JP2006176843A - 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 - Google Patents

延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】
延性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【解決手段】
質量％で，Ｃ：０．８〜１．２％，Ｓｉ：３．０％以下，Ｍｎ：１０．０〜３０．０％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０２％以下，Ａｌ：８．０〜１２．０％，Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し，さらに必要に応じて，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｂ，Ｖ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭの１種または２種以上を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，面積率で，オーステナイトが９０％以上，フェライトが５％以下で，かつ(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相が１％以下であり，比重＜６．８，引張強度が７００ＭＰａ以上，伸びが５０％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である。

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，例えば特許文献１には，Ｃ：０．００２〜０．１％，Ａｌ：３〜１０％と，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕの１種又は２種以上を０．０１〜７％，Ｍｎ５％以下，２％以下のＳｉ及びＴｉの１種又は２種以上を０．１〜６％，Ｏ：０．０００５〜０．０４％，Ｎ：０．０００２〜０．０５％，残余Ｆｅ及び不可避的不純物からなる低比重の吸振合金が開示されている。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。
また，多量のＡｌを含有すると，延性，熱間加工性及び冷間加工性が大幅に劣化し，特許文献１にあるように比較的高温長時間の焼鈍（６５０〜１２００で５〜６００分加熱）により鋼板を製造する必要があり，通常の薄鋼板製造プロセス，例えば連続焼鈍などで高Ａｌ含有鋼板を製造することや良好な強度及び延性レベルを確保することは困難であった。
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２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％及び残余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，低比重に関する言及は無く，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，本発明者らの試験によれば，特許文献２の提案は大幅な延性の改善には至っていない。
また特許文献３には，Ｃ：０．０５％以下，Ｓｉ：０．１〜１％，Ａｌ：２〜８％，Ｙ：０．０１〜１％及び残余Ｆｅを含有する耐酸化性の鉄合金が提案されているが，低比重に関する言及は無く，耐酸化性を向上させるために重量元素であるＹ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，強度や延性に関する言及は無く，本発明者らの試験によれば，特許文献３の提案も大幅な延性の改善には至っていない。
また特許文献４には，Ｃ：０．０２〜０．１％，Ｓｉ≦０．５，Ｍｎ：０．２〜２．０％，Ｐ：≦０．０５，Ｓ：≦０．０１，Ａｌ：０．５〜５％及び残余Ｆｅを含有する鋼板が提案されているが，Ａｌ含有量が５％以下と小さいため，低比重化の効果が小さい。また，Ａｌを５％を超えて添加した場合には成形性や冷間加工性が大幅に劣化するため製造が困難であると記載されている。
また特許文献５には，Ｓｉ＜０．２％，Ｍｎ：０．０３〜０．２％，Ａｌ：５〜９％，総計で１％以下のＣｕ+Ｍｏ+Ｗ+Ｃｏ+Ｃｒ+Ｎｉ，総計で０．１％以下のＳｃ+Ｙ+ＲＥＭ及び残余Ｆｅを含有する鋼板が提案されており，特許文献６には，Ｃ：０．００３６〜０．１％，Ｓｉ＜０．２％，Ｍｎ：０．０３〜０．２％，Ａｌ：７〜９％，総計で１％以下のＣｕ+Ｍｏ+Ｗ+Ｃｏ+Ｃｒ+Ｎｉ，総計で０．１％以下のＳｃ+Ｙ+ＲＥＭ及び残余Ｆｅを含有する鋼板が提案されているが，いずれも成形性や製造性を改善するための製造技術はなんら提案されておらず，本発明者らの試験によれば，これらの成分の鋼板を通常の薄鋼板製造プロセスで製造することは困難であった。
また特許文献７には，Ａｌ：６〜１０％及び残余Ｆｅを含有し，平均結晶粒径が３００〜７００μmの範囲内である制振合金材料が提案されているが，結晶粒径がこれほど大きいとプレス加工時にオレンジピールと呼ばれる表面欠陥（肌荒れ）が生じるために自動車部材への適用は困難である。また，成形性や製造性を改善するための製造技術はなんら提案されていない。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３−１４０４３９号公報 特開平８−２５３８４４号公報 米国特許第４，３３４，９２３号公報 特許第２５１７４９２号公報 米国特許第６，３８３，６６２Ｂ１号公報 特許第３４５７３３１号公報 特開２００１−５９１３９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，質量％でＡｌ含有量が８．０〜１２．０％と高い場合でも，０．８〜１．２％のＣと１０．０〜３０．０％のＭｎを添加してベース組織をオーステナイトとし，製造条件を適正化してフェライトと(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相の析出を極力抑制することによって，延性を大幅に向上できることを知見した。
（１）
本発明はこのような知見に基づいて構成したものであり，その要旨は，質量％で，Ｃ：０．８〜１．２％，Ｓｉ：３．０％以下，Ｍｎ：１０．０〜３０．０％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０２％以下，Ａｌ：８．０〜１２．０％，Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，面積率で，オーステナイトが９０％以上，フェライトが５％以下で，かつ(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相が１％以下であり，比重＜６．８，引張強度が７００ＭＰａ以上，伸びが５０％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である。
