JP2008261023A - 延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１％超〜０．５％、Ｓｉ：０．２〜３．０％、Ｍｎ：０．２％超〜３．０％、Ａｌ：３．０〜１０．０％、Ｎ：０．００３〜０．０１％、Ｔｉ：０．１％超〜１．０％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限し、０．２＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、比重＜７．５であることを特徴とする延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。さらに必要に応じて、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有させても良い。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車部品などに用いられる延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法に関する。

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の下限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。

そこで、鉄にアルミを多量に添加して比重を小さくした高Ａｌ含有鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜５）。これらの特許文献で提案されている技術は、高Ａｌ含有鋼板の、（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、という問題を解決したものである。

しかし、工業規模で生産するためには、熱間加工性及び冷間加工性の更なる改善が必要であり、また、自動車部品としての適用部位を拡張するには、延性及び加工性の更なる向上も要求されているなかで、これら特許文献に開示されている技術では対応しえないという問題がある。

特開２００５−１５９０９号公報 特開２００５−２９８８９号公報 特開２００５−２７３００４号公報 特開２００６−１７６８４３号公報 特開２００６−１７６８４４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、Ａｌを添加した低比重鋼板の製造性を改善し、延性及び加工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。

本発明者らは、高Ａｌ含有鋼の延性、熱間加工性及び冷間加工性が劣っているのは、凝固組織が粗大な柱状晶組織であることに起因していると考え、多量のＡｌを含有し、成分の異なる種々の鋼について、鋳造後の凝固組織を微細な等軸晶組織とするための方法について成分と鋳造条件の両面から研究を重ねた。その結果、Ａｌ含有量を３．０〜１０．０％としたうえで、０．１％超のＣと０．１％超のＴｉを複合添加し、Ｃ＋Ｔｉを０．２超〜１．５％以下の範囲に制御し、窒素含有量を０．００３〜０．０１％の範囲に制御し、鋳造時の溶鋼過熱度を５０℃以下とすることで、液相中でＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が晶出し、これがフェライトの凝固核となって、凝固組織が微細な等軸晶組織になるという新しい知見を得た。さらに、このようにして鋳造した微細な等軸晶組織を持つ鋳片を適切な製造条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍することにより、延性及び加工性が大幅に向上することを知見した。

本発明はこのような知見に基づいて構成したものであり、その要旨は、以下のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．２０〜３．００％、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０〜１０．０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下を含有し、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０１００％以下に制限し、
０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、比重が７．５未満であることを特徴とする延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。

（２） さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３００％を含有することを特徴とする上記（１）記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。

（３） さらに質量％で、Ｃｒ：０．０５〜３．００％、Ｎｉ：０．０５〜５．００％、Ｍｏ：０．０５〜３．００％、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｂ：０．０００３〜０．０１００％、Ｖ：０．０１〜０．５０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。

（４） さらに質量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５００％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０５００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。

（５） 引張強度が４４０ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上であることを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の高強度低比重鋼板。

（６） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の高強度低比重鋼板を製造する方法であって、上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られたスラブを熱間圧延することを特徴とする延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（７） スラブを鋳造した後、１１００℃以上の温度に加熱し、仕上げ圧延温度を８００℃以上として熱間圧延し、６００〜７５０℃で巻き取ることを特徴とする上記（６）記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（８） 鋼板を巻き取った後、７００〜１１００℃の温度で焼鈍することを特徴とする上記（６）又は（７）記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（９） 上記（６）〜（８）の何れか１項に記載の方法で製造した熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を行い、６００〜１１００℃で焼鈍した後、２０℃/ｓ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延性及び加工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、製造性が良好で、延性及び加工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。

本発明者らは、Ｆｅ−４％Ａｌ-０．００６％Ｎを基本成分とし、ＣとＴｉの添加量を種々に変えた鋼を実験室で溶解し、鋳造し、凝固組織を観察して等軸晶率を測定した。鋳造時の溶鋼過熱度は５０℃以下とした。ここで、溶鋼過熱度［℃］とは、成分組成から求められる液相線温度［℃］から、鋳造時の溶鋼温度［℃］を減じた値、即ち、
溶鋼過熱度［℃］＝溶鋼温度［℃］−液相線温度［℃］
である。

