JPH02228449A

JPH02228449A - 熱間圧延合金鋼板

Info

Publication number: JPH02228449A
Application number: JP1033505A
Authority: JP
Inventors: Ryu Tsuengu-Fang; ツエング―フアング・リユ
Original assignee: National Science Council
Current assignee: National Science Council
Priority date: 1989-01-27
Filing date: 1989-02-13
Publication date: 1990-09-11
Anticipated expiration: 2009-10-26
Also published as: GB2227495B; FR2643650B1; CA1333556C; JPH0684534B2; GB2227495A; GB8901885D0; DE3903774A1; FR2643650A1; US4968357A; DE3903774C2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】本発明は熱間圧延合金鋼板に係わる。本発明は特定的に
は、オーステナイト組織をもつ熱間圧延合金鋼板に係わ
る。合金元素の添加を適切に行い且つ熱間圧延条件を調
節すれば、本発明の鋼板は熱間圧延後に極めて優れた強
度と延性を併せ持つようになる。

１吸へ、ｔＪＬＦｅ−＾１−Ｍｎ−Ｃ合金分野では最近、Ｆｅ−＾１−
？４ｎ−Ｃ合金を強度及び延性の高い合金鋼にする研究
が盛んに行われている６強度及び延性が共に高いという
特性は、アルミニウム、炭素及びマンガンの含量を完全
なオーステナイト組織が得られるように調節し、且つ溶
体化処理、急冷及び時効化を含む熱処理を微細な（Ｆｅ
、Ｍｎ）ｚ＾ＩＣｘ炭化物がオーステナイトマトリック
ス中に緊密に（ｃｏｈｅｒｅｎｔｌｙ）析出するよこの
熱処理プロセス及びこれらの処理がミクロ組織及び機械
的特性に及ぼす効果は、これまでにも広く研究されてき
た。これらの特徴は下記の文献に詳細に記述されている
。

Ｄ、Ｊ、Ｓｃｈｍａｔｚ著“Ｔｈｅ　５ｔｒｕｃｔｕｒ
ｅ　ａｎｄ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ　Ａｕ５ｔｅｎ
ｉｔｉｃ＾ｌ１ｏｙｓ　Ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ＾ｌｕｍ
ｉｎｕｍ　ａｎｄＳｉｌｉｃｏｎ　、　Ｔｒａｎｓ、＾
ＳＭ、、Ｖ０１．５２．ｐ、８９８，１９６０　；　Ｇ
、Ｌ。

Ｋａｙａｋ著“Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ　Ｐｒｅｃｉｐｉｔａ
ｔｉｏｎ−Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ＾ｕｓｔｅｎｉｔｉｃ＾
ｌ１ｏｙｓ”、Ｍｅｔａｌ　Ｓｃｉ、ａｎｄ　Ｈｅａｔ
　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ｓ＋ｏ１．２．ｐ、９５，１９
６９　；　Ｍ、Ｆ、＾１ｅｋｓｅｅｎｋｏ他著”Ｐｈａ
ｓｅ　Ｃｏｍｐｏｓｉｔｏｎ、　５ｔｒｕｃｔｕｒｅ　
ａｎｄ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ　Ｌｏｗ−Ｄｅｎｓ
ｉｔｙ　５ｔｅｅｌ　９Ｇ２８Ｙｕ９ＭＶＢ’、Ｍｅｔ
ａｌ　Ｓｃｉ。

ａｎｄ　Ｈｅａｔ　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ｖｏｌ、１４
．　ｐ、１８７，１９７２　；　Ｇ、Ｂ。

Ｋｒｉｖｏｎｏｇｏｖ他著”Ｐｈａｓｅ　ｔｒａｎｓｆ
ｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｋｉｎｅｔｉｃｓｉｎ　５ｔｅｅｌ
　９Ｃ＋２８Ｙｕ９ＭＶＢ’、Ｐｈｙｓ、Ｍｅｔ、　＆
　Ｍｅｔａｌｌｏｇ、、ｖｏｌ、４．　ｐ　、８６，１
９７５　；　Ｌ、１．Ｌｙｓａｋ他著”５ｔｒｕｃｔｕ
ｒａｌ　＆Ｐｈａｓｅ　Ｃｈａｎｇｅ　ｉｒ＋　５Ｌｅ
ｅｌ　９Ｇ２８Ｙｕ９ＭＶＢ　ＤｕｒｉｎｇＢａｔｒａ
ｋｏｖ他著”５ｔａｔｅ　ｏｆ　ｔｈｅ　５ｕｒｆａｃ
ｅ　Ｌａｙｅｒ　ａｎｄＣｏｒｒｏｓｉｏｎ　　Ｒｅ５
ｉｓｔａｎｃｅ　　ｏｆ　　５ｔｅｅｌ　　９Ｇ２８Ｙ
ｕ９ＭＶＢ−Ｐｒｏｔ、Ｎｅｔ、、ｖｏｌ、１０．ｐ、
４８７，１９７４　；　Ｒ，Ｅ、Ｃａ１ｒｎｓ及びＪ、
Ｌ、Ｈａｍ著゛１＾１ｕｍｉｎｕｍ−Ｍａｎｇａｎｅｓ
ｅ−１ｒｏｎ　Ａ１１ｏｙｓ　。

Ｕ、Ｓ、Ｐａｔｅｎｔ　Ｎｏ、３１１１４０５，１９８
３　；　Ｇ、Ｓ、Ｂｒａｃｌｙ著”　Ｍ　ａ　ｎ　ｇ　
ａ　ｎ　ｅ　ｓ　ｅ−＾１ｕｍｉｎｕｍ　５ｔｅｅｌ”
、Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　　Ｈａｎｄｂｏｏｋ、Ｒｅｖ、
１０．ｐ、４９７　；　Ｈ，Ｗ、１．ｅａｖｅｎｗｏｒ
ｔｈ、Ｊｒ、及びＪ、Ｃ，Ｂｅｎｚ著“＾ｎ　Ａｓｓｅ
ｓｓｍｅｎｔ　ｏｆ　Ｆｅ−Ｍｎ−＾１＾１１ｏｙｓａ
ｓ　５ｕｂｓｔｉｔｕｔｅｓ　ｆｏｒ　５ｔａｉｎｌｅ
ｓｓ　５ｔｅｅｌ”、Ｊｏｕｒｎａｌｏｆ　Ｍｅｔａｆ
ｓ、ｐ、３６．１９８５年３月；　Ｊ、Ｃｈａｒｌｅｓ
他著”　Ｎ　ｅ　ｗＣｒｙｏｇｅｎｉｃ　　Ｍａｔｅｒ
ｉａｌｓ：　　Ｆｅ−Ｍｎ−Ａ１　　＾Ｉｔｏｙｓ”、
Ｈｅｔａ！Ｐｒｏｇｒｅｓｓ、ｐ、７１，１９８１年５
月、　Ｃ，Ｊ、＾１ｔｓｔｅｔｔｅｒ他著″Ｐｒｏｃｅ
ｓｓ＋ｎｇ　　ａｎｄ　　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　　ｏ
ｆ　　Ｆｅ−Ｍｎ−＾１＾１ｔｏｙｓ”、Ｍａｔｅｒｉ
ａｌｓ　　Ｓｃｉ、ａｎｄ　　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ
、ｖｏｌ。

８２、ｐ、１３，１９８６　；　Ｋｗａｎ　Ｈ，Ｈａｍ
他著“Ｔｈｅ　Ｅｖｉｄｅｎｃｅ　ｏｆＭｏｄｕｌａｔ
ｅｄ　　５ｔｒｕｃｔｕｒｅ　　ｉｎ　　Ｆｅ−Ｍｎ−
へトｃ　　Ａｕ５ｔｅｎｉｔｉｃ八１ｌｏｙｓ”、５ｃ
ｒｉｐｔａ　　Ｍｅｔａｌ、、ｖｏｌ、２０．ｐ、３３
，１９８８　；　　Ｐ、Ｊ。

、＋　ａ　ｎｒ　ｅ　ｓ著”Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏ
ｎ　ｏｆ　ｔｈｅ　Ｃａｒｂｉｄｅ（Ｆｅ、Ｍｎ）ｚ＾
Ｉｃ　　ｉｎ　　ａｎ　　Ｆｅ−八１　Ａ１　ｔｏｙｓ
″、Ｊ、Ｉｒｏｎ　　＆５ｔｅｅｌ　　Ｉｎ５ｔ、、ｐ
、５４．１９６９年１月。

上記の文献を概括すると、試された化学組成範囲はＦｅ
−７〜１６重量％八１−へ０〜４０重量％Ｍｎ−０，：
（−２，０重量％Ｃ−０〜２．０重量％５ｉ−０〜１０
重量％Ｎｉである。必要な強度を得るためには、前記範
囲の化学組成をもつ合金を９５０℃〜１２００℃の温度
で溶体化処理し、次いで水、油又は他の焼入れ媒体で急
冷し、最後に４５０℃〜７５０℃で種々の時間にわたり
時効化処理する。これらの文献によれば、時効化温度が
ミクロ組織及び機械的特性に及ぼす影響は下記の２つの
段階に大別できる。

