极低温韧性优异的厚钢板技术领域
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℃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℃以下这一极低温下的用途中所使用的厚钢板。
背景技术
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℃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。
例如在非专利文献1中，记述了关于α-γ2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α-γ2相共存域(Ac1～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℃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，虽然轧制方向(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。
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轧之后，加热至Ac1～Ac3间，
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Ac1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％，
使热轧前的AlN的大小处于1μm以下的钢，进行与上述专利文献1同样
的热处理(L处理→回火处理)的方法。这些方法中记述的-196℃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。
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
记述轧制方向(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。
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O(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℃)，5％邻域的Ni钢的上述特性为-140℃，要求进一
步改善。
【现有技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本国特开昭49-135813号公报
【专利文献2】日本国特开昭51-13308号公报
【专利文献3】日本国特开2001-123245号公报
【非专利文献】
【非专利文献1】矢野等，“α-γ2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
【非专利文献2】古谷等，“LNG罐用6％Ni钢的开发”，CAMP-ISIJ，
Vol.23(2010)，p1322
如上述，至今为止，在Ni含量为5.0～7.5％左右的Ni钢中-196℃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高(C方向下的
极低温韧性提高)。
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
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℃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％。
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％)、Al：0.005～0.050％、
Ni：5.0～7.5％、N：0.010％以下(不含0％)，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0.1μm的Mn
系夹杂物的含量为0.001～0.07质量％，并且，在-196℃下存在的残留奥
氏体相的分率为2.0～12.0体积％。
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％)。
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。
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。
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％)。
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。
在本发明的优选的实施方式中，设-196℃下存在的残留奥氏体相的
分率为V(体积％)，最大直径大于0.1μm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。
