TWI726798B - 鋼及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明的鋼以質量%計含有C：0.100%～0.700%、Si：1.00%以下、Mn：20.0%～40.0%、P：0.030%以下、S：0.0070%以下、Al：0.01%～5.00%、Cr：0.5%～7.0%、N：0.0050%～0.0500%、O：0.0050%以下、Ti：0.005%以下、以及Nb：0.005%以下，剩餘部分具有Fe及不可避免的雜質的成分組成，且具有以沃斯田鐵為基底相、平均粒徑為80 μm以上的顯微組織，-269℃下的夏比衝擊試驗的吸收能量為150 J以上，-269℃下的拉伸試驗的總延伸率為30%以上。

Description

鋼及其製造方法
本發明是有關於一種較佳地供於例如以貯存液態氫的罐為代表的液態氦、液化氣體等的於極低溫環境下可使用的結構用鋼的、尤其於極低溫下的韌性優異的鋼及其製造方法。
為了於液態氫、液態氦、液化氣體貯槽用結構物中使用熱軋鋼板，由於使用環境變為極低溫，因此要求極低溫下的韌性優異。例如，於在液態氦的貯槽中使用熱軋鋼板的情況下，必須於氦的沸點即-269℃以下的溫度下確保優異的韌性。若鋼材的極低溫韌性差，則有無法維持作為極低溫貯槽用結構物的安全性的可能性，因此強烈要求提高供於所述用途的鋼材的極低溫韌性。
對於所述要求，先前使用以在極低溫下不顯示脆性的沃斯田鐵為鋼板的組織的沃斯田鐵系不鏽鋼。然而，由於合金成本或製造成本高，因此有對於廉價且極低溫韌性優異的鋼材的需求。
因此，作為代替先前的低溫用鋼的新穎的鋼材，例如專利文獻1中提出了使用添加了大量的作為沃斯田鐵穩定化元素的Ni的高Ni鋼作為-253℃環境的結構用鋼。
專利文獻1中提出了藉由控制原沃斯田鐵的粒徑及形態等來確保極低溫韌性的技術。 [現有技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2018-104792號公報
[發明所欲解決之課題] 藉由專利文獻1中記載的技術，可提供極低溫韌性優異的高Ni鋼，就確保極低溫韌性的觀點而言，此處記載的高Ni鋼必須含有12.5%以上的Ni，要求減少素材成本。進而，為了確保沃斯田鐵相等，需要進行再加熱淬火、中間熱處理、回火等經過多個步驟的熱處理，因此亦存在製造成本高的問題。
因此，本發明的目的在於提供一種可抑制素材或製造所需的成本的、極低溫韌性及拉伸特性優異的鋼。進而，本發明的目的在於提供一種用於製造此種鋼的有利方法。此處，所述「極低溫韌性優異」是指-196℃、進而-269℃下的夏比衝擊試驗的吸收能量為150 J以上。另外，所述「拉伸特性優異」是指-269℃下的拉伸試驗的總延伸率為30%以上。 [解決課題之手段]
發明者等人為了達成所述課題，以Mn含量較多至20.0%以上的鋼為對象，對決定鋼板的成分組成及組織的各種要因進行了努力研究，而獲得以下的a、b的見解。
a.作為所述沃斯田鐵鋼中的脆性破壞的主形態，可列舉以結晶粒界為起點的粒界破壞。因此，為了提高所述鋼的極低溫韌性，有效的是使結晶粒徑粗大。
b.若基於適當的成分組成，於適當的條件下進行熱軋及熱處理，則可以最小限度的熱處理次數實現極低溫韌性及拉伸特性的提高，可抑制製造成本。
本發明是對以上見解進一步加以研究而成者，其要旨為如下所述。 1.一種鋼，具有成分組成，所述成分組成以質量%計含有 C：0.100%以上且0.700%以下、 Si：1.00%以下、 Mn：20.0%以上且40.0%以下、 P：0.030%以下、 S：0.0070%以下、 Al：0.01%以上且5.00%以下、 Cr：0.5%以上且7.0%以下、 N：0.0050%以上且0.0500%以下、 O：0.0050%以下、 Ti：0.005%以下、以及 Nb：0.005%以下，且 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質， 所述鋼具有以沃斯田鐵為基底相的顯微組織， 所述顯微組織的平均粒徑為80 μm以上，所述鋼的-269℃下的夏比衝擊試驗的吸收能量為150 J以上，-269℃下的拉伸試驗的總延伸率為30%以上。
