WO2019044928A1 - 高Mn鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a high-Mn steel excellent in toughness particularly at low temperatures and suitable for use in structural steels used in extremely low temperature environments, such as liquefied gas storage tanks, and a method for producing the same.
- the use environment is extremely low temperature, and therefore, the steel plate is required to be excellent in toughness at low temperature in addition to high strength.
- the steel plate is required to be excellent in toughness at low temperature in addition to high strength.
- it is necessary to ensure excellent toughness at the boiling point of liquefied natural gas: -164 ° C or less. If the low temperature toughness of the steel material is poor, the safety as a cryogenic storage tank structure may not be maintained, so there is a strong demand for improvement of the low temperature toughness of the steel material to be applied.
- a low temperature including a cryogenic temperature range of -164 ° C it is collectively referred to as a low temperature including a cryogenic temperature range of -164 ° C.
- austenitic stainless steel, 9% Ni steel, or 5000 series aluminum alloy in which austenite that does not show brittleness at low temperature is used as the structure of the steel plate has been used conventionally.
- the alloy cost and the manufacturing cost are high, there is a demand for a steel material which is inexpensive and excellent in low temperature toughness.
- Patent Document 1 proposes a technique for controlling the Mn segregation ratio to avoid that carbides formed at grain boundaries become origins of fracture.
- Patent Document 1 can provide a high-Mn steel excellent in low-temperature toughness, but the high-Mn steel described herein requires the inclusion of Ni from the viewpoint of securing toughness, and the material cost There was a need to reduce the Furthermore, in order to reduce the Mn segregation ratio, it is necessary to carry out a diffusion heat treatment in which the product of the heating temperature (° C.) and the heating time (hr) is 30000 ° C. ⁇ hr or more. .
- an object of the present invention is to provide a high-Mn steel excellent in low temperature toughness which can suppress the cost required for the material and the production. Furthermore, the present invention aims to propose an advantageous method for producing such high Mn steels.
- the "excellent low-temperature toughness" refers to absorbed energy vE -196 Charpy impact test at -196 ° C. is not less than 100 J.
- the inventors of the present invention conducted intensive studies on various factors that determine the composition and structure of the steel sheet for high-Mn steel in order to achieve the above-mentioned problems, and obtained the following findings a to d.
- Mn segregated portions with high Mn concentration generated during continuous casting are also present after hot rolling. If the Mn segregated portion is more than 38%, low temperature toughness is also deteriorated because intergranular fracture is caused. From this, it is effective to lower the Mn concentration in the Mn segregated portion to improve the low temperature toughness of the high Mn steel.
- the present invention has been made by further examining the above findings, and the summary thereof is as follows. 1. In mass%, C: 0. 100% to 0.700%, Si: 0.05% or more and 1.00% or less, Mn: 20.0% or more and 35.0% 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% or more and 7.0% or less, N: 0.0050% or more and 0.0050% or less, O: less than 0.0050%, Ti: not more than 0.0050% and not more than Nb: not more than 0.0050, and the balance has the component composition of Fe and unavoidable impurities and the microstructure having austenite as a base phase, High with an Mn concentration of 16% or more and 38% or less, an average of KAM (Kernel Average Misorientation) value of 0.3 or more, and an energy absorbed by Charpy impact test at -196 ° C of 100 J or more and a yield strength of
- the KAM value is the average value of the misorientation between each pixel (0.3 ⁇ m pitch) in the crystal grain and the adjacent pixel. From the result of conducting EBSD (Electron Backscatter Diffraction) analysis in a field of 500 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m on a steel sheet after hot rolling over any two fields of view, the average value of all the measured areas is taken as the average KAM value.
- EBSD Electro Backscatter Diffraction
- the above component composition is, further, in mass%, 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,
- the steel material having the component composition described in the above 1 or 2 is heated to a temperature range of 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less, and a high temperature at which the rolling finish temperature is 800 ° C. or more and the total rolling reduction is 20% or more Method of manufacturing Mn steel.
- the finish rolling finish temperature is 700 ° C. or more and less than 950 ° C.
- the temperature range (finish rolling finish temperature -100 ° C.) to 300 ° C. or more and 650 ° C. or less
- the manufacturing method of the high Mn steel which performs cooling processing with an average cooling rate of 1.0 degreeC / s or more.
- each of the above temperature ranges is the surface temperature of the steel material or the steel plate.
