WO2018199145A1 - 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 - Google Patents

高Ｍｎ鋼およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2018199145A1
WO2018199145A1 PCT/JP2018/016764 JP2018016764W WO2018199145A1 WO 2018199145 A1 WO2018199145 A1 WO 2018199145A1 JP 2018016764 W JP2018016764 W JP 2018016764W WO 2018199145 A1 WO2018199145 A1 WO 2018199145A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
toughness
low temperature
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/016764
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
亮 荒尾
大地 泉
植田　圭治
長谷　和邦
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to BR112019022088A priority Critical patent/BR112019022088A2/pt
Priority to SG11201907930QA priority patent/SG11201907930QA/en
Priority to EP18790123.6A priority patent/EP3617337A4/en
Priority to KR1020197031996A priority patent/KR102331032B1/ko
Priority to CN201880026635.5A priority patent/CN110573642A/zh
Priority to JP2018544293A priority patent/JP6460292B1/ja
Publication of WO2018199145A1 publication Critical patent/WO2018199145A1/ja
Priority to PH12019501995A priority patent/PH12019501995A1/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a high Mn steel particularly suitable for structural steel used in a cryogenic environment, such as a tank for a liquefied gas storage tank, and particularly excellent in toughness at a low temperature, and a method for producing the same.
  • the steel sheet In order to use a hot-rolled steel sheet for a liquefied gas storage structure, since the use environment is extremely low temperature, the steel sheet is required to have excellent toughness at extremely low temperature in addition to high strength. For example, when a hot-rolled steel sheet is used in a liquefied natural gas storage tank, it is necessary to ensure excellent toughness at a boiling point of liquefied natural gas: ⁇ 164 ° C. or lower. If the low-temperature toughness of the steel material is inferior, the safety as a structure for cryogenic storage tanks may not be maintained. Therefore, there is a strong demand for improving the low-temperature toughness of the applied steel material.
  • Patent Document 1 proposes a technique for controlling the austenite grain size to an appropriate size and preventing the carbides generated at the grain boundaries from becoming the starting point of fracture and the propagation path of cracks. By this technique, it is possible to provide a high Mn steel having excellent low-temperature toughness of the base material after welding and the heat affected zone.
  • the steel material to be used needs to have high workability, and this type of use requires excellent ductility.
  • this ductility is described in Patent Document 1.
  • the high Mn steel material described in Patent Document 1 has a thickness of about 15 to 50 mm.
  • a long material is required to have a thickness of less than 15 mm, particularly 10 mm or less.
  • an object of the present invention is to propose a method for providing further excellent ductility in a high Mn steel excellent in low temperature toughness of a base material and a weld heat affected zone. Furthermore, an object of the present invention is to propose a method capable of manufacturing such a high Mn steel sheet without warping or distortion.
  • excellent in low temperature toughness means that the absorbed energy vE ⁇ 196 ° C. of the Charpy impact test at ⁇ 196 ° C. is 100 J or more.
  • the present inventors conducted intensive research on various factors that determine the composition of steel sheets and the production method for high-Mn steel, and obtained the following findings a to c.
  • a. In high-Mn austenitic steels, brittle fracture does not occur even at extremely low temperatures, and the fracture occurs from the grain boundaries. For this reason, it is effective to improve the low temperature toughness of high Mn steel by reducing the grain boundaries that become the starting point of propagation and propagation path by coarsening the crystal grains.
  • non-metallic inclusions have an adverse effect on low temperature toughness and ductility as a starting point of fracture and a path of crack propagation.
  • the present invention has been made by further studying the above knowledge, and the gist thereof is as follows. 1. % By mass C: 0.30% or more and 0.90% or less, Si: 0.05% or more and 1.0% or less, Mn: 15% or more and 30% or less, P: 0.030% or less, S: 0.0070% or less, Al: 0.01% or more and 0.07% or less, Cr: 0.5% to 7.0%, N: 0.0050% or more and 0.0500% or less, O: containing less than 0.0050%, Ti and Nb contents being suppressed to less than 0.005% each, the balance having a component composition of Fe and unavoidable impurities, and austenite as a base phase have a tissue, an area fraction of non-metallic inclusions is less than 5.0% in the microstructure, the yield strength of not less than 400 MPa, and high Mn steel absorb energy (vE -196) is equal to or greater than 100J .
  • the non-metallic inclusions are non-metallic inclusions in the structural
  • the component composition is further mass%, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 1.00% or less, Mo: 2.0% or less, V: 2.0% or less, W: 2.0% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, 2.
  • the steel material having the component composition described in 1 or 2 above is heated to a temperature range of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and finish rolling is performed at a finish rolling temperature of 800 ° C.
  • each said temperature range is the surface temperature of a steel raw material or a steel plate, respectively.
  • a high Mn steel excellent in low temperature toughness and ductility can be provided.
  • both the base material and the weld heat affected zone are excellent in low temperature toughness. Therefore, the high Mn steel of the present invention greatly contributes to the improvement of safety and life of a steel structure used in a cryogenic environment such as a liquefied gas storage tank, and has a remarkable industrial effect.
  • the production method of the present invention does not cause a decrease in productivity and an increase in production cost, a method with excellent economic efficiency can be provided.
  • C 0.30% or more and 0.90% or less
  • C is an inexpensive austenite stabilizing element and an important element for obtaining austenite.
  • C needs to contain 0.30% or more.
  • the lower limit is preferably 0.36%, and more preferably 0.40%.
  • the upper limit value is preferably 0.80%, more preferably 0.66%.
  • the preferable content of C amount can combine these upper limit value and lower limit value, for example, preferably 0.36% or more and 0.80% or less, more preferably 0.40% or more and 0.80% or less. To do.
  • Si acts not only as a deoxidizer and is necessary for steelmaking, but also has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening by solid solution in steel. .
  • Si needs to contain 0.05% or more.
  • the amount of Si shall be 0.05% or more and 1.0% or less.
  • the lower limit is preferably 0.07%, more preferably 0.23%, further preferably 0.26%, and still more preferably 0.51%.
  • the upper limit value is preferably 0.8%, more preferably 0.7%, still more preferably 0.6%, and still more preferably 0.5%.
  • the preferable content of Si can be a combination of these upper and lower limits, for example, preferably 0.07% to 0.8%, 0.23% to 0.7%, more preferably 0%. .26% or more and 0.6% or less.
