CN111225992A - 具有优异的表面品质的用于低温的高锰钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了用于低温的高锰钢及其制造方法，所述高锰钢包含0.3重量％至0.8重量％的C、18重量％至26重量％的Mn、0.01重量％至1重量％的Si、0.01重量％至0.5重量％的Al、0.1重量％或更少的Ti(不包括0％)、1重量％至4.5重量％的Cr、0.1重量％至0.9重量％的Cu、0.03重量％或更少的S(不包括0％)、0.3重量％或更少的P(不包括0％)、0.001重量％至0.03重量％的N、0.004重量％或更少的B(不包括0％)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中显微组织为单相奥氏体组织，以及奥氏体组织的晶粒尺寸为50μm或更小。

Description

具有优异的表面品质的用于低温的高锰钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于低温应用的高锰钢，其可以在低温至室温的宽温度范围内用于液化气储存罐和运输设施，更具体地，涉及具有优异的表面品质的用于低温应用的高锰钢及其制造方法。
背景技术
由于关于环境污染和安全的法规加强以及化石燃料的枯竭，对作为替代能源的能源例如LNG和LPG的关注日益增加。随着对以低温液态运载的无污染燃料例如天然气和丙烷气体的需求增加，对无污染燃料的储存和运输设备的制造和材料开发也在不断增加。
在低温储存罐中使用在低温下具有优异的机械特性例如强度和韧性的材料，并且代表性材料可以为铝合金、奥氏体不锈钢、35％Inva钢和9％Ni钢。
在这样的材料中，就经济可行性和焊接性而言，最广泛使用9％镍钢。由于这些材料中的大多数就添加至其中的镍的量而言是高的，因此它们可能是昂贵的，因此，迫切需要开发具有优异的屈服强度和低温韧性的替代材料。
同时，用于制造具有高的低温韧性的材料的一种方法允许该材料在低温下具有稳定的奥氏体组织。
其一个实例为通过添加大量碳和锰使奥氏体稳定的技术。然而，当添加大量碳和锰以使奥氏体稳定时，用于产品的板坯具有奥氏体单相，即可能不会发生相变。
由于可能不会发生相变，因此板坯可能具有粗大的铸造组织。为此，在对板坯进行热轧时发生表面晶界开裂。此外，不涉及相变的板坯具有粗大的铸造组织，并因此具有差的高温延展性。
当在板坯的热轧期间发生表面晶界开裂时，钢的表面品质劣化，导致最终组织的厚度不规则。
特别地，这样的厚度不规则可能在结构设计中以及在使用需要通过确保钢的均匀厚度的耐压性的结构(例如低温压力容器)时引起重大问题。
[现有技术文献]
[专利文献]
(专利文献1)韩国特许专利公开申请第2011-0009792号
发明内容
技术问题
本公开的一个方面提供了不仅具有优异的屈服强度和冲击韧性而且还具有优异的表面品质的用于低温应用的高锰钢。
本公开的另一个方面提供了用于以低价格制造不仅具有优异的屈服强度和冲击韧性而且还具有优异的表面品质的用于低温应用的高锰钢的方法。
技术方案
根据本公开的一个方面，用于低温应用的高锰钢包含0.3重量％至0.8重量％的C、18重量％至26重量％的Mn、0.01重量％至1重量％的Si、0.01重量％至0.5重量％的Al、0.1重量％或更少的Ti(不包括0％)、1重量％至4.5重量％的Cr、0.1重量％至0.9重量％的Cu、0.03重量％或更少的S(不包括0％)、0.3重量％或更少的P(不包括0％)、0.001重量％至0.03重量％的N、0.004重量％或更少的B(不包括0％)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中显微组织可以包含奥氏体单相组织，奥氏体的平均晶粒尺寸可以为50μm或更小，以及晶粒尺寸为50μm或更大的奥氏体晶粒的数量可以为每cm2小于1个。
高锰钢可以包含1体积％或更少(包括0％)的析出物。
高锰钢的-196℃下轧制方向冲击韧性可以为100J或更高，且各向异性指数即-196℃下厚度方向冲击韧性与-196℃下轧制方向冲击韧性的比率可以为0.6或更高。
高锰钢的屈服强度可以为400MPa或更高。
