TWI873402B - 鋼材及其製造方法、槽及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種鋼材及其製造方法、槽及其製造方法。本發明的鋼材具有如下成分組成，且顯微組織中，鋼材的表面下1 mm位置的最大結晶粒徑小於200 μm，所述成分組成以質量%計含有C：0.200%以上且0.700%以下、Si：0.05%以上且1.00%以下、Mn：20.0%以上且40.0%以下、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：小於0.005%、Nb：小於0.005%，且含有選自Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、REM：0.0200%以下中的一種或兩種以上，剩餘部分包含鐵及不可避免的雜質。

Description

鋼材及其製造方法、槽及其製造方法

本發明是有關於一種較佳地供於例如以貯存液態氫的槽為代表的液態氦、液化氣等於極低溫環境下使用的結構用鋼的鋼材及其製造方法。另外，本發明是有關於一種使用所述鋼材而成的槽及其製造方法。

為了使用熱軋鋼板作為液態氫、液態氦、液化氣的貯槽用結構物的素材，由於使用環境的溫度極低，因此對熱軋鋼板要求低溫下的韌性優異。例如，於在液態氦的貯槽中使用熱軋鋼板時，需要在氦的沸點：-269℃以下確保優異的韌性。若鋼材的低溫韌性差，則有可能無法維持作為極低溫貯槽用結構物的安全性，因此對於所應用的鋼材的提高低溫韌性的要求高。

針對所述要求，先前使用以在低溫下不顯示脆性的沃斯田鐵為鋼板組織的沃斯田鐵系不鏽鋼或9%Ni鋼或者5000系鋁合金。然而，由於合金成本或製造成本高，因此要求廉價且低溫韌性優異的鋼材。

因此，作為替代先前的低溫用鋼的新鋼材，例如在專利文獻1中提出了使用添加了大量的比較廉價的沃斯田鐵穩定化元素Mn的高Mn鋼作為低溫環境的結構用鋼。

在專利文獻1中提出了一種藉由控制結晶粒徑、碳化物被覆率等而在焊接熱影響部確保低溫韌性的技術。

[現有技術文獻]

[專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開2016-196703號公報

例如，液化氣貯槽用結構物(例如液化氣貯槽用槽)是對鋼材線狀進行加熱而製造。所謂線狀加熱，是利用由局部熱應力引起的塑性變形而形成曲面的加工法。在日本鋼船精度標準(Japan Shipbuilding Quality Standard，JSQS)(日本鋼船工作法精度標準，2018年)中，對於造船中的碳當量(Ceq)為Ceq>0.38%的高張力鋼，將線狀加熱條件設為使加熱後立即進行水冷時的表面的最高加熱溫度為650℃以下。規定了將超過該溫度時的表面的最高加熱溫度設為900℃以下且在空冷至500℃後進行水冷。於在線狀加熱後形成有碳化物時，低溫韌性降低，在專利文獻1中，關於線狀加熱後的低溫韌性，未進行任何驗證。

本發明是鑒於所述課題而成者，目的在於提供一種線狀加熱後的低溫韌性優異的鋼材及其製造方法、以及使用該鋼材而成的槽及其製造方法。

所述「線狀加熱後的低溫韌性優異」是指在對鋼材實施後述的線狀加熱處理而獲得的槽中，線狀加熱部的鋼材表面下1 mm位置(自鋼材表面向板厚方向1mm位置)的-269℃以上的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。所述「線狀加熱部」是指受到對鋼材進行線狀加熱後的熱影響的區域。再者，線狀加熱部的夏氏衝擊試驗的吸收能量可利用後述的實施例中記載的方法來測定。

本發明者等人為了達成所述課題，以沃斯田鐵鋼材(例如高Mn鋼材)為對象，對鋼材(鋼板)的成分組成、顯微組織、製造方法、及決定所述鋼材的特性的各種因素、以及對所述鋼材進行線狀加熱而製造的結構物進行了努力研究。其結果，獲得了以下的a~c的見解。再者，在本發明中，所謂「高Mn鋼材」是指Mn含量為20質量%~40質量%的鋼材。

a.在對高Mn鋼材進行線狀加熱而製造的結構物的線狀加熱部中，為了抑制-269℃以上的夏氏衝擊試驗的吸收能量的降低，重要的是將鋼材製造時的最大結晶粒徑設為小於200μm。較佳為最大結晶粒徑小於180μm。

b.高Mn的沃斯田鐵鋼由於含有大量的C，因此碳化物與不鏽鋼相比大量存在。進而，由於碳化物形成於晶界，因此粒界強度降低。於在高Mn鋼材的線狀加熱後晶界中的C濃度小於0.100%時，晶界成為破壞的起點，導致低溫韌性的劣化。據此，為了抑制對高Mn鋼進行線狀加熱後的低溫韌性的劣化，有效的是提高高Mn鋼的晶界中的C濃度。為此，有效的是在作為素材的 高Mn鋼材中將最大結晶粒徑設為小於200μm。

c.在鋼材製造時的熱軋中，若在950℃以上進行總壓下率為40%以上的軋製後，在小於950℃下進行一次以上的熱軋道次，且在精軋結束溫度為750℃以上的條件下進行，則可實現所述a及b。

