CN105683401B - 低温用钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有高强度且低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性优异的低温用钢板及其制造方法。通过具有特定的组成以及以下组织：由分散有残余奥氏体的回火马氏体构成，在板厚(1/4)t位置上述残余奥氏体量以体积比计为2.2％～14％，在板厚(1/4)t位置与轧制方向平行的断面的原奥氏体粒子的平均粒径为10μm～60μm且上述原奥氏体粒子的平均纵横比为4.0以下，钢板表面起在板厚方向1mm的位置，与板面平行的{110}面集聚度为1.3以上且与板面平行的{100}面集聚度为0.90以下，在钢板板厚(1/2)t位置，与板面平行的{111}面集聚度为1.2～2.5，成为低温用钢板拉伸强度为700MPa以上且低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性优异的低温用钢板。

Description

低温用钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合于LNG储藏用罐等用途的、具有高强度且低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性优异的低温用钢板及其制造方法。
背景技术
近年，世界范围内能源需要的增大和与之伴随的地球环境的恶化成为问题，作为绿色能源来源的天然气(LNG)的需要激增。与之相伴，LNG储藏用罐的建设在国内外正积极推进，罐主体所使用的低温用钢板的需要也在增加。
由于LNG储藏用罐通常要求高度的安全性，因此对罐主体所使用的低温用钢板，要求其在LNG变为液体的温度(约-162℃)下具有优异的韧性且具备高的脆性裂纹扩展停止特性。尤其是考虑到万一罐主体裂纹发生时可想到的罐破裂事故的重大性，脆性裂纹扩展停止特性被视为是重要的。
另外，LNG储藏用罐以有效利用地皮为目的存在大型化的倾向，对罐主体所使用的低温用钢板要求具有更优异的强度(屈服强度、拉伸强度)。而且，上述低温用钢板，伴随大型化引起的罐主体的厚实化，进一步要求具有优异的脆性裂纹扩展停止特性。
通常已知脆性裂纹扩展停止特性与韧性(脆性·延性断口形貌转变温度)具有相关性，认为改善低温用钢板的低温韧性是提高其脆性裂纹扩展停止特性的有效手段之一。因此，作为LNG储藏用罐的罐主体所使用的低温用钢板，以往，广泛使用低温韧性优异的9％Ni钢板。
但是，Ni是昂贵的合金元素，将含有Ni约9％的9％Ni钢板应用于LNG储藏用罐的罐主体会导致罐的建设成本抖升。因此，从成本削减的角度出发，关于罐主体所使用的低温用钢板，期望开发Ni含量小于9％且具备与9％Ni钢板同等以上的特性(强度、低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性等)的低温用钢板。
通常，减少低温用钢板的Ni含量时，以低温韧性为首的钢板特性下降，确保LNG储藏用罐所要求的高度的安全性变得困难。对于这样的问题，对减少Ni含量的低温用钢板，提出了改善低温韧性等钢板特性的技术。
例如，专利文献1～9提出了以下技术：通过将Ni含量为5～10％左右的钢(板坯)，在比较低温下加热控制轧制后，直接淬火，接下来加热至特定的温度回火或在上述直接淬火之后加热至Ac1相变点以上进行二次淬火，接下来加热至特定温度回火，从而将钢组织微细化。而且，专利文献1～9记载了如上述所示通过将钢组织微细化，减少Ni含量的钢的低温韧性得到改善。另外，专利文献1～9分别提出了以下所示的技术。
专利文献1涉及一种低温用钢材，提出了以下技术：将Ni含量以质量％计设定为大于6％且小于8％，将奥氏体的面积比设定为1.7％以上，将该奥氏体的纵横比以平均计设定为3.5以下，且将平均当量圆粒径设定为1.0μm以下。而且，专利文献1有如下记载：通过将奥氏体的面积比、纵横比和平均当量圆粒径限定为如上述所示的范围，得到具有与9％Ni钢相比少的Ni含量且具有与9％Ni钢同等的特性(YS、TS、-196℃下的夏比吸收能)的钢材。
专利文献2，涉及一种极低温用钢，提出了以下技术：制成以质量％计Ni：大于5％且小于7.5％，且满足3Si+5Al+50N≤0.65的钢组成。而且，专利文献2有如下记载：通过制成上述钢组成，得到与9％Ni钢相比Ni含量虽然少，但是具有优异的低温韧性(-196℃下的夏比吸收能)，而且制作焊接接头时包含Toe部(焊接止端部)的焊接热影响部的CTOD(CrackTip Opening Displacement)特性优异的极低温用钢。
专利文献3涉及一种低温用厚钢板，提出了以下技术：Ni含量以质量％计设定为大于5.0％且小于8.0％，板厚(1/4)t位置的残余奥氏体量设定为3.0体积％以上，且平均有效结晶粒径设定为5.5μm以下。而且，专利文献3有如下记载：通过将残余奥氏体量和平均有效结晶粒径限定为如上述所示的范围，提高厚钢板的脆性裂纹扩展停止特性和脆性裂纹发生抑止特性，得到低温环境下具有与9％Ni钢等同的优异的韧性(-196℃下的夏比吸收能)的Ni减少型低温用厚钢板。
专利文献4涉及一种极低温用厚钢板，提出了以下技术：Ni含量以质量％计设定为大于5.0％且小于10.0％，板厚(1/4)t位置的残余奥氏体量设定为3.0体积％以上，有效结晶粒径在板厚(1/4)t位置设定为平均5.5μm以下。而且，专利文献4有如下记载：通过将残余奥氏体量和有效结晶粒径限定为如上述所示的范围，得到脆性裂纹发生抑止特性(-196℃下的夏比吸收能、限界CTOD值)和停止特性(-196℃下的三面焊缝夏比吸收能)优异的极低温用厚钢板。
专利文献5涉及一种极低温用厚钢板，提出了以下技术：设定为与专利文献4相同的Ni含量、残余奥氏体量和有效结晶粒径，进一步将1的结晶粒内的相邻测定点间的定向误差的平均值GAM设定为0.85°以上。而且，专利文献5有如下记载：将残余奥氏体量、有效结晶粒径和GAM限定为如上述所示的范围，得到韧性、特别是应变时效后的脆性破坏发生抑止特性(-196℃下的夏比吸收能，限界CTOD值)优异的极低温用厚钢板。
专利文献6涉及一种极低温用钢材，提出了以下技术：Ni含量以质量％计设定为5.5～8.5％，钢材表面起0.2mm以下的区域的平均有效结晶粒径设定为5.0μm以下。而且，专利文献6有如下记载：通过将钢材表面区域的金属组织微细化，得到低Ni钢材且形变赋予后的低温耐破坏特性(-165℃下的限界CTOD值)优异的极低温用钢材。
专利文献7涉及一种极低温用钢材，提出了以下技术：Ni含量以质量％计设定为大于5.0％且小于10.0％，板厚(1/4)t位置的残余奥氏体量设定为3.0体积％以上，进一步将-165℃的环境下承受1％的塑性形变时的残余奥氏体量的减少率设定为25％以下。而且，专利文献7有如下记载：通过将残余奥氏体量限定为如上述所示的范围，得到脆性裂纹发生抑止特性(-196℃下的夏比吸收能，限界CTOD值)和停止特性(-196℃下的三面焊缝夏比吸收能)优异的极低温用钢材。
