JPH08507107A - 優れた熱間加工性を有する高マンガン鋼、および亀裂を生じないで高マンガン熱間圧延鋼板を製造する方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 熱間加工性に優れた高マンガン鋼が開示され、この高マンガン鋼では少量の合金元素がＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガン鋼に添加されて柱状結晶粒界の破壊強度が向上されて熱間加工性の向上を実現するようになされる。更に、高マンガン熱間圧延鋼板を製造する方法が開示され、この方法では上述の高マンガン鋼が熱間圧延時にその初期熱間圧延条件を制御されて、大きな亀裂が熱間圧延鋼板の縁部および表面に発生しないようになされる。いかなる亀裂も生じないで熱間圧延高マンガン鋼を製造する方法は以下の段階を含む。すなわち、この製造方法は、０．０００５〜０．０４％のＢ、０．０００５〜０．０５０％のＴｉ、０．０００５〜０．０５０％のＺｒ、０．０００５〜０．０４０％のＬａ、０．０００５〜０．０４０％のＣｅ、および０．０００５〜０．０３０％のＣａからなる群の中から選択された１つ以上の元素を含む通常のＦｅ＝Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブを準備し、このインゴットまたは連続鋳造スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲まで加熱し、全圧延比が４０％に達するまで１回の通過当たり７％未満の小さな圧延比で且つまた１回の通過当たり２．０／秒未満の平均歪み率を与えて熱間圧延を実施し、および４０％の全圧延比に達した後、大きな圧延比で熱間圧延を実施する諸段階を含む。

Description

【発明の詳細な説明】 優れた熱間加工性を有する高マンガン鋼、および亀裂を生じないで高マンガン熱 間圧延鋼板を製造する方法発明の分野 本発明は高マンガン鋼、および優れた成形性と高強度とが要求される自動車産 業で使用する高マンガン鋼板の製造方法に関する。特に、本発明は高温下での断 面減少率が４０％以上の高温加工性に優れたオーステナイト高マンガン鋼に関し 、また亀裂を全く発生させずに高マンガン熱間圧延鋼板を製造する方法にも関す る。従来技術の説明 空気汚染を悪化させる二酸化炭素の排出に関する規制強化により、自動車産業 界は成形性および強度に優れ、自動車重量を軽減することができ、しかも燃料の 燃焼効率を向上させることのできる鋼材を要求している。 成形性を考慮することにより、従来の自動車用鋼板はマトリックス構造がフェ ライトである炭素含有量の著しく低い炭素鋼とされている。しかしながら、自動 車用鋼板として炭素含有量の著しく低い低炭素鋼が使用される場合、成形性は優 れるが、引張り強度は２８〜３８ｋｇ／ｍｍ²と低くなる。それ故に自動車重量 を軽減できないばかりか、自動車の安全性までもが悪化されて、事故に際して人 命を危険にさらすことになる。 上述の欠点を解決する試みにおいて、本発明者は成形性および強度に優れた高 マンガンオーステナイト鋼を発明し、韓国特許出願第２５１１２号（発明の名称 ：優れた成形性および強度を有するオーステナイト高マンガン鋼、１９９１年１ ２月３０日付けで出願）；韓国特許出願第１３３０９号（発明の名称：優れた成 形性、強度および溶接性を有する高マンガン鋼の製造方法、１９９２年６月２４ 日付けで出願）；およびＰＣＴ出願題ＰＣＴ／ＫＲ９２／０００８２（発明の名 称：優れた成形性、強度および溶接性を有するオーステナイト高マンガン鋼、お よびその製造方法、１９９２年１２月３０日付けで出願）として特許出願した。 上述した成形性および強度に優れた高マンガン鋼はＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系で ある。この鋼材は、通常の熱間圧延方法で熱間圧延されるとその鋼板の側面およ び表面に亀裂が甚だしく形成されるという問題がある。熱間圧延中に亀裂が形成 されると、熱間圧延機が損傷を受ける可能性があるだけでなく、熱間圧延される 鋼板の側部を切除しなければならなくなり、それ故に鋼板の目的寸法を得ること ができなくなる。更に、鋼板の表面は研摩しなければならなくなり、それ故に製 品の実生産量が大幅に低下することになる。 更に、この高マンガン鋼は酸化傾向が大きい合金元素であるアルミニウムおよ びマンガンを多量に含む。それ故に、高マンガン鋼インゴットまたは連続鋳造ス ラブが加熱されて高温度になされると、この酸化傾向の強い元素が選択的に酸化 されることで厚い酸化物スケールの層が表面に形成される。更に、この合金元素 は表面層で消耗（deplation）し、また粒界に沿って選択的な酸化も生じる。こ の厚い酸化物スケールは、熱間圧延のような高温処理後に残ることで表面欠陥と なる。この合金元素の消耗および粒界に沿う選択的な酸化が熱間圧延中に小さな 亀裂を生じさせる。それ故に、鋼板表面を研摩しなければならず、製品の生産量 を減少させる結果となる。発明の概要 本発明は上述した高マンガン鋼を改良すること、および上述した鋼の上述した 欠点を解決することを目的とする。 それ故に、本発明の目的は、柱状結晶の粒界強度が増大されるように小量の合 金元素がＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガン鋼に添加された熱間加工性に優れ た高マンガン鋼を提供することである。これにより、熱間加工性の向上を得るこ とができる。 本発明の他の目的は、熱間圧延鋼板の側面および表面に大きな亀裂が発生しな いように上述の高マンガン鋼が熱間圧延時の初期熱間圧延条件を制御されるよう になされる高マンガン熱間圧延鋼板の製造方法を提供することである。 本発明の更に他の目的は、高マンガンインゴットまたは連続鋳造スラブを加熱 するときは非酸化性の雰囲気中で加熱するか表面上に被覆物質を被覆した後で加 熱を行い、その後に熱間圧延を実施して、表面の酸化物スケール、表面層中の合 金元素の消耗および熱間粒界酸化を防止して細かい亀裂の発生を解消するように なされた、表面に小さな亀裂を全く生じないで高マンガン熱間圧延鋼板を製造す る方法を提供することである。図面の簡単な説明 本発明の上述の目的および他の利点は添付図面を参照して本発明の好適実施例 を詳細に説明することで更に明白になろう。