(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：２０％以上３０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．１％未満、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５０％未満および
Ｎｂ：０．００５０％未満
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、オーステナイトを基地相とする組織とを有し、前記オーステナイトは、粒径が１μｍ以上かつ標準偏差が９μｍ以下であり、降伏強度が４００ＭＰａ以上、引張強度が８００ＭＰａ以上、−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１００Ｊ以上、−１６５℃におけるＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上である高Mn鋼。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下および
ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高Ｍｎ鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱した後、仕上圧延終了温度が７５０℃以上９５０℃未満かつ１パス当たりの平均圧下率が９％以上である、熱間圧延を施し、その後、（仕上圧延終了温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上の冷却処理を行い、オーステナイトを基地相とする組織を有し、前記オーステナイトは、粒径が１μｍ以上かつ標準偏差が９μｍ以下であり、降伏強度を４００ＭＰａ以上、引張強度を８００ＭＰａ以上、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１９６を１００Ｊ以上、−１６５℃におけるＣＴＯＤ値を０．２５ｍｍ以上とする高Ｍｎ鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば液化ガス貯槽用タンク等の、極低温環境で使用される構造物に供して好適な高Ｍｎ鋼およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
液化ガス貯槽用構造物は、その使用環境が極低温となるため、この種の構造物に用いる鋼板は高強度であることに加えて、極低温での靱性に優れることも要求される。例えば、液化天然ガスの貯槽に熱間圧延鋼板を使用する場合は、液化天然ガスの沸点：−１６４℃以下で優れた靱性が確保されている必要がある。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可能性があるため、適用される鋼材に対する低温靱性の向上に対する要求は強い。【０００３】
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主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、安価で低温靱性に優れる鋼材に対する要望がある。【０００４】
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鋼を極低温環境の構造用鋼として使用することが、特許文献１や特許文献２において提案されている。【０００５】
すなわち、特許文献１には、オーステナイト結晶粒界の炭化物被覆率を制御することが提案されている。また、特許文献２には、炭化物被覆物、ならびにＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの添加によりオーステナイト結晶粒径を制御することが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開2016−84529号公報
【特許文献２】特開2016−196703号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、液化ガス貯槽用タンクなどの使途では、該タンクの安全性確保の観点から、初期亀裂がより鋭利となる厳しい破壊条件下での耐破壊特性、具体的には低温域でのＣＴＯＤ特性に優れることが求められている。上記した特許文献１および特許文献２では、シャルピー衝撃試験による低温靭性は評価されているが、優れたＣＴＯＤ特性が保証されるに至ってはいない。【０００８】
本発明は、高強度かつ低温靱性に優れることは勿論、さらに低温のＣＴＯＤ特性にも優れた高Ｍｎ鋼を提供することを目的とする。ここで、前記「高強度」とは、降伏強度が４００ＭＰａ以上であり、前記「低温靭性に優れた」とは、−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１００Ｊ以上であり、前記「低温のCTOD特性に優れた」とは、−１６５℃におけるＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上であることをいう。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、高Ｍｎ鋼を対象にして、上記課題を解決するための方途について鋭意研究を行った結果、以下のａ〜ｂの知見を得るに到った。
ａ．高Ｍｎ鋼は、極低温においても脆性破壊とならずに、破壊が生じる場合は結晶粒界から発生する。このことから、高Ｍｎ鋼の耐破壊特性を向上するには、破壊の起点となる結晶粒界の面積低減を所期して結晶粒の径を規制することが有効である。
ｂ．さらに、上記結晶粒径の規制に併せて整粒化を図ることが、高Ｍｎ鋼の耐破壊特性向上に、より有効である。
ｃ．上記のａおよびｂを達成する手段として、適切な製造条件で熱間圧延および冷却を行うことが適切である。【００１０】
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、その要旨は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：２０％以上３０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．１％未満、
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５０％未満および
Ｎｂ：０．００５０％未満
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、オーステナイトを基地相とする組織とを有し、前記オーステナイトは、粒径が１μｍ以上かつ標準偏差が９μｍ以下である高Mn鋼。【００１１】
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下および
ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１に記載の高Ｍｎ鋼。【００１２】
