TW202037734A - 高Mn鋼及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明所提供的高Mn鋼，係高強度且低溫韌性優異，延展性亦優異。本發明的高Mn鋼係具備有：依質量%計，含有：C：0.10%以上且0.70%以下、Si：0.10%以上且0.90%以下、Mn：20%以上且30%以下、P：0.030%以下、S：0.0070%以下、Al：0.01%以上且0.07%以下、Cr：1.8%以上且7.0%以下、Ni：0.01%以上且未滿1.0%、Ca：0.0005%以上且0.010%以下、N：0.0050%以上且0.0500%以下、O：0.0050%以下、Ti：0.0050%以下及Nb：0.0050%以下，且滿足Ca/S≧1.0，其餘部分為Fe及不可避免之雜質的成分組成，與以沃斯田鐵為基底相的組織；且，降伏強度係400MPa以上；在-196℃下的夏比衝擊吸收能量平均值，當使用足尺試驗片的情況係100J以上，當使用半尺寸試驗片的情況係20J以上。

Description

高Mn鋼及其製造方法
本發明係關於供於例如液化氣體儲槽用槽等在極低溫環境下所使用之構造物的較佳高Mn鋼及其製造方法。
液化氣體儲槽用構造物，因為其使用環境係極低溫，因而針對此種構造物所使用的鋼板除了要求高強度之外，亦要求在極低溫下的優異韌性。例如當將熱軋鋼板使用於液化天然氣的儲槽時，必需確保在液化天然氣沸點：-164℃以下之極低溫下的優異韌性。若鋼材的低溫韌性差，在成為極低溫儲槽用構造物時會有無法維持安全性的可能性，因而強烈要求對所應用之鋼材的低溫韌性提升。
相對於此要求，習知有使用以在極低溫下未呈脆性之沃斯田鐵為鋼板主組織的沃斯田鐵系不鏽鋼、9%Ni鋼、或5000系鋁合金。然而，因為該等鋼及合金的合金成本及製造成本較高，因而期待廉價且低溫韌性優異的鋼材。
所以，專利文獻1及專利文獻2提案有：取代習知極低溫用鋼的新鋼材，係將較廉價，且大量添加沃斯田鐵安定化元素的Mn之高Mn鋼，使用為極低溫環境下的構造用鋼。
即，專利文獻1係提案：控制沃斯田鐵晶界的碳化物被覆率。又，專利文獻2係提案：藉由碳化物被覆物、以及添加Mg、Ca、REM，而控制沃斯田鐵結晶粒徑。 [先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2016-84529號公報 專利文獻2：日本專利特開2016-196703號公報
(發明所欲解決之問題)
上述專利文獻1及專利文獻2所記載使用為極低溫用鋼的沃斯田鐵鋼，因為從拉伸變形時的變形初期起至到達最大應力(拉伸強度)為止的加工硬化大、且塑性變形能力優異，因而直到變形中期的延展性均優異。另一方面，在拉伸試驗中所測定應力到達最大(拉伸強度)後，變形後期的變形性能亦屬構造構件的重要特性。其理由係：變形後期的變形性能，係到達最終破壞的最終階段性能。從此觀點，必需充分確保變形後期的延展性、尤其是縮面率值，從確保高強度鋼延展性的觀點，較理想係50%以上的縮面率值。
本發明的目的在於提供：高強度且低溫韌性優異，當然延展性亦優異的高Mn鋼及其製造方法。此處，上述「高強度」係指在室溫中具有400MPa以上之降伏強度及800MPa以上之拉伸強度。又，上述「低溫韌性優異」係指在-196℃下根據JIS Z2242(1998年)實施夏比衝擊試驗，當使用板厚10mm以上的鋼板、足尺試驗片(10mm×10mm×55mm)的情況，夏比衝擊吸收能量(平均值)在母材上係100J以上(當使用板厚未滿10mm的鋼板、半尺寸試驗片(10mm×5mm×55mm)的情況，根據夏比V缺口半尺寸試驗係20J以上)。而，上述「延展性優異」係指具有縮面率值50%以上。 (解決問題之技術手段)
發明者等以高Mn鋼為對象，針對解決上述課題的方法進行深入鑽研的結果，獲得以下發現。 即，高Mn鋼藉由控制Ca系夾雜物的形態，而提升韌性，且可確保拉伸變形時的延展性(縮面率值)，又，藉此可有效使Ca量與S量的均衡在適當範圍內。 再者，在該高Mn鋼之製造時，發現藉由限定鋼素材加熱溫度、精軋結束溫度、以及從(精軋結束溫度-100℃)以上的溫度起至300℃以上且650℃以下的溫度域之平均冷卻速度，便可控制結晶粒徑，且抑制析出物，能提升低溫韌性。
但是，當高Mn鋼含有Cu的情況，Cu係具有在低氯化物濃度環境下改善耐氯化物應力腐蝕龜裂性的效果。但是，Cu若在高氯化物濃度環境下，反會導致耐氯化物應力腐蝕龜裂性惡化。針對此問題，發明者等發現在含有Cu的高Mn鋼中，藉由將Cu量與Ni量的均衡適當化而添加Ni，則即便在高氯化物濃度環境下，仍可發揮優異的耐氯化物應力腐蝕龜裂性。藉此，針對含有Cu的高Mn鋼，無關氯化物濃度，均可賦予優異的耐氯化物應力腐蝕龜裂性。 另外，本說明書中，所謂「氯化物應力腐蝕龜裂」係指高Mn鋼在特有腐蝕環境、特別係有氯化物離子存在的環境下，即便賦予高Mn鋼的拉伸應力在該高Mn鋼的拉伸強度以下，仍會導致高Mn鋼出現龜裂或斷裂的現象。而，所謂「耐氯化物應力腐蝕龜裂性」係表示對該氯化物應力腐蝕龜裂的耐性。
