JP2017507242A - 高強度低比重鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度低比重鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

高強度低比重鋼板及びその製造方法が開示される。本発明の一実施形態による高強度低比重鋼板は、オーステナイト基地に平均粒径２０μｍ以下のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が均一に分散されており、上記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物の体積分率は１〜５０％であり、ペロブスカイト炭化物であるＬ１２構造のκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の体積分率が１５％以下であることを特徴とする。

Description

本発明は、比重に対して強度に非常に優れ、自動車用鋼板などに好ましく適用されることができる高強度低比重鋼板及びその製造方法に関する。
最近、環境問題に積極的に対応するために、温室効果をもたらす排気ガスの排出減少及び燃費向上を目的に自動車の軽量化に対する必要性が大きくなるにつれて、高強度低比重鋼板に関する研究が活発に行われている。車体の軽量化のためには鋼材の高強度化が有用な手段となるが、部材に求められる剛性の基準値を満たすために板厚の最小値が一定値以上に制限されている場合には、高強度化の手段だけでは板厚をそれ以下に減少させることができず、軽量化が困難であった。
上記の場合において軽量化を達成する手段として、鋼材に比べて比重が低いアルミニウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ）合金板の使用が考えられるが、アルミニウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ）合金板は、高価であり、鋼材に比べて加工性が劣り、鋼板との溶接が困難であるなどの問題点があるため、自動車部材への適用には制限がある。
鉄にアルミニウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ）を多量に添加した高Ａｌ含有鋼板は、高強度と低比重の物性を兼備することにより、理論的には車体部品の軽量化を達成することができるという特徴を有しているが、（１）圧延時に亀裂が発生するなど、製造性が良くない点、（２）延性が低い点、（３）複雑な熱処理を必要とする点などの理由で、自動車用鋼板のように高強度と成形性をすべて必要とする分野に適用することは困難であった。
特に、Ａｌ含有量が増加すると、理論的には軽量化の効率を高めることができるが、ＤＯ３構造のＦｅ３ＡｌやＢ２構造のＦｅＡｌなどの金属間化合物の析出などによって、延性、熱間加工性及び冷間加工性が大幅に低下するという問題があり、上記金属間化合物の生成を抑制するためにオーステナイト安定化元素であるＭｎとＣを多量に添加すると、ペロブスカイト（Ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ）炭化物であるＬ１２構造のκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が多量に析出し、延性、熱間加工性及び冷間加工性が大幅に低下するという問題があり、通常の板材製造工程でＡｌ含有量が高い鋼材を製造したり、良好な強度及び延性レベル（Ｌｅｖｅｌ）を確保することが極めて困難であった。
これについて、日本特開２００５−１２０３９９号公報には、重量％で、Ｃ：０．０１〜５％、Ｓｉ＜３％、Ｍｎ：０．０１〜３０％、Ｐ＜０．０２％、Ｓ＜０．０１％、Ａｌ：１０〜３２％、Ｎ：０．００１〜０．０５を含有し、また、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｙの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅを含有するアルミニウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ）含有低比重高強度鋼の延性及び圧延加工性を改善する技術が提案されている。また、下記特許文献１には、Ａｌ含有量が１０％を超える高Ａｌ含有鋼に対してＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌ金属間化合物の析出による粒界脆化を抑制するための方法として、（１）熱間圧延条件の最適化によって、熱間圧延、冷却及び巻取時にＦｅ３Ａｌ、ＦｅＡｌなどの金属間化合物の析出を最大限に抑制し、（２）Ｓ及びＰの極低化及び微細炭窒化物を活用した粒子微細化によって材料自体の脆化を抑制し、（３）金属間化合物の析出を抑制することが困難な場合にはＣｒ、Ｃｅ、Ｂを添加して製造性を確保することが解決策として提案されている。しかし、上記技術は、意図した圧延加工性の向上が確認できる方法がないだけでなく、降伏強度が低く、延性の向上が小さいため、自動車部材などに適用することには制限がある。
また、高Ａｌ含有鋼板の延性及び圧延加工性を向上させ、通常の薄鋼板製造工程で良好な強度−延性特性を有することができるように製造性を向上させた技術として、例えば、日本特開２００６−１７６８４３号公報には、重量％で、Ｃ：０．８〜１．２％、Ｓｉ＜３％、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｐ＜０．０２％、Ｓ＜０．０２％、Ａｌ：８〜１２％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、また、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅを含有するアルミニウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ）含有低比重高強度鋼及び製造技術が提案されているが、重量％でＡｌ含有量が８．０〜１２．０％と高い場合に延性を向上させる手段として、（１）０．８〜１．２％のＣと１０〜３０％のＭｎを添加して基地組織をオーステナイト（Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）とし（面積率＞９０％）、（２）製造条件を適正化してフェライト（Ｆｅｒｒｉｔｅ）とκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）相の析出を最大限に抑制する（面積率でフェライト：５％以下、κ−炭化物：１％以下）ことを解決策として提示している。しかし、上記技術は、降伏強度が低いため、耐衝撃性が求められる自動車部材などに適用することに制限がある。
高Ａｌ含有鋼板の延性及び圧延加工性を向上させ、通常の薄鋼板製造工程で良好な強度−延性レベルを有することができるように製造性を向上させた技術として、例えば、日本特開２００６−１１８０００号公報には、重量％で、Ｃ：０．１〜１．０％、Ｓｉ＜３％、Ｍｎ：１０〜５０％、Ｐ＜０．０１％、Ｓ＜０．０１％、Ａｌ：５〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、また、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｙの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅを含有するアルミニウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ）含有低比重高強度鋼及び製造技術が提案されているが、強度−延性ｂａｌａｎｃｅを改善させる手段として金属組織の相分率を制御してフェライトとオーステナイトを複合組織化することを解決策として提示している。
