(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：０．１０％以上０．９０％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：１．８％以上７．０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．０％未満、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５０％以下および
Ｎｂ：０．００５０％以下
を含有し、下記式（１）を満たし、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、
降伏強度が４００ＭＰａ以上であり、
−１９６°Ｃにおけるシャルピー衝撃吸収エネルギーの平均値が、フルサイズ試験片を用いた場合は１００Ｊ以上であり、ハーフサイズ試験片を用いた場合は２０Ｊ以上であり、絞り値が５１％以上である、高Ｍｎ鋼。
Ｃａ／Ｓ≧１．０・・・（１）
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．０％未満、
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０．５℃／ｓ以上の冷却処理を行うことにより、請求項１または２に記載の高Ｍｎ鋼を得る、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℃以下の極低温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、９％Ｎｉ鋼、又は５０００系アルミニウム合金が使用されてきた。しかしながら、これらの鋼及び合金は、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、比較的安価であり、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鋼を極低温環境下における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】
上記の特許文献１および特許文献２に記載された極低温用鋼として使用されるオーステナイト鋼は、引張変形時の変形初期から最大応力（引張強さ）に到達するまでにおける加工硬化が大きく、塑性変形能に優れていることから、変形中期までの延性に優れる。一方で、引張試験において計測される応力が最大（引張強さ）に到達した後の、変形後期における変形性能も、構造部材として重要な特性である。なぜなら、変形後期における変形性能は、最終的な破壊に至る終局段階の性能であるからである。この観点から、変形後期における延性、中でも絞り値が十分に確保される必要があり、高強度鋼の延性確保の観点からは、５０％以上の絞り値が望ましい。【０００８】
本発明は、高強度かつ低温靱性に優れることは勿論、さらに延性に優れる高Ｍｎ鋼とその製造方法を提供することを目的とする。ここで、前記「高強度」とは、室温において４００ＭＰａ以上の降伏強さ及び８００ＭＰａ以上の引張強さを有することをいう。また、前記「低温靭性に優れる」とは、−１９６°ＣにおいてＪＩＳ  Ｚ２２４２（１９９８年）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施し、板厚１０ｍｍ以上の鋼板であり、フルサイズ試験片（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を用いた場合についてはシャルピー衝撃吸収エネルギー（平均値）が母材で１００Ｊ以上（板厚１０ｍｍ未満の鋼板であり、ハーフサイズ試験片（１０ｍｍ×５ｍｍ×５５ｍｍ）を用いた場合については、シャルピーＶノッチハーフサイズ試験により２０Ｊ以上）となることをいう。そして、前記「延性に優れる」とは、絞り値５０％以上を有することをいう。
【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、以下の知見を得るに到った。
すなわち、高Ｍｎ鋼において、Ｃａ系介在物の形態を制御することにより、靭性を向上するとともに、引張変形時の延性（絞り値）を確保することができること、また、そのためには、Ｃａ量とＳ量とのバランスを適正な範囲内にすることが有効であることを見出した。
また、該高Ｍｎ鋼の製造時において、鋼素材加熱温度、仕上圧延終了温度および、（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を限定することにより、結晶粒径を制御するとともに、析出物を抑制し、低温靭性を向上することができることを見出した。【００１０】
ところで、高Ｍｎ鋼がＣｕを含有する場合、Ｃｕは、低塩化物濃度環境下では耐塩化物応力腐食割れ性を改善する効果を有する。しかし、Ｃｕは、高塩化物濃度環境下では、逆に耐塩化物応力腐食割れ性を悪化させてしまう。この問題に対し、発明者らは、Ｃｕを含有する場合の高Ｍｎ鋼において、Ｃｕ量とＮｉ量とのバランスを適正化してＮｉを添加することにより、高塩化物濃度環境下であっても優れた耐塩化物応力腐食割れ性を発揮し得ることを見出した。これにより、Ｃｕを含有する高Ｍｎ鋼に対し、塩化物濃度によらず、優れた耐塩化物応力腐食割れ性を付与できる。
なお、本明細書において、塩化物応力腐食割れとは、高Ｍｎ鋼に特有の腐食環境、とりわけ塩化物イオンが存在する環境において、高Ｍｎ鋼に与えられる引張応力が当該高Ｍｎ鋼の引張強さ以下であっても、高Ｍｎ鋼が割れ又は破断に至る現象を指す。そして、耐塩化物応力腐食割れ性とは、この塩化物応力腐食割れに対する耐性を示す。【００１１】
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：０．１０％以上０．９０％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：１．８％以上７．０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．０％未満、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５０％以下および
Ｎｂ：０．００５０％以下
を含有し、下記式（１）を満たし、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、
降伏強度が４００ＭＰａ以上であり、
−１９６°Ｃにおけるシャルピー衝撃吸収エネルギーの平均値が、フルサイズ試験片を用いた場合は１００Ｊ以上であり、ハーフサイズ試験片を用いた場合は２０Ｊ以上である、高Ｍｎ鋼。
Ｃａ／Ｓ≧１．０・・・（１）【００１２】
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．０％未満、
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（希土類金属）：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。【００１３】
