WO2020189762A1 - 高マンガン鋼鋳片の製造方法、高マンガン鋼鋼片および高マンガン鋼鋼板の製造方法 - Google Patents

高マンガン鋼鋳片の製造方法、高マンガン鋼鋼片および高マンガン鋼鋼板の製造方法 Download PDF

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陽一 伊藤
則親 荒牧
孝一 中島
茂樹 木津谷
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention is a steel that is a high manganese steel material for structural steel used in cryogenic environments such as nuclear fusion facilities, roadbeds for linear motor cars, mechanical structural members such as nuclear magnetic resonance fault chambers, and liquefied gas storage tanks.
  • the present invention relates to a method for producing pieces and steel plates, and a method for producing high manganese steel slabs used for producing these pieces.
  • High manganese steel which has an austenitic single-phase structure and non-magnetic properties, is in increasing demand as an inexpensive steel material to replace conventional austenitic stainless steels, 9% nickel steels, and 5000 series aluminum alloys. ..
  • the steel slabs used as the raw material for these high manganese steels are generally manufactured by obtaining slabs by the ingot method and hot slabbing rolling, but recently, productivity improvement and cost From the viewpoint of reduction, production from slabs obtained by the continuous casting method has become indispensable.
  • productivity improvement and cost From the viewpoint of reduction, production from slabs obtained by the continuous casting method has become indispensable.
  • surface cracks of the slabs during continuous casting and surface cracks of steel pieces and steel sheets during hot rolling occur frequently and cracks occur. Increased maintenance for removing flaws and reduced yield are problems. Therefore, there has been a strong demand for the production of high manganese steel slabs capable of suppressing surface cracks during the production of steel slabs or steel sheets.
  • Patent Document 1 states that one or more of Mg, Ca, and REM are 0.0002% or more in total.
  • a high Mn steel having excellent low temperature toughness is disclosed, which contains components satisfying 30C + 0.5Mn + Ni + 0.8Cr + 1.2Si + 0.8Mo ⁇ 25 and O / S ⁇ 1.
  • Patent Document 1 achieves excellent fine crystal grains by containing the above components, but controls the types of inclusions and precipitates that determine the crystal grain size as targeted. There was a problem that it was not enough.
  • the present invention has been made in view of this situation, and is a method for producing high manganese steel pieces and steel sheets capable of controlling inclusions and precipitates that determine the crystal grain size and suppressing the occurrence of surface scratches, and production thereof. It is an object of the present invention to provide a method for producing a high manganese steel slab used in the above.
  • C 0.10% or more and 1.3% or less
  • Si 0.10% or more and 0.90% or less
  • Mn 10% or more and 35% or less
  • P 0.030% or less
  • S 0.0070% or less
  • Al 0.01% or more and 0.1% or less
  • Cr 10% or less
  • Ca 0.0001% or more and 0.010% or less
  • Mg 0.0001% or more and 0.010 %
  • Ti 0.001% or more and 0.03% or less
  • N 0.0001% or more and 0.20% or less
  • O 0.0100% or less
  • the balance is composed of iron and unavoidable impurities.
  • the ACR of the above formula (1) is calculated by the following formula (2).
  • ACR ⁇ [% Ca]-(0.18 + 130 x [% Ca]) x [% O] ⁇ / (1.25 x [% S]) ...
  • [% Ca] in the above formula (2) is the content of Ca in the molten steel (mass%)
  • [% O] is the content of O in the molten steel (mass%)
  • [% S] Is the content (mass%) of S in the molten steel.
  • [2] The method for producing a high manganese steel slab according to [1], wherein the Ti, Mg and N contents of the molten steel in the tundish further satisfy the following formula (3).
  • [% Ti] in the above formula (3) is the content of Ti in the molten steel (mass%)
  • [% N] is the content of N in the molten steel (mass%)
  • [% Mg] Is the Mg content (mass%) in the molten steel.
  • Nb 0.001% or more and 0.01% or less
  • V 0.001% or more and 0.03% or less
  • Cu 0.01% or more and 1.00% or less
  • Ni 0
  • Mo 0.05% or more and 2.00% or less
  • W 0.05% or more and 2.00% or less.
  • high manganese steel slabs can be produced while suppressing the occurrence of surface scratches. Further, when the high manganese steel slab is hot-rolled into a steel slab or a steel plate, the high manganese steel slab or a steel plate can be produced while suppressing the occurrence of surface scratches during rolling.
  • FIG. 1 is a diagram summarizing the formation behavior of inclusions and precipitates of high manganese steel in the solidification process from molten steel in the conventional example and the invention example.
  • the high manganese steel according to the present embodiment has C: 0.10% or more and 1.3% or less, Si: 0.10% or more and 0.90% or less, Mn: 10% or more and 35% or less, P: 0.030.
  • % Or less S: 0.0070% or less, Al: 0.01% or more and 0.1% or less, Cr: 10% or less, Ca: 0.0001% or more and 0.010% or less, Mg: 0.0001% or more It contains 0.010% or less, Ti: 0.001% or more and 0.03% or less, N: 0.0001% or more and 0.20% or less, O: 0.0001% or more and 0.0100% or less, and the balance is It has a component composition consisting of iron and unavoidable impurities.
  • the composition of the above components is Nb: 0.001% or more and 0.01% or less, V: 0.001% or more and 0.03% or less, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01%.
  • One or more selected from 0.50% or more, Mo: 0.05% or more and 2.00% or less, and W: 0.05% or more and 2.00% or less may be contained. “%” Representing the content of a component in the component composition means “mass%” unless otherwise specified. The content of all components is a total value, not a dissolved amount.
  • C 0.10% or more and 1.3% or less C is added for the purpose of stabilizing the austenite phase and improving the strength. If the C content is less than 0.10%, the required strength cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 1.3%, the amount of carbides and cementite precipitated becomes excessive and the toughness decreases. Therefore, the content of C needs to be 0.10% or more and 1.3% or less, and preferably 0.30% or more and 0.8% or less.
  • Si 0.10% or more and 0.90% or less Si is added for the purpose of deoxidation and solid solution strengthening. In order to obtain this effect, the Si content needs to be 0.10% or more.
