JP2019151920A - 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度、かつ低温での靱性および耐疲労特性に優れる高Ｍｎ鋼を提供する。【解決手段】 Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：２０〜３０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．５〜７．０％、Ｎ：０．０４０〜０．１０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００１０％未満およびＲＥＭ：０．００１０％未満を、Ｔｉ／Ｎ≦０．１０の下に含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成とする。【選択図】なし
Description
本発明は、例えば液化ガス貯槽用タンク等の、極低温環境で使用される構造用鋼に供して好適な、特に低温での耐疲労特性並びに靭性に優れた高Ｍｎ鋼およびその製造方法に関する。
液化ガス貯槽用タンクなどの構造物に熱間圧延鋼板を用いることが試みられている。かような構造物は、その使用環境が極低温となるため、該構造物に適用する熱延鋼板は高強度であることに加えて、極低温での靱性に優れることも要求される。例えば、液化天然ガスの貯槽に熱間圧延鋼板を使用する場合は、液化天然ガスの沸点：−１６４℃以下で優れた靱性が確保されている必要がある。鋼材の低温靱性が劣ると、極低温貯槽用構造物としての安全性を維持できなくなる可能性があるため、適用される鋼材に対する低温靱性の向上に対する要求は強い。
この要求に対して、従来は、極低温で脆性を示さないオーステナイトを鋼板の組織とするオーステナイト系ステンレス鋼や９％Ｎｉ鋼、もしくは５０００系アルミニウム合金が使用されてきた。しかしながら、合金コストや製造コストが高いことから、安価で低温靱性に優れる鋼材に対する要望がある。
そこで、従来の極低温用鋼に代わる新たな鋼材として、比較的安価なオーステナイト安定化元素であるＭｎを多量に添加した、高Ｍｎ鋼を極低温環境の構造物に適用することが、特許文献１や特許文献２に提案されている。
特許文献１には、オーステナイト結晶粒界の炭化物被覆率を規制することが提案されている。また、特許文献２には、Ｍｎ濃化部と希薄部との比を制御することが提案されている。
特許文献１には、オーステナイト結晶粒界の炭化物被覆率を規制することが提案されている。また、特許文献２には、Ｍｎ濃化部と希薄部との比を制御することが提案されている。
ところで、特許文献１および特許文献２においては、シャルピー衝撃試験による低温靭性が評価されているが、液化ガス貯槽用タンク等では、液化ガス等の入れ替え時、稼働時並びに運搬時に負荷がかかり、その際の繰り返し荷重に対して構造物の構造的な安全性を確保する必要がある。そのために、前記構造物に用いる熱延鋼板には、繰返し荷重に対して疲労特性に優れていることが要求される。
そこで、本発明は、高強度、かつ低温での靱性および耐疲労特性に優れる高Ｍｎ鋼を提供することを目的とする。ここで、前記「低温での靭性に優れる」とは、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-196が１００Ｊ以上であり、前記「低温での疲労特性に優れる」とは、−１６５℃における疲労強度が７００ＭＰａ以上であることをいう。
本発明者らは、上記課題を達成するため、高Ｍｎ鋼を対象に、鋼板の成分組成を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
まず、高Ｍｎの組成とすることによって、オーステナイト組織とする。このオーステナイト組織により、極低温においても脆性破壊が起こらず優れた低温靭性を有する鋼板とすることができる。次に、耐疲労特性を向上するには、極低温での降伏応力を高めることが有効であり、ＣやＭｎ、ＴｉおよびＮの添加量を適正に制御し、さらに適切な製造条件に従って熱間圧延、冷却を行うことが重要であることを知見した。
まず、高Ｍｎの組成とすることによって、オーステナイト組織とする。このオーステナイト組織により、極低温においても脆性破壊が起こらず優れた低温靭性を有する鋼板とすることができる。次に、耐疲労特性を向上するには、極低温での降伏応力を高めることが有効であり、ＣやＭｎ、ＴｉおよびＮの添加量を適正に制御し、さらに適切な製造条件に従って熱間圧延、冷却を行うことが重要であることを知見した。
本発明は、以上の知見にさらに検討を加えてなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：２０〜３０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｃｒ：０．５〜７．０％、
Ｎ：０．０４０〜０．１０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００１０％未満および
ＲＥＭ：０．００１０％未満
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、次式（１）を満足する高Ｍｎ鋼。
Ｔｉ／Ｎ≦０．１０ ・・・（１）
１．質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：２０〜３０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｃｒ：０．５〜７．０％、
Ｎ：０．０４０〜０．１０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００１０％未満および
ＲＥＭ：０．００１０％未満
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、次式（１）を満足する高Ｍｎ鋼。
Ｔｉ／Ｎ≦０．１０ ・・・（１）
２．前記成分組成は、さらに次式（２）を満足する前記１に記載の高Ｍｎ鋼。
（Ｍｎ×Ｏ）／Ｓ＜２７ ・・・（２）
（Ｍｎ×Ｏ）／Ｓ＜２７ ・・・（２）
３．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％未満、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および
Ｂ：０．００５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１または２に記載の高Ｍｎ鋼。
