JP2005068549A

JP2005068549A - 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2005068549A
Application number: JP2004076617A
Authority: JP
Inventors: Masaharu Oka; 正春岡; Nobuhiro Fujita; 展弘藤田; Manabu Takahashi; 学高橋; Takehide Senuma; 武秀瀬沼; Yuichi Taniguchi; 裕一谷口; Shuntaro Sudo; 俊太郎須藤
Original assignee: Nippon Steel Corp; Toyota Motor Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp; Toyota Motor Corp
Priority date: 2003-08-04
Filing date: 2004-03-17
Publication date: 2005-03-17
Anticipated expiration: 2024-03-17
Also published as: JP4248430B2

Abstract

【課題】延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.001〜0.01％、Ｓｉ：3.0％以下、Ｍｎ：0.01〜3.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、Ａｌ：10.0超〜32.0％、Ｎ：0.001〜0.05％を含有し、さらに、Ｃｒ：0.05〜6.0％、Ｃｅ：0.01〜0.5％、Ｂ：0.0003〜0.03％の1種または2種以上を含有し、必要に応じて、Ｔｉ：0.005〜0.3％、Ｎｂ：0.005〜0.3％、Ｎｉ：0.05〜5.0％、Ｍｏ：0.05〜3.0％、Ｃｕ：0.1〜3.0％、Ｖ：0.01〜0.5％、Ｃａ：0.001〜0.01％、Ｍｇ：0.0005〜0.01％、Ｚｒ：0.001〜0.05％の1種または2種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、比重＜6.7であり、引張強度が590ＭＰａ以上であり、伸びが10％以上であることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車部品などに用いられる延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、環境問題への対応のため、炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的に、自動車の軽量化が望まれている。自動車の軽量化のためには、鋼材の高強度化が有効な手段であるが、部材の剛性によって板厚が制限されている場合には、高強度化しても板厚を低減することができず、軽量化が困難であった。

上記の場合に、軽量化を達成する手段としては、鋼材に比べて比重の低いアルミ合金板の使用が考えられるが、アルミ合金板は高価格であることに加え、鋼材に比べて加工性が劣っていることや、鋼板との溶接が困難である等の欠点があるために、自動車部材への適用は限定されたものとなっている。

そこで、鋼板とアルミ合金板の長所を兼ね備えたものとして鉄にアルミを多量に添加した高Ａｌ含有鋼板が考えられる。しかし、このような高Ａｌ含有鋼板は、（ｉ）製造性が劣ること（特に圧延時に割れが発生すること）、（ii）延性が低いこと、などの理由から、自動車用鋼板として適用することは困難であった。

特に、Ａｌ含有量が１０％を超えると、Ｆｅ₃ＡｌやＦｅＡｌ等の金属間化合物が析出するため、延性、熱間加工性および冷間加工性が大幅に劣化し、通常の薄鋼板製造プロセスで、Ａｌ含有量が１０％超の高Ａｌ含有鋼板を製造することや、良好な強度および延性レベルを確保することは極めて困難であった。

高Ａｌ含有鋼板の延性を向上させる技術として、例えば、特許文献１には、Ａｌ：４〜９．５％、Ｔｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｚｒ：０．１〜０．８％、Ｃ：０．０１〜０．５％および残余Ｆｅを含有するアルミニウム含有鉄基合金の技術が提案されているが、Ａｌ含有量が９．５％以下であり、低比重に関する言及はなく、重量元素であるＭｏやＺｒが必須となっており、低比重化に考慮しているとはいえない。

また、製造性についても、鍛造することや温間圧延を行うこととしており、いわゆる、溶解から熱間圧延、冷間圧延へと至る広く工業的に行われている製造方法、製造設備を用いた製法とは異なる。また、本発明者らの試験では、大幅な延性の改善には至っていない。

