(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．６〜１．０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：１０〜１５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避の不純物からなり、比重が７．４ｇ／ｃｍ３以下、Ｍｎ／Ａｌ比が２〜３であり、
微細組織がオーステナイト単相組織であり、
引張強度が８００〜１２００ＭＰａ、降伏比が６０％以上、延伸率が３０％以上である、降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。
【請求項２】
前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板またはめっき鋼板のうちいずれか一つである、請求項１に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。
【請求項３】
前記鋼板は、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％及びＭｏ：０．０５〜０．５％からなるグループより選択された１種以上をさらに含む、請求項２に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｚｒ：０．００５〜０．２％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％からなるグループより選択された１種以上をさらに含む、請求項２または３に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。
【請求項５】
前記鋼板は、Ｓｂ：０．００５〜０．２％及びＣａ：０．００１〜０．０２％のうち１種または２種をさらに含む、請求項２または３に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。
【請求項６】
前記鋼板は、Ｓｂ：０．００５〜０．２％及びＣａ：０．００１〜０．０２％のうち１種または２種をさらに含む、請求項４に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板。
【請求項７】
重量％で、Ｃ：０．６〜１．０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：１０〜１５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避の不純物からなり、比重が７．４ｇ／ｃｍ３以下、Ｍｎ／Ａｌ比が２〜３であるスラブの熱間圧延を１０００〜１２００℃において開始した後、８５０℃以上において熱間圧延を仕上げる熱間圧延段階と、
前記熱間圧延された鋼材を６００℃以下において巻き取る段階と
を含み、
微細組織がオーステナイト単相組織であり、
引張強度が８００〜１２００ＭＰａ、降伏比が６０％以上、延伸率が３０％以上である鋼板を製造する、降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記熱間圧延段階の前に、スラブを冷却してから１０００〜１２００℃に再加熱する再加熱段階をさらに含む、請求項７に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記巻き取る段階の後に、巻取られた鋼材を２０〜７０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、
前記冷間圧延された鋼材を１〜５０℃／ｓの速度で再結晶温度以上９００℃以下の温度領域まで加熱した後、１０〜１８０秒間焼鈍する焼鈍段階と、
前記焼鈍された鋼材を１〜１００℃／ｓの速度で冷却する冷却段階をさらに含む、請求項７に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼板にＺｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉからなるグループより選択された１種以上を２０〜１２０ｇ／ｍ２の範囲でめっきするめっき段階をさらに含む、請求項７から９のいずれか一項に記載の降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板及びその製造方法に関するもので、より詳細には、自動車の内板パネルまたは外板パネルや構造用部品を製作するのに用いられることができる高強度鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近は、排気ガス規制及び燃費向上のための自動車車体の軽量化及び自動車衝突時における安定性の改善という２つの目的を達成すべく、自動車部品の高強度化が強く求められている。また、このようなマーケットのニーズに対応するために、強度及び延性両方とも優れた高延性高強度鋼板が開発されて常用化されている。
【０００３】
