br>[0153] 以上，对本发明的厚钢板进行说明。
[0154] 接着，对制造本发明的厚钢板的方法进行说明。本申请技术方案1或2中规定的 本发明的厚钢板的制造方法具有如下特征：所述制造方法进行以下工序：按照满足下述的 方式调整L处理温度及钢中成分的工序，即以在a-Y2相共存域（Ael~Aj^)的热处理 (L处理）中的温度（L处理温度）和钢中的^及A。3构成的基于下述式（5)算出的L参数 为0. 25以上且0. 45以下，并且以上述L参数和钢中成分构成的基于下述式（6)算出的入^ 参数为7以下；以及，在L处理后水冷至室温并进行回火处理（T处理）时，以AuW下的温 度进行10~60分钟的工序。
[0155] 1参数=仏处理温度-41)八^1)+0.25...(5)
[0156] 参数=9. 05X(0? 90X[L参数]+0? 14)X[Mn]+1. 46X(0? 37X[L参 数]+0? 67)X[Cr]-41. 5X(0? 26X[L参数]+0? 79)X[Mo] ? ? ? (6)
[0157] (式中，□是指钢中的各成分的含量（质量％)。）
[0158] 以下，对各工序进行详细叙述。
[0159] 上述的本发明的制造方法通过适当控制轧制工序及其后的回火处理（T处理）来 制造满足上述要件的厚钢板，制钢工序并无特别限定，可以采用通常所使用的方法。
[0160] 以下，对本发明所具特征的轧制工序以后的工序依次进行详细说明。
[0161] 首先，优选将加热温度控制为约900~1100°C、将FRT(终轧温度）控制为约700~ 900°C、将SCT(冷却开始温度）控制为约650~800°C。在此，SCT优选在终轧后的60秒以 内控制为上述范围，由此，在轧制一冷却后得到对提高韧性有用的微细组织。
[0162] 接着，在800°C~500°C的温度范围以约10°C/s以上的平均冷却速度进行冷却。 在本发明中，特别控制上述温度范围的平均冷却速度是为了在冷却后得到微细的组织。需 要说明的是，其上限并无特别限定。
[0163] 在本发明中，优选在至少上述温度范围以约10°C/s以上的平均冷却速度进行冷 却，但在上述平均冷却速度下的停止温度优选为200°C以下。由此，能够降低未相变Y，并 且得到微细均匀的组织。
[0164] 在热轧后，加热并保持在A。^A。3点的二相域[铁素体（a)-y]温度（L处理温 度），之后进行水冷（L处理）。在本发明中，为了将残留Y的体积分率及残留Y稳定化参 数（优选残留Y的体积分率?残留Y稳定化参数）控制在本发明的范围，按照使上述（5) 式所示的L参数及上述（6)式所示的参数达到规定范围的方式适当控制L处理温度及 钢中的成分。
[0165] 首先，热轧后的上述L处理温度优选控制在Ael~（Ael+Ae3)/2的范围内。由此，Ni 等合金元素在所生成的Y相中浓缩，其一部分成为在室温下亚稳态地存在的亚稳态残留 Y相。在上述L处理温度不足、点或超过[(Ael+Aj/2]时，结果无法充分确保在-196°C 的残留Y分率或残留Y的稳定性（参照后述的实施例1的表2B的No. 29、30)。优选的L 处理温度为大致620~650 °C。
[0166] 本说明书中，Ael点及Ae3点基于下述式算出（"讲座?现代金属学材料编4铁 钢材料"、社团法人日本金属学会）。
[0167] Acl 点
[0168] = 723-10. 7 X [Mn] -16. 9 X [Ni] +29. 1 X [Si] +16. 9 X [Cr] +290 X [As] +6. 38 X [ff]
[0169] Ac3 点
[0170] = 910-203 X [C]1/2-15. 2X [Ni]+44. 7X [Si]+104X [V]+31. 5X [M0]+-30X [Mn] + 11 X [Cr]+20X [Cu]
[0171] 上述式中，□是指钢材中的合金元素的浓度（质量％ )。需要说明的是，在本发明 中不含As及W作为钢中成分，因此在上述式中[As]及[W]均按0%来计算。
