(57)【要約】【課題】優れた加工性と高強度が要求される自動車の高延性、高強度のＭｎ鋼帯、それから製造されるメッキ鋼、およびそれら鋼帯の製造方法を開示する。高マンガン鋼帯は、Ｃ：０．２〜１．５重量％、Ｍｎ：１０〜２５重量％、Ａｌ：０．０１〜３．０重量％、Ｓｉ：０．００５〜２．０重量％、Ｐ：０．０３重量％以下、Ｓ：０．０３重量％以下、Ｎ：０．０４０重量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼組成を有する。高延性、高強度のＭｎ鋼帯、それから製造されるメッキ鋼は、優れた表面性状、メッキ性状を有している。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面性状およびメッキ性に優れた高マンガン鋼帯であって、炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼組成を有することを特徴とする高マンガン鋼帯。
【請求項２】
前記高マンガン鋼帯が、冷間圧延鋼帯または熱間圧延鋼帯であることを特徴とする請求項１に記載の高マンガン鋼帯。
【請求項３】
前記高マンガン鋼帯が、さらに、クロム（Ｃｒ）：０．１〜２．０重量％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５〜０．０１０重量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．１０重量％、およびホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．０２０重量％のグループから選ばれた１種以上の成分を含むことを特徴とする請求項２に記載の高マンガン鋼帯。
【請求項４】
メッキ性に優れた高マンガン（Ｍｎ）メッキ鋼帯であって、請求項２または３に記載の高マンガン鋼帯の表面にメッキ層が形成されていることを特徴とするメッキ鋼帯。
【請求項５】
前記メッキ層は、電気メッキ層、溶融亜鉛メッキ層、合金化亜鉛メッキ層のいずれか１種であることを特徴とする請求項４に記載のメッキ鋼帯。
【請求項６】
前記電気メッキ層が、亜鉛（Ｚｎ）であることを特徴とする請求項４に記載のメッキ鋼帯。
【請求項７】
表面性状およびメッキ性に優れた高マンガン（Ｍｎ）熱間圧延鋼帯の製造方法であって、炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からなる組成の鋼インゴットまたは鋼スラブを、１，０５０〜１，３００℃で均質化し、仕上げ圧延温度８５０〜９５０℃で熱間圧延して熱間圧延鋼帯とし、次いで７００℃以下の温度で前記熱間圧延鋼帯を巻取ることを特徴とする高マンガン熱間圧延鋼帯の製造方法。
【請求項８】
前記鋼インゴットまたは鋼スラブは、さらに、クロム（Ｃｒ）：０．１〜２．０重量％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５〜０．０１０重量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．１０重量％、およびホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．０２０重量％のグループから選ばれた１種以上の成分を含むことを特徴とする請求項７に記載の高マンガン熱間圧延鋼帯の製造方法。
【請求項９】
