CN114269959A - 钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的钢以质量％计含有C：0.100～0.700％、Si：0.05～1.00％、Mn：20.0～40.0％、P：≤0.030％、S：≤0.0050％、Al：0.01～5.00％、Cr：0.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％、O：≤0.0050％、Ti：≤0.005％和Nb：≤0.005％以及选自Ca：0.0005～0.0100％、Mg：0.0005～0.0100％和REM：0.0010～0.0200％中的1种以上，具有以奥氏体作为基底相、平均晶体粒径为50μm以下且硫化物系夹杂物的清洁度小于1.0％的微观组织，屈服强度为400MPa以上、‑269℃的夏比冲击试验后的脆性断面率小于5％。

Description

钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种适合供于例如以储存液氢的罐为代表的在液氦、液化气等极低温的环境下使用的结构用钢的钢及其制造方法。
背景技术
在液氢、液氦、液化气储罐用结构物中使用热轧钢板的情况下，钢板为高强度，并且使用环境为极低温，因此也要求极低温下的韧性优异。例如液氦的储罐使用热轧钢板的情况下，需要在作为氦沸点的-269℃以下的温度下确保优异的韧性。如果钢材的极低温韧性劣化，则可能无法维持作为极低温储罐用结构物的安全性，因此强烈要求提高供于该用途的钢材的极低温韧性。
对于该需求，以往使用在极低温下不显示脆性的奥氏体作为钢板的组织的奥氏体系不锈钢。然而，由于合金成本、制造成本高，因此迫切期望便宜且极低温韧性优异的钢材。
因此，作为代替以往的低温用钢的新的钢材，例如专利文献1中提出了将大量添加了作为奥氏体稳定化元素的Ni的高Ni钢用作-253℃环境的结构用钢的方案。该专利文献1中提出了通过控制原奥氏体的粒径和形态等来确保极低温韧性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2018-104792号公报。
发明内容
根据专利文献1记载的技术，能够提供极低温韧性优异的高Ni钢，从确保极低温韧性的观点考虑，这里记载的高Ni钢必须含有12.5％以上的Ni，要求降低材料成本。并且为了确保奥氏体相等，需要进行再加热淬火、中间热处理、回火的热处理，因此也存在制造成本高的问题。
因此，本发明的目的在于提供一种能够抑制材料、制造所需的成本的高强度且极低温韧性优异的钢。并且，本发明的目的在于提供一种用于制造这种钢的有利的方法。这里，上述“高强度”是指在室温下具有400MPa以上的屈服强度，上述“极低温韧性优异”是指-196℃进而-269℃的夏比冲击试验后的脆性断面率小于5.0％。
发明人等为了实现上述课题，以Mn含量比较多达到20.0％以上的钢作为对象对决定钢板的成分组成和组织的各种重要因素进行了深入的研究，得到以下的a～c的见解。
a.上述的奥氏体钢由于大量含有Mn，因此与碳钢相比存在大量的硫化物系夹杂物。这里的硫化物系夹杂物主要是MnS。硫化物系夹杂物成为破坏起点的重要因素，因此在热轧和冷却处理后的硫化物系夹杂物的清洁度为1.0％以上的情况下，导致极低温韧性的劣化。因此，为了提高上述的钢的极低温韧性，有效的是降低硫化物系夹杂物。
b.如果在适当的条件下进行热轧，则能够将硫化物系夹杂物的清洁度抑制成小于1.0％，在轧制后不再设置热处理工序，可实现钢的极低温韧性的提高，可抑制制造成本。
c.另外，通过在适当的条件下实施热轧，提供高的位错密度，并且控制为适当的晶体粒径，能够使钢的屈服强度提高。
本发明是对以上的见解进一步进行了研究而成的，其主旨如下。
