JPS6338519A - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、Ｈ２Ｓを含んだ原油、天然ガスの輸送に用い
るラインパイプ用としてを用な、耐水素誘起割れ性に優
れた鋼板の製造方法、特に、微細かつ均一なヘイナイト
＋フェライト組織とした耐水素誘起割れ性に優れたｆＡ
仮の製造方法に関する。

（従来の技術） 水素誘起割れ（ＨＩ　Ｃ）は、湿潤Ｈ，Ｓ環境下で鋼が
腐食したときに発生する水素が、鋼中に侵入することに
よって起こる水素脆化現象である。

ｎ＋＋：４受性が最も高い部分は、板厚中心部であり、
スラブの中心偏析に起因する部分である。

従来、ＨＩＣを防止する手段としては、次の方・去等が
とられている。

■スラブソーキングによる偏析の軽減 ■Ｐの低減による偏析の軽減 ■Ｃａ、　ＲＥＭによる非金属介在物の形態を制御して
、ＨＩＣの起点となる介在物を減らす。

しかし、これらの手段のうら■、■は非常なコスト上昇
を招く。また、■に至っては効果があいまいである。

そこで、最近、圧延後加速水冷することによって、合金
元素の濃化を防止し、均一・微細な組織にして、偏折部
の低温変態組織の生成を抑えた口の製造が試みられてい
る。例えば、特開昭５４−１１３３２５号、同５７−８
５９２８号、同５Ｂ　−７７５３０号、グ３よび６０−
３３３１０号参照。

そのような加速水冷を利用した耐水素誘起割れ性鋼（以
下、耐ＨＩ　Ｃ鋼という）の製造方法はおおよそ、Ａｒ
）点以上で仕上圧延を終了し、計、−３−３０℃以上か
ら水冷して、’＋■織を微細なフェライト＋パーライト
組１観あるいはフェライト十へイナイト混合１１１１Ｂ
にして耐ＨＩ　Ｃ性を向上させるというものである。

しかしながら、水冷条件が適当でないと、マルテンサイ
トのような低温変態Ｎｉ織が生成したり、硬度の高いベ
イナイトが生成したりして、かえって耐ＨＩＣ性が低下
する。

また、圧延−水冷条件が適当であっても、ある成分系に
おいては耐ＨＩＣ性の余り良好でないコ−１が得られた
りする。

ここに、第１図は、従来法の代表的水冷パターンを示す
ものである。

熱間田延後、空冷だけを行なうケース（ケースの参照）
、水冷のみを行なうケース（ケース■参照）、杓５５０
　’Ｃ程度まで水冷してから徐冷を行なうケース（ケー
ス■参照）、そして肖３５０　’Ｃ程度まで水冷してか
ら放冷、その後に焼戻しを行なうケース（ケース■参照
）などであった。

例えば、特開昭５４−１１８３２５号および同５７−８
５９２３号の場合、熱間圧延終了後、Ａｒ３点以上で水
冷を開始し、６５０〜５５０℃の温度範囲まで３〜２−
３０℃／Ｓの冷却速度で冷却し、その後、放冷を行うの
である。パーライトの残存はさけられない。また、特開
昭５８−７７５３０号および同６０−３３３１０号の場
合は、Ａｒ、　　３−３０℃以上から水冷を開始し、５
５０〜３５−３０℃の温度範囲まで１０〜４−３０℃／
Ｓの冷却速度で冷却し、その後前記の場合と同様に放冷
するのである。

パーライトは存在しないが、マルテンサイトや硬度の高
いヘイナイトが存在することになる。

（発明が解決しようとする問題点） したがって、本発明の目的とするところは、耐ＨＩ　Ｃ
性にすくれた鋼板の製造方法を提供することである。

さらに本発明の目的は、マルテンサイトの生成、ヘイナ
イトの硬度上昇を■止した水冷法による、耐１−（Ｉ　
Ｃ性にすぐれた鋼板の製造方法を提供することである。

本発明のなお別の目的は、湿潤＋１２５環境下において
問題となるＨ　Ｉ　Ｃに優れた抵抗性を有し、かつ、経
済的なラインパイプ用の鋼板のＬ　逍方法を提供するこ
とである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らが加速水冷坦の耐１１　［Ｃ性を、圧延−水
冷条件との関係において、詳しく検討した結果、次の事
実が判明した。

