JP2012525500A - 高強度及び高軟性を有する高マンガン窒素含有鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度及び高軟性を有する高マンガン窒素含有鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

高マンガン窒素含有鋼板を提供する。本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含む。本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、常温でオーステナイト組織を形成し、クロムと窒素の添加によって積層欠陥エネルギーが効果的に調節される。よって、鋼の塑性変形中に機械的双晶が発生し、高い加工硬化と引張強度及び優れた加工性を有する。
【選択図】図１

Description

本発明は、高強度及び高軟性を有する高マンガン窒素含有鋼板、より具体的には、高い成形性が要求される自動車用鋼板、及び自動車用バンパー補強材のような衝撃吸収材として利用できる高マンガン窒素含有鋼板、及びその製造方法に関するものである。
自動車の本体等に利用される鋼板は、基本的に高い成形性が要求される。このような要求を満たすために、従来は引張強度が２００〜３００ＭＰａと低いものの、成形性に優れた極低炭素鋼が自動車鋼板として多く使用されてきた。しかし、近年は大気汚染のような環境問題が目立つと共に、自動車の燃費を高めるための多くの方法が提起されている。特に、自動車の軽量化が燃費向上のために重要視されると共に、自動車鋼板は高い成形性だけでなく高い強度を有することが要求されている。
また、自動車用バンパー補強材またはドア内の衝撃吸収材のような自動車部品は、乗客の安全と直接関係のある部品のため、引張強度が通常７８０ＭＰａ以上の超高強度でありながらも、同時に高い延伸率を有する鋼板が使用される必要がある等、高強度鋼の商業化の必要性が大きく増加している。
このような自動車用高強度鋼としては、例えば、二相組織（ＤＰ；Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ；ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、双晶誘起塑性（ＴＷＩＰ；ＴＷｉｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼等がある。
先ず、二相組織鋼は、鋼を熱間圧延した後、常温に冷却する過程で冷却終了温度をマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）より低くして、オーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させ、常温でオーステナイトから変態されたマルテンサイトとフェライトの二相組織を有するようにしたものである。このような二相組織鋼（ＤＰ鋼）は、マルテンサイトとフェライト分率を調節して多様な機械的性質を得ることができる。
一方、変態誘起塑性鋼（ＴＲＩＰ鋼）は、組織の一部を残留オーステナイトに形成させた後、部品成形中のオーステナイトからマルテンサイトへの相変態を利用して鋼の加工性を向上させたものである。このようなＴＲＩＰ鋼は、マルテンサイト変態による大きな加工硬化によって高い強度を有するという長所があるが、延伸率が非常に低いという短所がある。
つまり、ＤＰ鋼及びＴＲＩＰ鋼の場合、加工硬化機構は主に軽い相であるマルテンサイトを利用したものだが、このようなマルテンサイトは、塑性変形中に高い加工硬化増加率を見せ、高強度の熱延鋼板を製造できるが、軟性は極めて低いため３０％以上の延伸率を確保し難いという短所がある。
一方、双晶誘起塑性鋼（ＴＷＩＰ鋼）は、マンガンを多量に含有して常温で安定したオーステナイト単相を有し、部品加工中にそのオーステナイト組織内に機械的双晶を形成することにより、加工硬化を増加させたものである。つまり、ＴＷＩＰ鋼は、基地組織がフェライトではないオーステナイトであり、塑性変形中、オーステナイト結晶粒内に機械的双晶をこまめに発生させ転位の移動を妨害することにより、加工硬化をさらに得て優れた延伸率を有するようにしたものである。また、ＴＷＩＰ鋼は高い加工硬化を起こす機械的双晶が形成されるため、高い延伸率だけでなく、高い引張強度も得ることができる。特に、ＴＷＩＰ鋼は延伸率が従来のＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼よりも更に高い５０％以上であり、自動車用鋼板等への使用に優れた特性を有する。