また、特許文献２には、Ａｌ：１０〜１９％、Ｔｉ：２〜８％、Ｍｏ：０．５〜１０％、Ｈｆ：０．１〜１％および残余Ｆｅを含有するアルミニウム含有鉄基合金の技術が提案されているが、重量元素であるＨｆやＭｏが必須となっており、低比重化に考慮しているとはいえない。

また、製造性についても、鋳造にて製造しており、いわゆる、溶解から熱間圧延、冷間圧延へと至る広く工業的に行われている製造方法、製造設備を用いた薄鋼板の製法とは異なる。また、本発明者らの試験では、大幅な延性の改善には至っていない。

以上のように、従来の技術では、延性に優れた高強度低比重鋼板を工業規模で生産することは困難であった。

特開平８−２５３８４４号公報米国特許第４，６８４，５０５号公報

本発明は、上記したような問題点を解決しようとするものであって、延性に優れた高強度低比重鋼板、および、その製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、鉄ベースで多量のＡｌを含有し、成分の異なる種々の素材について、延性、熱間加工性および冷間加工性を改善するための方法について、成分と製造法の両面から研究を重ねた結果、Ａｌ含有量が１０％超の高Ａｌ含有鋼の延性、熱間加工性および冷間加工性の劣化は、Ｆｅ₃ＡｌやＦｅＡｌの析出による粒界脆化によるものであり、これを改善するためには、２通りの方法があることを見出した。

第１の方法としては、Ａｌ含有量を１０超〜２２．０％としたうえで、ＳおよびＰを極低化し、さらに、極低Ｃ化により粒内に析出する炭窒化物を低減して、粒界と粒内の強度差を低減し、さらに、熱延条件の適性化により、熱延、冷却および巻取り時に、Ｆｅ₃Ａｌ、ＦｅＡｌ等の金属間化合物の析出を抑制し、室温で金属間化合物を含まないフェライト単相組織（Ａｌは過飽和固溶状態で存在）とすることにより、粒界強度を向上でき、延性、熱間加工性および冷間加工性を大幅に改善できることを知見した。

第２の方法としては、Ａｌ含有量を１０超〜３２．０％としたうえで、ＳおよびＰを極低化し、さらに、極低Ｃ化により粒内に析出する炭窒化物を低減して、粒界と粒内の強度差を低減し、さらに、Ｃｒ、Ｃｅ、Ｂの１種または２種以上を適量添加し、さらに、熱延条件の適性化により、熱延時にフェライトの再結晶を促進させ細粒化するとともに、冷却および巻取り時に、粒界への不純物の偏析や脆化相の析出を抑制することにより、Ｆｅ₃ＡｌやＦｅＡｌなどの金属間化合物を含有していても粒界強度を向上でき、延性、熱間加工性および冷間加工性を大幅に改善できることを知見した。

本発明は、このような知見に基づいて構成されたものであり、その要旨は、以下の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１０超〜２２．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、比重＜６．７であり、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、伸びが１５％以上であることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。

（２）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１０超〜３２．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０５〜６．０％、Ｃｅ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０３％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、比重＜６．７であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、伸びが１０％以上であることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。

（３）前記（１）記載の成分を含有し、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜６．０％、Ｃｅ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０３％の１種または２種を含有することを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。

（４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分を含有し、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％の１種または２種を含有することを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。

（５）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分を含有し、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。

（６）前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分を含有し、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。

（７）前記Ｍｎ、Ｎｉの代わりに、質量％で、Ｍｎ：０．２超〜３０．０％、Ｎｉ：０．０５〜１５．０％の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。