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℃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℃下的脆性断面率≤10％(优选为-233℃下
的脆性断面率≤50％)。
具体实施方式
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℃下存在的残
留奥氏体相(残留γ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0.1μm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。
以下，对于达成本发明的原委进行说明。
本发明者们为了提供在Ni含量为7.5％以下的Ni钢中，-196℃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℃下的脆性断面率≤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。
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℃下存在的残留奥氏体(残留γ)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α-γ2相共存域(Ac1～
Ac3间)进行热处理(L处理)之后，以Ac1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℃下
的脆性断面率≤10％)。
因此进一步反复研究的结果证实，为了得到期望的极低温韧性优异的
厚钢板，虽然是基本上沿袭上述技术，但在厚钢板及其制造方法中，重新
附加要件不可欠缺。详细地说就是判明，(i)在厚钢板中，除了使-196℃
下的残留γ相在2.0～12.0体积％的范围内存在以外，为了抑制使韧性劣化
的粗大夹杂物和固定固溶S(＝减少固溶S量)，有效的是将最大直径大
于0.1μm的Mn系夹杂物的含量控制在0.001～0.07质量％的范围内。
而且也证实，(ii)为了制造这样的厚钢板，有效的是控制钢液阶段的
Al添加前的溶存氧量(游离O量)，和热轧后的在Ac1～Ac3间进行热处理
(L处理)→在既定温度域进行回火处理，除此之外，(ii-1)还进行钢
液阶段的进一步控制，和(ii-2)进行轧制前的加热温度的控制。具体来
说是证实，(ii-1)在钢液阶段，使Al添加前的游离氧浓度为100ppm以
下，并且，将铸造时的1500～1450℃的冷却时间(t2)控制在300秒以下，
(ii-2)在轧制前的加热阶段，将加热温度降低至1060℃以下有效。
此外还发现，(iii)在上述(i)中，设-196℃下存在的残留奥氏体相
的分率为V(体积％)，最大直径大于0.1μm的Mn系夹杂物的含量为W
(质量％)时，如果将V/W所表示的C值控制在150以上，则即使在比
-196℃更低温的-233℃下，也能够将脆性断面率保持在50％以下的良好
的水平，从而完成了本发明。
在本说明书中，所谓“极低温韧性优异”，是根据后述实施例一栏中
所述的方法，测量C方向(板宽方向)的摆锤冲击吸收试验中的脆性断面
率时，满足-196℃下的脆性断面率≤10％。在后述的实施例中，没有测量
L方向(轧制方向)的脆性断面率，但基于经验法则，如果C方向的脆性
断面率在10％以下，则L方向的脆性断面率也必然为10％以下。
在本说明书中所谓“厚钢板”，意思是钢板的厚度大致为6～50mm。
另外在本发明中，以满足抗拉强度TS＞690MPa、屈服强度YS＞
590MPa的高强度厚钢板为对象。
以下，对于本发明的厚钢板详细地进行说明。
如上述本发明的厚钢板，其具有的特征在于，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％)、Al：0.005～0.050％、Ni：
5.0～7.5％、N：0.010％以下(不含0％)，余量是铁和不可避免的杂质的厚
钢板，在-196℃下存在的残留奥氏体相为2.0～12.0体积％，并且，最大
直径大于0.1μm的Mn系夹杂物的含量为0.001～0.07质量％。
首先，对于钢中成分进行说明。
C：0.02～0.10％
C对于确保强度和残留奥氏体是必须的元素。为了有效地发挥这样的
作用，使C量的下限为0.02％以上。C量的优选下限为0.03％以上，更优
选为0.04％以上。但是，若过剩地添加，则强度过大的上升导致极低温韧
性降低，因此使其上限为0.10％。C量的优选的上限为0.08％以下，更优
选为0.06％以下。
Si：0.40％以下(不含0％)
Si是作为脱氧材有用的元素。但是，若过剩地添加，则硬质的岛状马
氏体相的生成被促进，极低温韧性降低，因此使其上限为0.40％以下。Si
量的优选的上限为0.35％以下，更优选为0.20％以下。
Mn：0.50～2.0％
Mn是奥氏体(γ)稳定化元素，是有助于残留γ量的增加的元素。为
了有效地发挥这样的作用，使Mn量的下限为0.50％。Mn量的优选的下
