JP2007126715A

JP2007126715A - 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法

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Publication number: JP2007126715A
Application number: JP2005320341A
Authority: JP
Inventors: Hideji Okaguchi; 秀治岡口
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-11-04
Filing date: 2005-11-04
Publication date: 2007-05-24
Anticipated expiration: 2025-11-04
Also published as: JP4529872B2

Abstract

【課題】低温靭性と溶接性だけでなく熱膨張率、透磁率や熱伝導度などの特性にも優れた高Ｍｎ鋼材の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１５％を超え４０％以下、Ｃｒ：０．５％以上１０％未満、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０５％未満及びＯ（酸素）：０．００３％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記の(1)式で定義されるパラメータＸが３．０％以下の化学組成を有する鋼材であって、鋼材中に含まれるオーステナイト結晶粒界の厚み方向の平均切片長さが４０μｍ以下であるとともにεマルテンサイト量が体積分率で０．１〜３０％の範囲であることを特徴とする高Ｍｎ鋼材。
Ｘ(％)＝３０×Ｐ＋５０×（Ｓ＋Ｎ）＋３００×Ｏ・・・・・・・(1)式
ここで、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯは鋼材中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【選択図】なし

Description

本発明は、液化ガスタンクなど、液化ガス雰囲気の低温から室温まで広範囲の温度に曝される溶接構造用鋼材に関し、高強度、低熱伝導度、低透磁率、低熱膨張率であるとともに、広い温度範囲で優れた母材靭性と溶接熱影響部靭性を有する高マンガン鋼とその製造方法に関する。特に、熱間圧延後に溶体化処理などの熱処理を必要とすることなく、室温における降伏応力が３００ＭＰａ以上であるとともに液体窒素温度（−１９６℃）における母材及び溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが８０Ｊ以上である、高Ｍｎ鋼材およびその製造方法に関する。

液化天然ガス（沸点：−１６４℃）、液体酸素（沸点：−１８３℃）、液体窒素（沸点：−１９６℃）など、液化ガス雰囲気の低温で使用可能な材料としては、従来からJIS SUS304等のＮｉ−Ｃｒ系オーステナイト合金やJIS 5000番系等のアルミニウム合金が使用されてきている。しかしながら、これらの材料はコストが高いことや、また降伏応力が低合金高張力鋼ほど高くないため板厚を厚くせざると得ないことに加えて、溶接施工性も高くないことに起因して、大型タンクなどの大型溶接構造物への適用については問題があり、比較的安価でかつ強度、溶接性および溶接部靭性に優れた材料が要望されている。

そのため、高価なＮｉやＡｌを多用しない低温用材料として、Ｎｉ系オーステナイト合金において高価な元素であるＮｉをＭｎに置き換えた高Ｍｎ系オーステナイト合金が提案され、核融合炉、超伝導発電機やリニアモーターカーで使用される非磁性材料として検討されている。

例えば、特許文献１には、Ｃ＋Ｎの含有量を０．２０％以下に制限するととともに、Ｍｎ＋２０（Ｃ＋Ｎ）の含有量を２７％以上とすることによって、優れた低温靭性と磁性特性、被削性を備えた高Ｍｎ鋼が得られることが示されている。特許文献２では、Ｍｎを１８〜３０％含有する高Ｍｎ鋼に８〜１６％のＮｉを加えるとともに、（１０５０−１２．５Ｎｉ）℃以上の温度で熱間圧延を仕上げることによって、溶体化処理などを施さなくても高強度と低温靭性に優れた高Ｍｎ鋼を製造する方法が開示されている。さらに、特許文献３では、１０〜３０％のＭｎと１０〜２５％のＣｒを含み、Ｘ＝Ｎｉ−３０Ｃ＋０．５Ｍｏで表されるパラメータが５．５０以上を満足し、かつ０．０００５〜０．００５０％のＣａと０．１５〜０．２４％のＮを含有することによって、４Ｋという極低温においても高強度と高靭性を有する高Ｍｎ鋼が開示されている。

