JP4324072B2

JP4324072B2 - 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法

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Publication number: JP4324072B2
Application number: JP2004307097A
Authority: JP
Inventors: 展弘藤田; 正春岡; 学高橋; 武秀瀬沼; 邦夫林; 聡赤松
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-10-21
Filing date: 2004-10-21
Publication date: 2009-09-02
Anticipated expiration: 2024-10-21
Also published as: JP2006118000A

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る。しかしこのような高Ａｌ含有鋼板は、（１）製造性が劣ること（特に圧延時に割れが発生すること）、（２）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。特に、Ａｌ含有量が増加するとＦｅ_３ＡｌやＦｅＡｌ等の金属間化合物の析出などにより、延性、熱間加工性及び冷間加工性が大幅に劣化し、通常の薄鋼板製造プロセスでＡｌ含有量の高い鋼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極めて困難であった。

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１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、本発明者らの試験では大幅な延性の改善には至っていない。

また、特許文献２にはＡｌ：１０〜１９％、Ｔｉ：２〜８％、Ｍｏ：０．５〜１０％、Ｈｆ：０．１〜１％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、重量元素であるＨｆが必須となっており、低比重というよりも耐熱性に重点がおかれている。また、製造性についても粉末からの製造を基本としており、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、製造設備を用いた薄鋼板の製法とは異なる。また、本発明者らの試験では大幅な延性の改善には至っていない。
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８−２５３８４４号公報米国特許第４６８４５０５号明細書

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、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、熱間加工性及び冷間加工性を改善するため、成分と製造法の両面から研究を重ねた結果、高いＡｌ含有量の鋼においても組織制御により高Ａｌ含有鋼の延性、熱間加工性及び冷間加工性の飛躍的な向上が可能であることを見出した。すなわち、複合組織化である。

これまでの高Ａｌ含有鋼の延性および靭性の劣化はＦｅ_３Ａｌ、ＦｅＡｌ等の金属間化合物の析出による粒界脆化によるものであると報告されており、粒界脆化の抑制対策が主であった。
本発明者らは特願２００３−３５４０６０号において、Ａｌ含有量を１０超〜２２．０％としたうえで、Ｓ及びＰを極低化し、さらに微細炭窒化物を活用して細粒化を図り鋼鈑の脆化挙動を抑制するとともに、熱延条件の適性化により熱延、冷却及び巻取り時にＦｅ_３Ａｌ、ＦｅＡｌ等の金属間化合物の析出を極力抑制することにより、延性、熱間加工性及び冷間加工性を大幅に改善できることを開示した。すなわち、強度−延性バランスについてＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）で１３０００Ｍ（Ｐａ・％）程度を達成した。
本発明者らは、５９０〜７８０ＭＰa級の鋼との差別化を更に図るために鋭意研究した結果、金属組織の分率を制御してこれまでの鋼の面積率最大であるフェライト相率を低下させ、オーステナイトと複合組織化することで、強度−延性バランスを飛躍的に改善できることを見出した。

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、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１〜１．０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１０．０〜５０．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：５．０〜１５．０％、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、各成分の質量％が下記の式（１）を満たし、比重：７．０以下であり、組織中にフェライト及びオーステナイトを有するとともにその何れかの面積率が組織中で最大であり、引張り強度：ＴＳ（ＭＰａ）と破断伸び：Ｅｌ（％）の積の値：ＴＳ×Ｅｌが２００００（ＭＰａ・％）以上であることを特徴とする延性に優れた軽量高強度鋼。
Ｃ≦−０．０２０×Ｍｎ＋Ａｌ／１５＋０．５３（１）
（２）さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１〜５．０％、Ｎｉ：０．０１〜１５．０％、Ｍｏ：０．０１〜５．０％、Ｃｏ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の延性に優れた軽量高強度鋼。
（３）さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５〜１％、Ｖ：０．００５〜１％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の延性に優れた軽量高強度鋼。
（４）さらに質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．３％、ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、Ｙ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の延性に優れた軽量高強度鋼。
（５）フェライトの面積率が１０〜５０％であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の延性に優れた軽量高強度鋼。

