JPH06505535A - 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、並びにその製造方法 - Google Patents

Abstract

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Description

【発明の詳細な説明】 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、並びに その製造方法 発明の分野 本発明は、自動車用鋼薄板、電子パネル薄板などの高い成形性が必要とされる分 野において用いられるオーステナイト高マンガン鋼に関するものである。特に本 発明は、優れた成形性、高強度および優れた溶接性を有するオーステナイト高マ ンガン鋼に関するものである。

発明の背景 鉄鋼の使用分野において、最も成形性を必要とするところは、自動車用鋼薄板、 および電子パネル薄板である。

特に、自動車工業においては、二酸化炭素の放出は、大気汚染を軽減するために 近未来においてますます厳しく規制される。この傾向に従い、燃料の燃焼効率を 改善することおよび自動車の重量を軽減することと並んで、良好な成形性を有す る高強度鋼薄板が要望されている。

従来、自動車用鋼薄板としては、マトリックス構造がフェライトである超低炭素 鋼が、成形性を確かなものとするために用いられてきた（米国特許第４，９５０ ，０２５号、同第４，８３０，６８６号および同第５，０７８，８０９号）。

しかしながら、超低炭素鋼が自動車用鋼薄板に用いられた場合、確かに成形性に は優れるものの、引張強さは２８〜３３ｋｇ／ｍｍ２にまで低下する。従って、 自動車の重量を低減させることができず、そして自動車の安全性が低下し、この ため乗客の生命を危くするものである。

ツェナイト（ｆｅｎｃｅ）マトリックスフェライトを有する超低炭素鋼は、炭素 を０．００５％まで含有することができ、そして不純物に関する溶解限度は非常 に低い。炭素および他の不純物が該溶解限度を越えて添加されると、炭化物およ び酸化物が形成され、特定の組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）を冷間圧延および焼なまし プロセスの間に発達させることができず、このため成形性を劣化させる。

これゆえ、該ツェナイトマトリックスを有する従来の自動車用鋼薄板の場合にお いては、炭素の添加は約０．００３％まで低減され、同様に他の不純物も成形性 を高めるためにできる限り少量のものへと低減されている。従って、鋼製造プロ セスにおいて脱ガス化処理のような特別の処理を行なう必要がある、および特定 の組織を冷間圧延および焼なましプロセスの間に発達させる必要があるといった 困難性を伴なうものである。

さらに、超低炭素鋼の低い強度が改良された多相（ｍｕｌｔｉｐｈａｓｅ）　ｊ ｌｉｌ！が米国特許第４．８５４．９７６号に開示されている。この鋼において 、Ｓ　ｉＳＭｎ　ＳＰ　ＳＡＤおよびＢがかなりの量で添加され、これによって ベイナイト構造が形成され、そして８％未満のオーステナイト構造が維持され、 このため、引張強さが５０〜７０ｋｇ／ｍｍ２へと増加させられている。しかし ながら、ベントナイト構造および残存オーステナイト構造の間の変形能の相違ゆ えに、成形性が低下し、そしてそれゆえ、この材料は、高い成形性を必要としな い自動車用部品に限定して使用されている。

一方、電子装置の外板として用いられる鋼薄板は、その強度および成形性に優れ るものであると共に、磁場に影響されないように非磁性材料でなければならない 。これゆえ、この目的のためにオーステナイトステンレス鋼が主に用いられてい るが、この鋼は高価なニッケルを約８％まで含有しており、同時にその磁化率は 、該鋼の製造プロセスにおけるひずみ誘導α′−マルテンサイトによって不安定 となる。

本発明者らは、従来の自動車用鋼薄板および電子用鋼薄板の上記欠点をいかにし て克服するかという研究に長年を費し、そして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を首尾よ（開発したものである。

これまで、良好な成形性および高強度を与えることを試みるために、高マンガン 鋼が用いられたことはない。

現今、高マンガン鋼は核融合反応装置において、静電荷を抑制することを目的と する磁気浮遊レール（ｍａｇｎｅｔｉｃ　ＩＩｏａｊｉｎｇ　「ａｉｌ）におい て、また変成器（Ｈａｎｓｆｏｒｍｅｒ）のための非磁性構造物質として用いら れている（特開昭６３−３５７５８号、同６４−１７８１９号、同６１−２８８ ０５２号および同６０−３６６４７号）。さらにこの材質はＶＴＲおよび電子音 響装置のいくつかの部品のための非磁性鋼としても用いられている（特開昭６２ −１３６５５７号）しかしながら、この非磁性高マンガン鋼においては、合金の 一成分としてのＡｇが添加されていないか、あるいは添加されていても、脱酸化 、酸化耐性、腐食耐性、固溶体硬化、およびグレン微細化のためにせいぜい４％ 程度までの添加である（特開昭６０−３６６４７号、同６３−３５７５８号およ び同６２−１３６５５７号）。

本発明に関連する同じ組成系の合金が、本発明者らに対して付与された大韓民国 特許第２９３０４号（相応米国特許第４，８４７．０４６号および日本国特許第 １．６３１゜９３５号）に開示されている。

しかしながら、大韓民国特許第２９３０４号に開示されている合金系は、その極 低温強度および靭性において考察されており、そしてそれゆえに、低温学的適用 において用いられるためのものである。これゆえ、成形性、強度および溶接性を 改良することを意図する本発明の鋼とは、本質的に異なるものである。

発明の概要 これゆえ、本発明の１つの目的は、面心立方格子を有するオーステナイトＦｅ− Ｍｎ−Ａ、Ｑ　−Ｃ鋼が高い伸びを有するという事実が、適当な量のひずみ双晶 （ｓｔｒａｉｎ　ｔｗｉｎ）を形成し、これによって成形性、強度および溶接性 を改善するために、利用されるものである、オーステナイト高マンガン鋼および その製造方法を提供することである。