[0172] 在上述二相域温度的加热时间（保持时间）优选为大致10~50分钟。若不足10 分钟，则合金元素向Y相的浓缩无法充分进行，另一方面，若超过50分钟，则a相被退火， 使强度降低。优选的加热时间的上限为30分。
[0173] 此外，在本发明中，按照各个成分的不同，上述（5)式所示的L参数为0.25以上且 0.45以下。L参数是为了最终兼具残留Y的体积分率和残留Y的稳定性而有效利用L处 理中的合金浓缩所设定的参数。如后述的实施例所示，若L参数处于上述范围以外，则无法 得到所需的残留Y分率和/或残留Y的稳定性。优选为0.28以上且0.42以下，更优选 为0.30以上且0.40以下。
[0174] 此外，在本发明中，如上述（6)式那样将Mn、Cr和Mo的各含量及以上述L参数确 定的\参数控制在7以下。该A ^参数是：L处理中P偏析到原Y晶界等，Mn或Cr过度 浓缩时抑制对浓缩部产生的回火脆性的不良影响而设定的参数。对偏析到原Y晶界的P 量难以直接进行测定，因此上述A ^参数可以被赋予所谓偏析到原Y晶界的P量的代替参 数的地位。P向原Y晶界的偏析越小，\参数越小。优选为0. 0以下、更优选为-10. 0以 下。需要说明的是，其下限并无特别限定，从成本的观点出发，优选尽可能抑制Mo添加量， 另外，若综合考虑各含量和L参数的优选范围等，则优选为大致-30以上。
[0175] 详细而言，在_196°C这样的极低温域，P等微量杂质的不良影响容易明显化，对于 回火脆性而言，在P向原Y晶界的偏析大时（即，在参数大时），推测对极低温韧性带 来不良影响。例如，若将后述的实施例1的表1的No. 1、2、25(均为本发明例）进行比较， 则残留y的体积分率及残留y稳定化参数为相同程度[No. 1中，残留Y的体积分率= 8. 0%、残留Y稳定化参数=3. 7 ;No. 2中，残留Y的体积分率=9. 4%、残留Y稳定化参 数=3. 8 ;No. 25中，残留y的体积分率=7. 9%、残留y稳定化参数=3. 7]，\参数大 不相同，分别为-6. 8(No. 1)、-10. 9(No. 2)、5. 2(No. 25)。因此，在上述3例中，参数最低 的No. 2的极低温韧性最优异。
[0176] 接着，水冷至室温后，进行回火处理（T处理）。
[0177] 回火处理在^以下的温度进行10~60分钟。通过这样的低温回火，使C在亚稳 态残留Y中浓缩，亚稳态残留Y相的稳定度增加，因此得到即使在_196°C也稳定存在的残 留Y相。另外，通过上述低温回火，能够确保较低的Ms点。
[0178] 若回火温度超过Ael温度，则在二相共存域保持中所生成的亚稳态残留Y相分解 为a相和渗碳体相，无法充分确保在-196°C下的残留Y相。另一方面，在回火温度不足 540°C或回火时间不足10分钟的情况下，C向亚稳态残留Y相中的浓缩无法充分进行，无 法确保所需的_196°C下的残留Y量。另外，若回火时间超过60分钟，则a相的位错密度 过度减少，无法确定规定的强度（TS及YS)(参照后述的实施例1的表2B的No. 33)。
[0179]优选的回火处理条件为回火温度：540~560°C、回火时间：15分钟以上且45分以 下（更优选为35分钟以下、进一步优选为25分钟以下）。
[0180] 如上述那样进行回火处理后，冷却至室温。回火后的冷却方法在空冷下进行而并 非水冷。这是由于：在空冷中碳向残留Y中浓缩，因此与水冷相比，空冷时的残留Y稳定 化参数更大。
[0181] 接着，对本申请权利要求3中规定的本发明的厚钢板的制造方法进行说明。
[0182] 本发明的制造方法具有如下特征：所述制造方法进行以下工序：按照满足使基于 上述（5)式算出的L参数为0. 6以上且1. 1以下，且以上述L参数和钢中成分构成的基于 上述（6)式算出的参数为〇以下的方式调整L处理温度及钢中成分；以及在L处理后 水冷至室温并进行回火处理（T处理）时，以^以下的温度进行10~60分钟。
[0183] 以下，对各工序进行详细叙述，但是对与上述的制造本申请权利要求1或2的本发 明的厚钢板的方法重复的部分（轧制工序的诸多条件、L处理的温度?保持时间的条件等） 省略说明。