2.如所述1所述的鋼，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自 Cu：1.0%以下、 Ni：1.0%以下、 Mo：2.0%以下、 V：2.0%以下、 W：2.0%以下、 Ca：0.0005%以上且0.0050%以下、 Mg：0.0005%以上且0.0050%以下、以及 REM：0.0010%以上且0.0200%以下 中的一種以上。
3.一種鋼的製造方法，將具有如所述1或2所述的成分組成的鋼素材加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，進行熱軋， 再次加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度區域為止，實施加熱溫度（℃）與加熱時間（h）的積成為100℃·h以上的熱處理。
此處，所述各溫度分別是鋼素材或鋼板的表面溫度。 [發明的效果]
根據本發明，可提供極低溫韌性及拉伸特性優異的鋼。因此，本發明的鋼明顯有助於提高液態氫、液態氦、液化氣體貯槽用罐等的於極低溫環境下可使用的鋼結構物的安全性或壽命，發揮產業上特殊的效果。另外，本發明的製造方法中，不會引起生產性的下降及製造成本的增加，因此可提供經濟性優異的方法。
以下，對本發明的鋼進行詳細說明。 [成分組成] 首先，對本發明的鋼的成分組成與其限定理由進行說明。再者，只要無特別說明，則成分組成中的「%」表達是指「質量%」。
C：0.100%以上且0.700%以下 C是廉價的沃斯田鐵穩定化元素，且是用以獲得沃斯田鐵的重要的元素。為了獲得所述效果，C必須含有0.100%以上。另一方面，若含有超過0.700%，則過度生成Cr碳化物，極低溫韌性下降。因此，將C量設為0.100%以上且0.700%以下。C量較佳為0.200%以上，較佳為0.600%以下，更佳為設為0.200%以上且0.600%以下。
Si：1.00%以下 Si作為脫氧劑發揮作用，是製鋼上需要的元素，因此較佳為添加0.05%以上。另一方面，若含有超過1.00%，則非熱應力（內部應力）過度上升，因此極低溫韌性劣化。因此，將Si設為1.00%以下。Si量較佳為設為0.80%以下。
Mn：20.0%以上且40.0%以下 Mn是比較廉價的沃斯田鐵穩定化元素，本發明中是用以確保低溫韌性的重要的元素。為了獲得所述效果，Mn必須含有20.0%以上。另一方面，於含有超過40.0%的情況下，極低溫韌性劣化。因此，將Mn量設為20.0%以上且40.0%以下。Mn量較佳為23.0%以上，較佳為38.0%以下，更佳為設為23.0%以上且38.0%以下。Mn量進而佳為36.0%以下。
P：0.030%以下 P若含有超過0.030%，則過度偏析於粒界，因此極低溫韌性下降。因此，將0.030%設為上限，理想的是盡可能減少。因此，將P設為0.030%以下。再者，過度的P減少會使精煉成本高漲而於經濟上不利，因此理想的是設為0.002%以上。P量更佳為0.005%以上，較佳為0.028%以下，進而佳為設為0.005%以上且0.028%以下，進一步佳為設為0.024%以下。
S：0.0070%以下 S會使鋼板的極低溫韌性劣化，因此將0.0070%設為上限，理想的是盡可能減少。因此，將S設為0.0070%以下。再者，過度的S減少會使精煉成本高漲而於經濟上不利，因此理想的是設為0.0010%以上。S量較佳為設為0.0050%以下。
Al：0.01%以上且5.00%以下 Al作為脫氧劑發揮作用，於鋼板的鋼液脫氧製程中最通常地使用。為了獲得所述效果，Al必須含有0.01%以上。另一方面，若含有超過5.00%，則夾雜物大量存在且使極低溫韌性劣化，因此設為5.00%以下。因此，將Al量設為0.01%以上且5.00%以下。Al量較佳為0.02%以上，較佳為4.00%以下，更佳為設為0.02%以上且4.00%以下。
