TWI732658B - 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：0.05%～1.00%、Mn：20.0%～40.0%、P：≦0.030%、S：≦0.0050%、Al：0.01%～5.00%、Cr：0.5%～7.0%、N：0.0050%～0.0500%、O：≦0.0050%、Ti：≦0.005%、以及Nb：≦0.005%，進而含有選自Ca：0.0005%～0.0100%、Mg：0.0005%～0.0100%、以及REM：0.0010%～0.0200%中的一種以上，具有以沃斯田鐵為基底相、平均結晶粒徑為50 μm以下且硫化物系夾雜物的清潔度未滿1.0%的顯微組織，屈服強度為400 MPa以上，-269℃下的夏比衝擊試驗後的脆性斷面率未滿5%。

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鋼及其製造方法。
於在液態氫、液態氦、液化氣體貯槽用結構物中使用熱軋鋼板的情況下，除了要求鋼板為高強度以外，由於使用環境變為極低溫，因此亦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。所述專利文獻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、高強度且極低溫韌性優異的鋼。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「高強度」是指於室溫下具有400 MPa以上的屈服強度，所述「極低溫韌性優異」是指-196℃、進而-269℃下的夏比衝擊試驗後的脆性斷面率未滿5.0%。 [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～c的見解。
a.所述沃斯田鐵鋼含有大量的Mn，因此與碳鋼相比，存在許多硫化物系夾雜物。此處所述的硫化物系夾雜物主要是指MnS。硫化物系夾雜物成為破壞的起點要因，因此於熱軋及冷卻處理後的硫化物系夾雜物的清潔度為1.0%以上的情況下，會導致極低溫韌性的劣化。因此，為了提高所述鋼的極低溫韌性，有效的是減少硫化物系夾雜物。
b.若於適當的條件下進行熱軋，則可將硫化物系夾雜物的清潔度抑制為未滿1.0%，於軋製後無需再次設置熱處理步驟，便可實現鋼的極低溫韌性的提高，可抑制製造成本。
c.另外，藉由於適當的條件下實施熱軋，提供高位錯密度，且控制為適當的結晶粒徑，可使鋼的屈服強度上升。
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：0.05%以上且1.00%以下、 Mn：20.0%以上且40.0%以下、 P：0.030%以下、 S：0.0050%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， 進而以質量%計含有選自 Ca：0.0005%以上且0.0100%以下、 Mg：0.0005%以上且0.0100%以下、以及 REM：0.0010%以上且0.0200%以下 中的一種以上，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結晶粒徑為50 μm以下且硫化物系夾雜物的清潔度未滿1.0%， 所述鋼的屈服強度為400 MPa以上，-269℃下的夏比衝擊試驗後的脆性斷面率未滿5%。
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、以及 W：2.0%以下、 中的一種以上。
3.一種鋼的製造方法，將具有如所述1或所述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， 於所述熱軋中，在900℃以上的溫度區域中，至實施接下來的軋製道次（pass）為止的道次間時間為200秒以內且滿足所述接下來的軋製道次中的道次壓下率（%）/所述道次間時間（秒）≧0.015（%/秒）， 進行精加工溫度為700℃以上且未滿900℃的精軋， 之後進行自（精加工溫度-100℃）以上的溫度至300℃以上且650℃以下的溫度區域為止的平均冷卻速度為1.0℃/s以上的冷卻處理。
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，可提供高強度且極低溫韌性優異的鋼。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：0.05%以上且1.00%以下 Si作為脫氧材發揮作用，不僅於製鋼上需要，而且具有藉由固溶強化而對鋼板進行高強度化的效果。為了獲得所述效果，Si必須含有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量設為0.05%以上且1.00%以下。Si量較佳為0.07%以上，較佳為0.80%以下，更佳為設為0.07%以上且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，Mn是用以藉由對組織進行沃斯田鐵化而使強度與低溫韌性併存的重要的元素。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，粒界強度下降，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：0.0050%以下 S會使鋼板的極低溫韌性或延展性劣化，因此將0.0050%設為上限，理想的是盡可能減少。因此，將S設為0.0050%以下。S量較佳為設為0.0045%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，因此理想的是將S量設為0.0010%以上。