1.一种钢，具有如下的成分组成，以质量％计含有C：0.100％～0.700％、Si：0.05％～1.00％、Mn：20.0％～40.0％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01％～5.00％、Cr：0.5％～7.0％、N：0.0050％～0.0500％、O：0.0050％以下、Ti：0.005％以下和Nb：0.005％以下，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0005％～0.0100％、Mg：0.0005％～0.0100％和REM：0.0010％～0.0200％中的1种以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
具有以奥氏体作为基底相的微观组织，该微观组织中平均晶体粒径为50μm以下并且硫化物系夹杂物的清洁度小于1.0％，屈服强度为400MPa以上，-269℃的夏比冲击试验后的脆性断面率小于5％。
2.根据上述(1)所述的钢，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下和W：2.0％以下中的1种以上。
3.一种钢的制造方法，将具有上述(1)或上述(2)所述的成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域，进行热轧，在上述热轧中，在900℃以上的温度区域，直到实施下一轧制道次为止的道次间时间为200秒以内，并且满足上述下一轧制道次的道次压下率(％)/上述道次间时间(秒)≥0.015(％/秒)，进行终轧温度为700℃以上且小于900℃的精轧，其后进行从(终轧温度-100℃)以上的温度到300℃～650℃的温度区域为止的平均冷却速度为1.0℃/s以上的冷却处理。
这里，上述的各温度分别为钢坯材或钢板的表面温度。
根据本发明，能够提供一种高强度且极低温韧性优异的钢。因此，本发明的钢极大地有助于液氢、液氦、液化气储罐用罐等在极低温环境下使用的钢结构物的安全性、寿命的提高，起到工业上显著的效果。另外，本发明的制造方法不会引起生产率的降低和制造成本的增大，因此能够提供经济性优异的方法。
附图说明
图1是表示满足本发明的成分组成的钢的平均晶体粒径(平均粒径)与屈服强度的关系的图。
图2是表示满足本发明的制造条件的钢的硫化物系夹杂物的清洁度与-269℃的脆性断面率的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明的钢进行详细说明。
[成分组成]
首先，对本发明的钢的成分组成及其限定理由进行说明。应予说明，成分组成的“％”显示只要没有特别说明，就是指“质量％”。
C：0.100％～0.700％
C是便宜的奥氏体稳定化元素，是为了得到奥氏体重要的元素。为了获得该效果，C需要含有0.100％以上。另一方面，如果含有超过0.700％，则Cr碳化物过量生成，极低温韧性降低。因此，C量为0.100％～0.700％。C量优选为0.200％以上，优选为0.600％以下，更优选为0.200％～0.600％。
Si：0.05％～1.00％
Si作为脱氧材料发挥作用，不仅制钢上需要，而且具有通过固溶强化使钢板高强度化的效果。为了得到这样的效果，Si需要含有0.05％以上。另一方面，如果含有超过1.00％，则非热应力(内部应力)过度上升，因此极低温韧性劣化。因此，Si量为0.05％～1.00％。Si量优选为0.07％以上，优选为0.80％以下，更优选为0.07％～0.80％。
Mn：20.0％～40.0％
Mn是比较便宜的奥氏体稳定化元素。在本发明中Mn是通过使组织奥氏体化而兼具强度和低温韧性重要的元素。为了得到该效果，Mn需要含有20.0％以上。另一方面，在含有超过40.0％的情况下，晶界强度降低，极低温韧性劣化。因此，Mn量为20.0％～40.0％。Mn量优选为23.0％以上，优选为38.0％以下，更优选为23.0％～38.0％以下。Mn量更优选为36.0％以下。
P：0.030％以下
P含有超过0.030％，则在晶界过度地偏析，因此极低温韧性降低。因此，将0.030％设为上限，优选尽可能降低。因此，P为0.030％以下。应予说明，P的过度降低会使精炼成本高涨，经济上不利，因此优选为0.002％以上。P量更优选为0.005％以上，优选为0.028％以下，更优选为0.005％～0.028％，进一步优选为0.024％以下。
