JP2015532682A - 優れた剛性及び延性を有するフェライト系軽量高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

優れた剛性及び延性を有するフェライト系軽量高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、優れた剛性及び延性を有するフェライト系軽量高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：４〜１５％、Ａｌ：４〜１０％、Ｓｉ：２．０％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．００５〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、０．２５?Ｔｉ／Ｃの値が０．１７〜１．０を満たし、Ｍｎ／Ａｌ?Ｌｏｇ（Ｃ?Ｔｉ?１００００）が１．０〜１０を満たす鋼板及びその製造方法を提供する。【選択図】図２

Description

本発明は、優れた剛性及び延性を有するフェライト系軽量高強度鋼板及びその製造方法に関するもので、より詳細には、主に自動車内・外板用または構造用パネルとして用いられることができる優れた剛性及び延性を有するフェライト系軽量高強度鋼板及びその製造方法に関する。
最近、自動車用鋼板は、自動車の燃費低減、及び衝突時の乗客への安全性がさらに求められて鋼の強度が次第に高まる一方で、自動車成形品の複雑化及び一体化の傾向によってさらに高水準の成形性を有する鋼板が求められている。また、石油を代替する新しい燃料自動車が登場することにより、蓄電池などの自動車燃料システムの重さが現在の内燃機関に比べて大幅に増えることが予想されるため、車体の重さを著しく減少させることができる軽量素材の開発が求められる実情にある。
鋼は、強度及び延性がアルミニウムやマグネシウムより著しく優れ、原価も非常に低いため、現在までは従来の高強度高延性鋼板の厚さを薄くして車体の軽量化を図ってきたが、今後の代替燃料が採用される自動車に求められる軽量化の限界を満たさない場合、アルミニウムやマグネシウムなどの非鉄系軽量金属を用いるしかない。
これにより、主に軽元素であるＡｌを鋼に添加して従来の鋼より比重を減らした鋼材の開発が行われている。このような軽量鋼材としては、代表的に多相系、オーステナイト系、フェライト系に分けられることができ、フェライト系軽量鋼材の代表的な技術としては、日本特許公開公報２００５−２７３００４号公報がある。上記技術は、極低炭素鋼に２．０〜１０．０％のＡｌを添加してフェライト系軽量鋼材を製造する技術であるが、比重の低減効果が少なく、ＴＳ×Ｅｌが非常に低いという短所がある。他の技術としては、日本特許公開公報２００６−１７６８４３号公報がある。上記技術は、０．８〜１．２％の炭素を含有し、１０〜３０％のＭｎ及び８〜１２％のＡｌを添加し、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣをできる限り少なく含ませるようにして軽量鋼材を製造する技術であるが、絞り性が低いという問題点がある。さらに他の技術としては、日本公開特許公報２００６−１４９２０４号公報がある。上記技術は、集合組織を制御して剛性及び延性を確保したが、引張強度が主に４００ＭＰａの水準に過ぎず、６２０ＭＰａの引張強度を確保した一部の鋼種が開示されているが、延伸率が２５％に過ぎず、絞りなどの加工時に絞りカップに山形状の耳が高く発生して絞りカップの高さを３％以上切らなければならないという問題がある。さらに他の技術としては、日本公開特許公報２００３−３５５２２９号公報がある。上記技術は、Ｃ：０．０１〜５％、Ｍｎ：０．０１〜５．０％、Ａｌ：３〜１０％を含有する鋼を製造する技術であり、多量のＡｌを添加して比重を減少させる技術であるが、熱延及び冷延クラックの制約により、熱間圧延後に、熱処理（冷却を含む）温度及び冷間圧下率に制約があり、ＴＳ×Ｅｌが１０，０００ＭＰａ％以上であるとは言え、商用の先端高強度鋼の水準である１６，０００ＭＰａ％には及ばないため、自動車部品の加工に限界がある。
本発明の目的は、合金組成の最適化を通じて微細析出物を制御することにより、結晶粒の粗大化による強度低下、及び面内異方性の増加による絞り加工性の低下を防止して優れた剛性及び延性を有するフェライト系軽量高強度鋼板及びその製造方法を提供することにある。