- the high-Mn steel of the present invention greatly contributes to the improvement of the safety and the life of steel structures used in a low temperature environment such as a tank for liquefied gas storage tanks, and has a remarkable effect on industry.
- the production method of the present invention does not cause a decrease in productivity and an increase in production cost, an economically superior method can be provided.
- Mn is a graph showing the relationship between the Mn concentration and Charpy absorbed energy of segregation (vE -196). Mn is a graph showing the relationship between the Mn concentration and Charpy absorbed energy of segregation (vE -196).
- C 0. 100% or more and 0.700% or less
- C is an inexpensive austenite stabilizing element and an important element for obtaining austenite. In order to acquire the effect, C needs 0.100% or more of content.
- C is 0.100% or more and 0.700% or less. Preferably, it is 0.200% or more and 0.600% or less.
- Si acts as a deoxidizer and is not only necessary for steel making, but also has the effect of strengthening the steel plate by solid solution strengthening and solid solution strengthening in steel. .
- Si needs to contain 0.05% or more.
- Si is set to 0.05% or more and 1.00% or less. Preferably, it is 0.07% or more and 0.50% or less.
- Mn 20.0% or more and 35.0% or less
- Mn is a relatively inexpensive austenite stabilizing element.
- it is an important element to achieve both strength and low temperature toughness.
- Mn needs 20.0% or more of content.
- the low temperature toughness is deteriorated.
- weldability and cuttability are degraded.
- the Mn content is 20.0% or more and 35.0% or less.
- it is 23.0% or more and 30.0% or less. More preferably, it is 28.0% or less.
- P 0.030% or less
- P is contained in excess of 0.030%, it segregates at grain boundaries and becomes a generation origin of stress corrosion cracking. For this reason, it is desirable to make it as upper limit 0.030%, and to reduce as much as possible. Therefore, P is made 0.030% or less.
- S degrades the low temperature toughness and ductility of the base material, so the upper limit of 0.0070% is desirable, and it is desirable to reduce as much as possible. Therefore, S is 0.0070% or less. In addition, since excessive reduction of S raises the refining cost and is economically disadvantageous, it is desirable to make it 0.001% or more. Preferably, it is 0.0020% or more and 0.0060% or less.
- Al acts as a deoxidizer and is most commonly used in the molten steel deoxidation process of steel sheet. In order to obtain such an effect, Al needs to be contained 0.01% or more. On the other hand, if the content is more than 0.07%, it is mixed with the weld metal at the time of welding to deteriorate the toughness of the weld metal, so the content is made 0.07% or less. Therefore, Al is set to 0.01% or more and 0.07% or less. Preferably, it is 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 with an appropriate amount of addition and is effective for improving low-temperature toughness and base material strength. In order to obtain such an effect, Cr needs to contain 0.5% or more. On the other hand, if the content is more than 7.0%, low temperature toughness and stress corrosion cracking resistance are reduced due to the formation of Cr carbides. Therefore, Cr is set to 0.5% or more and 7.0% or less. Preferably, it is 1.0% or more and 6.7% or less, more preferably 1.2% or more and 6.5% or less. Moreover, in order to further improve stress corrosion cracking, 2.0% or more and 6.0% or less is more preferable.
- N is an austenite stabilizing element and an element effective for improving low-temperature toughness. In order to obtain such an effect, N needs to contain 0.0050% or more. On the other hand, if the content is more than 0.0300%, nitrides or carbonitrides become coarse and the toughness decreases. Therefore, N is set to be 0.0050% or more and 0.0050% or less. Preferably, it is 0.0060% to 0.0400%.
- O degrades low temperature toughness by the formation of an oxide. Therefore, O is in the range of 0.0050% or less. Preferably, it is 0.0045% or less. In addition, since excessive reduction of O raises the refining cost and is economically disadvantageous, it is desirable to make it 0.0010% or more.
- Ti and Nb content suppressed to 0.005% or less respectively Ti and Nb form high melting point carbonitride in steel and suppress coarsening of crystal grains, resulting in origin of fracture and crack propagation It becomes a route.
- the low-temperature toughness is increased and the structure control for improving the ductility is hindered, and therefore, it is necessary to be intentionally suppressed. That is, Ti and Nb are components which are inevitably mixed from raw materials etc., and are mixed in the range of more than 0.005% and less than 0.010% of Ti and Nb: more than 0.005% and less than 0.010% of Nb Is customary.
- the content of Ti and Nb is made 0.003% or less.
- the content of Ti and Nb may be 0%.
