JPWO2019044928A1 - 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

素材や製造に要するコストを抑えることのできる、低温靱性に優れた高Ｍｎ鋼について提供する。質量％で、Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：２０．０％以上３５．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％以下およびＮｂ：０．００５０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成とオーステナイトを基地相とするミクロ組織とを有し、該ミクロ組織におけるＭｎ偏析部のＭｎ濃度が１６％以上３８％以下とし、ＫＡＭ値の平均を０．３以上とする。

Description

本発明は、例えば液化ガス貯槽用タンク等の、極めて低温の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。
液化ガス貯槽用構造物に熱間圧延鋼板を用いるには、使用環境が極めて低温となるため、鋼板は高強度であることに加えて、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。以下、−１６４℃の極低温域を含め低温と総称する。
この要求に対して、従来、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鋼を低温環境の構造用鋼として使用することが、例えば特許文献１に提案されている。
特許文献１には、Ｍｎ偏析比を制御して結晶粒界に生成する炭化物が破壊の起点となることを回避する技術が提案されている。
特開2017−71817号公報
特許文献１に記載の技術によって、低温靭性に優れた高Ｍｎ鋼の提供が可能であるが、ここに記載の高Ｍｎ鋼は靭性を確保する観点からＮｉの含有を必須とする点、素材コストの低減が求められていた。さらに、Ｍｎ偏析比を低減するため、加熱温度（℃）と加熱時間（ｈｒ）との積が３００００℃・ｈｒ以上の拡散熱処理を行う必要があるため、製造コストが高いことも問題であった。
そこで、本発明は、素材や製造に要するコストを抑えることのできる、低温靱性に優れた高Ｍｎ鋼について提供することを目的とする。さらに、本発明は、かような高Ｍｎ鋼を製造するための有利な方法について提案することを目的とする。ここで、前記「低温靭性に優れた」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以上であることをいう。
発明者らは、上記課題を達成するため、高Ｍｎ鋼を対象に、鋼板の成分組成および組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下のａ〜ｄの知見を得た。
ａ．高Ｍｎのオーステナイト鋼は、Ｍｎの拡散が遅いことから、連続鋳造時に生成するＭｎ濃度の低いＭｎ偏析部が熱間圧延後にも存在する。このＭｎ偏析部のＭｎ濃度が１６％未満の場合、低温において加工誘起マルテンサイトが生成し、低温靱性の劣化を招く。このことから高Ｍｎ鋼の低温靱性向上には、Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度を高めることが有効である。
ｂ．高Ｍｎのオーステナイト鋼は、Ｍｎの拡散が遅いことから、連続鋳造時に生成するＭｎ濃度の高いＭｎ偏析部が熱間圧延後にも存在する。このＭｎ偏析部が３８％超の場合、粒界破壊をまねくために、やはり低温靱性の劣化を招く。このことから高Ｍｎ鋼の低温靱性向上には、Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度を下げることが有効である。
ｃ．適切な条件で熱間圧延を行えば、拡散熱処理を行うことなしに上記ａまたはｂを実現でき、製造コストを抑えることができる。
ｄ．適切な条件で熱間圧延を施すことによって高い転位密度を与えることが、降伏強度上昇に有効である。
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：０．１００％以上０．７００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｍｎ：２０．０％以上３５．０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５０％以下および
Ｎｂ：０．００５０％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成とオーステナイトを基地相とするミクロ組織とを有し、該ミクロ組織におけるＭｎ偏析部のＭｎ濃度が１６％以上３８％以下あり、ＫＡＭ(Kernel Average Misorientation)値の平均が０．３以上であり、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上かつ降伏強度が４００ＭＰａ以上である高Ｍｎ鋼。
また、ＫＡＭ値とは、結晶粒内の各ピクセル（０．３μｍピッチ）と隣接するピクセルとの方位差の平均値である。熱間圧延後の鋼板について、５００μｍ×２００μｍの視野におけるＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction）解析を任意の２視野にわたって行った結果から、測定した全領域の平均値を平均ＫＡＭ値とした。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下および
ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％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に記載の高Ｍｎ鋼。
３．前記１または２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、圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
４．前記３において、さらに、仕上圧延終了温度が７００℃以上９５０℃未満の熱間圧延を行い、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。
ここで、前記の各温度域は、それぞれ鋼素材または鋼板の表面温度である。
本発明によれば、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、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。また、本発明の製造方法では、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことがないため、経済性に優れた方法を提供することができる。
Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度とシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-196）との関係を示すグラフである。 Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度とシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-196）との関係を示すグラフである。
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：０．１００％以上０．７００％以下
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０．１００％以上の含有を必要とする。一方、０．７００％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は０．１００％以上０．７００％以下とする。好ましくは、０．２００％以上０．６００％以下とする。
Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下
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は０．０５％以上１．００％以下とする。好ましくは、０．０７％以上０．５０％以下とする。
Ｍｎ：２０．０％以上３５．０％以下
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２０．０％以上の含有を必要とする。一方、３５．０％を超えて含有した場合、低温靱性が劣化する。また、溶接性、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は２０．０％以上３５．０％以下とする。好ましくは、２３．０％以上３０．０％以下とする。より好ましくは、２８．０％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、０．００２％以上とすることが望ましい。好ましくは、０．００５％以上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、０．００１％以上とすることが望ましい。好ましくは０．００２０％以上０．００６０％以下とする。
Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下
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、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、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％以上０．０７％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．０６％以下とする。
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下
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％以上７．０％以下とする。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：０．００５０％以上０．０５００％以下
Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、低温靱性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、Ｎは０．００５０％以上の含有を必要とする。一方、０．０５００％を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Ｎは０．００５０％以上０．０５００％以下とする。好ましくは０．００６０％以上０．０４００％以下とする。
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、０．００１０％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
ＴｉおよびＮｂは、鋼中で高融点の炭窒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は、原材料などから不可避的に混入する成分であり、Ｔｉ：０．００５％超０．０１０％以下およびＮｂ：０．００５％超０．０１０％以下の範囲で混入するのが通例である。そこで、後述する手法に従って、ＴｉおよびＮｂの不可避混入を回避し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制する必要がある。ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制することによって、上記した炭窒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の含有量を０．００３％以下とする。勿論、ＴｉおよびＮｂの含有量は０％であってもよい。
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。
［組織］
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組織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％以上であることを意味する。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相またはマルテンサイト相である。さらに好ましくは９５％以上である。
上記の通り、Ｍｎを２０．０％以上３５．０％以下で含む高Ｍｎ鋼では、成分組成におけるＭｎ含有量に比べてＭｎ濃度の低い偏析部および同Ｍｎ濃度の高い偏析部が生成される。これらＭｎの濃度差のある部分は、低温靭性を悪化する要因になることが、以下に示すように判明した。
すなわち、上記した成分組成の鋼素材に種々の条件の熱間圧延を施して得た鋼板について、Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度並びに、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した。ここで、Ｍｎ偏析部とは、Ｍｎ偏析バンド間のＭｎ濃度が低いまたは高い領域であり、具体的には、熱間圧延後の鋼板の圧延方向断面の研磨面におけるＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction）解析によって測定されるＭｎ濃度が最も低いまたは高い領域で代表される。
ミクロ組織におけるＭｎ偏析部のＭｎ濃度が１６％以上３８％以下
まず、Ｍｎ濃度の低いＭｎ偏析部について、そのＭｎ濃度並びに−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した結果を図１に示すように、Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度を１６％以上とすれば、前記吸収エネルギー：１００Ｊ以上が実現されることがわかる。Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度は好ましくは１７％以上である。