しかし、現在までに開発されたＴＷＩＰ鋼は、オーステナイト安定性を確保し、積層欠陥エネルギーを調節するためのマンガンの含量が１８〜３０％程度に高いだけでなく、マンガン以外にも多量のアルミニウムやシリコン等が添加されており、材料費及び製造コストが大きく上昇するという短所がある。また、製鋼工程や連鋳工程中、マンガンの揮発や温度の減少等による追加製造費の負担も大きいという短所があるため、マンガン含量を減らしたＴＷＩＰ鋼の開発が要求されるという実情にある。また、機械的性質の面において、現在までに開発されたＴＷＩＰ鋼は、降伏強度が約３００ＭＰａに過ぎなく、引張強度も１ＧＰａを超えないという短所があるため、延伸率は維持しつつ強度をより高めた鋼板を提供する必要がある。
よって、本発明は、従来のＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼及びＴＷＩＰ鋼が有する問題点を解決できる鋼板を提供することを目的とする。
具体的に本発明は、マンガンの含量を減らしつつも高強度及び高軟性を同時に有する鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明はマンガンを安価な元素に代替しても、マンガンが多量含有された鋼板より強度及び軟性が高く、加工が容易な鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は窒素の含量を高めることができる高マンガン窒素含有鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
前記目的を達成するための本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は：
０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、０．０２重量％〜０．２重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含むことを特徴とする。
また、前記目的を達成するための本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含むことを特徴とする。
また、前記目的を達成するための本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は：
０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、４重量％未満のシリコン、３重量％未満のアルミニウム、０．３０重量％未満のニオビウム、０．３０重量％未満のチタニウム、及び０．３０重量％未満のバナジウムの少なくとも一つと、残部の鉄及び不可避な不純物を含むことを特徴とする。
この場合、前記窒素の少なくとも一部は、アーク溶解（ａｒｃ−ｍｅｌｔｉｎｇ）法によって前記鋼板に含まれることが好ましい。
また、前記高マンガン窒素含有鋼板は、引張強度と総延伸率の積（ＴＳ×Ｅｌ）が５０，０００ＭＰａ％以上であることが好ましい。
また、前記マンガンは１５重量％〜１８重量％で含まれることがより好ましい。
また、前記窒素は０．１０重量％〜０．３重量％で含まれることが好ましい。
また、前記鋼板は熱延鋼板でもよい。
また、前記鋼板は冷延焼鈍鋼板でもよい。
前記目的を達成するための本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板の製造方法は：
電解鉄、電解マンガン及び炭素粉末をチャンバ内部に配置すること；
前記チャンバを、アルゴン−窒素雰囲気に充填すること；及 前記電解鉄、電解マンガン及び炭素粉末をアーク溶解することを含むことを特徴とする。
また、前記アーク溶解は複数回繰り返して行われることが好ましい。
また、前記窒素−アルゴン雰囲気は、窒素分率が０．２〜０．８であることが好ましい。
また、前記方法は、前記高窒素鋼板を９００℃以上で熱間圧延すること；及び前記熱間圧延された鋼板を空冷または強制冷却することをさらに含むことを特徴とする。
また、前記方法は、前記の冷却された鋼板を５０％以上の厚さ減少率で常温において冷間圧延すること；前記の冷間圧延された鋼板を８００℃以上で焼鈍熱処理すること；及び前記焼鈍熱処理された鋼板を空冷または強制冷却することをさらに含むことが好ましい。
また、前記方法によって形成された鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、０．０２重量％〜０．２重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含むことが好ましい。
また、前記方法で前記チャンバ内部に配置される原料は、クロムをさらに含むことが好ましい。
この場合、前記方法によって形成された鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．２重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含むことが好ましい。
また、前記方法で前記チャンバ内部に配置される原料は、クロムとシリコン、アルミニウム、ニオビウム、チタニウム、及びバナジウムの少なくとも一つをさらに含むことが好ましい。
