表面加工品质优异的低温用钢的制作方法

本发明涉及一种表面加工品质优异的低温用钢，更详细地，涉及一种可以在液化气储罐及运输设备等的低温至室温的广泛的温度下使用，而且加工后的表面品质优异的低温用钢。

背景技术：

用于液化天然气及液氮等的储存容器、海洋结构物及极地地区结构物的钢材应为在超低温下也能够维持充分的韧性和强度的低温用钢。这种低温用钢不仅要具有卓越的低温韧性和强度，而且需要具有小的热膨胀率和热传导率，并且是一种还要考虑磁特性的钢。

作为在液化气环境的低温下可使用的材料，在现有技术中使用aisi304等的cr-ni类不锈钢或9％ni钢及5000系列的铝合金等。然而，铝合金的材料费用高，并且由于低的强度而使结构物的设计厚度增加，而且焊接施工性也差，从而其使用受到限制。另一方面，cr-ni类不锈钢和9％ni钢等含有高价的镍，以及需要附加的热处理，从而不仅会增加制造费用，而且焊接材料也含有大量的高价的镍，从而在广泛使用方面存在问题。

为了解决这些问题，作为通过添加锰、铬等来减少高价的镍含量的技术，可以列举如专利文献1(韩国公开专利第1998-0058369号)和专利文献2(国际公开专利第wo2007-080646号)。所述专利文献1是一种将镍含量减少至1.5～4％，并分别添加16～22％的锰、2～5.5％的铬来确保奥氏体组织，从而提高极低温韧性的技术，并且专利文献2是一种将镍含量减少至5.5％程度，并分别添加2.0％以下的锰、1.5％以下的铬，并通过反复热处理及回火，使铁素体晶粒微细化，从而确保极低温韧性的技术。然而，所述专利文献1及2也依然含有高价的镍，而且为了确保极低温韧性，实施多个步骤的反复热处理及回火，因此，对费用方面或工序的简单化方面不利。

作为涉及液化气中使用的结构用钢的另一技术，可以列举如完全排除镍的、所谓的无镍(ni-free)高锰钢。所述高锰钢根据锰的添加量，分为铁素体类和奥氏体类。例如，专利文献3(美国授权专利第4257808号)是一种代替9％镍添加5％的锰，并在奥氏体和铁素体共存的两相区温度区间，通过对其进行反复热处理4次，从而使晶粒微细化后，进行回火，从而提高极低温韧性的技术。另外，专利文献4(韩国公开专利第1997-0043149号)是一种添加13％的锰，并在奥氏体和铁素体的两相区温度区间，通过对其进行反复热处理4次，从而使晶粒微细化后，进行回火，从而提高极低温韧性的技术。在所述专利文献3及4中，铁素体为主要组织，并且为了获得极低温韧性，通过4次以上的反复热处理及回火，从而使铁素体晶粒微细化，并将此作为主旨。然而，对于这种技术，由于热处理次数的增加，从而会使费用增加，还会有热处理设备负荷的问题。因此，开发了一种用于获得超低温韧性的技术，在所述技术中，并非将铁素体作为主要组织，而是将奥氏体(或奥氏体和ε-马氏体的混合组织)作为主要组织。

将奥氏体作为主要组织的低温用钢的情况下，虽然通过添加大量的碳和锰能够使奥氏体稳定化，但是，这会对奥氏体的再结晶行为产生影响，从而在常规的轧制温度区间，由于部分再结晶及不均匀晶粒生长，会仅使特定的少数的奥氏体晶粒过度生长，从而会导致微细组织内奥氏体晶粒大小的严重不均匀化。

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明欲提供一种经过拉拔及弯曲等的加工后，也依然具有优异的表面加工品质的低温用钢。

技术手段

本发明通过一种表面加工品质优异的低温用钢来实现，所述低温用钢包含15～35重量％的锰(mn)、满足23.6c+mn≥28及33.5c-mn≤23条件范围的碳(c)、超过0重量％至5重量％以下的铜(cu)、超过0重量％至1重量％以下的氮(n)、满足28.5c+4.4cr≤57条件范围的铬(cr)和5重量％以下的镍(ni)、4重量％以下的硅(si)及5重量％以下的铝(al)中的一种以上，余量的铁(fe)及其它不可避免的杂质。