- the balance other than the above-mentioned components is iron and unavoidable impurities. As unavoidable impurities here, H etc. may be mentioned, and it is acceptable if it is 0.01% or less in total.
- the steel material may cause brittle fracture in a low temperature environment, so it is suitable for use in a low temperature environment Not.
- the base phase of the steel material has an austenitic structure in which the crystal structure is a face-centered cubic structure (fcc).
- fcc face-centered cubic structure
- use austenite as a base phase means that the austenite phase is 90% or more in area ratio.
- the balance other than the austenite phase is a ferrite phase or a martensite phase. More preferably, it is 95% or more.
- the Mn segregated portion is a region where the Mn concentration between the Mn segregating bands is low or high, and specifically, EBSD (Electron Backscatter Diffraction) analysis on the polished surface of the cross section in the rolling direction of the steel sheet after hot rolling.
- the Mn concentration measured by is represented by the lowest or high region.
- the Mn concentration in the Mn segregated portion in the microstructure is 16% or more and 38% or less First, for the Mn segregated portion having a low Mn concentration, the Mn concentration and the absorbed energy in Charpy impact test at -196 ° C are measured. Thus, it can be seen that if the Mn concentration in the Mn segregated portion is 16% or more, the absorption energy: 100 J or more can be realized.
- the Mn concentration of the Mn segregated portion is preferably 17% or more.
- the Mn concentration and the absorption energy of Charpy impact test at -196 ° C. are as shown in FIG. , It can be seen that the absorbed energy: 100 J or more is realized.
- the Mn concentration of the Mn segregated portion is preferably 37% or less.
- KAM Kernel Average Misorientation
- EBSD Electro Backscatter Diffraction
- the KAM value since the higher the KAM value, the higher the degree of local deformation in the grains, the higher the KAM value in the steel sheet after rolling, the higher the dislocation density. And if the average of this KAM value is 0.3 or more, since a large amount of dislocations are accumulated, the yield strength is improved. Preferably, it is 0.5 or more. On the other hand, if the average of the KAM value exceeds 1.3, the toughness may be deteriorated, so it is preferable to set it to 1.3 or less.
- the above-mentioned Mn concentration in the Mn segregated portion: 16% or more and 38% or less and the KAM value average: 0.3 or more can be realized by performing hot rolling according to the conditions described later under the above-described component composition. it can.
- Mo 2.0% or less
- V 2.0% or less
- W 2.0% or less
- Ca 0.0005% to 0.0050%
- Mg 0.0005% to 0.0050%
- REM One or more of 0.0010% or more and 0.0200% or less Mo
- V, W 2.0% or less Mo
- V and W contribute to the stabilization of austenite and improve the strength of the base material Contribute to In order to acquire such an effect, it is preferable to contain Mo, V, and W by 0.001% or more.
- the content is more than 2.0%, coarse carbonitrides are formed, which may be a starting point of destruction, and also squeeze the manufacturing cost. Therefore, when these alloy elements are contained, the content is 2.0%. Preferably, it is 0.003% or more and 1.7% or less, more preferably 1.5% or less.
- Mg and REM control the form of inclusions Is a useful element and can be contained as required.
- the form control of inclusions means that the spread sulfide-based inclusions are made into particulate inclusions.
- the ductility, toughness and resistance to sulfide stress corrosion cracking are improved through the morphology control of the inclusions.
- the amount of non-metallic inclusions may increase, and the ductility, the toughness, and the sulfide stress corrosion cracking resistance may decrease.
- it may be economically disadvantageous.
- the amount of Ca is 0.0010% to 0.0040%
- the amount of Mg is 0.0010% to 0.0040%
- the amount of REM is 0.0020% to 0.0150%.
- the high-Mn steel according to the present invention can melt the molten steel having the above-described component 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 would interfere with favorable structure control, to the above-mentioned range, it is necessary to avoid the inevitable mixing from raw materials etc. and to take measures to reduce their content. . For example, by lowering the basicity of the slag in the refining stage, these alloys are concentrated into slag and discharged to reduce the concentration of Ti and Nb in the final slab product.
- oxygen may be blown to oxidize, and an alloy of Ti and Nb may be floated and separated at the time of reflux. Then, it is preferable to set it as steel materials, such as a slab of a predetermined
- Step material heating temperature 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less
- the temperature control here is based on the surface temperature of the steel material. That is, in order to promote the diffusion of Mn in hot rolling, the heating temperature before rolling is set to 1100 ° C. or more.