３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱した後、仕上圧延終了温度が７５０℃以上９５０℃未満かつ１パス当たりの平均圧下率が９％以上である、熱間圧延を施し、その後、（仕上圧延終了温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上の冷却処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、特に極低温域でのCTOD特性並びに低温靭性に優れた高Ｍｎ鋼を提供することができる。したがって、本発明の高Ｍｎ鋼を用いることによって、液化ガス貯槽用タンク等の、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を実現することができ、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の高Ｍｎ鋼について詳しく説明する。
［成分組成］
まず、本発明の高Ｍｎ鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．１０％以上０．７０％以下
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。その効果を得るには、Ｃを０．１０％以上で含有する必要がある。一方、０．７０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、低温靱性が低下する。従って、Ｃ量は０．１０％以上０．７０％以下、好ましくは、０．２０％以上０．６０％以下とする。
【００１５】
Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下
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も有する。これら効果を得るには、Ｓｉを０．０５％以上で含有する必要がある。一方、０．５０％を超えて含有すると、溶接性が劣化するとともに低温靭性、特に極低温での靭性が低位となる。従って、Ｓｉ量は０．０５％以上０．５０％以下、好ましくは、０．０７％以上０．５０％以下とする。
【００１６】
Ｍｎ：２０％以上３０％以下
Ｍｎは、比較的安価なオーステナイト安定化元素である。Ｍｎは、本発明において、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を２０％以上で含有する必要がある。一方、３０％を超えて含有しても、低温靱性を改善する効果は飽和し、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、応力腐食割れの発生を助長する。従って、Ｍｎ量は２０％以上３０％以下、好ましくは２３％以上２８％以下とする。
【００１７】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる。このため、０．０３０％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０．０３０％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０．０２８％以下、さらに好ましくは０．０２４％以下とする。
【００１８】
Ｓ：０．００７０％以下
Ｓは、母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．００７０％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０．００７０％以下とする。尚、過度のＳの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０．００２０％以上０．００６０％以下とする。
【００１９】
Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下
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。このような効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上で含有する必要がある。一方、０．０７％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、０．０７％以下とする。従って、Ａｌは０．０１％以上０．０７％以下、好ましくは０．０２％以上０．０６％以下とする。
【００２０】
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下
Ｃｒは、適量の添加でオーステナイトを安定化させ、低温靱性と母材強度の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒを０．５％以上で含有する必要がある。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％以上７．０％以下とする。好ましくは１．０％以上６．７％以下、より好ましくは１．２％以上６．５％以下とする。また、耐応力腐食割れをさらに向上させるためには２．０％以上６．０％以下がさらに好ましい。
【００２１】
Ｎｉ：０．０１％以上０．１％未満
Ｎｉは、低温靱性を向上する効果を有するが、合金コストの点から必要最小限とすることが本発明の成分設計における重要な観点であり、この観点からＮｉ量は０．０１％以上０．１％未満とする。ここで、低温靱性に優れるオーステナイト鋼としてＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６などのステンレス鋼があるが、これらの鋼は、オーステナイト組織を得るための合金設計としてＮｉ当量やＣｒ当量を適正化が図られていることから、多量のＮｉが添加されている。これらの鋼に対して本発明は、Ｎｉを必要最小限とすることによって低廉化した、オーステナイト材料である。なお、このＮｉの必要最小限化は、Ｍｎ添加量の適正化により実現した。好ましいＮｉ量は、０．０３％以上０．０７％以下である。
【００２２】
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下
Ｃａは、下記に記載の介在物の形態制御により延性、靭性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させるとともに、熱間延性の低下を抑制し鋳片の割れ発生の低減に有効に作用する。このような効果を得るためには、Ｃａは０．０００５％以上必要である。一方、０．００５０％を超えて添加すると、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り、熱間延性の低下抑制効果も飽和する。このため、Ｃａ量は０．０００５％以上０．００５０％以下とする。好ましくは、０．００１０％以上０．００４５％以下である。
【００２３】
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下
Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、低温靱性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎを０．００５０％以上で含有する必要がある。一方、０．０５００％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。従って、Ｎは０．００５０％以上０．０５００％以下、好ましくは０．００６０％以上０．０４００％以下とする。
【００２４】
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、酸化物の形成により低温靱性を劣化させる。このため、Ｏは０．００５０％以下の範囲とする。好ましくは、０．００４５％以下である。尚、過度のＯの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．０００３％以上とすることが望ましい。
【００２５】
ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制
ＴｉおよびＮｂは、鋼中で高融点の炭窒化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制し、その結果破壊の起点や亀裂伝播の経路となる。特に、高Ｍｎ鋼においては低温靭性を高め、延性を向上するための組織制御の妨げとなるため、意図的に抑制する必要がある。すなわち、ＴｉおよびＮｂは、原材料などから不可避的に混入する成分であり、Ｔｉ：０．００５〜０．０１０％およびＮｂ：０．００５〜０．０１０％の範囲で混入するのが通例である。そこで、後述する手法に従って、ＴｉおよびＮｂの不可避混入を回避し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制する必要がある。ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％未満に抑制することによって、上記した炭窒化物の悪影響を排除し、優れた低温靭性並びに延性を確保することができる。好ましくは、ＴｉおよびＮｂの含有量を０．００３％以下とする。
【００２６】
上記した必須成分以外の残部は鉄および不可避的不純物である。ここでの不可避的不純物としてはＨなどが挙げられ、合計で０．０１％以下であれば許容できる。
【００２７】
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、上記の必須成分に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％の１種または２種以上
Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ：各々２．０％以下
Ｃｕ、Ｍｏ、ＶおよびＷは、オーステナイトの安定化に寄与するとともに母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｕ、Ｍｏ、ＶおよびＷは０．００１％以上で含有することが好ましい。一方、Ｃｕは１．０％、Ｍｏ、ＶおよびＷは各々２．０％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が生成し、破壊の起点となることがある他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は、Ｃｕは１．０％以下、Ｍｏ、ＶおよびＷは２.０％以下とする。好ましくは、０．００３％以上である。さらに、Ｍｏ、ＶおよびＷについては、好ましくは１．７％以下、より好ましくは１．５％以下とする。
【００２８】
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％
ＭｇおよびＲＥＭ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にすることをいう。この介在物の形態制御を介して、延性、靭性および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、Ｍｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上で含有することが好ましい。一方、いずれの元素も多く含有させると、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、Ｍｇを含有する場合には、０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭを含有する場合には、０．００１０％〜０．０２００％とする。好ましくは、Ｍｇ量は０．００１０％以上０．００４０％以下、ＲＥＭ量は０．００２０％以上０．０１５０％以下とする。
【００２９】
［組織］
オーステナイトを基地相とするミクロ組織
鋼材の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ）である場合、該鋼材は低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、低温環境下での使用には適していない。ここに、低温環境下での使用を想定したとき、鋼材の基地相は、結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ）であるオーステナイト組織であることが必須となる。ここで、「オーステナイトを基地相とする」とは、オーステナイト相が面積率で９０％以上であることを意味する。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相またはマルテンサイト相であるが、オーステナイト相が100％であってもよいのは勿論である。
【００３０】
オーステナイト粒径：１μｍ以上
高Ｍｎ鋼は、オーステナイトを基地相とする組織を有するため、極低温においても脆性破壊とならずに、破壊が生じる場合は結晶粒界から発生する。この破壊の起点となる結晶粒界の面積を低減することが高Ｍｎ鋼の耐破壊特性を向上するのに有利である。そのためには、オーステナイト粒径は１μｍ以上であることが肝要である。なぜなら、粒径が１μｍ未満となると、粒界面積の増加量が大きくなり破壊の発生箇所が増大するためである。好ましくは、２μｍ以上である
【００３１】
オーステナイトの標準偏差が９μｍ以下
上記結晶粒径の規制に併せて整粒化を図ることが、高Ｍｎ鋼の耐破壊特性の更なる向上に有効である。すなわち、混粒組織となった場合、粗大な結晶粒から微細な結晶粒まで幅広い粒径分布となって１μｍ未満の結晶粒を含むようになり、とくに標準偏差が９μｍを超えると、その傾向が顕著となるため、標準偏差が９μｍを超える混粒組織は避ける必要がある。
【００３２】
［製造方法］
本発明に係る高Ｍｎ鋼を製造するに当たり、まず、鋼素材は、上記した成分組成を有する溶鋼を転炉や電気炉等、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。その際、好適な組織制御の妨げとなるＴｉおよびＮｂを上述の範囲に制限するために、原料などから不可避的に混入することを回避し、これらの含有量を低減する措置を取る必要がある。例えば、精錬段階におけるスラグの塩基度を下げることによって、これらの合金をスラグへ濃化させて排出し最終的なスラブ製品におけるＴｉおよびＮｂの濃度を低減する。また、酸素を吹き込んで酸化させ、還流時にＴｉおよびＮｂの合金を浮上分離させるなどの方法でも良い。その後、連続鋳造法、造塊法等、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。なお、連続鋳造後のスラブに分塊圧延を行って鋼素材としてもよい。