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。另外，Al有助於拉伸試驗時的屈服強度及局部延伸率的提高。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。Cr是對於強度提高而言亦有效的元素。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以及延展性。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。
選自Ca：0.0005%以上且0.0100%以下、Mg：0.0005%以上且0.0100%以下、REM：0.0010%以上且0.0200%以下中的一種以上 Ca、Mg及REM是對於夾雜物的形態控制而言有用的元素。所謂夾雜物的形態控制是指將伸展的硫化物系夾雜物設為粒狀的夾雜物。經由所述夾雜物的形態控制而使延展性、韌性提高。為了獲得所述效果，Ca及Mg較佳為含有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，反而導致延展性、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0.0100%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0.0080%以下，進而佳為設為0.0010%以上且0.0080%以下。Mg量更佳為0.0010%以上，更佳為0.0080%以下，進而佳為設為0.0010%以上且0.0080%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。
本發明中，以進一步提高強度及極低溫韌性為目的，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%以下中的一種以上
Cu、Ni：分別為1.0%以下 Cu及Ni是不僅藉由固溶強化使鋼板高強度化，而且使位錯的遷移率提高且亦提高低溫韌性的元素。為了獲得所述效果，Cu及Ni較佳為含有0.01%以上，更佳為含有0.03%以上。另一方面，若含有超過1.0%，則軋製時除了表面性狀劣化之外，亦會增加製造成本。因此，於含有該些合金元素的情況下，各自的含量較佳為設為1.00%以下，更佳為0.70%以下。Cu量及Ni量較佳為設為0.03%以上且0.70%以下，進而佳為設為0.50%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並且有助於鋼材強度的提高。為了獲得所述效果，Mo、V及W較佳為含有0.001%以上，更佳為含有0.003%以上。另一方面，若含有超過2.0%，則會生成粗大的碳氮化物，有時會成為破壞的起點，除此以外會增加製造成本。因此，於含有該些合金元素的情況下，其含量較佳為設為2.0%以下，更佳為設為1.7%以下。Mo、V、W各自的量進而佳為設為0.003%以上且1.7%以下，進一步佳為設為1.5%以下。
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。因而，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50 μm以下 驗證平均結晶粒徑與拉伸試驗的屈服應力的關係，結果判明：如圖1所示，於具有本發明的成分組成的鋼中，若將所述平均結晶粒徑設為50 μm以下，則可使所述屈服應力為400 MPa以上。 此處，本說明書中的晶粒主要是指沃斯田鐵粒，所述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。
顯微組織中的硫化物系夾雜物的清潔度未滿1.0% 驗證硫化物系夾雜物的清潔度與夏比衝擊試驗中的脆性斷面率的關係，結果判明：如圖2所示，於滿足本發明的製造條件的鋼中，若將硫化物系夾雜物的清潔度設為未滿1.0%，則可使所述脆性斷面率未滿5%。 此處，本說明書中的清潔度可依照後述的實施例來求出。
關於以上的平均結晶粒徑：50 μm以下及硫化物系夾雜物的清潔度：未滿1.0%，可藉由於所述成分組成下進行依照後述條件的熱軋來實現。
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，較佳為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。
