本发明涉及低温用含镍钢、即适合于-253℃附近的低温用途的含有镍(ni)的钢。
背景技术：
近年来，对于作为清洁能源的液态氢的利用的期待提高。对于储藏、运输液态氢等液化气体的罐(tank)所使用的钢板，要求优异的低温韧性，难以发生脆性破坏的奥氏体系不锈钢被使用。奥氏体系不锈钢虽然具有充分的低温韧性，但通用材料的在室温下的屈服应力为200mpa左右。
在将强度不充分的奥氏体系不锈钢应用于液态氢罐的情况下，罐的大型化存在极限。另外，若钢材的屈服应力为200mpa左右，则在罐的大型化时需要使板厚超过30mm，因此有时罐重量的增大、制造成本的增加成为问题。针对这样的课题，曾提出了一种在室温下的条件屈服强度(条件屈服应力：σ0.2)为450mpa的板厚5mm的奥氏体系高mn不锈钢(例如，参照专利文献1)。
作为代表性的液化气体的液化天然气(liquefiednaturalgas：lng)用的罐(有时称为lng罐)，使用了铁素体系的9％ni钢。虽说lng与液态氢相比为高温，但是9％ni钢具有优异的低温韧性。因此，以往就曾提出了适合于lng罐的各种的9％ni钢、7％ni钢(例如，参照专利文献2～4)。另外，9％ni钢也能够使在室温下的屈服应力为590mpa以上，也能够应用于大型的lng罐。
例如，在专利文献2中公开了一种含有5～7.5％的ni且在室温下的屈服应力高于590mpa、在-233℃下的夏比试验中的脆性断面率为50％以下的板厚25mm的低温用钢。在专利文献2中，使在-196℃下稳定的残余奥氏体的体积分率为2～12％来确保低温韧性。
另外，在专利文献3中公开了一种含有5～10％的ni且在室温下的屈服应力为590mpa以上的、应变时效后的在-196℃下的低温韧性优异的板厚6～50mm的低温用钢。在专利文献3中，通过将残余奥氏体的体积分率设为3％以上，将有效晶体粒径设为5.5μm以下，且向粒内的组织导入适度的缺陷，来确保应变时效后的低温韧性。
而且，在专利文献4中公开了一种含有7.5～12％的ni且不仅母材而且焊接热影响区的低温韧性也优异的6mm厚的低温用薄物镍钢板。在专利文献4中，将si及mn的含量降低以避免在焊接热影响区生成岛状马氏体，从而确保在-196℃下的低温韧性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国专利第5709881号公报
专利文献2：日本国特开2014-210948号公报
专利文献3：日本国特开2011-219849号公报
专利文献4：日本国特开平3-223442号公报
技术实现要素：
专利文献1中所公开的奥氏体系高mn不锈钢，热膨胀系数比铁素体系的9％ni钢大。对于大型的液态氢罐而言，从疲劳等问题出发，热膨胀系数小的9％ni钢是有利的。另一方面，本发明人进行的研究的结果，专利文献2～4中所公开的9％ni钢、7％ni钢在液态氢的液化温度即-253℃下不能得到充分的韧性。
本发明鉴于这样的实际情况，其课题是提供在-253℃附近的低温下具有充分的韧性、并且在室温下的屈服应力为460mpa以上且在室温下的抗拉强度为560mpa以上的低温用含镍钢。
本发明人对于使ni的含量比以往的9％ni提高了的钢的在-253℃附近的低温下的韧性以及在室温下的抗拉强度及屈服应力实施了大量的研究。其结果发现：为了确保低温韧性，限制si的含量，严格地限制mn的含量，并且将奥氏体的体积分率、原始奥氏体粒的平均粒径和平均纵横比控制为最佳是必要的。
本发明是基于以上那样的见解而完成的，其主旨如下。
(1)本发明的一个方式涉及的低温用含镍钢，化学组成以质量％计包含c：0.030～0.070％、si：0.03～0.30％、mn：0.20～0.80％、ni：10.5～12.4％、al：0.010～0.060％、n：0.0015～0.0060％、o：0.0007～0.0030％、cu：0～0.50％、cr：0～0.50％、mo：0～0.40％、nb：0～0.020％、v：0～0.080％、ti：0～0.020％、b：0～0.0020％、ca：0～0.0040％、rem：0～0.0050％、p：0.0080％以下、s：0.0040％以下，余量为fe及杂质，板厚中心部的金属组织含有2.0～20.0体积％的奥氏体相，在所述板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径为3.0～15.0μm，在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的所述原始奥氏体粒的平均纵横比为1.0～2.4，板厚为4.5～30mm，在所述板厚超过20mm的情况下，ni为11.5％以上，在所述板厚为20mm以下且ni低于11.5％的情况下，为c：0.060％以下、si：0.19％以下、mn：0.30～0.50％、al：0.050％以下、n：0.0050％以下、cr：0.35％以下、nb：0.015％以下、v：0.060％以下、ti：0.015％以下、p：0.0060％以下、以及s：0.0030％以下，且所述原始奥氏体粒的所述平均粒径为8.0μm以下；在室温下的屈服应力为460～710mpa，在所述室温下的抗拉强度为560～810mpa。
(2)根据上述(1)所述的低温用含镍钢，可以是ni：11.5％以上、mn：0.50％以下。
(3)根据上述(1)或(2)所述的低温用含镍钢，可以是ni为11.5％以上、所述原始奥氏体粒的所述平均粒径为9.0μm以下。
(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的低温用含镍钢，在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的平均有效晶体粒径可以为2.0～8.0μm。
(5)根据上述(1)～(3)的任一项所述的低温用含镍钢，在所述板厚中心部的与所述轧制方向及所述板厚方向平行的所述面中测定的平均有效晶体粒径可以为2.0～5.0μm。
根据本发明，能够提供具有在液态氢罐等用途中足够的极低温韧性且在室温下具有充分的屈服应力和抗拉强度的低温用含镍钢。因此，例如如果将本发明的低温用含镍钢使用于液态氢罐，则与奥氏体系不锈钢相比，能够减薄罐用钢板的板厚。因此，根据本发明，能够实现液态氢罐的大型化和轻量化、由表面积相对于体积之比变小带来的防热性能的提高、罐的场地的有效利用、液态氢运输船的燃油经济性的提高等。另外，与奥氏体系不锈钢相比，本发明涉及的低温用含镍钢的热膨胀系数小，因此能够简化大型罐的设计，降低罐制造成本。这样，本发明在产业上的贡献极其显著。
具体实施方式
以往的低温用钢(例如9％ni钢)的韧性在-165℃或-196℃下进行评价，但是，本实施方式涉及的低温用含镍钢(以下仅简称为“ni钢”)的韧性评价温度是比以往钢的评价温度大幅低的温度。