本発明の別の目的は、ひずみ双晶がさらに成形性、強度　□および溶接性を改善 するように、固溶体硬化成分を面心立方格子を有するオーステナイトＦｅ−Ｍｎ −ＡＩ−Ｃへと添加するものである、オーステナイト高マンガン鋼およびその製 造方法を提供することである。

図面の簡単な説明 上記目的および本発明のその他の利点は、添付の図面を参照つつ本発明の好まし い実施態様を詳細に述べることによって、より明らかとなるであろう。添付の図 面において、図１は、ＭｎおよびＡ１の添加範囲を示すグラフ図であり、 図２は、実験に基づく成形性の限界を示すグラフ図であり、 図３は、本発明の鋼におけるひずみ双晶の形成を示す電子顕微鏡写真であり、 図４は、本発明の別の実施態様における変形双晶の形成を示す電子顕微鏡写真で あり、 図５は、実験に基づく成形性の限界を示すグラフ図であり、そして 図６は、実験に基づく溶接接合における硬さの変動を示すグラフ図である。

好ましい実施態様の説明 本発明の鋼は、０．７０重量％未満のＣを含み、そしてＭｎおよびＡｇが、図１ においてＡＳＢＳＣ，ＤおよびＥによって囲まれる範囲内に入るように添加され ている。残部は、Ｆｅおよびその他の避けられない不純物からなり、これによっ て、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を形 成する。

長期間の研究および実験の後、本発明者らは、該オーステナイト高マンガン鋼の Ｃ５ＭｎおよびＡ、Ｑがある度合で変化したとしても、また固溶体硬化成分が添 加されたとしても、優れた成形性、強度および溶接性を有する高マンガン鋼が依 然として得られることを見い出した。

この事実に基づき、新規の発明が具現化され、そしてこの新規の発明は以下に詳 細に述べられる。

本発明の鋼は、重量％で、１．５％未満のＣ，１５，０％〜３５．０％のＭｎ、 および０．１〜６．０％のＡ、ＱをＨし、残部はＦｅおよびその他の避けられな い不純物からなるものである。グレンサイズは４０．０μｍであり、成形性、強 度および溶接性は優れている。

別の実施態様において、本発明の鋼は、重量％で、１゜５％未満のＣ，１５，０ ％〜３５．０％のＭ　ｎ　、および０゜１〜６．０％のＡｇ、並びｌ：０．６０ ％未満（７）Ｓｉ、５゜０％未満のＣｕ、１，０％未満のＮｂ、０．５％未満の Ｖ、０．５％未満のＴｉ、９．０％未満のＣｒ、４．０％未満のＮｉおよび０． １２％未満のＮからなる群から選ばれた１ないしそれ以上の成分を有するもので ある。残部はＦｅおよびその他の避けられない不純物を含み、同時にグレンサイ ズは４０．０μｍ未満となり、これによって、成形性、強度および溶接性に優れ たオーステナイト高マンガン鋼が提供される。

本発明の高マンガン鋼は、連続的に熱間圧延および冷間圧延される。

本発明の鋼の製造プロセスは、重量％で、１．５％未満のＣ１１５，０〜３５． ０％のＭｎ、０．１〜６．０％のＡｇ、並びにＦｅおよびその他の避けられない 不純物からなる残部を含有する鋼スラブが調製され、そしてこの鋼スラブが通常 の方法において熱間圧延鋼薄板へと熱間圧延されるように構成される。あるいは 、該熱間圧延鋼薄板が冷間圧延され、そして次に、５秒ないし２０時間の間５０ ０〜１０００℃の温度で焼なましされ、これによって優れた成形性、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を得る。

あるいはまた、本発明の鋼の製造プロセスは、重量％で、１．５％未満のＣ，１ ５，０〜３５．０％のＭ　ｎ　、および０．１〜６．０％のＡＩ、並びに０．６ ０％未満のＳｉ。

５．０％未満のＣｕ、１，０％未満のＮｂ、０．５％未満のＶ、０．５％未満の Ｔｉ、９．０％未満のＣｒ、４．０％未満のＮｉおよび０．１２％未満のＮから なる群から選ばれた１ないしそれ以上の成分を合釘する鋼スラブが調製されるよ うに構成される。残部は、Ｆｅおよびその他の避けられない不純物からなり、そ してこの鋼スラブは、最終製品としての熱間圧延鋼薄板へと熱間圧延される。あ るいは、該熱間圧延鋼薄板が冷間圧延され、そして次に、５秒ないし２０時間の 間５５０〜１０００℃の温度で焼なましされ、これによって優れた成形性、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を得る。

ここで、上記合金成分の選択および添加範囲に関する理由を述べる。

炭素（Ｃ）は、積層欠陥エネルギーを増大することによってε−マルテンサイト の形成を阻止し、また、オーステナイトの安定性を改善する。しかしながら、そ の含有量が１．５重量％（以下、単に％と記す。）を越えると、その積層欠陥エ ネルギーが高くなりすぎて、双晶が全く形成され得なくなる。さらに、炭素のオ ーステナイトにおける溶解限度を超過して、炭化物が過剰に沈澱し、これによっ て伸びおよび成形性が劣化してしまうということになる。これゆえ、炭素の含有 量は望ましくは１．５％未満であるべきである。

マンガン（Ｍｎ）は、強度を改善するためおよびオーステナイト相を安定化させ るために欠くことのできない成分である。しかしながら、その含有量が１５．０ ％未満では、α′−マルテンサイト相が存在するようになり、一方、そのＡ　” Ｋ量が３５．０％を越えると、その添加効果が無効となるゆえ双晶の形成が阻止 される。これゆえ、マンガンの含有量は望ましくは１５．０〜３５．０％の範囲 内に制限されるべきである。