高锰钢通过包括以下的制造方法制造：准备具有上述组成的板坯；对板坯进行再加热；以及对经再加热的板坯进行热轧，其中在再加热之前可以在板坯的表面层部分每cm2形成具有小于1个晶粒尺寸为150μm或更大的晶粒的再结晶组织。
在再加热之前板坯的表面层部分的平均晶粒尺寸可以为100μm或更小。
在再加热之前板坯在1100℃下的截面压下率(截面压缩率)可以为至少60％。
根据本公开的另一个方面，提供了制造用于低温应用的高锰钢的方法，所述方法包括：准备板坯，所述板坯包含0.3重量％至0.8重量％的C、18重量％至26重量％的Mn、0.01重量％至1重量％的Si、0.01重量％至0.5重量％的Al、0.1重量％或更少的Ti(不包括0％)、1重量％至4.5重量％的Cr、0.1重量％至0.9重量％的Cu、0.03重量％或更少的S(不包括0％)、0.3重量％或更少的P(不包括0％)、0.001重量％至0.03重量％的N、0.004重量％或更少的B(不包括0％)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质；施加变形，所述施加变形包括对板坯施加变形使得在板坯的表面层部分形成精细的再结晶组织；空气冷却，所述空气冷却包括将在其表面层部分形成有精细的再结晶组织的板坯空气冷却至室温；再加热，所述再加热包括将经空气冷却的板坯加热至1100℃至1250℃；热轧，所述热轧包括在850℃至950℃下对经再加热的板坯进行精轧以获得经热轧的钢；以及加速冷却，所述加速冷却包括以10℃/秒或更大的冷却速度将经热轧的钢加速冷却至600℃或更低的加速冷却终止温度。
优选地，进行施加变形使得晶粒尺寸为至少150μm的晶粒的数量为每cm2小于1个。
在再加热之前板坯的表面层部分的平均晶粒尺寸可以为100μm或更小。
施加变形通过在1000℃至1200℃下在高压下量条件下进行粗轧来进行。
施加变形可以通过在1000℃至1200℃下进行高温锻造来进行。
在高温锻造之后板坯的表面层部分的平均晶粒尺寸可以为100μm或更小。
可以进行施加变形使得相对于初始板坯的厚度压下率(厚度压缩率)为15％至50％。
在热轧期间，可以在进行精轧时根据最终钢的厚度控制精轧温度。
在热轧期间，当钢的最终厚度可以为18t(t：钢厚度(mm))或以上时，热精轧期间的最终道次轧制温度为850℃或以上且低于900℃，以及当钢的最终厚度可以小于18t(t：钢厚度(mm))时，热精轧期间的最终道次轧制温度为900℃至950℃。
有益效果
根据一个方面，可以以低价格提供不仅具有优异的屈服强度和冲击韧性而且还具有优异的表面品质的用于低温应用的高锰钢。
附图说明
图1和2示出了板坯在锻造之前和之后的显微组织；图1示出了板坯在锻造之前的显微组织，而图2示出了板坯在锻造之后的显微组织。
图3和4示出了常规钢和适合于本公开的钢的显微组织；图3示出了形成有粗大的奥氏体晶粒的常规钢(比较例2)的显微组织，而图4示出了根据本发明被施加板坯的锻造的钢(发明例3)的奥氏体的均匀组织。
图5和6是示出确定是否产生表面不规则的结果的实例的照片图像；图5示出了产生表面不规则的情况的实例，而图6示出了未产生表面不规则的情况的实例。
图7是示出板坯的高温延展性根据板坯的表面层的显微组织晶粒尺寸的变化的图。
具体实施方式
本发明涉及具有优异的表面品质的用于低温应用的高锰钢及其制造方法。将描述本发明的优选实施方案。实施方案可以以各种形式修改，并且本发明的范围不应被解释为限于以下描述的那些。实施方案被提供用于向本领域技术人员详细描述本发明。
本发明优选地应用于包括例如液化石油气和液化天然气的材料，从而用于在低温下用于储存和输送的低温组件例如燃料罐、储存罐、船舶膜和输送管。
当如本发明中通过添加大量碳和锰来使奥氏体稳定时，板坯到产品具有奥氏体相，即，这些不经历相变。
由于不发生相变，板坯具有粗大的铸造组织。为此，在对板坯进行热轧时发生表面晶界开裂。
当在热轧期间发生开裂时，钢的表面品质可能劣化，从而引起最终结构产品的厚度不规则。此外，不涉及相变的板坯具有粗大的铸造组织，并因此不具有优异的高温延展性。
在这方面，本发明人进行了研究和实验以开发不仅具有高的屈服强度和优异的冲击韧性而且还具有优异的表面品质的用于低温应用的高锰钢，并且作为结果，完成了本发明。