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：４〜１５％、Ａｌ：４〜１０％、Ｓｉ：２．０％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．００５〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、０．２５×Ｔｉ／Ｃの値が０．１７〜１．０を満たし、Ｍｎ／Ａｌ×Ｌｏｇ（Ｃ×Ｔｉ×１００００）が１．０〜１０を満たす鋼板を提供する。
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：４〜１５％、Ａｌ：４〜１０％、Ｓｉ：２．０％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．００５〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、０．２５×Ｔｉ／Ｃの値が０．１７〜１．０を満たし、Ｍｎ／Ａｌ×Ｌｏｇ（Ｃ×Ｔｉ×１００００）が１．０〜１０を満たすスラブを再加熱した後、８５０℃以上において熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５００〜７００℃において巻取する段階と、を含むフェライト系軽量高強度鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、従来の鋼に比べて比重が５％以上減少し、優れた引張強度、降伏強度及び延性を確保して１７，０００ＭＰａ％以上のＴＳ×Ｅｌを有し、面内異方性も低いことから、より薄い部品として用いることができるため、軽量化に非常に効果的なフェライト系軽量高強度鋼板及びその製造方法を提供することができる。
Ａｌの含量と比重低減率の関係を示すグラフである。 ０．２５×Ｔｉ／Ｃと降伏比の関係を示すグラフである。 面内異方性と耳発生率の関係を示すグラフである。 強化指数と引張強度の関係を示すグラフである。
以下では、本発明について説明する。
まず、本発明の組成範囲について詳細に説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１重量％
鋼中のＣはセメンタイト［（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃ］、カッパ（κ）炭化物［（Ｆｅ，Ａｌ）３Ｃ］、及び微細なＴｉＣを製造し、分散強化の作用を通じて結晶粒を微細化する。また、焼鈍中の再結晶過程において、析出物の周辺に無作為な核生成をもたらして集合組織の優先培養を抑制する。適正水準のＴｉＣ及び（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣまたはκ炭化物を形成することができるように上記Ｃの含量は０．０２％以上であることが好ましい。Ｃの含量が増加するほどセメンタイト及びκ炭化物が増加して、強度の上昇に有利に働くが、鋼の延性は逆に低下する。特に、Ａｌが添加された鋼ではＦｅＡｌの規則相及びκ炭化物がフェライト結晶粒界に析出して脆性を起こしかねないため、上記Ｃの含量は０．１％以下であることが好ましい。
Ｍｎ：４〜１５重量％
ＭｎはＣとともに本発明において炭化物の特性を制御し、固溶強化によって強度を上昇させる元素である。ＭｎはＣと共存することで炭化物の高温析出を助長し、これにより、粒界の炭化物を抑制することにより熱間脆性を抑え、最終的に鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｎは鋼の格子定数を増加させて密度を低下させるため鋼材の比重を減らす役割をする。なお、Ｍｎの含量が高いと、高温においてオーステナイトの出現で炭素の濃化が行われ、冷却中に共析変態をしたり、残留オーステナイトを形成させて延性を向上させる。しかし、比重低減の立場からみると、充填率が高いオーステナイト組織は比重の低減効果を低下させるという問題がある。従って、高温において適切なオーステナイトを形成するほどのＣ及びＭｎの含量が必要であるため、これを勘案してＭｎの含量は４％以上であることが好ましい。但し、上記Ｍｎが過剰に添加されると、延性は著しく増加するが、比重低減のためのＡｌの含量がさらに高ければならないため脆性などの問題があり、オーステナイトが出現してフェライト組織内にバンド状のオーステナイト群集体が形成される。オーステナイト組織は、変形中に焼成有機変態によって特定方向の変形が大幅に増加するため、面内異方性が著しく増加する。従って、本発明では上記Ｍｎの含量が１５％以下であることが好ましい。
Ａｌ：４〜１０重量％