（２）
前記（１）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種を含有しても良い。
（３）
また，前記（１）または（２）記載の成分を含有し，さらに質量％で，Ｃｒ：０．０５〜３．０％，Ｎｉ：０．０５〜１５．０％，Ｍｏ：０．０５〜３．０％，Ｃｕ：０．１〜３．０％，Ｂ：０．０００３〜０．０１％，Ｖ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上を含有しても良い。
（４）
また，前記（１）〜（３）の何れか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％，ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有しても良い。
（５）
また本発明によれば，前記（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度低比重鋼板を製造する方法であって，前記（１）〜（４）の何れかに記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し，１０５０℃以上の温度で総圧下率８５％以上の粗圧延を行った後，１１００℃以上の温度に再加熱して，引き続き９００℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を行い，２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却して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が提供される。
（６）
鋼板を巻き取った後，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍し，２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却しても良い。
（７）
また，鋼板を巻き取った後，酸洗し，冷間圧延を行い，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍を行い，焼鈍後２０℃/秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却しても良い。
（８）
また，鋼板を巻き取って焼鈍した後，酸洗し，冷間圧延を行い，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍を行い，焼鈍後２０℃/秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却しても良い。
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及び限定理由について具体的に説明する。
まず，本発明における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。
Ｃ：Ｃはオーステナイト安定化元素であり，Ａｌを多量に添加した成分系でオーステナイト組織とするには必須の元素である。質量％で０．８％未満ではＭｎなどの他のオーステナイト安定化元素を多量に添加してもフェライトの生成を抑制できず延性が低下するので０．８％以上とした。また，質量％で１．２％を超えて過剰に添加すると製造条件を適正化しても(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相の析出を抑制できないので延性が低下する。従って，Ｃ含有量は，質量％で０．８〜１．２％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，質量％で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，質量％で３．０％以下とした。
Ｍｎ：ＭｎはＣと同様にオーステナイト安定化元素であり，Ａｌを多量に添加した成分系でオーステナイト組織とするには必須の元素である。質量％で１０％未満ではＣなどの他のオーステナイト安定化元素を多量に添加してもフェライトの生成を抑制できず延性が低下するので１０％以上とした。また，質量％で３０％を超えて過剰に添加すると延性が大幅に劣化する。従って，Ｍｎ含有量は，質量％で１０〜３０％とした。
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，現状精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して，上限を質量％で０．０２％とした。
Ｓ：Ｓは熱間加工性及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，現状精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して，上限を質量％で０．０２％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。質量％で８％未満では低比重化の効果が少ないので下限を８％とした。また，Ａｌは強力なフェライト安定化元素であり，質量％で１２．０％を超えるとＣやＭｎを多量に添加してもフェライトの生成を抑制できず延性が低下する。また，Ａｌが１２．０％を超えると製造条件を適正化しても(Fe,Mn)3AlC（perovskite
carbide）相の析出を抑制できないので延性が低下する。従って，Ａｌの含有量を，質量％で８．０〜１２．０％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，質量％で０．００１％未満ではその効果が発現されず，質量％で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，質量％で０．００１〜０．０５％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及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，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｂ，Ｖ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭの１種または２種以上を添加しても良い。