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０．５℃／ｓ以上の冷却処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。【００１４】
４．質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．７０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％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：１．８％以上７．０％以下、
Ｃｕ：０．２％以上２．０％未満
Ｎｉ：０．１％以上１．０％未満、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５０％以下および
Ｎｂ：０．００５０％以下
を含有し、下記式（１）、（２）を満たし、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する高Ｍｎ鋼。
Ｃａ／Ｓ≧１．０・・・（１）
０＜Ｃｕ／Ｎｉ≦２・・・（２）【００１５】
５．前記４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０．５℃／ｓ以上の冷却処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の一形態によれば、高強度で、特に極低温域での低温靭性に優れ、かつ優れた延性を有する高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。
また、本発明の別形態によれば、塩化物濃度によらず優れた耐塩化物応力腐食割れ性を発揮する高Ｍｎ鋼を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
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、Ｃを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０．１０〜０．７０％とする。Ｃ量は、０．２０％以上が好ましく、０．６０％以下が好ましく、０．２０％以上０．６０％以下がより好ましい。
【００１８】
Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％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。これらの効果を得るには、Ｓｉを０．１０％以上で含有する必要がある。一方、Ｓｉを０．９０％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０．１０％以上０．９０％以下とする。Ｓｉ量は、０．１２％以上が好ましく、０．７０％以下が好ましく、０．１２％以上０．７０％以下がより好ましい。
【００１９】
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、Ｍｎを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。従って、Ｍｎ量は２０％以上３０％以下とする。Ｍｎ量は、２３％以上が好ましく、２８％以下が好ましく、２３％以上２８％以下がより好ましい。
【００２０】
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、Ｐ量は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量は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、Ｐ量は０．００２％以上とすることが望ましい。Ｐ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０２８％以下が好ましく、０．０２４％以下がより好ましい。また、Ｐ量は、０．００５％以上０．０２８％以下がより好ましい。
【００２１】
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量は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、Ｓ量は０．００１％以上とすることが望ましい。Ｓ量は、０．００２０％以上が好ましく、０．００６０％以下が好ましく、０．００２０％以上０．００６０％以下がより好ましい。
【００２２】
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、Ａｌを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、Ａｌ量は０．０７％以下とする。従って、Ａｌ量は０．０１％以上０．０７％以下とする。Ａｌ量は、０．０２％以上が好ましく、０．０６％以下が好ましく、０．０２％以上０．０６％以下がより好ましい。
【００２３】
Ｃｒ：１．８％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、低温靱性及び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１．８％以上で含有する必要がある。一方、Ｃｒを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量は１．８％以上７．０％以下とする。Ｃｒ量は、２．０％以上が好ましく、６．７％以下が好ましく、２．０％以上６．７％以下がより好ましい。また、耐応力腐食割れ性を向上させるためには、Ｃｒ量は２．０％以上６．０％以下がさらに好ましい。
【００２４】
Ｎｉ：０．０１％以上１．０％未満
Ｎｉは、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とともに、低温靭性、特に極低温での靭性を向上する効果を有することから、０．０１％以上で含有させる。一方、合金コストの点からＮｉ量を必要最小限とすることが望ましく、この観点からＮｉの添加量は１．０％未満とする。Ｎｉ量は、０．０３％以上が好ましく、０．８％以下が好ましく、０．０３％以上０．８％以下がより好ましい。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当量の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。
【００２５】
Ｎｉ：０．１％以上１．０％未満
また、高Ｍｎ鋼が所定量のＣｕを含有する場合、Ｃｕ量とＮｉ量とのバランスを適正化してＮｉを添加することにより、塩化物濃度によらず優れた耐塩化物応力腐食割れ性を発揮させることができる。この観点から、後述するようにＣｕを０．２％以上２．０％未満の範囲で含有する高Ｍｎ鋼においては、Ｎｉ量を０．１％以上１．０％未満とする。Ｎｉ量が０．１％に満たないと応力腐食割れに対する効果が得られず、Ｎｉ量が１．０％以上であるとコストアップを招く。