（６）前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなる鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下の保持温度域において、保持温度；Ｔ（Ｋ）、保持時間；ｔ（ｈ）としたときに下記の式（２）を満たす条件で加熱保持を行い、１１００℃以上の温度域で少なくとも１パス圧下率３０％以上で１パス以上の圧下をし、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以下の温度域まで３０℃／秒以上で冷却して、６００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする延性に優れた軽量高強度鋼の製造方法。

（７）前記（６）記載の方法にて製造した熱延鋼板を９００〜１２００℃で１分〜５時間の焼鈍を施し、その後３０℃／秒以上で６００℃以下に冷却することを特徴とする延性に優れた軽量高強度鋼の製造方法。
（８）前記（６）記載の方法にて製造した熱延鋼板を酸洗した後、１パス当たりの圧延率が５％以上２０％以下で全圧下率が３０％以上の冷延を２０℃以上で行い、８００〜１２００℃で２０秒〜５時間の焼鈍を施し、その後３０℃／秒以上で６００℃以下の温度域に冷却することを特徴とする延性に優れた軽量高強度鋼。

本発明により、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、前記（１）に係る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は強度を向上させ比重を下げる重要な添加元素である。さらに、他の元素に比べ拡散が容易でオーステナイト形成元素であり、製造工程の中での組織制御のためには重要な添加元素であることから、０．１％以上の添加とした。一方、過剰の添加は黒鉛の過剰生成による製造性の劣化の懸念があるため１．０％以下とした。また、本発明の目指すところのフェライトとオーステナイトの組織制御のために、ＭｎおよびＡｌと併せて、Ｃ≦−０．０２０×Ｍｎ＋Ａｌ／１５＋０．５３を満たす範囲での添加に限定した。

Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させ、低比重化にも有用な元素であるが、Ａｌとの複合添加は靭性および延性および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低いことが望ましく、３．０％以下とし、特に靭性を重要視する場合には０．１％以下が望ましい。一方、極低化は精錬上の生産性を著しく低下させることから、靭性劣化が顕著に現れない程度の０．０１％以上が望ましい。

Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト形成元素で、強化にも効果的であることから、１０．０％以上の添加とした。またＣおよびＡｌと併せて、フェライト・オーステナイト複合組織形成のため、Ｃ≦−０．０２０×Ｍｎ＋Ａｌ／１５＋０．５３を満たす範囲での添加に限定した。一方、５０．０％を超える過剰の添加は延性・靭性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１０．０〜５０．０％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０．０１％とした。ただし、炭素量やＡｌ添加量が多量な場合には０．００３０％以下が望ましい。

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０．０１％とした。ただし、炭素量やＡｌ添加量が多量な場合には０．００３０％以下が望ましい。

Ａｌ：Ａｌは低比重化を達成するための必須の元素であり、５．０％以上の添加とした。また、低比重の観点からは８．０％以上の添加が望ましい。一方、製造工程の中ではフェライト変態を著しく促進させるため、組織制御の観点から、オーステナイト形成元素であるＣおよびＭｎと併せて、Ｃ≦−０．０２０×Ｍｎ＋Ａｌ／１５＋０．５３を満たす範囲での添加に限定し、１５％を超えると金属間化合物による脆化挙動が顕著となるため、これを上限とした。

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、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、前記（２）〜（５）に係る発明において、所望の強度レベルやその他の必要特性に応じて、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｂの１種または２種以上を添加しても良い。
Ｃｒ：Ｃｒは強度・延性バランスを向上させるための添加元素であるため０．０１％以上の添加とした。一方、延性・靭性の劣化を防止するために５．０％を上限とした。また、Ｆｅ_３Ａｌ、ＦｅＡｌ等の金属間化合物が析出する場合にはその製造性向上に寄与するため添加することが望ましい。

Ｎｉ：Ｎｉは延性及び靭性を向上させる有効な元素である。また、Ｍｎ同様、オーステナイト形成元素であり、フェライト・オーステナイトの組織複合化にも有効であることから０．０１％以上とし、また１５．０％以下とすることで延性の劣化を防止できる。従って、Ｎｉの含有量を０．０１〜１５．０％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０．０１％以上で発現し、また５％以下とすることで靭性の劣化を防止でき、更に低比重化を促進することができる。従って、Ｍｏの含有量を０．０１〜５．０％とした。