  • Si is a ferrite stabilizing element, and when added in a large amount, the austenite structure of high manganese steel becomes unstable. Therefore, the Si content needs to be 0.90% or less. Therefore, the Si content needs to be 0.10% or more and 0.90% or less, and preferably 0.20% or more and 0.60% or less.
  • Mn 10% or more and 35% or less Mn is an element that stabilizes the austenite structure and brings about an increase in strength.
  • Mn content 10% or more
  • the characteristics such as non-magnetism and low temperature toughness expected of austenitic steel can be obtained.
  • austenitic steel generally has poor hot workability, and among them, high manganese steel is known as a material having high crack sensitivity during continuous casting and hot rolling.
  • the Mn content needs to be 10% or more and 35% or less, and preferably 20% or more and 28% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity element contained in steel, which causes a decrease in toughness and hot embrittlement. Therefore, the smaller the P content, the better, but up to 0.030% is acceptable. Therefore, the content of P needs to be 0.030% or less, preferably 0.015% or less.
  • S 0.0070% or less
  • S is an impurity element contained in steel, and sulfides such as MnS serve as a starting point to reduce toughness. Therefore, the smaller the S content, the better, but up to 0.0070% is acceptable. Therefore, the content of S needs to be 0.0070% or less, and preferably 0.0030% or less.
  • Al 0.01% or more and 0.1% or less Al is added for the purpose of deoxidation.
  • the Al content must be 0.01% or more.
  • the Al content needs to be 0.01% or more and 0.1% or less, and preferably 0.02% or more and 0.05% or less.
  • the Cr content needs to be 10% or less, preferably 7% or less.
  • Ca 0.0001% or more and 0.010% or less
  • the Ca content needs to be 0.0001% or more.
  • the Ca content needs to be 0.010% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • Mg 0.0001% or more and 0.010% or less Mg, like Ca, is very easy to bond with O and S elements and forms fine oxides and sulfides, so grain boundary embrittlement due to precipitation inclusions Can be expected to be suppressed. Therefore, the Mg content needs to be 0.0001% or more. On the other hand, if the Mg content is excessive, the reaction with the molten steel becomes violent at the time of addition, which not only raises a concern that the cleanliness of the molten steel is adversely deteriorated, but also has a concern that the precipitated inclusions are coarsened. Therefore, the Mg content needs to be 0.010% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0005% or more and 0.0020% or less.
  • Ti 0.001% or more and 0.03% or less Ti binds to C and N elements under high temperature conditions, so it is effective in suppressing the formation of huge carbides and the precipitation of Nb and V carbonitrides with high crack sensitivity. Is. Therefore, the Ti content needs to be 0.001% or more. On the other hand, when a large amount of Ti is added, a huge carbonitride is generated, and deterioration of low temperature toughness becomes a problem. Therefore, the Ti content needs to be 0.03% or less. The Ti content is preferably 0.001% or more and 0.02% or less.
  • N 0.0001% or more and 0.20% or less N stabilizes the austenite structure and increases the strength by solid solution and precipitation. Aiming at this effect, the content of N needs to be 0.0001% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.20%, the hot workability is lowered. Therefore, the content of N needs to be 0.0001% or more and 0.20% or less.
  • the content of N is preferably 0.0050% or more and 0.10% or less.
  • the O content is a value determined by the degree of deoxidation and removal of inclusions in the molten steel stage, and the O content is preferably smaller from the viewpoint of cleanliness.
  • the content of O is the total content of O including O as an oxide (inclusion). If the content of O is too large, not only the above-mentioned elements such as Ca and Mg cannot generate a sufficient effect, but also solidification defects such as cavities are likely to occur frequently in the slab. Therefore, the content of O needs to be 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0030% or less.
  • the high manganese steel according to the present embodiment may contain one or more selected from the following elements, if necessary.
  • Nb 0.001% or more and 0.01% or less
  • V 0.001% or more and 0.03% or less
  • Both Nb and V produce carbonitrides, and the produced carbonitrides trap diffusible hydrogen. Since it acts as a site, it has the effect of suppressing stress corrosion cracking. In order to obtain this effect, it is preferable to contain Nb: 0.001% or more and 0.01% or less, and V: 0.001% or more and 0.03% or less.
  • Cu 0.01% or more and 1.00% or less
  • Ni 0.01% or more and 0.50% or less
  • Cu and Ni stabilize the austenite structure and contribute to the suppression of carbide precipitation.
  • Mo 0.05% or more and 2.00% or less
  • W 0.05% or more and 2.00% or less Mo and W contribute to the improvement of the base metal strength.
  • the rest other than the above is iron and unavoidable impurities.
  • the high manganese steel is an austenite single-phase steel, an austenite structure having a large crystal grain size is generated from the surface of the slab. Since the austenite grain size is coarse, the high-temperature ductility is low as compared with general steel, and impurity elements such as P and S are concentrated at the grain boundaries. The concentration of this impurity element makes the grain boundaries fragile, and surface cracks occur in the form of propagating the fragile grain boundaries.
  • the high manganese steel has a high Mn concentration in the steel and has a high reactivity with S, so that the formation of MnS is more remarkable than that of the general steel. It also produces M 23 C 6 carbides (M: Mn, Cr, Fe, Mo). These precipitates are likely to precipitate at the grain boundaries of high manganese steel, and even when coarse sulfide or carbide precipitates are concentrated at the grain boundaries, the grain boundaries become fragile and surface cracks occur. Occurs.
  • the austenite structure develops rapidly from just below the solidus temperature, so it is important to deposit inclusions that are pinning nuclei at least to the solidus temperature. .. Furthermore, it suppresses the precipitation of coarse sulfides and carbides that are harmful to cracks from concentrating on the grain boundaries, and finely deposits them in the crystal grains to disperse the strain concentrated on the grain boundaries. It is also important to let them do it.
  • a method of suppressing the formation of MnS As a method of suppressing the formation of MnS, a method of adding Ca to steel is known. Suppression of MnS formation by the addition of Ca is performed with steel for sour line pipes and the like. Ca / S and ACR indexes (atomic concentration ratio indexes) are known as indexes of Ca addition. It is known that it is effective to add Ca so as to satisfy Ca / S> 2 or to satisfy the following equation (4) in order to suppress the formation of MnS.