  • preferable content of Si amount is 0.07% or more and 0.5% or less.
  • Mn 15.0% to 30.0%
  • Mn is a relatively inexpensive austenite stabilizing element.
  • it is an important element for achieving both strength and cryogenic toughness.
  • Mn needs to contain 15.0% or more.
  • the content exceeds 30.0%, the effect of improving the cryogenic toughness is saturated, resulting in an increase in alloy cost.
  • the weldability and cutability are deteriorated.
  • segregation is promoted and stress corrosion cracking is promoted.
  • the amount of Mn shall be 15.0% or more and 30.0%.
  • the lower limit is preferably 16.0%, more preferably 18.0%, and even more preferably 19.0%.
  • the upper limit is preferably 29.0%, more preferably 28.0%.
  • the preferable content of the Mn content can be a combination of these upper limit value and lower limit value.
  • the Mn content is preferably 16.0% or more and 29.0% or less, more preferably 18.0% or more and 28.0% or less. To do.
  • P 0.030% or less
  • the upper limit is preferably 0.028% or less, and more preferably 0.024% or less.
  • S 0.0070% or less Since S deteriorates the low-temperature toughness and ductility of the base material, 0.0070% is the upper limit and it is desirable to reduce it as much as possible. Therefore, S is made 0.0070% or less.
  • the upper limit is preferably 0.0060% or less from the viewpoint of suppressing the low temperature toughness and ductility deterioration of the base material.
  • a lower limit shall be 0.001% or more.
  • the range of the amount of S is preferably 0.0020% or more and 0.0060% or less.
  • Al acts as a deoxidizing agent, and is most commonly used in a molten steel deoxidizing process of a steel sheet. In order to acquire such an effect, Al needs to contain 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.07%, it is mixed in the weld metal part during welding and deteriorates the toughness of the weld metal, so the content is made 0.07% or less. For this reason, the amount of Al is made 0.01% or more and 0.07% or less. In particular, from the viewpoint of obtaining an effect as a deoxidizer, the lower limit is preferably 0.02%, more preferably 0.046%, and even more preferably 0.052%.
  • the upper limit is preferably 0.065%, more preferably 0.06%.
  • the preferable content of the Mn content can be a combination of these upper limit value and lower limit value, for example, preferably 0.02% or more and 0.06% or less.
  • Cr 0.5% or more and 7.0% or less
  • Cr is an element that stabilizes austenite by addition of an appropriate amount and is effective in improving cryogenic toughness and base material strength. In order to acquire such an effect, Cr needs to contain 0.5% or more. On the other hand, if the content exceeds 7.0%, the low temperature toughness and stress corrosion cracking resistance decrease due to the formation of Cr carbide. For this reason, the Cr content is 0.5% or more and 7.0% or less.
  • the lower limit is preferably 1% or more, more preferably 1.2%, and even more preferably 2.0%.
  • the upper limit value is preferably 6.7% or less, more preferably 6.5% or less, and still more preferably 6.0%.
  • the preferable content of the Mn amount can be a combination of these upper limit value and lower limit value, for example, preferably 1.0% or more and 6.7% or less, more preferably 1.2% or more and 6.5% or less. To do. Further, in order to further improve the stress corrosion cracking resistance, 2.0% or more and 6.0% or less is more preferable.
  • N is an austenite stabilizing element, and is an element effective in improving cryogenic toughness. In order to acquire such an effect, N needs to contain 0.0050% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0500%, the nitride or carbonitride becomes coarse and the toughness is lowered. For this reason, the N amount is set to 0.0050% or more and 0.0500% or less.
  • the lower limit is preferably 0.0060% or more, more preferably 0.0355%, and further preferably 0.0810%.
  • the upper limit value is preferably 0.0450% or less, more preferably 0.0400% or less.
  • the preferable content of the N amount can be a combination of these upper limit value and lower limit value, for example, preferably 0.0060% or more and 0.0400% or less.
  • O 0.0050% or less O deteriorates the cryogenic toughness due to the formation of an oxide. For this reason, O is made into 0.0050% or less of range.
  • the upper limit is preferably 0.0045% or less from the viewpoint of suppressing a decrease in toughness.
  • the lower limit of the amount of O is preferably 0.0023% or more.
  • the preferable content of the O amount can be a combination of the upper limit value and the lower limit value, for example, preferably 0.0023% or more and 0.0050% or less.
  • Ti and Nb contents are suppressed to less than 0.005% respectively.
  • Ti and Nb form high-melting carbonitrides in the steel and suppress coarsening of the crystal grains, resulting in the origin of fracture and crack propagation. It becomes a route.
  • the structure control for improving low temperature toughness and improving ductility is hindered, so it is necessary to intentionally suppress it. That is, Ti and Nb are components inevitably mixed from raw materials and the like, and Ti is mixed in the range of 0.005% to 0.010% and Nb: 0.005% to 0.010%. Is customary. Therefore, it is necessary to avoid the inevitable mixing of Ti and Nb and to suppress the contents of Ti and Nb to less than 0.005%, respectively, according to the method described later.
  • the contents of Ti and Nb are each 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the balance other than the above components is iron and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities here include H and the like, and a total of 0.01% or less is acceptable.
  • the steel material may cause brittle fracture in a low-temperature environment, so it is suitable for use in a low-temperature environment.
  • the base phase of the steel material has an austenite structure whose crystal structure is a face-centered cubic structure (fcc).
  • the phrase “having austenite as a base phase” means that the austenite phase is 90% or more in area ratio. By setting the austenite phase to 90% or more in area ratio, low temperature toughness can be ensured.
  • the balance other than the austenite phase is a ferrite or martensite phase.
  • the microstructure having the austenite according to the present invention as a base phase substantially has the ⁇ -martensite phase.
  • No tissue is preferred. That is, in order to ensure low temperature toughness, the volume fraction of ⁇ martensite is preferably less than 1.0%, more preferably less than 0.5%, and less than 0.1%. Is more preferable.
  • A-type means sulfides
  • B-type means clusters
  • C-type means inclusions in the form of granular oxide. If these non-metallic inclusions are present in a large amount in steel, they become starting points of fracture, leading to a decrease in cryogenic toughness and a deterioration in ductility. For this reason, it is necessary to suppress these inclusions to an area fraction of 5% or less as a total amount. Preferably, it is suppressed to 4% or less. For that purpose, it is necessary to carry out the above-described component composition control and the production method described later.