Ｃｏ：Ｃｏ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０．０１％以上で発現し、５％以下とすることで靭性の劣化を防止できるとともに、低比重化を促進することができる。従って、Ｍｏの含有量を０．０１〜５．０％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０．０１％以上で発現し、また５％以下とすることで靭性の劣化を防止できる。従って、Ｃｕの含有量を０．０１〜５．０％とした。

Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮまたはＴｉＣを形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００５％以上でこれらの効果が発現し、また１％以下とすることで靭性の劣化を防止できる。よってＴｉの含有量を０．００５〜１％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、０．００５％以上でその効果が発現され、また１％以下にすることで靭性の劣化を防止できる。従ってＶの含有量を０．００５〜１％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、０．００５％以上でその効果が発現され、また０．５％以下とすることで低比重化を促進し、靭性の劣化も防止できる。従ってＮｂの含有量を０．００５〜０．５％とした。

Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（Rare Earth Metalの略称でランタノイド系元素を指す）、Ｙ：これらはいずれもＳ等の偏析元素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０．００１％以上、Ｍｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１％以上、Ｙは０．００１％以上で発現され、Ｃａは０．０１％以下、Ｍｇは０．３％以下、ＲＥＭは０．５％以下、Ｙは０．１％以下とすることで靭性の劣化を防止できる。またＲＥＭおよびＹの添加量を前記上限値以下とすることで低比重化を促進できる。従って、Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．３％、ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、Ｙ：０．００１〜０．１％とした。

Ｂ：Ｂは微量添加で靭性向上や硬質第２生成を促進する。したがって、０．０００２％以上の添加とした。一方、熱間加工性や延性および靭性の劣化を防止するために０．１％を上限とした。

次に特性値の限定理由について述べる。
比重は７．０超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７．０以下とする。
強度及び延性は加工用自動車用鋼板として現行の５９０〜７８０ＭＰａ級の鋼板と同程度以上であることを必要な特性と考え、引張り強度：ＴＳ（ＭＰａ）と破断伸び：Ｅｌ（％）の積の値：ＴＳ×Ｅｌを２００００ＭＰａ・％以上とする。

次に組織分率の限定理由について述べる。
高Ａｌ含有鋼のフェライトはＡｌを多量に含んでいるため、Ｆｅ−Ａｌの金属間化合物やそれらクラスターの形成により製造性や材質を劣化させている。したがって、複合組織化を適切に制御することで製造性および材質劣化を抑制できる。ここで、フェライトと複合化する組織としてはマルテンサイトやベイナイトなどの硬質層が考えられるが、Ａｌを含有したフェライトはＡｌを含有しないものと異なり十分軟質・高靭性ではないため、変形能の小さいマルテンサイトやベイナイトは本発明の目的にはそぐわない。そこで、変形能がある程度高いオーステナイトと複合させることし、鋼の金属組織はフェライト及びオーステナイトを有し、その何れかを面積率最大の相とした。オーステナイト形成にはＣやＭｎといったオーステナイト形成元素が多量に必要であり、これらとの適切な複合と後述する製造条件と併せて、良好な組織制御を行うものである。すなわち、Ｃ≦−０．０２０×Ｍｎ＋Ａｌ／１５＋０．５３を満たすことで、オーステナイトとの複合化を図り、さらに好ましくはフェライトの面積率を５０％以下とすることでさらに良好な材質に加えて溶接性なども改善される。一方、上記の効果、特に溶接性や比較的高い耐力を得るためには、面積率でフェライトは１０％以上必要である。

上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物などの１又は２以上を面積率で１％以下、又はマルテンサイトおよびベイナイトも面積率で３％以下含有する場合でも製造性や材質を大きくは劣化させないことから本発明で用いることができる。なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることができる。また、オーステナイト量についてはＸ線回折により求めることができる。なお、ミクロ組織の各相の合計は１００％となるが、炭化物、酸化物、硫化物等の光学顕微鏡では観察・同定ができない相については面積率最大の相に含めている。