（１）第１段階（４００℃〜５５０℃）合金をこの温度
範囲で時効化処理すると、微細な（Ｆｅ、Ｍｎ）＝＾ｌ
Ｃｘ炭化物がオーステナイトマトリックス中に緊密に析
出し始めた。この（Ｆｅ、Ｍｎ）、ＡｌＣｘ炭化物は、
化学組成、時効化温度及び時効化処理オーステナイトマ
トリックス中にこのような微細（Ｆｅ、Ｍｎ）、＾ｌｃ
ｘ炭化物が形成されたために、延性が余り低下すること
なく合金の強度が著しく増加した。合金を約５５０℃で
４〜１６時間時効化処理した時に最大強度に達した。こ
のようにして得られた極限強さ、降伏強さ及び伸びは夫
々１３８〜１７６ｋｓｉ、１２０〜１６５ｋｓｉ及び４
６〜２２％であった。

（２＞　第２段ＩＮ　（５５０℃〜７５０℃）合金をこ
の温度範囲で時効化処理すると２種類の析出物、即ち（
Ｆｅ、Ｍｎ）３＾１ｃｘ炭化物及びＡ１３β−Ｈｎが観
察された。　（Ｆｅ、Ｍｎ）＊＾ｌｃｘ炭化物はオース
テナイトマトリックス内に緊密に析出するだけでなく、
結晶粒界にもより大きな粒子の形態で析出していた。こ
の結晶粒界炭化物の量は時効化温度が高いほど多い。結
晶粒界には（Ｆｅ、Ｍｎ）ｚ＾ｌｃｘ炭化物の析出の他
に、オーステナイト組織からフェライト組織及びＡ１３
β−Ｈｎへの変換によって、＾１３β−Ｍｎ析出物が常
に生成しているのが認められた。結晶粒界における（Ｆ
ｅ、Ｍｎ）、＾ｌｃｘ炭化物及び＾１３β−Ｍｎ析出物
の形成に起因して、合金は脆弱化した。

これらの観察結果から、Ｆｅ−＾１−Ｍｎ−Ｃ合金は約
５５０℃で時効化処理すれば高い強度と高い延性とを示
し得ると結論できる。但し、そのためには溶体化処理、
急冷及び時効化処理を含む複雑な熱処理を行わなければ
ならない。

熱間圧延した後のＦｅ−ΔＩ−Ｍｎ−Ｃベース合金の機
械的特性は例えば下記の文献に記述されている：Ｊ、Ｃ
，Ｂｅｎｚ他著“＾ｎ　Ａｓ５ｅｓｓｅｎｅｎＬ　ｏｆ
　Ｆｅ−Ｍｎ−＾１＾１１ｏｙｓ　ａｓ　５ｕｂｓｔｉ
ｔｕｔｅｓ　ｆｏｒ　５ｔａｉｎｌｅｓｓ　５ｔｅｅｌ
″Ｊｏｕｒｎａｌ　　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ、ｐ、３６．
１９８５年３月；　Ｙｏｕｎｇ　Ｇ。

Ｋｉｎ他著″Ｌｏｗ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　Ｍｅｃ
ｈａｎｉｃａｌ　Ｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ　Ｍｉｃｒｏａ
ｌｌｏｙｅｄ　ａｎｄ　Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ−Ｒｏｌ
ｌｅｄ　Ｆｅ−Ｍｎ−＾１−Ｃ−Ｘ＾Ｉ　ｔｏｙｓ″、
Ｍｅｔａｌ、Ｔｒａｎｓ、＾、ｐ、１６８９．１９８５
年９月。これら２つの文献に記述されている化学組成及
び機械的特性を後記の表Ｉ及び表ＩＩに示し、本発明に
よって得られる鋼と比較した０表ＩＩにおいて、前記文
献に記載の合金が熱間圧延後に十分に高い強度を示さな
いことは明らかである。

本発明の主な特徴は、合金元素を適切に添加し且つ熱間
圧延条件を調節することによって、熱間圧延後に極めて
大きな強度と極めて大きな延性とを合わせもつ鋼を製造
するという点にある０本発明の鋼板の機械的特性は、複
雑な熱処理を必要とする最近開発された他のＦｅ−＾１
−Ｍｎ−Ｃ合金の機械的特性と同程度であるか又はそれ
より優れている。

１哩悲」ｉ本発明では、ケイ素及びニッケルを加えた又は加えない
Ｆｅ−＾１−Ｍｎ−Ｃ合金のミクロ組織及び機械的特性
を十分に検討した。その結果を下記のようにまとめる。

（１）熱間圧延した合金中に析出する（Ｆｅ、Ｍｎ）ｉ＾ｌｃｘ炭化物の量は主としてアルミ
ニウム及び炭素の含量に依存していた。

（２）合金を連続的に熱間圧延し且つ最終圧延温度から
室温まで空冷すると、オーステナイトマトリックス中に
析出する（Ｆｅ、Ｍｎ）、＾ＩＣｘ炭化物が粗大になり
易く、その形状が特定の優先配向をもつ板状になる。−
船釣に言えば、これらの炭化物は同じ化学組成をもつ合
金を溶体化処理し、急冷し且つ約５５０℃で時効化処理
した場合に生じる炭化物の約６倍の大きさを有していた
。

（３）合金を連続的に熱間圧延し次いで水で軽圧延温度
から室温まで急冷すると、オーステナイトマトリックス
中にも結晶粒界にも（Ｆｅ、Ｍｎ）、＾ｉＣｘ炭化物は
検出されなかった。この結果は、（Ｆｅ、Ｍｎ）、＾ｌ
ｃｘ炭化物が最終圧延温度から室温までの空冷プロセス
の間に析出することを意味する。

（４〉ケイ素及びニッケルを添加しても（Ｆｅ、Ｍｒ＋
）３ΔＩＣ×炭化物の析出は促進されなかった。

（５）引張り試験の結果、熱間圧延後のケイ素及びニッ
ケルを添加した又は添加してないＦｅ＾１−Ｍｎ−Ｃ合
金は十分な強度を示さなかった。ちなみに、本発明の鋼
板との比較を行うべく、これらの合金の化学組成数例及
びその熱間圧延後の機械的特性を夫々表Ｉ、表ＩＩ及び
実施例に示した。

結果的に、本発明の鋼板が熱間圧延後に極めて優れた強
度及び延性を示すようにするためには、本発明の鋼板を
本質的に下記の元素（重量％）で構成しなければならな
いことが判明した＝４．５〜１０．５％のアルミニウム
、２２．０〜３６．０％のマンガン、０．４〜１．２５
％の炭素、０．５％未満のニッケル、１．２％未満のケ
イ素、０．５％未満のモリブデン、０．５％未満のタン
グステン、０．５％未満のクロム、並びに下記の元素の
うち少なくとも１種類：０．０６〜０．５０％のチタン
、０，０２〜０．２０％のニオブ及び０．１０〜０６４
０％のバナジウム。残りは主として鉄である。これらの
元素のうち、アルミニウム含量と炭素含量との間には特
別の関係がある。即ち、アルミニウム含量が約９．５重
量％未満の場合には、炭素を１．２５重量％まで添加し
得るが、アルミニウム含量が９．５〜１０．５重量％の
場合には、炭素含量を１．１０重量％未満にしなければ
ならない。

本発明では熱間圧延鋼板の化学組成を前記範囲に限定す
る必要がある。その理由を下に記す。

Ｌ胚支≦ＬＬアルミニウム含量の変化は本発明の熱間圧延鋼板におけ
る（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍ）＋＾ｌｃｘ炭化物［式中、Ｍはチ
タン、ニオブ及び／又はバナジウムを表す］の量及び分
布に大きな影響を及ぼす。アルミニウム含量が４．５重
量％未満の場合にはオーステナイトマトリックス中に析
出する（Ｆｅｌｎ、Ｍ）、＾ＩＣｘ炭化物が殆どなく、
熱間圧延状態で鋼板に十分な強さを与えることができな
い。アルミニウム含量を４．５〜１０．５重量％にする
と、大量の（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍ）ｔ＾ｌｃｘ炭化物がオー
ステナイトマトリックス中に緊密に析出するため、鋼板
は優れた強度と大きな延性とを併せ持つことができる。

アルミニウム含量が１０．５重量％を上回ると、（Ｆｅ
、Ｍｎ、Ｍ）ｚへｌｃｘ炭化物がオースナナイトマトリ
ックス中だ！プでなくオーステナイト結晶粒界上にも析
出し始める。この結晶粒界上の炭化物の量及び大きさは
アルミニウム含量の増加に伴って増加する。結晶粒界上
の炭化物の形成は強度の向上に役立たないばかりか、熱
間圧延鋼板の延性を急激に低下させる。本発明者による
実験の結果、アルミニウム含量は４．５〜１０．５重量
％の範囲に限定すべきであることが判明した。

支１本発明では、アルミニウム及び炭素の含量がミクロ組織
及び機械的特性に及ぼす影響を子細に調べた。その結果
の一部を添付図面の第１ａ図、第１ｂ図及び実施例２〜
４に示す。第１ａ図及び第１ｂ図は、アルミニウム及び
炭素を夫々３．５〜１１．５重量％及び０．３０〜１．
５０重量％の範囲の様々な量で含むＦｅ２Ｂ、８重量％
Ｍｎ−０，１２重量％Ｔｉ−０，０８重量％Ｎｂ−＾ｌ
Ｃ合金のアルミニウム含量、炭素含量及び機械的特性の
関係を示している。これらの実験結果から下記の事項が
判明した：（１）オーステナイトマトリックス中に大量の（Ｆｅ　
、Ｍｎ　、Ｍ）　ｚ＾ＩＣｘ炭化物が存在することは、
鋼が十分な強度を有するための必須条件である。この状
態を得るためには、鋼が少なくとも４．５重量％のアル
ミニウム及び０．４重量％の炭素を含んでいなければな
らない。

