极低温韧性优异的厚钢板的利记博彩app
【技术领域】
[0001] 本发明涉及极低温韧性优异的厚钢板，详细地说，是涉及即使Ni含量减少至 5. 0~7. 5%左右，-196°C以下的极低温下的韧性[特别是板宽方向（C方向）的韧性]仍 良好的厚钢板。以下虽是以上述曝露在极低温下的面向液化天然气（LNG)的厚钢板（代表 性的有储藏罐、运输船等）为中心进行说明，但本发明的厚钢板并没有限定于此的意思，而 是可全面适用于曝露在_196°C以下这一极低温下的用途中所使用的厚钢板。
【背景技术】
[0002] 用于液化天然气（LNG)的储藏罐的LNG罐用厚钢板，除了要求有高强度以外，还要 求有可耐受_196°C的极低温的高韧性。至今为止，作为用于上述用途的厚钢板，使用的是含 有9%左右的Ni (9% Ni钢）的厚钢板，而近年来，因为Ni的价格上升，所以低于9%的，甚 至在很少的Ni含量下，极低温韧性仍优异的厚钢板的开发被推进。
[0003]例如在非专利文献1中，记述了关于a - y 2相共存域热处理对6% Ni钢的低温 韧性造成的影响。详细地说记载有如下等：在回火处理之前，通过施加在a-Y2相共存域 (Acl~Ac3间）的热处理（L处理），能够带来与受到普通的淬火回火处理的9% Ni钢同等 以上的、-196°C下的极低温韧性；该热处理另外还使C方向（板宽方向）试验片的韧性提 高；这些效果是基于有大量的微细且面对极低温下的冲击载荷仍保持稳定的残留奥氏体的 存在。但是，根据上述方法，虽然乳制方向（L方向）的极低温韧性优异，但是板宽方向（C 方向）的极低温韧性有比L方向差的倾向。另外，没有脆性断面率的记载。
[0004]与上述非专利文献1同样的技术，记载于专利文献1和专利文献2中。其中，专利 文献1中记述有一种方法，其是对于含有Ni为4. 0~10%，奥氏体粒度等被控制在既定范 围内的钢进行热乳之后，加热至Ad~，接着进行冷却的处理（相当于上述非专利文献 1所述的L处理），将这一处理重复1次或2次以上后，以^相变点以下的温度进行回火的 方法。另外，在专利文献2中记述有一种方法，其是对于含有Ni为4. 0~10%，使热乳前的 AlN的大小处于I y m以下的钢，进行与上述专利文献1同样的热处理（L处理一回火处理） 的方法。这些方法中记述的_196°C下的冲击值（vE 196)，有可能是推测L方向的，而C方向 的上述韧性值不明。另外，这些方法中并未对强度予以考虑，没有脆性断面率记载。
[0005] 另外，在非专利文献2中，记载有有关上述的L处理（二相域淬火处理）和TMCP 加以组合的LNG罐用6%Ni钢的开发。根据该文献，虽然记述乳制方向（L方向）的韧性显 示出高的值，但是没有记述板宽方向（C方向）的韧性值。
[0006]在专利文献3中，记述有一种含有0. 3~10%的Ni，和既定量的Mg，既定粒径的含 Mg氧化物粒子被适当分散的、570MPa级以上的焊接部韧性优异的高韧性高张力钢。在上述 专利文献3中记述：通过含Mg氧化物的控制，加热奥氏体粒径得到微细化，母材和焊接热影 响部（HAZ)的韧性提高；为此，重要的是脱氧元素添加前的0(氧）量，和Mg与其他的脱氧 元素的添加顺序，在溶存氧量为0.001~0.02%的钢液中同时添加Mg、Ti、Al后，进行铸造 而成为钢坯，或在Mg、Ti、Al的添加时，最后添加Al后，进行铸造而成为钢坯。在上述专利 文献3的实施例中，记述有C方向的韧性值（断裂转变温度vTrs)，9% Ni钢的上述特性良 好（断裂转变温度vTrs < -196°C )，5%邻域的Ni钢的上述特性为-140°C，要求进一步改 善。
[0007] 【现有技术文献】
[0008] 【专利文献】
[0009] 【专利文献1】日本国特开昭49-135813号公报 [0010]【专利文献2】日本国特开昭51-13308号公报
[0011] 【专利文献3】日本国特开2001-123245号公报
[0012] 【非专利文献】
[0013] 【非专利文献1】矢野等，" a - y 2相共存域热处理对6% Ni钢的低温韧性带来的 影响"，铁与钢，第59年（1973)第6号，p752~763
[0014] 【非专利文献2】古谷等，"LNG罐用6% Ni钢的开发"，CAMP-ISIJ，Vol. 23 (2010)， P1322
[0015] 如上述，至今为止，在Ni含量为5. 0~7. 5 %左右的Ni钢中-196°C下的极低温韧 性优异的技术虽被提出，但C方向的极低温韧性未被充分研究。特别是强烈要求母材强度 高的（详细地说，抗拉强度TS > 690MPa，屈服强度YS > 590MPa)高强度下的极低温韧性进 一步提尚（C方向下的极低温初性提尚）。