S：0.0050％以下
S使钢板的极低温韧性、延展性劣化，因此将0.0050％设为上限，优选尽可能降低。因此，S为0.0050％以下。S量优选为0.0045％以下。应予说明，S的过度降低会使精炼成本高涨，经济上不利，因此优选将S量设为0.0010％以上。
Al：0.01％～5.00％
Al作为脱氧剂发挥作用，在钢板的钢水脱氧工序中是最常使用的。另外，Al有助于拉伸试验时的屈服强度和局部拉伸的提高。为了得到这样的效果，Al需要含有0.01％以上。另一方面，如果含有超过5.00％，则大量存在夹杂物，使极低温韧性劣化，因此为5.00％以下。因此，Al量为0.01％～5.00％。Al量优选为0.02％以上，优选为4.00％以下，更优选为0.02％～4.00％。
Cr：0.5％～7.0％
Cr提高晶界强度，因此是对极低温韧性的提高有效的元素。Cr是对强度提高有效的元素。为了得到这样的效果，Cr需要含有0.5％以上。另一方面，如果含有超过7.0％，则因Cr碳化物的生成，极低温韧性降低。因此，Cr量为0.5％～7.0％。Cr量优选为1.0％以上，更优选为1.2％以上，优选为6.7％以下，更优选为6.5％以下，更优选为1.0％～6.7％，进一步优选为1.2％～6.5％。
N：0.0050％～0.0500％
N是奥氏体稳定化元素，是对极低温韧性提高有效的元素。为了得到这样的效果，N需要含有0.0050％以上。另一方面，如果含有超过0.0500％，则氮化物或碳氮化物粗大化，韧性降低。因此，N量为0.0050％～0.0500％以下。N量优选为0.0060％以上，优选为0.0400％以下，更优选为0.0060％～0.0400％。
O：0.0050％以下
O因氧化物的形成使极低温韧性劣化。因此，O为0.0050％以下。O量优选为0.0045％以下。应予说明，O的过度降低使精炼成本高涨，经济上不利，因此优选将O量设为0.0010％以上。
分别将Ti和Nb的含量抑制在0.005％以下
Ti和Nb在钢中形成高熔点的碳氮化物，因此过度含有使极低温韧性降低。Ti和Nb是从原材料等不可避免地混入的成分，绝大多数的情况下，Ti：超过0.005％且0.010％以下和Nb：超过0.005％且0.010％以下的范围混入。因此，根据后述的方法，需要有意地限制Ti和Nb的混入量，将Ti和Nb的含量分别抑制在0.005％以下。通过将Ti和Nb的含量分别抑制在0.005％以下，能够排除上述碳氮化物的负面影响，确保优异的极低温韧性和延展性。优选将Ti和Nb的含量分别设在0.003％以下。当然，Ti和Nb的含量可以分别为0％，从制钢成本的观点考虑，并不优选过度降低，因此分别优选为0.001％以上。
选自Ca：0.0005％～0.0100％、Mg：0.0005％～0.0100％、REM：0.0010％～0.0200％中的1种以上
Ca、Mg和REM是对夹杂物的形态控制有用的元素。夹杂物的形态控制中将伸展的硫化物系夹杂物称为粒状的夹杂物。经由该夹杂物的形态控制，使延展性、韧性提高。为了得到这样的效果，Ca和Mg为0.0005％以上，REM优选含有0.0010％以上。另一方面，如果还大量含有任一元素，则非金属夹杂物量增加，反而存在延展性、韧性降低的情况。另外，有时经济上不利。
因此，在含有Ca和Mg的情况下，分别优选为0.0005％～0.0100％，在含有REM的情况下，优选为0.0010％～0.0200％。Ca量更优选为0.0010％以上，更优选为0.0080％以下，进一步优选为0.0010％～0.0080％。Mg量更优选为0.0010％以上，更优选为0.0080％以下，更优选为0.0010％～0.0080％。REM量更优选为0.0020％以上，更优选为0.0150％以下，进一步优选为0.0020％～0.0150％。
应予说明，REM是指稀土金属，是在镧系的15种元素加上Y和Sc的17种元素的通称，可以含有这些元素中的1种或者2种以上。应予说明，REM的含量是指这些元素的合计含量。
本发明中，出于进一步提高强度和极低温韧性的目的，除了上述的必需元素，还可以根据需要含有下述的元素。
