度を指すものとする。
なお、ここで、平均冷却速度は、第２の加速冷却工程における加速冷却開始から加速冷却停止までの間における単位時間当たりに低下する温度の平均速度を指すものとする。
また、第２の加速冷却において、冷却停止温度が、（１／４）ｔにおける温度で３００℃を超えると、不安定なオーステナイトが残存しやすく、深冷処理前後での残留γ量の減少率を低減し難い。その結果、極低温靭性が低下しやすい。
第２の加速冷却は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、空冷および水冷の一方または両方を用いることができる。水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。
（６）焼き戻し
次いで、２相域加熱後に冷却された熱延鋼板に対し、焼き戻しを施すことができる。焼き戻し温度は、５００℃以上が好ましく、６５０℃以下が好ましく、５００～６５０℃の範囲がより好ましい。焼き戻し温度が５００℃未満では、焼き戻しが不十分で靭性が低下しやすい。また、焼き戻し温度が６５０℃を超えると、強度が低下し、不安定なγが残留することで、深冷処理前後での残留γ量の減少率を低減し難い。その結果、靭性も低下しやすい。
（６）焼き戻し
次いで、２相域加熱後に冷却された熱延鋼板に対し、焼き戻しを施すことができる。焼き戻し温度は、５００℃以上が好ましく、６５０℃以下が好ましく、５００～６５０℃の範囲がより好ましい。焼き戻し温度が５００℃未満では、焼き戻しが不十分で靭性が低下しやすい。また、焼き戻し温度が６５０℃を超えると、強度が低下し、不安定なγが残留することで、深冷処理前後での残留γ量の減少率を低減し難い。その結果、靭性も低下しやすい。
焼き戻し工程における加熱には、加熱温度を上記の通り制御できる方法であれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
なお、焼き戻し温度に到達した後は、焼き戻し温度で任意の時間保持した後に任意の冷却を開始してもよい。焼き戻し温度での保持を行う場合、保持時間は特に限定されないが、５分以上とすることが好ましい。
（７）空冷
焼き戻し後の鋼板は、上述のとおり任意の冷却を施すことができる。冷却方法は特に限定されないが、製造時の作業容易性及びコストの観点からは、空冷を施すことが好ましい。
焼き戻し後の鋼板は、上述のとおり任意の冷却を施すことができる。冷却方法は特に限定されないが、製造時の作業容易性及びコストの観点からは、空冷を施すことが好ましい。
つまり、本発明の鋼板は、例えば、以下の製造方法に従って好適に得ることができる。すなわち、
上述した成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱する、鋼素材の加熱工程と、
加熱された鋼素材を圧延して、最終板厚が６ｍｍ以上５０ｍｍ以下の熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
熱延鋼板に対し、該鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における温度で、５５０℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が１℃／s以上、かつ、冷却停止温度が３００℃以下である冷却を施す、第１の加速冷却工程と、
第１の加速冷却後の熱延鋼板を、該鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における温度で５００℃以上の平均昇温速度が１℃／ｓ未満、かつ、Ａｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱する、２相域加熱工程と、
２相域加熱後の熱延鋼板に対し、該鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における、平均冷却速度が１℃／ｓ以上、かつ、冷却停止温度が３００℃以下である冷却を施す、第２の加速冷却工程と、
第２の加速冷却後の熱延鋼板を、５００℃以上６５０℃以下の温度域に加熱する、焼き戻し工程と、
焼き戻し後の熱延鋼板を空冷する冷却工程と、
を含む、鋼板の製造方法。
上述した成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱する、鋼素材の加熱工程と、
加熱された鋼素材を圧延して、最終板厚が６ｍｍ以上５０ｍｍ以下の熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
熱延鋼板に対し、該鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における温度で、５５０℃以下３００℃以上の温度域における平均冷却速度が１℃／s以上、かつ、冷却停止温度が３００℃以下である冷却を施す、第１の加速冷却工程と、
第１の加速冷却後の熱延鋼板を、該鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における温度で５００℃以上の平均昇温速度が１℃／ｓ未満、かつ、Ａｃ１点以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱する、２相域加熱工程と、
２相域加熱後の熱延鋼板に対し、該鋼板の板厚（１／４）ｔの位置における、平均冷却速度が１℃／ｓ以上、かつ、冷却停止温度が３００℃以下である冷却を施す、第２の加速冷却工程と、
第２の加速冷却後の熱延鋼板を、５００℃以上６５０℃以下の温度域に加熱する、焼き戻し工程と、
焼き戻し後の熱延鋼板を空冷する冷却工程と、
を含む、鋼板の製造方法。
以下に述べる手順で鋼板を製造し、その特性を評価した。
まず、表１に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２００ｍｍ）を製造した。なお、上述した（２）式によって求めたＡｃ１点（℃）および（３）式によって求めたＡｃ３点（℃）を表１に併記する。
