(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：２０．００％を超え３０．００％未満、Ｎｉ：０．１０〜３．００％未満、Ｃｒ：３．００％以上８．００％未満、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％未満を含有し、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００５０％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度Ｍｎ１と希薄部のＭｎ濃度(Ｍｎ０)から算出されるＭｎ偏析比ＸＭｎ(ＸＭｎ=Ｍｎ１/Ｍｎ０)が１．６以下であり、室温（２５℃）における降伏応力が４００ＭＰａ以上、引張応力が８００ＭＰａ以上、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー(ｖＥ−１９６)が７０Ｊ以上であることを特徴とする低温用厚鋼板。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．５００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｂ：０．００１０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下及びＲＥＭ：０．０５００％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に記載の低温用厚鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２で規定される化学組成を有し、冷却した鋼片又は鋼塊を、加熱温度(℃)と加熱時間(ｈｒ)との積が３００００℃・ｈｒ以上となる拡散熱処理を施し室温まで冷却し、その後再び加熱した後、圧下比(鋳片厚/製品厚)が５以上２０未満で熱間圧延を施した後、７５秒以内で冷却を開始し、冷却速度１℃／ｓｅｃ以上で室温まで冷却し、その後の熱処理を施さないことにより、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度Ｍｎ１と希薄部のＭｎ濃度(Ｍｎ０)から算出されるＭｎ偏析比ＸＭｎ(ＸＭｎ=Ｍｎ１/Ｍｎ０)が１．６以下であり、室温（２５℃）における降伏応力が４００ＭＰａ以上、引張応力が８００ＭＰａ以上、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー(ｖＥ−１９６)が７０Ｊ以上の低温用厚鋼板を得ることを特徴とする低温用厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、液化ガスを保存するための材料に好適な、高Ｍｎ鋼材からなる低温用厚鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
液化天然ガス（沸点：−１６４℃）など極低温環境下で使用可能な材料としては、従来から５０００番系（Ａｌ−Ｍｇ系）等のアルミニウム合金、ＳＵＳ３０４等のＮｉ−Ｃｒ系オーステナイト合金や９％Ｎｉ鋼板、が使用されてきた。しかしながら、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や、Ｎｉを多量に含有し材料コストが高いことが問題となっており、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。タンクの大型化も進み圧力容器材料へ求められる強度は上昇している。
【０００３】
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含まれる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。
【０００４】
例えば、特許文献１には、Ｃを０．５％未満、Ｍｎを１６〜４０％含有することによって、優れた低温靭性と磁性特性を備えた高Ｍｎ鋼が得られることが示されている。特許文献２では、Ｃ含有量が０．１０％以上、Ｎ含有量が０．０５％以上でかつＣ＋２Ｎが１．０％以下となる範囲でＭｎを２６〜３０％含有した高Ｍｎ鋼が開示されている。
【０００５】
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。特許文献４では、０．０１〜０．２５％のＣ、１５〜４０％のＭｎを含有し、Ｘ＝３０×Ｐ＋５０×（Ｓ＋Ｎ）＋３００×Ｏで表わされるパラメータが３．０％以下を満足することによって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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭５９−０１１６６１号公報
【特許文献２】特開平５−０１８８８７号公報
【特許文献３】特開平９−４１０８７号公報
【特許文献４】特許第４５２９８７２号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
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しており、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。特許文献4では溶接部靭性についても評価しているが、ノッチ位置が溶接金属５０％／ＨＡＺ５０％部となっており、最脆化部の評価にはなっていない。加えて高Ｍｎ鋼のＨＡＺ靭性に影響を与える炭化物の生成形態やＨＡＺ靭性を向上させる手段に関しては言及されていない。
【０００８】
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、熱間圧延後に再加熱処理を施すことなく、室温（２５℃）において４００ＭＰａ以上の降伏応力と８００ＭＰａ以上の引張応力、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ＨＡＺ靭性を厚肉材においても確保できること、具体的には、ＨＡＺを模擬した再現熱サイクル材の−１９６℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）にて、7０Ｊ以上を少なくとも板厚５０ｍｍまでにおいて確保できる高Ｍｎ鋼材からなる低温用厚鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、液化ガス貯蔵タンクなどに使用できる高Ｍｎ鋼材について検討した。
【００１０】
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、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、などの各合金元素量を適正範囲に規定するだけでなく、Mn偏析比、圧延前の加熱温度や加熱時間、圧下比、圧延後から冷却開始までの時間を適正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。
【００１１】
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、以下のとおりである。
【００１２】