选自Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下中的1种以上
Cu、Ni：分别为1.0％以下
Cu和Ni是不仅通过固溶强化使钢板高强度化，而且提高位错的易动度，也提高低温韧性的元素。为了得到这样的效果，Cu和Ni优选含有0.01％以上，更优选含有0.03％以上。另一方面，如果含有超过1.0％，则除了在轧制时表面性状劣化之外，也压迫制造成本。因此，在含有这些合金元素的情况下，各含量优选为1.00％以下，更优选为0.70％以下。Cu量和Ni量优选为0.03％～0.70％，更优选为0.50％以下。
Mo、V、W：分别为2.0％以下
Mo、V和W有助于奥氏体的稳定化，并且有助于钢材强度的提高。为了得到这样的效果，Mo、V和W优选含有0.001％以上，更优选为含有0.003％以上。另一方面，如果含有超过2.0％，则生成粗大的碳氮化物，成为破坏的起点，另外，压迫制造成本。因此，在含有这些合金元素的情况下，其含量优选为2.0％以下，更优选为1.7％以下。Mo、V、W各量进一步优选为0.003％～1.7％，进一步优选为1.5％以下。
上述成分以外的剩余部分是具有铁和不可避免的杂质的成分组成。作为这里的不可避免的杂质，可举出H、B等，只要合计为0.01％以下就可以接受。
[组织]
以奥氏体作为基底相的微观组织
在钢材的晶体结构为体心立方结构(bcc)的情况下，该钢材在极低温环境下有可能导致脆性破坏，因此不适于极低温环境下的使用。因此，在假定极低温环境下使用时，钢材的基底相优选晶体结构为面心立方结构(fcc)的奥氏体组织。应予说明，“以奥氏体作为基底相”是指奥氏体相以面积率计为90％以上，进一步优选为95％以上。奥氏体相以外的剩余部分为铁素体相或马氏体相。
微观组织的平均晶体粒径为50μm以下
验证了平均晶体粒径与拉伸试验的屈服应力之间的关系，结果如图1所示，在具有本发明的成分组成的钢中，如果将上述的平均晶体粒径设为50μm以下，则判定上述屈服应力可以为400MPa以上。
这里，本说明书的晶粒主要是指奥氏体晶粒，其平均晶体粒径由使用光学显微镜以200倍拍摄的图像中随机地选择100个晶粒，以圆当量直径计算，以其平均值的形式求出。
微观组织的硫化物系夹杂物的清洁度小于1.0％
验证了硫化物系夹杂物的清洁度与夏比冲击试验的脆性断面率的关系，结果如图2所示，在满足本发明的制造条件的钢中如果将硫化物系夹杂物的清洁度设为小于1.0％，则判定可以使上述脆性断面率小于5％。
这里，本说明书的清洁度可以按照后述的实施例求出。
以上的平均晶体粒径：50μm以下、硫化物系夹杂物的清洁度：小于1.0％可以通过在上述成分组成下进行按照后述的条件的热轧来实现。
本发明所涉及的钢可以通过转炉、电炉等公知的熔炼方法对具有上述成分组成的钢水进行熔炼。另外，可以在真空脱气炉中进行2次精炼。此时，为了使成为适宜的组织控制的阻碍的Ti和Nb限制在上述的范围，优选避免从原料等不可避免地混入，采取降低这些含量的措置。例如可以通过降低精炼阶段的板坯的碱度来使这些合金向板坯稠化而排出，降低最终的板坯制品的Ti和Nb的浓度。另外，可以采用吹入氧并使其氧化，在回流时使Ti和Nb的合金浮上分离等方法。其后通过连续铸造法、铸造-开坯轧制法等公知的铸造方法来形成规定尺寸的板坯等的钢坯材。
并且，对用于将上述钢坯材制造成极低温韧性优异的钢材的制造条件进行规定。
为了得到具有上述物性的钢，将钢坯(钢坯材)加热到1100℃～1300℃的温度区域，其后在900℃以上的温度区域的热轧中，以满足道次压下率(％)/道次间时间(s)≥0.015％/s的方式在200秒以内实施下述轧制道次，进而进行700℃以上且小于900℃的终轧温度的热轧作为精轧很重要。这里的温度是指钢材的表面温度。
[钢坯材的加热温度：1100℃～1300℃]
为了体现上述Mn的效能，重要的是使Mn在钢中扩散。即为了通过热轧使Mn扩散，热轧前的钢坯材的加热温度为1100℃以上。另一方面，如果超过1300℃，则可能导致钢的熔解开始，因此加热温度的上限为1300℃。钢坯材的加热温度优选为1130℃以上，优选为1270℃以下，更优选为1130℃～1270℃。