Cr：0.5%以上且7.0%以下 Cr會使粒界強度提高，因此是對於極低溫韌性的提高而言有效的元素。為了獲得所述效果，Cr必須含有0.5%以上。另一方面，若含有超過7.0%，則藉由Cr碳化物的生成，極低溫韌性下降。因此，將Cr量設為0.5%以上且7.0%以下。Cr量較佳為1.0%以上，更佳為1.2%以上，較佳為6.7%以下，更佳為6.5%以下，更佳為設為1.0%以上且6.7%以下，進而佳為設為1.2%以上且6.5%以下。
N：0.0050%以上且0.0500%以下 N是沃斯田鐵穩定化元素，且是對於極低溫韌性提高而言有效的元素。為了獲得所述效果，N必須含有0.0050%以上。另一方面，若含有超過0.0500%，則氮化物或碳氮化物粗大化，且韌性下降。因此，將N量設為0.0050%以上且0.0500%以下。N量較佳為0.0060%以上，較佳為0.0400%以下，更佳為設為0.0060%以上且0.0400%以下。
O：0.0050%以下 O由於氧化物的形成而使極低溫韌性劣化。因此，將O設為0.0050%以下。O量較佳為0.0045%以下。再者，過度的O減少會使精煉成本高漲而於經濟上不利，因此理想的是將O量設為0.0010%以上。
將Ti及Nb的含量分別抑制為0.005%以下 Ti及Nb在鋼中形成高熔點的碳氮化物，因此過度的含有會使極低溫韌性下降。Ti及Nb是自原材料等不可避免地混入的成分，大多情況下以Ti：超過0.005%且為0.010%以下及Nb：超過0.005%且為0.010%以下的範圍混入。因此，必須依照後述的方法而有意圖地限制Ti及Nb的混入量，並將Ti及Nb的含量分別抑制為0.005%以下。藉由將Ti及Nb的含量分別抑制為0.005%以下，可排除所述碳氮化物的不良影響，且確保優異的極低溫韌性。較佳為將Ti及Nb的含量分別設為0.003%以下。當然，Ti及Nb的含量分別亦可為0%，就製鋼成本的觀點而言，過度的減少欠佳，因此理想的是分別設為0.001%以上。
本發明中，以進一步提高低溫韌性為目的，除了所述必須元素以外，可視需要含有下述元素。 選自Cu：1.0%以下、Ni：1.0%以下、Mo：2.0%以下、V：2.0%以下、W：2.0%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%以下中的一種以上
Cu、Ni：分別為1.0%以下 Cu及Ni是提高低溫韌性的元素。為了獲得所述效果，Cu及Ni較佳為分別含有0.01%以上，更佳為含有0.03%以上。另一方面，若分別含有超過1.0%，則除了在軋製時表面形狀劣化以外，增加製造成本。因此，於含有該些合金元素的情況下，其含量分別較佳為設為1.0%以下，更佳為0.7%以下，進而佳為0.5%以下。
Mo、V、W：分別為2.0%以下 Mo、V及W有助於沃斯田鐵的穩定化。為了獲得所述效果，Mo、V及W較佳為分別含有0.001%以上，更佳為含有0.003%以上。另一方面，若分別含有超過2.0%，則除了生成粗大的碳氮化物而成為破壞的起點以外，增加製造成本。因此，於含有該些合金元素的情況下，其含量較佳為分別設為2.0%以下，更佳為設為1.7%以下。Mo、V、W的量進而佳為分別設為0.003%以上且1.7%以下，進一步佳為分別設為1.5%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 Ca、Mg及REM是對於夾雜物的形態控制而言有用的元素，可視需要含有。所謂夾雜物的形態控制是指將伸展的硫化物系夾雜物（主要是MnS）設為粒狀的夾雜物。藉由經由所述夾雜物的形態控制而減少作為破壞的起點的MnS，從而使韌性提高。為了獲得所述效果，Ca、Mg較佳為分別含有0.0005%以上，REM較佳為含有0.0010%以上。