  • ACR ⁇ [% Ca]-(0.18 + 130 x [% Ca]) x [% O] ⁇ / (1.25 x [% S]) ...
  • [% Ca] in the above formula (2) is the content of Ca in the molten steel (mass%) in the tundish
  • [% O] is the content of O in the molten steel (mass%) in the tundish
  • [% S] is the content (mass%) of S in the molten steel in the tundish.
  • the Al 2 O 3 inclusions in the molten steel are morphologically controlled by CaO ⁇ Al 2 O 3 oxide, and the precipitation of MnS during solidification is suppressed by CaS.
  • This idea also applies to high manganese steel.
  • CaS-MnS is produced at the molten steel stage. CaS-MnS produced in the molten steel stage is easily agglomerated and coalesced and easily floated and removed. Even when it is incorporated into the slab after solidification, it is unlikely to become a pinning nucleus for grain refinement.
  • Ca is added to the high manganese steel molten steel
  • the Ca, O, and S contents of the high manganese steel molten steel in the tundish are expressed by the following equation (1). Adjust the ingredient composition to your satisfaction.
  • the composition of the molten steel can be measured by component analysis of the molten steel sampled from inside the tundish.
  • TLL liquidus temperature
  • TSL solidus temperature
  • the above-mentioned precipitates finely dispersed in the crystal grains also act as pinning nuclei for crystal grain refinement, the crystal grain size is refined and the weakening of the crystal grain boundaries due to the concentration of impurity elements is avoided. it can. As a result, the occurrence of surface cracks due to grain boundary cracks is further suppressed.
  • the Ca, O and S contents of the high manganese steel molten steel in the tundish are set to ACR ⁇ 0.4, the amount of Ca added is too small, so that fine CaO / MnO / Al 2 O 3 intervening No substance is produced, and MnS is mainly produced at the grain boundaries after solidification.
  • ACR> 1.4 CaS is likely to be generated at the molten steel stage, so that it does not function as a pinning nucleus for grain size miniaturization and the crystal grain size cannot be miniaturized.
  • the Ca, O and S contents of the high manganese steel molten steel in the tundish preferably satisfy the following formula (5), whereby the pinning effect due to the fine MnS is enhanced and the crystal grain size can be further made finer. ..
  • the temperature at which CaO, MnO, and Al 2 O 3 are precipitated is preferably between TLL and TSL, at which the solid phase ratio of the high manganese steel molten steel is 0.3 or more. This is because a solid phase ratio of 0.3 or more is close to the flow limit phase rule of molten steel, and the precipitated inclusions remain at the precipitated position without being washed away by the molten steel.
  • Ti and N may be added to the molten steel to finely disperse the precipitates with MgO and TiN as nuclei.
  • Ti and N are added to molten steel to reach the solubility product at a high temperature of 1300 to 1400 ° C. to precipitate TiN, and the precipitate is used as a pinning nucleus for grain refinement. Since fine TiN is stably generated in the presence of MgO, it is effective to include Mg in addition to Ti and N.
  • the contents of Ti, Mg and N of the molten steel of high manganese steel in the tundish satisfy the following equation (3). In this case, it was found that MgO-TiN was finely dispersed and precipitated in the crystal grains immediately after solidification.
  • [% Ti] is the Ti content (mass%) in the molten steel in the tundish
  • [% N] is the N content (mass%) in the molten steel in the tundish
  • [% Mg] is the content (mass%) of Mg in the molten steel in the tundish.
  • Ti is set to 0.0001% by mass even when Ti is not added, and Mg is set to 0.0001% by mass even when Mg is not added.
  • MgO-TiN takes the form of depositing MnS and CaS-MnS around the precipitates. Therefore, by finely dispersing the MgO-TiN precipitate in the crystal grains, it is possible to suppress the precipitation of coarse MnS precipitates at the crystal grain boundaries. Since the MgO-TiN precipitate functions as a pinning nucleus, the crystal grain size is further refined. As a result, the occurrence of surface cracks due to grain boundary cracks is further suppressed.
  • FIG. 1 is a diagram summarizing the formation behavior of inclusions and precipitates of high manganese steel in the solidification process from molten steel in the conventional example and the invention example.
  • Inclusions in the molten steel of a high manganese steel is Al 2 O 3 -MnO inclusions is oxide, are present in the molten steel of 1500 ⁇ 1600 ° C..
  • Ca is added to adjust the composition of the components so that the Ca, O and S contents of the high manganese steel molten steel in the tundish satisfy the above equation (1).
  • the Al 2 O 3 -MnO inclusions become CaO / MnO / Al 2 O 3 inclusions between the TLL and the TSL and are finely dispersed and precipitated in the crystal grains and at the grain boundaries.
  • Ti, Mg and N are added to adjust the composition of the components so that the Ti, Mg and N contents of the high manganese steel molten steel in the tundish satisfy the above equation (3).
  • MgO-TiN inclusions are finely dispersed and precipitated in the crystal grains and at the grain boundaries between TLL and TSL.
  • the MnS, CaS, and M 23 C 6 that are precipitated thereafter are precipitated around the CaO / MnO / Al 2 O 3 precipitate and the MgO-TiN precipitate, so that the MnS precipitate is dispersed in the crystal grains and is coarse. It is suppressed that MnS precipitates are concentrated at the grain boundaries.
  • the crystal grain size is also miniaturized.
  • High manganese steel was melted using a 150-ton converter, an electrode-heated ladle smelter, and an RH vacuum degassing device, and after adjusting the molten steel composition and temperature, a tundish with a capacity of 30 tons was used, and the radius of curvature was 10.
  • a slab having a cross-sectional size of 1250 mm width ⁇ 250 mm thickness was continuously cast using a 5 mR curved continuous casting machine. The casting speed was in the range of 0.7 to 0.9 m / min, and the amount of secondary cooling water was in the range of 0.3 to 0.6 L / kg.
  • the slab is once lowered to a cold slab by slow cooling, the slab is charged into the heating furnace for a predetermined time so as to reach a predetermined target temperature, and then hot-rolled at a total reduction ratio of 48%.