专利文献8涉及一种Ni添加钢板，提出以下技术：Ni含量以质量％计设定为5.0％～7.5％，在板面起深度方向相距板厚的1/4の距离的部位，以质量％基准计Ni偏析比设定为1.3以下，深冷后奥氏体的量设定为2％以上，深冷后奥氏体不均匀指数设定为5.0以下，深冷后奥氏体的平均当量圆径设定为1μm以下。而且，专利文献8有如下记载：通过将Ni偏析比和深冷后奥氏体限定为如上述所示的范围，即便Ni含量是6％左右，仍能得到韧性(-165℃下的CTOD值)和停止性优异的Ni添加钢板。
专利文献9涉及一种低温用Ni含有钢，提出了以下技术：Ni含量以质量％计设定为7.0～10.5％，在钢板表面起3mm的范围，与钢板表面平行的面的{110}集合组织的集聚度设定为1.2以上，在该钢板板厚中心部与钢板表面平行的面的{100}和{211}集合组织的集聚度分别设定为1.2～3.0。而且，专利文献9有如下记载：通过使特定的集合组织发达，得到低温韧性(-196℃下的夏比吸收能)和脆性裂纹扩展停止特性优异的低温用Ni含有钢。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:国际公开第2007/034576号
专利文献2:国际公开第2007/080646号
专利文献3:日本特开2011-241419号公报
专利文献4:日本特开2011-219848号公报
专利文献5:日本特开2011-219849号公报
专利文献6:日本特开2013-14812号公报
专利文献7:日本特开2013-14811号公报
专利文献8:日本特许第4975888号公报
专利文献9:日本特开2011-214099号公报
非专利文献
非专利文献1:渡边之、其他5名，“9％Ni钢の破坏韧性和LNG贮槽的安全性”，日本钢管技报，日本钢管株式会社，No.104，1984年，p.2-12
发明内容
但是，在专利文献1～3、5、6所提出的技术中，虽然考察了钢材的低温韧性(夏比吸收能、破坏发生特性)，但是对于低温韧性与脆性裂纹扩展停止特性的关系没有进行考察。因此，将低温用钢板的Ni含量减少至小于9％时，存在脆性裂纹扩展停止特性变得不充分的可能，将这样的低温用钢板应用于LNG储藏用罐时，不能保证其安全性。
在专利文献4、7提出的技术中，考察了低温用钢板的脆性裂纹扩展停止特性(停止特性)，并通过三面焊缝夏比试验评价了脆性裂纹扩展停止特性(停止特性)。但是，这些技术中，使用从低温用钢板板厚中心部采取的试验片实施上述试验，并没有明确包括钢板表皮层的钢板全厚下的脆性裂纹扩展停止特性。因此，对于在确保LNG储藏用罐的安全性方面视为重要的脆性裂纹扩展停止特性，很难说得到了充分地验证。
在专利文献8提出的技术中，以提高低温用钢板的脆性裂纹扩展停止特性(停止特性)为目的，对Ni偏析比和深冷后奥氏体不均匀指数进行了限定。但是，该技术中，在制造具有期望的Ni偏析比和深冷后奥氏体不均匀指数的低温用钢板的工序中，需要将轧制前的钢片在1250℃以上的加热温度下进行保持8小时以上的带状偏析减少处理。通常无法进行将轧制前的钢片在这样的高温下加热保持，需要非常多的能源，制造成本上升。另外，不仅制造成本上升，也存在钢板的表面性状变差的可能性。
在专利文献9提出的技术中，涉及一种Ni含量以质量％计为7.0～10.5％的低温用钢板，通过控制其集合组织实现脆性裂纹扩展停止特性的提高。但是，该技术中，伴随Ni含量的减少钢板的强度、低温韧性降低。而且，Ni含量更少时(例如小于7.35％)，难以兼顾钢板的强度、低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性。
如以上所述，以往技术涉及Ni含量以质量％计减少至小于9％，特别是以质量％计减少至7％左右或小于7％的低温用钢板，得到具有高强度且低温韧性优异，而且脆性裂纹扩展停止特性也优异的低温用钢板是困难的。
本发明是鉴于上述事实而完成的发明，其目的在于提供在现今的作为LNG储藏用罐的罐主体用材料正在普及的对以往的9％Ni钢板减少了Ni含量的低温用钢板中，具有与9％Ni钢板同等以上的强度、低温韧性、更优异的脆性裂纹扩展停止特性的低温用钢板和提供稳定制造上述低温用钢板的方法。
本发明人等对具有Ni含量以质量％计为5.5％～8.0％的基本成分的低温用钢板，对确保充分的强度和低温韧性的同时提高脆性裂纹扩展停止特性的手段，从与以往技术不同角度进行考察。最终得到了如下见解：为了将具有上述基本成分的低温用钢板的低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性制成与9％Ni钢板同等以上，需要将钢板组织制成残余奥氏体微细分散的回火马氏体组织，控制回火马氏体中分散的残余奥氏体量，还需要控制钢板的原奥氏体粒子的平均粒径和平均纵横比，使原奥氏体粒子微细化。
另外，发现钢板的两面的特性对作为钢板整体的脆性裂纹扩展停止特性有影响，进而得到了如下见解：在钢板表面附近通过使{110}面发达，另一方面在钢板中心部使{111}面发达，则能进一步提高低温用钢板的脆性裂纹扩展停止特性。
进而，得到了如下见解：通过限定为以上的钢板组织，即使Ni含量以质量％计减少至8.0％以下时，也能获得对于确保LNG储藏用罐的安全性而言足够的强度、低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性。而且，得到了如下见解：通过以特定的量确保低温下稳定的残余奥氏体量，能进一步提高低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性。
进一步，本发明人等对稳定制造Ni含量以质量％计为5.5％～8.0％且具有上述的所希望的组织的低温用钢板的方法进行了考察。如前述所示，对Ni含量5～10％左右的钢，在比较低的温度区域实施控制轧制后，直接淬火，接下来加热至特定温度回火或在上述直接淬火之后加热至Ac1相变点以上进行二次淬火，接下来通过加热至特定温度回火，则能够将钢组织微细化。但是，本发明人等的考察结果，表明以往的控制轧制中，控制钢板的原奥氏体粒子的平均粒径和平均纵横比以及在钢板表面附近使{110}面发达的同时在钢板中心部使{111}面发达是非常困难的。
因此，进一步进行考察，最终得到了如下见解：将原奥氏体粒子充分微细化的同时减少平均纵横比，进一步在钢板表面附近和中心部使所希望的结晶面发达的基础上，在实施轧制时，不仅在未重结晶温度区域而且在重结晶温度区域也控制累积压下率特别有效。另外，还发现在重结晶温度区域和未重结晶温度区域的各温度区域控制累积压下率的基础上通过限定其他轧制条件、直接淬火、回火或进一步二次淬火的各条件，则不设置将轧制前的钢片在1250℃以上长时间保持的工序就能够稳定制造具有所期望的组织的低温用钢板。
本发明是基于上述见解而完成的发明，其主要内容如以下所示。