Ａｌは本発明においてＣ、Ｍｎ、Ｔｉとともに最も重要な元素で、鋼材の比重を低減させる役割をする。上記効果を得るために、上記Ａｌは４％以上添加されることが好ましい。フェライト組織の安定性及び比重低減のためには多量に添加することが好ましいが、多量に添加すると、κ炭化物、ＦｅＡｌ及びＦｅ３Ａｌのような金属間の化合物が多量に生成されて鋼の延性を著しく低下させる可能性があるため、１０％以下の含量を有することが好ましい。
Ｓｉ：２．０重量％以下（０は除く）
ＳｉはＡｌと同様に鋼の比重低減に効果的であり、フェライト中のセメンタイト析出を抑制して微細なＴｉＣまたはκ炭化物が増加する効果があるため強度の上昇にも有利である。しかし、２％を超えると、Ｃ及びＡｌの含量がともに高い場合、規則相であるＦｅＡｌまたはＦｅ３Ａｌが急激に増加して脆性の破壊を起こしかねないため、上記Ｓｉの含量は２．０％以下の範囲を有することが好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．３重量％
Ｔｉは本発明において非常に重要な元素のうちの一つである。Ａｌが多量に添加された鋼はＡｌがフェライト領域を拡張して高温でもフェライトを安定させるが、フェライトは高温において非常に速い速度で回復し、再結晶が行われる。その結果、熱延温度が少し低くなるだけでも、粗大な結晶粒が形成されて強度が低下するという問題がある。これを抑制するために、Ｔｉを０．０１％以上添加して微細な高温のＴｉＣ析出物を形成させることで結晶粒を微細化する。スラブの再加熱のような高温においてＴｉＮが結晶粒の成長を抑制するのは周知の事実である。しかし、Ａｌの含量が本発明のように高くなると、窒素がＡｌＮを優先的に形成して溶鋼中に晶出して浮上するため、Ａｌが４％を超えるだけで鋼中の窒素はほぼ消滅する。これにより、ＴｉはＴｉＮを形成せずに殆どＴｉＣを形成するようになる。熱間仕上げ圧延中に形成される微細なＴｉＣは、結晶粒をさらに微細化させるため強度を確保するのに必ず必要となる。オーステナイトからフェライトに変態する際にκ炭化物の群集化を抑制してκ炭化物を分散させ、その結果、κ炭化物が微細化する効果が行われる。また、冷間圧延過程においてＴｉＣのような析出物は周囲に無作為な核生成場所を提供するため、集合組織の優先方位の形成を抑制して面内異方性を低減させる。これにより、上記Ｔｉを多量に添加することが好ましいが、過剰に添加すると、原価が上昇するという問題があることに加え、析出温度がさらに高温になって次第に析出物が粗大化し、微細析出の作用が行われずに引張強度及び降伏比が減少するため、上記Ｔｉの含量は０．３％以下の範囲を有することが好ましい。
Ｓｂ：０．００５〜０．２重量％
Ｓｂは本発明による鋼のめっき性を確保し、高温において粒界に形成されるＡｌＮ及びＡｌ２Ｏ３の形成を抑制する役割をする。高温において固溶限度を超えて粒界に偏析するＳｂは、粒界を通じて拡散される酸素または窒素を防ぐため高温で形成されるＡｌＮ及びＡｌ２Ｏ３を抑制するだけでなく、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎなどの高温酸化の傾向が強い元素の粒界偏析及び拡散経路を遮断することから、表面濃化酸化物が抑制されて溶融亜鉛及び鉄素地層の濡れ性をよくするため、めっき密着性のために重要である。このためには、上記Ｓｂが０．００５％以上添加されることが好ましいが、添加量が多すぎると、粒界に溶融状態で存在するＳｂが多くなって高温延性を低下させるため、上記Ｓｂの含量は０．２％以下であることが好ましい。
本発明による鋼板の成分系は、上述の合金成分及び組成範囲に加えて、以下のような成分関係式を満たすことが求められる。
［関係式１］
０．２５×Ｔｉ／Ｃ：０．１７〜１．０
上記関係式１はＴｉＣの析出が最も微細で、結晶粒の微細化を効果的に達成するための条件である。これにより、強度及び降伏比の確保を効果的に達成することができる。また、一般に、ＴｉＣ析出物は、面内異方性の低減効果がないか、むしろ面内異方性を増加させることで知られている。しかし、本発明によるフェライト系軽量鋼板のＴｉＣ析出物は、面内異方性を非常に効果的に低減させるとともに、優れた強度及び降伏比を確保する。一方、上記０．２５×Ｔｉ／Ｃが０．１７未満である場合は、結晶粒の粗大化及び析出物の転位移動を抑制する作用が弱いため降伏比を０．８以上確保することができないことがある。また、１．０を超える場合は、ＴｉＣ析出物が粗大になって降伏比がむしろ減少し、Ｔｉの増加による原価上昇の問題がある。従って、上記関係式１は０．２５×Ｔｉ／Ｃ：０．１７〜１．０の範囲を満たすことが好ましい。
［関係式２］
Ｍｎ／Ａｌ×Ｌｏｇ（Ｃ×Ｔｉ×１００００）：１．０〜１０
