CN111051553A - 高Mn钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供能够抑制原材及制造所需的成本的、低温韧性优良的高Mn钢。所述高Mn钢具有以质量％计含有C：0.100％以上且0.700％以下、Si：0.05％以上且1.00％以下、Mn：20.0％以上且35.0％以下、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％以上且0.07％以下、Cr：0.5％以上且7.0％以下、N：0.0050％以上且0.0500％以下、O：0.0050％以下、Ti：0.0050％以下和Nb：0.0050％以下、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成以及以奥氏体作为基底相的显微组织，使该显微组织中的Mn偏析部的Mn浓度为16％以上且38％以下，使KAM值的平均值为0.3以上。

Description

高Mn钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合供于例如液化气体贮槽用罐等在极低温环境下使用的结构用钢的、特别是低温下的韧性优良的高Mn钢及其制造方法。
背景技术
要将热轧钢板用于液化气体贮槽用结构物，由于使用环境为极低温，因此要求钢板不仅为高强度而且还要求低温下的韧性优良。例如，在将热轧钢板用于液化天然气的贮槽的情况下，需要在液化天然气的沸点：-164℃以下确保优良的韧性。若钢材的低温韧性差，则可能变得无法维持作为极低温贮槽用结构物的安全性，因此强烈要求提高所应用的钢材的低温韧性。以下，包括-164℃的极低温范围在内，统称为低温。
针对该要求，以往使用在低温下不显示脆性的以奥氏体为钢板组织的奥氏体系不锈钢、9％Ni钢或5000系铝合金。但是，由于合金成本、制造成本高，因此需要价格便宜且低温韧性优良的钢材。
因此，作为代替以往的低温用钢的新型钢材，例如专利文献1中提出了使用添加大量价格相对便宜的作为奥氏体稳定化元素的Mn的高Mn钢作为低温环境的结构用钢。
在专利文献1中提出了如下技术：控制Mn偏析比从而避免在晶界生成的碳化物成为破坏的起点。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2017-71817号公报
发明内容
发明所要解决的问题
通过专利文献1中记载的技术，能够提供低温韧性优良的高Mn钢，但其中记载的高Mn钢从确保韧性的观点出发必须含有Ni，在这方面需要降低原材成本。此外，为了降低Mn偏析比，需要进行加热温度(℃)与加热时间(小时)之积为30000℃·小时以上的扩散热处理，因此，制造成本高也是问题。
因此，本发明的目的在于提供能够抑制原材及制造所需的成本的低温韧性优良的高Mn钢。此外，本发明的目的在于提供用于制造这样的高Mn钢的有利方法。在此，上述“低温韧性优良”是指-196℃下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为100J以上。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题，以高Mn钢为对象对决定钢板的成分组成和组织的各种因素进行深入研究，得出下述a～d的见解。
a.在高Mn的奥氏体钢中，Mn的扩散慢，因此在热轧后仍存在连续铸造时生成的Mn浓度低的Mn偏析部。该Mn偏析部的Mn浓度小于16％时，低温下生成形变诱发马氏体，导致低温韧性的劣化。由此，为了提高高Mn钢的低温韧性，提高Mn偏析部的Mn浓度是有效的。
b.在高Mn的奥氏体钢中，Mn的扩散慢，因此在热轧后仍存在连续铸造时生成的Mn浓度高的Mn偏析部。该Mn偏析部大于38％时，导致晶界破坏，因此仍导致低温韧性的劣化。由此，为了提高高Mn钢的低温韧性，降低Mn偏析部的Mn浓度是有效的。
c.如果能够在适当的条件下进行热轧，则能够在不进行扩散热处理的情况下实现上述a或b，能够抑制制造成本。
d.通过在适当的条件下实施热轧而提供高位错密度对于提高屈服强度是有效的。