表面性状およびメッキ性に優れた高マンガン（Ｍｎ）冷間圧延鋼帯の製造方法であって、炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からなる組成の鋼インゴットまたは鋼スラブを、１，０５０〜１，３００℃で均質化し、仕上げ圧延温度８５０〜９５０℃で熱間圧延して熱間圧延鋼帯とし、７０００Ｃ以下の温度で前記熱間圧延鋼帯を巻取り、前記熱間圧延鋼帯を圧延率３０〜８０％で冷間圧延し、次いで前記冷間圧延した鋼帯を６００℃以下の温度で連続焼鈍することを特徴とする高マンガン冷間圧延鋼帯の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼インゴットまたは鋼スラブが、さらに、Ｃｒ：０．１〜２．０重量％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０重量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０重量％、およびＢ：０．００１〜０．０２０重量％のグループから選ばれた１種以上の成分を含むことを特徴とする請求項９に記載の高Ｍｎ冷間圧延鋼帯の製造方法。
【請求項１１】
炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からなる組成の鋼インゴットまたは鋼スラブを、１，０５０〜１，３００℃で均質化し、仕上げ圧延温度８５０〜９５０℃で熱間圧延して熱間圧延鋼帯とし、７００℃以下の温度で前記熱間圧延鋼帯を巻取り、前記熱間圧延鋼帯を圧延率３０〜８０％で冷間圧延し、前記冷間圧延した鋼帯を６００℃以上の温度で連続焼鈍し、次いでメッキ処理することを特徴とする高マンガンメッキ鋼帯の製造方法。
【請求項１２】
前記メッキ処理は、電気メッキ、溶融亜鉛メッキ、合金化溶融亜鉛メッキのいずれか１つであることを特徴とする請求項１１に記載の高マンガンメッキ鋼帯の製造方法。
【請求項１３】
前記鋼インゴットまたは鋼スラブが、さらに、クロム（Ｃｒ）：０．１〜２．０重量％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５〜０．０１０重量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．１０重量％、およびホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．０２０重量％のグループから選ばれた１種以上の成分を含むことを特徴とする請求項１２に記載の高マンガンメッキ鋼帯の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高い加工性と高強度が要求される自動車用などに使用される高延性、高強度、高マンガン鋼帯、それを用いたメッキ鋼帯、およびそれらの製造方法に関する。より詳細には、本発明は、優れたメッキ特性と優れた表面特性を有する高延性、高強度、高マンガン鋼帯、それを用いたメッキ鋼帯、およびそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の構造部材、内装材用に開発された従来の高強度鋼帯は、加工性が低いために、複雑な形状のコンポーネントに使用するのが難しい。従来、自動車会社は、複雑な形状を単純化したり、複雑なコンポーネントをいくつかの別々の部材に分けて加工することに注力してきた。しかしながら、いくつかの別々の部材を個別に加工して複雑なコンポーネントにするには、次に溶接工程が必要であり、また、溶接部と母材部分との間に強度差があるため、自動車車体を設計する上に限界が生じていた。
【０００３】
従って、自動車会社は、複雑なコンポーネントに適用することができ、自動車車体を設計する上での自由度を高くすることができる高強度、高加工性の材料を絶えず要求している。特に、燃料効率を高め、大気汚染を少なくする目的で、優れた加工性をもち、自動車の重量を減らすことができる高強度鋼帯に対する要求が大きくなっている。
【０００４】
従来の自動車用鋼帯では、加工性を考慮してフェライト組織の高強度低炭素鋼が使われてきた。しかしながら、高強度低炭素鋼を自動車鋼板に使用するとき、引張強度が８００Ｍｐａ以上の鋼は、伸度が３０％以上とならず、商業上での使用に向かない。