本公开的主要概念如下。
1)为了使奥氏体组织稳定，特别控制C、Mn和Cu的含量。奥氏体稳定可以有助于优异的低温韧性。
2)特别控制钢的显微组织的尺寸和粗大晶粒的数量。这可以有助于改善钢的表面品质。
3)特别控制经热轧的钢的冷却条件。这可以有助于防止晶粒中形成碳化物，这可以改善冲击韧性。
4)使板坯在其热轧之前经历变形，使得在板坯的表面层部分形成再结晶显微组织。变形处理的一个实例是在高压下量条件下进行粗轧或者在高压下量条件下进行高温锻造。
在对板坯进行热轧之前，通过使板坯变形(例如在高压下量条件下进行粗轧、在高压下量条件下进行锻造等)，以在板坯的表面层上形成再结晶显微组织，可以防止粗大晶粒开裂的产生和沿铸造组织的扩展，从而改善钢的表面品质。此外，由于在板坯的表面层上形成再结晶显微组织，可以改善板坯的高温延展性。
5)特别控制热轧条件。特别地，在热轧期间根据最终钢厚度控制精轧温度。这可以确保高的强度。
在下文中，将描述根据一个实施方案的用于低温应用的高锰钢。
根据本发明的一个实施方案的用于低温应用的高锰钢包含0.3重量％至0.8重量％的C、18重量％至26重量％的Mn、0.01重量％至1重量％的Si、0.01重量％至0.5重量％的Al、0.1重量％或更少的Ti(不包括0％)、1重量％至4.5重量％的Cr、0.1重量％至0.9重量％的Cu、0.03重量％或更少的S(不包括0％)、0.3重量％或更少的P(不包括0％)、0.001重量％至0.03重量％的N、0.004重量％或更少的B(不包括0％)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中显微组织可以包含奥氏体单相组织，奥氏体的平均晶粒尺寸可以为50μm或更小，以及晶粒尺寸为50μm或更大的奥氏体晶粒的数量可以为每cm2小于1个。
在下文中，将更详细地描述用于低温应用的高锰钢的成分及其含量。除非另有说明，否则表示各元素的含量的百分比基于重量。
C：0.3重量％至0.8重量％
碳(C)是用于使奥氏体稳定并确保强度的元素。当其含量小于0.3重量％时，奥氏体的稳定性不足，并且可能形成铁素体或马氏体，从而降低低温延展性。同时，当其含量超过0.8重量％时，形成碳化物，这可能引起表面缺陷。因此，优选将C的含量限制为0.3重量％至0.8重量％。
Mn：18重量％至26重量％
锰(Mn)是用于使奥氏体组织稳定的重要元素。由于需要防止形成铁素体并且需要提高奥氏体的稳定性以确保低温延展性，因此需要添加至少18重量％。当Mn的含量小于18重量％时，形成ε-马氏体相和α'-马氏体相，并且低温延展性降低。相反地，当其含量大于26重量％时，制造成本大大增加，并且当在热轧期间加热板坯时严重地产生内部氧化，这导致表面品质劣化。因此，优选将Mn的含量限制为18重量％至26重量％。
Si：0.01重量％至1重量％
硅(Si)是改善钢水的铸造性的元素，并且特别地，在添加到奥氏体钢中时有效提高钢的强度的元素。然而，当Si以大于1重量％的量添加在内时，奥氏体的稳定性降低并且韧性可能降低。因此，优选将Si含量的上限控制为1重量％。
Al：0.01重量％至0.5重量％
铝(Al)在其适当量下是使奥氏体稳定并影响钢中的碳活性以有效抑制碳化物的形成，从而提高韧性的元素。当添加大于0.5重量％的Al时，铸造性和表面品质可能因氧化物和氮化物而劣化。因此，优选将Al含量的上限限制为0.5重量％。
Ti：0.1重量％或更少(不包括0％)
钛(Ti)是单独或以组合形成析出物以使奥氏体晶粒细化，从而提高强度和韧性的元素。此外，当在奥氏体晶粒中存在足够数量的析出物形成位点时，Ti在晶粒内部形成精细的析出物以通过析出硬化改善强度。当添加大于0.1重量％的Ti时，在炼钢时产生大量的氧化物，从而在连铸期间引起加工和铸钢相关的问题。或者，碳氮化物变粗大，导致钢延伸率、韧性和表面品质劣化。因此，优选将Ti的含量限制为0.1重量％或更少。
Cr：1重量％至4.5重量％
铬(Cr)就在奥氏体组织中通过固溶强化改善强度而言是优异的。由于Cr具有耐腐蚀作用，因此在高温氧化中可以有效改善表面品质。为了获得这样的作用，优选以至少1重量％的量添加Cr。同时，当超过4.5重量％的Cr的量可以有利于碳化物产生时，引起低温韧性劣化的问题。因此，优选将Cr的含量限制为1重量％至4.5重量％。