次に、表２に示した条件に従って、得られた鋼素材（スラブ）を加熱し、熱間圧延して、各板厚（最終板厚）を有する熱延鋼板とした。
次いで、表２に示した条件に従って、得られた熱延鋼板に、第１の加速冷却、２相域加熱および第２の加速冷却を含む熱処理を施した。
そして、表２に示した条件に従って、熱処理後の熱延鋼板に、焼き戻しを施した。全ての例において、焼き戻し後に空冷を行い、６ｍｍ～５０ｍｍの種々の板厚を有する鋼板を得た。
なお、上記各工程における加熱には、熱処理炉を用いた。
次いで、表２に示した条件に従って、得られた熱延鋼板に、第１の加速冷却、２相域加熱および第２の加速冷却を含む熱処理を施した。
そして、表２に示した条件に従って、熱処理後の熱延鋼板に、焼き戻しを施した。全ての例において、焼き戻し後に空冷を行い、６ｍｍ～５０ｍｍの種々の板厚を有する鋼板を得た。
なお、上記各工程における加熱には、熱処理炉を用いた。
次に、得られた鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、γ中のＭｎ及びＮｉの平均濃度、深冷処理後の残留γ量、深冷処理前後での残留γ量の減少率、引張強さ（ＴＳ）、および－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）を、以下の手法に従って評価した。
［ミクロ組織］
各鋼板から、板厚（１／４）ｔの位置が観察位置となるように、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。この試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率２０００、１００００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。得られた画像を解析して、ミクロ組織を同定した。
表２に示すＮｏ．１～３６の鋼板のうち、比較例Ｎｏ．６を除き、いずれもラス状のミクロ組織を有しており、焼戻しマルテンサイトのみの組織、または焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの混合組織であった。
各鋼板から、板厚（１／４）ｔの位置が観察位置となるように、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。この試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率２０００、１００００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。得られた画像を解析して、ミクロ組織を同定した。
表２に示すＮｏ．１～３６の鋼板のうち、比較例Ｎｏ．６を除き、いずれもラス状のミクロ組織を有しており、焼戻しマルテンサイトのみの組織、または焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの混合組織であった。
［γ中のＭｎ及びＮｉの平均濃度］
各鋼板から、板厚（１／４）ｔの位置が観察位置となるように、ＴＥＭ観察用の薄膜試験片を採取し、ＴＥＭ／ＥＤＸ測定に供した。電子回折図形からγ組織を特定し、該γ組織のＥＤＸスペクトルを取得し、Ｍｎ及びＮｉの濃度を定量化した。このようにして、Ｍｎ、Ｎｉそれぞれについて２０箇所における濃度を測定し、その測定結果の平均値を、γ中のＭｎ及びＮｉの平均濃度（質量％）とした。
表２に示すＮｏ．１～３６の鋼板のうち、発明例は全て、γ中のＭｎの平均濃度が２質量％未満であり、かつ、γ中のＮｉの平均濃度が１２質量％以上であった。なお、表２中に「－」と表示されているのは、深冷処理前の鋼板自体がγを有しておらず（γ量＝０）、平均濃度が算出不能であったことを示す。
各鋼板から、板厚（１／４）ｔの位置が観察位置となるように、ＴＥＭ観察用の薄膜試験片を採取し、ＴＥＭ／ＥＤＸ測定に供した。電子回折図形からγ組織を特定し、該γ組織のＥＤＸスペクトルを取得し、Ｍｎ及びＮｉの濃度を定量化した。このようにして、Ｍｎ、Ｎｉそれぞれについて２０箇所における濃度を測定し、その測定結果の平均値を、γ中のＭｎ及びＮｉの平均濃度（質量％）とした。
表２に示すＮｏ．１～３６の鋼板のうち、発明例は全て、γ中のＭｎの平均濃度が２質量％未満であり、かつ、γ中のＮｉの平均濃度が１２質量％以上であった。なお、表２中に「－」と表示されているのは、深冷処理前の鋼板自体がγを有しておらず（γ量＝０）、平均濃度が算出不能であったことを示す。
［深冷処理前後での残留γ量の減少率、および、深冷処理後の残留γ量］
まず、深冷処理前の残留γ量を求めるために、各鋼板の板厚（１／４）ｔの位置から板面に平行にＸ線回折用試験片を５枚採取し、（１／４）ｔの位置が測定面となるよう、試験片に研削および化学研磨を施し、Ｘ線回折に供した。対称反射Ｘ線回折パターンに現れるα－Ｆｅの（２００）、（２１１）面、γ－Ｆｅの（２００）、（２２０）、（３１１）面の回折強度を求め、γ－Ｆｅの体積率を算出し、５枚の試験片の平均値を求め、深冷処理前の残留γ量（体積率）とした。
次に、深冷処理後の残留γ量を求めるために、上記各試験片を－１９６℃の液体窒素中に１時間浸漬した。そして、上述の手法に従ってγ－Ｆｅの体積率を算出し、５枚の試験片の平均値を、深冷処理後の残留γ量（体積率）とした。結果を表２に示す。
更に、上述の（１）式に従って、深冷処理前後での残留γ量の減少率（体積率）を求めた。結果を表２に示す。なお、表２中に「－」と表示されているのは、深冷処理前の鋼板自体がγを有しておらず（γ量＝０）、減少率が算出不能であったことを示す。
まず、深冷処理前の残留γ量を求めるために、各鋼板の板厚（１／４）ｔの位置から板面に平行にＸ線回折用試験片を５枚採取し、（１／４）ｔの位置が測定面となるよう、試験片に研削および化学研磨を施し、Ｘ線回折に供した。対称反射Ｘ線回折パターンに現れるα－Ｆｅの（２００）、（２１１）面、γ－Ｆｅの（２００）、（２２０）、（３１１）面の回折強度を求め、γ－Ｆｅの体積率を算出し、５枚の試験片の平均値を求め、深冷処理前の残留γ量（体積率）とした。