自動車用高Ａｌ含有鋼板の延性及び圧延加工性を向上させ、通常の薄鋼板製造工程で良好な強度−延性レベルを有することができるように製造性を向上させた技術として、例えば、日本登録特許４２３５０７７号公報には、重量％で、Ｃ：０．０１〜５．０％、Ｓｉ＜３％、Ｍｎ：０．２１〜３０％、Ｐ＜０．１％、Ｓ＜０．００５、Ａｌ：３．０〜１０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、また、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｗの１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅを含有するアルミニウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ）含有低比重高強度鋼及び製造技術が提案されているが、これは、粒界脆化を抑制して靱性を向上させることを基本とする技術であり、このために、（１）Ｓ、Ｐの極低化、及び（２）適正量のＣの添加によって製造性を確保し、（３）重量元素の制限によって高強度（４４０ＭＰａ以上）低比重鋼板を得ることを解決策として提示している。
高Ａｌ含有低比重高強度鋼板の信頼性ある製造方法に関する技術として、例えば、日本公表特許２００６−５０９９１２号公報には、重量％で、Ｃ：１％以下、Ｍｎ：７．０〜３０．０％、Ａｌ：１．０〜１０．０％、Ｓｉ：２．５％超８％以下、Ａｌ＋Ｓｉ：３．５％超１２％以下、Ｂ＜０．０１％、Ｎｉ＜８％、Ｃｕ＜３％、Ｎ＜０．６％、Ｎｂ＜０．３％、Ｔｉ＜０．３％、Ｖ＜０．３％、Ｐ＜０．０１％を含有し、不可避不純物及び残部Ｆｅを含有するアルミニウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ）含有低比重高強度鋼及び製造技術が提案されているが、これは、通常の鋼ストリップ及び鋼板の製造工程を終えた後に常温成形を行い、完成された鋼生成物の降伏強度を調節する技術であり、ＴＷＩＰ現象を利用する鋼を対象としている。
本発明の目的は、延性、降伏強度、加工硬化能、熱間加工性及び冷間加工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ことである。
上記のような目的を達成するために、本発明の一実施形態によれば、オーステナイト基地に、体積％で、１〜５０％のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物及び１５％以下のペロブスカイト炭化物であるＬ１２構造のκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）を含む高強度低比重鋼板が提供される。
また、本発明の他の実施形態によれば、重量％で、Ｃ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：９．０％以下、Ｍｎ：５．０〜４０．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ａｌ：４．０〜２０．０％、Ｎｉ：０．３〜２０．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブ（ｓｌａｂ）を１０５０〜１２５０℃で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブ（ｓｌａｂ）を６０％以上の総圧下率で９００℃以上の温度で熱間圧延仕上げして熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５℃／秒以上の速度で６００℃以下に１次冷却した後、巻き取る段階と、を含む高強度低比重鋼板の製造方法が提供される。
なお、上記の課題を解決するための手段は、本発明の特徴をすべて並べたものではない。本発明の多様な特徴とそれによる長所及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解することができる。
本発明による鋼板は、比重が７．４７ｇ／ｃｃ以下であり、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、最大引張強度（ＴＳ）と全伸び率（ＴＥ）の積が１２，５００ＭＰａ・％以上であり、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥ （ＵＥ（％）：Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、均一伸び率）の値が８ＭＰａ／％以上の値を有するため、自動車用鋼板などに好ましく適用することができる。
図１は、本発明の一例による鋳片の再加熱後の微細組織を観察して示した写真である。 図２は、本発明の一例による熱延鋼板の微細組織を観察して示した写真である。 図３は、本発明の一例による熱延鋼板の焼鈍後の微細組織を観察して示した写真である。 図４は、本発明の一例による冷延鋼板の微細組織を観察して示した写真である。 図５は、本発明の一例による冷延鋼板の焼鈍（１分）後の微細組織を観察して示した写真である。 図６は、本発明の一例による冷延鋼板の焼鈍（１５分）後の微細組織を観察して示した写真である。 図７は、本発明の一例による冷延鋼板を１５分間焼鈍した試験片のＸ線回折分析の結果を示したものである。
本発明者らは、高強度と低比重の物性を兼備した高Ａｌ含有鋼板の延性、降伏強度、加工硬化能、熱間加工性及び冷間加工性を向上させる方法について合金組成と製造方法の両面から研究を重ねた結果、４重量％以上のＡｌを含有する高Ａｌ含有鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性の劣化の理由は、製造工程中に（１）ペロブスカイト（ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ）炭化物であるκ−炭化物の析出がうまく抑制されなかったり、（２）ＦｅＡｌ又はＦｅ３Ａｌ金属間化合物の形状、サイズ及び分布がうまく制御されなかった状態で析出したりするためであることを見出した。
また、合金組成において、Ｎｉを適切な含量で添加し、オーステナイト安定化元素であるＣ及びＭｎ含量を適切に制御し、製造方法において、圧延及び熱処理条件を適切に制御する場合、（１）κ−炭化物の析出が抑制され、（２）Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物の高温析出が促進され、オーステナイト基地内に１〜５０％のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物が形成され、平均サイズ２０μｍ以下の微細なＦｅＡｌ又はＦｅ３Ａｌ金属間化合物を分散させることができ、これにより、延性、降伏強度、加工硬化能及び圧延加工性に非常に優れた高強度低比重鋼板を製造することができることを見出した。
より具体的には、高Ａｌ含有鋼板において、Ｃ及びＭｎのようなオーステナイト安定化元素を多量に添加すると、高温ではオーステナイトとＢＣＣ構造の不規則固溶体であるフェライトが共存するようになり、上記オーステナイトは冷却中にフェライトとκ−炭化物に分解され、上記フェライトはＢ２構造のＦｅＡｌ（以下、「Ｂ２相」という。）及びＤＯ３構造のＦｅ３Ａｌ（以下、「ＤＯ３相」という。）金属間化合物に順次変態する。このとき、強度が高い金属間化合物の核生成及び成長が適切に制御されることができない場合、そのサイズが粗大になり、分布が不均一になるため、加工性及び強度−延性バランスが低下する。このような鋼材にＮｉを添加すると、Ｂ２相の生成エンタルピーが増加し、Ｂ２相の高温安定性を高める。特に、Ｎｉを適切な含量以上添加すると、高温でフェライトの代わりにＢ２相がオーステナイトと共存するようになり、これを熱間圧延後に又は熱間圧延／冷間圧延及び焼鈍熱処理後に適切な速度以上で冷却させると、κ−炭化物の過度な生成を制御することができるため、常温で主にオーステナイト相とＢ２相からなる微細組織を具現することができ、これにより、延性に優れ、圧延加工性に優れ、高い降伏強度と優れた加工硬化能を有する高強度低比重鋼板を製造することができることを見出した。
