CN111433381B - 高Mn钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种不仅高强度且低温韧性优异、而且低温的CTOD特性也优异的高Mn钢。所述高Mn钢具有如下的成分组成和组织，所述成分组成以质量％计，含有C：0.10％～0.70％、Si：0.05％～0.50％、Mn：20％～30％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％～0.07％、Cr：0.5％～7.0％、Ni：0.01％以上且小于0.1％、Ca：0.0005％～0.0050％、N：0.0050％～0.0500％、O：0.0050％以下、Ti：小于0.0050％和Nb：小于0.0050％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述组织以奥氏体为基底相，上述奥氏体的粒径为1μm以上，且标准偏差为9μm以下。

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储罐用罐等在极低温环境下使用的结构物的高Mn钢及其制造方法。
背景技术
液化气储罐用结构物由于其使用环境为极低温，因此不仅要求这种结构物所使用的钢板为高强度，而且还要求极低温下的韧性优异。例如，液化天然气储罐中使用热轧钢板时，需要在液化天然气的沸点－164℃以下确保优异的韧性。如果钢材的低温韧性差，则有可能无法维持作为极低温储罐用结构物的安全性，因此强烈要求提高所应用的钢材的低温韧性。
针对该要求，以往一直使用以在极低温下不表现出脆性的奥氏体为钢板的主要组织的奥氏体系不锈钢、9％Ni钢或5000系铝合金。然而，由于合金成本、制造成本高，因此迫切期望一种便宜且低温韧性优异的钢材。
因此，作为代替以往的极低温用钢的新型钢材，专利文献1、专利文献2中提出了将添加了大量较便宜的奥氏体稳定化元素Mn的高Mn钢作为极低温环境的结构用钢使用。
即，专利文献1中提出了对奥氏体晶界的碳化物被覆率进行控制。另外，专利文献2中提出了通过碳化物被覆物、以及Mg、Ca、REM的添加来控制奥氏体晶粒直径。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016－84529号公报
专利文献2：日本特开2016－196703号公报
发明内容
然而，在液化气储罐用罐等用途中，从确保该罐的安全性的观点考虑，要求在初期龟裂变得更尖锐的严酷的断裂条件下的耐断裂特性，具体而言，即低温区域下的CTOD特性优异。上述的专利文献1和专利文献2中，虽然通过夏比冲击试验评价了低温韧性，但仍无法确保优异的CTOD特性。
本发明的目的在于提供一种不仅高强度且低温韧性优异、而且低温的CTOD特性也优异的高Mn钢。这里，上述“高强度”是指屈服强度为400MPa以上，上述“低温韧性优异”是指－196℃时的夏比冲击试验的吸收能量vE-196为100J以上，上述“低温的CTOD特性优异”是指－165℃时的CTOD值为0.25mm以上。
发明人等以高Mn钢为对象，对用于解决上述课题的方法进行了深入研究，结果得到以下的a～b的见解。
a.高Mn钢在极低温下也不发生脆性断裂，发生断裂时从晶界产生。因此，为了提高高Mn钢的耐断裂特性，有效的是限制晶粒的直径用以减少成为断裂起点的晶界的面积。
b.此外，为了提高高Mn钢的耐断裂特性，更有效的是在限制上述晶粒直径的同时实现整粒化。
c.作为实现上述的a和b的方法，优选在适当的制造条件下进行热轧和冷却。
本发明是对以上见解进行进一步研究而得到的，其要旨如下。
1.一种高Mn钢，具有如下的成分组成和组织，所述成分组成以质量％计，含有C：0.10％～0.70％、Si：0.05％～0.50％、Mn：20％～30％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％～0.07％、Cr：0.5％～7.0％、Ni：0.01％以上且小于0.1％、Ca：0.0005％～0.0050％、N：0.0050％～0.0500％、O：0.0050％以下、Ti：小于0.0050％、和Nb：小于0.0050％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述组织以奥氏体为基底相，上述奥氏体为粒径为1μm以上且标准偏差为9μm以下。