このような事情から、８００ＭＰａ以上の高強度鋼は、複雑な形をした自動車コンポーネントに使用するに困難があるので、さらに形状の単純化を求め、コンポーネントの設計の自由度がなくなっている。この問題を解決するために、新しい鋼材が研究され、例えば、高延性、高強度の高マンガンオーステナイト鋼が開示されている〔特許文献１および特許文献２〕。
【０００５】
特許文献１の高マンガン鋼は、多量のマンガンを配合することで延性はよくなっているが、高マンガン鋼にすることで、加工硬化が大きくなってきて、機械加工後に割れが生じ易いという欠点を持っている。特許文献２の高マンガン鋼は、延性は同様によいが、多量のシリコンの添加により、電気メッキ性と亜鉛メッキ性の面で欠点を持っている。多量のマンガンを含む他のタイプの鋼は、焼鈍製品に耐腐食性が極めて低いという欠点を持っている。
【０００６】
【特許文献１】特開平４−２５９３２５号公報
【特許文献２】世界知的所有権国際事務局  国際公開第０２／１０１１０９号パンフレット
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
従って、本発明の目的は、加工性がよく、強度が高く、表面特性とメッキ性が優れた鋼帯、およびそれを用いたメッキ鋼帯を提供することにある。
本発明の別の目的は、加工性がよく、強度が高く、表面特性とメッキ性が優れるばかりでなく、クラックの生じ難い鋼帯、およびそれを用いたメッキ鋼帯を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の１つの実施形態によれば、炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からなる鋼組成を有することで、表面性状およびメッキ性に優れた高マンガン鋼帯となる。
【０００９】
本発明の高マンガン鋼帯は、さらに、クロム（Ｃｒ）：０．１〜２．０重量％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５〜０．０１０重量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．１０重量％、およびホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．０２０重量％のグループから選ばれた１種以上の成分を含むのが好ましい。
【００１０】
本発明の鋼帯は、冷間圧延鋼帯、熱間圧延鋼帯であることができる。
【００１１】
本発明の別の形態では、炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からなる組成の鋼帯について、その鋼帯を表面メッキして、メッキ性状に優れた高マンガンメッキ鋼帯となる。
【００１２】
本発明のメッキ鋼帯は、さらに、クロム（Ｃｒ）：０．１〜２．０重量％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５〜０．０１０重量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．１０重量％、およびホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．０２０重量％のグループから選ばれた１種以上の成分を含むのが好ましい。
【００１３】
本発明のメッキ鋼帯は、メッキ層が電気メッキされた電気メッキ鋼帯、メッキ層が溶融亜鉛メッキされや溶融亜鉛メッキ鋼帯、メッキ層が合金化亜鉛メッキされた合金化亜鉛メッキ鋼帯であることができる。
【００１４】
