TWI719857B - 鋼材及其製造方法以及槽 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種鋼材及其製造方法以及槽。關於本發明的鋼材，顯微組織以面積率計95%以上為FCC，板厚1/2位置的(110)[001]織構強度小於10.0，板厚1/2位置的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。

Description

鋼材及其製造方法以及槽

本發明是有關於一種適合用於例如液化氣貯槽用槽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的槽。

為了使用熱軋鋼板作為液化氣貯槽用結構物的素材，由於使用環境的溫度極低，因此鋼板除了高強度以外，亦要求低溫下的韌性優異。例如，於在液化天然氣的貯槽中使用熱軋鋼板時，需要確保在液化天然氣的沸點：-164℃以下優異的韌性。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強烈要求提高低溫韌性。再者，在以後的說明中，包含-164℃以下的極低溫區域在內統稱為「低溫」。

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、9%Ni鋼或者5000系鋁合金。但是，由於合金成本或製造成本高，因此對於廉價且低溫韌性優異的鋼材有需求。

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中提出了藉由使碳化物的面積分率為5%以下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：日本專利特表2015-508452號公報

關於專利文獻1中記載的沃斯田鐵系鋼材，就抑制碳化物的觀點而言，焊接熱影響部的冷卻速度限定為10℃/s以上。於將板厚小於10mm的鋼板以10℃/s以上冷卻時，鋼板容易發生翹曲或變形，需要形狀矯正等多餘的步驟，生產性受到阻礙。通常，軋製寬度方向(C方向)的低溫韌性與軋製方向(L方向)的低溫韌性相比存在劣化的傾向，但在專利文獻1中並未對該C方向的低溫韌性進行任何驗證。

另外，液化氣貯槽用結構物(例如液化氣貯槽用槽)藉由焊接鋼材製造而成。向液化氣貯槽用槽(以下，亦有時稱為槽)的內壁施加來自液化天然氣的內壓，因此對於構成槽的鋼材，不僅在軋製方向(L方向)及板寬方向(C方向)，而且在與構成槽的所有鋼材平行的方向(以下，亦有時稱為「所有方向」)亦產生拉伸應力。進而，槽的焊接部亦產生L方向及C方向的拉伸應力。 因此，在將鋼材用於槽的素材的情況下，母材(母材部)及焊接部需要具有可承受所有方向、其中L方向及C方向的拉伸應力引 起的負荷的特性。再者，如上所述，在本發明中，所述「所有方向」是指包括與軋製方向垂直的方向、平行的方向在內的所有方向。

本發明是鑑於所述課題而完成，其目的在於提供一種低溫韌性優異的鋼材及其製造方法以及槽。

此處，所述「焊接熱影響部」是指在一般鋼中韌性降低的部分、即、焊接熱影響部粗粒區域(CGHAZ)。

另外，所述「低溫韌性優異」是指鋼材中，板厚1/2位置的所有方向上的-196℃的夏氏衝擊試驗的吸收能量(vE_-196)為41J以上。通常，與L方向及Z方向(板厚方向)相比，C方向的夏氏衝擊試驗的吸收能量顯示出最低的值。因此，在本發明中，若C方向的吸收能量(vE_-196)為41J，則稱為「低溫韌性優異」。 再者，所述「41J」是國際船級協會聯合會(International Association of Classification Societies，IACS)於目前2019年製定的高Mn鋼的L方向的-196℃的規格方案，作為C方向的吸收能量提出了27J。根據本發明，在C方向的夏氏衝擊試驗中亦可滿足L方向的規格。