  • Table 1 shows the composition of the molten steel sampled from the tundish in Invention Examples 1 to 39, the calculated values of equations (1) and (3), and the investigation results of surface cracks.
  • Tables 2 and 3 show the composition of the molten steel sampled from the tundish in Comparative Examples 1 to 70, the calculated values of the above equations (1) and (3), and the investigation results of surface cracks.

Abstract

結晶粒径を決定づける介在物、析出物を制御し、表面傷の発生を抑制できる高マンガン鋼鋼片や鋼板の製造方法およびこれらの生産に用いられる高マンガン鋼鋳片の製造方法を提供する。　高マンガン鋼鋳片の製造方法であって、特定の成分組成を含有する溶鋼を連続鋳造するにあたり、タンディッシュにおける溶鋼のＣａ、ＯおよびＳの含有量が下記（１）式を満足する、高マンガン鋼鋳片の製造方法。　０．４≦ＡＣＲ≦１．４・・・（１）　上記（１）式のＡＣＲは、下記（２）式で算出される。　ＡＣＲ＝｛［％Ｃａ］－（０．１８＋１３０×［％Ｃａ］）×［％Ｏ］｝／（１．２５×［％Ｓ］）・・・（２）　上記（２）式の［％Ｃａ］は前記溶鋼中のＣａの含有量（質量％）であり、［％Ｏ］は前記溶鋼中のＯの含有量（質量％）であり、［％Ｓ］は前記溶鋼中のＳの含有量（質量％）である。

Description

高マンガン鋼鋳片の製造方法、高マンガン鋼鋼片および高マンガン鋼鋼板の製造方法
　本発明は、核融合施設やリニアモータカー用路盤、核磁気共鳴断層室等の機械構造用部材ならびに液化ガス貯蔵用タンク等の極低温環境で使用される構造用鋼の高マンガン鋼素材となる鋼片や鋼板の製造方法およびこれらの生産に用いられる高マンガン鋼鋳片の製造方法に関する。
　オーステナイト単相組織で非磁性特性を有する高マンガン鋼は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼や、９％ニッケル鋼、５０００系アルミニウム合金などの極低温用金属材料に代わる安価な鋼材として要望が高まっている。
　従来、これら高マンガン鋼の素材となる鋼片は、インゴット法で鋳片を得、これを熱間で分塊圧延して製造することが一般的であったが、最近では生産性向上やコスト低減の観点から、連続鋳造法で得た鋳片からの製造が不可欠となってきている。高マンガン鋼の鋼片や鋼板を連続鋳造法で得た鋳片から製造する場合、連続鋳造時の鋳片の表面割れや、熱間圧延時の鋼片や鋼板の表面割れが多発し、割れ疵除去のための手入れ増大ならびに歩留り低下が問題となる。このため、鋼片または鋼板製造時における表面割れを抑制できる高マンガン鋼鋳片の製造が強く望まれていた。
　高マンガン鋼の連続鋳造鋳片を、表面割れを発生させずに熱間圧延する技術として、特許文献１には、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００２％以上含有し、３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋１．２Ｓｉ＋０．８Ｍｏ≧２５とＯ／Ｓ≧１とを満足する成分を含有する低温靱性に優れた高Ｍｎ鋼が開示されている。
特開２０１６－１９６７０３号公報
　特許文献１に開示された高Ｍｎ鋼は、上記成分を含有することで、優れた微細結晶粒を達成するものであるが、結晶粒径を決定づける介在物、析出物の種類を目標通りに制御するには不十分である、といった課題があった。
　本発明は、かかる状況を鑑みてなされたものであり、結晶粒径を決定づける介在物、析出物を制御し、表面傷の発生を抑制できる高マンガン鋼鋼片や鋼板の製造方法およびこれらの生産に用いられる高マンガン鋼鋳片の製造方法を提供することを目的とする。
　このような課題を解決するための本発明の特徴は、以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０％以上１．３％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、Ｍｎ：１０％以上３５％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０３％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．２０％以下、Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する溶鋼を連続鋳造するにあたり、タンディッシュにおける前記溶鋼のＣａ、ＯおよびＳの含有量が下記（１）式を満足する、高マンガン鋼鋳片の製造方法。
　０．４≦ＡＣＲ≦１．４・・・（１）
　上記（１）式のＡＣＲは、下記（２）式で算出される。
　ＡＣＲ＝｛［％Ｃａ］－（０．１８＋１３０×［％Ｃａ］）×［％Ｏ］｝／（１．２５×［％Ｓ］）・・・（２）
　上記（２）式の［％Ｃａ］は前記溶鋼中のＣａの含有量（質量％）であり、［％Ｏ］は前記溶鋼中のＯの含有量（質量％）であり、［％Ｓ］は前記溶鋼中のＳの含有量（質量％）である。
［２］前記タンディッシュにおける前記溶鋼のＴｉ、ＭｇおよびＮの含有量がさらに下記（３）式を満足する、［１］に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法。
　［％Ｔｉ］×［％Ｎ］×［％Ｍｇ］≧２．０×１０－８・・・（３）
　上記（３）式の［％Ｔｉ］は前記溶鋼中のＴｉの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は前記溶鋼中のＮの含有量（質量％）であり、［％Ｍｇ］は前記溶鋼中のＭｇの含有量（質量％）である。
［３］さらに質量％で、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％以下、Ｖ：０．００１％以上０．０３％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上２．００％以下、Ｗ：０．０５％以上２．００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する成分組成を有する溶鋼を連続鋳造する、［１］または［２］に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法。