本發明是對以上見解進一步加以研究而成者，其要旨如下所述。

[1]一種鋼材，具有如下成分組成，且顯微組織中，鋼材的表面下1mm位置處的最大結晶粒徑小於200μm，所述成分組成以質量%計含有C：0.200%以上且0.700%以下、Si：0.05%以上且1.00%以下、Mn：20.0%以上且40.0%以下、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：小於0.005%、Nb：小於0.005%，且含有選自Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、REM：0.0200% 以下中的一種或兩種以上，剩餘部分包含鐵及不可避免的雜質。

[2]如所述[1]所述的鋼材，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自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

中的一種或兩種以上。

[3]如所述[1]或[2]所述的鋼材，其中所述顯微組織中，鋼材的表面下1mm位置處的結晶粒徑50μm以上的個數密度為1.0個/mm²以上。

[4]如所述[1]~[3]中任一項所述的鋼材，其中所述顯微組織中，鋼材的表面下1mm位置處的夾雜物粒徑分佈的前10%的夾雜物粒徑為3.5μm以下。

[5]一種鋼材的製造方法，製造如所述[1]~[4]中任一項所述的鋼材，所述鋼材的製造方法中，將具有所述成分組成的鋼素材加熱為1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，在950℃以上的總壓下率：40%以上、小於950℃下的熱軋道次數：一次以上、以及精軋結束溫度：750℃以上的條件下進行熱軋， 之後，進行冷卻。

[6]一種槽，是將如所述[1]~[4]中任一項所述的鋼材焊接而成的槽，經線狀加熱的母材部的表面下1mm位置處的晶界中的C濃度為0.100%以上，經線狀加熱的線狀加熱部的表面下1mm位置處的-269℃以上的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。

[7]一種槽的製造方法，製造如所述[6]所述的槽，所述槽的製造方法中，實施將如所述[1]~[4]中任一項所述的鋼材的表面加熱至900℃以下並將所述鋼材空冷至以表面溫度計為500℃以下後進行水冷的線狀加熱處理來進行曲面加工，繼而，將經曲面加工的鋼材彼此焊接。

[8]如所述[7]所述的槽的製造方法，其中所述焊接使用實芯焊絲作為電極，在道次間溫度：100℃~150℃、保護氣體：80%Ar+20%CO₂的條件下進行。

根據本發明，可提供線狀加熱後的低溫韌性優異的鋼材及其製造方法。另外，本發明的鋼材較佳地用作低溫環境下使用的鋼結構物(液化氣貯槽用槽等)的素材，藉此可提供線狀加熱後亦具有優異的低溫韌性的槽及其製造方法。因此，可大大有助於所述鋼結構物的安全性或壽命的提高，於產業上起到明顯的效 果。另外，本發明的製造方法不會引起生產性的降低以及製造成本的增大，因此可提供經濟性亦優異的製造方法。

1:熱電偶埋入孔

2:約束板

A:軋製方向

圖1是對本發明的實施例中使用的線狀加熱試驗體進行說明的概略圖。

以下，對本發明進行詳細說明。再者，本發明並不限定於以下的實施方式。

首先，對本發明的技術思想進行詳細說明。

如上所述，作為廉價且低溫韌性優異的鋼材，有沃斯田鐵鋼材(例如高Mn鋼材)。為了使用所述高Mn鋼材作為低溫環境下使用的鋼結構物(例如槽)的素材，要求在對素材進行線狀加熱的步驟中，即使在受到熱影響的部位亦具有優異的低溫韌性。

本發明者等人的研究結果可知，在不存在碳化物時，高Mn鋼材的結晶粒徑越粗大，吸收能量越高。然而，可知在存在碳化物時，未必結晶粒徑越粗大吸收能量越高。在線狀加熱的步驟中，受到約600℃~800℃的熱影響的部位形成有碳化物，因此低溫韌性降低。

因此，本發明者等人對其原因進行了努力調查，結果新發現了晶界中的C濃度是由吸收能量的降低引起。以下，對吸收能量的降低與晶界中的C濃度的關係進行說明。

高Mn鋼的破壞的起點之一是晶界。藉由減少晶界，即，使晶粒粗大，而低溫韌性提高。通常，在受到熱影響而在粒界形成有碳化物時，碳化物周圍的C缺乏，粒界強度降低。但是，高Mn鋼由於C的添加量多，因此在粒界上的碳化物形成及生長過程中，擴散速度快的C自遠離粒界的粒內充分供給，出現了修復現象(healing phenomenon)。藉此，可抑制粒界上的急劇的C缺乏。 然而，在晶粒變得過粗大時，來不及自粒內供給C，粒界上的C缺乏。

