JP6947922B2 - 表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材及びその製造方法 - Google Patents

表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、液化ガス貯蔵タンク及び輸送設備などにおいて低温から常温までの幅広い温度で用いることができる低温用鋼材に関し、より詳細には、表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材及びその製造方法に関する。
環境汚染及び安全性に対する規制が強化され、石油エネルギーの枯渇が予想されるにつれて、代替エネルギーとしてＬＮＧやＬＰＧなどのエネルギーへの関心が高まっている。低温の液体状態で輸送される天然ガスやプロパンガスなどのような無公害燃料に対する需要が増加するにつれて、これらの貯蔵及び輸送用機器の製作、素材の開発が増加する傾向にある。
低温用タンクには、低温における強度及び靭性などの機械的性質に優れた材料が用いられている。その代表的な例として、アルミニウム合金、オーステナイト系ステンレス鋼、３５％インバー鋼、９％ニッケル鋼が挙げられる。
経済性及び溶接性の側面から、これらの材料のうち、９％ニッケル鋼が現在最も広く用いられている。しかし、かかる素材は、大部分においてニッケルの添加量が多く価格が高いことから、優れた降伏強度及び低温靭性を有する代替材料の開発が急務である。
一方、高い低温靭性を有する材料を製造するための方法の一つとして、低温で安定したオーステナイト組織を有するようにする方法がある。
その例として、多量の炭素及びマンガンを添加してオーステナイトを安定化させる技術が挙げられる。しかし、多量の炭素及びマンガンを添加してオーステナイトを安定化させる場合には、スラブの状態から製品までオーステナイト単相を有するという、すなわち、相変態が起こらない特性が現れるようになる。
相変態が起こらないため、スラブは粗大な鋳造組織を有するようになる。これにより、スラブを熱間圧延する際に表面粒界割れが発生するようになる。また、相変態を伴わないスラブは、粗大な鋳造組織を有するため高温延性が良くない。
スラブの熱間圧延の際に表面粒界割れが発生すると、鋼材の表面品質を劣化させ、最終構造物の厚さ不均一を誘発するようになる。
特に、かかる厚さ不均一は、低温圧力容器のように均一な鋼材の厚さ確保を介した耐圧抵抗性が要求される構造物の構造設計及び使用において大きな問題を起こすようになる。
韓国公開特許第２０１１−０００９７９２号公報
本発明の好ましい一側面によると、降伏強度及び衝撃靭性に優れるだけでなく、表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材を提供することができる。
本発明の好ましい他の一側面によると、降伏強度及び衝撃靭性に優れるだけでなく、表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材を低コストで製造することができる低温用高マンガン鋼材の製造方法を提供することができる。
本発明の好ましい一側面による低温用高マンガン鋼材は、Ｃ：０．３〜０．８重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｓｉ：０．０１〜１重量％、Ａｌ：０．０１〜０．５重量％、Ｔｉ：０．１重量％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜４．５重量％、Ｃｕ：０．１〜０．９重量％、Ｓ：０．０３重量％以下（０％を除く）、Ｐ：０．３重量％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００１〜０．０３重量％、Ｂ：０．００４重量％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織がオーステナイト単相組織であり、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが５０μｍ以下であり、５０μｍ以上のサイズを有するオーステナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満であり得る。
前記高マンガン鋼材には、１体積％以下（０％を含む）の析出物が含まれ得る。
前記高マンガン鋼材は−１９６℃における圧延方向の衝撃エネルギーが１００Ｊ以上であり得、−１９６℃における圧延方向の衝撃エネルギーに対する−１９６℃における厚さ方向の衝撃エネルギーの割合である材質異方性指数が０．６以上であり得る。
前記高マンガン鋼材の降伏強度は４００ＭＰａ以上であり得る。
前記高マンガン鋼材は、上述した組成を有するスラブを準備する工程、スラブを再加熱する工程、及び再加熱されたスラブを熱間圧延する工程を含む方法により製造され、前記再加熱前のスラブの表層部には、１５０μｍ以上のサイズを有する結晶粒の数が単位ｃｍ２当たりに１個未満の再結晶組織が形成されているものであり得る。
前記再加熱前のスラブの表層部の平均結晶粒サイズは１００μｍ以下であり得る。
前記再加熱前のスラブは１１００℃で６０％以上の断面減少率を有し得る。
