JPS6338520A - 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、Ｈ，Ｓ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有用な、耐水素誘起割れ性に優
れた鋼板の製造方法、特に、微細かつ均一なベイナイト
＋フェライト組織とした耐水素誘起割れ性に優れた鋼板
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ＴｏＳ環境下で鋼が
腐食したときに発生する水素が、媚中に侵入することに
よって起こる水素脆化現象である。

ＨＩ　ｃＱ受性が最も高い部分は、Ｖｉ、Ｎ−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、次の方法等がと
られている。

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

しかし、これらの手段のうち■、■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、偏析部
の低温度ａ組織の生成を抑えた鋼の製造が試みられてい
る０例えば、特開昭５４−１１８３２５号、同５７−８
５９２８号、同５８−７７５３０号、および６０−３３
３１０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向（以
下、酎ＨｒＣｆｉ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、Ａｒ）　−３０℃以上か
ら水冷して、組織を微細なフェライト↓パーライト組織
あるいはフェライト＋ベイナイトｉｎ合組織にして耐）
（ＩＣ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組織が生成したり、硬度の高いベイ
ナイトが生成したりして、かえって耐ＨＩ　Ｃ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ｎが得られたりす
る。

例えば、特開昭５４−１１８３２５号および同５７−８
５９２８号の場合、熱間圧延終了後、Ａｒ１点以上で水
冷を開始し、６５０〜５５０℃の温度範囲まで３〜ｂ／
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、Ａ
ｒ＝−３０℃以上から水冷を開始し、５５０〜３５０℃
の温度範囲まで１０〜ｂ 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
いベイナイトが存在することになる。

また、これら従来のものは、鋼１■成のうえからも、Ｔ
ｉを含むもの、含まないもの、さらにはＣａを含むもの
のいずれにおいてもＮ含有量については言及することが
ない。

（発明が解決しようとする間８点） したがって、本発明の目的とするところは、耐ＨＩＣ性
にすぐ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、ベイナ
イトの硬度上昇を阻止した水冷法による、耐ＨＩＣ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１１□Ｓ環境下において
問題となるＨＩＣに優れた砥抗性を有し、かつ、経済的
なラインパイプ用鋼板の製造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鋼の耐ＨＩ　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＋パーライトのハント状ｉ、１１織あるい
は、パーライトが残存する組織を有する鋼板は耐ＨＩ　
Ｃ性が劣る。

■硬度が２５０以下のベイナイトとフェライトから成る
混合組織は耐ＨＩＣ性に優れろ。

■硬度が２５０以上のベイナイト、あるいはマルテンサ
イトを含む組織を有する鋼はＩ″１ｔＨＩＣ性に劣る。

つまり、圧延後の冷却速度を過当に選択し、パーライト
の生成を抑える一方、ヘイナイト変態を起こさせ、しか
も、マルテンサイトが生成しないようにすれば、耐ＨＩ
Ｃ性が向上するのである。