另一方面，若亦含有大量的任意的元素，則有時非金屬夾雜物量增加，反而導致韌性下降。另外，有時於經濟上不利。 因此，於含有Ca及Mg的情況下，較佳為分別設為0.0005%以上且0.0050%以下，於含有REM的情況下，較佳為設為0.0010%以上且0.0200%以下。Ca量更佳為0.0010%以上，更佳為0.0040%以下，進而佳為設為0.0010%以上且0.0040%以下。Mg量更佳為0.0010%以上，更佳為0.0040%以下，進而佳為設為0.0010%以上且0.0040%以下。REM量更佳為0.0020%以上，更佳為0.0150%以下，進而佳為設為0.0020%以上且0.0150%以下。 再者，所謂REM，是指稀土類金屬，是鑭系元素的15種元素加上Y及Sc的17種元素的總稱，可含有該些元素中的一種或兩種以上。再者，REM的含量是指該些元素的合計含量。
所述成分以外的剩餘部分是具有鐵及不可避免的雜質的成分組成。作為此處的不可避免的雜質，可列舉H、B等，若合計為0.01%以下，則可允許。
[組織] 以沃斯田鐵為基底相的顯微組織 於鋼材的結晶結構為體心立方結構（body-centered cubic，bcc）的情況下，所述鋼材在極低溫環境下有引起脆性破壞的可能性，因此不適合於極低溫環境下的使用。此處，於假定在極低溫環境下使用時，鋼材的基底相較佳為結晶結構為面心立方結構（face center cubic，fcc）的沃斯田鐵組織。再者，所謂「以沃斯田鐵為基底相」是指沃斯田鐵相以面積率計為90%以上，進而佳為95%以上。沃斯田鐵相以外的剩餘部分為鐵氧體相或麻田散鐵相。
顯微組織中的平均結晶粒徑為80 μm以上 驗證平均結晶粒徑與夏比衝擊試驗的吸收能量的關係，結果如圖1所示，若滿足本發明的其他條件且進而將平均結晶粒徑設為80 μm以上，則可使所述吸收能量為150 J以上。此處，本說明書中的晶粒主要是指沃斯田鐵粒，平均結晶粒徑可自使用光學顯微鏡以200倍拍攝的圖像中隨機選擇100個晶粒，利用圓近似徑計算，並藉由其平均值來求出。
所述平均結晶粒徑可藉由於所述成分組成下進行依照後述條件的熱軋及熱處理而實現。
本發明的鋼可利用轉爐、電爐等公知的熔製方法對具有所述成分組成的鋼液進行熔製。另外，亦可於真空脫氣爐中進行兩次精煉。此時，為了將成為較佳的組織控制的阻礙的Ti及Nb限制為所述範圍，必須採取避免自原料等不可避免地混入且減少該些的含量的措施。例如，藉由使精煉階段中的熔渣（slag）的鹼度下降，而使該些的合金在熔渣中濃縮並排出，從而可減少最終的板坯製品中的Ti及Nb的濃度。另外，亦可利用吹入氧而進行氧化且於回流時使Ti及Nb的合金浮上分離等方法。之後，較佳為藉由連續鑄造法、造塊-分塊軋製法等公知的鑄造方法製成規定尺寸的板坯等鋼素材。
進而，對用以將所述鋼素材製造成極低溫韌性優異的鋼材的製造條件進行規定。
[鋼素材的加熱溫度：1100℃以上且1300℃以下] 為了獲得具有所述組織的鋼，重要的是於加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度區域後進行熱軋。此處的溫度控制以鋼素材的表面溫度為基準。為了表現所述Mn的效能，重要的是使Mn於鋼中擴散。即，為了利用熱軋促進Mn的擴散，將熱軋前的鋼素材的加熱溫度設為1100℃以上。另一方面，若超過1300℃，則有鋼開始熔化之虞，因此將加熱溫度的上限設為1300℃。鋼素材的加熱溫度較佳為1130℃以上，較佳為1270℃以下，更佳為1130℃以上且1270℃以下。
[熱軋] 於鋼素材的加熱後進行熱軋。熱軋的方法並無特別限定，但精軋中的精加工溫度越低，軋製效率越降低，因此較佳為設為700℃以上。進而佳為750℃以上。