為了獲得具有所述物性的鋼，重要的是將鋼坯（鋼素材）加熱為1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，之後於900℃以上的溫度區域中的熱軋中以滿足道次壓下率（%）/道次間時間（s）≧0.015%/s的方式於200秒以內實施接下來的軋製道次，進而進行700℃以上且未滿900℃的精加工溫度下的熱軋作為精軋。所謂此處的溫度，是指鋼材的表面溫度。
[鋼素材的加熱溫度：1100℃以上且1300℃以下] 為了表現所述Mn的效能，重要的是使Mn於鋼中擴散。即，為了利用熱軋使Mn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。
[900℃以上的熱軋：道次間時間為200秒以內且道次壓下率（%）/道次間時間（s）≧0.015（%/s）] 於利用所述方法加熱鋼素材後，進行熱軋。特別是於900℃以上的溫度區域中的軋製中，重要的是作為道次間時間在200秒以內實施接下來的軋製道次。原因在於，於900℃以上的軋製中，若將鋼素材長時間維持在所述溫度帶，則晶粒開始成長，晶粒粗大化。軋製道次間隔（道次間時間）較佳為150秒以內，進而佳為100秒以內。另外，道次間時間的下限雖未特別設置，但若考慮到實際步驟中的處理，則道次間時間較佳為以最低5秒的方式隔開間隔。另外，熱軋溫度的上限並無特別限定，較佳為1250℃以下。此處，於在900℃以上的溫度區域中存在多個道次間時間（即，於900℃以上的溫度區域中進行至少三次軋製）的情況下，只要所述多個道次間時間中的最長時間（最大值）為200秒以內即可。 進而，於900℃以上的溫度區域中的軋製中，在第二次以後的各軋製中，必須滿足道次壓下率（%）/道次間時間（秒）≧0.015（%/秒）。藉此，沃斯田鐵微細地再結晶，亦可抑制再結晶完成後的晶粒成長，可確實地抑制粗大晶粒的生成。此處，於在900℃以上的溫度區域中存在多個道次壓下率/道次間時間的情況下，只要所述道次壓下率/道次間時間的最小值為0.015（%/秒）以上即可。道次壓下率/道次間時間較佳為0.020（%/秒）以上。
[精加工溫度：700℃以上且未滿900℃] 於700℃以上且未滿900℃的精加工溫度下需要一道次以上的最終精軋。即，藉由於未滿900℃下進行一道次以上的軋製，可使晶粒微細化。另外，於在900℃以上的溫度區域進行精加工時，結晶粒徑過度地變得粗大，無法獲得所期望的屈服強度。因此，較佳為於未滿900℃下進行一道次以上的最終精軋。精加工溫度較佳為890℃以下，更佳為880℃以下。另一方面，於精加工溫度未滿700℃時，極低溫韌性劣化，因此設為700℃以上。精加工溫度較佳為750℃以上。精軋的壓下率較佳為設為每一道次為10%以上。
另外，精軋結束時的板厚並無特別限定，若考慮到作為極低溫貯槽用結構物的用途，則較佳為板厚6 mm～30mm。
[自（精加工溫度-100℃）以上的溫度至300℃以上且650℃以下的溫度區域的平均冷卻速度：1.0℃/s以上] 於熱軋結束後以高的冷卻速度進行冷卻處理。若熱軋後的鋼板的冷卻速度慢，則會促進碳化物的生成，而導致極低溫韌性的劣化。可藉由於自（精加工溫度-100℃）以上的溫度至300℃以上且650℃以下的溫度區域中以平均冷卻速度1.0℃/s以上進行冷卻來抑制該些碳化物的生成。將冷卻溫度區域設為所述溫度區域的原因是為了抑制碳化物的析出，特別是將冷卻開始溫度設為（精加工溫度-100℃）以上的原因是在精軋後，於冷卻開始溫度成為未滿（精加工溫度-100℃）的溫度時，會促進碳化物的析出。另外，於進行過度的冷卻時，鋼板發生變形，會使生產性下降。因此，較佳為將冷卻開始溫度的上限設為900℃。另外，平均冷卻速度的上限並無特別限定，較佳為200℃/s以下。特別是較佳為對板厚未滿10 mm的鋼材進行空冷。 [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。關於所得的鋼板，按照下述要領實施組織評價與拉伸特性及極低溫韌性等機械特性評價。 表2中，關於「900℃以上的熱軋時的道次間時間」，於存在多個道次間時間的情況下表示其中的最長時間（最大值），關於「道次壓下率/道次間時間」，於存在多個道次壓下率/道次間時間的情況下表示其中的最小值。另外，「精軋時的精加工溫度」表示精軋結束溫度。
[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 Ca Mg REM Cu Ni Mo V W
1 0.512 0.18 35.0 0.016 0.0035 0.04 4.4 0.0105 0.0020 0.003 0.001 0.0006 - - - - - - - 發明例
2 0.359 0.30 31.2 0.020 0.0028 0.06 0.6 0.0153 0.0018 0.002 0.002 - 0.0005 - - - - - - 發明例
3 0.441 0.45 28.6 0.023 0.0032 0.05 3.9 0.0180 0.0016 0.004 0.001 - - 0.0010 - - - - - 發明例
4 0.296 0.15 36.3 0.015 0.0020 0.50 3.5 0.0237 0.0017 0.002 0.001 0.0095 - - 0.8 - - - - 發明例