本發明係根據以上發現進行更進一步檢討而完成，其主旨如下述。 1.一種高Mn鋼，係具備有： 依質量%計，含有： C：0.10%以上且0.70%以下、 Si：0.10%以上且0.90%以下、 Mn：20%以上且30%以下、 P：0.030%以下、 S：0.0070%以下、 Al：0.01%以上且0.07%以下、 Cr：1.8%以上且7.0%以下、 Ni：0.01%以上且未滿1.0%、 Ca：0.0005%以上且0.010%以下、 N：0.0050%以上且0.0500%以下、 O：0.0050%以下、 Ti：0.0050%以下、及 Nb：0.0050%以下， 且滿足下述式(1)，其餘部分係Fe及不可避免之雜質的成分組成，與 以沃斯田鐵為基底相的組織； 且，降伏強度係400MPa以上； 在-196℃下的夏比衝擊吸收能量平均值，當使用足尺試驗片的情況係100J以上，當使用半尺寸試驗片的情況係20J以上。 Ca/S≧1.0・・・(1)
2.如上述1所記載的高Mn鋼，其中，上述成分組成係更進一步依質量%計含有從： Cu：未滿2.0%、 Mo：2.0%以下、 V：2.0%以下、 W：2.0%以下、 Mg：0.0005%以上且0.0050%以下、及 REM(稀土族金屬)：0.0010%以上且0.0200%以下 之中選擇的1種或2種以上。
3.一種高Mn鋼之製造方法，係將具有上述1或2所記載成分組成的鋼素材，加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度域後，施行精軋結束溫度為750℃以上且未滿950℃的熱軋，然後施行從(精軋結束溫度-100℃)以上的溫度起至300℃以上且650℃以下的溫度域之平均冷卻速度為0.5℃/s以上的冷卻處理。
4.一種高Mn鋼，係具備有： 依質量%計，含有： C：0.10%以上且0.70%以下、 Si：0.10%以上且0.90%以下、 Mn：20%以上且30%以下、 P：0.030%以下、 S：0.0070%以下、 Al：0.01%以上且0.07%以下、 Cr：1.8%以上且7.0%以下、 Cu：0.2%以上且未滿2.0%、 Ni：0.1%以上且未滿1.0%、 Ca：0.0005%以上且0.010%以下、 N：0.0050%以上且0.0500%以下、 O：0.0050%以下、 Ti：0.0050%以下、及 Nb：0.0050%以下， 且滿足下述式(1)、(2)，其餘部分係Fe及不可避免之雜質的成分組成，與以沃斯田鐵為基底相的組織。 Ca/S≧1.0・・・(1) 0＜Cu/Ni≦2・・・(2)
5.一種高Mn鋼之製造方法，係將具有上述4所記載成分組成的鋼素材，加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度域後，施行精軋結束溫度為750℃以上且未滿950℃的熱軋，然後施行從(精軋結束溫度-100℃)以上的溫度起至300℃以上且650℃以下的溫度域之平均冷卻速度為0.5℃/s以上的冷卻處理。 (對照先前技術之功效)
根據本發明的一形態，可提供高強度、特別係在極低溫域下的低溫韌性優異、且具有優異延展性的高Mn鋼。所以，藉由使用本發明的高Mn鋼，便可實現在液化氣體儲槽用槽等極低溫環境下所使用鋼構造物的安全性與壽命之提升，在產業上可達特別的效果。 再者，根據本發明的另一形態，可提供無關氯化物濃度，均可發揮優異耐氯化物應力腐蝕龜裂性的高Mn鋼。
以下，針對本發明的高Mn鋼進行詳細說明。 [成分組成] 首先，針對本發明之高Mn鋼的成分組成及其限定理由進行說明。另外，成分組成的「%」標示，在無特別聲明的前提下，係指「質量%」。 C：0.10%以上且0.70%以下 C係屬於廉價的沃斯田鐵安定化元素，且係能獲得沃斯田鐵的重要元素。為能獲得此項效果，C必需含有0.10%以上。另一方面，若C含有超過0.70%，便會過度生成Cr碳化物，降低低溫韌性。所以，C量設為0.10~0.70%。C量較佳係0.20%以上，且較佳係0.60%以下，更佳係0.20%以上且0.60%以下。
Si：0.10%以上且0.90%以下 Si係具有脫氧劑的作用，不僅製鋼上必要，亦具有固溶於鋼中而利用固溶強化使鋼板高強度化的效果。為能獲得該等效果，Si必需含有0.10%以上。另一方面，若Si含有超過0.90%，則熔接性劣化，且低溫韌性、特別係極低溫下的韌性降低。所以，Si量設為0.10%以上且0.90%以下。Si量較佳係0.12%以上，且較佳係0.70%以下，更佳係0.12%以上且0.70%以下。
Mn：20%以上且30%以下 Mn係屬於比較廉價的沃斯田鐵安定化元素。Mn在本發明中係屬於為能兼顧強度與極低溫韌性的重要元素。為能獲得此項效果，Mn必需含有20%以上。另一方面，即使Mn含有超過30%，改善低溫韌性的效果已達飽和，仍會導致合金成本提升。且，熔接性、切斷性劣化。所以，Mn量設為20%以上且30%以下。Mn量較佳係23%以上，且較佳係28%以下，更佳係23%以上且28%以下。