しかし、石油を代替する新しいエネルギーが用いられた駆動方式の次世代自動車として注目を浴びている電気自動車の場合のように蓄電池を用いたり、車両安全性及び便宜性向上のための部品採用を増加させることにより、車体の重量が次第に増加する傾向にあるため、従来の高延性高強度鋼板による軽量化には限界がある。これにより、鋼板の比重を減らした低比重の軽量素材の適用によるさらなる軽量化が必要になる。このような鋼板は、競合素材であるアルミニウムより強度及び延性が顕著に優れ、価格が相対的に安価であるため、マーケットのニーズに対応することができる代替材として脚光を浴びている。
【０００４】
自動車用高延性高強度鋼板としてこれまでに知られている最も代表的な鋼種は、二相組織鋼（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ  Ｓｔｅｅｌ、ＤＰ鋼）や変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ  Ｓｔｅｅｌ、ＴＲＩＰ鋼）などのような新しい概念の変態組織鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｈｉｇｈ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｓｔｅｅｌ、ＡＨＳＳ）である。しかし、このような鋼板は、フェライト組織にマルテンサイトまたは残留オーステナイトを含ませて強度及び延性を確保するが、基本的に転位滑りによる変形機構のために変形が行われ、異なる組織間に界面が存在するために高い強度において優れた延性を得ることに限界がある。
【０００５】
さらに他の鋼種に関する代表的な技術として、韓国公開特許公報  第１９９４−０００２３７０号を挙げることができる。上記技術には、１５％以上のマンガンを含有する高強度ＴＷＩＰ（Ｔｗｉｎｎｉｎｇ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼が開示されている。上記ＴＷＩＰ鋼は、オーステナイト単相組織を有し、強度−延性に極めて優れる鋼であるが、降伏強度が低くて降伏比が４０〜６０％水準と低いため、自動車構造用部品に必要な剛性を確保することが困難であり、多量のＭｎを添加するために製造費用及び製鋼工程において生産性が低下するという問題がある。
【０００６】
一方、高強度−高延性鋼種として軽元素であるＡｌを添加して比重を減らした軽量鋼板の開発も行われており、このような技術の代表的な特許文献として欧州特許第０８８９１４４号明細書が挙げられる。上記技術には、低炭素鋼に８％までのＡｌを添加し、Ｍｎを１０〜３０％添加したオーステナイト系鋼板について記載されているが、上記鋼の場合は、炭素含量が低いため、多量のＭｎ添加によってオーステナイト組織の安定化を図っている。しかし、Ａｌを多量に添加するため、変形中にオーステナイトがマルテンサイトに変態しやすく、これによって延性が低下するという問題がある。
【０００７】
また、特開２００６−１７６８４３号公報には、０．８〜１．２％の炭素を含有し、１０〜３０％のＭｎ及び８〜１２％のＡｌを添加した鋼について開示されているが、上記鋼は、Ａｌ含量に対するＭｎ含量が低いため、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣのような析出物が多量に形成され、これによって延性が減少し、加工後に水素吸蔵による遅延破壊が促進されるという問題がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の一側面は、ＭｎやＳｉ、Ａｌなどの合金成分を適切に制御することで、従来の高炭素高マンガン鋼または高マンガン軽量鋼板から確保することが困難である８００ＭＰａ以上の引張強度及び３０％以上の優れた延伸率をともに有し、降伏比が６０％以上であるオーステナイト系軽量高強度鋼板及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．６〜１．０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：１０〜１５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避の不純物からなり、比重が７．４ｇ／ｃｍ３以下、Ｍｎ／Ａｌ比が２〜３である降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板を提供する。
【００１０】
上記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板またはめっき鋼板のうちいずれか一つであることが好ましい。上記鋼板は、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％及びＭｏ：０．０５〜０．５％からなるグループより選択された１種以上をさらに含むことができ、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｚｒ：０．００５〜０．２％及びＢ：０．０００５〜０．００３０％からなるグループより選択された１種以上をさらに含むことができ、Ｓｂ：０．００５〜０．２％及びＣａ：０．００１〜０．０２％のうち１種または２種をさらに含むことができる。上記鋼板の微細組織はオーステナイト単相組織であることが好ましく、引張強度が８００〜１２００ＭＰａ、降伏比が６０％以上、延伸率が３０％以上であることが好ましい。
