CN111684093B

CN111684093B - 高Mn钢及其制造方法

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Publication number: CN111684093B
Application number: CN201980011639.0A
Authority: CN
Inventors: 仲道治郎; 植田圭治; 泉大地; 中岛孝一
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-02-07
Filing date: 2019-02-07
Publication date: 2022-08-23
Anticipated expiration: 2039-02-07
Also published as: CN111684093A; JP6590120B1; KR102367801B1; WO2019156179A1; KR20200112950A; JPWO2019156179A1

Abstract

提出了一种在母材和焊接热影响部的低温韧性优异的高Mn钢中赋予更优异的延展性的方法。所述高Mn钢具有如下成分组成：含有C：0.10％～0.70％、Si：0.05％～1.00％、Mn：15.0％～30.0％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％～0.07％、Cr：2.5％～7.0％、N：0.0050％～0.0500％和O：0.0050％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，且具有如下的微观组织，以奥氏体为基体相，该基体相是多边形再结晶区域和以面积率计为10％～50％的再结晶恢复延迟区域，该再结晶恢复延迟区域由直径为5μm以下的多个晶粒构成，且具有以钢板的轧制方向为长轴的椭圆或与所述椭圆近似的形状，所述椭圆的纵横比为2.0以上和所述长轴为10μm以上。

Description

高Mn钢及其制造方法

技术领域

本发明例如涉及一种适宜供于液化气储罐用罐等可在极低温环境下使用的结构用钢的、特别低温下的韧性优异的高Mn钢及其制造方法。

背景技术

在液化气储罐用结构物使用热轧钢板的情况下，由于使用环境为极低温，因此钢板在高强度的基础上，还要求极低温下的韧性优异。例如在液化天然气体的贮槽使用热轧钢板的情况下，需要确保在液化天然气体的沸点：-164℃以下优异的韧性。钢材的低温韧性变差时，有可能无法维持作为极低温贮槽用结构物的安全性，因此强烈要求应用的钢材提高低温韧性。

对于该要求，以往使用将在极低温度下不显示脆性的奥氏体作为钢板的组织的奥氏体系不锈钢、9％Ni钢或5000系铝合金。然而，这些材料的合金成本、制造成本高，因此期望廉价且极低温韧性优异的钢材。

因此，作为代替以往极低温用钢的新钢材，例如专利文献1中提出了将大量添加了作为比较廉价的奥氏体稳定化元素的Mn的高Mn钢用作极低温环境的结构用钢的方案。

专利文献1中提出了将奥氏体粒径控制成适当的尺寸而避免在晶界生成的碳化物成为破坏的起点、龟裂的传播路径的技术。并且，专利文献2中提出了通过将Mn的偏析抑制在一定程度以上，低温韧性提高的技术。

专利文献1：日本特开2016-196703号公报

专利文献2：日本特开2017-71817号公报。

发明内容

上述记载的液化气储罐用结构物等用途中，使用的钢材需要具备高加工性，因此除了低温韧性之外确保延展性也很重要。对于该延展性，专利文献1和2中记载的技术中没有任何验证。并且，专利文献1中记载的高Mn钢材的厚度为15～50mm左右，例如根据用途，要求小于15mm、特别是10mm以下的厚度。在制造这种薄板时，专利文献1中例示的热轧结束后进行加速冷却的方法中，得到的钢板容易发生翘曲、变形，需要形状校正等额外的工序，阻碍生产率。并且，专利文献2中，为了缓和偏析需要长时间的热处理，在生产率方面不利。

因此，本发明的目的在于提供一种用于在母材和焊接热影响部的低温韧性优异的高Mn钢中进一步赋予优异的延展性的用途。另外，本发明的目的在于提供一种能够不发生翘曲或变形地制造这样的高Mn钢的薄板的方案。

