(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１〜１．２％、Ｍｎ：２〜１０％、Ａｌ：３〜１０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下を含み、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｕ：５．０％以下、Ｓｂ：０．０１〜０．０５％、及びＢ：０．０１％以下からなる群より選択された１種以上を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、下記Ｂ＊の値が２〜１０を満たす鋼スラブを１０００〜１２００℃で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを熱間圧延し、７００℃以上で仕上げ熱間圧延する段階と、
前記熱間圧延後に巻取して熱延鋼板を製造する段階と、
前記製造された熱延鋼板を５００〜８００℃の温度で１時間以上熱処理を行う段階と、
前記熱処理を行った熱延鋼板を４０％以上の冷間圧下率で冷間圧延する段階と、を含む、強度及び延性に優れた軽量鋼板の製造方法。
Ｂ＊＝Ｎｉ＋０．５Ｃｕ＋１００Ｓｂ＋５００Ｂ（各成分の値は質量％である）
【請求項２】
前記熱間圧延中における鋼スラブの微細組織はオーステナイトを面積分率５％以上で含む、請求項１に記載の強度及び延性に優れた軽量鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記熱延鋼板は大気雰囲気７００℃の温度で３０分間維持したとき、脱炭層が１０μｍ以下である、請求項１または２に記載の強度及び延性に優れた軽量鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記冷間圧延により得られた冷延鋼鈑を１〜２０℃／ｓの加熱速度で再結晶温度〜９００℃まで加熱し、１０〜１８０秒間維持した後、１〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却する段階を含む、請求項１〜３のいずれか１項に記載の強度及び延性に優れた軽量鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記冷却後に、Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ、及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉのうちから選択された１種のめっき層を形成する段階をさらに含む、請求項４に記載の強度及び延性に優れた軽量鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車構造部材、内外板用等として使用される鋼板に関するもので、より詳細には、優れた強度及び延性を有する軽量鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車は新しい燃料の自動車（例えば、電気自動車）が登場したことにより、蓄電池等の自動車燃料システムの重さが現在の内燃機関に比べて大幅に増えるものと予想されるため車体の重量を著しく減少させることができる軽量素材の開発が要求されている。
【０００３】
軽量素材として、アルミニウムやマグネシウムの使用が議論されているが、上記アルミニウムやマグネシウムは、強度及び延性が低く費用が高いという問題がある。したがって、依然として鋼材の利用が避けられない。
【０００４】
鋼材は強度及び延性がアルミニウム、マグネシウムより顕著に優れており原価も極めて低い。今までは高強度高靱性鋼材の厚さを薄くして車体の軽量化を図ってきたが、鋼材自体の比重が高いため自動車に求められる軽量化の限界を満たしていない場合、鋼材においてＡｌのような非鉄金属の使用が避けられない実情である。
【０００５】
これにより、主に軽元素であるＡｌを添加して比重を低くした鋼材の開発が行われている。今まで知られた製造技術としては、極低炭素鋼に２．０〜１０．０ｗｔ％のＡｌを添加したフェライト系鋼材の製造技術、及び極低炭素鋼に８ｗｔ％程度のＡｌを添加し、Ｍｎを１０〜３０ｗｔ％添加したオーステナイト系鋼材の製造技術が挙げられる。
【０００６】
上記フェライト系鋼材は、０．８〜１．２ｗｔ％の炭素を含有し、１０〜３０ｗｔ％のマンガン及び８〜１２ｗｔ％のアルミニウムを含む技術（特許文献１）と、０．２ｗｔ％以下の炭素と２．５〜１０ｗｔ％のアルミニウムを添加して析出物及び集合組織の制御を通じて剛性を確保し、延性をある程度確保したが、引張強さが４００ＭＰａの水準と低く延伸率が２５％水準に過ぎないという問題がある。
