CN112513307A - 高Mn钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供低温韧性和表面性状优良的高Mn钢。该高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：0.010％以上且0.070％以下、Cr：0.50％以上且5.00％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富集部的Mn浓度为38.0％以下并且KAM值的平均值为0.3以上，屈服强度为400MPa以上，‑196℃下的夏比冲击试验的吸收能vE‑196为100J以上并且脆性断面率小于10％。

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
液化气体贮槽用罐等结构物的使用环境为极低温，因此，为了将热轧钢板用于该结构物，要求该钢板不仅强度优良而且极低温下的韧性也优良。例如，对于用于液化天然气的贮槽的热轧钢板而言，需要在低于液化天然气的沸点即-164℃的温度范围确保优良的韧性。如果用于极低温贮槽用结构物的钢板的低温韧性差，则有可能无法维持作为该极低温贮槽用结构物的安全性，因此，对于所应用的钢板强烈要求提高低温韧性。
针对该要求，以往使用在极低温下不显示脆性的以奥氏体作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，因此期望价格便宜且低温韧性优良的钢材。
另外，对于液化气体贮槽用罐等结构物，为了钢板的防锈防腐蚀而需要实施涂装，从环境协调的方面出发，在该涂装后呈现美观是重要的。因此，对于用于液化天然气的贮槽的热轧钢板，要求成为涂装基底的钢板表面的性状优良、即钢板表面的凹凸少。
因此，作为代替以往的极低温用钢的新型钢材，例如在专利文献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钢作为极低温环境的结构用钢。在该专利文献1中提出了如下技术：控制堆垛层错能从而低温韧性优良并且不产生表面不均。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特表2017-507249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，能够提供在拉伸等加工后不产生表面不均的、表面品质优良的高Mn钢，但没有提及所制造的热轧钢板的表面粗糙度。即，制造后的热轧钢板一般通过喷丸处理使表面变得均匀后出货。在该喷丸处理后的钢板表面粗糙的情况下，局部生锈，因此需要通过研磨机修整等修整表面性状，存在生产率降低的问题。
因此，本发明的目的在于提供低温韧性和表面性状优良的高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以上并且脆性断面率小于10％，另外，“表面性状优良”是指一般的喷丸处理后的表面粗糙度Ra为200μm以下。
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了深入研究，得出下述a～d的见解。
a.发现在高Mn量的奥氏体钢中，如果生成Mn浓度大于38.0质量％的Mn富集部，则在低温下脆性断面率为10％以上，导致低温韧性的劣化。因此，为了提高高Mn钢的低温韧性，使Mn富集部的Mn浓度为38.0质量％以下是有效的。
b.在高Mn量的奥氏体钢中，如果添加超过5.00质量％的Cr，则热轧时的去氧化皮变得不充分，对热轧板实施喷丸处理后形成表面粗糙度Ra超过200μm的粗糙面。因此，为了提高高Mn钢的表面性状，需要使Cr添加量为5.00质量％以下。
c.如果在适当的条件下进行热轧和去氧化皮，则能够实现上述a和b，能够抑制制造成本。
d.在适当的条件下实施热轧而赋予高位错密度对于提高屈服强度是有效的。
本发明是基于以上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：0.010％以上且0.070％以下、Cr：0.50％以上且5.00％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富集部的Mn浓度为38.0质量％以下并且KAM(内核平均取向差，Kernel Average Misorientation)值的平均值为0.3以上，屈服强度为400MPa以上，-196℃下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为100J以上并且脆性断面率小于10％。
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Cu：0.01％以上且0.50％以下、Mo：2.00％以下、V：2.00％以下和W：2.00％以下中的一种或两种以上。
3.如上述1或2所述的高Mn钢，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自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。
4.一种高Mn钢的制造方法，其中，将具有上述1、2或3所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围后，以轧制结束温度为800℃以上且总压下率为20％以上的条件进行热轧，并且在该热轧中进行去氧化皮处理。
