(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．２〜０．８質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ａｌ：３〜１５質量％、Ｎ：０．０１質量％以下で、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなり、前記Ｍｎと前記Ａｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が０．４〜１．０である鋼スラブに対して、
１０００〜１２００℃の範囲に加熱する加熱段階と、
７００〜８５０℃の範囲で仕上げ圧延する熱間圧延段階と、
６００℃以下で巻取りする巻取段階と、
４０〜９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延と、
再結晶温度〜９００℃で１〜２０℃／秒の加熱速度で１０〜１８０秒間焼鈍する焼鈍段階と
を含むことを特徴とする低比重高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記鋼スラブが、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．３質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．１〜２．０質量％、Ｃｕ：０．１〜１．０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００３質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｒ：０．００５〜０．２質量％、Ｎｂ：０．００５〜０．２質量％、Ｗ：０．１〜１．０質量％、Ｓｂ：０．００５〜０．２質量％及びＣａ：０．００１〜０．２質量％からなるグループから選択される１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の低比重高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
Ｃ：０．２〜０．８質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ａｌ：３〜１５質量％、Ｎ：０．０１質量％以下で、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなり、前記Ｍｎと前記Ａｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が０．４〜１．０である鋼スラブに対して、
１０００〜１２００℃の範囲に加熱する加熱段階と、
７００〜８５０℃の範囲で仕上げ圧延する熱間圧延段階と、
６００℃以下で巻取する巻取段階と、
４０〜９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、  
再結晶温度〜９００℃で１〜２０℃／秒の加熱速度で１０〜１８０秒間焼鈍する焼鈍段階と、
Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉの１種で、片面当たり１０〜２００μｍの厚さにメッキ層を形成するメッキ段階と、
を含むことを特徴とする低比重高強度メッキ鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記鋼スラブが、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．３質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．１〜２．０質量％、Ｃｕ：０．１〜１．０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００３質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｒ：０．００５〜０．２質量％、Ｎｂ：０．００５〜０．２質量％、Ｗ：０．１〜１．０質量％、Ｓｂ：０．００５〜０．２質量％及びＣａ：０．００１〜０．２質量％からなるグループから選択される１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項３に記載の低比重高強度メッキ鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は主に自動車構造部材の内外板用として使われる低比重高強度冷延鋼板および低比重高強度メッキ鋼板の製造方法に関するもので、より詳しくは、従来の高強度鋼板より比重が低く、強度が優れ、ドロイングなどの激しい加工をしてもリジング（ｒｉｄｇｉｎｇ）が発生しない低比重高強度冷延鋼板および低比重高強度メッキ鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車用鋼板は、自動車の燃費低減のために軽量化を、衝突時の安定性を高めるために鋼板の強度を高くすることを求めているが、他方、自動車成形品の複雑化、一体化などが進んで、成型し易い材料を求める傾向にある。鋼材は強度と延性がアルミニウムやマグネシウムより著しく優れ、コストも比較的低いため、これまでは高強度高延性鋼板の厚さを薄くして車体の軽量化を図る方法が主に採られてきたが、今後のさらなる軽量化には、非鉄系軽量金属の使用が不可避な実情である。
