(57)【要約】【課題】延性、加工性及び靭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。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１％超〜０．５％、Ｓｉ：０．２％未満、Ｍｎ：０．２％超〜３．０％、Ａｌ：３．０〜１０．０％、Ｎ：０．００３〜０．０１％、Ｔｉ：０．１％超〜１．０％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限し、０．２＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５及びＡｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、比重＜７．５であることを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。更に必要に応じて、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有させても良い。【選択図】図２
2010270377.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１００％超、０．５００％以下、
Ｓｉ：０．２０％未満、
Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、
Ａｌ：３．０〜１０．０％、
Ｎ  ：０．００３０〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下
を含有し、
Ｐ  ：０．０２００％以下、
Ｓ  ：０．０１００％以下
に制限し、Ｃ及びＴｉの含有量（質量％）が、
０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
を満足し、Ａｌ及びＳｉの含有量（質量％）の積が、
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、比重が７．５未満であることを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｎｂ：０．３００％以下、
Ｖ  ：０．５０％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｂ：０．０１００％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【請求項５】
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０５００％以下、
ＲＥＭ：０．０５００％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【請求項６】
引張強度が４４０ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか１項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１〜５の何れか１項に記載の成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延することを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載の方法で製造した鋼片を１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度を８００℃以上として熱間圧延し、６００〜７５０℃で巻き取ることを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項７又は８に記載の方法で製造した鋼板を後、７００〜１１００℃で焼鈍することを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項７〜９の何れか１項に記載の方法で製造した鋼板を酸洗し、冷延率を２０〜９５％とする冷間圧延を行い、６００〜１１００℃で焼鈍した後、２０℃/ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品などに用いられる延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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の下限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。
【０００３】
そこで、本発明者らの一部は、鉄にアルミを多量に添加して比重を小さくした高Ａｌ含有鋼板を提案した（例えば、特許文献１〜５、参照）。これらは、高Ａｌ含有鋼板の、（イ）製造性が劣ること（特に圧延時に割れが発生すること）、（ロ）延性が低いこと、という問題を解決したものである。更に、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼の延性、熱間加工性及び冷間加工性を高めるため、鋳造後の凝固組織を微細な等軸晶組織とする方法を提案した（例えば、特許文献６、参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００５−１５９０９号公報
【特許文献２】特開２００５−２９８８９号公報
【特許文献３】特開２００５−２７３００４号公報
【特許文献４】特開２００６−１７６８４３号公報
【特許文献５】特開２００６−１７６８４４号公報
【特許文献６】特開２００８−２６１０２３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
最近では、延性及び加工性に優れた高Ａｌ含有鋼板を工業規模で生産することが可能となりつつある。しかし、高Ａｌ含有鋼板は、同じ強度の一般的な自動車用鋼板に比べて靭性が低く、用途に制限があった。したがって、靭性の改善は、高Ａｌ含有鋼板の自動車部品への適用範囲を拡大するために、重要な課題である。