この場合、前記方法によって形成された鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、４重量％未満のシリコン、３重量％未満のアルミニウム、０．３０重量％未満のニオビウム、０．３０重量％未満のチタニウム、及び０．３０重量％未満のバナジウムの少なくとも一つと、残部の鉄及び不可避な不純物を含むことが好ましい。
本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、常温でオーステナイト組織を形成し、クロムと窒素の添加によって積層欠陥エネルギーが効果的に調節される。よって、鋼の塑性変形中に機械的双晶が発生し、高い加工硬化と引張強度及び優れた加工性を有する。つまり、本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、引張強度と総延伸率の積（ＴＳ×Ｅｌ）が５０，０００ＭＰａ％以上と非常に高いが、これは従来のＴＷＩＰ鋼に比べて引張強度と総延伸率の積はさらに大きいと共に、製造原価はより安価である。
また、発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、熱延鋼板及び冷延焼鈍鋼板等の多様な方式で利用できる。
本発明の好ましい実施例にかかる高マンガン窒素含有鋼板の電子顕微鏡写真である。 実験例９によって形成された鋼の引張カーブを図示した図面である。
本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板、及びその製造方法の好ましい実施例を以下に説明する。
本発明は、マンガンを２０重量％含む従来の双晶誘起塑性（ＴＷＩＰ）鋼に比べて、マンガン含量を１０〜２０％と低くする代わりに、炭素と窒素を添加して常温でオーステナイト単相を得るようにした。特に、窒素は固溶強化の効果以外に積層欠陥エネルギーにも影響を与え、機械的双晶の形成を誘導する。
よって、本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、前記合金元素を含み、マンガンやアルミニウムのような高価な合金元素の含量を既存のＴＷＩＰ鋼より少なくすると共に延伸率は５０％以上を維持し、同時に従来のＴＷＩＰ鋼より高い降伏強度及び引張強度を有することができる。
先ず、本発明の第１実施例にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含む。
具体的に、本発明の第１実施例にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、マンガンを１０重量％〜２０重量％含む。つまり、ＴＷＩＰ鋼は常温のオーステナイト基地で塑性変形中に機械的双晶が形成されるもののため、一旦合金元素を添加して鉄−炭素状態でも相で高温のオーステナイト領域を常温まで拡張させなくてはならない。本実施例は、このためのオーステナイト安定化元素としてマンガンを利用した。
また、本実施例において、マンガンの含量は１５重量％〜１８重量％であることがより好ましい。つまり、マンガンの含量が１５重量％になる場合、オーステナイト安定性を確保でき、積層欠陥エネルギーを効果的に下げ、塑性変形中の機械的双晶の生成が活発なため、引張強度×延伸率も非常に好ましく表れる。
一方、マンガンの含量が１０重量％未満だと、オーステナイト相の安定性が大きく劣り、熱間圧延後、オーステナイト領域で冷却中にフェライト、或いはマルテンサイト相が生じ得る。また、マンガンの含量が１０重量％未満だと、オーステナイト相の積層欠陥エネルギーが高すぎるため、機械的双晶を形成し難いという短所がある。
また、マンガンの含量が２０重量％を越える場合、積層欠陥エネルギーが大きくなりすぎてツインが形成されず、オーステナイト相の塑性変形が起こるため機械的性質が悪くなる。
また、本実施例にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、炭素を０．５重量％〜１．０重量％含む。つまり、マンガンの含量が２０重量％以下である、鉄−マンガン二元系合金は、常温でオーステナイト単相を得ることができなく、εマルテンサイトやα'マルテンサイトが一部形成される。よって、本実施例によると、常温でオーステナイト単相組織を得るためには、安価ながらも強力なオーステナイト安定化元素である炭素を添加した。
一方、炭素の含量が０．５重量％未満だと、オーステナイトの安定度が依然と十分ではないため、熱間圧延後に冷却する過程でオーステナイト単相が得難かったり、或いは常温でオーステナイト単相を得たとしても、塑性変形時にオーステナイトからマルテンサイトへの相変態が起こって変態誘起塑性鋼（ＴＲＩＰ鋼）になり、双晶誘起塑性鋼（ＴＷＩＰ鋼）を得ることができない。