本发明人为了弄清成分含量和金属组织等对ni钢的在-253℃下的韧性造成的影响而实施了大量的研究。而且，虽然以往的见解认为，为了提高低温韧性，增大ni含量是有效的，但是，本发明人进行研究的结果知道：即使针对以往的9％ni钢进行单单地使ni量增加的变更，在低温下的韧性也不会充分提高。
再者，为了与-165℃、-196℃等温度区别并简洁地说明，以下为了方便起见将-253℃附近的温度记为“极低温”。
而且，本发明人研究了提高ni钢的在极低温下的韧性(以下称为“极低温韧性”。)的别的方法。其结果判明：为了确保在极低温下的低温韧性，除了提高ni含量以外，还需要(a)使c的含量为0.030～0.070％、(b)使si的含量为0.03～0.30％、(c)使mn的含量为0.20～0.80％、(d)使p含量为0.0080％以下、(e)控制原始奥氏体粒的平均粒径和平均纵横比、以及(f)控制奥氏体相的体积分率。而且，也得到下述见解：通过(g)控制平均有效晶体粒径，在极低温下的低温韧性更加提高。另外，也发现：在ni钢的板厚为20mm以下且更严格地限制上述的各种条件等的情况下，能够使ni含量减少一些从而削减原料成本。
以下对本实施方式涉及的ni钢进行说明。
再者，本实施方式涉及的ni钢的ni含量需要根据板厚来变更。在板厚大的情况(即，板厚超过20mm的情况)下，再加热淬火时的冷却速度变慢，因此难以通过热处理来确保低温韧性。因此，在板厚超过20mm的情况下，必须使作为用于确保低温韧性的元素的ni的含量为11.5％以上。另一方面，在板厚为20mm以下的情况下，容易通过热处理来确保低温韧性，因此能够将ni含量抑制为低于11.5％且对ni钢赋予充分的低温韧性。再者，不言而喻，在本实施方式涉及的ni钢中，也可以将板厚设为20mm以下、且将ni含量设为11.5％以上。
但是，在板厚为20mm以下且ni低于11.5％的情况(以下有时简称为“ni含量低的情况”)下，需要比ni为11.5％以上的情况更严格地控制ni含量以外的对低温韧性造成影响的要素(c、si、mn、al、n、cr、nb、v、ti、p和s的含量以及原始奥氏体粒的平均粒径)。
根据上述的情况，关于需要根据ni含量和板厚进一步限定的要件，适当地进行说明。
首先，对本实施方式涉及的ni钢的成分组成进行说明。再者，含量的％只要没有特别说明就意指质量％。
(c：0.030～0.070％)
c是使在室温下的屈服应力上升的元素，也有助于马氏体、奥氏体的生成。当c含量低于0.030％时，有时不能确保强度并因粗大的贝氏体等的生成而导致ni钢的极低温韧性降低。因此，将ni钢的c含量的下限设为0.030％。优选的c含量的下限为0.035％。
另一方面，若c含量超过0.070％，则在原始奥氏体晶界容易析出渗碳体。该渗碳体引起在晶界处的破坏，使ni钢的极低温韧性降低。因此，将c含量的上限设为0.070％。优选的c含量的上限为0.060％，更优选为0.050％，进一步优选的c含量的上限为0.045％。
在ni含量少的情况下，需要将c含量设为0.060％以下。在ni含量少的情况下，优选的c含量的上限为0.055％、0.050％或0.045％。ni含量少的ni钢的c含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的c含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(si：0.03～0.30％)
si是使在室温下的屈服应力上升的元素。当si含量低于0.03％时，在室温下的屈服应力的提高效果小。因此，ni钢的si含量的下限设为0.03％。优选的si含量的下限为0.05％。
另一方面，若si含量超过0.30％，则原始奥氏体晶界的渗碳体容易粗大化，该渗碳体引起在晶界处的破坏，使ni钢的极低温韧性降低。因此，为了确保在极低温下的韧性，将si含量的上限限制为0.30％是极其重要的。优选的si含量的上限为0.20％，更优选为0.15％，进一步优选的si含量的上限为0.10％。
在ni含量少的情况下，需要将si含量设为0.19％以下。在ni含量少的情况下，优选的si含量的上限为0.16％、0.13％、或0.10％以下。ni含量少的ni钢的si含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的si含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(mn：0.20～0.80％)
mn是使在室温下的屈服应力上升的元素。当mn含量低于0.20％时，有时不能确保强度并因粗大的贝氏体等的生成而使极低温韧性降低。因此，将mn含量的下限设为0.20％。优选的mn含量的下限为0.30％、0.28％或0.25％。
另一方面，若mn含量超过0.80％，则在原始奥氏体晶界偏析了的mn、粗大地析出的mns引起在晶界处的破坏，使极低温韧性降低。因此，为了确保在极低温下的韧性，将mn含量的上限限制为0.80％是极其重要的。优选的mn含量的上限为0.60％，更优选为0.50％。
在ni含量少的情况下，需要将mn含量设为0.30～0.50％。在ni含量少的情况下，优选的mn含量的下限为0.35％以上。在ni含量少的情况下，优选的mn含量的上限为0.45％或0.40％。
(ni：10.5～12.4％)
ni是为了确保极低温韧性而必需的元素。若ni含量低于10.5％，则在极低温下的韧性不足。因此，将ni含量的下限设为10.5％。优选的ni含量的下限为10.8％、11.0％或11.5％。但是，ni是昂贵的元素，若含量超过12.4％，则损害经济性，因此，将ni含量限制为12.4％以下。也可以将ni含量的上限设为12.2％、12.0％或11.8％。在板厚为20mm以下的情况下，也可以将ni含量的上限设为11.3％、11.1％或10.9％。
在板厚超过20mm的情况下，需要将ni含量设为11.5％以上。在板厚超过20mm的情况下，优选的ni含量的下限值为11.8％或12.0％。板厚超过20mm的ni钢的ni含量的上限值及优选的上限值也可以设为与板厚为20mm以下的ni钢的ni含量的上限值及优选的上限值相同的值。
(al：0.010～0.060％)
al是主要用于脱氧的元素。另外，al形成aln，也有助于金属组织的微细化、和使极低温韧性降低的固溶n的降低。若al含量低于0.010％，则脱氧的效果、以及金属组织的微细化效果和固溶n降低效果小。因此，将al含量的下限设为0.010％。al含量的下限优选为0.015％以上，更优选设为0.020％以上。
但是，若al含量超过0.060％，则在极低温下的韧性降低。因此，将al含量的上限设为0.060％。更优选的al含量的上限为0.040％或0.035％。
