JP2010265526A - 延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】延性、疲労特性及び靭性に優れた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、Ｍｎ：０．９％〜１．８％、Ａｌ：３．０〜９．０％を含有し、Ｃ：０．０２％未満、Ｓｉ：０．２％未満、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０５％以下に制限し、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８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未満である低比重鋼板。平均結晶粒径が１００μｍ以下であることが好ましい。
【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、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板及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、本発明者らの一部は、鉄にアルミを多量に添加して比重を小さくした高Ａｌ含有鋼板を提案した（例えば、特許文献１〜５、参照）。これらは、高Ａｌ含有鋼板の、（イ）製造性が劣ること（特に圧延時に割れが発生すること）、（ロ）延性が低いこと、という問題を解決したものである。

特開２００５−１５９０９号公報 特開２００５−２９８８９号公報 特開２００５−２７３００４号公報 特開２００６−１７６８４４号公報 特開２００８−２６１０２３号公報

最近では、延性及び加工性に優れた高Ａｌ含有鋼板を工業規模で生産することが可能となりつつある。しかし、高Ａｌ含有鋼板は、同じ強度の一般的な自動車用鋼板に比べて靭性が低く、用途に制限があった。したがって、靭性の改善は、高Ａｌ含有鋼板の自動車部品への適用範囲を拡大するために、重要な課題である。

特に、シャルピー衝撃試験の延性脆性遷移温度（vＴrs）が−６０℃以下になると、多くの自動車用構造部材への適用が可能となる。本発明は、このような実情に鑑み、Ａｌを添加した低比重鋼板の靭性を改善し、延性、加工性及び靭性に優れた低比重鋼板、及びその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、高Ａｌ含有鋼の靭性を高めるため、Ｃ量の低減に加え、靭性を低下させる元素について検討を行った。その結果、高Ａｌ含有鋼の靭性は、Ａｌ含有量とＳｉ含有量の影響を大きく受けること、Ｓｉ量を低減し、Ａｌ量とＳｉ量との積を０．８以下に制限することにより、靭性を大幅に改善できるという新しい知見を得た。更に、平均結晶粒径を１００μｍ以下とすることにより、高Ａｌ含有鋼の靭性を大幅に改善できることを見出した。本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１） 質量％で、
Ｍｎ：０．９〜１．８％、
Ａｌ：３．０〜９．０％
を含有し、
Ｃ ：０．０２％未満、
Ｓｉ：０．２％未満、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ｎ ：０．０５％以下
に制限し、Ａｌ及びＳｉの含有量（質量％）の積が、
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
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、疲労特性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。

（２） 更に、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｖ ：０．０１〜０．５％
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）に記載の延性、疲労特性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。

（３） 更に、質量％で、
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下
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）に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。

（４） 更に、質量％で、
Ｂ：０．０１００％以下
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、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。

（５） 更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０５００％以下、
ＲＥＭ：０．０５００％以下
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）〜（４）の何れか１項に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。

（６） 平均結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の延性、疲労特性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。

（７） 引張強度が３８０ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上であり、両振り平面曲げでの疲労強度が引張強度の０．６倍以上であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の延性、疲労特性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。

（８） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の低比重鋼板を製造する方法であって、上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を１１００℃以上に加熱し、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延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（９） 上記（６）又は（７）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）〜（５）の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１１５０℃に加熱し、１０００〜１１００℃の範囲内で、圧下率が３０％以上であるパスを１回以上含み、総圧下率が８５％以上である粗圧延を行い、そのまま３０〜９０ｓ保持した後、引き続き圧下率が４０％以上であるパスを１回以上含み、総圧下率が９０％以上であり、かつ完了温度が８００〜８５０℃である仕上圧延を行い、冷却して、６００〜７５０℃の温度で巻き取ることを特徴とする延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板の製造方法。

（１０） 上記（８）又は（９）に記載の方法で製造した鋼板を、７００〜１０００℃で焼鈍することを特徴とする延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板の製造方法。