為了達成所述課題，本發明者等人以沃斯田鐵鋼材(例如高Mn鋼材)為對象，對鋼材(鋼板)的成分組成、顯微組織及製造方法、以及決定焊接所述鋼材的焊接部的特性的各種因素進行了深入研究。結果獲得了以下的a~d的見解。

a.為了提高-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量，重要的是抑制面心立方結構(Face Center Cubic，FCC)中表面原子密度最小的(110)[001]的織構的發展。對於提高吸收能量而言有效的是在適當的條件下實施熱軋且將(110)[001]織構強度控制為小於10.0。較佳為(110)[001]織構強度小於9.0。

b.高Mn的沃斯田鐵鋼由於含有大量的Mn，因此硫化物系夾雜物與碳鋼相比大量存在。進而，由於硫化物系夾雜物在軋製方向上伸長，因此一般來說夏氏衝擊試驗的C方向斷面與L方向斷面相比，硫化物系夾雜物的面積率高。硫化物系夾雜物是破壞起點的一個因素，因此於熱軋後硫化物系夾雜物的清潔度為1.0%以上時，會導致低溫韌性的劣化。據此，對於提高高Mn鋼的低溫韌性而言有效的是降低硫化物系夾雜物的清潔度。

c.在熱軋中，若在適當的條件下進行交叉軋製，則在C方向上亦可實現所述b。

d.高Mn鋼與碳鋼不同，焊接時不會發生相變，因此焊接後亦會維持焊接前的顯微組織。

本發明是對以上見解進一步加以研究而完成，其要旨如下所述。

[1]一種鋼材，其中顯微組織以面積率計95%以上為FCC，板厚1/2位置的(110)[001]織構強度小於10.0，板厚1/2位置的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。

[2]如[1]所述的鋼材，其中焊接熱影響部粗粒區域中的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。

[3]如[1]或[2]所述的鋼材，其為如下成分組成，所述成分組成以質量%計含有C：0.100%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，所述顯微組織中硫化物系夾雜物的清潔度小於1.0%。

[4]如[3]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。

[5]如[1]~[4]中任一項所述的鋼材，其中所述硫化物系夾雜物為MnS。

[6]一種鋼材的製造方法，製造如[1]~[5]中任一項所述的鋼材，將鋼素材加熱為1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，於由(1)式算出的交叉軋製比為20以下且精軋結束溫度為750℃以上的條件下進行熱軋後，進行冷卻； 交叉軋製比=軋製方向軋製比/軋製直角方向軋製比…(1)。

[7]一種槽，焊接有如[1]~[5]中任一項所述的鋼材，焊接熱影響部粗粒區域中的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。

根據本發明，可提供低溫韌性優異的鋼材及其製造方法。另外，本發明的鋼材適合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，藉此可提供焊接後的母材及焊接熱影響部均具有優異的低溫韌性的槽。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。

以下，詳細說明本發明。再者，本發明並不限定於以下的實施方式。

首先，詳細說明本發明的技術思想。

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)。為了使用該高Mn鋼材作為低溫環境下使用的鋼結構物(例如槽)的素材，要求槽的內壁以及焊接部具有可承受貯槽的氣體的內壓的特性、特別是可承受不僅L方向及C方向而且所有方向上的拉伸應力引起的負荷的特性。

高Mn鋼材(此處，是指Mn含量為20.0質量%~40.0質量%的鋼板)是沃斯田鐵鋼材，因此基本上不發生脆性破壞，大部分是延展性破壞。與此相對，普通鋼(此處，是指常溫下的晶體結構為體心立方結構(Body-centered cubic，BCC)的低碳鋼板)中，延展性破壞與織構無關，另外，普通鋼的平台能量(shelf energy)(最大吸收能量)為200J以上，根據條件亦有時超過300J。即，普通鋼的吸收能量充分大，因此在普通鋼的情況下，若不形成脆性斷面，則吸收能量無需成為問題。

本發明者等人的研究結果表明，關於高Mn鋼材，於-196℃的超低溫下進行夏氏衝擊試驗時，雖然是延展性破壞，但L方 向的吸收能量為100J左右，C方向的吸收能量有時低於41J。該情況意味著在焊接高Mn鋼材而製造的槽的母材及焊接部中，在相對於軋製方向垂直的方向上作用有拉伸的衝擊應力的情況下，容易破壞。