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，質量％で０．００５％未満ではそれらの効果が発現されず，質量％で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，質量％で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，質量％で０．００５％未満ではその効果が発現されず，質量％で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，質量％で０．００５〜０．３％とした。
Ｃｒ：Ｃｒは延性及び靭性を向上させる有効な元素である。この効果は質量％で０．０５％未満では発現されず，質量％で３％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って，Ｃｒの含有量を，質量％で０．０５〜３．０％とした。
Ｎｉ：Ｎｉは延性及び靭性を向上させる有効な元素であるが，この効果は質量％で０．０５％未満では発現されないので下限を０．０５％とした。また，Ｎｉはオーステナイト安定化元素でありオーステナイト組織とするのに有効な元素であるが，質量％で１５％を超えると延性が大幅に劣化する。従って，Ｎｉの含有量を，質量％で０．０５〜１５．０％とした。
Ｍｏ：Ｍｏは延性及び靭性を向上させる有効な元素である。この効果は質量％で０．０５％未満では発現されず，質量％で３％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って，Ｍｏの含有量を，質量％で０．０５〜３．０％とした。
Ｃｕ：Ｃｕは延性及び靭性を向上させる有効な元素である。この効果は質量％で０．１％未満では発現されず，質量％で３％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って，Ｃｕの含有量を，質量％で０．１〜３．０％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及びＳの粒界偏析を抑制し，粒界強度を高め，延性，靭性，及び熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は質量％で０．０００３％未満では発現されず，質量％で０．０１％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，質量％で０．０００３〜０．０１％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，質量％で０．０１％未満ではその効果が発現されず，質量％で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，質量％で０．０１〜０．５％とした。
Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭ：Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭ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は質量％で０．００１％未満，Ｍｇは質量％で０．０００５％未満，Ｚｒは質量％で０．００１％未満，ＲＥＭは質量％で０．００１％未満では発現されず，Ｃａは質量％で０．０１％，Ｍｇは質量％で０．０１％，Ｚｒは質量％で０．０５％，ＲＥＭは質量％で０．０５％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って，Ｃａの含有量を質量％で０．００１〜０．０１％，Ｍｇの含有量を質量％で０．０００５〜０．０１％，Ｚｒの含有量を質量％で０．００１〜０．０５％，ＲＥＭの含有量を質量％で０．００１〜０．０５％とした。
次に本発明における高強度低比重鋼板の組織について説明する。
本発明による鋼板の組織は，面積率でオーステナイトが９０％以上，フェライトが５％以下で，かつ (Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相が１％以下とする。
オーステナイトの含有率を面積率で９０％以上とするのはフェライト，ベイナイト，マルテンサイトサイト，焼き戻しマルテンサイトなどの第２相の含有率が面積率で合計で１０％以上になるとオーステナイト組織の均一な変形が妨げられ延性が大幅に低下するためである。また，フェライトの含有率を面積率で５％以下とするのはフェライトが５％を超えるとフェライト部に変形が集中して延性が大幅に低下するためである。
また，(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相の含有率を面積率で１％以下とするのは，オーステナイト中に(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相が析出するとオーステナイトの変形が妨げられ強度が増加して延性が低下するが，(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相の含有率が１％を超えると延性が急激に低下するためである。
本発明の鋼板は，残部組織として，ベイナイト，マルテンサイト，焼き戻しマルテンサイト，パーライトの１種又は２種以上を含有してもよい。これらの組織は光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で観察することにより同定することができる。
なお，本発明において，オーステナイト，フェライト，(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相の各組織の面積率は，鋼板のＣ（幅方向）断面ｔ（板厚）／４部を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡により２００〜５０００倍で１０視野観察した場合の平均値と定義する。
次に特性値の限定理由について述べる。
比重は６．８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６．８未満とする。
強度及び延性は自動車用鋼板として必要な特性を考慮して，引張強度７００ＭＰａ以上，伸び５０％以上とする。
次に製造条件の限定理由について述べる。