（１１） 上記（８）〜（１０）の何れか１項に記載の方法で製造した鋼板に酸洗を施し、冷延率を２０〜９５％とする冷間圧延を行い、６００〜１０００℃で焼鈍を行い、２０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする延性、疲労特性及び靭性に優れた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、疲労特性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。

Ａｌ含有量とＳｉ含有量の積Ａｌ×Ｓｉと脆性延性破面遷移温度vＴrs［℃］の関係を示す。

平均結晶粒径と脆性延性破面遷移温度vＴrs［℃］との関係を示す。

本発明者らは、０．００２％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−１．５％Ｍｎ−０．００６％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．００５５％Ｎを基本成分とし、Ａｌ及びＳｉの添加量を変えた種々の鋼について、実験室で熱延板を製造し、靭性を評価した。熱延板の引張強度は約４５０ＭＰａ、板厚は３．６ｍｍである。なお、靭性はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、脆性延性破面遷移温度vＴrs［℃］によって評価した。シャルピー衝撃試験は、厚さ２．５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を用いて行った。結果を図１に示す。

図１は、脆性延性破面遷移温度vＴrs［℃］を、Ａｌ含有量とＳｉ含有量の積、Ａｌ×Ｓｉで整理したものである。図１に示したように、Ａｌ含有量［質量％］×Ｓｉ含有量［質量％］を低くするほど脆性延性破面温度が低下し、靭性が向上することがわかった。特にvＴrs［℃］を−６０℃以下にするためには、Ａｌ含有量［質量％］×Ｓｉ含有量［質量％］の上限を０．８以下にすることが必要である。

次に、本発明者らは、０．００２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．５％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００３５％Ｓ−４．０％Ａｌ−０．００５８％Ｎを基本成分とし、圧延条件を変えて実験室で熱延板を製造し、靭性を評価した。熱延板の引張強度は約４５０ＭＰａ、板厚は３．６ｍｍである。なお、靭性は、厚さ２．５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、シャルピー衝撃試験を行い、脆性延性破面遷移温度vＴrs［℃］によって評価した。靭性を評価した鋼板の平均結晶粒径の測定はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して行った。

図２に、平均結晶粒径と脆性延性破面遷移温度vＴrs［℃］との関係を示す。高Ａｌ含有鋼の靭性は、平均結晶粒径の影響を大きく受け、平均結晶粒径１００μｍ以下にすると、小さくするほど脆性延性破面温度が低下し、靭性が向上する。

炭素鋼は、高温ではオーステナイトであり、冷却するとフェライトに変態するため、結晶粒を、例えば、１０μｍ以下にすることが可能である。一方、本発明の高Ａｌ含有鋼板は、フェライト安定化元素であるＡｌを多量に含有し、オーステナイト安定化元素であるＣやＭｎの含有量が少ない。そのため、凝固時の組織はフェライトであり、熱間圧延の際に加熱してもオーステナイトに変態しない。したがって、相変態を利用して結晶粒を微細化することができず、通常の方法で製造すると、平均結晶粒径が２００μｍ以上になる。

本発明者らは、熱間圧延の温度と圧下率を制御することによって、高Ａｌ含有鋼板の結晶粒径を制御することに成功し、初めて、高Ａｌ含有鋼板の靭性に及ぼす平均結晶粒径の影響を明らかにした。

次に、本発明における延性、疲労特性及び靭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。

Ｍｎ：Ｍｎは、固溶強化に寄与し、また、ＭｎＳの形成する元素である。Ｓに起因する粒界脆化を抑制し、強度を向上させるために、０．９％以上のＭｎを添加することが必要である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、強度の上昇によって靭性が劣化するため、Ｍｎ量の上限を１．８％以下とする。

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９．０％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３．０〜９．０％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。

Ｓｉ：Ｓｉは、高Ａｌ含有鋼の靭性を劣化させる元素であり、低減させることが望ましい。Ｓｉ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、０．２％未満に制限した。Ｓｉの含有量の下限値は、規定しないが、現状の精錬技術と製造コストから、０．０１％以上のＳｉを含有することが好ましい。