Ｃの含有量［質量％］とＴｉの含有量［質量％］の合計、Ｃ＋Ｔｉ量［質量％］と等軸晶率の関係を図１に示す。図１より、Ｃ＋Ｔｉが０．２００％超、１．５００％以下の範囲のとき等軸晶率が８０％以上になり、特に、Ｃ＋Ｔｉが０．５〜１．０％以下の範囲のとき等軸晶率が１００％になることがわかる。ただし、Ｃ又はＴｉのどちらか一方が０．１％以下であると等軸晶率は大幅に低下する。また、Ｃ＋Ｔｉが１．５%を超えると鋳片に割れが発生しやすくなることを知見した。したがって、Ｃ＋Ｔｉを０．２超〜１．５％以下の範囲に制限した。

次に、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、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素であり、０．１００％超の添加が必要である。一方、０．５００％を超えるＣの添加によって、靭性や溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１００％超〜０．５００％以下とした。

Ｔｉ：Ｔｉも、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素であり、０．１００％超の添加が必要である。一方、１．０００％を超えるＴｉの添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％超〜１．０００％以下とした。より微細な等軸晶組織を得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．３００％とすることが好ましい。

なお、上述のように、ＣとＴｉの添加量の合計、即ち、Ｃ＋Ｔｉを、０．２００％超、１．５００％以下とすることにより、凝固組織を微細な等軸晶組織とすることができる。

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。この効果を発現させるには、Ｓｉを０．２０％以上添加することが必要である。一方、３．００％を超えるＳｉ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。したがって、Ｓｉ含有量は、０．２０〜３．００％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。しかし、Ｍｎ量が０．２０％以下ではその効果が発現されず、３．００％を超えて過剰に添加すると靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％超、３．００％以下とした。

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、低減させることが望ましい。Ｐの含有量の上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０２００％に制限した。

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、低減させることが望ましい。Ｓの含有量の上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０１００％に制限した。

Ａｌ：Ａｌは、低比重化を達成するための必須の元素である。Ａｌの含有量が３．０％未満では、低比重化の効果が不十分であり、比重を７．５未満とすることができない。一方、Ａｌの含有量が１０．０％を超えると金属間化合物の析出が顕著となり延性、熱間加工性及び冷間加工性が劣化する。したがって、Ａｌの含有量を３．０〜１０．０％とした。より良好な延性を得るためには、Ａｌの含有量の上限を６．０％とすることが好ましい。

Ｎ：Ｎは、Ｔｉの窒化物及び炭窒化物、即ち、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成し凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。この効果は、Ｎ量が０．００３０％未満では発現されず、０．０１００％を超えるＮを添加すると、粗大なＴｉＮの生成により靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０〜０．０１００％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、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加しても良い。

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されず、０．３００％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０．００５〜０．３００％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０．０５％未満では発現されず、３．００％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０．０５〜３．００％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。この効果は０．０５％未満では発現されず、５．００％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０．０５〜５．００％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０．０５％未満では発現されず、３．００％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０．０５〜３．００％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０．１０％未満では発現されず、３．００％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０．１０〜３．００％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０．０００３％未満では発現されず、０．０１００％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０．０００３〜０．０１００％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されず、０．５０％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０．０１〜０．５０％とした。

Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは何れも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０．００１０％未満、Ｍｇは０．０００５％未満、Ｚｒは０．００１０％未満、ＲＥＭは０．００１０％未満では発現されず、Ｃａは０．０１００％、Ｍｇは０．０１００％、Ｚｒは０．０５００％、ＲＥＭは０．０５００％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０．００１０〜０．０１００％、Ｍｇの含有量を０．０００５〜０．０１００％、Ｚｒの含有量を０．００１０〜０．０５００％、ＲＥＭの含有量を０．００１０〜０．０５００％とした。

次に、本発明の高強度低比重鋼板の特性について述べる。

比重は、７．５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７．５未満とする。鋼板の比重は成分組成によって決まるものであり、特に、軽量化に寄与するＡｌの含有量と、選択的に添加される、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量の関係が重要である。したがって、Ａｌの含有量が少ない場合は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量を制限する必要がある。