本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的，其主旨如下所述。
1.一种高Mn钢，其具有以质量％计含有C：0.100％以上且0.700％以下、Si：0.05％以上且1.00％以下、Mn：20.0％以上且35.0％以下、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％以上且0.07％以下、Cr：0.5％以上且7.0％以下、N：0.0050％以上且0.0500％以下、O：0.0050％以下、Ti：0.0050％以下和Nb：0.0050％以下、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成，并且具有以奥氏体作为基底相的显微组织，该显微组织中的Mn偏析部的Mn浓度为16％以上且38％以下，KAM(内核平均取向差，Kernel Average Misorientation)值的平均值为0.3以上，-196℃下的夏比冲击试验的吸收能为100J以上并且屈服强度为400MPa以上。
另外，KAM值是指晶粒内的各像素(0.3μm间距)与相邻的像素的取向差的平均值。针对热轧后的钢板，在任意两个视野中进行500μm×200μm的视野内的EBSD(电子背散射衍射，Electron Backscatter Diffraction)解析，根据结果将测定的全部区域的平均值设为平均KAM值。
2.如上述1所述的高Mn钢，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0010％以上且0.0200％以下中的一种或两种以上。
3.一种高Mn钢的制造方法，其中，将具有上述1或2所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围，进行轧制结束温度为800℃以上且总压下率为20％以上的热轧。
4.如上述3所述的高Mn钢的制造方法，其中，进一步进行精轧结束温度为700℃以上且低于950℃的热轧，然后进行从(精轧结束温度-100℃)以上的温度到300℃以上且650℃以下的温度范围的平均冷却速度为1.0℃/秒以上的冷却处理。
在此，上述各温度范围分别为钢原材或钢板的表面温度。
发明效果
根据本发明，能够提供低温韧性优良的高Mn钢。因此，本发明的高Mn钢极为有助于提高液化气体贮槽用罐等在低温环境下使用的钢结构物的安全性、寿命，在产业上具有显著效果。另外，本发明的制造方法中，由于不会导致生产率的降低以及制造成本的增加，因此能够提供经济性优良的方法。
附图说明
图1是示出Mn偏析部的Mn浓度与夏比吸收能(vE-196)的关系的图。
图2是示出Mn偏析部的Mn浓度与夏比吸收能(vE-196)的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明的高Mn钢进行详细说明。
[成分组成]
首先，对本发明的高Mn钢的成分组成和其限定理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，成分组成中的“％”的表述是指“质量％”。
C：0.100％以上且0.700％以下
C是价格便宜的奥氏体稳定化元素，是用于得到奥氏体的重要元素。为了得到其效果，C需要含有0.100％以上。另一方面，含有超过0.700％时，过度生成Cr碳化物，低温韧性降低。因此，C设定为0.100％以上且0.700％以下。优选设定为0.200％以上且0.600％以下。
Si：0.05％以上且1.00％以下
Si作为脱氧材料发挥作用，不仅对于炼钢而言是必须的，而且具有固溶于钢中而通过固溶强化使钢板高强度化的效果。为了得到这样的效果，Si需要含有0.05％以上。另一方面，含有超过1.00％时，焊接性劣化。因此，Si设定为0.05％以上且1.00％以下。优选设定为0.07％以上且0.50％以下。
Mn：20.0％以上且35.0％以下
Mn是价格相对便宜的奥氏体稳定化元素。在本发明中，是用于兼顾强度和低温韧性的重要元素。为了得到该效果，Mn需要含有20.0％以上。另一方面，含有超过35.0％时，低温韧性劣化。另外，焊接性、切割性劣化。此外还助长偏析，助长应力腐蚀开裂的发生。因此，Mn设定为20.0％以上且35.0％以下。优选设定为23.0％以上且30.0％以下。更优选设定为28.0％以下。