さらに、Ｍｎ濃度の高いＭｎ偏析部について、そのＭｎ濃度並びに−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した結果を図２に示すように、Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度を３８％以下とすれば、前記吸収エネルギー：１００Ｊ以上が実現されることがわかる。Ｍｎ偏析部のＭｎ濃度は好ましくは３７％以下である。
ＫＡＭ(Kernel Average Misorientation)値の平均が０．３以上
ＫＡＭ値は、上述の通り、熱間圧延後の鋼板について、５００μｍ×２００μｍの視野におけるＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction）解析を任意の２視野にわたって行った結果から、結晶粒内の各ピクセル（０．３μｍピッチ）と隣接するピクセルとの方位差の平均値として求められる値である。このＫＡＭ値は、組織における転位による局所的結晶方位変化を反映しており、ＫＡＭ値が高いほど、測定点と隣り合った部位との方位差が大きいことを示している。すなわち、ＫＡＭ値が高いほど、粒内の局所的な変形度合が高いことを意味するため、圧延後の鋼板においてKAM値が高いほど、転位密度が高いことになる。そして、このＫＡＭ値の平均が０．３以上であれば、多量の転位が蓄積されているため、降伏強度が向上する。好ましくは、０．５以上である。一方、ＫＡＭ値の平均が１．３を超えると靱性が劣化するおそれがあるため、１．３以下とすることが好ましい。
以上のＭｎ偏析部のＭｎ濃度：１６％以上３８％以下と、ＫＡＭ値平均：０．３以上とは、上記した成分組成の下、後述する条件に従う熱間圧延を行うことによって実現することができる。
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。
Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下の１種または２種以上
Ｍｏ、Ｖ、Ｗ：２．０％以下
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、Ｍｏ、ＶおよびＷは０．００１％以上で含有することが好ましい。一方、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％とする。好ましくは０．００３％以上１．７％以下、より好ましくは１．５％以下とする。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ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。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、Ｃａ、Ｍｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上含有することが好ましい。一方、いずれの元素も多く含有させると、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性、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およびＭｇを含有する場合には、それぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭを含有する場合には、０．００１０％以上０．０２００％以下とする。好ましくは、Ｃａ量は０．００１０％以上０．００４０％以下、Ｍｇ量は０．００１０％以上０．００４０％以下、ＲＥＭ量は０．００２０％以上０．０１５０％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。その際、好適な組織制御の妨げとなるＴｉおよびＮｂを上述の範囲に制限するために、原料などから不可避的に混入することを回避し、これらの含有量を低減する措置を取る必要がある。例えば、精錬段階におけるスラグの塩基度を下げることによって、これらの合金をスラグへ濃化させて排出し最終的なスラブ製品におけるＴｉおよびＮｂの濃度を低減する。また、酸素を吹き込んで酸化させ、還流時にＴｉおよびＮｂの合金を浮上分離させるなどの方法でも良い。その後、連続鋳造法等、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。
さらに、上記鋼素材を低温靭性に優れた鋼材へと造りこむための製造条件について規定する。
［鋼素材加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下］
上記した構成の高Ｍｎ鋼を得るためには、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行うことが重要である。ここでの温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。
すなわち、熱間圧延にてＭｎの拡散を促進するために、圧延前の加熱温度は１１００℃以上とする。一方、１３００℃を超えると鋼の溶解が始まってしまう懸念があるため、加熱温度の上限は１３００℃とする。好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下である。
［圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上］
さらに、圧延時の総圧下率を２０％以上と高くすることによって、Ｍｎ偏析部と偏析部との距離を縮めてＭｎの拡散を促進することも重要である。同様に、圧延時のＭｎの拡散を促進する観点から、圧延終了温度を８００℃以上とする。なぜなら、８００℃未満ではＭｎの融点の３分の２を大きく下回るため、十分にＭｎを拡散できないからである。好ましくは９５０℃以上であり、さらに好ましくは１０００℃以上１０５０℃以下である。また、総圧下率は好ましくは３０％以上である。なお、総圧下率の上限は特に定める必要はないが、圧延能率向上の観点から、９８％とすることが好ましい。
また、必要に応じて、上記した熱間圧延後に、次の条件を満足する２回目の熱間圧延を追加することがＫＡＭ値を高めるために有利である。その際、上記した１回目の熱間圧延の終了温度が１１００℃以上であれば、そのまま２回目の熱間圧延を続行すればよいが、１１００℃に満たない場合は、１１００℃以上の再加熱を行う。ここでも、１３００℃を超えると鋼の溶解が始まってしまう懸念があるため、加熱温度の上限は１３００℃とする。なお、温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下である。
［仕上圧延終了温度：７００℃以上９５０℃未満］