さらに、上記のように熱間圧延後、冷却中に制御・生成されたκ−炭化物は、冷間圧延中にオーステナイト基地内の転位の平面すべり（Ｐｌａｎａｒ Ｇｌｉｄｅ）を誘発することにより、高い密度の微細せん断変形帯（Ｓｈｅａｒ Ｂａｎｄ）を生成させ、このように生成されたせん断変形帯は、冷間圧延された板材の焼鈍熱処理時にＢ２相の不均質核生成源として作用し、オーステナイト基地内にＢ２相の微細化と均一分散に寄与することにより、延性、降伏強度、加工硬化能、熱間加工性及び冷間加工性により優れた超高強度低比重鋼板を製造することができることを見出した。
以下、本発明の高強度低比重鋼板について詳細に説明する。
本発明の高強度低比重鋼板は、オーステナイトを基地組織とし、体積％で、１〜５０％のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物及び１５％以下のペロブスカイト炭化物であるＬ１２構造のκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）を含むことを特徴とする。上記のような微細組織を確保することにより、延性、降伏強度、加工硬化能、熱間加工性及び冷間加工性に非常に優れた超高強度低比重鋼板を提供することができる。
上記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物の体積分率が１体積％未満の場合には、十分な強化効果が得られない恐れがあるのに対し、５０体積％を超える場合には、脆化されて十分な延性が得られない恐れがある。したがって、本発明の一実施形態によれば、上記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物の体積分率が１〜５０体積％であることが好ましく、５〜４５体積％であることがより好ましい。
本発明の一実施形態によれば、上記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物は平均粒径２０μｍ以下の粒子状を有することができる。粗大なＦｅ−Ａｌ系金属間化合物の生成は圧延加工性及び機械的物性の劣化をもたらす恐れがあるため、上記粒子状のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物の平均粒径は２０μｍ以下であることが好ましく、２μｍ以下であることがより好ましい。
一方、本発明の他の実施形態によれば、上記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物は粒子状又は鋼板の圧延方向に平行な帯（ｂａｎｄ）状を有することができ、このとき、上記帯状のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物の体積分率は４０％以下であることが好ましく、２５％以下であることがより好ましい。また、上記圧延方向に平行な帯は、平均厚さが４０μｍ以下であり、平均長さが５００μｍ以下であり、平均幅が２００μｍ以下であり得る。
本発明の一実施形態によれば、上記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物はＢ２相又はＤＯ３相であり得る。
Ｌ１２構造のκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）は鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性を劣化させるという問題があるため、上記κ−炭化物の形成を抑制することが好ましく、本発明の一実施形態によれば、上記κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の体積分率は１５％以下に制御することが好ましく、７％以下に制御することがより好ましい。
一方、鋼板の微細組織のうちフェライト組織は、基地であるオーステナイトより軟質であり、強化効果がないため、その形成を抑制することが好ましく、本発明の一実施形態によれば、上記フェライト組織の体積分率は１５％以下に制御することが好ましく、５％以下に制御することがより好ましい。
本発明の一実施形態によれば、上述の微細組織を有する鋼板は、比重が７．４７ｇ／ｃｃ以下であり、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、最大引張強度（ＴＳ）と全伸び率（ＴＥ）の積が１２，５００ＭＰａ・％以上であり、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥ （ＵＥ（％）：Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、均一伸び率）の値が８ＭＰａ／％以上の値を有するため、自動車用鋼板などに好ましく適用されることができる。
以下、上述の高強度低比重鋼板を確保するための好ましい合金組成について詳細に説明する。
炭素（Ｃ）：０．０１〜２．０重量％
Ｃは、基地組織であるオーステナイトを安定化させ、κ−炭化物の析出を抑制することにより、鋼板の比重に対して強度を向上させるのに重要な役割をする必須元素である。本発明においてこのような効果を得るためには上記炭素を０．０１重量％以上含むことが好ましい。これに対し、上記炭素の含量が２．０重量％を超える場合には、κ−炭化物の高温析出を助長し、鋼板の熱間加工性及び冷間加工性を大きく劣化させるため、本発明では、上記炭素の含量を０．０１〜２．０重量％に制限することが好ましい。
ケイ素（Ｓｉ）：９．０重量％以下
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を向上させ、比重が低いため、鋼板の比強度の向上に有用な元素であるが、過度に添加されると、熱間加工性を低下させるだけでなく、熱間圧延時に鋼板の表面に赤色スケールが形成され、鋼板の表面品質が低下し、化成処理性を大きく劣化させるため、本発明では、上記ケイ素の含量を９．０重量％以下に制限することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：５．０〜４０．０重量％
Ｍｎは、基地組織であるオーステナイトを安定化させるだけでなく、鋼の製造工程中に不可避に含有されるＳと結合してＭｎＳを形成することにより、固溶Ｓによる粒界脆化を抑制する役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記マンガンが５．０重量％以上含まれることが好ましい。これに対し、上記マンガンの含量が４０重量％を超える場合には、β−Ｍｎ相が形成されたり、高温でδ−フェライトを安定化させ、逆にオーステナイトの安定性を阻害するため、本発明では、上記マンガンの含量を５．０〜４０．０重量％に制限することが好ましい。
一方、基地組織であるオーステナイト相の安定性を確保するために、上記Ｍｎの含量が５．０％以上１４．０％未満の場合には上記Ｃの含量が０．６％以上であり、上記Ｍｎの含量が１４．０％以上２０．０％未満の場合には上記Ｃの含量が０．３％以上であることがより好ましい。
リン（Ｐ）：０．０４重量％以下
Ｐは、鋼中に不可避に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼の靱性を低下させる主要原因になる元素であるため、できるだけ低く制御することが好ましい。理論上、上記リンの含量は０％に制御することが有利であるが、現在の製錬技術と費用を考慮すると、必然的に含有されるしかない。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記リンの含量の上限を０．０４重量％とする。
硫黄（Ｓ）：０．０４重量％以下