【０００７】
これを解決するために、多量の残留オーステナイトを含んで、変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を起こしてフェライト集合組織を制御することにより、リジングがなく、強度及び延性に優れた二相組織（Ｄｕｐｌｅｘ）軽量鋼板が開発された（特許文献２）。
【０００８】
しかし、上記二相組織軽量鋼板の場合、スラブを熱間圧延するために再加熱したり、機械的特性を得るために熱処理を行ったりすると、脱炭（Ｄｅｃａｒｂｏｎｉｚａｔｉｏｎ）が行われ、炭素が消失するとともにオーステナイトの減少によって強度及び延性が低下するという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】日本公開特許 特開２００６−１７６８４３号
【特許文献２】日本公開特許 特開２００９−２８７１１４号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の一側面は、オーステナイトを含む鋼鈑に対して熱処理過程で発生する脱炭を抑制することにより、脱炭によるオーステナイトの消失を防止して、少ない量の炭素及びマンガンを添加しても高い強度及び延性を確保することができる軽量鋼板及びこれを製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．１〜１．２％、Ｍｎ：２〜１０％、Ａｌ：３〜１０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下を含み、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｕ：５．０％以下、Ｓｂ：０．０１〜０．０５％、及びＢ：０．０１％以下からなる群より選択された１種以上を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、下記Ｂ＊の値が２〜１０を満たす強度及び延性に優れた軽量鋼板を提供する。
Ｂ＊＝Ｎｉ＋０．５Ｃｕ＋１００Ｓｂ＋５００Ｂ（各成分の値は重量％である）
【００１２】
また、本発明は、上記組成及びＢ＊の値を満たす鋼スラブを１０００〜１２００℃で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延し、７００℃以上で仕上げ熱間圧延する段階と、上記熱間圧延後に巻取して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を４０％以上の冷間圧下率で冷間圧延する段階と、を含む強度及び延性に優れた軽量鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によると、オーステナイトを含む二相組織を有する軽量鋼板の脱炭を効果的に抑制して、少ない量の合金元素を添加しても十分な残留オーステナイトを得ることができ、フェライト基地に残留オーステナイトと炭化物が分散して材質異方性が少なく、引張強さが７００ＭＰａ以上、延伸率３０％以上と強度及び延性が改善され、これにより、成形性に優れた熱延鋼板ならびに冷延鋼板及びめっき鋼板が提供される。よって、自動車用車体の軽量化に顕著な効果がある。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、二相組織（Ｄｕｐｌｅｘ）鋼の脱炭機構を示した模式図である。
【図２】図２は、７００℃で３０分間維持した後の比較例４の組織写真及び炭素濃度分布グラフである。
【図３】図３は、発明例４及び比較例４の熱延鋼板の組織写真である。
【図４】図４は、発明例４の冷延前熱処理による組織変化を示した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
オーステナイトとフェライトの二相（Ｄｕｐｌｅｘ）組織鋼の脱炭機構を図１に模式的に示した。図１に示されているように、鋼材の組織がフェライトとオーステナイトをすべて含む場合、高温の酸化性雰囲気ではフェライトの表面で炭素と酸素が反応して、ＣＯ２またはＣＯを形成する。鋼表面のフェライトは炭素が平衡濃度より低くなり、濃度勾配によって炭素が表面側に拡散するため、脱炭が持続的に行われるようになる。しかし、フェライト単相の場合は、炭素濃度の勾配が大きくないため脱炭が多く行われない。
【００１６】
