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WO2018104984A1 - 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高Ｍｎ鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2018104984A1
WO2018104984A1 PCT/JP2016/005080 JP2016005080W WO2018104984A1 WO 2018104984 A1 WO2018104984 A1 WO 2018104984A1 JP 2016005080 W JP2016005080 W JP 2016005080W WO 2018104984 A1 WO2018104984 A1 WO 2018104984A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel sheet
temperature
steel
less
austenite
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2016/005080
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English (en)
French (fr)
Inventor
植田　圭治
長谷　和邦
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=62490939&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2018104984(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to KR1020197015408A priority patent/KR20190077470A/ko
Priority to JP2018512637A priority patent/JP6418358B1/ja
Priority to PCT/JP2017/043245 priority patent/WO2018105510A1/ja
Priority to BR112019010870-0A priority patent/BR112019010870B1/pt
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Priority to TW106142964A priority patent/TWI653343B/zh
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a high Mn steel sheet suitable for structural steel used in a cryogenic environment, such as a tank for a liquefied gas storage tank, and particularly excellent in stress corrosion cracking resistance in a salt water corrosive environment and a method for producing the same. .
  • Patent Document 1 discloses that when Mn is 15 to 35%, Cu is 5% or less, and C and Cr are added in appropriate amounts, the machinability and Charpy impact characteristics at ⁇ 196 ° C. of the heat and heat affected zone are shown. A steel material with improved is disclosed.
  • Patent Document 2 C: 0.25 to 0.75%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: more than 20% and 35% or less, Ni: 0.1% or more and 7.0 %, And Cr: 0.1% or more and less than 8.0% is added, and a high Mn steel material with improved low temperature toughness is disclosed.
  • Patent Documents 1 and 2 are intended to have strength and low-temperature toughness, and the Charpy impact characteristics at ⁇ 196 ° C. in the heat and heat affected zone are 60 to 135 J ( Only Patent Document 1 is displayed).
  • the cryogenic toughness of the base material is still insufficient, and the cryogenic toughness and the stress corrosion cracking resistance have not been achieved at the same time.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object thereof is to provide a high-Mn steel sheet excellent in cryogenic toughness and stress corrosion cracking resistance and a method for producing the same.
  • the present inventors have conducted intensive research on various factors that determine the component composition, manufacturing method, and microstructure of a steel sheet for ensuring excellent stress corrosion cracking resistance performance for high-Mn steel sheets. The following findings were obtained.
  • Nb, V, Ti carbides, nitrides, and composite carbonitrides in steel sheets can be further improved in stress corrosion cracking resistance by properly managing their dispersion state. it can.
  • the carbides, nitrides, and composite carbonitrides of Nb, V, and Ti act as diffusible hydrogen trap sites in the steel sheet. That is, it acts as a trap site for diffusible hydrogen generated by the corrosion reaction of the steel material, and has the effect of suppressing stress corrosion cracking.
  • the heating, rolling, and cooling conditions in the hot rolling process affect the dispersion state of Nb, V, and Ti carbides, nitrides, and composite carbonitrides in austenite. Therefore, it is important to manage these manufacturing conditions.
  • P is an element that easily co-segregates with Mn in the solidification process of the steel slab, and lowers the grain boundary strength that intersects the micro-segregation part. Therefore, it is necessary to reduce impurity elements such as P.
  • the present invention has been made by further studying the above knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • C 0.20 to 0.70%
  • Si 0.05 to 1.0%
  • Mn 15 to 30%
  • P 0.028% or less
  • S 0.02%
  • Al 0.01 to 0.1%
  • Cr 0.5 to 7.0%
  • Ni 0.03 to 0.30%
  • N 0.0010 to 0.0200%
  • Nb 0.003 to 0.030%
  • V 0.03 to 0.10%
  • Ti 0.003 to 0.040%, or one or more of them
  • It has a component composition, and a microstructure of 0.5 mm below the surface of the steel sheet has austenite as a base phase, of which austenite has an area ratio of 25% or more, a circle equivalent diameter of 10 ⁇ m or more, and a major axis and a minor axis
  • a high Mn steel sheet having an aspect ratio of 3 or more.
  • the high Mn steel sheet having an aspect ratio of 3 or more.
  • the microstructure further includes carbides, nitrides, and carbonitrides containing one or more of Nb, V, and Ti having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.5 ⁇ m in the microstructure.
  • a method for producing a high Mn steel sheet in which the average cooling rate of the steel sheet surface from the lower temperature of (finishing finish temperature ⁇ 50 ° C.) or the cooling start temperature to 650 ° C. is 1.0 ° C./s or more.
  • T Nb (° C.) 7500 / ⁇ 3.0 ⁇ log 10 ([% Nb] ⁇ [% C]) ⁇ ⁇ 273 (1)
  • T V (° C.) 10800 / ⁇ 7.2-log 10 ([% V] ⁇ [% C]) ⁇ ⁇ 273 (2)
  • T Ti (° C.) 7000 / ⁇ 2.8 ⁇ log 10 ([% Ti] ⁇ [% C]) ⁇ ⁇ 273 (3)
  • [% Nb], [% V], [% Ti] and [% C] indicate the contents (mass%) of Nb, V, Ti and C in the steel, respectively. In the case of an element not included, the element symbol in the formula is calculated as 0.
  • “high strength” means a material having a yield strength of 400 MPa or more.
  • “very low temperature toughness” means low temperature toughness, that is, the absorbed energy vE ⁇ 196 of the Charpy impact test at ⁇ 196 ° C. is 50 J or more.
  • “excellent in stress corrosion cracking resistance” is a test in accordance with the Narrow Standard TM0111-2011 standard Slow Strain Rate Test Method, which is artificial seawater (chloride ion concentration) at a temperature of 23 ° C. immersed in 18000ppm), strain rate:. when performing a constant velocity tensile test at 4 ⁇ 10 -7 inch / sec, refers to breaking stress is more than 500 MPa.
  • a high Mn steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance can be obtained.
  • the high Mn steel plate of this invention contributes greatly to the improvement of the safety
  • C 0.20 to 0.70%
  • carbonized_material and Nb, V Ti type carbide
  • Si acts as a deoxidizer and is not only necessary for steelmaking, but also has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution and solid solution strengthening. In order to acquire such an effect, Si needs to contain 0.05% or more. On the other hand, when it contains exceeding 1.0%, weldability will deteriorate. It also affects the SCC resistance. For this reason, Si is made 0.05 to 1.0%. Preferably it is 0.07% or more. Preferably it is 0.5% or less.
  • Mn 15-30%
  • Mn is a relatively inexpensive austenite stabilizing element.
  • it is an important element for achieving both strength and cryogenic toughness.
  • Mn needs to contain 15% or more.
  • the effect of improving the cryogenic toughness is saturated, leading to an increase in alloy cost.
  • the weldability and cutability are deteriorated.
  • segregation is promoted and stress corrosion cracking is promoted. Therefore, Mn is set to 15 to 30%. Preferably it is 18% or more. Preferably it is 28% or less.
  • P 0.028% or less
  • S 0.02% or less Since S deteriorates the low-temperature toughness and ductility of the base material, 0.02% is the upper limit and it is desirable to reduce it as much as possible. Therefore, S is set to 0.02% or less. In addition, since excessive S reduction raises refining cost and becomes economically disadvantageous, it is desirable to set it as 0.001% or more. Preferably it is 0.002% or more. Preferably it is 0.018% or less.
  • Al acts as a deoxidizer and is most commonly used in the molten steel deoxidation process of steel sheets. Moreover, it has the effect which suppresses the coarsening of a crystal grain by fixing the solid solution N in steel and forming AlN. At the same time, it has the effect of suppressing toughness deterioration due to the reduction of solute N. In order to acquire such an effect, Al needs to contain 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, it is mixed into the weld metal part during welding and deteriorates the toughness of the weld metal. For this reason, Al is made 0.01 to 0.1%. Preferably it is 0.02% or more. Preferably it is 0.07% or less.