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％未満、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および
Ｂ：０．００５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１または２に記載の高Ｍｎ鋼。
４．前記１、２または３に記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱した後、仕上圧延終了温度が７５０℃以上９５０℃未満、かつ９５０℃未満の圧下率が１５％以上である、熱間圧延を施し、その後、（仕上圧延終了温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上の冷却処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
本発明によれば、特に低温靭性に優れた高Ｍｎ鋼を提供できる。したがって、本発明の高Ｍｎ鋼は、液化ガス貯槽用タンク等の、極低温環境で使用される鋼構造物の安全性や寿命の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明の高Ｍｎ鋼について詳しく説明する。
［成分組成］
まず、本発明の高Ｍｎ鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．１０〜０．７０％
Ｃは、安価なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを得るために重要な元素である。その効果を得るために、Ｃは０．１０％以上の含有を必要とする。一方、０．７０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、低温靱性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．１０〜０．７０％とする。好ましくは、０．２０％以上０．６０％以下とする。
［成分組成］
まず、本発明の高Ｍｎ鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．１０〜０．７０％
Ｃは、安価なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを得るために重要な元素である。その効果を得るために、Ｃは０．１０％以上の含有を必要とする。一方、０．７０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、低温靱性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．１０〜０．７０％とする。好ましくは、０．２０％以上０．６０％以下とする。
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るために、Ｓｉは０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．００％とする。好ましくは、０．０７％以上０．５０％以下とする。
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るために、Ｓｉは０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．００％とする。好ましくは、０．０７％以上０．５０％以下とする。
Ｍｎ：２０〜３０％
Ｍｎは、比較的安価なオーステナイト安定化元素である。本発明では、強度と極低温靱性を両立するために重要な元素である。その効果を得るために、Ｍｎは２０％以上の含有を必要とする。一方、３０％を超えて含有しても、低温靱性を改善する効果が飽和し、合金コストの上昇を招く。また、溶接性および切断性が劣化する。さらに、偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Ｍｎ含有量は２０〜３０％とする。好ましくは、２３％以上２８％以下とする。
Ｍｎは、比較的安価なオーステナイト安定化元素である。本発明では、強度と極低温靱性を両立するために重要な元素である。その効果を得るために、Ｍｎは２０％以上の含有を必要とする。一方、３０％を超えて含有しても、低温靱性を改善する効果が飽和し、合金コストの上昇を招く。また、溶接性および切断性が劣化する。さらに、偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Ｍｎ含有量は２０〜３０％とする。好ましくは、２３％以上２８％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる。このため、０．０３０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｐは０．０３０％以下とする。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、経済性の観点からは０．００２％以上とすることが望ましい。好ましくは、０．０２８％以下、さらに好ましくは０．０２４％以下とする。
Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる。このため、０．０３０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｐは０．０３０％以下とする。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、経済性の観点からは０．００２％以上とすることが望ましい。好ましくは、０．０２８％以下、さらに好ましくは０．０２４％以下とする。
Ｓ：０．００７０％以下
Ｓは、母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．００７０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｓは０．００７０％以下とする。尚、過度のＳの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、経済性の観点からは０．００１％以上とすることが望ましい。好ましくは０．００６０％以下とする。