（８）前記（１）、（３）〜（７）のいずれかに記載の延性に優れた高強度低比重鋼板を製造する方法であって、前記（１）、（３）〜（７）のいずれかに記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、フェライト単相温度域で熱間圧延し、２００℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、２００℃以下で巻き取ることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（９）鋼板を巻き取った後、フェライト単相温度域で焼鈍を行い、焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする前記（８）記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（１０）鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、フェライト単相温度域で焼鈍を行い、焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする前記（８）記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（１１）前記（２）、（４）〜（７）のいずれかに記載の延性に優れた高強度低比重鋼板を製造する方法であって、前記（２）、（４）〜（７）のいずれかに記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、１０００℃以上の温度で圧下率３０％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含みかつ８００℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延することを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（１２）熱間圧延後、２００℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、２００℃以下で巻き取ることを特徴とする前記（１１）記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（１３）鋼板を巻き取った後、７００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍することを特徴とする前記（１１）または（１２）記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（１４）鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、６００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍することを特徴とする前記（１１）または（１２）記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

本発明によれば、延性に優れた高強度低比重鋼板を得ることができる。

以下に、本発明における各要件の意義および限定理由について、具体的に説明する。

まず、本発明の延性に優れた高強度低比重鋼板の成分限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。

Ｃ：Ｃは強度を向上させるために必須の元素であるが、０．００１％未満ではその効果が発現せず、０．０１％を超える過剰の添加は、粒内への炭化物析出により、粒界と粒内の強度差が拡大するために、粒界脆化を促進する。したがって、Ｃ含有量は０．００１〜０．０１％とした。

Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化により、鋼板の強度を増大させるのに有用な元素であるが、３．０％を超える過剰の添加は、熱間加工性を低下させるとともに、熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性を著しく劣化させるため、Ｓｉ含有量は３．０％以下とした。

Ｍｎ：ＭｎはＭｎＳを形成して、固溶Ｓによる粒界脆化を抑制するために有効な元素である。０．０１％未満ではその効果が発現せず、一方、３．０％を超える過剰の添加は、逆に、粒界を脆化し、靭性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１〜３．０％とした。より望ましくは０．２％超〜３．０％とする。

しかし、Ｍｎの多量添加は、オーステナイトやマルテンサイト生成には、特に有効で、Ａｌ量が比較的多い場合には、組織強化による高強度化に有効である。０．２％以下ではその効果は発現せず、３０．０％を超えると、延性が大幅に劣化する。このため、３０．０％を上限として添加できる。

Ｐ：Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素であり、可及的低レベルが望ましいが、現状の精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して、上限を０．０２％とした。

Ｓ：Ｓは熱間加工性および靭性を劣化させる不純物元素であり、可及的低レベルが望ましいが、現状の精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して、上限を０．０１％とした。

Ａｌ：Ａｌは低比重化を達成するための必須の元素である。１０％以下では、低比重化の効果が少ないので、下限を１０％超とした。２２．０％を超えると、熱延条件を適性化しても、金属間化合物の析出を抑制することが困難となり、延性、熱間加工性および冷間加工性が大幅に劣化するので、Ａｌの含有量を１０超〜２２．０％とした。

一方、Ｃｒ、Ｃｅ、Ｂの１種または２種以上を適量添加する場合には、金属間化合物が析出しても、製造条件を適正化することにより、延性、熱間加工性および冷間加工性の劣化を抑制できる。ただし、この場合でも、Ａｌの含有量が３２．０％を超えると、脆化相の析出が顕著となり、延性、熱間加工性および冷間加工性が大幅に劣化するので、この場合のＡｌの含有量を、１０．０超〜３２．０％とした。

Ｎ：Ｎは窒化物を形成し、結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００１％未満ではその効果が発現せず、一方、０．０５％を超えて添加すると、靭性が劣化するため、Ｎ含有量を０．００１〜０．０５％とした。

以上が本発明の基本成分であるが、前記（２）〜（７）に係る本発明においては、さらに、Ｃｒ、Ｃｅ、Ｂの１種または２種以上を添加する。

Ｃｒ：Ｃｒは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は０．０５％未満では発現せず、一方、６．０％を超える過剰添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜６．０％とした。