  • Cr 0.5 to 7.0% Cr is an element that stabilizes austenite by addition of an appropriate amount and is effective in improving cryogenic toughness and base material strength. In the present invention, it is an important element that improves the stress corrosion cracking resistance by reducing the amount of hydrogen entering the steel sheet through the effect of densifying the rust generated on the surface of the base material in a salt water environment. . In order to acquire such an effect, Cr needs to contain 0.5% or more. On the other hand, if the content exceeds 7.0%, the low temperature toughness and stress corrosion cracking resistance decrease due to the formation of Cr carbide. Therefore, Cr is 0.5 to 7.0%. Preferably it is 1.0% or more, More preferably, it is 1.2% or more, More preferably, you may be 2.5%. Preferably it is 6.0% or less, More preferably, it is 5.7%, More preferably, it is 5.5% or less.
  • Ni 0.03-0.30%
  • Ni is a typical austenite stabilizing element, and is an element effective for improving cryogenic toughness and base metal strength. In the present invention, it is an important element that improves the stress corrosion cracking resistance by reducing the amount of hydrogen entering the steel sheet through the effect of densifying the rust generated on the surface of the base material in a salt water environment. . In order to acquire such an effect, Ni needs to contain 0.03% or more. On the other hand, when the content exceeds 0.30%, the alloy cost increases and the effect of improving the stress corrosion cracking resistance is saturated. For this reason, Ni is made 0.03 to 0.30%. Preferably it is 0.04% or more. Preferably it is 0.25% or less.
  • N 0.0010 to 0.0200%
  • N is an austenite stabilizing element and is an element effective for improving cryogenic toughness. Moreover, it combines with Nb, V, and Ti, precipitates as nitride or carbonitride, and has an effect of suppressing stress corrosion cracking as a diffusible hydrogen trap site. In order to acquire such an effect, N needs to contain 0.0010% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0200%, the nitride or carbonitride becomes coarse and the toughness decreases. For this reason, N is made 0.0010 to 0.0200%. Preferably it is 0.0020% or more. Preferably it is 0.0150% or less.
  • Nb 0.003 to 0.030%
  • V 0.03 to 0.10%
  • Ti 0.003 to 0.040%
  • Nb is an element that precipitates as carbonitride (including carbide), and the produced carbonitride is effective at the trap site of diffusible hydrogen and has the effect of suppressing stress corrosion cracking. In order to acquire such an effect, Nb needs to contain 0.003% or more.
  • the content exceeds 0.030%, coarse carbonitride precipitates and may become a starting point of fracture. Further, the precipitates may become coarse and the base material toughness may be deteriorated. Therefore, when Nb is contained, the content is made 0.003 to 0.030%.
  • it is 0.005% or more, more preferably 0.007% or more.
  • it is 0.025% or less, More preferably, it is 0.022% or less.
  • V 0.03-0.10%
  • V is an element which precipitates as carbonitride and the produced carbonitride is effective at the trap site of diffusible hydrogen and has the effect of suppressing stress corrosion cracking. In order to acquire such an effect, V needs to contain 0.03% or more.
  • the content exceeds 0.10%, coarse carbonitride precipitates and may become a starting point of fracture. Further, the precipitates may become coarse and the base material toughness may be deteriorated. Therefore, when V is contained, the content is made 0.03 to 0.10%.
  • it is 0.04% or more, more preferably 0.05% or more.
  • it is 0.09% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • Ti 0.003-0.040%
  • Ti precipitates as nitride or carbonitride, and the generated nitride or carbonitride is an element effective for diffusible hydrogen trap sites and has the effect of suppressing stress corrosion cracking. In order to acquire such an effect, Ti needs to contain 0.003% or more.
  • the content exceeds 0.040%, the precipitates become coarse and the base material toughness may be deteriorated.
  • coarse carbonitrides may precipitate and become the starting point of fracture. Therefore, when Ti is contained, the content is made 0.003 to 0.040%.
  • it is 0.005% or more, more preferably 0.007% or more.
  • it is 0.035% or less, More preferably, it is 0.032% or less.
  • the balance is iron and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include O and H, and a total of 0.01% or less is acceptable.
  • the target characteristics of the present invention can be obtained.
  • the following elements can be contained as required in addition to the above essential elements.
  • Mo 0.05 to 2.0%
  • W 0.05 to 2.0%
  • Mo 0.05 to 2.0%
  • Mo is an element useful for increasing the strength of the base material, and can be contained as necessary.
  • Mo preferably contains 0.05% or more.
  • Mo is preferably made 2.0% or less. For this reason, when it contains Mo, it is made 0.05 to 2.0%.
  • W 0.05-2.0% W is an element useful for increasing the strength of the base material, and can be contained as necessary. In order to obtain such an effect, W preferably contains 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, the toughness and weld crack resistance may be adversely affected, so W is preferably set to 2.0% or less. Therefore, when W is contained, the content is made 0.05 to 2.0%. More preferably, the content is 0.07% or more. More preferably, it is 1.5% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Mg 0.0005 to 0.0050%
  • REM 0.0010 to 0.0200%
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • the inclusion shape control means that the expanded sulfide inclusion is a granular inclusion. Ductility, toughness, and resistance to sulfide stress corrosion cracking are improved through shape control of the inclusions.
  • Ca preferably contains 0.0005% or more.
  • the content is made 0.0005 to 0.0050%. More preferably, it is 0.0010% or more. More preferably, it is 0.0040% or less.
  • Mg 0.0005 to 0.0050%
  • Mg is useful as an element that contributes to the improvement of resistance to sulfide stress corrosion cracking, and can be contained if necessary.
  • Mg preferably contains 0.0005% or more.
  • the content is made 0.0005 to 0.0050%. More preferably, it is 0.0010% or more. More preferably, it is 0.0040% or less.
  • REM 0.0010 to 0.0200% REM is useful as an element that contributes to the improvement of resistance to sulfide stress corrosion cracking, and can be contained as necessary.
  • REM preferably contains 0.0010% or more.
  • the content is 0.0020% or more. More preferably, it is 0.0150% or less.
  • the microstructure of 0.5 mm below the surface of the steel sheet has austenite as a base phase, and the area ratio of the austenite is 25% or more, the equivalent circle diameter is 10 ⁇ m or more, and the aspect ratio of major axis and minor axis is 3 or more.
  • the base phase having a microstructure of 0.5 mm below the surface of the steel sheet is austenite.
  • the austenite having an equivalent circle diameter of 10 ⁇ m or more and an aspect ratio of the major axis to the minor axis of 3 or more has an area ratio of 25% or more, thereby forming a diffusible hydrogen trap site. It works effectively. Thereby, suppression of stress corrosion cracking can be remarkably improved.
  • the area ratio is 30% or more.
  • the base material toughness may be deteriorated.
  • it is 90% or less. More preferably, it is 85% or less.
  • the equivalent circle diameter is less than 10 ⁇ m, or the aspect ratio of the major axis to the minor axis is less than 3, the above-mentioned effect cannot be obtained.
  • the circle equivalent diameter of the above-mentioned austenite, an area ratio, and an aspect ratio can be measured by the method as described in the Example mentioned later.
  • 0.5 mm below the surface of the steel sheet means a position of 0.5 mm in the thickness direction from the front and back surfaces of the steel sheet. Not only the simple surface of the product, but also the surface after processing the surface of the steel plate to a surface where the degree of crystal accumulation can be measured, for example, when the outermost surface of the steel plate is covered with a scale, the surface removed Means.
  • the microstructure 0.5 mm below the surface of the steel sheet further includes carbides and nitrides containing one or more of Nb, V, and Ti having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.5 ⁇ m in the structure. And a total of 2 ⁇ 10 2 pieces / mm 2 or more of carbonitrides Carbide containing one or more of Nb, V, Ti in the microstructure at 0.5 mm below the surface of the steel sheet of the present invention.
  • Nb, V, and Ti-based precipitates The existence state of nitrides and carbonitrides (hereinafter referred to as Nb, V, and Ti-based precipitates) will be described.
  • Carbides, nitrides, and carbonitrides containing one or more of Nb, V, and Ti are carbides containing one or more of Nb, V, and Ti, Nb, V, A nitride containing one or more of Ti, and a carbonitride containing one or more of Nb, V, and Ti.
