JP6783871B2

JP6783871B2 - 向上された弾性率を有する軽量鋼、鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6783871B2
Application number: JP2018552174A
Authority: JP
Inventors: 旗楊; 利王
Original assignee: 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司
Priority date: 2016-04-05
Filing date: 2017-03-30
Publication date: 2020-11-11
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Description

技術分野
本発明は軽量鋼、鋼板およびその製造方法に関し、特に、向上された弾性率を有する軽量鋼、鋼板およびその製造方法に関する。

背景技術
伝統的な低強度鋼の代わりに、高強度鋼および先進的な高強度鋼を使用することで、自動車用鋼の比強度（強度と密度の比）の向上や、構造部品用鋼板の厚さの低減ができ、自動車車体構造の軽量化を実現できる。開発の進んでいるアルミニウムリッチの低密度、高強度靱性鋼板が鋼板の比強度をさらに向上でき、潜在的なより厳しい軽量化要件を満たしている。

それにもかかわらず、アルミニウムリッチ軽量鋼が高い比強度を有しているが、アルミニウム含有量の増加に伴い、鋼の弾性率が低下していく（例えば、Ｆｅ−８．５ｗｔ％Ａｌ軽量鋼の弾性率が約１７０ＧＰａであり、通常のＣ−Ｍｎ鋼が有する２０５ＧＰａ程度の弾性率に比べ、１７％程低下している）。材料力学理論によれば、鋼板材料の弾性率が一定である場合、部材に対する剛性要求が高強度鋼板の薄肉化を制限している。従って、部材の剛性要求を満たすには、部材の形状を変えないことを前提とし、高強度鋼板素材自体の弾性率を向上できれば、鋼板厚さのさらなる薄肉化や、車体全身のさらなる軽量化を達成できる。また、高強度鋼の弾性率を高めることにより、プレス成形時のリバウンドを低減でき、精密な形状を有する板金部品の製造に寄与することができる。アルミニウムリッチ軽量鋼の弾性率の低下は、密度の低下および比強度の増加による軽量化効果を著しく損なう。したがって、アルミニウムリッチ軽量高強度鋼に対して、その弾性率を高めることが、鋼種の開発および鋼種応用の促進において考慮されなければならない要件の１つである。

鋼基体にＴｉＣ、ＶＣ、ＴｉＢ_２のような炭化物やホウ化物などの硬質セラミックス粒子を添加することで、鋼板材料全体の弾性率を高めることができる。これは、上記セラミックス粒子が３００〜５６５ＧＰａ程度の高い弾性率を有し、基体材料である従来の鋼板よりもはるかに高いからである。また、上記セラミック粒子は、従来の鋼板に比べて密度が比較的低いため、強化粒子を添加してなる鋼鉄系複合材料も同様に軽量特徴を有する。研究により、ＴｉＢ_２粒子は、特に、鋼板基体の強化相としての使用に適している。それは、ＴｉＢ_２と鉄または鉄基合金との直接的な熱力学的平衡関係を容易に確立でき、２つの相（基体およびＴｉＢ_２強化相）が、相界面で共通の格子関係を形成するからである。なお、ＴｉＢ_２粒子の弾性率は、炭化物強化粒子の弾性率よりも著しく高い。

従来の技術では、通常、粒子強化鋼鉄系複合材料（以下、向上された弾性率を有する軽量鋼という。）は、粉末冶金法により、即ち、組成の異なる金属粉末に対して均一の混合、圧縮成形、高温焼結をこの順に行うことにより製造される。ＴｉＢ_２などのセラミック粒子は、異なる組成の金属粉末間の化学反応によってその場で生成される。しかしながら、この方法は、焼結前の粉末が汚染、酸化されやすく、鋼基体−セラミック粒子界面で良好な結合を形成できないこと、焼結後に軽量鋼の内部に気孔が残存し、材料の使用中に応力集中や早期破壊を引き起こすこと、製造プロセスは少量生産のみに適し、自動車産業における大規模生産のニーズに応えないこと、のような明らかな欠点を有している。

向上された弾性率を有する軽量鋼は、その場での反応鋳造法によって産業上で規模的に製造できる。この技術方法では、溶鋼の凝固過程における共晶反応により、硬質強化粒子がその場で生成されため、適度な体積分率で微細硬質強化粒子が鋼基体に均一に分散して分布させることができる。なお、この方法は、良好な粒子−基体適合性および低い材料製造コストなどの特性を有する。しかしながら、現在では、Ｆｅ−Ｔｉ−Ｂを主成分とし、適量のＣ、Ｍｎ、ＡｌおよびＳｉ元素が添加された成分系（Ａｌ含有量１．５％以下）から製造された軽量鋼の鋳造組織において、ＴｉＢ_２などの強化粒子はフェライト粒界にメッシュ状に連続分布しやすく、その後の鋳造素材の加工変形能力に影響を与える。

発明の概要
本発明の目的は、向上された弾性率を有する軽量鋼であり、低密度、高比強度、高引張強さおよび高弾性率を有し、産業上で規模化した生産ができ、且つ基体粒界において硬質強化粒子の連続分布を抑制できることで、材料の加工変形能力を改善し、優れた延性を有する軽量鋼の提供にある。

上記目的を実現するために、弾性率が向上された軽量鋼であり、質量百分率で、０．００１％≦Ｃ≦０．３０％、０．０５％≦Ｍｎ≦４．０％、１．５％＜Ａｌ＜３．０％、１．５％≦Ｔｉ≦７．０％、０．５％≦Ｂ≦３．６％、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる化学成分を有する軽量鋼を本発明が提案した。前記軽量鋼の微視組織が基体および基体に均一に分散して分布された微細的な硬質強化粒子を含有し、前記基体の全部又は一部はフェライトおよび／又はベイナイトであり、前記硬質強化粒子が少なくともＴｉＢ_２を含む。

本発明の向上された弾性率特性を有する軽量鋼では、不可避不純物としてＳ、Ｐ、Ｎ元素が主に存在し、ここで、Ｐは固溶強化元素であるが、冷間脆性を増加させ、鋼の塑性を低下させて、冷間曲げ性能および溶接性能の低下を引起こすため、Ｐ≦０．０２％に制御することが可能であり、Ｓは鋼を脆くし、鋼の延性と靱性を低下させ、溶接性能および耐食性を低下させるため、Ｓ≦０．０１％に制御することが可能であり、ＮはＡｌとＡｌＮを形成し、過量且つ粗いＡｌＮは鋼の塑性を低下させるため、Ｎ≦０．０１％に制御することが可能である。