Ｓは、鋼中に不可避に含有される不純物であり、鋼の熱間加工性及び靱性を劣化させる主要原因になる元素であるため、できるだけ低く制御することが好ましい。理論上、上記硫黄の含量は０％に制御することが有利であるが、現在の製錬技術と費用を考慮すると、必然的に含有されるしかない。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記硫黄の含量の上限を０．０４重量％とする。
アルミニウム（Ａｌ）：４．０〜２０．０重量％
Ａｌは、鋼板の低比重化を達成するための必須の元素であり、また、Ｂ２相及びＤＯ３相を形成することにより、鋼板の延性、降伏強度、加工硬化能、熱間加工性及び冷間加工性の向上に重要な役割をする元素である。本発明においてこのような効果を得るためには上記アルミニウムの含量が４．０重量％以上であることが好ましい。これに対し、上記アルミニウムの含量が２０．０重量％を超える場合には、κ−炭化物が過多に析出し、鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性が急激に低下するため、本発明では、上記アルミニウムの含量を４．０〜２０．０重量％に制限することが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）：０．３〜２０．０重量％
Ｎｉは、κ−炭化物の過度な析出を抑制し、高温でＢ２相を安定化させることにより、本発明で得ようとする微細組織、即ち、オーステナイトを基地組織とし、Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物が均一に分散されている微細組織を具現するために必須に含まれる元素である。上記ニッケルの含量が０．３重量％未満の場合には、高温でＢ２相を安定化させる効果が小さいため、目的とする微細組織を確保することができないのに対し、上記ニッケルの含量が２０．０重量％を超える場合には、Ｂ２相の相分率を過度に高めて冷間加工性を大きく劣化させるため、本発明では、上記ニッケルの含量を０．３〜２０．０重量％に制限することが好ましく、０．５〜１８重量％に制限することがより好ましく、１．０〜１５重量％に制限することがさらに好ましい。
窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０５重量％
Ｎは、鋼中窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記窒素が０．００１重量％以上含まれることが好ましい。これに対し、上記窒素の含量が０．０５重量％を超える場合には、鋼の靱性を低下させるため、本発明では、上記窒素の含量を０．００１〜０．０５重量％に制限することが好ましい。
残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。一方、上記組成以外の有効な成分の添加を排除せず、目的とする強度−延性バランス及びそれ以外の必要特性によって下記のような成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１〜７．０重量％
Ｃｒは、鋼の強度−延性バランスを向上させるだけでなく、κ−炭化物の過度な析出を抑制する役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記クロムの含量が０．０１重量％以上であることが好ましい。これに対し、上記クロムの含量が７．０重量％を超える場合には、鋼の延性及び靱性を劣化させ、高温でセメンタイト（（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃ）などの炭化物の析出を助長することにより鋼の熱間加工性及び冷間加工性を大きく劣化させるため、本発明では、上記クロムの含量を０．０１〜７．０重量％に制限することが好ましい。
Ｃｏ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ及びＡｕ：０．０１〜１５．０重量％
上記元素は、Ｎｉと類似した役割をし、鋼中のＡｌと化学的に結合することにより高温でＢ２相等の金属間化合物を安定化させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記元素の含量が０．０１重量％以上であることが好ましい。これに対し、上記元素の含量が１５．０重量％を超える場合には、析出相が過度に形成されるという問題があるため、本発明では、上記元素の含量の合計を０．０１〜１５．０重量％に制限することが好ましい。
Ｌｉ：０．００１〜３．０重量％
Ｌｉは、鋼中のＡｌと結合することにより高温でＢ２相等の金属間化合物を安定化させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記Ｌｉの含量が０．００１重量％以上であることが好ましい。一方、上記Ｌｉは、炭素との化学的親和力が高いため、過度に添加される場合には、過度な炭化物が形成され、鋼の物性を劣化させるため、本発明では、その上限を３．０重量％に制限することが好ましい。
Ｓｃ、Ｔｉ、Ｓｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｌｕ、Ｔａ及びランタノイド系ＲＥＭ：０．００５〜３．０重量％
上記元素は、鋼中のＡｌと結合することにより高温でＢ２相等の金属間化合物を安定化させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記元素の含量が０．００５重量％以上であることが好ましい。これに対し、上記元素は、炭素との化学的親和力が高いため、過度に添加される場合には、過度な炭化物が形成され、鋼の物性を劣化させるため、本発明では、その上限を３．０重量％に制限することが好ましい。
Ｖ及びＮｂ：０．００５〜１．０重量％
Ｖ及びＮｂは、炭窒化物形成元素であり、本発明のような低炭素−高マンガン鋼において強度及び成形性を向上させ、結晶粒の微細化によって鋼の靱性を向上させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記元素の含量が０．００１重量％以上であることが好ましい。これに対し、上記元素の含量が１．０重量％を超える場合には、過度な炭化物の析出によって製造性及び鋼の物性を劣化させるため、本発明では、その上限を１．０重量％に制限することが好ましい。
Ｗ：０．０１〜５．０重量％
Ｗは、鋼の強度及び靱性を向上させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記タングステンの含量が０．０１重量％以上であることが好ましい。これに対し、上記タングステンの含量が５．０重量％を超える場合には、硬質相又は析出物の過度な生成を助長することにより、製造性及び鋼の物性を劣化させるため、本発明では、その上限を５．０重量％に制限することが好ましい。
Ｃａ：０．００１〜０．０２重量％、Ｍｇ：０．０００２〜０．４重量％
Ｃａ及びＭｇは、硫化物及び／又は酸化物を生成して鋼の靱性を向上させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためにはＣａ：０．００１重量％以上、Ｍｇ：０．０００２重量％以上であることが好ましい。これに対し、その含量が過多な場合には、介在物の個体密度やサイズを増大させて鋼の靱性及び加工性を大きく阻害するため、その上限をそれぞれＣａ：０．０２重量％、Ｍｇ：０．４重量％に制限することが好ましい。
Ｂ：０．０００１〜０．１重量％
Ｂは、粒界強化に有効な元素であり、本発明においてこのような効果を得るためには０．０００１重量％以上であることが好ましい。これに対し、０．１重量％を超える場合には、鋼の加工性を大きく阻害するため、その上限を０．１重量％に制限することが好ましい。
上述の本発明による高強度低比重鋼板は、多様な方法で製造することができ、その製造方法は特に限定されない。但し、上記の高強度低比重鋼板を製造するための一例として、下記の四つの方法により製造することができる。
（１）スラブ再加熱−熱間圧延−冷却及び巻取