（２＞　４．５〜９．５重量％のアルミニウムと約１．
２５重量％未満の炭素とを含む鋼、又は９，５〜１０．
５重量％のアルミニウムと約１．１０重量％未満の炭素
とを含む鋼の場合には、微細な（Ｆｅ　、Ｍｎ　、Ｍ）
３＾１ｃｘ炭化物がオーステナイトマトリックス中にの
み析出し、結晶粒界上には炭化物が全く生成しない。引
張り試験の結果、アルミニウム含量及び炭素含量を増加
すると、著しい延性の低下を伴わずに強度が向上するこ
とが判明した。

（３）　４．５〜９．５重量％のアルミニウムと約１．
２．５重量％より多い炭素とを含む鋼、又は９．５〜１
０．５重量％のアルミニウムと約１．１０重量％より多
い炭素とを含む鋼の場合には、結晶粒界上に粗大炭化物
が析出するため延性が急激に低下する。

（４）アルミニウム含量が１０．５重量％を上回る鋼は
延性が極めて低い、このような鋼を熱間圧延処理にかけ
ると鋼板全体に多数の亀裂が生じ得る。

二とがとマンガンを大量に添加するとオーステナイト組織が安定
し、その結果鋼の加工性及び延性が向上する。本発明の
熱間圧延鋼は、優れた加工性及び延性を得るためには、
少なくとも約２２．０重量％のマンガンを含んでいなけ
ればならない、しかしながら、マンガン含量が約３６．
０重量％を超えると、熱間圧延中に鋼板に亀裂が生じる
。従って、本発明ではマンガン含量を２２．０〜３６．
０重量％の範囲に限定する。

タン　ニオブ　びバナジウム本発明の鋼板では、圧延操作を調節すると共に少量のチ
タン、ニオブ及び／又はバナジウムを添加すると、最終
圧延温度で極めて微細な（Ｍ）、＾ｌｃｘ炭化物［式中
Ｍはチタン、ニオブ及び／又はバナジウムを表す］がオ
ーステナイトマトリックス中に緊密に析出する。この先
に析出した極めて微細な炭化物は最終圧延温度から室温
までの空冷の間に析出を促進する核として機能し、その
ため微細な（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍ）ｚ＾ＩＣｘがオーステナ
イトマトリックス中に大量に析出するようになる。

チタン、ニオブ及び／又はバナジウムの添加が炭化物の
析出と機械的特性とに及ぼす影響を更に明らかにするた
めに、一連の実験を行った。

チタン、ニオブ及び／又はバナジウムという合金元素を
含まない鋼板を連続的に熱間圧延し、次いで水で最終圧
延温度から室温まで急冷すると、そのミクロ組織にはオ
ーステナイトマトリックス中に析出した炭化物が全く観
察されなかった。この鋼板を連続的に熱間圧延し、最終
圧延温度から室温まで空冷しな場合には、オーステナイ
トマトリックス中に極めて粗大な炭化物が析出した。こ
れらの炭化物の大きさは実施例１に示すように、た、引
張り試験の結果、この鋼板の強度は余り高くないことが
判明した。

前述の結果と対照的に、チタン、ニオブ及び／又はバナ
ジウムという合金元素を少なくとも１種類含む鋼板を連
続的に熱間圧延し且つ水で最終圧延温度から室温まで急
冷すると、極めて微細な（Ｍ）、＾ｌｃｘ炭化物がオー
ステナイトマトリックス中に緊密に析出した。また、こ
の鋼板を連続的に熱間圧延し且つ最終圧延温度から室温
まで空冷すると、極めて微細な炭化物がオーステナイト
マトリックス中に析出した。これらの炭化物の大きさは
約１００Ａ〜３００＾であった。このような理由から、
本発明の鋼板は熱間圧延後に極めて優れた引張り強度と
大きな延性とを示すことができる。

チタン、ニオブ及び／又はバナジウムの添加が熱間圧延
鋼板の機械的特性に及ぼす効果を第２図に示した。第２
図のグラフから明らかなように、熱間圧延鋼板の強度は
チタン、ニオブ又はバナジウムの添加量が夫々約０．０
６重量％、０．０２重量％又は０．１０重量％までの範
囲にある時に著しく向上し、これらの含量が夫々約０．
５０重量％、０．２０重量％又は０．４０重量％に達す
ると最大の強度が得られる。

これらの実験結果から明らかなように、本発明の熱間圧
延鋼板はチタン、ニオブ及びバナジウムのうち少なくと
も１種類を含む必要がある。但し、チタン含量は０．０
６〜０．５０重量％に限定し、ニオブは０．０２〜０．
２０重量％、バナジウムは０．１０〜０．４０重量％に
限定する。

ニッケルニッケルは、成る種の市販合金鋼（例えば＾ｌ５Ｉ４３
４０）に約１．８重量％まで含まれており、市販のオー
ステナイト系ステンレス＊（例えば＾ＳＴＭ　３０４）
には約８．０重量％まで含まれている。合金鋼では、延
性−脆性転移温度（ｄｕｃｔｉｌｅ−ｂｒｉｔｔｌｅ　
ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を低く
することによって切欠き靭性（ｎｏｔｃｈ　ｔｏｕｇｈ
ｎｅｓｓ＞を改善するためにニッケルを添加する。オー
ステナイト系ステンレス鋼では、オーステナイト組織（
ＦＣＣ）を室温で保持できるように・することによって
延性及び加工性を改善するために大量のニッケルが添加
される。

Ｆｅ−＾１−Ｈｎ−Ｃ合金系に関しては、米国特許第３
１１１４０５号が機械的特性に対するニッケル添加の効
果について記述している。この先行特許では夫々下記の
化学組成をもつ３種類の合金鋼がテストされた：　Ｆｅ
−１０，０重量％＾ｌ−０．２７重量％Ｃ−３３，８重
量％Ｍｎ−２，３重量％Ｎｉ　；　Ｆｅ−１２，５重量
％＾ｌ−０．３０重量％Ｃ−３３．０重量％Ｈｎ−４，
３重量％Ｎｉ；及びＦｅ−９，３重量％＾＋−０．３４
重量％Ｃ−３５．４重量％Ｍｎ−６，４重量％　Ｎｉ。

これら３種類の合金鋼はいずれも、２０００″Ｆに加熱
し次いで油焼入れ又は炉冷で室温まで冷却すると、２５
〜４５％の極めて優れた延性を示すと記述されている。

本発明では、ニッケル添加がミクロ組織及び機械的特性
に及ぼす影響を実験によって詳細に調べた。その結果を
第３図及び実施例６に示す、テストした鋼の化学組成は
Ｆｅ−８，０重量％＾ｌ−２８，５重量％Ｍｎ−０，９
０重量％Ｃ−０，３０重量％Ｔｉであり、これにニッケ
ルを０〜５．０重量％の範囲の様々な量で添加した。結
果は極めて驚くべきものである。即ち、ニッケル含量が
約０．５重量％未満の場合には熱間圧延鋼板の延性が少
し増大するが、ニッケル含量を約１，０重量％より多く
すると、ウィドマンシュテラテン組織を６つロッド状析
出物がオーステナイトマトリックス中に生成し始め、そ
の結果延性が著しく低下する。透過型電子Ｍ＠鏡検査（
ＴＥＮ）で分析すると、これらのロッド状析出物が実施
例６に示すように８２タイプ（Ｎｉ＾１〉に属する規則
的な体心立方構造を有することが確認されるにのＢ２タ
イプの規則的な相はニッケル含量の増加に伴って増加す
る。ニッケル含量が約２．５重量％に達すると熱間圧延
後の鋼板全体にかなりの亀裂が生じ得る。従って、本発
明ではニッケル含量を厳密に約０．５重量％未満にする
。

乞ＬＬ本発明では、ケイ素の添加がミクロ組織及び機械的特性
に及ぼす影響も調べた。結果の一部を第４図及び実施例
７に示す、テストした鋼の化学組成はＦｅ−６，０重量
％＾ｌ−２５，０重量％Ｈｎ−０，７５重量％Ｃ−０，
１６重量％Ｎｂであり、これにケイ素を０〜２６０重量
％の範囲の様々な量で加えた。これらの結果によれば、
ケイ素含量が約１．２重量％未満の場合には熱間圧延鋼
板の強度がケイ素含量の増加につれて少し向上し、延性
も余り低下しない。しかしながら、ケイ素含量が約１．
２重量％以上になると、実施例７及び第４図に示すよう
にＤＯ，タイプの規則的な相が形成されるため延性が著
しく低下する。

従って、本発明ではケイ素含量を約１．２重量％未満に
する。

クロム　モ１ブーン　　タングステンクロム、モリブデン及びタングステンは極めて強力な炭
化物形成剤である。これらの元素は通常。

市販合金鋼の機械的特性を改善するために添加される６
本発明では、クロム、モリブデン及びタングステンが炭
化物の析出及び機械的特性に及ぼす影響を実験によって
詳細に調べた。結果の一部を実施例８〜１０で説明する
。これらの結果によれば、クロム、モリブデン又はタン
グステンの含量が約０．５重量％未満の場合には、熱間
圧延鋼板の強度がクロム、モリブデン又はタングステン
含量の増加に伴って少し増大し、延性も余り低下しない
。