P：0.030％以下
P含有超过0.030％时，在晶界发生偏析，成为应力腐蚀开裂的发生起点。因此，将0.030％设为上限，优选尽可能减少。因此，P设定为0.030％以下。需要说明的是，过度减少P使得精炼成本高涨，经济上变得不利，因此优选设定为0.002％以上。优选设定为0.005％以上且0.028％以下，进一步优选设定为0.024％以下。
S：0.0070％以下
S由于使母材的低温韧性、延展性劣化，因此，将0.0070％设为上限，优选尽可能减少。因此，S设定为0.0070％以下。需要说明的是，过度减少S使得精炼成本高涨，经济上变得不利，因此优选设定为0.001％以上。优选设定为0.0020％以上且0.0060％以下。
Al：0.01％以上且0.07％以下
Al作为脱氧剂发挥作用，在钢板的钢水脱氧工艺中使用最为广泛。为了得到这样的效果，Al需要含有0.01％以上。另一方面，含有超过0.07％时，在焊接时混入焊接金属部，使焊接金属的韧性劣化，因此设定为0.07％以下。因此，Al设定为0.01％以上且0.07％以下。优选设定为0.02％以上且0.06％以下。
Cr：0.5％以上且7.0％以下
Cr是通过适量添加使奥氏体稳定化、对于提高低温韧性和母材强度有效的元素。为了得到这样的效果，Cr需要含有0.5％以上。另一方面，含有超过7.0％时，由于Cr碳化物的生成，低温韧性和耐应力腐蚀开裂性降低。因此，Cr设定为0.5％以上且7.0％以下。优选设定为1.0％以上且6.7％以下，更优选设定为1.2％以上且6.5％以下。另外，为了进一步提高耐应力腐蚀开裂，进一步优选为2.0％以上且6.0％以下。
N：0.0050％以上且0.0500％以下
N是奥氏体稳定化元素，是对于提高低温韧性有效的元素。为了得到这样的效果，N需要含有0.0050％以上。另一方面，含有超过0.0500％时，氮化物或碳氮化物粗大化，韧性降低。因此，N设定为0.0050％以上且0.0500％以下。优选设定为0.0060％以上且0.0400％以下。
O：0.0050％以下
O由于形成氧化物而使低温韧性劣化。因此，O设定为0.0050％以下的范围。优选为0.0045％以下。需要说明的是，过度减少O使得精炼成本高涨，经济上变得不利，因此优选设定为0.0010％以上。
将Ti和Nb的含量分别抑制为0.005％以下
Ti和Nb在钢中形成高熔点的碳氮化物而抑制晶粒的粗大化，其结果，成为破坏的起点、龟裂传播的路径。特别是在高Mn钢中对用于提高低温韧性、提高延展性的组织控制造成妨碍，因此需要有意地加以抑制。即，Ti和Nb是从原材料等中不可避免地混入的成分，通常以Ti：大于0.005％且0.010％以下和Nb：大于0.005％且0.010％以下的范围混入。因此，需要按照后述的方法避免Ti和Nb的不可避免的混入，将Ti和Nb的含量分别抑制为0.005％以下。通过将Ti和Nb的含量分别抑制为0.005％以下，能够排除上述碳氮化物的不良影响，确保优良的低温韧性和延展性。优选将Ti和Nb的含量设定为0.003％以下。当然，Ti和Nb的含量可以为0％。
上述成分以外的余量为铁和不可避免的杂质。作为此处的不可避免的杂质，可以列举H等，只要合计为0.01％以下就能够容许。
[组织]
以奥氏体作为基底相的显微组织
在钢材的晶体结构为体心立方结构(bcc)的情况下，该钢材在低温环境下可能发生脆性断裂，因此不适合在低温环境下使用。在此，在设想在低温环境下使用时，钢材的基底相必须是晶体结构为面心立方结构(fcc)的奥氏体组织。需要说明的是，“以奥氏体作为基底相”是指奥氏体相以面积率计为90％以上。奥氏体相以外的余量为铁素体相或马氏体相。进一步优选为95％以上。
如上所述，在含有20.0％以上且35.0％以下的Mn的高Mn钢中，生成与成分组成中的Mn含量相比Mn浓度较低的偏析部和该Mn浓度较高的偏析部。如下所示发现这些存在Mn浓度差的部分成为使低温韧性劣化的因素。