アルミニウム（ＡΩ）は炭素と同様に、オーステナイト相を安定化する積層欠陥 エネルギーを高め、そして冷間圧延のような過酷な変形の下においてすらε−マ ルテンサイト相を形成しないが、双晶を形成することに寄与する。これゆえ、ア ルミニウムは、低温加工性およびプレス成形性を改良するために重要な成分であ る。しかしながら、その含有量が０．１％未満であると、強度は高まるが、ε− マルテンサイトが形成されて伸びが劣化し、低温加工性およびプレス成形性が劣 化してしまうこととなる。一方、その含有量が６．０％を越えるものであると、 積層欠陥エネルギーが過剰に増大し、完全転位によってスリップ変形が生じてし まう。これゆえ、アルミニウムの含有量は望ましくは０．１〜６．０％であるべ きである。

−Ｆ記に述べたように、マンガンおよびアルミニウムの添加は、α′−マルテン サイトの形成を阻止し、そしてε−マルテンサイトの形成および完全転位に起因 するスリップ変形の可能性を排除する。これゆえ、この二つの成分は、双晶が部 分転位によって形成されるべきように限定される。

Ｓｉは、脱酸のため、および溶液硬化（ｓｏｌｕｔｉｏｎ−ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ）による強度の改善のために添加される。その含有量が０．６％を越えるもので あると、脱酸効果は飽和し、また自動車製造時における塗料被覆性が劣化し、一 方溶接時にクラックが形成される。これゆえ、Ｓｉの含有量は望ましくは０．６ ０％未満に限定されるべきである。

Ｃｕは、耐蝕性を改善するため、および固溶体硬化を通じて強度を増大させるた めに添加される成分である。もしそのＫ　ｋ　ｆｉが５．０％を越えるものであ ると、熱間圧延を損なうように、高温脆性（ｈｏｔ　ｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓ） が起きる。これゆえＣｕの含有量は望ましくは５．０％未満に限定されるべきで ある。

Ｎｂ、ＶおよびＴｉは固溶体硬化を通じて強度を改善するために添加される成分 である。Ｎｂの含有量が１．０％を越えるものであると、熱間圧延の間にクラッ クが生じ、またＶの含有量が０．５％を越えるものであると、低融点化合物が形 成され、このため熱間圧延品質が劣化することとなる。一方、Ｔｉは鋼内部で窒 素と反応し窒化物を沈澱させ、その結果、双晶が形成され、これによって強度お よび成形性か改善される。しかしながら、その含有量が０゜５％を越えると、過 剰な沈澱物が形成され、このため冷間圧延の間に微細なりラックが形成され、さ らに成形性および溶接性を悪化させることとなる。したがって、Ｎｂ、Ｖおよび Ｔｉの含に量は、それぞれ、１．０％、０．５％および０．５％までに限定され るべきである。

ＣｒおよびＮｉは、オーステナイト相を安定化させることによってα′−マルテ ンサイトの形成を阻止するため、および固溶体硬化を通じて強度を改善するため に添加される成分である。Ｃｒの含有量が９．０％未満であると、オーステナイ ト相が安定化され、そしてスラブの加熱の間および熱間圧延の間におけるクラッ クの形成を抑制することができ、これによって熱間圧延性を改善する。しかしな がら、その含有量が９．　０％を越えると、α′−マルテンサイトが多量に形成 され、成形性を劣化させることになる。

したがって、Ｃｒの含有量は望ましくは９．　０％未満に限定されるべきである 。

Ｎｉは、伸びを改善し、また衝撃強度などのような機械的特性を改善する。しか しながら、その含有量が４．０％を越えると、その添加効果が飽和するので、そ の含有量は経済的観点から望ましくは４．０％までに限定されるべきである。

窒素（Ｎ）は、凝固段階において、熱間圧延段階の間において、および冷間圧延 後の焼なまし段階の間において、ＡΩと反応して窒化物を沈澱させ、そしてそれ ゆえ、鋼薄板のプレス成形の間に双晶を形成するにおいて核の役割を果たし、こ れによって成形性および強度を改善させるものである。しかしながら、その含有 量が０．２％を越えると、窒化物が過剰な量で沈澱し、伸びおよび溶接性を悪化 させることになる。したがって、Ｎの含有量は望ましくは０゜２％未満に限定さ れるべきである。

次に本発明を、その製造条件に関して説明する。

上記に述べた組成を有する鋼は、例えば融解、連続鋳造（あるいはインゴット鋳 造）および熱間圧延といったいくつかのプロセスを経る。その結果、トラック、 バスおよびその他の大型自動車において用いられる、厚さ１．５〜８ｍｍの熱間 圧延鋼板が得られる。

この熱間圧延鋼薄板は、冷間圧延されそして焼なましされて、自動車に主として 用いられる厚さ１．５ｍｍ未満の冷間圧延薄板となる。この焼なまし熱処理に関 しては、連続焼なまし熱処理あるいは箱焼なまし熱処理のいずれも可能である。

しかしながら、連続焼なまし熱処理が、その大量生産における経済的特徴ゆえに 望ましい。

本発明の鋼に対する熱間圧延は、一般的方法において行なわれ、そして好ましく は、スラブ再加熱温度は１１００〜１２５０℃、また最終熱間圧延温度は７００ 〜１０００℃であるべきである。上記した１１００〜１２５０℃の熱間圧延温度 は、エネルギー効率を改善する目的で、スラブを短時間で均一に加熱すべきため に採用されるものである。

もし熱間圧延最終温度が低くすぎると、生産性が減じられ、そしてそれゆえ、そ の下限値は７００℃とすべきである。

また熱間圧延最終温度の上限値は１０００℃とすべきで、これは該熱間圧延プロ セスにおいて１０回を越える圧延通過を経る必要があるためである。

冷間圧延もまた通常の方法で行なわれる。Ｆｅ−Ｍｎ−１）−Ｃ鋼を製造するに おいて、焼なまし温度が５ｏｏ℃以下であると、変形したオーステナイトグレン が充分に再結晶化し得なくなる。さらに、この場合、圧延され伸ば°されたブレ ゛／が残存し、そしてそれゆえ、強度は高くなるが伸びが過度に低いものとなっ てしまう。一方、焼なまし温度が１０００℃を越えるものであると、オーステナ イトグレンが４０，０μｍを越える大きさに成長し、その結果成形性が低下して しまう。これゆえ、焼なまし温度は好ましくは５００〜１０００℃へと限定され るべきである。

