WO2020027211A1 - 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 - Google Patents

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大地 泉
茂樹 木津谷
植田　圭治
孝一 中島
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a high Mn steel which is suitable for structural steel used in an extremely low temperature environment, such as a tank for a liquefied gas storage tank, and which is particularly excellent in toughness at a low temperature, and a method for producing the same.
  • Structures such as tanks for liquefied gas storage tanks are used at extremely low temperatures, so using hot-rolled steel sheets for this structure requires not only the strength of the steel sheets but also excellent toughness at extremely low temperatures. Is required. For example, it is necessary for a hot-rolled steel sheet used for a liquefied natural gas storage tank to have excellent toughness in a temperature range lower than the boiling point of liquefied natural gas, ie, ⁇ 164 ° C. If the low-temperature toughness of the steel sheet used for the cryogenic storage tank structure is inferior, there is a possibility that the safety as the cryogenic storage tank structure may not be maintained. is there.
  • a hot-rolled steel sheet used for a liquefied natural gas storage tank is also required to have excellent properties on the surface of the steel sheet serving as a base for coating, that is, to have less unevenness on the steel sheet surface.
  • Patent Literature 1 proposes a technique in which stacking fault energy is controlled so that low-temperature toughness is excellent and surface unevenness does not occur.
  • Patent Document 1 it is possible to provide a high Mn steel having excellent surface quality, which does not cause surface unevenness after processing such as tension.
  • the surface roughness of a hot-rolled steel sheet to be manufactured is mentioned. Not. That is, the hot-rolled steel sheet after production is generally shipped after the surface is made uniform by shot blasting. If the surface of the steel sheet after the shot blasting treatment is rough, rust is locally generated, so it is necessary to adjust the surface properties by grinder care or the like, and there has been a problem that productivity is reduced.
  • an object of the present invention is to provide a high Mn steel excellent in low-temperature toughness and surface properties. Furthermore, the invention aims to propose an advantageous method for producing such a high Mn steel.
  • excellent low-temperature toughness indicates that the absorbed energy vE -196 Charpy impact test at -196 ° C. is 100J or more and brittle fracture surface ratio is less than 10%
  • excellent surface texture means that the surface roughness Ra after general shot blasting is 200 ⁇ m or less.
  • the inventors conducted intensive studies on high Mn steels with respect to various factors that determine the composition and structure of the steel sheet, and obtained the following findings a to d. a. It has been found that the austenitic steel with a high Mn content has a brittle fracture ratio of 10% or more at low temperatures when a Mn concentration of more than 38.0% by mass is generated, resulting in deterioration of low-temperature toughness. . For this reason, it is effective to reduce the Mn concentration in the Mn-enriched portion to 38.0% by mass or less in order to improve the low-temperature toughness of the high Mn steel.
  • the austenite steel having a high Mn content contains more than 5.00% by mass of Cr, descaling at the time of hot rolling becomes insufficient, and the surface roughness Ra after the shot blast treatment is performed on the hot rolled sheet. The surface becomes rougher than 200 ⁇ m. For this reason, in order to improve the surface properties of the high Mn steel, the amount of Cr added needs to be 5.00% by mass or less.
  • the present invention has been made by further studying the above findings, and the gist thereof is as follows. 1. In mass%, C: 0.100% or more and 0.700% or less, Si: 0.05% or more and 1.00% or less, Mn: 20.0% or more and 35.0% or less, P: 0.030% or less, S: 0.0070% or less, Al: 0.010% or more and 0.070% or less, Cr: 0.50% to 5.00%, N: 0.0050% or more and 0.0500% or less, O: 0.0050% or less, Ti: 0.005% or less and Nb: 0.005% or less, with the balance having a component composition of Fe and unavoidable impurities and a microstructure having austenite as a base phase, and a Mn-enriched portion in the microstructure.
  • Mn concentration is 38.0 wt% or less and KAM average (Kernel average Misorientation) value is not less than 0.3, the yield strength of the absorbed energy vE -196 Charpy impact test at 400MPa or more and -196 ° C. 100 J A high Mn steel having a brittle fracture ratio of less than 10%.
  • the component composition further includes, in mass%, Cu: 0.01% or more and 0.50% or less, Mo: 2.00% or less, 2.
  • the component composition further includes, in mass%, Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, 3.
  • hot rolling is performed at a rolling end temperature of 800 ° C. or more and a total draft of 20%.
  • a method for producing a high Mn steel which performs the above and performs a descaling treatment in the hot rolling.
  • the above-mentioned temperature range and temperature are surface temperatures of a steel material or a steel plate, respectively.
  • the first hot rolling is performed at a rolling end temperature of 1100 ° C. or more and a total draft. Is performed at 20% or more, a second hot rolling is performed at a rolling end temperature of 700 ° C. or more and less than 950 ° C., and a descaling treatment is performed on the high Mn steel in the second hot rolling. Production method.
  • the first hot rolling is performed at a rolling end temperature of 800 ° C. or more and less than 1100 ° C.
  • reheating is performed at 1100 ° C or more and 1300 ° C or less
  • the second hot rolling is performed at a rolling end temperature of 700 ° C or more and less than 950 ° C.
  • the high Mn steel of the present invention greatly contributes to the improvement of safety and life of steel structures used in an extremely low temperature environment, such as a tank for a liquefied gas storage tank, and has a remarkable industrial effect.
  • the production method of the present invention does not cause a decrease in productivity and an increase in production cost, so that it is possible to provide a method that is excellent in economic efficiency.
  • C 0.100% or more and 0.700% or less
  • C is an inexpensive austenite stabilizing element, and is an important element for obtaining austenite. In order to obtain the effect, C needs to be contained at 0.100% or more.