特開昭60-204864号公報特開平6-264135号公報特開平9-41087号公報

これらの従来の技術に係る高Ｍｎ鋼材は、Ｎｉを多量に含有させる必要があるか、又は圧延後の特殊な熱処理を必要とするものであり、低コストで厚肉材に高強度化と優れた母材靭性を具備させることができるものではなく、大型の低温タンク用鋼材として必要な要件を満たすものではなかった。加えて、大型溶接構造用材料として不可欠の溶接熱影響部の低温域における靭性を保証することもできなかった。

本発明は、このような従来の問題点を解決するものであって、次の(a)〜(c)に示す要件を満たす高Ｍｎ鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。

(a) 熱間圧延後に溶体化処理などの再加熱処理を施すことなく、圧延後空冷または加速冷却するだけで、室温（２５℃）において３００ＭＰａ以上の降伏応力と、液化天然ガス（沸点：−１６４℃）や液体窒素（沸点：−１９６℃）などの使用温度域でも十分な母材靭性を厚肉材においても確保できること、具体的にはJIS４号シャルピー吸収エネルギーにて母材で１５０Ｊ以上を板厚最大６５ｍｍにおいて確保できること。

(b) 板厚最大６５ｍｍの鋼板を溶接により接合するに当たり、その溶接熱影響部において液化天然ガス（沸点：−１６４℃）や液体窒素（沸点：−１９６℃）などの使用温度域でも十分な靭性を確保できること、具体的にはJIS４号シャルピー吸収エネルギーにて７０Ｊ以上のエネルギー値を確保できること。

(c) その他、低温材料として必要な材料特性を達成できること、具体的には１．０２以下の低比透磁率及び１７Ｗ／ｍ・Ｋ以下の低熱伝導率を同時に達成できること。

本発明者らは、液化ガス貯蔵タンクなどに使用できる低温用鋼について、鋭意検討と実験を繰り返した。

その結果、鋼材の化学組成に関しては、高Ｍｎ鋼をベースに、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ（酸素）などの各合金元素量を適正範囲に規定するだけでなく、Ｘ(％)＝３０×Ｐ＋５０×（Ｓ＋Ｎ）＋３００×Ｏで定義されるパラメータＸ（ここで、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯは鋼材中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。）を３．０％以下に規定し、さらに、鋼材中のオーステナイト結晶の厚み方向の粒径とεマルテンサイト量の体積分率を適正な範囲に制御することによって、上記目的を達成することができることを見出した。

すなわち、高Ｍｎ鋼材の化学組成と鋼材中のオーステナイト結晶の厚み方向の粒径とεマルテンサイト量の体積分率を適正な範囲に制御することによって、低温用鋼としての母材の強度と低温靭性値を熱間圧延ままで確保できるだけでなく、溶接熱影響部についても低温域における靭性値を確保することができるとともに、鋼材中のεマルテンサイト量の制御との相乗効果によって、熱膨張率、透磁率や熱伝導度などの特性値も所望の数値に制御することができることを見出した。

本発明は、このような知見に基づいて完成したものである。本発明の要旨とするところは、次の(1)及び(2)の高Ｍｎ鋼材及び(3)及び(4)の高Ｍｎ鋼材の製造方法である。以下、それぞれ、本発明(1)〜本発明(4)という。なお、本発明(1)〜本発明(4)を総称して、本発明ということがある。

(1) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１５％を超え４０％以下、Ｃｒ：０．５％以上１０％未満、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０５％未満及びＯ（酸素）：０．００３％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記の(1)式で定義されるパラメータＸが３．０％以下の化学組成を有する鋼材であって、鋼材中に含まれるオーステナイト結晶粒界の厚み方向の平均切片長さが４０μｍ以下であるとともにεマルテンサイト量が体積分率で０．１〜３０％の範囲であることを特徴とする高Ｍｎ鋼材。
Ｘ(％)＝３０×Ｐ＋５０×（Ｓ＋Ｎ）＋３００×Ｏ・・・・・・・(1)式
ここで、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯは鋼材中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。

(2) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：３．０％以下、Ｎｉ：１０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｔｉ：０．８％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)に記載の高Ｍｎ鋼材。

(3) 上記(1)又は(2)で規定される化学組成を有する鋼片又は鋼塊を、９５０〜１２００℃に加熱後、１０００〜８００℃の温度範囲における累積圧下量が３０％以上であってかつ圧延仕上温度を９５０〜７５０℃とする熱間圧延を施した後、空冷することを特徴とする高Ｍｎ鋼材の製造方法。