限为0.6％以上，更优选为0.7％以上。但是，若过剩地添加，则带来回火
脆化，希望的极低温韧性，因此使其上限为2.0％以下。Mn量的优选的上
限为1.5％以下，更优选为1.3％以下。
P：0.007％以下(不含0％)
P是构成晶界断裂的原因的杂质元素，为了确保希望的极低温韧性，
使其上限为0.007％以下。P量的优选的上限为0.005％以下。虽然P量越
少越好，但工业上使P量为0％有困难。
S：0.007％以下(不含0％)
S与上述P同样，也是构成晶界断裂的原因的杂质元素，为了确保希
望的极低温韧性，使其上限为0.007％以下。如后述的实施例所示，若S
量多，则脆性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性(-196℃下的脆
性断面率≤10％)。另外，若S量过多，则希望的Mn系夹杂物的量变多，
极低温韧性仍然降低。S量的优选的上限为0.005％以下。虽然S量越少越
好，但工业上使S量为0％有困难。
Al：0.005～0.050％
Al是脱氧元素。若Al的含量不足，则钢中的氧浓度上升，粗大的Al
系夹杂物的量增加，对希望的Mn系夹杂物量的控制造成不利影响(详情
后述。)，因此使其下限为0.005％以上。Al量的优选的下限为0.010％以上，
更优选为0.015％以上。但是，若过剩地添加，则Al系夹杂物的凝聚和合
并被促进，仍然会对希望的Mn系夹杂物量的控制造成不利影响，因此使
其上限为0.050％以下。Al量的优选的上限为0.045％以下，更优选为0.04％
以下。
Ni：5.0～7.5％
Ni在确保用于提高极低温韧性的残留奥氏体(残留γ)上是必须的元
素。为了有效地发挥这样的作用，使Ni量的下限为5.0％以上。Ni量的优
选的下限为5.2％以上，更优选为5.4％以上。但是，若过剩地添加，则招
致原料的高成本，使其上限为7.5％以下。Ni量的优选的上限为7.0％以下，
更优选为6.5％以下，进一步优选为6.0％以下。
N：0.010％以下(不含0％)
N由于应变时效而使极低温韧性降低，因此使其上限为0.010％以下。
N量的优选的上限为0.006％以下，更优选为0.004％以下。
本发明的厚钢板含有上述成分作为基本成分，余量是铁和不可避免的
杂质。
在本发明中，以赋予更高特性为目的，能够含有以下的选择成分。
Cu：1.0％以下(不含0％)
Cu是γ稳定化元素，是有助于残留γ量的增加的元素。为了有效地发
挥这样的作用，优选使Cu含有0.05％以上。但是，若过剩地添加，则招
致强度的显著增加，得不到希望的极低温韧性效果，因此优选使其上限为
1.0％以下。Cu量的更优选的上限为0.8％以下，进一步优选为0.7％以下。
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
Cr和Mo均是强度提高元素。这些元素可以单独添加，也可以两种并
用。为了有效地发挥上述作用，优选使Cr量为0.05％以上，使Mo量为
0.01％以上。但是，若过剩地添加，则招致强度的显著增加，不能确保希
望的极低温韧性，因此使Cr量的优选的上限为1.20％以下(更优选为1.1％
以下，进一步优选为0.9％以下，更进一步优选为0.5％以下)，使Mo量的
优选的上限为1.0％以下(更优选为0.8％以下，进一步优选为0.6％以下)。
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
Ti、Nb和V均作为氮化物析出，是使强度上升的元素。这些元素可
能单独添加，也可以两种以上并用。为了有效地发挥上述作用，优选使Ti
量0.005％以上，Nb量为0.005％以上，V量为0.005％以上。但是，若过
剩地添加，则招致强度的显著增加，不能确保希望的极低温韧性，因此使
Ti量的优选的上限为0.025％以下(更优选为0.018％以下，进一步优选为
0.015％以下)，使Nb量的优选的上限为0.100％以下(更优选为0.05％以
下，进一步优选为0.02％以下)，使V量的优选的上限为0.50％以下(更
优选为0.3％以下，进一步优选为0.2％以下)。
B：0.0050％以下(不含0％)
B是通过提高淬火性而有助于强度提高的元素。为了有效地发挥上述
作用，优选使B量为0.0005％以上。但是，若过剩地添加，则带来强度的
显著增加，不能确保希望的极低温韧性，因此使B量的优选的上限为
0.0050％以下(更优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0020％以下)。
从Ca：0.0030％以下(不含0％)、REM(稀土类元素)：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
Ca、REM和Zr均是强脱氧元素，通过添加，与只添加Si、Al的情况
比较，钢中的氧浓度降低，粗大夹杂物减少。这些元素可能单独添加，也
可以两种以上并用。为了有效地发挥上述作用，优选使Ca量为0.0005％
以上，使REM量(以下记述的REM，单独含有时为单独的含量，含有两
种以上时，为其合计量。以下，涉及REM量均同。)为0.0005％以上，使