[再次加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度區域為止，實施加熱溫度（℃）與加熱時間（h）的積成為100℃·h以上的熱處理] 於熱軋後或進行之後的冷卻處理後，實施規定的熱處理。於熱處理中，藉由再次加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度區域為止，實施加熱溫度（℃）與加熱時間（h：小時）的積成為100℃·h以上的熱處理，晶粒變粗大，極低溫韌性提高，而且熱軋時導入的位錯恢復，因此拉伸特性、其中總延伸率提高。將再加熱的溫度區域設為1100℃以上且1300℃以下是基於以下原因。即，為了利用熱處理使Mn擴散，而將熱處理中的再加熱時的加熱溫度設為1100℃以上。另一方面，若超過1300℃，則有鋼開始熔化之虞，因此將再加熱時的加熱溫度的上限設為1300℃。而且，規定加熱溫度（℃）與加熱時間（h）的積的原因在於晶粒成長與位錯的恢復具有相關性。另外，就製造成本的原因而言，加熱溫度與加熱時間的積的上限值較佳為650℃·h，就使所有晶粒粗大的原因而言，下限值較佳為208℃·h。熱處理中的再加熱時的加熱溫度較佳為1130℃以上，較佳為1270℃以下，更佳為1130℃以上且1270℃以下。為了促進晶粒成長，加熱時間較佳為0.1 h以上，為了抑制製造效率的下降，加熱時間較佳為0.5 h以下，更佳為0.1 h以上且0.5 h以下。於熱處理後進行冷卻。
亦可於熱軋後及/或之後的熱處理後分別進行冷卻處理。這是為了抑制碳化物的析出。冷卻溫度的範圍分別較佳為300℃～650℃、300℃～900℃，平均冷卻速度分別較佳為1.0℃/s以上。 [實施例]
以下，藉由實施例對本發明進行詳細說明。再者，本發明並不限定於以下的實施例。 利用轉爐-桶式精煉-連續鑄造法製作表1所示的成分組成的鋼坯（鋼素材）。繼而，於表2所示的條件下，藉由熱軋將所得的鋼坯製成6 mm～30 mm厚的鋼板。此處，針對各樣品，將熱處理中的再加熱時的加熱溫度設為與鋼素材的加熱溫度相同的溫度。 關於所得的鋼板，按照下述要領實施組織評價與極低溫韌性及拉伸特性的機械特性評價。 表2中，「精軋時的精加工溫度」表示精軋結束溫度。
（1）組織評價 ·沃斯田鐵相的面積率 顯微組織的各相的面積率根據背散射電子繞射（Electron Back Scatter Diffraction Patterns，EBSD）分析的相位圖（Phase map）求出。於所得的鋼板的板厚1/2位置，自與軋製方向平行的剖面採集EBSD分析用試驗片，於500 μm×200 μm的視野中，以測定間距（step）0.3 μm進行EBSD分析，將相位圖中記載的值作為面積率。 沃斯田鐵相的面積率於發明例及比較例中全部為90%以上，確認了基底相為沃斯田鐵。
·平均粒徑 關於熱處理後的鋼板，研磨軋製方向剖面，自使用光學顯微鏡以200倍的倍率拍攝板厚1/2位置的圖像中隨機選擇100個晶粒，利用圓近似徑求出作為平均粒徑的平均結晶粒徑。
（2）極低溫韌性 自與板厚超過10 mm的各鋼板的板厚1/2位置的軋製方向平行的方向，依據日本工業標準（Japanese Industrial Standards，JIS）Z 2242（2005年）的規定採集夏比V型缺口試驗片，於-196℃及-269℃下對各鋼板實施3根的夏比衝擊試驗，求出吸收能量，並評價母材韌性。本發明中，將3根的吸收能量的平均值為150 J以上設為母材韌性優異。 再者，關於板厚未滿10 mm的各鋼板，自與板厚1/2位置的軋製方向平行的方向，依據JIS Z 2242（2005年）的規定採集5 mm小尺寸（subsize）的夏比V型缺口試驗片，於-196℃及-269℃下對各鋼板實施3根的夏比衝擊試驗。此處，將3根的吸收能量的平均值為100 J以上設為母材韌性優異。再者，-269℃下的夏比衝擊試驗是將試驗片放入膠囊中，一邊使液態氦流動一邊實施。 參考文獻1：T.緒方、K.平賀、K.永井及K.石川（T. Ogata, K. Hiraga, K. Nagai, and K.Ishikawa）:「河津至海根學報（Tetsu-to-Hagane）」, 69(1983), 641.