【０００３】
このような要求に応える材料に、アルミニウム元素を添加して比重を低くした鋼材があり、極低炭素鋼に２．０〜１０．０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）を添加したフェライト系鋼材の製造技術がある〔例えば、特許文献１参照〕。
【０００４】
しかし、フェライト系鋼材の場合、一般に伸び率が２５％水準に過ぎず、ドローイングなどの加工時に表面に凹凸状の線形のストライプ欠陥が発生するという、所謂“リジング（ｒｉｄｇｉｎｇ）現象”があり、これによる鋼板の外観不良及び深加工の部位が破壊されるという問題点があった。
【０００５】
鋼材の耐リジング性の改善については、Ｖ／Ｆｅの比を特定範囲にしたフェライト系ステンレス鋼板〔特許文献２参照〕、熱延板の表面から厚さ方向に５０μｍ以内の表層部において、１５μｍ以下の結晶粒径をもつフェライト粒を７０面積％以下に制限した合金化溶融亜鉛めっき鋼板〔特許文献３参照〕、複合型窒化チタンの形態，分散状態を制御することにより、耐リジング性，表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板〔特許文献４参照〕、熱間圧延し、その熱延板を９５０℃以上で６〜１２時間均熱処理する条件で焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、その後該冷延板を焼鈍する工程で製造したフェライト系ステンレス鋼板〔特許文献５参照〕など鋼材の組成、製造方法の両面から検討されている。
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−１７６８４４号公報
【特許文献２】特開２００６−２９９３７４号公報
【特許文献３】特開２００１−３１６７６３号公報
【特許文献４】特開２００５−３０７２３４号公報
【特許文献５】特開２００５−３０７３０６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記の問題点に鑑み、本発明の目的は、鋼材に含まれる合金成分を適切に制御することにより、自動車軽量素材として適する６００ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性に優れた耐リジング性に優れた冷延鋼板用低比重高強度熱延鋼板、低比重高強度冷延鋼板、および低比重高強度メッキ鋼板の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明における低比重高強度冷延鋼板の製造方法は、Ｃ：０．２〜０．８質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ａｌ：３〜１５質量％、Ｎ：０．０１質量％以下で、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる組成、あるいはこれらの成分に加えさらにＣｒ：０．１〜０．３質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．１〜２．０質量％、Ｃｕ：０．１〜１．０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００３質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｒ：０．００５〜０．２質量％、Ｎｂ：０．００５〜０．２質量％、Ｗ：０．１〜１．０質量％、Ｓｂ：０．００５〜０．２質量％及びＣａ：０．００１〜０．２質量％からなるグループから選択される１種または２種以上を含む組成でなり、ＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が０．４〜１．０である鋼スラブに対して、１０００〜１２００℃の範囲に加熱する加熱段階、７００〜８５０℃の範囲で仕上げ圧延する熱間圧延段階、６００℃以下で巻取する巻取段階、４０〜９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階、再結晶温度〜９００℃で１〜２０℃／秒の加熱速度で１０〜１８０秒間焼鈍する焼鈍段階を順次行う。
【００１０】