P：0.030%以下 P係若含有超過0.030%，便會偏析於晶界，成為發生應力腐蝕龜裂的起始點。所以，將0.030%設為P量上限，較理想係盡可能降低。所以，P量設為0.030%以下。又，因為過度降低P會導致精煉成本高漲，不符經濟效益，故P量較理想係設為0.002%以上。P量較佳係0.005%以上，且較佳係0.028%以下、更佳係0.024%以下。又，P量更佳係0.005%以上且0.028%以下。
S：0.0070%以下 S係會使母材的低溫韌性與延展性劣化，因而上限設為0.0070%，較理想係儘可能降低。所以，S量設為0.0070%以下。又，過度降低S會導致精煉成本高漲，不符經濟效益，故S量較理想係設為0.001%以上。S量較佳係0.0020%以上，且較佳係0.0060%以下，更佳係0.0020%以上且0.0060%以下。
Al：0.01%以上且0.07%以下 Al係具有脫氧劑的作用，在鋼板的熔鋼脫氧製程中最普遍地使用。為能獲得此項效果，Al必需含有0.01%以上。另一方面，若Al含有超過0.07%，則在熔接時會混入熔接金屬部，導致熔接金屬的韌性劣化，故Al量設為0.07%以下。所以，Al量設為0.01%以上且0.07%以下。Al量較佳係0.02%以上，且較佳係0.06%以下，更佳係0.02%以上且0.06%以下。
Cr：1.8%以上且7.0%以下 Cr係藉由適量添加而使沃斯田鐵安定化，並提升低溫韌性與母材強度的有效元素。為能獲得此項效果，Cr必需含有達1.8%以上。另一方面，若Cr含有超過7.0%，便會因Cr碳化物生成，導致低溫韌性與耐應力腐蝕龜裂性降低。所以，Cr量設為1.8%以上且7.0%以下。Cr量較佳係2.0%以上，且較佳係6.7%以下，更佳係2.0%以上且6.7%以下。又，為提升耐應力腐蝕龜裂性，Cr量更佳係2.0%以上且6.0%以下。
Ni：0.01%以上且未滿1.0% Ni係具有固溶於鋼中而藉由固溶強化使鋼板高強度化的效果，且具有提升低溫韌性、特別係極低溫下的韌性之效果，因而含有0.01%以上。另一方面，從合金成本的觀點，Ni量較理想係設為必要最小極限，從此觀點，Ni添加量係設為未滿1.0%。Ni量較佳係0.03%以上，且較佳係0.8%以下，更佳係0.03%以上且0.8%以下。此處，低溫韌性優異的沃斯田鐵鋼係有：SUS304、SUS316等不鏽鋼，該等鋼為能獲得沃斯田鐵組織的合金設計，謀求Ni當量或Cr當量的適當化，因而添加大量Ni。針對該等鋼，本發明係將Ni設為必要最小極限，而成為低廉化的沃斯田鐵材料。另外，該Ni的必要最小極限化係利用Mn添加量的適當化而實現。
Ni：0.1%以上且未滿1.0% 再者，當高Mn鋼含有既定量的Cu之情況，藉由將Cu量與Ni量的均衡適當化而添加Ni，便可無關氯化物濃度而發揮優異的耐氯化物應力腐蝕龜裂性。從此項觀點，如後述，在依0.2%以上且未滿2.0%之範圍含有Cu的高Mn鋼中，將Ni量設為0.1%以上且未滿1.0%。若Ni量未滿0.1%，針對應力腐蝕龜裂將無法獲得效果；若Ni量係1.0%以上，則會導致成本提升。
Ca：0.0005%以上且0.010%以下 Ca係利用下述所記載夾雜物的形態控制而提升韌性，且具有能確保拉伸變形時的延展性(縮面率值)有效作用。為能獲得此項效果，Ca必需係0.0005%以上。另一方面，若Ca添加超越0.010%，反會有延展性、韌性降低的情況。所以，Ca量設為0.0005%以上且0.010%以下。Ca量較佳係0.0010%以上，且較佳係0.0090%以下，更佳係0.0010%以上且0.0090%以下。
Ca/S≧1.0 上述Ca量與S量，藉由更進一步將Ca/S設在適當範圍內，而控制Ca系夾雜物的形態，此係屬於重要事項。即，藉由設為Ca/S≧1.0，便以Ca系夾雜物為核，在結晶粒內促進MnS的複合析出，藉此抑制晶界上的MnS析出・粗大化，俾提升韌性，且確保拉伸變形時的延展性，具體而言係可有效將縮面率值設為50%以上。為能獲得此項效果，Ca/S必需設為1.0以上。較佳Ca/S係1.7以上。
N：0.0050%以上且0.0500%以下 N係屬於沃斯田鐵安定化元素，且係提升低溫韌性的有效元素。為能獲得此項效果，N必需含有0.0050%以上。另一方面，若N含有超過0.0500%，則氮化物或氮碳化物會粗大化，韌性降低。所以，N量設為0.0050%以上且0.0500%以下。N量較佳係0.0060%以上，且較佳係0.0400%以下，更佳係0.0060%以上且0.0400%以下。
O：0.0050%以下 O會因形成氧化物而使低溫韌性降低。因而，O設定在0.0050%以下之範圍。較佳O量係0.0045%以下。又，過度降低O量會導致精煉成本高漲，不符經濟效益，故O量較理想係設為0.0003%以上。