しかし、オーステナイトとフェライトが接するようになると、オーステナイトには多量の平衡固溶炭素が存在し、フェライトには非常に少ない量の平衡固溶炭素が存在するため、濃度勾配が非常に大きくなる。これにより、オーステナイトから十分な炭素が供給されて脱炭が継続的に行われるため、炭素がフェライトから奪われたオーステナイトは炭素の含量が低くなってフェライトに変態し、その結果、加工性に有利なオーステナイトが減少するという問題が発生する。
【００１７】
よって、本発明の発明者らは、炭素の拡散が結晶粒界を通じて活発に行われることを認知し、脱炭を抑制する方法として１）結晶粒界に偏析元素を添加して炭素の粒界拡散速度を下げる方法、２）強力な酸化元素を活用して結晶粒界に酸化物を形成させて酸素の粒界による浸透及び炭素の拡散を防ぐ方法を導出するようになった。本発明では、上記結晶粒界への偏析、及び結晶粒界に酸化物を形成できる方法により、機械的性質が低下することなく脱炭を効果的に防止することができ、これを通じてオーステナイトの消失がないため少量の炭素及びマンガンで強度及び延性に優れた低比重軽量鋼板を製造することができる。
【００１８】
本発明の軽量鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１〜１．２％、Ｍｎ：２〜１０％、Ａｌ：３〜１０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下を含み、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｕ：５．０％以下、Ｓｂ：０．０１〜０．０５％、及びＢ：０．０１％以下からなる群より選択された１種以上を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、下記Ｂ＊の値が２〜１０を満たす。
Ｂ＊＝Ｎｉ＋０．５Ｃｕ＋１００Ｓｂ＋５００Ｂ（各成分の値は重量％である）
【００１９】
以下、本発明の組成について詳しく説明する（重量％）。
【００２０】
Ｃ（炭素）：０．１〜１．２％
鋼中の炭素は、オーステナイトを安定化させるだけでなく、セメンタイトによる分散強化の作用をする。特に、連続鋳造中に形成される柱状晶は、再結晶が速く、熱間圧延時に粗大な対象の組織を形成するため、高温の炭化物を形成させて組織を微細化させ、強度を増加させるために一定量以上の炭素の含量が必要である。本発明では、脱炭防止が可能であることから、多くの量の炭素が必要ではないためその下限を０．１％にすることが好ましい。
【００２１】
一方、炭素の添加量が増加すると、セメンタイト及びカッパ炭化物が増加して強度の上昇に寄与するが、鋼の延性が著しく低下する。特に、Ａｌが添加された鋼では、カッパ炭化物がフェライト結晶粒界に析出して脆性を起こすため上限を１．２％にすることが好ましい。
【００２２】
Ｍｎ（マンガン）：２〜１０％
マンガンは、炭素とともに本発明で炭化物の特性を制御し、高温でオーステナイトの形成に寄与する作用を行う元素である。マンガンは、炭素と共存することで炭化物の高温析出を助長する。これにより、粒界の炭化物を抑制することで熱間脆性を抑制して最終的に鋼板の強度向上に寄与する。また、マンガンは、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下げる役割をする。したがって、マンガンの下限を２％にすることが好ましい。しかし、マンガンを多く添加しすぎると、マンガンは中心偏析及び熱延板で過度なバンド組織をもたらして延性を低下させるため上限を１０％にすることが好ましい。
【００２３】
Ａｌ（アルミニウム）：３〜１０％
アルミニウムは、本発明でＣ、Ｍｎとともに最も重要な元素である。アルミニウムの添加を通じて鋼材の比重を低減させる。そのためには、３％以上添加されることが好ましい。アルミニウムは、比重の低減のために多量添加することが好ましいが、多量添加するとカッパ炭化物、ＦｅＡｌ、Ｆｅ３Ａｌ等の金属間化合物が増加して鋼の延性を低下させるためその上限を１０％にすることが好ましい。
【００２４】
本発明のように、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌの含量を制御しても、高温（例えば、６５０〜１２５０℃程度）で構成相がオーステナイトを５面積％以上含むことが好ましい。上記オーステナイト相が５面積％未満であると、鋼板焼鈍後に常温で二相組織（Ｄｕｐｌｅｘ）を有することができないため、引張強さ７００ＭＰａ以上、延伸率３０％以上の優れた強度及び延性を得ることはできない。そのためには、脱炭を抑制しなければならないため、本発明では脱炭を抑制するために、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｕ：５．０％以下、Ｓｂ：０．０１〜０．０５％、及びＢ：０．０１％以下からなる群より選択された１種以上を含む。
