CN116888292A - 钢材及其制造方法、罐及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种钢材及其制造方法、罐及其制造方法。本发明的钢材具有以下成分组成：以质量％计含有C：0.200％～0.700％、Si：0.05％～1.00％、Mn：20.0％～40.0％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：5.00％以下、Cr：7.0％以下、N：0.0500％以下、O：0.0050％以下、Ti：小于0.005％，Nb：小于0.005％，含有选自Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0200％以下中的1种或2种以上，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；微观组织为钢材的表面下1mm位置的最大晶体粒径小于200μm。

Description

钢材及其制造方法、罐及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合于例如以储存液氢为首的液氦、液化气等在极低温环境中使用的结构用钢的钢材及其制造方法。另外，本发明涉及使用该钢材的罐及其制造方法。

背景技术

为了使用热轧钢板作为液氢、液氦、液化气的储槽用结构物的坯材，由于使用环境为极低温，因此要求热轧钢板在低温下的韧性优异。例如，液氦的储槽使用热轧钢板时，需要确保在氦的沸点：－269℃以下优异的韧性。如果钢材的低温韧性差，则有可能无法维持作为极低温储槽用结构物的安全性，因此对适用的钢材的低温韧性提高的要求较高。

对于此要求，以往，可以使用以在低温下不显示脆性的奥氏体为钢板组织的奥氏体系不锈钢、9％Ni钢、或者5000系铝合金。然而，由于合金成本和制造成本高，需要廉价且低温韧性优异的钢材。

因此，例如专利文献1提出了作为代替以往的低温用钢的新型钢材，使用大量添加了比较便宜的奥氏体稳定化元素的Mn的高Mn钢用作低温环境的结构用钢。

在专利文献1中提出了通过控制晶体粒径、碳化物被覆率等来确保焊接热影响部的低温韧性的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2016-196703号公报

发明内容

例如，液化气储槽用结构物(例如，液化气储槽用罐)是将钢材线性加热而制造的。线性加热是利用局部热应力引起的塑性变形来进行曲面形成的加工法。在JSQS(日本钢船工作法精度标准，2018年)中，对于造船中的碳当量(Ceq)为Ceq＞0.38％的高张力钢，将线性加热条件设为加热后立即进行水冷时的表面的最高加热温度在650℃以下。将超过该温度时的表面的最高加热温度设为900℃以下，规定空冷至500℃后进行水冷。在线性加热后形成碳化物时，低温韧性下降，但在专利文献1中，关于线性加热后的低温韧性没有任何验证。

本发明是鉴于上述课题而完成的，目的在于提供一种线性加热后的低温韧性优异的钢材及其制造方法、以及使用该钢材的罐及其制造方法。

上述“线性加热后的低温韧性优异”是指在对钢材实施后述的线性加热处理得到的罐中，线性加热部中的钢材表面下1mm位置(距钢材表面沿板厚方向1mm位置)的－269℃以上的夏比冲击试验的吸收能量为41J以上。上述“线性加热部”是指对钢材进行线性加热后受到热影响的区域。应予说明，线性加热部的夏比冲击试验的吸收能量可以按照后述的实施例中记载方法测定。

本发明人等为了达成上述课题，以奥氏体钢材(例如高Mn钢材)为对象，关于钢材(钢板)的成分组成、微观组织、制造方法和决定该钢材特性的各种要因，以及将该钢材线性加热而制造的结构物进行了深入研究。其结果，得到以下a～c的见解。应予说明，在本发明中“高Mn钢材”是指Mn含量为20～40质量％的钢材。

a.在将高Mn钢材线性加热而制造的结构物的线性加热部中，为了抑制－269℃以上的夏比冲击试验的吸收能量的下降，重要的是使钢材制造时的最大晶体粒径小于200μm。优选最大晶体粒径小于180μm。

b.高Mn奥氏体钢中由于含有大量的C，比不锈钢中存在更多的碳化物。此外，由于碳化物在晶界处形成，晶界强度下降。当高Mn钢材的线性加热后的晶界的C浓度小于0.100％时，晶界成为断裂的起点，导致低温韧性变差。由此，为了抑制高Mn钢在线性加热后的低温韧性的变差，有效的是使高Mn钢的晶界中的C浓度提高。因此，在作为坯材的高Mn钢材中，有效的是使最大晶体粒径小于200μm。

c.在钢材制造时的热轧中，如果进行950℃以上的总压下率为40％以上的轧制后，在小于950℃进行1次以上的热轧道次，在精轧结束温度为750℃以上的条件下进行，则能够实现上述a和b。