(4) 上記(1)又は(2)で規定される化学組成を有する鋼片又は鋼塊を、９５０〜１２００℃に加熱後、１０００〜８００℃の温度範囲における累積圧下量が３０％以上であってかつ圧延仕上温度を９５０〜８００℃とする熱間圧延を施した後、７５０〜６００℃の温度範囲を２℃／sec以上の冷却速度にて冷却することを特徴とする高Ｍｎ鋼材の製造方法。

本発明によれば、低温靭性と溶接性だけでなく熱膨張率、透磁率や熱伝導度などの特性にも優れた高Ｍｎ鋼材を熱間圧延ままで提供することができる。また、この高Ｍｎ鋼材は、ＬＮＧタンクスカート用等に用いられるＮｉ系オーステナイトステンレス鋼材の代替として使用することができるものであって、Ｎｉ資源の節約に多大に貢献するものである。

以下に、本発明に係る高Ｍｎ鋼材及びその製造方法について説明する。以下、各化学成分の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成について
Ｃ：
Ｃは、オーステナイトの安定化を通じて、液化ガスタンクなど低温用鋼材に要求される強度を確保するのに有効な元素である。ただし、その含有量が０．０１％未満ではこのような効果が乏しく、一方、Ｃの含有量が０．２５％を超えるとＣｒ炭化物がオーステナイト粒界へ析出して、母材の靱性や耐食性、さらには溶接熱影響部の低温靭性が劣化するおそれがある。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２５％の範囲とする。好ましい範囲は、０．０５〜０．１８％である。

Ｓｉ：
Ｓｉは、脱酸のために有効な元素であり、また強度上昇に有効な元素である。ただし、０．０１％未満では脱酸不足になる可能性があり、また０．５％を超えると延性および靱性の劣化をもたらすおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％の範囲とする。好ましい範囲は、０．０２〜０．３％である。

Ｍｎ：
Ｍｎは、オーステナイトの安定化を通じて、降伏応力の増加と低温靱性の向上に有効な元素である。ただし、１５％以下の含有量では低温靭性の低下が生ずるだけでなく、α’マルテンサイトなどが析出して透磁率が上昇し、非磁性が失われたり、熱伝導度が増加したりする。また、４０％を超えると加工性と靱性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１５％を超え４０％以下の範囲とする。好ましい範囲は２０〜３７％であり、さらに好ましい範囲は２５〜３５％である。

Ｃｒ：
Ｃｒは、オーステナイトを安定化し、耐力を向上させる元素である。他の合金元素との関係で含有量が０．５％以上でこの効果がある。ただし、１０％以上ではＣｒ炭化物が粒界上に析出しやすくなり靱性を低下させるとともに、溶体化処理等の熱処理が必要になる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５％以上１０％未満の範囲とする。好ましい範囲は、１．５〜７％である。

Ａｌ：
Ａｌは、鋼の脱酸と結晶粒の微細化による鋼の特性向上の作用を持つ元素である。ただし、０．００５％未満では十分な効果が得られず、一方、０．１０％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１０％の範囲とする。好ましい範囲は、０．０１〜０．０５％である。

Ｐ及びＳ：
Ｐ及びＳは、ともに熱間加工性を損なう不純物元素である。オーステナイト鋼においては、Ｐ及びＳの両元素の含有量を同時に低減することにより、単独に低減する場合よりも大きな母材および溶接熱影響部の靭性値の向上効果が得られる。そこで、Ｐの含有量は０．０３％以下、そして、Ｓの含有量は０．０１％以下とする。好ましくは、Ｐの含有量は０．０１％以下、Ｓの含有量は０．００３％以下である。

Ｎ：
Ｎは、オーステナイトの安定化と耐力向上に有効な元素である。オーステナイトの安定化元素としてはＣも用いられるが、ＣはＣｒ炭化物の粒界析出による靱性劣化をもたらすのに対して、Ｎはこのような悪影響を及ぼさないだけでなく、高Ｍｎ鋼においては降伏応力増加効果がＣより大きい。また、Ｎは窒化物形成元素と共存することによって、鋼中に微細な窒化物を分散させるという効果を有する。これらの効果を発現させるためには、Ｎの含有量は０．００１％以上必要である。ただし、０．０５％以上となると靱性の劣化が著しくなる。よって、Ｎは０．００１％以上０．０５％未満の範囲とする。好ましい範囲は、０．００１〜０．０３％である。