そこで本件発明者らはさらに加速水冷鋼の耐ｌｌＩＣ性
とその成分系との関係についても詳しく検討した結果、
次のような事実を知見した。

■Ｎ含有量の高い鋼は、耐ＨＩ　Ｃ性が劣る。

■Ｎｌが４０　ｐｐｍ以下と低い口であっても、Ｔ１を
添加していない鋼はやはり耐Ｈｒ　Ｃ性が劣る。

■Ｃａ／Ｓが３．５以下、あるいは１０．０以上である
鋼は、Ｎ量、Ｔｉ！ｉｌに関係なく耐ＨＩ　Ｃ性が劣る
。

よって、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：　０．０１〜０．２０％、　Ｓｉ：０．０３〜０．
８０％、Ｍｎ：　０．４０〜１．８０％、　Ｐ　：Ｃ１
，（１２５％以下、Ｓ　：　０．００２％以下、　Ｔｉ
：０．００８０〜０．０３２　％、ｓｏｌ、ＡＱ：　０
．０１〜０．１０％Ｎ　：　０．００４０％以下、Ｃａ
：０．００２０〜０．００５０％、さらに、必要に応じ
、Ｃｕ：　０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：　０．０５〜
０．５０５０％、Ｃｒ：　０．０５〜０．５０％、ｈａ
：　０゜０５〜０．５０％、Ｎｂ：　０．０１〜０．１
５％、Ｖ：　０．０１〜０．１５％、およびＲＥＭ：　
Ｏ，０ＱＯ５〜０．０１％のうちの１種以上を含有し、 ならびに ３．５　＜　Ｃａ／Ｓ　＜　１０．０　　および３．４
　＜Ｔｉ／Ｎ＜Ｂ、Ｏｌ 関係式を満足し、 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、Ａｒ３　＋　１５
０℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で、少なくとも圧下率
５０％以上の熱間圧延を行い、Ａｒ１点以上で該熱間圧
延を終了し、Ａｒｃ−３０℃以上の温度域から、６００
℃以下、Ｍｓ点を越える温度域まで冷却速度５〜２０℃
／Ｓの範囲で加速冷却し、水冷停止後放冷することを特
徴とする、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法で
ある。

このようにして水冷停止後放冷して得た鋼板に５００℃
以上、Ａｃ、点未満の温度域に再加熱し焼戻を行っても
よい。

このように、本発明によれば、次のような構成上の特１
枚がみられる。

■Ｎを４０　ｐｐｍ以下に低減したＣＣスラブを使用す
■３．４　＜Ｔｉ／Ｎ＜８．０になるように、Ｔｉを添
加し、ＴｉＮとしてＮを固定するとともに、ＴｉＣを積
極的に析出させる。

■Ｃａを２０〜５０　ｐｐｍの範囲で、かつ、３．５＜
Ｃａ／Ｓ＜１０．０になるように添加する。

なお、従来、この種の鋼にあってＮに関する規定はな（
、通常レベルとしてＮ含有量は、４（ｌ　ｐｐｍ超と考
えられる。

（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。

鋼の強度および靭性の確保のため０．４０％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濃度が
増加するが、１．８０％以下までは許容できる。

Ｐ： 少ないほど＠折部の合金元素濃度は減少し、耐ＨＩ　Ｃ
性に優れるが、低Ｐ化することは製造コストを上昇させ
るので、本発明に悪影客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、Ｈｒ　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。好ましくは、０．００１％以下である。

Ｔｉ： ＴｉＮにより圧延組織の細粒化をはかり、さらにＴｉＮ
およびＴｉＣによる水素のトラップ効果で耐ＨＴｃ性を
向上させるため０．００８０％以上を必要とし、一方、
０．０３２％超になると靭性が著しく損なわれるため、
上限を０．０３２％とする。

ｓｏｌ、Ａ（１，： 鋼の脱酸のため０．０１％以上を必要とし、また、？ｆ
ｆ浄度を確保するため０．１０％以下とする。

Ｎ二 Ｎは０．００４０％超となると耐ＨＩＣ連中率が低下す
るので０．００４０％以下とする。

Ｃａ： 鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制御し、耐トＩＩＣ性
を向上させるために０．００２０％以上を添加する。し
かし、ｏ、ｏｏｓｏ％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。

Ｃａ／Ｓ： Ｍｎ５の十分な球状化を図るためＣａ／Ｓの下限已よ３
．５超とする。Ｃａ系介在物（酸化物）の析出防止のた
めにＣａ／Ｓは１０．０未満とする。

Ｔｉ／Ｎ： Ｎの完全固定とＴｉＣの析出による耐ＨＩＣ性の向上を
図るためＴｉ／Ｈの比は３．４超を必要とし、一方靭性
確保のためその比は８．０未満とする。

本発明にあっては、その池、耐食性付与元素として、Ｃ
ｕおよびＲＥＭの少なくとも１種を添加する。

Ｃｕ： 耐食性付与のため０．０５％以上を添加する。

しかし、Ｃｕ添加量が０，５０％を超えると溶接性を損
なう。

ＲＥＭ： Ｃａの場合と同様にＭｎＳの形態の制御′ＪＩＩのため
０゜０００５％以上添加するが、０．０１％を超えると
、清浄度が損なわれ、耐ＨＩ　Ｃ性、５４ｓｓｃｃ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、■の少なくとも１種を添加する。