有益效果

本发明可以提供一种表面加工品质优异的钢材，所述钢材通过调节钢材的组成成分及组成范围来提高堆垛层错能(stackingfaultenergy)，从而即使在钢材内部形成异常粗大的晶粒，也依然具有优异的表面加工品质。

附图说明

图1为奥氏体晶粒粗大化，从而形成异常粗大晶粒的现有钢材的微细组织的拍摄照片。

图2为拉拔图1的现有的钢材后所拍摄的、显示出钢材的表面不均匀的照片。

图3为奥氏体晶粒粗大化，从而形成异常粗大晶粒的本发明一实施例的钢材的微细组织的拍摄照片。

图4为拉拔图3的本发明一实施例的钢材后所拍摄的、显示出表面均匀的照片。

图5为示出本发明中控制的碳及锰的范围的图表。

最佳实施方式

本发明涉及一种在经过拉拔及弯曲等的加工工序后，也依然具有优异的表面加工品质的低温用钢及其制造方法，而且，其与在钢材内部形成异常粗大的晶粒无关。

通常，碳和锰含量高的奥氏体组织的变形行为与一般的碳钢不同，其通过滑移和孪晶来实现，并且，虽然变形初期主要通过作为均匀变形的滑移来实现，但是，之后会伴随出现作为不均匀变形的孪晶。产生孪晶所需的应力的主要变数为，所添加的元素的函数的堆垛层错能和晶粒大小，尤其，晶粒大小越大，会使孪晶形成中所需的应力减少，从而即使在轻微的变形下，也容易产生孪晶。当少数的粗大的晶粒存在于微细组织内时，变形初期在粗大晶粒中会产生孪晶变形，从而导致不均匀变形，因此，会使材料的表面特性变差，从而诱发最终结构物的厚度不均匀。尤其是如低温压力容器那样，需要通过确保均匀的钢材厚度来实现耐压性的结构物的情况下，会在结构设计及使用中产生大的问题。因此，通过添加碳和锰来使微细组织奥氏体化的钢材的情况下，可以通过解决粗大晶粒的早期孪晶变形所导致的表面不均匀来提高表面加工品质。

因此，大量含有碳及锰的钢材在常规的轧制温度区域会引起奥氏体组织的部分再结晶及晶粒成长，从而会生成异常粗大的奥氏体。通常，形成孪晶所需的临界应力比滑移时要高，但是，基于上述原因而导致晶粒大的情况下，形成孪晶所需的应力将减少，从而在变形初期会产生孪晶变形，因此，会因不连续变形而发生表面品质的劣化。本发明在生成异常粗大的奥氏体晶粒的情况下，也可以通过提高孪晶变形所需的临界应力来抑制变形孪晶的产生。

下面，对本发明的表面加工品质优异的低温用钢进行详细说明。

本发明的表面加工品质优异的低温用钢包含15～35重量％的锰(mn)、满足23.6c+mn≥28及33.5c-mn≤23条件范围的碳(c)、超过0重量％至5重量％以下的铜(cu)、超过0重量％至1重量％以下的氮(n)、满足28.5c+4.4cr≤57条件范围的铬(cr)和5重量％以下的镍(ni)、4重量％以下的硅(si)及5重量％以下的铝(al)中的一种以上，余量的铁(fe)及其它不可避免的杂质。

并且，本发明的低温用钢的根据下述关系式1算出的堆垛层错能(sfe)应为24mj/m²以上：

[关系式1]

sfe(mj/m²)＝1.6ni-1.3mn+0.06mn²-1.7cr+0.01cr²+15mo-5.6si+1.6cu+5.5al-60(c+1.2n)^1/2+26.3(c+1.2n)(cr+mn+mo)^1/2+0.6[ni(cr+mn)]^1/2，