本発明の向上された弾性率特性を有する軽量鋼に含まれる各化学元素の設計原理は下記通りである。

Ｃ：Ｃは固溶強化元素であり、鋼板の耐力強度と引張り強度を著しく向上できる。また、Ｃはオーステナイト安定化元素でもあり、鋼基基体の微視組織の制御および調整に使用することができ、該微視組織の一部又は全体はフェライトおよび（又は）ベイナイトであってもよい。なお、ＣとＴｉは、ＴｉＣ硬質粒子を形成することが可能であり、軽量鋼の弾性率を高くすることができる。しかし、Ｃを過量に含有すると、軽量鋼の溶接性能が悪化する。よって、前記軽量鋼中のＣ含有量は０．００１〜０．３０％に制御する。

Ｍｎ：Ｍｎは、オーステナイトの安定性を増加させ、オーステナイトの形成を促進するため、鋼基基体の微視組織の制御と調整に用いることができる。Ｍｎは、鋼基基体の焼入性の向上と固溶強化を実現でき、軽量鋼の強度を高くすることができる。また、Ｍｎは、Ｓによる鋼の熱間脆性を低減また除去することも可能であり、軽量鋼の熱間加工性能を改善する。しかし、Ｍｎを過量に含有すると、鋳造スラブにおけるＭｎ偏析および熱間圧延板における顕著なストライプ状組織分布を引き起こし、最終的に軽量鋼の総合的力学性能を低下させてしまう。したがって、前記軽量鋼中のＭｎ含有量は０．０５〜４．０％に制御する。

Ａｌ：Ａｌは本発明において重要な合金元素である。Ａｌ元素の添加は、軽量鋼鋳造素材の微視組織の改善に寄与し、硬質強化粒子（主にＴｉＢ_２粒子）の基体粒界での分布を低減して、薄膜状硬質強化相（例えば、ＴｉＢ_２）による基体粒界の包囲を抑制し、その後の材料加工変形能力と破断時伸びを増加させる。また、Ａｌの添加は、鋼板密度を低くして、軽量鋼の軽量効果をさらに向上させる。しかし、Ａｌを過量に添加すると、鋳造スラブの鋳造性の低下を招く。したがって、前記軽量鋼中のＡｌ含有量は１．５〜３．０％に制御する。

Ｔｉ：Ｔｉは本発明において重要な合金元素であり、Ｂと結合し、主に軽量鋼の弾性率を高くする硬質粒子ＴｉＢ_２を形成する。なお、ＴｉはＣと結合してＴｉＣ硬質粒子を形成し、軽量鋼の弾性率を同様に高くすることができる。Ｔｉ含有量が１．５％未満であれば、鋼基体中に形成したＴｉＢ_２粒子の体積分率が比較的低く、軽量鋼の弾性率を著しく改善することができない。Ｔｉ含有量が７．０％を超えると、鋼基体中に粗大なＴｉＢ_２主相粒子が容易に生成され、複合鋼基材料の鋳造性やその後の加工性に不利な影響を招く。したがって、前記軽量鋼中のＴｉ含有量は１．５〜７．０％に制御する。

Ｂ：Ｂは本発明においても同様に重要な合金元素であり、Ｔｉと結合し、主に鋼基材料の弾性率を高くする硬質粒子ＴｉＢ_２を形成する。化学量論から分かるように、ＴｉＢ_２粒子を形成するために、Ｂ含有量をＴｉ含有量の約０．４５倍とする必要がある。Ｂを過量に添加するとＦｅ_２Ｂ硬質相が生成され、鋼の延性が低下する。Ｂの添加量が少なく過ぎると、鋼にＴｉが大量に固溶してしまい、Ｔｉを使用する場合の経済性が低くなる。したがって、前記軽量鋼中のＢ含有量は０．５〜３．６％に制御する。

さらに、本発明の軽量鋼において、ＴｉおよびＢが−１．２％≦（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）≦１．２％を満たす。

この限定式において、ＴｉおよびＢはそれぞれＴｉ元素とＢ元素の質量百分率を示す。例えば、Ｔｉ含有量が１．６％、Ｂ含有量が０．６％である場合，式に代入されるＴｉ値が０．０１６ではなく、１．６であり、式に代入されるＢ値が０．００６ではなく、０．６である。

前記軽量鋼において、ＴｉおよびＢ元素の含有量がともに−１．２％≦（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）≦１．２％を満たす。（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）＞１．２％の場合、鋼基体にＴｉが大量に固溶してＴｉの使用面での経済性が低下する。（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）＜−１．２％の場合，鋼基体にＦｅ_２Ｂ硬質相が過度に形成して鋼の延性を著しく低下させる。

さらに、前記軽量鋼において、前記硬質粒子の体積分率が微視組織全体の少なくとも３％を占める。

前記軽量鋼において，ＴｉおよびＢ元素の含有量が−１．２％≦（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）≦１．２％を満たす場合、前記軽量鋼の微視組織構造における硬質強化粒子の合計体積分率が微視組織全体の少なくとも３％であり、軽量鋼の弾性率を効果的に増加できる。本発明において、主として硬質強化粒子が占める割合の下限を制御するが、上限については特に限定がない。一般的に、微視組織全体に硬質強化粒子が占める体積分率の合計は３〜２５％に制御することが可能であり、産業上の生産では、２５％を超えた分率の実現が難しい現状である。

また、さらに、前記軽量鋼板においては、引張強さ＞５００ＭＰａ、弾性率＞２００ＧＰａ、密度＜７，６００ｋｇ／ｍ^３である。

好ましくは、前記軽量鋼において、前記Ｔｉ元素含有量が３．０％≦Ｔｉ≦６．０％であり、前記Ｂ元素含有量が１．２％≦Ｂ≦３．０％であり、ＴｉおよびＢ元素がさらに−０．６％≦（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）≦０．６％を満たし、微視組織全体において前記硬質粒子が占める体積分率が少なくとも６％である。

前記軽量鋼において、Ｃを適度に含有する場合では、０．６％＜（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）≦１．２％である時に、鋼基基体にＴｉＣ粒子が比較的に大量形成し、軽量鋼弾性率の向上効果が影響される。−１．２％≦（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）＜−０．６％である時に、鋼基体中のＦｅ_２Ｂ硬質相が軽量鋼の延性を低下させる。本発明において、軽量鋼の化学成分中のＴｉとＢ元素含有量が３．０％≦Ｔｉ≦６．０％および１．２％≦Ｂ≦３．０％を満たし、鋼基体に含まれる強化粒子の合計体積分率が６％以上であることが好ましく、また、ＴｉとＢ元素含有量が−０．６％≦（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）≦０．６％を満たし、鋼基基体中の強化粒子を主にＴｉＢ_２とし、軽量鋼弾性率に対する硬質粒子の強化効果を向上することがこのましい。