【００２５】
Ｎｉ（ニッケル）は、フェライト結晶粒界に偏析して脱炭の抑制だけでなく、炭素の拡散を防ぐ役割を行う。また、オーステナイトの安定性を増大させて強度及び延性を増加させる。しかし、Ｎｉが多すぎると、鋼の製造原価が増加するという問題があるため、その上限を５％以下にすることが好ましい。
【００２６】
Ｃｕ（銅）も、オーステナイトにおける固溶度が高い元素で、熱延工程でスラブの再加熱時に表面に溶融膜を形成して、酸素の浸透及び炭素の脱炭を抑制する作用をする。しかし、上記Ｃｕの含量が多すぎると、溶融Ｃｕによる粒界の浸食によって鋼の表面に微細なクラックを起こして熱延板にスキャブ（ｓｃａｂ）やスライバ（ｓｌｉｖｅｒ）のような表面欠陥を引き起こすため、その上限を５％にすることが好ましい。
【００２７】
Ｓｂ（アンチモン）は、Ｎｉと同様に粒界偏析元素であるが、Ｎｉより粒界偏析の傾向が強いため、０．０１％以上の少量を添加してもよい。本発明においてＳｂは、粒界偏析の他にも、高温で延性を有するＭｎ２Ｓｂ２Ｏ７という粒界酸化物を形成し、これら酸化物が酸素の粒界拡散による浸透及び炭素の拡散を防ぐことを新たに発見した。しかし、上記Ｓｂが多量添加されると、粒界酸化物が増加し、高温延性が低下することから、熱間圧延中にエッジクラックの問題が発生する可能性があるため、上限は０．０５％にすることが好ましい。
【００２８】
Ｂ（ホウ素）は、Ｓｂと同様に粒界偏析元素でありながら、酸化物形成元素でもある。Ｓｂとは異なり、オーステナイト結晶粒界に偏析する傾向が強いため、Ｓｂほど脱炭抑制効果は高くない。また、粒界だけでなく、表面にＢ２Ｏ３のような酸化物を形成する傾向が強いことから、多量添加する場合、熱間圧延中に表面欠陥及びクラックを起こすという問題があるため、その上限は０．０１％にすることが好ましい。
【００２９】
残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。
【００３０】
本発明の軽量鋼板におけるＮｉ、Ｃｕ、Ｓｂ及びＢの含量は、下記Ｂ＊で規定される値が２〜１０を満たすことが好ましい。上記Ｂ＊は、本発明で求められる機械的性質及び合金の経済性を考慮し、最適な脱炭効果を確保するために、上記成分の含量を調節するためのものである。特に、Ｎｉは、多量添加時に製鋼原価が上昇するという問題があり、他の元素は表面欠陥及び常温クラックを引き起こしかねないという問題があるため、これを考慮して成分元素の最適化を図ることが重要である。
Ｂ＊＝Ｎｉ＋０．５Ｃｕ＋１００Ｓｂ＋５００Ｂ（各成分の値は重量％である）
【００３１】
上記Ｂ＊の値が２以上であると脱炭抑制効果が具現されるが、１０を超過すると合金原価の上昇及び粒界酸化物の増加で延性が低下するという問題があるため、その値は１０を超えないことが好ましい。
【００３２】
本発明の軽量鋼板は、フェライト基地に残留オーストナイトを含むことが好ましい。上記残留オーステナイトは、面積分率で、１０〜５０％であることが好ましい。本発明の軽量鋼板は、従来より少ない量の合金元素を添加しても、十分な残留オーステナイトを確保することができ、材質異方性が少ない引張強さ７００ＭＰａ以上、延伸率３０％以上の強度及び延性に優れた鋼板を提供することができる。このとき、鋼板は冷延鋼板及びめっき鋼板を含む。
【００３３】
以下、本発明の軽量鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
【００３４】
先ず、上記組成及びＢ＊の値を満たす鋼塊またはスラブ（以下、スラブと通称する）を設け、上記スラブを１０００〜１２００℃で再加熱する。上記再加熱温度は、通常の熱間圧延温度を確保することができるように１０００〜１２００℃にすることが好ましい。
【００３５】
上記再加熱後に熱間圧延を行い、７００℃以上で仕上げ圧延することが好ましい。上記仕上げ圧延温度は、高温で二相（Ｄｕｐｌｅｘ）組織を有し、延性に優れたフェライトによって圧延がうまく行われる温度であり、上記仕上げ圧延温度が低いほど圧延荷重が増加するため７００℃以上で行うことが好ましい。
【００３６】
上記熱間圧延後に、通常の方法で巻取を行って熱延鋼板を製造する。
【００３７】