[其中，各数式的mn、c、cr、si、al、ni、mo及n表示各成分含量的重量％]。

锰含量高的钢材与一般的碳钢相比，由于堆垛层错能低，因此容易生成局部的位错(dislocations)，并且，由于这种高密度的局部位错，会导致钢材变形行为产生变化。因此，可以通过控制堆垛层错能来使钢材的变形行为产生变化，并且这种堆垛层错能作为合金元素的函数，根据各元素提高或降低能量值的程度不同。所述式1为示出根据添加的合金元素的含量的堆垛层错能的变化的关系式，是通过现有理论的计算值和本发明人的各种实验而计算出的关系式。

图3示出满足所述成分组成范围及式1的条件的本发明一实施例的钢材的微细组织的拍摄照片，图1示出现有的钢材的微细组织的拍摄照片。从图1和图3中均可以确认微细组织形成有异常粗大的晶粒。

图2为拉拔作为现有的钢材的、具有图1的微细组织的钢材后所拍摄的钢材表面的照片，可以确认发生了不均匀。然而，如果对拉拔作为本发明一实施例的具有图3的微细组织的钢材后所拍摄钢材表面的图4进行确认时，则可以确认微细组织即使形成有异常粗大的晶粒，也没有产生不均匀，与图2不同。

[关系式2]

通过所述式2可以说明，如本发明一实施例的图2所示，加工后的表面依然均匀。当钢材从外部受到外力而发生变形时，由位错的移动而引起滑移，同时在碳和锰含量高的奥氏体钢材的情况下，由于低的堆垛层错能而进一步伴随着孪晶变形，从而在变形初期，主要发生由滑移引起的变形，但是，之后，当超过产生孪晶所需的临界应力时，将同时发生孪晶变形。通常，由位错引起的滑移变形为均匀变形，另一方面，由孪晶引起的变形为不均匀变形，尤其，局限于钢材内的部分粗大晶粒而发生孪晶变形时，变形后会伴随着微细组织的不均匀，从而在钢材的使用中不优选。

通常，产生孪晶所需的临界应力比滑移时要高，但是，从式2中可以确认，如果晶粒的大小变得粗大，则生成孪晶的应力会减小，因此，形成孪晶所需的应力减少，从而会导致变形初期在粗大的晶粒中局部地产生孪晶，由此会因不连续变形而引起表面品质的劣化。

然而，从式2中可知，可以通过提高堆垛层错能来提高孪晶产生应力，而且与晶粒的大小无关，因此，与形成粗大的晶粒无关，加工后也可以获得优异的表面品质。

通过将根据所述式1算出的堆垛层错能保持一定大小以上，从而可以抑制孪晶的产生，并且，通过保持一定大小以上的堆垛层错能的钢材的组成，从而可以提供表面品质优异的低温用钢。

下面，对限定钢材的各组成的限定原因进行说明。

锰(mn)：15～35重量％

锰为在本发明中起到使奥氏体稳定化的作用的元素。在本发明中，为了使极低温下的奥氏体相稳定化，优选包含15重量％以上的mn。即，当锰的含量少于15重量％时，如果碳含量少，则形成亚稳相的ε-马氏体，并且由于极低温下的应变诱导相变而容易转变成α-马氏体，因此无法确保韧性，并且，为了防止这些，当试图通过增加碳含量来使奥氏体稳定化时，反而会因碳化物的析出而使物理性质迅速劣化，因此不优选。因此，锰的含量优选为15重量％以上。另一方面，当锰的含量超过35重量％时，会使钢材的腐蚀速度降低，并且由于含量的增加，会存在经济性降低的问题。因此，优选将所述锰的含量限定在15～35重量％。

碳(c)：满足23.6c+mn≥28及33.5c-mn≤23的条件

碳为使奥氏体稳定化，增加强度的元素，尤其，起到降低ms及md的作用，所述ms及md为因冷却过程或加工而使奥氏体转变成ε马氏体或α-马氏体的相变点。因此，当添加的碳不充分时，由于奥氏体的稳定度不足，从而在超低温下无法获得稳定的奥氏体，另外，由于外部应力，容易应变诱导相变至ε-马氏体或α-马氏体，从而降低韧性，而且还降低钢材的强度，另一方面，当碳含量过多时，会因碳化物的析出而使韧性迅速劣化，并且会因强度的过度增加而使加工性变差。