また、本発明は、炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からなる組成の鋼インゴットまたは連続鋳造鋼スラブを、１，０５０〜１，３００℃で均質化し、均質にした鋼インゴットまたは鋼スラブを仕上げ圧延温度８５０〜９５０℃で圧延して熱間圧延鋼帯とし、次いで熱間圧延鋼帯を７００℃以下の温度で巻取ることからなる高マンガン熱間圧延鋼帯の製造方法である。
【００１５】
また、本発明の別の形態では、炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からなる組成の鋼インゴットまたは連続鋳造鋼スラブを、１，０５０〜１，３００℃で均質化し、均質にした鋼インゴットまたは鋼スラブを仕上げ圧延温度８５０〜９５０℃で圧延して熱間圧延鋼帯とし、熱間圧延鋼帯を７００℃以下の温度で巻取り、熱間圧延鋼帯を圧延率３０〜８０％で冷間圧延し、次いで冷間圧延した鋼帯を６００℃以上の温度で連続焼鈍することからなる高マンガン冷間圧延鋼帯の製造方法である。
【００１６】
また、本発明の別の形態では、炭素（Ｃ）：０．２〜１．５重量％、マンガン（Ｍｎ）：１０〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜３．０重量％、シリコン（Ｓｉ）：０．００５〜２．０重量％、リン（Ｐ）：０．０３重量％以下、硫黄（Ｓ）：０．０３重量％以下、窒素（Ｎ）：０．０４０重量％以下を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からなる組成の鋼インゴットまたは連続鋳造鋼スラブを、１，０５０〜１，３００℃で均質化し、均質にした鋼インゴットまたは鋼スラブを仕上げ圧延温度８５０〜９５０℃で圧延して熱間圧延鋼帯とし、熱間圧延鋼帯を７００℃以下の温度で巻取り、熱間圧延鋼帯を圧延率３０〜８０％で冷間圧延し、冷間圧延した鋼帯を６００℃以上の温度で連続焼鈍し、次いで電気メッキ、溶融亜鉛メッキ鋼帯、メッキ層が合金化亜鉛メッキすることからなる高マンガンメッキ鋼帯の製造方法である。
【発明の効果】
【００１７】
本発明は、加工性がよく、強度が高く、表面特性とメッキ性が優れた鋼帯、およびそれを用いたメッキ鋼帯を提供するものである。
さらに、本発明は、加工性がよく、強度が高く、表面特性とメッキ性が優れるばかりでなく、クラックの生じ難い鋼帯、およびそれを用いたメッキ鋼帯を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明によれば、鋼は、室温において完全なオーステナイト組織を得るに通常加えられるマンガン含有量を出来る限り少くし、鋼を加工するときに双晶変態を促進するために加えられる炭素とアルミニウムの添加量を適切にして、強度および延性を改善している。この結果、鋼製造時、連続鋳造時、圧延時における多量のマンガン添加に関係した問題点が解決される。さらに、本発明によれば、鋼は、シリコンを適切量添加することで、高マンガン鋼表面に起きる速い腐食による表面性状の低下が抑えられ、鋼帯の表面性状を改善させている。
【００１９】
さらに、本発明によれば、チタン、ホウ素、クロムを適切量添加することで、高マンガン鋼の製造中に生じ易い表面クラック、および製品のクラック発生し易さに関係した問題を解決し、生産性を高めることができる。
【００２０】
鋼の組成、およびその組成を限定する理由を以下に述べる。
炭素（Ｃ）は、オーステナイト相の安定化を寄与するので、炭素含有量は多くなる程有利である。炭素含有量が０．２重量％（以降、重量％は、単に“％”と記す。）未満であると、変態でα’−マルテンサイト相が生成し、加工中にクラックを発生させる原因となり、延性を低下させる。従って、炭素含有量は、０．２％を下限とするのが好ましい。炭素含有量が１．５％を超えると、オーステナイト相の安定度は著しく増加し、その結果、スリップ変態による変態挙動の転移により加工性が低下する。従って、炭素含有量は、１．５％を上限とするのが好ましい。
【００２１】