焼なまし時間が５．０秒未満であると、冷間圧延薄板の内部にまで焼なましの熱 が到達できず、完全な再結晶化が形成され得ないという結果となる。さらに、こ の場合、冷間圧延されたグレンが残存し、成形性が劣るものとなる。

一方、焼なまし時間が２０時間を越えるものであると、その時限は、粗大炭化物 の形成によって侵され、これによって強度および成形性が低下する。これゆえ、 焼なまし時間は好ましくは５秒ないし２０時間に限定されるべきである。

Ｆ　ｅ　−Ｍｎ　−Ａｌ　−Ｃ鋼が固溶体硬化成分を添加することによって製造 される場合においては、上記と同様の理由から、焼なまし温度および焼なまし時 間を、それぞれ、５５０〜１０００℃、および５．　０秒ないし２０時間に限定 することが望ましい。

本発明により、合金設計−融解一連続鋳造一熱間圧延の段階を経て製造された熱 間圧延鋼薄板は、オーステナイトグレンのサイズが４０μｍ未満とし、引張強さ が５０ｋｇ／ｍｍ２を越えるものとし、また伸びが４０％を越えるものとするよ うに、冷間圧延され、焼なましされる。

本発明の鋼において、グレンサイズが４０μｍを越えるものであると、成形性が 悪化し、そしてそれゆえ、焼なましの調整は、グレンサイズを４０μｍ未満に低 減させるようになされるべきである。

次に、本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明する。

〈実施例１〉 下記の表１の組成を有する鋼が、真空中で融解され、そして、３０ｋｇの鋼イン ゴツトが形成された。次に、溶液処理が行なわれ、続いてスラブ圧延が行なわれ 、２５ｍｍの厚さを有するスラブが形成された。

上記に述べた方法で製造されたスラブが、１２００℃の温度に加熱され、そして 最終圧延温度を９００℃として熱間圧延を行なった。厚さ２．５ｍｍの熱間圧延 板がこの熱間圧延プロセスにより製造され、そして次にこの熱間圧延板は厚さ０ ．８ｍｍへと冷間圧延された。

冷間圧延薄板は、１０００℃の温度で１５分間焼なましされ、それぞれの試験片 に対してＸ線回折試験が行なわれた。続いて、室温における相の容量画分が観察 された。この結果を下記の表１に示す。さらに各試験片の透磁率が測定された。

この結果も表１に示す。

さらに、引張強さ、降伏強さおよび伸びを調べるために、引張試験が試験片にお いて行なわれた。さらに、引張試験後の引張検体の均一に伸ばされた部位が切取 られ、そしてＸ線回折試験が、ひずみ誘導相の容量画分を測定するために、該部 位に対し行なわれた。このデータは下記の表２に示される。

表２ 表１に示されるように、本発明の鋼１〜１２は、非磁性鋼となるべきように、ε −マルテンサイトおよびα′−マルテンサイトを形成せず、オーステナイト相の みを形成した。

一方、本発明の鋼の組成とは、マンガンおよびアルミニウムにおいて離れたもの である比較の鋼１３〜１７は、磁性を何するα′　−マルテンサイトを形成、あ るいはε−マルテンサイトを形成した。

本発明の組成に比してより多量のマンガンおよびアルミニウムを有する、従来の 鋼２０並びに比較の鋼１８および１９は、オーステナイト単独用を有し、そして 磁性を有していなかった。通常超低炭素鋼である従来の鋼２１はフェライト相（ α）を有し、そして磁性を有していた。

一方、比較の鋼１３〜１５および１７の場合、その引張強さは大きいものであっ たが、その伸びは極めて低０ものであった。これは、マンガンおよびアルミニウ ムの含有量が非常に低く、このため、ひずみ誘導変態（ｓｌａｉｎ−ｉｎｄｕｃ ｅｄ　ｔｒａｎｓｆｏ「ｍａｔｉｏｎ）を通じてε−マルテンサイトおよびα′ 　−マルテンサイトが形成されたという事実に起因する。

比較の鋼１６は低い伸びを示したが、これはアルミニウムのａＨ量が非常に高く （マンガンの合釘量は比較的低しＸが）、これによって、ひずみ誘導変態を通じ てのα′−マルテンサイトの形成されたこと、および双晶の欠落という事実に起 因するものである。

比較の鋼１８〜１９は低い引張強さおよび低い伸びを示したが、これはマンガン およびアルミニウムが非常に多く添加され、その結果、ひずみ誘導変態を通じて マルテンサイトが形成されなかったこと、ならびに、双晶がないという事実に起 因するものである。

一方、一般的なステンレス鋼である従来の鋼２０は、高い引張強さおよび高い伸 びを示した。しかしながら、これは、ひずみ誘導変態を通じてのα′−マルテン サイトの形成に起因する磁性を有するものであった。一方、超低炭素鋼である従 来の鋼２１は、本発明の鋼１〜１２のものより顕著に低い引張強さを示したが、 これはこの従来の鋼２１がフェライト相を有するという事実に基づくものである 。

〈実施例２〉 実施例１における、本発明の鋼２および９、比較の鋼１４および１８、並びに従 来の鋼２１について、成形可能限界ダイアグラム試験（ｆｏｒｍａｂｉｌ目７１ １ｍ１ｔ　ｄｉｘｇｔａｍ　ｊｅｓｔ）を行なった。その試験結果が図２に示さ れる。

図２に示すように、本発明の鋼２および９は、従来の超低炭素鋼２１と比較して 優れた成形性を示したが、これは前者においては双晶が形成されていたためであ る。比較の鋼１４および１８は満足すべき成形性を全く示さなかったが、これは これらが双晶を形成していなかったためである。