Cu：0.1重量％至0.9重量％
铜(Cu)与Mn和C一起是在使奥氏体稳定的同时改善低温韧性的元素。由于在碳化物中的固溶度低并且在奥氏体中的扩散慢，因此Cu集中在奥氏体与成核碳化物之间的界面处。通过干扰碳的扩散，Cu有效地使碳化物生长减缓并抑制碳化物形成。因此，其优选与Cr一起使用。为了获得这样的添加效果，优选以至少0.1重量％或更大的量添加Cu。同时，当以0.9重量％的过量添加Cu时，表面品质可能由于热脆性而劣化。因此，优选将Cu的含量限制为0.1重量％至0.9重量％。
S：0.03重量％或更少(不包括0％)
为了控制夹杂物，需要将硫(S)控制在0.03重量％或更低的量中。
当S的含量超过0.03重量％时，可能发生热脆并且表面品质可能劣化。
P：0.3重量％或更少(不包括0％)
磷(P)是容易发生偏析并且在铸造期间降低开裂和焊接性的元素。为了防止这，需要将其含量控制为0.3重量％或更低。超过0.3重量％的P的含量可能降低铸造性。因此，优选将其上限限制为0.3重量％。
N：0.001重量％至0.03重量％
氮(N)与C一起是使奥氏体稳定并改善韧性的元素。特别地，N是对于通过固溶强化或析出物形成(例如碳)来增强强度非常有利的元素。然而，当以0.03重量％的过量添加时，物理特性和表面品质由于碳氮化物的粗大化而劣化。因此，优选将其上限限制为0.03重量％。同时，当以小于0.001重量％的量添加时，效果不明显。因此，优选将其下限限制为0.001重量％。
B：0.004重量％或更少(不包括0％)
硼(B)通过强化晶界来抑制晶界断裂而在表面品质改善方面具有显著效果，但是当过量添加时，由于形成粗大的析出物而降低韧性和焊接性。因此，优选将其含量限制为0.004重量％。
除了以上之外，包含余量的Fe和不可避免的杂质。然而，在常规的制造过程中，可能不可避免地混入来自原材料或周围环境的非预期的杂质，因此无法排除。由于这些杂质对于本领域技术人员是已知的，因此并非所有杂质都在本发明中具体提及。此外，不应排除添加除了所述组成之外的有效组分。
根据一个实施方案的用于低温应用的高锰钢的显微组织为奥氏体单相，并且奥氏体组织的平均晶粒尺寸为50μm或更小。晶粒尺寸为50μm或更大的奥氏体晶粒的数量可以为每cm2小于1个。
当奥氏体组织的平均晶粒尺寸超过50μm时，高密度的粗大晶粒在加工成结构期间引起不均匀变形，这可能导致在加工之后表面品质劣化。因此，平均晶粒尺寸被限制为50μm或更小。相反地，随着奥氏体组织的平均晶粒尺寸减小，钢的强度相应地增加，但是通过晶粒细化促进晶界碳化物的析出，并且低温韧性可能由于强度增加而变差。因此，将奥氏体组织的平均晶粒尺寸限制为20μm或更大。在这方面，奥氏体组织的平均晶粒尺寸优选为20μm至50μm，更优选为20μm至30μm。
同时，当奥氏体组织的晶粒尺寸为至少50μm的晶粒的数量为每cm21个或更多个时，高密度的粗大晶粒可能使加工成结构之后的表面品质劣化。因此，优选将奥氏体的晶粒尺寸为至少50μm的晶粒的数量限制为每cm2小于1个。更优选地，奥氏体组织的晶粒尺寸为至少30μm的晶粒的数量可以为每cm2小于1个。
高锰钢中可以包含1体积％或更少(包括0％)的析出物。当析出物以超过1体积％的量包含在内时，低温韧性可能劣化。因此，优选将析出物的量限制为1体积％或更少(包括0％)。
高锰钢的厚度可以为8.0mm或更大，优选地8.0mm至40mm。
根据本发明的用于低温应用的高锰钢的-196℃下轧制方向(rolling direction，RD)上的夏氏冲击吸收能可以为100J或更大。
如本文所使用的，各向异性指数是指-196℃下厚度方向(thickness direction，TD)冲击韧性与-196℃下轧制方向(RD)冲击韧性的比率。具体地，本发明中的钢的各向异性指数是指通过将-196℃下TD夏氏冲击吸收能除以-196℃下RD夏氏冲击吸收能而获得的值。