在ni含量少的情况下，需要将al含量设为0.050％以下。在ni含量少的情况下，优选的al含量的上限值为0.040％或0.020％。ni含量少的ni钢的al含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的al含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(n：0.0015～0.0060％)
n有助于将晶粒微细化的氮化物的形成。若将n含量降低为低于0.0015％，则在热处理时抑制奥氏体粒径的粗大化的微细的aln不足，有时奥氏体粒粗大化从而ni钢的极低温韧性降低。因此，n含量设为0.0015％以上，也可以优选地设为0.0020％以上或0.0025％以上。
另一方面，若n含量超过0.0060％，则发生固溶n的增加和aln的粗大化，因此，在极低温下的韧性降低。因此，将n含量设为0.0060％以下，优选设为0.0050％以下，更优选设为0.0040％以下或0.0035％以下。
在ni含量少的情况下，需要将n含量设为0.0050％以下。在ni含量少的情况下，优选的n含量的上限值为0.0040％或0.0030％。ni含量少的ni钢的n含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的n含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(o：0.0007～0.0030％)
o是杂质，若o含量超过0.0030％，则al2o3的团簇增加，有时在极低温下的韧性降低。因此，将o含量的上限设为0.0030％。优选的o含量的上限为0.0025％，更优选设为0.0020％，进一步优选为0.0015％。希望o含量较少，将o含量降低至低于0.0007％会存在伴有成本上升的情况。因此，将o含量的下限设为0.0007％。也可以将o含量的下限设为0.0008％或0.0010％。o含量的上下限值及优选的上下限值不论板厚和ni含量如何都被设为上述的值。
(p：0.0080％以下)
p是造成在原始奥氏体晶界处的晶界脆化、对极低温韧性有害的元素。因此，希望p含量较少。若p含量超过0.0080％，则有时在极低温下的韧性降低。因此，将p含量限制为0.0080％以下。p含量的上限优选为0.0060％，更优选为0.0040％，进一步优选为0.0030％。
p有时在钢液的制造时作为杂质混入到钢液中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。但是，若过度地降低p含量，则存在制造成本上升的情况。因此，也可以将p含量的下限设为0.0002％、0.0005％或0.0008％。
在ni含量少的情况下，需要将p含量设为0.0060％以下。在ni含量少的情况下，优选的p含量的上限值为0.0050％、0.0040％或0.0030％。ni含量少的ni钢的p含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的p含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(s：0.0040％以下)
s形成mns，mns有时成为脆性破坏的发生起点，因此是对极低温韧性有害的元素。若s含量超过0.0040％，则有时在极低温下的韧性降低。因此，将s含量限制为0.0040％以下。s含量的上限优选为0.0030％，更优选为0.0020％，进一步优选为0.0010％。
s有时在钢液的制造时作为杂质混入到钢液中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。但是，若过度地降低s含量，则存在制造成本上升的情况。因此，也可以将s含量的下限设为0.0002％、0.0005％或0.0008％。
在ni含量少的情况下，需要将s含量设为0.0030％以下。在ni含量少的情况下，优选的s含量的上限值为0.0010％、0.0015％或0.0010％。ni含量少的ni钢的s含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的s含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(cu：0～0.50％)
cu是使在室温下的屈服应力上升的元素，因此本实施方式涉及的ni钢也可以含有cu。但是，若cu含量超过0.50％，则在极低温下的韧性降低。因此，将cu含量的上限设为0.50％。cu含量的上限优选为0.40％，更优选为0.30％，进一步优选为0.20％。
cu有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将cu含量的下限值设为0.02％、0.05％或0.10％。cu含量的上下限值及优选的上下限值不论板厚和ni含量如何都被设为上述的值。
(cr：0～0.50％)
cr是使在室温下的屈服应力上升的元素，因此本实施方式涉及的ni钢也可以含有cr。但是，若cr含量超过0.50％，则在极低温下的韧性降低。因此，将cr含量的上限设为0.35％。cr含量的上限优选为0.30％，更优选为0.20％，进一步优选为0.10％。
cr有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将cr含量的下限值设为0.02％、0.05％或0.10％。
在ni含量少的情况下，需要将cr含量设为0.35％以下。在ni含量少的情况下，优选的cr含量的上限值为0.30％、0.25％或0.20％。ni含量少的ni钢的cr含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的cr含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(mo：0～0.40％)
mo是使在室温下的屈服应力上升的元素，也具有抑制晶界脆化的效果，因此本实施方式涉及的ni钢也可以含有mo。但是，mo是昂贵的元素，若mo含量超过0.40％，则损害经济性。因此，将mo含量限制为0.40％以下。
mo有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将mo含量的下限值设为0.02％、0.05％或0.10％。mo含量的上下限值及优选的上下限值不论板厚和ni含量如何都被设为上述的值。
(nb：0～0.020％)
nb是使在室温下的屈服应力上升的元素，也具有由金属组织的微细化带来的极低温韧性的提高效果，因此本实施方式涉及的ni钢也可以含有nb。但是，若nb含量超过0.020％，则在极低温下的韧性降低。因此，将nb含量的上限设为0.020％。nb含量的上限优选为0.015％，更优选为0.010％。