因此，在本發明中，在後述的熱軋步驟中，藉由將最大結晶粒徑設為小於200μm，即使在形成有碳化物時，亦可確保C濃度0.100%以上，可抑制吸收能量的降低。

接著，對本發明的鋼材進行說明。

本發明的鋼材具有後述的成分組成，顯微組織中，鋼材的表面下1mm位置處的最大結晶粒徑設為小於200μm。藉此，即使在對鋼材進行線狀加熱後，晶界中的C濃度亦可設為0.100%以上。再者，有關C濃度的「%」的表達是指「質量%」。

[成分組成]

首先，對本發明的鋼材(沃斯田鐵鋼材)中的成分組成進行說明。

在本發明中，沃斯田鐵鋼材(例如，高Mn鋼材)及其製造所使用的鋼素材具有所述成分組成。對本發明的沃斯田鐵鋼材的成分組成與其限定理由進行說明。再者，有關成分組成的「%」的 表達只要無特別說明，則是指「質量%」。

C：0.200%以上且0.700%以下

C是廉價的沃斯田鐵穩定化元素且是用以獲得沃斯田鐵的重要的元素。為了防止所述粒界上的C的缺乏，C含有0.200%以上。另一方面，若C含有超過0.700%，則會過度生成Cr碳化物，低溫韌性(線狀加熱後的低溫韌性)降低。因此，C的含量設為0.200%以上且0.700%以下。C的含量較佳為設為0.250%以上，更佳為設為0.300%以上。另外，C的含量較佳為設為0.600%以下，更佳為設為0.550%以下。

Si：0.05%以上且1.00%以下

Si作為脫氧材發揮作用，不僅於製鋼上需要，而且具有於鋼中固溶並藉由固溶強化而對鋼板進行高強度化的效果。為了獲得此種效果，Si含有0.05%以上。另一方面，若Si含有超過1.00%，則非熱應力過度上升，因此低溫韌性劣化。因此，Si的含量設為0.05%以上且1.00%以下。Si的含量較佳為設為0.07%以上，更佳為設為0.10%以上，進而佳為設為0.15%以上。另外，Si的含量較佳為設為0.80%以下，更佳為設為0.75%以下，進而佳為設為0.70%以下。

Mn：20.0%以上且40.0%以下

Mn是比較廉價的沃斯田鐵穩定化元素。本發明中是用以使強度與低溫韌性併存的重要的元素。為了獲得所述效果，Mn含有20.0%以上。另一方面，在Mn含有超過40.0%時，低溫韌性劣化。 另外，焊接性、切斷性劣化。進而，助長偏析，助長應力腐蝕裂紋的產生。因此，Mn的含量設為20.0%以上且40.0%以下。Mn的含量較佳為設為23.0%以上，更佳為設為23.3%以上，進而佳為設為23.5%以上。Mn的含量較佳為設為35.0%以下，更佳為設為30.0%以下。

P：0.030%以下

若P含有超過0.030%，則過度偏析於粒界，因此低溫韌性降低。因此，將0.030%設為上限，理想的是盡可能減少。因此，P的含量設為0.030%以下。再者，過度的P減少會使精煉成本高漲，在經濟上不利，因此P的含量理想的是設為0.002%以上。P的含量更佳為設為0.005%以上，進而佳為設為0.007%以上。P的含量較佳為設為0.028%以下，更佳為設為0.024%以下，進而佳為設為0.020%以下。

S：0.0050%以下

S會使母材的低溫韌性或延展性劣化，因此將0.0050%設為上限，理想的是盡可能減少。因此，S的含量設為0.0050%以下。較佳為設為0.0045%以下，更佳為設為0.0043%以下。再者，過度的S減少會使精煉成本高漲，在經濟上不利，因此S的含量理想的是設為0.0010%以上。S的含量更佳為設為0.0012%以上。

Al：5.00%以下

Al作為脫氧劑發揮作用，於鋼板的鋼液脫氧製程中最通常地使用。另外，拉伸試驗時的降伏強度及局部伸長率提高。為了獲 得此種效果，Al較佳為含有0.01%以上。另一方面，若Al含有超過5.00%，則夾雜物大量存在而使低溫韌性劣化，因此Al的含量設為5.00%以下。Al的含量較佳為設為0.01%以上，更佳為設為0.02%以上。Al的含量較佳為設為4.00%以下，更佳為設為3.00%以下。

Cr：7.0%以下

Cr會使粒界強度提高，因此是對於低溫韌性的提高而言有效的元素。為了獲得此種效果，Cr較佳為含有0.5%以上。另一方面，若Cr含有超過7.0%，則由於Cr碳化物的生成，有低溫韌性及耐應力腐蝕裂紋性降低之虞。因此，Cr的含量設為7.0%以下。Cr的含量較佳為設為0.5%以上，更佳為設為1.0%以上，進而佳為設為1.2%以上。Cr的含量較佳為設為6.7%以下，更佳為設為65%以下。另外，為了進一步提高耐應力腐蝕裂紋，進而更佳為將Cr的含量設為2.0%以上且6.0%以下。