本发明是对以上的见解进一步研究而完成的，其要旨如下。

[1]一种钢材，具有以下成分组成：以质量％计含有C：0.200％～0.700％、Si：0.05％～1.00％、Mn：20.0％～40.0％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：5.00％以下、Cr：7.0％以下、N：0.0500％以下、O：0.0050％以下、Ti：小于0.005％、Nb：小于0.005％，含有选自Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下和REM：0.0200％以下中的1种或2种以上，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；

微观组织中在钢材的表面下1mm位置的最大晶体粒径小于200μm。

[2]根据上述[1]所述的钢材，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下中的1种或2种以上。

[3]根据上述[1]或[2]所述的钢材，其中，上述微观组织在钢材的表面下1mm位置处的晶体粒径50μm以上的个数密度为1.0个/mm²以上。

[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的钢材，其中，上述微观组织在钢材的表面下1mm位置处的夹杂物粒径分布的前10％的夹杂物粒径为3.5μm以下。

[5]一种钢材的制造方法，是上述[1]～[4]中任一项所述的钢材的制造方法，

将具有上述成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域，

在950℃以上的总压下率：40％以上、小于950℃的热轧道次数：1次以上，以及精轧结束温度：750℃以上的条件下进行热轧，

然后进行冷却。

[6]一种罐，是将上述[1]～[4]中任一项所述的钢材焊接而成的罐，

经过线性加热的母材部的表面下1mm位置处的晶界的C浓度为0.100％以上，

经过线性加热的线性加热部的表面下1mm位置处的，－269℃以上的夏比冲击试验的吸收能量为41J以上。

[7]一种罐的制造方法，是上述[6]所述的罐的制造方法，

将上述[1]～[4]中任一项所述的钢材的表面加热到900℃以下，再将该钢材空冷至表面温度500℃以下，然后，实施水冷的线性加热处理进行曲面加工，

接下来，将经过曲面加工的钢材彼此焊接。

[8]根据上述[7]所述的罐的制造方法，其中，上述焊接使用实心焊丝作为电极，在道次间温度：100～150℃、保护气体：80％Ar+20％CO₂的条件下进行。

根据本发明，能够提供线性加热后的低温韧性优异的钢材及其制造方法。另外，本发明的钢材适合用作低温环境下使用的钢结构物(液化气储槽用罐等)的坯材，因此能够提供线性加热后也具有优异的低温韧性的罐及其制造方法。因此，可以极大地有助于上述钢结构物的安全性和寿命的提高，在产业上起到特别的效果。另外，本发明的制造方法不会引起生产率的下降和制造成本的增加，因此，能够提供在经济性上也优异的制造方法。

附图说明

图1是说明本发明的实施例中使用的线性加热试样的概略图。

具体实施方式

以下，详细说明本发明。应予说明，本发明不限于以下的实施方式。

首先，详细说明本发明的技术思想。

如上所述，作为廉价且低温韧性优异的钢材，有奥氏体钢材(例如高Mn钢材)。为了将该高Mn钢材用作低温环境下使用的钢结构物(例如罐)的坯材，在线性加热坯材的工序中，即使在受到热影响的部位，也要求具有优异的低温韧性。

本发明人等的研究结果可知，不存在碳化物的情况下，高Mn钢材的晶体粒径越粗大吸收能量越高。但是，存在碳化物的情况下，不一定是晶体粒径越粗大吸收能量就越高。在线性加热的工序中，由于在受到约600～800℃的热影响的部位形成碳化物，因此低温韧性下降。

因此，本发明人等深入调查了其原因，结果新发现了晶界的C浓度是起因于吸收能量的下降。以下，对吸收能量的下降与晶界的C浓度的关系进行说明。

晶界是高Mn钢的断裂的起点之一。通过减少晶界，即通过使晶粒***大，从而提高低温韧性。通常，当受到热影响在晶界处形成碳化物时，碳化物周围的C缺乏，晶界强度下降。但是，由于高Mn钢的C的添加量多，在晶界的碳化物形成和生长过程中，出现了扩散速度快的C从远离晶界的晶粒内充分供给的退火现象。由此，能够抑制晶界的急剧的C缺乏。然而，当晶粒变得过于粗大时，来不及从晶粒内供给C，晶界的C不足。