次に製造条件の限定理由について述べる。
前記（７）に係る本発明においては、まず、上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の化学成分からなる鋼スラブを１１００℃以上１３００℃以下の温度範囲に加熱して加熱保持する。その際に、加熱温度；Ｔ(Ｋ)、加熱時間；ｔ（h）としたときに、下記式（３）を満たす条件で加熱保持を行う。
次に、１１００℃以上の温度域で少なくとも１パス圧下率３０％以上望ましくは４０％以上で１パス以上の圧下をし、５０℃以上望ましくは９００℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以下望ましくは５００℃以下の温度域まで３０℃/秒以上望ましくは５０℃／秒以上で冷却して、６００℃以下の温度域で巻き取ることにより、熱間圧延を行う。

加熱保持する際のスラブ加熱温度が１１００℃未満であったり、この温度域での保持時間が、加熱温度；Ｔ(Ｋ)、加熱時間；ｔ（h）で上記式（３）を満たさないと、高合金であるために十分に偏析等を均質化できないことや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ず、熱間の靭性が不足して熱間割れなどを引き起こすため、スラブ加熱温度の下限は１１００℃とした。加熱温度の上限は特に高炭素系の成分の場合には重要で、熱間加工性確保の点から１３００℃以下とする。
また、熱延中の再結晶促進の観点から、１１００℃以上の温度域で少なくとも１パス圧下率３０％以上望ましくは４０％以上で１パス以上の圧下をして８５０℃以上望ましくは９００℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延することが必要で、ＦｅＡｌ、Ｆｅ₃Ａｌや（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌC相等の脆化相析出抑制するために熱間仕上げ圧延後は６００℃以下望ましくは５００℃以下の温度域まで３０℃／秒望ましくは５０℃／秒以上で冷却して、６００℃以下望ましくは５００℃以下の温度域で巻き取処理を行う。脆化相析出抑制の観点からは、高温仕上げ（９００℃以上）−急冷−低温巻き取り（５００℃以下）の条件が望ましい。熱間仕上げ圧延後の冷却速度の上限は特に定めないが、１０００℃／秒を超えると設備上特殊な冷却装置が必要になる場合が多く、経済的には好ましくないため、１０００℃／秒以下とすることが望ましい。また、冷却停止温度及び巻取り温度の下限は特に定めないが、生産性の観点から、室温以上とする。

前記（８）に係る本発明において、熱延板の延性を向上させるために、再結晶や炭素や炭化物析出制御の観点から、熱延鋼板を、９００〜１２００℃で１分〜５時間の焼鈍を施し、その後３０℃／秒以上で６００℃以下に冷却してもよい。焼鈍および冷却中にＦｅＡｌ、Ｆｅ_３Ａｌや（Ｆｅ、Ｍｎ）_３ＡｌC相等の脆化相の析出を抑制するため、焼鈍温度は９００℃以上とし、焼鈍後３０℃／秒望ましくは５０℃／秒以上で６００℃以下望ましくは５００℃以下まで冷却する。また、粒の粗大化を防止するため焼鈍温度を１２００℃以下とした。十分な溶体化の目的から、焼鈍時間は１分以上とし、粒の粗大化防止のため５時間以下とした。ただし、連続焼鈍工程を用いることが経済的には有効で１時間以下の保持が望ましい。一方では、箱焼鈍工程を用いる場合には保持時間は５時間以下とした。

前記（９）に係る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パス当たりの圧延率が５％以上２０％以下で全圧下率が３０％以上の冷延を２０℃で行った後、８００〜１２００℃で２０秒〜５時間の焼鈍を施し、その後３０℃／秒で６００℃以下に冷却する。冷延での割れを防止するため1パスあたりの圧下率と圧延温度を上記のように規定した。また焼鈍温度は再結晶させるために全圧下率を３０％以上とし、８００℃以上で２０秒以上の条件とし、粒の粗大化を防止する観点から１２００℃以下５時間以下の条件とした。ただし、連続焼鈍工程を用いることが経済的には有効で１時間以下の保持が望ましい。一方では、箱焼鈍工程を用いる場合には保持時間は５時間以下とした。また、焼鈍後の冷却を、３０℃/秒望ましくは５０℃／秒以上で６００℃以下望ましくは５００℃以下まで冷却することでＦｅＡｌ、Ｆｅ₃Ａｌや（Ｆｅ，Ｍｎ）_３ＡｌC相等の脆化相析出を抑制できる。