  • C is set to 0.100% or more and 0.700% or less. Preferably, it is not less than 0.200% and not more than 0.600%.
  • Si acts as a deoxidizing material and is not only necessary for steelmaking, but also has the effect of forming a solid solution in steel and strengthening the steel sheet by solid solution strengthening. .
  • the content of Si needs to be 0.05% or more.
  • Si is set to 0.05% or more and 1.00% or less. Preferably, it is 0.07% or more and 0.50% or less.
  • Mn 20.0% or more and 35.0% or less
  • Mn is a relatively inexpensive austenite stabilizing element. In the present invention, it is an important element for achieving both strength and low-temperature toughness. In order to obtain the effect, Mn needs to be contained at 20.0% or more. On the other hand, if the content exceeds 35.0%, the low-temperature toughness deteriorates. Therefore, Mn is set to 20.0% or more and 35.0% or less. Preferably, it is 23.0% or more and 32.0% or less.
  • P 0.030% or less If P is contained in excess of 0.030%, the low-temperature toughness deteriorates and segregates at the grain boundaries, and becomes a starting point of stress corrosion cracking. For this reason, it is desirable to set the upper limit to 0.030% and reduce as much as possible. Therefore, P is set to 0.030% or less. Incidentally, excessive reduction of P increases the refining cost and is disadvantageous economically. Therefore, it is preferable to set the content to 0.002% or more. Preferably it is 0.005% or more and 0.028% or less, more preferably 0.024% or less.
  • S 0.0070% or less Since S deteriorates the low-temperature toughness and ductility of the base material, the upper limit is 0.0070%, and it is desirable to reduce as much as possible. Therefore, S is set to 0.0070% or less. In addition, excessive reduction of S increases refining cost and is disadvantageous economically. Therefore, it is preferable to set the content to 0.0010% or more. Preferably it is 0.0020% or more and 0.0060% or less.
  • Al acts as a deoxidizing agent, and is most commonly used in a molten steel deoxidizing process for steel sheets. To obtain such an effect, Al needs to be contained at 0.010% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.070%, it is mixed into the weld metal during welding and deteriorates the toughness of the weld metal. Preferably, it is 0.020% or more and 0.060% or less.
  • Cr 0.50% or more and 5.00% or less
  • Cr is an element that stabilizes austenite when added in an appropriate amount and is effective in improving low-temperature toughness and base metal strength.
  • the content of Cr needs to be 0.50% or more.
  • the content exceeds 5.00% low-temperature toughness and stress corrosion cracking resistance are reduced due to generation of Cr carbide.
  • descaling at the time of hot rolling becomes insufficient, and the surface roughness deteriorates.
  • Cr is set to 0.50% or more and 5.00% or less.
  • it is 0.60% or more and 4.00% or less, more preferably 0.70% or more and 3.50% or less.
  • it is preferably at least 2.00%, and more preferably more than 2.70%.
  • N is an austenite stabilizing element and is an element effective for improving low-temperature toughness. To obtain such an effect, N needs to be contained at 0.0050% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0500%, nitrides or carbonitrides are coarsened and toughness is reduced. Therefore, N is set to 0.0050% or more and 0.0500% or less. Preferably, it is 0.0060% or more and 0.0400% or less.
  • O 0.0050% or less O deteriorates the low-temperature toughness due to the formation of an oxide. For this reason, O is in a range of 0.0050% or less. Preferably, it is 0.0045% or less. Although the lower limit of the content is not particularly limited, excessive reduction of O increases smelting cost and becomes economically disadvantageous, so that it is preferably 0.0010% or more.
  • Ti and Nb are components that are inevitably mixed from raw materials and the like, and Ti and Nb are mixed in a range of more than 0.005% and 0.010% or less and Nb: more than 0.005% and 0.010% or less. Is customary.
  • the contents of Ti and Nb are each set to 0.003% or less.
  • Ti and Nb may be reduced to 0%, but the load at the time of steel making increases and becomes economically disadvantageous. 0.001% or more.
  • the balance other than the above components is iron and inevitable impurities.
  • the unavoidable impurities here include H, B, and the like, and a total of 0.01% or less is acceptable.
  • the following elements can be contained as necessary in addition to the above essential elements.
  • Cu 0.01% or more and 0.50% or less; Mo: 2.00% or less; V: 2.00% or less; W: 2.00% or less.
  • Cu is an element that not only increases the strength of a steel sheet by solid solution strengthening, but also improves the mobility of dislocations and the low-temperature toughness. In order to obtain such an effect, it is preferable that Cu is contained at 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the surface properties deteriorate during rolling. For this reason, Cu is preferably set to 0.01% or more and 0.50% or less. More preferably, the content is 0.02% or more and 0.40% or less. More preferably, it is less than 0.20%.
  • Mo, V and W contribute to the stabilization of austenite and to the improvement of the base metal strength.
  • Mo, V and W are preferably contained at 0.001% or more, respectively.
  • the content exceeds 2.00%, coarse carbonitrides are generated, which may be a starting point of destruction, and also reduce production cost. Therefore, when these alloying elements are contained, their contents are preferably 2.00% or less. More preferably, the content is 0.003% or more and 1.70% or less, and further preferably 1.50% or less.
  • Ca 0.0005% to 0.0050%
  • Mg 0.0005% to 0.0050%
  • REM One or more of 0.0010% to 0.0200%
  • the morphological control of inclusions refers to making expanded sulfide-based inclusions into granular inclusions. Through this morphological control of inclusions, the ductility, toughness and sulfide stress corrosion cracking resistance are improved. In order to obtain such effects, it is preferable that Ca and Mg are contained at 0.0005% or more, and REM is contained at 0.0010% or more.