因此，在本发明后述的热轧工序中，通过使最大晶体粒径小于200μm，即使在碳化物形成时，也能够确保C浓度在0.100％以上，能够抑制吸收能量的下降。

接着，说明本发明的钢材。

本发明的钢材具有后述的成分组成，微观组织中钢材的表面下1mm位置的最大晶体粒径小于200μm。由此，即使在对钢材进行线性加热后，晶界的C浓度也能在0.100％以上。应予说明，C浓度涉及的“％”的表示“质量％”。

[成分组成]

首先，对本发明的钢材(奥氏体钢材)中的成分组成进行说明。

在本发明中，奥氏体钢材(例如，高Mn钢材)及其制造中所使用的钢坯材具有上述成分组成。对于本发明的奥氏体钢材的成分组成和其限定的理由进行说明。应予说明，成分组成涉及的“％”的表示除另有说明外，是指“质量％”。

C：0.200％～0.700％

C是廉价的奥氏体稳定化元素，是用于获得奥氏体的重要元素。为了防止上述晶界的C的不足，含有C为0.200％以上。另一方面，如果含有C超过0.700％，则Cr碳化物过度生成，低温韧性(线性加热后的低温韧性)下降。因此，将C的含量设为0.200％～0.700％。C的含量优选为0.250％以上，更优选为0.300％以上。另外，C的含量优选为0.600％以下，更优选为0.550％以下。

Si：0.05％～1.00％

Si是作为脱氧剂发挥作用，不仅在制钢上是必需的，而且还具有固溶在钢中而通过固溶强化使钢板高强度化的效果。为了获得这种效果，Si含有0.05％以上。另一方面，如果含有Si超过1.00％，则非热应力过度上升，因此低温韧性变差。因此，将Si的含量设为0.05％～1.00％。Si的含量优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.15％以上。另外，Si的含量优选为0.80％以下，更优选为0.75％以下，进一步优选为0.70％以下。

Mn：20.0％～40.0％

Mn是比较廉价的奥氏体稳定化元素。在本发明中是兼顾强度和低温韧性的重要的元素。为了获得该效果，含有Mn20.0％以上。另一方面，如果含有超过40.0％的Mn，则低温韧性变差。另外，焊接性、剪切性变差。此外，促进偏析，促进应力腐蚀裂纹的产生。因此，将Mn的含量设为20.0％～40.0％。Mn的含量优选为23.0％以上，更优选为23.3％以上，进一步优选为23.5％以上。Mn的含量优选为35.0％以下，更优选为30.0％以下。

P：0.030％以下

如果含有P超过0.030％，则在晶界过度偏析，低温韧性下降。因此，将0.030％设为上限，优选尽可能减少。因此，将P的含量设为0.030％以下。应予说明，过度减少P会使精炼成本高涨而在经济上不利，因此P的含量优选为0.002％以上。P的含量更优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上。P的含量优选为0.028％以下，更优选为0.024％以下，进一步优选为0.020％以下。

S：0.0050％以下

S由于使母材的低温韧性、延展性变差，因此将0.0050％设为上限，优选尽可能地减少。因此所以，将S的含量设为0.0050％以下。优选为0.0045％以下，更优选为0.0043％以下。应予说明，过渡减少S会使精炼成本高涨而在经济上不利，因此S的含量优选为0.0010％以上。S的含量更优选为0.0012％以上。

Al：5.00％以下

Al作为脱氧剂发挥作用，最常用在钢板的钢水脱氧过程。另外，拉伸试验时的屈服强度和局部伸长率提高。为了获得这种效果，Al优选含有0.01％以上。另一方面，如果含有Al超过5.00％，则存在大量夹杂物，使低温韧性变差，因此将Al的含量设为5.00％以下。Al的含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。Al的含量优选为4.00％以下，更优选为3.00％以下。

Cr：7.0％以下

Cr由于使晶界强度提高，因此是提高低温韧性的有效的元素。为了获得这种效果，Cr优选含有0.5％以上。另一方面，如果含有Cr超过7.0％，则由于Cr碳化物的生成，可能使低温韧性和耐应力腐蚀裂纹性下降。因此，将Cr的含量设为7.0％以下。Cr的含量优选为0.5％以上，更优选为1.0％以上，进一步优选为1.2％以上。Cr的含量优选为6.7％以下，更优选为6.5％以下。另外，为了进一步提高耐应力腐蚀裂纹，Cr的含量更进一步优选为2.0％～6.0％。