（3）拉伸特性 自所得的各鋼板採集平行部直徑6 mm、標點間距離25 mm的圓棒拉伸試驗片，於-269℃下實施拉伸試驗，調查總延伸率。本發明中，將總延伸率30%以上判定為拉伸特性優異。 根據以上所獲得的結果如表2所示。
[表1] [表1]
鋼No. 成分組成（質量%） 備考
C Si Mn P S Al Cr N O Ti Nb Cu Ni Mo V W Ca Mg REM
1 0.405 0.26 33.3 0.018 0.0036 0.05 3.7 0.0135 0.0020 0.002 0.002 - - - - - - - - 發明例
2 0.356 0.58 30.1 0.019 0.0030 0.10 3.5 0.0182 0.0021 0.002 0.001 0.9 - - - - - - - 發明例
3 0.149 0.75 37.8 0.016 0.0025 3.78 4.6 0.0348 0.0018 0.001 0.002 - 0.8 - - - - - - 發明例
4 0.577 0.09 25.7 0.020 0.0021 1.10 1.8 0.0097 0.0017 0.002 0.002 - - 1.9 - - - - - 發明例
5 0.280 0.34 34.6 0.028 0.0066 2.36 5.1 0.0132 0.0036 0.001 0.003 - - - 0.1 - - - - 發明例
6 0.674 0.12 27.0 0.025 0.0054 4.52 0.6 0.0296 0.0047 0.002 0.002 - - - - 0.1 - - - 發明例
7 0.548 0.37 20.2 0.017 0.0019 0.04 6.5 0.0189 0.0025 0.002 0.001 - - - - - 0.0015 - - 發明例
8 0.257 0.35 35.4 0.021 0.0027 0.07 3.6 0.0488 0.0023 0.003 0.001 - - - - - - 0.0005 - 發明例
9 0.453 0.98 28.5 0.022 0.0024 0.53 2.4 0.0251 0.0022 0.001 0.002 - - - - - - - 0.0010 發明例
10 0.094 0.53 21.6 0.024 0.0028 0.05 2.8 0.0170 0.0019 0.002 0.002 - - - - - - - - 比較例
11 0.710 0.97 39.2 0.027 0.0059 0.04 0.5 0.0164 0.0030 0.002 0.001 - - - - - - - - 比較例
12 0.602 1.06 20.6 0.025 0.0035 0.05 6.7 0.0438 0.0039 0.003 0.001 - - - - - - - - 比較例
13 0.136 0.63 19.5 0.026 0.0050 0.12 1.6 0.0383 0.0042 0.001 0.003 - - - - - - - - 比較例
14 0.437 0.45 40.5 0.019 0.0061 0.08 0.7 0.0284 0.0035 0.002 0.002 - - - - - - - - 比較例
15 0.639 0.72 21.7 0.033 0.0056 4.09 6.1 0.0410 0.0038 0.002 0.002 - - - - - - - - 比較例
16 0.398 0.54 38.6 0.020 0.0075 0.05 1.0 0.0187 0.0023 0.003 0.001 - - - - - - - - 比較例
17 0.501 0.43 23.9 0.023 0.0044 5.06 3.8 0.0302 0.0047 0.001 0.001 - - - - - - - - 比較例
18 0.312 0.67 38.4 0.017 0.0037 0.05 0.4 0.0142 0.0028 0.002 0.001 - - - - - - - - 比較例
19 0.693 0.18 20.8 0.026 0.0051 0.21 7.3 0.0484 0.0036 0.001 0.002 - - - - - - - - 比較例
20 0.175 0.81 39.0 0.018 0.0058 0.04 0.5 0.0040 0.0030 0.002 0.002 - - - - - - - - 比較例
21 0.150 0.36 21.3 0.024 0.0025 4.73 0.8 0.0521 0.0045 0.002 0.002 - - - - - - - - 比較例
22 0.584 0.50 20.6 0.022 0.0042 4.60 1.1 0.0206 0.0053 0.003 0.001 - - - - - - - - 比較例
23 0.123 0.47 22.1 0.025 0.0021 0.04 0.7 0.0436 0.0027 0.006 0.002 - - - - - - - - 比較例