在此，上述温度范围和温度分别为钢原材或钢板的表面温度。
5.一种高Mn钢的制造方法，其中，将具有上述1、2或3所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围后，以轧制结束温度为1100℃以上且总压下率为20％以上的条件进行第一次热轧，然后，以轧制结束温度为700℃以上且低于950℃的条件进行第二次热轧，并且在该第二次热轧中进行去氧化皮处理。
6.一种高Mn钢的制造方法，其中，将具有上述1、2或3所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围后，以轧制结束温度为800℃以上且低于1100℃并且总压下率为20％以上的条件进行第一次热轧，然后，实施1100℃以上且1300℃以下的再加热，以轧制结束温度为700℃以上且低于950℃的条件进行第二次热轧，并且在该第二次热轧中进行去氧化皮处理。
7.如上述5、6所述的高Mn钢的制造方法，其中，在上述第一次热轧中，进行去氧化皮处理。
8.如上述4至7所述的高Mn钢的制造方法，其中，在最终热轧后，进行从(轧制结束温度-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。
发明效果
根据本发明，能够提供低温韧性和表面性状优良的高Mn钢。因此，本发明的高Mn钢大大地有助于提高液化气体贮槽用罐等在极低温环境下使用的钢结构物的安全性、寿命，在产业上具有显著的效果。另外，对于本发明的制造方法而言，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是示出对Mn富集部的Mn浓度和-196℃下的夏比冲击试验的吸收能进行测定的结果的图。
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，低温韧性和焊接性劣化。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。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32.0％以下。
P：0.030％以下
P含有超过0.030％时，低温韧性劣化，并且在晶界发生偏析，成为应力腐蚀开裂的发生起点。因此，将0.030％设为上限，优选尽可能地减少。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，优选尽可能地减少。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0.0010％以上。优选设定为0.0020％以上且0.0060％以下。
Al：0.010％以上且0.070％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0.010％以上。另一方面，含有超过0.070％时，在焊接时混入到焊接金属部，使焊接金属的韧性劣化，因此设定为0.070％以下。优选设定为0.020％以上且0.060％以下。
Cr：0.50％以上且5.00％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0.50％以上。另一方面，含有超过5.00％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。除此以外，热轧时的去氧化皮变得不充分，表面粗糙度劣化。因此，Cr设定为0.50％以上且5.00％以下。优选设定为0.60％以上且4.00％以下，更优选设定为0.70％以上且3.50％以下。特别是，为了提高耐应力腐蚀开裂，优选为2.00％以上，进一步优选设定为大于2.70％。
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。含量的下限值没有特别限定，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的含量各自抑制为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，其结果成为断裂的起点、龟裂传播的路径。特别是在高Mn钢中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等尽量避免Ti和Nb的不可避免的混入，将Ti和Nb的含量各自抑制为0.005％以下。通过将Ti和Nb的含量各自抑制为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的含量各自设定为0.003％以下。
Ti和Nb的含量当然也可以降低至0％，但炼钢时的负荷变高，经济上变得不利，因此，从经济性的观点出发，优选Ti和Nb各自设定为0.001％以上。
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、B等，只要合计为0.01％以下就能够容许。
另外，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也可以根据需要含有下述元素。
Cu：0.01％以上且0.50％以下、Mo：2.00％以下、V：2.00％以下、W：2.00％以下中的一种或两种以上