N：0.0500％以下

N是奥氏体稳定化元素，是对低温韧性的提高有效的元素。为了获得这种效果，N优选含有0.0050％以上。另一方面，如果含有N超过0.0500％，则氮化物或者碳氮化物***大，可能使低温韧性下降。因此，将N的含量设为0.0500％以下。N的含量优选为0.0050％以上，更优选为0.0060％以上。N的含量优选为0.0400％以下，更优选为0.0300％以下。

O：0.0050％以下

O(氧)通过氧化物的形成使低温韧性变差。因此，将O的含量设在0.0050％以下的范围。优选为0.0045％以下，更优选为0.0040％以下。应予说明，O的过度减少会使精炼成本高涨在经济上不利，因此O的含量优选为0.0010％以上。O的含量更优选为0.0012％以上。

Ti：小于0.005％、Nb：小于0.005％

Ti和Nb在钢中形成高熔点的碳氮化物，因此低温韧性下降。Ti和Nb是从原材料等中不可避地混入的成分，通常混入Ti：0.005％～0.010％和Nb：0.005％～0.010％的范围。因此，按照后述的熔炼方法，需要避免Ti和Nb的不可避免的混入，将Ti和Nb的含量分别抑制在小于0.005％。通过将Ti和Nb的含量分别抑制在小于0.005％，能够排除上述碳氮化物的不良影响，确保优异的低温韧性和延展性。Ti和Nb的含量分别优选为0.003％以下，分别更优选为0.002％以下。当然，Ti和Nb的含量也可以为0％。

选自Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0200％以下中的1种或2种以上

Ca、Mg和REM(稀土金属)是对于控制夹杂物的形态有用的元素。夹杂物的形态控制是指使延展的夹杂物成为粒状的夹杂物。通过这种夹杂物的形态控制，提高延展性、低温韧性和耐应力腐蚀裂纹性。为了获得这种效果，Ca和Mg优选含有0.0005％以上，REM优选含有0.0010％以上。另一方面，如果任一种元素含有较多，则非金属夹杂物量增加，反而延展性、低温韧性、耐应力腐蚀裂纹性下降。而且，在经济上变得不利。

因此，在含有Ca和Mg的情况下，分别设为0.0100％以下，在含有REM的情况下，设为0.0200％以下。优选Ca设为0.0005％～0.0090％、Mg设为0.0005％～0.0090％、REM设为0.0010％～0.0180％。更优选Ca设为0.0010％～0.0080％、Mg设为0.0010％～0.0080％、REM设为0.0020％～0.0150％。进一步优选Ca设为0.0015％～0.0050％、Mg设为0.0015％～0.0050％、REM设为0.0030％～0.0100％以下。

本发明的奥氏体钢材，除上述成分以外的剩余部分为铁(Fe)和不可避免的杂质。作为这里的不可避免的杂质，可以举出H、B等，各种元素的合计如果在0.01％以下是允许的。

上述元素为基本的成分组成。通过该基本的成分组成可以得到作为本发明的目的的特性。在本发明中，为了进一步提高强度和低温韧性，除上述元素外，根据需要可以含有下述的元素。

应予说明，下述所示的Cu、Ni、Mo、V、W各种成分，可以根据需要而含有，因此这些成分也可以为0％。

选自Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下中的1种或2种以上

Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下

Cu和Ni不仅通过固溶强化使钢板高强度化，而且是提高位错的迁移率、也提高低温韧性的元素。为了获得这种效果，Cu和Ni优选含有0.01％以上。另一方面，如果含有Cu和Ni超过1.0％，则轧制时表面特性变差，而且给制造成本带来压力。因此，在含有这些合金元素的情况下，其含量分别优选为1.0％以下。Cu和Ni分别更优选为0.03％以上，进一步优选为0.7％以下。更进一步优选为0.5％以下。

Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下

Mo、V和W有助于奥氏体稳定化，并且有助于母材强度的提高。为了获得这种效果，含有Mo、V和W分别优选为0.001％以上。另一方面，如果含有Mo、V和W分别超过2.0％，则生成粗大的碳氮化物，有时会成为断裂的起点，而且给制造成本带来压力。因此，在含有这些合金元素的情况下，其含量分别优选为2.0％以下。Mo、V和W分别更优选为0.003％以上，更优选为1.7％以下。进一步优选为0.1％以上，进一步优选为1.5％以下。