  • austenite phase is 90% or more in area ratio and the area fraction of non-metallic inclusions is less than 5.0%, it is possible to provide a steel that can secure cryogenic toughness and exhibits good ductility. can do.
  • the above characteristics are essential, and the target characteristics of the present invention can be obtained.
  • the low-temperature toughness of the weld heat-affected zone becomes a problem, but if a high-Mn steel that satisfies the above requirements is used, the microstructure of the weld heat-affected zone Is based on austenite, and the grain size of the austenite is 50 ⁇ m or more in terms of the equivalent circle diameter, and low temperature toughness is ensured even in the heat affected zone.
  • the maximum crystal grain size of the microstructure needs to be 50 ⁇ m or more. Yes, it can be realized by using a high Mn steel that satisfies the above requirements.
  • the following elements can be contained as required in addition to the above essential elements.
  • Cu 0.01% to 1.00%, Ni: 0.01% to 1.00%, Mo: 2.0% or less, V: 2.0% or less, W: 2.0% or less, Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, or REM: 0.0010% or more and 0.0200% or less.
  • Cu 0.01% to 1.00%, Ni: 0.01% to 1.00%, Mo, V, W: 2.0% or less
  • Cu, Ni, Mo, V and W are austenite Contributes to stabilization and contributes to improvement of base material strength.
  • Cu and Ni are preferably contained in an amount of 0.01% or more
  • Mo, V and W are preferably contained in an amount of 0.001% or more.
  • coarse carbonitrides may be formed, which may be the starting point of fracture. Squeeze manufacturing costs.
  • Cu and Ni are each preferably 1.00% or less, and Mo, V and W are each preferably 2.0% or less.
  • the amount of Cu and the amount of Ni are more preferably 0.05% or more and 0.70% or less, respectively.
  • the Mo amount, the V amount, and the W amount are more preferably 0.003% or more and 1.7% or less, respectively.
  • Ca 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • Mg 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • REM 0.0010% or more and 0.0200% or less
  • the inclusion shape control means that the expanded sulfide inclusion is a granular inclusion. Ductility, toughness, and resistance to sulfide stress corrosion cracking are improved through shape control of the inclusions. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.0005% or more of Ca and Mg and 0.0010% or more of REM.
  • the Ca amount is 0.0010% to 0.0040%
  • the Mg amount is 0.0010% to 0.0040%
  • the REM amount is 0.0020% to 0.0150%.
  • the high Mn steel according to the present invention can be obtained by melting a molten steel having the above-described composition by a known melting method such as a converter or an electric furnace. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. At that time, in order to limit Ti and Nb, which hinders suitable structure control, to the above-mentioned range, it is necessary to take measures to avoid inevitable mixing from raw materials and to reduce their contents. . For example, by reducing the basicity of the slag during the refining stage, these alloys are concentrated and discharged into the slag to reduce the concentration of Ti and Nb in the final slab product. Alternatively, oxygen may be blown and oxidized to float and separate the Ti and Nb alloy at the time of reflux. Thereafter, a steel material such as a slab having a predetermined size is preferably formed by a known casting method such as a continuous casting method or an ingot-bundling rolling method.
  • the heating temperature before hot rolling is set to 1100 ° C. or higher.
  • the lower limit of the steel material heating temperature is less than 1100 ° C., the amount of non-metallic inclusions in the steel increases, which causes the cryogenic toughness and ductility to deteriorate due to the non-metallic inclusions in the steel.
  • the upper limit of heating temperature shall be 1300 degreeC.
  • the temperature control here is based on the surface temperature of the steel material.
  • Finishing rolling end temperature 800 ° C. or higher and lower than 950 ° C.
  • hot rolling is performed.
  • the cumulative rolling reduction it is preferable to increase the cumulative rolling reduction at high temperatures.
  • the crystal grain size becomes excessively coarse and the desired yield strength cannot be obtained. Therefore, it is necessary to perform a final finish rolling of 1 pass or more at a temperature lower than 950 ° C.
  • the lower limit of the rolling finishing temperature is 800 ° C.
  • the formation of precipitates is promoted and the low temperature toughness is deteriorated.
  • the formation of these precipitates can be suppressed by cooling at a cooling rate of 1 ° C./s or more.
  • the upper limit of the cooling start temperature is set to 900 ° C.
  • the cooling after hot rolling is performed at an average cooling rate of 1.0 ° C./s on the surface of the steel sheet from a temperature higher than (finishing finish temperature ⁇ 100 ° C.) to a temperature range of 300 ° C. That's it.
  • a thick steel plate having a thickness of 10 mm or less has a cooling rate of 1 ° C./s or more even with air cooling. When the plate thickness is 10 mm or less, the steel plate can be prevented from being distorted by cooling with air cooling.
  • a process of heating and cooling to a temperature range of 300 ° C. or more and 650 ° C. or less may be added. That is, tempering treatment may be performed for the purpose of adjusting the strength of the steel sheet.
  • Steel slabs having the composition shown in Table 1 were produced by the converter-ladder refining-continuous casting method. Next, the obtained steel slab was charged into a heating furnace, heated to 1150 ° C., and hot rolled to obtain a steel plate having a thickness of 10 to 30 mm. The steel sheet was subjected to tensile properties and toughness in the following manner.
  • Tensile test characteristics JIS No. 5 tensile test specimens were collected from each of the obtained steel sheets, and subjected to a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (1998) to investigate the tensile test characteristics.
  • a yield strength of 400 MPa or more and a tensile strength of 800 MPa or more are excellent in tensile properties.
  • a total elongation of 30% or more at break was excellent in ductility.
  • Table 2 shows the results obtained as described above.
  • the aforementioned target performance yield strength of the base material is more than 400 MPa, elongation at total elongation of 30% or more, the low temperature toughness absorbed energy (more than 100J the average value of vE -196)) satisfies It was confirmed.
  • any one or more of the total elongation, yield strength, and low temperature toughness does not satisfy the above target performance.
  • the above steel material was subjected to thermal cycle treatment under the conditions of a peak temperature of 1400 ° C. and a cooling rate of 10 ° C./s to evaluate low temperature toughness.
  • the steel material according to the present invention showed excellent low temperature toughness like the base material. That is, for welding giving a heat input of 0.5 to 5 kJ / cm, the maximum crystal grain size was 50 ⁇ m or more, and the absorbed energy of the Charpy impact test at ⁇ 196 ° C. was 100 J or more.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