Cu是不仅通过固溶强化使钢板高强度化、而且使位错的迁移率提高、低温韧性也提高的元素。为了得到这样的效果，Cu优选含有0.01％以上。另一方面，含有超过0.50％时，轧制时表面性状劣化。因此，Cu优选设定为0.01％以上且0.50％以下。更优选设定为0.02％以上且0.40％以下。进一步优选设定为小于0.20％。
Mo、V和W有助于奥氏体的稳定化，并且有助于母材强度的提高。为了得到这样的效果，优选Mo、V和W各自含有0.001％以上。另一方面，含有超过2.00％时，生成粗大的碳氮化物，成为断裂的起点，而且迫使制造成本增加。因此，含有这些合金元素的情况下，优选将其含量各自设定为2.00％以下。更优选设定为0.003％以上且1.70％以下，进一步优选设定为1.50％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
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和Mg优选含有0.0005％以上，REM优选含有0.0010％以上。另一方面，如果大量含有任一种元素，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，优选各自设定为0.0005％以上且0.0050％以下，含有REM的情况下，优选设定为0.0010％以上且0.0200％以下。更优选Ca设定为0.0010％以上且0.0040％以下、Mg设定为0.0010％以上且0.0040％以下、REM设定为0.0020％以上且0.0150％以下。
[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，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。进一步优选奥氏体相为95％以上，也可以为100％。
显微组织中的Mn富集部的Mn浓度为38.0质量％以下
在对上述成分组成的钢原材进行热轧而得到的热轧钢板中，不可避免地生成Mn富集部。Mn富集部是指在显微偏析部中Mn浓度最高的部位。如果对含有Mn的钢原材实施热轧，则由于生成Mn的带状偏析而不可避免地生成Mn富集部。
因此，对于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富集部的Mn浓度以及-196℃下的夏比冲击试验的吸收能，将结果示于图1中。如该图所示，在对上述成分组成的钢原材实施适当条件的热轧的基础上，如果使Mn富集部的Mn浓度为38.0质量％以下，则能够实现上述吸收能为100J以上。Mn富集部的Mn浓度优选为37.0质量％以下。
Mn富集部的Mn浓度的下限值没有特别限定，从确保奥氏体的稳定度的理由出发，优选设定为25.0质量％以上。
KAM(内核平均取向差，Kernel Average Misorientation)值的平均值为0.3以上
KAM值为如下所述的值：针对热轧后的钢板的自表面起为板厚的1/4和1/2的深度位置，分别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所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。
具有上述成分组成、Mn富集部的Mn浓度为38.0％以下且KAM值的平均值为0.3以上的热轧板通过至少在最终热轧中进行去氧化皮，由此通过一般方法实施喷丸处理后的表面粗糙度Ra为200μm以下。其原因在于，通过进行去氧化皮，抑制轧制时的氧化皮的咬入所引起的表面粗糙度的增大，并且抑制氧化皮所引起的冷却时的冷却不均的产生，使材料表面硬度均匀，由此抑制喷丸时的表面粗糙度的增大。
另外，喷丸后的表面粗糙度Ra超过200μm时，不仅损害涂装后的美观，而且局部腐蚀在凹陷部进行，因此需要使Ra为200μm以下。优选为150μm以下，更优选为120μm以下。Ra的下限值没有特别限定，为了防止修整成本的增加，优选设定为5μm以上。
进而，Mn以被称为表面富集物的氧化物的形式从钢中扩散至钢板表面，在钢板表面析出、富集，因此，通过使Mn富集部的Mn浓度为38.0％以下，能够实现Ra为200μm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使用转炉、电炉等的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，使它们的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的合金浮选分离等方法。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。
进而，为了将上述钢原材制成低温韧性优良的钢材，将该钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围后，以轧制结束温度为800℃以上且总压下率为20％以上的条件进行热轧，在该热轧中进行去氧化皮处理。以下，对各工序进行说明。
[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，钢有可能开始熔化，因此加热温度的上限设定为1300℃。优选为1150℃以上且1250℃以下。
[热轧：轧制结束温度为800℃以上且总压下率为20％以上]