当各向异性指数低于一定水平时，在最终产品中确保物理特性可能是成问题的。即，低于一定水平的各向异性指数可能使得难以确保根据最终产品的材料的方向的目标夏氏冲击吸收能。因此，根据本发明的一个实施方案的用于低温应用的高锰钢被限制在一定水平或更高，从而有效地防止根据最终产品的材料的方向的夏氏冲击吸收能不均匀。材料各向异性指数的下限可以为0.6，优选为0.8，以防止根据材料的方向的最终产品的物理特性不均匀。
在下文中，将描述制造用于低温应用的高锰钢的方法。
根据另一个实施方案的制造用于低温应用的高锰钢的方法可以包括：准备板坯，所述板坯包含0.3重量％至0.8重量％的C、18重量％至26重量％的Mn、0.01重量％至1重量％的Si、0.01重量％至0.5重量％的Al、0.1重量％或更少的Ti(不包括0％)、1重量％至4.5重量％的Cr、0.1重量％至0.9重量％的Cu、0.03重量％或更少的S(不包括0％)、0.3重量％或更少的P(不包括0％)、0.001重量％至0.03重量％的N、0.004重量％或更少的B(不包括0％)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质；施加变形，所述施加变形包括对板坯施加变形使得在板坯的表面层部分形成精细的再结晶组织；空气冷却，所述空气冷却包括将在其表面层部分形成有精细的再结晶组织的板坯空气冷却至室温；再加热，所述再加热包括将经空气冷却的板坯加热至1100℃至1250℃；热轧，所述热轧包括在850℃至950℃下对经再加热的板坯进行精轧以获得经热轧的钢；以及加速冷却，所述加速冷却包括以10℃/秒或更大的冷却速度将经热轧的钢加速冷却至600℃或更低的加速冷却终止温度。
施加变形和空气冷却
可以对板坯施加变形使得在板坯的表面层部分形成再结晶显微组织，然后将其空气冷却至室温。如在此所使用的，板坯表面层部分是指在板坯厚度方向上从表面到最大2mm的板坯表面层部分的区域。
由于板坯包含粗大的铸造组织，在热轧时可能发生开裂并且高温延展性差。在这方面，对板坯施加变形使得在板坯的表面层部分形成再结晶显微组织，从而防止在热轧期间发生开裂并改善高温延展性。可以在除表面层部分以外的区域中形成再结晶显微组织。
优选地，进行施加变形使得形成其中晶粒尺寸为至少150μm的晶粒的数量为每cm2小于1个的再结晶组织。当晶粒尺寸为至少150μm的晶粒的数量为每cm2 1个或更多个时，高温延展性由于粗大的晶粒而劣化，并且在热轧期间产生开裂和扩展，从而不利地影响产品的表面品质。在施加变形之后板坯的表面层部分的平均晶粒尺寸可以为100μm或更小。
用于施加变形的处理没有特别限制，并且任何处理都是可行的，只要在对板坯进行再加热之前对板坯施加变形并且在板坯的表面层部分形成再结晶显微组织即可。
施加变形的一个实例是在高压下量条件下在1000℃至1200℃下进行粗轧。当在高压下量条件下进行粗轧的温度低于1000℃时，处理温度太低而不能获得再结晶显微组织并且在粗轧期间抗变形性可能过度增加。当温度超过1200℃时，可以有利于获得再结晶显微组织，但是可能引起铸造组织中的偏析区中部分熔化和更深的晶界氧化，从而导致表面品质劣化。
当如上所述在高压下量条件下对板坯进行粗轧时，至少在板坯的表面层部分发生再结晶，从而在板坯的表面层部分形成再结晶显微组织。
施加变形的另一个实例是在1000℃至1200℃下进行高温锻造。当在低于1000℃的温度下进行锻造时，处理温度太低而不能获得再结晶显微组织并且在锻造期间抗变形性可能过度增加。当温度超过1200℃时，可以有利于获得再结晶显微组织，但是可能引起铸造组织中的偏析区中部分熔化和更深的晶界氧化，从而导致表面品质劣化。
当在高温下对板坯进行锻造时，至少在板坯的表面层部分发生再结晶，从而在板坯的表面层部分形成再结晶显微组织。
优选地，进行施加变形使得形成在板坯的表面层部分的晶粒尺寸为150μm或更大的奥氏体晶粒的数量为每cm2小于1个。在变形之后板坯的表面层部分的平均晶粒尺寸可以为100μm或更小。
可以进行施加变形使得相对于初始板坯的厚度压下率为15％。当厚度压下率太小时，不能确保足够的变形，从而使得难以获得表面层的再结晶组织。然而，过大的厚度压下率引起最终钢的显微组织过度细化，从而使低温韧性劣化。在这方面，可以将厚度压下率限制为50％或更小。因此，厚度压下率可以为15％至50％。
其中在表面层上形成有再结晶显微组织的板坯在1100℃下的截面压下率(高温延展性)可以为至少60％。