また、炭素含量が１．０重量％を超えると、常温で安定したオーステナイトを得ることはできるが、セメンタイト析出が発生して延伸率を減少させたり、溶接性が低下するという問題点がある。また、炭素含量が１．０重量％を超えると、積層欠陥エネルギーが大きくなりすぎて、変形中に機械的双晶の生成が困難になるという短所がある。
また、第１実施例にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、窒素を０．０２重量％〜０．３０重量％含む。具体的に、窒素はオーステナイト相を安定化させる侵入型元素であり添加量が多くなると、炭素と同様にオーステナイト安定性を高めて、固溶強化によって強度が増加する効果を得ることができる。また、窒素は含量が増加しても積層欠陥エネルギーを増加させないため、機械的双晶の生成を容易にできる。
一方、本実施例によると、窒素の含量が０．１０重量％以上の場合、固溶強化効果が大きくなり、結局、降伏強度が大幅に高くなるためより好ましい。
また、窒素の含量が０．０２重量％未満の場合は、通常の鋼板形成時に不純物として添加される程度でありオーステナイトの安定性向上を達成し難く、熱間圧延後に常温でフェライトやマルテンサイト相が形成され得、積層欠陥エネルギーを調節する機能を得難いという短所がある。一方、クロムのような追加元素を添加せずに窒素の含量を高めることは非常に困難な技術だが、本発明によると、特に後述するアーク溶解法を利用することにより、窒素の含量を０．１重量％以上、より好ましくは０．２重量％以上に高めることができる。
次に、本発明の第２実施例にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と４重量％以下のクロムと、残部の鉄と、不可避な不純物を含む。
先ず、クロムは鋼の耐食性を向上させるだけでなく、窒素の固溶度を高める。また、クロムは炭素の添加によって増加する積層欠陥エネルギーを減少させて機械的双晶の形成を促進させる。しかし、クロムはフェライト安定化元素として４．０重量％を超えて添加すると、熱間圧延中、一部フェライトが生成され得る。また、クロムは高級材料であり非常に多く使用される場合は、製造原価が嵩み過ぎるという短所があるため、含量を４重量％以下に制限することが好ましい。
また、窒素の含量が０．３０重量％を超える場合は、窒素を鋼板内部に多量に固溶させるためにクロムの添加量もやはり、大幅に高くならなければならないが、これは製作コストを増加させるため好ましくない。
また、それ以外の他の成分の含量範囲を制限した理由は、第１実施例で説明したことと実質的に同一なため、詳細な説明は省略する。
次に、本発明の第３実施例にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、４重量％未満のシリコン、３重量％未満のアルミニウム、０．３０重量％未満のニオビウム、０．３０重量％未満のチタニウム、及び０．３０重量％未満のバナジウムの少なくとも一つと、残部の鉄及び不可避な不純物を含む。
具体的に、４重量％以下のシリコンを添加する場合、シリコンによる固溶強化効果によって結晶粒度を減らすことにより、結局、降伏強度を増加させて強度の向上を得ることができる。また、シリコンの添加は鋼の積層欠陥エネルギーを低くして塑性変形中の機械的双晶の生成をスムーズにする。
しかし、シリコンを４重量％を超えて添加する場合は、表面にシリコン酸化層を形成して溶融めっき性を落とすことになる。また、鋼の積層欠陥エネルギーを過多に下げることでオーステナイト安定性が落ちる場合はεマルテンサイトの生成を促進させ得るため、シリコンの含量は４重量％以下に制限することが好ましい。
また、アルミニウムを３重量％以下で添加する場合は、脱酸効果を得ることができる。また、アルミニウムはスリップ面で積層欠陥エネルギーを増加させてεマルテンサイトの生成を抑制することにより、軟性を増加させる。それだけでなく、アルミニウムはマンガン添加量が少ない場合にもεマルテンサイトの生成を抑制できるため、鋼の製造時にマンガンの含量を最小化し、加工性を向上させることができる。
しかし、アルミニウムの含量が３重量％を超える場合は、積層欠陥エネルギーが高くなりすぎるため双晶の発生を抑制して軟性を減少させ、連続鋳造時の鋳造性を悪くし得る。また、熱間圧延時の表面酸化がひどく、製品の表面品質を低下させる。
また、ニオビウム、チタニウム及びバナジウムは、炭素と結合して炭化物を形成する鋼炭化物形成元素であり、このとき、形成された炭化物は、結晶粒の成長を防ぎ結晶粒度の微細化に効果的で、析出相形成による析出強化効果を得ることができる。しかし、ニオビウム、チタニウム又はバナジウム０．３０重量％を超えて添加する場合は、ニオビウム、チタニウム、バナジウムが結晶粒界に偏析して粒界脆化を起こしたり、析出相が過度に粗大化して結晶粒の成長効果を落とし得る。よって、ニオビウム、チタニウム又はバナジウムは、０．３０重量％以下で添加することが好ましい。
また、それ以外の他の成分の含量範囲を制限した理由は、第１及び第２実施例で説明したことと実質的に同一なため、詳細な説明は省略する。