溶接後の母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた高Ｍｎ鋼において、さらに優れた延性を与えるための方途について提案する。 質量％で、Ｃ：０．３０～０．９０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：１５～３０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｃｒ：０．５～７．０％、Ｎ：０．００５０～０．０５００％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、かつオーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、該ミクロ組織における非金属介在物の面積分率が５．０％未満であり、降伏強度が４００ＭＰａ以上であり、かつ吸収エネルギー（ｖＥ－１９６）が１００Ｊ以上であるものとする。

Description

高Ｍｎ鋼およびその製造方法
　本発明は、例えば液化ガス貯槽用タンク等の、極低温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、使用環境が極低温となるため、鋼板は高強度であることに加えて、極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。
　この要求に対して、従来、極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、安価で極低温靱性に優れる鋼材に対する要望がある。
　そこで、従来の極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鋼を極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、オーステナイト粒径を適切なサイズに制御して結晶粒界に生成する炭化物が破壊の起点や亀裂の伝播の経路となることを回避する技術が提案されている。この技術によって、溶接後の母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた高Ｍｎ鋼の提供が可能である。
特開２０１６－１９６７０３号公報
　ところで、上記した液化ガス貯槽用構造物などの使途では、低温靭性に加えて延性を確保することが重要になる。すなわち、かような構造物を製作する際には、使用する鋼材は高い加工性を備える必要があり、この種の使途では優れた延性が必要になるが、この延性について特許文献１に記載の技術では何も検証されていない。また、特許文献１に記載の高Ｍｎ鋼材は、厚みが１５～５０ｍｍ程度であるが、例えばロンジ材などの使途では１５ｍｍ未満特には１０ｍｍ以下の厚みが要求される。かような薄板を製造する際、特許文献１の［００４０］に例示された、熱間圧延を９５０℃以上で終了した後加速冷却を行う手法では、得られる鋼板に反りや歪が発生し易く、形状矯正などの余分な工程が必要になり生産性が阻害される。
　そこで、本発明は、母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた高Ｍｎ鋼において、さらに優れた延性を与えるための方途について提案することを目的とする。さらに、本発明は、かような高Ｍｎ鋼の薄板を反りや歪の発生なしに製造し得る方途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。
　本発明者らは、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、製造方法を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下のａ～ｃの知見を得た。
ａ．高Ｍｎオーステナイト鋼では極低温においても脆性破壊が起こらず、その破壊は粒界から発生する。このことから高Ｍｎ鋼の低温靭性向上には結晶粒の粗大化により破壊の起点および伝播経路となる粒界の低減が有効である。
ｂ．また、非金属介在物が破壊の起点や亀裂伝播の経路となって低温靭性および延性に悪影響を与えることを新たに見出した。そこで、高Ｍｎ鋼に添加するＣｒ量を適正に制御すると共に、不可避混入するＴｉおよびＮｂの量を抑制することにより、破壊の起点となる結晶粒界の増加および非金属介在物の過度な生成を回避する。
ｃ．一方で、単純に結晶粒径を粗大化させると降伏強度が低下する。また、板厚が１５mm未満の薄物を製造する場合には得られた鋼板に反りや歪が残り易い。そのため、構造用鋼としての降伏強度を十分に確保し、また鋼板に反りや歪を残さないためには、鋼板製造時の熱間圧延条件を適正に制御する必要がある。
　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：０．３０％以上０．９０％以下、
　Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下、
　Ｍｎ：１５％以上３０％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
を含有し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、かつ
　オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、該ミクロ組織における非金属介在物の面積分率が５．０％未満であり、降伏強度が４００ＭＰａ以上であり、かつ吸収エネルギー（ｖＥ－１９６）が１００Ｊ以上である高Ｍｎ鋼。
ここで、前記非金属介在物とは、ＪＩＳ　Ｇ０２０２の組織試験における非金属介在物であって、具体的には同規格に記載されたＡ系介在物、Ｂ系介在物およびＣ系介在物を意味する。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
　Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
　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、仕上圧延終了温度が８００℃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。
　４．前記３において、前記冷却処理を行ったのち、３００℃以上６５０℃以下の温度域まで加熱して冷却する高Ｍｎ鋼の製造方法。
　本発明によれば、低温靭性および延性に優れた高Ｍｎ鋼を提供でき、この高Ｍｎ鋼を溶接した場合には、母材および溶接熱影響部がともに低温靭性に優れるものとなる。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、極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。
　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：０．３０％以上０．９０％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０．３０％以上の含有を必要とする。一方、０．９０％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量は０．３０％以上０．９０％以下とする。とくに、オーステナイト安定化させる観点から、下限値は０．３６％が好ましく、０．４０％がより好ましい。また、低温靱性の低下を抑制する観点から、上限値は、好ましくは、０．８０％、より好ましくは、０．６６％とする。Ｃ量の好ましい含有量は、これらの上限値および下限値を組み合わせることができ、例えば、好ましくは０．３６％以上０．８０％以下、より好ましくは０．４０％以上０．８０％以下とする。
　Ｓｉ：０．０５％以上１．０％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、１．０％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Ｓｉ量は０．０５％以上１．０％以下とする。とくに、高強度の鋼板を得る観点から、下限値は０．０７％が好ましく、０．２３％がより好ましく、０．２６％がさらに好ましく、０．５１％がよりさらに好ましい。また、溶接性の劣化を抑制する観点から、上限値は好ましくは０．８％、より好ましくは０．７％、さらに好ましくは０．６％、よりさらに好ましくは０．５％とする。Ｓｉの好ましい含有量は、これらの上限値および下限値を組み合わせることができ、例えば、好ましくは０．０７％以上０．８％以下、０．２３％以上０．７％以下、より好ましくは０．２６％以上０．６％以下とする。また、Ｓｉ量の好ましい含有量は、０．０７％以上０．５％以下である。