[钢材的微观组织]

接着，对在本发明中如上述限定微观组织的理由进行说明。

钢材的表面下1mm位置的最大晶体粒径：小于200μm

如上所述，在钢材(母材)的晶体粒径粗大的情况下，形成碳化物时C不足。通过使钢材的表面下1mm位置的最大晶体粒径小于200μm，即使在线性加热钢材后，晶界的C浓度也能够在0.100％以上。即，在线性加热后得到的结构物(例如，罐)的线性加热部中，能够制造具有－269℃以上的夏比冲击试验的吸收能量为41J以上和优异的低温韧性的钢材。

最大晶体粒径优选为150μm以下，更优选为100μm以下，进一步优选为80μm以下。最大晶体粒径的下限值没有特别规定。为了确保热轧钢板(钢材)的韧性，最大晶体粒径优选为50μm以上，更优选为60μm以上。这里，上述晶粒是指通过蚀刻而露出的晶粒。在本发明中，上述最大晶体粒径可以通过后述的实施例中记载的方法测定。

应予说明，在本发明中，通过按照后述的条件进行热轧，能够将钢材的最大晶体粒径控制在上述数值范围。其结果，即使在线性加热后也能确保晶界的C浓度，能够实现上述吸收能量。

在钢材的表面下1mm位置处的晶体粒径50μm以上的个数密度(优选条件)

高Mn钢的断裂起点为晶界，裂纹沿晶界扩展，因此存在粗大的晶粒，可以抑制裂纹的扩展，进一步提高低温韧性。因此，具有晶体粒径为50μm以上的尺寸的奥氏体晶粒个数，优选每1mm²为1.0个以上，更优选为2.0个以上。另一方面，当上述奥氏体晶粒的个数每1mm²超过10.0个时，强度下降。因此，优选每1mm²为10.0个以下，更优选为9.0个以下。

在本发明中，上述晶体粒径50μm以上的奥氏体晶粒每1mm²的个数(个数密度)可以按照后述的实施例中记载的方法测定。可以通过进行后述的热轧将该个数密度控制在上述的数值范围内。

在钢材的表面下1mm位置的夹杂物粒径(优选条件)

当在钢材的表面下1mm位置处存在粗大的夹杂物时，耐应力腐蚀裂纹性下降。当在钢材的表面下1mm位置处的夹杂物粒径分布的前10％的夹杂物粒径(前10％夹杂物粒径)超过3.5μm时，可知耐应力腐蚀裂纹性下降。因此，上述的前10％夹杂物粒径优选为3.5μm以下，更优选为3.0μm以下。另一方面，上述的前10％夹杂物粒径越小越优选，但从制造性的观点出发，优选为1.5μm以上，更优选为2.0μm以上。

这里，“前10％夹杂物粒径”是指在夹杂物粒径分布中，将夹杂物粒径按降序排列时，与10％位置对应的粒径。在本发明中，上述夹杂物粒径可以按照后述的实施例中记载的方法测定。

应予说明，在本发明中，“钢材(奥氏体钢材)”是指板厚6mm以上的钢板。从适合用作极低温环境中使用的结构用钢的坯材的观点出发，板厚优选超过9mm，进一步优选为12mm以上。板厚的上限没有特别限定，可以为任意的厚度，但优选为40mm以下。

[钢材的制造方法]

接着，对本发明的一个实施方式中的钢材的制造方法进行说明。

本发明的钢材(奥氏体钢材)可以通过转炉、电炉等熔炼方法熔炼具有上述成分组成的钢水。另外，还可以在真空脱气炉中进行2次精炼。

此时，为了将妨碍组织控制的Ti和Nb限制在上述数值范围内，避免从原料等中混入不可避免的Ti和Nb，需要采取降低它们的含量的措施。例如，通过降低精炼阶段的熔渣的碱度，使这些合金向熔渣浓集并排出，降低最终的熔渣制品中的Ti和Nb的浓度。或者，也可以吹入氧使其氧化，回流时使Ti和Nb的合金上浮分离等方法。

然后，优选通过连续铸造法、铸锭－开坯轧制法等铸造方法成为规定尺寸的板坯等钢坯材。

以下，对用于将上述钢坯材制造成线性加热后的低温韧性优异的钢材(奥氏体钢材)的制造条件进行详细说明。

为了得到上述构成的奥氏体钢材，重要的是将上述成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域，接下来，进行在950℃以上的总压下率为40％以上的轧制，然后进行在小于950℃的1次以上的热轧道次，并且在精轧结束温度为750℃以上的条件下实施热轧。然后，在该热轧结束后进行冷却。这里的温度控制以钢坯材的表面温度为基准。