次に、本発明の好ましい実施例にかかる高マンガン窒素含有鋼板の製造方法を説明する。
本発明の好ましい実施例にかかる鋼板の形成方法は次の通りである。先ず、チャンバ内部に電解鉄、電解マンガン、炭素粉末を配置する。このとき、チャンバ内部に投入される各材料の量を調節することにより、完成品の鋼板の組成を調節できる。次いで、チャンバ内部を真空にした後、アルゴン−窒素雰囲気に充填する。このとき、アルゴンと窒素は全体が１気圧で、そのうち窒素の分圧が０．２〜０．８気圧の範囲に維持することが好ましい。窒素の比率が２０重量％未満だと、アーク溶解時に鋼によって窒素の添加量が少なくなり過ぎて効率が落ちることになる。また、窒素の比率が８０重量％を超えると、不活性気体であるアルゴンの圧力が低くなり過ぎて、マンガンによるヒュームがひどく発生してチャンバ内部の汚染が深刻になるという短所がある。また、窒素比率が非常に高い場合は、タングステン電極棒の溶融による原材料の飛散がひどくなり、アーク溶解後の鋼板の表面状態が非常に粗くなるという短所がある。次いで、チャンバ内部の材料を電極棒を利用してアーク溶解し、適当な時間冷却して鋼板を完成する。また、前記アーク溶解−冷却過程は、１回で完成することもあるが、複数回繰り返すことが好ましい。また、前記アーク溶解−冷却過程を繰り返す程、窒素の含量はより高くなる。
特に、通常的な方法でＴＷＩＰ鋼を形成する場合、窒素の含量は０．０２重量％〜０．１重量％に止まることになるため、クロムのような窒素の固溶を促進させることができる元素を含まなくては、前記第１実施例にかかる組成をを有する高マンガン窒素含有鋼板を形成することは非常に難しい。しかし、上のようにアルゴン−窒素雰囲気でアーク溶解をして鋼板を形成する場合は、クロムのような高価な元素を添加しなくても通常の方法によって鋼板を形成する場合より多量の窒素を含ませることができるため、特に第１実施例の組成をを有する高マンガン窒素含有鋼板の形成に好ましい。しかし、前記アーク溶解を利用した方法は、必ずしも前記第１実施例の組成を有する鋼板を形成する場合だけに使用されるのではなく、他の多様な組成を有する鋼板の形成に多様に使用できる。
一方、前記アーク溶解を利用して高マンガン窒素含有鋼板を形成した場合、次いで、前記鋼板を９００℃以上で熱間圧延した後、前記の熱間圧延された鋼板を空冷または強制冷却する熱間圧延することが好ましい。
また、前記熱間圧延及び冷却された鋼板は、５０％以上の厚さ減少率で常温において冷間圧延し、冷間圧延された鋼板を８００℃以上で焼鈍熱処理した後、焼鈍熱処理された鋼板を空冷または強制冷却することがより好ましい。
また、本発明にかかる高マンガン窒素含有鋼板は、通常の方法を用いても形成できる。
具体的に、通常の方法による鋼板は、先ず、目的とする含量の鋼スラブ（ｓｔｅｅｌ ｓｌａｂ）を１１００℃以上に加熱し、前記の加熱された鋼スラブを９００℃以上で熱間圧延して熱延鋼板を製造した後、前記熱延鋼板を空冷または強制冷却する段階を通じて形成できる。また、前記熱間圧延及び冷却工程に次いで、前記の冷却された鋼板を５０％以上の厚さ減少率で常温において冷間圧延し、冷間圧延された鋼板を８００℃以上で焼鈍熱処理した後、焼鈍熱処理された鋼板を空冷または強制冷却する段階をさらに含むことが好ましい。
実験例１〜６及び比較例１〜６は、表１で表した化学組成を有する鋼を各１１００℃以上に加熱し、９００℃以上で熱間圧延して厚さ３ｍｍ板を作った後、空冷させて試片を製造したものである。また、実験例４は特に発明例３の厚さ３ｍｍの熱延板を１．５ｍｍに冷間圧延し、８００℃で１０分間焼鈍熱処理した後、空冷した冷延焼鈍試片である。
Figure 2012525500
次に、前記工程により製造された試片を利用して強度及び延伸率を測定し、その結果は下表２の通りである。
Figure 2012525500
表２のように、実験例１〜実験例４は、降伏強度（ＹＳ）が３００ＭＰａより大きく、引張強度（ＴＳ）も８８０Ｍｐａ以上と大きいことが分かる。また、総延伸率（ＥＬ）も約６０％であり、引張強度と延伸率の積（ＴＳ×ＥＬ）が５０，０００ＭＰａ％と非常に大きいことが分かる。つまり、前記発明例による鋼は、従来のＴＷＩＰ鋼（比較鋼２，３）に比べて延伸率が対等でありつつも降伏強度と引張強度がより高いことが分かる。特に、実験例３から分かるように、窒素の含量が０．２重量％を超える場合は、窒素の固溶強化効果によって降伏強度及び引張強度値が非常に高いことが確認できる。つまり、実験例３にかかる鋼板は、引張強度が１ＧＰａより高いと共に６０％に近い延伸率を有し、引張強度と延伸率の積（ＴＳ×ＥＬ）も６０，０００ＭＰａ％より大きいことが分かる。また、実験例４は実験例３にかかる熱延鋼板を冷延焼鈍処理した冷延焼鈍鋼板であり、引張強度と延伸率が共に増加することが確認できる。