■フェライト＋パーライトのハンド状■１：（あるいは
、パーライトが残存する組′４″、（を有する鋼板は耐
ＨＩ　Ｃ性が劣る。

■硬度が２５０以下のへイナイトとフェライトから成る
混合Ｍｉ織は耐ＩＩ　Ｉ　Ｃ性に儲れろ。

■硬度が２５０以上のヘイナイト、あるいはマルテンサ
イトを含むキ■織を有する盲は耐ＨＩ　Ｃ性に劣る。

つまり、圧延後の冷却速度を適当に選択し、パーライト
の生成を抑える一方、ヘイナイト変！］を起こさせ、し
かも、マルテンサイトが生成しないようにすれば、耐Ｈ
ＩＣ性が向上することを知り、本発明を完成した。

なお１、二の時、合金元素の濃化も同時に可及的に抑え
、中心偏析も軽バされるよらに合金組成も調整する。

よって、本発明の要旨とずろと、ころは、重重％で、 Ｃ：　０．０１−０．２０％、　Ｓｉ：０．０３〜０．
８０％、Ｍｎ：　０．４０〜］、８０％、　Ｐ　：０．
０２５％以下、Ｓ　：　０．００２％以下、　Ｔ五：０
．００８〜０．１．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：　０．０１〜
０．１０％ならびに、所望により、 Ｃｕ：　０．０５〜０．５０％、Ｃａ：　０．０００５
−０．００５０％、およびＲＥＭ：　０．０００５〜０
．０１％のうちの１種以上、 および、さらにｌ・要に応じて強度調整元素として Ｎｉ＋　０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：　０．０５〜０
．５０％、　Ｍ。

：　０．０５〜０．５０％、’、ｌｂ：　０．０１−０
．１５％、およびＶ：　０．０１〜０．１５％のうちの
１種以上残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒｌ　＋１５−
３０℃以下、Ａｒ１点以下の温度域で、少なくとも５０
％以上のｊカ間圧延を行い、Ａｒｚ点以−上で該熱間圧
延を終了し、Ａｒ、　　３−３０℃以上の温度域から、
５５−３０℃以下、４０−３０℃以上の温度域まで冷却
速度５〜２Ｑ’（−／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止
後、少なくとも４００℃以上からも点までの温度域を少
なくとも３０分以上かけて徐冷することを特徴とする、
耐水４′、。

誘起割れ性に侵れた鋼板の製造方法である。

このようにして得た鋼板には、ｉｎ記の水冷停止り後Ｍ
ｓ点以下に冷却することなく、５００’Ｃ以上、Ａ　（
。

点以下の温度域まで加熱し焼戻しを行ってもよい。

本発明においては、パーライトが全く生成しないような
水冷条件、つまりＡｒｃ−３０’Ｃ以北の、盾度域から
５〜２−３０℃／Ｓの冷却速度で５５０〜，１０−３０
℃の温度範囲までに冷却すること、さらに次の徐冷、お
よび直接焼戻によってその目的を達成するものである。

つまり、徐ぞ令および直［妾焼７によって、マルチンサ
イトが生成しないようにして、ベイナイト変態を完了さ
せるものである。

そのため、水冷停止温度を４００℃以上とした。

これ以下では、水冷中にマルテンサイトを生成したり、
徐冷中にベイナイト変態が完了しない。

直接焼戻において、加熱前の温度をＭｓ点以下にしない
理由は、先と同じく、マルテンサイトの生成防止である
。

また、徐冷中、あるいは焼戻中にベイナイトの硬度が低
下する。この効果は放冷後焼戻でも同じであるが、本発
明はＭｓ点以下に冷却しないためエネルギーの節約と製
造時間の短縮が可能となる。