应予说明，在以下的制造方法的说明中，涉及温度的“℃”的表示，除另有说明外，分别为钢坯材或钢板的表面温度。表面温度可以采用例如辐射温度计等测定。另外，板坯、钢板的板厚中心位置的温度，例如，可以通过在钢板的板厚中心安装热电偶来测定，或通过传热分析计算钢板截面内的温度分布，将其结果通过钢板的表面温度进行修正来求出。

钢坯材的加热温度：1100℃～1300℃

为了使Mn在热轧中扩散，将热轧前的钢坯材的加热温度设为1100℃以上。通过使Mn扩散，在Mn负偏析部也能够确保奥氏体的稳定度。由此，在线性加热部也能确保奥氏体的稳定度，能够防止脆性断裂。即，能够确保在－269℃的吸收能量。另一方面，如果加热温度超过1300℃，则担心钢开始熔化，因此将加热温度的上限设为1300℃。钢坯材的加热温度优选为1130℃以上，优选为1270℃以下。更优选为1150℃以上，更优选为1250℃以下。

热轧

950℃以上的总压下率：40％以上

如上所述，在本发明中，重要的是使钢材的表面下1mm位置的最大晶体粒径小于200μm。如果在再结晶区域的轧制中不能形成等轴晶，则在之后的未再结晶区域的轧制中还会残留粗大晶粒，最大晶体粒径变为200μm以上。此外，晶体粒径50μm以上的个数密度超过10.0个/mm²。因此，在作为再结晶区域的950℃以上的温度区域，确保总压下率为40％以上是有效的。在再结晶区域的总压下率优选为50％以上，更优选为52％以上。在再结晶区域的总压下率的上限没有特别规定，但从确保强度的理由考虑，再结晶区域总压下率优选为85％以下，更优选为70％以下。

小于950℃的热轧道次：1次以上，且精轧结束温度：750℃以上

为了使950℃以上的热轧中形成的等轴晶细小，重要的是使小于950℃的热轧道次为1次以上。优选为2次以上。在没有小于950℃的热轧道次的情况下，最大晶体粒径为200μm以上。而且，晶体粒径50μm以上个数密度超过10.0个/mm²。该热轧道次的上限没有特别规定。从制造性的观点出发，该热轧道次优选为10次以下，更优选为8次以下。当进行小于750℃的热轧时，晶体粒径变得过度细小，低温韧性下降，因此将精轧结束温度设为750℃以上。当精轧结束温度为775℃以下时，晶体粒径变得细小，其结果，最大晶体粒径有时小于50μm，因此，精轧结束温度优选超过775℃，更优选为780℃以上。精轧结束温度的上限没有特别规定。从确保强度的观点出发，精轧结束温度优选为930℃以下，更优选为900℃以下。

冷却

热轧结束后，进行冷却。冷却条件没有特别规定。在本发明中，优选从(热轧结束时的温度－100℃)以上的温度，以1.0℃/s以上的平均冷却速度冷却到600℃以下。由此，抑制碳化物的生成和P的晶界偏析，进一步提高钢材的特性。上述的“热轧结束时的温度”是指精轧结束温度。

应予说明，上述平均冷却速度的上限没有特别规定。从控制冷却停止温度的观点出发，优选为30.0℃/s以下。

接着，对以本发明的钢材作为坯材，线性加热该坯材而制造的钢结构物(例如，罐)进行说明。

本发明的罐是在特定的线性加热条件下将上述钢材线性加热进行曲面形成，将加工成曲面的钢材焊接而制造的。像这样制造的本发明的罐的母材部中的成分组成和微观组织与上述的钢材(奥氏体钢材)相同。

另外，本发明的罐中的线性加热后的母材部在表面下1mm位置处的晶界的C浓度为0.100％以上。如果线性加热后的母材部的上述位置处的晶界的C浓度小于0.100％，则无法确保晶界强度。由此，将线性加热后的母材部的上述位置处的晶界的C浓度设为0.100％以上。优选为0.200％以上，更优选为0.250％以上。线性加热后的母材部的上述位置处的晶界的C浓度的上限没有特别规定。从低温韧性随Cr碳化物的过度形成而下降的观点出发，优选0.600％以下，更优选0.550％以下。