即，施加到槽的內壁及焊接部的液化天然氣的內壓產生於L方向、C方向及與構成槽的所有鋼材的內側的面(內壁)平行的方向上，因此需要對所有方向具有充分的韌性值。眾所周知，軋製材料在採取相對於軋製方向為C方向的夏氏衝擊試驗片時韌性最低。因此，重要的是提高C方向的夏氏衝擊試驗的韌性值。

再者，所謂「C方向」是指相對於軋製方向(L方向)垂直的方向。所謂「C方向的夏氏衝擊試驗」是指夏氏衝擊試驗片的長度方向與C方向平行，凹口朝向軋製方向。所謂本申請案的「軋製方向」是指將軋製材料向各種方向軋製中總壓下量最大的軋製方向。

因此，本發明者等人對該原因進行了進一步深入調查，結果新發現了軋製織構(軋製引起的織構)起因於所述吸收能量的差異、即、延展性破壞與織構的關係。以下說明延展性破壞與織構的關係。

在本發明中，著眼於夏氏衝擊試驗中的夏氏試驗片的打擊方向。考慮以夏氏試驗片的長度方向成為鋼板的軋製方向的方式採取的L方向夏氏試驗片(其中，凹口朝向C方向)、以及以夏氏試驗片的長度方向成為與鋼板的軋製方向垂直的方向的方式採 取的C方向夏氏試驗片(其中，凹口朝向L方向)的打擊方向。

如上所述，若(110)的織構變高，則存在韌性進一步降低的傾向。其理由不明確，但如後所述，認為大概是受(110)[001]織構的影響。該織構在C方向上配向有(100)面，在L方向上配向有(110)面，因此在C方向上具有凹口的L方向夏氏衝擊試驗中可獲得良好的值，但在L方向上具有凹口的C方向夏氏衝擊試驗中則為較差的值。在JIS標準中，C方向夏氏衝擊試驗的吸收能量值規定為27J以上，可為較低值。但是，在形成槽的情況下，如上所述，由於應力施加在所有方向上，因此較佳為在C方向上亦具有與L方向相同程度的吸收能量。

母材在沃斯田鐵鋼材的情況下即使升溫亦無相變，因此焊接沃斯田鐵鋼材而獲得的焊接部的織構為與母材大致相同的狀態、即不發生變化。因此，在製造作為母材的沃斯田鐵鋼材時重要的是預先製作織構。

因此，在本發明中，在後述的熱軋步驟中，藉由盡可能同等程度地混合在通常的軋製時容易形成的(110)[001]織構、以及在旋轉90度進行軋製的交叉軋製中使其他方位發展的織構，來降低(110)[001]織構的強度(即，使(110)[001]織構不發展)。 此處，在面心立方結構(FCC)中，(110)面中的表面原子密度最小，且表面原子密度小的面為最脆的面。認為在延展性破壞中，所述脆的面容易被撕裂，吸收能量降低。因此，認為藉由使(110)[001]織構不發展，可使L方向及C方向的夏氏吸收能量均等化。

其次，對本發明的鋼材進行說明。

關於本發明的鋼材，常壓下的顯微組織是以面積率計95%以上為FCC結構，板厚1/2位置的(110)[001]織構強度小於10.0，板厚1/2位置的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。

另外，關於本發明的鋼材，可將在焊接的焊接熱影響部粗粒區域中的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量設為41J以上。另外，關於顯微組織，可將硫化物系夾雜物的清潔度設為小於1.0%。

以下在本發明中說明如上所述地限定顯微組織的理由。

[鋼材的顯微組織]

常壓下的顯微組織：以面積率計95%以上為FCC結構

在本發明中，所謂「常壓下的顯微組織」，是指在壓力1atm下自1300℃以下的溫度起到-273℃為止的溫度區域中的顯微組織。在高Mn鋼材的情況下，1300℃以下的溫度區域(例如1250℃)中的顯微組織以面積率計95%以上為FCC。