図面において、 第１図は、本発明の熱間圧延時の１回の通過当たりの様々な圧延比に対する熱 間圧延鋼板の縁部に生じた亀裂の深さの変化を示すグラフ； 第２図は、本発明の鋼の熱間圧延時の圧延による様々な平均歪み率に対する熱 間圧延鋼板の縁部に発生した亀裂の深さの変化を示すグラフ； 第３図は、小さな初期圧延比が与えられたときの様々な全積算圧延比に対する 亀裂の深さ変化を示すグラフ；および 第４図は、本発明のインゴットまたは連続鋳造スラブを被覆物質で被覆したお よび被覆していない状態で、１３００°Ｃで５時間にわたり加熱した後の中央領 域と比較した表面層の化学組成の変化を示すグラフである。好適実施例の説明 本発明による加工性に優れた高マンガン鋼は、重量パーセントで１．５％未満 のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎ、０．１〜６．０％のＡｌ、および残部のＦ ｅおよびその他の不可避的不純物で構成されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ鋼を含み、 また更に０．０００５〜０．０４％のＢ、０．０００５〜０．０５０％のＴｉ、 ０．０００５〜０．０５０％のＺｒ、０．０００５〜０．０４０％のＬａ、０． ０００５〜０．０４０％のＣｅ、および０．０００５〜０．０３０％のＣａから なる群の中から選択された１つ以上の元素を含み、高温度での断面減少率は４０ ％以上である。 本発明の他の見地によれば、本発明による熱間加工性に優れた高マンガン鋼は 、重量パーセントで１．５％未満のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎ、０．１〜 ６．０％のＡｌ、および残部のＦｅおよびその他の不可避的不純物で構成された Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ鋼を含み、また更に０．６％未満のＳｉ、５．０％未満の Ｃｕ、１．０％未満のＮｂ、０．５％未満のＶ、９．０％未満のＣｒ、４．０％ 未満のＮｉ、および０．２％未満のＮからなる群の中から選択された１つ以上の 元素を含み、また更に０．０００５〜０．０４％のＢ、０．０００５〜０．０５ ０％のＴｉ、０．０００５〜０．０５０％のＺｒ、０．０００５〜０．０４０％ のＬａ、０．０００５〜０．０４０％のＣｅ、および０．０００５〜０．０３０ ％のＣａを含み、高温度での断面減少率すなわち絞りは４０％以上である。 本発明によれば、上述のように構成された高マンガン鋼インゴットまたは連続 鋳造スラブは１１５０〜１３００゜Ｃの温度に加熱され、その後全圧延比が４０ ％に達するまで1回の通過当たり７％未満の圧延比にて軽い熱間圧延が施される 。この軽い熱間圧延時の平均歪み率は２．０／秒未満に保たれる。４０％の全圧 延比に達した後、１回の通過当たり２０％以上の大きな圧延比で大きな熱間圧延 が施される。これにより、亀裂を全く生じないで高マンガン熱間圧延鋼板を製造 できる。 本発明による高マンガン鋼の熱間圧延方法では、高マンガン鋼インゴットまた は連続鋳造スラブが加熱されて１１５０〜１３００゜Ｃの温度になされるとき、 非酸化性の雰囲気または被覆物質が使用される。このようにして表面の酸化が防 止され、酸化物スケールにより生じる表面欠陥が防止でき、また合金元素の消耗 および熱間粒界酸化が防止されて細かい亀裂は解消される。 粒界強化元素を添加することで熱間加工性を向上された本発明の高マンガン鋼 をここで更に説明する。 本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガン鋼において、鋳造組織の脆弱化 を防止するため、すなわち柱状結晶の粒界の脆弱化を防止するために、柱状結晶 の粒界を強化する作用物質（agent）が添加される。したがって、柱状結晶の粒 界の破壊強度が向上され、これにより熱間加工性が向上される。 成形性および強度に優れたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガン鋼は多量のア ルミニウムを含有する。それ故に、アルミニウムは凝固時に柱状結晶の粒界に偏 析し、約１１７０゜Ｃの溶融点を有するＦｅ₂Ａｌ₅のような溶融点の低い金属間 化合物が柱状結晶の粒界に存在することになる。高マンガン鋼インゴットまたは 連続鋳造スラブが上述の溶融点以上となるまで加熱されると、溶融点の低い化合 物は溶融し、結果的に厚さが１０００Åの液体フィルムが柱状結晶の粒界に形成 される。一方、この温度が上述の溶融点より低い温度に下がると、液体フィル ムに溶解した窒素がアルミニウムと反応して、１０μｍ以上の粗大な窒化アルミ ニウム（ＡＩＮ）析出物を柱状結晶の粒界に沿って形成する。 本発明は、柱状結晶の粒界に存在する上述の液体フィルムおよび粗大な窒化ア ルミニウム析出物が鋳造組織に弱さを生じるということを確認した。この事実は これまでは知られていなかった。 本発明では、ほう素（Ｂ）、Ｔｉ（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ランタン （Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）およびカルシウム（Ｃａ）からなる群の中から選択 された１つ以上の元素が小量だけＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガン鋼に添加 される。この結果、この小量の元素は柱状結晶の粒界に固溶されてその低溶融点 化合物の溶融点を約１３００゜Ｃにまで高めるか、または優先的に窒化物を形成 してアルミニウムの偏析を防止し、または非金属物質を球状化して柱状結晶粒界 を強化するか、柱状組織の成長を防止して等方性結晶組織の成長を促す。したが って、高温度での断面減少率が４０％以上である本発明の高マンガン鋼が提供さ れるのである。 これらの元素が選択された理由および上述範囲に制限された理由をここに説明 する。 炭素（Ｃ）は積層欠陥エネルギーを増大させ、それ故にオーステナイトの安定 性を向上させる。しかしながら、その含有量が１．５重量％（以下に％と称する ）を超えると、伸びおよび成形性が悪化する。それ故に、炭素の含有量は１．５ ％未満と制限することが望ましい。 マンガン（Ｍｎ）は強度の増大およびオーステナイト相の安定化のために不可 欠な元素である。しかしながら、その含有量が１５．０％未満であるとα’マル テンサイト相が形成され、これが成形性を悪化させる。逆にその含有量が３５％ を超えると積層欠陥エネルギーが著しく増大しすぎて、結果的にプレス成形時の 変形双晶の形成が抑止され、またオーステナイト鋼板に好適な性形成を得ること ができない。