Ti及Nb含量分別抑制在0.0050%以下 Ti及Nb在鋼中會形成高熔點的氮碳化物而抑制結晶粒的粗大化，該結果成為破壞的起始點及龜裂傳播的路徑。特別係在高Mn鋼中會成為對提高低溫韌性、提升延展性的組織控制造成阻礙，因而必需刻意抑制Ti與Nb。即，Ti及Nb係從原材料等之中不可避免混入的成分，通常係依Ti：超過0.005~0.010%及Nb：超過0.005~0.010%之範圍混入。所以，依照後述手法，迴避Ti與Nb的不可避免混入，必需將Ti與Nb含量分別抑制在0.0050%以下。藉由將Ti與Nb含量分別抑制在0.0050%以下，便可排除上述氮碳化物的不良影響，能確保優異的低溫韌性與延展性。較佳Ti與Nb含量係設為未滿0.0050%、更佳係設為0.003%以下。
Cu：0.2%以上且未滿2.0% Cu係具有在低氯化物濃度環境下改善耐氯化物應力腐蝕龜裂性的效果。從此觀點，Cu含有0.2%以上便屬有效。另一方面，Cu若在高氯化物濃度環境下，反會使耐氯化物應力腐蝕龜裂性惡化。所以，含有Cu的情況，Cu量係設為未滿2.0%。若Cu量未滿0.2%，則對應力腐蝕龜裂性無法獲得效果，若Cu量係2.0%以上，則除上述問題之外，尚會導致成本提升。Cu量較佳係0.3%以上，且較佳係0.8%以下，更佳係0.3%以上且0.8%以下。
0＜Cu/Ni≦2 此處，在含有Cu與Ni的高Mn鋼中，為能無關氯化物濃度而確保優異的耐氯化物腐蝕龜裂性，重點在於除了將Cu與Ni量控制於上述範圍內之外，亦必需使Cu量與Ni量的均衡依滿足0＜Cu/Ni≦2的方式適當化。若Cu/Ni＞2，則相對於Cu量Ni量過少，在高氯化物濃度環境下無法揮發優異的耐氯化物應力腐蝕龜裂性。
上述必要成分以外的其餘部份係鐵及不可避免之雜質。此處的不可避免之雜質係可舉例如H等，可容許合計在0.01%以下。
本發明在更加提升強度與低溫韌性的目的下，除了上述必要成分之外，視需要亦可含有下述元素。 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%中之1種或2種以上
Mo、V、W：分別在2.0%以下 Mo、V及W係有助於沃斯田鐵的安定化，且有助於母材強度的提升。為能獲得此項效果，Mo、V及W較佳係含有0.001%以上。另一方面，若Mo、V及W分別含有超過2.0%，則會生成粗大的氮碳化物，成為破壞的起始點，此外會壓縮製造成本。所以，含有該等合金元素的情況，其含量係設為2.0%以下。Mo、V及W各量更佳係0.003%以上，且較佳係1.7%以下、更佳係1.5%以下。又，Mo、V及W各量較佳係0.003%以上且1.7%以下、更佳係0.003%以上且1.5%以下。
Mg：0.0005~0.0050%、REM：0.0010~0.0200% Mg與REM係對夾雜物的形態控制有用的元素，視需要亦可含有。所謂「夾雜物的形態控制」係指將伸展的硫化物系夾雜物形成粒狀的夾雜物。經由該夾雜物的形態控制，可提升延展性、韌性及耐硫化物應力腐蝕龜裂性。為能獲得此項效果，Mg較佳係含有0.0005%以上、REM較佳係含有0.0010%以上。另一方面，若任一元素含有偏多，則非金屬夾雜物量增加，反會有延展性、韌性、耐硫化物應力腐蝕龜裂性降低的情況。且，會有不符經濟效益的情況。所以，含有Mg的情況，較佳係設為0.0005~0.0050%；含有REM的情況，較佳係設為0.0010%~0.0200%。Mg量更佳係0.0010%以上，且更佳係0.0040%以下，特佳係0.0010%以上且0.0040%以下。REM量更佳係0.0020%以上，且更佳係0.0150%以下，特佳係0.0020%以上且0.0150%以下。
[組織] 以沃斯田鐵為基底相的微觀組織 當鋼材的結晶構造係體心立方構造(bcc)的情況，因為該鋼材在低溫環境下會有引發脆性破壞的可能性，因而不適合在低溫環境下使用。此處，假設在低溫環境下使用時，鋼材的基底相必需係結晶構造為面心立方構造(fcc)的沃斯田鐵組織。而，所謂「以沃斯田鐵為基底相」係指沃斯田鐵相依面積率計為90%以上。沃斯田鐵相以外的其餘部份係肥粒鐵相或麻田散鐵相，但當然沃斯田鐵相亦可為100%。
[製造方法] 本發明的高Mn鋼之製造方法，係包括有：將具有上述成分組成的鋼素材施行加熱的步驟；對經加熱的鋼素材施行熱軋的步驟；以及對經施行熱軋的熱軋板施行冷卻處理的步驟。而，本發明的高Mn鋼之製造方法的特徵在於：上述施行鋼素材加熱步驟時的溫度域設為1100℃以上且1300℃以下；上述施行熱軋步驟時的精軋結束溫度設為750℃以上且未滿950℃；以及上述施行冷卻處理步驟時，從(精軋結束溫度-100℃)以上的溫度起至300℃以上且650℃以下的溫度域之平均冷卻速度設為0.5℃/s以上。
製造本發明的高Mn鋼時，首先，鋼素材係利用轉爐或電爐等公知熔製方法熔製具有上述成分組成的熔鋼。又，亦可利用真空脫氣爐施行二次精煉。此時，為將會妨礙較適宜之組織控制的Ti與Nb限制於上述範圍，必需採取迴避從原料等之中不可避免的混入Ti與Nb，俾降低該等含量的措施。例如藉由在精煉階段時降低熔渣鹼度，使該等的合金濃化於熔渣並排出，而降低最終鋼胚製品中的Ti與Nb濃度。又，亦可吹入氧使氧化，在回流時浮選分離Ti與Nb的合金等方法。然後，較佳係利用連續鑄造法、造塊法等公知鑄造方法，形成既定尺寸的鋼胚等鋼素材。另外，亦可對連續鑄造後的鋼胚施行塊料軋延而形成鋼素材。