【００１１】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．６〜１．０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：１０〜１５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避の不純物からなり、比重が７．４ｇ／ｃｍ３以下、Ｍｎ／Ａｌ比が２〜３であるスラブの熱間圧延を１０００〜１２００℃において開始した後、８５０℃以上において熱間圧延を仕上げる熱間圧延段階と、上記熱間圧延された鋼材を６００℃以下において巻き取る段階と、を含む降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板の製造方法を提供する。
【００１２】
上記熱間圧延段階の前に、スラブを冷却してから１０００〜１２００℃で再加熱する再加熱段階をさらに含むことができる。また、上記巻取段階の後、巻取られた鋼材を２０〜７０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、上記冷間圧延された鋼材を１〜５０℃／ｓの速度で再結晶温度以上９００℃以下の温度領域まで加熱した後、１０〜１８０秒間焼鈍する焼鈍段階と、上記焼鈍された鋼材を１〜１００℃／ｓの速度で冷却する冷却段階と、をさらに含むことができる。なお、上記鋼板にＺｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉからなるグループより選択された１種以上を２０〜１２０ｇ／ｍ２の範囲でめっきするめっき段階をさらに含むことができる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の一側面によると、従来のＡＨＳＳのような高強度鋼より比重が低く、降伏比は高く、延性に非常に優れて構造部材の剛性を維持するのに効果的であり、プレス加工性に優れるため、自動車部品の軽量化はもちろん、複数の部品を一つの部品に一体化することができ、加工工程を単純化することができる効果を奏するようになる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明は、従来の高炭素高マンガン鋼の降伏強度に対する引張強度の比率である降伏比が６０％未満の低い水準であるという問題点を改善するために、多量のＡｌを添加してＦｅ原子とＡｌ原子の半径差による初期変形抵抗を高めることで、降伏強度を増加させる。また、ＣやＡｌ、Ｍｎなどの積層欠陥エネルギーを上昇させる元素の含量を調節して適切な範囲の積層欠陥エネルギーを有するようにすることで、加工硬化速度を減らす。なお、Ａｌ、Ｓｉの添加による動的ひずみ時効（Ｄｙｎａｍｉｃ  Ｓｔｒａｉｎ  Ａｇｉｎｇ、ＤＳＡ）を抑制することで、引張強度の上昇を抑制して降伏比を制御する。また、強度に対して優れた延性を確保するために、Ｃ、Ｍｎによるオーステナイトの熱的安定化及びＡｌ含量の制限によるイプシロンマルテンサイトの形成抑制を図り、過剰なＡｌ添加による（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣの析出を抑制する。なお、ＣやＭｎ、Ａｌ、Ｓｉなどの影響を受ける積層欠陥エネルギーを制御して転位滑り及び双晶変形機構をともに作動させることで、ＴＷＩＰ効果による延性を確保できるようにする。
【００１５】
以下では、本発明について詳細に説明する。
Ｃ：０．６〜１．０％（以下、％は重量％を意味する）
Ｃは、オーステナイトを安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させ、動的ひずみ時効を誘発するため、炭素含量が増加すると、降伏比は多少減少するが、延性は増加する。また、炭素を過剰に添加すると、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣを形成して延性及び水素による遅延破壊をもたらすとともに、溶鋼の凝固温度を下げて連続連鋳時に低温連鋳をもたらしてスラブ製造過程において設備を劣化させる。よって、オーステナイトの安定化、引張強度の確保及び延性改善のために、上記Ｃ含量の範囲を０．６〜１．０％にすることが好ましい。
【００１６】
Ｓｉ：０．１〜２．５％
Ｓｉは、Ａｌと同様に、鋼の比重を低下させ、強度を向上させ、積層欠陥エネルギーを上昇させる一方、動的ひずみ時効は減少させる元素である。また、Ｓｉは、溶接過程において溶接部の高温粘性に影響を及ぼすため、特に高マンガン鋼においてはＭｎ／Ｓｉ比が３０を超過しないようにすることが好ましい。しかし、Ｓｉを多量に添加する場合は、鋼表面に高温酸化皮膜を厚く、不規則に形成し、延性を大きく低下させるため、上記Ｓｉ含量の範囲を０．１〜２．５％にしつつ、できる限り減らすことが好ましい。
【００１７】
Ｍｎ：１０〜１５％