まず、上述の組成を満たす鋼スラブを１０５０〜１２５０℃に再加熱する。スラブの再加熱温度が１０５０℃未満の場合には、炭窒化物が十分に固溶しないため、目的とする強度及び延性を確保することができず、熱延板の靱性が不足し、熱間破壊などを起こす恐れがある。一方、再加熱温度の上限は、特に、高炭素系の成分の場合に重要であり、熱間加工性の確保の観点で１２５０℃に制限する。
その後、上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る。このとき、Ｂ２帯の微細組織の均質化及び微細化を促進するために熱間圧延時の総圧下率を６０％以上に制限することが好ましく、脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の過度な析出を制御するために熱間圧延仕上げ温度を９００℃以上に制限することが好ましい。
その後、上記熱延鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却した後、巻き取る。上記熱延鋼板の冷却時の冷却速度が５℃／秒未満の場合には、冷却中に脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、上記冷却速度が速いほど、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の抑制に有利であるため、本発明では、冷却速度の上限を特に限定しない。
上記熱延鋼板の巻取時の巻取開始温度が６００℃を超える場合には、冷却後、脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、６００℃未満の温度では、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の問題が発生しないため、本発明では、上記巻取開始温度の下限を特に限定しない。
図１は、本発明の一発明例による鋳片の再加熱後の微細組織を観察して示した写真である。図１を参照すると、本発明による鋼板は、Ｎｉ含量が適切であり、高温でフェライトの代わりにＢ２相がオーステナイトと共存していることが確認できる。
図２は、本発明の一発明例による鋼板の熱間圧延後の微細組織を観察して示した写真である。Ｂ２相が圧延方向に平行に延伸して幅が約１０μｍの帯（Ｂａｎｄ）状をなしており、オーステナイト相からなる基地（Ｍａｔｒｉｘ）は部分的に再結晶した変形組織を示している。図２を参照すると、本発明による鋼板は、熱間圧延時の熱間圧延仕上げ温度が適切に制御され、脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の過度な析出が抑制されたことが確認できる。
（２）スラブ再加熱−熱間圧延−冷却及び巻取−焼鈍−冷却
本発明の一実施形態によれば、上述のように再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取後、上記熱延鋼板の延性をより向上させるために、上記のように巻き取られた熱延鋼板を８００〜１２５０℃で１〜６０分間焼鈍することができる。
これは、上記熱間圧延及び冷却時に発生した残留応力を低減させ、オーステナイト基地内のＢ２相の体積分率、形状及び分布をより細密に制御するためである。焼鈍温度によってオーステナイトとＢ２相の相対的な相分率が決定されるため、目標とする物性によって鋼板の強度−延性バランスを調節することができる。但し、焼鈍中のκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の過度な析出を防止するために上記焼鈍温度は８００℃以上であることが好ましく、結晶粒の粗大化を防止するために上記焼鈍温度は１２５０℃以下であることが好ましい。
上記焼鈍時の焼鈍時間が１分間未満の場合には、Ｂ２帯の粒子状への形状改質が十分でないのに対し、６０分間を超える場合には、生産性が低下し、結晶粒が粗大化する恐れがあるため、上記焼鈍時間は１〜６０分間であることが好ましく、５〜３０分間であることがより好ましい。
その後、上記焼鈍された熱延鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却した後、巻き取る。上記焼鈍された熱延鋼板の冷却時の冷却速度が５℃／秒未満の場合には、冷却中に脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、上記冷却速度が速いほど、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の抑制に有利であるため、本発明では、冷却速度の上限を特に限定しない。
上記焼鈍された熱延鋼板の巻取時の巻取開始温度が６００℃を超える場合には、冷却後、脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、６００℃未満の温度では、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の問題が発生しないため、本発明では、上記巻取開始温度の下限を特に限定しない。
図３は、本発明の一例による熱延鋼板の焼鈍後の微細組織を観察して示した写真である。オーステナイト相からなる基地（Ｍａｔｒｉｘ）は再結晶化して粒子サイズ（Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ）が２０〜５０μｍの分布を示しており、Ｂ２相は部分的には圧延方向に平行な帯状を維持しているが、殆どのＢ２帯は分解されて５〜１０μｍのサイズの粒子状（Ｇｒａｎｕｌａｒ）を示している。
（３）スラブ再加熱−熱間圧延−冷却及び巻取−１次焼鈍及び冷却−２次焼鈍−冷却
本発明の他の実施形態によれば、上述のように再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取、１次焼鈍及び冷却後、８００〜１１００℃で３０秒間〜６０分間２次焼鈍することができる。
これは、オーステナイト基地内のＢ２相の微細化及び均一分散のためである。本発明においてこのような効果を得るためには２次焼鈍温度が８００℃以上であることが好ましい。これに対し、２次焼鈍温度が１１００℃を超える場合には、結晶粒が粗大化し、Ｂ２相の相分率が低下する恐れがあるため、上記２次焼鈍温度は８００〜１１００℃であることが好ましく、８００〜１０００℃であることがより好ましい。
一方、２次焼鈍時間が３０秒間未満の場合には、Ｂ２相の析出が十分でないという問題があるのに対し、６０分間を超える場合には、結晶粒が粗大化する恐れがある。したがって、上記２次焼鈍時間は３０秒間〜６０分間であることが好ましく、１〜３０分間であることがより好ましい。
その後、上記２次焼鈍された熱延鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却する。上記２次焼鈍された熱延鋼板の冷却時の冷却速度が５℃／秒未満の場合には、冷却中に脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、上記冷却速度が速いほど、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の抑制に有利であるため、本発明では、冷却速度の上限を特に限定しない。
上記２次焼鈍された熱延鋼板の冷却時の冷却終了温度が６００℃を超える場合には、冷却後、脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、６００℃未満の温度では、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の問題が発生しないため、本発明では、上記冷却終了温度の下限を特に限定しない。
（４）スラブ再加熱−熱間圧延−冷却及び巻取−冷間圧延−焼鈍−冷却