再者，針對為能將上述鋼素材製造成高強度、低溫韌性及延展性優異之鋼材的製造條件，進行具體規定。 鋼素材加熱溫度：1100℃以上且1300℃以下 為使鋼材微觀組織的結晶粒徑粗大，將熱軋前的加熱溫度設為1100℃以上。但，若加熱溫度超過1300℃，則會有一部分開始出現熔解的顧慮，故加熱溫度的上限設為1300℃。此處的溫度控制係以鋼素材的表面溫度為基準。
精軋結束溫度：750℃以上且未滿950℃ 鋼素材(鋼塊或鋼片) 經加熱後，施行熱軋。為能製造出粗大的結晶粒，較佳係提高在高溫下的累積軋縮率。即，若依低溫施行熱軋，則微觀組織會變微細，且會有過度的加工應變，導致低溫韌性降低。故，熱軋時的精軋結束溫度下限係將鋼板表面溫度設為750℃。另一方面，若依950℃以上的溫度區域施行精整，則結晶粒徑過度粗大，導致無法獲得所需的降伏強度。所以，必需依未滿950℃施行1軋道以上的最終精軋。
從(精軋結束溫度-100℃)以上的溫度起至300℃以上且650℃以下的溫度域之平均冷卻速度：0.5℃/s以上 熱軋結束後便迅速施行冷卻。若使熱軋後的鋼板徐緩冷卻，便會促進析出物生成導致低溫韌性劣化。藉由在既定溫度域中依0.5℃/s以上的冷卻速度進行冷卻，便可抑制該等析出物的生成。又，若施行過度冷卻，便會導致鋼板扭曲，使生產性降低。所以，冷卻開始溫度的上限可設為900℃。又，冷卻開始溫度的下限係設為(精軋結束溫度-100℃)。其理由係若從未滿上述溫度的溫度開始冷卻，則熱軋後會促進析出物生成，導致低溫韌性降低。又，將冷卻結束溫度設為300℃以上且650℃以下的溫度域。其理由係藉由施行直到上述溫度域的冷卻，便可抑制成為韌性降低要因的碳化物析出。就上述理由，在熱軋後的冷卻處理時，將鋼板表面溫度從(精軋結束溫度-100℃)以上的溫度起至300℃以上且650℃以下的溫度域之鋼板表面的平均冷卻速度設為0.5℃/s以上。另一方面，從工業生產的觀點，上述平均冷卻速度較佳係設為200℃/s以下。冷卻速度係利用根據表面溫度變化的模擬計算，計算出鋼板的平均冷卻速度。
再者，上述鑄造步驟中，在冷卻時，較佳係將鋼表面溫度從1400℃起至1300℃之溫度範圍內的冷卻時間控制在100s以下。藉由如上述控制鑄造步驟的冷卻時間，便可促進以Ca(O,S)等Ca系夾雜物為核心的MnS複合析出，俾增加(Ca,Mn)S的個數。該結果，使MnS不會在晶界或結晶粒內成長，而減少伸長之MnS的比例。藉由此種Ca系夾雜物的形態控制，便可獲得具有51%以上良好縮面率值的高Mn鋼。 [實施例]
以下，針對本發明利用實施例進行詳細說明。另外，本發明並不侷限於以下實施例。 依照轉爐-取鍋精煉-連續鑄造法，將具有表1所示成分組成的鋼胚製作成鋼素材。接著，將所獲得鋼胚依表2所示條件，利用塊料軋延及熱軋製成最大且32mm厚的鋼板。針對鋼板，依照下述要領實施拉伸特性、韌性及組織評價。
(1)拉伸試驗特性 由所獲得各鋼板，若板厚超過15mm的鋼板便採取JIS4號拉伸試驗片，若板厚未滿15mm的鋼板便採取平行部直徑6mm、標點間距離25mm的圓棒拉伸試驗片，實施拉伸試驗，調查拉伸試驗特性。本發明將降伏強度400MPa以上及拉伸強度800MPa以上，判定為拉伸特性優異、高強度者。又，將縮面率值50%以上判定為延展性優異者。
(2)低溫韌性 針對板厚超過20mm的各鋼板距表面至板厚1/4的位置(以下記為「板厚1/4位置」)、或板厚20mm以下的各鋼板至板厚1/2的位置(以下記為「板厚1/2位置」)，從軋延方向的平行方向根據JIS Z2202(1998年)的規定採取夏比V缺口足尺試驗片，再根據JIS Z2242(1998年)的規定針對各鋼板實施3條夏比衝擊試驗，求取在-196℃下的吸收能量，並評價母材的低溫韌性。本發明係將3條吸收能量(vE-196 )的平均值為100J以上，評為母材的低溫韌性優異者。另外，針對板厚未滿10mm的鋼板，採取夏比V缺口半尺寸試驗片，實施同樣的夏比衝擊試驗。若板厚未滿10mm的鋼板，將平均值為20J以上評為母材的低溫韌性優異者。
(3)應力腐蝕龜裂試驗 針對樣品32與33，實施根據ASTM G36的沸騰氯化鎂應力腐蝕龜裂試驗。試驗片係根據ASTM G30 Example a製成的U形彎曲試驗片。從鋼板表面下1mm的位置朝C方向採取厚2.5mm×寬20mm×長80mm的試驗片，將試驗片長邊方向中央部依5R進行彎曲，並提供進行試驗確認到。 試驗時間設為400小時。試驗後，將表面沒有龜裂的試驗片，判斷為耐氯化物應力腐蝕龜裂性優異。表3中，將目視表面沒有確認到龜裂的情況記為「〇」，目視表面有確認到龜裂的情況記為「×」。
根據本發明的高Mn鋼，確認到滿足上述目標性能(母材降伏強度係400MPa以上、縮面率值係50%以上、低溫韌性依吸收能量(vE-196 )平均值計係100J以上(半尺寸試驗片的情況係20J以上))。另一方面，超出本發明範圍外的比較例，會有降伏強度、縮面率值及低溫韌性中任一項以上無法滿足上述目標性能。
再者，依Cu/Ni成為既定範圍內之方式含有Cu與Ni的樣品32，可發揮優異的耐氯化物應力腐蝕龜裂性。另一方面，Cu/Ni超出既定範圍外的樣品33，無法確認到充分的耐氯化物應力腐蝕龜裂性。