Ｍｎは、Ｃとともにオーステナイトの熱的安定化のための最も必需的な元素であり、積層欠陥エネルギーを増加させる元素である。一方、Ｍｎは、鋼の格子定数を増加させて密度を低下させるため、鋼材の比重を減らす役割をする。本発明においては、降伏比を高めるために多量のＡｌを添加することにより、積層欠陥エネルギーが過度に増加することから、Ｍｎの含量はＣ含量と連携してオーステナイトの熱的活性化を確保しながら、積層欠陥エネルギーを減らすことができる１０〜１５％にすることが好ましい。このようなＭｎ含量は、高マンガン鋼の製造時に合金鉄の費用を減らす効果も発揮する。
【００１８】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、凝固過程において柱状晶または等軸晶粒界に偏析して高温脆性及び常温脆性を誘発してスラブクラックをもたらす。また、Ｐは、加工後に延性−脆性遷移温度を高め、水素脆性に対する鋭敏性を高めるため、その上限を０．０２％以下に限定することが好ましい。
【００１９】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、Ｐと同様に、高温脆性を誘発し、ＭｎＳのような介在物を形成して熱延及び冷延時に圧延板破断の原因になるため、その上限を０．０１５％以下に限定することが好ましい。
【００２０】
Ａｌ：５〜８％
Ａｌは、本発明鋼においてＣ、Ｍｎとともに最も重要な元素である。Ａｌは、Ｆｅ原子半径と差異が大きいため、初期変形過程において原子間摩擦による強度上昇を誘発して降伏強度を上昇させ、積層欠陥エネルギーを最も大きく増加させる元素で、本発明鋼の加工硬化の挙動を制御する重要な元素である。また、鋼材の比重を低減させるため、多量に添加することが好ましいが、過剰に添加すると、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣのような金属間化合物が増加して鋼の延性を顕著に低下させることから、上記Ａｌの範囲を５〜８％にすることが好ましい。
【００２１】
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％
Ｔｉは、高温ではＴｉＮに晶出して鋼中ＡｌＮの形成を抑制し、中温ではＴｉＣを形成して降伏強度を増加させる役割をする。しかし、多量に添加する場合、過剰なＴｉＮ晶出によって連鋳ノズル詰まりまたは介在物欠陥を誘発させる可能性があるため、その範囲を０．０１〜０．２％にすることが好ましい。
【００２２】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、オーステナイト鋼中に比較的多量に固溶されてオーステナイトを安定化させる効果的な元素であるが、本発明のように多量のＡｌを含有させる場合、溶鋼中においてＡｌＮ晶出を発生させて連鋳ノズル詰まりまたは介在物欠陥を誘発したり、スラブ内に多量に存在する場合、クラックの原因になる。また、過剰に添加する場合は、高圧において溶鋼を製造しなければならなくなって設備費用が増加し、ＡｌＮ析出による延性低下の原因になる。よって、上記Ｎの上限を０．０２％に限定することが好ましい。
【００２３】
上記組成を満たしても、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌの適切な組み合わせが高降伏比及び高延性を確保する上で重要になる。特に、高降伏比及び軽量化のためには、多量のＡｌを添加することが有利であるが、Ｍｎ／Ａｌ比が低いと、フェライト相が現れたり、変形機構が双晶変形よりは転位滑りの方式に変化し、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣが多量に発生して延性を急激に低下させるようになる。よって、Ｍｎ／Ａｌ比が２以上になるように制御することが重要であり、２〜３に制御することがより好ましい。特に、Ａｌが高くてＭｎ／Ａｌ比も高いと、ＭＢＩＰ（Ｍｉｃｒｏｂａｎｄ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）によるさらなる延性改善を期待することができる。従来の軽量鋼板の場合、Ｍｎ／Ａｌ比は０．７〜２．９の範囲であるが、Ａｌ含量が本発明に比べて８％以上と過多であるため、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣの形成による第２相分率の増加により、強度が増加して冷間圧延負荷が顕著に増加するのみならず、圧延中に冷間脆性が生じるという問題点がある。
【００２４】
以上が本発明の基本成分系であり、求められる強度、延性水準及び鋼材の特性のために、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｚｒ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．２％及びＣａ：０．００１〜０．０２％のうち１種または２種以上を微量添加することができる。
【００２５】
Ｃｒ：０．１〜３．０％
Ｃｒは、積層欠陥エネルギーを減らすことから、高Ａｌ含有鋼である本発明鋼では、積層欠陥エネルギーを調節するために添加されることができる。また、耐食性を改善させることから、腐食過程において水素吸蔵を抑制するための役割もする。Ｃｒ添加量が過剰であると、クロム炭化物を形成して延性が低下する可能性があるため、その範囲を０．１〜３．０％にすることが好ましい。