接着，对于热轧而言，首先，通过使轧制结束时的总压下率高达20％以上，缩短Mn的富集部与稀薄部的距离从而促进Mn的扩散很重要。优选将总压下率设定为30％以上。需要说明的是，总压下率的上限无需特别规定，从提高轧制效果的观点出发，优选设定为98％以下。在此，总压下率分别是第一次热轧结束的时刻的相对于第一次热轧入口侧的钢坯的板厚的压下率以及第二次热轧结束的时刻的相对于第二次热轧入口侧的钢坯的板厚的压下率，在进行两次热轧的情况下，优选第一次热轧结束时总压下率为20％以上、第二次热轧结束时为50％以上，在热轧只有一次的情况下，总压下率优选设定为60％以上。
同样地，从促进轧制时的Mn的扩散、确保低温韧性的观点出发，将轧制结束温度设定为800℃以上。其原因在于，轧制结束温度低于800℃时，远低于Mn的熔点(1246℃)的三分之二，因此不能使Mn充分扩散。本发明人的研究结果得出如下见解：轧制结束温度为800℃以上时，能够使Mn充分扩散。认为大概是因为奥氏体中的Mn扩散系数小，为了Mn的充分扩散，需要800℃以上的温度范围内的轧制。优选为950℃以上，进一步优选为1000℃以上。需要说明的是，从确保强度的观点出发，轧制结束温度的上限优选设定为1050℃以下。
另外，根据需要，在上述热轧后追加满足下述条件的第二次热轧对于促进Mn的扩散是有利的。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，钢有可能开始熔化，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。
[第二次热轧：轧制结束温度为700℃以上且低于950℃]
第二次热轧需要在700℃以上且低于950℃的温度范围进行至少一道次以上。即，通过在低于950℃进行一道次以上优选每一道次的轧制率为10％以上的轧制，第一次轧制中被导入的位错难以恢复而容易残留，因此能够进一步提高KAM值。另一方面，在950℃以上的温度范围进行精轧时，结晶粒径变得过度粗大，无法得到期望的屈服强度。因此，在低于950℃进行一道次以上的最终精轧。轧制结束温度的上限优选为900℃以下，更优选为850℃以下。
另一方面，轧制结束温度低于700℃时，韧性劣化，因此设定为700℃以上。优选为750℃以上。需要说明的是，第二次热轧结束时刻的总压下率优选为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，因此第二次热轧结束时刻的总压下率优选为95％以下。此处的第二次热轧结束时刻的总压下率是使用第二次热轧前的厚度和第二次热轧后的厚度计算而得的值。
进而，通过在热轧时进行一次以上去氧化皮处理，能够制成表面性状优良的钢板。优选设定为两次以上，更优选设定为三次以上。次数的上限没有特别限定，操作上优选为20次以下。在此，去氧化皮处理优选在进行热轧的第一道次之前进行。需要说明的是，对于去氧化皮处理，在热轧为一次的情况下在该热轧中进行，另外，在进行两次热轧的情况下至少在第二次热轧中进行。进而，在进行两次热轧的情况下，更优选在第一次和第二次热轧两者中进行去氧化皮处理。
接着，在热轧为一次的情况下优选在该热轧后实施按照下述条件的冷却处理，在进行两次热轧的情况下优选在第二次热轧后实施按照下述条件的冷却处理。
[从(轧制结束温度-100℃)以上的温度到300℃以上且650℃的温度范围内的冷却速度：1.0℃/秒以上]
热轧结束后优选快速进行冷却。使热轧后的钢板缓慢地冷却时，有可能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℃/秒以上的冷却速度在从(轧制结束温度-100℃)以上的温度到300℃以上且650℃的温度范围进行冷却来抑制。首先，规定从(轧制结束温度-100℃)以上的温度到300℃以上且650℃的温度范围内的冷却速度是因为上述温度范围相当于碳化物的析出温度范围。需要说明的是，进行过度的冷却时，钢板发生变形，使得生产率降低。特别是对于板厚为10mm以下的钢材而言，优选进行空冷。因此，冷却开始温度的上限优选设定为900℃。
上述温度范围内的平均冷却速度小于1.0℃/秒时，有可能析出物的生成被促进，因此平均冷却速度优选设定为1.0℃/秒以上。另一方面，从防止过度的冷却所引起的钢板变形的观点出发，优选将平均冷却速度的上限设定为15.0℃/秒以下。特别是对于板厚为10mm以下的钢材而言，优选为5.0℃/秒以下，进一步优选为3.0℃/秒以下。
经过以上工序制造的热轧钢板在热轧的状态下Mn富集部的Mn浓度降低，因此不需要之后的热处理。
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-浇包精炼-连铸法，制作出形成表1所示的成分组成的钢坯。接着，将所得到的钢坯按照表2所示的条件通过热轧制成6～30mm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的各钢板的距离表面为板厚1/4的位置或者板厚为10mm以上且20mm以下的各钢板的距离表面为板厚1/2的位置的与轧制方向平行的方向，依据JIS Z2202(1998年)的规定裁取夏比V型缺口试验片，依据JIS Z 2242(1998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。需要说明的是，对于板厚小于10mm的钢板，按照上述JIS标准，裁取5mm小尺寸的夏比V型缺口试验片，实施三个试验片的夏比冲击试验，求出-196℃下的吸收能。进而，将其值变为1.5倍，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以上设为母材韧性优良。其原因在于，小于100J时，有可能包含脆性断面。