  • the content is preferably 0.0005% to 0.0050%, respectively, and when REM is contained, the content is preferably 0.0010% to 0.0200%. More preferably, Ca is 0.0010% to 0.0040%, Mg is 0.0010% to 0.0040%, and REM is 0.0020% to 0.0150%.
  • the steel material may cause brittle fracture in a low-temperature environment, and is suitable for use in a low-temperature environment.
  • the base phase of the steel material must have an austenitic structure having a face-centered cubic structure (fcc).
  • fcc face-centered cubic structure
  • using austenite as the base phase means that the austenite phase has an area ratio of 90% or more.
  • the balance other than the austenite phase is a ferrite phase or a martensite phase. More preferably, the austenite phase is 95% or more, and may be 100%.
  • the Mn concentration in the Mn-enriched portion in the microstructure is 38.0% by mass or less
  • the hot rolled steel sheet obtained by hot rolling a steel material having the above-described composition has Mn-enriched portions inevitably generated.
  • the Mn-enriched portion is a portion having the highest Mn concentration in the micro-segregated portion.
  • the results of measuring the Mn concentration of the Mn-enriched portion and the absorption energy of the Charpy impact test at -196 ° C for the steel sheet obtained by subjecting the steel material having the above-described composition to hot rolling under various conditions are shown in FIG. It is shown in FIG. As shown in the figure, after the steel material having the above-described composition is subjected to hot rolling under appropriate conditions and the Mn concentration in the Mn-enriched portion is set to 38.0% by mass or less, the absorbed energy: 100 J or more is realized.
  • the Mn concentration in the Mn-enriched portion is preferably 37.0% by mass or less.
  • the lower limit of the Mn concentration in the Mn-enriched portion is not particularly limited, but is preferably 25.0% by mass or more from the viewpoint of securing the stability of austenite.
  • the average of the KAM (Kernel Average Misorientation) value is 0.3 or more.
  • the KAM value is a visual field of 500 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m for each of the ⁇ and ⁇ depth positions from the surface of the steel sheet after hot rolling.
  • EBSD Electro Backscatter Diffraction
  • This KAM value reflects a local change in crystal orientation due to dislocation in the structure, and indicates that the higher the KAM value, the larger the orientation difference between the measurement point and the adjacent part.
  • the average of the KAM values is 0.3 or more, a large amount of dislocations are accumulated, so that the yield strength is improved. Preferably, it is 0.5 or more.
  • the average of the KAM values exceeds 1.3, the toughness may be degraded. Therefore, the average is preferably 1.3 or less.
  • a hot-rolled sheet having the above composition and having a Mn concentration of the Mn-enriched portion of 38.0% or less and an average KAM value of 0.3 or more should be descaled at least in the final hot rolling.
  • the surface roughness Ra after performing the shot blasting by a general method becomes 200 ⁇ m or less. Because, by performing the descaling, it is possible to suppress the increase of the surface roughness due to the biting of the scale at the time of rolling, and to suppress the occurrence of the cooling unevenness at the time of cooling by the scale, and to make the material surface hardness uniform. This is because an increase in surface roughness during shot blast is suppressed.
  • Ra needs to be 200 ⁇ m or less. Preferably it is 150 ⁇ m or less, more preferably 120 ⁇ m or less.
  • the lower limit of Ra is not particularly limited, but is preferably 5 ⁇ m or more in order to prevent an increase in maintenance cost.
  • Mn diffuses from steel into the steel sheet surface as an oxide called a surface condensate, and precipitates and condenses on the steel sheet surface. Therefore, by setting the Mn concentration in the Mn-enriched portion to 38.0% or less, Ra is increased. : 200 ⁇ m or less can be achieved.
  • the high Mn steel according to the present invention can be produced from a molten steel having the above-described composition by a known method using a converter, an electric furnace, or the like. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. At this time, in order to limit Ti and Nb that hinder favorable structure control to the above-described range, it is necessary to avoid inevitable mixing from raw materials and the like and take measures to reduce their contents. . For example, by lowering the basicity of the slag in the refining stage, these alloys are concentrated into the slag and discharged to reduce the concentration of Ti and Nb in the final slab product.
  • a method of blowing oxygen to oxidize and floating and separating an alloy of Ti and Nb at reflux may be used. Thereafter, a steel material such as a slab having a predetermined size is preferably formed by a known casting method such as a continuous casting method.
  • the steel material is heated to a temperature range of 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less, and then hot-rolled.
  • the total rolling reduction is 20% or more, and a descaling process is performed in the hot rolling.
  • Step material heating temperature 1100 ° C or higher and 1300 ° C or lower
  • the temperature control here is based on the surface temperature of the steel material. That is, the heating temperature before rolling is set to 1100 ° C. or higher in order to promote the diffusion of Mn in hot rolling. On the other hand, if the temperature exceeds 1300 ° C., there is a concern that melting of the steel starts, so the upper limit of the heating temperature is 1300 ° C. Preferably, it is 1150 ° C or higher and 1250 ° C or lower.
  • the rolling end temperature is 800 ° C or more and the total draft is 20% or more
  • the total draft is 30% or more.
  • the upper limit of the total rolling reduction is not particularly required, but is preferably 98% or less from the viewpoint of improving the rolling efficiency.
  • the total reduction rate is the reduction rate with respect to the thickness of the slab on the first hot rolling entry side at the time when the first hot rolling is completed, and the time when the second hot rolling is completed, respectively. Is the rolling reduction with respect to the thickness of the slab on the second hot rolling entry side.
  • the total rolling reduction is at least 20% at the end of the first hot rolling, and the second At the end of hot rolling is preferably 50% or more, and when hot rolling is performed only once, the total draft is preferably 60% or more.
  • the rolling end temperature is set to 800 ° C. or higher. This is because if the rolling end temperature is lower than 800 ° C., the melting point of Mn (1246 ° C.) is significantly lower than 2/3, so that Mn cannot be sufficiently diffused.