しかしながら、クロム、モリブデン又はタングステンの
含量を約１．０重量％以上にすると、粗大析出物が結晶
粒界、双晶粒界及びオーステナイトマトリックス中に生
成し始め、その結果延性が著しく低下する。ＴＥＮ分析
によれば、これらの析出物は実施例８〜１０で説明する
ように夫々Ｃｒ含有（Ｃｒｂｅａｒｉｎｇ）合金中の（
Ｆｅ、Ｃｒ）、Ｃ，炭化物、Ｍｏ含有（Ｎｏ−ｂｅａｒ
ｉｎｇ）合金中の（Ｆｅ、Ｎｏ）ｉＣ炭化物、及びに含
有（−−ｂｅａｒｉｎｇ）合金中の（ＦｅＪ）ｓＣ炭化
物である。これらの粗大炭化物の量はクロム、モリブデ
ン又はタングステン含量の増加に伴って明らかに増加す
る。

このような粗大炭化物が形成されると炭素の裸出（ｄｅ
ｎｕｄａｔ　１ｏｎ）が生じ、その結果極めて微細な（
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍ）３＾ＩＣｘ炭化物の析出が抑制される
。従って、本発明ではクロム、モリブデン又はタングス
テンの量を厳密に約０．５重量％未満にする。

本発明の別の重要な特徴の１つは連続的熱間圧延条件を
調節することにある。その理由を以下に述べる：本発明では最終圧延温度が熱間圧延鋼板のミクロ組織及
び機械的特性に及ぼす影響を調べた７幅８０ｍｍ、厚さ
４０１１Ｉ１ｍ及び長さ３００ｍｍの鋼インゴツトを１
０５０℃〜１２５０℃の温度に加熱した後で連続的熱間
圧延にかけて５．Ｏｎ＋ｍの最終厚みにし、次いで最終
圧延温度から室温まで空冷した。最終圧延温度は８００
℃〜１０００℃の範囲に調整した。その結果、最終圧延
温度を９２０℃〜１０００℃にすると（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍ
）ｘ＾ｌｃｘ炭化物がオーステナイトマトリックス中に
緊密に析出したが、最終圧延温度を約８００℃〜９２０
℃の範囲にすると、転位セル（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ
　ｃｅｌｌｓ）がオーステナイトマトリックス中に高密
度で残留し且つ大量の＠細（Ｆｅ　、Ｍｎ　、Ｍ）　３
＾１ｃｘ炭化物がこれら転位セル上に生成した。このよ
うな転位セルサブストラフチャー（ｓｕｂｓｔｒｕｃｔ
ｕｒｅ）及び微細（Ｆｅ、Ｈｎ、Ｈ）ｉ＾ＩＣｘ炭化物
の析出が生じると、実施例５及び表ＩＩに示すように、
熱間圧延鋼板の強度が著しく増加し、延性も余り低下し
ない。

本発明の卓越性を立証するために、本発明に従って製造
した熱間圧延合金鋼板の化学組成及び引張り試験の結果
の一部を夫々表Ｉ及び表ＩＩに示した。

これらの表には、比較のために、良く知られた市販の熱
間圧延鋼板及び他の公知のＦｅ−＾１−Ｈｎ−Ｃ合金の
特性も一緒に示した。尚、これらの結果は本発明の熱間
圧延鋼板の特徴を明らかにするためのものに過ぎず、本
発明の範囲を限定するものではない。

六−」本発明の試料鋼及び比較用鋼の化学組成く重量％）宍↓
Ω１０Ｌ欠１目１（１）　Ｎｏ、１〜Ｎｏ、４３は本発明の試料鋼の化学
組成を示す。

（２）　Ｎｏ、４４〜Ｎｏ、５３は比較用試料鋼の化学
組成を示す。

（３）　Ｎｏ、５４〜Ｎｏ、５５は比較用試料鋼の化学
組成を示す（Ｈ，Ｗ、Ｌｅａｖｅｎｍｏｒｔｈ、Ｊｒ、
及びＪ、Ｃ，Ｂｅｎｚ著“＾ｎ＾ｓｓｅｓｓｍｅｎｔ　
ｏｆ　Ｆｅ−Ｍｎ−Ａ１１ｏｙｓ　ａｓ　５ｕｂｓｔｉ
ｔｕｔｅｓｆｏｒ　５ｔａｉｎｌｅｓｓ　５ｔｅｅｌ”
、Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ、ｐ、３８゜１
９８５による）。

（４）　Ｎｏ、５６〜Ｎｏ、５８は比較用試料鋼の化学
組成を示す（ＹｏｕｎｇＧ、Ｋｉｍ他著“Ｌｏｗ　ｔｅ
＋＊ｐｅｒａｔｕｒｅ　Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ｂｅｈ
ａｖｉｏｒ　ｏｆ　Ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ａｎｄ
　Ｃｏｎｔｒｏト！ｅｄ−Ｒｏｌｌｅｄ　Ｆｅ−Ｈｎ−
＾１−Ｃ−Ｘ　Ａ１１ｏｙｓ”、Ｍｅｔａｌ、Ｔｒａｎ
ｓ。

＾、ｐ、１８８９．１９８５年９月による）。

（５）　Ｎｏ、５９〜Ｎｏ、６０は比較用鋼の化学組成
を示す（２種類の市販Ｆｅ−Ｎ　１−Ｃｒ−Ｎｏ合金鋼
板、　ＵｎｉｔｅｄＳｔａｔｅｓ　５ｔｅｅｌ出版″Ｔ
ｈｅ　Ｍａｋｉｎｇ、Ｓｈａｐｉｎｇ　ａｎｄＴｒｅａ
ｔｉｎｇＳｔｅｅｌ’　、第９版、ｐ、１１４１−１１４２によ
る）。

表ＩＴ本発明の試料鋼及び比較用鋼の機械的特性表−！上表」工ａｔ）宍−」１口１亀工ＩＮの　　ｔＥｌ（１）　Ｎｏ、１〜Ｎｏ　、４３は本発明の試料鋼の機
械的特性を示す（★が付いている場合は最終圧延温度が
８３０℃であり、その他の場合は９２０℃である）。

（２）　Ｎｏ、４４〜Ｎｏ、５３は比較用鋼の機械的特
性を示す。

（３）　Ｎｏ、５４〜Ｎｏ、５５は比較用鋼の機械的特
性を示す（（ＨＪ、Ｌｅａｖｅｎｗｏｒｔｈ、Ｊｒ、及
びＪ、Ｃ，Ｂｅｎｚ著“八〇＾５ｓｅｓｓｓｅｎｔ　ｏ
ｆ　Ｆｅ−Ｍｎ−＾１＾１１ｏｙｓ　ａｓ　５ｕｂｓｔ
ｉｔｕｔｅｓｆｏｒ　５ｔａｉｎｌｅｓｓ　５ｔｅｅｌ
”、Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ、ｐ、３８゜
１９８５による）。

（４）　Ｎｏ、５６〜Ｎｏ、５８は比較用鋼の機械的特
性を示す（Ｙｏｕｎｇ　Ｇ、Ｋｉ−他著“Ｌｏｗ　ｔｅ
＋＊ｐｅｒａｔｕｒｅ　Ｍｅｃｈａｎｉｃ−ａｌ　Ｂｅ
ｈａｖｉｏｒ　ｏｆ　Ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ａｎ
ｄ　Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ−Ｒｏｉｌｅｄ　Ｆｅ−Ｍｎ
−＾１−Ｃ−Ｘ＾１ｌｏｙｓ”、Ｈｅｔａｌ、Ｔｒａｎ
ｓ、＾。

ｐ、１６８９，１９８５年９月による）。

（５）　Ｎｏ、５９〜Ｎｏ、６０は比較用鋼の機械的特
性を示す（２１１類の市販Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｎｏ合金
鋼板、　ＵｎｉｔｅｄＳｔａｔｅｓ　５ｔｅｅｌ出版”
Ｔｈｅ　Ｍａｋｉｎｇ、Ｓｈａｐｉｎｇ　ａｎｄＴｒｅ
ａｔｉｎｇ　ｏｆ　５ｔｅｅｌ″、第９版、ｐ、１１４
１−１１４２による）。

（以下余白）Ｘｌ」ＬＬこの実施例は、本発明に従って製造した鋼板の場合には
、極めて微細な（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍ）＊＾ｌｃｘ炭化物が
既に最終圧延温度でオーステナイトマトリックス中に均
一に分布していることを示すためのものである。これら
の予め形成された極めて微細な炭化物は、最終圧延温度
から室温までの空冷の間に析出物が成長するための核と
して機能するため、オーステナイトマトリックス中に微
細な炭化物が大量に生成することになる。本発明の鋼板
はこのような特徴を有するため、熱間圧延後に極めて優
れた強度と大きな延性とを示す。

学イ誓を有する２種類の試料鋼をテストした。Ｎ０１６
は本発明の試料鋼であり、Ｎｏ、４４は比較用の試料鋼
である。　Ｎｏ、４４試料鋼の化学組成は、チタン及び
クロムを含まないという以外は、Ｎｏ、６試料鋼と類似
している。これらＮｏ、６及びＮｏ、４４の化学組成を
もつ２種類の鋼のインゴットを高周波誘導電気炉で製造
した。これらのインゴットの大きさは幅８０ｍｍ、厚さ
４０ｍｍ、長さ３００■であった。　１２００℃で２時
間加熱した後、これらの鋼インゴツトを連続的熱間圧延
にかけて最終厚みを５．０ｍｍにし、次いで９２０℃の
最終圧延温度から室温まで空冷した。厚さの減少率は約
８７．５％であった。