【００２６】
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１０％以下
Ｃａは、下記に記載の介在物の形態制御により靭性を向上させるとともに、引張変形時の延性（絞り値）確保に有効に作用する。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、Ｃａを０．０１０％を超えて添加すると、かえって延性、靭性が低下する場合がある。このため、Ｃａ量は０．０００５％以上０．０１０％以下とする。Ｃａ量は、０．００１０％以上が好ましく、０．００９０％以下が好ましく、０．００１０％以上０．００９０％以下がより好ましい。
【００２７】
Ｃａ／Ｓ≧１．０
上記したＣａ量とＳ量とにおいて、さらにＣａ／Ｓを適正な範囲内にすることによって、Ｃａ系介在物の形態を制御することが重要である。すなわち、Ｃａ／Ｓ≧１．０とすることにより、Ｃａ系介在物を核として結晶粒内にＭｎＳの複合析出を促進することによって、結晶粒界上のＭｎＳの析出・粗大化を抑制し、靭性を向上させるとともに、引張変形時の延性確保、具体的には絞り値を５０％以上とするのに有効である。このような効果を得るためには、Ｃａ／Ｓは１．０以上とする必要がある。好ましくは、Ｃａ／Ｓは１．７以上である。
【００２８】
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、Ｎを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量は０．００５０％以上０．０５００％以下とする。Ｎ量は、０．００６０％以上が好ましく、０．０４００％以下が好ましく、０．００６０％以上０．０４００％以下がより好ましい。
【００２９】
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、Ｏ量は０．００４５％以下である。尚、過度のＯ量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、Ｏ量を０．０００３％以上とすることが望ましい。
【００３０】
ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５０％以下に抑制
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、ＴｉおよびＮｂを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超〜０．０１０％およびＮｂ：０．００５超〜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０．００５０％以下に抑制する必要がある。ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５０％以下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０．００５０％未満とし、より好ましくは０．００３％以下とする。
【００３１】
Ｃｕ：０．２％以上２．０％未満
Ｃｕは、低塩化物濃度環境下では耐塩化物応力腐食割れ性を改善する効果を有する。この観点から、Ｃｕを０．２％以上含有させることが有効である。一方、Ｃｕは、高塩化物濃度環境下では、逆に耐塩化物応力腐食割れ性を悪化させてしまう。したがって、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ量を２．０％未満とする。Ｃｕ量が０．２％に満たないと応力腐食割れ性に対する効果が得られず、Ｃｕ量が２．０％以上であると上記の問題に加えてコストアップを招く。Ｃｕ量は０．３％以上が好ましく、０．８％以下が好ましく、０．３％以上０．８％以下がより好ましい。
【００３２】
０＜Ｃｕ／Ｎｉ≦２
ここで、Ｃｕ及びＮｉを含有する高Ｍｎ鋼において、塩化物濃度によらず優れた耐塩化物腐食割れ性を確実なものとするには、Ｃｕ及びＮｉの量を上述した範囲内に制御することに加え、Ｃｕ量とＮｉ量とのバランスを、０＜Ｃｕ／Ｎｉ≦２を満たすように適正化することが肝要である。Ｃｕ／Ｎｉ＞２では、Ｃｕ量に対してＮｉ量が少なすぎ、高塩化物濃度環境下において優れた耐塩化物応力腐食割れ性を発揮できない。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
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
【００３５】
Ｍｏ、Ｖ、Ｗ：各々２．０％以下
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、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、Ｍｏ、ＶおよびＷがそれぞれ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２．０％以下とする。Ｍｏ、ＶおよびＷの各量は、０．００３％以上がより好ましく、１．７％以下が好ましく、１．５％以下がより好ましい。また、Ｍｏ、ＶおよびＷの各量は、好ましくは０．００３％以上１．７％以下、より好ましくは０．００３％以上１．５％以下とする。
【００３６】
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、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％とすることが好ましい。Ｍｇ量は、０．００１０％以上がより好ましく、０．００４０％以下がより好ましく、０．００１０％以上０．００４０％以下が更に好ましい。ＲＥＭ量は、０．００２０％以上がより好ましく、０．０１５０％以下がより好ましく、０．００２０％以上０．０１５０％以下が更に好ましい。
【００３７】
［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。
【００３８】
［製造方法］
本発明の高Ｍｎ鋼の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼素材を加熱する工程、加熱した鋼素材に対して熱間圧延を施す工程、及び、熱間圧延を施した熱延板に冷却処理を施す工程を含む。そして、本発明の高Ｍｎ鋼の製造方法では、上記鋼素材を加熱する工程における温度域を１１００℃以上１３００℃以下とすること、上記熱間圧延を施す工程における仕上圧延終了温度を７５０℃以上９５０℃未満とすること、及び、上記冷却処理を施す工程における（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を０．５℃／ｓ以上とすることを特徴とする。
【００３９】