N：0.0500%以下

N是沃斯田鐵穩定化元素，是對於低溫韌性的提高而言有效的元素。為了獲得此種效果，N較佳為含有0.0050%以上。另一方面，若N含有超過0.0500%，則氮化物或碳氮化物粗大化，有低溫韌性降低之虞。因此，N的含量設為0.0500%以下。N的含量較佳為設為0.0050%以上，更佳為設為0.0060%以上。N的含量較佳為設為0.0400%以下，更佳為設為0.0300%以下。

O：0.0050%以下

O(氧)藉由氧化物的形成而使低溫韌性劣化。因此，O的含量設為0.0050%以下的範圍。較佳為設為0.0045%以下，更佳為設為0.0040%以下。再者，過度的O的減少會使精煉成本高漲，在經濟上不利，因此O的含量理想的是設為0.0010%以上。O的含量更佳為設為0.0012%以上。

Ti：小於0.005%、Nb：小於0.005%

Ti及Nb在鋼中形成高熔點的碳氮化物，因此低溫韌性降低。由於Ti及Nb是自原材料等中不可避免地混入的成分，因此通常在Ti：0.005%以上且0.010%以下以及Nb：0.005%以上且0.010%以下的範圍內混入。因此，需要按照後述的熔製方法，避免Ti及Nb的不可避免地混入，將Ti及Nb的含量各自抑制為小於0.005%。藉由將Ti及Nb的含量各自抑制為小於0.005%，可排除所述碳氮化物的不良影響，確保優異的低溫韌性及延展性。較佳為將Ti及Nb的含量各自設為0.003%以下，更佳為各自設為0.002%以下。當然，Ti及Nb的含量亦可為0%。

選自Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、REM：0.0200%以下中的一種或兩種以上

Ca、Mg及REM(稀土類金屬)是對於夾雜物的形態控制而言有用的元素。所謂夾雜物的形態控制是指將伸展的夾雜物設為粒狀的夾雜物。經由所述夾雜物的形態控制而使延展性、低溫韌性及耐應力腐蝕裂紋性提高。為了獲得此種效果，Ca及Mg較佳為含有0.0005%以上，REM較佳為含有0.0010%以上。另一方面， 若亦含有大量的任意的元素，則非金屬夾雜物量增加，反而導致延展性、低溫韌性、耐應力腐蝕裂紋性降低。另外，於經濟上不利。

因此，在含有Ca及Mg時，分別設為0.0100%以下，在含有REM時，設為0.0200%以下。較佳為Ca設為0.0005%以上且0.0090%以下，Mg設為0.0005%以上且0.0090%以下，REM設為0.0010%以上且0.0180%以下。更佳為Ca設為0.0010%以上且0.0080%以下，Mg設為0.0010%以上且0.0080%以下，REM設為0.0020%以上且0.0150%以下。進而佳為Ca設為0.0015%以上且0.0050%以下，Mg設為0.0015%以上且0.0050%以下，REM設為0.0030%以上且0.0100%以下。

關於本發明的沃斯田鐵鋼材，所述成分以外的剩餘部分為鐵(Fe)及不可避免的雜質。作為此處的不可避免的雜質，可列舉H、B等，只要是以各元素的合計計為0.01%以下則可允許。

將所述元素設為基本的成分組成。藉由所述基本的成分組成，可獲得本發明中作為目標的特性。在本發明中，為了進一步提高強度及低溫韌性，除了所述元素以外，可視需要含有下述元素。

再者，下述所示的Cu、Ni、Mo、V、W的各成分可視需要含有，因此該些成分亦可為0%。

選自Cu：1.0%以下、Ni：1.0%以下、Mo：2.0%以下、V：2.0%以下、W：2.0%以下中的一種或兩種以上

Cu：1.0%以下、Ni：1.0%以下

Cu及Ni是不僅藉由固溶強化使鋼板高強度化，而且使位錯的遷移率提高且亦提高低溫韌性的元素。為了獲得此種效果，Cu及Ni較佳為含有0.01%以上。另一方面，若Cu及Ni含有超過1.0%，則軋製時除了表面性狀劣化之外，亦會增加製造成本的負擔。因此，在含有該些合金元素時，其含量較佳為各自設為1.0%以下。Cu及Ni分別更佳為設為0.03%以上，更佳為設為0.7%以下。進而佳為設為0.5%以下。

Mo：2.0%以下、V：2.0%以下、W：2.0%以下

Mo、V及W有助於沃斯田鐵的穩定化並且有助於母材強度的提高。為了獲得此種效果，Mo、V及W較佳為各自含有0.001%以上。另一方面，若Mo、V及W各自含有超過2.0%，則會生成粗大的碳氮化物，有時會成為破壞的起點，除此以外會增加製造成本的負擔。因此，在含有該些合金元素時，其含量較佳為各自設為2.0%以下。Mo、V及W分別更佳為設為0.003%以上，更佳為設為1.7%以下。進而佳為設為0.1%以上，進而佳為設為1.5%以下。

[鋼材的顯微組織]