- the upper limit of the heating temperature is 1300 ° C. Preferably, it is 1150 ° C. or more and 1250 ° C. or less.
- the rolling end temperature is 800 ° C. or more and the total rolling reduction is 20% or more] Furthermore, it is also important to shorten the distance between the Mn segregated portion and the segregated portion to promote the diffusion of Mn by increasing the total rolling reduction during rolling to 20% or more.
- the rolling end temperature is set to 800 ° C. or more. This is because if the temperature is less than 800 ° C., Mn is not sufficiently diffused because it is far below two thirds of the melting point of Mn. Preferably it is 950 degreeC or more, More preferably, it is 1000 degreeC or more and 1050 degreeC or less.
- the total rolling reduction is preferably 30% or more. The upper limit of the total rolling reduction does not have to be particularly determined, but is preferably 98% from the viewpoint of improving the rolling efficiency.
- the second hot rolling may be continued as it is, but if the temperature does not reach 1100 ° C., reheating at 1100 ° C. or higher I do.
- the temperature control is based on the surface temperature of the steel material. Preferably, it is 1150 ° C. or more and 1250 ° C. or less.
- the second hot rolling requires one or more passes of final finishing rolling at 700 ° C. or more and less than 950 ° C. That is, by performing rolling preferably at least 10% at less than 950 ° C. for one or more passes, dislocations introduced in the first rolling are difficult to recover and easily remain, so the KAM value can be increased.
- the crystal grain size is excessively coarsened, and a desired yield strength can not be obtained. Therefore, it is preferable to perform one or more final finishing rolling at less than 950 ° C.
- the finishing temperature is preferably 900 ° C. or less, more preferably 850 ° C. or less.
- the finishing temperature is less than 700 ° C.
- the toughness is deteriorated, so the temperature is set to 700 ° C. or more.
- the rolling reduction below 950 ° C. is preferably 20% or more, more preferably 50% or more.
- the toughness is deteriorated, so 95% or less is preferable.
- the average cooling rate of the steel sheet surface is 1.0 ° C / s from the temperature of (finishing finish temperature -100 ° C) to the temperature range of 300 ° C to 650 ° C. And above.
- the range of the Mn concentration in the Mn segregated portion becomes narrow as it is rolled, the subsequent heat treatment is unnecessary.
- a steel slab having the composition shown in Table 1 was produced by a converter-ladle refining-continuous casting method.
- the obtained steel slab was made into a steel plate of 10 to 30 mm in thickness by parting rolling (first hot rolling) and hot rolling (second hot rolling) under the conditions shown in Table 2.
- the tensile properties, toughness and structure evaluations were carried out on the obtained steel sheets in the following manner.
- test piece After the Charpy impact test, the test piece is ground to the notch bottom and polished, and the field of view of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m is observed in 5 fields by EBSD analysis (measurement step: 0.08 ⁇ m) to determine presence of work-induced martensite. did.
- Mn Concentration Further, by performing an EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) analysis at the EBSD measurement position of the KAM value, the Mn concentration is determined, and the place where the Mn concentration is lowest and the place where the Mn concentration is highest are defined as segregated parts. The results obtained by the above are shown in Table 3.
- EPMA Electro Probe Micro Analyzer
- the aforementioned target performance yield strength of the base material is more than 400 MPa, the low temperature toughness absorbed energy (more than 100J the average value of vE -196)) to satisfy the confirmed.
- the yield strength and the low temperature toughness can not satisfy the above-described target performance.