上記関係式２は上記関係式１とともに重要な他のパラメータ（以下、「強化指数」とも呼ぶ）である。Ｃ及びＭｎはオーステナイトの形成元素で、鋼の強度及び延性を向上させる。しかし、Ｃ及びＭｎが多くなると、オーステナイトから分解された第２相が増加し、特にＡｌが添加された鋼ではオーステナイト中に濃化作用を促してＡｌとともにＦｅＡｌ、Ｆｅ３Ａｌ及び（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣなどの脆性が強い第２相の分率が増加して、熱延及び冷延のクラックが発生する可能性がある。そのため、熱延及び冷延工程に制約が生じるという問題がある。本発明ではＭｎ、Ａｌ、Ｃ、Ｔｉの作用を多様な数式で分析した結果、強度が強化指数で示されるＭｎ／Ａｌ×Ｌｏｇ（Ｃ×Ｔｉ×１００００）に比例するという事実を確認した。上記強化指数が１．０以上である条件では、ＴｉＣ析出物の結晶粒微細化の作用によってクラックが発生せず、面内異方性も相当に低減された引張強度５４０ＭＰａ以上の低比重の軽量鋼板を容易に製造することができる。しかし、Ｍｎ、Ｔｉ及びＣが多すぎたり、Ａｌの含量が少なくなると、Ｍｎの濃度が高い（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃまたはκ炭化物の群集バンド組織が出現して冷間圧延中にクラックが容易に発生するため、上記強化指数は１０以下の範囲を有することが好ましい。
本発明が提供する鋼板は、フェライト系軽量鋼板で、フェライトを主組織とする微細組織を含む。本発明の鋼板は、優れた引張強度、降伏強度及び延性などの機械的物性を確保するために、１００％のフェライト組織を有することが好ましいが、製造工程上においてマルテンサイトなどの微細組織が不可避に形成される可能性がある。
また、本発明は、ＴｉＣ、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ、（Ｆｅ，Ａｌ）３Ｃ及び（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃからなる群より選択された１種以上の析出物を含むことができ、これにより、結晶粒微細化、強度及び降伏比の確保などの機械的物性を向上させることができる。
上記析出物の形成により、本発明の鋼板は、結晶粒の平均サイズが１０μｍ以下の範囲を有することができる。上記のように結晶粒を微細化することにより、強度及び降伏比などを優れた水準に確保することができる。上記結晶粒のサイズは微細であるほど好ましい効果を奏することができるため、本発明では上記結晶粒のサイズの下限に対しては特に限定しない。但し、製造工程上、上記結晶粒のサイズを１μｍ未満に制御することが困難であるため、上記結晶粒の平均サイズは１〜１０μｍの範囲を有することが好ましい。
本発明によって提供される鋼板は、通常、７．８４ｇ／ｃｃの比重を有する５９０ＤＰ鋼または極低炭素鋼のような従来の鋼に比べて５％以上の比重低減率を有し、引張強度５４０ＭＰａ以上、降伏比０．８以上、ＴＳ×Ｅｌ １７，０００ＭＰａ％以上、面内異方性０．３以下を満たす。このように比重が低く、比強度に優れ、特に引張強度に対する降伏強度が非常に高くて剛性に優れるためパネルなどの材料として用いられる場合、形状凍結性に優れるとともに延性も高いことから、従来より薄い部品に代替することができるため、製品の軽量化の効果が非常に大きい。
一方、上記面内異方性とは、材料の方向別による焼成変形の程度の差を示す指標である。面内異方性が大きいと方向別による焼成変形の差異が大きいため、絞りカップの耳発生量が増加して、切り取らなければならない部分が大きく増加する。つまり、材料の収率が低くなり、成形品の残留応力が増加して歪みまたは成形不良の原因になりうるため、面内異方性は低い水準の値を有することが好ましい。面内異方性は以下のように定義されることができる。
面内異方性（△ｒ）＝（ｒ０＋ｒ９０−２ｒ４５）／２
ここで、ｒ０、ｒ４５、ｒ９０とは、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向のランクフォード（ｒ）値を意味し、ｒ値は変形前の幅と１５％変形後の幅との変化値を測定して求めることができる。
一方、本発明の鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板及びめっき鋼板のうちいずれか一つであることができる。上記めっき鋼板は、耐食性を向上させるために、Ｚｎ系、Ｚｎ−Ｆｅ系、Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ系及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系からなる群より選択された１種のめっき層を含むことができる。また、上記めっき層は１０〜２００μｍの平均厚さを有することが好ましい。上記めっき層が１０μｍ未満である場合は素地鋼板の耐食性の向上がわずかであり、２００μｍを超える場合は上記耐食性の向上効果が飽和されて製造原価が上昇する可能性がある。