  • the particle diameter of the Nb, V, and Ti-based precipitates is 0.01 to 0.5 ⁇ m in terms of equivalent circle diameter.
  • the thickness is less than 0.01 ⁇ m, the effect of suppressing hydrogen embrittlement cracking as a diffusible hydrogen trap site is saturated.
  • a manufacturing load will increase extremely and manufacturing cost will rise.
  • it exceeds 0.5 ⁇ m the low temperature toughness is lowered.
  • the effect of suppressing hydrogen embrittlement cracking as a trapping site for diffusible hydrogen cannot be obtained.
  • it is 0.03 ⁇ m or more.
  • it is 0.4 micrometer or less.
  • the total of Nb, V, and Ti-based precipitates having the above particle diameter is less than 2 ⁇ 10 2 pieces / mm 2 in a microstructure of 0.5 mm below the steel sheet surface, hydrogen embrittlement is used as a diffusible hydrogen trap site. The effect of suppressing cracking cannot be obtained. For this reason, it is set to 2 ⁇ 10 2 pieces / mm 2 or more. Preferably, it is 5 ⁇ 10 2 pieces / mm 2 or more.
  • the number density and equivalent circle diameter of the Nb, V, and Ti-based precipitates described above can be measured by the method described in the examples described later.
  • the steel plate according to the present invention is suitable for a high Mn steel plate having a thickness of 4 mm or more.
  • the steel sheet is manufactured by hot rolling at a temperature of 1000 ° C. or less and then the average cooling rate on the surface of the steel plate from the lower one of (finishing finish temperature ⁇ 50 ° C.) or the cooling start temperature to 650 ° C. is 1.0. It can be obtained by cooling at a temperature of ° C / s or higher.
  • the “° C.” display relating to the temperature means the temperature on the surface of the steel plate or the surface of the steel material.
  • the high Mn steel sheet according to the present invention can be produced by melting a molten steel having the above-described composition by a known melting method such as a converter or an electric furnace. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Thereafter, a steel material such as a slab having a predetermined size is preferably formed by a known casting method such as a continuous casting method or an ingot-bundling rolling method.
  • Tx (° C) defined by the formulas (1) to (3) and is heated to a temperature range of (Tx-50) ° C to (Tx + 200) ° C.
  • Nb (°C) 7500 / ⁇ 3.0-log 10 ([% Nb] ⁇ [% C]) ⁇ - 273 ⁇ (1)
  • T V (° C.) 10800 / ⁇ 7.2-log 10 ([% V] ⁇ [% C]) ⁇ ⁇ 273 (2)
  • T Ti (° C.) 7000 / ⁇ 2.8 ⁇ log 10 ([% Ti] ⁇ [% C]) ⁇ ⁇ 273 (3)
  • [% Nb], [% V], [% Ti] and [% C] indicate the contents (mass%) of Nb, V, Ti and C in the steel, respectively. In the case of an element not included, the element symbol in the formula is calculated as 0.
  • the heating temperature is less than (Tx-50) ° C.
  • the deformation resistance in hot rolling becomes high and the amount of reduction per pass cannot be made large, so the number of rolling passes increases and the rolling efficiency decreases.
  • a casting defect in a steel material (slab) cannot be crimped.
  • the crystallized material containing Nb, V and Ti that has been crystallized non-uniformly in the steel in the melting stage remains in the steel plate after the rolling, and a precipitate containing the desired Nb, V and Ti is obtained.
  • the stress corrosion cracking resistance decreases.
  • the heating temperature exceeds (Tx + 200) ° C.
  • Tx + 200 surface flaws are likely to occur due to the scale during heating, and the maintenance load after rolling increases.
  • the surface of the steel material is excessively decarburized, the surface of the steel sheet after rolling becomes martensite, and bendability and hydrogen embrittlement are reduced.
  • the target microstructure cannot be obtained due to coarsening of austenite grains.
  • the heating temperature of the steel material is set to (Tx-50) ° C. or higher and (Tx + 200) ° C. or lower.
  • the temperature is (Tx-30) ° C. or higher.
  • it is set to (Tx + 180) ° C. or lower.
  • hot rolling is started when the steel material is (Tx-50) ° C. or higher and (Tx + 200) ° C. or lower.
  • any of Tx (° C.) defined by the formulas (1) to (3) “When heated to a temperature range where the surface temperature of the steel material is (Tx ⁇ 50) ° C. or higher and (Tx + 200) ° C. or lower” with two or more of Nb and V as the above component composition, for example.
  • the heating temperature should satisfy at least one of (T Nb ⁇ 50) ° C. or more and (T Nb +200) ° C. or (T V ⁇ 50) ° C. or more and (T V +200) ° C. or less. Means. That is, either heating temperature may be selected.
  • the finish rolling finish temperature in finish rolling is set to 750 ° C. or more and 1000 ° C. or less to obtain a steel plate having a desired thickness.
  • the finish rolling finish temperature of hot rolling exceeds 1000 ° C., the steel plate surface The recrystallization of the nearby austenite proceeds easily, the desired microstructure cannot be obtained, and the stress corrosion cracking resistance is lowered.
  • the finish rolling finish temperature is less than 750 ° C., the hot deformation resistance becomes excessively high, and the load on the rolling mill increases. In addition, the rolling efficiency is reduced, and the manufacturing cost is increased.
  • the finish rolling finish temperature of hot rolling shall be 750 degreeC or more and 1000 degrees C or less.
  • the temperature is 800 ° C. or higher.
  • the temperature is preferably 950 ° C. or lower.
  • Cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 ° C. or higher (Tx ⁇ 50) ° C. or lower in finish rolling 10% to 50% (preferred condition) If the cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 ° C. or higher (Tx ⁇ 50) ° C. or lower is less than 10%, the target microstructure cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 50%, the efficiency during rolling decreases.
  • the cumulative reduction ratio is the sum of the reduction ratios in each rolling pass in the temperature range of 850 ° C. or more (Tx ⁇ 50) ° C. in finish rolling.
  • an average cooling rate is performed at an average cooling rate of 1.0 ° C./s or more from the lower temperature of (finishing finishing temperature ⁇ 50 ° C.) or the cooling start temperature to 650 ° C.
  • the average cooling rate of the steel plate surface is If it is less than 1.0 ° C./s, the carbide is coarsened because it stays at a high temperature for a long time, and the strength is lowered. In addition, Cr carbide is formed, and toughness and stress corrosion cracking properties are reduced. Therefore, an average cooling rate shall be 1.0 degrees C / s or more. Preferably it is 2.0 degrees C / s or more.
  • the average cooling rate is preferably 120.0 ° C./s or less. More preferably, it is 100.0 ° C./s or less.
  • the average cooling rate is the average of the cooling rates from the lower temperature of (finishing rolling finishing temperature ⁇ 50 ° C.) or the cooling start temperature to 650 ° C. after finishing rolling.
  • controlling the average cooling rate in cooling is effective in suppressing Cr carbide precipitation during cooling, thereby improving the stress corrosion cracking resistance.
  • the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling finish temperature to (finish finish finish temperature ⁇ 50 ° C.) is not particularly specified, but is 1.0 ° C./s because precipitation of Nb, V, and Ti-based precipitates can be promoted. The following is preferable.
  • the average cooling rate below 650 degreeC is not prescribed
  • regulated it is preferable to set it as less than 100.0 degreeC / s from a viewpoint of preventing the distortion of a steel plate. More preferably, it is 80.0 ° C./s or less.
  • the obtained hot-rolled steel sheet having a thickness of 12 mm to 80 mm was subjected to a microstructure investigation, a base material tensile test, a base material toughness, and a stress corrosion cracking test in the following manner.
  • Microstructure Microstructure was investigated by taking a sample for microstructural observation of a cross section parallel to the rolling direction at a position 0.5 mm below the surface of the thickness of each steel sheet, and an aqueous sodium pyrosulfite solution (10 g Na2S2O5 + 95 ml). After immersion corrosion with water solution, five fields of the optical microscope tissue were photographed at a magnification of 500 times. Thereafter, the area ratio, equivalent circle diameter, and aspect ratio of the austenite were obtained from the obtained tissue image using an image analysis apparatus.