一方、表２に示すように本発明の組成範囲に合致する本発明の鋼１〜１２は、１ ９〜２６ｋｇ／ｍｍ２の降伏値、５０〜７０　ｋ　ｇ／ｍｍ２の引張強さ、およ び４０〜６８％の伸びを示した。特に、本発明の鋼１〜１２の高い伸びは、引張 変形を通じての双晶の形成に起因するものである。この事実は、図３に示すよう な本発明の鋼５の電子顕微鏡写真により確かめられることができる。

図３において、白い部分が双晶を示しており、一方黒い部分（マトリックス）が オーステナイトを示すものである。

〈実施例３〉 下記の表３の組成を有する鋼が、真空中で融解され、そして、３０ｋｇの鋼イン ゴツトが形成された。次に、溶液処理が行なわれ、続いてスラブ圧延が行なわれ 、２５ｍｍの厚さを有するスラブが形成された。このスラブが、１２００℃の温 度に加熱され、そして最終圧延温度を９００℃として熱間圧延が行なわれ、これ により厚さ２．５ｍｍの熱間圧延薄板が製造された。オーステナイトグレンのサ イズを測定するためにこの熱間圧延薄板において微細構造観察が行なわれた。こ れらの試験の結果は以下の表３−Ａにおいて示される。

次にこの熱間圧延薄板は、降伏強さ、引張強さおよび伸びの測定に供せられた。

このような試験の後、引張試験後の引張検体の均一に伸ばされた部位が、Ｘ線回 折試験にかけられるために、切り取られ、該試験によって相の容量画分が測定さ れた。この試験結果は以下の表３−Ａに示される。

表３ 前記表３−Ａに示すように、本発明の組成範囲および熱間圧延条件に従い製造さ れた熱間圧延鋼薄板２２〜３１は優れた特性を示した。すなわち、これらは５４ 〜７０ｋｇ／　ｍ　ｍ　２の引張強さ、４０％を越える伸びを示した。なお、こ のことは、引張変形の結果として変形双晶が形成されたという事実に起因するも のである。

引張試験の後、鋼２２〜３１の全てがオーステナイト単独相を示し、そして変形 双晶の格子構造は、該オーステナイト相の面心立方構造に相応する面心立方構造 であり、その結果、Ｘ線回折試験によってこれらは識別できなかった。

一方、比較の熱間圧延鋼３２．３３および３５の場合、引張強さは大きいが、伸 びは小さいものであった。これは、マンガンおよびアルミニウムの含有量が非常 に低く、その結果、ε−マルテンサイトおよびα′−マルテンサイトがひずみ誘 導変態を通じて形成されるという事実に起因するものである。

比較の熱間圧延鋼３４および３７は低い引張強さおよび低い伸びを示したが、こ れはマンガンおよびアルミニウムの含有量が非常に高く、ひずみ誘導変態を通じ て、マルテンサイトの形成が生じないのみならず、双晶も形成され得なかったと いう事実に起因するものである。

一方、比較の熱間圧延薄板３６は、高い降伏強さおよび高い引張強さを示したが 、伸びは低いものであり、このことは、炭素の含有量が非常に高く、炭化物が過 剰に沈澱してしまうという事実に起因するものである。

さらに、熱間圧延鋼薄板は、厚さＱ、３ｍｍへと冷間圧延され、そしてこの冷間 圧延鋼薄板は１０００℃のンＡ度で１５分間焼なましされた。次に試験片のそれ ぞれ（こお０て、オーステナイトグレンのサイズを測定するため：こ微細構造観 察が行なわれた。次いで、降伏強さ、引張強さおよびイ申びを測定するために、 引張試験が行なわれた。さら（こ、弓１張試験後の引張検体の均一に伸ばされた 部位力（、Ｘ線回折試験に供せられるために、切取られた。この方法（こお０て 、相の容量画分が測定され、そしてその結果は、以下の表３−Ｂに示される。

さらに、表３−Ｂに列挙された本発明の鋼２４ｃよ、電子顕微鏡によって観察さ れ、その観察結果は図４１こ示される。

表３−Ｂに示されるように、本発明の組成に合致する本発明の鋼２２〜３１は、 ３８ｋｇ／ｍｍ２の引張強さを有する従来のｗ４３８のほぼ２倍となる、５０〜 ７０　ｋ　ｇ　／　ｍｍ２の引張強さを有していた。さらに、鋼２２〜３１の伸 びは４０％を越えるものであり、また引張試験後の相は、オーステナイト単独相 であることを示していた。

一方、比較の鋼３２．３３および３５は、高い引張強さを示すが、伸びは低いも のであった。このことは、マンガンおよびアルミニウムの含有量が非常に低く、 その結果、ひずみ誘導変態を通じてε−マルテンサイトおよびα′−マルテンサ イトが形成されたという事実に起因するものである。

また比較の鋼３４および３７は、引張強さおよび伸びの双方において低いもので あり、このことはマンガンおよびアルミニウムの含有量が非常に高く、ひずみ誘 導変態を通じてのマルテンサイト相、並びに双晶が共に形成されなかったという 事実に起因する。

また比較の鋼３６は、その降伏強さおよび引張強さは高いものであったが、その 伸びが低いものであり、このことは、炭素の含有量が非常に高く過剰の炭化物が 沈澱してしまうという事実に起因するものである。

さらに、超低炭素鋼である従来の鋼３８は、本発明の鋼の引張強さより顕著に低 い引張強さを示したが、このことは、鋼３８がフェライト構造を有していたとい う事実に起因するものである。

以上述べたように、本発明の組成に合致する本発明の鋼２２〜３１は、１９〜３ １ｋｇ／ｍｍ２の降伏強さ、５０〜７０ｋｇ／ｍｍ２の引張強さ、および４０〜 ６８％の伸びを示した。特に、本発明の鋼２２〜３１の高い伸びは、引張変形を 通じての双晶の形成に起因するものである。この事実は、図４に示すような本発 明の鋼２４の電子顕微鏡写真により確かめられることができる。