在此，上述“低温韧性优异”是指-196℃的夏比冲击试验的吸收能量vE-196为100J以上。

本发明人等为了解决上述课题，以高Mn钢为对象，对决定钢板的成分组成、制造方法的各种要因进行深入研究，针对与微细组织的关联进行调查，得到以下的知识。

首先，高Mn钢在极低温下也不发生脆性破坏，发生破坏的情况下从晶界发生。即，判断晶界的形状对韧性有很大影响。特别是可知在晶界形成碳化物等，该碳化物的分布与晶界的形态对韧性有很大影响。具体而言，形成微细的晶粒的情况下，作为破坏的起点的碳化物形成位点增加，韧性值降低。反之形成粗大的晶粒的情况下，由于碳化物少，所以起点也减少，但断面的传播变得容易，韧性值降低。

作为抑制该碳化物形成的方法，将钢板快速冷却(以下也称为骤冷)是有效的手段。但是，钢板的厚度为20mm以下的薄物的情况下，将钢板骤冷时，有时发生因热应变导致的伴随内部应力的板翘曲。特别是在高Mn钢的情况下，组织为奥氏体，因此与铁素体钢相比时有板翘曲变大的趋势。发生该板翘曲的情况下，板向冷却后的工序即表面平滑处理线等的***变得困难。并且，为了出厂，需要对钢板的翘曲进行校正，不得不在制造线上追加新的工序，因此导致制造成本的上升。推测奥氏体钢的翘曲变大的要因是与铁素体钢相比而导热率变小且温度分布变大，但详细原因不明。

在此，在实际的制造线中，在改变钢板的厚度和热轧后的冷却的冷却速度的情况下，针对因钢板的翘曲而在制造工序上造成负担的状况汇总的结果示于表1。如该表1所示，可知若冷却速度超过5℃/s，则在板厚20mm以下的钢板，工序上产生问题。

应予说明，表1的评价基准、制造工序上的负荷是指对各工序上的中间制品、制品的检修、校正等所需的负荷。然后，表1中◎是不需要所述检修、校正等，作为制造后的作业的向平坦校正装置(矫直机)和冷却床等放置场所的移送能够在生产线上顺畅地通过、搬运的情况，○是每次制造实施调整矫直机的开度的轻微的平滑处理而能够使板通过的情况，△是暂时离线的个别作业需要轻微校正作业(作业员独立判断且手动实施加工变形校正)的情况，×是制造上也不能校正且作为制品出厂本身存在问题的情况。

[表1]

◎：工序上完全没有问题地实施

○：每次制造能够实施调整而使板通过

△：需要轻微校正

×：制造上有问题

因此，针对在抑制碳化物有效的骤冷处理的应用困难的情况下，即使碳化物存在，也可通过控制母相的晶粒形态来提高韧性的方法进行了探讨。即，针对碳化物存在的条件下的、母相晶粒的形态和韧性的影响进行了深入探讨。其结果发现通过将由微细的晶粒构成的区域和多边形的晶粒进行组合，从而同时进行破坏的起点的减少和断面传播的抑制，韧性值提高。

对于有助于上述韧性值提高的组织进行解析，其结果可知由微细的晶粒构成的区域是轧制后产生再结晶、恢复的延迟的区域，并且多边形的区域是在轧制后比较早的阶段产生再结晶·恢复的区域。因此，发现除了成分调整，还可以通过热轧的温度条件、进一步轧制后的冷却条件的最优化来形成这种组织。特别是发现通过添加Cr，容易控制未再结晶、恢复被抑制的区域。另外，发现通过将精轧结束温度设为750℃～850℃，以5℃/s以下的冷却速度进行之后的冷却，从而形成上述再结晶恢复延迟区域，可兼得强度和韧性。

本发明是基于以上见解进一步探讨而完成的，其主旨如下。

1.一种高Mn钢，具有如下的成分组成，以质量％计，含有C：0.10％～0.70％、Si：0.05％～1.00％、Mn：15.0％～30.0％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％～0.07％、Cr：2.5％～7.0％、N：0.0050％～0.0500％和O：0.0050％以下，剩余部分具有Fe和不可避免的杂质，

且具有如下的微观组织，以奥氏体为基体相，该基体相是多边形再结晶区域和面积率计为10％～50％的再结晶恢复延迟区域，

该再结晶恢复延迟区域由直径为5μm以下的多个晶粒构成，且具有以钢板的轧制方向为长轴的椭圆或近似所述椭圆的形状，所述椭圆的纵横比为2.0以上，且所述长轴为10μm以上。