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Abstract
Description
a.高Mnのオーステナイト鋼は、Mnの拡散が遅いことから、連続鋳造時に生成するMn濃度の低いMn偏析部が熱間圧延後にも存在する。このMn偏析部のMn濃度が16%未満の場合、低温において加工誘起マルテンサイトが生成し、低温靱性の劣化を招く。このことから高Mn鋼の低温靱性向上には、Mn偏析部のMn濃度を高めることが有効である。
1.質量%で、
C:0.100%以上0.700%以下、
Si:0.05%以上1.00%以下、
Mn:20.0%以上35.0%以下、
P:0.030%以下、
S:0.0070%以下、
Al:0.01%以上0.07%以下、
Cr:0.5%以上7.0%以下、
N:0.0050%以上0.0500%以下、
O:0.0050%以下、
Ti:0.0050%以下および
Nb:0.0050%以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成とオーステナイトを基地相とするミクロ組織とを有し、該ミクロ組織におけるMn偏析部のMn濃度が16%以上38%以下あり、KAM(Kernel Average Misorientation)値の平均が0.3以上であり、-196℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが100J以上かつ降伏強度が400MPa以上である高Mn鋼。
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。
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。
[成分組成]
まず、本発明の高Mn鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における「%」表示は、特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
C:0.100%以上0.700%以下
Cは、安価なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを得るために重要な元素である。その効果を得るために、Cは0.100%以上の含有を必要とする。一方、0.700%を超えて含有すると、Cr炭化物が過度に生成され、低温靱性が低下する。このため、Cは0.100%以上0.700%以下とする。好ましくは、0.200%以上0.600%以下とする。
Siは、脱酸材として作用し、製鋼上必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るために、Siは0.05%以上の含有を必要とする。一方、1.00%を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Siは0.05%以上1.00%以下とする。好ましくは、0.07%以上0.50%以下とする。
Mnは、比較的安価なオーステナイト安定化元素である。本発明では、強度と低温靱性を両立するために重要な元素である。その効果を得るために、Mnは20.0%以上の含有を必要とする。一方、35.0%を超えて含有した場合、低温靱性が劣化する。また、溶接性、切断性が劣化する。さらに、偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Mnは20.0%以上35.0%以下とする。好ましくは、23.0%以上30.0%以下とする。より好ましくは、28.0%以下とする。
Pは、0.030%を超えて含有すると、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる。このため、0.030%を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Pは0.030%以下とする。尚、過度のP低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.002%以上とすることが望ましい。好ましくは、0.005%以上0.028%以下、さらに好ましくは0.024%以下とする。
Sは、母材の低温靭性や延性を劣化させるため、0.0070%を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Sは0.0070%以下とする。尚、過度のSの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.001%以上とすることが望ましい。好ましくは0.0020%以上0.0060%以下とする。
Alは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、Alは0.01%以上の含有を必要とする。一方、0.07%を超えて含有すると、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、0.07%以下とする。このため、Alは0.01%以上0.07%以下とする。好ましくは0.02%以上0.06%以下とする。
Crは、適量の添加でオーステナイトを安定化させ、低温靱性と母材強度の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Crは0.5%以上の含有を必要とする。一方、7.0%を超えて含有すると、Cr炭化物の生成により、低温靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Crは0.5%以上7.0%以下とする。好ましくは1.0%以上6.7%以下、より好ましくは1.2%以上6.5%以下とする。また、耐応力腐食割れをさらに向上させるためには、2.0%以上6.0%以下がさらに好ましい。
Nは、オーステナイト安定化元素であり、低温靱性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Nは0.0050%以上の含有を必要とする。一方、0.0500%を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Nは0.0050%以上0.0500%以下とする。好ましくは0.0060%以上0.0400%以下とする。
Oは、酸化物の形成により低温靱性を劣化させる。このため、Oは0.0050%以下の範囲とする。好ましくは、0.0045%以下である。尚、過度のOの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.0010%以上とすることが望ましい。