如上所述，在鋼材的晶體結構為體心立方結構(BCC)的情況下，由於該鋼材有可能在低溫環境下引起脆性破壞，因此不適於在低溫環境下使用。因此，於假定在低溫環境下使用時，鋼材的基體相需要晶體結構為面心立方結構(FCC)。再者，在本發明中，所謂「將沃斯田鐵作為基體相」是指沃斯田鐵相相對於顯微組織整體以面積率計為95%以上。沃斯田鐵相較佳為97%以上。沃斯田鐵相以外的剩餘部分為鐵氧體相及/或麻田散鐵相。沃 斯田鐵相以外的剩餘部分較佳為各相的合計面積率為5%以下。

再者，在本發明中，沃斯田鐵相等的面積分率可利用後述的實施例中記載的方法來測定。

(110)[001]織構強度：小於10.0

在本發明中，如上所述，為了提高鋼材(母材)以及焊接熱影響部的低溫韌性，重要的是在適當的條件下進行熱軋。藉此可降低顯微組織、特別是(110)[001]織構的強度，使C方向與L方向的夏氏吸收能量均等化。

若板厚1/2位置的顯微組織中的(110)[001]織構強度為10.0以上，則龜裂容易傳播。其結果是吸收能量降低。因此，所述(110)[001]織構強度設為小於10.0。較佳為設為9.0以下。 由於L方向的吸收能量降低，因此板厚1/2位置的顯微組織中的(110)[001]織構強度較佳為設為1.0以上。

硫化物系夾雜物的潔淨度：小於1.0%(較佳條件)

若板厚1/2位置的顯微組織中的硫化物系夾雜物的清潔度為1.0%以上，則成為破壞的起點。其結果有吸收能量降低之虞。因此，所述硫化物系夾雜物的清潔度較佳為設為小於1.0%。更佳為設為0.8%以下。

再者，所述清潔度藉由以下的(2)式算出。

d=(n/p×f)×100… (2)

此處，設為所述(2)式中的p：視野內的總網格點數，f：視野數，n：由f個視野中的夾雜物所佔的網格點中心的數量。因此，清潔度是算出鋼材的板厚1/2位置的硫化物系夾雜物所佔的面積百分率的值，表示C方向的硫化物系夾雜物。作為硫化物系夾雜物，例如可列舉MnS。

所述(110)[001]織構強度：小於10.0與硫化物系夾雜物的清潔度：小於1.0%可藉由按照後述的條件進行熱軋來實現。

再者，在本發明中，所述織構強度及硫化物系夾雜物的清潔度可藉由後述的實施例中記載的方法來測定。

具有以上的顯微組織的本發明的鋼材的低溫韌性優異。

此處，測定具有所述顯微組織的鋼材(母材)及焊接熱影響部在-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量。

關於鋼材的板厚1/2位置的顯微組織，若將(110)[001]織構強度設為小於10.0，則在鋼材的板厚1/2位置，在包括C方向及L方向在內的所有方向上可實現吸收能量(vE_-196)：41J以上。藉此，即使在焊接本發明的鋼材的焊接部中，亦可實現焊接熱影響部粗粒區域的C方向的吸收能量(vE_-196)：41J以上。再者，較佳的熱量等焊接條件與後述槽的較佳的焊接條件相同，因此此處省略。

另外，除了所述織構強度以外，若將鋼材的板厚1/2位置的硫化物系夾雜物的清潔度設為小於1.0%，則在顯示低值的C方向上，亦可更有效地獲得吸收能量(vE_-196)：41J以上。

接著，對本發明的鋼材(沃斯田鐵鋼材)中的成分組成的較佳的範圍進行說明。再者，關於使用本發明的沃斯田鐵鋼材(例如高Mn鋼材)作為素材並焊接該鋼材而獲得的結構體(例如槽)，母材及焊接部亦為同樣的成分組成及顯微組織(但是，焊接部的沃斯田鐵粒徑變大)。

[成分組成]