また、さらに、前記軽量鋼板においては、前記軽量鋼板の引張強さ＞５００ＭＰａ、弾性率＞２１０ＧＰａ、密度＜７，４００ｋｇ／ｍ^３である。

また、本発明のいずれかの軽量鋼において、前記硬質強化粒子がさらにＴｉＣとＦｅ_２Ｂから選ばれる少なくとも１種を含む。

さらに、また、本発明のいずれかの軽量鋼において、前記硬質強化粒子の平均サイズが１５μｍよりも小さい。

本発明において、合金元素の含有量により、鋼基体中の硬質強化粒子は、主として溶鋼が凝固する際の共晶反応に由来し、粗大な主相の生成が抑制されるため、硬質強化粒子が鋼基基体中に均一且つ微細に分布し、軽量鋼の後加工性および機械的性質が良好になる。硬質強化粒子の平均サイズが１５μｍ以下である時に、軽量鋼が良好な破断時伸びを有する。

さらに、本発明のいずれかの軽量鋼において、前記軽量鋼の化学成分がさらに０．０１％≦Ｓｉ≦１．５％、０．０１％≦Ｃｒ≦２．０％、０．０１％≦Ｍｏ≦１．０％、０．０１％≦Ｎｂ≦０．２％、０．０１％≦Ｖ≦０．５％、０．０５％≦Ｎｉ≦１．０％、０．０５％≦Ｃｕ≦１．０％、０．００１％≦Ｃａ≦０．２％から選ばれる元素の少なくとも１種を含む。

前記向上された弾性率特性を有する軽量鋼に含まれる各化学元素の設計原理は下記通りである。

Ｓｉ：Ｓｉはフェライト固溶強化元素であり、強度を高くすることができる。また、Ｓｉを添加することでオーステナイトの力学安定性を著しく増加でき、軽量鋼の強度と塑性との良好なバランスに寄与する。しかしながら、Ｓｉ含有量が過度に高くなると、軽量鋼の塑性が低下する。また、溶融亜鉛めっき軽量鋼鋼板では、Ｓｉ含有量が高すぎると、軽量鋼基板のメッキ性が悪くなる。したがって、前記軽量鋼中のＳｉ含有量は０．０１〜１．５％に制御する。

Ｃｒ：Ｃｒは結晶粒組織を微細化し、熱間加工時の粗大化を抑制できるが、Ｃｒ含有量が過度に高くなると鋼の延性が低下される。したがって、前記軽量鋼中のＣｒ含有量は０．０１〜２．０％に制御する。

Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様な作用を有する。Ｍｏ元素含有量が高すぎると、生産コストが増加する。したがって、前記軽量鋼中のＭｏ含有量は０．０１〜１．０％に制御する。

Ｎｂ：ＮｂはＣ、Ｎと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し、熱間加工において結晶粒の粗大化を効果的に抑制できる。Ｎｂは動的再結晶の発生を強く抑制し、圧延変形抵抗を増加させる。Ｎｂはフェライト結晶粒を微細化できる。Ｎｂを過量に添加すると、軽量鋼の熱間加工性能および軽量鋼鋼板の靭性が弱まる。したがって、前記軽量鋼中のＮｂ含有量は０．０１〜０．２％に制御する。

Ｖ：Ｖは結晶粒組織の微細化および組織熱安定性の向上に寄与し、軽量鋼の強度を高くすることもできるが、Ｖを添加すると、軽量鋼のコストが上昇する。したがって、前記軽量鋼中のＶ含有量は０．０１％〜０．５％に制御する。

Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、高温での結晶粒粗大化を防止できるが、Ｎｉが高価であり、生産コストが上昇する。したがって、前記軽量鋼中のＮｉ含有量は０．０５〜１．０％に制御する。

Ｃｕ：ＣｕはＮｉと類似した作用を有するが、Ｃｕ含有量が高すぎると、熱間変形加工にとっては不利である。したがって、前記軽量鋼中のＣｕ含有量は０．０５〜１．０％に制御する。

Ｃａ：Ｃａは脱硫に用いられ、軽量鋼の熱間加工性を改善するが、過剰なＣａが軽量鋼の延性を低下させる。よって、前記軽量鋼中のＣａ含有量は０．００１〜０．２％に制御する。

本発明は、また、前記いずれかの軽量鋼から製造された鋼板を提供することを目的とする。

上記発明の目的を実現するために、本発明が、さらに前記いずれかの軽量鋼から製造された鋼板を提供する。

また、本発明は、前記鋼板を製造する方法であり、上記軽量鋼のいずれかから上記鋼板を生産できる方法を提供することを目的とする。

上記発明の目的を実現するために、本発明が
（１）製錬と連続鋳造により、厚さ１２０〜３００ｍｍのスラブを得る、
（２）熱間圧延により熱間圧延板を得る
工程を有する前記鋼板の製造方法を提供する。

本発明の製造方法において、任意に、前記工程（２）の後、工程（３）再結晶焼鈍、を有する。

前記方法においては、熱間圧延板基体に未再結晶微視組織が存在する場合、熱間圧延板に対して再結晶焼鈍処理を行うことによって、熱間圧延板の延性を増加させ、次の冷間変形時に、熱間圧延板に良好な圧延変形能力に付与することが考慮されている。熱間圧延板組織が完全に再結晶組織となり、熱間圧延板が既に良好な冷間変形能力と延性とを有している場合、該再結晶焼鈍工程を省略してもよい。

さらに、本発明にかかる製造方法において、前記工程（２）に、加熱温度を１０００〜１２５０℃、保持時間を０．５〜３ｈ、仕上圧延温度を≧８５０℃とし、次に４００〜７５０℃で巻取りをする。

また、更に、前記製造方法において、前記工程（３）が連続焼鈍し方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する。

上記スキームにおいて、工程（３）が連続焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が８００℃未満また保持時間が３０秒未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が１０００℃を超えると、鋼板基体組織が急速に粗大化し、次の変形能力に影響を与える。保持時間を６００ｓ以下にするのは、生産の経済性の面を考慮したからである。

なお、更に、かかる製造方法において、前記工程（３）がベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈで保持した後、室温までに冷却する。

上記方法において、工程（３）がベル炉焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が６５０℃未満および保持時間が０．５ｈ未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が９００℃を超えると、鋼板基体組織が急速に粗大化し、次の変形能力に影響を与える。保持時間を４８ｈ以下にするのは、保持時間が長すぎると生産効率が影響されるからである。