以上、本発明によれば、耐）Ｉ　Ｉ　Ｃ性に優れた、硬
度の低いヘイナイトとフェライトの混合組織が得られる
。

（作用） 本発明において鋼組成を上述のように限定した理由は次
の通りである。

Ｃ： 鋼の強度確保のために０．０１％以上を必要とし、また
、鋼の靭性確保および溶接低温割れの防止のため０．２
０％以下とする。

Ｓｉ： 鋼の強度確保および脱酸のために０．０３％以上を必要
とし、また、鋼の靭性確保および焼戻脆化の防止のため
０．８０％以下とする。

Ｍｎ： 鋼の強度および靭性の確保のためＯ、、ｉ　０％以上を
必要とし、またＭｎの増加によって偏析部の合金元素ｌ
；度が増加するが、１．８０％以下までは許容できる。

Ｐ； 少ないほど偏析部の合金元素濃度は減少し、耐）（ＩＣ
性に優れるが、低Ｐ化することは装造コストを上昇させ
るので、本発明に悪影容を与えない範囲で可及的に高含
有量である０、０２５％を上限とする。しかし、少なけ
れば少ない程好ましいのは言うまでもない。

Ｓ： Ｓは０．００２％超になると、Ｃａによる形態制御が不
能なＭｎＳが生成し、Ｈ，Ｉ　Ｃの起点となる。

したがって、本発明にあってＳは０．００２％以下に制
限する。

Ｔｉ： ＴｉＮにより圧延組織の細粒化をはかり、第１段水冷時
の非常に微細かつ均一なベイナイト変態を起こすのを助
長する。　ＴｉＣおよびＴｉＮによる水素のトラップ効
果で耐ＨＩＣ性を向上させるため０．００８％以上を必
要とし、一方、０．１５％堤になると靭性が著しく川な
ねれるため、上限を０．１５％とする。

ｓｏｌ．Ａｌ： 口の脱酸のため０．０１％以上を必要とし、また、清浄
度を確保するため０．１０％以下とする。

本発明にあっては、所望により、その他、耐食性付与元
素と′７て、Ｃｕ、　ＣａおよびＲＥＭの少なくとも１
種を下記の發だけ添加してもよい。

Ｃｕ： 耐食性付与のため０．０５％以上を添加する。

しかし、Ｏ−５０％を超えると／８接性を爪なう。

Ｃａ： 鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制御し、耐ＨＩＣ性を
向上させるためにｏ、ｏｏｏｓ％以上を添加する。しか
し、０．００５０９Ａを超えると、Ｃａ系介在物が逆に
耐ＨＩＣ性、耐５ｓｃｃ性を劣化させる。

ＲＥＦＩ： Ｃａの場合と同様にＭｎＳの形態の制御のため０゜００
０５％以上添加するが、０．０１％を超えると、清浄度
が損なわれ、耐ＨＩＣ性、耐５ｓｃｃ性が低下する。

本発明にあっては、さらに強度調整元素として、Ｎｉ、
　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｎｂ、　Ｖの少なくとも１種を下記
の星だけ添加してもよい。

Ｎｉ： 鋼の強度、靭性確保のため０．０５％以上を必要とし、
０，５０％を超えると耐５ｓｃｃ性が劣化する。

Ｃｒ−ｎｏ： いずれも鋼の強度、靭性確保のためそれぞれ０．０５％
以上、０．５０％以下を添加する。

Ｎｂ、　■・ いずれも鋼の強度、靭性確保のためそれぞれ０．０１％
以上、０．１５％以下を必要とする。

このような組成のＣＣスラブを、次に、本発明によって
は、熱間圧延そして加速水冷するが、第２図はこのとき
の水冷パターンを示すものである。

すなわち、熱間圧延を行う適宜温度に加熱してから仕上
げ温度Ａｒ３点以上、Ａｒ３　”　１５０℃以下で熱間
制御圧延を行い、次いで、（Ａｒ＋点〜Ａｒｉ　　３０
℃）以上の温度から５〜２０’Ｃ／Ｓの冷却速度で５５
−３０℃以下、４０−３０℃以上の温度範囲にまで加速
水冷を行ない、その後少なくとも４００℃以上からＭｓ
点までの温度域を少なくとも３０分間かけて徐冷する。