それ故にマンガンの含有量は１５．０〜３５．０％の範囲に制限さ れることが望ましい。 アルミニウム（Ａｌ）はオーステナイト状炭素を安定化させて圧延およびプレ ス成形性を向上させる重要な元素である。更に、マンガンと組み合って積層欠陥 エネルギーの値を適当に調整して、変形双晶が良好に形成されるようになす。し かしながら、Ａｌの含有量が０．１％未満であると、鋼の強度はεマルテンサイ ト（ε-martensite）の形成により増大するが、伸びは悪化し、結果的に加工性 およびプレス成形性が悪化する。逆にその含有量が６．０％を超えると、積層欠 陥エネルギーが変形双晶（deformation twin）の形成を抑止するほどに過度に増 大し、結果的に成形性は低下する。それ故に、アルミニウムの含有量は０．１〜 ６．０％の範囲に制限されねばならない。 シリコンは脱酸剤として、固溶強化を通じて強度を増大させるために添加され る。その含有量が０．６％を超えると、脱酸効果が飽和し、結果的に自動車産業 では塗装性および溶接性が悪化する。それ故に、Ｓｉの含有量は０．６％未満に 制限されるべきことが望ましい。 銅（Ｃｕ）は耐食性を向上し、また固溶強化を通じて強度を増大させるために 添加される。その含有量が５．０％を超えると、赤熱脆性（hotshortness）が生 じて熱間加工性を悪化させる。それ故に、Ｃｕの含有量は５．０％未満に制限さ れるべきことことが望ましい。 ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）は固溶強化を通じて強度を増大させる ために添加される。Ｎｂの含有量が１．０％を超えると、熱間圧延中に亀裂を生 じ、Ｖの含有量が０．５％を超えると低溶融点の化合物が熱間加工性を悪化させ る。それ故に、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ１．０％未満および０．５％未 満に制限されるべきことことが望ましい。 クロム（Ｃｒ）およびニッケル（Ｎｉ）はオーステナイト相を安定化させてα ’マルテンサイトの形成を抑止するために、および固溶強化を通じて強度を向上 させるために添加される。Ｃｒの含有量が９．０％未満であるとオーステナイト 相が安定化して熱間加工性が向上し、スラブの加熱時および熱間圧延中の亀裂の 形成および表面酸化を防止する。しかしながら９．０％を超えると、成形性は悪 化する。それ故に、Ｃｒの含有量は９．０％未満に制限されるべきことことが望 ましい。ニッケル（Ｎｉ）は伸びや衝撃強度のような機械的性質を向上させるが 、含有量が４．０％を超えると、添加効果は飽和してしまう。それ故に、その含 有量は経済性を考慮して４．０％未満に制限されるべきことが望ましい。 窒素（Ｎ）は凝固時および熱間圧延加工時にＡｌと反応し、０．１μｍ未満の 微粒窒化アルミニウムを形成する。これらの微粒窒化物は変形双晶の形成を促進 するだけでなく、変形双晶を微粒寸法にするための核生成の場として作用する。 したがって強度および成形性が向上される。しかしながら、その含有量が０．２ ％を超えると、窒化物は過大量が析出し、結果的に熱間加工性および伸びは悪化 する。それ故に、Ｎの含有量は０．２％未満に制限されるべきことが望ましい。 ほう素（Ｂ）は１０００゜Ｃ以上で固溶して移動性および空孔形成を抑止する ようになし、また柱状結晶粒界の低溶融点化合物の溶融点を１３００゜Ｃ以上に 高めて柱状結晶粒界を強化する。しかしながら、その含有量が０．０００５％未 満であると効果を得ることができない。逆にその含有量が０．０４０％を超える と、多量の炭化ほう素および窒化ほう素が生成されて窒化アルミニウムの析出す る核生成の場として作用して結果的に窒化アルミニウム析出物の形成が促進され 、また柱状結晶粒界が脆性となる。それ故に、ほう素の含有量は０．０００５〜 ０．０４０％の範囲に制限されるべきことが望ましい。 チタン（Ｔｉ）およびジルコニウム（Ｚｒ）は柱状結晶粒界に固溶される。こ れらは柱状結晶粒界の脆弱化の原因となる粗大な窒化アルミニウムの析出を抑止 し、柱状結晶粒界を強化する。しかしながら、ＴｉおよびＺｒの含有量がそれぞ れ０．０００５％未満であると効果は全く得られない一方、それらの含有量が０ ．０５０％を超えると、過大量のＴｉおよびＺｒが粒界に偏析して粒界を脆弱化 させる。それ故に、ＴｉおよびＺｒの含有量は０．０００５〜０．０５０％に制 限されるべきことが望ましい。 カルシウム（Ｃａ）は溶融した鋼の中のＡｌ₂Ｏ₃，ＭｎＯ、およびＭｎＳのよ うな非金属物質と反応してそれらの非金属物質を球状化して、柱状結晶粒界の破 壊強度を増大させるようにする。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０００５％ 未満であると効果は全く得られない一方、その含有量が０．０３０％を超えると 効果は飽和してしまう。それ故に、Ｃａの含有量は０．０００５〜０．０３０％ の範囲に制限されるべきことが望ましい。 希土類元素であるランタン（Ｌａ）およびセリウム（Ｃｅ）は樹枝状組織を形 成してその樹枝状組織を微細化するように作用する。したがって、これらの元素 は柱状結晶組織の成長を抑止して等方性結晶組織の成長を促進する。したがって 、これらの元素は弱い粒界強度を生じる柱状結晶の寸法および量を減少させる。 更に、高粒界強度に優れた等方性結晶の量を増大して、これにより鋳造組織の熱 間加工性を向上させる。 更に、これらの元素は粒界に偏析することで粒界強度を低下させる燐（Ｐ）お よび硫黄（Ｓ）と反応して、これによりＰおよびＳの悪影響を緩和する。しかし ながら、ＬａおよびＣｅの含有量が０．０００５％未満であると効果は全く得ら れず、逆にそれらの含有量が０．０４０％を超えると効果は飽和してしまう。そ れ故に、ＬａおよびＣｅの含有量は０．００５〜０．０４０％に制限されるべき ことが望ましい。 本発明による高マンガン鋼の熱間圧延方法をここで説明する。 小量の合金元素が本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系高マンガン鋼に添加される ならば、粒界は上述したように強化される。しかしながら、一般的な炭素鋼より 強くなることはない。それ故に、熱間圧延中に亀裂が形成されないならば、熱間 圧延条件を適当に制御しなければならない。 Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系高マンガン鋼の亀裂発生の原因は以下の通りである。 