本発明の好ましい他の一側面による低温用高マンガン鋼材の製造方法は、Ｃ：０．３〜０．８重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｓｉ：０．０１〜１重量％、Ａｌ：０．０１〜０．５重量％、Ｔｉ：０．１重量％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜４．５重量％、Ｃｕ：０．１〜０．９重量％、Ｓ：０．０３重量％以下（０％を除く）、Ｐ：０．３重量％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００１〜０．０３重量％、Ｂ：０．００４重量％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを準備する段階と、前記スラブの表層部に微細な再結晶組織が形成されるようにスラブに変形を加える変形付与段階と、前記のように表層部に微細な再結晶組織が形成されたスラブを常温まで空冷する段階と、前記のように空冷されたスラブを１１００〜１２５０℃の温度に加熱する再加熱段階と、前記のように再加熱されたスラブを８５０〜９５０℃の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る熱間圧延段階と、前記熱延鋼材を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の加速冷却終了温度まで加速冷却する加速冷却段階と、を含み得る。
前記変形付与段階は、１５０μｍ以上のサイズを有する結晶粒の数が単位ｃｍ２当たりに１個未満の再結晶組織が形成されるように行われることが好ましい。
前記変形付与段階後のスラブの表層部の平均結晶粒サイズは１００μｍ以下であり得る。
前記変形付与段階は１０００〜１２００℃で強圧下条件の粗圧延処理によって行われ得る。
前記変形付与段階は１０００〜１２００℃の高温鍛造処理によって行われ得る。
高温鍛造処理後のスラブの表層部の平均結晶粒サイズは１００μｍ以下であり得る。
前記変形付与段階は、初期スラブに対して１５〜５０％の厚さ減少率を有するように行われ得る。
前記熱間圧延段階における熱間圧延の際に、最終鋼材の厚さに応じて仕上げ圧延温度を制御し得る。
前記熱間圧延段階における最終鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］以上の際には、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度を８５０℃以上９００℃未満とし、最終鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］未満の際には、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度を９００℃以上９５０℃以下とし得る。
本発明の好ましい側面によると、降伏強度及び衝撃靭性に優れるだけでなく、表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材を低コストで提供することができる。
鍛造作業前後のスラブの微細組織を示すものであって、鍛造作業前のスラブの微細組織を示す写真である。 鍛造作業前後のスラブの微細組織を示すものであって、鍛造作業後のスラブの微細組織を示す写真である。 従来の鋼材を示すものであって、オーステナイト粗大粒が形成された従来の鋼材［比較例（２）］の微細組織を示す写真である。 本発明に適する鋼材の微細組織を示すものであって、本発明によってスラブ鍛造作業が適用された鋼材［発明例（３）］の均一オーステナイト組織を示す写真である。 鋼材の表面不均一が発生するか否かを評価した結果の一例を示す写真であって、表面不均一が発生した例を示す写真である。 鋼材の表面不均一が発生するか否かを評価した結果の一例を示す写真であって、不均一が発生していない例を示す写真である。 スラブの表層部における微細組織の結晶粒サイズによるスラブ高温延性の変化を示すグラフである。
本発明は、表面品質に優れた低温用高マンガン鋼材及びその製造方法に関するもので、以下では、本発明の好ましい実施例を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。本実施例は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供するものである。
本発明は、例えば、液化石油ガス、液化天然ガスを含んで低温状態で保存、運搬するための燃料タンク、貯蔵タンク、船舶用膜、輸送用パイプなどの低温部品に用いるための材料として好適に適用することができる。
本発明のように、多量の炭素及びマンガンを添加してオーステナイトを安定化させる場合には、スラブの状態から製品までオーステナイト単相を有するという、すなわち、相変態が起こらない特性が現れるようになる。
相変態が起こらないため、スラブは粗大な鋳造組織を有するようになる。その結果、スラブを熱間圧延する際に表面粒界割れが発生するようになる。
スラブの熱間圧延の際に表面粒界割れが発生すると、鋼材の表面品質を劣化させ、最終構造物の厚さ不均一を誘発するようになる。また、相変態を伴わないスラブは粗大な鋳造組織を有するため、高温延性が良くない。
そこで、本発明者らは、高降伏強度及び優れた衝撃靭性を有するだけでなく、優れた表面品質を有する低温用高マンガン鋼材を得るために研究及び実験などを行い、その結果によって本発明を完成するに至った。
本発明の重要概念は次のとおりである。
１）オーステナイト組織の安定化のために、特にＣ、Ｍｎ、及びＣｕの含有量を適切に制御したものである。オーステナイト安定化を介して優れた低温靭性を確保することができる。
２）鋼材の微細組織のサイズ及び粗大な結晶粒の数を適切に制御したものである。これにより、鋼材の表面品質を向上させることができる。
３）熱延鋼材の冷却条件を適切に制御したものである。これにより、粒界における炭化物の形成を抑制することができる。粒界に炭化物が形成されることを抑制することにより衝撃靭性を向上させることができる。
４）スラブの熱間圧延の前に、スラブの表層部に微細な再結晶組織が形成されるようにスラブに変形を加える処理を行ったものである。変形を加える処理の例として、強圧下条件の粗圧延処理または高温鍛造処理を挙げることができる。
スラブの熱間圧延の前に、スラブに変形を加える処理、例えば、強圧下条件の粗圧延処理または鍛造処理などを行ってスラブの表層部に微細な再結晶組織を形成することにより、熱間圧延の際の粒界割れが粗大な鋳造組織に沿って発生及び伝播することを防止して鋼材の表面品質を向上させることができる。また、スラブの表層部に微細な再結晶組織が形成されるため、スラブの高温延性を改善させることができる。