Ｓは、母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．００７０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｓは０．００７０％以下とする。尚、過度のＳの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、経済性の観点からは０．００１％以上とすることが望ましい。好ましくは０．００６０％以下とする。
Ａｌ：０．０１〜０．０７％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて最も汎用的に使われる。このような効果を得るために、Ａｌは０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．０７％を超えて含有すると、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、０．０７％以下とする。このため、Ａｌは０．０１〜０．０７％とする。好ましくは０．０２％以上０．０６％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて最も汎用的に使われる。このような効果を得るために、Ａｌは０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．０７％を超えて含有すると、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、０．０７％以下とする。このため、Ａｌは０．０１〜０．０７％とする。好ましくは０．０２％以上０．０６％以下とする。
Ｃｒ：０．５〜７．０％
Ｃｒは、適量の添加でオーステナイトを安定化させ、低温靱性と母材強度の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒは０．５％以上の含有を必要とする。一方、７．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物の生成により、低温靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Ｃｒは０．５〜７．０％とする。好ましくは１．０％以上６．７％以下、より好ましくは１．２％以上６．５％以下とする。また、耐応力腐食割れをさらに向上させるためには、２．０％以上６．０％以下がさらに好ましい。
Ｃｒは、適量の添加でオーステナイトを安定化させ、低温靱性と母材強度の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒは０．５％以上の含有を必要とする。一方、７．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物の生成により、低温靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Ｃｒは０．５〜７．０％とする。好ましくは１．０％以上６．７％以下、より好ましくは１．２％以上６．５％以下とする。また、耐応力腐食割れをさらに向上させるためには、２．０％以上６．０％以下がさらに好ましい。
Ｎ：０．０４００〜０．１０００％
Ｎは、本材料における最も重要な元素の一つであり、オーステナイト安定化元素で低温靱性向上に有効な元素であるとともに、オーステナイト母相中に固溶することによって室温および極低温での降伏応力の向上に有効である。固溶元素による強度上昇効果は炭素や窒素などの侵入型元素の影響が大きいことが知られているが、オーステナイト鋼ではとくに固溶した窒素の影響が大きくなる。このような効果を得るためには、０．０４００％以上のＮ含有を必要とする。一方、０．１０００％を超えて含有すると、効果が飽和するため、Ｎは０．０４００〜０．１０００％とする。好ましくは、０．０４５０〜０．０９５０％である。
Ｎは、本材料における最も重要な元素の一つであり、オーステナイト安定化元素で低温靱性向上に有効な元素であるとともに、オーステナイト母相中に固溶することによって室温および極低温での降伏応力の向上に有効である。固溶元素による強度上昇効果は炭素や窒素などの侵入型元素の影響が大きいことが知られているが、オーステナイト鋼ではとくに固溶した窒素の影響が大きくなる。このような効果を得るためには、０．０４００％以上のＮ含有を必要とする。一方、０．１０００％を超えて含有すると、効果が飽和するため、Ｎは０．０４００〜０．１０００％とする。好ましくは、０．０４５０〜０．０９５０％である。
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、酸化物の形成により低温靱性を劣化させる。このため、Ｏは０．００５０％以下の範囲とする。好ましくは、０．００４５％以下である。尚、過度のＯの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、経済性の観点からは０．０００５％以上とすることが望ましい。
Ｏは、酸化物の形成により低温靱性を劣化させる。このため、Ｏは０．００５０％以下の範囲とする。好ましくは、０．００４５％以下である。尚、過度のＯの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、経済性の観点からは０．０００５％以上とすることが望ましい。
ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制
ＭｇおよびＲＥＭの含有量を０．００１０％未満に抑制
Ｔｉ、Ｎｂ、ＭｇおよびＲＥＭは、鋼中で高融点の炭窒化物および／または酸硫化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制し、その結果破壊の起点や亀裂伝播の経路となる。特に、高Ｍｎ鋼においては低温靭性を高め、延性を向上するための組織制御の妨げとなるため、意図的に抑制する必要がある。すなわち、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制し、ＭｇおよびＲＥＭの含有量を各々０．００１０％未満に抑制することによって、上記した炭窒化物および酸硫化物の悪影響を排除し、優れた低温靭性並びに延性を確保することができる。好ましくは、ＴｉおよびＮｂの各含有量を０．００３％以下とする。
ＭｇおよびＲＥＭの含有量を０．００１０％未満に抑制