  • the inventors have found that if the rolling end temperature is 800 ° C. or higher, Mn can be sufficiently diffused. This is probably because the Mn diffusion coefficient in austenite is small, and it is considered that rolling in a temperature range of 800 ° C. or more is necessary for sufficient Mn diffusion.
  • it is 950 ° C or higher, more preferably 1000 ° C or higher.
  • the upper limit of the rolling end temperature is preferably set to 1050 ° C. or less from the viewpoint of securing strength.
  • the second hot rolling may be continued as it is, but if it is less than 1100 ° C., reheating at 1100 ° C. or more I do.
  • the upper limit of the heating temperature is set to 1300 ° C.
  • the temperature control is based on the surface temperature of the steel material.
  • the second hot rolling requires at least one pass in a temperature range of 700 ° C. or more and less than 950 ° C. That is, by performing rolling at a rolling rate of less than 950 ° C., preferably a rolling reduction of preferably 10% or more per pass, by performing one or more passes, dislocations introduced in the first rolling hardly recover and are likely to remain. The value can be further increased.
  • final pass rolling of one or more passes is performed at a temperature lower than 950 ° C.
  • the upper limit of the rolling end temperature is preferably 900 ° C or lower, more preferably 850 ° C or lower.
  • the rolling end temperature is lower than 700 ° C, the toughness is deteriorated. Preferably it is 750 ° C or higher.
  • the total draft at the end of the second hot rolling is preferably 20% or more, more preferably 50% or more. However, if the reduction is more than 95%, the toughness deteriorates. Therefore, the total reduction at the end of the second hot rolling is preferably 95% or less.
  • the total rolling reduction at the end of the second hot rolling is a value calculated using the thickness before the second hot rolling and the thickness after the second hot rolling.
  • a steel sheet having excellent surface properties can be produced. It is preferably at least two times, more preferably at least three times.
  • the upper limit of the number of times is not particularly limited, but is preferably 20 times or less in terms of operation.
  • the cooling rate in the temperature range from (rolling end temperature ⁇ 100 ° C.) or more to 300 ° C. or more and 650 ° C. is specified because the aforementioned temperature range corresponds to the carbide precipitation temperature range. If the cooling is performed excessively, the steel sheet is distorted, and the productivity is reduced. In particular, it is preferable to air-cool steel materials having a thickness of 10 mm or less. Therefore, the upper limit of the cooling start temperature is preferably set to 900 ° C.
  • the average cooling rate in the above temperature range is less than 1.0 ° C./s, the formation of precipitates may be promoted. Therefore, the average cooling rate is preferably 1.0 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is preferably set to 15.0 ° C./s or less.
  • the temperature is preferably 5.0 ° C / s or less, more preferably 3.0 ° C / s or less.
  • a steel slab having the composition shown in Table 1 was produced by the converter-ladle refining-continuous casting method. Next, the obtained steel slab was subjected to hot rolling according to the conditions shown in Table 2 to obtain a steel plate having a thickness of 6 to 30 mm. The tensile properties, toughness, and microstructure of the obtained steel sheet were evaluated in the following manner.
  • Tensile test characteristics A JIS No. 5 tensile test piece was sampled from each of the obtained steel sheets, and a tensile test was performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (1998) to investigate the tensile test characteristics.
  • a yield strength of 400 MPa or more and a tensile strength of 800 MPa or more were determined to be excellent in tensile properties.
  • elongation of 40% or more was judged to be excellent in ductility.
  • Mn Concentration in Mn-Enriched Part Further, at the EBSD measurement position of the KAM value, an EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) analysis was performed to determine the Mn concentration, and the part having the highest Mn concentration was defined as the concentrated part.
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • Austenite area ratio At the EBSD measurement position, EBSD analysis (measurement step: 0.3 ⁇ m) was performed, and the austenite area ratio was measured from the obtained Phase map.
  • the high Mn steel according to the present invention has the above-mentioned target performance (yioned target performance (yioned target performance) (yioned target performance (yioned target performance) (yioned target performance (yioned target performance) (yioned target performance (yioned target performance) (yioned target performance (yioned target performance) (yioned target performance (yioned target performance) (yioned target performance (yioned target performance (yioned target performance (yioned yield strength of the base material is 400 MPa or more, low temperature toughness is 100 J or more in average of absorbed energy (vE ⁇ 196 ), brittle fracture rate is less than 10%, surface roughness (Ra is not more than 200 ⁇ m). On the other hand, in Comparative Examples outside the scope of the present invention, at least one of the yield strength, low-temperature toughness, and surface roughness does not satisfy the above-mentioned target performance.