Ｃｅ：Ｃｒは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は０．０１％未満では発現せず、０．５％を超える過剰添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｃｅの含有量を０．０１〜０．５％とした。

Ｂ：Ｂは自ら粒界に偏析することにより、粒界結合力を向上させるとともに、ＰおよびＳの粒界偏析を抑制し、粒界強度を高め、延性、靭性および熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は０．０００３％未満では発現せず、一方、０．０３％を超えて過剰添加すると、粒界に粗大な析出物が生成し、熱間加工性が劣化するため、Ｂの含有量を０．０００３〜０．０３％とした。

以上が本発明の基本成分であり、通常、上記以外は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるが、所望の強度レベルやその他の必要特性に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒの１種または２種以上を添加してもよい。

Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮを形成し、結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００５％未満ではそれらの効果が発現せず、一方、０．３％を超えて過剰添加すると、靭性が劣化するため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．３％とした。

Ｎｂ：Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し、結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００５％未満ではその効果が発現せず、一方、０．３％を超えて過剰添加すると、靭性が劣化するため、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．３％とした。

Ｎｉ：Ｎｉは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は０．０５％未満では発現せず、５．０％を超える過剰添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｎｉの含有量を０．０５〜５．０％とした。

しかしながら、Ｎｉ添加は、オーステナイトやマルテンサイト生成には、特に有効で、Ｍｎ同様、Ａｌ量が比較的多い場合には、組織強化による高強度化に有効である。ただし、１５．０％を超えると、延性が大幅に劣化する。このため、１５．０％を上限として添加できる。

Ｍｏ：Ｍｏは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は０．０５％未満では発現せず、一方、３．０％を超える過剰添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｍｏの含有量を０．０５〜３．０％とした。

Ｃｕ：Ｃｕは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は０．１％未満では発現されず、一方、３．０％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。したがって、Ｃｕの含有量を０．１〜３．０％とした。

Ｖ：Ｖは微細な炭窒化物を形成し、結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．０１％未満ではその効果が発現せず、一方、０．５％を超えて過剰添加すると、靭性が劣化するため、Ｖの含有量を０．０１〜０．５％とした。

Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒは、いずれも、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化を抑制する有効な元素である。この効果は、Ｃａは０．００１％未満、Ｍｇは０．０００５％未満、Ｚｒは０．００１％未満では発現せず、一方、Ｃａは０．０１％、Ｍｇは０．０１％、Ｚｒは０．０５％を超える過剰添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｃａの含有量を０．００１〜０．０１％、Ｍｇの含有量を０．０００５〜０．０１％、Ｚｒの含有量を０．００１〜０．０５％とした。

次に、特性値の限定理由について述べる。

比重は、６．７以上では、自動車用鋼板として通常使用されている鋼板の比重（鉄の比重７．８６と同程度）と比較して軽量化効果が小さいので、６．７未満とする。

金属間化合物を含まない前記（１）および（３）〜（７）に係る本発明においては、比較的低強度となるので、強度および延性については、自動車用鋼板として必要な特性を考慮して、引張強度４９０ＭＰａ以上、伸び１５％以上とする。

一方、金属間化合物を含む前記（２）〜（７）に係る本発明においては、比較的高強度となるので、強度および延性については、自動車用鋼板として必要な特性を考慮して、引張強度５９０ＭＰａ以上、伸び１０％以上とする。

次に、製造条件の限定理由について述べる。

まず、Ｆｅ₃Ａｌ、ＦｅＡｌ等の金属間化合物の析出を極力抑制して、延性、熱間加工性および冷間加工性を改善するための製造方法について述べる。

前記（８）に係る本発明においては、前記（１）、（３）〜（７）のいずれかに記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、フェライト単相温度域で熱間圧延し、２００℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、２００℃以下で巻き取ることにより、熱間圧延を行う。