Zr量为0.0005％以上。但是，若过剩地添加，则粗大的夹杂物化反而增加，
极低温韧性降低，因此使Ca量的优选的上限为0.0030％以下(更优选为
0.0025％以下)，使REM量的优选的上限为0.0050％以下(更优选为
0.0040％以下)，使Zr量的优选的上限为0.005％以下(更优选为0.0040％
以下)。
在本说明书中，所谓REM(稀土类元素)，是镧系元素(在周期表中，
从原子序数57的La到原子序数71的Lu的15种元素)，加上Sc(钪)
和Y(钇)的元素群，其能够单独使用或两种以上并用。优选的稀土类元
素是Ce、La。REM的添加形态未特别限定，可以是以主要含Ce和La的
混合稀土金属(例如Ce：约70％左右，La：约20～30％左右)的形态添
加，或者也可以是以Ce、La等的单体添加。
以上，对于本发明的钢中成分进行了说明。
此外本发明的厚钢板，在-196℃下存在的残留γ相满足2.0～12.0体
积％(优选为4.0～12.0体积％)。
在-196℃下存在的残留γ，已知有助于极低温韧性的提高。为了有效
地发挥这样的作用，使-196℃下存在的全部组织中所占的残留γ相的分
率为2.0体积％以上。但是，残留γ与基体相比，比较软质，若残留γ量
过剩，则YS不能确保预定值，因此使其上限为12.0体积％。关于残留γ
相的体积分率，优选的下限为4.0体积％以上，更优选的下限为6.0体积％
以上，优选的上限为11.5体积％以下，更优选的上限为11.0体积％以下。
还有，在本发明的厚钢板中，在-196℃下存在的组织之中，残留γ
相的体积分率的控制很重要，关于残留γ以外的其他的组织，则没有任何
限定，作为厚钢板中通常存在的组织即可。作为残留γ以外的组织，例如，
可列举贝氏体、马氏体、渗碳体等的碳化物等。
此外本发明的厚钢板，存在地钢中的最大直径大于0.1μm的Mn系夹
杂物的含量满足0.001～0.07质量％。如果以与前述现有技术的对比而言，
则本发明的厚钢板，其具有的最大的特征在于，上述Mn系夹杂物的含量
被控制在既定范围。
即，为了一边确保高强度，一边改善极低温下的脆性断面率，需要减
少会成为脆性断裂的起点的夹杂物量。本发明者们着眼于夹杂物之中特别
是Mn系夹杂物而反复研究，其结果判明，若存在于钢中的最大直径大于
0.1μm的Mn系夹杂物的含量高于0.07质量％，则不能确保希望的脆性断
面率(参照后述的实施例的表2B的No.29、39)。另一方面也判明，在
Mn系夹杂物中包含MnS，但Mn系夹杂物的含量低于0.001质量％时，使
韧性劣化的固溶S无法作为Mn系夹杂物被固定，若钢中的固溶S量变多，
则仍然不能确保希望的脆性断面率(参照后述的实施例的表2B的No.40)。
上述Mn系夹杂物的优选含量为0.007质量％以上，0.065质量％以下，更
优选为0.015质量％以上，0.06质量％以下。
上述Mn系夹杂物的测量方法，在后述的实施例一栏中详述。
在此，“Mn系夹杂物”的组成，只要含有Mn则没有特别限定。另外，
“Mn系夹杂物”的夹杂物的种类也没有特别限定，例如Mn的氧化物，
除了可列举Mn的硫化物、Mn的氮化物、Mn的氧氮化物等的单独粒子以
外，还可以列举这些单独粒子物为两种以上复合的复合物，或者这些单独
粒子与其他的元素结合的复合粒子等。作为上述复合物，例如，可列举
Al系氧化物和Mn系硫化物的复合夹杂物等。其中，如果从更有效地发挥
来自Mn系夹杂物对固溶S的固定化作用等观点出发，特别是优选使用
MnS等的Mn的硫化物。
还有，如果只是从夹杂物控制这一观点出发，则前述的专利文献3中
也公开有类似的技术，但夹杂物控制的方向与本发明大相径庭。即，在上
述专利文献3中，特别着眼于Mg，通过使尺寸在2μm以下的含Mg氧化
物粒子大量分散，从而抑制高温下的奥氏体晶粒的粗大化，以改善韧性，
相对于此，在本发明中，着眼于对使韧性劣化的固溶S的固定化有用的
Mn，固定并减少使韧性降低的固溶S，两者作为控制对象的夹杂物的组成
和夹杂物控制有所不同。
此外，为了得到更优异的极低温韧性(具体来说，为了将-233℃下
的脆性断面率保持在50％以下的水平)，设-196℃下存在的残留奥氏体相
的体积分率为V(体积％)，设最大直径大于0.1μm的Mn系夹杂物的含量
为W(质量％)时，优选将V/W表示的C值控制在150以上。上述C值
更优选为300以上，进一步优选为1000以上。还有，上述C值的上限，
从上述特性提高的观点出发没有特别限定，但从上述V、上述W的范围
看，C值的上限被控制在12000以下。
接着，对于本发明的厚钢板的制造方法进行说明。
首先，为了将作为本发明的特征部分之一的、-196℃下存在的残留γ
相的体积分率(V)控制在既定范围，有效的是在热轧后，在Ac1～Ac3点
的温度范围加热、保持后，在520℃～Ac1点的温度范围进行10～60分钟
回火处理。
另外，为了将作为本发明的另一特征部分的、粗大的Mn系夹杂物的
含量(W)控制在既定范围，有效的是以如下方式控制在熔炼阶段、和轧
制前的加热温度。
即有效的是，在钢液阶段，将Al添加前的游离氧量[O]控制在100ppm
以下，将铸造时的1500～1450℃的冷却时间(t2是板坯厚t的t/2位置的