Ｔｉ、Ｎｂ、ＭｇおよびＲＥＭは、鋼中で高融点の炭窒化物および／または酸硫化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制し、その結果破壊の起点や亀裂伝播の経路となる。特に、高Ｍｎ鋼においては低温靭性を高め、延性を向上するための組織制御の妨げとなるため、意図的に抑制する必要がある。すなわち、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制し、ＭｇおよびＲＥＭの含有量を各々０．００１０％未満に抑制することによって、上記した炭窒化物および酸硫化物の悪影響を排除し、優れた低温靭性並びに延性を確保することができる。好ましくは、ＴｉおよびＮｂの各含有量を０．００３％以下とする。
以上の成分組成において、さらに次式（１）を満足する必要がある。
Ｔｉ／Ｎ≦０．１０ ・・・（１）
Ｎは、上記のとおり、オーステナイト母相中に固溶することにより室温および極低温での降伏応力の向上に有効に作用する。その際、Ｔｉ／Ｎが高くなると、ＮがＴｉに固定されることになり、上記の作用効果が制限されるため、Ｔｉ／Ｎ≦０．１０とすることが重要である。
Ｔｉ／Ｎ≦０．１０ ・・・（１）
Ｎは、上記のとおり、オーステナイト母相中に固溶することにより室温および極低温での降伏応力の向上に有効に作用する。その際、Ｔｉ／Ｎが高くなると、ＮがＴｉに固定されることになり、上記の作用効果が制限されるため、Ｔｉ／Ｎ≦０．１０とすることが重要である。
上記の成分組成において、さらに次式（２）を満足することが好ましい。
（Ｍｎ×Ｏ）／Ｓ＜２７ ・・・（２）
高Ｍｎ組成のオーステナイト材料においては、酸化物や硫化物の分散による粒成長抑制効果を過剰に作用させず、結晶粒径を大きくすることで低温靭性が向上かつ安定化するため、（Ｍｎ×Ｏ）／Ｓ＜２７とすることが好ましい。
（Ｍｎ×Ｏ）／Ｓ＜２７ ・・・（２）
高Ｍｎ組成のオーステナイト材料においては、酸化物や硫化物の分散による粒成長抑制効果を過剰に作用させず、結晶粒径を大きくすることで低温靭性が向上かつ安定化するため、（Ｍｎ×Ｏ）／Ｓ＜２７とすることが好ましい。
上記した成分以外の残部は鉄および不可避的不純物である。ここでの不可避的不純物としては、Ｈなどが挙げられ、合計で０．０１％以下であれば許容できる。
上記した基本成分に調整することによって、オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有する鋼とすることができる。
上記した基本成分に調整することによって、オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有する鋼とすることができる。
［オーステナイトを基地相とするミクロ組織］
鋼材の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ）である場合、該鋼材は低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、低温環境下での使用には適していない。ここに、低温環境下での使用を想定したとき、鋼材の組織における基地相は、結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ）であるオーステナイトであることが必須となる。なお、「オーステナイトを基地相とする」とは、オーステナイト相が面積率で９０％以上であることを示し、１００％であってもよい。一方、オーステナイト相以外の残部は、ＢＣＣ構造のフェライトまたはマルテンサイト相や、介在物や析出物にて構成されることになるが、これらの比率は５％以下であることが好ましい。なお、オーステナイト分率については、EBSDによる観察やXRDによる解析および透磁率等によって決定することができる。
鋼材の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ）である場合、該鋼材は低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、低温環境下での使用には適していない。ここに、低温環境下での使用を想定したとき、鋼材の組織における基地相は、結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ）であるオーステナイトであることが必須となる。なお、「オーステナイトを基地相とする」とは、オーステナイト相が面積率で９０％以上であることを示し、１００％であってもよい。一方、オーステナイト相以外の残部は、ＢＣＣ構造のフェライトまたはマルテンサイト相や、介在物や析出物にて構成されることになるが、これらの比率は５％以下であることが好ましい。なお、オーステナイト分率については、EBSDによる観察やXRDによる解析および透磁率等によって決定することができる。
本発明では、強度および低温靱性をさらに向上させることを目的として、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．１％未満、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種以上
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．１％未満、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種以上
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．１％未満
Ｍｏ、Ｖ、Ｗ：各々２．０％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＷは、オーステナイトの安定化に寄与するとともに母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＷは０．０１％以上で含有することが好ましい。
一方、Ｃｕは１．０％を超えて添加しても効果が飽和するため、１．０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ、Ｖ、Ｗ：各々２．０％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＷは、オーステナイトの安定化に寄与するとともに母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＷは０．０１％以上で含有することが好ましい。