　Ｍｎ：１５．０％以上３０．０％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、強度と極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１５．０％以上の含有を必要とする。一方、３０．０％を超えて含有しても、極低温靱性を改善する効果が飽和し、合金コストの上昇を招く。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量は１５．０％以上３０．０％とする。とくに、オーステナイトを安定化させる観点から、下限値は１６．０％が好ましく、１８．０％がより好ましく、１９．０％がさらに好ましい。また、低温靱性の低下抑制の観点から、上限値は好ましくは２９．０％、より好ましくは２８．０％とする。Ｍｎ量の好ましい含有量は、これらの上限値および下限値を組み合わせることができ、例えば、好ましくは１６．０％以上２９．０％以下、より好ましくは１８．０％以上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。また、応力腐食割れの発生起点を低減する観点から上限値は、０．０２８％以下が好ましく、０．０２４％以下がより好ましい。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、下限値は、０．００２％とすることが好ましく、０．００５％とすることがより好ましい。
　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。また、上限値は母材の低温靭性や延性の劣化を抑制する観点から、０．００６０％以下が好ましい。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、下限値は、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓ量の範囲は、０．００２０％以上０．００６０％以下とすることが好ましい。
　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量は０．０１％以上０．０７％以下とする。とくに、脱酸剤としての効果を得る観点から、下限値は０．０２％が好ましく、０．０４６％がより好ましく、０．０５２％がさらに好ましい。また、溶接金属の靭性の観点から、上限値は好ましくは０．０６５％、より好ましくは０．０６％とする。Ｍｎ量の好ましい含有量は、これらの上限値および下限値を組み合わせることができ、例えば、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、極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量は０．５％以上７．０％以下とする。とくに、極低温靱性と母材強度の向上との観点から、下限値は１％以上が好ましく、１．２％がより好ましく、２．０％がさらに好ましい。また、低温靭性および耐応力腐食割れ性の観点から、上限値は好ましくは６．７％以下、より好ましくは６．５％以下、さらに好ましくは６．０％とする。Ｍｎ量の好ましい含有量は、これらの上限値および下限値を組み合わせることができ、例えば、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、極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量は０．００５０％以上０．０５００％以下とする。とくに、極低温靱性の向上の観点から、下限値は０．００６０％以上が好ましく、０．０３５５％がより好ましく、０．０８１０％がさらに好ましい。また、靭性の低下を抑制する観点から、上限値は好ましくは０．０４５０％以下、より好ましくは０．０４００％以下とする。Ｎ量の好ましい含有量は、これらの上限値および下限値を組み合わせることができ、例えば、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極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。靭性の低下を抑制する観点から上限値は、好ましくは０．００４５％以下である。また、Ｏ量の下限値は０．００２３％以上が好ましい。Ｏ量の好ましい含有量は、これらの上限値および下限値を組み合わせることができ、例えば、好ましくは０．００２３％以上０．００５０％以下とする。
　ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制
　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％以上０．０１０％以下およびＮｂ：０．００５％以上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％未満に抑制する必要がある。ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満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。そのため、上記優れた低温靭性並びに延性の観点から、好ましくは、ＴｉおよびＮｂの含有量をそれぞれ０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。
　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。オーステナイト相を面積率で９０％以上とすることによって、低温靭性を確保することができる。オーステナイト相以外の残部は、フェライトまたはマルテンサイト相である。ただし、εマルテンサイトが生成すると、それが少量であっても低温靭性の低下を招くため、本発明に係るオーステナイトを基地相とするミクロ組織としては、εマルテンサイト相を実質的に有していない組織が好ましい。すなわち、低温靭性の確保のためには、εマルテンサイトの体積分率を１．０％未満にすることが好ましく、０．５％未満にすることがより好ましく、０．１％未満にすることがより好ましい。
　非金属介在物の面積分率：５．０％未満
　非金属介在物において、Ａ系は硫化物、Ｂ系はクラスター状、Ｃ系は粒状酸化物の形態をとる介在物を意味する。これらの非金属介在物が鋼中に多量に存在すると、破壊の起点となり、極低温靭性の低下や延性の劣化を招く。このために、これらの介在物は総量として面積分率で５％以下に抑制する必要がある。好ましくは、４％以下に抑制する。そのためには、前述した成分組成制御と後述する製造方法の実施が必要である。
　また、上記オーステナイト相が面積率で９０％以上であり、かつ非金属介在物の面積分率：５．０％未満であると、極低温靭性を確保でき、かつ良好な延性を示す鋼を提供することができる。
　以上の要件を必須として、本発明の目的とする特性が得られる。例えば、高Ｍｎ鋼を溶接処理に供した際には、特に溶接熱影響部の低温靭性が問題になるが、以上の要件を満足する高Ｍｎ鋼を用いれば、この溶接熱影響部のミクロ組織はオーステナイトを基地相とし、かつ該オーステナイトの粒径は円相当直径で５０μｍ以上となり、溶接熱影響部においても低温靭性が確保される。
　すなわち、オーステナイト鋼の低温靭性確保のためには結晶粒径の粗大化が有効である。これは、溶接熱影響部においても同様であり、例えば－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーとして１００Ｊ以上の値を得るためにはミクロ組織の最大結晶粒径が５０μｍ以上であることが必要であり、以上の要件を満足する高Ｍｎ鋼を用いることにより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。
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、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％以下またはＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下の１種または２種以上。
　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ：２．０％以下
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＷは、オーステナイトの安定化に寄与したり、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、ＣｕおよびＮｉは０．０１％以上、Ｍｏ、ＶおよびＷは０．００１％以上の含有が好ましい。一方、ＣｕおよびＮｉではそれぞれ１．００％超、また、Ｍｏ、ＶおよびＷではそれぞれ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、ＣｕおよびＮｉではそれぞれ１．００％以下が好ましく、Ｍｏ、ＶおよびＷではそれぞれ２．０％以下が好ましい。Ｃｕ量およびＮｉ量は、それぞれ０．０５％以上０．７０％以下であることがより好ましい。また、Ｍｏ量、Ｖ量およびＷ量は、それぞれ０．００３％以上１．７％以下であることがより好ましい。