24 0.682 0.65 25.2 0.019 0.0035 0.06 6.8 0.0137 0.0034 0.002 0.006 - - - - - - - - 比較例
25 0.503 0.08 24.7 0.017 0.0069 0.15 4.5 0.0051 0.0017 0.001 0.005 - - - - - - - - 發明例
26 0.360 0.33 35.1 0.018 0.0028 0.06 2.1 0.0153 0.0023 0.001 0.001 - - - - - - - - 發明例
27 0.413 0.16 30.0 0.029 0.0028 0.50 3.7 0.0185 0.0049 0.005 0.001 - - - - - - - - 發明例
※下劃線表示發明範圍外。
[表2] [表2]
樣品No. 鋼No. 板厚 製造方法 組織 機械特性 備考
鋼素材的加熱溫度 熱軋中的精軋時的精加工溫度 熱處理時的加熱溫度與加熱時間的積 沃斯田鐵相的面積率 平均粒徑 -196℃下的吸收能量 -269℃下的吸收能量 -269℃下的總延伸率
（mm） （℃） （℃） （℃･h） （%） （μm） （J） （J） （%）
1 1 30 1100 805 104 100 136 219 205 34 發明例
2 2 27 1150 852 100 100 112 213 194 32 發明例
3 3 24 1150 847 192 100 81 176 154 34 發明例
4 4 21 1200 810 200 100 135 221 208 46 發明例
5 5 18 1200 798 208 100 151 230 217 40 發明例
6 6 15 1250 709 313 100 170 248 229 41 發明例
7 7 12 1250 734 300 100 154 232 216 49 發明例
8 8 10 1270 781 288 100 103 195 173 39 發明例
9 9 9 1270 756 383 100 136 127 * 112 * 38 發明例
10 10 15 1150 772 100 95 92 144 114 42 比較例
11 11 15 1170 791 313 100 149 148 130 35 比較例
12 12 18 1130 773 104 100 107 159 140 44 比較例
13 13 24 1200 828 208 90 143 142 110 43 比較例
14 14 21 1200 827 300 100 137 135 103 35 比較例
15 15 8 1150 714 100 100 86 105 * 95 * 38 比較例
16 16 15 1150 766 192 100 92 131 115 34 比較例
17 17 18 1200 810 200 100 123 143 127 40 比較例
18 18 30 1250 857 300 100 144 132 101 34 比較例
19 19 27 1250 839 313 100 165 145 119 48 比較例
20 20 8 1100 705 192 100 81 103 * 93 * 32 比較例
21 21 21 1130 781 200 100 117 140 124 45 比較例
22 22 12 1150 752 104 100 98 138 121 42 比較例
23 23 9 1100 723 192 100 85 109 * 97 * 40 比較例
24 24 9 1130 730 100 100 90 111 * 98 * 33 比較例
25 1 30 1090 710 192 100 85 165 147 38 比較例
26 2 10 1250 807 96 100 75 148 130 29 比較例
27 25 15 1150 803 104 100 115 213 200 35 發明例
28 26 12 1170 846 100 100 103 222 211 37 發明例
29 27 18 1130 820 104 100 123 215 204 33 發明例
※下劃線表示發明範圍外。                                                                                                      *5 mm小尺寸
關於依照本發明的鋼，確認了滿足所述目標性能（夏比衝擊試驗的吸收能量的平均值為150 J以上，拉伸試驗的總延伸率為30%以上）。另一方面，脫離本發明的範圍的比較例中，吸收能量及總延伸率中的任一者以上無法滿足所述目標性能。
無
圖1是表示滿足本發明的成分組成的鋼的平均結晶粒徑（平均粒徑）與-269℃下的吸收能量的關係的圖表。

Claims (3)