(3)组织评价
KAM值
使用日本电子制造的扫描电子显微镜(SEM)JSM-7001F，对于热轧后的钢板，在板厚1/4位置和板厚1/2位置分别在任意的两个视野中进行轧制方向截面的研磨面中的500μm×200μm的视野中的EBSD(电子背散射衍射，Electron Backscatter Diffraction)解析(测定步幅：0.3μm)，将根据结果以晶粒内的各像素与相邻的像素的取向差(°)的平均值的形式求出的值的、整个测定区域的平均值作为平均KAM值。
Mn富集部的Mn浓度
进而，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浓度最高的部位作为富集部。
奥氏体面积率
在上述EBSD测定位置，进行EBSD解析(测定步幅：0.3μm)，根据所得到的相位图测定奥氏体面积率。
脆性断面率
在-196℃下进行夏比冲击试验后，进行SEM观察(以500倍进行10个视野)，测定脆性断面率。
表面粗糙度Ra
进而，对于针对热轧后的钢板使用维氏硬度(HV)为400以上并且ASTM E11筛号No.12以上的粒度的喷丸材料实施喷丸处理后的该钢板表面，按照JIS B 0633决定基准长度、评价长度，测定表面粗糙度Ra。在此，将表面粗糙度Ra为200μm以下设为表面性状优良。
将通过上述得到的结果示于表3中。
[表1]
Figure BDA0002921098970000171
[表2]
[表2]
Figure BDA0002921098970000181
※总压下率＝第一次、第二次各自的相对于热轧入口侧和出口侧的板厚的轧制比率
[表3]
[表3]
Figure BDA0002921098970000191
*将由5mm小尺寸试验片得到的吸收能变为1.5倍后的值
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、脆性断面率小于10％、表面粗糙度Ra为200μm以下)。另一方面，对于偏离本发明的范围的比较例而言，屈服强度、低温韧性、表面粗糙度中的某一项以上不能满足上述目标性能。

Claims (8)

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：0.010％以上且0.070％以下、Cr：0.50％以上且5.00％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富集部的Mn浓度为38.0％以下并且KAM(内核平均取向差)值的平均值为0.3以上，屈服强度为400MPa以上，-196℃下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为100J以上并且脆性断面率小于10％。
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Cu：0.01％以上且0.50％以下、Mo：2.00％以下、V：2.00％以下和W：2.00％以下中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的高Mn钢，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自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。
4.一种高Mn钢的制造方法，其中，将具有权利要求1、2或3所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围后，以轧制结束温度为800℃以上且总压下率为20％以上的条件进行热轧，并且在该热轧中进行去氧化皮处理。
5.一种高Mn钢的制造方法，其中，将具有权利要求1、2或3所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围后，以轧制结束温度为1100℃以上且总压下率为20％以上的条件进行第一次热轧，然后，以轧制结束温度为700℃以上且低于950℃的条件进行第二次热轧，并且在该第二次热轧中进行去氧化皮处理。
6.一种高Mn钢的制造方法，其中，将具有权利要求1、2或3所述的成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的温度范围后，以轧制结束温度为800℃以上且低于1100℃并且总压下率为20％以上的条件进行第一次热轧，然后，实施1100℃以上且1300℃以下的再加热，以轧制结束温度为700℃以上且低于950℃的条件进行第二次热轧，并且在该第二次热轧中进行去氧化皮处理。
7.如权利要求5和6所述的高Mn钢的制造方法，其中，在所述第一次热轧中，进行去氧化皮处理。
8.如权利要求4至7所述的高Mn钢的制造方法，其中，在最终热轧后，进行从(轧制结束温度-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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