[1]一种低温用钢板，其特征在于，具有以下以组成：以质量％计，含有C：0.03％～0.10％、Si：0.02％～0.30％、Mn：0.65％～1.20％、P：0.005％以下、S：0.003％以下、Al：0.01％～0.10％、N：0.0015％～0.0045％、Ni：5.5％～8.0％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并具有以下组织：由分散有残余奥氏体的回火马氏体构成，在板厚(1/4)t位置，上述残余奥氏体量以体积比计为2.2％～14％，在板厚(1/4)t位置，与轧制方向平行的断面的原奥氏体粒子的平均粒径为10μm～60μm且上述原奥氏体粒子的平均纵横比为4.0以下，在钢板表面起板厚方向1mm的位置，与板面平行的{110}面集聚度为1.3以上且与板面平行的{100}面集聚度为0.90以下，在钢板板厚(1/2)t位置，与板面平行的{111}面集聚度为1.2～2.5，并且，拉伸强度为700MPa以上。
[2]一种低温用钢板，其特征在于，[1]中，在板厚(1/4)t位置，深冷处理后的残余奥氏体量以体积比计为1.7％～11％。
[3]一种低温用钢板，其特征在于，[1]或[2]中，在上述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Mo：0.05％～0.50％。
[4]一种低温用钢板，其特征在于，[1]或[2]中，在上述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Mo：大于0.10％且0.30％以下。
[5]一种低温用钢板，其特征在于，[1]～[4]的任意一项中，在上述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Cr：1.00％以下。
[6]一种低温用钢板，其特征在于，[1]～[4]的任意一项中，在上述组成的基础上进一步，以质量％计含有Cr：小于0.20％。
[7]一种低温用钢板，其特征在于，[1]～[6]的任意一项中，在上述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Cu：小于0.40％、Nb：0.05％以下、V：0.05％以下中的1种或2种以上。
[8]一种低温用钢板，其特征在于，[1]～[7]的任意一项中，在上述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ti：0.03％以下。
[9]一种低温用钢板，其特征在于，[1]～[8]的任意一项中，在上述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Ca：0.007％以下、REM：0.010％以下、Mg：0.070％以下中的任意1种或2种以上。
[10]一种低温用钢板的制造方法，其特征在于，将具有[1]、[3]～[9]中任意一项记载的组成的钢材，加热至1000℃～1200℃，实施将950℃以下大于840℃的温度区域的累积压下率设定为30％以上，将840℃以下的温度区域的累积压下率设定为30％～75％，将轧制结束温度设定为820℃以下700℃以上的热轧后，将钢板板厚(1/2)t位置处的温度中至少550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度设定为1℃/s以上，将冷却结束温度设定为300℃以下而实施冷却，其后，在550℃～650℃的温度区域回火。
[11]一种低温用钢板的制造方法，其特征在于，将具有[1]、[3]～[9]中任意一项记载的组成的钢材加热至1000℃～1200℃，将950℃以下且大于840℃的温度区域的累积压下率设定为30％以上，将840℃以下的温度区域的累积压下率设定为30％～75％，将轧制结束温度设定为850℃以下730℃以上而实施热轧后，将钢板板厚(1/2)t位置处的温度中至少550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度设定为1℃/s以上，将冷却结束温度设定为300℃以下而实施冷却，接下来，加热至650℃以上且小于Ac3相变点的温度区域后，在钢板板厚(1/2)t位置处的温度下，进行中间热处理：实施将钢板板厚(1/2)t位置处的温度中至少550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度设定为3℃/s以上，将冷却结束温度设定为200℃以下的冷却；然后，在500℃～650℃的温度区域进行回火。
根据本发明能够得到适合于LNG储藏用罐等用途的低温用钢板，其是即使Ni含量以质量％计减少至5.5％～8.0％时，仍具有与9％Ni钢同等以上的高强度和低温韧性，脆性裂纹扩展停止特性优异的低温用钢板。另外，根据本发明，能够稳定制造Ni含量为5.5％～8.0％且具有适合于LNG储藏用罐等用途的特性的低温用钢板。
附图说明
图1是表示在表面带缺口双拉伸试验中使用的试验片的形状的图。
具体实施方式
以下对本发明进行具体说明。
首先，对本发明低温用钢板的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，表示以下成分组成的％，没有特别说明意指质量％(mass％)。
C：0.03％～0.10％
C在赋予钢板期望的强度方面是重要的元素，其含量需要设定为0.03％以上。另一方面，C含量大于0.10％时，钢板的低温韧性降低。因此，C含量设定为0.03％～0.10％。优选为0.04％～0.08％。
Si：0.02％～0.30％
Si是有助于钢板的强度提高的元素，也是具有作为脱氧剂的作用的元素。以产生这些效果为目的，本发明将Si含量设定为0.02％以上。但是，Si含量过剩地变高时，钢板的回火脆化感受性提高。因此，Si含量设定为0.02％～0.30％。优选为0.03％～0.20％。
Mn：0.65％～1.20％
Mn是提高钢的淬火性，有助于钢板的高强度化的元素。Mn含量小于0.65％时，钢的淬火性降低，不仅钢板的强度而且低温韧性也降低。另一方面，Mn含量大于1.20％时，钢板的强度提高效果变小，而且低温韧性反而降低，回火脆化感受性也变高。因此，Mn含量设定为0.65％～1.20％。优选为0.70％～0.95％。
P：0.005％以下、S：0.003％以下
P和S均是不可避免的杂质，是对钢板的低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性产生不良影响的有害元素。例如，将钢板焊接制成焊接结构物时为了得到完整的母材和焊接接头，优选尽可能抑制P和S的含量，本发明中P含量设定为0.005％以下，S含量设定为0.003％以下。
Al：0.01％～0.10％
Al是作为脱氧剂必要的元素。其含量小于0.01％时作为脱氧剂的效果不足，大于0.10％时损失钢的清洁度。因此，Al含量设定为0.01％～0.10％。优选为0.02％～0.05％。