2.根据所述1所述的高Mn钢，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、REM：0.0010％～0.0200％和B：0.0005％～0.0020％中的1种或2种以上。

3.一种高Mn钢的制造方法，将具有所述1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域，实施精轧结束温度成为750℃以上且小于850℃的热轧，进行从该精轧结束温度到650℃的温度区域的平均冷却速度为5℃/s以下的冷却处理。

4.根据所述3所述的高Mn钢的制造方法，其中，所述平均冷却速度为3℃/s以下。

根据本发明，能够提供一种低温韧性优异的高Mn钢。在对该高Mn钢进行焊接的用途的情况下，焊接后的母材和焊接热影响部都是低温韧性优异。因此，本发明的高Mn钢非常有助于液化气储罐用罐等在极低温环境下使用的钢结构物的安全性、寿命的提高，产业上起到显著的效果。并且，本发明的制造方法能够在不引起生产率降低和制造成本的增大的情况下制造所述低温韧性优异的高Mn钢，因此能够提供一种经济性优异的制造方法。

附图说明

图1A是SEM的组织照片。

图1B是SEM的组织照片。

具体实施方式

以下对本发明的高Mn钢进行详细说明。

[成分组成]

首先，对本发明的高Mn钢的成分组成和其限定理由进行说明。应予说明，成分组成的“％”只要没有特别说明，就是指“质量％”。

C：0.10％～0.70％

C是便宜的奥氏体稳定化元素，是获得奥氏体重要的元素。为了得到该效果，C需要含有0.10％以上。另一方面，若含有超过0.70％，则Cr碳化物过量生成，低温韧性降低。因此，C为0.10％～0.70％。优选为0.20％～0.60％。

Si：0.05％～1.00％

Si作为脱氧剂起作用，不仅是制钢上必需的，而且具有固溶于钢而利用固溶强化使钢板高强度化的效果。为了得到这样的效果，Si需要含有0.05％以上。另一方面，含有超过1.00％时，焊接性劣化。因此，Si为0.05％～1.00％。优选为0.07％～0.50％。

Mn：15.0％～30.0％

Mn是比较便宜的奥氏体稳定化元素。本发明中是用于兼具强度和极低温韧性很重要的元素。为了得到该效果，Mn需要含有15.0％以上。另一方面，即使含有超过30.0％，改善极低温韧性的效果也饱和，导致合金成本的上升。并且，焊接性、切断性劣化。另外，促进偏析，促进应力腐蚀裂纹的发生。因此，Mn为15.0％～30.0％。优选为18.0％～28.0％。

P：0.030％以下

含有P超过0.030％时，在晶界偏析，成为应力腐蚀裂纹的发生起点。因此，将0.030％设为上限，优选尽可能减少。但是，P为0.030％以下。优选为0.028％以下，进一步优选为0.024％以下。当然可以为0％。应予说明，为了将P降低到小于0.002％，精炼需要大的成本，因此从经济性的观点考虑，优选为0.002％以上。

S：0.0070％以下

S使母材的低温韧性、延展性劣化，因此优选将0.0070％设为上限，尽可能地降低。因此，S为0.0070％以下。优选为0.0050％以下。当然可以为0％。应予说明，为了将S降低到小于0.0005％，精炼需要大的成本，从经济性的观点考虑，优选为0.0005％以上。

Al：0.01％～0.07％

Al作为脱氧剂起作用，在钢板的钢水脱氧工序中最常用。为了得到这样的效果，Al需要含有0.01％以上。另一方面，含有超过0.07％时，焊接时混入焊接金属部中，使焊接金属的韧性劣化，因此为0.07％以下。优选为0.02％～0.06％。

Cr：2.5％～7.0％

Cr是通过适量的添加使奥氏体稳定，对极低温韧性和母材强度的提高有效的元素。并且，是对形成后述再结晶恢复延迟区域有效的元素。为了得到这样的效果，需要以2.5％以上含有Cr。另一方面，含有超过7.0％时，通过Cr碳化物的生成，低温韧性和耐应力腐蚀裂纹性降低。因此，Cr为2.5％～7.0％。优选为3.5％～6.5％。