５）熱間圧延条件を適切に制御したものである。特に、熱間圧延の際の最終鋼材の厚さに応じて仕上げ圧延温度を制御したものである。これにより、高強度を確保することができる。
以下、本発明の一実施例による低温用高マンガン鋼材について説明する。
本発明の一実施例による低温用高マンガン鋼材は、Ｃ：０．３〜０．８重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｓｉ：０．０１〜１重量％、Ａｌ：０．０１〜０．５重量％、Ｔｉ：０．１重量％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜４．５重量％、Ｃｕ：０．１〜０．９重量％、Ｓ：０．０３重量％以下（０％を除く）、Ｐ：０．３重量％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００１〜０．０３重量％、Ｂ：０．００４重量％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織がオーステナイト単相組織であり、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが５０μｍ以下であり、５０μｍ以上の結晶粒サイズを有するオーステナイトナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満であり得る。
以下、本発明の一実施例による低温用高マンガン鋼材の成分及び成分範囲についてより具体的に説明する。以下、特に異なって示されない限り、各元素の含有量を示す％は重量を基準とする。
Ｃ：０．３〜０．８重量％
Ｃ（炭素）は、鋼中にオーステナイトを安定化させ、固溶されて強度を確保するのに必要な元素である。しかし、その含有量が０．３重量％未満の場合には、オーステナイト安定度が不足し、フェライトまたはマルテンサイトが形成されて低温靭性が低下する。これに対し、その含有量が０．８重量％を超えると、炭化物が形成されて表面欠陥が生じるため、その含有量は、０．３〜０．８重量％に制限することが好ましい。
Ｍｎ：１８〜２６重量％
Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイト組織を安定化させる役割を果たす重要な元素である。低温靭性を確保するためには、フェライトの形成を抑制し、オーステナイト安定度を増加させる必要がある。このために、本発明では、少なくとも１８重量％以上添加する必要がある。Ｍｎの含有量が１８重量％未満の場合には、ε−マルテンサイト相及びα’−マルテンサイト相が形成されて低温靭性が減少する。これに対し、その含有量が２６重量％を超えると、製造原価が大幅に増加し、工程上熱間圧延段階における加熱の際に内部酸化が激しく発生し、表面品質が悪くなるという問題が発生するようになる。したがって、Ｍｎの含有量は、１８〜２６重量％に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜１重量％
Ｓｉ（ケイ素）は、溶鋼の鋳造性を向上させ、特にオーステナイト鋼材に添加される場合、鋼材の内部に固溶されて強度を効果的に増加させる元素である。但し、１重量％を超えて添加する場合には、オーステナイト安定度を低下させ、靭性の低下を発生させることがあるため、Ｓｉの含有量の上限は、１重量％に制限することが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．５重量％
Ａｌ（アルミニウム）は、適正添加量の範囲でオーステナイトを安定化させ、鋼材内の炭素の活動度に影響を与え、炭化物の形成を効果的に抑制して靭性を増加させる元素である。但し、０．５重量％を超えて添加する場合には、酸化物及び窒化物の形成を介して鋼の鋳造性及び表面品質を劣化させるという問題があるため、上記Ａｌの含有量の上限は０．５重量％に制限することが好ましい。
Ｔｉ：０．１重量％以下（０％を除く）
Ｔｉ（チタン）は、単独あるいは複合で析出物を生成し、オーステナイト結晶粒を微細化させることで強度及び靭性を増加させる元素である。また、オーステナイト結晶粒内に十分な析出物の生成サイトが存在する場合には、結晶粒内に微細な析出物を形成し、析出硬化を介して強度を増加させる元素である。但し、０．１重量％を超えて添加すると、製鋼工程の際に多くの酸化物を生成し、連続鋳造の際に工程及び鋳片などの問題を起こしたり、炭窒化物が粗大化して鋼材の伸び率、靭性、及び表面品質などの劣化を起こすため、上記Ｔｉ（チタン）の含有量は、０．１重量％以下に制限することが好ましい。
Ｃｒ：１〜４．５重量％
Ｃｒ（クロム）は、オーステナイト組織において固溶強化を介して強度向上に優位性を示す。また、耐食性の効果を有するため、高温酸化に効果的であり、表面品質を向上させるという効果がある。かかる添加効果を得るためには、Ｃｒを１重量％以上添加することが好ましい。これに対し、Ｃｒを４．５重量％を超えて添加すると、炭化物の生成に有利となって極低温靭性を悪化させるという問題が発生するようになる。したがって、Ｃｒの含有量は、１〜４．５重量％に制限することが好ましい。
Ｃｕ：０．１〜０．９重量％
Ｃｕ（銅）は、マンガン及び炭素とともに、オーステナイトを安定化させるとともに、低温靭性を向上させる元素である。また、炭化物内の固溶度が非常に低く、オーステナイト内の拡散が遅いことから、オーステナイトと核生成された炭化物界面に濃縮され、炭素の拡散を妨げることにより、炭化物の成長を効果的に遅らせて炭化物の生成を抑制する効果がある。そのため、Ｃｒとともに用いることが好ましい。かかる添加効果を得るためには、Ｃｕを０．１重量％以上添加することが好ましい。これに対し、Ｃｕを０．９重量％を超えて添加すると、熱間脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）欠陥が原因となって表面品質が悪くなるという問題が発生する。したがって、Ｃｕの含有量は、０．１〜０．９重量％に制限することが好ましい。