值)控制在300秒以下。另外，轧制前的加热温度控制在1060℃以下有效。
关于这一点，若详细地说明，则首先，在铸造时，Mn系夹杂物以熔
点比Mn系夹杂物高的其他的夹杂物(主要由Al系夹杂物等构成，以下，
称为高熔点夹杂物。)为核，形成于高熔点夹杂物的表面。因此，需要控
制高熔点夹杂物的表面积(尺寸×数量)。若高熔点夹杂物的表面积变小，
则形成于该高熔点夹杂物的表面的Mn系夹杂物达到生长极限，在钢中所
占的最大直径大于0.1μm的Mn系夹杂物量高于0.07质量％。在高熔点夹
杂物之中，在熔液中生成的Al系夹杂物由于凝聚·合并，其表面积容易
变小，但通过控制铸造时的1500℃～1450℃的冷却时间，其举动受到抑制，
结果判明，能够适当地控制上述Mn系夹杂物的含量。如后述实施例所示，
若铸造时的1500℃～1450℃的冷却时间(表2中为t2)超过300秒，则由
于上述机理，Mn系夹杂物向Al系夹杂物上的复合生成·生长被助长，最
终，上述Mn系夹杂物量的量高于0.07质量％，极低温韧性降低(参照后
述的表2B的No.39)。
另外，铸造时所形成的上述Mn系夹杂物会含有MnS，但由于轧制前
的加热温度，存在其一部分熔化而生成作为韧性降低的要因的固溶S的情
况。在本发明中，因为将轧制前的加热温度控制在1060℃以下，所以轧制
前的加热阶段的Mn系夹杂物的熔化受到抑制，并且基体的旧γ粒径的粗
大化将得到抑制。其结果在于，可确保一部分熔化的Mn系夹杂物的再析
出尺寸，使Mn系夹杂物的再析出得到促进。轧制前的加热温度高于1060℃
时，上述作用无法有效地发挥，大于0.1μm的Mn系夹杂物量低于0.001
质量％(参照后述表2B的No.40)。
另外，为了将上述C值(V/W)控制在150以上，有效的是在上述制
造方法之中，特别将游离氧量[O]控制在60ppm以下。
以下，对于各工序进行详述。
(关于熔炼工序)
在本发明中，Al系夹杂物由于凝聚·合并而粗大化，容易形成作为脆
性断裂的起点的粗大的夹杂物，基于这一观点而特别注意Al的添加方法，
以避免这样的粗大的Al系夹杂物生成。
首先，在钢液中添加作为脱氧材的Al时，将Al添加前的游离氧量(溶
存氧量，有简述为[O]量的情况。)控制在100ppm以下。这是由于，若
[O]量高于100ppm，则Al添加时生成的夹杂物尺寸变大，结果是不能
适当控制Mn系夹杂物，不能实现希望的极低温韧性。[O]量越少越好，
优选为80ppm以下，更优选为50ppm以下。还有，[O]量的下限，从使
粗大夹杂物微细化这一观点出发而没有特别限定。
如上述作为控制[O]量的方法，例如，可列举在钢液中添加Mn、
Si的脱氧元素而进行脱氧的方法。除了上述元素以外，在作为选择成分而
添加Ti、Ca、REM、Zr等的脱氧材时，通过其添加也能够控制[O]量。
为了控制Al系夹杂物，重要的是控制Al添加前的[O]量，Al与其
他的脱氧元素的添加顺序无所谓。但是，若在[O]量高的状态下添加Al，
则由于氧化反应，钢液的温度上升，操作上危险，因此优选在Al之前添
加Si、Mn。另外，Ti等的上述选择成分，优选在Al的添加后添加到钢液
中。
接着，开始铸造。铸造时的温度范围大致在1650℃以下，但在本发明
中，特别重要的是将1500～1450℃的温度范围内的冷却时间(t2)控制在
300秒以下，由此判明，本发明中作为对象的Mn系夹杂物得到恰当地微
细化，能够确保适当的量。若t2超过300秒，则以上述Al系夹杂物为核，
二次夹杂物复合性地生成，由此，尺寸大的Mn系夹杂物大量生成，无法
发挥希望的极低温韧性(参照后述的表2B的No.39)。若从上述观点出发，
则t2越短越好，优选为290秒以下，更优选为280秒以下。t2的下限从，
上述观点出发没有特别限定，但若考虑实际操作等，则优选大致为100秒
以上。
还有，在本发明中，之所以在铸造时的温度范围之中特别着眼于
1500～1450℃的温度范围，是由于在该温度范围，铸造时的凝固进行，成
分向钢液的稠化进行，从而是夹杂物的生长被促进的温度区间。
另外，上述1500～1450℃的温度范围，意思是板坯厚t的中心部(t/2)
的温度。板坯厚度大致为150～250mm，表面温度与中心部的温度相比，
处于大约低200～1000℃左右的倾向。因为表面温度其温差的偏差大，所
以将偏差小的中心部(厚度t×1/2的邻域)的温度作为对象。板坯厚度的
中心部的温度，能够将热电偶插入铸模中进行测量。
在本发明中，将1500～1450℃的温度范围内的冷却时间(t2)控制在
300秒以下即可，没有限定其手段。例如，可以使上述温度范围内的冷却
时间为300秒以下，而对于该温度范围以等速约0.17℃/秒以下的平均冷却
速度进行冷却，或者，也可以使上述温度范围的冷却时间处于300秒以下，
而以不同的冷却速度进行冷却。
另外，在本发明中，对于上述温度范围以外的铸造时的温度范围的冷
却方法没有任何限定，能够采用通常的方法(空冷或水冷)。
如上述这样进行铸造后，加热并热轧，供热处理。
在本发明中，将热轧前的加热温度控制在1080℃以下。由此，能够将
Mn系夹杂物的含量控制在适当的范围。若热轧前的加热温度高于1080℃，
则Mn系夹杂物的含量减少，得不到希望的极低温韧性(参照后述表2B