TiおよびNbは、鋼中で高融点の炭窒化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制し、その結果破壊の起点や亀裂伝播の経路となる。特に、高Mn鋼においては低温靭性を高め、延性を向上するための組織制御の妨げとなるため、意図的に抑制する必要がある。すなわち、TiおよびNbは、原材料などから不可避的に混入する成分であり、Ti:0.005%超0.010%以下およびNb:0.005%超0.010%以下の範囲で混入するのが通例である。そこで、後述する手法に従って、TiおよびNbの不可避混入を回避し、TiおよびNbの含有量を各々0.005%以下に抑制する必要がある。TiおよびNbの含有量を各々0.005%以下に抑制することによって、上記した炭窒化物の悪影響を排除し、優れた低温靭性並びに延性を確保することができる。好ましくは、TiおよびNbの含有量を0.003%以下とする。勿論、TiおよびNbの含有量は0%であってもよい。
上記した成分以外の残部は鉄および不可避的不純物である。ここでの不可避的不純物としては、Hなどが挙げられ、合計で0.01%以下であれば許容できる。
オーステナイトを基地相とするミクロ組織
鋼材の結晶構造が体心立方構造(bcc)である場合、該鋼材は低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、低温環境下での使用には適していない。ここに、低温環境下での使用を想定したとき、鋼材の基地相は、結晶構造が面心立方構造(fcc)であるオーステナイト組織であることが必須となる。なお、「オーステナイトを基地相とする」とは、オーステナイト相が面積率で90%以上であることを意味する。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相またはマルテンサイト相である。さらに好ましくは95%以上である。
すなわち、上記した成分組成の鋼素材に種々の条件の熱間圧延を施して得た鋼板について、Mn偏析部のMn濃度並びに、-196℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した。ここで、Mn偏析部とは、Mn偏析バンド間のMn濃度が低いまたは高い領域であり、具体的には、熱間圧延後の鋼板の圧延方向断面の研磨面におけるEBSD(Electron Backscatter Diffraction)解析によって測定されるMn濃度が最も低いまたは高い領域で代表される。
まず、Mn濃度の低いMn偏析部について、そのMn濃度並びに-196℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した結果を図1に示すように、Mn偏析部のMn濃度を16%以上とすれば、前記吸収エネルギー:100J以上が実現されることがわかる。Mn偏析部のMn濃度は好ましくは17%以上である。
KAM値は、上述の通り、熱間圧延後の鋼板について、500μm×200μmの視野におけるEBSD(Electron Backscatter Diffraction)解析を任意の2視野にわたって行った結果から、結晶粒内の各ピクセル(0.3μmピッチ)と隣接するピクセルとの方位差の平均値として求められる値である。このKAM値は、組織における転位による局所的結晶方位変化を反映しており、KAM値が高いほど、測定点と隣り合った部位との方位差が大きいことを示している。すなわち、KAM値が高いほど、粒内の局所的な変形度合が高いことを意味するため、圧延後の鋼板においてKAM値が高いほど、転位密度が高いことになる。そして、このKAM値の平均が0.3以上であれば、多量の転位が蓄積されているため、降伏強度が向上する。好ましくは、0.5以上である。一方、KAM値の平均が1.3を超えると靱性が劣化するおそれがあるため、1.3以下とすることが好ましい。
Mo:2.0%以下、V:2.0%以下、W:2.0%以下、Ca:0.0005%以上0.0050%以下、Mg:0.0005%以上0.0050%以下、REM:0.0010%以上0.0200%以下の1種または2種以上
Mo、V、W:2.0%以下
Mo、VおよびWは、オーステナイトの安定化に寄与するとともに母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Mo、VおよびWは0.001%以上で含有することが好ましい。一方、2.0%を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が生成し、破壊の起点となることがある他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は2.0%とする。好ましくは0.003%以上1.7%以下、より好ましくは1.5%以下とする。
Ca、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。
[鋼素材加熱温度:1100℃以上1300℃以下]
上記した構成の高Mn鋼を得るためには、1100℃以上1300℃以下の温度域に加熱し、圧延終了温度が800℃以上かつ総圧下率が20%以上の熱間圧延を行うことが重要である。ここでの温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。
すなわち、熱間圧延にてMnの拡散を促進するために、圧延前の加熱温度は1100℃以上とする。一方、1300℃を超えると鋼の溶解が始まってしまう懸念があるため、加熱温度の上限は1300℃とする。好ましくは、1150℃以上1250℃以下である。
さらに、圧延時の総圧下率を20%以上と高くすることによって、Mn偏析部と偏析部との距離を縮めてMnの拡散を促進することも重要である。同様に、圧延時のMnの拡散を促進する観点から、圧延終了温度を800℃以上とする。なぜなら、800℃未満ではMnの融点の3分の2を大きく下回るため、十分にMnを拡散できないからである。好ましくは950℃以上であり、さらに好ましくは1000℃以上1050℃以下である。また、総圧下率は好ましくは30%以上である。なお、総圧下率の上限は特に定める必要はないが、圧延能率向上の観点から、98%とすることが好ましい。
2回目の熱間圧延は、700℃以上950℃未満で1パス以上の最終仕上圧延を必要とする。すなわち、950℃未満にて好ましくは10%以上の圧延を1パス以上行うことにより、1回目の圧延で導入された転位が回復しにくく残留しやすくなるため、KAM値を高めることができる。また、950℃以上の温度領域で仕上げると、結晶粒径が過度に粗大となり所望の降伏強度が得られなくなる。そのため950℃未満で1パス以上の最終仕上圧延を行うことが好ましい。仕上温度は好ましくは900℃以下、より好ましくは850℃以下である。
熱間圧延終了後は速やかに冷却を行う。熱間圧延後の鋼板を緩やかに冷却させると析出物の生成が促進され低温靭性の劣化を招く。これら析出物の生成は、1.0℃/s以上の冷却速度で冷却することで抑制できる。また、過度な冷却を行うと鋼板が歪んでしまい、生産性を低下させる。特に板厚10mm未満の鋼材では空冷するのが好ましい。そのため、冷却開始温度の上限は900℃とする。以上の理由から、熱間圧延後の冷却は、(仕上圧延終了温度-100℃)以上の温度から300℃以上650℃以下の温度域までの鋼板表面の平均冷却速度は1.0℃/s以上とする。尚、圧延ままでMn偏析部のMn濃度の範囲が狭くなっているので、その後の熱処理は不要である。