本発明においては，前記（１）〜（４）の何れかに記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し，１０５０℃以上の温度で総圧下率８５％以上の粗圧延を行った後，１１００℃以上の温度に再加熱して，引き続き９００℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を行い，２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却して巻き取る。
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。スラブ加熱温度が１２５０℃超であると偏析部での溶融脆化により熱間加工性が大幅に劣化するため，スラブ加熱温度の上限は１２５０℃とした。
１０５０℃以上の温度で総圧下率８５％以上の粗圧延を行った後，１１００℃以上の温度に再加熱するのは，粗圧延板中の偏析を低減するためである。これらの条件が満たされないと，鋳造時の偏析が残存するため偏析部でフェライトが多量に析出しフェライト部に変形が集中して延性が大幅に低下する。粗圧延板を再加熱する方法はヒーターを使う方法や再加熱炉に挿入する方法などを用いればよく特に規定する必要はない。
仕上げ圧延温度が９００℃未満であるか，熱間圧延後の冷却速度が２０℃／秒未満であるか，冷却停止温度が２００℃超であれば(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相が析出して延性が大幅に低下する。そのため，仕上げ圧延温度の下限を９００℃とし，熱間圧延後に２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却して巻き取ることにした。
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，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍し，２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却しても良い。
ここで，焼鈍温度が８００℃未満ではその効果が小さく，１２００℃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８００℃以上１２００℃以下の温度範囲とした。
また，焼鈍後の冷却速度が２０℃／秒未満であるか冷却停止温度が２００℃超であれば(Fe,Mn)3AlC（perovskite varbide）相が析出して延性が大幅に低下するため，焼鈍後に２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することにした。
また，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，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍を行い，焼鈍後２０℃/秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却しても良い。
焼鈍温度が８００℃未満では未再結晶・未回復となり十分な効果が得られず，１２００℃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８００℃以上１２００℃以下の温度範囲とした。
焼鈍後の冷却速度が２０℃/秒未満であるか，冷却停止温度が２００℃超であれば冷却中に(Fe,Mn)3AlC（perovskite varbide）相が析出して延性が大幅に低下するため，焼鈍後に２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することにした。
冷間圧延の条件は特に限定するものではないが，焼鈍時に十分に再結晶させるためには圧下率４０％以上とすることが望ましい。
また，鋼板を巻き取って焼鈍した後，酸洗し，冷間圧延を行い，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍を行い，焼鈍後２０℃/秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却しても良い。
先と同様，この場合も，焼鈍温度が８００℃未満では未再結晶・未回復となり十分な効果が得られず，１２００℃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８００℃以上１２００℃以下の温度範囲とした。
また，この場合も，焼鈍後の冷却速度が２０℃/秒未満であるか，冷却停止温度が２００℃超であれば冷却中に(Fe,Mn)3AlC（perovskite varbide）相が析出して延性が大幅に低下するため，焼鈍後に２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することにした。
冷間圧延の条件は特に限定するものではないが，この場合も，焼鈍時に十分に再結晶させるためには圧下率４０％以上とすることが望ましい。
以下，実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
（実施例１）
表１に示す各化学成分（質量％で示す）を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼（Ｎｏ．１〜１１）を，表２に示す条件で熱間圧延し，圧下率５０％で冷間圧延した後，表２に示す条件で焼鈍した。焼鈍後の板の比重及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，引張強度及び伸びを表２に合わせて示す。
Figure 2006176843
Figure 2006176843
本発明の実施例（Ｎｏ．１〜５）では比重＜６．８を満たしており，引張強度は７００ＭＰａ以上であり，延性に関しては５０％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範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．６，７，８）ではいずれも伸びが２０％以下であり，延性に劣ることがわかる。また，製造条件が本発明の範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．９，１０，１１）ではいずれも伸びが２０％以下であり，延性に劣ることがわかる。
（実施例２）
また，表１に示す各化学成分（質量％で示す）を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼（Ｎｏ．１〜１１）を，表２に示す条件で熱間圧延した熱延板について，比重及び機械的特性（降伏応力，引張強度及び伸び）を評価した。熱延板の比重，降伏応力，引張強度及び伸びを表３に示す。
