JP4299774B2

JP4299774B2 - 延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板とその製造方法

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Publication number: JP4299774B2
Application number: JP2004372317A
Authority: JP
Inventors: 正春岡; 展弘藤田; 学高橋; 武秀瀬沼
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-12-22
Filing date: 2004-12-22
Publication date: 2009-07-22
Anticipated expiration: 2024-12-22
Also published as: JP2006176844A

Description

本発明は，自動車部品などに用いられる延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板と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および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およ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，熱間加工性およ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および延性レベルを確保することは困難であった。

また，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％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，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％および残余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％および残余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，Ｃ含有量が０．０２〜０．１％と比較的高いためＡｌ含有量が高い場合に靭性が大幅に低下するという問題がある。

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および残余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および残余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％および残余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。

また，高強度低比重鋼板を自動車用足回り部品に適用しようとする場合には疲労強度が重要となるが，高強度低比重鋼板の疲労強度を改善する技術はこれまで提案されていない。以上のように，従来の技術では，延性および疲労特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，延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板と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を含有する成分の異なる種々の素材に関し，延性，疲労特性，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。その結果，高Ａｌ含有鋼では，熱間圧延時の再結晶が大幅に遅延するため，通常の熱間圧延条件では粗大な未再結晶粒が残存し，延性，熱間加工性および冷間加工性の劣化はこの未再結晶部の粒界脆化によるものであるという知見を得た。また，Ａｌ含有量を３．０〜１０．０％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，さらにまた，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。そしてさらに研究を進めた結果，Ａｌ含有量を３．０〜１０．０％としたうえで，成分と製造条件を適正化してフェライトの含有率を面積率にて９５％以上とし，フェライトの再結晶率を８０％以上とすることにより，延性に加えて疲労強度も大幅に向上することを知見した。

（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：０．００１〜０．０２％未満，Ｓｉ：０．２〜３．０％，Ｍｎ：０．２％超〜３．０％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ａｌ：３．０〜１０．０％，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，比重＜７．５であり，フェライトの含有率が面積率にて９５％以上であり，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，延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板である。

（２）
前記（１）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種を含有しても良い。

（３）
また，前記（１）または（２）に記載の成分を含有し，さらに質量％で，Ｃｒ：０．０５〜３．０％，Ｎｉ：０．０５〜５．０％，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）のいずれかに記載の成分からなる鋼スラブを，１１００℃以上１１５０℃以下の温度に加熱し，１０００℃以上１１００℃以下の温度で圧下率３０％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含み総圧下率８５％以上の粗圧延を行った後，９００℃以上の温度で３０秒以上保持し，引き続き８００℃以上８５０℃以下の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行い，６００℃以上７５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする，延性および疲労特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，７００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍しても良い。

（７）
また，鋼板を巻き取った後，酸洗し，１パス目の圧下率を２０％以下とする冷間圧延を行い，６００℃以上１１００℃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，１パス目の圧下率を２０％以下とする冷間圧延を行い，６００℃以上１１００℃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，延性および疲労特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，強度を向上させるために必須の元素であるが，質量％で０．００１％未満ではその効果が発現されず，０．０２％以上の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。従って，Ｃ含有量は，質量％で０．００１〜０．０２％未満とした。

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０．２％未満ではその効果が発現されず，３％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０．２〜３．０％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。質量％で０．２％以下ではその効果が発現されず，３．０％を超える過剰の添加は逆に靭性を劣化させる。従って，Ｍｎ含有量は，質量％で０．２％超〜３．０％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０．０１％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。質量％で３％未満では低比重化の効果が少ないので下限を３％とした。質量％で１０．０％を超えると金属間化合物の析出が顕著となり延性，熱間加工性および冷間加工性が劣化するので，Ａｌの含有量を質量％で３．０〜１０．０％とした。より良好な延性を得るためには，Ａｌの含有量を質量％で３．０〜６．０％とすることが望ましい。