Ｏ（酸素）：
Ｏは、製鋼時に不可避的に混入するが、その含有量が多くなると鋼中の内質欠陥等の原因になり、鋼の特性を低下させる。Ｏの含有量が０．００３％を超えると、低温靭性、特に溶接熱影響部の低温靭性が著しく低下するとともに、α’マルテンサイトが生成しやすくなり、透磁率などの磁気特性も劣化しやすくなる。したがって、Ｏの含有量は０．００３％以下とする。好ましくは、０．００２％以下である。なお、Ｏは少ないほどよいが、製造コストを考慮すれば、通常は０．０００５％程度まで脱酸すれば十分である。

パラメータＸ：
前述の(1)式、すなわち、Ｘ(％)＝３０×Ｐ＋５０×（Ｓ＋Ｎ）＋３００×Ｏで定義されるパラメータＸ（ここで、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯは鋼材中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。）は、母材靭性と溶接熱影響部の低温靭性を改善する観点から、特に−１９６℃におけるシャルピー特性を改善する観点から、その制御が必要なパラメータである。本発明における高Ｍｎ鋼材は、主にオーステナイト相からなるため、いわゆる劈開破壊を生じにくい材質ではあるが、劈開破壊を引き起こすα’マルテンサイトの生成、オーステナイト結晶粒界やオーステナイト結晶とεマルテンサイト結晶の境界の強度の低下又は酸・硫化物の生成によって、脆性破壊をもたらす場合がある。

本発明者等は、この点について詳細に検討及び研究をした結果、上記パラメータＸを３．０％以下に制御すれば、Ｐ及びＳによるオーステナイト結晶粒界上のミクロ偏析による粒界強度低下、Ｎ及びＯによるオーステナイト結晶とεマルテンサイト結晶の境界の強度の低下、そして、Ｓ、Ｎ及びＯによる介在物の生成のいずれをも抑制できるため、上記脆性破壊の発生を抑制することに極めて有効であるとともに、溶接熱影響部組織の特性改善にも有効であることを見出した。ただし、パラメータＸが３．０％を超えると、十分な破壊抵抗力が得られない。パラメータＸの好ましい範囲は２．０%以下であり、より好ましい範囲は１．５％以下である。

高Ｍｎ鋼材中に含まれるオーステナイト結晶粒界の厚み方向の平均切片長さ：
高Ｍｎ系の鋼材で低温用材料としての十分低温靭性を付与させるためには、上記のパラメータＸを３．０％以下に制御した上で、さらに板厚方向のオーステナイト結晶粒を実質的に細かくすることが極めて重要である。高Ｍｎ鋼ではオーステナイト中に板状及び帯状のマルテンサイトが生成するが、これらはオーステナイト粒の大きさによってその長さが決定されることから、オーステナイト結晶の粒径を制御する必要がある。本発明では圧延ままで良好な特性を得ることを目的としていることから、特に板厚方向の結晶組織の微細化を規定したものである。

この板厚方向の結晶組織の微細化によって、オーステナイト組織だけでなく各種マルテンサイト組織の実質的な微細化がなされるから、厚板に用いる際には、板厚方向以外の荷重に対して破壊抵抗が大幅に増加する。ここで、亀裂伝播停止特性を含む十分な低温靭性を付与させるためには、高Ｍｎ鋼材の厚み方向のオーステナイト粒径、すなわち、厚み方向のオーステナイト粒界の平均切片長さを４０μｍ以下とする必要がある。厚み方向のオーステナイト粒界の平均切片長さは、３０μｍ以下とするのが望ましく、２０μｍ以下とするのがより望ましい。