nb有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将nb含量的下限值设为0.002％或0.005％。
在ni含量少的情况下，需要将nb含量设为0.015％以下。在ni含量少的情况下，优选的nb含量的上限值为0.012％或0.010％。ni含量少的ni钢的nb含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的nb含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(v：0～0.080％)
v是使在室温下的屈服应力上升的元素，因此本实施方式涉及的ni钢也可以含有v。但是，若v含量超过0.080％，则在极低温下的韧性降低。因此，将v含量的上限设为0.080％。v含量的上限优选为0.060％，更优选为0.040％。
v有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将v含量的下限值设为0.002％、0.005％或0.010％。
在ni含量少的情况下，需要将v含量设为0.060％以下。在ni含量少的情况下，优选的v含量的上限值为0.050％或0.040％。ni含量少的ni钢的v含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的v含量的下限值及优选的下限值相同即可。
(ti：0～0.020％)
ti形成tin，也有助于金属组织的微细化、和使极低温韧性降低的固溶n的降低，因此本实施方式涉及的ni钢也可以含有ti。但是，若ti含量超过0.020％，则在极低温下的韧性降低。因此，将ti含量的上限设为0.020％。优选的ti含量的上限为0.015％，更优选的上限为0.010％。
ti有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将ti含量的下限值设为0.001％、0.002％或0.005％。
在ni含量少的情况下，需要将ti含量设为0.015％以下。在ni含量少的情况下，优选的ti含量的上限值为0.012％或0.010％。ni含量少的ni钢的ti含量的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的ti含量的下限值及优选的下限值相同即可。
以下说明的b、ca、rem、sb、sn、as、co、zn和w的含量的上下限值及优选的上下限值不论板厚和ni含量如何都为相同的值。
(b：0～0.0020％)
b是使在室温下的屈服应力上升的元素，另外，形成bn，也有助于使极低温韧性降低的固溶n的降低，因此本实施方式涉及的ni钢也可以含有b。但是，若含有超过0.0020％的b，则在极低温下的韧性降低，因此将b含量的上限设为0.0020％。b含量的上限优选为0.0015％，更优选为0.0012％，进一步优选为0.0010％。
b有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将b含量的下限值设为0.0001％、0.0002％或0.0005％。
(ca：0～0.0040％)
ca使通过热轧而延伸从而对极低温韧性的有害性容易提高的夹杂物mns作为cas而球状化，因此对极低温韧性的提高有效。因此，本实施方式涉及的ni钢也可以含有ca。但是，若ca含量超过0.0040％，则含有ca的硫氧化物粗大化，该硫氧化物使在极低温下的ni钢的韧性降低。因此，将ca含量的上限限制为0.0040％、优选设为0.0030％。
ca有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将ca含量的下限值设为0.0005％、0.0010％或0.0015％。
(rem：0～0.0050％)
rem(稀土金属元素)是指包含sc、y和镧系元素的合计17种元素，所谓rem的含量，意指这17种元素的合计含量。rem与ca同样地将通过热轧而延伸从而对极低温韧性的有害性容易提高的夹杂物mns作为rem的硫氧化物而球状化，对极低温韧性的提高有效。因此，本实施方式涉及的ni钢也可以含有rem。但是，若rem含量超过0.0050％，则含有rem的硫氧化物粗大化，该硫氧化物使在极低温下的ni钢的韧性降低。因此，将rem含量的上限限制为0.0050％、优选设为0.0040％。
rem有时在钢液的制造时作为杂质混入到ni钢中，但不需要特别地限制其下限，其下限为0％。也可以将rem含量的下限值设为0.0005％、0.0010％或0.0015％。
本实施方式涉及的ni钢，含有或限制上述成分，余量包含铁及杂质。在此，所谓杂质意指在工业性制造钢时因以矿石和废料等之类的原料为首的制造工序的各种因素而混入到ni钢中的成分，且是在不对本实施方式涉及的ni钢给予不良影响的范围容许的成分。但是，在本实施方式涉及的ni钢中，对于杂质之中的p及s，需要如上述那样规定上限。另外，本实施方式涉及的ni钢，除了上述成分以外，也可以出于更加改善钢材自身的强度、极低温韧性等的目的、或者作为来自废料等辅助原料的杂质而含有例如以下的合金元素。
sb损害极低温韧性。因此，sb含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
sn损害极低温韧性。因此，sn含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
as损害极低温韧性。因此，as含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
另外，为了使上述成分的上述效果充分地发挥，优选将co、zn和/或w的含量分别限制为0.01％以下或0.005％以下。
不需要限制sb、sn、as、co、zn和w的下限，各元素的下限为0％。另外，没有规定下限或下限为0％的合金元素(例如p、s、cu、cr、mo、nb、v、ti、b、ca及rem)即使被有意地添加、或者即使作为杂质而混入，如果其含量在上述的规定范围内，则该极低温用钢(钢材)也被解释为本实施方式的ni钢。
接下来，对本实施方式涉及的ni钢的金属组织进行说明。再者，关于需要根据ni含量和板厚进一步限定的要件，适当地进行说明。
本发明人新发现：在极低温下，在原始奥氏体晶界发生破坏，韧性容易降低。本实施方式涉及的ni钢，在热轧后进行水冷或空冷，实施再加热淬火、中间热处理、回火这些热处理而被制造。在此所说的原始奥氏体晶界，是在再加热淬火的加热时存在的奥氏体的晶界。在这种的在再加热淬火的加热时存在的原始奥氏体粒界中，粗大的较多。mn、p及si在粗大的原始奥氏体的晶界偏析，认为这些元素使原始奥氏体晶界的结合力降低，损害在-253℃下的韧性。