すなわち、亀裂は柱状結晶粒界の弱さによって、また熱間圧延中の柱状結晶粒界 の単位面積当たりに作用する変形応力が柱状結晶粒界の破壊強度を超えるという 事実によって、生じる。熱間圧延が本発明の高マンガン鋼の柱状結晶粒界の破壊 強度より小さい変形応力を与えることで遂行されるならば、このような亀裂は熱 間圧延時に避けることができる。 本発明の方法は、合金元素を添加して柱状結晶粒界の強度を増大することだけ でなく、粒界の破壊強度よりも小さい変形応力を与えることで、熱間圧延中に亀 裂を発生させない方法を基本としている。 本発明では、脆弱な鋳造組織が再結晶化により強靭な圧延組織に変換するまで 、熱間圧延の初期段階では１回の通過当たり小さな圧延比および１回の通過当た り小さな平均歪み率が与えられる。鋳造組織が圧延組織に変化することによって 、引き続く１回の通過当たり２０％の大きな圧延比、また１０／秒の平均歪み率 による過酷な熱間圧延中でも、亀裂は全く形成されない。これが本発明の基本的 な 特徴である。 すなわち、本発明では、上述の化学組成を有する高マンガン鋼インゴットまた は連続鋳造スラブが１１５０〜１３００゜Ｃに加熱され、その後、全圧延比が４ ０％に達するまで１回の圧延通過当たり７％の圧延比で、また１回の通過当たり ２．０／秒の平均歪み率で熱間圧延が行われる。全圧延比が４０％に達した後、 大きな圧延比で熱間圧延が行われても、これにより亀裂は発生せずに高マンガン 熱間圧延鋼板が製造される。 熱間圧延条件の選択理由および範囲の制限理由をここで説明する。 高マンガン鋼板の製造では、連続鋳造法（溶融−連続鋳造−圧延）およびイン ゴット製造法（溶融−インゴット製造−分塊圧延−熱間圧延）を使用できる。し かしながら、経済性の理由で連続鋳造法が広く使用されている。 Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガン鋼の製造では、鋳造組織の弱さが熱間圧 延処理で問題となる。それ故に、上述の熱間加工性が熱間圧延の初期段階に関係 する。すなわち、連続鋳造法では、上述の限定条件が熱間圧延処理に与えられる のである。 一方、インゴット製造法では、これらの条件はスラブ製造処理に与えられる。 本発明では、熱間圧延時の高マンガン鋼インゴットまたは連続鋳造スラブの加 熱温度は、１１５０〜１３００゜Ｃに限定されるべきことが望ましい。この加熱 温度の上限が１３００゜Ｃである理由は、柱状結晶粒界の低溶融点化合物の溶融 点が柱状結晶粒界を強化するための少量の合金元素の添加によって１３００゜Ｃ まで高められたことである。それ故に、１３００゜Ｃを超えて加熱されると、液 体相フィルムが柱状結晶粒界に形成されて、結果的に熱間圧延の１回目の通過時 に亀裂が形成されることになる。 更に、高マンガン鋼インゴットまたは連続鋳造スラブが１３００゜Ｃを超えて 加熱されると、この高マンガン鋼インゴットまたは連続鋳造スラブの内部に空孔 が過剰に形成され、結果的に積層欠陥エネルギーが変化する。この積層欠陥エネ ルギーの変化は変形で誘発される双晶の形成に影響を与え、変形誘発双晶によっ て得られる高強度および成形性を得ることが結果的に困難となる。 一方、加熱温度の下限が１１５０゜Ｃである理由は、この加熱温度が低すぎる と、合金元素の偏析が十分に排除できないことである。この結果、積層欠陥エネ ルギーが悪影響する。それ故に、変形で誘発される双晶（これが強度および成形 性を向上させる）が抑止される。更に、最終的な圧延温度までの温度間隔は狭く 、それ故に所要厚さまでの十分な圧延が実行できない。 一方、熱間圧延時の１回の通過当たりの圧延比および１回の通過当たりの平均 歪み率に関する制限条件は以下の通りである。 本発明の高マンガン鋼において少量のＢ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｌａ，ＣｅおよびＣａ のような合金元素が添加されて柱状結晶粒界を強化しても、その破壊強度は一般 的な炭素鋼のレベルほどには強化されない。それ故に、熱間圧延の初期段階にお いて過大の圧延比で熱間圧延されるならば、付与される変形応力は柱状結晶粒界 の破壊強度を超えてしまい、亀裂を形成することになる。 それ故に、熱間圧延の初期段階では、全圧延比が４０％に達するまでは、１回 の通過当たりの圧延比を７％未満に限定し、また１回の通過当たりの平均歪み率 を２．０／秒未満に限定して、弱い鋳造組織が亀裂を発生せずに強靭な圧延組織 に変換するようにすることが望ましい。 圧延比は次式で定義される。すなわち、 ｈ₀ ：入力鋼板の厚さ、および ｈ₁ ：出力鋼板の厚さ 圧延速度および圧延比の関数である平均歪み率は次式で表される。すなわち、 Ｗｍ ＝ （Ｖｕ ／ Ｌｄ） × Ｗ Ｗｍ：平均歪み率 Ｖｕ：圧延ローラーの周速度（ｍｍ／秒） Ｌｄ：接触円弧の投影長さ Ｌｄ＝｛（ローラー径）×（入力鋼板の厚さ−出力鋼板の厚さ）｝^1/2 圧延比が７％を超えると、または１回の通過当たりの歪み率が２．０／秒を超 えると、亀裂が形成される。それ故に、上述の制限が望ましい。 全圧延比が４０％に達すると、再結晶化による等方性結晶によって弱い鋳造組 織は全て強靭な圧延組織に変換される。それ故に、大きな圧延比となっても亀裂 は形成されない。 熱間圧延条件は例を挙げて詳細に説明するが、これにおいては８０ｍｍの連続 鋳造スラブが３ｍｍの鋼板に熱間圧延されるものとする。全圧延比が４０％に達 するまで、すなわち、スラブが４８ｍｍに薄くされるまで、１回の通過当たりの 圧延比が７％、また１回の通過当たりの平均歪み率が２．０／秒とされて初期圧 延が実施された。 その後、熱間圧延鋼板に亀裂を生じることなく引き続き大きな圧延比を与える ことができる。 一方、優れた成形性および強度を有するＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガン 鋼は多量のマンガン、アルミニウムおよび炭素を含んでなる。それ故に、インゴ ットまたは連続鋳造スラブが熱間圧延を実施するために高温度に加熱されるとき 、厚い酸化スケール層が表面に形成され、また酸化反応により脱マンガン、脱ア ルミニウムおよび脱炭素の現象が表面に生じる。この結果、合金元素の消耗層が 形成され、また合金元素の選択的な酸化がオーステナイト粒界に沿って生じる。 結果的に、熱間圧延を実施した後には以下の問題が鋼板表面に生じる。 加熱炉内部で形成された厚い酸化スケールが最終的な熱間圧延鋼板上に残り、 結果的に表面欠陥が完成した圧延鋼板に形成され、また生産性が低下される。