【０００６】
特に、シャルピー衝撃試験の延性脆性遷移温度（vＴrs）が−６０℃以下になると、多くの自動車用構造部材への適用が可能となる。本発明は、このような実情に鑑み、Ａｌを添加した低比重鋼板の靭性を改善し、延性、加工性及び靭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ものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、高Ａｌ含有鋼の靭性を高めるため、凝固組織の等軸晶化に加え、靭性を低下させる元素について検討を行った。その結果、鋳造組織を微細な等軸晶組織とした高Ａｌ含有鋼の靭性はＡｌ含有量とＳｉ含有量の影響を大きく受けること、Ｓｉ量を低減し、かつＡｌ量とＳｉ量との積を制限することにより、靭性を大幅に改善できることなどを見出した。本発明の要旨は、以下のとおりである。
【０００８】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．１００％超、０．５００％以下、
Ｓｉ：０．２０％未満、
Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、
Ａｌ：３．０〜１０．０％、
Ｎ  ：０．００３０〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下
を含有し、
Ｐ  ：０．０２００％以下、
Ｓ  ：０．０１００％以下
に制限し、Ｃ及びＴｉの含有量（質量％）が、
０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
を満足し、Ａｌ及びＳｉの含有量（質量％）の積が、
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、比重が７．５未満であることを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【０００９】
（２）  更に、質量％で、
Ｎｂ：０．３００％以下、
Ｖ  ：０．５０％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【００１０】
（３）  更に、質量％で、
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【００１１】
（４）  更に、質量％で、
Ｂ：０．０１００％以下
を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【００１２】
（５）  更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０５００％以下、
ＲＥＭ：０．０５００％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【００１３】
（６）  引張強度が４４０ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上であることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板。
【００１４】
（７）  上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の高強度低比重鋼板を製造する方法であって、上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延することを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
【００１５】
（８）  上記（７）に記載の方法で製造した鋼片を１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延温度を８００℃以上として熱間圧延し、６００〜７５０℃で巻き取ることを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
【００１６】
（９）  上記（７）又は（８）に記載の方法で製造した鋼板を後、７００〜１１００℃で焼鈍することを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
【００１７】
（１０）  上記（７）〜（９）の何れか１項に記載の方法で製造した鋼板を酸洗し、冷延率を２０〜９５％とする６００〜１１００℃で焼鈍した後、２０℃/ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、製造性が良好で、延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】Ｃ＋Ｔｉ量（質量％）と等軸晶率の関係を示す。
【００２０】
【図２】Ａｌ含有量（質量％）とＳｉ含有量（質量％）の積と脆性延性破面遷移温度vＴrs（℃）の関係を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明者らは、Ｆｅ−０．０９％Ｓｉ−１．３０％Ｍｎ−０．００９１％Ｐ−０．００２１％Ｓ−４％Ａｌ−０．００６％Ｎを基本成分とし、ＣとＴｉの添加量を種々に変えた鋼を実験室で溶解し、鋳造し、凝固組織を観察して等軸晶率を測定した。鋳造時の溶鋼過熱度は５０℃以下とした。ここで、溶鋼過熱度［℃］とは、成分組成から求められる液相線温度［℃］から、鋳造時の溶鋼温度［℃］を減じた値、即ち、
溶鋼過熱度［℃］＝溶鋼温度［℃］−液相線温度［℃］
である。
【００２２】
Ｃの含有量［質量％］とＴｉの含有量［質量％］の合計、Ｃ＋Ｔｉ量［質量％］と等軸晶率の関係を図１に示す。図１より、Ｃ＋Ｔｉが０．２００％超、１．５００％以下の範囲のとき等軸晶率が８０％以上になり、特に、Ｃ＋Ｔｉが０．５〜１．０％以下の範囲のとき等軸晶率が１００％になることがわかる。ただし、Ｃ又はＴｉのどちらか一方が０．１％以下であると等軸晶率は大幅に低下する。また、Ｃ＋Ｔｉが１．５%を超えると鋳片に割れが発生しやすくなることを知見した。したがって、Ｃ＋Ｔｉを０．２超〜１．５％以下の範囲に制限した。