（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：２０．００％を超え３０．００％以下、Ｎｉ：０．１０〜３．００％未満、Ｃｒ：３．００％以上８．００％未満、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％未満を含有し、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％、Ｏ：０．００５０％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度Ｍｎ１と希薄部のＭｎ濃度(Ｍｎ０)から算出されるＭｎ偏析比ＸＭｎ(ＸＭｎ=Ｍｎ１/Ｍｎ０)が１．６以下であり、室温（２５℃）における降伏応力が４００ＭＰａ以上、引張強度が８００ＭＰａ以上溶接熱影響部を模擬した再現熱サイクルシャルピー衝撃吸収エネルギー(ｖＥ−１９６)が７０Ｊ以上であることを特徴とする低温用厚鋼板。
【００１３】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．５００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｂ：０．００１０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下及びＲＥＭ：０．０５００％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。
【００１４】
（３）上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有する鋼片又は鋼塊を、加熱温度(℃)と加熱時間(ｈｒ)との積が３００００℃・ｈｒ以上となる拡散熱処理を施し室温まで冷却し、その後再び加熱した後、圧下比(鋳片厚/製品厚)が５以上２０未満で熱間圧延を施した後、７５秒以内で冷却を開始し、冷却速度１℃／ｓｅｃ以上で室温まで冷却し、その後の熱処理を施さないことにより、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度Ｍｎ１と希薄部のＭｎ濃度(Ｍｎ０)から算出されるＭｎ偏析比ＸＭｎ(ＸＭｎ=Ｍｎ１/Ｍｎ０)が１．６以下であり、室温（２５℃）における降伏応力が４００ＭＰａ以上、引張応力が８００ＭＰａ以上、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー(ｖＥ−１９６)が７０Ｊ以上の低温用厚鋼板を得ることを特徴とする低温用厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
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タンク内槽材等に用いられるアルミニウム合金、Ｎｉ系オーステナイトステンレス鋼、９％Ｎｉ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資源の節約に貢献し、タンク建造コスト低減を可能にするものである。熱間圧延後に再熱処理を必要とすることなく、室温における降伏応力が４００ＭＰａ以上、引張強度が８００ＭＰａ以上であるとともに、液体窒素温度（−１９６℃）におけるＨＡＺ部を模擬した再現熱サイクル材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが７０Ｊ以上である、高Ｍｎ鋼材およびその製造方法を提供することができるなど、本発明は産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】Ｍｎ偏析比ＸＭｎとシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）との関係を示すグラフである。
【図２】Ｍｎ偏析比ＸＭｎと加熱温度(℃)と加熱時間（ｈｒ）の積（拡散熱処理の影響）との関係を示すグラフである。
【図３】圧下比とシャルピー衝撃吸収エネルギーの関係を示すグラフである。
【図４】仕上圧延完了から冷却開始までの搬送時間とシャルピー衝撃吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
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。
【００１８】
（Ａ）化学組成について
Ｃ：０．３０〜０．６５％
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。特に、室温における強度を確保するために、Ｃ含有量を０．３０％以上とする。好ましくはＣ含有量を０．３５％以上とする。一方、Ｃの含有量が０．６５％を超えるとＣｒ炭化物がオーステナイト粒界へ多量析出して、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０．６５％以下とする。好ましくは、０．５０％以下とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
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、０．０５％未満では脱酸不足になる可能性があり、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする。好ましくはＳｉ含有量を０．１０％以上とする。また、Ｓｉ含有量が０．３０％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ため、０．３０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量を０．２５％以下とする。
【００２０】
Ｍｎ：２０．００を超え３０．００％以下
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、２０．００％以下の含有量では降伏応力や低温靭性の低下が生ずるだけでなく、オーステナイトが不安定化し、α’マルテンサイトなどが析出して靭性が劣化するため、Ｍｎ含有量を２０．００％超とする。好ましくはＭｎ含有量を２３．００％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３０．００％を超えると加工性や溶接性が劣化するため、３０．００％以下とする。好ましくはＭｎ含有量を２７．００％以下とする。
【００２１】
Ｎｉ：０．１０％以上３．００％未満
Ｎｉはオーステナイトの安定化と靱性の向上に極めて有効な元素であり、Ｎｉ含有量を０．１０％以上とする。ただし、３．００％以上のＮｉを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ため、Ｎｉ含有量を３．００％未満とする。好ましくはＮｉ含有量を２．００％以下とする。
【００２２】
Ｃｒ：３．００〜８．００％未満
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。本発明では、他の合金元素との関係で、Ｃｒ含有量が３．００％以上でこの効果が得られる。好ましくはＣｒ含有量を４．００％以上とする。ただし、Ｃｒ含有量が８．００％以上になると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。したがって、Ｃｒ含有量は８．００％未満とする。好ましくは、Ｃｒ含有量を６．００％以下とする。
【００２３】
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