Ｎｉ： Ｎｉ添加量は間の強度、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＋　′Ｉｏ： 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、Ｖ： 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１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＾ｒ３点以上、Ａｒ）　＋　１５０℃以下で圧下
率５０％以上の制御熱間圧延を行い、次いで、Ａｒ３−
３０℃以上の範囲の温度から５〜２０′Ｃ／Ｓの冷却速
度で６００℃以下、Ｍｓ点を越える温度域まで加速水冷
を行ない、その後放冷する。必要により、放冷して得た
鋼板は、５００℃以上、ＡＣ３点未１｝１の温度で直接
焼戻を行う。

本発明において熱間圧延条件ならびに前記加速水冷条件
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。

熱間圧延温度は、上限をＡｒ３”　１５０℃とするが、
これを超えた温度で圧延を行うと、十分な細粒とならず
、また強変が得られない。また、Ａｒ、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音である。

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ｉ銭とならない。

水冷開始温度は、Ａｒｔ　　３０℃より低い温度では初
析フエらイトの成長に伴い、偏折部に合金元素が（農化
し水・告時に低温変態組織が生成するので、耐ＨＩ　Ｃ
性が低下する。より好ましくはＡｒｚ点以上が良い。

で連水冷における水冷停止温度は、上限を６００℃とし
、これより高い温度ではへイナイト変態は十分進行しな
い。パーライト変ｆ声が進むため急、速冷却の効果なし
。水冷停止温度域の下■は、Ｍｓ点点圧ある。なお、４
００℃より低温度に冷却しても耐ＨＩ　Ｃ性は向上しな
いので、好ましくは４００℃以上の温度域に急速冷却す
る。

水冷冷却速度は下限を５℃バ・とし、こ幻７未満では一
部パーラ１゛１−が生成する。土だ、２０’Ｃ／Ｓ超で
は、水冷停止温度のコントロールが工「シ＜冷：ｎ　Ｌ
。

すぎた場合は、マルテンサイトの成長を招き、またヘイ
ナイトの硬度上讐を引き起：す。ｐ仁７シ＜は、６〜ｂ 次に、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．２５　％、Ｍｎ：Ｉ
、０％、Ｐ＋Ｑ０１５％、Ｓ：Ｏ，０Ｏ１１％：　（Ａ
ｒｚ＝８００℃）を店木組代としてＴｉ−Ｎ％　Ｃａ−
Ｓの各冷力り星を種々変えた１′二１を１１００℃に加
熱してから圧下率７０９％の色間圧延２行い、９１０℃
で仕上げ、次いで８４０℃から１８℃／Ｓで５００℃ま
で加速冷却後、放冷した。（トられた′、−１板につい
て後述する実施例と同様なＨＩ　Ｃ裁可・λを行い耐Ｈ
Ｉ　Ｃ連中率を求めた。実験結果を第２１７１および第
３図にグラフにまとめて示す。第２図巳よ酎１！　Ｉ　
Ｃ性および機械的性質に及ぼすＴｉ１才夕よびＮｌの影
響をまとめて示すもので、いずれの場合もＣａ／Ｓは本
発明の範囲内とした。また第３図５よ耐ＨＩＣ連中率に
支ぼすＮｉおよびＣａ／ｓの影ｔｇを示すものである。