強度及び延性は自動車用鋼板として必要な特性を考慮すると、引張強度４４０ＭＰａ以上、伸び２５％以上であることが好ましい。

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、上記の成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られたスラブを熱間圧延する。更に、酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施しても良い。

溶鋼過熱温度が５０℃を超えると、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が凝集・粗大化してしまうため、フェライトの凝固核として有効に機能せず、本発明の成分範囲内であっても、凝固組織は粗大な柱状晶組織となってしまう。したがって、溶鋼過熱度は５０℃以下とする。溶鋼過熱度の下限は規定しないが、好ましくは１０℃以上である。

熱間圧延の加熱温度は、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ことがある。したがって、加熱温度の下限は１１００℃とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、１２５０℃を超えると粒径が大きくなり、熱間加工性が低下することがあるため、１２５０℃以下とすることが好ましい。

仕上げ圧延温度は、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ことがある。したがって、仕上げ圧延温度の下限は８００℃とすることが好ましい。仕上げ温度の上限は特に規定しないが、１０００℃を超えると粒径が大きくなり、冷間圧延時に割れを生じることがあるため、１０００℃以下とすることが好ましい。

巻き取り温度は、６００℃未満であるとフェライトの回復及び再結晶が不十分になり、加工性を損なうことがある。したがって、巻き取り温度の下限は６００℃とすることが好ましい。一方、巻き取り温度が７５０℃を超えると再結晶したフェライトの結晶粒が粗大化し、延性、熱間加工性及び冷間加工性が低下することがある。したがって、巻き取り温度の上限は７５０℃とすることが好ましい。

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℃以下の温度で焼鈍してもよい。

熱延板の焼鈍温度は、延性の向上の効果を得るために、７００℃以上とすることが好ましい。また、熱延板の焼鈍温度が１１００℃を超えると結晶粒が粗大化し、粒界脆化が助長されることがある。したがって、熱延板の焼鈍温度の上限は１１００℃以下とすることが好ましい。

熱延鋼板に冷間圧延及び焼鈍を施し、冷延鋼板を製造しても良い。以下に、冷延鋼板の好ましい製造条件について述べる。

冷間圧延の冷延率は、特に規定しないが，再結晶や回復の観点から５０％以上とすることが望ましい。また，冷延率が９５％を超えると冷間圧延時に割れが生じる場合がある。したがって、冷延率の上限は９５％以下とすることが望ましい。

冷間圧延後の焼鈍温度は、再結晶及び回復を十分に進行させるため、６００℃以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延後の焼鈍温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化し粒界脆化が助長されることがある。したがって、冷延板の焼鈍温度の上限は１１００℃以下とすることが好ましい。

冷延鋼板の焼鈍後の冷却速度は、２０℃/ｓ以上、冷却停止温度は２００℃以下が好ましい。これは、冷却中の粒成長による結晶粒の粗大化や、粒界へＰなどの不純物元素の偏析に起因する粒界脆化を防止し、延性を向上させるためである。冷却速度の上限は規定しないが、５００℃／ｓを超えることは技術的に困難である。また、冷却停止温度の下限は冷媒の温度に依存し、室温未満とすることは困難である。

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。

表１に示す組成を有する鋼を、表１に示す溶鋼過熱度で鋳造した。得られた鋼片の凝固組織を観察し、等軸晶率を測定した。鋼片を表２に示す条件で熱間圧延し、熱間圧延後に熱延板の割れ発生状況を観察した。熱延板の割れ発生状況は、割れが発生していないものを「○」、微小な耳割れが発生したものを「△」、一部に大きな割れが観察されたものを「×」と評価した。更に、熱延後の板の比重、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。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。表２に、比重、降伏応力、引張強度、伸び、割れ発生状況を示す。

熱延Ｎｏ．１〜８は本発明例であり、比重＜７．５を満たしており、引張強度は４４０ＭＰａ以上であり、延性に関しては２５％以上の高い伸びが得られており、熱延板の割れも発生していない。また、製造条件のみが異なる、熱延Ｎｏ．１と熱延Ｎｏ．６〜８を比較すると、好ましい製造条件により、より良好な延性が得られることがわかる。