接著，對本發明中如上所述限定顯微組織的理由進行說明。

鋼材的表面下1mm位置的最大結晶粒徑：小於200μm

如上所述，在鋼材(母材)的結晶粒徑粗大時，在碳化物形成時C缺乏。藉由將鋼材的表面下1mm位置的最大結晶粒徑設 為小於200μm，即使在對鋼材進行線狀加熱後，亦可將晶界中的C濃度設為0.100%以上。即，在線狀加熱後獲得的結構物(例如槽)的線狀加熱部中，可製造具有-269℃以上的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上的優異的低溫韌性的鋼材。

最大結晶粒徑較佳為150μm以下，更佳為100μm以下，進而佳為80μm以下。最大結晶粒徑的下限值並無特別規定。為了確保熱軋鋼板(鋼材)的韌性，最大結晶粒徑較佳為50μm以上，更佳為60μm以上。此處，所述晶粒是指藉由蝕刻出現的粒子。在本發明中，所述最大結晶粒徑可利用後述的實施例中記載的方法測定。

再者，在本發明中，藉由進行按照後述的條件的熱軋，可將鋼材的最大結晶粒徑控制在所述數值範圍內。其結果，即使在線狀加熱後，亦可確保晶界中的C濃度，可實現所述吸收能量。

鋼材的表面下1mm位置處的結晶粒徑50μm以上的個數密度(較佳條件)

高Mn鋼的破壞的起點是晶界，裂縫在粒界傳播，因此存在粗大的晶粒，藉此可抑制裂縫的傳播，進一步提高低溫韌性。為此，具有結晶粒徑為50μm以上的尺寸的沃斯田鐵晶粒的數量較佳為每1mm²為1.0個以上，更佳為2.0個以上。另一方面，在所述沃斯田鐵晶粒的數量為每1mm²超過10.0個時，強度降低。因此，較佳為每1mm²為10.0個以下，更佳為9.0個以下。

在本發明中，所述結晶粒徑50μm以上的沃斯田鐵晶粒的每 1mm²的個數(個數密度)可利用後述的實施例中記載的方法測定。所述個數密度可藉由進行後述的熱軋而控制在所述數值範圍內。

鋼材的表面下1mm位置的夾雜物粒徑(較佳條件)

於在鋼材的表面下1mm位置存在粗大的夾雜物時，耐應力腐蝕裂紋性降低。可知在鋼材的表面下1mm位置處的夾雜物粒徑分佈的前10%的夾雜物粒徑(前10%夾雜物粒徑)超過3.5μm時，耐應力腐蝕裂紋性降低。據此，較佳為將所述前10%夾雜物粒徑設為3.5μm以下，更佳為設為3.0μm以下。另一方面，所述前10%夾雜物粒徑越小越佳，就製造性的觀點而言，較佳為設為1.5μm以上，更佳為設為2.0μm以上。

此處，所謂「前10%夾雜物粒徑」是指在夾雜物粒徑分佈中在按照大小的順序整理夾雜物粒徑時位於10%位置的粒徑。在本發明中，所述夾雜物粒徑可利用後述的實施例中記載的方法來測定。

再者，在本發明中，「鋼材(沃斯田鐵鋼材)」是指板厚6mm以上的鋼板。就較佳地用作在極低溫環境下使用的結構用鋼的素材的觀點而言，板厚較佳為設為超過9mm，進而佳為設為12mm以上。板厚的上限並無特別限定，可設為任意的厚度，但較佳為設為40mm以下。

[鋼材的製造方法]

接著，對本發明的一實施方式的鋼材的製造方法進行說明。

關於本發明的鋼材(沃斯田鐵鋼材)，可利用轉爐、電爐等熔製方法熔製具有所述成分組成的鋼液。另外，亦可在真空脫氣爐中進行兩次精煉。

此時，為了將妨礙組織控制的Ti及Nb限制在所述數值範圍內，需要採取避免自原料等中不可避免地混入Ti及Nb且減少該些的含量的措施。例如，藉由降低精煉階段的爐渣的鹼度，使該些合金濃縮成爐渣排出，減少最終的板坯製品中的Ti及Nb的濃度。或者，亦可為吹入氧使其氧化，回流時使Ti及Nb的合金浮起分離等方法。

之後，較佳為藉由連續鑄造法、造塊-分塊軋製法等鑄造方法，製成規定尺寸的板坯等鋼素材。

以下，對用於將所述鋼素材製造成線狀加熱後的低溫韌性優異的鋼材(沃斯田鐵鋼材)的製造條件進行詳細說明。

為了獲得所述結構的沃斯田鐵鋼材，重要的是將所述成分組成的鋼素材加熱為1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，繼而進行使950℃以上的總壓下率為40%以上的軋製後，在小於950℃下進行一次以上的熱軋道次，且在使精軋結束溫度為750℃以上的條件下實施熱軋。而且，在所述熱軋結束後進行冷卻。此處的溫度控制以鋼素材的表面溫度為基準。