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スラブＡ〜ＩおよびＣＡ〜ＣＥを用意し、表２に示す条件で熱間圧延を行なった。また、一部の鋼スラブについては、表２に示す条件で熱間圧延をしてから、表３に示す条件で焼鈍処理を行なった。更に別の一部の鋼スラブについては、表２に示す条件で熱間圧延をしてから、表３に示す条件で冷間圧延および焼鈍処理を行なった。

これらの処理の後に、それぞれ熱延板及び冷延板の割れ発生状況を観察した。熱延板および熱延焼鈍板は厚さ２．３〜３．２ｍｍとし、冷延焼鈍板は厚さ１．０〜１．８ｍｍの鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取して試験に供した。結果を表２および表３に合わせて示す。また、得られた鋼板または鋼塊から比重測定用試料を採取して比重を測定した。また、得られた鋼板の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（ＴＳ）及び破断伸び（Ｅｌ）を表４に示す。
更に、各鋼板の圧延方向断面を腐食処理し、顕微鏡観察を行なうことにより、フェライト面積率、オーステナイト面積率、その他組織の面積率を測定した。結果を表４に示す。

表４に示すように、本発明鋼では比重：７．０以下でＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％を満たしていることがわかる。また、比較鋼では熱延及び冷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限定範囲から逸脱している比較鋼ではいずれも比重が大きいことがわかる。
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。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１〜１．０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：１０．０〜５０．０％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：５．０〜１５．０％、
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、各成分の質量％が下記の式（１）を満たし、比重：７．０以下であり、組織中にフェライト及びオーステナイトを有するとともにその何れかの面積率が組織中で最大であり、引張り強度：ＴＳ（ＭＰａ）と破断伸び：Ｅｌ（％）の積の値：ＴＳ×Ｅｌが２００００（ＭＰａ・％）以上であることを特徴とする延性に優れた軽量高強度鋼。
Ｃ≦−０．０２０×Ｍｎ＋Ａｌ／１５＋０．５３（１）
さらに質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１５．０％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｃｏ：０．０１〜５．０％、
Ｃｕ：０．０１〜５．０％
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に記載の延性に優れた軽量高強度鋼。
さらに質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜１％、
Ｖ：０．００５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％
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記載の延性に優れた軽量高強度鋼。
さらに質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．３％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．５％、
Ｙ：０．００１〜０．１％、
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１項に記載の延性に優れた軽量高強度鋼。
フェライトの面積率が１０〜５０％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の延性に優れた軽量高強度鋼。
請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度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スラブを、１１００℃以上１３００℃以下の保持温度域において、保持温度；Ｔ（Ｋ）、保持時間；ｔ（ｈ）としたときに下記の式（２）を満たす条件で加熱保持を行い、１１００℃以上の温度域で少なくとも１パス圧下率３０％以上で１パス以上の圧下をし、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以下の温度域まで３０℃／秒以上で冷却して、６００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする延性に優れた軽量高強度鋼の製造方法。
請求項６記載の方法にて製造した熱延鋼板を９００〜１２００℃で１分〜５時間の焼鈍を施し、その後３０℃／秒以上で６００℃以下に冷却することを特徴とする延性に優れた軽量高強度鋼の製造方法。
請求項６記載の方法にて製造した熱延鋼板を酸洗した後、１パス当たりの圧延率が５％以上２０％以下で全圧下率が３０％以上の冷延を２０℃以上で行い、８００〜１２００℃で２０秒〜５時間の焼鈍を施し、その後３０℃／秒以上で６００℃以下の温度域に冷却することを特徴とする延性に優れた軽量高強度鋼。