なお、上述のように、ＡｌとＳｉの添加量の積、即ち、Ａｌ×Ｓｉを、０．８以下とすることにより、極めて良好な靭性を得ることができる。Ａｌ含有量［質量％］×Ｓｉ含有量［質量％］は、可能な限り低くすることが望ましく、下限値は規定しないが、Ｓｉの下限値と同様、精錬技術と製造コストから、０．０３以上にすることが好ましい。

Ｃ：Ｃは、本発明では、靭性を低下させる元素であるため、含有量の上限を制限する。０．０２％超のＣを含有すると、粒内に炭化物が析出し、粒界と粒内との強度差が拡大するため、粒界脆化を促進し、靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．０２％未満に制限する。一方、Ｃは、強度を向上させるために有効な元素であり、０．００１％以上のＣを含有させることが好ましい。

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。

Ｎ：Ｎは、窒化物を形成する元素であり、結晶粒の微細化に有効である。靭性を高めるには、０．００２５％以上のＮ量が必要である。一方、Ｎ量が０．０５％を超えると、窒化物が粗大になり、靭性が劣化するため、Ｎ量の上限を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、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加しても良い。

Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮを形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。靭性を高めるには、０．００５％以上のＴｉを添加することが好ましい。しかし、Ｔｉを過剰に添加するとＴｉＮが粗大化し、靭性が劣化することがある。したがって、Ｔｉの含有量を０．３００％以下にすることが好ましい。

Ｎｂ：Ｎｂは微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。靭性を高めるには、０．００５％以上のＮｂを添加することが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると析出物が粗大になり、靭性が劣化することがある。したがって、Ｎｂの含有量を０．３００％以下にすることが好ましい。

Ｖ：Ｖは、Ｎｂと同様、微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、靭性を高めるには、０．０１％以上のＶを添加することが好ましい。Ｖ含有量が０．５０％を超えると、靭性が劣化することがあるため、Ｖ量の上限は０．５０％以下が好ましい。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、延性及び靭性を向上させる有効な元素である。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕの含有量は、それぞれ、３．００％、Ｎｉの含有量は５．００％を超えると、強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ量の上限は３．００％以下、Ｍｏ量の上限は３．００％以下、Ｎｉ量の上限は５．００％以下、Ｃｕ量の上限は３．００％以下が好ましい。また、延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ量は０．０５以上、Ｍｏ量は０．０５％以上、Ｎｉ量は０．０５％以上、Ｃｕ量は０．１０％以上が好ましい。

Ｂ：Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。しかし、Ｂ量が０．０１００％を超えると、析出物を生じて、熱間加工性を損なうことがある。したがって、Ｂの含有量を０．０１００％以下とする。なお、粒界の強化によって、延性、靭性及び熱間加工性を向上させるためには、０．０００３％以上のＢの添加が好ましい。

Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するため、Ｃａは０．０１００％以下、Ｍｇは０．０１００％以下、Ｚｒは０．０５００％以下、ＲＥＭは０．０５００％以下を添加することが好ましい。靭性を向上させるには、Ｃａは０．００１０％以上、Ｍｇは０．０００５％以上、Ｚｒは０．００１０％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上を添加することが好ましい。

次に本発明における低比重鋼板の組織について説明する。

鋼板の平均結晶粒径は、微細であるほど靭性が向上するため、１００μｍ以下であることが好ましい。より望ましくは、平均結晶粒径を５０μｍ以下とする。平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、１０μｍ未満にするには、より低温で、より高圧下の熱間圧延を行うことが必要になり、製造上の負荷が大きくなる。平均結晶粒径の測定はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して行えばよい。

次に、本発明の低比重鋼板の特性について説明する。

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、軽量化に寄与するＡｌの含有量を増加させることが好ましい。