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Abstract

低温靱性および表面性状に優れる高Ｍｎ鋼について提供する。質量％で、　Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：２０．０％以上３５．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上０．０７０％以下、Ｃｒ：０．５０％以上５．００％以下、Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＮｂ：０．００５％以下を含み、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ミクロ組織とを有し、該ミクロ組織におけるＭｎ濃化部のＭｎ濃度が３８．０％以下かつＫＡＭ値の平均が０．３以上であり、降伏強さが４００ＭＰａ以上および－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以上かつ脆性破面率が１０％未満である。

Description

高Ｍｎ鋼およびその製造方法
　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用鋼に供して好適な、特に低温での靭性に優れた高Ｍｎ鋼およびその製造方法に関する。
　液化ガス貯槽用タンク等の構造物は、その使用環境が極低温となるために、この構造物に熱間圧延鋼板を用いるには、該鋼板の強度のみならず極低温での靱性に優れることが要求される。例えば、液化天然ガスの貯槽に用いる熱間圧延鋼板には、液化天然ガスの沸点である－１６４℃より低い温度域で優れた靱性を確保する必要がある。極低温貯槽用構造物に用いる鋼板の低温靱性が劣ると、該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虞があるため、適用される鋼板に対する低温靱性向上の要求は強いものがある。
　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。
　また、液化ガス貯槽用タンク等の構造物は、鋼板の防錆防食のために塗装を施す必要があり、この塗装後に美観を呈することが環境調和の点から重要である。従って、液化天然ガスの貯槽に用いる熱間圧延鋼板は、塗装の下地となる鋼板表面の性状に優れること、すなわち鋼板表面の凹凸が少ないことも要求されている。
　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、例えば特許文献１に提案されている。この特許文献１には、積層欠陥エネルギーを制御することによって、低温靱性に優れかつ表面ムラが発生しない技術が提案されている。
特表２０１７－５０７２４９号公報
　特許文献１に記載の技術によって、引張などの加工後に表面ムラが発生しない、表面品質に優れる高Ｍｎ鋼の提供が可能であるが、製造される熱間圧延鋼板の表面粗さに関しては言及されていない。すなわち、製造後の熱間圧延鋼板はショットブラスト処理によって表面を均一にしてから出荷するのが一般的である。このショットブラスト処理後の鋼板表面が粗い場合には、局所的に錆が発生してしまうため、グラインダー手入れ等で表面性状を整える必要があり、生産性が低下することが問題であった。
　そこで、本発明は、低温靱性および表面性状に優れる高Ｍｎ鋼について提供することを目的とする。さらに、本発明は、かような高Ｍｎ鋼を製造するための有利な方法について提案することを目的とする。ここで、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以上かつ脆性破面率が１０％未満であること、また「表面性状に優れる」とは、一般的なショットブラスト処理後の表面粗さＲａが２００μｍ以下であることをいう。
　発明者らは、上記課題を達成するため、高Ｍｎ鋼を対象に、鋼板の成分組成および組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下のａ～ｄの知見を得た。
ａ．高Ｍｎ量のオーステナイト鋼は、Ｍｎ濃度が３８．０質量％超のＭｎ濃化部が生成されると、低温において脆性破面率が１０％以上となり、低温靱性の劣化を招くことが判明した。このことから高Ｍｎ鋼の低温靱性向上にはＭｎ濃化部のＭｎ濃度を３８．０質量％以下にすることが有効である。
ｂ．高Ｍｎ量のオーステナイト鋼は、５．００質量％を超えるＣｒを添加すると、熱間圧延時のデスケーリングが不十分になり、熱延板にショットブラスト処理を施した後の表面粗さＲａが２００μｍを超える粗面となる。このことから、高Ｍｎ鋼の表面性状の向上には、Ｃｒ添加量を５．００質量％以下にする必要がある。
ｃ．熱間圧延およびデスケーリングを適切な条件で行えば、上記ａおよびｂを実現でき、製造コストを抑えることができる。
ｄ．熱間圧延を適切な条件で施して高い転位密度を与えることが、降伏強さを上昇させるのに有効である。
　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：０．１００％以上０．７００％以下、
　Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
　Ｍｎ：２０．０％以上３５．０％以下、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．００７０％以下、
　Ａｌ：０．０１０％以上０．０７０％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以上５．００％以下、
　Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
　Ｏ：０．００５０％以下、
　Ｔｉ：０．００５％以下および
　Ｎｂ：０．００５％以下
を含み、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ミクロ組織とを有し、該ミクロ組織におけるＭｎ濃化部のＭｎ濃度が３８．０質量％以下かつＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値の平均が０．３以上であり、降伏強さが４００ＭＰａ以上および－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以上かつ脆性破面率が１０％未満である高Ｍｎ鋼。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
　Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、
　Ｍｏ：２．００％以下、
　Ｖ：２．００％以下および
　Ｗ：２．００％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。
３．前記成分組成は、さらに、質量％で、
　Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％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または２に記載の高Ｍｎ鋼。
４．前記１、２または３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のち、熱間圧延を、圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上にて行うとともに、該熱間圧延においてデスケーリング処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
　ここで、前記の温度域および温度は、それぞれ鋼素材または鋼板の表面温度である。
５．前記１、２または３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のち、１回目の熱間圧延を、圧延終了温度が１１００℃以上かつ総圧下率が２０％以上にて行った後、２回目の熱間圧延を、圧延終了温度が７００℃以上９５０℃未満にて行うとともに、該２回目の熱間圧延においてデスケーリング処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
６．前記１、２または３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のち、１回目の熱間圧延を、圧延終了温度が８００℃以上１１００℃未満かつ総圧下率が２０％以上にて行った後、１１００℃以上１３００℃以下の再加熱を施し、２回目の熱間圧延を、圧延終了温度が７００℃以上９５０℃未満にて行うとともに、該２回目の熱間圧延においてデスケーリング処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
７．前記１回目の熱間圧延において、デスケーリング処理を行う前記５、６に記載の高Ｍｎ鋼の製造方法。
８．前記４から７において、最終の熱間圧延後に、（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。
　本発明によれば、低温靭性および表面性状に優れた高Ｍｎ鋼を提供できる。したがって、本発明の高Ｍｎ鋼は、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に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の製造方法では、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことがないため、経済性に優れた方法を提供することができる。
Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度および－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した結果について示すグラフである。
　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：０．１００％以上０．７００％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。その効果を得るために、Ｃは０．１００％以上の含有を必要とする。一方、０．７００％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。このため、Ｃは０．１００％以上０．７００％以下とする。好ましくは、０．２００％以上０．６００％以下とする。
Ｓｉ：０．０５％以上１．００％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を有する。このような効果を得るために、Ｓｉは０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．００％を超えて含有すると、低温靭性および溶接性が劣化する。このため、Ｓｉは０．０５％以上１．００％以下とする。好ましくは、０．０７％以上０．５０％以下とする。
Ｍｎ：２０．０％以上３５．０％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。本発明では、強度と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、Ｍｎは２０．０％以上の含有を必要とする。一方、３５．０％を超えて含有すると、低温靱性が劣化する。このため、Ｍｎは２０．０％以上３５．０％以下とする。好ましくは、２３．０％以上３２．０％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると、低温靭性が劣化し、また粒界に偏析し、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。
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、０．００１０％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。
Ａｌ：０．０１０％以上０．０７０％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は０．０１０％以上の含有を必要とする。一方、０．０７０％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、０．０７０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以上０．０６０％以下とする。
Ｃｒ：０．５０％以上５．００％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は０．５０％以上の含有を必要とする。一方、５．００％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。加えて、熱間圧延時のデスケーリングが不十分になり、表面粗さが劣化する。このため、Ｃｒは０．５０％以上５．００％以下とする。好ましくは０．６０％以上４．００％以下、より好ましくは０．７０％以上３．５０％以下とする。特に、耐応力腐食割れを向上させるためには、２．００％以上が好ましく、そして２．７０％超とすることがさらに好ましい。
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は０．００５０％以上の含有を必要とする。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。このため、Ｎは０．００５０％以上０．０５００％以下とする。好ましくは０．００６０％以上０．０４００％以下とする。
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。含有量の下限値は特に限定されないが、過度のＯの低減は製錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００１０％以上とすることが好ましい。
ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％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て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％超０．０１０％以下およびＮｂ：０．００５％超０．０１０％以下の範囲で混入するのが通例である。そこで、後述する手法などに従って、ＴｉおよびＮｂの不可避混入を極力回避し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制する必要がある。ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％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の含有量を各々０．００３％以下とする。
　ＴｉおよびＮｂの含有量は０％まで低減してもよいのは勿論であるが、製鋼時の負荷が高くなり、経済的に不利となるため、経済性の観点から、ＴｉおよびＮｂは各々０．００１％以上とすることが望ましい。
　上記した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、Ｂなどが挙げられ、合計で０．０１％以下であれば許容できる。
　また、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、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｏ：２．００％以下、Ｖ：２．００％以下、Ｗ：２．００％以下の１種または２種以上
　Ｃｕは、固溶強化により鋼板を高強度化するだけでなく、転位の易動度を向上させ、低温靱性も向上する元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕは０．０１％以上含有することが好ましい。一方、０．５０％を超えて含有すると、圧延時に表面性状が劣化する。このため、Ｃｕは０．０１％以上０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上０．４０％以下とする。さらに好ましくは、０．２０％未満である。
　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は各々０．００１％以上で含有することが好ましい。一方、２．００％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、その含有量は各々２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上１．７０％以下、さらに好ましくは１．５０％以下とする。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下の１種または２種以上
　Ｃａ、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、ＣａおよびＭｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上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、ＣａおよびＭｇを含有する場合には、それぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭを含有する場合には、０．００１０％以上０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａは０．００１０％以上０．００４０％以下、Ｍｇは０．００１０％以上０．００４０％以下、ＲＥＭは０．００２０％以上０．０１５０％以下とする。
［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。なお、「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。さらに好ましくは、オーステナイト相が９５％以上であり、１００％であってもよい。
ミクロ組織におけるＭｎ濃化部のＭｎ濃度が３８．０質量％以下
　上記した成分組成の鋼素材を熱間圧延して得られる熱延鋼板には、Ｍｎ濃化部が不可避に生成する。Ｍｎ濃化部とは、ミクロ偏析部の中でＭｎ濃度が最も高い箇所である。Ｍｎを含む鋼素材に熱間圧延を施すと、Ｍｎのバンド状の偏析が生成することにより不可避に生成する。
　そこで、上記した成分組成の鋼素材に種々の条件の熱間圧延を施して得た鋼板について、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度並びに－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した結果について、図１に示す。同図に示すように、上記した成分組成の鋼素材に適切な条件の熱間圧延を施したうえで、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度を３８．０質量％以下とすれば、前記吸収エネルギー：１００Ｊ以上が実現される。Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度は、３７．０質量％以下であることが好ましい。
　Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度の下限値は特に限定されないが、オーステナイトの安定度確保の理由から、２５．０質量％以上とすることが好ましい。
ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値の平均が０．３以上
　ＫＡＭ値は、熱間圧延後の鋼板の表面から板厚の１／４および１／２の深さ位置のそれぞれについて、５００μｍ×２００μｍの視野におけるＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）解析を任意の２視野にわたって行った結果から、結晶粒内の各ピクセルと隣接するピクセルとの方位差の平均値として求められる値である。このＫＡＭ値は、組織における転位による局所的結晶方位変化を反映しており、ＫＡＭ値が高いほど、測定点と隣り合った部位との方位差が大きいことを示している。すなわち、ＫＡＭ値が高いほど、粒内の局所的な変形度合が高いことを意味するため、圧延後の鋼板においてＫＡＭ値が高いほど、転位密度が高いことになる。そして、このＫＡＭ値の平均が０．３以上であれば、多量の転位が蓄積されているため、降伏強さが向上する。好ましくは、０．５以上である。一方、ＫＡＭ値の平均が１．３を超えると靱性が劣化するおそれがあるため、１．３以下とすることが好ましい。
　以上の成分組成を有し、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度：３８．０％以下およびＫＡＭ値平均：０．３以上である熱間圧延板は、少なくとも最終の熱間圧延においてデスケーリングを行うことにより、一般的な手法によるショットブラスト処理を施した後の表面粗さＲａは２００μｍ以下となる。なぜなら、デスケーリングを行うことにより、圧延時のスケールの噛み込みによる表面粗さの増大を抑制するとともに、スケールによる冷却時の冷却むらの発生を抑制し、材料表面硬さを均一にすることでショットブラスト時の表面粗さの増大が抑制されるためである。
　そして、ショットブラスト後の表面粗さＲａが２００μｍを超えると、塗装後の美観が損なわれるだけでなく、へこみ部で局所腐食が進行するため、Ｒａを２００μｍ以下とする必要がある。好ましくは１５０μｍ以下、より好ましくは１２０μｍ以下である。Ｒａの下限値は特に限定されないが、手入れコストの増加を防ぐため、５μｍ以上とすることが好ましい。
　さらに、Ｍｎは表面濃化物と呼ばれる酸化物として鋼中から鋼板表面に拡散し、鋼板表面に析出・濃化するため、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度を３８．０％以下とすることによって、Ｒａ：２００μｍ以下を達成できるのである。
　本発明に係る高Ｍｎ鋼は、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等を用いる、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。
　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に、該鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱したのち、熱間圧延を、圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上にて行うとともに、該熱間圧延においてデスケーリング処理を行う。以下、各工程について説明する。
［鋼素材加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下］
　上記した構成の高Ｍｎ鋼を得るためには、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行うことが重要である。ここでの温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。
　すなわち、熱間圧延にてＭｎの拡散を促進するために、圧延前の加熱温度は１１００℃以上とする。一方、１３００℃を超えると鋼の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。好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下である。
［熱間圧延：圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上］
　次に、熱間圧延は、まず、圧延終了時の総圧下率を２０％以上と高くすることによって、Ｍｎの濃化部と希薄部との距離を縮めてＭｎの拡散を促進することが重要である。好ましくは、総圧下率を３０％以上とする。なお、総圧下率の上限は特に定める必要はないが、圧延能率向上の観点から、９８％以下とすることが好ましい。ここで、総圧下率とは、それぞれ、１回目の熱間圧延が終了した時点の１回目の熱間圧延入側のスラブの板厚に対する圧下率、および２回目の熱間圧延が終了した時点の２回目の熱間圧延入側のスラブの板厚に対する圧下率のことであり、熱間圧延を２回行う場合、１回目の熱間圧延終了時は総圧下率が２０％以上、２回目の熱間圧延終了時は５０％以上が好ましく、熱間圧延が１回のみの場合、総圧下率は６０％以上とするのが好ましい。
　同様に、圧延時のＭｎの拡散を促進し、低温靭性を確保する観点から、圧延終了温度を８００℃以上とする。なぜなら、圧延終了温度が８００℃未満ではＭｎの融点（１２４６℃）の下から２／３を大きく下回るため、十分にＭｎを拡散できないためである。発明者らは研究の結果、圧延終了温度が８００℃以上であればＭｎを十分に拡散することができるという知見を得た。おそらく、オーステナイト中のＭｎ拡散係数が小さいことから、ためであり、十分なＭｎの拡散のためには８００℃以上の温度域での圧延が必要になるものと考えている。好ましくは９５０℃以上であり、さらに好ましくは１０００℃以上である。なお、圧延終了温度の上限は、強度を確保する観点から、１０５０℃以下とすることが好ましい。
　また、必要に応じて、上記した熱間圧延後に、次の条件を満足する２回目の熱間圧延を追加することが、Ｍｎの拡散を促進するために有利である。その際、上記した１回目の熱間圧延の終了温度が１１００℃以上であれば、そのまま２回目の熱間圧延を続行すればよいが、１１００℃に満たない場合は、１１００℃以上の再加熱を行う。ここでも、１３００℃を超えると鋼の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。なお、温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。
［２回目の熱間圧延：圧延終了温度：７００℃以上９５０℃未満］
　２回目の熱間圧延は、少なくとも１パス以上を７００℃以上９５０℃未満の温度域にて行う必要がある。すなわち、９５０℃未満にて好ましくは１パスにつき１０％以上の圧延率となる圧延を、１パス以上行うことにより、１回目の圧延で導入された転位が回復しにくく残留しやすくなるため、ＫＡＭ値をさらに高めることができる。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を行う。圧延終了温度の上限は好ましくは９００℃以下、より好ましくは８５０℃以下である。
　一方、圧延終了温度が７００℃未満になると靱性が劣化するため、７００℃以上とする。好ましくは７５０℃以上である。なお、２回目の熱間圧延終了時点での総圧下率は好ましくは２０％以上、より好ましくは５０％以上である。ただし、９５％超えの圧下を行うと、靱性が劣化するため、２回目の熱間圧延終了時点での総圧下率は９５％以下が好ましい。ここでの２回目の熱間圧延終了時点での総圧下率は、２回目の熱間圧延前の厚さと２回目の熱間圧延後の厚さを用いて計算した値である。
　さらに、熱間圧延時にデスケーリング処理を１回以上行うことによって、表面性状に優れた鋼板を造り込むことができる。好ましくは２回以上、より好ましくは３回以上とする。回数の上限は特に限定されないが、操業上、２０回以下が好ましい。ここで、デスケーリング処理は、熱間圧延の１パス目を行う前に行うことが好ましい。なお、デスケーリング処理は熱間圧延が１回の場合は、当該熱間圧延において、また２回の熱間圧延を行う場合は少なくとも２回目の熱間圧延において行う。さらに、２回の熱間圧延を行う場合は、１回目および２回目の熱間圧延の両方においてデスケーリング処理を行うことがより好ましい。
　次に、熱間圧延が１回の場合は当該熱間圧延後に、２回の熱間圧延を行う場合は２回目の熱間圧延後に、以下の条件に従う冷却処理を施すことが好ましい。
［（圧延終了温度－１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃までの温度域での冷却速度：１．０℃／ｓ以上］