[900℃以上的热轧：道次间时间为200秒以内，并且道次压下率(％)/道次间时间(s)≥0.015(％/s)]
通过上述的方法加热钢坯材后，进行热轧。特别是在900℃以上的温度区域的轧制中，作为道次间时间在200秒以内实施下一轧制道次很重要。因此，在900℃以上的轧制中，如果将钢坯材长时间维持在温度带，则晶粒开始生长，晶粒粗大化。轧制道次间隔(道次间时间)优选为在150秒以内，进一步优选为在100秒以内。另外，道次间时间的下限没有特别限制，如果考虑实际工序中的处理，道次间时间优选以最低5秒空出间隔。另外，热轧温度的上限没有特别限定，优选为1250℃以下。这里在900℃以上的温度区域存在多个道次间时间(即在900℃以上的温度区域至少进行3次轧制)的情况下，该多个道次间时间中的最长时间(最大值)为200秒以内即可。
并且，对于900℃以上的温度区域中的轧制，在第二次以后的各轧制中，需要满足道次压下率(％)/道次间时间(秒)≥0.015(％/秒)。因此，奥氏体微细地再结晶，也能够抑制再结晶完成后的晶粒生长，能够可靠地抑制粗大晶粒的生成。这里，在900℃以上的温度区域中存在多个道次压下率/道次间时间的情况下，只要该道次压下率/道次间时间的最小值为0.015(％/秒)以上即可。道次压下率/道次间时间优选为0.020(％/秒)以上。
[终轧温度：700℃以上且小于900℃]
在700℃以上且小于900℃的终轧温度下需要1道次以上的最终精轧。即通过在小于900℃下进行1道次以上的轧制，能够使晶粒微细化。另外，如果在900℃以上的温度区域下进行精轧，则晶体粒径过度粗大，得不到所希望的屈服强度。因此，优选在小于900℃下进行1道次以上的最终精轧。终轧温度优选为890℃以下，更优选为880℃以下。另一方面，如果终轧温度小于700℃，则极低温韧性劣化，设为700℃以上。终轧温度优选为750℃以上。精轧的压下率优选针对1道次设为10％以上。
另外，精轧结束时的板厚没有特别限定，如果考虑作为极低温储罐用结构物的用途，则优选板厚6～30mm。
[从(终轧温度-100℃)以上的温度到300℃～650℃的温度区域为止的平均冷却速度：1.0℃/s以上]
热轧结束后以高冷却速度进行冷却处理。如果热轧后的钢板的冷却速度变慢，则促进碳化物的生成，导致极低温韧性的劣化。这些碳化物的生成通过在从(终轧温度-100℃)以上的温度到300℃～650℃的温度区域可在平均冷却速度1.0℃/s以上进行冷却来抑制。将冷却温度区域设为该温度区域是为了抑制碳化物的析出，特别是将冷却开始温度设为(终轧温度-100℃)以上是因为在精轧后冷却开始温度小于(终轧温度-100℃)的温度时会促进碳化物的析出。另外，如果进行过度的冷却，则钢板变形，使生产率降低。因此，冷却开始温度的上限优选为900℃。另外，平均冷却速度的上限没有特别限定，优选为200℃/s以下。特别是优选对板厚小于10mm的钢材进行空冷。
以下，通过实施例详细说明本发明。应予说明，本发明并不限于以下的实施例。
通过转炉-钢包精炼-连续铸造法，制成表1所示的成分组成的钢坯(钢坯材)。接着，将得到的钢坯在表2所示的条件下通过热轧制成6～30mm厚的钢板。对得到的钢板，按照下述的要领实施组织评价和拉伸特性和极低温韧性等机械特性评价。
在表2中，“900℃以上的热轧时的道次间时间”在存在多个道次间时间的情况下表示其中的最长时间(最大值)，“道次压下率/道次间时间”在存在多个道次压下率/道次间时间的情况下表示其中的最小值。另外，“精轧时的终轧温度”表示精轧结束温度。
Figure BDA0003508860070000101
[表2]
Figure BDA0003508860070000111
※下划线表示发明范围外
(1)组织评价
·奥氏体相的面积率
微观组织的各相的面积率通过背散射电子衍射(EBSD)解析的相位图求出。在得到的钢板的板厚1/2位置，从与轧制方向平行的截面，采取EBSD解析用试验片，在500μm×200μm的视场，以测定步距0.3μm进行EBSD解析，将相位图中记载的值作为面积率。
奥氏体相的面积率在发明例和比较例中全部为90％以上，确认了基底相为奥氏体。
·平均晶体粒径