在本發明中，沃斯田鐵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「%」的表示只要無特別說明，則是指「質量%」。

C：0.100%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。為了獲得所述效果，C較佳為含有0.100%以上。另一方面，若C含有超過0.700%，則會過度生成Cr碳化物，有低溫韌性降低之虞。因此，C較佳為設為0.100%以上且0.700%以下。 C更佳為設為0.200%以上，更佳為設為0.600%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。為了獲得所述效果，Si較佳為含有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，因此有低溫韌性劣化之虞。因此，Si較佳為設為0.05%以上且1.00%以下。Si更佳為設為0.07%以 上，更佳為設為0.80%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較佳為含有20.0%以上。另一方面，於Mn含有超過40.0%時，有低溫韌性劣化之虞。另外，有焊接性、切斷性劣化之虞。進而，助長偏析，助長應力腐蝕裂紋的產生。因此，Mn較佳為設為20.0%以上且40.0%以下。Mn更佳為設為23.0%以上。更佳為設為35.0%以下，進而佳為設為30.0%以下。

P：0.030%以下

若P含有超過0.030%，則粒界過度偏析，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，因此理想的是設為0.002%以上。p更佳為設為0.005%以上。 更佳為設為0.028%以下，進而佳為設為0.024%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設為0.0050%以下。更佳為設為0.0045%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理想的是設為0.0010%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。為了獲得所述效果，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，因此設為5.00%以下。Al更佳為設為0.01%以上，進而佳為設為0.02%以上。Al更佳為設為4.00%以下。

Cr：7.0%以下

Cr是提高粒界強度、提高低溫韌性的有效元素。為了獲得所述效果，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較佳為設為7.0%以下。Cr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更佳為設為6.7%以下，進而佳為設為6.5%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，且是提高低溫韌性的有效元素。 為了獲得所述效果，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，有韌性降低之虞。因此，N較佳為設為0.0500%以下。N較佳為設為0.0050%以上，更佳為設為0.0060%以上。N更佳為設為0.0400%以下。

O：0.0050%以下

O會因氧化物的形成而使低溫韌性劣化。因此，O設為0.0050%以下的範圍。較佳為設為0.0045%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理想的是設為0.0010%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是從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的含量分別抑制為小於0.005%。藉由將Ti及Nb的含量分別抑制為小於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的含量設為0.003%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硫化物系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、韌性及耐硫化物應力腐蝕裂紋性提高。為了獲得所述效果，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、韌性、耐硫化物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的情況下，分別較佳為設為0.0100%以下，在含有REM的情況下，較佳為設為0.0200%以下。 較佳為Ca設為0.0005%以上，Mg設為0.0005%以上，REM設為0.0010%以上。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0.0050%以下，Mg設為0.0050%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，只要是各元素的合計為0.01%以下則可允許。

較佳為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，可獲得本發明中的目標特性。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，可根據需要含有下述元素。

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。為了獲得所述效果，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的情況下，其含量較佳為分別設 為1.0%以下。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。為了獲得所述效果，Mo、V及W較佳為分別含有0.001%以上。另一方面，若Mo、V及W分別含有超過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，於含有該些合金元素時，其含量較佳為分別設為2.0%以下。更佳為設為0.003%以上，更佳為設為1.7%以下。 進而佳為設為1.5%以下。

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。就適合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、電爐等公知的熔製方法熔製具有所述成分組成的鋼水。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，需要採取避免從原料等中不可避免地混入Ti及Nb且減 少它們的含量的措施。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，亦可為吹入氧氣使其氧化，回流時使Ti及Nb的合金浮起分離等方法。

其後，較佳為藉由連續鑄造法、造塊-分塊軋製法等公知的鑄造方法，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。