マンガン（Ｍｎ）もまたオーステナイト相の安定には必須の元素である。しかしながら、マンガン含有量が１０％未満であると、加工性を悪くするα’−マルテンサイト相が形成され、鋼の強度は増すが、鋼の延性が著しく低下する。そこで、マンガン含有量は、１０％を下限にするのが好ましい。マンガン含有量が３０％を超すと、双晶の形成が抑えられて、強度は増すが、延性は低下する。加えて、マンガン含有量が増すと、熱間圧延時にクラックが発生し易くなり、価格の高いマンガン添加量が多くなることで製造コストが上がる。そこで、マンガン含有量は、２５％を上限とするのが好ましい。
【００２２】
アルミニウム（Ａｌ）は、一般に鋼の脱酸素のために加えられるが、本発明では、アルミニウムは鋼の延性を改善するために添加される。言いかえれば、アルミニウムはフェライト相の安定化元素であるが、アルミニウムは、鋼のスリップ面のスタック欠陥エネルギーを増加させ、ε−マルテンサイト組織の生成を抑えて，鋼の延性を改善する。さらに、アルミニウムは、マンガン含有量が低いときにもε−マルテンサイト相の生成を抑えるので、アルミニウムは、マンガン含有量を低く抑える上で大きな役割を果し、加工性の改善をする。従って、アルミニウム含有量が０．０１％未満であると、ε−マルテンサイト相が形成され、鋼の強度は高くなるが、延性は非常に悪くなる。そこで、アルミニウム含有量は０．０１％を下限とするのが好ましい。しかしながら、アルミニウム含有量が３．０％を超すと、双晶の発生を抑えて、これにより延性を低下させ、連続鋳造時の鋳造性を低下させ、熱間圧延時の激しい表面腐食を招き、製品の表面性状の悪化に結びつく。そこで、アルミニウム含有量は３．０％を上限とするのが好ましい。
【００２３】
シリコン（Ｓｉ）は、過度に添加されると、一般に鋼の表面にシリコン酸化物層を形成して亜鉛メッキ性が悪くなると知られている。しかしながら、多量のマンガンが添加された鋼では、シリコンが適切量添加されると鋼の表面に薄いシリコン酸化物層を形成し、これにより鉄とマンガンの酸化を抑えることができる。このように、シリコン含有量が適切であれば、冷間圧延後の冷間圧延鋼帯上に厚い酸化鉄層あるいは厚い酸化マンガン層の生成を抑えることができ、焼鈍後の冷間圧延鋼帯上に腐食が進行するのを抑えることができ、表面性状が向上する。これにより鋼帯は、電気メッキに使用される素地鋼帯として要求される表面性状を維持することができる。
【００２４】
さらに、溶融亜鉛メッキ時に、シリコンによって厚い酸化鉄層あるいは厚い酸化マンガン層の生成が抑えられて、亜鉛メッキ性が大きく改善される。さらに、材料性状の上から、適切含有量のシリコンは、強度および延性を高める役目をする。すなわち、鋼にシリコンが加えられないときには、鋼の表面に厚い酸化鉄層あるいは厚い酸化マンガン層が形成され、焼鈍鋼が腐食し易くなるとともに、電気メッキにおける酸洗時間が長くなり、冷間圧延鋼帯の良好な表面性状を維持することができなくなる。従って、シリコン含有量は、０．００５％を下限とするのが好ましい。特に、シリコン含有量が０．６％を超すと、さらに優れた耐腐食性を得ることが出来る。
【００２５】
しかしながら、シリコンが過度となると、熱間圧延時に鋼表面にシリコン酸化物が生成する原因となり、熱間圧延鋼帯の酸洗性および表面性状が悪くなる。さらに、連続焼鈍および連続溶融亜鉛メッキ工程での熱焼鈍における鋼表面にシリコンが多く存在すると、溶融亜鉛メッキ時の鋼表面への溶融亜鉛の濡れ性が悪くなり、これにより電気メッキ性を悪くすることになる。さらに、過度のシリコン含有量は、鋼の溶接性を著しく低下させる。それ故、シリコン含有量は２．０％を上限とするのが好ましい。
【００２６】
リン（Ｐ）および硫黄（Ｓ）は、鋼の製造には不可避に含まれる元素であるので、それらの含有量は、０．０３％あるいはそれ以下とするのが好ましい。特に、リンは、偏析して加工性を悪くし、硫黄は、粗大な硫化マンガン（ＭｎＳ）生成の原因となり、フランジクラックなどの欠陥を引き起こし、鋼帯の穴拡げ性を悪くする。それ故、リンと硫黄の含有量は、出来るだけ少なくするのが好ましい。