図４において、白い部分が双晶を示すものであり、一方黒い部分がオーステナイ ト構造（マトリックス）を示すものである。

〈実施例４〉 実施例３における、本発明の鋼２３および２６、比較の鋼３５、並びに従来の鋼 ３８について、成形可能限界試験を行なった。その試験結果が図５に示される。

図５に示すように、本発明の鋼２３および２６は、超低炭素鋼である従来の鋼３ ８と比較して優れた成形性を示したが、比較の鋼３５は従来の鋼３８よりも悪い 成形性を示した。これは、本発明の鋼２３および２６は双晶の形成による優れた 成形性を有するのに対し、比較の鋼３５はε−マルテンサイトを形成し、このた め成形性が悪化するという事実に起因するものである。

〈実施例５〉 下記の表４の組成を有する鋼が融解され、そして、これより３０ｋｇの鋼インゴ ツトが調製された。次に、溶液処理が行なわれ、続いてスラブ圧延が行なわれ、 ２５ｍｍの厚さを有するスラブが形成された。

ここで、表４において、本発明の鋼３９〜４０および比較の鋼５４〜６０は真空 中で融解され、一方比較の鋼６１およびかなりの量の窒素（Ｎ）を含む鋼５０〜 ５３は、通常の大気条件下で融解された。

上記の方法において調製されたスラブが、１２００℃の温度に加熱され、そして 最終圧延温度を９００℃として熱間圧延が行ない、厚さ２．５ｍｍの熱間圧延薄 板が製造された。これらの熱間圧延鋼薄板は、微細構造観察にかけられ、これに よってオーステナイトグレンのサイズが測定された。この観察の結果を以下の表 ４−Ａに示す。

さらに、該熱間圧延薄板は、降伏強さ、引張強さおよび伸びを測定するために引 張試験に供せられた。この試験を行なった後、引張検体の均一に伸ばされた部位 が、Ｘ線回折試験にかけられるために、切り取られ、該試験によって相の容量画 分が算定された。これらの試験結果は以下の表４−Ａに示される。

表４ 表４−Ａに示すように、本発明の熱間圧延鋼薄板３９〜５３は、２２〜３０ｋｇ ／ｍｍ２の降伏強さ、６０〜７０ｋｇ／ｍｍ２の引張強さ、および４０〜６０％ の伸びを示した。

さらに、本発明の熱間圧延鋼薄板３９〜５３は、４０μｍより小さな微細なオー ステナイトグレンサイズを有し、また、引張変形を受けた後ですらε−マルテン サイトおよびα′−マルテンサイトを形成せず、全体がオーステナイト相を保持 している。本発明の鋼３９〜５１が、４０％を越えるこのような高い伸びを示し た理由は、引張変形の間に双晶が形成されたためである。

Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ５ＶＳＴｉＳＮなどのような固溶体硬化成分がかなりの 量で添加された、本発明の鋼である、鋼３９〜４６および４８〜５３は、該固溶 体硬化成分が少量添加された本発明の熱間圧延鋼薄板４７のものよりも、高い降 伏強さおよび引張強さを示した。このことは、固溶体硬化成分の添加は強度の増 大という結果となるという事実に起因するものである。

さらに、窒素がかなりの量で添加された、本発明の鋼である、熱間圧延鋼薄板５ ０〜５３は、窒素がより少ない量で添加された熱間圧延鋼薄板３９〜４９のもの よりも高い降伏強さおよび高い引張強さを示した。このことは、凝固段階におい て、熱間圧延段階の間におよび冷間圧延後の焼なまし熱処理の間に形成された窒 化アルミニウムに起因して、変形の間に、微細な双晶が形成されるという事実に 起因するものである。

一方、本発明の組成を越えるより多量のＣｕおよびＳｉが添加された比較の熱間 圧延鋼薄板５８および６０は、オーステナイト単独用を示したが、その伸びは非 常に低いものであった。このことは、非金属不純物および圧延の間に形成された クラックが、伸びを低下させることに寄与しているという事実に基づくものであ る。

また、本発明の組成範囲よりも多量にＮｂ５ＶおよびＴｉが添加された比較の熱 間圧延鋼薄板５５〜５７および５９は、低い伸びを示し、そしてこのことは、伸 びを低下させる炭化物が、鋼内で多量に形成されたという事実に起因するもので ある。

本発明の組成範囲よりも多量にＣｒを含む比較の熱間圧延鋼薄板５４は高い強度 を示したが、その伸びは非常に低いものであった。このことは、引張変形の後に 多量のα′−マルテンサイトが形成されるという事実に起因するものである。

本発明の組成範囲よりも多量に窒素（Ｎ）を含む比較の熱間圧延鋼薄板６１は低 い伸びを示したが、このことは、窒化物が過剰に沈澱したという事実に起因する ものであろうと思われる。

さらに、上記に述べた方法によって製造された熱間圧延鋼薄板は、厚さ０．８ｍ ｍへと冷間圧延され、そして１０００℃の温度で１５分間焼なましされた。次に 、オーステナイトグレンのサイズを測定するために微細構造観察が行なわれ、続 いて、降伏強さ、引張強さおよび伸びのような引張試験が行なわれた。さらに、 引張試験後の引張検体の均一に伸ばされた部位が、相の容量画分を測定するため に切取られ、そして次に、限界絞り比（ＬＤＲ，１１ｍ１ｔ　ｄｒａｗｉｎｇ　 ｒａｔｉｏ　）を測定するために、直径３３ｎ＋ｎ＋のポンチを用いて絞り試験 が行なわれた。これらの試験の結果は以下の表４−Ｂに示される。

以下の表４−Ｂにおいて、ＬＤＲの値は、ＬＤＲ＝　［ブランクの直径］／［ポ ンチの直径］であると定義される。

良好な成形性が要求される自動車用鋼薄板に関する標準ＬＤＲは１．９４である ことが知られている。この標準値によって、鋼薄板が１．９４を越えるあるいは これ未満のＬＤＲ値を有するかどうかに基づき、成形性を評価した。