［４］［１］から［３］の何れか１つに記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法で製造された鋳片を熱間圧延して鋼片を製造する、高マンガン鋼鋼片の製造方法。
［５］［１］から［３］の何れか１つに記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法で製造された鋳片を熱間圧延して鋼板を製造する、高マンガン鋼鋼板の製造方法。
　本発明の実施により、表面傷の発生を抑制しながら高マンガン鋼鋳片を製造できる。さらに、当該高マンガン鋼鋳片を鋼片または鋼板に熱間圧延するに際し、圧延時の表面傷の発生を抑制しながら、高マンガン鋼鋼片または鋼板を製造できる。
図１は、従来例および発明例における溶鋼から凝固過程の高マンガン鋼の介在物および析出物の生成挙動をまとめた図である。
　以下、本発明の実施形態について説明するが、本発明は以下の実施形態に限定されない。本実施形態に係る高マンガン鋼は、Ｃ：０．１０％以上１．３％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、Ｍｎ：１０％以上３５％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｒ：１０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０３％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．２０％以下、Ｏ：０．０００１％以上０．０１００％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する。上記成分組成は、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％以下、Ｖ：０．００１％以上０．０３％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上２．００％以下およびＷ：０．０５％以上２．００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。成分組成における成分の含有量を表す「％」は、特に断わらない限り「質量％」を意味する。全ての成分の含有量は、溶存量ではなくトータル値である。
　Ｃ：０．１０％以上１．３％以下
　Ｃは、オーステナイト相の安定化と強度の向上を目的として添加される。Ｃの含有量が０．１０％未満では必要な強度が得られない。一方、Ｃの含有量が１．３％を超えると炭化物やセメンタイトの析出量が過大となり靱性が低下する。このため、Ｃの含有量は０．１０％以上１．３％以下である必要があり、０．３０％以上０．８％以下であることが好ましい。
　Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下
　Ｓｉは、脱酸と固溶強化を目的として添加される。この効果を得るには、Ｓｉの含有量が０．１０％以上である必要がある。一方、Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、多量に添加すると高マンガン鋼のオーステナイト組織が不安定になる。このため、Ｓｉの含有量は０．９０％以下である必要がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．１０％以上０．９０％以下である必要があり、０．２０％以上０．６０％以下であることが好ましい。
　Ｍｎ：１０％以上３５％以下
　Ｍｎは、オーステナイト組織を安定化し、強度の増加をもたらす元素である。特に、Ｍｎの含有量を１０％以上とすることによって、オーステナイト鋼に期待される非磁性および低温靱性といった特性が得られる。一方で、一般にオーステナイト鋼は熱間加工性に乏しく、中でも高マンガン鋼は連続鋳造や熱間圧延時の割れの感受性が高い材料として知られている。特に、Ｍｎの含有量が３５％を超えると加工性が著しく低下する。従って、Ｍｎの含有量は１０％以上３５％以下である必要があり、２０％以上２８％以下であることが好ましい。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、鋼中に含まれる不純物元素であり、靱性の低下や熱間脆化を招く。このため、Ｐの含有量は少ないほどよいが、０．０３０％までは許容できる。したがって、Ｐの含有量は、０．０３０％以下である必要があり、０．０１５％以下であることが好ましい。
　Ｓ：０．００７０％以下
　Ｓは、鋼中に含まれる不純物元素であり、ＭｎＳ等の硫化物が起点となって靱性を低下させる。このため、Ｓの含有量は少ないほどよいが、０．００７０％までは許容できる。したがって、Ｓの含有量は、０．００７０％以下である必要があり、０．００３０％以下であることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下
　Ａｌは、脱酸を目的として添加される。必要な脱酸効果を得るには、Ａｌの含有量が０．０１％以上である必要がある。一方、Ａｌの含有量が０．１％を超えるほど添加されても脱酸効果は頭打ちとなると同時に過剰なＡｌＮが生成して熱間加工性が低下する。したがって、Ａｌの含有量は０．０１％以上０．１％以下である必要があり、０．０２％以上０．０５％以下であることが好ましい。
　Ｃｒ：１０％以下
　Ｃｒは、固溶強化を目的として添加される。一方、Ｃｒを多量に添加すると高マンガン鋼のオーステナイト組織が不安定になり、脆化の原因となる粗大炭化物が析出する。したがって、Ｃｒの含有量は１０％以下が必要であり、７％以下であることが好ましい。
　Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下
　Ｃａは、適量添加すると微細な酸化物や硫化物を形成し、析出介在物による粒界脆化を抑制する。このため、Ｃａの含有量は０．０００１％以上である必要がある。一方、Ｃａの含有量が過剰になると、析出介在物が粗大化し、逆に粒界脆化を促進する。このため、Ｃａの含有量は０．０１０％以下である必要がある。Ｃａの含有量は、０．０００５％以上０．００５０％以下であることが好ましい。
　Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下