  • Austenite area ratio The austenite area ratio is austenite etched, the structure is photographed at 500 times, the austenite grain boundary is traced, and by image analysis, the area of austenite is 10 ⁇ m or more relative to the total area of austenite The percentage was determined.
  • Austenite equivalent circle diameter The crystal grain size of austenite, that is, the equivalent circle diameter of austenite, was measured for the area of each austenite using image analysis on the above-described structure image. The equivalent circle diameter was calculated from each area.
  • Austenite grain aspect ratio The austenite grain aspect ratio is determined by observing the structure of the austenite grain boundary by the above-mentioned corrosion using an optical microscope. The ratio of the widest width (minor axis) was calculated.
  • Equivalent circle diameter of Nb, V, and Ti-based precipitates The investigation of equivalent circle diameter of Nb, V, and Ti-based precipitates was conducted on a cross section parallel to the rolling direction at a position 0.5 mm below the surface of each steel plate. Ten fields of view were taken with a scanning electron microscope at a magnification of 50000 times, and the area of each Nb, V, Ti-based precipitate was measured using image analysis on the tissue image. The equivalent circle diameter of the Nb, V, and Ti-based precipitates was calculated from each area.
  • Number density of Nb, V, and Ti-based precipitates The number density of Nb, V, and Ti-based precipitates was determined by examining transmission electron for a cross section parallel to the rolling direction at a position 0.5 mm below the surface of each steel plate. Ten fields of view were taken with a microscope at 50000 times, and the number of Nb, V, and Ti-based precipitates having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.5 ⁇ m per 1 mm 2 was examined. The total number density of precipitates was determined.
  • (2) Base material tensile properties JIS No. 5 tensile test specimens were collected from each of the obtained steel plates, and subjected to a tensile test in accordance with the default of JIS Z 2241 (1998) to investigate the tensile properties.
  • a yield strength of 400 MPa or more is assumed to have excellent base material tensile properties (within the scope of the present invention).
  • what was excellent in the base material tensile characteristics of this invention was the tensile strength of 800 MPa or more and the total elongation of 30% or more.
  • Base material toughness JIS Z 2202 (1998) from the direction perpendicular to the rolling direction of the plate thickness 1/4 position of each steel plate exceeding 20 mm thickness or the plate thickness 1/2 position of each steel plate thickness 20 mm or less.
  • Charpy V-notch test specimens were collected in accordance with the provisions of JIS Z 2242, and three Charpy impact tests were performed on each steel sheet in accordance with the provisions of JIS Z 2242 (1998), and the absorbed energy at -196 ° C And the toughness of the base material was evaluated.
  • the average value of three absorbed energy (vE -196) is more than 50J was excellent in base metal toughness (within the scope of the present invention). More preferably, the average value of absorbed energy (vE ⁇ 196 ) is 100 J or more.
  • Stress Corrosion Cracking Test The stress corrosion cracking test was carried out in accordance with the Narrow Standard TM0111-2011 standard Slow Strain Rate Test Method.
  • the shape of the specimen is a Type A round bar notched specimen, immersed in artificial seawater (chloride ion concentration 18000 ppm) at a temperature of 23 ° C., and subjected to a constant velocity tensile test at a strain rate of 4 ⁇ 10 ⁇ 7 inch / sec. Carried out.
  • the fracture stress is 500 MPa or more and is excellent in stress corrosion cracking resistance (within the scope of the present invention). More preferably, the breaking stress is 600 MPa or more.
  • the present invention is, target performance of the above (yield strength of the base material is more than 400 MPa, 50 J or more in the average value of the low-temperature toughness absorbed energy (vE -196), more 500MPa stress corrosion cracking resistance in breaking stress) satisfies Confirmed to do.
  • Yield strength of the base material is more than 400 MPa, 50 J or more in the average value of the low-temperature toughness absorbed energy (vE -196), more 500MPa stress corrosion cracking resistance in breaking stress
  • any one or more of the base material strength, the low temperature toughness, and the stress corrosion cracking resistance cannot satisfy the above target performance.
  • steel plate No. No. 12 of component composition is low in stable austenite because C is out of the range of the present invention.
  • the average equivalent circle diameter is 10 ⁇ m or more and the aspect ratio of major axis and minor axis is 3 or more.
  • the area ratio of austenite was 70%.

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Abstract