また、上記発明の目的に到達するために、本発明が
（１）製錬、薄ストライプ連続鋳造により厚さ１０ｍｍ以下の薄ストライプを得る、
（２）熱間圧延により熱間圧延板を得る
工程を有する、かかる鋼板のもう一つの製造方法を提案した。

本発明で提案した、かかる鋼板のもう一つの製造方法において、前記工程（１）が下記薄ストライプ連続鋳造法を採用する：軽量鋼成分を有する溶鋼を一対の逆回転する冷却鋳造ロール間に注入し、２本のロール間で溶鋼を固化させて厚さ１０ｍｍ以下の薄ストライプとし、固化冷却速度が８０℃／ｓを超えている。薄ストライプ連続鋳造法の製造プロセスにおいて、溶鋼の急速凝固により、合金元素の偏析を回避でき、更に形成された硬質強化粒子が薄ストライプ基体中に細かく且つ均一に分布する。一般的に、硬質強化粒子の平均サイズを１０μｍ以下に微細化してもよい。硬質強化粒子の微細均一分布および合金元素の均一分布は、最終軽量鋼の延性を改善するのに寄与する。また、薄ストライプ連続鋳造法で製造された薄ストライプは、外部加熱なしに、直接に所定厚さの熱間圧延コイルに熱間圧延されるので、薄ストライプ鋼の製造プロセスが大幅に簡略化されて製造コストが低減される。

本発明のもう一つの製造方法において、任意に、前記工程（２）の後に、工程（３）再結晶焼鈍、を有する。

かかる方法においては、熱間圧延板基体に未再結晶微視組織が存在する場合、熱間圧延板に対して再結晶焼鈍処理を行うことによって、熱間圧延板の延性を増加させ、次の冷間変形時に、熱間圧延板に良好な圧延変形能力に付与することが考慮されている。熱間圧延板組織が完全に再結晶組織となり、熱間圧延板が既に良好な冷間変形能力と延性を有している場合、該再結晶焼鈍工程を省略してもよい。

更に、本発明のもう一つの製造方法では、前記工程（２）において、外部補助加熱なしで薄ストライプを直ちに熱間圧延し、仕上圧延温度を≧８５０℃、熱間圧延圧下量を２０〜６０％に制御し、４００〜７５０℃で巻取りをする。

また、更に、かかるもう一つの製造方法において、前記工程（３）が連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する。

上記方法において、工程（３）が連続焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が８００℃未満また保持時間が３０秒未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が１０００℃を超えると、鋼板基体組織が急速に粗大化し、次の変形能力に影響を与える。保持時間を６００ｓ以下にするのは、生産の経済性の面を考慮したからである。

なお、更に、かかるもう一つの製造方法において、前記工程（３）がベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈで保持した後、炉とともに室温までに冷却する。

また、上記発明の目的に到達するために、本発明が
（１）製錬と連続鋳造により、厚さ１２０〜３００ｍｍのスラブを得る、
（２）熱間圧延、
（３）酸洗い、
（４）冷間圧延により冷間圧延板を得る、
（５）冷間圧延板を再結晶焼鈍す
工程を有する、かかる鋼板の更にもう一つの製造方法を提案した。

本発明が提案したかかる鋼板の更にもう一つの製造方法において、前記工程（５）が冷間圧延後の再結晶焼鈍方法を採用し、鋼板基体の変形組織が等軸状再結晶組織に変更するようにして、鋼板の変形能力および破断時伸びを著しく改善する。

本発明の更にもう一つの製造方法において、任意に、前記工程（２）の後に、工程（２ａ）熱間圧延後に再結晶焼鈍す、を有する。

かかる方法においては、熱間圧延板基体に未再結晶微視組織が存在する場合、熱間圧延板に対して再結晶焼鈍処理を行うことによって、熱間圧延板の延性を増加させ、次の冷間変形の時に、熱間圧延板に良好な圧延変形能力に付与することが考慮されている。熱間圧延板組織が完全に再結晶組織となり、熱間圧延板が既に良好な冷間変形能力を有している場合、該再結晶焼鈍工程を省略してもよい。

さらに、本発明に係る更にもう一つの製造方法において、前記工程（２）に、加熱温度を１０００〜１２５０℃、保持時間を０．５〜３ｈ、仕上圧延温度を≧８５０℃とし、次に４００〜７５０℃で巻取りをする。

更に、また、前記更にもう一つの製造方法において、前記工程（２ａ）が連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する。

上記方法において、工程（２ａ）が連続焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が８００℃未満また保持時間が３０秒未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が１０００℃を超えると、鋼板基体組織が急速に粗大化し、次の変形能力に影響を与える。保持時間を６００ｓ以下にするのは、生産の経済性の面を考慮したからである。

なお、更に、かかる更にもう一つの製造方法において、前記工程（２ａ）がベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈで保持した後、炉とともに室温までに冷却する。

上記方法において、工程（２ａ）がベル炉焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が６５０℃未満および保持時間が０．５ｈ未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が９００℃を超えると、鋼板基体組織が急速に粗大化し、次の変形能力に影響を与える。保持時間を４８ｈ以下にするのは、保持時間が長すぎると生産効率が影響されるからである。

また、本発明の更にもう一つの製造方法において、前記工程（４）において、冷間圧延圧下量を２５〜７５％に制御する。

上記方法の工程（４）において、酸洗い後の熱間圧延鋼板に対して、所定厚さになるように冷間圧延を実施し、冷間圧延圧下量を２５〜７５％とし、好ましくは４０〜６０％とする。冷間圧下量を増加させることで、次の焼鈍工程において基体微視組織の改善、および焼鈍された鋼板の組織均一性の改善に役立ち、焼鈍された鋼板の延性を向上させる。しかしながら、冷間圧下量が大きすぎると、加工硬化による材料の変形抵抗が非常に高くなり、所定の厚さと良好な形状を有する冷間圧延鋼板を製造することが極めて困難となり、また、鋼板内部において基体と硬質強化粒子との間に微小亀裂の形成が誘起され、材料が破壊されることになる。

また、本発明にかかる更にもう一つの製造方法において、前記工程（５）が連続焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍す場合、冷間圧延板を７００〜９００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する。

上記方法において、工程（５）が連続焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が７００℃未満または保持時間が３０秒未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が９００℃を超えると、鋼板基体組織が再結晶した後に急速に粗大化し、焼鈍された鋼板の破断時伸びが影響される。保持時間を６００ｓ以下にするのは、生産の経済性の面を考慮したからである。

また、本発明にかかる更にもう一つの製造方法において、前記工程（５）がベル炉焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍す場合、冷間圧延板を６００〜８００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈで保持する後、炉とともに室温までに冷却する。