スラブ加熱温度が１１００℃未満であると、炭窒化物が十分に固溶せずに、必要な強度や延性が得られないため、スラブ加熱温度の下限は１１００℃とした。加熱温度の上限は特に定めないが、結晶粒の粗大化を抑制するために、１２５０℃以下とすることが望ましい。熱延中のＦｅＡｌ相の析出を防止するために、熱間圧延は、フェライト単相温度域で行う。

熱間圧延後の冷却速度が２０℃／秒未満であると、冷却中にＦｅＡｌまたはＦｅ₃Ａｌが析出して延性が劣化するため、冷却速度は２０℃／秒以上とした。冷却速度の上限は特に定めないが、３００℃／秒を超えると、鋼板形状精度が悪化する場合があるので、３００℃／秒以下とすることが望ましい。

また、熱間圧延後の冷却停止温度および巻取り温度が２００℃超であると、巻き取り中または巻き取り後に、ＦｅＡｌまたはＦｅ₃Ａｌが析出して延性が劣化するため、冷却停止温度および巻き取り温度は２００℃以下とした。冷却停止温度および巻取り温度の下限は特に定めないが、生産性の観点から、室温以上とすることが望ましい。

前記（９）に係る本発明において、熱延板の延性を向上させるために、再結晶や炭化物析出制御の観点から、熱延板を巻き取った後、フェライト単相温度域で焼鈍してもよい。フェライト単相温度域で焼鈍するのは、焼鈍中にＦｅＡｌ相が析出するのを防止するためである。

焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する。冷却途中でのＦｅＡｌまたはＦｅ₃Ａｌの析出を防止するために、冷却速度の下限を２０℃／秒とし、急冷停止温度の上限を２００℃とした。

前記（１０）に係る本発明において、冷延鋼板を製造する場合には、鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、フェライト単相温度域で焼鈍を行い、焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する。フェライト単相温度域で焼鈍するのは、焼鈍中にＦｅＡｌ相が析出するのを防止するためである。焼鈍後、冷却途中でのＦｅＡｌまたはＦｅ₃Ａｌの析出を防止するために、冷却速度の下限を２０℃／秒とし、急冷停止温度の上限を２００℃とした。

次に、Ｆｅ₃Ａｌ、ＦｅＡｌ等の金属間化合物が析出した状態で、延性、熱間加工性および冷間加工性を改善するための製造方法について述べる。

前記（１１）および（１２）に係る本発明においては、前記（２）、（４）〜（７）のいずれかに記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、１０００℃以上の温度で圧下率３０％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含みかつ８００℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、２００℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して２００℃以下で巻き取ることにより、熱間圧延を行う。

スラブ加熱温度が１１００℃未満であると、炭窒化物が十分に固溶せずに、必要な強度や延性が得られないため、スラブ加熱温度の下限は１１００℃とした。加熱温度の上限は特に定めないが、結晶粒の粗大化を抑制するために、１２５０℃以下とすることが望ましい。

熱延時に、フェライトの再結晶を促進させ細粒化するために、１０００℃以上の温度で圧下率３０％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含むことが必要である。この条件が満たされないと、粗大なフェライト粒が残存し、良好な延性、熱間加工性および冷間加工性が得られない。

仕上げ圧延温度が８００℃未満であると、熱間加工性が劣化し、熱延中に割れが生じるため、仕上げ圧延温度の下限は８００℃にした。仕上げ温度の上限は特に定めないが、結晶粒の粗大化を抑制するために、９５０℃以下とすることが望ましい。

前記（１２）に係る本発明においては、熱間圧延後の冷却速度が２０℃／秒未満であると、粒界に不純物が偏析したり脆化相が析出して延性が劣化するため、冷却速度は２０℃／秒以上とする。冷却速度の上限は特に定めないが、３００℃／秒を超えると、鋼板形状精度が悪化する場合があるので、３００℃／秒以下とすることが望ましい。