[0016] 另外，在上述文献中，对于脆性断面率没有进行研究。脆性断面率表示摆锤冲击试 验中施加载荷时发生的脆性断裂的比例。在脆性断裂发生的部位，钢材达到断裂所吸收的 能量显著变小，致使断裂容易进行，因此在极低温韧性提高技术中，不仅通用的摆锤冲击值 (VE 196)的提高是重要的条件，使脆性断面率为10%以下也是极其重要的要件。但是，如上 述在母材强度高的高强度厚钢板中，满足脆性断面率的上述要件的技术还未提出。
【发明内容】
[0017] 本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种高强度厚钢板，其在Ni含量 为5. 0~7. 5%左右的Ni钢中，能够实现-196°C下的极低温韧性（特别是C方向的极低温 韧性）优异，脆性断面率< 10%。
[0018] 能够解决上述课题的本发明的极低温韧性优异的厚钢板，是以质量％计，含有C: 0? 02 ~0? 10%、Si :0? 40% 以下（不含 0% )、Mn :0? 50 ~2. 0%、P :0? 007% 以下（不含 0% )、S :0? 007% 以下（不含 0% )、A1 :0? 005 ~0? 050%、Ni :5. 0 ~7. 5%、N :0? 010% 以 下（不含〇 % )，余量是铁和不可避免的杂质的厚钢板，其具有的要旨在于，存在于钢中的最 大直径大于0.1 y m的Mn系夹杂物的含量为0. 001~0. 07质量％，并且，在-196°C下存在 的残留奥氏体相的分率为2. 0~12. 0体积％。
[0019] 在本发明的优选的实施方式中，上述钢板，还含有Cu :1.0%以下（不含0% )。
[0020] 在本发明的优选的实施方式中，上述钢板，还含有从Cr :1.20%以下（不含0% ) 和Mo :1. 0%以下（不含0% )所构成的群中选择的至少一种。
[0021] 在本发明的优选的实施方式中，上述钢板，还含有从Ti :0.025 %以下（不含 0% )、Nb :0? 100%以下（不含0% )和V :0? 50%以下（不含0% )所构成的群中选择的至 少一种。
[0022] 在本发明的优选的实施方式中，上述钢板，还含有B :0. 0050%以下（不含0% )。
[0023] 在本发明的优选的实施方式中，上述钢板，还含有从Ca :0.0030%以下（不含 0% )、REM :0? 0050%以下（不含0% )、和Zr :0? 005%以下（不含0% )所构成的群中选择 的至少一种。
[0024] 在本发明的优选的实施方式中，设_196°C下存在的残留奥氏体相的分率为V(体 积％ )，最大直径大于〇. I y m的Mn系夹杂物的含量为W(质量％ )时，由V/W表示的C值为 150以上。
[0025] 根据本发明，能够提供一种高强度厚钢板，其在Ni含量为5.0~7. 5%左右的Ni 钢中，即使母材强度高（详细地说，抗拉强度TS > 690MPa，屈服强度YS > 590MPa)，-196°C 以下的极低温韧性（特别是C方向的极低温韧性）也优异，满足-196°C下的脆性断面率 < 10% (优选为-233°C下的脆性断面率< 50% )。
【具体实施方式】
[0026] 本发明的厚钢板的特征部分在于，在Ni含量为5.0~7. 5%左右的Ni钢中，为了 进一步提高C方向的极低温韧性，（一）将_196°C下存在的残留奥氏体相（残留Y相）的 分率控制在2. 0~12. 0体积％，并且（二）将存在于钢中的最大直径大于0.1 y m的Mn系 夹杂物（以下，有仅称为Mn系夹杂物的情况。）的含量控制在0. 001~0. 07质量％。特别 是通过上述（二）的适当地控制Mn系夹杂物，从而固定使韧性劣化的固溶S，将其量抑制在 没有不良影响的范围，因此判明可实现非常优异的极低温韧性。
[0027] 以下，对于达成本发明的原委进行说明。
[0028] 本发明者们为了提供在Ni含量为7. 5%以下的Ni钢中，_196°C以下的极低温韧 性优异的厚钢板而反复研究。具体来说，在本发明中，从提供满足C方向的_196°C下的脆性 断面率彡10%、抗拉强度TS > 690MPa、屈服强度YS > 590MPa的全部特性的极低温韧性优 异的高强度厚钢板这一观点出发，首先，研究现有技术所述的文献示范的方法。
[0029] 在上述文献中教示有，为了提高5% Ni钢的极低温韧性，重要的是使_196°C下存 在的残留奥氏体（残留Y)稳定化。另外还教示有，若综合考虑制造方法，则推荐的方法 是在钢液阶段，控制脱氧元素添加前的溶存氧量，在此钢液中，最后添加Al而进行铸造，并 且在a - y 2相共存域（Acl~A J司）进行热处理（L处理）之后，以A ^相变点以下的温度 进行回火处理，由此，极低温韧性提高。但是，根据本发明者们的研究结果判明，根据上述方 法，虽然L方向的极低温韧性提高，但是C方向的极低温韧性不充分，不能实现本发明所揭 示的上述的目标水平（C方向的在_196°C下的脆