上記方法において、工程（５）がベル炉焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が６００℃未満および保持時間が０．５ｈ未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が８００℃を超えると、鋼板基体組織が再結晶した後に急速に粗大化し、焼鈍された鋼板の破断時伸びが影響される。保持時間を４８ｈ以下にするのは、保持時間が長すぎると生産効率が影響されるからである。

また、上記発明の目的に到達するために、本発明が
（１）製錬、薄ストライプ連続鋳造により厚さ１０ｍｍ以下の薄ストライプを得る、
（２）熱間圧延、
（３）酸洗い、
（４）冷間圧延により冷間圧延板を得る、
（５）冷間圧延板を再結晶焼鈍す
工程を有する別の製造方法を提案した。

本発明で提案した、かかる鋼板の別の製造方法において、前記工程（１）が下記薄ストライプ連続鋳造法を採用する：軽量鋼成分を有する溶鋼を一対の逆回転する冷却鋳造ロール間に注入し、２本のロール間で溶鋼を固化させて厚さ１０ｍｍ以下の薄ストライプとし、固化冷却速度は８０℃／ｓを超えている。薄ストライプ連続鋳造法の製造プロセスにおいて、溶鋼の急速凝固が、合金元素の偏析を回避でき、更に形成された硬質強化粒子が薄ストライプ基体中に細かく且つ均一に分布するようになる。一般的に、硬質強化粒子の平均サイズを１０μｍ以下に微細化してもよい。硬質強化粒子の微細均一分布および合金元素の均一分布が、最終軽量鋼の延性を改善することに寄与する。また、薄ストライプ連続鋳造法で製造された薄ストライプが、外部加熱なしで、直接に所定厚さの熱間圧延コイルになるように熱間圧延されるので、薄ストライプ鋼の製造プロセスが大幅に簡略化されて、製造コストが低減される。薄ストライプ連続鋳造法は、溶鋼から直接に薄ストライプに鋳込み、熱間圧延なしで、または僅かな熱間圧延（１〜２パス）を行ってから、冷間圧延して冷間圧延薄板を製造する。

本発明が提案した、かかる鋼板の別の製造方法において、前記工程（５）が冷間圧延後の再結晶焼鈍方法を採用し、鋼板基体の変形組織が等軸状再結晶組織に変更するようにして、鋼板の変形能力および破断時伸びを著しく改善する。

本発明の別の製造方法において、任意に、前記工程（２）の後に、工程（２ａ）熱間圧延後に再結晶焼鈍す、を有する。

かかる方法においては、熱間圧延板基体に未再結晶微視組織が存在する場合、熱間圧延板に対して再結晶焼鈍処理を行うことによって、熱間圧延板の延性を増加させ、次の冷間変形時に、熱間圧延板に良好な圧延変形能力を付与することが考慮されている。熱間圧延板組織が完全に再結晶組織となり、熱間圧延板が既に良好な冷間変形能力と延性を有している場合、該再結晶焼鈍工程を省略してもよい。

更に、本発明の別の製造方法では、前記工程（２）において、外部補助加熱なしで薄ストライプを直ちに熱間圧延し、仕上圧延温度を≧８５０℃、熱間圧延圧下量を２０〜６０％に制御し、４００〜７５０℃で巻取りをする。

更に、また、前記別の製造方法において、前記工程（２ａ）が連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する。

上記方法において、工程（２ａ）が連続焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が８００℃未満または保持時間が３０秒未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が１０００℃を超えると、鋼板基体組織が急速に粗大化し、次の変形能力に影響を与える。保持時間を６００ｓ以下にするのは、生産の経済性の面を考慮したからである。

なお、更に、かかる別の製造方法において、前記工程（２ａ）がベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈで保持した後、炉とともに室温までに冷却する。

上記方法において、工程（２ａ）がベル炉焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が６５０℃未満および保持時間が０．５ｈ未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が９００℃を超えると、鋼板基体組織が顕著に粗大化し、次の変形能力に影響を与える。保持時間を４８ｈ以下にするのは、保持時間が長すぎると生産効率が影響されるからである。

また、本発明の別の製造方法において、前記工程（４）において、冷間圧延圧下量を２５〜７５％に制御する。

上記方法の工程（４）において、酸洗い後の熱間圧延鋼板に対して、所定厚さになるように冷間圧延を実施し、冷間圧延圧下量を２５〜７５％とし、好ましくは４０〜６０％とする。冷間圧下量を増加させることで、次の焼鈍工程において基体組織の改善、および焼鈍された鋼板の組織均一性の改善に役立ち、焼鈍された鋼板の延性を向上させる。しかしながら、冷間圧下量が大きすぎると、加工硬化による材料の変形抵抗が非常に高くなり、所定の厚さと良好な形状を有する冷間圧延鋼板を製造することが極めて困難となり、また、鋼板内部において基体と硬質強化粒子との間に微小亀裂の形成が誘起され、材料が破壊されることになる。

また、本発明にかかる別の製造方法において、前記工程（５）が連続焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍す場合、冷間圧延板を７００〜９００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する。

また、本発明にかかる別の製造方法において、前記工程（５）がベル炉焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍す場合、冷間圧延板を６００〜８００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈで保持する後、炉とともに室温までに冷却する。

上記方法において、工程（５）がベル炉焼鈍方式を採用する場合、パラメータ範囲を上記のようにする理由としては、均熱温度が６００℃未満および保持時間が０．５ｈ未満であると、鋼板基体組織に顕著な再結晶化がなく、均熱温度が８００℃を超えると、鋼板基体組織が再結晶した後に顕著に粗大化し、焼鈍された鋼板の破断時伸びが影響される。保持時間を４８ｈ以下にするのは、保持時間が長すぎると生産効率が影響されるからである。

本発明は、鋼基体中において微細且つ分散分布した、高弾性率を有する硬質強化粒子を形成するにより、前記鋼板材料全体の弾性率を向上し、比較的高い強度および破壊伸び率を前記鋼板に付与する。一般的に、前記鋼板が有する微視組織特徴および巨視的力学性能を実現するには、前記軽量鋼成分を制御することに加え、更に上述した製造方法とを組み合わせることも必要とされる。

本発明の向上された弾性率を有する軽量鋼、鋼板およびその製造方法の有利な効果は下記通りである。

１）本発明の軽量鋼が、主として、ＴｉＢ_２硬質粒子を利用して鋼板の弾性率を増加させる。ＴｉＢ_２と軽量鋼基体とは熱力学的平衡関係を容易に確立でき、２つの相は、相界面で共通の格子関係を形成できる。これは、硬質粒子ＴｉＢ_２と基体との間に強い結合力が存在し、軽量鋼が良好な加工性および破断時伸び（硬質粒子と基体との間に分裂が発生しにくい）を有することを意味する。なお、ＴｉＢ_２の密度は、基体の密度よりも低く、軽量鋼全体の密度を低下させ、軽量鋼の比弾性率（密度に対する弾性率の比）を著しく増加させる。