再者，在中间热处理时也新生成原始奥氏体晶界，但本实施方式涉及的ni钢的制造中的中间热处理的温度低为610～650℃，在新的原始奥氏体粒中，粗大的原始奥氏体粒非常少。向不粗大的原始奥氏体的晶界偏析的mn、p、si的量比较少，因此，来自这些不粗大的原始奥氏体的晶界(其多数是在中间热处理时生成的原始奥氏体晶界。)的破坏比较难以发生。
因此，为了确保极低温韧性，控制粗大的原始奥氏体粒实质上是重要的。因此，在本实施方式涉及的ni钢中，在测定原始奥氏体粒的粒径或纵横比的情况下，仅将粗大的原始奥氏体粒作为测定对象。在本实施方式中，原始奥氏体粒界是否粗大的判断，根据该原始奥氏体粒的粒径是否为2.0μm以上来进行。即，粒径小于2.0μm的原始奥氏体粒判断为不损害极低温韧性的原始奥氏体粒。在测定原始奥氏体粒的平均粒径或平均纵横比时，将粒径小于2.0μm的原始奥氏体粒除外。在本实施方式涉及的ni钢中，所谓“原始奥氏体粒的平均粒径”，意指粒径为2.0μm以上的原始奥氏体粒各自的粒径的平均值，所谓“原始奥氏体粒的平均纵横比”，意指粒径为2.0μm以上的原始奥氏体粒各自的纵横比的平均值。
本发明人对于抑制在极低温下在原始奥氏体晶界处的破坏的手段实施了大量的研究。其结果是，本发明人发现：在同时满足以下6个条件时能够抑制在原始奥氏体晶界处的破坏，能够确保在极低温下的韧性：(a)使c含量为0.070％以下(但是，是ni含量为11.5％以上的情况，关于(b)～(f)也是同样的。)；(b)使mn含量为0.80％以下；(c)使p含量为0.0080％以下；(d)使si含量为0.30％以下；(e)使原始奥氏体粒的平均粒径为15.0μm以下；(f)将原始奥氏体粒的平均纵横比抑制为2.4以下。再者，如果将板厚设为20mm以下、且更严格地控制(a)～(f)的条件，则能够将ni含量削减至低于11.5％，因此能够降低原料成本。
这样，推定为：在极低温下，在粗大的原始奥氏体的晶界之类的结合力比较弱的部分容易选择性地发生破坏。因此，认为通过抑制减弱粗大的原始奥氏体的晶界的结合力的渗碳体、以及抑制mn和p的偏析，能够抑制粗大的原始奥氏体的晶界的结合力的降低。另外，c含量和si含量的增加、以及原始奥氏体粒的粗大化会促进晶界渗碳体的粗大化。因此，为了抑制在极低温下的在原始奥氏体晶界处的破坏，c含量和si含量的抑制以及原始奥氏体的细粒化是必要的。
(在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径：3.0～15.0μm)
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径需要设为3.0～15.0μm。在本实施方式中，只要没有特别的说明，所谓原始奥氏体粒的平均粒径，表示在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径。若原始奥氏体粒的平均粒径超过15.0μm，则在原始奥氏体晶界中析出的渗碳体变得粗大，另外，在晶界处的mn和p的浓度上升。粗大的渗碳体的析出、以及mn和p的浓化减弱原始奥氏体晶界的结合力从而有时招致在原始奥氏体晶界处的破坏。另外，也有时mn和p的偏析部位以及粗大渗碳体成为脆性破坏的发生的起点。这样，原始奥氏体粒的平均粒径的增大会使在极低温下的韧性降低，因此将原始奥氏体粒的平均粒径的上限设为15.0μm。也可以将原始奥氏体粒的平均粒径的上限设为12.0μm、10.0μm、9.0μm、8.0μm或7.5μm。为了将原始奥氏体粒的平均粒径细粒化为低于3.0μm，需要使热处理的次数增加等的伴有制造成本的上升的手段，因此将原始奥氏体粒的平均粒径的下限设为3μm。
在ni含量少的情况下，需要将原始奥氏体粒的平均粒径设为8.0μm以下。也可以根据需要而将其上限设为7.0μm或6.0μm。ni含量少的ni钢的原始奥氏体粒的平均粒径的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的原始奥氏体粒的平均粒径的下限值相同即可。
(在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均纵横比：1.0～2.4)
而且，在本实施方式涉及的ni钢中，原始奥氏体粒的平均纵横比成为2.4以下。在本实施方式中，只要没有特别的说明，所谓原始奥氏体粒的平均纵横比，表示在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均纵横比。所谓原始奥氏体粒的平均纵横比，是在与轧制方向及板厚方向平行的面(l面)中的原始奥氏体粒的长度与厚度之比、即原始奥氏体粒的轧制方向长度/原始奥氏体粒的板厚方向的厚度。因此，原始奥氏体粒的长度与厚度相同的情况是平均纵横比的下限，平均纵横比为1.0以上。
原始奥氏体粒的平均纵横比的上述数值范围，能够在对具有上述的化学组成的钢应用了后述的制造方法的情况下实现。也可以将原始奥氏体粒的平均纵横比的上限设为2.3、2.2、2.0、1.8或1.7。原始奥氏体粒的平均纵横比的上下限值及优选的上限值不论板厚和ni含量如何都被设为上述的值。
原始奥氏体粒的平均粒径和平均纵横比的测定，将板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面(l面)作为观察面来进行。原始奥氏体晶界通过用苦味酸饱和水溶液腐蚀观察面而使其显现。用扫描型电子显微镜(sem)以1000倍或2000倍的倍率在5个以上的视场中拍摄被腐蚀处理了的l面的放大照片。通过图像处理来求出这些sem照片中所包含的至少20个当量圆粒径(直径)为2.0μm以上的原始奥氏体粒的当量圆粒径(直径)，并算出它们的平均值，由此得到在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径。另外，测定上述的sem照片中所包含的至少20个当量圆粒径(直径)为2.0μm以上的原始奥氏体粒的、轧制方向的长度与厚度方向的厚度之比(纵横比)，并算出它们的平均值，由此得到在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均纵横比。在包含粒径小于2.0μm的原始奥氏体粒的情况下，将其除外来实施上述的测定。
(板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率：2.0～20.0体积％)