Ｓ：０．０３重量％以下（０％を除く）
Ｓ（硫黄）は、介在物の制御のために０．０３重量％以下に制御される必要がある。
Ｓの含有量が０．０３重量％を超えると、熱間脆性の問題が発生し、表面品質の劣化をもたらす。
Ｐ：０．３重量％以下（０％を除く）
Ｐ（リン）は、偏析が発生しやすい元素であって、鋳造の際に亀裂を発生させ、溶接性を低下させる。これを防止するために、その含有量は０．３重量％以下に制御する必要がある。Ｐの含有量が０．３重量％を超えると、鋳造性が悪化する可能性があるため、その含有量の上限は０．３重量％に制限することが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０３重量％
Ｎ（窒素）は、炭素とともにオーステナイトを安定化させ、靭性を向上させる元素である。特に、炭素とともに固溶強化または析出物形成を介して強度を向上させるのに非常に有利な元素である。但し、０．０３重量％を超えて添加する場合には、炭窒化物の粗大化により物性及び表面品質の劣化が発生するため、上記Ｎの含有量の上限は０．０３重量％に制限することが好ましい。これに対し、０．００１重量％未満で添加される場合には、その効果がわずかであるため、上記Ｎの含有量の下限は、０．００１重量％に制限することが好ましい。
Ｂ：０．００４重量％以下（０％を除く）
Ｂ（ホウ素）は、結晶粒界の強化を介した粒界破壊の抑制効果により表面品質の向上に大きな影響を与える。但し、過度に添加される場合には、粗大な析出物の形成などにより靭性及び溶接性を低下させるため、その含有量は０．００４重量％以下に限定することが好ましい。
これら以外に、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる。但し、通常の製造工程では原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入するため、これを排除することはできない。これらの不純物は、当該技術分野における通常の知識を有する技術者であれば容易に理解されるものであるため、本明細書ではそのすべての内容について特に言及しない。さらに、上記組成に加えて、有効な成分の添加が排除されるものではない。
本発明の一実施例による低温用高マンガン鋼材の微細組織はオーステナイト単相であり、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが５０μｍ以下であり、５０μｍ以上のサイズを有するオーステナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満であり得る。
オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが５０μｍを超えると、粗大結晶粒の高密度が原因となって加工の際に構造物に不均一変形が発生するようになる。その結果、加工後の表面品質が劣化する可能性があるため、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズを５０μｍ以下に限定する。これに対し、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが小さくなるにつれて、鋼材の強度もそれに応じて高くなるが、結晶粒微細化によって粒界炭化物の析出が容易になり、強度の増加による反対給付として低温靭性が劣化する可能性があるため、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズを２０μｍ以上に限定する。したがって、上記オーステナイト組織の平均結晶粒サイズは、２０〜５０μｍであることが好ましく、２０〜３０μｍであることがより好ましい。
一方、オーステナイト組織のうち５０μｍ以上のサイズを有する結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個以上の場合には、粗大結晶粒の高密度が原因となって構造物に加工した後、表面品質を劣化させる可能性がある。したがって、５０μｍ以上のサイズを有するオーステナイト結晶粒の数はｃｍ２当たりに１個未満に限定することが好ましい。より好ましくは、３０μｍ以上のサイズを有するオーステナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満であり得る。
上記高マンガン鋼材には、１体積％以下（０％を含む）の析出物が含まれることができる。析出物の含有量が１体積％を超えると、低温靭性が低下するおそれがある。したがって、析出物の含有量は、１体積％以下（０％を含む）に抑えることが好ましい。
上記高マンガン鋼材の厚さは８．０ｍｍ以上であることができ、好ましくは８．０〜４０ｍｍであり得る。
本発明の一実施例による低温用高マンガン鋼材は、−１９６℃における圧延方向（ＲＤ、ｒｏｌｌｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）のシャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり得る。
本発明において、鋼材の材質異方性指数とは、鋼材の圧延方向（ＲＤ、ｒｏｌｌｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）のシャルピー衝撃吸収エネルギーに対する鋼材の厚さ方向（ＴＤ、ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）のシャルピー衝撃吸収エネルギーの割合を意味する。具体的には、本発明において、鋼材の材質異方性指数は、−１９６℃における鋼材の厚さ方向（ＴＤ）のシャルピー衝撃吸収エネルギーを−１９６℃における鋼材の圧延方向（ＲＤ）のシャルピー衝撃吸収エネルギーで割った値を意味する。