次に、深冷処理後の残留γ量を求めるために、上記各試験片を－１９６℃の液体窒素中に１時間浸漬した。そして、上述の手法に従ってγ－Ｆｅの体積率を算出し、５枚の試験片の平均値を、深冷処理後の残留γ量（体積率）とした。結果を表２に示す。
更に、上述の（１）式に従って、深冷処理前後での残留γ量の減少率（体積率）を求めた。結果を表２に示す。なお、表２中に「－」と表示されているのは、深冷処理前の鋼板自体がγを有しておらず（γ量＝０）、減少率が算出不能であったことを示す。
（引張強さ）
鋼板の板厚（１／４）ｔの位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。この引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の引張強さ（ＴＳ）を評価した。結果を表２に示す。
鋼板の板厚（１／４）ｔの位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。この引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の引張強さ（ＴＳ）を評価した。結果を表２に示す。
（極低温靭性）
鋼板の板厚（１／４）ｔの位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。このＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）を求めた。シャルピー吸収エネルギーは、鋼板の極低温靭性の指標と見なすことができる。シャルピー衝撃試験では、各鋼板について、圧延方向に沿った位置が異なる３本の試験片を採取した。より具体的には、鋼板の圧延方向（長さ方向）の各端から１０００ｍｍずつ内側の箇所で各１箇所と、鋼板の圧延方向（長さ方向）の中央部で１箇所との、計３箇所で試験片を採取した。そして、各試験片について１回ずつ、計３回測定を行った。個々の測定結果を表２に示す。
なお、板厚が小さいＮｏ.１、１３、１６、１９、２２については、ハーフサイズの試験片（サブサイズ試験片）を用いたハーフサイズシャルピー衝撃試験を実施し、その他の例ではフルサイズの試験片を用いたフルサイズシャルピー衝撃試験を実施した。
鋼板の板厚（１／４）ｔの位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。このＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）を求めた。シャルピー吸収エネルギーは、鋼板の極低温靭性の指標と見なすことができる。シャルピー衝撃試験では、各鋼板について、圧延方向に沿った位置が異なる３本の試験片を採取した。より具体的には、鋼板の圧延方向（長さ方向）の各端から１０００ｍｍずつ内側の箇所で各１箇所と、鋼板の圧延方向（長さ方向）の中央部で１箇所との、計３箇所で試験片を採取した。そして、各試験片について１回ずつ、計３回測定を行った。個々の測定結果を表２に示す。
なお、板厚が小さいＮｏ.１、１３、１６、１９、２２については、ハーフサイズの試験片（サブサイズ試験片）を用いたハーフサイズシャルピー衝撃試験を実施し、その他の例ではフルサイズの試験片を用いたフルサイズシャルピー衝撃試験を実施した。
表１及び２からわかるとおり、本発明に従う鋼板は高強度であり、かつ、優れた極低温靭性を確保しつつ鋼板内での該靭性のばらつきが良好に抑制されることが確認された。また、この効果は、例えば、厚みが６～２５ｍｍと比較的薄い鋼板においても達成された。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、３回測定したうちの少なくとも１回におけるシャルピー吸収エネルギーが２００Jよりも低かった。つまり、比較例では、極低温靭性が鋼板内でばらつき、極低温靭性の低い部分が生じ、上述の目標性能を満足できなかった。
本発明によれば、種々の板厚を有する鋼板について、高強度を確保しつつ、均質かつ優れた極低温靭性を発揮させることができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
Ｎｉ：６．０～７．５％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、および
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚方向に１／４深さの位置における、－１９６℃での深冷処理の前後での残留γ量の減少率が体積率で５％未満、かつ、前記深冷処理後の残留γ量が体積率で０．５％以上である、鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．００８～０．１０％、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下、および
Ｂ ：０．００３０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、および
Ｍｇ：０．０７０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
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| JP2014034708A (ja) * | 2012-08-09 | 2014-02-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 極低温用厚鋼板とその製造方法 |
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| CN110684928A (zh) * | 2019-10-31 | 2020-01-14 | 上海交通大学 | 一种低温用高强高韧厚板结构钢及其热处理方法 |
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