更 に、インゴットまたは連続鋳造スラブが高温度にまで加熱されたときに生じる合 金元素の消耗現象および粒界酸化現象が鋼板表面に細かい亀裂を形成する。 成形性および強度に優れたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガン鋼は、酸化性 の強いマンガン、アルミニウムおよび炭素のような多量の合金元素を含んでなる 。それ故に、加熱炉内に少量の酸素が存在するだけで酸化物が容易に形成される 。 ＣＯＧ（コークス炉ガス）またはＢＦＧ（ブラスト炉ガス）を使用する通常の 加熱炉の内部には、通常は酸素が存在する。それ故に、高マンガン鋼のインゴッ トまたは連続鋳造スラブは酸素と接触して、その後、鉄（Ｆｅ）よりも酸化性の 強いマンガン、アルミニウムおよび炭素が表面を形成する酸化スケール上で酸化 される。更に、表面内部に存在するアルミニウムおよび炭素が拡散して表面へ移 動し、これにより表面に厚い酸化スケールを形成する。 一方、内部のマンガン、アルミニウムおよび炭素は、表面で酸化の行われてい る高マンガン鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブの表面へ向かって移動する。 それ故に、マンガン、アルミニウムおよび炭素の消耗が生じ、結果的に脱マンガ ン層、脱アルミニウム層および脱炭素層が形成される。 高マンガン鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブのこれらの合金元素の消耗層 は、熱間圧延後の鋼表面に微細亀裂を形成する。 一方、消耗層がある深さまで形成されると、また合金元素がそれ以上表面へ向 かって移動できなくなると、酸素は粒界に沿って侵入して粒界酸化を生じる。粒 界において、酸化性の強い合金元素であるマンガン、アルミニウムおよび炭素は 偏析して濃縮される。更に、粒界において、原子配列は稠密でなく、それ故に酸 素は容易に侵入して粒界酸化を引き起こす。 粒界酸化は１ｍｍの深さまで生じ、またこれは熱間圧延実施後の鋼板表面に細 かい亀裂を形成する。 一般に、熱間圧延を実施するための加熱炉およびインゴット圧延ローラーは、 重油または製鋼プラントにて副産物として得られるＣＯＧ（コークス炉ガス）で 加熱される。 燃料を燃焼させねばならないならば、酸素が必要とされる。それ故に、インゴ ットまたは連続鋳造スラブの酸化は加熱処理時には避けることはできない。 酸化性の強い多量のマンガン、アルミニウムおよび炭素が含まれた本発明の高 マンガン鋼の場合は、表面酸化の問題、合金元素の消耗層の問題、および粒界酸 化の問題が必然的に生じる。 本発明の高マンガン鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブが熱間圧延されると き、加熱炉内での酸化は被覆物質を高マンガン鋼のインゴットまたは連続鋳造ス ラブの表面に被覆することで、または加熱炉内部に非酸化性の雰囲気を使用する ことで、抑止することができる。結果的に、合金元素の消耗および粒界酸化は防 止でき、したがって熱間圧延鋼板の表面の細かい亀裂は防止できる。 被覆物質はインゴットまたは連続鋳造スラブを高温度の雰囲気ガスから保護す る。それ故に、被覆物質でインゴットまたは連続鋳造スラブを被覆するならば、 この被覆物質はインゴットまたは鋳造スラブが酸素と直接に接触することを防止 する。一方、非酸化性の雰囲気の中で加熱が行われる場合は、窒素（Ｎ₂）また はアルゴン（Ａｒ）のような不活性ガスはインゴットが直接に大気ガスと接触す ることを防止する。 適当な被覆物質は主成分として８０重量％のクロムを含有する物質のようなも のとされるべきである。ＭｎおよびＡｌよりも酸化性の強い合金元素はなく、そ れ故にＭｎおよびＡｌよりも先に酸化してＭｎおよびＡｌの酸化を防止すること のできる元素はない。 しかしながら、被覆物質として使用されるクロムはインゴットまたは連続鋳造 スラブの表面に稠密な酸化フィルムを形成して、酸素の侵入を防止できるように させる。 被覆物質はブラシを使用して、または噴射によって被覆され、また空気中での 乾燥が空気中で実施されることが好ましい。 一方、窒素やアルゴンガスのような不活性ガスが加熱炉内部を一掃して炉内に 非酸化性の雰囲気を形成する場合、高マンガン鋼のインゴットまたは連続鋳造ス ラブは酸素と直接に接触することを防止され、これにより酸化が防止される。 高マンガン鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブが表面酸化を防止されるべき 場合には、窒素またはアルゴンガスの比率は９９％以上であることが好ましい。 １％以下の酸素が存在すると、薄い酸化スケール層が鋼インゴットまたは連続 鋳造スラブの表面に形成されるが、熱間圧延中に高圧水の噴流で容易に除去され 、結果的に鋼板に表面欠陥が全く発生されない。 一方、アルゴンガスは高マンガン鋼と全く反応しないが、窒素はインゴットま たは連続鋳造スラブの表面のアルミニウムと反応して、少量の微細な窒化アルミ ニウムを生じる。しかしながら、これは表面欠陥の形成をもたらすことはない。 むしろ、窒化アルミニウム析出物は変形で誘発される双晶の核生成の場として 作用して、結果的に最終的な強度および成形性が向上される。 非酸化性の雰囲気が窒素またはアルゴンガスを使用して加熱炉内に形成される 場合、加熱炉の中には酸素は存在せず、それ故に直接加熱法、すなわち燃料を燃 焼させることは適用することができない。それ故に、酸素が必要でないから電気 抵抗加熱のような間接加熱が望ましい。 被覆物質が使用されないならば、または不活性ガスが加熱炉内を一掃されない ならば、高温加熱炉内の酸素はインゴットまたは連続鋳造スラブの表面と反応し て、厚い酸化スケール層を形成するようになる。更に、脱マンガン、脱アルミニ ウムおよび脱炭素の現象が生じて表面層中の合金元素を消耗させ、また粒界に沿 う粒界酸化を引き起こす。厚い酸化スケール層は熱間圧延後でさえも鋼板上に残 り、これにより表面欠陥を生じる。 更に、合金元素の消耗層および粒界酸化は表面層の様々な接触を変化させ、結 果的に小さな亀裂が熱間圧延中に形成されるようになす。 一方、被覆物質が被覆された場合は、または非酸化性の雰囲気が窒素またはア ルゴンガスを充填することで一掃される場合は、表面での酸化反応が抑止されて 表面酸化層の形成を防止し、同様に合金元素の消耗層の形成および粒界酸化を防 止する。 したがって、熱間圧延中の表面の小さな亀裂の形成が防止される。 