なお、水冷停止後、その徐冷に際して、Ｍｓ点以下に冷
却することなく　、５００℃以上、Ａｃ、点以下の温度
域に焼戻してもよい。

本発明において熱間圧延条件ならびに前記急速水冷条件
を上述のように限定した理由は次の通りである。

まず、熱間圧延に当っては以下の熱間圧延が可能な温度
にまで加熱する。

熱間圧延仕上温度は、上限をＡｉ＋１５０　’Ｃとする
が、これを超えた温度で圧延を終了すると、十分な細粒
とならず、また強度が得られない。また、Ａｒ３未満で
終了すると、所定の水冷開始温度が得られない。加熱−
仕上温度の途中の圧延は任意である。

圧下率は、５０％未満ではオーステナイト粒が十分な細
粒とならず、加速゛冷却しても均一な組織とならない。

水冷開始温度は、Ａｒ＊　　３０℃以上であり、−１１
Ｈには８５０〜７００℃程度となる。Ａｒ、３０℃より
低い温度では初析フェライトの成長に伴い、偏析部に合
金元素力９二化し水冷時に低温変！さ組織が生成するの
で、耐ＨＩ　Ｃ性が低下する。水冷開始温度は、より好
ましくはＡｒ３点以上が良い。

第３図は、後述する第１表に示す本発明の範囲内の組成
の鋼（Ａｒ３＃８０８℃）を仕上げ温度８３０℃で熱間
圧延を行い、各表示温度から水冷をｔｏ℃／Ｓで開始し
、次いで５４０℃で水冷を停止してから５２−３０℃か
ら４２０℃までを４０分間かけて冷却（２，０℃／ｆｆ
１ｉｎ）シて得た鋼板のＣＬＲを示すものである。

水冷開始温度はＡｒ＝　　３０℃以上が好ましいことが
分かる。

水冷冷却速度は、下限を５℃／Ｓとし、これ未満ではフ
ェライト−パーライトＭｉ　３８となり、加速冷却の効
果がなく、耐ＨＩＣ性が劣化する。また、２０℃／Ｓ超
では水冷停止温度のコントロールが難しく、冷却しすぎ
た場合は、ヘイナイトの硬度が上昇し、Ｍｓ点の高い綱
ではマルテンサイトの成長を招き、耐ＨＩ　Ｃ性が劣化
する。好ましくは、６〜ｂ 水冷停止温度は、上限を５５−３０℃とし、これを超え
ると放冷時に一部パーライトが生成してしまう。

また、４００℃未満では硬度の高いマルテンサイトが生
成してしまい、さらに徐冷に十分な時間がかけられない
。

第４図は、後述する第１表に示す本発明の組成範囲内の
Ｔｉ　Ｏ，０１５％添加鋼とＴ１無添加１１とについて
同様にして処理して製造した鋼（反のＣＬＲを示すもの
で、第４図の場合には水冷開始は、は＼８０Ｏ℃の温度
から行い、１０℃／Ｓの冷却速度で各表示水冷停止温度
にまで加速冷却を行い、その７ｅＭｓ点までの温度域を
少なくとも３０分以上かけて徐冷を行った。Ｔｉ添加鋼
について４００〜５５０℃の水冷停止温度のときにＣＬ
Ｒはほぼゼロを示した。Ｔｉ無添加鋼については最適範
囲はさらに狭い温度域であり、その場合にあってもＣＬ
Ｒはゼロとならないことが分かった。

さらに、本発明の別の態様にあっては、上述の徐冷に代
えであるいはそれに組合せて鋼板に焼艮し処理をするが
、その場合、Ｍｓ点未満に冷却しないのは、マルテンサ
イトの生成防止のためである。

次いで加熱するが、そのときの焼戻温度がＡｃ、点圧で
は再結晶が起きてしまう。一方、５００　’Ｃ未満では
、焼戻による効果が得られない。

かくして、本発明によれば、９冷条件をコントロールす
ることによりパーライトの生成を完全に阻止するととち
に、徐冷あるいは直接焼戻し条件をコント「ｊ−ルする
ことによりマルテンサイトの・生成を完全に阻止して硬
度の低いヘイナイ］・を生成させ、これら両者の効果を
相乗的に利用することによってｍＨＩｃ性を改善しよう
とするものである。