なお、図中の○内の数値は耐ＨＩＣ適中率を示す。

図示結果から明らかなように、ＮＦ４４０ｐｐｍ以下、
Ｔｉ／Ｎ　３．４〜８．Ｏ、Ｃａ／３３．５〜１０．０
のとき耐ＨＩＣ適中享が１００％となる。

圧下率５０％以上で、Ｃａ／Ｓが３．５〜１０．０が必
要な理由は、ＭｎＳの形！唄との関係によるものと思わ
れる。従来、伸展されたＭｎＳはＨＩ　Ｃの起点となる
ことが知られており、Ｃａ／Ｓ＝２〜３以上となる量の
Ｃ，１力句会加されていた。

しかし、本発明におＬＪるように３．５以上という多量
のＣａが必要な理由は、詳↑Ｊは不明であるが、水冷材
の方が空冷材に比べてＭｎＳ等粗大介在物のまわりに歪
が残りやすいので、より以上のｆ、Ｙ状化が必要とされ
るためと考えられる。

また、Ｎ１４０　ｐｐｍ１のとき、Ｃａ／Ｓが３．５以
上であっても耐ＨＩＣ性が低下する理由も、その詳細は
不明であるが、ＮがＣａの作用を■害すること、多量の
ＴｉＮが１１　Ｉ　Ｃの伝！！径路を形成すること等が
考えられる。

さらに、Ｎを低バし、Ｔｉ／Ｎ＞３．４のＴ１を添加す
る利点としては、ＴｉＮを核にして均一なフェライト−
ヘイナイト組織が得られること、ＴｉＣおよびＴｉＮが
水素のトラップサイトとして働くのでｉ′１ｔＨＩｃ性
が向上すること等が考えら机る。

さらに、本発明の好適態様にあっては、上述のように製
造された８板に焼戻し処理をするが、焼戻温度がＡｃ＋
点以上では再結晶が起きてしまう。

なお、５００　’Ｃ未満では、焼戻による十分な効果が
ｉユられないため、好ましくは５００℃以上、ＡＣ，、
ｔ′−１゜未満で焼戻を行う。

次に、本発明を実施例によってさらに説明する。

実施例 第１表に示す組成の供試鋼を使い、４４用法によりＣＣ
スラブを製造し、これを第２表ないし第５表に示す条件
下で熱間圧延そしてＩ］Ｄ速冷却を行った。

得られた熱間圧延材の機械的４′ｒ性および耐＋１１ｃ
性について同しく第２表ないし第５表にまとめて示す。

第２表は、Ａ鋼について最適圧延および水冷条件を検討
したものである。Ａ−７およびＡ−８は圧延−空冷材で
非常に耐ＨＩＣ性が劣る。Ａ−５は水冷開始温度が７３
０℃と低い（Ａｒ＊点を下回ること５６℃）。Ａ−６は
仕上温度がＡｒ３点以下であり、それに伴い水冷開始温
度も低いため、耐ＨＩＣ性に劣る。Ａ−９は、冷却速度
が速すぎる。

Ａ−１〜Ａ−４は本発明の範囲内のものであり、酎ＨＩ
　Ｃ性が良好であるのが分かる。

第３表は、第２表で求めた最適圧延−水冷条件を用いて
、ＴｉおよびＮの影響を示したものである。

８口はＴｉ無添加、ＣＩ４はＮ量が４０　ｐｐｍ以下で
あるが、Ｔｉ／Ｎ＜３．４である。Ｄ鋼は、Ｔｉ／Ｎは
４．０であるが、ＮＮ１４０ｐｐ超である。Ｂ　−０２
’Ａの耐ＨＩＣ連中率は劣る。Ｅ−Ｇ鋼は、Ｔｉ／Ｎ、
ＮＷｉともに本発明の範囲内である。また、Ｂ−Ｇ＠は
いずれもＣａ／Ｓが本発明の範囲内のものである。