転炉-取鍋精錬-連続鋳造法にて、表1に示す成分組成になる鋼スラブを作製した。次いで、得られた鋼スラブを表2に示す条件で分塊圧延(第1回熱間圧延)および熱間圧延(第2回熱間圧延)により10~30mm厚の鋼板とした。得られた鋼板について、引張特性、靭性および組織評価を下記の要領で実施した。
得られた各鋼板より、JIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241(1998年)の規定に準拠して引張試験を実施し、引張試験特性を調査した。本発明では、降伏強度400MPa以上および引張強度800MPa以上を引張特性に優れるものと判定した。さらに、伸び40%以上を延性に優れるものと判定した。
板厚20mmを超える各鋼板の板厚1/4位置、もしくは板厚20mm以下の各鋼板の板厚1/2位置の圧延方向と平行な方向から、JIS Z 2242(2005年)の規定に準拠してシャルピーVノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242(2005年)の規定に準拠して各鋼板について3本のシャルピー衝撃試験を実施し、-196℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。本発明では、3本の吸収エネルギー(vE-196)の平均値が100J以上を母材靭性に優れるものとした。なお、板厚10mm未満の各鋼板については、板厚1/2位置の圧延方向と平行な方向から、JIS Z 2242(2005年)の規定に準拠して5mmサブサイズのシャルピーVノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242(2005年)の規定に準拠して各鋼板について3本のシャルピー衝撃試験をー196℃で実施した。ここでは、3本の吸収エネルギー(vE-196)の平均値が67J以上を母材靭性に優れるものとした。
-196℃でシャルピー衝撃試験後、SEM観察(500倍で10視野)を行い、脆性破面率を測定した。脆性破面率が0%を低温靭性に優れるものとした。
KAM値
熱間圧延後の鋼板について、圧延方向断面の研磨面における、500μm×200μmの視野におけるEBSD(Electron Backscatter Diffraction)解析(測定ステップ:0.3μm)を任意の2視野(板厚4分の1位置および板厚2分の1位置)にわたって行って測定した全領域の平均値を平均KAM値とした。
シャルピー衝撃試験後、試験片をノッチ底まで追込み研磨し、EBSD解析(測定ステップ:0.08μm)により、100μm×100μmの視野を5視野観察し、加工誘起マルテンサイトの有無を測定した。
さらに、上記KAM値のEBSD測定位置において、EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)分析を行うことによって、Mn濃度を求め、Mn濃度が最も低い所および最も高い所を偏析部とした。
以上により得られた結果を、表3に示す。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.100%以上0.700%以下、
Si:0.05%以上1.00%以下、
Mn:20.0%以上35.0%以下、
P:0.030%以下、
S:0.0070%以下、
Al:0.01%以上0.07%以下、
Cr:0.5%以上7.0%以下、
N:0.0050%以上0.0500%以下、
O:0.0050%以下、
Ti:0.005%以下および
Nb:0.005%以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成とオーステナイトを基地相とするミクロ組織とを有し、該ミクロ組織におけるMn偏析部のMn濃度が16%以上38%以下あり、KAM(Kernel Average Misorientation)値の平均が0.3以上であり、-196℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが100J以上かつ降伏強度が400MPa以上である高Mn鋼。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Mo:2.0%以下、
V:2.0%以下、
W:2.0%以下、
Ca:0.0005%以上0.0050%以下、
Mg:0.0005%以上0.0050%以下および
REM:0.0010%以上0.0200%以下
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1に記載の高Mn鋼。 - 請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼素材を、1100℃以上1300℃以下の温度域に加熱し、圧延終了温度が800℃以上かつ総圧下率が20%以上の熱間圧延を行う高Mn鋼の製造方法。
- 請求項3において、さらに、仕上圧延終了温度が700℃以上950℃未満の熱間圧延を行い、その後、(仕上圧延終了温度-100℃)以上の温度から300℃以上650℃以下の温度域までの平均冷却速度が1.0℃/s以上の冷却処理を行う高Mn鋼の製造方法。
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Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2020027211A1 (ja) * | 2018-08-03 | 2020-02-06 | Jfeスチール株式会社 | 高Mn鋼およびその製造方法 |
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 |
WO2022130759A1 (ja) * | 2020-12-17 | 2022-06-23 | Jfeスチール株式会社 | サブマージアーク溶接用ワイヤおよびそれを用いた溶接継手部の製造方法 |
WO2022168686A1 (ja) * | 2021-02-08 | 2022-08-11 | Jfeスチール株式会社 | 鋼材およびその製造方法、タンクおよびその製造方法 |
KR102683673B1 (ko) | 2019-08-21 | 2024-07-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강 및 그의 제조 방법 |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS56258A (en) * | 1979-06-12 | 1981-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | No-nickel high-manganese-content steel for low temperature |