上記材質異方性指数が一定のレベルに達しない場合には、最終製品における物性の確保が問題になる可能性がある。すなわち、材質異方性指数が一定のレベルに達しない場合には、最終製品における素材の方向に応じて目的とするレベルのシャルピー衝撃吸収エネルギーを確保できないという問題が発生する可能性がある。したがって、本発明の一実施例による低温用高マンガン鋼材は、材質異方性指数を一定のレベル以上に制限する。これにより、最終製品における素材の方向においてシャルピー衝撃吸収エネルギーが不均一に現れることを効果的に防止することができる。素材の方向による最終製品の物性不均一を防止するための材質異方性指数の下限は０．６であることができ、好ましくは０．８であり得る。
以下、本発明の一実施例による低温用高マンガン鋼材の製造方法について説明する。
本発明の好ましい他の一側面による低温用高マンガン鋼材の製造方法は、Ｃ：０．３〜０．８重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｓｉ：０．０１〜１重量％、Ａｌ：０．０１〜０．５重量％、Ｔｉ：０．１重量％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜４．５重量％、Ｃｕ：０．１〜０．９重量％、Ｓ：０．０３重量％以下（０％を除く）、Ｐ：０．３重量％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００１〜０．０３重量％、Ｂ：０．００４重量％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを準備する段階と、上記スラブの表層部に微細な再結晶組織が形成されるようにスラブに変形を加える変形付与段階と、上記のように表層部に微細な再結晶組織が形成されたスラブを常温まで空冷する段階と、上記のように空冷されたスラブを１１００〜１２５０℃の温度に加熱する再加熱段階と、上記のように再加熱されたスラブを８５０〜９５０℃の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る熱間圧延段階と、上記熱延鋼材を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の加速冷却終了温度まで加速冷却する加速冷却段階と、を含み得る。
変形付与段階及び空冷段階
上記スラブの表層部に微細な再結晶組織が形成されるようにスラブに変形を加える変形付与段階を行った後、常温まで空冷し得る。ここで、スラブの表層部とは、表面のうちスラブの厚さ方向に表面から２ｍｍの深さまでの領域を意味する。
上記スラブは、粗大な鋳造組織で構成され、熱間圧延の際に割れが容易に発生し、高温延性が良くない。そこで、上記スラブの表層部に微細な再結晶組織が形成されるようにスラブに変形を加える処理を行って、熱間圧延の際に割れの発生を防止し、高温延性を向上させることができる。もちろん、上記表層部以外の領域に微細な再結晶組織が形成され得る。
上記変形付与段階は、１５０μｍ以上のサイズを有する結晶粒の数が単位ｃｍ２当たりに１個未満の再結晶組織が形成されるように行うことが好ましい。上記スラブの表層部に１５０μｍ以上の結晶粒のサイズのオーステナイト結晶粒がｃｍ２当たりに１個以上が存在する場合には、再加熱炉に投入して加熱し、加熱されたスラブを熱間圧延する際に、粗大粒が原因となって高温延性を劣化させ、クラック発生及び伝播を起こして製品の表面品質に悪い影響を与える可能性がある。上記変形付与段階後のスラブの表層部の平均結晶粒サイズは１００μｍ以下であり得る。
上記変形付与段階を行うための処理は、特に限定されるものではなく、スラブ再加熱の前にスラブに変形を付与し、スラブの表層部に微細な再結晶組織を形成させることができるものであれば、いずれも可能である。
尚、上記変形付与段階を行うための処理の一例として、１０００〜１２００℃で強圧下条件の粗圧延処理を挙げることができる。上記強圧下条件の粗圧延処理温度が１０００℃未満の場合には、処理温度が低すぎるため、微細な再結晶組織の確保が困難になる可能性がある。また、粗圧延処理の際に変形抵抗が大きくなるという問題がある。これに対し、１２００℃を超えると、微細な再結晶組織の確保の側面では有利であるが、鋳造組織の偏析帯における部分溶融及び粒界酸化の深さが深くなって、表面品質劣化が発生する可能性がある。
上記のようにスラブを強圧下条件で粗圧延処理すると、少なくともスラブの表層部で再結晶が起こり、スラブの表層部に微細な再結晶組織が形成され得る。
また、上記変形付与段階を行うための処理の他の一例として、１０００〜１２００℃の高温鍛造処理を挙げることができる。上記鍛造処理温度が１０００℃未満の場合には、処理温度が低すぎるため、微細再結晶組織の確保が困難になる可能性がある。また、鍛造処理の際に変形抵抗が大きくなるという問題がある。これに対し、１２００℃を超えると、微細な再結晶組織の確保の側面では有利であるが、部分溶融及び粒界酸化の深さが深くなって、表面品質劣化が発生する可能性がある。
上記のようにスラブを高温鍛造処理すると、少なくともスラブの表層部で再結晶が起こり、スラブの表層部に微細な再結晶組織が形成され得る。
上記変形付与段階は、スラブの表層部に１５０μｍ以上の結晶粒サイズを有するオーステナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満になるように行われることが好ましい。上記変形付与段階後のスラブの表層部の平均結晶粒サイズは１００μｍ以下であり得る。
上記変形付与段階は、初期スラブに対して少なくとも１５％以上の厚さ減少率を有するように行い得る。これは、上記厚さ減少率が小さすぎる場合には、十分な変形の確保が難しく、表層部の再結晶組織の確保が困難になる可能性があるためである。但し、変形付与段階における厚さ減少率が大きすぎる場合には、最終鋼材の微細組織が過度に微細化し、低温靭性が劣化する可能性があることから、変形付与段階におけるスラブの厚さ減少率は５０％以下に制限され得る。したがって、上記厚さ減少率は１５〜５０％であり得る。