【００２７】
窒素（Ｎ）は、オーステナイト結晶粒内で凝固過程においてアルミニウムと反応し、微細な窒化物を析出することで双晶の生成を促し、これにより、鋼の製造時に強度および延性を改善する。しかしながら、窒素含有量が０．０４％を超えると、過度の窒化物析出が起こり、熱加工性および延性を悪くする。そこで、窒素含有量は、０．０４０％以下にするのが好ましい。
【００２８】
クロム（Ｃｒ）は、鋼の脱炭反応を抑え、熱間圧延時の鋼表面にα’−マルテンサイト相の生成を抑えて、鋼の加工性を良くする。それ故、クロムの添加量は、０．１％を下限としている。フェライト安定化元素として作用するクロムの含有量を増すと、α’−マルテンサイト相の生成を促進し、鋼の延性を悪くする。そこで、クロム含有量は、２．０％を上限とするのが好ましい。
【００２９】
カルシウム（Ｃａ）は、溶鋼中のＡｌＯ、ＭｎＯ、ＭｎＳなどの非金属介在物と反応して、非金属介在物を球状化させ、これにより、柱状晶粒界の破断強度を高め、鋼帯のフランジクラック発生を起き難くし、鋼帯の穴拡げ性を良くする。しかしながら、カルシウム含有量が０．０００５％以下では、添加効果が見られず、一方、０．０１０％を超えると添加効果が飽和するので、カルシウム含有量は、０．０００５〜０．０１０％の範囲とするのが好ましい。
【００３０】
チタン（Ｔｉ）は、柱状晶粒界に溶解し、低融点であるアルミニウムが多い化合物の融点を上げることにより、１，３００℃以下の温度で液相膜の生成を抑える。さらに、チタンは、窒素に対して親和性が大きく、柱状晶粒界の脆化を起す原因である粗大な硝酸アルミニウムを析出させる核として作用し、これにより、柱状晶粒界を強化している。しかしながら、チタン含有量が０．００５％以下であると添加効果がなく、０．１０％を超えると過剰のチタンが粒界に偏析することで粒界脆化を起す。それ故、チタン含有量は０．００５〜０．１０％とするのが好ましい。
【００３１】
ホウ素（Ｂ）は１，０００℃以上で柱状晶粒界に溶解し、空孔の発生と移動を抑えることで柱状晶粒界を強くする。しかしながら、ホウ素の添加量が０．０００５％未満であると添加効果がなく、０．０４０％を超えると、粗大な硝酸アルミニウムの析出核として作用する炭化物や窒化物を多量に生成して粗大な硝酸アルミニウムの析出を促進させる。そこで、ホウ素は、０．０００５〜０．０２０％を添加するのが好ましい。
【００３２】
本発明の製造条件を以下に説明する。
一般に、高マンガン熱間圧延鋼帯は、通常の鋼帯製造プロセスと同じように連続鋳造により製造される。もちろん、本発明は連続鋳造に限定するものではない。
【００３３】
本発明によると、代表的な条件では、上記した組成の鋼スラブを、１，０５０〜１，３００℃で均質化し、仕上げ温度８５０〜９５０℃で熱間圧延し、そして６５０℃以下で巻取って熱間圧延鋼帯とする。
【００３４】
本発明によれば、熱間圧延に関し、高マンガン鋼の連続鋳造スラブは、１，０５０〜１，３００℃に再加熱するのが好ましい。再加熱温度を１３００℃に上限を設けた理由は、次の通りである。つまり、柱状晶粒界の低融点化合物の融点は、柱状晶粒界を強化させる合金元素を僅か加えるだけで、１，３００℃近くまで高くなるので、このスラブを１，３００℃以上に加熱することは、連続鋳造スラブの柱状晶粒界に液相膜を作ることになり、熱間圧延時にクラックが発生する原因となる。
【００３５】
再加熱温度に１，０５０℃の下限を設けたのは、再加熱温度が低いほど、仕上げ圧延温度までの温度幅が狭くて、スラブを所望の厚さにまで充分に圧延できないからである。仕上げ圧延を低過ぎる温度で行うと、圧延荷重が高くなり、ローラーに過度の力をかけることになるばかりか、鋼帯の内部品質に悪い影響を及ぼすことになる。従って、本発明によれば、仕上げ圧延温度は、８５０〜９５０℃の範囲にするのが好ましい。