為了獲得所述構成的沃斯田鐵鋼材，重要的是將鋼素材加熱為1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，實施規定的交叉軋製，並且進行精軋結束溫度為750℃以上的條件的熱軋。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「℃」表示只要無特別說明，則分別是鋼素材或鋼板的表面溫度。例如可利用放射溫度計等測定表面溫度。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截面內的溫度分佈，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，在焊接時所得的焊接熱影響部粗粒區域中 亦可確保沃斯田鐵的穩定度，可防止脆性破壞。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℃。較佳為1130℃以上且1270℃以下。

(1)式算出的交叉軋製比：20以下

交叉軋製比=軋製方向軋製比/軋製直角方向軋製比… (1)

此處，所謂「軋製方向軋製比」是指相對於總軋製而言的軋製方向的軋製比。所謂「軋製直角方向軋製比」是指相對於總軋製而言的軋製直角方向的軋製比。因此，「軋製方向軋製比/軋製直角方向軋製比」表示相對於軋製直角方向軋製而言的軋製方向的軋製比。

如上所述，在沃斯田鐵鋼的軋製中(110)[001]織構容易發展。因此，藉由加入不同方向的軋製，(110)[001]織構的比例變小，可降低(110)[001]織構的強度。為了將(110)[001]織構強度設為小於10.0，將利用(1)式算出的交叉軋製比設為20以下。

進而，亦有效的是藉由在熱軋時實施在C方向上進行軋製的交叉軋製，並將交叉軋製比設為20以下來減少C方向的硫化物系夾雜物的面積分率。交叉軋製比較佳為18以下，進而佳為15以下。

再者，藉由在同一方向上反覆進行軋製而使(110)[001] 織構發展，因此為了織構的均勻化，較佳為交替地反覆進行軋製方向的軋製與軋製直角方向的軋製。較佳為較佳為反覆進行兩次以上。較佳為設為三次以下。

精軋結束溫度：750℃以上

若精軋結束溫度小於750℃，則(110)[001]織構過度發展，低溫韌性劣化。因此，精軋結束溫度設為750℃以上。較佳為設為780℃以上。精軋結束溫度的上限並無特別規定，但就確保強度的觀點而言，較佳為設為950℃以下。

再者，在本發明中，為了進一步提高強度及韌性，較佳為在交叉軋製中進而控制為以下條件。

軋製溫度(較佳條件)

軋製溫度(軋製中的溫度)較佳為780℃~1250℃。若小於780℃，則有織構過度發展之虞。若超過1250℃，則有織構不會發生變化之虞。

壓下量(較佳條件)

780℃~1250℃的溫度區域中的壓下量較佳為60%~98%。若未滿60%，則有織構不會發生變化之虞。若超過98%，則有織構過度發展之虞。所述壓下量表示780℃~1250℃的溫度區域中的總壓下率。

冷卻

熱軋結束後，進行冷卻。冷卻條件並無特別規定。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。

接著，對本發明的槽進行說明。

本發明的槽是焊接所述鋼材而製造的槽。如所述見解d中記載般，本發明的鋼材在焊接後亦維持焊接前的顯微組織。因此，本發明的槽的母材中的成分組成及顯微組織與所述鋼材(沃斯田鐵鋼材)相同。藉由如上所述規定母材(鋼材)的成分組成及顯微組織，可獲得母材的板厚1/2位置的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上的槽。另外，可將槽的焊接熱影響部粗粒區域的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量設為41J以上。

由於本發明的槽具有所述特性，因此例如可在液化氣貯槽用槽等極低溫環境下使用。

接著，對所述槽的製造方法的較佳的一例進行說明。

本發明的槽是藉由焊接所述鋼材製造而成。再者，作為素材的鋼材(沃斯田鐵鋼材)的製造方法已經說明，因此省略。 此處，對較佳的焊接條件進行說明。

[較佳的焊接條件]