２）本発明は、合金元素Ａｌを利用して第２相硬質相を含む軽量鋼の鋳造組織を効果的に改善し、軽量鋼基体の粒界における第２相硬質強化粒子の連続分布を抑制または低減し、軽量鋼の加工性および破断時伸びを著しく改善する。なお、Ａｌを添加することで、軽量鋼の密度を低下させることができ、軽量鋼の比弾性率も向上できる。

３）本発明の軽量鋼は、微視組織の一部または全部がフェライトおよび／またベイナイトを基体とし、含有されるＴｉＢ_２等の硬質粒子の体積分率が１２％以上になることがあり、軽量鋼の弾性率が２３０ＧＰａ以上に増加でき、密度が７４００ｋｇ／ｍ^３以下に低下され、鋼板の引張強さが＞５００ＭＰａである。本発明の軽量鋼から製造された鋼板が自動車部品の製造に使用でき、自動車構造の更なる軽量化を実現する。

４）連続鋳造法によりスラブを製造する場合、本発明の製造方法は、既存の高強度鋼製造ラインを大幅に調整することなく完成することができる。したがって、本発明の製造方法が、優れた応用への見通しを示している。

５）急速凝固方式（薄ストライプ連続鋳造法）で薄ストライプを製造する場合、本発明の製造方法は、鋼板基体において、より微細な硬質強化粒子（平均サイズが１０μｍ未満）が分散して分布するようにして、基体組織も微細化される。同様に、鋼板が良好な熱間加工特性および破断時伸びを有する。したがって、本発明の製造方法が、優れた応用への見通しを示している。

軽量鋼対比例Ｂ２のスラブ低倍率金属組織写真である。軽量鋼対比例Ｂ２のスラブ高倍率金属組織写真である。軽量鋼実施例Ａ６のスラブ低倍率金属組織写真である。軽量鋼実施例Ａ６のスラブ高倍率金属組織写真である。鋼板対比例ＣＳ２の熱間圧延後の形態写真である。鋼板実施例ＨＭ６−ＨＭ８の熱間圧延後の形態写真である。鋼板実施例ＨＭ６の熱間圧延後の低倍率金属組織写真である。鋼板実施例ＨＭ６の熱間圧延後の高倍率金属組織写真である。

発明を実施するための形態
以下に、図面の説明および具体的な実施例を用いて、本発明にかかる向上された弾性率を有する軽量鋼、鋼板およびその製造方法を詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明によっては限定されない。

軽量鋼成分実施例Ａ１−Ａ９および対比例Ｂ１−Ｂ３
向上された弾性率を有する軽量鋼の実施例Ａ１−Ａ９および対比例Ｂ１−Ｂ３の化学元素の質量百分率を表１に示す。

鋼板およびその製造方法実施例ＨＭ１−ＨＭ９および対比例ＣＳ１−ＣＳ３
上記実施例および対比例の鋼板は下記工程により製造される。

（１）実施例ＨＭ１−ＨＭ９はそれぞれ、表１のＡ１−Ａ９の軽量鋼材料を製錬、連続鋳造し、対比例ＣＳ１−ＣＳ３はそれぞれ表１のＢ１−Ｂ３の軽量鋼材料を製錬、連続鋳造して、厚さ１２０〜３００ｍｍのスラブが得られる。ここで、Ｓ、ＰとＮが不可避的不純物であり、残部がＦｅである。

（２）熱間圧延により厚さ３．２ｍｍの熱間圧延板を得る：該工程において、加熱温度を１０００〜１２５０℃、保持時間を０．５〜３ｈ、仕上圧延温度を≧８５０℃とし、次に４００〜７５０℃で巻取りをする。

（３）熱間圧延後に再結晶焼鈍：連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する；ベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈ保持する後、炉とともに室温までに冷却する。

工程（２）中の熱間圧延板を急速に、巻取りをする温度までに降温させ、１時間保持した後に、炉とともに室温までに冷却し、熱間圧延板の降温巻取り過程を模擬する。その中で、熱間圧延板基体に未再結晶微視組織が存在しない実施例において、工程（３）を行わなくてもよい。

実施例ＨＭ１−ＨＭ９および対比例ＣＳ１−ＣＳ３の鋼板の製造方法のプロセスパラメータの詳細を表２に示す。

上記実施例ＨＭ１−ＨＭ９および対比例ＣＳ１−ＣＳ３の鋼板をサンプリングした後に、力学性能を含む各種試験を行い、得られたデータを表３に示す。

表３に示すように、鋼板は引張強さ＞５００ＭＰａ、密度＜７６００ｋｇ／ｍ^３、弾性率＞２００ＧＰａであることから、本発明が合理的な成分およびプロセス設計により、低密度、高引張強さ、高弾性率および優れた延性を有する熱間圧延軽量鋼板を得ることができる。

図１と図２はそれぞれ、軽量鋼対比例Ｂ２の低倍率および高倍率鋳造状態組織を示し、図３と図４はそれぞれ、軽量鋼実施例Ａ６の低倍率および高倍率鋳造状態組織を示す。図２および図４において、矢印が指すものは硬質強化粒子である。

図１と図２から分かるように、軽量鋼対比例Ｂ２のスラブ微視組織において、フェライト基体が、連続分布した硬質強化相（主にＴｉＢ_２粒子）により囲まれ、図３と図４から分かるように、軽量鋼実施例Ａ６の主相および共晶生成物（即ち、硬質強化相）が、フェライト基体に分散して分布している。実際に、対比例Ｂ３および実施例Ａ１−Ａ５、Ａ７−Ａ９においても、上記対比例Ｂ２および実施例Ａ６と類似した現象が観察されたが、対比例Ｂ２−Ｂ３がＡｌ元素を含有することがなく、実施例Ａ１−Ａ９がＡｌ元素を含有している。したがって、Ａｌ元素の添加は、軽量鋼鋳造素材の微視組織の改善に寄与し、硬質強化粒子の基体粒界での連続分布を低減させて、薄膜状硬質強化相による基体粒界の包囲を抑制する。