另外，为了提高在极低温下的韧性，室温的ni钢的板厚中心部的金属组织含有以体积分率计的2.0体积％以上的奥氏体相。在本实施方式中，只要没有特别的说明，所谓奥氏体相的体积分率，表示在板厚中心部测定的奥氏体相的体积分率。再者，该奥氏体相与原始奥氏体不同，是在热处理后的ni钢中存在的奥氏体相，其体积分率用x射线衍射法来测定。，在室温下在ni钢的板厚中心部含有2.0～20.0体积％的奥氏体相的情况下，可以认为即使被冷却至极低温，在该ni钢中也存在确保在极低温下的韧性所需要的量的稳定的奥氏体相。
在存在即使在极低温下也稳定的奥氏体相的情况下，所负荷的应力、应变通过奥氏体的塑性变形而得到缓和(松弛)，因此认为韧性提高。另外，奥氏体相在原始奥氏体晶界、回火马氏体的块边界和板条边界等比较均匀且微细地生成。即认为：通过奥氏体相在成为脆性破坏的发生的起点的可能性高的硬质相的附近存在，缓和了应力和应变向硬质相的周围的集中，有助于抑制脆性破坏的发生。而且认为：使板厚中心部生成2.0体积％以上的奥氏体相的结果是，也能够大幅减少成为脆性破坏的发生的起点的粗大的渗碳体。也可以将板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率的下限设为3.0体积％或4.0体积％。
另一方面，若奥氏体相的体积分率过度地增加，则c等向奥氏体相的浓化变得不充分，在极低温下奥氏体相向马氏体相变的可能性变高。在极低温下向马氏体相变的不稳定的奥氏体有时使在极低温下的极低温韧性降低。因此，板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率优选为20.0体积％以下或15.0体积％以下。也可以将板厚中心部的金属组织中的奥氏体相的体积分率的上限值设为12.0体积％、10.0体积％或6.0体积％。
在ni含量少的情况下，优选将奥氏体相的体积分率设为6.0体积％以下。也可以根据需要而将其上限设为5.0体积％、4.5体积％或4.0体积％。
本实施方式涉及的ni钢的金属组织的其余部分主要是(回火)马氏体。为了制造使原始奥氏体粒径和原始奥氏体粒的平均纵横比在上述的范围内的ni钢，制造方法需要包括热轧后的水冷或空冷、再加热淬火、中间热处理以及回火。在将这样的制造方法应用于具有上述的化学组成的钢的情况下，所得到的金属组织的其余部分(即母相)必然地成为回火马氏体。另外，金属组织的其余部分有时含有不被分类为奥氏体和回火马氏体中的任何一种的相(例如粗大夹杂物等)。在板厚中心部的金属组织中的奥氏体相和回火马氏体相的合计体积分率为99.0体积％以上的情况下，容许含有它们以外的相。在测定回火马氏体相的体积分率的情况下，将通过使用硝酸乙醇腐蚀液作为腐蚀液的采用光学显微镜进行的组织观察测定得到的面积分率原样地作为体积分率(因为面积分率基本上与体积分率相同)。
板厚中心部的奥氏体相的体积分率，通过从ni钢的板厚中心部制取具有与ni钢的板面平行的面的样品并对该样品应用x射线衍射法来进行测定。奥氏体相的体积分率由x射线峰的奥氏体(面心立方结构)与回火马氏体(体心立方结构)的积分强度之比求出。具体而言，进行所制取的试样的x射线衍射，由bcc结构α相的(111)面、(200)面及(211)面的积分强度与fcc结构的奥氏体相的(111)面、(200)面及(220)面的积分强度之比测定奥氏体相的体积分率即可。
再者，在本实施方式中，在奥氏体相的体积分率的测定之前，不需要将试样冷却至极低温的处理(所谓的深冷处理)。然而，在只有深冷处理后的试样等的情况下，也可以采用深冷处理后的试样测定奥氏体相的体积分率。
(在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径：优选为2.0～8.0μm)
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径(以下简称为“平均有效晶体粒径”)优选设为2.0～8.0μm。在本实施方式中，有效晶体粒径定义为由具有15°以上的取向差的金属组织的边界包围的区域(有效晶粒)的当量圆粒径。在本实施方式中，只要没有特别的说明，所谓平均有效晶体粒径表示在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径。若将有效晶粒微细化，则破坏裂纹的传播的阻力变大，韧性提高。但是，为了将平均有效晶体粒径细粒化为小于2.0μm，需要使热处理的次数增加等的伴有制造成本的上升的手段，因此优选将平均有效晶体粒径的下限设为2.0μm。也可以将平均有效晶体粒径的下限设为3.0μm、4.0μm或5.0μm。另外，若平均有效晶体粒径超过8.0μm，则作用于成为脆性破坏的发生的起点的硬质相、即原始奥氏体晶界和回火马氏体中的粗大的渗碳体、粗大的aln、mns、氧化铝等夹杂物的应力提高，有时在极低温下的韧性降低。因此，优选将平均有效晶体粒径的上限设为8.0μm。也可以将平均有效晶体粒径的上限设为7.0μm、6.0μm或5.0μm。
在ni含量少的情况下，优选将平均有效晶体粒径设为5.0μm以下。ni含量少的ni钢的平均有效晶体粒径的下限值及优选的下限值与ni含量为11.5％以上的ni钢的平均有效晶体粒径的下限值及优选的下限值相同即可。
平均有效晶体粒径，将板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面(l面)作为观察面，使用附属于扫描型电子显微镜的电子背散射衍射图法(electronbackscatterdiffraction：ebsd)解析装置进行测定。以2000倍的倍率进行5个以上视场的观察，将具有15°以上的取向差的金属组织的边界视为晶界，将由该晶界包围的晶粒视为有效晶粒，通过图像处理来求出有效晶粒的当量圆粒径(直径)，并算出它们的当量圆粒径的平均值，由此求出在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径。
(板厚：4.5～30mm)
本实施方式涉及的ni钢，主要为ni钢板，其板厚为30mm以下。板厚低于4.5mm的ni钢几乎不用作为例如液态氢罐之类的巨大结构物的材料，因此，将4.5mm作为板厚的下限。在板厚超过30mm的情况下，再加热淬火时的冷却速度变得极慢，因此以本实施方式涉及的ni钢的成分范围(特别是ni量)下，确保低温韧性变得非常困难。根据需要，也可以将板厚的下限设为6mm、8mm、10mm或12mm，也可以将板厚的上限设为25mm、20mm或16mm。
(在室温下的屈服应力：460～710mpa)
(在室温下的抗拉强度：560～810mpa)
本实施方式涉及的ni钢的在室温下的屈服应力设为460～710mpa。另外，本实施方式涉及的ni钢的在室温下的抗拉强度设为560～810mpa。也可以将屈服应力的下限值设为470mpa、500mpa或520mpa。也可以将屈服应力的上限值设为690mpa、670mpa或650mpa。也可以将抗拉强度的下限值设为580mpa、600mpa或620mpa。也可以将抗拉强度的上限值设为780mpa、760mpa或750mpa。在本实施方式中，所谓室温，原则上为20℃。