这样制造的本发明的罐中，线性加热后的线性加热部的表面下1mm位置处的－269℃以上的夏比冲击试验的吸收能量能够为41J以上。应予说明，上述夏比冲击试验的吸收能量可以按照后述的实施例中记载的方法测定。即，线性加热部的－269℃以上的夏比冲击试验的吸收能量，在全尺寸的情况下为41J以上，在5mm小尺寸的情况下为27J以上。

另外，根据本发明还能够具备耐应力腐蚀裂纹性。

接下来，对上述罐的优选的制造方法的一个例子进行说明。

本发明的罐是在以下的条件下将上述钢材进行线性加热进行曲面形成，将加工成曲面的钢材焊接而制造的。应予说明，已经对作为坯材的钢材(奥氏体钢材)的制造方法进行了说明，因此省略。这里，对优选的线性加热条件和焊接条件进行说明。

[线性加热条件]

对于钢材，在将钢材表面的加热温度的目标(加热目标温度)设为900℃以下的条件下进行线性加热。加热后，使该钢材空冷至表面温度为500℃以下，然后水冷。上述的加热和空冷的线性加热处理可以为1次，或者也可以重复1次以上(反复)。因为微观组织变化，因此反复次数优选为1次以上。因为使局部的热循环历程变得复杂，因此反复次数优选为5次以下。上述加热温度优选超过800℃。

[焊接条件]

从确保高强度和高延展性且优异的极低温冲击韧性的观点出发，焊接使用实心焊丝(直径1.2mm)作为电极，在无预热、朝下的姿势、道次间温度：100～150℃、保护气体：80％Ar+20％CO₂的条件下实施。应予说明，保护气体涉及的“％”的表示是指“体积％”。

实施例

以下，基于实施例对本发明进行更详细地说明。应予说明，以下的实施例是表示本发明的优选的一个例子，本发明不限于该实施例。

通过转炉－钢包精炼－连续铸造法，制作表1所示的成分组成的钢板坯。应予说明，表1所示的“－”表示不特意添加元素，不仅表示不含有元素(0％)的情况，也包括含有不可避免的元素的情况。接下来，对得到的钢板坯在表2－1所示的条件下进行热轧，然后进行冷却，制成板厚为6～40mm的钢材(热轧钢板)。

使用得到的热轧钢板(钢板)，按下述的要领实施晶体粒径和夹杂物粒径的评价。

接下来，对得到的钢板进行线性加热，使用线性加热后的钢板分别按照下述的要领实施C浓度、低温韧性和耐应力腐蚀裂纹性的评价。

这里，对上述的线性加热进行说明。作为线性加热，进行如图1所示板线性加热。如图1所示，由得到的钢板制作纵向1000mm、横向500mm的线性加热试样，在宽度方向(轧制方向)的1/2位置用约束板固定该试样，在以下的条件下进行板线性加热。条件是将钢材表面的加热温度目标设为900℃，加热至该温度，空冷至钢材的表面温度为500℃以下，然后进行水冷。在表2－2所示的条件下重复同一区域的线性加热。

另外，线性加热处理后的钢板彼此的焊接使用实心焊丝(直径1.2mm)作为电极，在无预热、朝下的姿势且表2－2所示的焊接条件下进行。

(1)微观组织评价

[晶体粒径]

对得到的热轧钢板研磨轧制方向截面，然后进行蚀刻，接着，采用光学显微镜以200倍率对钢板表面下1mm位置进行拍摄。从拍摄的图像中随机选择由于蚀刻而露出的100个晶粒，将晶粒的当量圆直径作为晶体粒径，求出钢板表面下1mm位置的最大晶体粒径(μm)。另外，求出100个晶粒的总面积和50μm以上的晶粒的个数，算出每1mm²的晶体粒径50μm以上的个数密度(mm²/个)。应予说明，腐蚀液使用王水。

[夹杂物粒径]

关于得到的热轧钢板，采用SEM(扫描电子显微镜)调查夹杂物粒径。评价区域设为200mm²，求出钢板表面下1mm位置的前10％夹杂物粒径(μm)。

[C浓度]

由对得到的热轧钢板进行线性加热后的钢板制作12mm×10mm的TEM样品。对该样品，使用TEM(透射电子显微镜)附带的EDS检测器，横穿无碳化物的晶界进行组成分析，评价得到的C浓度。以钢板的表面下1mm位置作为观察对象。对10个晶界进行分析，求出其平均值。