図５と図６はそれぞれ、鋼板対比例ＣＳ２および鋼板実施例ＨＭ６−ＨＭ８の熱間圧延後の形態を示す。

図５から分かるように、鋼板対比例ＣＳ２は熱間圧延変形を良好にできず、図６から分かるように、鋼板実施例ＨＭ６−ＨＭ８が所定厚さの鋼板になるように熱間圧延されることができる。実際に、対比例ＣＳ３および実施例ＨＭ１−ＨＭ５、ＨＭ９においても、それぞれ上記対比例ＣＳ２および実施例ＨＭ６−ＨＭ８と類似した現象が観察されたが、対比例ＣＳ２−ＣＳ３がＡｌ元素を含有することがなく、実施例ＨＭ１−ＨＭ９がＡｌ元素を含有している。したがって、Ａｌを添加することは、鋼板の熱間圧延変形能力に寄与する。

図７および図８はそれぞれ、鋼板実施例ＨＭ６の熱間圧延後の低倍率および高倍率金属組織を示している。図７および図８において、矢印が指すものは硬質強化粒子である。

図７および図８により、熱間圧延板において硬質強化粒子のフェライト基体中に分布状況を観察できる。図に示すように、鋳造状態組織において硬質強化相が熱応力変形により崩壊し、微細化されている。

鋼板製造方法実施例ＨＭ１０−ＨＭ１３
上記実施例の鋼板は下記工程により製造される。

（１）表１の軽量鋼の材料が製錬された後、薄ストライプ連続鋳造方式で溶鋼を厚さ１０ｍｍ以下の薄ストライプになるように鋳込んで圧延を行う。ここで、Ｓ、ＰとＮが不可避的不純物であり、残部がＦｅである。溶鋼凝固冷却速度は約３２０℃／ｓである。

（２）熱間圧延して厚さ１．３ｍｍの熱間圧延板を得る：外部補助加熱なしで薄ストライプを直ちに熱間圧延し、仕上圧延温度を≧８５０℃、熱間圧延圧下量を２０〜６０％に制御し、４００〜７５０℃で巻取りをする。

実施例ＨＭ１０−ＨＭ１３の鋼板の製造方法のプロセスパラメータの詳細を表４に示す。

上記実施例ＨＭ１０−ＨＭ１３の鋼板をサンプリングした後に、力学性能を含む各種試験を行い、得られたデータを表５に示す。

同時に、上記実施例ＨＭ１０−ＨＭ１３に対して金属組織を観察した結果、熱間圧延基板が等軸状フェライト組織となり、基体中に分布した、ＴｉＢ_２を主成分とした硬質強化粒子の平均サイズは約３〜５μｍである。

鋼板製造方法実施例ＨＭ１４−ＨＭ１８
上記実施例の鋼板は下記工程により製造される。

（１）実施例ＨＭ１４−ＨＭ１８はそれぞれ、表１中のＡ１、Ａ３、Ａ５、Ａ６およびＡ９軽量鋼の材料を製錬および連続鋳造して、厚さ１２０〜３００ｍｍのスラブが得られる。ここで、Ｓ、ＰおよびＮ不可避的不純物であり、残部がＦｅである。

（２）熱間圧延して熱間圧延板を得る：加熱温度を１０００〜１２５０℃、保持時間を０．５〜３ｈ、仕上圧延温度を≧８５０℃とし、次に４００〜７５０℃で巻取りをする。

（４）酸洗い。
（５）冷間圧延：冷間圧下量を２５〜７５％に制御する。

（６）冷間圧延板を再結晶焼鈍す：連続焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍す場合、冷間圧延板を７００〜９００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する；ベル炉焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍す場合、冷間圧延板を６００〜８００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈ保持する後、炉とともに室温までに冷却する。

実施例ＨＭ１４−ＨＭ１８の鋼板の製造方法のプロセスパラメータの詳細を表６に示す。

上記実施例ＨＭ１４−ＨＭ１８の鋼板をサンプリングした後に、力学性能を含む各種試験を行い、得られたデータを表７に示す。

表７に示すように、鋼板は引張強さ＞５００ＭＰａ、弾性率＞２００ＧＰａであることから、本発明が、低密度、高引張強さ、高弾性率および優れた延性を有する熱間圧延軽量鋼板を得ることができる。

鋼板製造方法実施例ＨＭ１９−ＨＭ２２
上記実施例の鋼板は下記工程により製造される。

（１）表１の軽量鋼の材料が製錬された後、薄ストライプ連続鋳造方式で溶鋼を厚さ１０ｍｍ以下の薄ストライプになるように鋳込んで圧延する。ここで、Ｓ、ＰとＮが不可避的不純物であり、残部がＦｅである。溶鋼凝固冷却速度は約２００℃／ｓである。

（２）熱間圧延して熱間圧延板を得る：外部補助加熱なしで薄ストライプを直ちに熱間圧延し、仕上圧延温度を≧８５０℃、熱間圧延圧下量を２０〜６０％に制御し、４００〜７５０℃で巻取りをする。

（３）熱間圧延後に再結晶焼鈍：連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍を行う場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却する；ベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍す場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈ保持する後、炉とともに室温までに冷却する。

（４）酸洗い。
（５）冷間圧延。該工程において、冷間圧延圧下量が２５〜７５％である。

実施例ＨＭ１９−ＨＭ２２の鋼板の製造方法のプロセスパラメータの詳細を表８に示す。

上記実施例ＨＭ１９−ＨＭ２２の鋼板をサンプリングした後に、力学性能を含む各種試験を行い、得られたデータを表９に示す。

上記実施例ＨＭ１９−ＨＭ２２に対して金属組織を観察した結果、冷間圧延板は焼鈍された後に等軸状フェライトとなり、基体中に分布した、ＴｉＢ_２を主成分とした硬質強化粒子の平均サイズは約３〜６μｍである。

なお、上記は本発明の具体的な実施例に過ぎず、本発明は上記実施例に限定されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲において種々の変更が可能である。当業者によって本発明の開示から直接引き出したまたは連想した全ての変更は、本発明の範囲内にあるものとする。