　Ｍｇは、Ｃａと同様でＯ、Ｓ元素と非常に結合しやすく、微細な酸化物や硫化物を形成することから析出介在物による粒界脆化の抑制が期待できる。このため、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上である必要がある。一方、Ｍｇの含有量が過剰になると、添加時に溶鋼との反応が激しくなって溶鋼清浄を逆に悪化させる懸念を生じさせるだけでなく、析出介在物を粗大化させる懸念もある。このため、Ｍｇの含有量は０．０１０％以下である必要がある。Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上０．００２０％以下であることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００１％以上０．０３％以下
　Ｔｉは、高温条件でＣ、Ｎ元素と結合するので、巨大な炭化物の生成抑制や割れ感受性の高いＮｂ、Ｖの炭窒化物の析出抑制に有効である。このため、Ｔｉの含有量は０．００１％以上である必要がある。一方、Ｔｉを大量に添加すると巨大な炭窒化物を生成することになり、低温靱性の劣化が問題になる。このため、Ｔｉの含有量は０．０３％以下である必要がある。Ｔｉの含有量は、０．００１％以上０．０２％以下であることが好ましい。
　Ｎ：０．０００１％以上０．２０％以下
　Ｎは、オーステナイト組織を安定化させ、固溶および析出によって強度を増加させる。この効果を狙って、Ｎの含有量は０．０００１％以上である必要がある。一方、Ｎの含有量が０．２０％を超えると熱間加工性が低下する。このため、Ｎの含有量は０．０００１％以上０．２０％以下である必要がある。Ｎの含有量は、０．００５０％以上０．１０％以下であることが好ましい。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏの含有量は、溶鋼段階の脱酸ならびに介在物浮上除去の程度により決まる値であり、清浄性の観点からＯの含有量はより少ないことが好ましい。ここで、Ｏの含有量は、酸化物（介在物）としてのＯを含むトータルＯの含有量である。Ｏの含有量が多すぎると上述したＣａ、Ｍｇなどの元素が十分な効果を発生できなくなるばかりでなく、鋳片に巣などの凝固欠陥が多発しやすくなる。このため、Ｏの含有量は０．０１００％以下であることが必要である。Ｏの含有量は、０．００３０％以下であることが好ましい。
　さらに、本実施形態に係る高マンガン鋼は、必要に応じて以下の元素から選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
　Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％以下、Ｖ：０．００１％以上０．０３％以下
　ＮｂおよびＶは、いずれも炭窒化物を生成し、生成した炭窒化物が拡散性水素のトラップサイトとして作用するので、応力腐食割れを抑制する効果を有する。この効果を得るには、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％以下、Ｖ：０．００１％以上０．０３％以下で含有することが好ましい。これら成分組成範囲であれば、表面傷の発生を抑制しながら高マンガン鋼鋳片を製造すること、および、当該高マンガン鋼鋳片を鋼片または鋼板に熱間圧延するに際し、圧延時の表面傷の発生を抑制しながら、高マンガン鋼鋼片または鋼板を製造することには影響しない。
　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下
　ＣｕおよびＮｉは、オーステナイト組織を安定化し、炭化物の析出抑制に寄与する。これらの効果を得るには、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下で含有することが好ましい。これら成分組成範囲であれば、表面傷の発生を抑制しながら高マンガン鋼鋳片を製造すること、および、当該高マンガン鋼鋳片を鋼片または鋼板に熱間圧延するに際し、圧延時の表面傷の発生を抑制しながら、高マンガン鋼鋼片または鋼板を製造することには影響しない。
　Ｍｏ：０．０５％以上２．００％以下、Ｗ：０．０５％以上２．００％以下
　ＭｏおよびＷは、母材強度の向上に寄与する。これらの効果を得るには、Ｍｏ：０．０５％以上２．００％以下、Ｗ：０．０５％以上２．００％以下で含有することが好ましい。これら成分組成範囲であれば、表面傷の発生を抑制しながら高マンガン鋼鋳片を製造すること、および、当該高マンガン鋼鋳片を鋼片または鋼板に熱間圧延するに際し、圧延時の表面傷の発生を抑制しながら、高マンガン鋼鋼片または鋼板を製造することには影響しない。
　上記以外の残部は、鉄および不可避的不純物である。このような成分組成の溶鋼を連続鋳造して得られた鋳片を観察した結果、以下の知見を得た。高マンガン鋼は、オーステナイト単相鋼であるので、大きな結晶粒径のオーステナイト組織が鋳片表面から生成される。オーステナイト粒径が粗大なため、一般鋼に比較して高温延性が低いことに加え、ＰやＳ等の不純物元素が結晶粒界に濃化する。この不純物元素の濃化によって結晶粒界が脆弱となり、この脆弱な結晶粒界を伝播する形で表面割れが発生する。
　さらに、高マンガン鋼は、鋼中のＭｎ濃度が高くＳとの反応性が高いのでＭｎＳの生成が一般鋼よりも顕著となる。Ｍ２３Ｃ６炭化物（Ｍ：Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ）も生成する。これらの析出物は、高マンガン鋼の結晶粒界に析出しやすく、粗大な硫化物や炭化物の析出物が結晶粒界に集中して析出した場合にも結晶粒界が脆弱となって表面割れが発生する。
　したがって、連続鋳造および熱間圧延での表面割れを抑制するには、結晶粒径を微細化し、不純物元素の濃化による結晶粒界の脆弱化を回避することが重要になる。特にオーステナイト単相鋼である高マンガン鋼は、固相線温度直下からオーステナイト組織が急激に発達するので、ピンニング核となる介在物を少なくとも固相線温度までに析出させておくことが重要になる。さらに、割れに対して有害となる粗大な硫化物や炭化物の析出物が結晶粒界に集中して析出することを抑制し、結晶粒内に微細析出させることで粒界に集中する歪を分散させることも重要になる。
　ＭｎＳの生成を抑制する方法として、鋼にＣａを添加する方法が知られている。Ｃａの添加によるＭｎＳ生成の抑制は、耐サワーラインパイプ用鋼などで行われている。Ｃａ添加の指標としては、Ｃａ／Ｓ、ＡＣＲ指標（原子濃度比指標）が知られている。ＭｎＳの生成の抑制には、ＣａをＣａ／Ｓ＞２を満たすように添加することや、下記（４）式を満たすように添加することが有効であることが知られている。
　１≦ＡＣＲ＜３・・・（４）
　上記ＡＣＲは、下記（２）式で算出される。
　ＡＣＲ＝｛［％Ｃａ］－（０．１８＋１３０×［％Ｃａ］）×［％Ｏ］｝／（１．２５×［％Ｓ］）・・・（２）