【００２３】
次に、本発明者らは、０．１１％Ｃ−０．１２％Ｓｉ−１．５％Ｍｎ−０．００８６％Ｐ−０．００５７％Ｓ−０．４％Ｔｉ−０．００６５％Ｎを基本成分とし、Ａｌ及びＳｉの添加量を変えた種々の鋼について、実験室で熱延板を製造し、靭性を評価した。熱延板の引張強度は約５００ＭＰａ、板厚は３．６ｍｍである。なお、靭性はＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して、脆性延性破面遷移温度vＴrs［℃］によって評価した。シャルピー衝撃試験は、厚さ２．５ｍｍのサブサイズＶノッチ試験片を用いて行った。
【００２４】
結果を図２に示す。図２は、脆性延性破面遷移温度vＴrs［℃］を、Ａｌ含有量とＳｉ含有量の積、Ａｌ×Ｓｉで整理したものである。図２に示したように、Ａｌ含有量［質量％］×Ｓｉ含有量［質量％］を低くするほど脆性延性破面温度が低下し、靭性が向上することがわかった。特にvＴrs［℃］を−６０℃以下にするためには、Ａｌ含有量［質量％］×Ｓｉ含有量［質量％］の上限を０．８以下にすることが必要である。
【００２５】
次に、本発明における靭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。
【００２６】
Ｃ：Ｃは、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素であり、０．１００％超の添加が必要である。一方、０．５００％を超えるＣの添加によって、靭性や溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１００％超〜０．５００％以下とした。
【００２７】
Ｔｉ：Ｔｉも、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素であり、０．１００％超の添加が必要である。一方、１．０００％を超えるＴｉの添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％超〜１．０００％以下とした。より微細な等軸晶組織を得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．３００％とすることが好ましい。
【００２８】
なお、上述のように、ＣとＴｉの添加量の合計、即ち、Ｃ＋Ｔｉを、０．２００％超、１．５００％以下とすることにより、凝固組織を微細な等軸晶組織とすることができる。
【００２９】
Ａｌ：Ａｌは、低比重化を達成するための必須の元素である。Ａｌの含有量が３．０％未満では、低比重化の効果が不十分であり、比重を７．５未満とすることができない。一方、Ａｌの含有量が１０．０％を超えると金属間化合物の析出が顕著となり延性、熱間加工性及び冷間加工性が劣化する。したがって、Ａｌの含有量を３．０〜１０．０％とした。より良好な延性を得るためには、Ａｌの含有量の上限を６．０％とすることが好ましい。
【００３０】
Ｓｉ：Ｓｉは、高Ａｌ含有鋼の靭性を劣化させる元素であり、低減させることが望ましい。Ｓｉの含有量の上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．２％未満に制限した。Ｓｉの含有量の下限値は、規定しないが、現状の精錬技術と製造コストから、０．０１％以上のＳｉを含有することが好ましい。
【００３１】
なお、上述のように、ＡｌとＳｉの添加量の積、即ち、Ａｌ×Ｓｉを、０．８以下とすることにより、極めて良好な靭性を得ることができる。Ａｌ含有量［質量％］×Ｓｉ含有量［質量％］は、可能な限り低くすることが望ましく、下限値は規定しないが、Ｓｉの下限値と同様、精錬技術と製造コストから、０．０３以上にすることが好ましい。
【００３２】
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。しかし、Ｍｎ量が０．２０％以下ではその効果が発現されず、３．００％を超えて過剰に添加すると靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％超、３．００％以下とした。
【００３３】
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、低減させることが望ましい。Ｐの含有量の上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０２００％に制限した。
【００３４】
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、低減させることが望ましい。Ｓの含有量の上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０１００％に制限した。
【００３５】
Ｎ：Ｎは、Ｔｉの窒化物及び炭窒化物、即ち、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成し凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。この効果は、Ｎ量が０．００３０％未満では発現されず、０．０１００％を超えるＮを添加すると、粗大なＴｉＮの生成により靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０〜０．０１００％とした。
【００３６】
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、所望の強度レベルやその他の必要特性に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加しても良い。
【００３７】
Ｎｂ：Ｎｂは微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。靭性を高めるには、０．００５％以上のＮｂを添加することが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると析出物が粗大になり、靭性が劣化することがある。したがって、Ｎｂの含有量を０．３００％以下にすることが好ましい。