焊接的種類較佳為氣體金屬弧焊接。

熱輸入範圍較佳為3.0kJ/mm以下。另外，較佳為0.5kJ/mm以上。藉由滿足該熱輸入範圍，可滿足所述特性。

500℃~800℃的溫度範圍內的平均冷卻速度較佳為設為10℃/s以上。若該溫度範圍內的平均冷卻速度小於10℃/s，則 生成碳化物，吸收能量降低。

如以上說明般，根據本發明，可使鋼材的所有方向、其中L方向及C方向的夏氏衝擊試驗的吸收能量均等化，因此可減小鋼材(母材)及焊接部的衝擊特性的方位依賴性。藉此提高了材料(素材)的可靠性。

[實施例]

以下，基於實施例更詳細地說明本發明。再者，以下的實施例表示本發明的較佳的一例，本發明並不限定於該實施例。

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，表示不僅包括不含有(0%)的情況，亦包括不可避免地含有的情況。接著，將所得的鋼坯在表2所示的條件下進行熱軋，其後進行冷卻，製作板厚為6mm~40mm的鋼材(鋼板)。

另外，從所得的鋼板中採取接頭用試驗板(大小：250mm×500mm)，將它們的C方向彼此焊接，藉此製作焊接接頭。 此處，在坡口形狀：V形、背襯材料：陶瓷、保護氣體：Ar-30%CO₂、焊槍後退角：5°~10°的焊接條件下進行焊接。

使用所得的鋼板與焊接接頭，分別以下述要領對鋼板實施拉伸試驗特性、低溫韌性及顯微組織的評價，對焊接接頭的焊接熱影響部粗粒區域實施低溫韌性的評價。

(1)拉伸試驗特性

使用所得的鋼板，從鋼板的長度方向及寬度方向的中央位置 的板厚1/2位置採取以下所示的拉伸試驗片。板厚超過15mm的鋼板中採取JIS 4號拉伸試驗片，板厚15mm以下的鋼板中採取圓棒拉伸試驗片。使用各拉伸試驗片，進行按照JIS Z2241(2011年)的規定的拉伸試驗，評價拉伸強度(TS)、降伏應力(YS)。 本實施例中，將具有降伏應力為400MPa以上的特性者判定為「母材強度優異」。

(2)低溫韌性

鋼板的低溫韌性的評價如下所述進行。

使用所得的鋼板，在距鋼板的表面為板厚的1/2位置從與軋製方向平行的方向採取C方向的夏氏V凹口試驗片。

接著，按照JIS Z 2242(2005年)的規定對各鋼板實施3根夏氏衝擊試驗，求出-196℃下的吸收能量，評價鋼材(母材)韌性。如上所述，C方向顯示出韌性的低值。因此，在本實施例中，將3根吸收能量(vE_-196)的平均值在C方向：41J以上判定為「母材韌性優異」。

再者，關於板厚10mm以下的鋼板，在C方向製作小尺寸(sub-size)(5mm)的夏氏V凹口試驗片，對各試驗片在-196℃下實施3根夏氏衝擊試驗。表2中，對於使用小尺寸的夏氏V凹口試驗片實施的樣品，吸收能量的項目顯示「*1」。在小尺寸的情況下，將3根吸收能量(vE_-196)的平均值在C方向：27J以上判定為「母材韌性優異」。

焊接接頭的低溫韌性的評價如下所述進行。

從板厚超過10mm的各焊接接頭中，按照JIS Z 2242(2005年)的規定採取夏氏V凹口試驗片，對各焊接接頭在-196℃下實施3根夏氏衝擊試驗。在本實施例中，將3根吸收能量的平均值為41J以上判定為「焊接部的韌性優異」。

再者，關於板厚小於10mm的各焊接接頭，按照JIS Z 2242(2005年)的規定採取5mm小尺寸的夏氏V凹口試驗片，對各焊接接頭在-196℃下實施3根夏氏衝擊試驗。表2中，對於使用小尺寸的夏氏V凹口試驗片實施的樣品，吸收能量的項目顯示「*1」。在小尺寸的情況下，將3根吸收能量的平均值為27J以上判定為「焊接部的韌性優異」優異。

此處，與所述同樣地，使用顯示最低值的C方向上的測定值進行評價。

(3)組織評價

[顯微組織的觀察]