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３８０ＭＰａ以上、伸び２５％以上であることが好ましい。疲労強度は、自動車用鋼板として必要な特性を考慮して、両振り平面曲げでの疲労強度が引張強度の０．６倍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常法で溶製し、鋳造する。得られた鋼片を熱間圧延する。更に、酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施しても良い。

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、必要な強度や延性が得られない。したがって、加熱温度の下限は１１００℃とする。加熱温度の上限は特に規定しないが、１２５０℃を超えるとＭｎＳが再固溶し、固溶Ｓによって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。結晶粒径を微細にするには、鋼片の加熱温度を１１５０℃以下にすることが更に好ましい。

熱間圧延の完了温度は、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、熱間圧延の完了温度は８００℃以上とする。熱間圧延の完了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。

結晶粒径を微細化するには、粗圧延後、再結晶を促進させてから、仕上げ圧延を行うことが好ましい。

粗圧延は、１１００℃超で行うと歪みの蓄積が不十分で再結晶が促進されない。一方、粗圧延を１０００℃未満で行うと、短時間の保持では再結晶が不十分になる。したがって、フェライトの再結晶を促進し、結晶粒径を１００μｍ以下にするためには、粗圧延を１０００〜１１００℃の温度で行うことが好ましい。

粗圧延の総圧下率は、１１００℃の板厚と粗圧延後の板厚の差を１１００℃の板厚で除して、百分率で表わす。粗圧延の総圧下率は、歪を蓄積して再結晶を促進し、結晶粒径を１００μｍ以下にするために、８５％以上にすることが好ましい。

また、粗圧延では、１パスの圧下率が３０％以上である大圧下を１パス以上行うことが好ましい。１パスの圧下率は、圧延前後の板厚の差を圧延前の板厚で除して、百分率で表わす。１パスの圧下率を３０％以上にすると、歪みをより深い部位に導入することができる。したがって、大圧下は、鋼板の中央部の細粒化に有効であり、１パス以上を行うことが好ましい。

粗圧延を行った後、３０〜９０ｓ保持し、再結晶を促進することが好ましい。保持時間が３０ｓ未満であると、結晶粒径が１００μｍを超えることがある。一方、保持時間を９０ｓ超にすると、生産性を損ない、仕上圧延の完了温度が低下することがある。

仕上圧延の総圧下率は、粗圧延後の板厚と仕上圧延後の板厚の差を粗圧延後の板厚で除して、百分率で表わす。仕上圧延の総圧下率は、歪を蓄積して再結晶を促進し、結晶粒径を１００μｍ以下にするために、９０％以上にすることが好ましい。

また、仕上圧延では、１パスの圧下率が４０％以上である大圧下を１パス以上行うことが好ましい。１パスの圧下率は、圧延前後の板厚の差を圧延前の板厚で除して、百分率で表わす。１パスの圧下率を４０％以上にすると、歪みをより深い部位に導入することができる。したがって、大圧下は、鋼板の中央部の細粒化に有効であり、１パス以上を行うことが好ましい。

仕上圧延の完了温度は、結晶粒径を微細にするために低下させることが好ましい。結晶粒径を１００μｍ以下にするために、仕上圧延の完了温度を８５０℃以下に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。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。したがって、巻き取り温度の上限は７５０℃とする。

熱延板の延性を向上させるために、熱間圧延後、焼鈍することが好ましい。熱延板の焼鈍温度は、析出物の形態を制御し、延性を向上させるために、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よい。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、生産性の観点から２０％以上が好ましい。また、焼鈍時の再結晶を促進するには、冷延率を５０％以上とすることが好ましい。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％以下とすることが好ましい。

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更に具体的に説明する。
［実施例１］

表１に示す組成を有する鋼を鋳造した。得られた鋳片を表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、疲労特性、靭性を評価した。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。疲労特性は両振り平面曲げでの疲労試験を行い１０^７回での疲労限を同定し疲労強度比（疲労限／引張強度）を求めた。なお疲労試験はＪＩＳ Ｚ ２２７５記載の方法により実施した。