　上記（２）式の［％Ｃａ］はタンディッシュにおける溶鋼中のＣａの含有量（質量％）であり、［％Ｏ］は、タンディッシュにおける溶鋼中のＯの含有量（質量％）であり、［％Ｓ］はタンディッシュにおける溶鋼中のＳの含有量（質量％）である。
　Ｃａの添加により、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３介在物がＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３酸化物に形態制御され、凝固時のＭｎＳの析出がＣａＳにより抑制される。この考えは高マンガン鋼にも適用できる。しかしながら、上記（４）式を満たすように高マンガン鋼の溶鋼にＣａを添加するとＣａＳ－ＭｎＳが溶鋼段階で生成する。溶鋼段階で生成したＣａＳ－ＭｎＳは、凝集合体しやすく浮上除去されやすい。凝固後に鋳片中に取り込まれた場合にも、結晶粒微細化のピンニング核となりにくい。
　このため、本発明に係る高マンガン鋼鋳片の製造方法では、高マンガン鋼溶鋼にＣａを添加し、タンディッシュにおける高マンガン鋼溶鋼のＣａ、ＯおよびＳの含有量が下記（１）式を満足するように成分組成を調整する。溶鋼の成分組成は、タンディッシュ内からサンプリングした溶鋼を成分分析して測定できる。
　０．４≦ＡＣＲ≦１．４・・・（１）
　上記ＡＣＲは、上記（２）式で算出される。
　これにより、ＣａＯ・ＭｎＯ・Ａｌ２Ｏ３介在物を高マンガン鋼の液相線温度（以後、ＴＬＬと記載する）から固相線温度（以後、ＴＳＬと記載する）までの間に析出させることができる。ＴＬＬからＴＳＬまでの間に析出する介在物は、鋳片内の結晶粒内および結晶粒界に微細分散されて析出する。完全凝固後に析出するＭｎＳ、ＣａＳおよびＭ２３Ｃ６は、ＣａＯ・ＭｎＯ・Ａｌ２Ｏ３析出物の周囲にも析出するので、ＭｎＳやＭ２３Ｃ６が微細分散される。これにより、粗大な硫化物や炭化物が結晶粒界に析出することが抑制され、粒界割れに起因する表面割れの発生が大きく抑制される。
　さらに、結晶粒内に微細分散された上記析出物は、結晶粒微細化のピンニング核としても作用するので、結晶粒径が微細化され、不純物元素の濃化による結晶粒界の脆弱化も回避できる。この結果、結晶粒界割れに起因する表面割れの発生がさらに抑制される。
　一方、タンディッシュにおける高マンガン鋼溶鋼のＣａ、ＯおよびＳの含有量がＡＣＲ＜０．４となるようにすると、Ｃａの添加量が少なすぎるため、微細なＣａＯ・ＭｎＯ・Ａｌ２Ｏ３介在物が生成されず、ＭｎＳは、凝固後の結晶粒界に主に生成する。ＡＣＲ＞１．４の場合には、溶鋼段階でＣａＳが生成しやすくなるので、結晶粒径微細化のピンニング核として機能せず、結晶粒径を微細化できない。タンディッシュにおける高マンガン鋼溶鋼のＣａ、ＯおよびＳの含有量は、下記（５）式を満たすことが好ましく、これにより、微細なＭｎＳによるピンニング効果が高められ、結晶粒径をより微細化できる。
　０．４≦ＡＣＲ≦０．９・・・（５）
　ＣａＯ・ＭｎＯ・Ａｌ２Ｏ３を析出させる温度は、ＴＬＬからＴＳＬまでの間であって、高マンガン鋼溶鋼の固相率が０．３以上となる温度とすることが好ましい。固相率０．３以上は、溶鋼の流動限界固相率に近く、析出した介在物が溶鋼に流されることなく析出した位置に留まるからである。固相率とは、鋼のＴＬＬ以上で固相率＝０、鋼のＴＳＬ以下で固相率＝１．０と定義されるものである。
　さらに、溶鋼にＴｉ、Ｎを添加して、ＭｇＯ、ＴｉＮを核に析出物を微細分散させてもよい。溶鋼にＴｉ、Ｎを添加して、１３００～１４００℃の高温で溶解度積に到達させてＴｉＮを析出させ、当該析出物をピンニング核として結晶粒微細化を図るものである。ＭｇＯが存在すると微細なＴｉＮが安定して生成されるので、Ｔｉ、Ｎに加えＭｇを含有させることが有効である。高マンガン鋼の溶鋼のＴｉ、ＮおよびＭｇの含有量を変化させた実験を行い調査した結果、タンディッシュにおける高マンガン鋼の溶鋼のＴｉ、ＭｇおよびＮの含有量が下記（３）式を満たす場合に、凝固直後にＭｇＯ－ＴｉＮが結晶粒内に微細分散して析出することがわかった。
　［％Ｔｉ］×［％Ｎ］×［％Ｍｇ］≧２．０×１０－８・・・（３）
　上記（３）式において［％Ｔｉ］はタンディッシュにおける溶鋼中のＴｉの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］はタンディッシュにおける溶鋼中のＮの含有量（質量％）であり、［％Ｍｇ］はタンディッシュにおける溶鋼中のＭｇの含有量（質量％）である。分析下限を考慮し、Ｔｉが無添加の場合であってもＴｉを０．０００１質量％とし、Ｍｇが無添加の場合であってもＭｇを０．０００１質量％とする。
　ＭｇＯ－ＴｉＮは、ＣａＯ・ＭｎＯ・Ａｌ２Ｏ３析出物と同様に、その周囲にＭｎＳやＣａＳ－ＭｎＳが析出する形態をとる。このため、ＭｇＯ－ＴｉＮ析出物を結晶粒内に微細分散させることで粗大なＭｎＳ析出物が結晶粒界に析出することを抑制できる。ＭｇＯ－ＴｉＮ析出物がピンニング核として機能するので、結晶粒径がさらに微細化される。これにより、粒界割れに起因する表面割れの発生がさらに抑制される。
　図１は、従来例および発明例における溶鋼から凝固過程の高マンガン鋼の介在物および析出物の生成挙動をまとめた図である。高マンガン鋼の溶鋼中の介在物は、酸化物であるＡｌ２Ｏ３－ＭｎＯ介在物であり、１５００～１６００℃の溶鋼中に存在している。
　Ｃａを添加しない従来例（比較例）では、結晶粒径微細化のピンニング核となるＣａＯ・ＭｎＯ・Ａｌ２Ｏ３介在物が生成されず結晶粒径の微細化がなされない。さらに、凝固後の結晶粒界にＭｎＳやＭ２３Ｃ６が粗大な析出物となって析出する。この結果、結晶粒界が脆弱となって表面割れが顕著になる。
　これに対し、本発明例では、Ｃａを添加してタンディッシュにおける高マンガン鋼溶鋼のＣａ、ＯおよびＳの含有量が上記（１）式を満足するように成分組成を調整する。これにより、Ａｌ２Ｏ３－ＭｎＯ介在物は、ＴＬＬからＴＳＬの間にＣａＯ・ＭｎＯ・Ａｌ２Ｏ３介在物となって結晶粒内および結晶粒界に微細分散されて析出する。
　さらに、本発明例では、Ｔｉ、ＭｇおよびＮを添加して、タンディッシュにおける高マンガン鋼溶鋼のＴｉ、ＭｇおよびＮの含有量が上記（３）式を満たすように成分組成を調整する。これにより、ＭｇＯ－ＴｉＮ介在物は、ＴＬＬからＴＳＬの間に結晶粒内および結晶粒界に微細分散されて析出する。
　その後に析出するＭｎＳおよびＣａＳやＭ２３Ｃ６は、ＣａＯ・ＭｎＯ・Ａｌ２Ｏ３析出物およびＭｇＯ－ＴｉＮ析出物の周囲に析出するので、ＭｎＳ析出物が結晶粒内に分散され、粗大なＭｎＳ析出物が結晶粒界に集中して析出することが抑制される。