高Ｍｎ鋼板およびその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．２０～０．７０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：１５～３０％、Ｐ：０．０２８％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．５～７．０％、Ｎｉ：０．０３～０．３０％、Ｎ：０．００１０～０．０２００％を含有し、Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、Ｖ：０．０３～０．１０％、Ｔｉ：０．００３～０．０４０％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面下０．５ｍｍのミクロ組織が、オーステナイトを基地相とし、当該オーステナイトのうち面積率で２５％以上が、円相当直径で１０μｍ以上であり、かつ長径と短径のアスペクト比が３以上である。

Description

高Ｍｎ鋼板およびその製造方法
　本発明は、液化ガス貯槽用タンク等、極低温環境で使用される構造用鋼に供して好適な、特に、塩水腐食環境での耐応力腐食割れ性に優れた高Ｍｎ鋼板およびその製造方法に関する。
　液化ガス貯槽用構造物に熱間圧延鋼板が用いられる際には、使用環境が極低温となるため、鋼板の強度のみならず、極低温での靱性が要求される。例えば、液化天然ガスの貯槽に熱間圧延鋼板が使用される場合には、液化天然ガスの沸点：－１６４℃以下で優れた靱性を確保する必要がある。鋼材の低温靱性が劣ると、極低温貯槽用構造物としての安全性を維持できなくなる危険性があるため、適用される鋼材に対する低温靱性向上に対する要求は強い。この要求に対して、従来、極低温で脆性を示さないオーステナイトを鋼板の組織とするオーステナイト系ステンレス鋼や９％Ｎｉ鋼、もしくは５０００系アルミニウム合金が使用されてきた。しかしながら、合金コストや製造コストが高いことから、安価で極低温靱性に優れる鋼材に対する要望がある。そこで、従来の極低温用鋼に代わる新たな鋼材として、比較的安価なオーステナイト安定化元素であるＭｎを多量に添加した高Ｍｎ鋼板を極低温環境の構造用鋼として使用することが検討されている。
　一方、オーステナイト鋼が腐食環境で使用される場合、オーステナイト結晶粒界が腐食により侵食され、引張応力が付加された場合に、応力腐食割れが発生しやすい問題がある。特に、液化ガス貯槽用構造物などの製作段階には、鋼板の地鉄表面が露出する場合があり、鋼材表面が塩分など腐食性の物質を含む水蒸気や、水分や油分などと接触すると鋼材の腐食が発生する。従来より検討されている高Ｍｎ鋼板では、オーステナイト系ステンレス鋼は勿論のこと、９％Ｎｉ鋼や通常の低合金鋼と比較しても、耐食性に劣る場合がある。この際、高Ｍｎ鋼板の表面での腐食反応においては、鉄がアノード反応により酸化物（さび）を生成する一方で、水分のカソード反応により水素が発生して、水素脆化により応力腐食割れを助長する。このように発生した応力腐食割れが、製作時の曲げ加工や溶接などでの残留応力、あるいは使用環境での負荷応力の存在下において、構造物が破壊に至る危険性がある。そのため、安全性の観点から、使用される鋼材の強度と極低温靱性は勿論のこと、耐応力腐食割れ性に優れることが重要である。
　例えば、特許文献１には、Ｍｎを１５～３５％、Ｃｕ：５％以下、さらにＣとＣｒを適量添加することで、被削性および溶熱熱影響部の－１９６℃でのシャルピー衝撃特性を改善した鋼材が開示されている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：２０％を超え３５％以下、Ｎｉ：０．１％以上７．０％未満、Ｃｒ：０．１％以上８．０％未満を添加する低温靱性を改善した高Ｍｎ鋼材が開示されている。
特表２０１５－５０８４５２号公報 特開２０１６－８４５２９号公報
　しかしながら、特許文献１、２に記載の高Ｍｎ鋼板は、強度と低温靭性を備えることを目的とするものであり、溶熱熱影響部での－１９６℃でのシャルピー衝撃特性は６０～１３５Ｊ(特許文献１のみ表示あり)である。しかし、母材の極低温靱性は未だ不十分であり、極低温靱性と耐応力腐食割れ性を両立するには至っていない。
　本発明は係る問題に鑑み、極低温靱性、耐応力腐食割れ性に優れた高Ｍｎ鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を達成するため、高Ｍｎ鋼板を対象に、優れた耐応力腐食割れ性能を確保するための鋼板の成分組成、製造方法およびミクロ組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
　１．極低温靱性と優れた耐応力腐食割れ性を両立するためには、腐食反応を介した鋼板中への水素侵入量を低下させることが有効である。塩水腐食環境で、鋼板表面の耐食性を向上することが重要であり、このためには、高Ｍｎ鋼板をベースに厳格に成分組成を管理することが重要である。特に、ＣｒとＮｉを同時添加し、その添加量を適正に制御することにより、鋼板表面での腐食反応の初期に形成される錆が微細になる。そして、その後の腐食反応を遅延させることにより、鋼中に侵入する水素量を低減することができる。
　２．さらに、鋼板表面近傍のミクロ組織を厳格に管理することも耐応力腐食割れ性を改善する上で有効であることを見出した。すなわち、オーステナイトのうち面積率で２５％以上が、円相当直径で１０μｍ以上であり、かつ長径と短径のアスペクト比が３以上であることが応力腐食割れ性を向上するうえで重要となる。これは、腐食反応で鋼板内部に侵入した水素が、未再結晶オーステナイトの結晶粒内にトラップされることにより、オーステナイト粒界上の水素量が相対的に低下し、オーステナイト粒界での応力腐食割れ感受性が低下するためと考えられる。
　３．上記１、２に加えて、鋼板中のＮｂ、Ｖ、Ｔｉの炭化物、窒化物および複合炭窒化物は、その分散状態を適正に管理することにより、さらに耐応力腐食割れ性を向上することができる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの炭化物、窒化物および複合炭窒化物は、鋼板中で拡散性水素のトラップサイトとして作用する。すなわち、鋼材の腐食反応により生成された拡散性水素のトラップサイトとして作用し、応力腐食割れを抑制する効果を有する。オーステナイト中のＮｂ、Ｖ、Ｔｉの炭化物、窒化物および複合炭窒化物の分散状態に対しては、熱間圧延工程の加熱、圧延、および冷却条件などが影響を及ぼす。そのため、これらの製造条件を管理することが重要である。
　４．さらに、オーステナイト粒界破壊を効果的に抑制するためには、結晶粒界強度を高める対策が有効である。Ｐは、鋼片の凝固過程において、Ｍｎとともに共偏析しやすい元素であり、ミクロ偏析部に交わる結晶粒界強度を低下させる。そのため、Ｐなどの不純物元素を低減する必要がある。
　本発明は、以上の知見にさらに検討を加えてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．２０～０．７０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：１５～３０％、Ｐ：０．０２８％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．５～７．０％、Ｎｉ：０．０３～０．３０％、Ｎ：０．００１０～０．０２００％を含有し、Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、Ｖ：０．０３～０．１０％、Ｔｉ：０．００３～０．０４０％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面下０．５ｍｍのミクロ組織が、オーステナイトを基地相とし、当該オーステナイトのうち面積率で２５％以上が、円相当直径で１０μｍ以上であり、かつ長径と短径のアスペクト比が３以上である高Ｍｎ鋼板。
［２］前記成分組成に加えて、さらに下記のグループＡまたはＢのうちから選択された少なくとも一つのグループの元素を含有する［１］に記載の高Ｍｎ鋼板。
　　　　　　　　　　　　記
グループＡ：質量％で、Ｍｏ：０．０５～２．０％、Ｗ：０．０５～２．０％のうちから選んだ１種または２種
グループＢ：質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％のうちから選んだ１種または２種以上
［３］鋼板表面下０．５ｍｍの前記ミクロ組織が、さらに、前記ミクロ組織中に、円相当直径が０．０１～０．５μｍである、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する炭化物、窒化物および炭窒化物を、合計で２×１０２個／ｍｍ２以上を有する［１］または［２］に記載の高Ｍｎ鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材を
Ｔｘ（ｘ＝Ｎｂ、ＶまたはＴｉ）を式（１）～（３）に示す温度とするとき、式（１）～（３）で定義されるＴｘ（℃）のいずれか１つ以上で、鋼素材の表面温度が（Ｔｘ－５０）℃以上（Ｔｘ＋２００）℃以下の温度域に加熱し、
仕上圧延終了温度が７５０℃以上１０００℃以下の熱間圧延し、鋼板を製造し、
その後、（仕上圧延終了温度－５０℃）または冷却開始温度のいずれか低い温度から６５０℃までの鋼板表面の平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上で冷却する高Ｍｎ鋼板の製造方法。
ＴＮｂ（℃）＝７５００／｛３．０－ｌｏｇ１０（[％Ｎｂ]×[％Ｃ]）｝－２７３　・・・（１）
ＴＶ（℃）＝１０８００／｛７．２－ｌｏｇ１０（[％Ｖ]×[％Ｃ]）｝－２７３　・・・（２）
ＴＴｉ（℃）＝７０００／｛２．８－ｌｏｇ１０（[％Ｔｉ]×[％Ｃ]）｝－２７３　・・・（３）
　ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｖ]、[％Ｔｉ]および[％Ｃ]は、それぞれ鋼中のＮｂ、Ｖ、ＴｉおよびＣの含有量（質量％）を示す。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
　なお、本発明において、「高強度」とは、降伏強度が４００ＭＰａ以上の強度を有するものをいう。また、本発明において、「極低温靭性」とは、低温靭性、すなわち－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が５０Ｊ以上であることをいう。さらに、本発明において、「耐応力腐食割れ性に優れた」とは、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０１１１－２０１１基準のＳｌｏｗ Ｓｔｒａｉｎ Ｒａｔｅ Ｔｅｓｔ Ｍｅｔｈｏｄに準拠した試験であって、温度２３℃で人工海水（塩化物イオン濃度１８０００ｐｐｍ）に浸漬し、ひずみ速度：４×１０－７ｉｎｃｈ／ｓｅｃ.で等速引張試験を行った場合に、破断応力が５００ＭＰa以上であることをいう。
　本発明によれば、耐応力腐食割れ性に優れた高Ｍｎ鋼板が得られる。そして、本発明の高Ｍｎ鋼板は、液化ガス貯槽用タンク等、極低温環境で使用される鋼構造物の安全性や寿命の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。また、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことがないため、経済性に優れる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　［成分組成］

　まず、本発明の鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。本発明では、優れた耐応力腐食割れ性を確保するため、以下のように鋼板の成分組成を規定する。なお、成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
　Ｃ：０．２０～０．７０％