靭性の評価はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、脆性延性破面遷移温度によって評価した。試験片は、２．５ｍｍ厚さのサブサイズＶノッチ試験片を用いた。表２に、比重、降伏応力、引張強度、伸び、疲労強度比、脆性延性破面遷移温度（vＴrs［℃］）、割れ発生状況を示す。

熱延Ｎｏ．１〜１１は本発明例であり、比重＜７．５を満たしており、引張強度は３６０ＭＰａ以上であり、延性に関しては３０％以上の高い伸びが得られており、脆性延性破面遷移温度は−４５℃以下であり、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．９〜１１を比較すると、好ましい製造条件により、より良好な延性及び靭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Ｉ〜Ｍを用いた熱延Ｎｏ．１２〜１６では何れも伸びが２０％以下であり、疲労限度比は０．５以下であり、脆性延性破面遷移温度は２０℃以上であり、延性、疲労特性及び靭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。

［実施例２］
表１に示す組成を有する鋼を鋳造した。得られた鋳片を表３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、平均結晶粒径、機械的特性、疲労特性、靭性を評価した。比重の測定はピクノメータを用いて行った。平均結晶粒径の測定はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して行った。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。疲労特性は両振り平面曲げでの疲労試験を行い１０^７回での疲労限を同定し疲労強度比（疲労限／引張強度）を求めた。なお疲労試験はＪＩＳ Ｚ ２２７５記載の方法により実施した。

靭性の評価はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、脆性延性破面遷移温度によって評価した。試験片は、２．５ｍｍ厚さのサブサイズＶノッチ試験片を用いた。表４に、比重、平均結晶粒径、降伏応力、引張強度、伸び、疲労強度比、脆性延性破面遷移温度（vＴrs［℃］）、割れ発生状況を示す。

熱延Ｎｏ．１７〜２７は本発明例であり、比重＜７．５を満たしており、引張強度は３６０ＭＰａ以上であり、延性に関しては３０％以上の高い伸びが得られており、脆性延性破面遷移温度は−５０℃以下であり、熱延板の割れも発生していない。好ましい製造条件を満足することによって、平均結晶粒径は１００μｍ以下となり、良好な延性、疲労特性及び靭性が得られることがわかる。また、製造条件のみが異なる、熱延Ｎｏ．１７と熱延Ｎｏ．２５〜２７を比較すると、より好ましい製造条件により、より良好な延性及び靭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Ｉ〜Ｍを用いた熱延Ｎｏ．２８〜３２では何れも伸びが２０％以下であり、疲労限度比は０．５以下であり、脆性延性破面遷移温度は２０℃以上であり、延性、疲労特性及び靭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。

［実施例３］
表３に示した条件で製造した熱延板に、更に、表５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、平均結晶粒径、機械的特性、疲労特性、靭性を評価した。熱延焼鈍板の比重、平均結晶粒径、降伏応力、引張強度、伸び、疲労限度比、脆性延性破面遷移温度、割れ発生状況を表５に示す。

焼鈍Ｎｏ．１〜１１は本発明例であり、比重＜７．５を満たしており、引張強度は３６０ＭＰａ以上であり、延性に関しては３０％以上の高い伸びが得られており、疲労限度比は０．６以上であり、脆性延性破面遷移温度は−６０℃以下である。好ましい製造条件を満足することによって、平均結晶粒径は１００μｍ以下となり、良好な延性、疲労特性及び靭性を得られることがわかる。また、焼鈍条件のみが異なる、焼鈍Ｎｏ．１と焼鈍Ｎｏ．９を比較すると、より好ましい製造条件により、より良好な延性及び靭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Ｉ〜Ｍを用いた焼鈍Ｎｏ．１０〜１４では何れも伸びが２０％以下であり、疲労限度比は０．５以下であり、脆性延性破面遷移温度は２０℃以上であり、延性、疲労特性及び靭性に劣ることがわかる。