再者，在以下的製造方法的說明中，有關溫度的「℃」表達只要無特別說明，則分別是鋼素材或鋼板的表面溫度。表面溫度例如可利用放射溫度計等來測定。另外，板坯或鋼板的板厚 中心位置的溫度例如可藉由在鋼板的板厚中心附加熱電偶來測定，或者藉由傳熱分析計算鋼板剖面內的溫度分佈，並根據鋼板的表面溫度修正其結果來求出。

鋼素材的加熱溫度：1100℃以上且1300℃以下

為了利用熱軋使Mn擴散，熱軋前的鋼素材的加熱溫度設為1100℃以上。藉由使Mn擴散，即使在Mn負偏析部亦可確保沃斯田鐵的穩定度。藉此，在線狀加熱部中亦可確保沃斯田鐵的穩定度，可防止脆性破壞。即，可確保-269℃下的吸收能量。另一方面，若加熱溫度超過1300℃，則有鋼開始熔化之虞，因此加熱溫度的上限設為1300℃。鋼素材的加熱溫度較佳為1130℃以上，較佳為1270℃以下。更佳為1150℃以上，更佳為1250℃以下。

熱軋

950℃以上的總壓下率：40%以上

如上所述，在本發明中，重要的是將鋼材的表面下1mm位置的最大結晶粒徑設為小於200μm。若在再結晶區域的軋製中無法製成等軸粒，則在之後的未再結晶區域的軋製中亦會作為粗大粒子殘留，最大結晶粒徑成為200μm以上。而且，結晶粒徑50μm以上的個數密度超過10.0個/mm²。因此，有效的是在再結晶區域、即950℃以上的溫度區域確保總壓下率為40%以上。再結晶區域中的總壓下率較佳為50%以上，更佳為52%以上。再結晶區域中的總壓下率的上限並無特別規定，就確保強度的理由而言，再結晶區域中的總壓下率較佳為設為85%以下，更佳為設為70%以下。

小於950℃下的熱軋道次數：一次以上且精軋結束溫度：750℃以上

為了使在950℃以上的熱軋中形成的等軸粒微細，重要的是將小於950℃下的熱軋道次數設為一次以上。較佳為兩次以上。在不存在小於950℃下的熱軋道次時，最大結晶粒徑成為200μm以上。而且，結晶粒徑50μm以上的個數密度超過10.0個/mm²。所述熱軋道次數的上限並無特別規定。就製造性的觀點而言，所述熱軋道次數較佳為設為10次以下，更佳為8次以下。在小於750℃下進行熱軋時，結晶粒徑變得過度微細，低溫韌性降低，因此精軋結束溫度設為750℃以上。在精軋結束溫度為775℃以下時，結晶粒徑變得微細，其結果，有時最大結晶粒徑小於50μm，因此精軋結束溫度較佳為設為超過775℃，更佳為780℃以上。精軋結束溫度的上限並無特別規定。就確保強度的觀點而言，精軋結束溫度較佳為設為930℃以下，更佳為設為900℃以下。

冷卻

熱軋結束後，進行冷卻。冷卻條件並無特別規定。在本發明中，較佳為自(熱軋結束時的溫度-100℃)以上的溫度起以1.0℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至600℃以下。藉此，抑制碳化物生成及P的粒界偏析，可進一步提高鋼材的特性。所述「熱軋結束時的溫度」是指精軋結束溫度。

再者，所述平均冷卻速度的上限並無特別規定。就控制冷卻停止溫度的觀點而言，較佳為設為30.0℃/s以下。

接著，對以本發明的鋼材為素材且對該素材進行線狀加熱而製造的鋼結構物(例如槽)進行說明。

本發明的槽是在特定的線狀加熱條件下對所述鋼材進行線狀加熱而形成曲面，並將加工成曲面的鋼材焊接而製造。在以所述方式製造的本發明的槽中，母材部中的成分組成及顯微組織與所述鋼材(沃斯田鐵鋼材)者相同。

另外，本發明的槽中的線狀加熱後的母材部的表面下1mm位置處的晶界中的C濃度成為0.100%以上。若線狀加熱後的母材部的所述位置處的晶界中的C濃度小於0.100%，則無法確保粒界強度。因此，線狀加熱後的母材部的所述位置處的晶界中的C濃度設為0.100%以上。較佳為0.200%以上，更佳為0.250%以上。線狀加熱後的母材部的所述位置處的晶界中的C濃度的上限並無特別規定。就伴隨過度的Cr碳化物形成的低溫韌性降低的觀點而言，較佳為設為0.600%以下，更佳為設為0.550%以下。

以所述方式製造的本發明的槽中，可使線狀加熱後的線狀加熱部的表面下1mm位置處的-269℃以上的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。再者，所述夏氏衝擊試驗的吸收能量可利用後述的實施例中記載的方法來測定。即，關於線狀加熱部中的-269℃以上的夏氏衝擊試驗的吸收能量，在全尺寸時為41J以上，在5mm小尺寸(sub-size)時為27J以上。