[表1]
[表1]                                                               
鋼No. 成分組成(質量%)
   C Si Mn P S Al Cr O N Nb Ti V Cu Ni Mo W Ca Mg REM Ca/S Cu/Ni 備註
A 0.189 0.44 28.5 0.015 0.0030 0.042 4.01 0.0020 0.0205 0.002 0.003 － － 0.04 － － 0.0041 － － 1.4 － 發明例
B 0.652 0.18 22.4 0.011 0.0048 0.031 2.52 0.0041 0.0374 0.001 0.001 － － 0.05 － － 0.0072 － － 1.5 － 發明例
C 0.435 0.38 24.1 0.023 0.0038 0.027 4.50 0.0022 0.0241 0.002 0.001 － 0.31 0.07 － － 0.0080 － － 2.1 4.4 發明例
D 0.339 0.76 20.4 0.019 0.0062 0.042 3.04 0.0031 0.0185 0.002 0.002 0.04 － 0.02 0.41 － 0.0075 － － 1.2 － 發明例
E 0.285 0.35 28.2 0.024 0.0021 0.067 1.85 0.0023 0.0255 0.001 0.003 － － 0.01 － 0.07 0.0023 － － 1.1 － 發明例
F 0.463 0.31 26.8 0.017 0.0045 0.038 6.52 0.0040 0.0375 0.003 0.001 － － 0.06 － － 0.0063 － － 1.4 － 發明例
G 0.342 0.38 22.8 0.021 0.0019 0.047 2.52 0.0030 0.0201 0.002 0.001 － 0.45 0.08 － － 0.0040 0.0011 － 2.1 5.6 發明例
H 0.412 0.18 20.4 0.017 0.0015 0.030 2.05 0.0029 0.0075 0.002 0.001 － － 0.09 － － 0.0024 － 0.0027 1.6 － 發明例
I 0.325 0.14 25.2 0.020 0.0028 0.042 5.21 0.0024 0.0152 0.003 0.002 － － 0.03 － － 0.0031 － － 1.1 － 發明例
J 0.420 0.37 23.7 0.014 0.0012 0.035 4.22 0.0023 0.0214 0.002 0.004 － 0.62 0.07 － － 0.0042 － － 3.5 8.9 發明例
K 0.572 0.32 26.1 0.016 0.0029 0.032 4.04 0.0021 0.0099 0.001 0.003 － － 0.05 － － 0.0056 － － 1.9 － 發明例
L 0.945 0.42 20.3 0.003 0.0026 0.034 4.00 0.0039 0.0311 0.003 0.004 － － 0.01 － － 0.0029 － － 1.1 － 比較例
M 0.109 0.04 23.9 0.019 0.0032 0.042 5.23 0.0012 0.0275 0.002 0.001 － － － － － 0.0042 － － 1.3 － 比較例
N 0.132 0.52 15.8 0.005 0.0045 0.042 2.32 0.0034 0.0455 0.003 0.003 － － 0.03 － － 0.0052 － － 1.2 － 比較例
O 0.226 0.47 23.2 0.047 0.0063 0.050 1.85 0.0041 0.0336 0.001 0.003 － － 0.01 － － 0.0068 － － 1.1 － 比較例
P 0.327 0.28 27.4 0.028 0.0095 0.021 1.99 0.0032 0.0074 0.001 0.003 － － 0.02 － － 0.0097 － － 1.0 － 比較例
R 0.280 0.41 26.8 0.017 0.0039 0.052 7.84 0.0028 0.0195 0.003 0.001 － － 0.01 － － 0.0048 － － 1.2 － 比較例
S 0.427 0.28 25.7 0.024 0.0033 0.047 6.07 0.0075 0.0205 0.003 0.002 － － 0.02 － － 0.0040 － － 1.2 － 比較例
T 0.353 0.11 24.9 0.027 0.0045 0.032 3.31 0.0028 0.0769 0.003 0.002 － － 0.03 － － 0.0051 － － 1.1 － 比較例