前記機械的双晶の形成は、図１からも確認できる。つまり、図１は実験例３にかかる鋼板の電子顕微鏡写真であり、図１から分かるように、実験例３にかかる鋼板は機械的双晶が形成されていることが分かる。
また、アルミニウム及びシリコンをさらに添加した実験例５及びアルミニウムを更に添加した実験例６は、実験例１〜実験例４のケースと比較して、クロムの含量を大きく減らしたにもかかわらず、多量の窒素を含んでおり、それによって降伏強度及び引張強度値も優れることが分かる。
それに対して、従来の方法によって形成された比較鋼は、本発明に比べて引張強度または延伸率が低いことが分かる。先ず、ＴＲＩＰ鋼である比較例１は、引張強度は９２８．７ＭＰａと優れるが、総延伸率は１５．５％と脆弱であることが分かる。また、窒素を含有しない従来の方法によるＴＷＩＰ鋼（比較例２，３）の場合は、総延伸率は６０％以上と優れるが、引張強度が７００ＭＰａ程度と相対的に弱く、結局、引張強度と延伸率の積（ＴＳ×ＥＬ）も４０，０００ＭＰａ％程度に止まることが分かる。また、炭素の含量を増加させた比較例４〜比較例６は、炭素の含量が増加することにより延伸率が急激に減ることが確認できる。
次に、実験例７〜実験例９はアーク溶解法を利用して鋼板を形成したケースを例示する。つまり、チャンバ内部に所定の比率で電解鉄、電解マンガン、炭素粉末を配置し、チャンバを真空にした後、チャンバ内部をアルゴン−窒素雰囲気に充填した。このとき、アルゴンと窒素は全体が１気圧で、そのうち窒素の分圧が０．２〜０．８気圧の範囲に維持することが好ましい。本実験では、３０分間４００Ａの条件でアーク電極棒を試片と２〜５ｃｍ離隔させた後、前進させる方法によりアーク溶解し、３０分間冷却した。また、前記アーク溶解と冷却過程は３回繰り返した。
次に、実験例１０にかかる鋼板は、チャンバ内部に電解鉄、電解マンガン、炭素粉末以外にクロムを更に含ませてアーク溶解した鋼板である。以下の鋼板形成方法は、実験例１〜実験例３のケースと同様に行った。
次に、比較例７にかかる鋼板は、前記方法にかかるアーク溶解を行わず、窒素雰囲気で原料を溶解して鋼を形成したケースを例示する。
前記方法により形成された実験例７〜実験例１０及び比較例７にかかる高マンガン鋼板の具体的な組成は次の通りである。
Figure 2012525500
実験例７〜１０のように、クロムが含まれない鋼をアルゴン−窒素雰囲気でアーク溶解することにより、窒素の含量が高い鋼を形成できた。また、実験例４のようにクロムが含まれた鋼をアルゴン−窒素雰囲気でアーク溶解することにより、窒素の含量がより高い鋼を形成できた。
一方、比較例は、クロムを含み、窒素雰囲気で通常の製鋼方法によって溶解することにより鋼を形成したケースを例示する。比較例のようにクロムを含み、窒素雰囲気で溶解しても、鋼の窒素含量は本実験例にかかる鋼に比べて窒素の含量が少ないことが確認できる。つまり、比較例のようにクロムを１．７３重量％含んだ鋼を溶解によって形成する場合、窒素の含量は０．０８６重量％であり、似た量のクロムを含んだ実験例１０の窒素含量である０．１４１重量％と比較して窒素の含量が大幅に少ないことが確認できる。
また、図２は実験例９によって形成された鋼の引張カーブを図示した図面である。図２から分かるように、実験例９にかかる鋼は強度と軟性が、それぞれ９８５ＭＰａ、５６％と非常に優れ、強度と延伸率の積も約５５，０００ＭＰａ％の水準だが、これはマンガンを２０重量％以下で含み、クロムを含まない高マンガン鋼に比べて非常に高い値であり、マンガンを２０重量％を超えて含有したり、クロムのような高価な金属を更に含む高マンガン鋼と同じような程度の値のため、非常に有用なものである。
以上、本発明の好ましい実施例にかかる高強度及び高軟性を有する高マンガン窒素含有鋼板及びその製造方法を詳しく説明した。しかし、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者は、前記実施例に対する多様な修正及び変形が可能である。よって、本発明の範囲は後述の特許請求の範囲によって限定される。

Claims (19)

  1. ０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、０．０２重量％〜０．２重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含むことを特徴とする高マンガン窒素含有鋼板。
  2. ０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含むことを特徴とする高マンガン窒素含有鋼板。
  3. ０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、４重量％未満のシリコン、３重量％未満のアルミニウム、０．３０重量％未満のニオビウム、０．３０重量％未満のチタニウム、及び０．３０重量％未満のバナジウムの少なくとも一つと、残部の鉄及び不可避な不純物を含むことを特徴とする高マンガン窒素含有鋼板。