N：0.0050％～0.0500％

N是奥氏体稳定化元素，是对极低温韧性提高有效的元素。为了得到这样的效果，N需要含有0.0050％以上。另一方面，若含有超过0.0500％，则氮化物或者碳氮化物粗大，韧性降低。因此，N为0.0050％～0.0500％。优选0.0060％～0.0400％。

O：0.0050％以下

O形成氧化物而使极低温韧性劣化。因此，O为0.0050％以下的范围。优选为0.0045％以下。当然也可以为0％。应予说明，为了将O降低至小于0.0005％，精炼需要大成本，因此从经济性的观点考虑，优选为0.0005％以上。

上述成分以外的剩余部分为铁和不可避免的杂质。作为此处的不可避免的杂质，可举出Ca、Mg、Ti、Nb、Cu等，如果合计为0.05％以下可以允许。

本发明中，以进一步提高强度和低温韧性为目的，除了上述必需元素，还可以根据需要含有下述元素。

可以添加选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、REM：0.0010％～0.0200％、B：0.0005％～0.0020％中的1种或2种以上。

Mo、V、W：分别为2.0％以下

Mo、V和W有助于奥氏体的稳定化，并且有助于母材强度的提高。为了得到这样的效果，Mo、V和W分别优选以0.001％以上含有。另一方面，若含有超过2.0％，则生成粗大的碳氮化物，有时成为破坏的起点，此外，给制造成本带来压力。因此，含有这些合金元素的情况下，该含有量分别为2.0％以下。优选为0.003％～1.7％，更优选为1.5％以下。

REM：0.0010％～0.0200％

REM是对夹杂物的形态控制有用的元素，可以根据需要含有。夹杂物的形态控制是指使伸展的硫化物系夹杂物成为粒状的夹杂物。介由该夹杂物的形态控制，提高延展性、韧性和耐硫化物应力腐蚀裂纹性。为了得到这样的效果，REM优选含有0.0010％以上。另一方面，若过量含有，则有时非金属夹杂物量增加，反而延展性、韧性、耐硫化物应力腐蚀裂纹性降低。因此，REM量优选为0.0015％～0.0200％。

B：0.0005％～0.0020％

B在晶界偏析，有助于基于材料的晶界强度提高韧性。但是，过量添加时形成粗大的氮化物、碳化物，添加量优选为0.0005％～0.0020％。

接着，对用于实现低温韧性的组织形态进行说明。

[以奥氏体为基体相的微观组织]

钢材的晶体结构为体心立方结构(bcc)的情况下，该钢材在低温环境下有可能导致脆性破坏，因此不适用于低温环境下。在此，假设在低温环境下使用时，钢材的组织的基体相的晶体结构必须为面心立方结构(fcc)的奥氏体。应予说明，“以奥氏体为基体相”表示奥氏体相以微观组织的面积率计为90％以上，也可以为100％。另一方面，奥氏体相以外的剩余部分由BCC结构的铁素体或马氏体相、夹杂物、析出物构成，它们的比率优选为5％以下。应予说明，对于奥氏体分率，可以通过基于EBSD的观察、基于XRD的解析和磁导率等决定。

[微观组织形态]

本发明通过在热轧和之后的冷却过程中，进行微观组织控制、特别是进行奥氏体组织的控制，实现低温韧性的提高。因此，重要的是控制微观组织的形态。特别重要的是，在热轧中、热轧后的冷却过程中，适当地存在快速进行再结晶、恢复而具有多边形的晶粒的区域、即多边形区域、和再结晶、恢复延迟而在内部包含大量应变的区域、即再结晶恢复延迟区域，从而实现断面的起点的减少和断面进展的抑制，提高韧性。以下，对上述各区域的形态进行详细论述。

[再结晶恢复延迟区域]

再结晶恢复延迟区域是来自热轧的应变导入的再结晶及恢复延迟的、由在内部大量包含应变的多个晶粒构成的区域。该区域是各个晶粒的大小为5μm以下、基本上反应轧制组织而在轧制方向上伸展、多个晶粒的集合为椭圆状的形状的区域。即，再结晶恢复延迟区域中，观察与钢板的轧制方向正交的截面(以下称为L截面)，具有以所述轧制方向为长轴的椭圆或与所述椭圆近似的形状，所述椭圆的纵横比为2.0以上且所述长轴为10μm以上。对于该区域的识别的方法，如后所述，进行形成上述形状的组织控制。