N：0.0015％～0.0045％
N在钢中形成析出物，其含量大于0.0045％则焊接钢板制成焊接结构物时，成为母材和焊接热影响部的韧性降低的原因。但是，N也是通过形成AlN而有助于母材的微粒化的元素。这样的效果通过将N含量设定为0.0015％以上得到。因此，N含量设定为0.0015％～0.0045％。
Ni：5.5％～8.0％
Ni是对钢板的低温韧性的提高非常有效的元素，但是由于其是昂贵的元素，因此伴随其含量变高钢板成本抖升。本发明的特征在于以下方面，通过将Ni含量减少至8.0％以下，制成具有优异的强度、低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性且廉价的低温用钢板。但是，Ni含量小于5.5％时，钢板强度降低之外，不能得到低温下稳定的残余奥氏体，最终钢板的低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性也降低。
基于以上理由，Ni含量设定为5.5％～8.0％。优选为6.0％～7.5％。
应予说明，制造本发明的低温用钢板时，采用不实施后述的中间热处理的制造方法时，Ni含量可以设置为5.5％以上且小于7.0％。
以上是本发明的低温用钢板中的基本成分。本发明的低温用钢板，除上述基本成分外，进一步可以含有以下元素。
Mo：0.05％～0.50％
Mo是在抑制钢板的回火脆化感受性方面有效的元素，另外，也是不损害低温韧性得到钢板强度的元素。为了得到这样的效果，Mo含量优选设定为0.05％以上。但是，Mo含量大于0.50％时低温韧性降低。因此，含有Mo时，其含量优选设定为0.05％～0.50％。更优选为大于0.10％且0.30％以下。
Cr：1.00％以下
Cr是产生与Mo相同的效果的元素。但是，其含量大于1.00％时存在钢板的低温韧性降低的倾向。因此，含有Cr时，其含量优选设定为1.00％以下，更优选设定为0.01％以上且小于0.20％。
选自Cu：小于0.40％、Nb：0.05％以下、V：0.05％以下中任意1种或2种以上
Cu、Nb和V均是对钢板的高强度化有效的元素，根据需要能够在以下范围内含有。
Cu：小于0.40％
Cu是通过提高淬火性而提高钢板强度的有效元素。但是，其含量为0.40％以上时钢板的低温韧性降低，除此以外，存在铸造后的钢(板坯)表面的性状恶化的可能。因此，含有Cu时，其含量优选设定为小于0.40％，更优选设定为0.10％～0.30％。
Nb：0.05％以下、V：0.05％以下
Nb、V均是通过析出强化提高钢板强度的有效元素。但是，这些元素的含量过剩地变高时，导致钢板的低温韧性降低。因此，含有Nb时，其含量优选设定为0.05％以下，更优选设定为0.01％～0.03％。另外，含有V时，其含量优选设定为0.05％以下，更优选设定为0.01％～0.04％。
Ti：0.03％以下
Ti是将钢板焊接制成焊接结构物时，不对母材的机械特性特别产生影响但具有提高焊接部的韧性的作用的元素。因此，根据需要，Ti可以在0.03％以下的范围含有。
选自Ca：0.007％以下、REM：0.010％以下、Mg：0.070％以下中的任意1种或2种以上
Ca、REM和Mg均是通过控制钢中的介入物的形态，具有提高钢板的低温韧性的作用的元素。但是，这些元素的含量过剩时，存在损害钢的清洁度的可能。因此，含有Ca时，其含量优选设定为0.007％以下，更优选设定为0.001％～0.004％。另外，含有REM时，其含量优选设定为0.010％以下，更优选设定为0.002％～0.008％。另外，含有Mg时，其含量优选设定为0.070％以下，更优选设定为0.001％～0.004％。
应予说明，本发明的低温用钢板中，上述以外的成分是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，上述P、S之外，例如可举出Sn、As、Pb等。Sn、As、Pb的含量，合计优选设定为0.001％以下。
接下来，对本发明的低温用钢板的组织的限定理由进行说明。
本发明的低温用钢板是由残余奥氏体分散的回火马氏体构成的组织，上述残余奥氏体(回火马氏体中分散的残余奥氏体)的体积比(占整个组织的体积比)为2.2％～14％，原奥氏体粒子的平均粒径为10μm～60μm且平均纵横比为4.0以下，具有在钢板表面附近{110}面集聚，在钢板中心部{111}面集聚的组织。另外，本发明的低温用钢板，优选制成实施深冷处理后的残余奥氏体量以体积比计为1.7％～11％的组织。
本发明的低温用钢板，将回火马氏体作为基础组织，基础组织为该回火马氏体中具有残余奥氏体微细分散的组织。通过制成残余奥氏体在回火马氏体中微细分散的组织，使回火马氏体强度和低温韧性变优异，而且不损害低温韧性等就能够实现钢板的高强度化。由于含有软质的铁素体或硬质的粗大珠光体时低温韧性降低，因此本发明的低温用钢板的基础组织优选仅由回火马氏体构成。应予说明，由于将回火下部贝氏体与回火马氏体区分是困难的，因此本发明中的回火马氏体，制成含有回火下部贝氏体的马氏体。由于回火下部贝氏体也与回火马氏体相同，强度和低温韧性优异，因此在特性上没有问题。
残余奥氏体量：以体积比计2.2％～14％
残余奥氏体有助于钢板的低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性的提高。本发明的低温用钢板中，由于将具有低温韧性等提高效果的Ni的含量由以往钢的约9％减少至8.0％以下，因此，需要通过制成含有特定量的残余奥氏体的组织，提高低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性。Ni含量为5.5％～8.0％的本发明的低温用钢板中，为了得到充分的低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性，需要将残余奥氏体量以体积比计设定为2.2％以上。但是，钢板中残余奥氏体量以体积比计大于14％变过剩地多时，导致极端的拉伸强度的上升和屈服强度的降低，进一步损害低温韧性。因此，残余奥氏体量以体积比计设定为2.2％～14％。优选为2.4％～12％。应予说明，这些残余奥氏体量(以体积比计2.2％～14％，优选为2.4％～12％)是对低温用钢板实施深冷处理之前的残余奥氏体量。另外，这些残余奥氏体量(以体积比计2.2％～14％，优选为2.4％～12％)是钢板板厚(1/4)t位置的残余奥氏体量。
深冷处理后的残余奥氏体量：以体积比计1.7％～11％