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，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，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，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，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，延性およ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，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，延性およ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，５％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って，Ｎｉの含有量を質量％で０．０５〜５．０％とした。

Ｍｏ：Ｍｏは，延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は質量％で０．０５％未満では発現されず，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，延性およ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，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。これらの効果は質量％で０．０００３％未満では発現されず，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，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，フェライトの含有率が面積率にて９５％以上とする。フェライトの含有率を９５％以上とするのは，オーステナイト，ベイナイト，マルテンサイト，パーライトなどの第２相の含有率が面積率にて合計で５％以上になると，フェラ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。

残部組織として，オーステナイト，ベイナイト，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，フェライト相の組織の面積率は，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，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。

強度および延性は，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％以上とする。

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倍以上とした。

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）のいずれかに記載の成分からなる鋼スラブを，１１００℃以上１１５０℃以下の温度に加熱し，１０００℃以上１１００℃以下の温度で圧下率３０％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含み総圧下率８５％以上の粗圧延を行う。

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。加熱温度が１１５０℃を超えるとＭｎＳが再固溶し，固溶Ｓによる粒界脆化が生じるのでスラブ加熱温度の上限は１１５０℃とした。スラブ加熱温度の上限を１１５０℃とすることで結晶粒の粗大化も防止できる。

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１１００℃以下の温度で圧下率３０％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含み総圧下率８５％以上の粗圧延を行うことが必要である。大圧下時の圧延温度が１０００℃未満であるか，圧下率が３０％未満であるか，総圧下率が８５％未満であると，フェライトの再結晶が進まず粗大なフェライト粒が残存し，良好な延性，疲労特性，熱間加工性および冷間加工性が得られない。また，大圧下時の圧延温度が１１００℃を超えると，再結晶したフェライトの結晶粒が粗大化するため，良好な靭性，疲労特性延性，熱間加工性および冷間加工性が得られない。

粗圧延を行った後，更に９００℃以上の温度で３０秒以上保持し，引き続き８００℃以上８５０℃以下の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行い，６００℃以上７５０℃以下の温度で巻き取る。９００℃以上の温度で３０秒以上保持する方法は，放冷でもよいし再加熱してもよく，９００℃以上を確保していれば一定温度に保持する必要はない。

９００℃以上の温度で３０秒以上保持するのは，粗圧延で導入されたひずみにより再結晶が完了するまでの時間を確保するためである。温度が９００℃未満であるか，時間が３０秒未満であると，粗圧延後の再結晶が完了せず，粗大なフェライト粒が残存したまま仕上げ圧延が行われるため，仕上げ圧延後まで粗大なフェライトが残存する。

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。仕上げ温度が８５０℃を超えると圧延時の歪の蓄積が十分ではなく，後続の巻取りでの回復・再結晶が抑制されるため仕上げ温度の上限を８５０℃にした。

巻き取り温度が６００℃未満であるとフェライトの回復・再結晶が進まないので，巻き取り温度の下限は６００℃とした。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するため，良好な延性，熱間加工性および冷間加工性が得られないので，巻き取り温度の上限は７５０℃とした。

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℃以下の温度で焼鈍してもよい。

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。

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，１パス目の圧下率を２０％以下とする冷間圧延を行い，６００℃以上１１００℃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。

この場合，冷間圧延時の割れを防止するため１パス目の圧下率を２０％以下とした。

また，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。

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℃以上であれば，冷却中に粒成長が起こって結晶粒が粗大化するとともに，粒界へＰなどの不純物元素が偏析するために粒界脆化が起こり，延性が劣化するため，焼鈍後は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。

また本発明では，鋼板を巻き取って焼鈍した後，酸洗し，１パス目の圧下率を２０％以下とする冷間圧延を行い，６００℃以上１１００℃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。