[再结晶恢复延迟区域的面积率：10％～50％]

再结晶恢复延迟区域与多边区域组合而形成，再结晶恢复延迟区域的面积率高时整体上成为应变多的组织，从延展性的观点考虑变得不利。另外，在再结晶恢复延迟区域的晶界等形成的碳化物增加导致断面的起点增加，因此对韧性也不利。因此，再结晶恢复延迟区域在微观组织中所占的比率的上限以面积率计为50％。另一方面，该面积率低于10％的情况下，其它部分由多边形的晶粒形成，因此材料的强度降低。特别是在所述面积率低于10％的情况下，韧性试验的断面单位增加而断面的进展变得容易，因此再结晶恢复延迟区域必须为10％以上的分率。所述面积率优选为20％～40％。

[多边形区域]

多边形区域是由热轧导入的变形区域充分再结晶、恢复而成为多边形的晶粒的区域。该晶粒也进行变形的恢复，有效地促进延展性的提高。并且，多边形区域的晶界比较大，因此碳化物的形成密度变小，断面的起点减少，因此有效地提高韧性。作为该多边的晶粒的形态，在钢板的L截面的观察中，将晶粒近似为椭圆并将该晶粒的最大直径定义为椭圆的长轴的情况下，优选纵横比为1.0～1.8。这是因为纵横比超过1.8会受到因轧制带来的伸展的影响，对断面传播的抑制不利。并且，作为粒径，以所述椭圆的长轴换算计优选为5μm～100μm。该粒径小于5μm时，从碳化物的形成位置即晶界增加，因此在减少断面的起点的方面不利。另一方面，粒径超过100μm时，断面单位变大，断面进展变得容易，韧性降低。应予说明，作为多边形区域在微观组织整体中所占的比例，以面积率计优选为40％～90％。更优选为60％～80％。

因此，形成钢板的基体相(母相)的奥氏体相主要由上述多边形区域和再结晶恢复延迟区域定义。但是，有可能存在不满足这些规定的区域、例如纵横比为1.0～1.8且小于5μm的晶粒、利用下述观察方法识别为再结晶恢复延迟区域但纵横比小于2.0的区域等，但它们以微观组织的面积率计抑制为5％以下，大部分的奥氏体相需要形成为上述多边形区域和再结晶恢复延迟区域中的任一区域。即，基体相是多边形再结晶区域和面积率计为10％～50％的再结晶恢复延迟区域。

接着，以下记载这些区域的识别方法。

对于上述的各区域，可以通过使SEM观察用试样的调整方法最佳化进行识别。具体而言，对钢板表面利用胶体二氧化硅进行镜面研磨后，利用离子铣对钢板表层进行离子蚀刻时，在再结晶恢复延迟区域的表层形成微细的凹凸，因此能够利用基于5kV以下的低加速SEM的入镜组织观察和反射电子图像观察进行识别。另外，即使通过进行使用电解研磨的镜面研磨，也能够识别再结晶恢复延迟区域。这样对在基体相(母相)产生对比度差的因素，考虑硬度、应变的差异、微量的元素分配等，详细原因不明。解析是利用图像处理将能够通过上述识别的区域二值化，定义为面积率。

并且，也可以使用EBSD(Electron Back Scattered Diffraction)利用图像质量等值来识别各区域。但是，该情况下，有时制备样品时在试样表面通过研磨导入应变，因此准备该样品时需要注意，需要通过电解研磨、离子研磨等可靠地除去表层的应变。

作为再结晶恢复延迟区域的形态，小的形态由2个以上的多个晶粒构成，该多个晶粒的集合体的大小(长轴)为10μm左右，另一方面对于大的区域具有带结构(沿板的轧制方向伸展的带状的结构)，存在(板厚方向的宽度(层叠))宽度为50μm，长度(伸展的带状的长边方向(长轴))为500μm左右的区域。图1中，对于3个事例，如该反射电子图像的组织照片所示，再结晶恢复延迟区域如图中包围线所示，能够与多边形区域清楚地区分开。即，图1A是200倍的组织照片，能够观察在轧制方向伸展的组织(再结晶恢复延迟区域)。并且，图1B是500倍的组织照片，能够确认在观察区域形成有多种形态的未再结晶区域(再结晶恢复延迟区域)。