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ＴｉおよびＮｂが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よい。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。
【００４０】
さらに、上記鋼素材を、高強度、低温靭性、及び延性に優れた鋼材へと造りこむための製造条件について具体的に規定する。
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、加熱温度が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。
【００４１】
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、熱間圧延における仕上圧延終了温度の下限は鋼板の表面温度で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さが得られなくなる。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。
【００４２】
（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：０．５℃／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。所定温度域において０．５℃／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。そのためには、冷却開始温度の上限を９００℃とすることができる。また、冷却開始温度の下限は（仕上圧延終了温度−１００℃）とする。上記温度未満の温度から冷却を開始すると、熱間圧延後に析出物の生成が促進され低温靭性が低下してしまうためである。また、冷却終了温度を３００℃以上６５０℃以下の温度域とする。なぜなら、上記温度域までの冷却を行うことで靭性低下の要因となる炭化物の析出を抑制できるからである。以上の理由から、熱間圧延後の冷却処理においては、鋼板の表面温度で（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０．５℃／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。冷却速度は表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算により鋼板の平均冷却速度として算出する。
【００４３】
更に、上述した鋳造工程においては、冷却時に、鋼の表面温度として１４００℃から１３００℃までの温度範囲における冷却時間を１００ｓ以下に制御することが好ましい。鋳造工程における冷却時間を上記のとおり制御することにより、Ｃａ（Ｏ，Ｓ）等のＣａ系介在物を核としたＭｎＳの複合析出が促進され、（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓの個数が増大する。その結果、ＭｎＳが結晶粒界又は結晶粒内で成長せずに、伸長したＭｎＳの割合が減少する。このようなＣａ系介在物の形態制御により、５１％以上の良好な絞り値を有する高Ｍｎ鋼を得ることができる。
【実施例】
【００４４】
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に示す成分組成を有する鋼スラブを鋼素材として作製した。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最大で３２ｍｍ厚さの鋼板とした。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。【００４５】
（１）引張試験特性
得られた各鋼板より、板厚１５ｍｍを超える鋼板ではＪＩＳ４号引張試験片を採取し、板厚１５ｍｍ未満の鋼板では、平行部直径６ｍｍ、標点間距離２５ｍｍの丸棒引張試験片を採取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、降伏強さ４００ＭＰａ以上および引張強さ８００ＭＰａ以上を引張特性に優れ、高強度であるものと判定した。さらに、絞り値５０％以上を延性に優れるものと判定した。【００４６】
（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ノッチフルサイズ試験片を採取し、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、母材の低温靭性を評価した。本発明では、３本の吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）の平均値が１００Ｊ以上を母材の低温靭性に優れるものとした。なお、板厚１０ｍｍ未満の鋼板については、シャルピーＶノッチハーフサイズ試験片を採取し同様のシャルピー衝撃試験を実施した。板厚１０ｍｍ未満の鋼板では平均値が２０Ｊ以上を母材の低温靭性に優れるものとした。【００４７】
（３）応力腐食割れ試験
サンプル３２および３３について、ＡＳＴＭ Ｇ３６に準拠した沸騰塩化マグネシウム応力腐食割れ試験を実施した。試験片はＡＳＴＭ Ｇ３０ Example aに準拠したＵ曲げ試験片とした。鋼板の表面下１ｍｍの位置からＣ方向で２．５ｍｍ厚×２０ｍｍ幅×８０ｍｍ長の試験片を採取し、試験片長手方向中央部を５Ｒで曲げて、試験に供試した。
試験時間は４００時間とした。試験後、表面に割れが確認されない試験片を、耐塩化物応力腐食割れ性に優れていると判断した。表３においては、目視で表面に割れが確認されなかった場合を〇、目視で表面に割れが確認された場合を×として示した。【００４８】
本発明に従う高Ｍｎ鋼は、上述の目標性能（母材の降伏強さが４００ＭＰａ以上、絞り値が５０％以上、低温靭性が吸収エネルギー（ｖＥ−１９６）の平均値で１００Ｊ以上（ハーフサイズ試験片の場合は２０Ｊ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、降伏強さ、絞り値および低温靭性のいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できていない。【００４９】
また、Ｃｕ／Ｎｉが所定範囲内となるようにＣｕおよびＮｉを含有するサンプル３２では、優れた耐塩化物応力腐食割れ性を発揮した。一方、Ｃｕ／Ｎｉが所定範囲外であるサンプル３３では、十分な耐塩化物応力腐食割れ性が確認できなかった。【００５０】
【表１】
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【００５１】
【表２】
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【００５２】
【表３】
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