顯微組織的各相的面積率根據電子背散射繞射(Electron Back-Scattered Diffraction，EBSD)分析的相位圖(Phase map)求出。

在所得的鋼板的板厚1/2位置，從與軋製方向平行的截面採取EBSD分析用試驗片，在500μm×200μm的視野中，以測定間距(step)0.3μm進行EBSD分析，將相位圖中記載的值作為沃斯田鐵相、鐵氧體相、麻田散鐵相的面積率。

再者，表2中，「其他相」表示沃斯田鐵相以外的剩餘 部分、即、鐵氧體相及/或麻田散鐵相的合計面積率。

[織構強度]

使用所得的鋼板，從鋼板的長度方向及寬度方向的中央位置的板厚1/2位置採取測定用試驗片。使用各測定用試驗片，利用X射線繞射測定ND面的織構強度。根據所得的取向分佈函數(ODF(Orientation Determination Function)：三維晶體取向分佈函數)求出織構強度的最大值。再者，ODF可藉由化學研磨去除鋼板表面的殘留應力後，根據利用X射線繞射(內部標準化)測定的極點圖((110)[001]、(100)[011]、(100)[010]、(110)[112]、(112)[111])獲得。

[硫化物系夾雜物的清潔度]

使用所得的鋼板，從鋼板的長度方向及寬度方向的中央位置的板厚1/2位置切出軋製方向截面的光學顯微鏡樣品，藉由JIS G 0555附錄1的「基於點算法的非金屬夾雜物的顯微鏡試驗方法」算出。此處，算出C方向的硫化物系夾雜物的清潔度。以顯微鏡的倍率×400測定60個視野，使用下式算出清潔度(%)。

d=(n/p×f)×100… (2)

此處，設為所述(2)式中的p：視野內的總網格點數，f：視野數，n：由f個視野中的夾雜物所佔的網格點中心的數量。

再者，作為硫化物系夾雜物，算出MnS的清潔度。

以上所得的結果如表2所示。

[表2]

如表2所示，確認了本發明的沃斯田鐵鋼材滿足所述目標性能((110)[001]織構強度：小於10.0，鋼材的板厚1/2位置的夏氏衝擊試驗的吸收能量(vE_-196)為41J以上)。另外，確認了焊接本發明的沃斯田鐵鋼材而獲得的焊接接頭滿足所述目標性能(焊接熱影響部粗粒區域的夏氏衝擊試驗的吸收能量(vE_-196)為41J以上)。

與此相對，在脫離本發明的範圍的比較例中，沃斯田鐵鋼材無法滿足所述目標性能。另外，所得的焊接接頭中，吸收能量無法滿足所述目標性能。

Claims (8)

1. 一種鋼材，其中顯微組織以面積率計95%以上為面心立方結構，板厚1/2位置的(110)[001]織構強度小於10.0，板厚1/2位置的-196℃下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，其中焊接熱影響部粗粒區域中的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。
3. 如請求項1或請求項2所述的鋼材，其為如下成分組成，所述成分組成以質量%計含有C：0.100%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，所述顯微組織中硫化物系夾雜物的清潔度小於1.0%。
4. 如請求項3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。
5. 如請求項3所述的鋼材，其中所述硫化物系夾雜物為MnS。
6. 如請求項4所述的鋼材，其中所述硫化物系夾雜物為MnS。
7. 一種鋼材的製造方法，製造如請求項1至請求項6中任一項所述的鋼材，將鋼素材加熱為1100℃以上且1300℃以下的溫度區域，於由(1)式算出的交叉軋製比為20以下且精軋結束溫度為750℃以上的條件下進行熱軋後，進行冷卻；交叉軋製比=軋製方向軋製比/軋製直角方向軋製比… (1)。
8. 一種槽，焊接有如請求項1至請求項6中任一項所述的鋼材，焊接熱影響部粗粒區域中的-196℃下的夏氏衝擊試驗的吸收能量為41J以上。