的No.40)。
上述加热温度优选为1070℃以下，更优选为1060℃以下。上述加热
温度的下限，若考虑由于加热温度低温化而导致轧制温度降低，轧制负荷
变大，生产率降低等，则优选为900℃以上，更优选为950℃以上。
上述加热温度区间的加热时间，优选为大致0.5～5小时。如果上述加
热时间低于0.5小时，则存在无法加热至板坯中心等的问题。另一方面，
若上述加热时间超过5小时，则生产率降低。考虑考虑这些，则更优选为
0.75小时以上，4小时以下。
接着进行热轧。热轧工序未特别限定，能够以可得到既定的板厚的方
式，采用通常所用的方法，调节(终轧)温度和压下量等即可。
热轧之后，加热至Ac1～Ac3点的温度范围(TL)，保持之后，进行水
冷。该处理相当于前述现有技术所述的L处理，由此，能够在既定量的范
围确保-196℃下稳定存在的残留γ。
详细地说，加热至Ac1～Ac3点的二相域[铁素体(α)-γ]温度(TL)。
通过加热至这一温度区间，Ni等的合金元素在生成的γ相中浓缩，能够得
到在室温下以亚稳态存在的残留亚稳γ相。低于Ac1点或高于Ac3点时，
结果是不能充分地确保-196℃下的残留γ相。优选的加热温度大致为660
～710℃。
上述二相域温度下的加热时间(保持时间，tL)，优选大致为10～50
分。低于10分钟时，合金元素向γ相的浓缩未充分进行，另一方面，超
过50分钟时，α相退火，强度降低。优选的加热时间的上限为30分钟。
此外，通过使上述加热时间为15分钟以上，可确保-196℃下的残留
γ相的体积分率为4.0体积％以上，由此，将可确保在-233℃下的脆性断
面率为50％以下，甚至即使在更低的极低温下，也可确保良好的韧性。要
有效地发挥这样的效果时的更优选的下限为5.0体积％以上。还有，优选
的加热时间的上限与上述相同(30分钟以下)。
接着，水冷至室温后，进行回火处理。回火处理以Ac1点以下的温度
(T3)进行10～60分钟(t3)。由此，回火之时，C浓缩到残留亚稳γ中，
残留亚稳γ相的稳定度增加，因此能够得到即使在-196℃下也稳定存在
的残留γ相。回火温度T3高于Ac1点，或回火时间t3低于10分钟时，C
向残留亚稳γ相中的浓缩未充分进行，不能确保希望的-196℃下的残留γ
量[参照后述的表2B的No.26(T3高的例子)]。另一方面，若回火时间
t3超过60分钟，则-196℃下的残留γ相过剩生成，将不能确保既定的强
度[参照后述的表2B的No.27(t3长的例子)]。
还有，回火温度T3的下限，从上述观点出发没有特别限定，但若考
虑充分促进钢中元素的扩散，使位错密度降低等，则优选大致为400℃以
上。
优选的回火处理条件为，回火温度T3：570～620℃，回火时间t3：
15分钟以上，45分以下(更优选为35分以下，进一步优选为25分钟以
下)。
如上述进行回火处理之后，冷却至室温。冷却方法未特别限定，空冷
或水冷均可以。
在本说明书中，Ac1点和Ac3点，基于下式计算(“讲座·现代的金属
学材料编4铁钢材料”，来自社团法人日本金属学会)。
Ac1点＝723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]
+290×[As]+6.38×[W]
Ac3点＝910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]
+31.5×[Mo]+13.1×[W]
上述式中，[]意思是钢材中的合金元素的浓度(质量％)。还有，在
本发明中，因为As和W未被作为钢中成分含有，所以在上式中，[As]
和[W]均作为0％计算。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限
制，在能够符合前·后述的宗旨的范围内也可能加以变更实施，这些均包
含在本发明的技术范围。
实施例1
使用真空熔炉(150kgVIF)，以表2所示的熔炼条件，熔炼表1所示
的成分组成(余量：铁和不可避免的杂质，单位是质量％)的供试钢，铸
造后，通过热锻，制作150mm×150mm×600mm的钢锭。在本实施例中，
作为REM，使用含有Ce约50％，La约25％的混合稀土金属。另外，脱
氧元素的添加顺序，不含选择成分时，为Si、Mn(同时添加)→Al；另
一方面，含有Ti、REM、Zr、Ca的选择成分时，为Si、Mn(同时添加)
→Al→Ti→REM、Zr、Ca(同时添加)。另外，表2中，[O]是Al添加前
的溶存氧量(ppm)，t2是铸造时的1500～1450℃的冷却时间(秒)。1500～
1450℃的冷却，通过空冷或水冷，以达成上述冷却时间的方式加以控制。
接着，将上述的钢锭，以表2所述的“轧制前的加热温度”加热后，
以830℃以上的温度轧制到板厚75mm，以最终轧制温度780℃进行轧制之
后进行水冷，由此得到板厚25mm的厚钢板。将如此得到的钢板，加热至
表2所示的温度(表2中，TL)后，进行5～60分钟加热保持(参照表2
的tL)后，水冷至室温。接下来，如表2所示进行回火处理(T3＝回火温
度，t3＝回火时间)后，进行空冷或水冷直至室温。