【００３３】
さらに、上記鋼素材を低温靭性に優れた鋼材へと造りこむための製造条件について規定する。
鋼素材加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
鋼材のミクロ組織の結晶粒径を粗大にするために、熱間圧延前の加熱温度は１１００℃以上とする。ただし、１３００℃を超えると一部溶解が始まってしまう懸念があるため、加熱温度の上限は１３００℃とする。ここでの温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。
【００３４】
仕上圧延終了温度：７５０℃以上９５０℃未満
鋼素材（鋼塊または鋼片）を加熱したのち、熱間圧延を行う。粗大な結晶粒を作りこむためには高温での累積圧下率を高めることが好ましい。すなわち、低温で熱間圧延を行うとミクロ組織は微細になり、また過度な加工ひずみが入るため低温靭性の低下を招く。そのため仕上圧延終了温度の下限は７５０℃とする。一方、９５０℃以上の温度領域で仕上げると、結晶粒径が過度に粗大となり所望の降伏強度が得られなくなる。そのため９５０℃未満で１パス以上の最終仕上圧延が必要である。好ましくは、９００℃以下である。
【００３５】
１パスでの平均圧下率：９％以上
前記の熱間圧延に際して、オーステナイト粒径の整粒化を図り、かつ１μｍ以上の結晶粒径に制御するには、オーステナイトの再結晶を促進することが有効であり、熱間圧延時の１パス当たりの平均圧下率を９％以上とすることが重要となる。好ましくは１１％以上である。
【００３６】
（仕上圧延終了温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上
熱間圧延終了後は速やかに冷却を行う。熱間圧延後の鋼板を緩やかに冷却させると析出物の生成が促進され低温靭性の劣化を招く。１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することでこれら析出物の生成を抑制できる。また、過度な冷却を行うと鋼板が歪んでしまい、生産性を低下させる。そのため、冷却開始温度の上限は９００℃とする。以上の理由から、熱間圧延後の冷却は、（仕上圧延終了温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの鋼板表面の平均冷却速度を１．０℃／ｓ以上とする。一方、工業的生産の観点からは、前記平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【実施例】
【００３７】
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−連続鋳造法にて、表１に示す成分組成になる鋼スラブを作製した。次いで、得られた鋼スラブを表２に示す条件で分塊圧延および熱間圧延により１０〜３０ｍｍ厚の鋼板とした。得られた鋼板について、引張特性、靭性および組織評価を下記の要領で実施した。【００３８】
（１）引張試験特性
得られた各鋼板より、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（１９９８年）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張試験特性を調査した。本発明では、降伏強度４００ＭＰａ以上および引張強度８００ＭＰａ以上を引張特性に優れるものと判定した。さらに、伸び４０％以上を延性に優れるものと判定した。【００３９】
（２）低温靭性
板厚２０ｍｍを超える各鋼板の表面から板厚の１／４までの位置（以下、板厚１／４位置と示す）、もしくは板厚２０ｍｍ以下の各鋼板の板厚の１／２までの位置（以下、板厚１／２位置と示す）の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ  Ｚ２２０２（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  Ｚ２２４２（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１００Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。【００４０】
（３）ＣＴＯＤ値の評価
鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向からCTOD試験片を採取し、−１６５℃で２〜３本の試験を行い、その平均値で評価した。本発明では、ＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上を耐破壊特性に優れるものとした。【００４１】
（４）組織評価
鋼板の板厚１／４位置のＬ断面について、ＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction）解析により、２００μｍ×２００μｍの視野を任意の２〜３視野観察し、各視野内のオーステナイト結晶粒径の最小値を測定した。また、オーステナイト粒径の標準偏差は、前記のＥＢＳＰ解析結果を用いて、各結晶粒径の面積割合の分布から評価した。上記で得られた全ての結晶粒径を母集団とし、それぞれの個値と平均値との差の２乗和である分散を求め、その分散の平方根を取って標準偏差を求めた。
以上により得られた評価結果を、表３に示す。【００４２】
本発明に従う高Ｍｎ鋼は、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１００Ｊ以上、ＣＴＯＤ値の平均値で０．２５ｍｍ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、降伏強度および低温靭性、ＣＴＯＤ値のいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できていない。【００４３】
【表１】
0006590117.tif 000002
【００４４】
【表２】
0006590117.tif 000003
【００４５】
【表３】
0006590117.tif 000004
【要約】
高強度かつ低温靱性に優れることは勿論、さらに低温のＣＴＯＤ特性にも優れた高Ｍｎ鋼を提供する。
質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．７０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：２０％以上３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％未満、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５０％未満およびＮｂ：０．００５０％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、オーステナイトを基地相とする組織とを有し、前記オーステナイトは、粒径が１μｍ以上、かつ標準偏差が９μｍ以下とする。