一方、成分が本発明の範囲外である鋼Ｆ〜Ｊを用いた熱延Ｎｏ．９〜１３では何れも伸びが２０％以下であり、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の割れも発生しており、熱間加工性にも劣る。

表２に示した条件で製造した熱延板に、更に、表３に示す条件で焼鈍を施した。これらの熱延焼鈍板についても実施例１と同様に、比重及び機械的特性を評価した。熱延焼鈍板の比重、降伏応力、引張強度、伸び、割れ発生状況を表３に示す。

焼鈍Ｎｏ．１〜８は本発明例であり、比重＜７．５を満たしており、引張強度は４４０ＭＰａ以上であり、延性に関しては２５％以上の高い伸びが得られている。また、同じ組成を有し、製造条件のみ異なる焼鈍Ｎｏ．１と焼鈍Ｎｏ．６〜８を比較すると、好ましい製造条件を満足することによって、より良好な延性を得られることがわかる。

一方、成分が本発明の範囲外である鋼Ｆ〜Ｊを用いた焼鈍Ｎｏ．９〜１３では何れも伸びが２０％以下であり、延性に劣ることがわかる。

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た熱延板について、表４に示す条件で冷間圧延を行い、冷延板の割れ発生状況を観察した。冷延板の割れ発生状況は、割れが発生していないものを「○」、微小な耳割れが発生したものを「△」、一部に大きな割れが観察されたものを「×」と評価した。更に、冷延板に焼鈍を行い、冷延焼鈍板についても実施例１と同様に、比重及び機械的特性を評価した。冷延焼鈍板の比重、降伏応力、引張強度、伸び、割れ発生状況を表４に示す。

冷延Ｎｏ．１〜８では比重＜７．５を満たしており、引張強度は４４０ＭＰａ以上であり、延性に関しては２５％以上の高い伸びが得られており、冷延板の割れも発生していない。また、同じ組成を有し、製造条件のみ異なる冷延Ｎｏ．１と冷延Ｎｏ．６〜８を比較すると、好ましい製造条件を満足することによって、より良好な延性を得られることがわかる。

一方、成分が本発明の範囲外である鋼Ｆ〜Ｊを用いた冷延Ｎｏ．８〜１３では何れも伸びが２０％以下であり、延性に劣ることがわかる。また、これらは冷延板の割れも発生しており、冷間加工性にも劣ることがわかる。

凝固組織の等軸晶率とＣ＋Ｔｉ量との関係を示す図である。

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１００％超、０．５００％以下、
   Ｓｉ：０．２０〜３．００％、
   Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、
   Ａｌ：３．０〜１０．０％、
   Ｎ ：０．００３０〜０．０１００％、
   Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下
   を含有し、
   Ｐ ：０．０２００％以下、
   Ｓ ：０．０１００％以下
   に制限し、
   ０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
   を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、比重が７．５未満であることを特徴とする延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。
2. さらに質量％で、
   Ｎｂ：０．００５〜０．３００％
   を含有することを特徴とする請求項１記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。
3. さらに質量％で、
   Ｃｒ：０．０５〜３．００％、
   Ｎｉ：０．０５〜５．００％、
   Ｍｏ：０．０５〜３．００％、
   Ｃｕ：０．１０〜３．００％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．０１００％、
   Ｖ ：０．０１〜０．５０％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。
4. さらに質量％で、
   Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、
   Ｚｒ：０．００１０〜０．０５００％、
   ＲＥＭ：０．００１０〜０．０５００％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板。
5. 引張強度が４４０ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の高強度低比重鋼板。
6. 請求項１〜５の何れか１項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の何れか１項に記載の成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られたスラブを熱間圧延することを特徴とする延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
7. スラブを鋳造した後、１１００℃以上の温度に加熱し、仕上げ圧延温度を８００℃以上として熱間圧延し、６００〜７５０℃で巻き取ることを特徴とする請求項６記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
8. 鋼板を巻き取った後、７００〜１１００℃の温度で焼鈍することを特徴とする請求項６又は７記載の延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
9. 請求項６〜８の何れか１項に記載の方法で製造した熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を行い、６００〜１１００℃で焼鈍した後、２０℃/ｓ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延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

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