高Ｍｎ鋼材中に含まれるεマルテンサイト量：
高Ｍｎ鋼材中には、マルテンサイトとして、低合金鋼材に多く見られる体心立方晶（ｂｃｃ）の結晶構造を有するα’マルテンサイトのほかに、高Ｍｎ鋼材に特徴的な六方晶（ｈｃｐ）の結晶構造を有するεマルテンサイトが含まれている。鋼材中の各マルテンサイトの体積分率は次のようにＸ線強度を測定することによって、求めることができる。すなわち、通常のＸ線回折法によって試料のＸ線回折パターンを測定し、回折パターン上のオーステナイト（ｆｃｃ）、α’マルテンサイト（ｂｃｃ）及びεマルテンサイト（ｈｃｐ）の回折強度比について、異方性による各回折面の強度比を補正することによって、各相の体積分率を計算することができる。

εマルテンサイトは、鋼の破壊抵抗力に関して多少悪影響はあるものの鋼の強度面では良い影響がある。高Ｍｎ鋼材中にεマルテンサイト量を体積％にて０．１％以上含有させることで、３００ＭＰａ以上の降伏応力と６００ＭＰａ以上の引張強さを両立させることができる。一方、３０％を超えて含有させると破壊抵抗力が低下するので好ましくない。εマルテンサイト量の含有量は、好ましくは、２〜１５％である。

このように、本発明に係る高Ｍｎ鋼材は、オーステナイト結晶粒界の厚み方向の平均切片長さとεマルテンサイト量を制御することによって、初めて圧延後の熱処理なしに低温域で使用しうる大型溶接用鋼材が得られる。

本願発明に係る高Ｍｎ鋼材は、耐力向上のため、必要に応じて、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭから選択される１種又は２種以上を含有させることができる。以下、これらの任意含有元素について説明する。

Ｃｕ：
Ｃｕは、オーステナイト地を強化し耐力の上昇に有効であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が３．０％を超えると加工性を劣化させるので、Ｃｕを含有させる場合は、その含有量は３．０％以下とする。好ましい範囲は０．０１〜３．０％であり、より好ましい範囲は０．２〜２．０％である。

Ｎｉ：
Ｎｉはオーステナイトの安定化と靱性の向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、１０％を超えて含有させてもその効果は飽和するとともに、α’マルテンサイトが生成しやすくなって、溶接部靭性や透磁率が劣化する恐れがある。よって、Ｎｉを含有させる場合は、その含有量は１０％以下とする。好ましい範囲は０．０１〜５％、より好ましい範囲は、０．０１〜１％である。

Ｍｏ：
Ｍｏは、強度の上昇に効果があるだけでなく、Ｃｒ炭化物の粒界析出に起因する靱性の劣化を防止したり、鋼の強度を高めたりするのに有効であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が３．０％を超えるとその効果は飽和する。よって、Ｍｏを含有させる場合は、その含有量は３．０％以下とする。好ましい範囲は０．０１〜２％である。

Ｎｂ：
Ｎｂは、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を析出させ、その析出強化によって鋼の耐力を向上させるのに有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が０．５％を超えると靱性が悪化する。よって、Ｎｂを含有させる場合は、その含有量は０．５％以下とする。好ましい範囲は０．００５〜０．５％であり、より好ましい範囲は０．０１〜０．２％である。

Ｖ：
Ｖは、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を析出させ、その析出強化によって鋼の耐力を向上させるのに有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が１．０％を超えると靱性が悪化する。よって、Ｖを含有させる場合は、その含有量は１．０％以下とする。好ましい範囲は０．０１〜１．０％であり、より好ましい範囲は０．０５〜０．３％である。

Ｔｉ：
Ｔｉは、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を析出させ、その析出強化によって鋼の耐力を向上させるのに有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が０．８％を超えると靱性が悪化する。よって、Ｔｉを含有させる場合は、その含有量は０．８％以下とする。好ましい範囲は０．００５〜０．３％であり、より好ましい範囲は０．００８〜０．１％である。

Ｂ:
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより粒界破壊を防止し耐力を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が０．００３％を超えると靱性が悪化する。よって、Ｂを含有させる場合は、その含有量は０．００３％以下とする。好ましい範囲は０．０００５〜０．００３％であり、より好ましい範囲は０．０００５〜０．００２％である。

Ｃａ:
Ｃａは、介在物の球状化作用をもたらし、靱性を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が０．０１％を超えると清浄度を悪化させ靱性が失われる。よって、Ｃａを含有させる場合は、その含有量は０．０１％以下とする。好ましい範囲は０．０００３〜０．０１％であり、より好ましい範囲は０．０００３〜０．００４％である。