接下来，对本实施方式涉及的极低温用钢的制造方法进行说明。本实施方式涉及的ni钢，不依赖于制造方法，只要具有上述的构成，就能得到其效果。然而，如果采用例如以下那样的制造方法，则能够稳定地得到本实施方式涉及的ni钢。
本实施方式涉及的ni钢的制造方法，具备：
在将钢液温度设为1650℃以下、将钢液的o浓度设为0.01％以下、将钢液的s浓度设为0.02％以下的状态下进行元素的含量的调整后，通过连续铸造来制造钢坯的工序；
将所得到的钢坯加热到950～1160℃并保持30～180分钟的工序；
以在950℃以下的累积压下率为80％以上且95％以下、轧制结束温度为650～850℃的条件热轧钢坯的工序；
将冷却开始温度设为550～850℃来将热轧钢板水冷至室温、或者将热轧钢板空冷的工序；
将再加热淬火温度设为720～880℃、将保持时间设为20～180分钟、将水冷停止温度设为200℃以下来将热轧钢板进行再加热淬火的工序；
将中间热处理温度设为610～650℃、将保持时间设为20～180分钟来将热轧钢板进行中间热处理的工序；
将回火温度设为530～570℃、将保持时间设为20～180分钟来将热轧钢板进行回火的工序。这些制造条件优选根据ni含量等来进一步限定。
以下，对该制造条件的详细情况进行说明。
在热轧之前，将铸坯加热。在此，将加热温度设为950～1160℃。若铸坯的加热温度低于950℃，则有时低于规定的热轧的结束温度。若铸坯的加热温度高于1160℃，则有时在加热时奥氏体粒径变得粗大，在极低温下的ni钢的韧性降低。为了aln的固溶化，加热的保持时间为30～180分钟。在ni含量少的情况下，将热轧的加热温度设为950～1100℃。即使在ni含量少的情况下，加热的保持时间也为30～180分钟。
在热轧中，若在950℃以下的累积压下率低于80％，则在轧制中的铸坯中由奥氏体的再结晶带来的奥氏体粒的细粒化变得不充分，有时轧制后的奥氏体粒的一部分粗大化，ni钢的极低温韧性降低。因此，在950℃以下的累积压下率的下限设为80％。轧制时的再结晶所带来的原始奥氏体粒的均质的细粒化在确保本实施方式涉及的ni钢的极低温韧性方面特别重要，需要严格规定轧制温度和压下率。若在950℃以下的累积压下率高于95％，则轧制时间成为长时间，有时在生产率上产生问题，因此，在950℃以下的累积压下率的上限设为95％。
若热轧的结束温度低于650℃，则变形阻力变大，对轧制机的负荷增大。因此，热轧的结束温度的下限设为650℃。若热轧的结束温度高于850℃，则通过轧制而导入的位错因回复而减少，存在ni钢的极低温韧性不足的情况、或ni钢的室温的屈服应力不足的情况，因此，结束温度的上限设为850℃。在ni含量少的情况下，结束温度的上限设为800℃。
热轧后的冷却手段可以是水冷或空冷中的任一种，但优选进行水冷。在进行水冷的情况下，优选：水冷结束温度设为200℃以下，水冷开始温度设为550～850℃。
再加热淬火，是将热轧钢板加热至再加热淬火温度，并在再加热淬火温度下保持温度，接着进行冷却的热处理，对原始奥氏体的微细化有效。再加热淬火温度(再加热时的加热温度)设为720～880℃。若再加热淬火温度低于720℃，则有时在再加热淬火后的热轧钢板中残留未相变成奥氏体的部分，ni钢的在室温下的屈服应力或抗拉强度降低。若再加热淬火温度高于880℃，则奥氏体粒径粗大化，并且aln粗大化，因此有时ni钢的极低温韧性降低。再加热淬火时的保持时间设为20～180分钟。在再加热淬火的保持时间低于20分钟的情况下，有可能奥氏体相变没有充分地进展。另一方面，在再加热淬火的保持时间超过180分钟的情况下，有可能奥氏体粒粗大化。再加热淬火时的冷却，从再加热时的加热温度进行淬火至200℃以下。在ni含量少的情况下，再加热淬火温度设为740～780℃。淬火时的平均冷却速度设为10℃/秒以上。
中间热处理，是将再加热淬火后的热轧钢板加热到中间热处理温度，并在中间热处理温度下保持温度，接着进行冷却的热处理，对有助于提高极低温韧性的有效晶体粒径的细粒化、和奥氏体相的确保有效。中间热处理温度设为610～650℃。若中间热处理温度低于610℃，则奥氏体相变变得不充分，另外，过度地回火了的回火马氏体的分率增加，因此有时ni钢的强度降低。另外，若中间热处理温度低于610℃，则有时ni钢的极低温韧性降低。
若中间热处理温度高于650℃，则在热轧钢板中奥氏体相变过度地进行。其结果，奥氏体的稳定化变得不充分，有时不能够在ni钢的板厚中心部确保以体积分率计的2.0体积％以上的奥氏体相、ni钢的极低温韧性降低。中间热处理的保持时间设为20～180分钟。在中间热处理的保持时间小于20分钟的情况下，有可能奥氏体相变没有充分地进展。另一方面，在中间热处理的保持时间超过180分钟的情况下，有可能析出对韧性给予不良影响的碳化物。中间热处理时的冷却方法，为了避免回火脆化而设为水冷，并水冷至200℃以下。水冷时的平均冷却速度设为8℃/秒以上。
回火，是将中间热处理后的热轧钢板加热到回火温度，在回火温度下保持温度，接着进行冷却的热处理，对确保奥氏体相有效。回火温度设为530～570℃。若回火温度低于530℃，则在ni钢的板厚中心部中不能确保以体积分率计的2.0体积％以上的奥氏体相，有时ni钢的极低温韧性不足。若回火温度高于570℃，则有时在室温下的ni钢的奥氏体相的量以体积分率计会超过20.0体积％，若将这样的ni钢冷却至极低温，则一部分的奥氏体相变为高c马氏体，有时使ni钢的极低温韧性降低。因此，回火温度的上限为570℃以下。回火的保持时间设为20～180分钟。在回火的保持时间小于20分钟的情况下，有可能不能够充分地确保奥氏体的稳定性。另一方面，在回火的保持时间超过180分钟的情况下，存在析出对韧性给予不良影响的碳化物的风险和抗拉强度不足的风险。回火时的冷却方法，为避免回火脆化而设为水冷，并水冷至200℃以下。水冷时的平均冷却速度设为5℃/秒以上。
实施例
以下，示出本发明的实施例，但是，以下所示的实施例是本发明的一例，本发明并不被以下说明的实施例限制。
(实施例1：ni含量为11.5％以上的ni钢)
利用转炉来熔炼钢，通过连续铸造来制造了厚度为150mm～300mm的板坯。在表1、表2中示出钢种a1～a24的化学成分。将这些板坯加热，进行控制轧制，原样地进行水冷或空冷，实施再加热淬火、中间热处理、回火的热处理来制造了钢板。热轧的加热的保持时间设为30～120分钟，再加热淬火、中间热处理以及回火的热处理的保持时间设为20～60分钟。在热轧后进行了水冷的情况下，水冷进行至200℃以下。再加热淬火、中间热处理以及回火的热处理中的冷却手段设为水冷，水冷从各热处理的处理温度进行至200℃以下。从钢板制取试样，评价了金属组织、拉伸特性、韧性。