また、熱間圧延後の冷却停止温度および巻取り温度が２００℃超であると、粒界に不純物が偏析したり、脆化相が析出して延性が劣化するため、冷却停止温度および巻取り温度は２００℃以下とする。冷却停止温度および巻取り温度の下限は特に定めないが、生産性の観点から、室温以上とすることが望ましい。

前記（１３）に係る本発明において、熱延板の延性を向上させるために、再結晶や炭化物析出制御の観点から、熱延板を巻き取った後、７００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍する。ここで、焼鈍温度が７００℃未満ではその効果が小さく、１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化し粒界脆化が助長されるため、熱延板の焼鈍温度は７００℃以上１１００℃以下の温度範囲とした。

前記（１４）に係る本発明において、冷延鋼板を製造する場合には、鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、６００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍する。焼鈍温度が６００℃未満では未再結晶・未回復となり十分な効果が得られず、１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化し粒界脆化が助長されるため、冷延板の焼鈍温度は６００℃以上１１００℃以下の温度範囲とした。

以下、実施例により、本発明とその効果を、さらに具体的に説明する。

まず、Ｆｅ₃Ａｌ、ＦｅＡｌ等の金属間化合物の析出を極力抑制して、延性、熱間加工性および冷間加工性を改善する場合の実施例について述べる。

表１に示す組成を有する鋼を、表２に示す条件で熱間圧延し、冷間圧延した後、表２に示す条件で焼鈍した。熱間圧延後および冷間圧延後に、それぞれ、熱延板および冷延板における割れ発生状況を観察した。結果を表２に併せて示す。

焼鈍後の板の比重および機械的特性を評価した。比重の測定はピクノメータを用いて行った。比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表２に併せて示す。

本発明例（Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．１２〜１４）では、比重＜６．７を満たしており、引張強度は４９０ＭＰａ以上であり、延性に関しては１５％以上の高い伸びが得られており、熱延板および冷延板の割れも発生していない。

一方、成分のいずれか一つ以上が本発明の成分限定範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．６、７、８）では、いずれも、引張強度が４９０ＭＰａ未満でかつ伸びが１５％未満であり、延性に劣ることがわかる。また、これらの比較例では、熱延板および冷延板の割れも発生しており、熱間加工性や冷間加工性にも劣ることがわかる。

また、製造条件が本発明の限定範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．９、１０、１１）では、いずれも、引張強度が４９０ＭＰａ未満でかつ伸びが１５％未満であり、かつ、熱延板および冷延板に割れが発生しており、延性や熱間加工性および冷間加工性に劣ることがわかる。

また、表１に示す組成を有する鋼を、表２に示す条件で熱間圧延した熱延板についても、比重および機械的特性を評価した。熱延板の比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表３に示す。さらに、この熱延板について、表４に示す条件で熱延板焼鈍を行い、熱延板焼鈍材についても、比重および機械的特性を評価した。熱延板焼鈍材の比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表４に示す。

本発明例（Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．１２〜１４）では、熱延板および熱延板焼鈍材のいずれも、引張強度は４９０ＭＰａ以上であり、延性に関しては１５％以上の高い伸びが得られている。

一方、成分のいずれか一つ以上が本発明の成分限定範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．６、７、８）では、いずれも、引張強度が４９０ＭＰａ未満でかつ伸びが１５％未満であり、延性に劣ることがわかる。

また、熱延条件が本発明の限定範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．９、１０、１１）では、いずれも、引張強度が４９０ＭＰａ未満でかつ伸びが１５％未満であり、延性に劣ることがわかる。

以上より、鋼成分を本発明で示した範囲に特定し、本発明で示した条件で製造することにより、延性に優れた高強度低比重鋼板が得られることが明らかである。

次に、Ｆｅ₃Ａｌ、ＦｅＡｌ等の金属間化合物が析出した状態で、延性、熱間加工性および冷間加工性を改善する場合の実施例について述べる。

表５に示す組成を有する鋼を、表６に示す条件で熱間圧延し、冷間圧延した後、表６に示す条件で焼鈍した。熱間圧延後および冷間圧延後に、それぞれ、熱延板および冷延板における割れ発生状況を観察した。結果を表６に併せて示す。