Ｍｇ:
Ｍｇは、Ｃａと同様に、介在物の球状化作用をもたらし、靱性を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が０．０１％を超えると清浄度を悪化させ靱性が失われる。よって、Ｃａを含有させる場合は、その含有量は０．０１％以下とする。好ましい範囲は０．０００２〜０．０１％であり、より好ましい範囲は０．０００２〜０．００２％である。

希土類元素（ＲＥＭ）:
希土類元素（ＲＥＭ）は、Ｃａと同様に、介在物の球状化作用をもたらし、靱性を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、含有量が０．０５％を超えると清浄度を悪化させ靱性が失われる。よって、ＲＥＭを含有させる場合は、その含有量は０．０５％以下とする。好ましい範囲は０．０００２〜０．０５％であり、より好ましい範囲は０．０００３〜０．００１％である。ＲＥＭを含有させる場合は、ＬａやＣｅを主成分とするミッシュメタルを用いてもよい。なお、本発明でいう希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、希土類元素の含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。

（Ｂ）製造条件について（その１）
一般に、高Ｍｎ鋼は炭素鋼や低合金鋼に比べて熱間加工性が劣るため、適正な条件で圧延を行う必要がある。適正な条件から外れると、鋼片若しくは鋼塊又は鋼板の表面に割れが生じるので、歩留の低下を招く。したがって、鋼片若しくは鋼塊の加熱条件及び圧延条件の厳密な管理が重要である。

まず、鋼片又は鋼塊の加熱温度は、９５０〜１２００℃とする必要がある。９５０℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、圧延機に過大な負荷がかかる。一方、１２００℃を超えて高温に加熱すると、表面の酸化ロスが大きくなるとともに、オーステナイト粒が粗大化してしまい、その後に熱間圧延しても容易に細粒化できなくなる。

９５０〜１２００℃に加熱した後には、１０００〜８００℃の温度範囲における累積圧下量が３０％以上の熱間圧延を施す必要がある。これは、鋼片若しくは鋼塊の鋳造組織を破壊するとともに、鋼材中のオーステナイト粒を細粒化かつ扁平化し、適正な加熱温度と合わせて、鋼材中に含まれるオーステナイト結晶粒界の厚み方向の平均切片長さを４０μｍ以下とするためである。

そして、熱間圧延の圧延仕上温度は９５０〜７５０℃とする必要がある。１０００〜８００℃の温度範囲における累積圧下量が３０％以上の熱間圧延の効果と相俟って、鋼材中に含まれるオーステナイト結晶粒界の厚み方向の平均切片長さが４０μｍ以下の微細組織が得られるからである。圧延仕上げ温度が９５０℃を超えると、圧延後のオーステナイト結晶粒成長が大きくなりすぎるため、所望の微細組織が得られない。一方、圧延仕上げ温度が７５０℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、圧延機に過大な負荷がかかる。さらに、圧延集合組織が発達し、鋼板の異方性が大きくなるので好ましくない。

この後、空冷すると、鋼中にεマルテンサイト量が体積％にて０．１〜３０％生成するので、強度と破壊抵抗力がともに優れた鋼板が得られる。この鋼板は、ＬＮＧタンクスカート材用に適した性質を有している。

（Ｃ）製造条件について（その２）
上記の（Ｂ）の製造条件のうち、熱間圧延の圧延仕上温度を９５０〜８００℃に変更した上で、熱間圧延を施した後の空冷に代えて、７５０〜６００℃の温度範囲を２℃／sec以上の冷却速度にて加速冷却する。このように製造しても、鋼中にεマルテンサイト量が体積％にて０．１〜３０％生成するので、強度と破壊抵抗力がともに優れた鋼板が得られる。この鋼板は、ＬＮＧタンクスカート材用に適した性質を有している。