考虑到上述内容，SEM组织观察是对距钢板表面板厚1/4的深度位置(以下称为1/4t部分)，对每个位置约300×500μm的视野，适宜调整倍率(200倍～5000倍)，测定该视野内的再结晶恢复延迟区域的面积，算出该视野的面积率。至少在10个位置进行该作业，算出其平均值，作为再结晶恢复延迟区域的面积率。

对多边形的晶粒(多边形区域)以1000倍进行SEM观察，对100个以上的晶粒进行识别。并且，这时，也可以与EBSD组合，实施不包括以SEM观察识别的再结晶恢复延迟区域的区域中的晶粒的大小的测定。

本发明的高Mn钢可以利用转炉、电炉等公知的熔炼方法将具有上述成分组成的钢水进行熔炼。另外，也可以利用真空脱气炉进行2次精炼。然后，通过连续铸造法或铸锭-开坯轧制法等公知的铸造方法制成规定尺寸的板坯等钢坯材。

进一步，对用于将上述钢坯材制成低温韧性优异的钢材制造的制造条件进行说明。

[钢坯材加热温度：1100℃～1300℃]

为了使钢材的微观组织的晶粒尺寸变得粗大，热轧前的加热温度为1100℃以上。但是，超过1300℃时有可能一部分开始熔解，因此加热温度的上限为1300℃。此时的温度控制以钢坯材的表面温度为基准。

[精轧结束温度：750℃～850℃]

热轧结束温度和之后的冷却条件在控制再结晶恢复延迟区域方面是重要的。该温度高于850℃时，在最终轧制中和轧制后立刻进行再结晶，促进多边形的晶粒的形成，晶界变大，韧性变得过高。并且，轧制温度低于750℃时，抑制因再结晶而形成多边形的晶粒，另外，在再结晶恢复延迟区域导入大量应变，因此强度变高，韧性劣化。

[从精轧结束温度到650℃的冷却速度：5℃/s以下]

为了兼具基于再结晶、恢复的多边形的晶粒的形成和再结晶恢复延迟区域的残存，对从轧制结束温度到恢复、再结晶的进行显著的650℃的冷却进行控制是非常重要的。此时，如果冷却速度过快，则轧制后的组织被冻结，没有形成足够的多边形晶粒，韧性劣化，因此将冷却速度的上限设为5℃/s。优选为3℃/s以下。特别是为薄物的情况下，如前所述发生板翘曲，工序上成为问题，因此优选以3℃/s以下的速度进行冷却。应予说明，小于650℃的温度区域的冷却不对基体相(母相)的再结晶、恢复造成影响，因此冷却速度的规制是从精轧结束温度到650℃的温度区域。另一方面，小于650℃的温度区域的冷却可以如下任意进行。

这里，冷却速度根据板厚变化，因此通过水冷等适宜实施调整是有利的。这里的冷却处理基于钢板的板厚中心温度进行。应予说明，该中心温度可以由利用辐射温度计测定的钢板表面温度通过传热计算而求出。

另外，对冷却速度的下限没有特别设定，使用保温炉等在炉的成本、工序成本和制造时间方面是不利的，因此可以在空冷的范围内。

[小于650℃的冷却]

本发明在碳化物形成于晶界的状况下，通过上述多边形区域和再结晶恢复延迟区域的组合来实现低温下的韧性的提高。因此，对于小于650℃的冷却，没有特别规定。但是，抑制碳化物对于韧性是有效的，并且由于从小于650℃的温度区域降低上述板翘曲的影响，因而从抑制碳化物形成的观点考虑，优选进行10℃/s以上的骤冷。

此外，根据需要，进行所述冷却处理(小于650℃的冷却)后，追加加热到300℃～650℃的温度区域并进行冷却的处理。即，也可以出于调整钢板的强度的目的进行回火处理。