2.根据上述1所述的高Mn钢，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Cu：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0010％～0.0200％中的1种或2种以上。
3.一种高Mn钢的制造方法，将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域后，实施精轧结束温度为750℃以上且小于950℃且每1道次的平均压下率为9％以上的热轧，其后，进行从(精轧结束温度－100℃)以上的温度到300℃～650℃的温度区域为止的平均冷却速度为1.0℃/s以上的冷却处理。
根据本发明，能够提供一种特别是极低温区域下的CTOD特性和低温韧性优异的高Mn钢。因此，通过使用本发明的高Mn钢，能够实现液化气储罐用罐等在极低温环境下使用的钢结构物的安全性、寿命的提高，在产业上起到显著效果。
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钢的成分组成及其限定理由进行说明。应予说明，成分组成中“％”的表示只要没有特别说明就是指“质量％”。
C：0.10％～0.70％
C是便宜的奥氏体稳定化元素，是用于得到奥氏体的重要的元素。为了得到该效果，需要含有0.10％以上的C。另一方面，如果含有超过0.70％，则生成过量的Cr碳化物，低温韧性降低。因此，C量为0.10％～0.70％，优选为0.20％～0.60％。
Si：0.05％～0.50％
Si作为脱氧材料发挥作用，不仅是炼钢上必不可少的，而且还具有固溶于钢通过固溶强化而使钢板高强度化的效果。为了得到这些效果，需要含有0.05％以上的Si。另一方面，如果含有超过0.50％，则焊接性变差，而且低温韧性、特别是极低温下的韧性处于低水平。因此，Si量为0.05％～0.50％，优选为0.07％～0.50％。
Mn：20％～30％
Mn是比较便宜的奥氏体稳定化元素。Mn在本发明中是用于兼具强度和极低温韧性的重要的元素。为了得到该效果，需要含有20％以上的Mn。另一方面，即便含有超过30％，改善低温韧性的效果也饱和，会导致合金成本的上升。另外，焊接性、切断性变差。此外，会助长偏析，并助长应力腐蚀开裂的产生。因此，Mn量为20％～30％，优选为23％～28％。
P：0.030％以下
P如果含有超过0.030％，则在晶界发生偏析，成为发生应力腐蚀开裂的起点。因此，将0.030％作为上限，优选尽可能减少。因此，P为0.030％以下。应予说明，P的过度减少会使精炼成本高涨在经济上不利，因此优选为0.002％以上。优选为0.005％～0.028％，进一步优选为0.024％以下。
S：0.0070％以下
S由于使母材的低温韧性、延展性变差，因此将0.0070％作为上限，优选尽可能减少。因此，S为0.0070％以下。应予说明，S的过度减少会使精炼成本高涨在经济上不利，因此优选为0.001％以上。优选为0.0020％～0.0060％以下。
Al：0.01％～0.07％
Al作为脱氧剂发挥作用，最普遍用于钢板的钢水脱氧工序中。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的Al。另一方面，如果含有超过0.07％，则会在焊接时混入焊接金属部，使焊接金属的韧性变差，因此为0.07％以下。因此，Al为0.01％～0.07％，优选为0.02％～0.06％。
Cr：0.5％～7.0％
Cr是通过适量添加而使奥氏体稳定化并对低温韧性和母材强度的提高有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.5％以上的Cr。另一方面，如果含有超过7.0％，则因Cr碳化物的生成而导致低温韧性和耐应力腐蚀开裂性降低。因此，Cr为0.5％～7.0％。优选为1.0％～6.7％，更优选为1.2％～6.5％。另外，为了使耐应力腐蚀开裂进一步提高，进一步优选为2.0％～6.0％。