表４−Ｂに示すように、本発明の鋼３９〜５３は、２０〜２７ｋｇ／ｍｍ２の降 伏強さ、５７〜６６　ｋ　ｇ／ｍｍ２の引張強さ、および４０〜６０％の伸びを 示した。

さらに、本発明の鋼３９〜４９はε−マルテンサイトあるいはα′−マルテンサ イトを形成せず、オーステナイト単独用を示し、これによって、かなり安定した 鋼を形成した。さらに、これらは、４０％を越える伸びを有し、かつ優れた成形 性をも示した。このことは、引張変形の間に双晶が形成されたという事実に基づ くものである。

本発明の鋼の中で、Ｃｒ、　Ｎｉ、ＣｕＳＮｂ、ＶＳＴｉｓＮなどの固溶体硬化 成分がかなりの量で添加された、鋼３９〜４６および４８〜５３は、該固溶体硬 化成分がより少量添加された本発明の鋼４７よりも高い降伏強さおよび引張強さ を示した。このことは、固溶体硬化成分が強度の増大を招くという事実に基づ（ ものである。

さらに、本発明の鋼の中で、窒素ががなりの量で添加された、鋼５０〜５３は、 窒素がより少ない量で添加された本発明のｗ４３９〜４９よりも高い降伏強さお よび引張強さを示した。このことは、凝固段階において、また、熱間圧延段階の 間、および冷間圧延後の焼なまし熱処理の間に、ＡＩと反応して窒化物が沈澱し 、そして変形の間にこの窒化アルミニウムに起因して微細な双晶が形成されたと いう事実に基づくものである。

一方、本発明の組成範囲を越えてＣｕおよびＳｉが添加された比較のｗ４５８お よび６０は、オーステナイト単独相を示したが、その成形性は満足できるもので はなかった。

このことは、非金属不純物および圧延の間に形成された微細なりラックによって 成形性が悪化させられるという事実に基づくものである。

さらに、Ｎｂ５ＶおよびＴｉが本発明の組成範囲を越えて添加された比較のＷ４ ５５〜５７および５９は、満足できない成形性を示した。このことは、鋼内で形 成された炭化物が成形性を低下させるという事実に起因するものである。

Ｃｒが本発明の組成範囲を越えて添加された比較の鋼５４は高い強度を示したが 、その伸びおよび成形性は低いものであった。このことは、引張変形の後に多量 のα′−マルテンサイトが形成されたという事実に起因するものである。

窒素（Ｎ）が本発明の組成範囲を越えて添加された比較の鋼６１は劣った伸びお よび成形性を示したが、このことは、窒化物が過剰に沈澱したという事実に起因 するものである。

〈実施例６〉 実施例５の表４に示した本発明の鋼４４が、実施例５におけると同様の方法で熱 間圧延されそして冷間圧延された。

序で、冷間圧延鋼薄板が、以下の表５の焼なまし条件下で焼なましされた。

焼なましを行なった後、微細構造観察が冷間圧延鋼薄板において行なわれ、そし てその後、引張試験が、降伏強さ、引張強さおよび伸びを測定するために行なわ れた。また、直径３３ｍｍのポンチを用いた絞り試験が成形性を評価するために 行なわれた。これらの試験結果は以下の表５において示される。

表５に示すように、本発明の焼なまし条件および組成に合致する本発明の鋼６２ 〜６５は、焼なまし処理後のオーステナイトグレンサイズが４０μｍ未満に低減 されるということ、降伏強さ、引張強さおよび伸びが高いということ、並びに、 成形性に優れているということといった特性を有している。

一方、本発明の組成に合致するが、本発明の焼なまし条件よりは離れたものであ る、比較の鋼６６〜６８は、次のような特性を有している。すなわち、本発明の 焼なまし温度範囲よりも低い焼なまし温度である場合あるいは焼なまし時間か短 い場合には、オーステナイト構造が再結晶化されず、高い強度は与えられるもの の、伸びおよび成形性は非常に低くなる。逆に、焼なまし温度が高すぎるあるい は焼なまし時間が長すぎる場合には、オーステナイトグレンが粗大となり、伸び がより良好となるが、鋼内における炭化物の形成によって成形性が悪化する。

〈実施例７〉 実施例５の表４に示される本発明の鋼４４および従来の鋼３８が、実施例６の方 法において熱間圧延および冷間圧延され、その後、焼なましが１０００℃の温度 で１５分間行なわれた。

次に、焼なましされた鋼薄板において、スポット溶接が、３００ｋｇｆの圧力、 ｌ０ＫＡの溶接電流、および３０サイクル（６０Ｈｚ）の電流伝導時間という条 件をもって、実施された。次に硬度試験が、溶接部分において０．１ｍｍの間隔 て１００ｇの重量を用いて行なわれた。この試験の結果は図６に図示される。

本発明の鋼４４の、溶接金属、熱影響ゾーン（ｈｅａｔ　ａｌｆｅｃｌｅｄ　ｘ ｏｎｅ）およびベース金属は、これらの３つの部分すべてにおいて２５０のピッ カー硬度値を示し、そしてこのことは本発明の鋼４４が優れた溶接性を何すると いう事実の証拠となるものである。

本発明の鋼４４がこのような優れた溶接性を有する理由は、熱影響ゾーンにおい て脆化構造層が全く発生しないということである。

一方、従来の鋼３８は、溶接金属および熱影響ゾーンが、ベース金属よりもかな り高い、約５００のピッカー硬度値を示す。このことは、その溶接性が満足でき るものであるが、脆化相が溶接金属および熱影響ゾーンに形成されるという事実 の証拠となるものである。

以上述べたように本発明によれば、本発明の鋼は超低炭素鋼の２倍である５０〜 ７０ｋｇ／ｍｍ２の引張強さを有している。これゆえ、自動車の重量は軽減され 得、また自動車の安全性も向上させることができる。さらに、溶解限度が非常に 高く、そしてそれゆえ、炭素含有量を１．５重量％まで増加させることができ、 冷間圧延のプロセスにおいて、特別な処理を要すること、および成形性を増大さ せるための特別の方策が必要とされない。従って、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が製造できるものである。