施加变形的另一个实例为喷丸法。
板坯再加热
如先前所述，将经空气冷却的板坯再加热至1100℃至1250℃。当板坯再加热温度太低时，在热轧期间可能过量施加轧制负荷。在这方面，优选加热温度为至少1100℃。加热温度越高，热轧越容易，然而，在如本发明的钢包含大量Mn的钢的情况下，由于在高温加热期间严重的内部晶界氧化而可能具有劣化的表面品质。因此，优选再加热温度为1250℃或更低。
热轧
如先前所述，可以在850℃至950℃下对经再加热的板坯进行精轧以获得经热轧的钢。其厚度可以为至少8mm，优选为8mm至40mm。
在热轧期间，随着热精轧温度升高，抗变形性降低，从而使轧制容易，然而，更高的轧制温度可能使表面品质劣化。在这方面，可以优选在950℃或更低的温度下进行精轧。同时，当热精轧温度太低时，在轧制期间负荷增加。在这方面，可以优选在850℃或以上的温度下进行精轧。
在热轧期间可以根据最终钢的厚度控制轧制温度。这可以改善强度。
在本发明的热轧中，当钢的最终厚度为18t(t：钢厚度(mm))或以上时，热精轧期间的最终道次轧制温度可以为850℃或以上且低于900℃，以及当钢的最终厚度小于18t(t：钢厚度(mm))时，热精轧期间的最终道次轧制温度可以为900℃至950℃。
当钢的最终厚度大于18t(t：钢厚度(mm))时，在热精轧期间在至少900℃的最终道次轧制温度下不能获得足够的强度。当钢的最终厚度小于18t(t：钢厚度(mm))时，在热精轧期间在低于900℃的最终道次轧制温度下强度可能大大增加，从而使低温冲击韧性降低。
当钢的最终厚度大于18t(t：钢厚度(mm))时，在低于850℃(其低于碳化物形成的温度)的最终道次轧制温度下可能析出碳化物。碳化物析出可能降低低温冲击韧性。当钢的最终厚度小于18t(t：钢厚度(mm))时，在高于950℃的最终道次轧制温度下进行轧制短的时间，从而使得难以确保温度。
优选地，当钢的最终厚度为18t(t：钢厚度(mm))或以上时，在低于无再结晶温度(Tnr)的温度下进行热轧使得压下率为总压下率的至少40％。当在低于Tnr的温度下压下率小于40％时，可能发生不足的位错塞积，从而导致强度低。
加速冷却
以10℃/秒或更大的冷却速度将经热轧的钢加速冷却至600℃或更低的加速冷却终止温度。经热轧的钢是包含1重量％至4.5重量％的Cr并且包含C的钢，因此必需经历加速冷却以便防止可能降低低温延展性的碳化物析出物。
当加速冷却的冷却速度小于10℃/秒时，在晶界中析出碳化物，这可能使冲击韧性劣化。冷却速度可以为10℃/秒至40℃/秒。当加速冷却终止温度高于600℃时，由于所述原因，在晶界中析出碳化物，并且冲击韧性可能劣化。加速冷却终止温度可以高至600℃，优选为300℃至400℃。
如先前所述制造的钢具有奥氏体单相，并且奥氏体组织的平均晶粒尺寸可以为20μm至50μm，优选地20μm至30μm。这样制造的钢可以具有这样的显微组织：其晶粒尺寸为至少50μm，更优选地至少30μm的奥氏体晶粒的数量为每cm2小于1个。
这样制造的钢的-196℃下轧制方向(RD)上的冲击韧性可以为100J或更高，且-196℃下各向异性指数可以为0.6或更高，更优选为0.8或更高，其中各向异性指数为-196℃下厚度方向(TD)冲击韧性与-196℃下RD冲击韧性的比率。
这样制造的钢的屈服强度可以为400MPa或更高。
发明实施方式
在下文中，将参照实施方案更详细地描述本公开。以下示例实施方案仅是用于详细描述本公开的实施例，并且不可能限制本发明的权利范围。
将具有表1的钢组成的板坯在表2的条件下锻造并空气冷却至室温，然后在表2的条件下进行再加热、热轧和冷却以获得具有表2的厚度的经热轧的钢。
评估在将板坯加热之前在板坯表面层上的晶粒尺寸为至少150μm的奥氏体晶粒的数量(个/cm2)和板坯的高温延展性。其结果示于下表2中。
同时，对于制造的经热轧的钢，观察晶粒尺寸为至少50μm的奥氏体晶粒的数量(个/cm2)和晶粒尺寸为至少30μm的奥氏体晶粒的数量(个/cm2)、平均晶粒尺寸、析出物百分比(体积％)、屈服强度、夏氏冲击韧性和表面不规则，并且其结果示于下表3中。对于经热轧的钢，在轧制方向上和在厚度方向上测量夏氏韧性。通过计算-196℃下TD上的夏氏冲击吸收能与-196℃下RD上的夏氏冲击吸收能的比率来测量各向异性指数。