[0184] 在上述本申请权利要求3中规定的本发明的厚钢板的制造方法中，将上述（5)式 所示的L参数设定为0.6以上且1.1以下。L参数是为了最终兼具残留Y的体积分率和残 留y的稳定性（尤其Di值及残留中的Mn浓度所示的情况）而设定的参数，从本发明的厚 钢板的成分及所需的组织条件的观点出发，尤其规定了上限（1. 1以下）。需要说明的是，通 过L处理来提高残留Y的稳定性（即，使Mn向残留Y中浓缩）是指：若反过来，则是使母 相（钢中）的Mn浓度变稀薄。在该状态下，会给确保强度带来不良影响，或者无法兼具残 留y的体积分率和残留y的稳定性，因此在本发明中，设定了L参数的下限（0.6以上）。 优选的L参数为0. 7以上且1. 0以下。
[0185] 此外，在本发明中，如上述（6)式那样将钢中的Mn、Cr和Mo的各含量以及以上述 L参数确定的参数控制为〇以下。如上所述，该X^参数是：为了在L处理中P向原Y 晶界偏析等而在Mn或Cr过度浓缩时抑制对浓缩部产生的回火脆性的不良影响而设定的参 数。对偏析到原晶界的P量无法直接进行测定，因此A^参数可以被赋予所谓偏析到原Y 晶界的P量的代替参数的地位。P向原Y晶界的偏析越小，\参数越小。优选为-10.0以 下。需要说明的是，其下限并未特别限定，从成本的观点出发，优选尽可能抑制Mo添加量， 另外，若综合考虑各含量和L参数的优选范围等，则优选为大致-30以上。
[0186] 接着，水冷至室温后，进行回火处理（T处理）。
[0187] 回火处理在Ael&下的温度进行10~60分钟。如上所述，通过这样的低温回火， 使C在亚稳态残留Y中浓缩，亚稳态残留y相的稳定度增加，因此得到即使在-196°C也稳 定存在的残留Y相。另外，通过上述低温回火，可以确保较低的Ms点。
[0188]若回火温度超过Ael，则在二相共存域保持中生成的亚稳态残留Y相分解成《相 和渗碳体相，无法充分确保在_196°C的残留Y相。另一方面，在回火时间不足1〇分钟时，C向亚稳态残留Y相中的浓缩无法充分进行，无法确保所需的-196°C下的残留Y量。另 外，若回火时间超过60分钟，则a相的位错密度过度减少，无法确保规定的强度（TS)(参 照后述的实施例3的表2B的No. 7)。优选的回火时间为15分钟以上且45分钟以下，更优 选为20分钟以上且35分钟以下。
[0189] 此外，回火温度为Au以下的温度，优选的回火温度为510°C~520°C。
[0190] 如上述那样进行回火处理后，冷却至室温。回火后的冷却方法在空冷下进行而并 非水冷。在空冷中碳向残留Y中浓缩，因此与水冷相比，空冷时的残留Y稳定化参数更大。
[0191] 实施例
[0192] 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，可以在能 够符合前述、后述的宗旨的范围内加以变更而实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
[0193] 实施例1 :满足_196°C下的脆性断裂率彡10%、抗拉强度TS> 741MPa、屈服强度 YS> 590MPa的厚钢板的实施例
[0194]使用真空熔化炉（150kgVIF)，熔炼表1所示的成分组成（余量：铁及不可避免的 的杂质，单位为质量％ )的供试钢，进行铸造后，通过热锻，制作150_X150_X600mm的铸 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。
[0195] 接着，将上述的铸锭在1100°C加热后，以830°C以上的温度轧制至板厚75mm，设定 终轧温度（FRT) 700°C、FRT后60秒以内的SCT:650°C，进行水冷，由此轧制至板厚25mm(压 下率83% )。需要说明的是，在800~500°C的平均冷却速度设定为19°C/s，冷轧至200°C 以下的停止温度。
[0196] 将这样得到的钢板以表2所示的L处理温度进行L处理，加热保持30分钟后，进 行水冷。再以表2所示的温度（T处理温度）及时间（T时间）进行T处理（回火）后，空 冷至室温。
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