一方、Ｃｕは１．０％を超えて添加しても効果が飽和するため、１．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは、低温靱性を向上する効果を有するが、合金コストの点から必要最小限とすることが本発明の成分設計における重要な観点であり、この観点からＮｉ量は０．１％未満とする。ここで、低温靱性に優れるオーステナイト鋼としてＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６などのステンレス鋼があるが、これらの鋼は、オーステナイト組織を得るための合金設計の観点、例えばＮｉ当量−Ｃｒ当量の適正化から、多量のＮｉが添加され、合金コストが高いことが難点である。これらの鋼に対して本発明は、Ｎｉを必要最小限とすることによって低廉化した、オーステナイト材料である。好ましいＮｉ量は、０．０１％以上０．０７％以下である。
Ｍｏ、ＶおよびＷは、２．０％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が生成し、破壊の起点となることがある他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は２.０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上１．７％以下とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、介在物の形態制御に有用な元素であり、必要に応じて含有できる。ここで、介在物の形態制御とは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とすることをいう。この介在物の形態制御を介して、延性、靭性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる。このような効果を得るためには、０．０００５％以上で含有することが好ましい。一方、多量に添加すると、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性および耐硫化物応力腐食割れ性が低下する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。このため、Ｃａを含有する場合には、０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ量を０．０００５％以上０．００４０％以下とする。
Ｃａは、介在物の形態制御に有用な元素であり、必要に応じて含有できる。ここで、介在物の形態制御とは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とすることをいう。この介在物の形態制御を介して、延性、靭性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる。このような効果を得るためには、０．０００５％以上で含有することが好ましい。一方、多量に添加すると、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性および耐硫化物応力腐食割れ性が低下する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。このため、Ｃａを含有する場合には、０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ量を０．０００５％以上０．００４０％以下とする。
本発明に係る高Ｍｎ鋼は、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等、公知の溶製方法で溶製することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、連続鋳造法、造塊法等、公知の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。その後、以下に示す条件に従って、熱間圧延ついで冷却処理を行う。
［熱間圧延］
上記した鋼素材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する。この加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が大きく、圧延機に過大な負荷がかかるため、１１００℃以上とすることが好ましい。一方、１３００℃を超えて加熱すると、表面の酸化による歩留まりの低下が懸念されるため、１３００℃以下とすることが好ましい。
上記した鋼素材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する。この加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が大きく、圧延機に過大な負荷がかかるため、１１００℃以上とすることが好ましい。一方、１３００℃を超えて加熱すると、表面の酸化による歩留まりの低下が懸念されるため、１３００℃以下とすることが好ましい。
上記の通りに鋼素材（鋼塊または鋼片）を加熱したのち、熱間圧延を行う。粗大な結晶粒を作りこむためには高温での累積圧下率を高めることが好ましい。すなわち、低温で熱間圧延を行うとミクロ組織は微細になり、また過度な加工ひずみが入るため低温靭性の低下を招く。そのため仕上圧延終了温度の下限は７５０℃とする。一方、９５０℃以上の温度領域で仕上げると、結晶粒径が過度に粗大となり所望の降伏強度が得られなくなる。上記の適正なミクロ組織を得るため、仕上圧延終了温度が７５０℃以上９５０℃未満、かつ９５０℃未満の圧下率が１５％以上である熱間圧延を実施する。
次に、（仕上圧延終了温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の範囲の平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上とする。すなわち、熱間圧延終了後は速やかに冷却を行う。熱間圧延後の鋼板を緩やかに冷却させると析出物の生成が促進され低温靭性の劣化を招く。１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することでこれら析出物の生成を抑制できる。以上の理由から、熱間圧延後の冷却は、（仕上圧延終了温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの鋼板表面の平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする。