第５ａ図から第５ｇ図は前述の処理にかけた後のＮｏ。

６試料鋼のＴＥ１４顕微鏡写真を示している。第５ａ図
は明視野ＴＥＮ顕微鏡写真であり、微細な析出物とその
周囲の明るい部分との対照を明確に写している。

第５ｂ図から第５ｆ図は、オーステナイトマトリックス
と微細析出物とが混ざり合った領域からとった選択領域
回折図（ｓｅｌｅｃｔｅｄ　ａｒｅａ　ｄｉｆｆｒａｃ
ｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｓ）である、その晶帯軸（ｚｏ
ｎｅ　ａｘｅｓ）は夫々、オーステナイトマトリックス
の［０１１］、［０１１］、［１１１］、［１１２］及
び［１２３］である（マトリックス：励」、（Ｆｅ、Ｍ
ｎ、Ｍ）ｓ＾ｌｃｘ：ｈｋｌ）、この回折図は、オース
テナイトマトリックスに対応する点の他に、微細析出物
の存在によって生じた細かい重格子点（ｓｕｐｅｒ−１
ａｔｔｉｃｅ）も含んでいる。この回折図を分析すると
、オーステナイトマトリックス中の微細析出物はＬ″１
□１□タイプをもつ（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍ）＊＾ＩＣｘ炭化
物であることが確認される。第５ｇ図は第５ａ図と同じ
領域を写した暗視野ＴＥＮ顕微鏡写真であり、オーステ
ナイトマトリックス中に析出した炭化物び伸びは夫々１
８４Ｋｓ　ｉ、１７９Ｋｓｉ及び３６．８％であった。

これに対し、Ｎｏ、４４試料鋼の場合は第６図に示すよ
うにオーステナイトマトリックス中に大量のより粗い炭
化物が析出した。この炭化物の大きさは長試験の結果、
熱間圧延後のＮｏ、４４試料鋼の極限強さ、降伏強さ及
び伸びは夫々１２３Ｋｓｉ、８９Ｋｓ　ｉ及び２７．８
％であった。

更に、本発明の別の特徴を明らかにするために、Ｎｏ、
６及びＮｏ、４４試料鋼と同じ化学組成をもつ２種類の
鋼インゴツトを出発温度１２００℃で連続的熱間圧延に
かけ、今度は空冷では、なく水焼入れによって９２０℃
の最終圧延温度から室温まで急冷した。第７ａ図及び第
７ｂ図は夫々、焼入れした状態のＮｏ、６試料鋼の明視
野ＴＥＮ顕微鏡写真及び選択領域回折図（矢印で示した
点が析出物の回折点である）を示している。第７ｃ図は
Ｎｏ、４４試料鋼の選択領域回折図である。第７ｂ図を
第７ｃ図と比較すると、Ｎｏ、６試料鋼のオーステナイ
トマトリックス中には最終圧延温度で既に極めて微細な
炭化物が析出していることがわかる。これに対し、Ｎｏ
、４４試料鋼の回折図にはオーステナイトマトリックス
の回折点のみが存在し析出物の回折点は認められない、
これは、Ｎｏ。

４４試料鋼の場合には最終圧延温度で析出物が形成され
なかったことを°意味する。

前述の観察結果及び分析から、本発明のＮｏ、６試料鋼
のオーステナイトマトリックス中には最終圧延温度で既
に極めて微細な炭化物が析出していると考えられる。こ
れらの既に存在している微細炭化物は、空冷中に析出物
が成長するための核として機能する。このようにして析
出する炭化物は極めて微細であると同時に小滴状の形態
を有するが、Ｎｏ、４４試料鋼中に生成する炭化物は粗
大であると同時に特定の優先配向をもつ板状の形態を有
する。

本発明の鋼板の方が遥かに大きい引張強さとより大きい
延性とを示すのはこのような理由による。

これは、本発明の極めて重要な特徴の１つである。

この実施例は、アルミニウム含量がミクロ組織及び機械
的特性に及ぼす影響を示すためのものである。そこでこ
の実施例では表Ｉに記載のＮＯ１２及びＮｏ、４８の化
学組成をもつ２種類の試料鋼をテストした。　Ｎｏ、２
は本発明の試料鋼であり、Ｎｏ、４８は比較用試料鋼で
ある。Ｎｏ、４８試料鋼の化学組成はアルミニウム含量
が少ないという点を除いてＮｏ、２試料鋼と類似してい
る。これらの試料鋼を連続的熱間圧延にかけ、次いで９
２０℃の最終圧延温度から室温まで空冷すると、Ｎｏ、
２試料鋼のオーステナイトマトリックス中には大量の微
細炭化物が緊密に析出するが、Ｎｏ、４８試料鋼のオー
ステナイトマトリックス中には極めて少量の炭化物しが
生成しなかった。これらの様子は夫々第８図及び第９図
に示されている。表ＩＩに示すように、これら２つの試
料鋼の強度は互いにかなり異なる。この実施例及び第１
図に基づいて分析すると、熱間圧延状態での強度を十分
に大きくするためには鋼板がアルミニウムを４．５重量
％より多く含んでいなければならないと結論できる。

え１九Σ この実施例でもアルミニウム含量がミクロ組織及び機械
的特性に及ぼす影響を明らかにする。この実施例では表
■に記載のＮｏ、４及びＮｏ、４７の化学組成をもつ２
種類の試料鋼をテストした。　Ｎｏ、４は本発明の試料
鋼であり、Ｎｏ、４７は比較用試料鋼である。　Ｎｏ、
４７試料鋼の化学組成はアルミニウム含量を除いてＮｏ
、４試料鋼と類似している。第１０図及び第１１図は夫
々、連続的熱間圧延にかけ次いで９２０℃の最終圧延温
度から室温まで空冷した場合のＮｏ、４試料鋼及びＮｏ
、４７試料、鋼の明視野ＴＥＮ顕微鏡写真を示している
。第１１ａ図はオーステナイト粒子中のミクロ組織を示
し、第１１ｂ図はオーステナイト結晶粒界上の粗大（Ｆ
ｅ、Ｎｏ）、＾ｌｃｘ炭化物の存在を示している（矢印
で示した粒子が結晶粒界炭化物である）、これら２つの
顕微鏡写真から明らかなように、アルミニウム含量が５
．０重量％であり且つ炭素含量が１．１０重量％の場合
には、オーステナイトマトリックス中に析出する炭化物
が比較的微細であり、結晶粒界上に析出する炭化物が極
めて少なく且つ極めて小さい、引張り試験の結果、延性
はかなり高かった。これに対し、炭素含量を約１．１０
重量％のままとしアルミニウム含量を１１．３０重量％
まで増加すると、オーステナイトマトリックス中に析出
する炭化物が大幅に粗大化されるだけでなく、結晶粒界
炭化物の量及び大きさも著しく増大する。このように結
晶粒界上に粗大炭化物が存在すると延性は急激に低下す
る。

え１」１この実施例は炭素含量がミクロ組織及び機械的特性に及
ぼす影響を示すためのものである。そこでこの実施例で
は、表ｒのＮｏ、５、Ｎｏ、４５及びＮｏ、４６の化学
組成をもつ３Ｎ類の試料鋼をテストした。

Ｎｏ、５は本発明の試料鋼、Ｎｏ、４５及びＮｏ、４８
は比較用試料鋼である。　Ｎｏ、４５及びＮｏ、４６試
料鋼の化学組成は炭素含量がより多いという点以外はＮ
ｏ、５の化学組成と類似している。第１２図から第１４
図は夫々連続的熱間圧延にかけ次いで９２０℃の最終圧
延温度から室温まで空冷した場合の熱間圧延後のＮｏ、
５、Ｎｏ　、　４５及びＮｏ、４６試料鋼の明視野ＴＥ
Ｎ顕微鏡写真を示している。これらの顕微鏡写真から明
らかなように、Ｎｏ、５試料鋼の場合は炭化物がオース
テナイトマトリックス中にだけ析出した。これに対し、
Ｎｏ　、４５及びＮｏ、４６試料鋼ではオーステナイト
マトリ・ツクス中だけでなく結晶粒界上にもより粗大な
炭化物が析出した。これらの観察結果及び第１ｂ図から
、結晶粒界上での粗大炭化物の析出を回避するためには
、炭素含量を約１．２５重量％未満に限定しなければな
らないと結論できる。

Ｘ１１擾− この実施例は連続的熱間圧延条件が炭化物の析出及び機
械的特性に及ぼす影響を示すためのものである。この実
施例では先ず表１に記載のＮｏ、２０試料鋼と同じ化学
組成の鋼インゴ・ントを製造した。

このインゴットの大きさは幅８０ｍｍ、厚さ４０鍋購、
長さ３００１であった。この鋼インゴ・ントを１２００
℃で２時間加熱した後、連続的熱間圧延にかけて最終厚
み５．０１にし、次いで最終圧延温度から室温まで空冷
した。最終圧延温度は表ＩＩに記載のように９２０℃で
はなく８３０℃に調整した。第１５ａ図及び第１５ｂ図
は同じ領域を異なる倍率で示す明視野ＴＥＮ顕微鏡写真
、第１５ｃ図は第１５ｂ図と同じ領域の暗視野ＴＥＮ顕
微鏡写真である。