　さらに、結晶粒内に分散された微細な析出物は、結晶粒径微細化のピンニング核として機能するので結晶粒径も微細化される。この粗大なＭｎＳ析出物の結晶粒界への析出抑制と結晶粒微細化により高マンガン鋼の鋳片製造時の表面割れが抑制され、高マンガン鋼鋳片を連続鋳造する際、および、当該鋳片を熱間圧延して鋼片または鋼板を製造する際の表面割れが抑制される。
　１５０トン転炉、電極加熱式取鍋精錬炉およびＲＨ真空脱ガス装置を用いて高マンガン鋼を溶製し、溶鋼成分、温度を調整した後に容量３０トンのタンディッシュを用い、湾曲半径１０．５ｍＲの湾曲連続鋳造機を用いて断面サイズ１２５０ｍｍ幅×２５０ｍｍ厚の鋳片を連続鋳造した。鋳造速度は０．７～０．９ｍ／ｍｉｎの範囲とし、２次冷却水量は０．３～０．６Ｌ／ｋｇの範囲とした。その後、鋳片を徐冷により一旦冷片に降ろし、所定の目標温度になるように、所定の時間、加熱炉内に鋳片を装入した後、全圧下率４８％で熱間圧延して鋼片を製造した。圧延後の鋼片の表面割れの有無の調査を浸透液試験（ＰＴ）により実施した。
　発明例１～３９におけるタンディッシュからサンプリングした溶鋼の成分組成、（１）式および（３）式の計算値および表面割れの調査結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　表１に示すように、（１）式を満足する発明例１～３９の高マンガン鋼では、熱間圧延後の鋼片の表面割れは軽微または表面割れ無しであった。さらに、（１）式および（３）式を満足する発明例１、２、５～１５、２７、２９～３９の高マンガン鋼では、熱間圧延後の鋼片の表面割れは無しであった。発明例１～３９において、鋳造後の鋳片の凝固組織調査を行った所、結晶粒が通常の場合よりも微細化していることが確認された。
　比較例１～７０におけるタンディッシュからサンプリングした溶鋼の成分組成、上記（１）式および（３）式の計算値および表面割れの調査結果を表２と表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　表２、３に示すように、上記（１）式を満足しない比較例１～７０の高マンガン鋼では、熱間圧延後の鋼片に表面割れが発生し、いずれもグラインダーによる重度な手入れ作業が必要となりコストならびに工程上の負荷が多大であった。
　これらの結果から、タンディッシュにおける溶鋼の成分組成が上記（１）式を満足することで、熱間圧延後の鋼片の表面割れを抑制できることが確認された。上記確認は鋳片から製造された鋼片によるものであるが、鋳片から製造される鋼板であっても同様に鋼板の表面割れを抑制できる。圧延後の鋼片に表面割れ無しもしくは軽微であったことから、連続鋳造された鋳片においても表面割れ無しもしくは表面割れが軽微であることがわかる。このように、タンディッシュにおける溶鋼の成分組成が上記（１）式および上記（３）式を満足することで、熱間圧延後の鋼片の表面割れをさらに抑制できることが確認された。このように、圧延後の鋼片および鋼板の表面割れを抑制できれば、連続鋳造→加熱炉→本圧延といった直送製造プロセスが可能となり、エネルギーコストの大幅削減が可能となる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０％以上１．３％以下、
    　Ｓｉ：０．１０％以上０．９０％以下、
    　Ｍｎ：１０％以上３５％以下、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．００７０％以下、
    　Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、
    　Ｃｒ：１０％以下、
    　Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
    　Ｔｉ：０．００１％以上０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０００１％以上０．２０％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する溶鋼を連続鋳造するにあたり、タンディッシュにおける前記溶鋼のＣａ、ＯおよびＳの含有量が下記（１）式を満足する、高マンガン鋼鋳片の製造方法。
    　０．４≦ＡＣＲ≦１．４・・・（１）
    　上記（１）式のＡＣＲは、下記（２）式で算出される。
    　ＡＣＲ＝｛［％Ｃａ］－（０．１８＋１３０×［％Ｃａ］）×［％Ｏ］｝／（１．２５×［％Ｓ］）・・・（２）
    　上記（２）式の［％Ｃａ］は前記溶鋼中のＣａの含有量（質量％）であり、［％Ｏ］は前記溶鋼中のＯの含有量（質量％）であり、［％Ｓ］は前記溶鋼中のＳの含有量（質量％）である。
  2. 　前記タンディッシュにおける前記溶鋼のＴｉ、ＭｇおよびＮの含有量がさらに下記（３）式を満足する、請求項１に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法。
    　［％Ｔｉ］×［％Ｎ］×［％Ｍｇ］≧２．０×１０－８・・・（３）
    　上記（３）式の［％Ｔｉ］は前記溶鋼中のＴｉの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は前記溶鋼中のＮの含有量（質量％）であり、［％Ｍｇ］は前記溶鋼中のＭｇの含有量（質量％）である。
  3. 　さらに質量％で、
    　Ｎｂ：０．００１％以上０．０１％以下、
    　Ｖ：０．００１％以上０．０３％以下、
    　Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
    　Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．０５％以上２．００％以下、
    　Ｗ：０．０５％以上２．００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する成分組成を有する溶鋼を連続鋳造する請求項１または請求項２に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法。
  4. 　請求項１から請求項３の何れか一項に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法で製造された鋳片を熱間圧延して鋼片を製造する、高マンガン鋼鋼片の製造方法。
  5. 　請求項１から請求項３の何れか一項に記載の高マンガン鋼鋳片の製造方法で製造された鋳片を熱間圧延して鋼板を製造する、高マンガン鋼鋼板の製造方法。
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