实施例

以下，利用实施例详细说明本发明。应予说明，本发明并不限于以下的实施例。

(1)钢板

利用真空熔解，制备表1所示的成分组成的钢坯。接着，将得到的钢坯装入加热炉，加热到1250℃后，对精轧结束温度进行各种变化而实施热轧，对从该精轧结束温度到650℃的温度区域的冷却速度进行各种变化而进行冷却处理，制备5～20mm厚的钢板。这里，热轧中，在钢板的厚度中心部设置热电偶，检测钢板的温度，测定精轧结束温度。将从该精轧结束温度和精轧结束温度到650℃的温度区域的冷却速度示于表2。

[表2]

[表3]

对于得到的钢板，按照下述的要领评价拉伸试验特性和低温韧性，并且对该组织进行解析。

(2)拉伸试验特性

从得到的各钢板采用JIS5号拉伸试验片，基于JIS Z2241(1998年)的规定而实施拉伸试验，调查拉伸试验特性。本发明中，将屈服强度400MPa以上和拉伸强度800MPa以上判定为拉伸特性。另外，将拉伸度30％以上判定为延展性优异。

(3)低温韧性

在距各钢板的表面板厚1/2的位置，从与轧制方向垂直的方向，根据JIS Z2202(1998年)的规定采取夏比V缺口试验片，根据JIS Z 2242(1998年)的规定对各钢板实施3次夏比冲击试验，求出-196℃的吸收能量，评价母材韧性。本发明中，将3次吸收能量(vE-196)的平均值为100J以上设为母材韧性优异。并且，对板厚10mm以下的钢板，制作一半尺寸(5mm)的夏比V缺口试验片进行试验，将吸收能量为50J以上作为合格。

(4)组织解析

对于组织解析，利用具有场发射枪和镜头型检测器的扫描电子显微镜(FE-SEM)进行组织观察。即，对将钢板埋入树脂而制备的样品，通过金刚石研磨和胶体二氧化硅进行镜面研磨后，利用Ar离子束实施表面的溅射。组织观察在加速电压5kV下进行，评价再结晶恢复延迟区域的形态，计算其面积率。即，由各SEM图像对未再结晶区域进行提取，进行该区域的跟踪。对进行了跟踪的区域，使用图像解析软件等求出该面积，计算面积率。观察区域是从距钢板的表面的板厚的1/4的位置起每1个位置的500×500μm的区域，在10个位置进行该观察而得到平均值。

将根据以上得到的评价和观察的结果示于表3。

如表3所示，确认了本发明的高Mn钢满足上述目标性能(母材的屈服强度为400MPa以上，低温韧性以吸收能量(vE-196)的平均值计为100J以上)。另一方面，超出本发明的范围的比较例中屈服强度和低温韧性中任一个以上不能满足上述目标性能。

[表4]

Claims

1.一种高Mn钢，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.10％～0.70％、Si：0.05％～1.00％、Mn：15.0％～30.0％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01％～0.07％、Cr：2.5％～7.0％、N：0.0050％～0.0500％和O：0.0050％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，

并且，具有如下微观组织：以奥氏体为基体相，该基体相是多边形再结晶区域和面积率为10％～50％的再结晶恢复延迟区域，该再结晶恢复延迟区域由直径为5μm以下的多个晶粒构成，且具有以钢板的轧制方向为长轴的椭圆或者与所述椭圆近似的形状，所述椭圆的纵横比为2.0以上，且所述长轴为10μm以上，

厚度为10mm以下，

-196℃的夏比冲击试验的吸收能量vE-196以全尺寸试验片进行时为100J以上，以一半尺寸试验片进行时为50J以上。

2.根据权利要求1所述的高Mn钢，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下、REM：0.0010％～0.0200％和B：0.0005％～0.0020％中的1种或2种以上。

3.一种高Mn钢的制造方法，是将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域，实施精轧结束温度为750℃以上且小于850℃的热轧，进行从该精轧结束温度到650℃的温度区域中的平均冷却速度为5℃/s以下的冷却处理，所述高Mn钢的厚度为10mm以下，-196℃的夏比冲击试验的吸收能量vE-196以全尺寸试验片进行时为100J以上，以一半尺寸试验片进行时为50J以上。

4.根据权利要求3所述的高Mn钢的制造方法，其中，所述平均冷却速度为3℃/s以下。