前述の処理にかけた該試料鋼のオーステナイトマトリッ
クス中には、第１５ａ図に示すように、高密度の転位が
観察された。第１５ｂ図は第１５ａ図と同じ領域を拡大
した明視野ＴＥＮ顕微鏡写真であり、この転位が典型的
な転位セルサブストラフチャーに配列されている様子が
明確に示されている。暗視野ＴＥＮ顕微鏡写真では、第
１．５ｃ図に示すように、大量の微細炭化物が転位セル
上に析出しているのが見える。これらの微細炭化物の大
きさは約６０八〜１３０＾である。第１５ｃ図では、そ
れより遥かに小さい炭化物も高密度で転位セルの中及び
上に析出している２これらのより小さい炭化物の大きさ
は約５０八未満である。

以上の観察結果から明らかなように、最終圧延温度を下
げると熱間圧延中に微細炭化物が転位セル上に析出し始
め、次いで固定作用（ｐｉｎｎｉｎｇａｃｔｉｏｎ）を
生じるため、転位の移動（ｍｏｖｅｍｅｎｔ　ｏｆｔｈ
ｅ　ｄｉｓｌｏｅａｔｉｏｎ）が阻止される。その結果
、転位セルが高密度でオーステナイトマトリックス中に
残留した状態の組織が得られる。引張り試験の結果、熱
間圧延後の該試料鋼の極限強さ、降伏強さ及び伸びは夫
々２３５Ｋｓ　ｉ、２１８Ｋｓ　ｉ及び２９．７％であ
った。従って、該試料鋼の引張り強さは表ＩＩのＮｏ。

２０試料鋼より約２４に３　ｉ大きい。このような著し
い強度の改善は、より微細な炭化物の析出及び転位セル
サブストラフチャーの形成に因るものと考えられる。こ
のように、熱間圧延条件を調節することも本発明の重要
な特徴の１つである。

害」Ｉ１擾− この実施例はニッケル含量がミクロ組織及び機械的特性
に及ぼす影響を示すためのものである。

そこでこの実施例では、Ｆｅ−９，０重量％＾１−２８
．５重量％Ｍｎ−０，９０重量％Ｃ−０，３０重量％Ｔ
ｉ−４，０重量％Ｎｉという化学組成の試料鋼をテスト
した。この試料鋼の化学組成はニッケル含量が遥かに多
いという以外は表Ｉに記載の本発明の試料鋼Ｎｏ、１２
と類似している。第１６ａ図、第１６ｂ図、第１６ｅ図
及び第１ｅｄ図は上記試料鋼を１２００℃の出発温度で
連続的熱間圧延にかけ次いで９２０℃の最終圧延温度か
ら室温まで空冷した場合の顕ｆｊ＆鏡写真である。

第１６ａ図は熱間圧延後の該試料鋼の光学順微鏡写真で
あり、オーステナイトマトリックス中にロッド状析出物
が存在している様子を示している。試料鋼のロッド状析
出物だけからとった明視野ＴＥＮ顕微鏡写真及び選択領
域回折図を夫々第１６ｂ図〜第１ｅｄ図に示す、晶帯軸
は夫々［００１］及び（０１１］である。これらの選択
領域回折図を分析すると、ロッド状析出物はＢＺタイプ
（旧ＡＩ）の規則的な相に属する規則的なりｅｅ組織を
有することが確認される。

引張り試験の結果、熱間圧延後の該試料鋼の極限強さ、
降伏強さ及び伸びは夫々１８８Ｋｓｉ、１８１Ｋｓｉ及
び６．５％であった。

ミクロ組織の分析及び第３図から知見できるように、ニ
ッケル含量が約０．５重量％未満の場合には熱間圧延鋼
板のオーステナイトマトリックス中にＢ２タイプの規則
的な相が形成されることはなかった。鋼板の延性はニッ
ケル含量の増加に伴って少し向上した。これに対し、ニ
ッケル含量を約１．０重量％以上に増加すると８２タイ
プの規則的な相がオーステナイトマトリックス中に形成
される。この現象は強度の改善に役立たないばかりでな
く、延性を急激に低下させる。

え１良りこの実施例はケイ素含量がミクロ組繊及び機械的特性に
及ぼす影響を示すためのものである。そこでこの実施例
では、ケイ素を種々の含量で含むＦｅ−６，０重量％＾
１−２５．０重量％Ｍｎ−０，７５重量％Ｃ０１２０重
量％Ｎｂという化学組成の４つの試料鋼をテストした。

これら４つの試料鋼に加えたケイ素の量は夫々１，２重
量％、１．４重量％、１．８重量％及び２．０重量％で
ある。出発温度１２００℃で連続的熱間圧延にかけ次い
で９２０℃の最終圧延温度から室温まで空冷した後、光
学顕微鏡検査及び透過型電子顕微鏡検査によって前記４
つの試料鋼のミクロ組織を調べた。第１７ａ図〜第１７
ｄ図は夫々、熱間圧延した後の前記４つの試料鋼の光学
顕微鏡写真を示している。これらの顕微鏡写真から明ら
かなように、ケイ素含量を約１．２重量％より多くする
と第２の相（図中、符号りで示された部分）が生成し、
この第２相の総体積はケイ素含量の増加と共に増加する
。

第１８ａ図〜第１８ｅ図は、化学組成Ｆｅ−６，０重量
％＾１−２５．０重量％Ｍｎ−０，７５重量％Ｃ−０，
２０重量％Ｎｂ−１，４０重量％Ｓ１をもつ熱間圧延後
の試料鋼のＴＥＭｍ微鏡写真を示している。第１８ａ図
は第１７図の第２相りに対応する領域の明視野ＴＥＭｍ
微鏡写真である。

第１８ｂ図及び第１８ｃ図は第１８ａ図の領域からとっ
た選択領域回折図を示している。これらの回折図を分析
すると、前記第２相は００３タイプの規則的な相に属す
る規則的な面心立方構造を有することが確認される。第
１８ｄ図及び第１８ｅ図は夫々、（１１１）及び（２０
０）　００３反射で撮った暗視野ＴＥＮ顕微鏡写真であ
り、ＤＯ，粒子の存在を示している（マトリックス填に
＋　、００３　：ｈｋｌ）。

Ｆｅ−６，０重量％＾１−２５．０重量％Ｍｎ−０，７
５重量％Ｃ０１１２重量％Ｎｂ−５ｉ合金の降伏強さ及
び伸びに及ぼされるケイ素含量の影響を第４図に示した
。この図のグラフから明らかなように、ケイ素含量が約
１．０重量％未満の場合には降伏強さがケイ素含量の増
加と共に増加し、延性は余り低下しない。

これに対し、ケイ素含量を約１．２重量％以上にすると
延性が著しく低下する。これは、ＤＯ，タイプの規則的
な相の形成に起因すると考えられる。

幻１阿」ユこの実施例はモリブデン含量がミクロ組織及び機械的特
性に及ぼす影響を示すためのものである。

そこでこの実施例では、モリブデンを夫々１．０重量％
及び４．５重量％含むＦｅ〜６．２０重量％＾１−３１
．３重量％Ｍｎ−０，７７重量％Ｃ−０，２８重量％Ｔ
ｉの化学組成の２つの試料鋼をテストした。これら２つ
の試料鋼の化学組成はモリブデン含量が遥かに多いとい
う以外は表ｒに記載の本発明の試料鋼Ｎｏ、１８と類似
している。出発温度１２００℃で連続的熱間圧延にかけ
次いで９２０℃の最終圧延温度から室温まで空冷した後
、前記２つの試料鋼のミクロ組織をＴＥＮで調べた。そ
の写真を夫々第１９ａ図、第１９ｂ図及び第２０図に示
す、即ち、第１９ａ図及び第１９ｂ図は熱間圧延後のＦ
ｅ−６，２０重量％＾１−３１．３重量％Ｎｎ−０，７
７重量％Ｃ−９，２８重量％Ｔｉ−１，０重量％Ｍｏ合
金のＴＥＮ顕微鏡写真であり、第１９ａ図は明視野ＴＥ
Ｎ顕微鏡写真、第１９ｂｌｌは（Ｆｅ、Ｎｏ）ｇＣ炭化
物及びその周囲のオーステナイトマトリックスからとっ
た選択領域回折図を示す、オーステナイトマトリックス
及び（Ｆｅ、Ｎｏ）ｓｃ炭化物の晶帯軸は夫々［０１１
１及び［１１１］である（マトリックス：ｌ上、（Ｆｅ
、Ｎｏ）ｓＣ：　ｈｋｌ）、第２０図はＮｏ、５１比較
用試料鋼を１２００℃の出発温度で連続的熱間圧延にか
け次いで９２０℃の最終圧延温度から室温まで空冷した
時の明視野ＴＥＮ顕微鏡写真である。

第１９ａ図ではオーステナイトマトリックス中に粗大粒
子が幾らか形成されている。第１９ｂ図は粗大粒子とそ
の周りのマトリックスとを写した選択領域回折図である
。この回折図を分析すると、これらの粗大粒子は格子パ
ラメータａ　＝Ｈ，ｔ２＾の複合ｆ　、ｃ　、ｃ　、組
織（ＣＯ＠ｐｌｅｘ［、Ｃ，ｃ、　５ｔｒｕｃｔｕｒｅ
）をもつ（Ｆｅ、Ｎｏ）ｓＣ炭化物であることが確認さ
れる。この（Ｆｅ、Ｎｏ）ａｃ炭化物の量は、第２０図
に示すように、モリブデン含量の増加に伴って増加する
。これらの粗大炭化物の大きさは約２０００＾〜４５０
０Ａである。