２回目の熱間圧延は、７００℃以上９５０℃未満で１パス以上の最終仕上圧延を必要とする。すなわち、９５０℃未満にて好ましくは１０％以上の圧延を１パス以上行うことにより、１回目の圧延で導入された転位が回復しにくく残留しやすくなるため、ＫＡＭ値を高めることができる。また、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。そのため９５０℃未満で１パス以上の最終仕上圧延を行うことが好ましい。仕上温度は好ましくは９００℃以下、より好ましくは８５０℃以下である。
一方、仕上温度が７００℃未満になると靱性が劣化するため、７００℃以上とする。さらに、７５０℃以上であることが好ましい。なお、９５０℃未満の圧下率は好ましくは２０％以上、より好ましくは５０％以上である。ただし、９５％超えの圧下を行うと、靱性が劣化するため９５％以下が好ましい。
［（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：１．０℃／ｓ以上］
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。これら析出物の生成は、１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することで抑制できる。また、過度な冷却を行うと鋼板が歪んでしまい、生産性を低下させる。特に板厚１０ｍｍ未満の鋼材では空冷するのが好ましい。そのため、冷却開始温度の上限は９００℃とする。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は１．０℃／ｓ以上とする。尚、圧延ままでＭｎ偏析部のＭｎ濃度の範囲が狭くなっているので、その後の熱処理は不要である。
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。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法にて、表１に示す成分組成になる鋼スラブを作製した。次いで、得られた鋼スラブを表２に示す条件で分塊圧延（第１回熱間圧延）および熱間圧延（第２回熱間圧延）により１０〜３０ｍｍ厚の鋼板とした。得られた鋼板について、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、降伏強度４００ＭＰａ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 ２２４２（２００５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（２００５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。なお、板厚１０ｍｍ未満の各鋼板については、板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の規定に準拠して５ｍｍサブサイズのシャルピーＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５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ー１９６℃で実施した。ここでは、３本の吸収エネルギー（ｖＥ-196）の平均値が６７Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
脆性破面率
−１９６℃でシャルピー衝撃試験後、ＳＥＭ観察（５００倍で１０視野）を行い、脆性破面率を測定した。脆性破面率が０％を低温靭性に優れるものとした。
（３）組織評価
ＫＡＭ値
熱間圧延後の鋼板について、圧延方向断面の研磨面における、５００μｍ×２００μｍの視野におけるＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction）解析（測定ステップ：０．３μm）を任意の２視野（板厚４分の１位置および板厚２分の１位置）にわたって行って測定した全領域の平均値を平均ＫＡＭ値とした。
加工誘起マルテンサイト
シャルピー衝撃試験後、試験片をノッチ底まで追込み研磨し、ＥＢＳＤ解析（測定ステップ：０．０８μｍ）により、１００μｍ×１００μｍの視野を５視野観察し、加工誘起マルテンサイトの有無を測定した。
Ｍｎ濃度
さらに、上記ＫＡＭ値のＥＢＳＤ測定位置において、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）分析を行うことによって、Ｍｎ濃度を求め、Ｍｎ濃度が最も低い所および最も高い所を偏析部とした。
以上により得られた結果を、表３に示す。
Figure 2019044928
Figure 2019044928
Figure 2019044928
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４００ＭＰａ以上、低温靭性が吸収エネルギー（ｖＥ-196）の平均値で１００Ｊ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)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、
    Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
    Ｍｎ：２０．０％以上３５．０％以下、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００７０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、
    Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
    Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
    Ｏ：０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以下および
    Ｎｂ：０．００５％以下
    を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成とオーステナイトを基地相とするミクロ組織とを有し、該ミクロ組織におけるＭｎ偏析部のＭｎ濃度が１６％以上３８％以下あり、ＫＡＭ(Kernel Average Misorientation)値の平均が０．３以上であり、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上かつ降伏強度が４００ＭＰａ以上である高Ｍｎ鋼。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｍｏ：２．０％以下、
    Ｖ：２．０％以下、
    Ｗ：２．０％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下および
    ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％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に記載の高Ｍｎ鋼。