　Ｃは、安価なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを得るために重要な元素である。その効果を得るためには、Ｃは０．２０％以上の含有を必要とする。一方、０．７０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物およびＮｂ、Ｖ、Ｔｉ系炭化物が過度に生成され、低温靱性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Ｃは０．２０～０．７０％とする。好ましくは０．２５％以上とする。好ましくは０．６０％以下とする。
　Ｓｉ：０．０５～１．０％
　Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｓｉは０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。また、耐ＳＣＣ性にも影響する。このため、Ｓｉは０．０５～１．０％とする。好ましくは０．０７％以上とする。好ましくは０．５％以下とする。
　Ｍｎ：１５～３０％
　Ｍｎは、比較的安価なオーステナイト安定化元素である。本発明では、強度と極低温靱性を両立するために重要な元素である。その効果を得るためには、Ｍｎは１５％以上の含有を必要とする。一方、３０％を超えて含有しても、極低温靱性を改善する効果が飽和し、合金コストの上昇を招く。また、溶接性、切断性が劣化する。さらに、偏析を助長し、耐応力腐食割れの発生を助長する。このため、Ｍｎは１５～３０％とする。好ましくは１８％以上とする。好ましくは２８％以下とする。
　Ｐ：０．０２８％以下
　Ｐは、０．０２８％を超えて含有すると、粒界に偏析し、耐応力腐食割れの発生起点となる。このため、０．０２８％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｐは０．０２８％以下とする。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００２％以上とすることが望ましい。好ましくは０．００５％以上とする。好ましくは０．０２４％以下とする。
　Ｓ：０．０２％以下
　Ｓは母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．０２％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｓは０．０２％以下とする。尚、過度のＳ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００１％以上とすることが望ましい。好ましくは０．００２％以上とする。好ましくは０．０１８％以下とする。
　Ａｌ：０．０１～０．１％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することにより、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。これとともに、固溶Ｎ低減による靱性劣化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ａｌは０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．１％を超えて含有すると、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、０．１％以下とする。このため、Ａｌは０．０１～０．１％とする。好ましくは０．０２％以上とする。好ましくは０．０７％以下とする。
　Ｃｒ：０．５～７．０％
　Ｃｒは、適量の添加でオーステナイトを安定化させ、極低温靱性と母材強度の向上に有効な元素である。また、本発明では、塩水環境における母材表面に生成する錆を緻密にする効果を介して、鋼板中への水素侵入量を低下させて、耐応力腐食割れ性を向上する重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒは０．５％以上の含有を必要とする。一方、７．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物の生成により、低温靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Ｃｒは０．５～７．０％とする。好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．２％以上、さらに好ましくは２．５％とする。好ましくは６．０％以下、より好ましくは５．７％、さらに好ましくは５．５％以下とする。
　Ｎｉ：０．０３～０．３０％
　Ｎｉは、代表的なオーステナイト安定化元素であり、極低温靱性と母材強度の向上に有効な元素である。また、本発明では、塩水環境における母材表面に生成する錆を緻密にする効果を介して、鋼板中への水素侵入量を低下させて、耐応力腐食割れ性を向上する重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉは０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．３０％を超えて含有すると、合金コストが上昇する上、耐応力腐食割れ性の向上効果が飽和する。このため、Ｎｉは０．０３～０．３０％とする。好ましくは０．０４％以上とする。好ましくは０．２５％以下とする。
　Ｎ：０．００１０～０．０２００％
　Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、極低温靱性向上に有効な元素である。また、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと結合し、窒化物または炭窒化物として析出して、拡散性水素のトラップサイトとして応力腐食割れを抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｎは０．００１０％以上の含有を必要とする。一方、０．０２００％を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Ｎは０．００１０～０．０２００％とする。好ましくは０．００２０％以上とする。好ましくは０．０１５０％以下とする。
　Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、Ｖ：０．０３～０．１０％、Ｔｉ：０．００３～０．０４０％の１種または２種以上
　Ｎｂ：０．００３～０．０３０％
　Ｎｂは、炭窒化物（炭化物を含む）として析出し、生成した炭窒化物が拡散性水素のトラップサイトに有効であり、応力腐食割れ抑制の効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂは０．００３％以上の含有を必要とする。一方、０．０３０％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがある。また、析出物が粗大化し、母材靱性を劣化させることがある。このため、Ｎｂを含有する場合は、０．００３～０．０３０％とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上とする。好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２２％以下とする。
　Ｖ：０．０３～０．１０％
　Ｖは、炭窒化物として析出し、生成した炭窒化物が拡散性水素のトラップサイトに有効であり、応力腐食割れ抑制の効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｖは０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．１０％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがある。また、析出物が粗大化し、母材靱性を劣化させることがある。このため、Ｖを含有する場合は、０．０３～０．１０％とする。好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｔｉ：０．００３～０．０４０％
　Ｔｉは、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、生成した窒化物もしくは炭窒化物が拡散性水素のトラップサイトに有効であり、応力腐食割れ抑制の効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｔｉは０．００３％以上の含有を必要とする。一方、０．０４０％を超えて含有すると、析出物が粗大化し、母材靱性を劣化させることがある。また、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがある。このため、Ｔｉを含有する場合は、０．００３～０．０４０％とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上とする。好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０３２％以下とする。
　残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、ＯやＨなどが挙げられ、合計で０．０１％以下であれば許容できる。
　以上の必須元素で、本発明の目的とする特性が得られる。本発明では、強度および低温靱性をさらに向上させることを目的として、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
　Ｍｏ：０．０５～２．０％、Ｗ：０．０５～２．０％の１種または２種
　Ｍｏ：０．０５～２．０％
　Ｍｏは、母材の高強度化に有用な元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｍｏは０．０５％以上を含有することが好ましい。一方、２．０％を超えて含有すると、靭性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼす場合があるため、Ｍｏは２．０％以下とすることが好ましい。このため、Ｍｏを含有する場合には、０．０５～２．０％とする。
　Ｗ：０．０５～２．０％
　Ｗは、母材の高強度化に有用な元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｗは０．０５％以上を含有することが好ましい。一方、２．０％を超えて含有すると、靭性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼす場合があるため、Ｗは２．０％以下とすることが好ましい。このため、Ｗを含有する場合には、０．０５～２．０％とする。より好ましくは０．０７％以上とする。より好ましくは１．５％以下とする。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％の１種または２種以上
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａは、介在物の形態制御に有用な元素であり、必要に応じて含有できる。介在物の形態制御とは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とすることをいう。この介在物の形態制御を介して、延性、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃａは０．０００５％以上を含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えて含有すると、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。このため、Ｃａを含有する場合には、０．０００５～０．００５０％とする。より好ましくは０．００１０％以上とする。より好ましくは０．００４０％以下とする。
　Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
　Ｍｇは、耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｍｇは０．０００５％以上を含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えて含有しても、上述の効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できない場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。このため、Ｍｇを含有する場合には、０．０００５～０．００５０％とする。より好ましくは０．００１０％以上とする。より好ましくは０．００４０％以下とする。
　ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％
　ＲＥＭは、耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、ＲＥＭは０．００１０％以上を含有することが好ましい。一方、０．０２００％を超えて含有しても、上述の効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できない場合がある。このため、ＲＥＭを含有する場合には、０．００１０～０．０２００％とする。より好ましくは０．００２０％以上とする。より好ましくは０．０１５０％以下とする。
［ミクロ組織］
　次に、本発明の鋼板の重要な要件である、鋼板表面近傍のミクロ組織について説明する。
　鋼板表面下０．５ｍｍのミクロ組織が、オーステナイトを基地相とし、当該オーステナイトのうち面積率で２５％以上が、円相当直径で１０μｍ以上であり、かつ長径と短径のアスペクト比が３以上
　本発明では、鋼板表面下０．５ｍｍのミクロ組織の基地相をオーステナイトとする。そして、当該オーステナイトのうち、円相当直径が１０μｍ以上であり、かつ長径と短径のアスペクト比が３以上であるオーステナイトを、面積率で、２５％以上有することにより、拡散性水素のトラップサイトとして有効に作用する。これにより、応力腐食割れの抑制を格段に向上できる。好ましくは、面積率で３０％以上とする。一方、面積率で９５％を超えると、母材靭性の劣化を生じる場合がある。好ましくは９０％以下とする。より好ましくは８５％以下とする。
　円相当直径で１０μｍ未満、または長径と短径のアスペクト比が３未満では、上述の効果が得られない。なお、上述のオーステナイトの円相当直径、面積率、アスペクト比は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
　本発明では、鋼板表面下０．５ｍｍとは、鋼板の表裏面から板厚方向に０.５ｍｍの位置を意味する。成品の単純な表面だけではなく、鋼板表面を結晶の集積度が測定可能な面に処理した後の面、例えば、鋼板の最表面がスケールで覆われている時などは、それを取り除いた面を意味する。
　なお、本発明では、鋼板表面下０．５ｍｍの位置から±５％の範囲に、上述のミクロ組織が存在していても、同様に、上述の効果は得られる。
　鋼板表面下０．５ｍｍのミクロ組織は、さらに、組織中に、円相当直径が０．０１～０．５μｍである、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する炭化物、窒化物および炭窒化物を合計で２×１０２個／ｍｍ２以上
　本発明の鋼板表面下０．５ｍｍにおける、ミクロ組織中の、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する、炭化物、窒化物、炭窒化物（以下、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物と称する）の存在状態について説明する。なお、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する、炭化物、窒化物、炭窒化物とは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する炭化物、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する窒化物、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する炭窒化物をいう。
　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の粒径は、円相当直径で０．０１～０．５μｍとする。０．０１μｍ未満では、拡散性水素のトラップサイトとして水素脆化割れを抑制する効果が飽和する。また、実製造で０．０１μｍ未満に管理するには、製造負荷が極度に増大し、製造コストが上昇する。一方、０．５μｍを超えると、低温靱性が低下する。また、拡散性水素のトラップサイトとして水素脆化割れを抑制する効果が得られない。好ましくは０．０３μｍ以上とする。好ましくは０．４μｍ以下である。
　上記粒径のＮｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の合計が、鋼板表面下０．５ｍｍのミクロ組織中で、２×１０２個／ｍｍ２未満であると、拡散性水素のトラップサイトとして水素脆化割れを抑制する効果が得られない。このため、２×１０２個／ｍｍ２以上とする。好ましくは５×１０２個／ｍｍ２以上とする。なお、上述のＮｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の個数密度および円相当直径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
　なお、鋼板表面下０．５ｍｍのミクロ組織中に、オーステナイトの他に、マルテンサイト等の組織が混在すると、低温靱性が低下する。このため、マルテンサイト等の組織の面積率は少ない方が良く、混在する場合には、鋼板全体に対する面積率の合計で１０％以下とすることが望ましい。
［製造条件］
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。なお、本発明に係る鋼板は、板厚４ｍｍ以上の高Ｍｎ鋼板に好適である。
　本発明の鋼板は、上記した成分組成を有する鋼素材を、Ｔｘ（ｘ＝Ｎｂ、ＶまたはＴｉ）を後述する式（１）～（３）に示す温度とするとき、式（１）～（３）で定義されるＴｘ（℃）のいずれか１つ以上で、鋼素材の表面温度が（Ｔｘ－５０）℃以上（Ｔｘ＋２００）℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度が７５０℃以上１０００℃以下の熱間圧延し、鋼板を製造し、その後、（仕上圧延終了温度－５０℃）または冷却開始温度のいずれか低い温度から６５０℃までの鋼板表面の平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上で冷却することで得られる。
　以下、詳細に説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面あるいは鋼素材の表面における温度を意味するものとする。
　本発明に係る高Ｍｎ鋼板は、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等、公知の溶製方法で溶製することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法等、公知の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
　鋳造後スラブ：得られた鋼素材を、室温まで冷却することなく、または、室温まで冷却した後に、Ｔｘ（ｘ＝Ｎｂ、ＶもしくはＴｉ）を式（１）～（３）で示す温度とするとき、式（１）～（３）で定義されるＴｘ（℃）のいずれか１つ以上で、鋼素材の表面温度が（Ｔｘ－５０）℃以上（Ｔｘ＋２００）℃以下の温度域に加熱
ＴＮｂ（℃）＝７５００／｛３．０－ｌｏｇ１０（[％Ｎｂ]×[％Ｃ]）｝－２７３　　・・・（１）
ＴＶ（℃）＝１０８００／｛７．２－ｌｏｇ１０（[％Ｖ]×[％Ｃ]）｝－２７３　　・・・（２）
ＴＴｉ（℃）＝７０００／｛２．８－ｌｏｇ１０（[％Ｔｉ]×[％Ｃ]）｝－２７３　　・・・（３）
　ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｖ]、[％Ｔｉ]および[％Ｃ]は、それぞれ鋼中のＮｂ、Ｖ、ＴｉおよびＣの含有量（質量％）を示す。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
　加熱温度が（Ｔｘ－５０）℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招くとともに、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合がある。さらに、溶製段階で鋼中に不均一に晶出したＮｂ、ＶおよびＴｉを含む晶出物が圧延終了後の鋼板中にも残存し、所望のＮｂ、ＶおよびＴｉを含む析出物が得られず、耐応力腐食割れ性が低下する。
　一方、加熱温度が（Ｔｘ＋２００）℃を超えると、加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。また、鋼素材の表面が過度に脱炭し、圧延後の鋼板表面がマルテンサイトになり、曲げ性や水素脆性が低下する。さらに、オーステナイト粒粗大化により、目的とするミクロ組織を得られない。
　このため、鋼素材の加熱温度は、（Ｔｘ－５０）℃以上（Ｔｘ＋２００）℃以下とする。好ましくは、（Ｔｘ－３０）℃以上とする。好ましくは（Ｔｘ＋１８０）℃以下とする。なお、直送圧延する場合は、鋼素材が（Ｔｘ－５０）℃以上（Ｔｘ＋２００）℃以下で熱間圧延を開始する。
　なお、本発明の「Ｔｘ（ｘ＝Ｎｂ、ＶもしくはＴｉ）を式（１）～（３）に示す温度とするとき、式（１）～（３）で定義されるＴｘ（℃）のいずれか１つ以上で、鋼素材の表面温度が（Ｔｘ－５０）℃以上（Ｔｘ＋２００）℃以下の温度域に加熱し」とは、例えば、上記成分組成としてＮｂとＶの２種を含有する場合、加熱温度は、（ＴＮｂ－５０）℃以上（ＴＮｂ＋２００）℃以下または（ＴＶ－５０）℃以上（ＴＶ＋２００）℃以下のいずれか１つ以上を満足していれば良いことを意味する。すなわち、どちらの加熱温度を選択してもよい。
　熱間圧延：粗圧延後、仕上圧延での仕上圧延終了温度を７５０℃以上１０００℃以下とし、所望の板厚の鋼板とする
　熱間圧延の仕上圧延終了温度が１０００℃を超えると、鋼板表面近傍のオーステナイトの再結晶が容易に進行し、所望のミクロ組織が得られず、耐応力腐食割れ性の低下を招く。一方、仕上圧延終了温度を７５０℃未満にすると熱間変形抵抗が過度に高くなり、圧延機への負荷が大きくなる。また、圧延能率が低下して製造コストの上昇を招く。このため、熱間圧延の仕上圧延終了温度は、７５０℃以上１０００℃以下とする。好ましくは８００℃以上とする。好ましくは９５０℃以下とする。
　仕上圧延での、８５０℃以上（Ｔｘ－５０）℃以下の温度域での累積圧下率１０％以上５０％以下（好適条件）
　８５０℃以上（Ｔｘ－５０）℃以下の温度域での累積圧下率は、１０％未満では、目標とするミクロ組織が得られない。一方、５０％超えでは、圧延時の能率が低下してしまう。なお、累積圧下率は、仕上圧延において、８５０℃以上（Ｔｘ－５０）℃以下の温度域となる各圧延パスでの圧下率をそれぞれ加算して合計したものとする。
　仕上圧延終了後、（仕上圧延終了温度－５０℃）または冷却開始温度のいずれか低い温度から６５０℃まで、鋼板表面の平均冷却速度１．０℃／ｓ以上で冷却