Ｍｎ　＜重量％） 主要なひずみ（％） 主要でないひずみ（％） 主要なひずみ（％） 主要でないひずみ（％） 融合ラインからの距離　（ｍｍ） フロントページの続き （７２）発明者　キム　タイ　ウォン 大韓民国　キヨンサンブクード　７９０−３３０、ボハンシティ、ヒョーザード ン、サン３２．リサーチ　インスティチュート　オブ　インダストリアル　サイ エンス　アンド　テクノロジー　シー／オー （７２）発明者　ハン　ジャ　クワアン大韓民国　キヨンサンブクード　７９〇 −３３０、ポハンシティ、ヒョーザードン、サン３２．リサーチ　インスティチ 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　シー／ オー （７２）発明者　チャン　ラ　ウォン 大韓民国　キヨンサンブクード　７９０−３３０、ポハンシティ、ヒョーザード ン、サン３２．リサーチ　インスティチュート　オブ　インダストリアル　サイ エンス　アンド　テクノロジー　シー／オー （７２）発明者　キム　ヤン　ギル 大韓民国　ソウル　１３５−０１０．ギャンナムーク、ノンヒュンードン　３４ ７−１７

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．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であ って、その組成が、０．７０重量％未満の炭素、 添付の図１に示されるＡ、Ｂ、Ｃ、ＤおよびＥによって形成される囲い領域から 逸脱することなく添加されるＭｎおよびＡｌ、並びに Ｆｅおよびその他の避けられない不純物を含む残余成分 からなることを特徴とするオーステナイト高マンガン鋼。 ２．成形性が変形双晶によって改良されるものである、請求の範囲第１項に記載 の優れた成形性、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。 ３．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であ って、 重量％で、１．５％未満の炭素、１５．０〜３５．０％のＭｎ、および０．１〜 ６．０％のＡｌ、並びに、Ｆｅおよびその他の避けられない不純物である残余成 分からなる組成を有し、 オーステナイトグレンのサイズが４０．０μｍ未満であること を特徴とするオーステナイト高マンガン鋼。 ４．成形性が変形双晶によって改良されるものである、請求の範囲第３項に記載 の優れた成形性、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。 ５．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であ って、 重量％で、１．５％未満のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎおよび０．１〜６． ０％のＡｌ、０．６０％未満のＳｉ、５．０％未満のＣｕ、１．０％未満のＮｂ 、０．５％未満のＶ、０．５％未満のＴｉ、９．０％未満のＣｒ、４．０％未満 のＮｉおよび０．２％未満のＮからなる群から選ばれて添加される１ないしそれ 以上の成分、並びに、 Ｆｅおよびその他の避けられない不純物からなる残余成分からなる組成を有し、 オーステナイトグレンのサイズが４０．０μｍ未満であること を特徴とするオーステナイト高マンガン鋼。 ６．成形性が変形双晶によって改良されるものである、請求の範囲第５項に記載 の優れた成形性、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。 ７．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の製 造方法であって、重量％で、１．５％未満の炭素、１５．０〜３５．０％のＭｎ 、および０．１〜６．０％のＡｌ、並びに、Ｆｅおよびその他の避けられない不 純物である残余成分からなる組成を有する鋼スラブを調製し、そして該スラブを 公知の方法で熱間圧延する 段階を有することを特徴とするオーステナイト高マンガン鋼の製造方法。 ８．熱間圧延が、７００〜１０００℃である最終温度を有して、１１００〜１２ ５０℃の温度で実行されるものである請求の範囲第４項に記載の優れた成形性、 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の製造方法。 ９．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の製 造方法であって、重量％で、 １．５％未済のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎおよび０．１〜６．０％のＡｌ 、 ６０％未満のＳｉ、５．０％未満のＣｕ、１．０％未満のＮｂ、０．５％未満の Ｖ、０．５％未満のＴｉ、９．０％未満のＣｒ、４．０％未満のＮｉおよび０． ２％未満のＮからなる群から選ばれて添加される１ないしそれ以上の成分、並び に、 Ｆｅおよびその他の避けられない不純物からなる残余成分 からなる組成を行ずる鋼スラブを調製し、そして該鋼スラブを公知の方法で熱間 圧延する段階を有することを特徴とするオーステナイト高マンガン鋼の製造方法 。 １０．熱間圧延が、７００〜１０００℃である最終温度を有して、１１００〜１ ２５０℃の温度で実行されるものである請求の範囲第６項に記載の優れた成形性 、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の製造方法。 １１．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の 製造方法であって、重量％で、１．５％未満の炭素、１５．０〜３５．０％のＭ ｎ、および０．１〜６．０％のＡｌ、並びに、Ｆｅおよびその他の避けられない 不純物である残余成分からなる組成を有する鋼スラブを調製し、公知の方法で、 該鋼スラブを熱間圧延しそして熱間圧延鋼薄板を冷間圧延し、さらに 冷間圧延鋼薄板を５００〜１０００℃の温度で５秒〜２０時間焼なましする 段階を有することを特徴とするオーステナイト高マンガン鋼の製造方法。 １２．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の 製造方法であって、重量％で、 １．５％未満のＣ、１５．０〜３５．０％のＭｎおよび０．１〜６．０％のＡｌ 、 ６０％未満のＳｉ、５．０％未満のＣｕ、１．０％未満のＮｂ、０．５％未満の Ｖ、０．５％未満のＴｉ、９．０％未満のＣｒ、４．０％未満のＮｉおよび０． ２％未満のＮからなる群から選ばれて添加される１ないしそれ以上の成分、並び に、 Ｆｅおよびその他の避けられない不純物からなる残余成分 からなる組成を有する鋼スラブを調製し、公知の方法で、該鋼スラブを熱間圧延 しそして熱間圧延鋼薄板を冷間圧延し、さらに 冷間圧延鋼薄板を５００〜１０００℃の温度で５秒〜２０時間焼なましする 段階を有することを特徴とするオーステナイト高マンガン鋼の製造方法。