それ故に、高マンガン鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブが加熱炉内で加熱 されるとき、表面酸化を抑止するため、合金元素の消耗層の形成および粒界酸化 を防止するため、また熱間圧延中に鋼板表面に小さな亀裂が形成されることを避 けるために、被覆物質を被覆し、または窒素またはアルゴンガスが加熱炉内を一 掃することが望ましい。 本発明は実際例を基にして更に詳細にここで説明される。 ＜例１＞ 以下の表１の組成を有する高マンガン鋼が厚さ１６０ｍｍで５０ｋgのインゴ ットに鋳造された。更に、厚さ８０ｍｍの連続鋳造スラブがシミュレーション連 続鋳造機を使用して作られた。 インゴットおよび連続鋳造スラブは放電機械で引張り試験片に切断された。弱 い柱状結晶粒界に関する熱間圧延性を検査するために、インゴットおよび連続鋳 造スラブの柱状組織が引張り試験の荷重方向に直角となるようにして直径が１０ ｍｍの１つの球形引張り試験片が準備された。 断面減少率を測定するために、高温引張り試験機（グリーブル）によって９０ ０〜１３００℃の温度範囲で且つ１０^-5トリチェリーの真空圧の下で高温引張り 試験が３回行われた。断面減少率は各回毎に測定され、平均値が以下の第２表に 示されている。 熱間加工性を示す絞りは、次式で定義される。すなわち、 上記第２表に示されるように、本発明の組成範囲内に含まれる本発明の鋼板１ 〜８の場合は、柱状結晶粒界を強化するためにＢ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｌａ，Ｃｅおよ びＣａで構成されてなる合金元素群の中から選択された１または２つの元素が添 加されている。この場合は、９００℃以上で断面減少率は４０％を超え、これは 対比例の鋼板よりもかなりの向上である。 特に、Ｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｌａ，ＣｅおよびＣａから４つの元素が選択されて添 加された本発明の鋼板９〜１１の場合は、断面の減少率は更に大きい。 一方、合金元素の添加が本発明の添加範囲に達しない比較例の鋼板１２，１３ ，１５の場合は、断面減少率は１０００℃以上で著しく小さい。更に、柱状結晶 粒界は合金元素の効果が不純物であるために強化されていないことが分かる。比 較例の鋼板１４，１６の場合は、Ｂ、ＣａおよびＴｉが過大量で添加されている のに対し、比較例の鋼板１７，１８の場合は、Ｚｒ，ＬａおよびＣｅが過大量で 添加されている。それ故に、柱状結晶粒界の脆性はこれらの元素の過大量の添加 によって生じていることが分かる。 ＜例２＞ 高マンガン鋼の最適加熱温度を調べるために、例１の本発明の鋼板３が、それ ぞれ１１５０℃，１２５０℃，１３００℃および１３５０℃で５時間にわたり加 熱された。この加熱後、１６０ｍｍの厚さの鋼インゴットおよび８０ｍｍの厚さ の連続鋳造スラブが、全圧延比が４０％に達するまで、１回の通過当たり７％の 圧延比且つ１回の通過当たり２．０／秒の平均歪み率を与えられて熱間圧延され た。全圧延比が４０％に達した後、３ｍｍの厚さになるまで１回の通過当たり２ ０％の圧延比且つ１回の通過当たり２０／秒の歪み率を与えられて熱間圧延が行 われた。熱間圧延後、インゴットおよび連続鋳造スラブの両側の側面亀裂の深さ は同じレベルであることを示した。亀裂の深さが測定され、その結果は以下の第 ３表に示されている。 第３表に示されるように、本発明の温度範囲内、すなわち１３００℃，１２５ ０℃および１１５０℃で加熱された本発明の鋼板２１〜２３は鋼インゴットおよ び連続鋳造スラブの両方とも亀裂を全く示さなかった。しかしながら、本発明の 加熱温度範囲から逸脱して１３５０℃に加熱された比較例の鋼板２０は、鋼イン ゴットおよび連続鋳造スラブの両方ともで２５〜３０ｍｍの亀裂を発生した。比 較例の鋼板２０は１３５０℃に加熱されたので、柱状結晶粒界を強化する元素が 添加されたにもかかわらずに、液体フィルムが柱状結晶粒界に形成されて、結果 的に柱状結晶粒界が脆弱となり、また亀裂が熱間圧延中に形成された。それ故に 、柱状結晶粒界を脆弱としないためには、過熱温度が本発明の加熱温度範囲の上 限である１３００℃より低くされねばならないことが確認された。 上述のように、熱間圧延中に亀裂が形成されないならば、加熱温度の上限は１ ３００℃より低くなければならない。一方、加熱温度の下限は１１５０℃でなけ ればならない。何故なら、十分に高い温度レベルが偏析を減じるため、また最終 厚さに圧延する間の圧延仕上げ温度を保証するために必要とされるからである。 ＜例３＞ 熱間圧延中に亀裂が形成されることのない１回の通過当たりの圧延比および１ 回の通過当たりの平均歪み率を設定するために、本発明の鋼３，５のインゴット および連続鋳造スラブが１２５０℃で５時間にわたり加熱された。その後、全圧 延比が４０％に達するまでは、１回の通過あたりの圧延比を１〜２０％に変化さ せ、また１回の通過あたりの平均歪み率を０．５〜２０／秒に変化させて熱間圧 延が行われた。その後、亀裂の深さが測定され、その結果は第１図および第２図 に示されている。 ここで、示された亀裂の発生はインゴットおよび連続鋳造スラブの間で全く相 違がなく、このことはインゴットおよび連続鋳造スラブの両方が熱間圧延を実施 する前の鋳造組織を有しているという事実による。 第１図に示されるように、本発明の鋼板３，５は与えられた１回の通過当たり の圧延比が７％以下のときに亀裂の発生を全く示さなかった。これは、熱間圧延 時に付与された変形応力が柱状結晶粒界の破壊強度よりも小さかったという事実 による。しかしながら、１回の通過当たり９％の圧延比が与えられたときは亀裂 が形成された。これは、熱間圧延時に付与された変形応力が柱状結晶粒界の破壊 強度を超えたという事実による。 一方、第２図に示されるように、本発明の鋼板３，５は１回の通過当たり２． ０／秒の平均歪み率が与えられたときは亀裂が全く発生しなかった。しかしなが ら、１回の通過当たり３．０／秒以上の平均歪み率が与えられたときは１０〜３ ０ｍｍの深さの亀裂が発生された。これは、歪み率が増大するにつれて、変形速 度が速まり、これにより衝撃荷重が与えられるという事実による。 それ故に、本発明の高マンガン鋼がいかなる亀裂も生じないで熱間圧延される べきならば、１回の通過当たり７％未満の圧延比で、且つまた１回の通過当たり ２．０／秒未満の平均歪み率を付与されるべきである。 ＜例４＞ 脆弱な鋳造組織（高マンガン鋼の熱間圧延時に亀裂発生を引き起こす組織）を 強靭な圧延組織（十分な際結晶化によって、熱間圧延時および引き続く処理時に 亀裂が形成されない組織）に変換するために必要な全圧延比を設定するためのも のである。