上記のように表層部に微細な再結晶組織が形成されたスラブは１１００℃で６０％以上の断面減少率（高温延性）を有し得る。
上記変形付与段階を行うための処理のさらに他の一例として、ショットブラスト法を挙げ得る。
スラブ再加熱段階
上記のように空冷されたスラブを１１００〜１２５０℃の温度に再加熱する。スラブ再加熱温度が低すぎると、熱間圧延の際に圧延荷重が過度にかかる可能性があるため、加熱温度は１１００℃以上に設定することが好ましい。加熱温度が高いほど熱間圧延は容易であるが、本鋼材のようにＭｎの含有量が高い鋼は、高温加熱の際に内部粒界酸化が激しく発生し、表面品質が悪くなるという問題があるため、上記再加熱温度は１２５０℃以下に設定することが好ましい。
熱間圧延段階
上記のように再加熱されたスラブを８５０〜９５０℃の温度で熱間仕上げ圧延して熱延鋼材を得る。熱延鋼材の厚さは８ｍｍ以上であることができ、好ましくは８〜４０ｍｍであり得る。
熱間圧延の際に、熱間仕上げ圧延温度が高温であるほど変形抵抗が低いため圧延が容易であるが、圧延温度が高いほど、表面品質が低下する可能性があることから、９５０℃以下の温度で仕上げ圧延を行うことが好ましい。一方、熱間仕上げ圧延温度が低すぎると、圧延中に負荷が大きくなるため、熱間仕上げ圧延は、８５０℃以上で行うことが好ましい。
上記熱間圧延段階における熱間圧延の際に、最終鋼材の厚さに応じて仕上げ圧延温度を制御し得る。この場合、強度をより向上させ得る。
本発明では、上記熱間圧延段階における熱間圧延の際に、最終鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］以上の場合には、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度を８５０℃以上９００℃未満とし、最終鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］未満の場合には、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度を９００℃以上９５０℃以下とし得る。
最終鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］以上の場合、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度を９００℃以上にすると、十分な強度の確保が困難になる可能性がある。最終鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］未満の場合、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度を９００℃未満にすると、強度が大きく上昇し、低温衝撃靭性の低下をもたらす可能性がある。
最終鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］以上の場合には、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度を８５０℃未満にすると、炭化物の生成温度よりも低いため炭化物が析出する可能性があり、かかる炭化物の析出による低温衝撃靭性の低下をもたらすおそれがある。最終鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］未満の場合には、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度が９５０℃を超えると、短時間で多くの圧延を行うため、温度の確保が困難になる可能性がある。
上記熱間圧延は、鋼材の厚さが１８ｔ［ｔ：鋼材の厚さ（ｍｍ）］以上の場合には、未再結晶温度（Ｔｎｒ）以下の温度で全圧下率の４０％以上の圧下率になるように行われることが好ましい。未再結晶温度（Ｔｎｒ）以下の温度で圧下率が４０％未満の場合には、微細組織内に十分な転位の蓄積がなされていないため、低強度の原因となり得る。
加速冷却段階
上記熱延鋼材を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の加速冷却終了温度まで加速冷却する。上記熱延鋼材は、Ｃｒの含有量が１〜４．５重量％であり、且つＣが含まれる鋼種であることから、低温靭性の低下をもたらす炭化物の析出を抑制するためには、加速冷却が不可欠である。
上記加速冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満の場合には、粒界に炭化物が析出し、衝撃靭性が劣化するおそれがある。上記冷却速度は１０〜４０℃／ｓｅｃであることができる。上記加速冷却終了温度が６００℃を超えると、上記のような原因で粒界に炭化物が析出し、その結果、衝撃靭性が劣化するおそれがある。上記加速冷却終了温度は、常温〜６００℃であることができ、好ましくは、３００〜４００℃であり得る。
上記のように製造された鋼材は、オーステナイト単相組織であり、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが２０〜５０μｍであることができ、より好ましくは、２０〜３０μｍであることができる。また、上記のように製造された鋼材は、５０μｍ以上の結晶粒サイズを有するオーステナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満の微細組織を有することができ、より好ましくは、３０μｍ以上の粒径を有するオーステナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満であり得る。