さらに本発明の低比重高強度メッキ鋼板の製造方法は、Ｃ：０．２〜０．８質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ａｌ：３〜１５質量％、Ｎ：０．０１質量％以下で、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる組成、あるいはこれらの成分に加えさらにＣｒ：０．１〜０．３質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．１〜２．０質量％、Ｃｕ：０．１〜１．０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００３質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｒ：０．００５〜０．２質量％、Ｎｂ：０．００５〜０．２質量％、Ｗ：０．１〜１．０質量％、Ｓｂ：０．００５〜０．２質量％及びＣａ：０．００１〜０．２質量％からなるグループから選択される１種または２種以上を含む組成でなり、ＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が０．４〜１．０である鋼スラブに対して、１０００〜１２００℃の範囲に加熱する加熱段階、７００〜８５０℃の範囲で仕上げ圧延する熱間圧延段階、６００℃以下で巻取する巻取段階、４０〜９０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階、再結晶温度〜９００℃で１〜２０℃／秒の加熱速度で１０〜１８０秒間焼鈍する焼鈍段階、Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉの１種で、片面当たり１０〜２００μｍの厚さにメッキ層を形成するメッキ段階を順次行う。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の製造方法によると、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引張強度が６００〜１０００ＭＰａの水準と強度が高いだけでなく、５％引張後リジング高さが１０μｍ以下であって優れた耐リジング性と延性を備え、自動車用車体の軽量化に著しい効果がある低比重高強度冷延鋼板、および低比重高強度メッキ鋼板を提供することが出来る。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
低比重高延性高強度鋼のリジング欠陥をなくす目的で、柱状晶の微細化及び熱間圧延のための再加熱及び圧延のうち粗大になり得る｛００１｝＜１１０＞〜｛１１２｝＜１１０＞方位の抑制のための手段がある。これは、連続鋳造により製作した鋼スラブを熱延中再加熱する時に結晶粒の粗大化を抑制するため微細炭化物とオーステナイト変態を利用し、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌなどの成分を制限し、Ｔｉなどの合金元素を添加する一方、熱延及び冷延など工程変数を制限することである。
【００１３】
以下、本発明の鋼板においてリジング抑制の原理及び方法について、さらに詳しく説明する。
【００１４】
上記したように、リジングは、鋼内部の集合組織中加工性の良くない粗大な｛００１｝＜１１０＞〜｛１１２｝＜１１０＞方位の結晶粒が｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞集合組織と繊維組織のように交差して分布するとき、これを引張或いはドロイングする場合に問題となる。このような組織は、引張またはドロイング時に厚さ方向に収縮率の差が発生し、その結果、境界面で多くの残留応力が形成され最終加工品に凹凸状の欠陥を生じたり、過度な単面収縮差により局部変形が生じて破壊することもある。
【００１５】
特に、Ａｌが多量添加される本発明鋼のような低比重鋼材では、フェライト単相への変態が起こらないため、鋳造中形成された柱状晶が冷却した後鋼スラブ加熱時に粗大に成長し、以後にも除去されないまま欠陥を引き起こすことになる。
【００１６】
本発明者等は低比重鋼材のリジング抑制について研究をかさねた結果、成分制御によるオーステナイト変態を活用して組織を微細化し、さらに圧延工程変数の制御を利用して本発明を完成するに至った。
【００１７】
即ち、先に説明した通り、リジングの原因となる｛００１｝＜１１０＞〜｛１１２｝＜１１０＞方位の集合組織は粗大なフェライト組織に起因する。従って、本発明では熱延工程以後に組織微細化が必須であり、このためＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）を制御すると同時に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃｒなどの析出物を利用するか、連鋳時に柱状晶が発達及び成長する温度で連鋳速度を調節し電子攪拌を行うことにより、全体厚さで柱状晶ではない等軸晶が占める等軸晶率を最大化する方法を利用する。
【００１８】
以下、本発明の成分系について、さらに詳しく説明する（以下の記載では、％は全て質量％である。）。