LNG储藏用罐的罐主体所使用的低温用钢板，要求在LNG液化的温度(约-162℃)下也具有优异的低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性。因此，本发明的低温用钢板中，残余奥氏体需要在低温的使用温度或试验温度下稳定存在，深冷处理后稳定的残余奥氏体量以体积比计至少优选为1.7％以上。但是，如前述所示，钢板中的残余奥氏体量过度变多时，导致极端的拉伸强度的上升和屈服强度的降低，进一步损害低温韧性。因此、深冷处理后的残余奥氏体量，以体积比计优选为1.7％～11％。更优选为2.2％～9.5％。此处，深冷处理是将被处理材料(低温用钢板)在-196℃的液氮中保持15分钟以上的处理。应予说明，上述残余奥氏体量(以体积比计为1.7％～11％，更优选为2.2％～9.5％)是钢板板厚(1/4)t位置的深冷处理后的残余奥氏体量。
原奥氏体粒子的平均粒径：10μm～60μm
原奥氏体粒子的平均纵横比：4.0以下
为了提高钢板的低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性，原奥氏体粒子的微细化和形状的控制是重要的。本发明中，为了赋予钢板期望的低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性，原奥氏体粒子的平均粒径设定为60μm以下，原奥氏体粒子的平均纵横比设定为4.0以下。另外，原奥氏体粒子优选为更微细。本发明中实际上得到的原奥氏体粒子的平均粒径的下限值为10μm左右。因此，本发明中，原奥氏体粒子的平均粒径设定为10μm～60μm。优选为10μm～50μm。另一方面，本发明中实际得到的奥氏体粒子的平均纵横比的下限值为1.3左右。因此，原奥氏体粒子的平均纵横比优选为1.3～4.0，更优选设定为1.5～3.0。
应予说明，上述平均粒径和平均纵横比优选设定为与钢板板厚(1/4)t位置的轧制方向平行的断面的平均粒径和平均纵横比。
如以上所示通过将钢板的残余奥氏体量、原奥氏体粒子的粒径和形状最优化，能够得到具有高强度且优异的低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性的低温用钢板。但是，将Ni含量减少至8.0％以下的低温用钢板，特别是Ni含量减少至7％左右或小于7％的低温用钢板的情况下，即使将残余奥氏体量、原奥氏体粒子的粒径和形状最优化，仍存在作为LNG储藏用罐的罐主体用材料脆性裂纹扩展停止特性仍不充分的情形。因此，为实现进一步的脆性裂纹扩展停止特性的提高，本发明制成钢板的表层和板厚(1/2)t位置特定结晶面集聚的组织。
与钢板表层的板面平行的{110}面集聚度：1.3以上
与钢板表层的板面平行的{100}面集聚度：0.90以下
本发明的低温用钢板，在钢板表层，具体地在钢板表面起板厚方向1mm的位置中，将与板面平行的{110}面集聚度设定为1.3以上。另外，该{110}面集聚度优选设定为1.5～2.5。进一步，在钢板表面起板厚方向1mm的位置，与板面平行的{100}面集聚度设定为0.90以下。另外，该{100}面集聚度优选设定为0.60～0.90。{110}面集聚度小于1.3时或{100}面集聚度大于0.90时，不能期待脆性裂纹传播停止性能的提高效果。
在钢板板厚(1/2)t位置的与板面平行的{111}面集聚度：1.2～2.5
在钢板板厚(1/2)t位置，与板面平行的{111}面集聚度设定为1.2～2.5。优选为1.4～2.2。{111}面集聚度小于1.2时，不能期待脆性裂纹传播停止性能的提高效果。另一方面，{111}面集聚度大于2.5时，因离析的产生存在吸收能力(低温韧性)降低的情形。
应予说明，本发明中{hkl}面集聚度是由来自样本的{hkl}面的衍射X射线强度I与来自随机组织标准试样的{hkl}面的衍射X射线强度I0的相对强度比I/I0表示的值。
如以上所示，通过将钢板的组成和组织最优化，即使Ni含量减少至8.0％以下时，仍能得到作为LNG储藏用罐的罐主体用材料具有充分的强度、低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性的低温用钢板。另外，本发明中，制成拉伸强度为700MPa以上的低温用钢板。
拉伸强度：700MPa以上
本发明的低温用钢板，由于用途主要是LNG储藏用罐等低温用罐，因此要求作为结构用钢板的强度。成为罐主体的材料的低温用钢板的强度不充分时，为了确保罐的强度，必须增厚材料钢板(低温用钢板)的板厚，结果导致罐的材料费高涨，经济性降低。因此，钢板放入拉伸强度设定为700MPa以上。优选为710MPa～810MPa。
应予说明，本发明的低温用钢板板厚没有特别限制，优选设定为6mm～50mm。
接下来，对本发明低温用钢板的制造方法进行说明。
本发明中，加热上述组成的钢材(钢板坯)，实施热轧(控制轧制)后，直接淬火，接下来加热至特定温度回火，或在上述直接淬火之后实施加热至Ac1相变点以上且小于Ac3相变点冷却的中间热处理(二次淬火)，接下来通过加热至特定温度回火，制造低温用钢板。
应予说明，不实施中间热处理(二次淬火)时，与实施中间热处理时相比能够制造强度高的低温用钢板。因此，在制造重视强度且低温韧性要求值比较低的低温用钢板时，例如钢材的Ni含量减少至小于7.0％，能够采用不实施中间热处理(二次淬火)的制造方法。另一方面，特别是制造重视低温韧性、脆性裂纹扩展停止特性的低温用钢板时，能够采用实施中间热处理(二次淬火)的制造方法。
本发明中，钢的融化方法没有特别限制，能够采用转炉、电炉等公知的融化方法。另外，可以利用真空脱气炉进行2次精炼。然后，从生产性、品质上的问题出发优选利用连续铸造法制成板坯(钢材)。另外，可以利用铸锭-切块轧制法等公知的铸造方法制成板坯。
钢材(板坯)的加热条件、轧制条件、直接淬火条件、中间热处理(二次淬火)条件和回火条件如以下所示。
钢材的加热温度：1000℃～1200℃
钢材的加热温度小于1000℃时，板坯在铸造阶段析出的粗大的AlN不固溶，钢板的低温韧性降低。另外，钢材中的添加元素不充分均匀扩散，钢板的低温韧性降低。此外，满足后述的轧制条件、特别是重结晶温度区域(950℃以下840℃大于)的轧制条件变得困难。另一方面，钢材的加热温度大于1200℃时，奥氏体粒子粗大化，钢板的低温韧性降低，而且也不经济。
基于以上理由，钢材的加热温度限定为1000℃～1200℃。优选为1000℃～1100℃。
将钢材加热至1000℃～1200℃后，实施以下条件的热轧。本发明中，通过钢材的轧制实现奥氏体粒子的微细化和适度的扁平化，从而通过轧制后的直接淬火将得到的马氏体组织微细化。因此通过将具有微细化的马氏体组织的钢板回火，得到具有期望的平均粒径(10μm～60μm)和平均纵横比(4.0以下)的原奥氏体粒子的低温用钢板。另外，本发明中通过钢材的轧制，在钢板表层和钢板中心部的各个位置使期望的结晶面发达。
为了将奥氏体粒子微细化的同时使其适度扁平化，进一步产生期望的结晶面，需要轧制条件的严格管理。
950℃以下且大于840℃的温度区域的累积压下率：30％以上