即，针对对上述成分组成的钢原材实施各种条件的热轧而得到的钢板，测定Mn偏析部的Mn浓度以及-196℃下的夏比冲击试验的吸收能。在此，Mn偏析部是指Mn偏析带间的Mn浓度低或高的区域，具体而言，以热轧后的钢板的轧制方向截面的研磨面中通过EBSD(电子背散射衍射，Electron Backscatter Diffraction)解析测定的Mn浓度最低或最高的区域为代表。
显微组织中的Mn偏析部的Mn浓度为16％以上且38％以下
首先，针对Mn浓度低的Mn偏析部，对其Mn浓度以及-196℃下的夏比冲击试验的吸收能进行测定的结果如图1所示，可知，如果使Mn偏析部的Mn浓度为16％以上，则可实现上述吸收能为100J以上。Mn偏析部的Mn浓度优选为17％以上。
进一步，针对Mn浓度高的Mn偏析部，对其Mn浓度以及-196℃下的夏比冲击试验的吸收能进行测定的结果如图2所示，可知，如果使Mn偏析部的Mn浓度为38％以下，则可实现上述吸收能为100J以上。Mn偏析部的Mn浓度优选为37％以下。
KAM(内核平均取向差，Kernel Average Misorientation)值的平均值为0.3以上
如上所述，KAM值为如下所述的值：针对热轧后的钢板，在任意两个视野中进行500μm×200μm的视野内的EBSD(电子背散射衍射，Electron Backscatter Diffraction)解析，根据结果，以晶粒内的各像素(0.3μm间距)与相邻的像素的取向差的平均值的形式求出。该KAM值反映了组织中的位错引起的局部晶体取向变化，KAM值越高，表示测定点与相邻的部位的取向差越大。即，KAM值越高，意味着晶粒内的局部变形程度越高，因此，在轧制后的钢板中KAM值越高，则位错密度越高。并且，该KAM值的平均值为0.3以上时，蓄积有大量位错，因此屈服强度提高。优选为0.5以上。另一方面，KAM值的平均值超过1.3时，韧性有可能劣化，因此优选设定为1.3以下。
上述Mn偏析部的Mn浓度为16％以上且38％以下以及KAM值平均值为0.3以上可以通过在上述成分组成下按照后述条件进行热轧来实现。
在本发明中，出于进一步提高强度和低温韧性的目的，除了上述必须元素以外还可以根据需要含有下述元素：
Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0010％以上且0.0200％以下中的一种或两种以上。
Mo、V、W：2.0％以下
Mo、V和W有助于奥氏体的稳定化并且有助于提高母材强度。为了得到这样的效果，Mo、V和W优选含有0.001％以上。另一方面，含有超过2.0％时，有时生成粗大的碳氮化物，成为破坏的起点，而且迫使制造成本增加。因此，含有这些合金元素的情况下，其含量设定为2.0％。优选设定为0.003％以上且1.7％以下，更优选设定为1.5％以下。
Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0010％以上且0.0200％以下
Ca、Mg和REM是对夹杂物的形态控制有用的元素，可以根据需要含有。夹杂物的形态控制是指使伸展的硫化物系夹杂物变为粒状的夹杂物。通过该夹杂物的形态控制，使延展性、韧性和耐硫化物应力腐蚀开裂性提高。为了得到这样的效果，Ca、Mg优选含有0.0005％以上，REM优选含有0.0010％以上。另一方面，若含有大量任一种元素，则非金属夹杂物量增加，反而延展性、韧性、耐硫化物应力腐蚀开裂性有时降低。另外，有时经济上变得不利。
因此，含有Ca和Mg的情况下，分别设定为0.0005％以上且0.0050％以下，含有REM的情况下，设定为0.0010％以上且0.0200％以下。优选Ca量设定为0.0010％以上且0.0040％以下，Mg量设定为0.0010％以上且0.0040％以下，REM量设定为0.0020％以上且0.0150％以下。
本发明的高Mn钢可以将具有上述成分组成的钢水通过转炉、电炉等公知的熔炼方法进行熔炼。另外，可以利用真空脱气炉进行二次精炼。此时，为了将妨碍适当的组织控制的Ti和Nb限制在上述范围，需要避免从原料等不可避免地混入，并采取减少它们的含量的措施。例如，通过降低精炼阶段的熔渣的碱度，使这些合金向熔渣富集而排出从而减少最终的钢坯产品中的Ti和Nb的浓度。另外，可以采用吹入氧进行氧化、在回流时使Ti和Nb的合金悬浮分离等方法。然后，优选通过连铸法等公知的铸造方法制成规定尺寸的钢坯等钢原材。