  3. 請求項１または２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、圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
  4. 請求項３において、さらに、仕上圧延終了温度が７００℃以上９５０℃未満の熱間圧延を行い、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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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MY192988A (en) 2018-08-03 2022-09-20 Jfe Steel Corp High-mn steel and method for producing same
EP4019657A1 (en) * 2019-08-21 2022-06-29 JFE Steel Corporation Steel, and method for producing same
JP6947330B2 (ja) * 2019-08-21 2021-10-13 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼およびその製造方法
WO2022130759A1 (ja) * 2020-12-17 2022-06-23 Ｊｆｅスチール株式会社 サブマージアーク溶接用ワイヤおよびそれを用いた溶接継手部の製造方法
WO2022168686A1 (ja) * 2021-02-08 2022-08-11 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材およびその製造方法、タンクおよびその製造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56258A (en) * 1979-06-12 1981-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd No-nickel high-manganese-content steel for low temperature
JPS57200543A (en) * 1981-06-01 1982-12-08 Kawasaki Steel Corp Extremely low temp. high manganese non-magnetic steel
JPS5867824A (ja) * 1981-10-17 1983-04-22 Kawasaki Steel Corp 高靭性高マンガン非磁性鋼の熱間加工方法
JPS60204864A (ja) * 1984-03-29 1985-10-16 Sanyo Tokushu Seikou Kk 常温および低温において靭性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼
US5833919A (en) * 1997-01-09 1998-11-10 Korea Advanced Institute Of Science And Technology Fe-Mn-Cr-Al cryogenix alloy and method of making
JP2007126715A (ja) * 2005-11-04 2007-05-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法
JP2016196703A (ja) * 2015-04-02 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
JP2017071817A (ja) * 2015-10-06 2017-04-13 新日鐵住金株式会社 低温用厚鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
JP5003785B2 (ja) * 2010-03-30 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
WO2015083878A1 (ko) * 2013-12-06 2015-06-11 주식회사 포스코 극저온 충격 인성이 우수한 고강도 용접이음부 및 이를 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어
JP6645103B2 (ja) 2014-10-22 2020-02-12 日本製鉄株式会社 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法
KR101797319B1 (ko) * 2015-12-23 2017-11-14 주식회사 포스코 용접성 및 연신율이 우수한 파이프용 열연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56258A (en) * 1979-06-12 1981-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd No-nickel high-manganese-content steel for low temperature
JPS57200543A (en) * 1981-06-01 1982-12-08 Kawasaki Steel Corp Extremely low temp. high manganese non-magnetic steel
JPS5867824A (ja) * 1981-10-17 1983-04-22 Kawasaki Steel Corp 高靭性高マンガン非磁性鋼の熱間加工方法
JPS60204864A (ja) * 1984-03-29 1985-10-16 Sanyo Tokushu Seikou Kk 常温および低温において靭性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼
US5833919A (en) * 1997-01-09 1998-11-10 Korea Advanced Institute Of Science And Technology Fe-Mn-Cr-Al cryogenix alloy and method of making
JP2007126715A (ja) * 2005-11-04 2007-05-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法
JP2016196703A (ja) * 2015-04-02 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
JP2017071817A (ja) * 2015-10-06 2017-04-13 新日鐵住金株式会社 低温用厚鋼板及びその製造方法

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