为了将低温用钢板的原奥氏体粒子微细化(平均粒径：10μm～60μm)，在重结晶温度区域的低温侧施加适度的压下变得重要。通过将950℃以下且大于840℃的温度区域的累积压下率设定为30％以上，得到微细且等轴的重结晶粒，进一步通过与未重结晶温度区域的轧制组合，后述的直接淬火后的马氏体组织微细化。最终，回火后的回火马氏体组织也微细化，得到期望的平均粒径(10μm～60μm)的原奥氏体粒子。但是，从确保未重结晶温度区域的充分的压下率的角度出发，将950℃以下且大于840℃的温度区域的累积压下率优选设定为75％以下。
应予说明，上述温度区域(950℃以下且大于840℃)设定为在钢板表面位置中所测定的温度区域。
840℃以下的温度区域的累积压下率：30％～75％
未重结晶温度区域下的轧制的目的在于，将通过重结晶温度区域中的轧制而微细化的奥氏体粒子，进一步微细化的同时导入多个位错。由此制成位错密度提高的微细的奥氏体粒子之后进行直接淬火时，通过由微细的加工奥氏体进行马氏体转换，得到作为有效结晶粒径的包微细的马氏体。最终，认为实现钢板的高强度且高韧性。另外，通过控制未重结晶温度区域中的累积压下率，得到在钢板表面附近{110}面集聚，在钢板中心部{111}面集聚的组织。
为了产生以上的效果的同时，还将原奥氏体粒子的纵横比控制为特定值(4.0以下)，需要将840℃以下的温度区域，即未重结晶温度区域的累积压下率设定为30％～75％。优选为40％～75％。应予说明，上述温度区域(840℃以下)设定为钢板表面位置中所测定的温度区域。
不实施中间热处理时的轧制结束温度：820℃以下700℃以上
实施中间热处理时的轧制结束温度：850℃以下730℃以上
轧制条件的另一重要的条件是轧制结束温度。在后工序中不再加热(中间热处理)至650℃以上且小于Ac3相变点时，轧制结束温度设定为820℃以下700℃以上。另一方面，在后工序中再加热(中间热处理)至650℃以上且小于Ac3相变点时，轧制结束温度设定为850℃以下且730℃以上。
不应用中间热处理时，钢板强度稳定。但是，不应用中间热处理时，其后的回火过程中虽然生成残余奥氏体，但是轧制结束温度大于820℃时回火过程中不能得到充分的残余奥氏体生成量，低温用钢板的低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性降低。另外，轧制结束温度小于700℃时，由于结晶粒伸展纵横比大于4.0，通过离析的发生，吸收能(低温韧性)降低。因此，不应用中间热处理时，将轧制结束温度设定为820℃以下700℃以上。优选为800℃以下720℃以上。应予说明，这些轧制结束温度均是在钢板表面测定的温度。
另一方面，应用中间热处理时，比较容易得到残余奥氏体，低温用钢板的低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性稳定，但是钢板强度存在降低的倾向。因此，应用中间热处理时，为了得到期望的钢板强度，需要将轧制结束温度设定为有所增加，设定为850℃以下且730℃以上。优选为830℃以下且740℃以上。应予说明，这些轧制结束温度均是在钢板表面测定的温度。
轧制结束后，在以下条件下通过进行水冷等强制冷却，直接淬火。应予说明，强制冷却，在轧制结束300秒以内开始。
550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度：1℃/s以上
冷却结束温度：300℃以下
轧制结束后，550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度小于1℃/s时，由于含有粗大的渗碳体的韧性低的高温转变组织变多，因此钢板的低温韧性降低。因此，将至少550℃以下300℃以上温度区域中的平均冷却速度设定为1℃/s以上。优选为3℃/s以上。应予说明，上述平均冷却速度的上限没有必要进行特别限定，但优选设定为能够实现的冷却速度100℃/s以下。另外，在大于300℃的温度下结束强制冷却时，由于马氏体转变没有完成，得不到均匀的马氏体组织，因此，钢板强度和低温韧性降低。因此，钢板中心温度在变为300℃以下之前强制冷却。优选为250℃以下。通过实施如上述的冷却，钢板组织变为均匀的马氏体组织。另外，也存在成为马氏体之外还包含下部贝氏体的组织的情形。
应予说明、上述温度(冷却结束温度)均是钢板板厚(1/2)t位置处的温度。另外，上述平均冷却速度，基于钢板板厚(1/2)t位置处的温度求出。钢板板厚(1/2)t位置处的温度，根据板厚、表面温度和冷却条件等，通过模拟计算等计算求出。例如，使用差分法通过计算钢板板厚方向的温度分布，求出板厚(1/2)t位置处的温度。
将钢板强制冷却至钢板中心温度300℃以下后，回火。或者，将钢板冷却至钢板中心温度300℃以下，进一步进行中间热处理后，回火。中间热处理和回火在以下条件下进行。
中间热处理的加热温度：650℃以上且小于Ac3相变点
轧制结束后，将冷却至300℃以下的钢板加热至小于Ac3相变点的(γ+α)二相域后淬火时，组织进一步微细化的同时，引起合金元素的分配。因此，回火马氏体(也存在回火下部贝氏体的情形)与合金元素浓缩的马氏体(也存在含有下部贝氏体的情形)形成少量的残余奥氏体。而且，将该混合组织在Ac1相变点附近回火时，合金元素浓缩的稳定奥氏体进一步析出的同时，回火马氏体中的C、N这类对韧性有害的杂质转移至奥氏体。最终得到微细且韧性非常高的回火马氏体(也存在含有回火下部贝氏体的情形)和即使在极低温稳定性仍然高的残余奥氏体的混合组织，钢板的低温韧性显著提高。
本发明的钢材的情形，Ac1相变点为570～615℃左右。因此，为了产生上述效果，中间热处理的加热温度设定为650℃以上且小于Ac3相变点。优选为670℃以上(Ac3相变点-15℃)以下。应予说明，这些加热温度，为钢板板厚(1/2)t位置处的温度，且是通过计算求出的温度。将钢板整体加热至上述温度区域(650℃以上且小于Ac3相变点)后，在以下条件下强制冷却。
550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度：3℃/s以上
冷却结束温度：200℃以下
将钢板整体加热至上述温度区域(650℃以上且小于Ac3相变点)后，550℃以下300℃以上的温度区域中的平均冷却速度小于3℃/s时，奥氏体的一部分不发生马氏体转变，导致钢板强度降低。因此，至少550℃以下300℃以上温度区域平均冷却速度设定为3℃/s以上。优选为5℃/s以上。应予说明，上述平均冷却速度的上限没有必要特别限定，但优选设定为能够实现的冷却速度100℃/s以下。另外，在大于200℃的温度下结束强制冷却时，残余奥氏体转变为马氏体或贝氏体，残余奥氏体量减少。因此，中间热处理中在钢板变为200℃以下前强制冷却。应予说明，上述温度(冷却结束温度)均是钢板板厚(1/2)t位置处的温度，且是通过计算求出的温度。另外，上述平均冷却速度基于钢板板厚(1/2)t位置处的温度求出。
不实施中间热处理时的回火温度：550℃～650℃
实施中间热处理时的回火温度：500℃～650℃
本发明中根据中间热处理的有无确定回火温度，将回火后的钢板制成具有期望的残余奥氏体量的钢板。