对于如此得到的厚钢板，以如下方式，评价最大直径大于0.1μm的
Mn系夹杂物的含量(表2中记述为“W”)、-196℃下存在的残留γ相
的体积分率(表2中记述为“V”)、抗拉特性(抗拉强度TS，屈服强度
YS)、极低温韧性(-196℃或-233℃下的C方向的脆性断面率)。
(1)最大直径0.1μm超的Mn系夹杂物的含量的测量
钢板中存在的最大直径大于0.1μm的Mn系夹杂物的含量，通过如下
方式求得：从上述钢板的t/4位置(t：板厚)上，提取摆锤试验后的剩余
材料的断面正下方截面数mm(10mm×10mm×5mm左右)的试料，通过
电解提取法(碘-甲醇法)测量形成化合物的化合物型的Mn浓度(insol.Mn
量)。
具体来说，将试料浸渍在AA系电解液(乙酰丙酮-氯化四甲铵-甲
醇溶液)中，以20mA/cm2以下的条件进行恒电流电解。电解结束后，将
试料移入到加有了14％碘甲醇溶液(用脱水甲醇溶解140g碘，作为1L的
溶液)的烧杯内，用磁力搅拌器搅拌，对于试料表面的提取物进行超声波
剥离。接着，对于所得到的超声波剥离液，和前述的电解后的电解液进行
吸滤，使用阻挡滤片捕集。阻挡滤片使用材质为聚碳酸酯的膜滤器(孔径
0.1μm)。将残留在阻挡滤片上的残渣(析出物)，连同阻挡滤片一起移入
到铂坩埚中，用煤气燃烧器加热使之灰化。接着，在铂坩埚内加入熔剂(混
合有碳酸钠和四硼酸钠)，再度以煤气燃烧器加热，使残渣熔融。接着，
向该熔融物中添加酸(盐酸)和水进行溶解后，移入容量瓶，添加水而定
容(50mL)，以其作为分析液，使用ICP发光分析装置测量分析液中的
Mn量。如此测量的由ICP法检测到的化合物型的Mn量(g)作为(1)。
接下来，根据以上述方式测量出的由ICP法得到的化合物型的Mn量
(1)，与电解前后的试料的重量(g)的差(2)，基于下式，计算试料中
所含的化合物型Mn的含有率。
试料中所含的化合物型Mn的含有率(％)
＝由ICP法得到的化合物型的Mn量(1)/电解前后的试料的重量差(2)
×100
(2)在-196℃下存在的残留γ相的量(体积分率)的测量
从各钢板的t/4位置，提取10mm×10mm×55mm的试验片，以液氮温
度(-196℃)保持5分钟后，用リガク社制的二维微区X射线衍射装置
(RINT-RAPIDII)进行X射线衍射测量。接着，对于铁素体相的(110)、
(200)、(211)、(220)的各晶格面的峰值，和残留γ相的(111)、(200)、
(220)、(311)的各晶格面的峰值，基于各峰值的积分强度比，分别计算
残留γ相的(111)、(200)、(220)、(311)的体积分率，求得其平均值，
将其作为“残留γ的体积分率”。
(3)抗拉特性(抗拉强度TS，屈服强度YS)的测量
从各钢板的t/4位置，与C方向平行地提取JISZ2241的4号试验片，
以ZISZ2241所述的方法进行拉伸试验，测量抗拉强度TS和屈服强度YS。
在本实施例中，TS＞690MPa，YS＞590MPa的评价为母材强度优异。
(4)极低温韧性(C方向的脆性断面率)的测量
(4-1)-196℃下的脆性断面率的测量
从各钢板的t/4位置(t：板厚)且W/4位置(W：板宽)，以及t/4位
置且和W/2位置，与C方向平行地提取摆锤冲击试验片(JISZ2242的V
切口试验片)3个，以JISZ2242所述的方法，测量-196℃下的脆性断面
率(％)，计算各自的平均值。然后，如此计算的二个平均值之中，采用特
性差的(即，脆性断面率大的)一方的平均值，该值在10％以下的，在本
实施例中评价为极低温韧性优异。
(4-2)-233℃下的脆性断面率的测量
再对于一部分的数据(均为本发明例)，评价-233℃下的脆性断面率。
具体来说，从t/4位置且W/4位置提取试验片3个，以下面记述的方
法实施-233℃下的摆锤冲击试验，评价脆性断面率的平均值。本实施例
中，上述脆性断面率≤50％的，评价为-233℃下的脆性断面率优异。
“高压气体”，第24卷181页，“奥氏体系不锈钢铸钢的极低温冲
击试验”
这些结果一并记述在表2中。为了参考，在表1和表2也一并记述
Ac1点和Ac3点。
【表1A】
【表1B】
【表2A】
【表2B】
由表2能够进行如下考察。
首先，表2A的No.1～22分别是使用表1A的No.1～22的钢，全部
满足本发明的要件的例子。如表2A所示，根据上述本发明例，能够提供
即使母材强度高，在-196℃下的极低温韧性(详细地说，就是C方向的
脆性断面率的平均值≤10％)也优异的厚钢板。
相对于此，表2B的No.23～42，因为不满足本发明中规定的钢中成
分或优选的制造条件的至少一方，所以是不满足本发明的要件的比较例，
得不到希望的特性。
具体来说，No.23是使用了C量多的表1B的No.23的例子，脆性断
面率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.24是使用了P量多的表1B的No.24的例子，脆性断面率增加，
不能实现希望的极低温韧性。
No.25使用Si量多的表1B的No.25，并且，以高于二相域温度(TL)
的温度进行加热，因此是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断面率也
