(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：０．０１００％以下、に制限し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、オーステナイト粒径が５０μｍ以上３００μm未満で平均円相当径が０．２μｍ以上の炭化物が２０００個/ｍｍ２以下であり、常温での降伏強度が４００ＭＰａ以上、引張強度が８００ＭＰａ以上、−１９６℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ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する鋼片又は鋼塊を、１０００℃〜１２５０℃で加熱後、圧延仕上温度１０００〜８００℃で熱間圧延を施すとともに、圧延開始から冷却開始までにおいて９００-８００℃までの滞在時間を１００秒以下とし、７５０〜６００℃の温度範囲を冷却速度５℃/sec以上で冷却し、その後、熱処理を施さず、オーステナイト粒径が５０μｍ以上３００μm未満で平均円相当径が０．２μｍ以上の炭化物が２０００個/ｍｍ２以下であり、常温での降伏強度が４００ＭＰａ以上、引張強度が８００ＭＰａ以上、−１９６℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ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。また上記の特許文献においての靭性に悪影響を与える炭化物の分布に関しては言及されておらず、また炭化物の生成を防ぐ手段につい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母材靭性を厚肉材においても確保できること、具体的には、成分および製造条件を適正化して炭化物の析出を抑制、制御し、母材の−１９６℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）にて、１００J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低温用厚鋼板について検討した。その結果、鋼材の化学組成に関しては、Ｍｎを質量％で２０．００％を超え３０．００％未満含有する高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、オーステナイト粒径、炭化物密度、圧延前の加熱温度や仕上圧延温度、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。
【００１０】
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。
【００１１】
（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：０．０１００％以下、に制限し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、オーステナイト粒径が５０μｍ以上３００μm未満で平均円相当径が０．２μｍ以上の炭化物が２０００個/ｍｍ２以下であり、常温での降伏強度が４００ＭＰａ以上、引張強度が８００ＭＰａ以上、−１９６℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする低温用厚鋼板。
【００１２】
（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。
【００１３】
（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、１０００℃〜１２５０℃で加熱後、圧延仕上温度１０００〜８００℃で熱間圧延を施すとともに、圧延開始から冷却開始までにおいて９００-８００℃までの滞在時間を１００秒以下とし、７５０〜６００℃の温度範囲を冷却速度５℃/sec以上で冷却し、その後、熱処理を施さず、オーステナイト粒径が５０μｍ以上３００μm未満で平均円相当径が０．２μｍ以上の炭化物が２０００個/ｍｍ２以下であり、常温での降伏強度が４００ＭＰａ以上、引張強度が８００ＭＰａ以上、−１９６℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ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】
【００１４】
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鋼材を熱間圧延の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℃）における母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ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】
【００１５】
【図１】オーステナイト粒径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】炭化物密度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。
【図３】加熱温度とオーステナイト粒径の関係を示すグラフである。
【図４】加熱温度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５】圧延仕上温度とオーステナイト粒径の関係を示すグラフである。
【図６】圧延仕上温度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７】熱間圧延工程の圧延開始から冷却開始における９００-８００℃までの滞在時間と炭化物密度の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
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。
【００１７】
（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。
【００１８】
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。
【００１９】
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。
【００２０】
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、母材強度、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。
【００２１】
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。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
Ｏ：０．０１００％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０．０１００％とする。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
このように、本発明に係る高Ｍｎ鋼材は、化学成分、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母材靭性良好な鋼材が得られる。
【００３７】
（Ｂ）金属組織について
オーステナイト粒径が５０μm以上３００μm未満
オーステナイト粒径は母材の強度、靭性に影響を与える。５０μmを下回ると結晶粒界が多くなり炭化物析出サイトが増加する。また炭化物析出には結晶粒界へのＣｒの拡散が必要であり結晶粒径が大きいほど拡散距離が長くなり炭化物析出を抑制できる。γ粒径が３００μm以上であるとマトリクスに靭性が低下する。図１にオーステナイト粒径とシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）との関係を示す。
【００３８】
平均円相当径が０．２μm以上の炭化物が２０００個/mm2以下
炭化物は靭性に悪影響である。高Ｍｎ鋼は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。水冷材であってもきわめて微細な炭化物が析出している。靭性に悪影響を与えるのは０．２μm以上の炭化物である。異なる製造条件における高Ｍｎ鋼の炭化物を評価したところ、靭性が低下するにつれて０．２μmを超える炭化物が増加することが判明した。特に０．２μm以上の炭化物が２０００個/mm2を超えることで靭性が低下する。図２に炭化物密度とシャルピー吸収エネルギーの関係を示す。ここで炭化物は走査型電子顕微鏡にて５０００倍の視野(15μm×15μm)を２０視野観察し、０．２μm以上の炭化物の個数密度を算出し、平均値を鋼材中の炭化物密度とした。
【００３９】
（Ｃ）製造条件について
加えて本発明者等は、炭化物の析出、成長が進行しやすい温度域を通過させないような製造プロセスをとることにより炭化物生成、成長を抑制し、炭化物を起点する破壊との相関があることを見出し、適正な条件で熱間圧延を行う必要があることを見出した。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。また高Ｍｎ鋼は炭化物形成元素を多く含有しており圧延から冷却にかけて炭化物が析出しやすい。圧延中から炭化物析出温度域で滞留しないことが重要となる。このため炭化物析出抑制のために圧延開始から冷却条件を厳密に管理する必要がある。
【００４０】
鋼片又は鋼塊の加熱温度は、１０００〜１２５０℃とすることが好ましい。１０００℃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、１０００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは１０５０℃以上とする。一方、１２５０℃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、１２５０℃以下とすることが好ましい。加熱温度とオーステナイト粒径の関係を図３に、加熱温度とシャルピー吸収エネルギーの関係を図４に示す。
【００４１】
熱間圧延の圧延仕上温度は１０００〜８００℃とすることが好ましい。圧延仕上温度が１０００℃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８００℃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。仕上温度とオーステナイト粒径の関係を図５に、仕上温度とシャルピー吸収エネルギーの関係を図６に示す。
【００４２】
炭化物の生成を抑制し、低温靭性を高めるために、圧延開始から冷却開始までにおいて９００〜８００℃までの滞在時間を１００秒以下とする必要がある。９００〜８００℃は炭化物が析出、成長しやすい温度域である。１００秒を超えると粗大な炭化物が析出し、０．２μm以上の炭化物が２０００個/mm２を超え母材靭性を低下させる。９００〜８００℃までの滞在時間と炭化物密度の関係を図７に示す。
【００４３】
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、圧延のままで炭化物を抑制できており、その後の熱処理は不要である。
【実施例】
【００４４】
以下、実施例により、本発明を更に詳しく説明する。
【００４５】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜３２の鋼片を用い、表２に示す製造条件（加熱温度、仕上温度、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、鋼材中の円相当径が0.2μmを超える炭化物の個数密度を測定した（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）、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２に示す。なお引張試験片、シャルピー試験片は板厚１／４ｔから圧延方向と垂直方向に採取した。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、−１９６℃でのＪＩＳ４号シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）が１００Ｊ未満の場合を不合格とした。
【００４６】
【表１】
0006728779.tif 000002
【００４７】
【表２】
0006728779.tif 000003
【００４８】
表２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、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。
【００４９】
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、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】
【００５０】
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】
0006728779.tif 000004
【図２】
0006728779.tif 000005
【図３】
0006728779.tif 000006
【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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