不实施中间热处理时，回火前的钢板组织是均匀的马氏体组织。另外，除马氏体之外，也存在含有下部贝氏体的情形。因此，不实施中间热处理时，由于需要通过回火在钢板中生成残余奥氏体，因此，回火温度需要设定为550℃以上。但是，回火温度大于650℃时，钢板强度降低。基于以上理由，将不实施中间热处理时的回火温度设定为550℃～650℃。优选为570℃～630℃。
应予说明，上述回火温度均是钢板板厚(1/2)t位置处的温度，且是通过计算求出的温度。
另一方面，实施中间热处理时，回火前的钢板组织是回火马氏体、合金元素浓缩的马氏体和少量的残余奥氏体的混合组织。另外，该混合组织也存在含有回火下部贝氏体或下部贝氏体的情形。因此，实施中间热处理时，回火的主要目的在于，通过将直接淬火的马氏体或下部贝氏体回火，得到合理的钢板强度和低温韧性。鉴于这样的目的，实施中间热处理时的回火温度设定为得到回火的效果的500℃以上。但是，由于上述回火温度大于650℃时钢板强度降低，因此设定为650℃以下。优选为520℃～620℃。
应予说明，上述回火温度均是钢板板厚(1/2)t位置处的温度，且是通过计算求出的温度。
通过在以上条件下进行回火，得到低温用钢板，其是回火马氏体构成的组织，具有回火马氏体中以体积比计为2.2％～14％(深冷处理后为1.7％～11％)的残余奥氏体分散的组织。另外，上述回火马氏体也存在包括回火下部贝氏体的情形。
应予说明，回火后的钢板可以放冷，也可以以比放冷快的冷却速度(例如强制空冷、水冷等)冷却。
实施例
对具有表1所示的化学成分的壁厚125～250mm的板坯(钢材)实施加热、热轧后，在轧制结束150秒以内强制冷却，接下来通过进行回火，制成板厚8～50mm的钢板。另外，对于一部分板坯(钢材)，在热轧后的强制冷却和回火之间设置中间热处理。板坯(钢材)的加热温度、热轧条件、热轧后的强制冷却条件、中间热处理的条件、回火的条件和钢板板厚由表2示出。
表1所示的Ac3相变点是根据从各钢板采取的热膨胀测定用样品由室温以5℃/分加热至850℃时的热膨胀曲线求出的。
应予说明，限定表2记载的“累积压下率”的温度(950℃以下大于840℃、840℃以下)是在钢板表面位置测定的温度的值。表2记载的“轧制结束温度”是在钢板表面位置测定的温度的值。表2记载的“热轧后的冷却”的“平均冷却速度”和“冷却结束温度”是钢板板厚(1/2)t位置处的平均冷却速度和冷却结束温度(均是计算值)。表2的“中间热处理”的“加热温度”是钢板板厚(1/2)t位置处的温度(计算值)。表2的“中间热处理”的“平均冷却速度”和“冷却结束温度”是钢板板厚(1/2)t位置处的平均冷却速度和冷却结束温度(均是计算值)。表2的“回火温度”是钢板板厚(1/2)t位置处的温度(计算值)。
表2
*1)550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度。
对通过上述得到的钢板进行组织观察，确定钢板组织，求出原奥氏体粒子的平均粒径和平均纵横比。另外，利用X射线衍射法，求出残余奥氏体的体积比、钢板表层的与板面平行的{110}面集聚度和{100}面集聚度、钢板板厚(1/2)t位置处的与板面平行的{111}面集聚度。
另外，对通过上述得到的钢板实施深冷处理，利用X射线衍射法求出深冷处理后的钢板的残余奥氏体的体积比。
进一步，对通过上述得到的钢板实施拉伸试验、夏比冲击试验(试验温度：-196℃)和表面带缺口双拉伸试验(试验温度：-196℃)，进行与钢板强度、低温韧性和脆性裂纹扩展停止特性相关的评价。
组织观察、X射线衍射和各种试验的方法如以下所示。
(1)组织观察
钢板组织的鉴定
从通过上述得到的钢板，采取组织观察用试验片，研磨与轧制方向平行的断面(L断面)，进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。在板厚(1/4)t位置，使用光学显微镜(倍率：400倍)进行组织观察，在至少5个视野以上进行拍摄。确认通过上述得到的任意的钢板，钢板组织没有初析铁素体，且是具有板条状组织的回火马氏体组织。应予说明，也存在回火马氏体是包含一部分回火下部贝氏体的组织。这是因为回火马氏体和回火下部贝氏体均是具有板条状组织且在组织中微细的炭化物或残余奥氏体分散的组织，因此对回火马氏体和回火下部贝氏体进行区分困难。
原奥氏体粒子的平均粒径和平均纵横比
对于与通过上述得到的钢板板厚(1/4)t位置的轧制方向平行的断面，按照JIS G0551(2005)的规定将回火马氏体组织腐蚀，通过使用光学显微镜(倍率：400倍)在5个视野分别观察，测定原奥氏体粒子的当量圆直径和纵横比，分别求出其平均值(平均粒径、平均纵横比)。
(2)X射线衍射
残余奥氏体的体积比
从通过上述得到的钢板，与板面平行采取X射线衍射用试验片，进行研削和研磨(化学研磨)，将研磨后的试验片表面作为钢板板厚(1/4)t位置。然后，使用试验片利用X射线衍射法求出α(200)、(211)面、γ(200)、(220)、(311)面的衍射强度，算出γ体积比。
深冷处理后的残余奥氏体的体积比
从通过上述得到钢板，与板面平行地采取X射线衍射用试验片，对该试验片实施深冷处理。深冷处理在将试验片在-196℃的液氮中保持15分钟以上的条件下实施。深冷处理后，将试验片研削和研磨(化学研磨)，将研磨后的试验片表面作为钢板板厚(1/4)t位置。然后，使用试验片利用与上述相同的手法求出残余奥氏体的体积比。
结晶面的集聚度
从通过上述得到的钢板，切取与板面平行的面，机械研磨、蚀刻后的试验片表面以变为钢板表面下1mm位置的方式将加工组织除去制作试验片。然后，使用试验片利用逆解法测定与钢板的板面平行的{110}面集聚度和与钢板的板面平行的{100}面集聚度。
另外，从通过上述得到的钢板切取与板面平行的面，以机械研磨、蚀刻后的试验片表面变为钢板板厚(1/2)t位置的方式将加工组织除去制作试验片。然后，使用试验片利用逆解法测定与钢板的板面平行的{111}面集聚度。
(3)拉伸试验
从通过上述得到的钢板板厚(1/2)t位置处，在与轧制方向垂直的方向(C方向)采取平行部直径14φ的拉伸试验片，实施按照JIS Z 2241(2011)的限定的常温拉伸试验。但是，对于板厚小于25mm的钢板(表2的钢板No.7)，采取全厚的平板状拉伸试验片，实施按照JIS Z 2241(2011)的限定的常温拉伸试验。
(4)夏比冲击试验(低温韧性的评价)
从通过上述得到的钢板板厚(1/2)t位置处，采取纵向方向变为与轧制方向垂直的方向(C方向)的V缺口夏比试验片，按照JIS Z 2242(2005)实施-196℃下的夏比冲击试验。但是，对于板厚小于10mm的钢板(表2的钢板No.7)，采取一半尺寸的夏比冲击试验片，按照JIS Z 2242(2005)实施-196℃下的夏比冲击试验。夏比冲击试验，对各钢板每个实施3次试验测定吸收能，求出其平均值。
(5)表面带缺口双拉伸试验(脆性裂纹扩展停止特性的评价)