【００３６】
熱間圧延温度が過度に高いと、熱間圧延鋼帯の表面に厚い酸化物層を作り、熱間圧延鋼帯の内部腐食の原因となる。酸化物層は酸洗で容易に除けない。従って、熱間圧延鋼帯の巻取りは、低い温度で行うのが好ましい。本発明によれば、熱間圧延鋼帯は、７００℃以下で巻取る。
【００３７】
熱間圧延の後、冷間圧延を行い、通常の鋼帯と同じ形状および厚さとする。この時、冷間圧延は、圧延率３０〜８０％の範囲にするのが好ましい。次いで、冷間圧延鋼帯を６００℃以上の温度で連続焼鈍する。
【００３８】
ここで、焼鈍温度が低すぎると、十分な加工性が得るのが難しく、オーステナイト相への変態が不充分で、オーステナイト相を低い温度で維持できない。そこで、焼鈍は、６００℃以上で行うのが好ましい。
本発明の鋼は、相変態を起さないオーステナイト鋼であり、鋼を再結晶温度以上に加熱することで十分な加工性が得られるので、この鋼は、通常の焼鈍条件で焼鈍して製造される。
【００３９】
上記のようにして製造された鋼を電気メッキすることで、電気メッキ鋼を製造することができる。電気メッキは、通常の電気メッキ条件で実施できる。
さらに、上記したようにして製造された鋼を溶融亜鉛メッキすることで、溶融亜鉛メッキ鋼を製造することができる。あるいは、必要であれば、鋼を合金化溶融亜鉛メッキすることで、合金化溶融亜鉛メッキ鋼を製造することができる。溶融亜鉛メッキは、通常の方法で実施できる。好ましくは、溶融亜鉛メッキは、６００℃以上の温度で製造された鋼帯を再結晶焼鈍した後に、約４６０℃で行う。
【実施例１】
【００４０】
以下、本発明を実施例でより詳細に記載する。
表１に示した組成の鋼インゴットを、加熱炉中、１，２００℃で１時間加熱し、次いで熱間圧延した。このとき、鋼インゴットは、仕上げ圧延温度９００℃で熱間圧延し、６５０℃で巻取って熱間圧延鋼帯とした。熱間圧延鋼帯は、それぞれ切断してＪＩＳ−Ｎｏ．５の引張試験試片とし、引張試験を行った。結果を表２に示す。
【００４１】
次いで、熱間圧延鋼帯を酸洗し、圧延率５０％で冷圧延して冷間圧延鋼帯とした。
続いて、冷間圧延鋼帯を、８００℃で焼鈍し、４００℃で４００秒間過時効する連続焼鈍シミュレーション熱処理を行った。連続焼鈍シミュレーション熱処理の後、鋼帯を、一般に使用される測定器で引張試験を行った。結果を表２に示す。
【００４２】
一方、鋼帯が溶融亜鉛メッキできるかどうかを調べるため、冷間圧延鋼帯を、８００℃で焼鈍し、４６０℃で溶融亜鉛メッキ浴に浸漬する溶融亜鉛メッキシミュレーション試験を行った。この結果を表２に示す。
【００４３】
【表１】
2009521602.tif 000003
【００４４】
【表２】
2009521602.tif 000004
【００４５】
表２から明らかなように、鋼試片Ｎｏ．１〜３および鋼試片Ｎｏ．６〜７は、炭素、マンガンおよびアルミニウムを本発明の範囲内で含んでおり、高強度および高延性の両方を同時に満たしている。それ故、本発明の鋼帯は、自動車の構造部材に適した性状を有している。
【００４６】
鋼試片Ｎｏ．４および１０は、アルミニウムを含まない高マンガン鋼である。表２から明らかなように、熱間圧延鋼帯および冷間圧延鋼帯（焼鈍鋼帯）は、引張強度と延性が低く、それ故、鋼試片Ｎｏ．４および１０は、自動車の構造部材に適していない。
【００４７】
鋼試片Ｎｏ．５は、高マンガンであるが、炭素の含有量が充分でない。その結果、鋼試片Ｎｏ．５は、強度、延性は優れているが、マルテンサイト変態により引張強度が急激に上昇する区間を有して、組織内部に加工硬化を発生させ、加工後の弱い外部衝撃でもクラックを発生する原因となる。このように、鋼試片Ｎｏ．５は、高い耐久性が要求される自動車の構造部材には適していない。
【００４８】