上記のように製造された鋼材は、−１９６℃における圧延方向（ＲＤ、ｒｏｌｌｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）の衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり得、−１９６℃における圧延方向（ＲＤ、ｒｏｌｌｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）の衝撃吸収エネルギーに対する−１９６℃における厚さ方向（ＴＤ、ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）の衝撃吸収エネルギーの割合である材質異方性指数が０．６以上であり得、より好ましくは、０．８以上であり得る。
上記のように製造された鋼材の降伏強度は４００ＭＰａ以上であり得る。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。
下記表１の鋼組成を有するスラブを下記表２の条件で鍛造し、常温まで空冷した後、下記表２の条件で再加熱、熱間圧延、及び冷却して下記表２の厚さを有する熱延鋼材を製造した。
スラブ再加熱前のスラブの表層部において１５０μｍ以上の結晶粒サイズを有するオーステナイト結晶粒の数（個／ｃｍ２）及びスラブの高温延性を調査し、その結果を下記表２に示した。
一方、上記のように製造された熱延鋼材に対し、５０μｍ以上の結晶粒サイズ及び３０μｍ以上の結晶粒サイズを有するオーステナイト結晶粒の数（個／ｃｍ２）、平均結晶粒サイズ、析出物分率（体積％）、降伏強度、シャルピー衝撃靭性、及び表面不均一が発生したか否かを調査し、その結果を下記表３に示した。シャルピー衝撃靭性は、熱延鋼材の圧延方向（ＲＤ、Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）及び熱延鋼材の厚さ方向（ＴＤ、Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に対してそれぞれ測定し、熱間圧延方向の−１９６℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーに対する厚さ方向の−１９６℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーの割合を計算して材質異方性指数を算出した。
このとき、高温延性［断面減少率（％）］は、１１００℃で１／ｓの変形速度（ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ）条件で測定されたものであり、シャルピー衝撃靭性は、−１９６℃の条件で測定されたものである。また、表面不均一が発生したか否かについては、図５及び図６に示すように鋼材を曲げた後、肉眼で観察して評価したものである。図５は表面不均一が発生した例を示す写真であり、図６は不均一が発生しなかった例を示す写真である。
一方、鍛造処理を適用した発明例（３）に対して鍛造作業前後のスラブの微細組織を観察し、その結果を図１に示した。図１は鍛造作業前のスラブの微細組織を示す写真であり、図２は鍛造作業後のスラブの微細組織を示す。
鍛造処理を適用した発明例（３）及び鍛造処理を適用していない比較例（２）に対して熱間圧延後の鋼材表層部の組織を観察し、その結果を図３及び４に示した。図３は比較例（２）を示す写真であり、図４は発明例（３）を示す写真である。
Figure 0006947922
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上記表１、２及び３に示すように、本発明の鋼組成及び製造条件をすべて満たす発明例（１−５）の場合には、スラブの表層部における１５０μｍ以上の粗大粒の数（個／ｃｍ２）が１個未満であり、鋼材の平均結晶粒サイズが５０μｍ以下であり、さらには、５０μｍ以上及び３０μｍ以上の粗大粒の数（個／ｃｍ２）も１個未満であることが分かる。発明例（１、３−５）の場合には、降伏強度、衝撃靭性に優れるだけでなく、表面不均一も発生しないことが分かる。発明例（２）の場合には、降伏強度は低いが、衝撃靭性に優れ、表面不均一も発生しないことが分かる。
発明例（１−５）の場合には、鋼材の平均結晶粒サイズが５０μｍ以下であり、５０μｍ以上の粗大粒の数（個／ｃｍ２）も１個未満であるため、最終構造物として加工しても表面不均一が発生せず、優れた表面品質を確保することができる。
これに対し、鍛造処理を適用しなかった比較例（１）及び（２）は、スラブの表層部における１５０μｍ以上の粗大粒の数（個／２）がそれぞれ１０個及び５個であることから、表面不均一が発生することが分かる。また、比較例（１）及び（２）は、鋼材の５０μｍ以上の粗大粒の数（個／ｃｍ２）がそれぞれ４個及び３個であることから、最終構造物として加工する場合、表面不均一が発生することが分かる。加えて、比較例（１）及び（２）はそれぞれ、材質異方性指数が０．６未満であることから、最終構造物において素材の方向性に応じて物性不均一が顕著に発生することが分かる。
鍛造処理条件及び冷却条件が本発明の条件を外れた比較例（３）は、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが１８μｍ、析出物の分率が４％であることから、表面不均一が発生しないものの、衝撃靭性が劣化することが分かる。
図１に示すように、鍛造処理前の粗大なスラブの表層部における微細組織は、鍛造処理後に微細になることが分かる。
発明例（１）のスラブを該当表層部の組織の結晶粒サイズが図７のようになるように鍛造処理を行い、鍛造処理後のスラブの表層部の組織の結晶粒サイズに応じた高温延性変化を調査した。その結果を示す図７からも分かるように、スラブの表層部の組織の結晶粒サイズが微細であるほどスラブの高温延性に優れるようになる。
図３及び図４に示すように、本発明による鍛造処理を適用した場合の［発明例（３）］は、熱間圧延後の鋼材組織が鍛造処理を適用しなかった場合の［比較例（２）］に比べて微細であることが分かる。

Claims (16)