(2)低温韧性

线性加热部的低温韧性的评价如下进行。

由得到的热轧钢板制作如图1所示的线性加热试样，使用在上述的条件下对该试样进行板线性加热后的钢板，进行线性加热部的低温韧性的评价。根据JIS Z 2242(2005年)的规定，由板厚为10mm以上的线性加热部采取夏比V缺口试样(全尺寸夏比V缺口试样)。使用3根夏比V缺口试样，在－196℃和－269℃下实施夏比冲击试验。求出各温度下的3根试样的吸收能量的平均值。在本实施例中，在全尺寸夏比V缺口试样的情况下，将－269℃的3根试样的吸收能量的平均值为41J以上判定为低温韧性优异。

应予说明，对板厚小于10mm的线性加热部，根据JIS Z 2242(2005年)的规定采取5mm小尺寸的夏比V缺口试样。使用3根夏比V缺口试样，在－196℃和－269℃下实施夏比冲击试验。求出各温度下的3根试样的吸收能量的平均值。表2中，对于使用小尺寸的夏比V缺口试样实施的样品，其吸收能量项显示“＊1”。在小尺寸的夏比V缺口试样的情况下，将－269℃的3根试样的吸收能量的平均值为27J以上判定为低温韧性优异。

(3)耐应力腐蚀裂纹性

耐应力腐蚀裂纹性的评价是基于ASTM G36进行应力腐蚀裂纹试验。从得到的热轧钢板表面下1mm位置采取板厚2.5mm、宽度20mm、长度80mm尺寸的试样。溶液为沸腾的氯化MgCl₂，弯曲半径为5mm。将施加了应力的试样浸渍在上述溶液中400小时后，确认是否产生裂纹。将没有产生裂纹的情况评价为表2－2中所示的“〇(合格)”，将产生裂纹的情况评价为表2－2中所示的“×(不合格)”。

将以上得到的结果示于表2－1和表2－2。

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如表2－1和表2－2所示，确认了本发明的奥氏体钢材满足作为上述目标性能的微观组织中的最大晶体粒径：小于200μm。确认了本发明的奥氏体钢材在线性加热的部位满足作为上述目标性能的晶界的C浓度：0.100％以上，夏比冲击试验的吸收能量(vE_-269)为41J以上，在5mm小尺寸时为27J以上。

与此相对，在本发明的范围之外的比较例无法满足上述目标性能。

Claims (8)

1.一种钢材，具有以下成分组成：以质量％计含有C：0.200％～0.700％、Si：0.05％～1.00％、Mn：20.0％～40.0％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：5.00％以下、Cr：7.0％以下、N：0.0500％以下、O：0.0050％以下、Ti：小于0.005％、Nb：小于0.005％，含有选自Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0200％以下中的1种或2种以上，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；

微观组织中钢材的表面下1mm位置的最大晶体粒径小于200μm。

2.根据权利要求1所述的钢材，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的钢材，其中，所述微观组织中钢材的表面下1mm位置处的晶体粒径50μm以上的个数密度为1.0个/mm²以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢材，其中，所述微观组织中钢材的表面下1mm位置处的夹杂物粒径分布的前10％的夹杂物粒径为3.5μm以下。

5.一种钢材的制造方法，是权利要求1～4中任一项所述的钢材的制造方法，

将具有所述成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域，

在950℃以上的总压下率：40％以上、小于950℃的热轧道次数：1次以上以及精轧结束温度：750℃以上的条件下进行热轧，

然后进行冷却。

6.一种罐，是将权利要求1～4中任一项所述的钢材焊接而成的罐，

经过线性加热的母材部的表面下1mm位置处的晶界的C浓度为0.100％以上，

经过线性加热的线性加热部的表面下1mm位置处的－269℃以上的夏比冲击试验的吸收能量为41J以上。

7.一种罐的制造方法，是权利要求6的罐的制造方法，

将权利要求1～4中任一项所述的钢材的表面加热到900℃以下，再将该钢材空冷至表面温度为500℃以下，然后，实施水冷的线性加热处理进行曲面加工，

接下来，将经过曲面加工的钢材彼此焊接。

8.根据权利要求7所述的罐的制造方法，其中，所述焊接使用实心焊丝作为电极，在道次间温度：100～150℃，保护气体：80％Ar+20％CO₂的条件下进行。