另外，根據本發明，亦可具備耐應力腐蝕裂紋性。

接下來，對所述槽的較佳的製造方法的一例進行說明。

本發明的槽是在以下的條件下對所述鋼材進行線狀加熱而形成曲面，並將加工成曲面的鋼材焊接而製造。再者，對作為素材的鋼材(沃斯田鐵鋼材)的製造方法已經進行了說明，因此省略。此處，對較佳的線狀加熱條件及焊接條件進行說明。

[線狀加熱條件]

在使鋼材的表面加熱溫度的目標(加熱目標溫度)為900℃以下的條件下對鋼材進行線狀加熱。加熱後，將該鋼材空冷至以表面溫度計為500℃以下，之後進行水冷。進行所述加熱及空冷的線狀加熱處理可為一次，或者亦可重覆(反覆)一次以上。為了使顯微組織發生變化，反覆次數較佳為一次以上。由於局部的熱循環歷史變得複雜，因此反覆次數較佳為5次以下。所述加熱溫度較佳為設為超過800℃。

[焊接條件]

就為高強度及高延展性且確保優異的極低溫衝擊韌性的觀點而言，焊接是使用實芯焊絲(直徑1.2mm)作為電極，無預熱，且以向下姿勢，在道次間溫度：100℃~150℃、保護氣體：80%Ar+20%CO₂的條件下實施。再者，有關保護氣體的「%」的表達是指「體積%」。

[實施例]

以下，基於實施例對本發明進行更詳細的說明。再者，以下的實施例表示本發明的較佳的一例，本發明並不限定於所述實施例。

藉由轉爐-桶式精煉-連續鑄造法製作表1所示的成分組成的鋼坯。再者，表1所示的「-」表示未有意添加元素，且是指不僅包括不含有元素(%)的情況，而且亦包括不可避免地含有元素的情況。繼而，將所獲得的鋼坯在表2-1所示的條件下進行熱軋，之後進行冷卻，製作板厚為6mm~40mm的鋼材(熱軋鋼板)。

使用所獲得的熱軋鋼板(鋼板)，按照下述要領實施結晶粒徑及夾雜物粒徑的評價。

接下來，對所獲得的鋼板進行線狀加熱，使用線狀加熱後的鋼板，分別按照下述要領實施C濃度、低溫韌性及耐應力腐蝕裂紋性的評價。

此處，對所述線狀加熱進行說明。作為線狀加熱，進行圖1所示的板線狀加熱。如圖1所示，由所獲得的鋼板製作縱為1000mm、橫為500mm的線狀加熱試驗體，在寬度方向(軋製方向A)的1/2位置處利用約束板2固定該試驗體，在以下的條件下進行板線狀加熱。條件是將鋼材的表面加熱溫度目標設為900℃，加熱至該溫度，空冷至以鋼材的表面溫度計為500℃以下，之後進行水冷。同一區域的線狀加熱在表2-2所示的條件下反覆進行。

另外，線狀加熱處理後的鋼板彼此的焊接是使用實芯焊絲(直徑1.2mm)作為電極，無預熱，設為向下姿勢，且在表2-2所示的焊接條件下進行。

(1)顯微組織評價

[結晶粒徑]

關於所獲得的熱軋鋼板，在對軋製方向剖面進行研磨後進行蝕刻，繼而，使用光學顯微鏡以200倍的倍率拍攝鋼板表面下1mm位置。自拍攝的圖像中隨機選擇藉由蝕刻出現的100個晶粒，將晶粒的圓相當徑設為結晶粒徑，求出鋼板表面下1mm位置的最大結晶粒徑(μm)。另外，求出100個晶粒的總面積與50μm以上的晶粒的個數，求出每1mm²的結晶粒徑50μm以上的個數密度(mm²/個)。再者，腐蝕液使用王水。

[夾雜物粒徑]

使用掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)對所獲得的熱軋鋼板調查夾雜物粒徑。評價區域設為200mm²，求出鋼板表面下1mm位置的前10%夾雜物粒徑(μm)。

[C濃度]

由對所獲得的熱軋鋼板進行線狀加熱後的鋼板製作12mm×10mm的穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)樣品。針對該樣品，使用TEM(穿透式電子顯微鏡)附帶的能量分散式光譜儀(Energy Dispersive Spectrometer，EDS)檢測器，橫跨無碳化物的粒界進行組成分析，評價所獲得的C濃度。將鋼板的表面下1mm位置作為觀察對象。對10個粒界進行分析，求出其平均值。

(2)低溫韌性

線狀加熱部的低溫韌性的評價如以下般進行。

由所獲得的熱軋鋼板製作圖1所示的線狀加熱試驗體，使用 在所述條件下對該試驗體進行板線狀加熱後的鋼板，進行線狀加熱部的低溫韌性的評價。依據日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)Z 2242(2005年)的規定，自板厚為10mm以上的線狀加熱部採集夏氏V型缺口試驗片(全尺寸的夏氏V型缺口試驗片)。使用3個夏氏V型缺口試驗片，於-196℃及-269℃下實施夏氏衝擊試驗。求出各溫度下的3個吸收能量的平均值。在本實施例中，在全尺寸的夏氏V型缺口試驗片的情況下，將在-269℃下的3個吸收能量的平均值為41J以上判定為低溫韌性優異。