此外，对用于将上述钢原材制造成低温韧性优良的钢材的制造条件进行规定。
[钢原材加热温度：1100℃以上且1300℃以下]
为了得到上述构成的高Mn钢，加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围，进行轧制结束温度为800℃以上且总压下率为20％以上的热轧很重要。此处的温度控制以钢原材的表面温度为基准。
即，为了通过热轧促进Mn的扩散，轧制前的加热温度设定为1100℃以上。另一方面，超过1300℃时，担心钢开始熔化，因此加热温度的上限设定为1300℃。优选为1150℃以上且1250℃以下。
[轧制结束温度为800℃以上且总压下率为20％以上]
此外，通过使轧制时的总压下率高达20％以上，缩短Mn偏析部与偏析部的距离而促进Mn的扩散也很重要。同样，从促进轧制时的Mn的扩散的观点出发，将轧制结束温度设定为800℃以上。其原因是因为，低于800℃时，远低于Mn的熔点的三分之二，因此不能使Mn充分扩散。优选为950℃以上，进一步优选为1000℃以上且1050℃以下。另外，总压下率优选为30％以上。需要说明的是，总压下率的上限无需特别规定，从提高轧制效率的观点出发，优选设定为98％。
另外，根据需要，上述热轧后追加满足下述条件的第二次热轧对于提高KAM值是有利的。此时，上述第一次热轧的结束温度为1100℃以上时，可以直接继续进行第二次热轧，但在低于1100℃的情况下，进行1100℃以上的再加热。在此，超过1300℃时，担心钢开始熔化，因此加热温度的上限设定为1300℃。需要说明的是，温度控制以钢原材的表面温度为基准。优选为1150℃以上且1250℃以下。
[精轧结束温度：700℃以上且低于950℃]
第二次热轧需要在700℃以上且低于950℃进行1道次以上的最终精轧。即，通过在低于950℃进行1道次以上的优选为10％以上的轧制，通过第一次轧制导入的位错难以恢复而容易残留，因此能够提高KAM值。另外，在950℃以上的温度区域进行精轧时，结晶粒径变得过度粗大，无法得到期望的屈服强度。因此，优选在低于950℃进行1道次以上的最终精轧。精轧温度优选为900℃以下，更优选为850℃以下。
另一方面，精轧温度低于700℃时，韧性劣化，因此设定为700℃以上。进一步优选为750℃以上。需要说明的是，低于950℃的压下率优选为20％以上，更优选为50％以上。但是，进行大于95％的压下时，韧性劣化，因此优选为95％以下。
[从(精轧结束温度-100℃)以上的温度到300℃以上且650℃以下的温度范围的平均冷却速度：1.0℃/秒以上]
热轧结束后快速进行冷却。使热轧后的钢板缓慢地冷却时，析出物的生成被促进，导致低温韧性的劣化。这些析出物的生成可以通过以1.0℃/秒以上的冷却速度进行冷却来抑制。另外，进行过度的冷却时，钢板发生变形，使生产率降低。特别是对于板厚小于10mm的钢材而言，优选进行空冷。因此，冷却起始温度的上限设定为900℃。出于上述理由，热轧后的冷却中，从(精轧结束温度-100℃)以上的温度到300℃以上且650℃以下的温度范围的钢板表面的平均冷却速度设定为1.0℃/秒以上。需要说明的是，在保持轧制的状态下Mn偏析部的Mn浓度的范围变窄，因此无需之后的热处理。
实施例
以下，通过实施例对本发明详细地进行说明。需要说明的是，本发明并非限定于以下实施例。
通过转炉-钢包精炼-连铸法，制作出形成表1所示的成分组成的钢坯。接着，将所得到的钢坯在表2所示的条件下通过开坯轧制(第一次热轧)和热轧(第二次热轧)而制成10～30mm厚的钢板。对于所得到的钢板，按照下述要领实施拉伸特性、韧性和组织评价。
(1)拉伸试验特性
从所得到的各钢板裁取JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241(1998年)的规定实施拉伸试验，考察拉伸试验特性。在本发明中，将屈服强度为400MPa以上以及拉伸强度为800MPa以上判定为拉伸特性优良。此外，将伸长率为40％以上判定为延展性优良。
(2)低温韧性