　熱間圧延終了後は速やかに冷却を行うことが好ましい。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、虞がある。これら析出物の生成は、（圧延終了温度－１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃までの温度域を１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することで抑制できる。まず、（圧延終了温度－１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃までの温度域での冷却速度を規定するのは、前述の温度域が炭化物の析出温度域に該当するためである。なお、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。特に、板厚１０ｍｍ以下の鋼材では空冷するのが好ましい。そのため、冷却開始温度の上限は９００℃とすることが好ましい。
　上記の温度域での平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満では、析出物の生成が促進される虞があるため、平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とすることが好ましい。一方、過度な冷却による鋼板の歪みを防止する観点から、平均冷却速度の上限を１５．０℃／ｓ以下とすることが好ましい。特に板厚が１０ｍｍ以下の鋼材では５．０℃／ｓ以下が好ましく、３．０℃／ｓ以下がさらに好ましい。
　以上の工程を経て製造される熱延鋼板は、熱間圧延ままにおいて、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度は低くなっているため、その後の熱処理は不要である。
　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に示す条件に従う熱間圧延により６～３０ｍｍ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。
（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　Ｚ　２２４１（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、降伏強さ４００ＭＰａ以上および引張強さ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。
（２）低温靭性
　板厚２０ｍｍを超える各鋼板の表面から板厚１／４位置、もしくは板厚１０ｍｍ以上２０ｍｍ以下の各鋼板の表面から板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２（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　Ｚ　２２４２（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。なお、板厚１０ｍｍ未満の鋼板については、前述のＪＩＳ規格に従い、５ｍｍサブサイズのシャルピーＶノッチ試験片を採取し、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た。さらに、その値を１．５倍にして、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。なぜなら、１００Ｊ未満では脆性破面を含むおそれがあるためである。
（３）組織評価
ＫＡＭ値
　日本電子製走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）ＪＳＭ－７００１Ｆを用いて、熱間圧延後の鋼板について、圧延方向断面の研磨面における、５００μｍ×２００μｍの視野におけるＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）解析（測定ステップ：０．３μｍ）を、板厚１／４位置および板厚１／２位置のそれぞれにおいて、任意の２視野にわたって行った結果から、結晶粒内の各ピクセルと隣接するピクセルとの方位差（°）の平均値として求めた値の、測定全領域の平均値を平均ＫＡＭ値とした。
Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度
　さらに、上記ＫＡＭ値のＥＢＳＤ測定位置において、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）分析を行うことによって、Ｍｎ濃度を求め、Ｍｎ濃度が最も高い所を濃化部とした。
オーステナイト面積率
　上記ＥＢＳＤ測定位置において、ＥＢＳＤ解析（測定ステップ：０．３μｍ）を行い、得られたＰｈａｓｅ　ｍａｐから、オーステナイト面積率を測定した。
脆性破面率
　－１９６℃でシャルピー衝撃試験を行った後、ＳＥＭ観察（５００倍で１０視野）を行い、脆性破面率を測定した。
表面粗さＲａ
　さらに、熱間圧延後の鋼板に対して、ビッカース硬さ（ＨＶ）４００以上かつＡＳＴＭ　Ｅ１１ふるいＮｏ．１２以上の粒度のブラスト材を用いてショットブラスト処理を施した後の該鋼板表面について、ＪＩＳ　Ｂ　０６３３に則して基準長さ、評価長さを決め表面粗さＲａを測定した。ここでは、表面粗さＲａが２００μｍ以下を表面性状に優れるものとした。
　以上により得られた結果を、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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、低温靭性が吸収エネルギー（ｖＥ-196）の平均値で１００Ｊ以上、脆性破面率１０％未満、表面粗さＲａが２００μｍ以下）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、低温靭性、表面粗さのいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できていない。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、
    　Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
    　Ｍｎ：２０．０％以上３５．０％以下、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．００７０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０％以上０．０７０％以下、
    　Ｃｒ：０．５０％以上５．００％以下、
    　Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
    　Ｏ：０．００５０％以下、
    　Ｔｉ：０．００５％以下および
    　Ｎｂ：０．００５％以下
    を含み、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ミクロ組織とを有し、該ミクロ組織におけるＭｎ濃化部のＭｎ濃度が３８．０％以下かつＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値の平均が０．３以上であり、降伏強さが４００ＭＰａ以上および－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以上かつ脆性破面率が１０％未満である高Ｍｎ鋼。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｍｏ：２．００％以下、
    　Ｖ：２．００％以下および
    　Ｗ：２．００％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。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％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または２に記載の高Ｍｎ鋼。
  4. 　請求項１、２または３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のち、熱間圧延を、圧延終了温度が８００℃以上かつ総圧下率が２０％以上にて行うとともに、該熱間圧延においてデスケーリング処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
  5. 　請求項１、２または３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のち、１回目の熱間圧延を、圧延終了温度が１１００℃以上かつ総圧下率が２０％以上にて行った後、２回目の熱間圧延を、圧延終了温度が７００℃以上９５０℃未満にて行うとともに、該２回目の熱間圧延においてデスケーリング処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
  6. 　請求項１、２または３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のち、１回目の熱間圧延を、圧延終了温度が８００℃以上１１００℃未満かつ総圧下率が２０％以上にて行った後、１１００℃以上１３００℃以下の再加熱を施し、２回目の熱間圧延を、圧延終了温度が７００℃以上９５０℃未満にて行うとともに、該２回目の熱間圧延においてデスケーリング処理を行う高Ｍｎ鋼の製造方法。
  7. 　前記１回目の熱間圧延において、デスケーリング処理を行う請求項５および６に記載の高Ｍｎ鋼の製造方法。
  8. 　請求項４から７において、最終の熱間圧延後に、（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。
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