上記熱間圧延が行われる温度範囲（７００〜１２００℃）で、鋼スラブは、オーステナイト組織を面積分率で５％以上含むことが好ましい。上記オーステナイト組織を５％以上含むというのは、熱間圧延が行われる温度で十分な炭化物が生成されず、オーステナイトを消失しないため後の冷間圧延を経た鋼板が高い強度及び延性を確保することができることを意味する。
【００３８】
一方、上記熱延鋼板を大気雰囲気７００℃の温度で３０分間維持したとき、脱炭層が１０μｍ以下であることが好ましい。熱延鋼板の表面を研削して酸化層を除去した後、大気雰囲気において７００℃で３０分間維持して脱炭層を評価したとき、脱炭層が１０μｍ以下である場合はオーステナイトの消失がなくなるため優れた強度及び延性を有するようになる。
【００３９】
上記熱延鋼板に対して、鋼の異方性を減少するとともに、炭化物またはオーステナイトバンド組織を減少させるために、５００〜８００℃の温度で１時間以上熱処理を行うことができる。オーステナイト組織を含む二相組織（Ｄｕｐｌｅｘ）鋼は、柔らかいフェライトと堅固なオーステナイトの二相組織を有するが、熱間圧延中にほとんどのフェライトが変形する。これは、強度が低いフェライトが回復し、再結晶が非常に速いためである。そのため、フェライト基地組織に炭化物またはオーステナイトが層状に配列するバンド形態の組織が形成されるという問題がある。バンド組織は、鋼の機械的性質異方性を引き起こして加工性を損ない、冷間圧延中に脆性破壊の原因になることもある。したがって、これを解消するためには、炭化物球状化のために５００℃以上、オーステナイトバンドの除去のために８００℃以下の温度で１時間以上熱処理することが好ましい。
【００４０】
また、上記熱延鋼板に対して、４０％以上の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造することができる。冷間圧延は、通常酸洗後に行われ、冷間圧下率が４０％以上にならなければ、冷間加工によって蓄積エネルギーが確保されず、新たな再結晶組織が得られない。
【００４１】
上記冷間圧延された鋼板に対して、表面の圧延油を除去して連続焼鈍を行ったり、めっきを行ってめっき鋼板を製造することができる。上記連続焼鈍は、１〜２０℃／ｓの加熱速度で加熱し、再結晶温度以上９００℃以下の温度で１０〜１８０秒間焼鈍した後、１〜１００℃／ｓの冷却速度で４００℃まで冷却することが好ましい。上記加熱速度が１℃／ｓ未満になると、生産性が低下し、高温に長い時間露出しすぎるため結晶粒の粗大化及び強度の低下が発生し材質が低下する。また、２０℃／ｓを超過すると、炭化物の再溶解が足りないためオーステナイトの形成量が減少し、最終的に残留オーステナイトの量が減少するため延性が低下するという問題がある。
【００４２】
上記再結晶温度〜９００℃で十分な再結晶及び結晶粒成長が行われ、均一に加熱されるように１０秒間以上維持することが望ましい。１８０秒間を超過すると、生産性が低下し、後続するめっき過程で亜鉛浴及び合金化処理時間が増加する可能性があるため耐食性及び表面特性が悪化するおそれがある。
【００４３】
一方、上記めっきは、特に限定されるものではなく、耐食性を確保するために亜鉛系めっき、アルミニウム系、金属合金めっきが適用されることができる。例えば、Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ等のめっき層を形成することができる。上記めっき層は、片面当たり１０〜２００μｍの厚さで行うことが十分な耐食性を確保する側面で好ましい。
【実施例】
【００４４】
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解のためのものであるだけで、本発明の権利範囲を限定するものではない。
【００４５】
（実施例）
下表１の組成を有する鋼スラブを制作し、１１５０℃で再加熱して７５０〜８５０℃の温度範囲で熱間圧延を仕上げた。このとき、熱延鋼板の厚さは３．２ｍｍであり、これを５００〜７００℃の温度で１時間維持し、常温で冷却して表面のスケールを除去した後、７００℃の温度で炭化物球状化及びオーステナイトバンド除去処理を５時間行い、厚さ１．０ｍｍの冷延鋼板を製造した。
【００４６】
【表１】
0006307618.tif 000002
上記表１における成分の単位は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物である。また、Ｂ＊はＮｉ＋０．５Ｃｕ＋１００Ｓｂ＋５００Ｂを意味する。
【００４７】