本発明のさらに他の実施形態によれば、上述のように再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取後、上記のように巻き取られた熱延鋼板を−２０℃以上の温度で総圧下率３０％以上で冷間圧延して冷延鋼板を製造することができる。これは、十分な微細せん断変形帯（Ｓｈｅａｒ Ｂａｎｄ）を生成させるためである。本発明においてこのような効果を得るためには総圧下率が３０％以上であることが好ましい。
その後、上記冷延鋼板を８００〜１１００℃で３０秒間〜６０分間焼鈍する。上記冷間圧延によって生成されたせん断変形帯（Ｓｈｅａｒ Ｂａｎｄ）は、焼鈍時、Ｂ２相の不均質核生成源として作用し、オーステナイト基地内のＢ２相の微細化及び均一分散に寄与する。本発明においてこのような効果を得るためには焼鈍温度が８００℃以上であることが好ましい。これに対し、焼鈍温度が１１００℃を超える場合には、結晶粒が粗大化し、Ｂ２相の相分率が低下する恐れがあるため、上記焼鈍温度は８００〜１１００℃であることが好ましく、８００〜１０００℃であることがより好ましい。
一方、焼鈍時間が３０秒間未満の場合には、Ｂ２相の析出が十分でないという問題があるのに対し、６０分間を超える場合には、結晶粒が粗大化する恐れがある。したがって、上記焼鈍時間は３０秒間〜６０分間であることが好ましく、１〜３０分間であることがより好ましい。
その後、上記焼鈍された冷延鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却した後、巻き取る。上記焼鈍された冷延鋼板の冷却時の冷却速度が５℃／秒未満の場合には、冷却中に脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、上記冷却速度が速いほど、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の抑制に有利であるため、本発明では、冷却速度の上限を特に限定しない。
上記焼鈍された冷延鋼板の冷却時の冷却終了温度が６００℃を超える場合には、冷却後、脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、６００℃未満の温度では、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の問題が発生しないため、本発明では、上記冷却終了温度の下限を特に限定しない。
（５）スラブ再加熱−熱間圧延−冷却及び巻取−焼鈍−冷間圧延−焼鈍−冷却
本発明のさらに他の実施形態によれば、再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取、焼鈍及び冷間圧延後、上記冷延鋼板を８００〜１１００℃で３０秒間〜６０分間焼鈍することができる。上記冷間圧延によって生成されたせん断変形帯（Ｓｈｅａｒ Ｂａｎｄ）は、焼鈍時、Ｂ２相の不均質核生成源として作用し、オーステナイト基地内のＢ２相の微細化及び均一分散に寄与する。本発明においてこのような効果を得るためには焼鈍温度が８００℃以上であることが好ましい。これに対し、焼鈍温度が１１００℃を超える場合には、結晶粒が粗大化し、Ｂ２相の相分率が低下する恐れがあるため、上記焼鈍温度は８００〜１１００℃であることが好ましく、８００〜１０００℃であることがより好ましい。
一方、焼鈍時間が３０秒間未満の場合には、Ｂ２相が十分でないという問題があるのに対し、６０分間を超える場合には、結晶粒が粗大化する恐れがある。したがって、上記焼鈍時間は３０秒間〜６０分間であることが好ましく、１〜３０分間であることがより好ましい。
その後、上記焼鈍された冷延鋼板を５℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却した後、巻き取る。上記焼鈍された冷延鋼板の冷却時の冷却速度が５℃／秒未満の場合には、冷却中に脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、上記冷却速度が速いほど、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の抑制に有利であるため、本発明では、冷却速度の上限を特に限定しない。
上記焼鈍された冷延鋼板の冷却時の冷却終了温度が６００℃を超える場合には、冷却後、脆化相であるκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）が過度に析出し、鋼板の延性が劣化するという問題がある。一方、６００℃未満の温度では、κ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）の析出の問題が発生しないため、本発明では、上記冷却終了温度の下限を特に限定しない。
図４は、本発明の一例による冷延鋼板の微細組織を観察して示した写真である。オーステナイト基地（Ｍａｔｒｉｘ）内のＢ２相は圧延方向に平行に延伸して、幅が約５μｍの帯（Ｂａｎｄ）状をなしている。
図５は、本発明の一例による冷延鋼板を１分間焼鈍した後の微細組織を観察したものである。オーステナイト基地内のせん断変形帯に沿って微細なＢ２相の析出が行われ、図４では見えなかったオーステナイトの変形微細組織が鮮明に現れている。また、Ｂ２帯内の変形線（Ｓｌｉｐ Ｌｉｎｅ）も鮮明に現れているが、これは、Ｂ２帯の変形線に沿ってオーステナイトが析出したためである。
図６は、本発明の一例による冷延鋼板を１５分間焼鈍した後の微細組織を観察したものである。オーステナイト基地内のＢ２相の析出が加速化され、また、Ｂ２帯の変形線に沿ってオーステナイトの析出が加速化されてＢ２帯は分解された。一方、図６の下端部には、約２μｍのサイズを有するオーステナイト粒子と、約１μｍのサイズを有するＢ２粒子が混在されており、これは、冷間圧延時に形成されたＢ２帯が焼鈍時に分解されて形成されたものである。
図７は、本発明の一例による冷延鋼板を１５分間焼鈍した試験片のＸ線回折分析の結果を示したものである。鋼板の微細組織としてオーステナイト及びＢ２相のみを含んでいることが分かり、分析結果、Ｂ２相の体積分率は約３３％である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそこから合理的に類推される事項によって決定される。
（実施例１）
真空誘導炉（Ｖａｃｕｕｍ Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ Ｍｅｌｔｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）を用いて下記表１の合金組成を有する溶鋼を準備した後、これを利用して約４０ｋｇの鋳片（Ｉｎｇｏｔ）を製作した。製作された鋳片のサイズは３００ｍｍ（幅）×３０ｍｍ（長さ）×８０ｍｍ（厚さ）であった。製作された鋳片を溶体化処理（Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）した後、サイジング圧延（Ｓｌａｂ Ｒｏｌｌｉｎｇ）して、８〜２５ｍｍの厚さを有するスラブ（Ｓｌａｂ）を製造した。
その後、下記表２の条件で再加熱、熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板を製造し、上記冷延鋼板を下記表３の条件で焼鈍した。その後、ＸＲＤを利用して相分率を測定し、ピクノメーター（Ｐｙｃｎｏｍｅｔｅｒ）を利用して比重を測定し、１×１０−３／秒の初期変形率で引張試験を行い、機械的物性を評価した。その結果を表３に示した。
Figure 2017507242
Figure 2017507242
Figure 2017507242
Figure 2017507242
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Figure 2017507242
Figure 2017507242
Figure 2017507242