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ないため、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。好ましくはＡｌ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると靱性が劣化するため、上限を０．１００％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量を０．０５０％以下とする。
【００２４】
Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下
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０．０４０％以下、そして、Ｓの含有量は０．０２０％以下に制限する。好ましくは、Ｐの含有量は０．０２０％以下、Ｓの含有量は０．００３％以下とする。
【００２５】
Ｎ：０．００５０〜０．０５００％未満
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ＮはＣと同等の効果を有し、粒界析出による靱性劣化などの悪影響を及ぼさず、極低温での強度を上昇させる効果がＣよりも大きい。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、Ｎの含有量を０．００５０％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０５００％以上になると靱性の劣化が著しくなるため、０．０５００％未満とする。好ましくは、Ｎ含有量を０．０３００％以下とする。
【００２６】
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、過剰に存在すると粗大な介在物が形成する。介在物個数を増加させ母材の清浄度を低下させ、母材及びＨＡＺ部の靭性を低下させる。よって上限を０．００５０％とする。
【００２７】
本発明者等は、この点について詳細に検討を行い、圧延前の拡散熱処理とＭｎ偏析比に相関があり、特にＨＡＺ部の粒界の炭化物を起点とする破壊との相関があること、さらに圧下比、仕上圧延から冷却開始までの時間を適切に制御することにより靭性向上が可能であることを見出した。そして、上記パラメータＸＭｎを適正な範囲内に制御することにより、ＨＡＺ部の炭化物生成による靭性低下抑制に成功した。パラメータＸＭｎは、１．６以下とし、好ましくは１．３以下とする。一方、パラメータＸＭｎが１．６を超えると粒界炭化物によりシャルピー特性が得られない。
【００２８】
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、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。
【００２９】
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、オーステナイト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１．００％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１．００％以下とし、より好ましくは０．７０％以下とする。強度を高めるには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ｍｏ：１．００％以下
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１．００％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１．００％以下とし、より好ましくは０．８０％以下とする。強度を高めるには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
【００３１】
Ｎｂ：０．５００％以下
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０．５００％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０．５００％以下とし、より好ましくは０．２００％以下とする。強度を高めるには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上とする。
【００３２】
Ｖ：０．５００％以下
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０．５００％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０．５００％以下とし、より好ましくは０．２００％以下とする。強度を高めるには、Ｖ含有量を０．０１０％以上とする。
【００３３】
Ｔｉ：０．５００％以下
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０．５００％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０．５００％以下とし、より好ましくは０．３００％以下とする。強度を高めるには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。
【００３４】
Ｂ: ０．００１０％以下
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０．００１０％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０．００１０％以下とする。粒界破壊を抑制するには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００３５】
Ｃａ: ０．０１００％以下
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０．０１００％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０．０１００％以下とする。靱性を向上させるには、Ｃａ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
【００３６】
Ｍｇ: ０．０１００％以下
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０．０１００％を超えると清浄度を悪化させ靱性が失われる。よって、Ｍｇを含有させる場合は、その含有量は０．０１００％以下とする。靱性を向上させるには、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００３７】
希土類元素（ＲＥＭ）: ０．０５００％以下
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０．０５００％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０．０５００％以下とする。靱性を向上させるには、希土類元素（ＲＥＭ）の含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００３％とする。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。