尤其是在本发明中，对于碳含量，通过注意与碳及其它一起添加的元素之间的关系而决定为优选，为了这些，将本发明人发现的在形成碳化物中的碳和锰的关系示于图5中。从附图中可知，虽然碳化物是由于碳而形成的，但是，碳化物的形成不只是独立地受到碳的影响，而是通过与锰的复合作用而对其的形成产生影响。在图中显示了适当的碳含量。在图中，为了防止碳化物的形成，在其它成分满足本发明中规定的范围的前提下，优选将23.6c+mn(c、m为用重量％表示各成分的含量)的值控制在28以上。其表示图的平行四边形区域的倾斜的左侧边界。当23.6c+mn小于所述28时，奥氏体的稳定度将减少，从而会因极低温下的冲击而引起应变诱导相变，从而会使冲击韧性降低。当碳含量过高时，即，33.5c-mn大于23时，会因碳的过度添加而使碳化物析出而降低低温冲击韧性。因此，在本发明中，优选添加满足23.6c+mn≥28及33.5c-mn≤23的条件的碳(c)。从图5中可知，在满足所述数式的范围内，c含量的最下限值为0重量％。

铜(cu)：5重量％以下(0重量％除外)

铜在碳化物内的固溶度非常低，并且在奥氏体内的扩散慢，因此会浓缩在与奥氏体形成核的碳化物的界面上，由此会通过阻碍碳的扩散而有效地减慢碳化物的生长，最终，具有抑制碳化物生成的效果。对于母材，在制造过程中，可以通过加速冷却来抑制碳化物析出，但是，焊接热影响区不容易控制冷却速度，因此，在本发明中添加作为对碳化物抑制非常有效的元素的铜。另外，铜具有通过使奥氏体稳定化，从而提高极低温韧性的效果。但是，当cu的含量超过5重量％时，会存在降低钢材的热加工性的问题，因此，优选将cu的上限值限制为5重量％。用于获得上述碳化物抑制效果的铜的含量优选为0.5重量％以上。

氮(n)：1重量％以下(0重量％除外)

氮为与碳一起使奥氏体稳定化，从而提高韧性的元素，尤其，与碳一样，是一种通过固溶强化来提高强度方面非常有利的元素。尤其，从式1中可知，是一种通过有效地提高堆垛层错能来促进滑移的元素。但，当添加超过1％的氮时，产生孪晶所需的应力将超过相当于常规的钢材的加工量的应力值，从而不必要，并且，由于形成粗大的氮化物，从而存在使钢材的表面品质及物理性质劣化的问题，因此，优选将上限值限制为1重量％。

除了上述元素以外，本发明的奥氏体钢材还可以包含cr、ni、si、al。

铬(cr)：28.5c+4.4cr≤57

铬在适当添加量范围内，起到使奥氏体稳定化，从而提高低温下的冲击韧性的作用，并且固溶于奥氏体内，从而起到增加钢材的强度的作用。另外，铬也是一种提高钢材的耐蚀性的元素。但，铬作为碳化物元素，尤其，是一种在奥氏体晶界形成碳化物，从而减少低温冲击的元素。因此，对于本发明中添加的铬的含量，通过注意与碳及其它一起添加的元素之间的关系而决定为优选，为了防止碳化物形成，在其它成分满足本发明中规定的范围的前提下，优选将28.5c+4.4cr(c、cr为用重量％单位表示各成分的含量)的值控制在57以下。当28.5c+4.4cr的值超过57时，会因过多的铬及碳含量而难以有效地抑制奥氏体晶界中的碳化物的生成，因此，会存在使低温下的冲击韧性降低的问题。因此，在本发明中优选添加满足28.5c+4.4cr≤57的铬。

镍(ni)：5重量％以下

镍为有效的奥氏体稳定化元素，并且是一种起到降低ms及md的作用，从而提高钢材的韧性的元素，所述ms及md为因冷却过程或加工而使奥氏体转变成ε-马氏体或α-马氏体的相变点。尤其，从式1中可知，镍是一种通过有效地提高堆垛层错能来促进滑移的元素。但，当添加超过5重量％的镍时，产生孪晶所需的应力将超过相当于常规的钢材的加工量的应力值，从而不必要，而且是高价的元素，因此会存在降低经济性的问题，因此，优选将上限值限制为5重量％。