5 0.155 0.08 30.6 0.025 0.0045 4.52 5.5 0.0465 0.0045 0.001 0.002 - 0.0090 - - 0.9 - - - 發明例
6 0.305 0.33 23.1 0.017 0.0022 2.51 2.1 0.0061 0.0021 0.002 0.004 - - 0.0150 - - 1.8 - - 發明例
7 0.408 0.12 20.4 0.013 0.0015 0.05 6.5 0.0144 0.0015 0.001 0.001 0.0030 - - - - - 0.1 - 發明例
8 0.650 0.95 39.6 0.011 0.0018 1.01 4.6 0.0182 0.0016 0.002 0.001 - 0.0006 - - - - - 0.1 發明例
9 0.090 0.32 22.5 0.022 0.0030 0.07 2.3 0.0103 0.0020 0.002 0.002 0.0012 - - - - - - - 比較例
10 0.742 0.16 25.8 0.025 0.0024 0.05 2.7 0.0090 0.0022 0.003 0.001 - 0.0005 - - - - - - 比較例
11 0.186 0.03 29.2 0.025 0.0036 0.30 2.8 0.0134 0.0026 0.003 0.002 - - 0.0011 - - - - - 比較例
12 0.640 1.03 20.8 0.028 0.0043 0.08 0.7 0.0374 0.0041 0.002 0.003 0.0008 - - - - - - - 比較例
13 0.573 0.71 19.1 0.022 0.0035 0.16 1.4 0.0258 0.0037 0.001 0.001 - 0.0005 - - - - - - 比較例
14 0.124 0.35 40.8 0.018 0.0026 0.05 0.7 0.0488 0.0018 0.002 0.003 - - 0.0010 - - - - - 比較例
15 0.217 0.47 39.0 0.033 0.0029 0.06 1.0 0.0169 0.0032 0.002 0.002 0.0010 - - - - - - - 比較例
16 0.669 0.88 20.5 0.027 0.0055 1.60 1.2 0.0328 0.0040 0.002 0.001 - 0.0008 - - - - - - 比較例
17 0.591 0.36 25.6 0.018 0.0025 5.03 6.2 0.0183 0.0023 0.001 0.002 - - 0.0012 - - - - - 比較例
18 0.184 0.23 39.3 0.019 0.0031 0.04 0.4 0.0137 0.0024 0.002 0.002 0.0023 - - - - - - - 比較例
19 0.575 0.64 25.0 0.022 0.0026 1.37 7.2 0.0381 0.0022 0.003 0.002 - 0.0010 - - - - - - 比較例
20 0.134 0.86 21.1 0.026 0.0027 0.05 1.0 0.0045 0.0019 0.002 0.001 - - 0.0015 - - - - - 比較例
21 0.158 0.76 22.4 0.019 0.0043 0.32 0.7 0.0504 0.0043 0.001 0.001 0.0032 - - - - - - - 比較例
22 0.637 0.89 21.3 0.020 0.0038 3.47 6.2 0.0201 0.0055 0.002 0.002 - 0.0036 - - - - - - 比較例
23 0.353 0.50 38.8 0.017 0.0036 2.53 0.6 0.0142 0.0024 0.006 0.002 - - 0.0020 - - - - - 比較例
24 0.596 0.43 24.6 0.018 0.0023 0.25 3.5 0.0422 0.0018 0.002 0.006 0.0040 - - - - - - - 比較例
25 0.450 0.37 37.8 0.023 0.0042 0.08 2.0 0.0290 0.0031 0.002 0.002 0.0004 - - - - - - - 比較例
26 0.216 0.62 36.6 0.025 0.0039 0.51 0.9 0.0183 0.0025 0.003 0.001 - 0.0004 - - - - - - 比較例
27 0.649 0.57 36.8 0.019 0.0037 0.05 6.5 0.0251 0.0020 0.002 0.002 - - 0.0009 - - - - - 比較例
28 0.205 0.32 21.0 0.020 0.0034 2.31 2.1 0.0323 0.0041 0.003 0.002 0.0101 - - - - - - - 比較例