以下、本発明の製造方法について説明する。
まず、上述の合金成分及び組成範囲を満たすスラブを再加熱した後、上記再加熱されたスラブを８５０℃以上において熱間圧延して熱延鋼板を得る。上記再加熱は当該技術分野において通常の条件で行うことが好ましく、例えば、９００〜１３５０℃の範囲で行うことができる。熱間仕上げ圧延はできれば低い温度で行うことが微細粒を得るのに効果的で、結晶粒微細化のためには上記熱間圧延温度はＡｒ３以上の温度である８５０℃以上の範囲を有することが好ましい。上記熱間圧延温度が８５０℃未満である場合は、熱間圧延中にフェライトが出現してオーステナイトバンド組織が形成され、κ炭化物の析出によって延伸組織が出現して面内異方性を増加させるため好ましくない。一方、上記熱間圧延温度の上限に対しては特に限定しないが、過剰に高い場合は製造費用が増加し、結晶粒の粗大化を引き起こす可能性があるため、１２００℃以下において行うことが好ましい。
その後、上記のように得られた熱延鋼板を５００〜７００℃において巻取することが好ましい。上記巻取を７００℃以下で行うのは、κ炭化物の粗大化及び過剰析出を抑制し、粗大粒の２次再結晶現象による異常粗大粒の形成を防ぐためである。但し、巻取温度が５００℃未満である場合はＴｉＣ析出が十分に行われず、κ炭化物が形成できずにむしろマルテンサイトなどが多量に形成されて、焼鈍後に強度が十分ではない可能性があるだけでなく、降伏強度が低くなって剛性を容易に確保することができないおそれがある。
一方、本発明の製造方法は、冷延鋼板を得るために上記熱延鋼板を巻取した後、冷間圧延する段階をさらに含むことができる。もちろん、上記巻取工程後には、高温で形成される酸化物を除去するための酸洗工程をさらに行うことができる。上記冷間圧延は４０〜９０％の圧下率で行われることが好ましい。上記冷間圧下率は、４０％以上でなければ冷間加工によって蓄積エネルギーが確保できず、新しい再結晶組織を得ることができないことがある。特に、面内異方性を高める粗大な｛００１｝＜１１０＞〜｛１１０｝＜１１０＞方位の結晶粒は冷間圧下率が高いほど破壊され、その後の焼鈍過程において面内異方性が最も低い｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞の集合組織に再結晶されることができる。但し、９０％を超える場合は、圧延板の端部分にクラックが発生し、冷間圧延の表面積が増える現象により、表面のせん断変形によって形成されることで知られている｛１１０｝＜１１０＞の集合組織が強く発達するため、冷間圧下率は９０％以下の範囲を有することが好ましい。上記冷間圧下率は６０〜８０％の範囲を有することがより好ましい。
次に、上記のように得られた冷延鋼板を１〜２０℃／ｓの速度で再結晶温度（Ｔｎｒ）〜９００℃まで加熱することが好ましい。上記加熱速度が１℃／ｓ未満である場合は生産性が低下し、高温で長く維持されるようになって結晶粒の粗大化及び強度の低下が生じ、材質が低下する可能性がある。また、２０℃／ｓを超える場合は再結晶が十分に行われなくて延性が低下するおそれがある。上記加熱停止温度が再結晶温度未満である場合は加工硬化組織が残存して延性の確保が困難である可能性があり、９００℃を超える場合は粗大粒の形成によって延性は増加するが、炭化物の再溶解によって強度が低下するおそれがある。
続いて、上記冷延鋼板を上記加熱停止温度の範囲で１０〜１８０秒間焼鈍することが好ましい。上記焼鈍工程は、面内異方性の低下に効果的な｛１１１｝の集合組織を十分に成長させるためのものである。このため、上記焼鈍時間は１０秒以上であることが好ましい。しかし、１８０秒を超える場合は、生産性が著しく低下し、溶融亜鉛めっきまたは合金化の処理時間が増加するため耐食性及び表面特性が低下する可能性がある。
一方、焼鈍された上記冷延鋼板は、必要に応じて、冷却及び過時効熱処理を行うことができ、上記冷却及び過時効熱処理は当該技術分野において通常の方法を利用することができる。例えば、焼鈍された冷延鋼板を１〜１００℃／ｓの速度で２００〜５００℃まで冷却した後、恒温熱処理する方法である。
また、本発明では、上記のように得られた冷延鋼板に対してめっき工程をさらに行うことができ、これにより、鋼板の耐食性を向上させることができる。
以下、実施例を通じて本発明を詳細に説明する。但し、下記実施例は本発明をより詳細に説明するための例示に過ぎず、本発明の権利範囲を限定しない。