ここで、熱間圧延の圧延仕上げ温度の下限を空冷の場合と異なり８００℃と規定するのは、約８００℃以下で顕著になる析出物の生成を抑制し、低温靭性を高めるためである。

また、７５０〜６００℃の温度範囲を２℃／sec以上の冷却速度にて加速冷却するのは、同じく析出物の生成を抑制し、低温靭性を高めるためである。ただし、２℃／sec未満の冷却速度では、加速冷却の効果が十分ではなく、所望の組織が得られない。この加速冷却は、圧延組織が変化してしまうと加速冷却の効果が得られないので、７５０℃で加速冷却を開始する必要がある。また、この加速冷却の範囲の下限を６００℃とするのは、少なくとも６００℃まで冷却すれば所定の加速冷却の効果は得られるからである。なお、６００℃以下の温度まで加速冷却を継続しても差し支えない。

以下、実施例により、本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成とパラメータＸを有する鋼種Ａ〜Ｐの鋼片を用い、表２に示す製造条件（加熱温度、１０００〜８００℃の温度範囲における累積圧下量、圧延仕上温度、冷却速度を種々に規定した。）にて板厚６０ｍｍの高Ｍｎ鋼材を作製した。そして、鋼材中に含まれるオーステナイト（γ）結晶粒界の厚み方向の平均切片長さとεマルテンサイト量を測定する（測定値を表２に示す）とともに、母材特性として、引張特性（降伏強度、引張強度）、シャルピー衝撃特性、比透磁率及び熱伝導率を測定した。得られた測定値を表３に示す。

また、このようにして得られた高Ｍｎ鋼材について、板厚５５ｍｍ、開先角度３０°（Ｖ開先）の試験片加工を施した後、Root Gap：１０ｍｍ、溶接入熱：２９．６ＫＪ／ｃｍ、溶接材料：ＤＷ３０８ＬＰ（(株)神戸製鋼所製）、シールドガス：炭酸ガス、の条件下でＧＴＡＷ溶接を実施した。溶接金属５０％／ＨＡＺ５０％のノッチ位置（fusion line：ＦＬ）でシャルピ−試験片を採取し、−１９６℃にて試験を実施した際の吸収エネルギー値を測定した。測定値は表３に示すとおりである。

表３から、本発明例に係る高Ｍｎ鋼材は、熱間圧延ままで、母材特性（強度、靭性、比透磁率及び熱伝導度）と溶接熱影響部靭性のいずれにおいても優れており、低温材料として優れていることが分かる。

これに対して、本発明で規定する条件を満足しない比較例では、母材特性と溶接熱影響部靭性の一方又は両方において、目的とする特性が得られないことが分かる。

本発明に係る高Ｍｎ鋼材は、低温靭性と溶接性だけでなく熱膨張率、透磁率や熱伝導度などの特性にも優れている。また、この高Ｍｎ鋼材は熱間圧延ままで提供することができ、ＬＮＧタンクスカート用等に用いられるＮｉ系オーステナイトステンレス鋼材の代替として使用することができるものであって、Ｎｉ資源の節約に多大に貢献するものである。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１５％を超え４０％以下、Ｃｒ：０．５％以上１０％未満、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０５％未満及びＯ（酸素）：０．００３％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記の(1)式で定義されるパラメータＸが３．０％以下の化学組成を有する鋼材であって、鋼材中に含まれるオーステナイト結晶粒界の厚み方向の平均切片長さが４０μｍ以下であるとともにεマルテンサイト量が体積分率で０．１〜３０％の範囲であることを特徴とする高Ｍｎ鋼材。
Ｘ(％)＝３０×Ｐ＋５０×（Ｓ＋Ｎ）＋３００×Ｏ・・・・・・・(1)式
ここで、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯは鋼材中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：３．０％以下、Ｎｉ：１０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｔｉ：０．８％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の高Ｍｎ鋼材。
請求項１又は２で規定される化学組成を有する鋼片又は鋼塊を、９５０〜１２００℃に加熱後、１０００〜８００℃の温度範囲における累積圧下量が３０％以上であってかつ圧延仕上温度を９５０〜７５０℃とする熱間圧延を施した後、空冷することを特徴とする高Ｍｎ鋼材の製造方法。
請求項１又は２で規定される化学組成を有する鋼片又は鋼塊を、９５０〜１２００℃に加熱後、１０００〜８００℃の温度範囲における累積圧下量が３０％以上であってかつ圧延仕上温度を９５０〜８００℃とする熱間圧延を施した後、７５０〜６００℃の温度範囲を２℃／sec以上の冷却速度にて冷却することを特徴とする高Ｍｎ鋼材の製造方法。