Ni：0.01％以上且小于0.1％
Ni具有提高低温韧性的效果，但从合金成本的方面考虑为必要最低限，这是本发明的成分设计中的重要观点，从该观点考虑，Ni量为0.01％以上且小于0.1％。这里，作为低温韧性优异的奥氏体钢，有SUS304、SUS316等不锈钢，但这些钢由于作为用于得到奥氏体组织的合金设计而实现了Ni当量、Cr当量的优化，因此添加了大量的Ni。本发明是通过对这些钢使Ni为所需最低限而低廉化的奥氏体材料。应予说明，该Ni的所需最低限化通过优化Mn添加量而实现。优选的Ni量为0.03％～0.07％。
Ca：0.0005％～0.0050％
Ca通过下述记载的夹杂物的形态控制来提高延展性、韧性和耐硫化物应力腐蚀开裂性，抑制热延展性的降低，并有效地减少铸片的开裂产生。为了得到这样的效果，Ca需要0.0005％以上。另一方面，如果添加超过0.0050％，则有时反而使延展性、韧性、耐硫化物应力腐蚀开裂性降低，热延展性的降低抑制效果也饱和。因此，Ca量为0.0005％～0.0050％。优选为0.0010％～0.0045％。
N：0.0050％～0.0500％
N是奥氏体稳定化元素，是对低温韧性的提高有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0050％以上的N。另一方面，如果含有超过0.0500％，则氮化物或碳氮化物粗大化，韧性降低。因此，N为0.0050％～0.0500％，优选为0.0060％～0.0400％。
O：0.0050％以下
O通过形成氧化物而使低温韧性劣化。因此，O在0.0050％以下的范围。优选为0.0045％以下。应予说明，O的过度减少会使精炼成本高涨在经济上不利，因此优选为0.0003％以上。
将Ti和Nb的含量分别抑制为小于0.005％
Ti和Nb在钢中形成高熔点的碳氮化物并抑制晶粒的粗大化，其结果成为断裂的起点或龟裂传播的路径。特别是在高Mn钢中会妨碍用于提高低温韧性、提高延展性的组织控制，因此需要有意地抑制。即，Ti和Nb是从原材料等中不可避免地混入的成分，惯例是在Ti：0.005～0.010％和Nb：0.005～0.010％的范围混入。因此，根据后述的方法，需要避免Ti和Nb的不可避免的混入，并将Ti和Nb的含量分别抑制为小于0.005％。通过将Ti和Nb的含量分别抑制为小于0.005％，能够排除上述碳氮化物的不良影响，确保优异的低温韧性和延展性。优选使Ti和Nb的含量为0.003％以下。
除上述必需成分以外的剩余部分为铁和不可避免的杂质。作为这里的不可避免的杂质，可举出H等，如果合计为0.01％以下，则可以允许。
本发明中，为了使强度和低温韧性进一步提高，除了上述必需成分，可以根据需要含有下述元素。
Cu：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、Mg：0.0005～0.0050％、REM：0.0010～0.0200％中的1种或2种以上
Cu：1.0％以下，Mo、V、W：分别2.0％以下
Cu、Mo、V和W有助于奥氏体的稳定化，而且有助于母材强度的提高。为了得到这样的效果，Cu、Mo、V和W优选含有0.001％以上。另一方面，如果Cu含有超过1.0％，Mo、V和W分别含有超过2.0％，则会生成粗大的碳氮化物，有时成为断裂的起点，此外还给制造成本带来压力。因此，含有这些合金元素时，其含量如下：Cu为1.0％以下，Mo、V和W为2.0％以下。优选为0.003％以上。此外，Mo、V和W优选为1.7％以下，更优选为1.5％以下。
Mg：0.0005～0.0050％、REM：0.0010～0.0200％
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膨胀的硫化物系夹杂物成为粒状的夹杂物。介由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，优选Ca、Mg含有0.0005％以上，REM含有0.0010％以上。另一方面，如果大量含有任一元素，则非金属夹杂物量增加，有时反而导致延展性、韧性、耐硫化物应力腐蚀开裂性降低。另外，有时在经济上不利。因此，含有Mg时，为0.0005～0.0050％，含有REM时，为0.0010％～0.0200％。优选Mg量为0.0010％～0.0040％以下，REM量为0.0020％～0.0150％。