【００３８】
Ｖ：Ｖは、Ｎｂと同様、微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、靭性を高めるには、０．０１％以上のＶを添加することが好ましい。Ｖ含有量が０．５０％を超えると、靭性が劣化することがあるため、Ｖ量の上限は０．５０％以下が好ましい。
【００３９】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、延性及び靭性を向上させる有効な元素である。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕの含有量は、それぞれ、３．００％、Ｎｉの含有量は５．００％を超えると、強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ量の上限は３．００％以下、Ｍｏ量の上限は３．００％以下、Ｎｉ量の上限は５．００％以下、Ｃｕ量の上限は３．００％以下が好ましい。また、延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ量は０．０５以上、Ｍｏ量は０．０５％以上、Ｎｉ量は０．０５％以上、Ｃｕ量は０．１０％以上が好ましい。
【００４０】
Ｂ：Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。しかし、Ｂ量が０．０１００％を超えると、析出物を生じて、熱間加工性を損なうことがある。したがって、Ｂの含有量を０．０１００％以下とする。なお、粒界の強化によって、延性、靭性及び熱間加工性を向上させるためには、０．０００３％以上のＢの添加が好ましい。
【００４１】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するため、Ｃａは０．０１００％以下、Ｍｇは０．０１００％以下、Ｚｒは０．０５００％以下、ＲＥＭは０．０５００％以下を添加することが好ましい。靭性を向上させるには、Ｃａは０．００１０％以上、Ｍｇは０．０００５％以上、Ｚｒは０．００１０％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上を添加することが好ましい。
【００４２】
次に、本発明の高強度低比重鋼板の特性について説明する。
【００４３】
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。鋼板の比重は、成分組成によって決まるものであり、軽量化に寄与するＡｌの含有量を増加させることが好ましい。
【００４４】
強度及び延性は自動車用鋼板として必要な特性を考慮すると、引張強度４４０ＭＰａ以上、伸び２５％以上であることが好ましい。
【００４５】
次に、製造方法について説明する。
【００４６】
本発明においては、上記の成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。更に、酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施しても良い。
【００４７】
溶鋼過熱温度が５０℃を超えると、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が凝集・粗大化してしまうため、フェライトの凝固核として有効に機能せず、本発明の成分範囲内であっても、凝固組織は粗大な柱状晶組織となってしまう。したがって、溶鋼過熱度は５０℃以下とする。溶鋼過熱度の下限は規定しないが、通常は、１０℃以上である。
【００４８】
熱間圧延の加熱温度は、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ことがある。したがって、加熱温度の下限は１１００℃とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、１２５０℃を超えると粒径が大きくなり、熱間加工性が低下することがあるため、１２５０℃以下とすることが好ましい。
【００４９】
仕上げ圧延温度は、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ことがある。したがって、仕上げ圧延温度の下限は８００℃とすることが好ましい。仕上げ温度の上限は特に規定しないが、１０００℃を超えると粒径が大きくなり、冷間圧延時に割れを生じることがあるため、１０００℃以下とすることが好ましい。
【００５０】
巻き取り温度は、６００℃未満であるとフェライトの回復及び再結晶が不十分になり、加工性を損なうことがある。したがって、巻き取り温度の下限は６００℃とすることが好ましい。一方、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し、延性、熱間加工性及び冷間加工性が低下することがある。したがって、巻き取り温度の上限は７５０℃とすることが好ましい。
【００５１】
熱延板の延性を向上させるために、熱間圧延後、焼鈍することが好ましい。熱延板の焼鈍温度は、析出物の形態を制御し、延性を向上させるために、７００℃以上とすることが好ましい。また、熱延板の焼鈍温度が１１００℃を超えると結晶粒が粗大化し、粒界脆化が助長されることがある。したがって、熱延板の焼鈍温度の上限は１１００℃以下とすることが好ましい。
【００５２】
熱延鋼板に冷間圧延及び焼鈍を施し、冷延鋼板を製造しても良い。以下に、冷延鋼板の好ましい製造条件について述べる。
【００５３】
冷間圧延の冷延率は、生産性の観点から２０％以上が好ましい。また、焼鈍時の再結晶を促進するには、冷延率を５０％以上とすることが好ましい。また、冷延率が９５％を超えると冷間圧延時に割れが生じる場合がある。したがって、冷延率の上限は９５％以下とすることが好ましい。
【００５４】
冷間圧延後の焼鈍温度は、再結晶及び回復を十分に進行させるため、６００℃以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延後の焼鈍温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化し粒界脆化が助長されることがある。したがって、冷延板の焼鈍温度の上限は１１００℃以下とすることが好ましい。