　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、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法等、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
　鋼材のミクロ組織の結晶粒径を粗大にするために、熱間圧延前の加熱温度は１１００℃以上とする。また、鋼素材加熱温度の下限値が１１００℃未満だと、鋼中における非金属介在物の量が増えることで、鋼中の非金属介在物により、極低温靭性および延性の劣化を招く。ただし、１３００℃を超えると一部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。ここでの温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。
　仕上圧延終了温度：８００℃以上９５０℃未満
　鋼塊または鋼片を加熱したのち、熱間圧延を行う。粗大な結晶粒を作りこむためには高温での累積圧下率を高めることが好ましい。ただし、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が必要である。一方、低温で熱間圧延を行うとミクロ組織は微細になり、また過度な加工ひずみが入るため低温靭性の低下を招く。そのため圧延仕上げ温度の下限は８００℃とする。
　（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。１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することでこれら析出物の生成を抑制できる。また、過度な冷却をおこなうと鋼板がひずんでしまい、生産性を低下させる。そのためには、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。なお、板厚１０ｍｍ以下の厚鋼板では空冷でも冷却速度が１℃/ｓ以上となる。板厚が１０ｍｍ以下の場合には空冷で冷却させることで、鋼板のひずみを発生させないようにすることができる。
　さらに、必要に応じて、前記冷却処理を行ったのち、３００℃以上６５０℃以下の温度域まで加熱して冷却する処理を追加してもよい。すなわち、鋼板の強度を調整する目的で焼き戻し処理を行っても良い。
　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加熱炉に装入して１１５０℃に加熱後、熱間圧延により１０～３０ｍｍ厚の鋼板とした。鋼板について、引張特性および靭性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、破断時全伸び３０％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位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２（１９９８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（１９９８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。
　以上により得られた結果を、表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　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、破断時全伸び３０％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、全伸び、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。
　さらに、上記した鋼材に、溶接部の衝撃吸収特性を評価する目的で、ピーク温度が１４００℃、冷却速度が１０℃／ｓの条件で熱サイクル処理を行い、低温靭性を評価した。その結果を表２に併記するように、本発明に従う鋼材では、母材と同様に優れた低温靭性を示した。すなわち、０．５～５ｋＪ／ｃｍの入熱を与える溶接に対して、最大結晶粒径が５０μｍ以上となり、－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは１００Ｊ以上の値が得られた。
　本出願は、日本国特許出願２０１７－０８７７０２号（２０１７年４月２６日出願）の優先権を主張するものであり、当該出願の開示全体を、ここに参照のために取り込む。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．３０％以上０．９０％以下、
    　Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下、
    　Ｍｎ：１５．０％以上３０％以下、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．００７０％以下、
    　Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、
    　Ｃｒ：０．５～７．０％、
    　Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
    　Ｏ：０．００５０％以下
    を含有し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、かつ
    　オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、該ミクロ組織における非金属介在物の面積分率が５．０％未満であり、
    　降伏強度が４００ＭＰａ以上であり、かつ吸収エネルギー（ｖＥ－１９６）が１００Ｊ以上である高Ｍｎ鋼。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
    　Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
    　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、仕上圧延終了温度が８００℃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。
  4. 　請求項３において、前記冷却処理を行ったのち、３００℃以上６５０℃以下の温度域まで加熱して冷却する高Ｍｎ鋼の製造方法。
PCT/JP2018/016764 2017-04-26 2018-04-25 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 WO2018199145A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112019022088A BR112019022088A2 (pt) 2017-04-26 2018-04-25 aço alto mn e método de produção do mesmo
SG11201907930QA SG11201907930QA (en) 2017-04-26 2018-04-25 HIGH-Mn STEEL AND PRODUCTION METHOD THEREFOR
EP18790123.6A EP3617337A4 (en) 2017-04-26 2018-04-25 Mn-RICH STEEL AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME
KR1020197031996A KR102331032B1 (ko) 2017-04-26 2018-04-25 고Mn강 및 그의 제조 방법
CN201880026635.5A CN110573642A (zh) 2017-04-26 2018-04-25 高Mn钢及其制造方法
JP2018544293A JP6460292B1 (ja) 2017-04-26 2018-04-25 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
PH12019501995A PH12019501995A1 (en) 2017-04-26 2019-08-30 High-mn steel and production method therefor