[组织]
以奥氏体为基底相的微观组织
钢材的晶体结构为体心立方结构(bcc)时，该钢材有可能在低温环境下发生脆性断裂，因此不适于在低温环境下使用。在此，假设在低温环境下使用时，需要钢材的基底相是晶体结构为面心立方结构(fcc)的奥氏体组织。这里，“使奥氏体为基底相”是指奥氏体相以面积率计为90％以上。除奥氏体相以外的剩余部分为铁素体相或马氏体相，但不言而喻，奥氏体相也可以为100％。
奥氏体粒径：1μm以上
高Mn钢由于具有以奥氏体为基底相的组织，因此在极低温下也不发生脆性断裂，发生断裂时从晶界产生。减少成为该断裂的起点的晶界的面积对提高高Mn钢的耐断裂特性是有利的。因此，重要的是奥氏体粒径为1μm以上。这是因为如果粒径小于1μm，则晶界面积的增加量变大，发生断裂的位置增多。优选为2μm以上。
奥氏体的标准偏差为9μm以下
在限制上述晶粒直径的同时实现整粒化对高Mn钢的耐断裂特性的进一步提高是有效的。即，成为混合晶粒组织时，成为从粗大晶粒到微细晶粒的较宽的粒径分布，包含小于1μm的晶粒，特别是标准偏差超过9μm时，该趋势明显，因此需要避免标准偏差超过9μm的混合晶粒组织。
[制造方法]
当制造本发明的高Mn钢时，首先，钢坯材可以将具有上述成分组成的钢水利用转炉、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2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置。例如，通过降低精炼阶段的炉渣的碱度，从而使这些合金富集于炉渣并排出，降低最终的板坯产品中的Ti和Nb的浓度。另外，也可以为吹入氧进行氧化、在回流时使Ti和Nb的合金浮上分离等方法。其后，优选利用连续铸造法、铸锭法等公知的铸造方法制成规定尺寸的板坯等钢坯材。应予说明，可以对连续铸造后的板坯进行开坯轧制而制成钢坯材。
此外，对用于将上述钢坯材制成低温韧性优异的钢材的制造条件进行规定。
钢坯材加热温度：1100℃～1300℃
为了使钢材的微观组织的晶粒直径为粗大的，热轧前的加热温度为1100℃以上。但是，如果超过1300℃，则有可能一部分开始熔化，因此加热温度的上限为1300℃。这里的温度控制以钢坯材的表面温度为基准。
精轧结束温度：750℃以上且小于950℃
将钢坯材(钢块或钢片)加热后，进行热轧。为了制作粗大晶粒，优选提高高温下的累积压下率。即，如果低温下进行热轧，则微观组织变得微细，而且引入过度的加工形变，因此导致低温韧性的降低。因此，精轧结束温度的下限为750℃。另一方面，如果在950℃以上的温度区域进行精加工，则晶粒直径变得过于粗大，得不到所期望的屈服强度。因此，小于950℃时需要1道次以上的最终精轧。优选为900℃以下。
1道次的平均压下率：9％以上
上述热轧时，为了实现奥氏体粒径的整粒化且控制为1μm以上的晶粒直径，促进奥氏体的再结晶是有效的，重要的是使热轧时的每1道次的平均压下率为9％以上。优选为11％以上。
从(精轧结束温度－100℃)以上的温度到300℃～650℃的温度区域为止的平均冷却速度：1.0℃/s以上
在热轧结束后迅速进行冷却。如果使热轧后的钢板缓慢冷却，则促进析出物的生成而导致低温韧性变差。通过以1.0℃/s以上的冷却速度进行冷却，能够抑制这些析出物的生成。另外，如果进行过度冷却，则钢板会变形，使生产率降低。因此，冷却开始温度的上限为900℃。出于以上的理由，热轧后的冷却中使从(精轧结束温度－100℃)以上的温度到300℃～650℃的温度区域为止的钢板表面的平均冷却速度为1.0℃/s以上。另一方面，从工业生产的观点考虑，优选使上述平均冷却速度为200℃/s以下。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施例。
利用转炉－钢包精炼－连续铸造法来制作成为表1所示的成分组成的钢坯。接着，将得到的钢坯以表2所示的条件通过开坯轧制和热轧而制成10～30mm厚的钢板。对得到的钢板按照下述要领来实施拉伸特性、韧性和组织评价。