  1. Ｃ：０．３〜０．８重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｓｉ：０．０１〜１重量％、Ａｌ：０．０１〜０．５重量％、Ｔｉ：０．１重量％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜４．５重量％、Ｃｕ：０．１〜０．９重量％、Ｓ：０．０３重量％以下（０％を除く）、Ｐ：０．３重量％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００１〜０．０３重量％、Ｂ：０．００４重量％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織がオーステナイト単相組織であり、オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが５０μｍ以下であり、５０μｍ以上のサイズを有するオーステナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満であることを特徴とする低温用高マンガン鋼材。
  2. 前記高マンガン鋼材は１体積％以下（０％を含む）の析出物を含むことを特徴とする請求項１に記載の低温用高マンガン鋼材。
  3. 前記オーステナイト組織の平均結晶粒サイズが２０〜３０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の低温用高マンガン鋼材。
  4. 前記オーステナイト組織のうち３０μｍ以上のサイズを有するオーステナイト結晶粒の数がｃｍ２当たりに１個未満であることを特徴とする請求項１に記載の低温用高マンガン鋼材。
  5. 前記高マンガン鋼材は−１９６℃における圧延方向の衝撃エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温用高マンガン鋼材。
  6. 前記高マンガン鋼材は−１９６℃における圧延方向の衝撃エネルギーに対する−１９６℃における厚さ方向の衝撃エネルギーの割合である材質異方性指数が０．６以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温用高マンガン鋼材。
  7. 前記高マンガン鋼材は４００ＭＰａ以上の降伏強度を有することを特徴とする請求項１に記載の低温用高マンガン鋼材。
  8. 前記高マンガン鋼材は８．０〜４０ｍｍの厚さを有することを特徴とする請求項１に記載の低温用高マンガン鋼材。
  9. 請求項１に記載の低温用高マンガン鋼材の製造方法であって、
    Ｃ：０．３〜０．８重量％、Ｍｎ：１８〜２６重量％、Ｓｉ：０．０１〜１重量％、Ａｌ：０．０１〜０．５重量％、Ｔｉ：０．１重量％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜４．５重量％、Ｃｕ：０．１〜０．９重量％、Ｓ：０．０３重量％以下（０％を除く）、Ｐ：０．３重量％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００１〜０．０３重量％、Ｂ：０．００４重量％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを準備する段階と、
    前記スラブの表層部に再結晶組織が形成されるようにスラブに変形を加える変形付与段階と、
    前記のように表層部に再結晶組織が形成されたスラブを常温まで空冷する段階と、
    前記のように空冷されたスラブを１１００〜１２５０℃の温度に加熱する再加熱段階と、
    前記のように再加熱されたスラブを８５０〜９５０℃の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る熱間圧延段階と、
    前記熱延鋼材を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の加速冷却終了温度まで加速冷却する加速冷却段階と、を含み、
    前記変形付与段階は、前記スラブの表層部（ここで、スラブの表層部とは、表面のうちスラブの厚さ方向に表面から２ｍｍの深さまでの領域を意味する）に１５０μｍ以上のサイズを有する結晶粒の数が単位ｃｍ ２ 当たりに１個未満の再結晶組織が形成されるように行われることを特徴とする低温用高マンガン鋼材の製造方法。
  10. 前記変形付与段階は、１０００〜１２００℃での粗圧延処理によって行われることを特徴とする請求項９に記載の低温用高マンガン鋼材の製造方法。
  11. 前記変形付与段階は、１０００〜１２００℃の高温鍛造処理によって行われることを特徴とする請求項９に記載の低温用高マンガン鋼材の製造方法。
  12. 前記変形付与段階後のスラブの表層部の平均結晶粒サイズが１００μｍ以下であることを特徴とする請求項９乃至１１のいずれか一項に記載の低温用高マンガン鋼材の製造方法。
  13. 前記変形付与段階は、初期スラブに対して１５〜５０％の厚さ減少率を有するように行われることを特徴とする請求項９乃至１１のいずれか一項に記載の低温用高マンガン鋼材の製造方法。
  14. 前記熱間圧延段階における熱間圧延の際に、最終鋼材の厚さが１８ｍｍ以上の場合には、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度が８５０℃以上９００℃未満であり、最終鋼材の厚さが１８ｍｍ未満の場合には、熱間仕上げ圧延最終パスの圧延温度が９００℃以上９５０℃以下であることを特徴とする請求項９に記載の低温用高マンガン鋼材の製造方法。
  15. 前記熱間圧延段階における熱間圧延の際に、鋼材の厚さが１８ｍｍ以上の場合には、未再結晶温度（Ｔｎｒ）以下の温度における圧下率が全圧下率の４０％以上であることを特徴とする請求項９に記載の低温用高マンガン鋼材の製造方法。
  16. 前記熱延鋼材は８〜４０ｍｍの厚さを有することを特徴とする請求項９に記載の低温用高マンガン鋼材の製造方法。
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