增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.26使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.26，但回火温
度(T3)高，因此是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断面率也增加，
不能实现希望的极低温韧性。
No.27使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.27，但回火时
间(t3)长，因此残留γ量增加，不能确保希望的母材强度。
No.28因为使用了Mn量少的表1B的No.28，所以是残留γ量不足的
例子。其结果是，脆性断面率也增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.29是使用了S量多的表1B的No.29的例子。因此，尽管将热轧
前的加热温度控制在本发明优选的范围(1060℃以下)，但由于Mn系夹
杂物的量增加，导致脆性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.30因为使用了C量少，Al量多，Ni量少的表1B的No.30，所以
是残留γ量不足的例子。其结果是，脆性断面率也增加，不能实现希望的
极低温韧性。此外TS和YS也降低。
No.31使用了Al量少，N量多的表1B的No.31，因此脆性断面率增
加，不能实现希望的极低温韧性。
No.32因为使用了作为选择成分的Cu量和Ca量多的表1B的No.32，
所以强度显著的上升导致脆性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.33使用了作为选择成分的Cr量和Zr量多的表1B的No.33，因
此强度的显著上升导致脆性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.34使用了作为选择成分的Nb量和REM量多的表1B的No.34，
因此脆性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.35因为使用了作为选择成分的Mo量多的表1B的No.35，所以脆
性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.36因为使用了作为选择成分的Ti量多的表1B的No.36，所以脆
性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.37因为使用了作为选择成分的V量多的表1B的No.37，所以强
度的显著上升导致脆性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.38使用了作为选择成分的B量多的表1B的No.38，因此脆性断面
率增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.39虽然使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.39，但铸
造时的1500～1450℃的冷却时间(t2)长，因此希望的Mn系夹杂物的量
多。其结果是，脆性断面率也增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.40是使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.40，但轧制
前的加热温度高的例子。因此，Mn系夹杂物的含量低于0.001质量％，脆
性断面率增加，不能实现希望的极低温韧性。还有，表2B中，No.40的
“V/W”一栏的W值(Mn系夹杂物的含量)低于0.001质量％，因此不
能进行计算，为空栏。
No.41使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.41，但以低于
二相域温度(TL)的温度进行加热，因此是残留γ量不足的例子。其结果
是，脆性断面率也增加，不能实现希望的极低温韧性。
No.42使用了钢中成分满足本发明的要件的表1B的No.42，但因为超
过在二相域温度下的加热时间(tL)而进行加热，所以强度降低。
此外，表2A的本发明例(No.1～22)之中，除了No.4、10、14、15、
17的上述本发明例，因为将Al添加前的游离氧量[O]控制在60ppm以
下，C值调整到150以上，所以-233℃下的脆性断面率也良好。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和
范围而能够加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。
本申请基于2013年4月17日申请的日本专利申请(专利申请2013
-086852)，其内容在此参照并援引。
【产业上的可利用性】
本发明的厚钢板，例如作为LNG的储藏罐和运输船用有用。