(1)拉伸试验特性
由得到的各钢板采取JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z2241(1998年)的规定来实施拉伸试验，调查拉伸试验特性。本发明中，将屈服强度400MPa以上和拉伸强度800MPa以上判定为拉伸特性优异。此外，将伸长率40％以上判定为延展性优异。
(2)低温韧性
依据JIS Z2202(1998年)的规定，从超过板厚20mm的各钢板的从表面到板厚的1/4处的位置(以下，记为板厚1/4位置)或板厚20mm以下的各钢板的板厚的到1/2处的位置(以下，记为板厚1/2位置)的与轧制方向平行的方向采取夏比V型缺口试验片，基于JIS Z2242(1998年)的规定对各钢板实施3次夏比冲击试验，求出－196℃时的吸收能量，评价母材韧性。本发明中，将3次的吸收能量(vE-196)的平均值为100J以上评价为母材韧性优异。
(3)CTOD值的评价
从与钢板的板厚1/2位置的轧制方向平行的方向采取CTOD试验片，在－165℃下进行2～3次试验，用其平均值进行评价。本发明中，将CTOD值为0.25mm以上评价为耐断裂特性优异。
(4)组织评价
针对钢板的板厚1/4位置的L截面，通过EBSD(电子背散射衍射，ElectronBackscatter Diffraction)解析对200μm×200μm的视野观察任意2～3个视野，测定各视野内的奥氏体晶粒直径的最小值。另外，奥氏体粒径的标准偏差使用上述的EBSP解析结果，由各晶粒直径的面积比例的分布进行评价。将上述得到的全部的晶粒直径作为母集团，求出各自的个体值与平均值之差的平方和、即方差，取该方差的平方根求出标准偏差。
将由以上得到的评价结果示于表3。
确认根据本发明的高Mn钢满足上述的目标性能(母材的屈服强度为400MPa以上，低温韧性以吸收能量(vE-196)的平均值计为100J以上，CTOD值的平均值为0.25mm以上)。另一方面，偏离本发明的范围的比较例的屈服强度和低温韧性、CTOD值中的任一个以上无法满足上述的目标性能。
Figure BDA0002523971650000101
[表2]
表2
Figure BDA0002523971650000111
「表3]
表3
Figure BDA0002523971650000121

Claims (3)

1.一种高Mn钢，具有如下的成分组成和组织，
所述成分组成以质量％计，含有C：0.10％～0.70％、Si：0.05％～0.50％、Mn：20％～30％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％～0.07％、Cr：0.5％～7.0％、Ni：0.01％以上且小于0.1％、Ca：0.0005％～0.0050％、N：0.0050％～0.0500％、O：0.0050％以下、Ti：小于0.0050％和Nb：小于0.0050％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述组织以奥氏体为基底相，所述奥氏体的粒径为1μm以上且标准偏差为9μm以下，
屈服强度为400MPa以上，－196℃时的夏比冲击试验的吸收能量vE-196为100J以上。
2.根据权利要求1所述的高Mn钢，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自Cu：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0010％～0.0200％中的1种或2种以上。
3.一种高Mn钢的制造方法，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域后，实施精轧结束温度为750℃以上且小于950℃且每1道次的平均压下率为9％以上的热轧，其后，进行从(精轧结束温度－100℃)以上的温度到300℃～650℃的温度区域为止的平均冷却速度为1.0℃/s以上的冷却处理。
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