表４から分かるように、発明鋼１〜１６はすべてオーステナイト基地とＢ２構造又はＤＯ３構造の金属間化合物の第２相からなっており、一部は１５％以下のκ−炭化物を含んでいる。また、比重が７．４７ｇ／ｃｃ以下であり、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、最大引張強度（ＴＳ）と全伸び率（ＴＥ）の積が１２，５００ＭＰａ・％以上であり、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥ （ＵＥ（％）：Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、均一伸び率）の値が８ＭＰａ／％以上の値を満たす。
これに対し、比較鋼１〜４は、発明鋼と同様にオーステナイトを基地として有する軽量鋼であるが、Ｂ２構造又はＤＯ３構造の金属間化合物を第２相として含んでいない。上記比較鋼１〜４は、延性には優れるが、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥが発明鋼に比べて顕著に低い。
また、比較鋼５及び６は、フェライト相（Ａ２構造：不規則ＢＢＣ）を基地とする軽量鋼であり、最大引張強度と平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥが発明鋼に比べて顕著に低い。
また、比較鋼７〜１１は、ＦＣＣ単相組織からなるＴＷＩＰ鋼である。ＴＷＩＰ鋼の一部が、発明鋼と類似したレベルの平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥを示すが、ＴＷＩＰ鋼は比重の低減がなかったりその程度が少なかったりすることから軽量鋼とは限らず、降伏強度が発明鋼に比べて顕著に低い。
また、従来鋼１〜３はそれぞれＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、ＨＰＦ（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ）鋼に該当する。比較鋼１〜１１及び従来鋼１〜３を比較すると、本発明の実施例による発明鋼１〜１６は、新たな微細組織を有しており、強度、伸び率、加工硬化率、及び軽量化程度すべてに優れた組み合わせを有している新たな鋼材であることが分かる。
（実施例２）
焼鈍条件が鋼板の機械的物性に及ぼす影響を評価するために、発明鋼４に対して、上記実施例１の条件で再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取、冷間圧延を順次行った後、下記表５の条件で焼鈍熱処理を行った。その後、実施例１と同一の方法で引張試験を行った後、その結果を表５に共に示した。
Figure 2017507242
表５を参照すると、同一の鋼種といっても焼鈍条件によって機械的物性が相違し、特に、発明鋼４は、８７０〜９２０℃の温度で２〜１５分間焼鈍熱処理した後、１０℃／秒以上の速度で冷却した場合に特に優れた機械的物性を有することが分かる。
（実施例３）
実施例１及び２とは異なり、上述の製造方法（１）により熱延鋼板を製造した。より具体的には、下記表６の合金組成を有する鋼スラブを１１５０℃で７２００秒間再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造し、このとき、熱間圧延開始温度は１０５０℃、終了温度は９００℃、圧下率は８４．４％とした。その後、上記熱延鋼板を６００℃まで水冷（ｗａｔｅｒ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）した後、巻き取った。その後、実施例１と同一の方法で相分率を測定し、引張試験を行った後、その結果を表７に示した。
Figure 2017507242
Figure 2017507242
表７から分かるように、上述の製造方法（１）により製造された熱延鋼板も、オーステナイト基地とＢ２構造又はＤＯ３構造の金属間化合物の第２相からなっており、また、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、最大引張強度（ＴＳ）と全伸び率（ＴＥ）の積が１２，５００ＭＰａ・％以上であり、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥ （ＵＥ（％）：Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、均一伸び率）の値が８ＭＰａ／％以上の値を満たす。
（実施例４）
実施例１〜３とは異なり、上述の製造方法（２）により熱延鋼板を製造した。より具体的には、発明鋼５の合金組成を有する鋼スラブを１１５０℃で７２００秒間再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造し、このとき、熱間圧延開始温度は１０５０℃、終了温度は９００℃、圧下率は８８．０％とした。その後、上記熱延鋼板を６００℃まで２０℃／秒の速度で冷却した後、巻き取った。その後、上記巻き取られた熱延鋼板を下記表８の条件で焼鈍及び冷却し、実施例１と同一の方法で相分率及び比重を測定し、引張試験を行った後、その結果を表８に共に示した。
Figure 2017507242
表８から分かるように、上述の製造方法（２）により製造された熱延鋼板も、オーステナイト基地とＢ２構造又はＤＯ３構造の金属間化合物の第２相からなっており、また、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、最大引張強度（ＴＳ）と全伸び率（ＴＥ）の積が１２，５００ＭＰａ・％以上であり、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥ （ＵＥ（％）：Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、均一伸び率）の値が８ＭＰａ／％以上の値を満たす。
（実施例５）
実施例１〜４とは異なり、上述の製造方法（３）により熱延鋼板を製造した。より具体的には、発明鋼５の合金組成を有する鋼スラブを１１５０℃で７２００秒間再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造し、このとき、熱間圧延開始温度は１０５０℃、終了温度は９００℃、圧下率は８８．０％とした。その後、上記熱延鋼板を６００℃まで２０℃／秒の速度で冷却した後、巻き取った。その後、巻き取られた熱延鋼板を１１００℃で３６００秒間１次焼鈍した後、２０℃／秒の速度で冷却した。その後、上記１次焼鈍及び冷却された熱延鋼板を８００℃で９００秒間２次焼鈍した後、水冷（ｗａｔｅｒ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）した。その後、実施例１と同一の方法で相分率及び比重を測定し、引張試験を行った後、その結果を表９に示した。
Figure 2017507242
表９から分かるように、上述の製造方法（３）により製造された熱延鋼板も、オーステナイト基地とＢ２構造又はＤＯ３構造の金属間化合物の第２相からなっており、また、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、最大引張強度（ＴＳ）と全伸び率（ＴＥ）の積が１２，５００ＭＰａ・％以上であり、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥ （ＵＥ（％）：Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、均一伸び率）の値が８ＭＰａ／％以上の値を満たす。
（実施例６）