［実施例４］
表１に示す組成を有する鋼を、表３に示す条件で熱間圧延した熱延板について、表６及び７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、平均結晶粒径、機械的特性、疲労特性、靭性を評価した。冷延焼鈍板の比重、平均結晶粒径、降伏応力、引張強度、伸び、疲労限度比、脆性延性破面遷移温度、割れ発生状況を表７に示す。

冷延Ｎｏ．１〜１１では比重＜７．５を満たしており、引張強度は３６０ＭＰａ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、疲労限度比は０．６以上であり、脆性延性破面遷移温度は−６０℃以下であり、冷延板の割れも発生していない。好ましい製造条件を満足することによって、平均結晶粒径は１００μｍ以下となり、良好な延性、疲労特性及び靭性を得られることがわかる。また、冷延や冷延板焼鈍の条件のみが異なる、冷延Ｎｏ．１と冷延Ｎｏ．９〜１１を比較すると、より好ましい製造条件により、より良好な延性及び靭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Ｉ〜Ｍを用いた冷延Ｎｏ．１２〜１６では何れも伸びが２０％以下であり、疲労限度比は０．５以下であり、脆性延性破面遷移温度は２０℃以上であり、延性、疲労特性及び靭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。

本発明は、製造性が良好で、延性、疲労特性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板を提供することができ、自動車の軽量化に資する鋼板を提供することができるため、産業上の利用性が極めて高い。

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｍｎ：０．９〜１．８％、
   Ａｌ：３．０〜９．０％
   を含有し、
   Ｃ ：０．０２％未満、
   Ｓｉ：０．２％未満、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ｎ ：０．０５％以下
   に制限し、Ａｌ及びＳｉの含有量が、
   Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
   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、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板。
2. 更に、質量％で、
   Ｔｉ：０．００５〜０．３％以下、
   Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
   Ｖ ：０．０１〜０．５％
   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に記載の延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板。
3. 更に、質量％で、
   Ｃｒ：３．００％以下、
   Ｍｏ：３．００％以下、
   Ｎｉ：５．００％以下、
   Ｃｕ：３．００％以下
   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に記載の延性、加工性及び靭性に優れた低比重鋼板。
4. 更に、質量％で、
   Ｂ：０．０１００％以下
   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、加工性及び靭性に優れた低比重鋼板。
5. 更に、質量％で、
   Ｃａ：０．０１００％以下、
   Ｍｇ：０．０１００％以下、
   Ｚｒ：０．０５００％以下、
   ＲＥＭ：０．０５００％以下
   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１〜４の何れか１項に記載の延性、加工性及び靭性に優れた低比重鋼板。
6. 平均結晶粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板。
7. 引張強度が３８０ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上であり、両振り平面曲げでの疲労強度が引張強度の０．６倍以上であることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板。
8. 請求項１〜５の何れか１項に記載の低比重鋼板を製造する方法であって、請求項１〜５の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を１１００℃以上に加熱し、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延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
9. 請求項６又は７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１〜５の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１１５０℃に加熱し、１０００〜１１００℃の範囲内で、圧下率が３０％以上であるパスを１回以上含み、総圧下率が８５％以上である粗圧延を行い、そのまま３０〜９０ｓ保持した後、引き続き圧下率が４０％以上であるパスを１回以上含み、総圧下率が９０％以上であり、かつ完了温度が８００〜８５０℃である仕上圧延を行い、冷却して、６００〜７５０℃の温度で巻き取ることを特徴とする延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板の製造方法。
10. 請求項８又は９に記載の方法で製造した鋼板を、７００〜１０００℃で焼鈍することを特徴とする延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板の製造方法。
11. 請求項８〜１０の何れか１項に記載の方法で製造した鋼板に酸洗を施し、冷延率を２０〜９５％とする冷間圧延を行い、６００〜１０００℃で焼鈍を行い、２０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする延性、疲労特性及び靭性に優れた低比重鋼板の製造方法。

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