在1100℃下以1/秒的应变速率测量高温延展性(截面压下率(％))，并在-196℃下测量夏氏冲击韧性。如图5和6所示，通过使钢弯曲并用肉眼观察来评估表面不规则。图5示出了发生表面不规则的情况的一个实例，以及图6示出了未发生表面不规则的情况的一个实例。
同时，关于板坯在锻造之前和之后的显微组织，观察经受锻造的发明例3，并且其结果示于图1中。图1示出了在锻造之前的板坯显微组织，以及图2示出了在锻造之后的板坯显微组织。
关于在热轧之后的钢表面层的组织，观察被施加锻造处理的发明例3和未被施加锻造处理的比较例2，并且其结果示于图3和4中。图3表示比较例(2)，图4表示发明例(3)。
[表1]
Figure BDA0002453290020000161
[表2]
Figure BDA0002453290020000171
[表3]
Figure BDA0002453290020000181
如上表1至3所示，满足本发明的钢组成和制造条件的发明例1至5在板坯的表面层部分每cm2具有小于1个晶粒尺寸为150μm或更大的粗大晶粒，并且钢的平均晶粒尺寸为50μm或更小，并且晶粒尺寸为至少50μm的粗大晶粒的数量和晶粒尺寸为至少30μm的粗大晶粒的数量小于1个。在发明例(1和3至5)的情况下，不仅屈服强度和冲击韧性优异，而且未发生表面不规则。在发明例2的情况下，屈服强度低，但是冲击韧性优异，并且未发生表面不规则。
在发明例1至5的情况下，钢的平均晶粒尺寸为50μm或更小，并且晶粒尺寸为至少50μm的粗大晶粒的数量为每cm2小于1个。因此，即使当加工为最终结构产品时也不会发生表面不规则，从而得到优异的表面品质。
相比之下，在未被施加锻造处理的比较例1和2的情况下，分别示出每cm2 10个和5个晶粒尺寸为150μm或更大的粗大晶粒，这可能产生表面不规则。此外，在比较例1和2中，钢的晶粒尺寸为至少50μm的粗大晶粒的数量分别为每cm2 4个和3个。这表明当加工为最终结构产品时可能发生表面不规则。由于比较例1和2的各向异性指数小于0.6，根据最终结构产品的材料的方向性，可能明显发生物理特性的不规则。
在锻造和冷却条件不满足本发明的要求的比较例3的情况下，奥氏体组织的平均晶粒尺寸为18μm，并且析出物百分比为4％。因此，未发生表面不规则，但是冲击韧性降低。
如图1所示，锻造之前的粗大板坯表面层的显微组织在锻造之后变得更加细化。
使发明例1的板坯经历锻造使得表面层组织的晶粒尺寸变为图7中的晶粒尺寸并观察根据锻造之后的板坯的表面层的晶粒尺寸的高温延展性的变化。如图7所示，结果示出板坯的表面层组织的晶粒尺寸越细化，板坯的高温延展性越优异。
如图3和4所示，根据本发明的施加锻造的发明例3的情况，与比较例2的其中热轧之后未经锻造的钢组织相比，示出更加细化的组织。

Claims (20)

1.一种用于低温应用的高锰钢，包含：
0.3重量％至0.8重量％的C、18重量％至26重量％的Mn、0.01重量％至1重量％的Si、0.01重量％至0.5重量％的Al、0.1重量％或更少且不包括0％的Ti、1重量％至4.5重量％的Cr、0.1重量％至0.9重量％的Cu、0.03重量％或更少且不包括0％的S、0.3重量％或更少且不包括0％的P、0.001重量％至0.03重量％的N、0.004重量％或更少且不包括0％的B、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，
其中显微组织包含奥氏体单相组织，
奥氏体的平均晶粒尺寸为50μm或更小，以及
晶粒尺寸为50μm或更大的奥氏体晶粒的数量为每cm2小于1个。
2.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢包含1体积％或更少的包括0％的析出物。
3.根据权利要求1所述的高锰钢，其中奥氏体组织的平均晶粒尺寸为20μm至30μm。
4.根据权利要求1所述的高锰钢，其中在奥氏体组织中，晶粒尺寸为30μm或更大的奥氏体晶粒的数量为每cm2小于1个。
5.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢的-196℃下轧制方向冲击韧性为100J或更高。