（実施例）
下記表１に示す合金組成を有する鋼スラブを真空誘導溶解を用いて製造した後、１２００℃の温度で加熱して抽出し、下記表２に示すように、８６０〜９３０℃において熱間圧延を仕上げ、３．０〜３．５ｍｍの厚さの熱延鋼板を得た。製造された熱延鋼板を３５０〜７２０℃の温度において巻取した後、１時間維持してから炉冷して常温で冷却し、酸洗を通じてスケールを除去し、冷間圧延して０．７〜１．０ｍｍの厚さの冷延鋼板を得た。次に、上記冷延鋼板を５℃／ｓの速度で加熱して、下記表２に示す焼鈍条件で焼鈍を行った後、２０℃／ｓの冷却速度で４００℃まで急冷し、１００秒間恒温熱処理してから常温まで空冷して冷延鋼板を製造した。このように製造された冷延鋼板に対して機械的物性を測定した。結果を下記表３に示す。このとき、比重は、鋼板を１００×１００ｍｍのサイズに製作した後、常温において重さを測定してから０．０５ｍｍの針金に吊るして常温の水が収容されたビーカーに入れて重さを測定する方式で測定した。このとき、水の比重は１ｇ／ｃｃとし、比重低減率の基準になる鋼の比重は７．８４ｇ／ｃｃとした。耳発生率は、鋼板の直径が９５ｍｍになるように円形に製作した後、直径５０ｍｍのパンチを用いて絞り比が１．９になるように絞り加工を行い、これによって製作されたカップの最大高さ（カップの山高さ）及び最小高さ（カップの溝高さ）を測定した後、（最大高さ−最小高さ）／最大高さで求めた。面内異方性は、鋼板を１５％延伸した後、上記延伸前と後の幅変化を測定した結果を通じて測定した。但し、比較例５の場合は１０％延伸後の結果値を示す。
Figure 2015532682
Figure 2015532682
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上記表１から表３では、本発明が提案する合金成分及び組成範囲、製造条件を満たす本発明例１から５の場合、引張強度及び延性がともに優れ、ＴＳ×Ｅｌが１７，０００ＭＰａ％以上であることが分かる。比重も従来の鋼より５％以上軽くて製品の軽量化を効果的に達成できたことが分かる。特に、降伏比が０．８以上であるため剛性も非常に優れ、耳発生率も２％以内であるため製品の実収率が向上できたことが分かる。
これに対し、本発明が提案する成分系を満たしているが、製造条件を満たしていない比較例１から３を参照すると、比較例１の場合は、巻取温度条件を満たしていないため、ＴｉＣ析出物及びκ炭化物の析出が十分に行われず、結晶粒の成長を抑制できなくて降伏比が低く、強度も低いことが分かる。比較例２の場合は、適正温度範囲において巻取して微細析出物を十分に分散させたが、焼鈍温度が高いため結晶粒の成長が行われて、降伏比も比較的低く、引張強度が非常に低下したことが分かる。比較例３の場合は、焼鈍時間が十分ではないため再結晶が行われず、圧延組織がそのまま残って延伸率が非常に低い水準であることが分かる。このような低い延伸率により、絞り加工が不可能であるため耳発生率を測定することができず、面内異方性を測定するために板を延伸している間に板が破断して面内異方性も測定することができなかった。
一方、比較例４から１０は、本発明が提案する成分系を満たさない鋼種で、強度または延伸率が低いか、耳発生率が高いことが分かる。また、比較例５の場合は、低い延伸率によって絞り加工が不可能であるため耳発生率を測定することができず、比較例８から１０、及び１２の場合は全部、冷間圧延中に鋼板の端にクラックが発生したことが分かる。特に、比較例８の場合は、圧延初期に鋼板が割れて冷間圧延の試片を製造することさえできなかった。
上記のような結果に基づいて、Ａｌの含量と比重低減率の関係を示すグラフを図１に示した。図１に示されているように、５％以上の優れた比重低減率を有するためには、Ａｌが４％以上含まれなければならないことが分かる。
図２は０．２５×Ｔｉ／Ｃと降伏比の関係を示すグラフである。図２に示されているように、０．２５×Ｔｉ／Ｃの値が０．１７以上でなければ微細なＴｉＣ析出物が十分に分散されないため降伏比が０．８以上得られないことが分かる。しかし、１を超える場合は、むしろ粗大なＴｉＣ析出物が原因で析出強化の効果が喪失されることが分かる。
図３は面内異方性と耳発生率の関係を示すグラフである。図３に示されているように、面内異方性が０．３以下の範囲を有する場合は、耳発生率が２％以下で、耳発生率が最小化することが分かる。しかし、０．３を超える場合は、耳発生率が上昇し、これによって製品の収率が低下することが分かる。