29 0.672 0.84 23.2 0.024 0.0028 1.05 6.8 0.0442 0.0045 0.002 0.003 - 0.0103 - - - - - - 比較例
30 0.410 0.25 39.7 0.019 0.0045 3.05 0.6 0.0276 0.0043 0.002 0.002 - - 0.0202 - - - - - 比較例
31 0.121 0.10 25.4 0.018 0.0023 0.009 0.7 0.0060 0.0025 0.001 0.001 0.0018 - - - - - - - 比較例
※下劃線表示發明範圍外。
[表2]
Figure 02_image001
Figure 02_image003
(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500μm×200μm的視野中，以測定間距(step)0.3μm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。
．平均結晶粒徑
關於精軋後的冷卻處理後的鋼板，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，利用圓近似徑求出平均結晶粒徑。
．硫化物系夾雜物的清潔度
依據日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)G 0555(2003年)的規定，對於經過精軋後的冷卻處理的鋼板，使用顯微鏡以倍率400倍在任意的60個視野中觀察軋製方向剖面的研磨面的板厚1/2位置，將夾雜物中的A組作為硫化物系夾雜物，使用以下式，計算出清潔度d(%)。
d(%)=(n/p×f)×100
p：視野內的總網格點數、f：視野數、n：f個視野中的夾雜物所佔據的網格點中心的數量
（2）拉伸特性評價 自所得的各鋼板中，對板厚超過15 mm的鋼板採集JIS4號拉伸試驗片，對板厚15 mm以下的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，實施拉伸試驗，調查拉伸試驗特性（屈服強度、拉伸強度、總延伸率）。本發明中，將屈服強度400 MPa以上判定為拉伸特性優異。
（3）極低溫韌性評價 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。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。藉由目視求出脆性斷面率。將脆性斷面率未滿5%設為極低溫韌性優異。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.
藉由所述（1）～（3）的評價而獲得的結果如表3所示。
[表3]
Figure 02_image005
Figure 02_image007
關於依照本發明的鋼，確認了滿足所述目標性能（屈服強度為400 MPa以上、夏比衝擊試驗後的脆性斷面率未滿5%）。另一方面，脫離本發明的範圍的比較例中，屈服強度及脆性斷面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）與屈服強度的關係的圖表。 圖2是表示滿足本發明的製造條件的鋼中的硫化物系夾雜物的清潔度與-269℃下的脆性斷面率的關係的圖表。

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：0.05%以上且1.00%以下、 Mn：20.0%以上且40.0%以下、 P：0.030%以下、 S：0.0050%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， 進而以質量%計含有選自 Ca：0.0005%以上且0.0100%以下、 Mg：0.0005%以上且0.0100%以下、以及 REM：0.0010%以上且0.0200%以下 中的一種以上，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結晶粒徑為50 μm以下且硫化物系夾雜物的清潔度未滿1.0%， 所述鋼的屈服強度為400 MPa以上，-269℃下的夏比衝擊試驗後的脆性斷面率未滿5%。
  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、以及 W：2.0%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， 於所述熱軋中，在900℃以上的溫度區域中，至實施接下來的軋製道次為止的道次間時間為200秒以內且滿足所述接下來的軋製道次中的道次壓下率/所述道次間時間≧0.015%/秒， 進行精加工溫度為700℃以上且未滿900℃的精軋， 之後進行自（精加工溫度-100℃）以上的溫度至300℃以上且650℃以下的溫度區域為止的平均冷卻速度為1.0℃/s以上的冷卻處理。
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