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均粒径(原始γ的平均粒径)，将板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面(l面)作为观察面进行了测定。另外，原始奥氏体粒的平均粒径依据jisg0551进行了测定。首先，用苦味酸饱和水溶液腐蚀试样的观察面，使原始奥氏体晶界显现后，用扫描型电子显微镜以1000倍或2000倍拍摄5个以上视场的照片。使用组织照片，鉴定原始奥氏体晶界后，通过图像处理来对至少20个原始奥氏体粒求出当量圆粒径(直径)，将它们的平均值作为原始奥氏体粒的平均粒径。
另外，在本发明钢中，由于为了使原始奥氏体的晶界难以破坏而实施原始奥氏体粒的细粒化以及p含量的抑制等，因此有时难以通过腐蚀来鉴定原始奥氏体晶界。在这样的情况下，在实施将样品加热至450℃～490℃后进行1小时以上的温度保持的热处理后，利用上述的方法来测定原始奥氏体粒的平均粒径。
另外，在即使进行在450℃～490℃下的热处理也难以鉴定原始奥氏体晶界的情况下，使用下述样品，即，从热处理后的样品制取夏比试样，在-196℃下进行冲击试验，使其在原始奥氏体晶界破坏了的样品。在该情况下，在与轧制方向及板厚方向平行的面(l面)制作断面(断口)的截面，腐蚀后，用扫描型电子显微镜鉴定板厚中心部的断面的截面的原始奥氏体晶界，测定原始奥氏体粒径。当通过热处理而使原始奥氏体晶界脆化时，由于夏比试验时的冲击载荷而在原始奥氏体晶界产生微小的裂纹，因此原始奥氏体晶界变得容易鉴定。
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的原始奥氏体粒的平均纵横比(原始γ粒的平均纵横比)，作为被如上述那样鉴定出的原始奥氏体晶界包围的区域(原始奥氏体粒)的长度的最大值(轧制方向的长度)与最小值(厚度方向的厚度)之比而求出。通过测定至少20个原始奥氏体粒的平均纵横比，并算出它们的平均值来求出。
板厚中心部的金属组织中所含的奥氏体相的体积分率(γ相的体积分率)，针对板厚中心部，制取与板面平行的样品，利用x射线衍射法进行了测定。奥氏体相的体积分率由x射线峰的奥氏体(面心立方结构)和回火马氏体(体心立方结构)的积分强度之比求出。
在板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面中测定的平均有效晶体粒径，将板厚中心部的与轧制方向及板厚方向平行的面(l面)作为观察面，使用附属于扫描型电子显微镜的ebsd解析装置进行测定。以2000倍的倍率进行5个以上视场的观察，将具有15°以上的取向差的金属组织的边界视为晶界，将由该晶界包围的晶粒作为有效晶粒，由它们的面积通过图像处理来求出当量圆粒径(直径)，将它们的当量圆粒径的平均值作为平均有效晶体粒径。
关于强度(屈服应力和抗拉强度)，制取将与轧制方向平行的方向(l方向)作为长度方向的jisz2241中规定的1a号全厚度拉伸试样，用jisz2241中规定的方法在室温下进行了评价。屈服应力的目标值为460～580mpa，抗拉强度的目标值为560～680mpa。屈服应力为下屈服应力，但是，不能观察到明显的下屈服应力的情况也多，在该情况下，为条件屈服强度(条件屈服应力：σ0.2)。
关于极低温韧性，在与轧制方向垂直的方向(c方向)制取将表面和背面各磨削了0.5mm的全厚的ct试样，在液态氢中(-253℃)，按照astm标准e1820－13中所规定的卸载柔度法来制作j-r曲线，将j值换算成kic值。极低温韧性的目标值为
在表3、表4中示出使用具有钢种a1～a24的化学成分的板坯制造的钢材(钢材no.1～32)的板厚、制造方法、母材特性、金属组织。
由表3、表4明确可知，制造no.a1～a16在室温下的抗拉强度、屈服应力、以及极低温韧性满足目标值。
与此相对，制造no.a17的c含量少，制造no.a20的mn含量少，因此抗拉强度低，极低温韧性也降低。制造no.a18、a19、a21～a25分别c含量、si含量、mn含量、p含量、s含量、cr含量、al含量多，极低温韧性降低。制造no.a26，由于nb含量和b含量过多，因此极低温韧性降低。钢材no.a27，ti含量和n含量多，极低温韧性降低。
制造no.a28～a32，是采用了脱离优选范围的制造条件的例子。制造no.a28，由于轧制时的加热温度低，而且轧制结束温度也低，因此抗拉强度过度地增大，极低温韧性降低。制造no.a29、a31、a32分别是轧制时的加热温度、轧制结束温度、再加热淬火温度高，原始奥氏体粒径变大，极低温韧性降低。制造no.a30，在950℃以下的累积压下率低，原始奥氏体粒径变大，极低温韧性降低。
(实施例2：ni含量低于11.5％的ni钢)
利用转炉来熔炼钢，通过连续铸造来制造了厚度为100～300mm的板坯。在表5、表6中示出钢种b1～b24的化学成分。将这些板坯加热，进行控制轧制，原样地进行水冷，实施再加热淬火、中间热处理、回火的热处理来制造了钢板。热轧的加热的保持时间设为30～120分钟，再加热淬火、中间热处理、回火的热处理的保持时间设为20～60分钟。热轧后的水冷进行至200℃以下。再加热淬火、中间热处理以及回火的热处理中的冷却手段设为水冷，水冷从各热处理的处理温度进行至200℃以下。从钢板制取试样，评价了金属组织、拉伸特性、韧性。
样品的金属组织的鉴定方法、机械特性的评价方法以及机械特性是否合格的基准，与表1～表4中所公开的样品的金属组织的鉴定方法、机械特性的评价方法以及机械特性是否合格的基准相同。在表7、表8中示出使用具有钢种b1～b24的化学成分的板坯制造的钢材(制造no.b1～b30)的板厚、制造方法、母材特性、金属组织。
由表7、表8明确可知，制造no.b1～b14在室温下的抗拉强度、屈服应力、以及极低温韧性满足目标值。
与此相对，制造no.b15的c含量少，制造no.b18的mn含量少，因此极低温韧性降低。制造no.b16、b17、b19～b23分别是c含量、si含量、mn含量、p含量、s含量、cr含量、al含量多，极低温韧性降低。制造no.b24，由于nb含量和b含量过多，因此极低温韧性降低。制造no.b25，ti含量和n含量多，极低温韧性降低。
制造no.b26～b30是采用了脱离优选范围的制造条件的例子。制造no.b26，由于轧制时的加热温度低，而且轧制结束温度也低，因此抗拉强度过度地增大，极低温韧性降低。制造no.b27、b29、b30分别是轧制时的加热温度、轧制结束温度、再加热淬火温度高，原始奥氏体粒径变大，另外，有效晶体粒径也变大，极低温韧性降低。制造no.b28，在950℃以下的累积压下率低，原始奥氏体粒径变大，极低温韧性降低。