Ｆｅ−６，２４重量％＾１−３１．１重量％Ｍｎ−０，
７９重量％Ｃ−０，３０重量％Ｔｉ−４，４８重量％Ｎ
ｏ合金の熱間圧延後の機械的特性を表ＩＩ（Ｎｏ、５ｔ
）に示した０表ＩＩのＮｏ。

１８及びＮｏ、５１試料鋼の比較から明らかなように、
前記粗大（Ｆｅ、Ｍｏ）ｓｃ炭化物の析出は強度の改善
に無益であるだけでなく、熱間圧延鋼板の延性を急激に
低下させる。これらの実験結果は、モリブデン含量を約
０．５重量％未満に限定する必要性を示している。

夾」１１ターこの実施例はタングステン含量がミクロ組織及び機械的
特性に及ぼす影響を示すためのものである。そこでこの
実施例では、タングステンを夫々的１．０重量％及び３
．０重量％含む化学組成Ｆｅ−６，２２重量％＾１−２
９．６重量％Ｍｎ−０，８１重量％Ｃ−０，４２重量％
Ｔｉの２つの試料鋼をテストした。これら２つの試料鋼
の化学組成はタングステン含量が遥かに多いという点を
除いて表１に記載の本発明のＮｏ、４２試料鋼と類似し
ている。第２１ａ図、第２１ｂ図及び第２２図は夫々、
熱間圧延した後の前記２つの試料鋼のＴＥＮ顕微鏡写真
を示している。即ち、第２１ａ図及び第２Ｌｂ図は熱間
圧延後のＦｅ−６，２２重量％＾ｌ−２９．６重量％Ｈ
ｎ−０，８１重量％Ｃ−０、４２重量％Ｔｉ−１，０重
量％に合金のＴＥＭＲ微鏡写真であり、第２１ａ図は明
視野ＴＥＮ顕微鏡写真、第２ｉｂ図は（Ｆｅ、Ｈ）、Ｃ
炭化物及びその周囲のオーステナイトマトリックスから
とった選択領域回折図を示す。オーステナイトマトリッ
クス及び（Ｆｅ、Ｗ）６Ｃ炭化物の晶帯軸は夫々［１，
，１１１及び［０１１］である（マトリックス：ｈｋｌ
　、　（ＦｅＪ）ｓＣ：ｎｋｌ）。

第２２図はＮｏ、５２比較用試料鋼を１２００℃の出発
温度で連続的熱間圧延にかけ次いで９２０℃の最終圧延
温度から室温まで空冷しな時の明視野ＴＥＭｉ微鏡写真
である。第２１ａ図ではオーステナイトマトリックス中
に粗大な析出物が幾らか形成されている。

これらの粗大析出物の大きさは約１２５０＾〜３０００
＾である。析出物とその周囲のオーステナイトマトリッ
クスとを含む混合領域からとった選択領域回折図を第２
１ｂ図に示す。この回折図を分析すると、前記粗大析出
物は格子パラメータａ・１１．０８７への複合ｆ　、ｃ
　、ｃ組織をもつ（Ｆｅ、Ｗ）ｇｃ炭化物であることが
確認される。この（Ｆｅ、Ｈ）ｉｃの量は、第２２図に
示すように、タングステン含量を約３．０重量％まで増
加させると急激に増加する。

丁ＥＮ検査によれば、タングステン含量が約０，５重量
％未満の場合は熱間圧延鋼板のオーステナイトマトリッ
クス中に（ＦｅＪ）ｇｃ炭化物が析出することはない、
これに対し、タングステン含量を約１．０重量％以上に
すると、（Ｆｅ、Ｗ）ａｃ炭化物がオーステナイトマト
リックス中に生成し始める。表ＩＩのＮｏ、４２及びＮ
ｏ　、５２試料鋼の比較から明らかなように、前記粗大
（Ｆｅ、４）ｉｃ炭化物の生成は強度の改善には役立た
ず、熱間圧延鋼板の延性を急激に低下させる。

Ｘ遣ヱＵ且この実施例はクロム含量がミクロ組織及び機械的特性に
及ぼす影響を示すためのものである。そこてこの実施例
では表Ｉに記載のＮｏ、５３試料鋼の化学組成をもつ試
料鋼をテストした。Ｎｏ、５３試料鋼の化学組成はクロ
ム含量が遥かに多いという点を除いて本発明のＮｏ、３
７試料鋼と類似している。第２３ａ図、第２３ｂ図、第
２３ｃ図及び第２３ｄ図はＮｏ、５３比較用試料鋼を１
２００℃の出発温度で連続的熱間圧延にかけ次いで９２
０℃の最終圧延湯度から室温まで空冷した時のＴＥＭｇ
微鏡写真であり、第２：３ａ図は明視野ＴＥＮ顕微鏡写
真、第２３ｂ図〜第２３ｄ図はＣｒｙＣ３炭化物からと
った選択領域回折図を示す５晶帯軸は夫々（，１ｚｉｏ
１、［１２１６］及び［１２１３］である。第２３ａ図
は熱間圧延した後のＮｏ、５３試料鋼の明視野ＴＥ１４
顕微鏡写真を示している。粗大粒子だけからとった選択
領域回折図を第２３ｂ図〜第２３ｄ図に示した。これら
の選択領域回折図を分析すると、前記析出物はＮ−ｆバ
クメータａ　４３．９８八及びｃ　＝４．５３への複合
り、ｃ、ｐ、組織をもつＣｒｔＣｓ炭化物であることが
確認される。表ＩＩから明らかなように、Ｎｏ、５３試
料鋼の延性は本発明のＮｏ、３７試料鋼より遥かに劣る
。