6.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢的各向异性指数为0.6或更高，其中所述各向异性指数为-196℃下厚度方向冲击韧性与-196℃下轧制方向冲击韧性的比率。
7.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢的屈服强度为400MPa或更高。
8.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢通过包括以下步骤的制造方法来制造：准备具有根据权利要求1所述的组成的板坯；对所述板坯进行再加热；以及对经再加热的板坯进行热轧，
其中在再加热之前在所述板坯的表面层部分(在板坯厚度方向从表面到最大2mm的板坯表面层部分的区域)形成每cm2具有少于1个晶粒尺寸为150μm或更大的晶粒的再结晶组织。
9.根据权利要求8所述的高锰钢，其中在再加热之前所述板坯的所述表面层部分的平均晶粒尺寸为100μm或更小。
10.根据权利要求8或9所述的高锰钢，其中在再加热之前所述板坯在1100℃下的截面压下率为至少60％。
11.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢的厚度为8.0mm至40mm。
12.一种制造用于低温应用的高锰钢的方法，所述方法包括：
准备板坯，所述板坯包含0.3重量％至0.8重量％的C、18重量％至26重量％的Mn、0.01重量％至1重量％的Si、0.01重量％至0.5重量％的Al、0.1重量％或更少且不包括0％的Ti、1重量％至4.5重量％的Cr、0.1重量％至0.9重量％的Cu、0.03重量％或更少且不包括0％的S、0.3重量％或更少且不包括0％的P、0.001重量％至0.03重量％的N、0.004重量％或更少且不包括0％的B、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质；
施加变形，所述施加变形包括对所述板坯施加变形使得在所述板坯的表面层部分形成再结晶显微组织；
空气冷却，所述空气冷却包括将在其表面层部分形成有再结晶显微组织的所述板坯空气冷却至室温；
再加热，所述再加热包括将经空气冷却的板坯加热至1100℃至1250℃；
热轧，所述热轧包括在850℃至950℃下对经再加热的板坯进行精轧以获得经热轧的钢；以及
加速冷却，所述加速冷却包括以10℃/秒或更大的冷却速度将所述经热轧的钢加速冷却至600℃或更低的加速冷却终止温度。
13.根据权利要求12所述的方法，其中所述施加变形通过在1000℃至1200℃下在高压下量条件下进行粗轧来进行。
14.根据权利要求12所述的方法，其中所述施加变形通过在1000℃至1200℃下进行高温锻造来进行。
15.根据权利要求12所述的方法，其中通过在1000℃至1200℃下在高压下量条件下进行粗轧来进行所述施加变形使得在所述表面层部分(在板坯厚度方向上从表面到最大2mm的板坯表面层部分的区域)的晶粒尺寸为至少150μm的晶粒的数量为每cm2小于1个。
16.根据权利要求12至15中任一项所述的方法，其中在所述施加变形之后所述板坯的所述表面层部分的平均晶粒尺寸为100μm或更小。
17.根据权利要求12至15中任一项所述的方法，其中进行所述施加变形使得相对于初始板坯的厚度压下率为15％至50％。
18.根据权利要求12所述的方法，其中在所述热轧中，当所述钢的最终厚度为18t(t：钢厚度(mm))或以上时，热精轧期间的最终道次轧制温度为850℃或以上且低于900℃，以及当所述钢的最终厚度小于18t(t：钢厚度(mm))时，热精轧期间的最终道次轧制温度为900℃至950℃。
19.根据权利要求12所述的方法，其中在所述热轧中，当所述钢的最终厚度为18t(t：钢厚度(mm))或以上时，在低于无再结晶温度(Tnr)的温度下压下率为总压下率的至少40％。
20.根据权利要求12所述的方法，其中所述经热轧的钢的厚度为8mm至40mm。
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