この場合も，冷間圧延時の割れを防止するため１パス目の圧下率を２０％以下とした。

また，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，この場合も，冷延板の焼鈍温度は６００℃以上１１００℃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℃以上であれば，冷却中に粒成長が起こって結晶粒が粗大化するとともに，粒界へＰなどの不純物元素が偏析するために粒界脆化が起こり，延性が劣化するため，この場合も，焼鈍後は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。

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た。熱間圧延後に熱延板の割れ発生状況を観察した。結果を表２に合わせて示す。熱延後の板の比重，機械的特性（降伏応力，引張強度及び伸び）および疲労特性を評価した。比重の測定は，ピクノメータを用いて行った。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
Ｚ２２７５記載の方法により実施した。比重，降伏応力，引張強度，伸びおよび疲労強度比を表２に合わせて示す。

本発明の実施例（Ｎｏ．１〜５）では，比重＜７．５を満たしており，引張強度は３８０ＭＰａ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，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，疲労限度比は０．５以下であり，疲労特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，疲労限度比は０．５以下であり，かつ熱延板に割れが発生しており，延性や疲労特性や熱間加工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対して，さらに表３に示す条件で焼鈍を行った熱延焼鈍板についても，比重，機械的特性（降伏応力，引張強度及び伸び）および疲労限度比を評価した。熱延焼鈍板の比重，降伏応力，引張強度，伸びおよび疲労限度比を表３に示す。

本発明の実施例（Ｎｏ．１〜５）では，比重＜７．５を満たしており，引張強度は３８０ＭＰａ以上であり，延性に関しては３０％以上の高い伸びが得られおり，疲労限度比は０．６以上である。

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，疲労限度比は０．５以下であり，疲労特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。また，疲労限度比は０．５以下であり，疲労特性に劣ることがわかる。

（実施例３）
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対し，表４に示す条件で冷間圧延，焼鈍を行い冷延焼鈍板についても，比重，機械的特性（降伏応力，引張強度及び伸び）および疲労特性を評価した。冷延焼鈍板の比重，降伏応力，引張強度，伸びおよび疲労強度比を表４に合わせて示す。また，冷間圧延後に冷延板の割れ発生状況を観察した。結果を表４に合わせて示す。

本発明の実施例（Ｎｏ．１〜５）では，比重＜７．５を満たしており，引張強度は３８０ＭＰａ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，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，疲労限度比は０．５以下であり，疲労特性に劣ることがわかる。また，これらの比較例では，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。

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，疲労限度比は０．５以下でありかつ冷延板に割れが発生しており，延性や疲労特性および冷間加工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，延性および疲労特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

質量％で，
Ｃ：０．００１〜０．０２％未満，
Ｓｉ：０．２〜３．０％，
Ｍｎ：０．２％超〜３．０％，
Ｐ：０．０２％以下，
Ｓ：０．０１％以下，
Ａｌ：３．０〜１０．０％，
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，比重＜７．５であり，フェライトの含有率が面積率にて９５％以上であり，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，延性および疲労特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に記載の延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板。
さらに質量％で，
Ｃｒ：０．０５〜３．０％，
Ｎｉ：０．０５〜５．０％，
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に記載の延性および疲労特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％，
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および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板。
請求項１〜４の何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の何れかに記載の成分からなる鋼スラブを，１１００℃以上１１５０℃以下の温度に加熱し，１０００℃以上１１００℃以下の温度で圧下率３０％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含み総圧下率８５％以上の粗圧延を行った後，９００℃以上の温度で３０秒以上保持し，引き続き８００℃以上８５０℃以下の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行い，６００℃以上７５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする，延性および疲労特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５に記載の延性および疲労特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，１パス目の圧下率を２０％以下とする冷間圧延を行い，６００℃以上１１００℃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に記載の延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
鋼板を巻き取って焼鈍した後，酸洗し，１パス目の圧下率を２０％以下とする冷間圧延を行い，６００℃以上１１００℃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に記載の延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。