【００２６】
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させる元素で、本発明に適した元素であるが、高価な元素であるため、本発明ではＮｉの役割をＣ、Ｍｎに代替した。また、表層に濃化されて耐食性及び耐酸化性に優れるため、熱延工程におけるスケール欠陥を減少させ、めっき密着性を改善し、腐食過程における水素吸蔵を抑制する効果がある。よって、上記Ｎｉの含量範囲を０．０５〜２．０％にすることが好ましい。
【００２７】
Ｃｕ：０．１〜２．０％
Ｃｕは、Ｎｉと同様に、オーステナイトを安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させる元素で、Ｎｉに比べて安価な元素である。よって、本発明に適した元素であるが、多量に添加される場合、高温において粒界に液状で存在して溶融金属による粒界脆性を誘発し、圧延板の鋸歯発生の原因になり得るため、上記Ｃｕの含量範囲を０．１〜２．０％にすることが好ましい。
【００２８】
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、フェライトの形成元素であるが、オーステナイト熱的安定化に影響を及ぼす元素で、微細な炭化物を形成させて強度を上昇させる効果がある。しかし、Ｍｏも高価な元素で、多量に含有されると鋼の延性を低下させる可能性があるため、その含量範囲を０．０５〜０．５％にすることが好ましい。
【００２９】
Ｖ：０．００５〜０．５％
Ｖは、鋼中において炭窒化物を形成して強度を上昇させるのに効果的な元素である。しかし、凝固過程において粒界に析出してスラブクラックを誘発し、熱間圧延工程では高溶鋼化及び最結晶を顕著に遅らせて圧延荷重を著しく増加させるという問題がある。よって、上記Ｖの含量範囲を０．００５〜０．５％にすることが好ましい。
【００３０】
Ｎｂ：０．００５〜０．２％
Ｎｂは、Ｖと同様に、強力な炭窒化物の形成元素で、再結晶遅延効果が大きいことから、強度上昇のために添加されることができる。このような効果のためには、上記Ｎｂの範囲を０．００５〜０．２％にすることが好ましい。
【００３１】
Ｚｒ：０．００５〜０．２％
Ｚｒには、Ｔｉと同様に、鋼中窒素を予め除去してＡｌＮの形成を抑制する効果があるが、合金鉄の価格が高いため、その範囲を０．００５〜０．２％にすることが好ましい。
【００３２】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂには、鋼中においてＰより粒界に偏析し、Ｐの偏析による問題点を改善する効果があるが、過剰に添加されると、酸化物によって表面に濃化されて亜鉛めっきの濡れ性を低下させたり、ボロンカーバイド（Ｂｏｒｏｎ−Ｃａｒｂｉｄｅ）を形成して鋼の延性を低下させるため、その範囲を０．０００５〜０．００３％にすることが好ましい。
【００３３】
Ｓｂ：０．００５〜０．２％
Ｓｂは、本発明におけるもう一つの特徴的な元素になり得る。上記Ｓｂは、粒界に偏析して粒界エネルギーを低下させるため、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣの形成を抑制するとともに、炭素またはアルミニウムの粒界拡散を抑制し、酸化による表層部の成分低減を防止して表層組織を安定化させるのに効果がある。しかし、過剰に添加されると、延性を低下させるため、その範囲を０．００５〜０．２％にすることが好ましい。
【００３４】
Ｃａ：０．００１〜０．０２％
Ｃａは、主に鋼中に含まれるＳを除去するために添加される元素で、ＣａＳのような粗大な乳化物を形成して鋼の熱間加工性を改善する。しかし、揮発性元素であることから、製鋼において多量に添加される場合、合金鉄の添加量が急増し、過剰に添加されると、鋼の靭性を低下させるため、その範囲を０．００１〜０．０２％にすることが好ましい。
【００３５】
以下では、本発明の製造方法について詳細に説明する。
上記組成成分及び範囲を満たすスラブの熱間圧延を１０００〜１２００℃において開始した後、８５０℃以上において熱間圧延を仕上げる。このとき、上記熱間圧延は、スラブ製造直後に行われたり、スラブを冷却した後に１０００〜１２００℃で再加熱してから熱間圧延を行うことができる。上記熱間圧延開始温度がこの範囲を外れると、熱間圧延中にエッジクラック（ｅｄｇｅ  ｃｒａｃｋ）が発生しやすい。また、再加熱温度が１２００℃を超過すると、粒界に低融点化合物が形成されて圧延板にクラックを誘発する可能性があり、スクラップ欠陥を発生させるおそれがある。熱間仕上圧延は、できるだけ低い温度で行うことが微細粒を確保するのに有利であるが、８５０℃未満の温度において圧延を仕上げると、熱間変形抵抗が増加して薄鋼板が製造できなくなり、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣの析出によって鋼板の延性低下を誘発する可能性がある。
【００３６】