第４表においてＪ鋼はＣａの添加し過ぎ（５４ｐｐｍ）
でＣａ／Ｓが大きい。耐ＨＩＣ連中率いく仔細下。

Ｋ鋼は、Ｃａの添加が少な（、Ｃａ／Ｓが小さく、耐Ｔ
（Ｉｃ性低下。

Ｌ、Ｍ鋼は、Ｃａ／Ｓ、　Ｔｉ／Ｎとも本発明の範囲内
であるが、Ｎｉが４０　ｐｐｍ超であり、耐ＨＩＣ性に
劣る。

第５表には本発明による効果を確認するために行った実
施例の結果をまとめて示すものである。

なお、耐１１１　Ｃ性の試験は第４図および第５図に示
す要領で行った。

すなわち、Ｈ■Ｃ試験には、第４図に示すように目板よ
り表ｚ面２ｍｍ切削した厚さで、幅１００ｍｍ、長さ１
００ｍｍ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、６０
０メソツユエメリー研磨した後、アセトン脱脂した。Ｈ
Ｉ　Ｃ試験に用いた試験液は、ＮＡＣＥ液と呼ばれるも
ので０，５％吊は（Ｃ１ｈＣＯｚｌｌ）　　５％食塩（
ＮａＣＱ）水溶液で試験中はＨ，Ｓを通気し、飽和状１
唄にした。温度は２５℃で、浸漬時間は１００時間であ
る。

第５図に、ＨＩ　Ｃ試験後の試験片端面を示すが、この
とき観察されるＨ　Ｉ　Ｃを板幅方向の割れの長さくａ
、＝）で測定し、断面幅に対するこのａｉｊのｔ、θ和
の比を割れ長さ率（％）（Ｃ，Ｌ、Ｒ，）とした。そし
て、ｉ４　ＨＩ　Ｃ連中率は、次式で表す。

試験片の数

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明方法の水冷パターンを示す線図； 第２図および第３図は、本発明におけるＴｉｅ、Ｎｌそ
してＣａ／Ｓ比による耐ＩＴ　Ｉ　Ｃ性に及ぼす影づを
示すグラフ；および 第４図および第５図は、Ｉ（Ｉ　Ｃ試験および耐ＨＩｃ
性評価要領を示す略式説明図である。 出願人　住友金属工業（才、式会社 代理人　弁理士　広　ｄｎ　　章　− 第１図 碕開 第２図 第３図 Ｂ５　　　　　〕０．０ ＩＬ１５

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （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：０．００８０〜０．
   ０３２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００４０％以下、Ｃａ：０．００２０〜０．０
   ０５０％、ならびに ３．５＜Ｃａ／Ｓ＜１０．０および ３．４＜Ｔｉ／Ｎ＜８．０、 の関係式を満足し、 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、少なくとも圧下率
   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、６
   ００℃以下、Ｍｓ点を越える温度域まで冷却速度５〜２
   ０℃／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後放冷すること
   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）水冷停止後放冷することにより得た鋼板を５００
   ℃以上、Ａｃ＿１点未満の温度域に再加熱して焼戻する
   ことを特徴とする、特許請求の範囲第１項記載の方法。 （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：０．００８０〜０．
   ０３２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ：０．００４０％以下、Ｃａ：０．００２０〜０．０
   ０５０％、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ
   ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
   、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．
   １５％、Ｖ：０．０１〜０．１５％、およびＲＥＭ：０
   ．０００５〜０．０１％のうちの１種以上を含有し、 ならびに ３．５＜Ｃａ／Ｓ＜１０．０および ３．４＜Ｔｉ／Ｎ＜８．０、 の関係式を満足し、 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、少なくとも圧下率
   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、６
   ００℃以下、Ｍｓ点を越える温度域まで冷却速度５〜２
   ０℃／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後放冷すること
   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）水冷停止後放冷することにより得た鋼板を５００
   ℃以上、Ａｃ＿１点未満の温度域に再加熱して焼戻する
   ことを特徴とする、特許請求の範囲第３項記載の方法。