  1. 一種鋼，具有成分組成，所述成分組成以質量%計含有 C：0.100%以上且0.700%以下、 Si：1.00%以下、 Mn：20.0%以上且40.0%以下、 P：0.030%以下、 S：0.0070%以下、 Al：0.01%以上且5.00%以下、 Cr：0.5%以上且7.0%以下、 N：0.0050%以上且0.0500%以下、 O：0.0050%以下、 Ti：0.005%以下、以及 Nb：0.005%以下，且 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質， 所述鋼具有以沃斯田鐵為基底相的顯微組織， 所述顯微組織的平均粒徑為80 μm以上，所述鋼的-269℃下的夏比衝擊試驗的吸收能量為150 J以上，-269℃下的拉伸試驗的總延伸率為30%以上。
  2. 如請求項1所述的鋼，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自 Cu：1.0%以下、 Ni：1.0%以下、 Mo：2.0%以下、 V：2.0%以下、 W：2.0%以下、 Ca：0.0005%以上且0.0050%以下、 Mg：0.0005%以上且0.0050%以下、以及 REM：0.0010%以上且0.0200%以下 中的一種以上。
  3. 一種鋼的製造方法，將具有如請求項1或請求項2所述的成分組成的鋼素材加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，進行熱軋， 再次加熱至1100℃以上且1300℃以下的溫度區域為止，實施加熱溫度與加熱時間的積成為100℃·h以上的熱處理。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102822371A (zh) * 2010-03-30 2012-12-12 杰富意钢铁株式会社 延展性优良的高张力钢板及其制造方法
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
TW201839152A (zh) * 2017-04-26 2018-11-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 高錳鋼及其製造方法
WO2019044928A1 (ja) * 2017-09-01 2019-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
WO2019112012A1 (ja) * 2017-12-07 2019-06-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5896853A (ja) * 1981-11-17 1983-06-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼
JPS58197256A (ja) * 1982-05-12 1983-11-16 Kawasaki Steel Corp 耐候性および耐銹性にすぐれる高靭性高Ｍｎ鋼
KR100320959B1 (ko) 1996-12-30 2002-06-20 전선기 극저온충격특성이우수한고망간강및그제조방법
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
JP6589535B2 (ja) * 2015-10-06 2019-10-16 日本製鉄株式会社 低温用厚鋼板及びその製造方法
JP6728779B2 (ja) * 2016-03-03 2020-07-22 日本製鉄株式会社 低温用厚鋼板及びその製造方法
WO2018104984A1 (ja) 2016-12-08 2018-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法
JP6760055B2 (ja) 2016-12-28 2020-09-23 日本製鉄株式会社 液体水素用Ｎｉ鋼
WO2019078538A1 (ko) * 2017-10-18 2019-04-25 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 저온용 고 망간강재 및 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102822371A (zh) * 2010-03-30 2012-12-12 杰富意钢铁株式会社 延展性优良的高张力钢板及其制造方法
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
TW201839152A (zh) * 2017-04-26 2018-11-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 高錳鋼及其製造方法
WO2019044928A1 (ja) * 2017-09-01 2019-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
WO2019112012A1 (ja) * 2017-12-07 2019-06-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法

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