JPS57200543A (en) * | 1981-06-01 | 1982-12-08 | Kawasaki Steel Corp | Extremely low temp. high manganese non-magnetic steel |
JPS5867824A (ja) * | 1981-10-17 | 1983-04-22 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性高マンガン非磁性鋼の熱間加工方法 |
JPS60204864A (ja) * | 1984-03-29 | 1985-10-16 | Sanyo Tokushu Seikou Kk | 常温および低温において靭性の優れた高Mn非磁性鋼 |
US5833919A (en) * | 1997-01-09 | 1998-11-10 | Korea Advanced Institute Of Science And Technology | Fe-Mn-Cr-Al cryogenix alloy and method of making |
JP2007126715A (ja) * | 2005-11-04 | 2007-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Mn鋼材及びその製造方法 |
JP2016196703A (ja) * | 2015-04-02 | 2016-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温用高Mn鋼材 |
JP2017071817A (ja) | 2015-10-06 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用厚鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2857980B1 (fr) * | 2003-07-22 | 2006-01-13 | Usinor | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites |
JP5003785B2 (ja) * | 2010-03-30 | 2012-08-15 | Jfeスチール株式会社 | 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
WO2015083878A1 (ko) * | 2013-12-06 | 2015-06-11 | 주식회사 포스코 | 극저온 충격 인성이 우수한 고강도 용접이음부 및 이를 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어 |
JP6645103B2 (ja) * | 2014-10-22 | 2020-02-12 | 日本製鉄株式会社 | 高Mn鋼材及びその製造方法 |
KR101797319B1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-11-14 | 주식회사 포스코 | 용접성 및 연신율이 우수한 파이프용 열연강판 및 그 제조방법 |
-
2018
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-
2020
- 2020-02-28 PH PH12020550068A patent/PH12020550068A1/en unknown
- 2020-11-04 JP JP2020184625A patent/JP7063364B2/ja active Active
Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS56258A (en) * | 1979-06-12 | 1981-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | No-nickel high-manganese-content steel for low temperature |
JPS57200543A (en) * | 1981-06-01 | 1982-12-08 | Kawasaki Steel Corp | Extremely low temp. high manganese non-magnetic steel |
JPS5867824A (ja) * | 1981-10-17 | 1983-04-22 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性高マンガン非磁性鋼の熱間加工方法 |
JPS60204864A (ja) * | 1984-03-29 | 1985-10-16 | Sanyo Tokushu Seikou Kk | 常温および低温において靭性の優れた高Mn非磁性鋼 |
US5833919A (en) * | 1997-01-09 | 1998-11-10 | Korea Advanced Institute Of Science And Technology | Fe-Mn-Cr-Al cryogenix alloy and method of making |
JP2007126715A (ja) * | 2005-11-04 | 2007-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Mn鋼材及びその製造方法 |
JP2016196703A (ja) * | 2015-04-02 | 2016-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温用高Mn鋼材 |
JP2017071817A (ja) | 2015-10-06 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用厚鋼板及びその製造方法 |
Cited By (20)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US11959157B2 (en) | 2018-08-03 | 2024-04-16 | Jfe Steel Corporation | High-Mn steel and method of producing same |
JPWO2020027211A1 (ja) * | 2018-08-03 | 2020-08-06 | Jfeスチール株式会社 | 高Mn鋼およびその製造方法 |
WO2020027211A1 (ja) * | 2018-08-03 | 2020-02-06 | 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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