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-087702 2017-04-26
JP2017087702 2017-04-26

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018199145A1 true WO2018199145A1 (ja) 2018-11-01

Family

ID=63919677

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/016764 WO2018199145A1 (ja) 2017-04-26 2018-04-25 高Ｍｎ鋼およびその製造方法

Country Status (9)

Country Link
EP (1) EP3617337A4 (ja)
JP (1) JP6460292B1 (ja)
KR (1) KR102331032B1 (ja)
CN (1) CN110573642A (ja)
BR (1) BR112019022088A2 (ja)
PH (1) PH12019501995A1 (ja)
SG (1) SG11201907930QA (ja)
TW (1) TWI641706B (ja)
WO (1) WO2018199145A1 (ja)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019156179A1 (ja) * 2018-02-07 2019-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
WO2020153407A1 (ja) 2019-01-25 2020-07-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高マンガン鋼鋳片の製造方法、および、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法
WO2020166538A1 (ja) * 2019-02-12 2020-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
CN111961805A (zh) * 2020-09-16 2020-11-20 燕山大学 一种高锰钢钢液净化方法、产品及应用
WO2021033694A1 (ja) * 2019-08-21 2021-02-25 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼およびその製造方法
WO2021033693A1 (ja) * 2019-08-21 2021-02-25 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼およびその製造方法
CN113366138A (zh) * 2019-03-19 2021-09-07 杰富意钢铁株式会社 高锰钢铸片的制造方法、高锰钢钢片及高锰钢钢板的制造方法
JPWO2021181543A1 (ja) * 2020-03-11 2021-09-16
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

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102387364B1 (ko) * 2018-03-02 2022-04-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고Mn강 및 그의 제조 방법
CN114086078A (zh) * 2020-08-25 2022-02-25 华为技术有限公司 Fe-Mn-Al-C系轻质钢及其制备方法、终端、钢结构件和电子设备
WO2023121223A1 (ko) * 2021-12-21 2023-06-29 주식회사 포스코 용접 열영향부 초저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
CN115261743A (zh) * 2022-06-22 2022-11-01 河钢股份有限公司 一种低成本高锰钢板及其生产方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011246817A (ja) * 2003-07-22 2011-12-08 Arcelormittal France 強度を高められ、靱性に優れ、低温での成形に適した、鉄・炭素・マンガンのオーステナイト鋼板の製造方法並びにそのようにして製造された鋼板
JP2016084529A (ja) * 2014-10-22 2016-05-19 新日鐵住金株式会社 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法
CA2970151A1 (en) * 2014-12-24 2016-06-30 Posco Steel sheet for low-temperature service having excellent surface processing quality and method for manufacturing same
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
JP2017507249A (ja) * 2013-12-25 2017-03-16 ポスコＰｏｓｃｏ 表面加工品質に優れた低温用鋼
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
JP2017087702A (ja) 2015-11-17 2017-05-25 矢崎総業株式会社 モールド部付電線保護部材の成形装置

Family Cites Families (6)

* 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
JPS5623259A (en) * 1979-08-03 1981-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd Nickel-free high manganese cast steel for low temperature use
JPH0215148A (ja) * 1988-07-02 1990-01-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼
JPH04143213A (ja) * 1990-10-05 1992-05-18 Kobe Steel Ltd 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法
CN100519809C (zh) * 2006-03-27 2009-07-29 宝山钢铁股份有限公司 可超大线能量焊接低温用厚钢板及其制造方法
US20120045358A1 (en) * 2009-04-28 2012-02-23 Hyundai Steel Company High manganese nitrogen-containing steel sheet having high strength and high ductility, and method for manufacturing the same