Claims

質量百分率で、０．００１％≦Ｃ≦０．３０％、０．０５％≦Ｍｎ≦４．０％、１．５％＜Ａｌ＜３．０％、１．５％≦Ｔｉ≦７．０％、０．５％≦Ｂ≦３．６％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる化学成分を有する軽量鋼であり、
前記軽量鋼の微視組織が、基体および基体に均一に分散して分布された微細な硬質強化粒子を含み、前記基体の全部又は一部がフェライトおよび／又はベイナイトであり、前記硬質強化粒子が少なくともＴｉＢ_２を含む、向上された弾性率を有する軽量鋼。
更に、ＴｉおよびＢ元素が−１．２％≦（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）≦１．２％を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の軽量鋼。
微視組織全体において、前記硬質強化粒子の体積分率が少なくとも３％であることを特徴とする、請求項２に記載の軽量鋼。
前記軽量鋼は引張強さ＞５００ＭＰａ、弾性率＞２００ＧＰａ、密度＜７６００ｋｇ／ｍ^３であることを特徴とする、請求項３に記載の軽量鋼。
前記Ｔｉ元素含有量が３．０％≦Ｔｉ≦６．０％、前記Ｂ元素含有量が１．２％≦Ｂ≦３．０％、ＴｉおよびＢ元素がさらに−０．６％≦（Ｔｉ−２．２２＊Ｂ）≦０．６％を満たし、微視組織全体において、前記硬質強化粒子の体積分率が少なくとも６％であることを特徴とする、請求項２に記載の軽量鋼。
前記軽量鋼は、引張強さ＞５００ＭＰａ、弾性率＞２１０ＧＰａ、密度＜７４００ｋｇ／ｍ^３であることを特徴とする、請求項５に記載の軽量鋼。
前記硬質強化粒子がさらにＴｉＣおよびＦｅ_２Ｂから選ばれる少なくとも１種を含む、請求項１〜６のいずれか１項に記載の軽量鋼。
前記硬質強化粒子の平均サイズが１５μｍよりも小さい、請求項１〜６のいずれか１項に記載の軽量鋼。
前記軽量鋼の化学成分がさらに、０．０１％≦Ｓｉ≦１．５％、０．０１％≦Ｃｒ≦２．０％、０．０１％≦Ｍｏ≦１．０％、０．０１％≦Ｎｂ≦０．２％、０．０１％≦Ｖ≦０．５％、０．０５％≦Ｎｉ≦１．０％、０．０５％≦Ｃｕ≦１．０％、０．００１％≦Ｃａ≦０．２％から選ばれる元素の少なくとも１種を含む、請求項１〜６のいずれか１項に記載の軽量鋼。
請求項１〜９のいずれか１項に記載の軽量鋼から製造された鋼板。
（１）製錬と連続鋳造により厚さ１２０〜３００ｍｍのスラブを得る、
（２）熱間圧延により熱間圧延板を得る
工程を有する、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
前記工程（２）の後、さらに工程（３）再結晶焼鈍を有する、請求項１１に記載の製造方法。
前記工程（２）において、加熱温度を１０００〜１２５０℃、保持時間を０．５〜３ｈ、仕上圧延温度を≧８５０℃とし、４００〜７５０℃で巻取りをする、請求項１１に記載の製造方法。
前記工程（３）において、連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却することを特徴とする、請求項１２に記載の製造方法。
前記工程（３）において、ベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈで保持する後、炉とともに室温までに冷却することを特徴とする、請求項１２に記載の製造方法。
（１）製錬と薄ストライプ連続鋳造により厚さ１０ｍｍ以下の薄ストライプを得る、
（２）熱間圧延により熱間圧延板を得る
工程を有する、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
前記工程（２）の後、さらに工程（３）再結晶焼鈍を有する、請求項１６に記載の製造方法。
前記工程（２）において、外部補助加熱なしで薄ストライプを直ちに熱間圧延し、仕上圧延温度を≧８５０℃、熱間圧延圧下量を２０〜６０％に制御し、４００〜７５０℃で巻取りをする、請求項１６に記載の製造方法。
前記工程（３）において、連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓで保持する後、室温までに冷却することを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
前記工程（３）において、ベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈで保持する後、炉とともに室温までに冷却することを特徴とする、請求項１７に記載の製造方法。
（１）製錬と連続鋳造により、厚さ１２０〜３００ｍｍのスラブを得る、
（２）熱間圧延、
（３）酸洗い、
（４）冷間圧延により冷間圧延板を得る、
（５）冷間圧延板を再結晶焼鈍する
工程を有する、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
前記工程（２）の後、さらに工程（２ａ）熱間圧延後に再結晶焼鈍すること、を有する、請求項２１に記載の製造方法。
前記工程（２）において、加熱温度を１０００〜１２５０℃、保持時間を０．５〜３ｈ、仕上圧延温度を≧８５０℃とし、４００〜７５０℃で巻取りをする、請求項２１に記載の製造方法。
前記工程（２ａ）において、連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓ保持する後、室温までに冷却することを特徴とする、請求項２２に記載の製造方法。
前記工程（２ａ）において、ベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈ保持する後、炉とともに室温までに冷却することを特徴とする、請求項２２に記載の製造方法。
前記工程（４）において、冷間圧延圧下量を２５〜７５％に制御する、請求項２１に記載の製造方法。
前記工程（５）において、連続焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍する場合、冷間圧延板を７００〜９００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓ保持する後、室温までに冷却することを特徴とする、請求項２１に記載の製造方法。
前記工程（５）において、ベル炉焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を６００〜８００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈ保持する後、炉とともに室温までに冷却することを特徴とする、請求項２１に記載の製造方法。
（１）製錬と薄ストライプ連続鋳造により厚さ１０ｍｍ以下の薄ストライプを得る、
（２）熱間圧延、
（３）酸洗い、
（４）冷間圧延により冷間圧延板を得る、
（５）冷間圧延板を再結晶焼鈍する
工程を有する、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
前記工程（２）の後、さらに工程（２ａ）熱間圧延後に再結晶焼鈍すること、を有する、請求項２９に記載の製造方法。
前記工程（２）において、外部補助加熱なしで薄ストライプを直ちに熱間圧延し、仕上圧延温度を≧８５０℃、熱間圧延圧下量を２０〜６０％に制御し、４００〜７５０℃で巻取りをする、請求項２９に記載の製造方法。
前記工程（２ａ）において、連続焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を８００〜１０００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓ保持する後、室温までに冷却することを特徴とする、請求項３０に記載の製造方法。
前記工程（２ａ）において、ベル炉焼鈍方式で熱間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を６５０〜９００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈ保持する後、炉とともに室温までに冷却することを特徴とする、請求項３０に記載の製造方法。
前記工程（４）において、冷間圧延圧下量を２５〜７５％に制御することを特徴とする、請求項２９に記載の製造方法。
前記工程（５）において、連続焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍する場合、冷間圧延板を７００〜９００℃の均熱温度に加熱し、３０〜６００ｓ保持する後、室温までに冷却することを特徴とする、請求項２９に記載の製造方法。
前記工程（５）において、ベル炉焼鈍方式で冷間圧延板を再結晶焼鈍する場合、熱間圧延板を６００〜８００℃の均熱温度に加熱し、０．５〜４８ｈ保持する後、炉とともに室温までに冷却することを特徴とする、請求項２９に記載の製造方法。