すなわち、例１の本発明の鋼板３，５である高マンガン鋼のインゴッ トおよび連続鋳造スラブが１２５０℃で加熱された。その後、例３に示されたよ うに、それぞれ全圧延比が０％，２０％，３０％，４０％，５０％および６０ ％に達するまで、熱間圧延の初期段階が１回の通過当たり７％の圧延比で、且つ また１回の通過当たり２．０／秒の平均歪み率を付与されて実施された。その後 、上述の全圧延比に達した試験片が再び１２５０℃まで加熱され、その後、熱間 圧延が１回の通過当たり２０％の圧延比で、且つまた１回の通過当たり２０／秒 の平均歪み率を付与されて実施された。その後、縁部および表面の亀裂が測定さ れ、その結果は第３図に示されている。 このように、初期熱間圧延が小さな圧延比を与えて実施し、その後大きな圧延 比を与えて再び熱間圧延を実施すると、亀裂は形成されない。このことは、脆弱 鋳造組織が強靭な圧延組織に変換されたことを示す。 第３図に示されるように、全圧延比が４０％以上になるまで１回の通過当たり 小さな圧延比が与えられた熱間圧延鋼板は亀裂を全く示さなかったが、全圧延比 が３０％未満に達するまで１回の通過当たり小さな圧延比が与えられた熱間圧延 鋼板は、亀裂を２０〜３０ｍｍの深さを有する亀裂を示した。 すなわち、全圧延比が４０％以上に達するまで１回の通過当たり小さな圧延比 を与えて熱間圧延が実施されると、脆弱な鋳造組織は強靭な圧延組織に完全に変 換することが確認された。 それ故に、熱間圧延中の亀裂発生を抑止するには、全圧延比が４０％に達する までは小さな圧延比で圧延を実施すべきである。全圧延比が４０％に達したなら ば、その鋼は圧延組織に完全に変換されているので、それ故にたとえ大きな圧延 比でその後に圧延しても、亀裂は発生しない。 ＜例５＞ 熱間圧延高マンガン鋼に表面酸化スケールの形成を抑止するために、また小さ な表面亀裂の形成を防止するために、例１における本発明の鋼板３のインゴット および連続鋳造スラブは、主成分としてクロムを含み、２０％までＳｉＯ₂Ｍｇ ＯおよびＦｅ₂Ｏ₃を含有する被覆物質で被覆された。その後、このインゴットお よび連続鋳造スラブは１２００〜１３５０℃で５時間にわたり加熱され、その後 これらの試験片は表面スケールの厚さを測定するために横断面方向に取り付けら れた。更に、合金元素の消耗層の厚さ、粒界酸化の深さ、および合金元素の含有 量の変化が検査され、その結果は第４表および第４図に示され ている。 上記第４表に示されるように、表面スケール層の厚さは被覆無しの場合よりも 被覆有りの場合の方が格段に薄かった。更に、被覆物質を被覆された場合は、合 金元素の消耗および粒界酸化は形成されなかった。一方、被覆物質を被覆されな かった場合は、合金元素の消耗層および粒界酸化はそれぞれ０．１５〜０．２ｍ ｍの厚さおよび０．７〜１．２ｍｍの深さで生じた。 更に第４図に示されるように、被覆物質を被覆された場合は、１３００℃まで 加熱した後にマンガン、アルミニウムおよび炭素の含有量には変化が全くない。 一方、被覆物質を被覆されなかった場合は、上述元素の含有量は鋼板内部と比較 して、１０〜３０％ほど低下した。それ故に、被覆物質の被覆は合金元素の消耗 層の形成を防止することが確認された。 その後、上述のように加熱されたインゴットおよび連続鋳造スラブが熱間圧延 され、その後それらに対して酸洗いが行われた。その後、熱間圧延鋼板はベルト グラインダを使用して０．１ｍｍまでの研削が行われた。その後、表面欠陥が検 査され、その結果は以下の第５表に示されている。 この条件の下で、鋼インゴットおよび連続鋳造スラブの間に相違は全く見られ ない。 上記第５表に示されるように、１３５０℃まで加熱された場合は、被覆物質を 被覆したか否かにかかわらずに熱間圧延鋼板の研削後でさえもスケールは残った 。しかしながら、それぞれ１３００℃，１２５０℃および１２００℃まで加熱が 行われた場合は、耐熱被覆物質を被覆しなかった場合だけ酸化スケールが残った が、被覆物質を被覆したときは表面研削後には酸化スケールは完全に除去された 。 更に、耐熱被覆物質を被覆した場合は、表面研削後に小さな亀裂は見られなか った。しかしながら、皮膚物質を被覆しなかった場合は、１回目の表面研削後は 小さな亀裂が残った。これらの表面亀裂は第２回目の研削または第３回目の研削 後に完全に除去された。 上述したように、被覆物質が鋼インゴットおよび連続鋳造スラブの表面に被覆 されるならば、加熱炉内での高温の酸化雰囲気との直接接触は避けられ、結果的 に酸化スケールの形成は抑止され、合金元素の消耗層の形成は防止できる。更に 、 被覆物質を被覆することで、熱間圧延鋼板に形成された表面酸化スケールは表面 研削により容易に除去でき、鋼板表面の小さな亀裂は防止できる。 ＜例６＞ 高マンガン鋼板の表面酸化スケールの発生を抑止し、表面の小さな亀裂を防止 するために、例１における本発明の鋼板３のインゴットおよび連続鋳造スラブは 窒素およびアルゴンガスで一掃された非酸化雰囲気の下で加熱される。インゴッ トおよび連続鋳造スラブは非酸化雰囲気と比較するために空気雰囲気の中でも加 熱された。その後、試験が２つのケースに関して実施された。ここでは、窒素お よびアルゴンガスの比率は９９．５％であり、間接加熱の形式で電気抵抗加熱が 実施された。 インゴットおよび連続鋳造スラブは１２００〜１３５０℃の温度で５時間にわ たり加熱され、その後、表面に形成された酸化スケールの厚さが横断面の観察に よって測定された。更に、合金元素の消耗層の厚さおよび粒界酸化の深さが検査 され、その結果は以下の第６表に示されている。 上記第６表に示されるように、非酸化雰囲気中で加熱されたスケール層の厚さ は、例５におけるように被覆物質を被覆されて加熱されたものよりも薄かった。 更に、非酸化雰囲気の中で加熱が実施された場合は、合金元素の消耗層および粒 界酸化は、例５におけるように被覆物質を被覆された場合と同様に発生しなかっ た。 すなわち、被覆物質を被覆された例５の場合と同様に非酸化雰囲気の中で加熱 が実施される場合は、スケールの発生は抑止され、合金元素の消耗層の形成は防 止され、同様に粒界酸化も防止される。 一方、非酸化雰囲気中でのインゴットおよび連続鋳造スラブの加熱時に形成さ れた薄いスケール層は、熱間圧延の実施前に高圧水の噴流で除去することができ る。その後、加熱されたインゴットおよび連続鋳造スラブが３ｍｍになるまで熱 間圧延され、その後に酸洗いによる洗浄が実施される。