再者，關於板厚小於10mm的線狀加熱部，依據JIS Z 2242(2005年)的規定採集5mm小尺寸的夏氏V型缺口試驗片。使用3個夏氏V型缺口試驗片，在-196℃及-269℃下實施夏氏衝擊試驗。求出各溫度下的3個吸收能量的平均值。表2中，在使用小尺寸的夏氏V型缺口試驗片實施的樣品中，在吸收能量的項目中表示為「*1」。在小尺寸的夏氏V型缺口試驗片的情況下，將在-269℃下的3個吸收能量的平均值為27J以上判定為低溫韌性優異。

(3)耐應力腐蝕裂紋性

耐應力腐蝕裂紋性的評價基於美國材料試驗協會(American Society for Testing and Material，ASTM)G36進行應力腐蝕裂紋試驗。自所獲得的熱軋鋼板的表面下1mm位置採集板厚2.5mm、寬20mm、長80mm的尺寸的試驗片。溶液設為沸騰MgCl₂，彎曲半徑設為5mm。在將對所述溶液賦予了應力的試驗片浸漬400 小時後，確認有無裂紋的產生。將無裂紋的產生的情況評價為表2-2所示的「○(合格)」，將有裂紋的產生的情況評價為表2-2所示的「×(不合格)」。

將藉由以上而獲得的結果示於表2-1及表2-2中。

如表2-1及表2-2所示，確認了本發明的沃斯田鐵鋼材滿足作為所述目標性能的顯微組織中的最大結晶粒徑：小於200μm。確認了在對本發明的沃斯田鐵鋼材進行線狀加熱的部位，滿足作為所述目標性能的晶界中的C濃度：0.100%以上、夏氏衝擊試驗的吸收能量(vE_-269)為41J以上、5mm小尺寸下為27J以上。

與此相對，在脫離本發明的範圍的比較例中，無法滿足所述目標性能。

Claims (9)

1. 一種鋼材，具有如下成分組成，且顯微組織中，鋼材的表面下1mm位置的最大結晶粒徑為50μm以上且小於200μm，所述成分組成以質量%計含有C：0.200%以上且0.700%以下、Si：0.05%以上且1.00%以下、Mn：20.0%以上且40.0%以下、P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Al：5.00%以下、Cr：2.0%以上且7.0%以下、N：0.0500%以下、O：0.0050%以下、Ti：小於0.005%、Nb：小於0.005%，且含有選自Ca：0.0005%以上且0.0100%以下、Mg：0.0005%以上且0.0100%以下、REM：0.0010%以上且0.0200%以下中的一種或兩種以上，剩餘部分包含鐵及不可避免的雜質，經線狀加熱的線狀加熱部的表面下1mm位置處的-269℃的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。
2. 如請求項1所述的鋼材，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自 Cu：0.01%以上且1.0%以下、Ni：0.01%以上且1.0%以下、Mo：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且2.0%以下、W：0.001%以上且2.0%以下中的一種或兩種以上。
3. 如請求項1或請求項2所述的鋼材，其中所述顯微組織中，鋼材的表面下1mm位置處的結晶粒徑50μm以上的個數密度為1.0個/mm²以上。
4. 如請求項1或請求項2所述的鋼材，其中所述顯微組織中，鋼材的表面下1mm位置處的夾雜物粒徑分佈的前10%的夾雜物粒徑為3.5μm以下。
5. 如請求項3所述的鋼材，其中所述顯微組織中，鋼材的表面下1mm位置處的夾雜物粒徑分佈的前10%的夾雜物粒徑為3.5μm以下。
6. 一種鋼材的製造方法，製造如請求項1至請求項5中任一項所述的鋼材，所述鋼材的製造方法中，將具有所述成分組成的鋼素材加熱為1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，在950℃以上的總壓下率：40%以上、小於950℃下的熱軋道次數：一次以上、以及精軋結束溫度：750℃以上的條件下進行熱軋， 之後，進行冷卻。
7. 一種槽，是將如請求項1至請求項5中任一項所述的鋼材焊接而成的槽，經線狀加熱的母材部的表面下1mm位置處的晶界中的C濃度為0.100%以上，經線狀加熱的線狀加熱部的表面下1mm位置處的-269℃的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。
8. 一種槽的製造方法，製造如請求項7所述的槽，所述槽的製造方法中，實施將如請求項1至請求項5中任一項所述的鋼材的表面加熱至900℃以下並將所述鋼材空冷至以表面溫度計為500℃以下後進行水冷的線狀加熱處理來進行曲面加工，繼而，將經曲面加工的鋼材彼此焊接。
9. 如請求項8所述的槽的製造方法，其中所述焊接使用實芯焊絲作為電極，在道次間溫度：100℃~150℃、保護氣體：80%Ar+20%CO₂的條件下進行。