JP2714488B2 - 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

Description

【発明の詳細な説明】 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12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
熱間圧延時の加熱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、13
00℃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0.00
05〜0.04％のＢ、0.0005〜0.050％のTi、0.0005〜0.050
％のZr、0.0005〜0.040％のLa、0.0005〜0.040％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、900℃から1300℃までの温
度範囲での断面減少率は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、9.0％未満のCr、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.
0005〜0.40％のCe、および0.0005〜0.030％のCaを含
み、900℃から1300℃までの温度範囲での断面減少率す
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℃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℃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
℃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（AlN）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℃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−martensit
e）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（d
eformation 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、固溶酸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）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る。それ故に、Nbの含有量は1.0％
未満に制限されるべきことことが望ましい。

クロム（Cr）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0.9％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。

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℃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℃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T
i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（C
e）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、熱間圧延柱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、また熱間圧延柱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
℃に加熱され、その後、全圧延比が40％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、連続鋳造法応では、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℃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
℃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℃まで高められたことである。それ故
に、1300℃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℃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℃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
まで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（A
r）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が容易に除去され、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。

本発明は実施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10mm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900〜1300℃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１〜６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７〜９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10、11、13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12、14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15、16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、16
0mm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20％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℃,1250℃および1150℃で加熱された本発明の
鋼板19〜21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18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18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1300℃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編析を減じるた
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3,4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応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3,4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3,4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
〜30mm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3,4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SiO₂ MgOおよびFe₂O₃を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12
00〜1350℃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0.15〜0.2mm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粒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3m
m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 (56)参考文献 特開 昭57−114644（ＪＰ，Ａ)

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項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、0.000
   5〜0.050％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、900℃から1300℃
   までの温度範囲での断面減少率が40％以上である高マン
   ガン鋼。
2. 【請求項２】優れた熱間加工性を有する高マンガ鋼であ
   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、
   9.0％未満のCr、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0.0005〜0.40％のＢ、0.0005〜0.050％のTi、0.000
   5〜0.050％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、900℃から1300℃
   までの温度範囲での断面減少率が40％以上である高マン
   ガン鋼。
3. 【請求項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0.0005〜0.04％のＢ、0.0005〜0.050％のT
   i、0.0005〜0.050％のZr、0.0005〜0.040％のLa、0.000
   5〜0.040％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
   ℃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. 【請求項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N
   i、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
   ℃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鋼の製造方法。
5. 【請求項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。