Ｃ：０．２〜０．８％；
Ｃは、セメンタイト［（Ｆｅ、Ｍｎ）３Ｃ］とカッパ炭化物［（Ｆｅ、Ｍｎ）３  ＡｌＣ］を作り、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作用をする。特に、連続鋳造中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ことがあり、高温の炭化物を形成させ組織を微細化させ、強度を増加させるためにＣを０．２％以上添加する。しかし炭素の添加量が増加するとセメンタイトとカッパ炭化物が増加して強度上昇には寄与するが、鋼の延性が著しく低下することがある。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ことがあり、Ｃの上限を０．８％とする。
【００１９】
Ｍｎ：２〜１０％；
Ｍｎは、炭素と共に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。特に、Ｃと共存することにより炭化物の高温析出を助長し、それにより粒界の炭化物を抑制して熱間脆性を抑制し、最終的に鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｎは、鋼の格子定数を増加させ密度を低下させることで鋼材の比重を低める役割もするので２％以上添加する。しかし、過度に添加するとＭｎの中心偏析及び熱延板で過度なバンド組織をもたらし延性を低下させることがあり、その上限を１０％にする。
【００２０】
Ｐ：０．０２％以下；
Ｐは、本発明で最も抑制が必要な元素である。Ｐは粒界に偏析して高温脆性と常温脆性を誘発するため鋼の加工性を著しく損なうことがある。また多量のＰを含有すると、表面に＜１００＞方位の集合組織が発達してリジングが増加するので、その上限を０．０２％にする。
【００２１】
Ｓ：０．０１５％以下；
Ｓは、Ｐと同様に高温脆性を助長する。特に、粗大なＭｎＳを形成して熱延及び冷延時に圧延板破断の原因となるので０．０１５％以下にする。
【００２２】
Ａｌ：３〜１５％；
Ａｌは、本発明でＣ及びＭｎと共に最も重要な元素である。Ａｌの添加することで鋼材の比重を低減させる効果がでるので３％以上添加する。比重低減のみ考えると、Ａｌを多量添加することが好ましいが、添加量が過度になるとカッパ炭化物、ＦｅＡｌ、Ｆｅ３Ａｌのような金属間化合物が増加して鋼の延性を著しく低下させることがあり、その上限を１５％にする。
【００２３】
Ｎ：０．０１％以下；
Ｎは、本発明のように多量のＡｌを含有させる場合、ＡｌＮ挺出を起こし柱状晶組織の微細化と等軸晶率の向上に効果的であるが、Ｎの含量を上げるための費用が増加し、ノズル詰まりや析出によって延性が急激に低下することがある。従って、窒素の上限を０．０１％にする。
【００２４】
Ｍｎ／Ａｌ：０．４〜１．０；
上述の合金組成を満たしても、Ａｌ含量を、Ｍｎ含量と連動させて調節することがリジングを抑制する上で、さらに熱間クラックを防止し、高延性の特性を出すに必要である。従って、ＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）を０．４未満にすると、組織がフェライトと炭化物の混合組織で構成され、Ａｌ偏析及び柱状晶の粗大化により熱延組織の粗大化が避けられないだけでなく、粒界のカッパ炭化物形成により過多リジングの発生及び圧延中クラックの発生の原因となる。ＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）を０．４以上にすると、粗大な柱状晶の出現が避けられ、リジングの原因である粗大な｛００１｝＜１１０＞〜｛１１２｝＜１１０＞方位の結晶粒が避けられるだけでなく、カッパ炭化物の粒界析出を抑制して高温で粒界破壊によるクラック発生を防止することが出来る。しかし、質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が１．０を超えると、高温でオーステナイト変態が起きて第２相分率が増加し、冷却時マルテンサイト変態により強度が過度に増加する一方、延性の低下が起きるので、その上限は１．０に制限する。既存の軽量鋼材ではＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が比較的低く、一部０．３５水準の場合にも熱間脆性とリジングに対して弱い組成を表した場合であるか、低い炭素含量により残留オーステナイトが殆ど形成されない場合であるため、強度−延性が十分ではない。さらにＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が２．５の水準と高い従来技術は、第２相分率の増加により強度が増加して冷間圧延の負荷が著しく増加するだけでなく、圧延中冷間脆性が起こるという問題点がある。
【００２５】