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、転炉−取鍋精錬−連続鋳造法によって作製した。次いで、得られた鋼スラブを、表２に示す条件に従って熱間圧延し、その後冷却することにより、６〜３０ｍｍ厚の鋼板とした。鋼板について、引張特性、靭性および組織評価を下記の要領で実施した。
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、転炉−取鍋精錬−連続鋳造法によって作製した。次いで、得られた鋼スラブを、表２に示す条件に従って熱間圧延し、その後冷却することにより、６〜３０ｍｍ厚の鋼板とした。鋼板について、引張特性、靭性および組織評価を下記の要領で実施した。
（１）引張試験特性
得られた各鋼板より、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８年）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張試験特性を調査した。本発明では、室温での降伏強度４５０ＭＰａ以上および引張強度８００ＭＰａ以上を引張特性に優れるものと判定した。さらに、伸び４０％以上を延性に優れるものと判定した。
得られた各鋼板より、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８年）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張試験特性を調査した。本発明では、室温での降伏強度４５０ＭＰａ以上および引張強度８００ＭＰａ以上を引張特性に優れるものと判定した。さらに、伸び４０％以上を延性に優れるものと判定した。
（２）低温靭性
板厚２０ｍｍを超える各鋼板の板厚１／４位置、もしくは板厚２０ｍｍ以下の各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピーＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験を実施し、−１９６℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。本発明では、３本の吸収エネルギー（ｖＥ-196）の平均値が１００Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
板厚２０ｍｍを超える各鋼板の板厚１／４位置、もしくは板厚２０ｍｍ以下の各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピーＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験を実施し、−１９６℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。本発明では、３本の吸収エネルギー（ｖＥ-196）の平均値が１００Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
（３）疲労特性の評価
疲労強度は、φ４ｍｍ×標点間距離８ｍｍの丸棒引張試験片を用いて２００万回繰返し応力負荷時の値で評価した。試験片は、鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から採取し、−１６５℃で試験を実施した。本発明では、疲労強度が７００ＭＰａ以上を耐疲労特性に優れるものとした。
以上により得られた評価結果を、表３に示す。
疲労強度は、φ４ｍｍ×標点間距離８ｍｍの丸棒引張試験片を用いて２００万回繰返し応力負荷時の値で評価した。試験片は、鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から採取し、−１６５℃で試験を実施した。本発明では、疲労強度が７００ＭＰａ以上を耐疲労特性に優れるものとした。
以上により得られた評価結果を、表３に示す。
表３に示したように、本発明に従う高Ｍｎ鋼は、上述の目標性能（母材の降伏強度が４５０ＭＰａ以上、低温靭性が吸収エネルギー（ｖＥ-196）の平均値で１００Ｊ以上、疲労強度が７００ＭＰａ以上）を満足することが確認された。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強度および低温靭性、疲労特性のいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できていない。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：２０〜３０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｃｒ：０．５〜７．０％、
Ｎ：０．０４００〜０．１０００、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００１０％未満および
ＲＥＭ：０．００１０％未満
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、次式（１）を満足する高Ｍｎ鋼。
Ｔｉ／Ｎ≦０．１０ ・・・（１） - 前記成分組成は、さらに次式（２）を満足する請求項１に記載の高Ｍｎ鋼。
（Ｍｎ×Ｏ）／Ｓ＜２７ ・・・（２） - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％未満、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および
Ｂ：０．００５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の高Ｍｎ鋼。 - 請求項１、２または３に記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱した後、仕上圧延終了温度が７５０℃以上９５０℃未満、かつ９５０℃未満の圧下率が１５％以上である、熱間圧延を施し、その後、（仕上圧延終了温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上の冷却処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
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