U 0.462 0.55 25.3 0.022 0.0043 0.027 4.22 0.0021 0.0255 0.003 0.003 － － 0.01 － － 0.0029 － － 0.7 － 比較例
V 0.440 0.29 24.5 0.019 0.0037 0.034 4.34 0.0027 0.0224 0.001 0.002 － － 0.08 － － 0.0038 － － 1.0 － 發明例
W 0.384 0.82 20.9 0.027 0.0004 0.045 3.22 0.0033 0.0205 0.001 0.003 － － 0.03 － － 0.0004 － － 1.0 － 比較例
X 0.587 0.44 25.8 0.022 0.0025 0.019 3.97 0.0024 0.0128 0.002 0.001 － － 0.01 0.14 － 0.0023 － － 0.9 － 比較例
Y 0.602 0.25 23.3 0.025 0.0020 0.034 2.62 0.0032 0.0246 0.004 0.011 － － 0.02 － 0.20 0.0029 － － 1.5 － 比較例
Z 0.080 0.36 20.4 0.019 0.0046 0.042 3.85 0.0021 0.0237 0.003 0.004 － － 0.02 － － 0.0048 － － 1.0 － 比較例
AA 0.290 0.39 27.6 0.012 0.0030 0.042 4.20 0.0020 0.0190 0.002 0.003 － 0.40 0.30 － － 0.0033 － － 1.1 1.3 發明例
BB 0.280 0.39 27.8 0.012 0.0030 0.042 4.20 0.0020 0.0210 0.002 0.003 － 0.40 0.05 － － 0.0033 － － 1.1 8.0 参考例
[表2]
[表2]                        
樣品No. 鋼No. 鑄造時在1400℃~1300℃的冷卻時間 熱軋方法 備註
板厚 鋼素材的 加熱溫度 精軋結束溫度 冷卻開始溫度 至300℃以上且650℃以下的溫度域之平均冷卻速度
(s) mm (℃) (℃) (℃) (℃/s)
1 A 20 32 1160 863 836 8 發明例
2 B 50 23 1180 825 795 11 發明例
3 C 60 12 1150 781 726 13 發明例
4 D 80 21 1120 792 760 10 發明例
5 E 20 24 1130 860 830 9 發明例
6 F 30 14 1130 842 787 11 發明例
7 G 30 8 1260 885 821 15 發明例
8 H 40 9 1200 832 773 12 發明例
9 I 50 14 1140 828 772 4 發明例
10 J 70 29 1160 858 831 0.9 發明例
11 K 30 11 1110 755 705 11 發明例
12 J 20 12 1150 775 723 11 發明例
13 L 30 19 1230 765 733 8 比較例
14 M 50 30 1180 885 858 7 比較例
15 N 30 13 1100 820 765 11 比較例
16 O 40 24 1130 853 823 9 比較例
17 P 50 20 1190 804 761 6 比較例
18 R 20 20 1150 801 764 9 比較例
19 S 40 14 1110 814 758 11 比較例
20 T 30 28 1150 852 828 2 比較例
21 C 50 11 1170 669 614 10 比較例
22 D 20 18 1220 807 775 0.3 比較例
23 E 30 24 1020 853 823 10 比較例
24 U 50 10 1120 760 713 11 比較例
25 V 30 12 1180 805 742 12 發明例
26 W 20 22 1150 773 738 10 比較例
27 X 30 10 1090 741 693 12 比較例
28 A 50 30 1290 984 952 8 比較例
29 Y 20 8 1130 852 796 12 比較例
30 Z 30 28 1150 821 788 9 比較例
31 A 300 32 1160 863 836 8 發明例
32 AA 20 30 1100 900 850 10 發明例
33 BB 30 30 1100 900 850 10 参考例
[表3]
[表3]                     
樣品No. 鋼No. 降伏強度 (MPa) 拉伸強度 (MPa) 縮面率值 (%) 在-196℃下的吸收能量(vE-196 ) (J) 沸騰氯化 鎂試驗 備註
1 A 421 854 55 137 － 發明例
2 B 548 940 57 121 － 發明例