硅(si)：4重量％以下

硅是一种提高钢水的铸造性的元素，尤其是一种添加到奥氏体钢材中时，固溶于钢材内部，从而有效地增加强度的元素。但，当添加超过4％的硅时，会减少堆垛层错能，从而促进孪晶的产生，并且会引起高强度化带来的韧性降低，因此，优选将上限值限制为4重量％。

铝(al)：5重量％以下

铝是一种在适当添加量范围内使奥氏体稳定化，并且起到降低ms及md的作用，从而提高钢材的韧性的元素，所述ms及md为因冷却过程或加工而使奥氏体转变成ε-马氏体或α-马氏体的相变点。另外，是一种固溶于钢材内部，从而增加强度的元素，尤其是一种对钢材内碳的活动度产生影响，并有效地抑制碳化物的形成，从而增加韧性的元素。尤其，从式1中可知，是一种通过有效地提高堆垛层错能来促进滑移的元素。但，当添加超过5重量％的铝时，产生孪晶所需的应力会超过相当于常规的钢材的加工量的应力值，从而不必要，并且，通过氧化物及氮化物的形成，会使钢的铸造性及表面品质变差，因此，优选将上限值限制为5重量％。

并且，本发明的奥氏体钢材还可以包含mo。

钼(mo)：5重量％以下

钼是一种在适当添加量范围内使奥氏体稳定化，并且起到降低ms及md的作用，从而提高钢材的韧性的元素，所述ms及md为因冷却过程或加工而使奥氏体转变成ε-马氏体或α-马氏体的相变点。另外，是一种固溶于钢材内部，从而增加强度的元素，尤其是一种通过偏析到奥氏体晶界中，从而提高晶界的稳定度，并减少能量，从而起到抑制碳氮化物的晶界析出的作用的元素。尤其，从式1中可知，是一种通过有效地提高堆垛层错能来促进滑移的元素。但，当添加超过5重量％的钼时，产生孪晶所需的应力将超过相当于常规的钢材的加工量的应力值，从而不必要，并且对晶界稳定度也起不到太大作用。另外，由于钼为高价的元素，因此会降低经济性，并且会引起高强度化带来的韧性降低，因此，优选将上限值限制为5重量％。

本发明的其余成分为铁(fe)及其它不可避免的杂质。但是，在通常的钢铁制造过程中，会从原料或周围环境中不可避免地混入不希望混入的杂质，因此这些杂质的混入是不可避免的。这些杂质对于本领域常规的铁钢制造过程的技术人员来说是公知的，因此在本说明书中未特别记载关于杂质的所有内容。

对于所述低温用钢，以面积分数计，优选包含95％以上的奥氏体组织。在低温下也示出延展性破坏的代表性的软质组织奥氏体，其作为用于确保低温韧性所必需的微细组织，以面积分数计，优选包含95％以上，当少于95％时，不能确保充分的低温韧性，即，在-196℃下难以充分确保41j以上的冲击韧性，因此，优选将该下限值限制为95％。

以面积分数计，所述奥氏体晶界中存在的碳化物含量优选为5％以下。在本发明中，除了奥氏体以外可存在的代表性的组织有碳化物，该碳化物析出到奥氏体晶界上，从而成为晶界断裂的原因，从而使低温韧性及延展性变差，因此，优选将该上限值限制为5％。

所述低温用钢的孪晶产生应力优选为对应于所述低温用钢的5％拉伸应变的张应力以上。其中，孪晶产生应力表示根据式2计算的值，并且拉伸应变表示拉伸实验时单轴拉伸时发生了5％的拉伸应变。通常，对用于制造低温容器等低温结构物的板材进行成型时，所提供的变形量换算成拉伸应变时，大部分为5％以内的水平，因此，用于抑制不均匀变形的孪晶产生应力优选限制在单轴拉伸时对应于5％变形量的张应力以上。