【００３８】
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炭化物を制御することによって、圧延後の熱処理を施すことなく低温域で使用可能でＨＡＺ靭性良好な鋼材が得られる。
【００３９】
（Ｂ）金属組織について
Ｍｎ偏析比ＸＭｎ：１．６以下
一般に、高Ｍｎ鋼は炭素鋼や低合金鋼に比べてＭｎ含有量が高く、凝固時に偏析しやすい。前述の(1)式、すなわち、ＸＭｎ＝(ＸＭｎ=Ｍｎ１/Ｍｎ０)で定義されるパラメータＸＭｎは、母材靭性、ＨＡＺ靭性を改善する観点から、特にＨＡＺ部の−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。ここでＭｎ１及びＭｎ０0は、それぞれＭｎ濃化部および希薄部のＭｎ濃度である。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、オーステナイトの結晶粒界に析出した炭化物が破壊の起点となりシャルピー特性を低下させる場合がある。ＸＭｎを１．６以下とすることでＨＡＺ靭性を確保できることが明らかとなった。図１に偏析比とシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）との関係を示す。
【００４０】
（Ｃ）製造条件について
一般に、高Ｍｎ鋼は炭素鋼や低合金鋼に比べてＭｎ含有量が高く、凝固時に偏析しやすい。このため拡散熱処理により偏析を低減させる必要がある。また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拡散熱処理条件、圧延前の加熱条件及び圧延条件の厳密な管理が重要である。
【００４１】
まず、拡散熱処理はＭｎを拡散させるため加熱温度(℃)と加熱時間（ｈｒ）との積が３００００℃・ｈｒ以上とし、好ましくは３５０００℃・ｈｒ以上とする。拡散熱処理によりＭｎが拡散するため偏析比が低減する。ＸＭｎを１．６以下とするには加熱温度(℃)と加熱時間（ｈｒ）との積が３００００℃・ｈｒ以上とする必要があることが明らかとなった。それらの関係を図２に示す。
【００４２】
鋼片又は鋼塊の加熱温度は、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ため、９５０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは１０００℃以上とする。一方、１２００℃を超えて高温に加熱すると、表面の酸化による歩留まりの低下が懸念されるとともに、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ため、１２００℃以下とすることが好ましい。
【００４３】
鋼片又は鋼塊を加熱した後、圧下比が５以上２０未満で熱間圧延を施す必要がある。５未満では、鋼片若しくは鋼塊の鋳造組織の破壊が不十分であるとともに、鋼材中のオーステナイト粒を細粒化が不十分であり、靭性に悪影響である。また２０を超えることで偏析バンド幅が狭くなり炭化物が連続して析出しやすくなり、靭性に悪影響である。圧下比は、鋳片厚を製品厚で除して求める。圧下比とシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）の関係を図３に示す。
【００４４】
熱間圧延の圧延仕上温度は７５０〜９５０℃とすることが好ましい。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。
【００４５】
炭化物の生成を抑制し、低温靭性を高めるために、仕上圧延完了してから冷却開始までの時間を７５秒以内にする必要がある。７５秒を超えると炭化物がしやすくなり、再加熱されるＨＡＺ部における炭化物が粗大化し、ＨＡＺ靭性が低下することが明らかとなった。仕上圧延完了から冷却開始までの搬送時間とシャルピー衝撃吸収エネルギーとの関係を図４に示す。
【００４６】
７５０℃から６００℃までの温度範囲の冷却速度を５℃／ｓ以上とする加速冷却を行う。５℃／ｓ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℃以上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。６００℃から室温までの温度範囲の冷却速度は１℃／ｓｅｃ以上とする。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。これにより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タンク内槽材に適した性質を有している。尚、圧延ままで炭化物は抑制できているので、その後の熱処理は不要である。
【実施例】
【００４７】
以下、実施例により、本発明を更に詳しく説明する。
【００４８】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜３３の鋼片を用い、表２に示す製造条件（拡散熱処理条件、圧下比、仕上圧延から冷却開始までの時間を種々に制御した。）にて板厚５〜５０ｍｍの高Ｍｎ鋼材を作製した。そして、鋼材中にMn偏析比を測定した（測定値を表２に示す）。母材特性として引張特性（降伏強度、引張強度）を、ＨＡＺ靭性として溶接熱サイクル再現装置を使用して２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃吸収エネルギーを評価した。得られた測定値を表３に示す。なお溶接再現熱サイクル試験は板厚１／４ｔからシャルピー試験片を採取し、ピーク温度(最高到達温度)６００−８５０℃にて５秒保持後急冷する条件で行った。評価は、室温（２５℃）において降伏応力４００ＭＰａ未満、引張強度８００ＭＰａ未満の場合、ＨＡＺを模擬した再現熱サイクル材の−１９６℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）が7０Ｊ未満の場合を不合格とした。
【００４９】
【表１】
0006589535.tif 000002
【００５０】
【表２】
0006589535.tif 000003
【００５１】
【表３】
0006589535.tif 000004
【００５２】
表３から、本発明例に係る高Ｍｎ鋼材は、熱間圧延ままで、母材強度、ＨＡＺ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。
【００５３】
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、母材強度、ＨＡＺ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。
【産業上の利用可能性】
【００５４】
本発明に係る高Ｍｎ鋼材は、熱間圧延後に熱処理を施すことなく、熱間圧延ままで提供することができ、ＬＮＧタンク内槽材等に用いられるアルミニウム合金、Ｎｉ系オーステナイトステンレス鋼、９％Ｎｉ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資源の節約に貢献し、タンク建造コストの低減を可能にするものである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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