【００５５】
冷延鋼板の焼鈍後の冷却速度は、２０℃/ｓ以上、冷却停止温度は２００℃以下が好ましい。これは、冷却中の粒成長による結晶粒の粗大化や、粒界へＰなどの不純物元素の偏析に起因する粒界脆化を防止し、延性を向上させるためである。冷却速度の上限は規定しないが、５００℃／ｓを超えることは技術的に困難である。また、冷却停止温度の下限は冷媒の温度に依存し、室温未満とすることは困難である。
【実施例】
【００５６】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
［実施例１］
表１に示す組成を有する鋼を、表１に示す溶鋼過熱度で鋳造した。得られた鋼片の凝固組織を観察し、等軸晶率を測定した。鋼片を表２に示す条件で熱間圧延し、熱間圧延後に熱延板の割れ発生状況を観察した。熱延板の割れ発生状況は、割れが発生していないものを「○」、微小な耳割れが発生したものを「△」、一部に大きな割れが観察されたものを「×」と評価した。更に、熱延後の板の比重、機械的特性、靭性を評価した。
【００５７】
比重の測定はピクノメータを用いて行った。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。靭性の評価はＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、脆性延性破面遷移温度（vＴrs［℃］）によって評価した。試験片はＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に適合した２．５ｍｍ厚さのサブサイズＶノッチ試験片（鋼板の板厚が２．５ｍｍより大きい場合には鋼板の上下面を研削して作製）を用いた。表２に、比重、降伏応力、引張強度、伸び、脆性延性破面遷移温度、割れ発生状況を示す。
【００５８】
熱延Ｎｏ．１〜１１は本発明例であり、比重＜７．５を満たしており、引張強度は４４０ＭＰａ以上であり、延性に関しては２５％以上の高い伸びが得られており、脆性延性破面遷移温度は−６０℃以下であり、熱延板の割れも発生していない。また、製造条件のみが異なる、熱延Ｎｏ．１と熱延Ｎｏ．９〜１１を比較すると、好ましい製造条件により、より良好な延性及び靭性が得られることがわかる。
【００５９】
一方、成分が本発明の範囲外である鋼Ｉ〜Ｍを用いた熱延Ｎｏ．１２〜１６では何れも伸びが２０％以下であり、脆性延性破面遷移温度は２０℃以上であり、延性及び靭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、熱間加工性にも劣る。
［実施例２］
【００６０】
表２に示した条件で製造した熱延板に、更に、表３に示す条件で焼鈍を施した。これらの熱延焼鈍板についても実施例１と同様に、比重、機械的特性、靭性を評価した。熱延焼鈍板の比重、降伏応力、引張強度、伸び、脆性延性破面遷移温度、割れ発生状況を表３に示す。
【００６１】
焼鈍Ｎｏ．１〜１１は本発明例であり、比重＜７．５を満たしており、引張強度は４４０ＭＰａ以上であり、延性に関しては２５％以上の高い伸びが得られており、脆性延性破面遷移温度は−６０℃以下である。また、同じ組成を有し、製造条件のみ異なる焼鈍Ｎｏ．１と焼鈍Ｎｏ．９〜１１を比較すると、好ましい製造条件によって、延性及び靭性が更に向上することがわかる。
【００６２】
一方、成分が本発明の範囲外である鋼Ｉ〜Ｍを用いた焼鈍Ｎｏ．１２〜１６では何れも伸びが２０％以下であり、脆性延性破面遷移温度は２０℃以上であり、延性及び靭性に劣ることがわかる。
［実施例３］
【００６３】
表１に示す組成を有する鋼を、表２に示す条件で熱間圧延した熱延板について、表４に示す条件で冷間圧延を行い、冷延板の割れ発生状況を観察した。冷延板の割れ発生状況は、割れが発生していないものを「○」、微小な耳割れが発生したものを「△」、一部に大きな割れが観察されたものを「×」と評価した。更に、冷延板に焼鈍を行い、冷延焼鈍板についても実施例１と同様に、比重、機械的特性、靭性を評価した。冷延焼鈍板の比重、降伏応力、引張強度、伸び、脆性延性破面遷移温度、割れ発生状況を表４に示す。
【００６４】
冷延Ｎｏ．１〜１１では比重＜７．５を満たしており、引張強度は４４０ＭＰａ以上であり、延性に関しては２５％以上の高い伸びが得られており、脆性延性破面遷移温度は−６０℃以下であり、冷延板の割れも発生していない。また、同じ組成を有し、製造条件のみ異なる冷延Ｎｏ．１と冷延Ｎｏ．９〜１１を比較すると、好ましい製造条件を満足することによって、より良好な延性及び靭性を得られることがわかる。
【００６５】
一方、成分が本発明の範囲外である鋼Ｆ〜Ｊを用いた冷延Ｎｏ．１２〜１６では何れも伸びが２０％以下であり、脆性延性破面遷移温度は２０℃以上であり、延性及び靭性に劣ることがわかる。また、これら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。
【表１】
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【表２】
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【表３】
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【表４】
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【産業上の利用可能性】
【００６６】
本発明は、製造性が良好で、延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板を提供することができ、自動車の軽量化の資する鋼板を提供でき、産業上の利用可能性が極めて高い。
【図１】
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【図２】
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