从板厚超过20mm的各钢板的板厚1/4位置、或板厚20mm以下的各钢板的板厚1/2位置的与轧制方向平行的方向，依据JIS Z 2242(2005年)的规定裁取夏比V型缺口试验片，依据JIS Z 2242(2005年)的规定对各钢板实施三个试验片的夏比冲击试验，求出-196℃下的吸收能，对母材韧性进行评价。在本发明中，将三个试验片的吸收能(vE-196)的平均值为100J以上设定为母材韧性优良。需要说明的是，对于板厚小于10mm的各钢板，从板厚1/2位置的与轧制方向平行的方向，依据JIS Z 2242(2005年)的规定裁取5mm小尺寸夏比V型缺口试验片，依据JIS Z 2242(2005年)的规定对各钢板在-196℃下实施三个试验片的夏比冲击试验。在此，将三个试验片的吸收能(vE-196)的平均值为67J以上设为母材韧性优良。
脆性断面率
在-196℃下进行夏比冲击试验后，进行SEM观察(500倍下10个视野)，测定脆性断面率。将脆性断面率为0％设为低温韧性优良。
(3)组织评价
KAM值
针对热轧后的钢板，在轧制方向截面的研磨面，在任意两个视野(板厚四分之一的位置和板厚二分之一的位置)中进行500μm×200μm的视野内的EBSD(电子背散射衍射，Electron Backscatter Diffraction)解析(测定步幅：0.3μm)，将测定的全部区域的平均值设为平均KAM值。
形变诱发马氏体
夏比冲击试验后，将试验片深入研磨至缺口底，通过EBSD解析(测定步幅：0.08μm)对100μm×100μm的视野观察5个视野，测定有无形变诱发马氏体。
Mn浓度
此外，在上述KAM值的EBSD测定位置，进行EPMA(电子探针显微分析仪，ElectronProbe Micro Analyzer)分析，求出Mn浓度，将Mn浓度最低的部位和最高的部位设为偏析部。
将通过以上得到的结果示于表3中。
Figure BDA0002393481510000151
[表2]
Figure BDA0002393481510000161
Figure BDA0002393481510000171
*5mm小尺寸夏比
确认到依据本发明的高Mn钢满足上述目标性能(母材的屈服强度为400MPa以上、低温韧性以吸收能(vE-196)的平均值计为100J以上)。另一方面，在本发明的范围以外的比较例中，屈服强度和低温韧性中的某一项以上不能满足上述目标性能。

Claims (4)

1.一种高Mn钢，其具有以质量％计含有C：0.100％以上且0.700％以下、Si：0.05％以上且1.00％以下、Mn：20.0％以上且35.0％以下、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％以上且0.07％以下、Cr：0.5％以上且7.0％以下、N：0.0050％以上且0.0500％以下、O：0.0050％以下、Ti：0.005％以下和Nb：0.005％以下、余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成，并且具有以奥氏体作为基底相的显微组织，该显微组织中的Mn偏析部的Mn浓度为16％以上且38％以下，KAM(内核平均取向差)值的平均值为0.3以上，-196℃下的夏比冲击试验的吸收能为100J以上并且屈服强度为400MPa以上。
2.如权利要求1所述的高Mn钢，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0010％以上且0.0200％以下中的一种或两种以上。
3.一种高Mn钢的制造方法，其中，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围，进行轧制结束温度为800℃以上且总压下率为20％以上的热轧。
4.如权利要求3所述的高Mn钢的制造方法，其中，进一步进行精轧结束温度为700℃以上且低于950℃的热轧，然后进行从(精轧结束温度-100℃)以上的温度到300℃以上且650℃以下的温度范围的平均冷却速度为1.0℃/秒以上的冷却处理。
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