下面，对本发明的表面加工品质优异的低温用钢的制造方法进行详细说明。

本发明包括以下步骤：准备钢锭的步骤，所述钢锭具有上述本发明的钢的组成，并且根据上述关系式1算出的堆垛层错能(sfe)为24mj/m²以上；在1050～1250℃的温度下加热所述钢锭的步骤；以及在700～950℃的温度下，对所述经过加热的钢锭进行精轧的热轧步骤。

为了根据本发明制造低温用钢，首先准备具有前述的合金组成及根据所述关系式1算出的堆垛层错能(sfe)为24mj/m²以上的钢锭。

然后，加热所述钢锭，并且加热温度优选为1050～1250℃。其用于固溶及均质化钢锭制造步骤中生成的铸造组织、偏析及二次相的固溶及均质化，当加热温度低于1050℃时，由于均质化不足，或加热炉的温度太低，从而会使热轧时的变形阻力增加，当超过1250℃时，会在铸造组织内的偏析带引起部分熔融及表面品质的劣化。因此，所述钢锭的再加热温度范围优选为1050～1250℃。

所述热轧优选在700～950℃的精轧温度下实施，当所述精轧温度低于700℃时，碳化物会析出到奥氏体晶界上，从而使伸长率及低温韧性降低，另外，由于发生微细组织的各向异性，从而会发生机械性质的各向异性。当所述精轧温度超过950℃时，会使奥氏体晶粒粗大化，从而使强度及伸长率降低，因此不优选，因此，所述精轧温度范围优选为700～950℃。

具体实施方式

以下，将通过实施例更加具体地说明本发明。但有必要注意，后述的实施例仅是用于例示本发明，从而使本发明更加具体化，并不是用于限制本发明的权利范围。

将满足下述表1中记载的成分的钢锭，通过下述表2中记载的制造条件来制造后，测定并示出堆垛层错能、微细组织、屈服强度及碳化物的面积分数，并且在下述表3中测定并示出伸长率及夏比冲击韧性等的物理性质值。下述表3中的表面不均匀是通过肉眼观察钢材的表面而进行评价的。

表1

表2

如上述表2中所示，满足本发明的成分范围及所述式1的发明例1至8，获得了微细组织内的奥氏体的面积分数被控制在95％以上，并且碳化物被控制在小于5％的稳定的奥氏体，因此，显示出了在极低温下可以获得优异的韧性。

表3

另外，通过上述表3可以确认，发明例1至8，与比较例1至3相比，冲击韧性得到大幅度提高。其原因为，在比较低的锰含量范围下通过添加适当含量的碳及其它元素，从而获得稳定的奥氏体，尤其，当碳含量高时，通过添加铜可以抑制碳化物的形成，因此使奥氏体稳定性也得到提高。

尤其，在发明钢1至8中，根据式1，使得堆垛层错能满足24mj/m²以上，从而可以获得不存在表面不均匀的优异的钢材。另一方面，可以知道比较例1至3的堆垛层错能超过所述式1的范围，从而即使获得了优异的超低温韧性，但还是发生了表面不均匀。

另外，可以确认比较例4及6的碳及锰的含量不符合本发明的成分范围，从而不能获得预期的奥氏体面积分数，因此使极低温韧性降低，另外，可以知道堆垛层错能在本发明中也不符合式1的范围，从而产生了表面不均匀。

可以知道比较例5及7不满足本发明中控制的成分范围，因此冲击韧性差，尤其是由于碳的过度添加而在奥氏体晶界上生成过多面积分数的碳化物，从而导致冲击韧性变差。

比较例8不满足本发明的成分范围，因此，即使堆垛层错能超过24mj/m²也产生了表面不均匀。可以确认，尤其是由于精轧温度低于控制温度，并且因物理性质的各向异性及高强度化，从而使伸长率及冲击韧性差。

如上所述，示出并说明了本发明的例示性实施例，但，本领域技术人员可以进行各种变形及其它实施例。这种变形和其它实施例均考虑并包含在权利范围中，从而不超过本发明的主旨及范围。