Figure 2006176843
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った熱延板焼鈍材についても比重及び機械的特性（降伏応力，引張強度及び伸び）を評価した。熱延板焼鈍材の比重，降伏応力，引張強度及び伸びを表４に示す。本発明の実施例（Ｎｏ．１〜５）では，熱延板及び熱延板焼鈍材のいずれも比重＜６．８を満たしており，引張強度は７００ＭＰａ以上であり，延性に関しては５０％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範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．６，７，８）ではいずれも伸びが２０％以下であり，延性に劣ることがわかる。また，熱延条件が本発明の範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．９，１０，１１）ではいずれも伸びが２０％以下であり，延性に劣ることがわかる。
Figure 2006176843
（実施例３）
更に，表１に示す各化学成分（質量％で示す）を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼（Ｎｏ．１〜１１）を，表２に示す条件で熱間圧延し，表４に示す条件で熱延板焼鈍を行い，酸洗後，圧下率５０％で冷間圧延を行い，表２に示す条件で焼鈍及び冷却した冷延板についても比重及び機械的特性（降伏応力，引張強度及び伸び）を評価した。冷延板の比重，降伏応力，引張強度及び伸びを表５に示す。
Figure 2006176843
本発明の実施例（Ｎｏ．１〜５）では，いずれも比重＜６．８を満たしており，引張強度は７００ＭＰａ以上であり，延性に関しては５０％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範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．６，７，８）ではいずれも伸びが２０％以下であり，延性に劣ることがわかる。また，熱延条件が本発明の範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．９，１０，１１）ではいずれも伸びが２０％以下であり，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。
本発明の鋼板は，例えば自動車部品などに用いられる。

Claims (8)

  1. 質量％で，
    Ｃ：０．８〜１．２％，
    Ｓｉ：３．０％以下，
    Ｍｎ：１０．０〜３０．０％，
    Ｐ：０．０２％以下，
    Ｓ：０．０２％以下，
    Ａｌ：８．０〜１２．０％，
    Ｎ：０．００１〜０．０５％
    を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，面積率で，オーステナイトが９０％以上，フェライトが５％以下で，かつ(Fe,Mn)3AlC（perovskite carbide）相が１％以下であり，比重＜６．８，引張強度が７００ＭＰａ以上，伸びが５０％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. 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に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
  3. さらに質量％で，
    Ｃｒ：０．０５〜３．０％，
    Ｎｉ：０．０５〜１５．０％，
    Ｍｏ：０．０５〜３．０％，
    Ｃｕ：０．１〜３．０％
    Ｂ：０．０００３〜０．０１％，
    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または２に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
  4. さらに質量％で，
    Ｃａ：０．００１〜０．０１％，
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％，
    Ｚｒ：０．００１〜０．０５％，
    ＲＥＭ：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１〜３のいずれかに記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度低比重鋼板を製造する方法であって，請求項１〜４のいずれかに記載の成分からなる鋼スラブを，１１００℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し，１０５０℃以上の温度で総圧下率８５％以上の粗圧延を行った後，１１００℃以上の温度に再加熱して，引き続き９００℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を行い，２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却して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。
  6. 鋼板を巻き取った後，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍し，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５に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
  7. 鋼板を巻き取った後，酸洗し，冷間圧延を行い，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍を行い，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５に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
  8. 鋼板を巻き取って焼鈍した後，酸洗し，冷間圧延を行い，８００℃以上１２００℃以下の温度で焼鈍を行い，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６に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
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