図４は強化指数と引張強度の関係を示すグラフである。図４に示されているように、Ｍｎ／Ａｌ×Ｌｏｇ（Ｃ×Ｔｉ×１００００）で示される強化指数は引張強度に比例することが分かる。また、強化指数が１．０以上である条件では、ＴｉＣ析出物の結晶粒微細化の作用により、クラックが発生せず、面内異方性も最小になる引張強度５４０ＭＰａ以上の軽量鋼板を製造できることが分かる。

Claims (12)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：４〜１５％、Ａｌ：４〜１０％、Ｓｉ：２．０％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．００５〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、
    ０．２５×Ｔｉ／Ｃの値が０．１７〜１．０を満たし、
    Ｍｎ／Ａｌ×Ｌｏｇ（Ｃ×Ｔｉ×１００００）が１．０〜１０を満たす、フェライト系軽量高強度鋼板。
  2. 前記鋼板は、ＴｉＣ、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ、（Ｆｅ，Ａｌ）３Ｃ及び（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃからなる群より選択された１種以上の析出物を含む、請求項１に記載のフェライト系軽量高強度鋼板。
  3. 前記鋼板は、結晶粒の平均サイズが１０μｍ以下である、請求項１に記載のフェライト系軽量高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、比重が７．２ｇ／ｃｃ以下、引張強度が５４０ＭＰａ以上、降伏比が０．８以上、ＴＳ×Ｅｌが１７，０００ＭＰａ％以上、面内異方性が０．３以下である、請求項１に記載のフェライト系軽量高強度鋼板。
  5. 前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板及びめっき鋼板のうちいずれか一つである、請求項１に記載のフェライト系軽量高強度鋼板。
  6. 前記めっき鋼板は、Ｚｎ系、Ｚｎ−Ｆｅ系、Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ系及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系からなる群より選択された１種のめっき層を有する、請求項５に記載のフェライト系軽量高強度鋼板。
  7. 前記めっき鋼板は、１０〜２００μｍの平均厚さを有するめっき層を含む、請求項５に記載のフェライト系軽量高強度鋼板。
  8. 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：４〜１５％、Ａｌ：４〜１０％、Ｓｉ：２．０％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｓｂ：０．００５〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、０．２５×Ｔｉ／Ｃの値が０．１７〜１．０を満たし、Ｍｎ／Ａｌ×Ｌｏｇ（Ｃ×Ｔｉ×１００００）が１．０〜１０を満たすスラブを再加熱した後、８５０℃以上において熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５００〜７００℃において巻取する段階と、を含む、フェライト系軽量高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記熱延鋼板を巻取した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を１〜２０℃／ｓの速度で再結晶温度（Ｔｎｒ）〜９００℃まで加熱する段階と、
    加熱された前記冷延鋼板を１０〜１８０秒間焼鈍する段階と、をさらに含む、請求項８に記載のフェライト系軽量高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記冷間圧延は、４０〜９０％の圧下率で行われる、請求項９に記載のフェライト系軽量高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記焼鈍後に、前記冷延鋼板を１〜１００℃／ｓの速度で２００〜５００℃まで冷却した後、恒温熱処理する段階をさらに含む、請求項９に記載のフェライト系軽量高強度鋼板の製造方法。
  12. 前記焼鈍後に、前記冷延鋼板をめっきする段階をさらに含む、請求項９に記載のフェライト系軽量高強度鋼板の製造方法。
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