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011246817A (ja) * 2003-07-22 2011-12-08 Arcelormittal France 強度を高められ、靱性に優れ、低温での成形に適した、鉄・炭素・マンガンのオーステナイト鋼板の製造方法並びにそのようにして製造された鋼板
JP2017507249A (ja) * 2013-12-25 2017-03-16 ポスコＰｏｓｃｏ 表面加工品質に優れた低温用鋼
JP2016084529A (ja) * 2014-10-22 2016-05-19 新日鐵住金株式会社 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法
CA2970151A1 (en) * 2014-12-24 2016-06-30 Posco Steel sheet for low-temperature service having excellent surface processing quality and method for manufacturing same
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
JP2017087702A (ja) 2015-11-17 2017-05-25 矢崎総業株式会社 モールド部付電線保護部材の成形装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3617337A4 *

Cited By (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019156179A1 (ja) * 2018-02-07 2019-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
JP6590120B1 (ja) * 2018-02-07 2019-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
WO2020153407A1 (ja) 2019-01-25 2020-07-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高マンガン鋼鋳片の製造方法、および、高マンガン鋼鋼片または鋼板の製造方法
EP3926057A4 (en) * 2019-02-12 2022-05-18 JFE Steel Corporation HIGH MN STEEL AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF
KR20210113682A (ko) * 2019-02-12 2021-09-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고Mn강 및 그의 제조 방법
KR102628769B1 (ko) 2019-02-12 2024-01-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고Mn강 및 그의 제조 방법
CN113412337B (zh) * 2019-02-12 2023-12-05 杰富意钢铁株式会社 高Mn钢及其制造方法
JPWO2020166538A1 (ja) * 2019-02-12 2021-03-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
WO2020166538A1 (ja) * 2019-02-12 2020-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
CN113412337A (zh) * 2019-02-12 2021-09-17 杰富意钢铁株式会社 高Mn钢及其制造方法
CN113366138A (zh) * 2019-03-19 2021-09-07 杰富意钢铁株式会社 高锰钢铸片的制造方法、高锰钢钢片及高锰钢钢板的制造方法
EP4019656A4 (en) * 2019-08-21 2022-06-29 JFE Steel Corporation Steel and method for manufacturing same
CN114269959A (zh) * 2019-08-21 2022-04-01 杰富意钢铁株式会社 钢及其制造方法
WO2021033694A1 (ja) * 2019-08-21 2021-02-25 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼およびその製造方法
WO2021033693A1 (ja) * 2019-08-21 2021-02-25 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼およびその製造方法
JPWO2021033694A1 (ja) * 2019-08-21 2021-09-13 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼およびその製造方法
EP4019657A4 (en) * 2019-08-21 2022-06-29 JFE Steel Corporation Steel, and method for producing same
JPWO2021033693A1 (ja) * 2019-08-21 2021-09-13 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼およびその製造方法
CN114302977A (zh) * 2019-08-21 2022-04-08 杰富意钢铁株式会社 钢及其制造方法
WO2021182110A1 (ja) * 2020-03-11 2021-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材およびその製造方法、ならびにタンク
JP7024877B2 (ja) 2020-03-11 2022-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材およびその製造方法、ならびにタンク
JPWO2021181543A1 (ja) * 2020-03-11 2021-09-16
JP7272438B2 (ja) 2020-03-11 2023-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材およびその製造方法、ならびにタンク
WO2021181543A1 (ja) * 2020-03-11 2021-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材およびその製造方法、ならびにタンク
JPWO2021182110A1 (ja) * 2020-03-11 2021-09-16
CN111961805B (zh) * 2020-09-16 2021-04-27 燕山大学 一种高锰钢钢液净化方法、产品及应用
CN111961805A (zh) * 2020-09-16 2020-11-20 燕山大学 一种高锰钢钢液净化方法、产品及应用
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
JP7338792B2 (ja) 2021-02-08 2023-09-05 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

Also Published As

Publication number Publication date
EP3617337A4 (en) 2020-03-25
SG11201907930QA (en) 2019-09-27
JP6460292B1 (ja) 2019-01-30
PH12019501995B1 (en) 2020-06-01
JPWO2018199145A1 (ja) 2019-06-27
TWI641706B (zh) 2018-11-21
CN110573642A (zh) 2019-12-13
BR112019022088A2 (pt) 2020-05-05
PH12019501995A1 (en) 2020-06-01
KR102331032B1 (ko) 2021-11-24
KR20190134704A (ko) 2019-12-04
EP3617337A1 (en) 2020-03-04
TW201839152A (zh) 2018-11-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6460292B1 (ja) 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
JP4718866B2 (ja) 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法
JP6954475B2 (ja) 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
JP6856129B2 (ja) 高Ｍｎ鋼の製造方法
JP6590117B1 (ja) 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
JP2010159473A (ja) 厚鋼板およびその製造方法
US20190352749A1 (en) Steel material for high heat input welding
JPWO2015151519A1 (ja) 高張力鋼板およびその製造方法
JP2005187853A (ja) 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法
JP4770415B2 (ja) 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法
JP2012188749A (ja) 多パス溶接部の靭性に優れた厚鋼板および多パス溶接継手
JPWO2019050010A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6856083B2 (ja) 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
JP4539100B2 (ja) 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法
KR102387364B1 (ko) 고Mn강 및 그의 제조 방법
JP5151510B2 (ja) 低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法
KR20150002956A (ko) 라인파이프용 후강판 및 그 제조 방법
JP6566166B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP2013256699A (ja) 溶接性、溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018544293

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18790123

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197031996

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112019022088

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018790123

Country of ref document: EP

Effective date: 20191126

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112019022088

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20191021