次に、本発明を実施例によってさらに説明する。

実施例 第１Ｋに示す組成の供試鋼を使い、慣用法によりＣＣス
ラブを製造し、これを第２表および第３表に示す条件下
で熱間圧延そしてＩＪＯ速冷却を行った。

得られた熱間圧延材の機械的特性および耐ＨＩＣ性につ
いて同じく第２表および第３表にまとめて示す。

第２表は、鋼種Ａについて従来水冷法、本発明法それぞ
れによって製造した鋼板の耐ＨＩＣ性の比較を示す。

Ａ−７が従来の加速水冷法である。耐旧Ｃ性にバラツキ
が見られる。

八−１およびＡ−２は水冷後徐冷したので耐ＨＩＣ性が
向上した。Ａ−３およびＡ−４も水冷後直接焼戻を行っ
たので耐１１１Ｃ性が向とした。

Ａ−５および八−６は、加速水冷後徐冷を行っているが
、水冷停止温度が適切でない。Ａ−５は水冷停止温度が
高過ぎる場合を、＾−６は水冷停止温度が低過ぎる場合
をそれぞれ示す。Ａ−８も水冷停止温度が高過ぎる。パ
ーライトが生成しており、耐ｌｌＩＣ性が悪い。Ａ−９
は、水冷停止後の放冷によりいったん室温まで低下した
後の焼戻であるため、い（分画ＨＩ　Ｃ連中率に劣る。

Ａ−１０は、加速冷却時の水冷停止温度が低過ぎ、焼戻
によっても耐ＨｆＣ性が向上しない例を示すものである
。

第３表は、第１表に示した各鋼種Ｂ−Ｊによる同様な実
施例についてその製造条件および機械的特性そして耐Ｈ
ＩＣ性をまとめて示すものである。

第５図は、第２表、第３表およびその他の１ｇ試験結果
を水冷停止温度と耐＋１１Ｃ的中率とによってグラフに
まとめて示すものであり、図示結果からも分かるように
、最適水冷停止温度は、４００〜５５０℃である。

第６図（ａ）ないしく「）は本例により製造された各種
鋼板の顕微鏡金属組織写真を示す。

第６図［ａｌは第２表のＡ５の顕微鏡金属組織写真（Ｘ
　１００）を、第■い）は同じ（拡大したもの（Ｘ５０
０）を示す。水冷停止温度が高いために、バンド状パー
ライト？Ｊ１ｉＷになっているのがわかる。

第６図（ｃｌは、同じく第２表のＡ９の顕微鏡金属組’
＊ｉＭＣｘｌＯＯ）を示す。水冷停止温度が低いため、
マルテンサイトが生成しそれらが焼戻された組織になっ
ているのが分かる。第６図＋ｄｌは同しくＸ５００の顕
微鏡金属組織写真である。

第６図ＴＱＩは第２表のＡ２の顕微鏡金属組織写真（Ｘ
１００）を示すものである。均一、ｍｔｔｌなフェライ
トーヘーナイトの混合組織になっているのが分かる。第
６図（ｆｌは同しくＸ５００の顕倣鏡金屈組織の写真を
示すものである。

なお、耐ＨＩＣ性の試験は第７図および第８図に示す要
領で行った。

すなわち、ＨＩＣ試験には、第７図に示すように鋼板よ
り表裏面２ｍｍ切削した厚さで、幅１００ｍｍ、長さ１
００闘の板状試験片を全幅にわたって採取し、同しく長
さ方向にも数ケ所採取した。これらの試験片は、６００
メソシユエメリー研磨した後、アセトン脱脂した。ＨＩ
Ｃ試験に用いた試験液は、ＮＡＣＥ液と呼ばれるもので
０．５％酢酸（ＣＩｌ、Ｃｏ□ＩＩ）−５％食塩（Ｎａ
ＣＱ）水溶液で試験中はｌ１ｌｓを通気し、飽和状態に
した。温度は２５℃で１００時間試験した。