焼鈍後の板の比重および機械的特性を評価した。比重の測定はピクノメータを用いて行った。比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表６に併せて示す。

本発明例（Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．１２〜１５）では、比重＜６．７を満たしており、引張強度は５９０ＭＰａ以上であり、延性に関しては１０％以上の高い伸びが得られており、熱延板および冷延板の割れも発生していない。

一方、成分のいずれか一つ以上が本発明の成分限定範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．６、７、８）では、いずれも、引張強度が５９０ＭＰａ未満でかつ伸びが１０％未満であり、延性に劣ることがわかる。

また、これらの比較例では、熱延板および冷延板の割れも発生しており、熱間加工性や冷間加工性にも劣ることがわかる。

また、製造条件が本発明の限定範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．９、１０、１１）では、いずれも、引張強度が５９０ＭＰａ未満でかつ伸びが１０％未満であり、かつ、熱延板および冷延板に割れが発生しており、延性や熱間加工性および冷間加工性に劣ることがわかる。

また、表５に示す組成を有する鋼を、表６に示す条件で熱間圧延した熱延板についても、比重および機械的特性を評価した。熱延板の比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表７に示す。さらに、この熱延板について、表８に示す条件で熱延板焼鈍を行い、熱延板焼鈍材についても、比重および機械的特性を評価した。熱延板焼鈍材の比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表８に示す。

本発明例（Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．１２〜１５）では、熱延板および熱延板焼鈍材のいずれも、引張強度は５９０ＭＰａ以上であり、延性に関しては１０％以上の高い伸びが得られている。

また、熱延条件が本発明の限定範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．９、１０、１１）では、いずれも、引張強度が５９０ＭＰａ未満でかつ伸びが１０％未満であり、延性に劣ることがわかる。

前述したように、本発明によれば、延性に優れた高強度低比重鋼板を提供することができる。したがって、本発明は鋼板を利用する産業において利用可能性が高いものである。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：１０超〜２２．０％、
Ｎ：０．００１〜０．０５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、比重＜６．７であり、引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、伸びが１５％以上であることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：１０超〜３２．０％、
Ｎ：０．００１〜０．０５％
を含有し、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜６．０％、
Ｃｅ：０．０１〜０．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．０３％
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ比重＜６．７であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、伸びが１０％以上であることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜６．０％、
Ｃｅ：０．０１〜０．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．０３％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
Ｍｏ：０．０５〜３．０％、
Ｃｕ：０．１〜３．０％、
Ｖ：０．０１〜０．５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
前記Ｍｎ、Ｎｉの代わりに、質量％で、
Ｍｎ：０．２超〜３０．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１５．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
請求項１、３〜７のいずれか１項に記載の延性に優れた高強度鋼板を製造する方法であって、請求項１、３〜７のいずれか１項に記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、フェライト単相温度域で熱間圧延し、２００℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、２００℃以下で巻き取ることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
鋼板を巻き取った後、フェライト単相温度域で焼鈍を行い、焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする請求項８記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、フェライト単相温度域で焼鈍を行い、焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする請求項８記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
請求項２、４〜７のいずれか１項に記載の延性に優れた高強度鋼板を製造する方法であって、請求項２、４〜７のいずれか１項に記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、１０００℃以上の温度で圧下率３０％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含みかつ８００℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、巻き取ることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
熱間圧延後、２００℃以下まで２０℃／秒以上で冷却して、２００℃以下で巻き取ることを特徴とする請求項１１記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
鋼板を巻き取った後、７００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍することを特徴とする請求項１１または１２記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、６００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍することを特徴とする請求項１１または１２記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。