これは、粗大Ｃｒ、Ｃｉ炭化物の生成によるものである
。

【図面の簡単な説明】

第１ａ図及び第１ｂ図はＦｅ−２９，８重量％ｔ４ｎ−
０，１２重量％Ｔｉ−０，０８重量％Ｎｂ−Ａｌ−〇合
金の降伏強さ及び伸びに及ぼされるアルミニウム含量及
び炭素含量の影響を示すグラフである。第２図はＦｅ−
７，０重量％＾１−２６．０重量％Ｈｎ−０，６０重量
％Ｃ−Ｘ合金［Ｘはチタン、ニオブ又はバナジウムを表
す］の降伏強さに及ぼされるチタン、ニオブ又はバナジ
ウム含量の影響を示すグラフである。第３図はＦｅ−８
，０重重％＾ｌ−２８，５重量％Ｍｎ−０，９０重量％
Ｃ−０，３０重量％Ｔｉ−Ｎｉ合金の降伏強さ及び伸び
に及ぼされるニッケル含量の影響を示すグラフである。第４図はＦｅ−６，０重量％＾１−２５．０重量％Ｍｎ
−０，７５重量％Ｃ−０，１２重量％Ｎｂ−５ａ合金の
降伏強さ及び伸びに及ぼされるケイ素含量の影響を示す
グラフである。第５ａ図、第５ｂ図、第５ｃ図、第５ｄ
図、第５ｅ図、第５ｆｆｆｆｌ及び第５ｇ図は本発明の
Ｎ　、１．　、６試料鋼を連続的熱間圧延にかけ次いで
空冷した時のＴＥＮ顕微鏡写真であり、第５ａ図は該鋼
の組繊を示す明視野顕微鏡写真、第５ｂ図〜第５ｆ図は
該試料鋼の粒子構造を示す写真、第５ｇ図は該試料鋼の
組織を示す暗視野顕ｉ鏡写真である。第６図は比較用試
料鋼Ｎｏ、４４を連続的熱間圧延にかけ次いで空冷した
時の組織を示す明視野ＴＥＮ顕微鏡写真である。第７ａ
図、第７ｂ図及び第７ｃ図は試料鋼を連続的熱間圧延に
かけ次いで水焼入れによって急冷した場合のＴＥＮ顕微
鏡写真であり、第７ａ図及び第７ｂ図は夫々本発明のＮ
ｏ、６試料鋼の組織を示す明視野顕微鏡写真及び粒子構
造を示す写真である。第７ｃ図はＮｏ、４４比較用試料
鋼の粒子構造を示す写真である。第８図は本発明のＮｏ
、２試料鋼を連続的熱間圧延にかけ次いで空冷した時の
組織を示す明視野ＴＥＮ顕微鏡写真である。第９図は！
４ｏ。４８比較用試料鋼を連続的熱間圧延に力弓Ｊ次い
で空冷した時の組織を示す明視野ＴＥ１４顕微鏡写真で
ある。第１０図は本発明のＮｏ、４試料鋼を連続的熱間圧延に
かけ次いで空冷した時の組織を示す明視野ＴＥＮ顕微鏡
写真である。第１１ａ図及び嘉１１ｂ図はＮｏ　、　４
７比較用試料鋼を連続的熱間圧延にかけ次いで空冷した
時の組織を示す明視野ＴＥＮ顕微鏡写真である。第１２図は本発明のＮｏ、５試料鋼を連続的熱間圧延に
かけ次いで空冷した時の組織を示す明視野ＴＥＭ顕微鏡
写真である。第１３図はＮｏ、４５比較用試料鋼を連続
的熱間圧延にかけ次いで９２０℃の最終圧延湯度から室
温まで空冷した時の組織を示す明視野ＴＥＮ顕微鏡写真
である。第１４図はＮｏ、４６比較用試料鋼を連続的熱
間圧延にかけ次いで９２０℃の最終圧延温度から室温ま
で空冷した時の組織を示す明視野ＴＥＮ顕微鏡写真であ
る。第１５ａ図、第１５ｂ図及び第１５ｃ図は本発明の
Ｎｏ、２０試料鋼を１２００℃の出発温度で連続的熱間
圧延にかけ次いで８３０℃の最終圧延温度から室温まで
空冷した時の組織を示すＴＥＮ顕微鏡写真であり、第１
５ａ図及び第１５ｂ図は同じ領域を異なる倍率で示す明
視野ＴＥＮ顕微鏡写真、第１５ｃ図は第１５ｂ図と同じ
領域の暗視野ＴＥＮ顕微鏡写真である。第１６ａ図、第
ｉｅｂ図、第１６ｃ図及び第１ｅｄ図はＦｅ−８，０重
量％＾１−２８．５重量％Ｍｎ−０，９０重量％Ｃ−０
，３０重量％Ｔｉ−４，０重量％旧合金を連続的熱間圧
延にかけ次いで空冷した場合の組織を示す顕微鏡写真で
あり、第１８ａ図は光学顕微鏡写真、第１６ｂ図は明視
野ＴＥＭ顕微鏡写真、第１６ｃ図及び第１ａｄ図はロッ
ド状析出物の構造を示す写真である。第１７ａ図、第１
７ｂ図、第１７ｃ図及び第１７ｄ図はケイ素を夫々１．
２重量％、１．４重量％、１．８重量％及び２．０重量
％含有するＦｅ−６，０重量％Ａ＋−２５，０重量％Ｈ
ｎ−０，７５重量％Ｃ−０，１２重量％Ｎｂ−５ａ合金
の組織を示す光学顕微鏡写真である。第１８ａ図、第１
８ｂ図、第１８ｃ図、第１８ｄ図及び第１８ｅ図は熱間
圧延後のＦｅ−６，０重址％＾ｌ−２５，０重量％Ｍｎ
−０，７５重量％Ｃ−０，１２重量％１４ｂ−１，４重
量％Ｓｉ合金の組織、構造を示すＴＥＮ顕微鏡写真であ
り、第１８ａ図は明視野ＴＥＮ顕微鏡写真、第１８ｂ図
及び第１８ｅ図は粒子亀構造を示す写真、第１８ｄ図及
び第１８ｅ図は夫々（１１１）及び（２００）　ＤＯ，
反射を用いた暗視野ＴＥＮ顕微鏡写真である。第１９ａ
図及び第１９ｂ図は熱間圧延後のＦｅ−６，２０重量％
＾１−３１．３重量％Ｍｎ−０，７７重量％Ｃ−０，２
８重量％Ｔｉ−１，０重量％Ｍｏ合金の組織を示すＴＥ
Ｎ顕微鏡写真であり、第１９ａ図は明視野ＴＥＮ顕微鏡
写真、第１９ｂ図は粒子構造を示す写真である。第２０
図はＮｏ、５１比較用試料鋼を連続的熱間圧延にかけ次
いで空冷した時の組織を示す明視野ＴＥＭｇ微鏡写真で
ある。第２１ａ図゛及び第２１ｂ図は熱間圧延後のＦｅ
−６，２２重量％＾１２９．６重量％Ｈｎ−０．８１重
量％Ｃ−０，４２重重重Ｔｉ−１．０重量％−合金の組
織、構造を示すＴＥＮ顕微鏡写真であり、第２１ｓ図は
明視野ＴＥＮ顕微鏡写真、第２１ｂ図は粒子構造を示す
写真である。第２２図はＮｏ、５２比較用試料鋼を連続
的熱間圧延にかけ次いで空冷した時の組織を示す明視野
ＴＥＭ顕ＩＲ鏡写真である。第２３ａ図、第２３ｂ図、第２３ｃ図及び第２３ｄ図は
Ｎｏ、５３比較用試料鋼を連続的熱間圧延にかけ次いで
空冷した時の組織、ｆｌＩ造を示すＴＥＮ顕微鏡写真で
あり、第２３ａ図は明視野ＴＥＭｉ微鏡写真、第２３ｂ
図〜第２３ｄ図は粒子構造を示す写真である。ｐｌｃｅ、５ａ− ＦＩＧ：　５しＦｌ’＆、シｅ口ｊαデｆＦｉｅ、’７（１゜巳諭７しＦ暗劣ａＦｉｅ６Ｆｌａｔ、７ＱＦＩＣｒ、ｇＦＩＧ、／ｒニーｔｃＴ、ｔ。ＦＩＧ−，１２ＦＩＧ、１３Ｆ１α１ｌａＦ　１５゜１１トＦＩＣｒ、１４゜ＦＪＣｒ、δｎＦｌ（ｗ、Ｉ５ｉ；ｙＦ１ａｒｏｔ斤１．／４ＣＦｉｅ、ｔｔｃｔＦｌ（＃、Ｉ６ａ。ｌｌ９１乙ｂＦｌ斤１７久Ｆｌ分、ＪｏｂＦｌ＃ｉ’７ｃＦｌｃＴ１７ｄＦ１命１とＱＦ７ｃｒ、７ｇｄＦ１ａ、１？のＦＩＣｉ”、ＩｇｂＦＩＣｒ１’７ｉ２．。Ｆ／＃、ＩワｂＦ７＃、２＋必ＦＩｃｒ、２１５Ｆｌ（？、２０Ｆ　Ｉ　＃、、　２′：３久ＦｉＣｒ、２３ｂＦ１６？。２ヨＱｐＩＱ、２ヲと

Claims

【特許請求の範囲】

（１）主として４．５〜１０．５重量％のアルミニウム
、２２．０〜３６．０重量％のマンガン、０．４０〜１
．２５重量％の炭素を含み、更に０．０６〜０．５０重
量％のチタン、０．０２〜０．２０重量％のニオブ、０
．１０〜０．４０重量％のバナジウムのうち少なくとも
１種類を含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い
熱間圧延合金鋼板。
（２）主として４．５〜９．５重量％のアルミニウム、
２２．０〜３６．０重量％のマンガン、０．４０〜１．
２５重量％の炭素を含み、更に０．０６〜０．５０重量
％のチタン、０．０２〜０．２０重量％のニオブ、０．
１０〜０．４０重量％のバナジウムのうち少なくとも１
種類を含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い熱
間圧延合金鋼板。
（３）主として９．５〜１０．５重量％のアルミニウム
、２２．０〜３６．０重量％のマンガン、０．５５〜１
．１０重量％の炭素を含み、更に０．０６〜０．５０重
量％のチタン、０．０２〜０．２０重量％のニオブ、０
．１０〜０．４０重量％のバナジウムのうち少なくとも
１種類を含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い
熱間圧延合金鋼板。
（４）主として４．５〜９．５重量％のアルミニウム、
２２．０〜３６．０重量％のマンガン、０．４０〜１．
２５重量％の炭素、０．０６〜０．５０重量％のチタン
を含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い熱間圧
延合金鋼板。
（５）主として４．５〜９．５重量％のアルミニウム、
２２．０〜３６．０重量％のマンガン、０．４０〜１．
２５重量％の炭素、０．０２〜０．２０重量％のニオブ
を含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い熱間圧
延合金鋼板。
（６）主として４．５〜９．５重量％のアルミニウム、
２２．０〜３６．０重量％のマンガン、０．４０〜１．
２５重量％の炭素、０．１０〜０．４０重量％のバナジ
ウムを含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い熱
間圧延合金鋼板。
（７）主として９．５〜１０．５重量％のアルミニウム
、２２．０〜３８．０重量％のマンガン、０．５５〜１
．１０重量％の炭素、０．０６〜０．５０重量％のチタ
ンを含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い熱間
圧延合金鋼板。
（８）主として９．５〜１０．５重量％のアルミニウム
、２２．０〜３６．０重量％のマンガン、０．５５〜１
．１０重量％の炭素、０．０２〜０．２０重量％のニオ
ブを含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い熱間
圧延合金鋼板。
（９）主として９．５〜１０．５重量％のアルミニウム
、２２．０〜３６．０重量％のマンガン、０．５５〜１
．１０重量％の炭素、０．１０〜０．４０重量％のバナ
ジウムを含み、残りが主に鉄である強度及び延性の高い
熱間圧延合金鋼板。
（１０）更に、０〜０．５０重量％のニッケル、０〜１
．２０重量％のケイ素、０〜０．５０重量％のタングス
テン、０〜０．５０重量％のモリブデン及び０〜０．５
０重量％のクロムのうちの少なくとも１種類を含む請求
項１から９のいずれかに記載の強度及び延性の高い熱間
圧延合金鋼板。
（１１）（ａ）鋼インゴットを１０５０℃〜１２５０℃
の範囲の温度で加熱し、（ｂ）加熱した前記合金鋼インゴットを熱間圧延にかけ
、次いで最終圧延温度から室温まで空冷するステップか
らなる熱間圧延合金鋼板の製造方法。
（１２）最終圧延温度を８００℃〜１０００℃の温度範
囲に調節する請求項１１に記載の方法。
（１３）最終圧延温度を９２０℃〜１０００℃の温度範
囲に調節する請求項１２に記載の方法。
（１４）最終圧延温度を８００℃〜９２０℃の温度範囲
に調節する請求項１２に記載の方法。