表面状態を検査するため に、酸洗いされた鋼板の表面がベルトグラインダを使用して０．１ｍｍまで研削 されたときに、スケールおよび小さな亀裂が全くなくなった。 上述のように本発明によれば、合金元素がＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系の高マンガ ン鋼に添加されて、熱間加工性を向上された高マンガン鋼を得ることができるよ うになされた。更に、高マンガン鋼の熱間圧延時に初期圧延条件が制御されて、 亀裂のない良好な表面状態の熱間圧延鋼板が得られるようになされる。この鋼は 、優れた成形性と高強度とを要求される自動車製造分野に使用できる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 キム，タイ，ウォング 大韓民国 790―300 キョングサングブッ ク ― ド，ポハング シティー，ゴード ング ― ドング １，ポハング アイア ン アンド スチール カンパニー，リミ テッド 気付 (72)発明者 キム，ヤング，ジル 大韓民国 135―010 ソウル，カングナム ― ク，ノンヒュン ― ドング，347 ―17 (72)発明者 パーク，シン，フワ 大韓民国 790―330 キョングサングブッ ク ― ド，ポハング シティ，ヒョジャ ― ドング，サン 32，リサーチ イン スチチュート オブ インダストリアル サイエンス アンド テクノロジー 気付 【要約の続き】 たり７％未満の小さな圧延比で且つまた１回の通過当た り２．０／秒未満の平均歪み率を与えて熱間圧延を実施 し、および４０％の全圧延比に達した後、大きな圧延比 で熱間圧延を実施する諸段階を含む。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １． 優れた熱間加工性を有する高マンガン鋼であって、重量％で、 １．５％未満のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎ、０．１〜６．０％のＡｌ、 および残部のＦｅおよびその他の不可避的不純物で構成されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ −Ｃ鋼を含み、 更に０．０００５〜０．０４％のＢ、０．０００５〜０．０５０％のＴｉ、０ ．０００５〜０．０５０％のＺｒ、０．０００５〜０．０４０％のＬａ、０．０ ００５〜０．０４０％のＣｅ、および０．０００５〜０．０３０％のＣａからな る群の中から選択された１つ以上の元素を含み、高温度での断面減少率が４０％ 以上である高マンガン鋼。 ２． 優れた熱間加工性を有する高マンガン鋼であって、重量％で、１．５ ％未満のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎ、０．１〜６．０％のＡｌ、および残 部のＦｅおよびその他の不可避的不純物で構成されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ鋼を 含み、 更に０．６％未満のＳｉ、５．０％未満のＣｕ、１．０％未満のＮｂ、０．５ ％未満のＶ、９．０％未満のＣｒ、４．０％未満のＮｉ、および０．２％未満の Ｎからなる群の中から選択された１つ以上の元素を含み、 更に０．０００５〜０．０４％のＢ、０．０００５〜０．０５０％のＴｉ、０ ．０００５〜０．０５０％のＺｒ、０．０００５〜０．０４０％のＬａ、０．０ ００５〜０．０４０％のＣｅ、および０．０００５〜０．０３０％のＣａを含み 、高温度での断面減少率が４０％以上である高マンガン鋼。 ３． 亀裂を生じないで熱間圧延高マンガン鋼板を製造する方法であって、 重量％で１．５％未満のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎ、０．１〜６．０％ のＡｌ、および残部のＦｅおよびその他の不可避的不純物を含み、更に０．００ ０５〜０．０４％のＢ、０．０００５〜０．０５０％のＴｉ、０．０００５〜０ ．０５０％のＺｒ、０．０００５〜０．０４０％のＬａ、０．０００５〜０．０ ４０％のＣｅ、および０．０００５〜０．０３０％のＣａからなる群の中から選 択された１つ以上の元素を含む鋼インゴットまたは連続鋳 造スラブを準備し、 前記鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブを１１５０〜１３００゜Ｃの温度範 囲まで加熱し、 全圧延比が４０％に達するまで１回の通過当たり７％未満の圧延比で且つまた １回の通過当たり２．０／秒未満の平均歪み率を与えて熱間圧延を実施し、また 、 ４０％の全圧延比に達した後、大きな圧延比で熱間圧延を実施する諸段階を含 む熱間圧延高マンガン鋼板の製造方法。 ４． 亀裂を生じないで高マンガン鋼を製造する方法であって、 重量％で１．５％未満のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎ、０．１〜６．０％ のＡｌ、および残部のＦｅおよびその他の不可避的不純物を含み、更に０．６％ 未満のＳｉ、５．０％未満のＣｕ、１．０％未満のＮｂ、０．５％未満のＶ、９ ．０％未満のＣｒ、４．０％未満のＮｉ、および０．２％未満のＮからなる群の 中から選択された１つ以上の元素を含み、また更に０．０００５〜０．０４％の Ｂ、０．０００５〜０．０５０％のＴｉ、０．０００５〜０．０５０％のＺｒ、 ０．０００５〜０．０４０％のＬａ、０．０００５〜０．０４０％のＣｅ、およ び０．０００５〜０．０３０％のＣａからなる群の中から選択された１つ以上の 元素を含むインゴットまたは連続鋳造スラブを準備し、 前記鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブを１１５０〜１３００゜Ｃの温度範 囲まで加熱し、 全圧延比が４０％に達するまで１回の通過当たり７％未満の圧延比で且つまた １回の通過当たり２．０／秒未満の平均歪み率を与えて熱間圧延を実施し、また 、 ４０％の全圧延比に達した後、大きな圧延比で熱間圧延を実施する諸段階を含 む高マンガン鋼の製造方法。 ５． 請求項３または請求項４に記載の製造方法であって、被覆物質が前記 鋼のインゴットまたは連続鋳造スラブの表面を被覆し、その後加熱および熱間圧 延が実施される高マンガン鋼の製造方法。 ６． 請求項３または請求項４に記載の製造方法であって、前記鋼のインゴ ットまたは連続鋳造スラブが窒素またはアルゴンガスで一掃された非酸化雰囲気 の中で加熱され、その後に熱間圧延が実施される高マンガン鋼の製造方法。