3 C 568 970 60 119 － 發明例
4 D 562 956 53 116 － 發明例
5 E 483 885 52 137 － 發明例
6 F 455 855 55 141 － 發明例
7 G 421 940 59 62* － 發明例
8 H 506 967 57 54* － 發明例
9 I 449 850 51 127 － 發明例
10 J 404 842 64 133 － 發明例
11 K 569 969 56 116 － 發明例
12 J 559 953 61 127 － 發明例
13 L 625 974 51 58 － 比較例
14 M 357 817 55 127 － 比較例
15 N 445 869 51 36 － 比較例
16 O 450 882 54 72 － 比較例
17 P 523 939 50 79 － 比較例
18 R 521 939 53 48 － 比較例
19 S 449 849 52 83 － 比較例
20 T 419 854 52 75 － 比較例
21 C 670 1061 54 42 － 比較例
22 D 541 942 54 67 － 比較例
23 E 479 879 53 69 － 比較例
24 U 553 942 44 108 － 比較例
25 V 553 962 51 126 － 發明例
26 W 583 960 48 108 － 比較例
27 X 579 982 45 112 － 比較例
28 A 369 847 54 139 － 比較例
29 Y 501 994 55 17* － 比較例
30 Z 428 848 50 35 － 比較例
31 A 421 854 50 112 － 發明例
32 AA 435 851 55 105 ○ 發明例
33 BB 437 853 60 120 × 参考例
               *半尺寸試驗片   

Claims (5)

  1. 一種高Mn鋼，係具備有： 依質量%計，含有： C：0.10%以上且0.70%以下、 Si：0.10%以上且0.90%以下、 Mn：20%以上且30%以下、 P：0.030%以下、 S：0.0070%以下、 Al：0.01%以上且0.07%以下、 Cr：1.8%以上且7.0%以下、 Ni：0.01%以上且未滿1.0%、 Ca：0.0005%以上且0.010%以下、 N：0.0050%以上且0.0500%以下、 O：0.0050%以下、 Ti：0.0050%以下、及 Nb：0.0050%以下， 且滿足下述式(1)，其餘部分係Fe及不可避免之雜質的成分組成，與 以沃斯田鐵為基底相的組織； 且，降伏強度係400MPa以上； 在-196℃下的夏比衝擊吸收能量平均值，當使用足尺試驗片的情況係100J以上，當使用半尺寸試驗片的情況係20J以上； Ca/S≧1.0・・・(1)。
  2. 如請求項1之高Mn鋼，其中，上述成分組成係更進一步依質量%計含有從： Cu：未滿2.0%、 Mo：2.0%以下、 V：2.0%以下、 W：2.0%以下、 Mg：0.0005%以上且0.0050%以下、及 REM(稀土族金屬)：0.0010%以上且0.0200%以下 之中選擇的1種或2種以上。
  3. 一種高Mn鋼之製造方法，係將具有請求項1或2之成分組成的鋼素材，加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度域後，施行精軋結束溫度為750℃以上且未滿950℃的熱軋，然後施行從(精軋結束溫度-100℃)以上的溫度起至300℃以上且650℃以下的溫度域之平均冷卻速度為0.5℃/s以上的冷卻處理。
  4. 一種高Mn鋼，係具備有： 依質量%計，含有： C：0.10%以上且0.70%以下、 Si：0.10%以上且0.90%以下、 Mn：20%以上且30%以下、 P：0.030%以下、 S：0.0070%以下、 Al：0.01%以上且0.07%以下、 Cr：1.8%以上且7.0%以下、 Cu：0.2%以上且未滿2.0%、 Ni：0.1%以上且未滿1.0%、 Ca：0.0005%以上且0.010%以下、 N：0.0050%以上且0.0500%以下、 O：0.0050%以下、 Ti：0.0050%以下、及 Nb：0.0050%以下， 且滿足下述式(1)、(2)，其餘部份係Fe及不可避免之雜質的成分組成，與以沃斯田鐵為基底相的組織； Ca/S≧1.0・・・(1) 0＜Cu/Ni≦2・・・(2)。
  5. 一種高Mn鋼之製造方法，係將具有請求項4之成分組成的鋼素材，加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度域後，施行精軋結束溫度為750℃以上且未滿950℃的熱軋，然後施行從(精軋結束溫度-100℃)以上的溫度起至300℃以上且650℃以下的溫度域之平均冷卻速度為0.5℃/s以上的冷卻處理。
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