对于精轧后的冷却处理后的钢板，研磨轧制方向截面，从对板厚1/2位置使用光学显微镜以200倍的倍率进行拍摄而成的图像中随机地选出100个晶粒，通过圆相当径求出平均晶体粒径。
·硫化物系夹杂物的清洁度
基于JIS G 0555(2003年)的规定，对经过精轧后的冷却处理的钢板，使用显微镜以倍率400倍在任意的60个视场中观察轧制方向截面的研磨面的板厚1/2位置，将夹杂物中A组作为硫化物系夹杂物，使用下式算出清洁度d(％)。
d＝(n/p×f)×100
p：视场内的总网格点数，f：视场数，n：f个视场的夹杂物所占的网格点中心的数量
(2)拉伸特性评价
由得到各钢板，对超过板厚15mm的钢板采取JIS4号拉伸试验片，在板厚15mm以下的钢板中采取平行部直径6mm、标点间距离25mm的圆棒拉伸试件，实施拉伸试验，调查拉伸试验特性(屈服强度、拉伸强度、总伸长率)。本发明中，将屈服强度400MPa以上判定为拉伸特性优异。
(3)极低温韧性评价
从与板厚超过10mm的各钢板的板厚1/2位置的轧制方向平行的方向，基于JIS Z2242(2005年)的规定采取夏比V型缺口试验片，在-196℃和-269℃对各钢板实施3根夏比冲击试验。板厚小于10mm的各钢板从与板厚1/2位置的轧制方向平行的方向，基于JIS Z 2242(2005年)的规定，采取5mm子尺寸的夏比V缺口试验片，在-196℃和-269℃对各钢板实施3根夏比冲击试验。脆性断面率通过目视观察求出。将脆性断面率小于5％的情况判定为极低温韧性优异。应予说明，-269℃的夏比冲击试验是将试验片装入胶囊，一边流过液氦一边实施。
参考文献1：T.Ogata,K.Hiraga,K.Nagai,and K.Ishikawa:Tetsu-to-Hagane,69(1983),641.
将上述(1)～(3)的评价得到的结果示于表3。
[表3]
Figure BDA0003508860070000131
※下划线表示发明范围外
确认了根据本发明的钢满足上述目标性能(屈服强度为400MPa以上，夏比冲击试验后的脆性断面率小于5％)。另一方面，超出本发明的范围的比较例是屈服强度和脆性断面率中的任一个以上无法满足上述的目标性能。

Claims (3)

1.一种钢，具有如下的成分组成，以质量％计含有C：0.100％～0.700％、Si：0.05％～1.00％、Mn：20.0％～40.0％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01％～5.00％、Cr：0.5％～7.0％、N：0.0050％～0.0500％、O：0.0050％以下、Ti：0.005％以下以及Nb：0.005％以下，
以质量％计进一步含有选自Ca：0.0005％～0.0100％、Mg：0.0005％～0.0100％和REM：0.0010％～0.0200％中的1种以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
具有以奥氏体为基底相的微观组织，
该微观组织中平均晶体粒径为50μm以下且硫化物系夹杂物的清洁度小于1.0％，
屈服强度为400MPa以上，-269℃的夏比冲击试验后的脆性断面率小于5％。
2.根据权利要求1所述的钢，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下和W：2.0％以下中的1种以上。
3.一种钢的制造方法，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1100℃～1300℃的温度区域，进行热轧，
在所述热轧中，在900℃以上的温度区域，直到实施下一轧制道次为止的道次间时间为200秒以内，并且满足所述下一轧制道次的道次压下率/所述道次间时间≥0.015％/秒，
进行终轧温度为700℃以上且小于900℃的精轧，
其后，进行从(终轧温度-100℃)以上的温度到300℃～650℃的温度区域的平均冷却速度为1.0℃/s以上的冷却处理。
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