从通过上述得到的钢板，以裂纹传播方向成为与轧制方向垂直的方向(C方向)的方式采取图1所示的表面(两面)具有缺口的全厚试验片，按照非专利文献1记载的方法，实施试验温度：-196℃、负荷应力：375MPa下的表面带缺口双拉伸试验。应予说明，表面带缺口双拉伸试验，通过上述(4)的夏比冲击试验测定的吸收能，仅对后述的达到本发明的目标值的钢板和未达到目标的部分钢板(表2的钢板No.1～7,12,14,15,18,19,25～43,51)实施。
屈服强度(YS)：600MPa以上、拉伸强度(TS)：700MPa以上的强度和-196℃下的夏比吸收能(vE-196)，为在实施中间热处理时150J以上(试验片一半尺寸时为75J以上)，不实施中间热处理时100J以上(试验片一半尺寸时为50J以上)的低温韧性，在-196℃下的负荷应力375MPa下的表面带缺口双拉伸试验中具有脆性裂纹停止的脆性裂纹扩展停止特性时，评价为满足本发明作为目标的特性。以上结果由表3示出。
表3
*2)TM：回火马氏体(含回火下部贝氏体)
表3中，钢板No.1～7、26～43是在本发明的化学成分、制造条件下制造的钢板，强度、-196℃下的夏比吸收能(低温韧性)、脆性裂纹扩展停止特性满足目标。
另一方面，钢板No.8、9，板坯(钢材)的加热温度是高于本发明的范围的高温，因此-196℃下的夏比吸收能(低温韧性)低。
钢板No.10～19，由于轧制条件在本发明的范围外，因此不能得到作为目标的-196℃下的夏比吸收能(低温韧性)，或不能得到作为目标的脆性裂纹扩展停止特性。
钢板No.20、21，由于回火温度是高于本发明的范围的高温，因此不能得到作为目标的强度。
钢板No.22、23，由于回火温度与本发明的范围相比是低温，因此不能得到期望的残余奥氏体量，也不能得到作为目标的-196℃下的夏比吸收能(低温韧性)。
钢板No.24、25，由于中间热处理温度在本发明的范围外，因此，能得到期望的残余奥氏体量-196℃下的夏比吸收能(低温韧性)低。
钢板No.44～51，由于化学成分在本发明的范围外，因此，不能得到目标特性。

Claims (12)

1.一种低温用钢板，其特征在于，具有以下组成：以质量％计，含有C：0.03％～0.10％、Si：0.02％～0.30％、Mn：0.65％～1.20％、P：0.005％以下、S：0.003％以下、Al：0.01％～0.10％、N：0.0015％～0.0045％、Ni：5.5％以上且小于7.0％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
并具有以下组织：由分散有残余奥氏体的回火马氏体构成，在板厚(1/4)t位置，所述残余奥氏体量以体积比计为2.2％～14％，在板厚(1/4)t位置，与轧制方向平行的断面的原奥氏体粒子的平均粒径为10μm～60μm且所述原奥氏体粒子的平均纵横比为4.0以下，在钢板表面起板厚方向1mm的位置，与板面平行的{110}面集聚度为1.3以上且与板面平行的{100}面集聚度为0.90以下，在钢板板厚(1/2)t位置，与板面平行的{111}面集聚度为1.2～2.5，
并且，拉伸强度为700MPa以上。
2.根据权利要求1所述的低温用钢板，其特征在于，在板厚(1/4)t位置，深冷处理后的残余奥氏体量以体积比计为1.7％～11％。
3.根据权利要求1所述的低温用钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有以下的A～E组中的至少一个：
A组：Mo：0.05％～0.50％、
B组：Cr：1.00％以下、
C组：选自Cu：小于0.40％、Nb：0.05％以下、V：0.05％以下中的任意1种或2种以上、
D组：Ti：0.03％以下、
E组：选自Ca：0.007％以下、REM：0.010％以下、Mg：0.070％以下中的任意1种或2种以上。
4.根据权利要求2所述的低温用钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有以下的A～E组中的至少一个：
A组：Mo：0.05％～0.50％、
B组：Cr：1.00％以下、
C组：选自Cu：小于0.40％、Nb：0.05％以下、V：0.05％以下中的任意1种或2种以上、
D组：Ti：0.03％以下、
E组：选自Ca：0.007％以下、REM：0.010％以下、Mg：0.070％以下中的任意1种或2种以上。
5.根据权利要求3所述的低温用钢板，其特征在于，所述A组中，以质量％计，含有Mo：大于0.10％且0.30％以下。
6.根据权利要求4所述的低温用钢板，其特征在于，所述A组中，以质量％计，含有Mo：大于0.10％且0.30％以下。
7.根据权利要求3所述的低温用钢板，其特征在于，所述B组中，以质量％计，含有Cr：小于0.20％。
8.根据权利要求4所述的低温用钢板，其特征在于，所述B组中，以质量％计，含有Cr：小于0.20％。
9.根据权利要求5所述的低温用钢板，其特征在于，所述B组中，以质量％计，含有Cr：小于0.20％。
10.根据权利要求6所述的低温用钢板，其特征在于，所述B组中，以质量％计，含有Cr：小于0.20％。
11.一种低温用钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3～10中任意一项所述的组成的钢材，加热至1000℃～1200℃，实施将950℃以下且大于840℃的温度区域的累积压下率设定为30％以上，将840℃以下的温度区域的累积压下率设定为30％～75％，将轧制结束温度设定为820℃以下700℃以上的热轧后，将钢板板厚(1/2)t位置处的温度中至少550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度设定为1℃/s以上，将冷却结束温度设定为300℃以下而实施冷却，其后，在550℃～650℃的温度区域进行回火。
12.一种低温用钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3～10中任意一项所述的组成的钢材加热至1000℃～1200℃，将950℃以下且大于840℃的温度区域的累积压下率设定为30％以上，将840℃以下的温度区域的累积压下率设定为30％～75％，将轧制结束温度设定为850℃以下730℃以上而实施热轧后，将钢板板厚(1/2)t位置处的温度中至少550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度设定为1℃/s以上，将冷却结束温度设定为300℃以下而实施冷却，接着，加热至650℃以上且小于Ac3相变点的温度区域后，进行中间热处理：实施将钢板板厚(1/2)t位置处的温度中至少550℃以下300℃以上的温度区域的平均冷却速度设定为3℃/s以上，将冷却结束温度设定为200℃以下的冷却；其后，在500℃～650℃的温度区域进行回火。
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