　鋼板表面の平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満では、高温で長時間滞留するため炭化物が粗大化するため、強度が低下する。それだけでなく、Ｃｒ炭化物が形成され、靱性および応力腐食割れ性が低下する。よって、平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とする。好ましくは２.０℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が１５０．０℃／ｓを超えると、鋼板形状の確保が困難になる。よって、平均冷却速度は１２０．０℃／ｓ以下が好ましい。より好ましくは１００．０℃／ｓ以下とする。ここでの平均冷却速度とは、仕上圧延終了後、（仕上圧延終了温度－５０℃）または冷却開始温度のいずれか低い温度から６５０℃までの冷却速度の平均である。
　本発明では、冷却での平均冷却速度を制御することが、冷却中のＣｒ炭化物析出を抑制し、これにより、耐応力腐食割れ性を向上することに有効であることを新たに見出した。
　なお、仕上圧延終了温度～（仕上圧延終了温度－５０℃）の温度域の平均冷却速度は、特に規定しないが、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の析出を促進できることから１.０℃／ｓ以下であることが好ましい。また、６５０℃未満の平均冷却速度も特に規定しないが、鋼板の歪を防止する観点から、１００.０℃／ｓ未満とすることが好ましい。より好ましくは８０．０℃／ｓ以下とする。
　以下、本発明を実施例により詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　転炉－取鍋精錬－連続鋳造法で、表１に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブ（素材厚：２５０～３００ｍｍ）を、（Ｔｘ－５０）℃以上（Ｔｘ＋２００）℃以下（ｘ＝Ｎｂ、ＶまたはＴｉ）に加熱した後、表２に示す製造条件および仕上圧延での、８５０℃以上（Ｔｘ－５０）℃以下の温度域での累積圧下率を４０％として熱間圧延を施した後、表２に示す製造条件で冷却を行った。なお、Ｎｂ、ＶまたはＴｉにおける（Ｔｘ－５０）℃、（Ｔｘ＋２００）℃は、表１に示す。
　得られた板厚１２ｍｍ～８０ｍｍの熱延鋼板について、ミクロ組織調査、母材引張試験、母材靭性、応力腐食割れ性試験を下記の要領で実施した。
（１）ミクロ組織
　ミクロ組織の調査は、得られた各鋼板の板厚表面下０．５ｍｍの位置における圧延方向に平行な断面について、ミクロ組織観察用サンプルを採取し、ピロ亜硫酸ナトリウム水溶液（１０ｇＮａ２Ｓ２Ｏ５＋９５ｍｌ ｗａｔｅｒ ｓｏｌｕｔｉｏｎ)で浸漬腐食の後、倍率５００倍で光学顕微鏡組織を５視野撮影した。その後、得られた組織画像に対して画像解析装置を用いて、オーステナイトの面積率、円相当径およびアスペクト比を求めた。
　オーステナイトの面積率
　オーステナイトの面積率は、オーステナイトエッチングをし、５００倍で組織を写真撮影して、オーステナイト粒界をトレースし、画像解析により、オーストナイト面積の全体面積に対する１０μｍ以上のオーステナイトの面積の割合を求めた。
　オーステナイトの円相当直径
　オーステナイトの結晶粒径、すなわちオーステナイトの円相当直径は、上述の組織画像に対して画像解析を用いて、個々のオーステナイトの面積を測定した。個々の面積から円相当直径を算出した。
　オーステナイト粒のアスペクト比
　オーステナイト粒のアスペクト比は、上述の腐食によってオーステナイト粒界を現出させた組織を光学顕微鏡で観察し、個々のオーステナイト粒について、一番長い径（長径）に対する、長径と直行するもっとも広い幅（短径）の比を算出した。
　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の円相当直径
　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の円相当直径の調査は、各鋼板の板厚表面下０．５ｍｍの位置における圧延方向に平行な断面について、透過型電子顕微鏡にて５００００倍の撮影を１０視野行い、この組織画像に対して画像解析を用いて、個々のＮｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の面積を測定した。個々の面積からＮｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の円相当直径を算出した。
　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の個数密度
　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の個数密度の調査は、各鋼板の板厚表面下０．５ｍｍの位置における圧延方向に平行な断面について、透過型電子顕微鏡にて５００００倍の撮影を１０視野行い、１ｍｍ２当たりの、円相当直径が０．０１～０．５μｍであるＮｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の個数を調べて、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ系析出物の合計の個数密度を求めた。
（２）母材引張特性
　得られた各鋼板より、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８年）の既定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。本発明では、降伏強度４００ＭＰａ以上を母材引張特性に優れるもの（本発明範囲内）とした。なお、本発明の母材引張特性に優れるものは、引張強度８００ＭＰａ以上、全伸び３０％以上であった。
（３）母材靭性
　板厚２０ｍｍを超える各鋼板の板厚１／４位置、もしくは板厚２０ｍｍ以下の各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピーＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験を実施し、－１９６℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。本発明では、３本の吸収エネルギー（ｖＥ－１９６）の平均値が５０Ｊ以上を母材靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。さらに好ましくは、吸収エネルギー（ｖＥ－１９６）の平均値が１００Ｊ以上とした。
（４）応力腐食割れ性
　応力腐食割れ性試験は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０１１１－２０１１基準のＳｌｏｗ Ｓｔｒａｉｎ Ｒａｔｅ Ｔｅｓｔ Ｍｅｔｈｏｄに準拠して実施した。試験片形状はＴｙｐｅＡ丸棒切欠き付き試験片を用い、温度２３℃で人工海水（塩化物イオン濃度１８０００ｐｐｍ）に浸漬し、ひずみ速度：４×１０－７ｉｎｃｈ／ｓｅｃ.で等速引張試験を実施した。本発明では、破断応力が５００ＭＰa以上を耐応力腐食割れ性に優れるもの（本発明範囲内）とした。さらに好ましくは破断応力が６００ＭＰa以上とした。
　以上により得られた結果を、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例は、上述の目標性能（母材の降伏強度が４００ＭＰａ以上、低温靭性が吸収エネルギー（ｖＥ－１９６）の平均値で５０Ｊ以上、耐応力腐食割れ性が破断応力で５００ＭＰa以上）を満足することが確認された。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、母材強度、低温靭性、および耐応力腐食割れ性のいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できない。なお、表３において、比較例である鋼板Ｎｏ．１２は、成分組成のうちＣが本発明の範囲を外れるため安定なオーステナイトが少ないが、不安定なオーステナイトが多いため、平均円相当直径が１０μｍ以上かつ長径と短径のアスペクト比が３以上のオーステナイトの面積率が７０％であった。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．２０～０．７０％、
    Ｓｉ：０．０５～１．０％、
    Ｍｎ：１５～３０％、
    Ｐ：０．０２８％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１～０．１％、
    Ｃｒ：０．５～７．０％、
    Ｎｉ：０．０３～０．３０％、
    Ｎ：０．００１０～０．０２００％を含有し、
    Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、
    Ｖ：０．０３～０．１０％、
    Ｔｉ：０．００３～０．０４０％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    鋼板表面下０．５ｍｍのミクロ組織が、オーステナイトを基地相とし、当該オーステナイトのうち面積率で２５％以上が、円相当直径で１０μｍ以上であり、かつ長径と短径のアスペクト比が３以上である高Ｍｎ鋼板。
  2. 　前記成分組成に加えて、さらに下記のグループＡまたはＢのうちから選択された少なくとも一つのグループの元素を含有する請求項１に記載の高Ｍｎ鋼板。
    　　　　　　　　　　　　記
    グループＡ：質量％で、
    Ｍｏ：０．０５～２．０％、
    Ｗ：０．０５～２．０％のうちから選んだ１種または２種
    グループＢ：質量％で、
    Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％のうちから選んだ１種または２種以上
  3. 　鋼板表面下０．５ｍｍの前記ミクロ組織が、さらに、前記ミクロ組織中に、円相当直径が０．０１～０．５μｍである、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する炭化物、窒化物および炭窒化物を、合計で２×１０２個／ｍｍ２以上を有する請求項１または２に記載の高Ｍｎ鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材を
    Ｔｘ（ｘ＝Ｎｂ、ＶまたはＴｉ）を式（１）～（３）に示す温度とするとき、式（１）～（３）で定義されるＴｘ（℃）のいずれか１つ以上で、鋼素材の表面温度が（Ｔｘ－５０）℃以上（Ｔｘ＋２００）℃以下の温度域に加熱し、
    仕上圧延終了温度が７５０℃以上１０００℃以下の熱間圧延し、鋼板を製造し、
    その後、（仕上圧延終了温度－５０℃）または冷却開始温度のいずれか低い温度から６５０℃までの鋼板表面の平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上で冷却する高Ｍｎ鋼板の製造方法。
    ＴＮｂ（℃）＝７５００／｛３．０－ｌｏｇ１０（[％Ｎｂ]×[％Ｃ]）｝－２７３　・・・（１）
    ＴＶ（℃）＝１０８００／｛７．２－ｌｏｇ１０（[％Ｖ]×[％Ｃ]）｝－２７３　・・・（２）
    ＴＴｉ（℃）＝７０００／｛２．８－ｌｏｇ１０（[％Ｔｉ]×[％Ｃ]）｝－２７３　・・・（３）
    　ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｖ]、[％Ｔｉ]および[％Ｃ]は、それぞれ鋼中のＮｂ、Ｖ、ＴｉおよびＣの含有量（質量％）を示す。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
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