鋼試片Ｎｏ．８および１７は、シリコンを適切量含んでおり、高強度および高延性であり、自動車に適した材料物性を有している。鋼に微量のシリコンが加えらて、大気中での鋼の腐食率が減少して、熱間圧延鋼帯および冷間圧延鋼帯の表面性状が改善される。
【００４９】
鋼試片Ｎｏ．９は、多量のシリコンを含有しており、溶融亜鉛メッキに悪い影響を及ぼしている。それ故、鋼試片Ｎｏ．９は、強度、延性で優れているが、高い耐腐食性が要求される自動車の構造部材には適していない。
【００５０】
鋼試片Ｎｏ．１１は、マンガン含有量が少なく、マルテンサイト変態に起因する引張強度の急激な増加があり、延性が著しく損なわれる。そのため、鋼試片Ｎｏ．１１は、自動車の部材に要求される十分な延性がない。
【００５１】
鋼試片Ｎｏ．１２〜１５は、少量のクロム、ホウ素およびカルシウムを含んでいる。その結果、鋼試片Ｎｏ．１２〜１５は、自動車部材の材料として充分な引張強度および延性を有している。さらに、これら少量の合金化元素は、熱間圧延時のクラック発生、脱炭素によって引き起こされる表面組織の硬化を抑えることができる。さらに、これら合金元素は、鋼中の介在物を微細化してて、加工時に起きるクラックを防ぐことができる。
【００５２】
鋼試片Ｎｏ．１６は、充分な量のマンガンを含んでおらず、強度および延性も満足できるものではない。
【実施例２】
【００５３】
０．４３Ｃ−１５Ｍｎ−１．５Ａｌ−０．０１Ｐ−０．０１Ｓの組成の鋼に対して、炭素含有量を変え、炭素含有量による応力−ひずみ曲線を得た。その結果を図１に示す。
【００５４】
０．６Ｃ−１５Ｍｎ−１．５Ａｌ−０．５Ｓｉ、０．６Ｃ−１５Ｍｎ−１．５Ａｌ−１．５Ｓｉおよび０．６Ｃ−１８Ｍｎ−１．５Ａｌの組成の鋼帯を、それぞれ大気中に３日間放置し、表面の腐食度を測定した。測定結果を図２に示す。
【００５５】
０．６Ｃ−１８Ｍｎ−１．４Ａｌ、０．６Ｃ−１５Ｍｎ−１．４Ａｌ−０．５Ｓｉおよび０．６Ｃ−１５Ｍｎ−１．４Ａｌ−２．５Ｓｉの組成の鋼帯について、溶融亜鉛メッキ性を調べた。この結果を図３に示す。
【００５６】
図１から明らかなように、炭素含有量が極度に低い鋼帯は、マルテンサイト変態により引張強度の急激な増加区間があり、組織内部に加工硬化を起し、機械加工後の僅かな外部からの衝撃でクラックが発生するようになる。
【００５７】
さらに、図２から明らかなように、シリコンを０．５％含む鋼帯は、大気中での鋼帯の腐食率が低く、鋼帯の表面腐食が抑えられている。特に、図２から見られるように、シリコンを１．５％含む鋼帯は、表面の腐食がさらに抑えられているが、シリコンを含まない鋼帯では、表面腐食を受けている。従って、本発明は、優れた表面性状を持つ熱間圧延鋼帯および冷間圧延鋼帯の製造を可能にすることがわかる。
【００５８】
さらに、図３から明らかなように、鋼帯に多量のシリコンが含まれるとき、鋼帯に未メッキ現象がある。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
上記から明らかなように、本発明により、加工性がよく、強度が高く、表面特性とメッキ性が優れた鋼帯、およびそれを用いてメッキ鋼帯を得ることができる。
さらに、本発明により、加工性がよく、強度が高く、表面特性とメッキ性が優れるばかりでなく、クラックが発生し難い鋼帯、およびそれを用いてメッキ鋼帯を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】炭素の添加量に対しての応力−ひずみ曲線である。
【図２】シリコンとマンガンの添加量による大気中での腐食抑制効果を観察した写真である。
【図３】シリコン添加量による合金化亜鉛メッキ性状を観察した写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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