上述の本発明の基本成分系の他に、強度、延性、そして鋼材のその他物性を強化及び補完する目的で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｗ、Ｓｂ及びＣａからなるグループから１種または２種以上を微量添加することが出来る。
【００２７】
Ｃｒ：０．１〜０．３％；
Ｃｒは、フェライト域確定元素で、延性を低下させずにＣｒ系炭化物を形成する元素として組織を微細化する役割をするので、０．１％以上添加することが出来る。しかし過度になると延性が低下するので、その上限を０．３％にする。
【００２８】
Ｍｏ：０．０５〜０．５％；
Ｍｏは、Ｃｒと同様にフェライト域確定元素でありながら、微細な炭化物を形成させる元素で０．０５％以上添加する。しかし、過度に含有すると鋼の延性を低下させることがあり、その上限を０．５％にする。
【００２９】
Ｎｉ：０．１〜２．０％；
Ｎｉは、オーステナイト域確定元素で、熱間圧延中、部分的なオーステナイト導入による組織微細化でリジング性を著しく改善させるが、価格が高く製造コストの上昇を招くことになるので、その範囲を０．１〜２．０％にする。
【００３０】
Ｃｕ：０．１〜１．０％；
Ｃｕは、Ｎｉと類似な作用をしながらもＮｉに比べて価格的に有利であることが挙げられ、０．１％以上添加することが出来る。しかしＣｕが多量添加されると、高温で粒界に液体状態で存在して溶融金属による粒界脆性を誘発し、冷延板のスクラップ（ｓｃｒａｐ）の原因となることがあり、上限を１．０％とし、添加する場合の範囲を０．１〜１．０％としている。
【００３１】
Ｂ：０．０００５〜０．００３％；
Ｂは、微量でも熱間圧延過程でフェライトの回復再結晶を抑制して累積圧下率による組織微細化に役立ち、鋼の強度を増加させるので、０．０００５％以上添加する。しかし過度に添加されるとボロンカーバイド（Ｂｏｒｏ−Ｃａｒｂｉｄｅ）を形成し鋼の延性を低下させ、さらに溶融亜鉛メッキ層で亜鉛の濡れ性を阻害することがあり、その上限を０．００３％にする。
【００３２】
Ｔｉ：０．０１〜０．２％；
Ｔｉは、ＴｉＮ、ＴｉＣなどを形成して鋳造組織の等軸晶向上と結晶粒微細化を成し、カッパ炭化物の分散をよくするので、０．０１％以上を添加する。しかし高価な元素であることからコストの上昇を招く問題があり、また析出による強度上昇により延性が低下することがあるので、その上限を０．２％にする。
【００３３】
Ｚｒ：０．００５〜０．２％；
Ｚｒは、Ｔｉと類似な作用をし、Ｔｉより強力な窒化物及び炭化物を形成するため、０．００５％以上添加する。しかし、高価な元素であってコスト上昇となる問題があり、その上限を０．２％にする。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．２％；
Ｎｂは、Ｔｉと類似な作用をするため０．００５％を添加する。しかしＴｉと異なって高温で固溶強化と再結晶遅れが著しく、熱間圧延の圧延荷重を非常に増加させることがあり、薄い厚さの鋼板を製造し難いことがあるので、その上限を０．２％にする。
【００３５】
Ｗ：０．１〜１．０％；
Ｗは、重い元素で、鋼の比重を上昇させる逆作用をするが、Ｗ炭化物を形成して炭化物微細化に寄与し、フェライト生成に役立つので、０．１〜１．０％添加することができる。
【００３６】
Ｓｂ：０．００５〜０．２％；
Ｓｂは、粒界に偏析して粒界エネルギーを低下させ、カッパ炭化物の形成を抑制し、さらにＣやＡｌの粒界拡散を抑制し、表面濃化量を減らすことが出来、合金効率を上げることが出来るだけでなく、Ａｌ、Ｍｎなどのような表面濃化物の酸化物の厚さが薄くなり表面特性を向上させる効果があり、０．００５％以上添加する。しかし、多量のＳｂは粒界に偏析して延性を低下させることがあり、０．２％を上限にする。
【００３７】
Ｃａ：０．００１〜０．２％；
Ｃａは、ＣａＳのような粗大な硫化物を形成して鋼の熱間加工性を改善するため、０．００１％以上添加する。しかし、Ｃａは揮発性元素であって、製鋼で多量添加すると、鋼の靭性を低下させることがあるので、その上限を０．０２％にする。
【００３８】
以下、本発明の鋼板に含まれる残留オーステナイト組織の分率について説明する。
本発明の鋼板には残留オーステナイトが含まれる。残留オーステナイトは、フェライト基地組織の低い強度を補完しながら、なお十分な延性を備えるよう手伝う役割をするため、面積分率で１％以上含む。残留オーステナイトは多量に含まれるほど、より優れた品質を示すが、鋼板の商品性を考えると３０％を上限にすることが好ましい。
【００３９】
本発明の高強度低比重鋼板の製造方法について、以下により詳しく説明する。
再加熱温度：１０００〜１２００℃；
本発明の鋼板を製造するには、先ず鋼スラブを１０００〜１２００℃の温度で加熱する。再加熱温度が１２００℃を超えると鋼スラブに粗大粒が形成されリジング性及び熱延脆性があらわれることがあり、その反面１０００℃未満に加熱すると熱間仕上げ圧延温度が低過ぎて薄鋼板を製造することが困難で、圧延中高圧水噴射による高温表面酸化被膜を除去することが出来ず、表面欠陥が発生するという問題がある。従って、再加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲にする。
【００４０】
熱間仕上げ圧延温度：７００〜８５０℃；
熱間圧延は、なるべく低い温度で実施することが微細粒を得る上に効果的で、本発明では結晶粒の微細化のために８５０℃以下の温度で仕上げ圧延する。しかし、温度が低過ぎると、熱間変形抵抗が増加して薄鋼板を製造することが困難で、カッパ炭化物の析出によって伸び組織が出現してリジング欠陥が増加することがあるため、７００℃以上の温度で圧延する。
【００４１】
巻取温度：６００℃以下；
熱間圧延を経た鋼板は、６００℃以下の温度で巻取される。これはカッパ炭化物の粗大化及び過多析出を抑制し、粗大粒の２次再結晶現象による異常粗大粒の形成を遮断するための温度条件である。
【００４２】
このように製造された熱延材を酸洗い及び粗質圧延オイリングした後熱延鋼板を製造することが出来るが、本発明によると鋼板の比重は７．２ｇ／ｃｍ３以下の低比重鋼板で得られる。
また、上記熱延鋼板は酸洗い後、冷間圧延過程を経て冷延鋼板で製造することが出来る。
【００４３】
冷間圧下率：４０％以上；
冷間圧延時に冷間圧下率は４０％以上で行われる。４０％以上の圧下率を加えると冷間加工による蓄積エネルギーの確保が可能で、新たな再結晶組織を得ることが出来るためである。特に、リジングを起こす粗大な｛００１｝＜１１０＞〜｛１１２｝＜１１０＞方位の結晶粒は冷間圧下率が高いほど破壊されやすく、以後、焼鈍過程でリジング抑制に有利な｛１１１｝＜１１０＞〜｛１１１｝＜１１２＞集合組織で再結晶することが出来る。従って、冷間圧下率は４０％以上と、なるべく高くする。但し、生産効率と経済性を考えて上限は９０％以下に制限する。
【００４４】
焼鈍条件中加熱速度：１〜２０℃／秒；
冷間圧延された鋼板は、以後、表面の圧延油を除去した後、連続焼鈍または連続焼鈍した後に連続溶融亜鉛メッキを実施する。この際、加熱速度は１秒当たり１〜２０℃の範囲で金属加熱処理する。上記加熱速度が１℃／秒未満では生産性が低下しすぎ、高温に長い時間露出されることから結晶粒の粗大化及び強度低下の問題が発生して材質が低下することがあり、反面２０℃／秒を超える温度では炭化物の再溶解が劣るので、オーステナイトの形成が低下して、最終的に残留オーステナイト量が減少して延性が低くなるという問題が発生することがある。
【００４５】
焼鈍条件中、加熱温度及び時間：フェライト再結晶温度（以下、単に“再結晶温度”と記す。）〜９００℃で１０〜１８０秒；
加熱は、再結晶温度以上９００℃以下の範囲で行う。再結晶温度未満では加工硬化組織が残り延性の確保が困難で、９００℃を超えると、粗大粒の形成により延性は増加するが、強度が低下しリジングの発生が増加することとなる。特に、リジング抑制に効果的な｛１１１｝集合組織は初期に発達成長するため、十分な亀裂時間が必要であり、これによって、１０秒以上加熱して強度及び加工性に優れリジング抑制に効果的な｛１１１｝集合組織を強化させることが出来る。しかし、加熱時間が１８０秒を超えると生産性が低下し過ぎ、焼鈍炉とメッキ装置は一体設備であるために、溶融亜鉛メッキ中亜鉛浴と合金化処理時間が増加することとなり、耐食性と表面特性に良くない。  
【００４６】
以後、４００℃まで１〜１００℃／秒の冷却速度で冷却し、通常の方法のように恒温維持する。あるいは、耐食性を確保するためにＺｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉなどを片面当たり１０〜２００μｍの厚さにメッキしてメッキ層を両面に形成させたメッキ鋼板を製造する。
【００４７】
上述の方法で製造した鋼板は、フェライト基地に面積分率が１％以上の残留オーステナイト、炭化物などが分散して６００〜１０００ＭＰａ水準の高い引張強度を示し、延性も優れて強度−延性の組合せが非常に優れ、５％引張後２．５ｍｍのカットオフ（ｃｕｔｏｆｆ）条件でリジング高さが１０μｍ以下であって、優れた耐リジング性を備えて熱延鋼板、冷延鋼板は勿論亜鉛メッキ鋼板として製造することが出来る。
【実施例１】
【００４８】
以下、本発明を実施例を通して、より具体的に説明する。しかし、下記の実施例は本発明を説明するためのもので、下記の実施例によって本発明の権利範囲が限定されるものではない。
【００４９】
下記の表１のような組成の鋼スラブを真空誘導溶解により製作し、１１００℃の温度で加熱して抽出した後、７８０〜８２０℃の範囲で熱間圧延を仕上げた。熱延鋼板の厚さは３．２ｍｍでこれを５００〜７００℃の温度で１時間維持し炉冷して常温で冷却した後、スケールを除去して０．８ｍｍ厚さの冷間圧延鋼板を製造した。特に、発明鋼２に対しては真空誘導溶解炉内のモールドを９００℃に予め加熱した後徐冷させ、等軸晶率が低い鋼スラブを製造して比較し、また鋼スラブ再加熱温度１２５０℃、熱延巻取温度７００℃、冷間圧下率３３％の条件で冷間圧延した。また、５℃／秒の速度で８００℃まで加熱し６０秒間維持した後６００〜６８０℃に徐冷し、再び２０℃／秒の冷却速度で４００℃まで急冷して、１００秒間恒温維持した後、再び５００〜５８０℃で合金化処理模写試験を行った後、常温まで冷却して鋼板を製造した。