第８図に、ＨＩＣ試験後の試験片端面を示すが、このと
き観察されるＩＴ　ＩＣを仮線方向の割れの長さくａｉ
ｊ）で測定し、断面幅に対するこのａ、ｊの総和の比を
割れ長さ率（％）（Ｃ几、Ｒ１）とした。そして、耐Ｈ
ｒＣＪ中率は、次式で表す。

試験片の数

【図面の簡単な説明】

第１図は、従来法の代表的水冷パターンを示す線図； 第２図は、本発明方法の水冷パターンを示す線図； 第３図および第４図は、本発明方法における水冷開始温
度および水冷停止温度と耐ＨＩＣ性との関係をそれぞれ
示すグラフ； 第５図は、実施例の結果を耐ＨＩＣ道中率と水冷停止温
度とに関連させてまとめて示すグラフ；第６図（ａｌな
いしく［１は実施例により製造された鋼板を比較例のそ
れとともに示す顕微鏡金属Ｍｉ織写真；および 第７図および第８図は、ＨＩ　Ｃ試験および耐ＨＩＣ性
評価要領を示す略式説明図である。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以
   下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．１
   ５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ＿３＋１５０
   ℃以下、Ａｒ＿３点以上の温度域で、少なくとも５０％
   以上の熱間圧延を行い、Ａｒ＿３点以上で該熱間圧延を
   終了し、Ａｒ＿３−３０℃以上の温度域から、５５０℃
   以下、４００℃以上の温度域まで冷却速度５〜２０℃／
   Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後、少なくとも４００
   ℃以上からＭｓ点までの温度域を少なくとも３０分以上
   かけて徐冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に
   優れた鋼板の製造方法。
2. （２）前記の水冷停止後、Ｍｓ点以下に冷却することな
   く、５００℃以上Ａｃ＿１点以下の温度域に加熱して焼
   戻すことを特徴とする、特許請求の範囲第１項記載の鋼
   板の製造方法。
3. （３）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以
   下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．１
   ５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％ ならびに Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃａ：０．０００５〜０
   ．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１
   ％のうちの１種以上、 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ＿３＋１５０
   ℃以下、Ａｒ＿３点以上の温度域で、少なくとも５０％
   以上の熱間圧延を行い、Ａｒ＿３点以上で該熱間圧延を
   終了し、Ａｒ＿３−３０℃以上の温度域から、５５０℃
   以下、４００℃以上の温度域まで冷却速度５〜２０℃／
   Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後、少なくとも４００
   ℃以上からＭｓ点までの温度域を少なくとも３０分以上
   かけて徐冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に
   優れた鋼板の製造方法。
4. （４）前記の水冷停止後、Ｍｓ点以下に冷却することな
   く、５００℃以上Ａｃ＿１点以下の温度域に加熱して焼
   戻すことを特徴とする、特許請求の範囲第３項記載の鋼
   板の製造方法。
5. （５）重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以
   下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．１
   ５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％ ならびに Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃａ：０．０００５〜０
   ．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１
   ％のうちの１種以上、 および Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
   ０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜
   ０．１５％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうちの
   １種以上残部不可避不純物および鉄 から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ＿３＋１５０
   ℃以下、Ａｒ＿３点以上の温度域で、少なくとも５０％
   以上の熱間圧延を行い、Ａｒ＿３点以上で該熱間圧延を
   終了し、Ａｒ＿３−３０℃以上の温度域から、５５０℃
   以下、４００℃以上の温度域まで冷却速度５〜２０℃／
   Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後、少なくとも４００
   ℃以上からＭｓ点までの温度域を少なくとも３０分以上
   かけて徐冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に
   優れた鋼板の製造方法。
6. （６）前記の水冷停止後、Ｍｓ点以下に冷却することな
   く、５００℃以上Ａｃ＿１点以下の温度域に加熱して焼
   戻すことを特徴とする、特許請求の範囲第５項記載の鋼
   板の製造方法。