上記冷延鋼鈑を５℃／ｓの加熱速度で８００℃まで加熱し、６０秒間維持した後、６００〜６８０℃で徐冷し再び２０℃／ｓの冷却速度で４００℃まで急冷して、１００秒間恒温維持処理してから４００〜５００℃の溶融亜鉛めっき浴で亜鉛めっきを行って亜鉛めっき鋼板を製造した。
【００４８】
上記製造された亜鉛めっき鋼板の物性を評価し、以下の表２に示した。下表２で１０００℃における鋼スラブのオーステナイト分率を測定するために、各熱延鋼板を１０００℃で予め加熱された炉中で１時間維持して水冷した後、フェライトを除いた残りの分率と見なして測定した。
【００４９】
【表２】
0006307618.tif 000003
【００５０】
上記表２に示されているように、発明例の場合はオーステナイトの損失がほとんどないのに対し、比較例では非常に多くのオーステナイトの損失が発生するため、最終の軽量鋼板が本発明の要求する引張強さ及び延伸率を満たせないことを確認することができた。
【００５１】
一方、比較例５の場合は冷間圧延焼鈍試片を製作することが不可能であった。これは熱間圧延過程でＢ２Ｏ３が粒界に多量析出して脱炭抑制効果はあったが、冷間圧延過程で脆性破壊が起きるためであると解釈される。
【００５２】
一方、図２は、上記比較例４の熱延鋼板を大気雰囲気において７００℃で３０分間維持した後、組織写真及び炭素濃度分布を示したものである。上記比較例４の熱延鋼板は、既に相当な脱炭が行われて、脱炭層を十分に除去するために、１．２ｍｍの厚さで研削した後、大気雰囲気において７００℃の温度で加熱された炉で３０分間維持してから組織を走査電子顕微鏡で観察した。組織写真において脱炭層の平均水深は１７０μｍの水準で見られるが、表面から炭素の濃度を評価した結果、脱炭が約４００μｍまで深く行われていたことが分かる。これにより、約４００μｍまで残留オーステナイトがかなり消失して延性が高くなく、Ｃの含量が低いオーステナイトは熱的安定性が低下して常温冷却中に、マルテンサイトまたは炭化物を含むフェライトに変態するものと評価される。
【００５３】
図３は発明例４及び比較例４の熱延鋼板を大気雰囲気において７００℃で３０分間維持した後の表面脱炭を観察した組織写真である。
【００５４】
図３（ａ）の発明例４の熱延鋼板は、脱炭深さが７μｍの水準と脱炭がほとんど行われていないため、より多くの量の安定したオーステナイトが常温まで残留し強度及び延性がともに優れていることが分かる。これに対し、図３（ｂ）の比較例４の熱延鋼板は、脱炭深さが１７０μｍの水準と脱炭が激しく発生したことが分かる。
【００５５】
図４は発明例４の冷間圧延前の熱処理による組織変化を示す写真である。
【００５６】
発明例４の熱延鋼板を酸洗して表面に形成された酸化物を除去した後、これを７００℃の温度で炭化物球状化及びオーステナイトバンド除去熱処理を５時間行った。発明例４は脱炭防止効果を有するため、このような熱処理ができるという長所がある。その後、６７％の冷間圧延を行い、８００℃まで加熱し６０秒間均一に加熱されるようにして焼鈍した後、微細組織を走査電子顕微鏡で観察した。
【００５７】
図４（ａ）は、上記熱処理前の微細組織で、熱間圧延温度領域において二相組織（Ｄｕｐｌｅｘ）鋼は柔らかいフェライトと堅固なオーステナイトの二相組織を有するが、熱間圧延中にほとんどフェライトが変形する。これは強度が低いフェライトが回復し、再結晶が非常に速いためである。これにより、フェライト基地組織に炭化物やオーステナイトが層状に配列するバンド形態の組織が形成される。このようなバンド組織は、鋼の機械的性質異方性を引き起こし、加工性を害し、冷間圧延中の脆性破壊を起こす原因になる。
【００５８】
これに対し、熱処理した図４（ｂ）での組織は比較的均一に残留オーステナイトが分布することが分かる。このような効果は、本発明のように脱炭が抑制されて初めて可能となる。脱炭抑制効果がなければ、７００℃の温度で構想化熱処理をする間に脱炭によってオーステナイトの安定性が低下し、オーステナイトの消失が生じるため、強度及び延性が低下するという問題がある。
【００５９】
したがって、本発明は、脱炭抑制を通して炭化物球状化及びオーステナイトバンド組織を低減する熱処理を行ってもオーステナイトの消失がないという長所があるため、従来の技術よりも異方性が遥かに少ない高延性低比重軽量鋼板の製造が可能である。
【図１】
0006307618.tif 000004
【図２】
0006307618.tif 000005
【図３（ａ）】
0006307618.tif 000006
【図３（ｂ）】
0006307618.tif 000007
【図４（ａ）】
0006307618.tif 000008
【図４（ｂ）】
0006307618.tif 000009