  4. 前記窒素の少なくとも一部は、アーク溶解（ａｒｃ−ｍｅｌｔｉｎｇ）法によって前記鋼板に含まれることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板。
  5. 前記高マンガン窒素含有鋼板は、引張強度と総延伸率の積（ＴＳ×Ｅｌ）が５０，０００ＭＰａ％以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板。
  6. 前記マンガンは１５重量％〜１８重量％で含まれることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板。
  7. 前記窒素は０．１０重量％〜０．３重量％で含まれることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板。
  8. 前記鋼板は熱延鋼板であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板。
  9. 前記鋼板は冷延焼鈍鋼板であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板。
  10. 電解鉄、電解マンガン及び炭素粉末をチャンバ内部に配置する段階；
    前記チャンバを、アルゴン−窒素雰囲気に充填する段階；及び
    前記電解鉄、電解マンガン及び炭素粉末をアーク溶解する段階
    を含むことを特徴とする高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  11. 前記アーク溶解は複数回繰り返して行われることを特徴とする請求項１０に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  12. 前記アルゴン−窒素雰囲気は、窒素分率が０．２〜０．８であることを特徴とする請求項１０または１１に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  13. 前記方法は、高窒素鋼板を９００℃以上で熱間圧延する段階；及び前記熱間圧延する段階において熱間圧延された鋼板を空冷または強制冷却により冷却する段階をさらに含むことを特徴とする請求項１０〜１２のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  14. 前記方法は、前記冷却する段階において冷却された鋼板を５０％以上の厚さ減少率で常温において冷間圧延する段階；前記冷間圧延する段階において冷間圧延された鋼板を８００℃以上で焼鈍熱処理する段階；及び前記焼鈍熱処理された鋼板を空冷または強制冷却する段階をさらに含むことを特徴とする請求項１３に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  15. 前記方法によって形成された鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、０．０２重量％〜０．２重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含むことを特徴とする請求項１０〜１４のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  16. 前記方法で前記チャンバ内部に配置される原料は、クロムをさらに含むことを特徴とする請求項１０〜１４のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  17. 前記方法によって形成された鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．２重量％の窒素と、残部の鉄と、不可避な不純物を含むことを特徴とする請求項１６に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  18. 前記方法で前記チャンバ内部に配置される原料は、クロムとシリコン、アルミニウム、ニオビウム、チタニウム、及びバナジウムの少なくとも一つをさらに含むことを特徴とする請求項１０〜１４のいずれか１項に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
  19. 前記方法によって形成された鋼板は、０．５重量％〜１．０重量％の炭素と、１０重量％〜２０重量％のマンガンと、４．０重量％以下のクロムと、０．０２重量％〜０．３重量％の窒素と、４重量％未満のシリコン、３重量％未満のアルミニウム、０．３０重量％未満のニオビウム、０．３０重量％未満のチタニウム、及び０．３０重量％未満のバナジウムの少なくとも一つと、残部の鉄及び不可避な不純物を含むことを特徴とする請求項１８に記載の高マンガン窒素含有鋼板の製造方法。
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