【００５０】
【表１】
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【００５１】
上記各発明鋼及び比較鋼に対し磁気飽和法を利用して残留オーステナイトの量を測定し、リジングの高さは圧延方向と直角方向にカットオフの長さを２．５ｍｍにし長波長の照度の高さの差を利用して評価した。上記発明鋼はＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が０．４〜１．０を満たし、特に、発明鋼６乃至１０はＮｂなど微量の合金元素をさらに添加した鋼である。反面、比較鋼は一部の成分について制限範囲を外れたり、ＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が本発明の範囲を外れた鋼種である。
【００５２】
上記発明鋼及び比較鋼を製造するための製造条件及びそれぞれの条件で製造された鋼板の機械的性質を測定した結果を下記の表２に表した。
【００５３】
【表２】
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【００５４】
各発明鋼を用いた発明例では、リジングの高さが５μｍ以内でありながら６６１〜９９７ＭＰａの引張強度及び２９％以上の優れた伸び率を示している。また、残留オーステナイトの量も発明例の場合で高く表れた。その反面、比較鋼はリジング高さが高く、引張強度と伸び率は低く、Ａｌ含量が増加すると熱間クラックが発生するという問題点が生じた。
【００５５】
特に、比較例１では、発明鋼２を使用しており成分系が本発明の範囲を満たしているにも拘わらず、再加熱温度と熱延巻取温度を高く、冷間圧下率を低くしているために粗大な結晶粒を微細化させることが出来ないことにより強度が低下し、大きなリジングが発生し、リジングによって強度が低いにも係わらず伸び率が低いという結果となった。さらに比較例６は炭素含量が低いにも係わらず最も低いリジングを示したが、ＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が１を越えて微細なカッパ炭化物の粒界析出量が急増して冷間圧延中にエッジ部から微細クラックが発達するという結果を示した。これは粒界析出カッパ炭化物は強度に大きく寄与できず延性を低下させ、特に、冷間圧延中クラックを起こしＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）を１．０以下にすることが好ましいことが分かる。
【実施例２】
【００５６】
本実施例ではＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）によるリジング高さの関係を検討し、その結果を図１に表した。図１を参考すると、ＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が０．４以下と低い鋼では熱間クラックの発生が激しく、リジングの高さが幾何級数的に増加することが分かる。比較鋼のＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）が低いため等軸晶率とオーステナイトの形成温度及び生成量が低い。同じ組成の発明鋼２を比較すると、低温再加熱しないと、リジングの発生が避けられないため加工品の表面が粗くなり、局部的に単面収縮が起きて加工クラックが発生することが分かる。
【００５７】
これをより具体的に確認するため、引張強度と伸び率が類似な発明例３と比較例４で製作された試片に対して孔拡張評価を実施して成形に与えるリジングの影響を確認した（図２参考）。発明例３のリジング高さは発明鋼中リジング高さが最も高い４μｍで、比較例４はリジング高さが４０μｍであった。実際に５％引張後、試片の屈曲を側面照明下で撮影してそれぞれの写真の右側に表した。その結果、一般的に伸び率が高い場合、孔拡張能は低下すると知られているが、本実施例ではかえって伸び率が多少高い発明例３（図２（ａ））の孔拡張がさらに優れて表れ、成形後にも表面が均一で加工性も優れることが分かる。これは比較例４（図２（ｂ））ではリジングが大きく発生して拡張された孔に微細なクラックが発生して同じ水準の加工が出来ないためあらわれる結果と判断される。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】ＭｎとＡｌの質量比（Ｍｎ／Ａｌ）によるリジング高さの関係を表したグラフである。
【図２】試片に対し孔拡張評価を実施して成形に及ぼすリジングの影響を確認した写真である。
【図１】
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【図２】
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