次に、上記熱間圧延された鋼材を６００℃以下で巻取するが、巻取温度が６００℃を超過すると、過度な（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣの形成によって熱延鋼板の延性を大きく低下させ、冷間圧延においても消滅せずに残留するようになって冷延鋼板の延性にも悪い影響を及ぼすようになる。このように製造された熱延鋼板は、比重が７．４ｇ／ｃｍ３以下、引張強度が８００〜１２００ＭＰａ、降伏比が６０％以上、延伸率が３０％以上である優れた物性を有する。
【００３７】
上記熱延鋼板は、酸洗後、冷間圧延を行うが、上記巻取られた鋼材を２０〜７０％の圧下率で冷間圧延することが好ましい。冷間圧下率を２０％以上にしなければ、冷間加工によって蓄積エネルギーが確保されず、焼鈍過程において再結晶組織を得ることができない。もし、冷間圧下率が２０％未満になると、焼鈍板に比べて延伸率が低くなる。また、７０％を超過して冷間圧延すると、加工硬化速度が非常に高いため、過度な圧延負荷をもたらして圧延性酸性が急激に低くなる可能性がある。
【００３８】
続いて、再結晶のために上記冷間圧延された鋼材を１〜５０℃／ｓの速度で再結晶温度以上９００℃以下の温度領域まで加熱した後、１０〜１８０秒間焼鈍する。このとき、加熱速度が１℃／ｓ未満になると、ＭｎやＳｉ、Ａｌなどの元素の表面濃化が多量に発生して表面酸化物を形成することにより、製品の表面欠陥を誘発するのみならず、焼鈍装置を汚染させる原因になる。また、秒当たり５０℃／ｓを超過する場合は、再結晶温度を過度に上昇させるという問題があり、別途の急速加熱設備などの製造費用が増加するという短所がある。焼鈍は、再結晶温度以上９００℃以下において１０秒〜１８０秒の範囲で行われるが、再結晶温度未満であるか、１０秒未満である場合は、加工硬化組織が残って延性を確保することが困難である。また、９００℃を超過したり、１８０秒を超過する場合は、焼鈍時間が長くて結晶粒の粗大化が生じ、強度が低下するとともに、酸化物も増加するという問題がある。本発明鋼の再結晶温度は６００〜６５０℃である。
【００３９】
焼鈍が完了した後、秒当たり１〜１００℃の冷却速度で冷却を行う。冷却速度が遅いと、（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣの析出物が形成されて延性を低下させ、冷却速度が基準範囲より速いと、板形状が悪くなる。また、溶融めっきのために４００〜５００℃において冷却を終了する場合、冷却終了温度を制御することが困難になる。このようにして得られた冷延鋼板は、熱延鋼板に比べて結晶粒がさらに微細になる。
【００４０】
一方、上記冷延鋼板の耐食性を確保するために、Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉからなるグループより選択された１種以上を２０〜１２０ｇ／ｍ２の範囲でめっきしてめっき鋼板を製造することができる。上記めっき付着量が２０ｍｇ／ｍ２未満であると、腐食雰囲気においてめっき層が破壊されて耐食性改善効果が十分ではなく、１２０ｍｇ／ｍ２を超過する場合は、耐食性確保に必要なめっき層に比べて過剰なめっきによって製造費用が浪費されるという問題点がある。上記めっき方法としては、電気めっきまたは溶融めっきを用いることができる。
【００４１】
以下では、実施例を通じて本発明についてより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより具体的に説明するための例に過ぎず、本発明の権利範囲を制限するものではない。
【００４２】
（実施例）
下記表１のような組成を有するインゴットを下記表２の条件を用いて鋼板を製造した。このとき、熱間圧延開始温度は１１５０℃で、冷延鋼板の製造時の加熱速度は５℃／ｓ、焼鈍時間は４５秒であった。その後、上記のように製造された熱延鋼板及び冷延鋼板の物性、微細組織を測定し、その結果を下記表３に示した。
【００４３】
【表１】
0005699226.tif 000002
【００４４】
【表２】
0005699226.tif 000003
【００４５】
【表３】
0005699226.tif 000004
【００４６】
上記表１〜３から分かるように、本発明が提案する組成範囲及び製造条件を満たす発明材１〜９は、降伏比が熱延鋼板では７２〜８７％、冷延鋼板では６７〜８３％を示しており、延伸率は熱延鋼板では３４〜４４％、冷延鋼板では３６〜４８％を示した。また、発明材１〜９はオーステナイト単相組織からなることが分かり、５％以上のＡｌ添加によって７．４ｇ／ｃｍ３以下の比重を有することが分かる。また、Ｍｎ／Ａｌ比が２〜３、フラッシュ溶接性に関連してＭｎ／Ｓｉ比が３０以下と良好な水準を示す。
【００４７】
これに対し、比較材１及び２は、本発明の組成成分及び範囲に符合しているが、それぞれ仕上圧延温度及び巻取温度の範囲を満たしていないことから、発明材４に比べて延伸率が低い水準を示しており、微細組織もオーステナイトとセメンタイトの混合組織からなることが分かる。
【００４８】
比較材３〜６は、発明材４と同一の熱延鋼板特性を有する鋼種にもかかわらず、冷延時の圧下率、焼鈍温度及び冷却速度が本発明の範囲を外れることから、延伸率及び降伏比が劣位であることが分かる。比較材７〜１１の場合は、本発明の製造条件に符合するように製造されたが、成分系を満たしていないことから、延伸率または降伏比が低い水準を示す。