実施例１〜５とは異なり、上述の製造方法（５）により冷延鋼板を製造した。より具体的には、発明鋼１２の合金組成を有する鋼スラブを１１５０℃で７２００秒間再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造し、このとき、熱間圧延開始温度は１０５０℃、終了温度は９００℃、圧下率は８８．０％とした。その後、上記熱延鋼板を６００℃まで２０℃／秒の速度で冷却した後、巻き取った。その後、巻き取られた熱延鋼板を１１００℃で９００秒間焼鈍した後、６６．７％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。その後、上記冷延鋼板を９００℃で９００秒間焼鈍し、水冷（ｗａｔｅｒ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）した。その後、実施例１と同一の方法で相分率及び比重を測定し、引張試験を行った後、その結果を表１０に示した。
Figure 2017507242
表１０から分かるように、上述の製造方法（５）により製造された冷延鋼板も、オーステナイト基地とＢ２構造又はＤＯ３構造の金属間化合物の第２相からなっており、また、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、最大引張強度（ＴＳ）と全伸び率（ＴＥ）の積が１２，５００ＭＰａ・％以上であり、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥ （ＵＥ（％）：Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、均一伸び率）の値が８ＭＰａ／％以上の値を満たす。

Claims (20)

  1. オーステナイト基地に、
    体積％で、１〜５０％のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物及び１５％以下のペロブスカイト炭化物であるＬ１２構造のκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）を含む、高強度低比重鋼板。
  2. 前記鋼板は、体積％で、５〜４５％のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物を含む、請求項１に記載の高強度低比重鋼板。
  3. 前記鋼板は、体積％で、７％以下のペロブスカイト炭化物であるＬ１２構造のκ−炭化物（（Ｆｅ，Ｍｎ）３ＡｌＣ）を含む、請求項１に記載の高強度低比重鋼板。
  4. 前記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物は、平均粒径２０μｍ以下の粒子状を有する、請求項１に記載の高強度低比重鋼板。
  5. 前記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物は、平均粒径２μｍ以下の粒子状を有する、請求項１に記載の高強度低比重鋼板。
  6. 前記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物は、平均粒径２０μｍ以下の粒子状を有するか、鋼板の圧延方向に平行な帯（ｂａｎｄ）状を有する、請求項１に記載の高強度低比重鋼板。
  7. 前記鋼板の圧延方向に平行な帯（ｂａｎｄ）状のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物の体積分率は４０％以下である、請求項６に記載の高強度低比重鋼板。
  8. 前記鋼板の圧延方向に平行な帯（ｂａｎｄ）状のＦｅ−Ａｌ系金属間化合物の平均厚さは４０μｍ以下であり、平均長さは５００μｍ以下であり、平均幅は２００μｍ以下である、請求項６に記載の高強度低比重鋼板。
  9. 前記Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物はＢ２構造又はＤＯ３構造である、請求項１から８のいずれか一項に記載の高強度低比重鋼板。
  10. 前記鋼板は、体積％で、１５％以下のフェライトを含む、請求項１に記載の高強度低比重鋼板。
  11. 前記鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：９．０％以下、Ｍｎ：５．０〜４０．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ａｌ：４．０〜２０．０％、Ｎｉ：０．３〜２０．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む、請求項１から１０のいずれか一項に記載の高強度低比重鋼板。
  12. 前記Ｍｎの含量が５．０％以上１４．０％未満の場合には前記Ｃの含量が０．６％以上であり、前記Ｍｎの含量が１４．０％以上２０．０％未満の場合には前記Ｃの含量が０．３％以上である、請求項１１に記載の高強度低比重鋼板。
  13. 前記鋼板は、重量％で、Ｃｒ：０．０１〜７．０％、Ｃｏ：０．０１〜１５．０％、Ｃｕ：０．０１〜１５．０％、Ｒｕ：０．０１〜１５．０％、Ｒｈ：０．０１〜１５．０％、Ｐｄ：０．０１〜１５．０％、Ｉｒ：０．０１〜１５．０％、Ｐｔ：０．０１〜１５．０％、Ａｕ：０．０１〜１５．０％、Ｌｉ：０．００１〜３．０％、Ｓｃ：０．００５〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜３．０％、Ｓｒ：０．００５〜３．０％、Ｖ：０．００５〜３．０％、Ｚｒ：０．００５〜３．０％、Ｍｏ：０．００５〜３．０％、Ｌｕ：０．００５〜３．０％、Ｔａ：０．００５〜３．０％、ランタノイド系ＲＥＭ：０．００５〜３．０％、Ｖ：０．００５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜１．０％、Ｗ：０．０１〜５．０％、Ｃａ：０．００１〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００２〜０．４％、及びＢ：０．０００１〜０．１％からなる群から選択された１種以上をさらに含む、請求項１１に記載の高強度低比重鋼板。
  14. 前記鋼板は、比重が７．４７ｇ／ｃｃ以下であり、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、最大引張強度と全伸び率の積の値（ＴＳ×Ｅｌ）が１２，５００ＭＰａ・％以上であり、平均加工硬化率（ＴＳ−ＹＳ）／ＵＥ （式中、ＵＥ（％）は均一伸び率を表す）の値が８ＭＰａ／％以上である、請求項１に記載の高強度低比重鋼板。
  15. 重量％で、Ｃ：０．０１〜２．０％、Ｓｉ：９．０％以下、Ｍｎ：５．０〜４０．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ａｌ：４．０〜２０．０％、Ｎｉ：０．３〜２０．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを１０５０〜１２５０℃で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを６０％以上の総圧下率で９００℃以上の温度で熱間圧延を仕上げて熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５℃／秒以上の速度で６００℃以下に冷却した後、巻き取る段階
    とを含む、高強度低比重鋼板の製造方法。
  16. 前記巻き取る段階の後、
    前記巻き取られた熱延鋼板を８００〜１２５０℃で１〜６０分間焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された熱延鋼板を５℃／秒以上の速度で６００℃以下に冷却する段階
    とをさらに含む、請求項１５に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。
  17. 前記巻き取る段階の後、
    前記巻き取られた熱延鋼板を８００〜１２５０℃で１〜６０分間１次焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された熱延鋼板を５℃／秒以上の速度で６００℃以下に冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を８００〜１１００℃で３０秒間〜６０分間２次焼鈍する段階と、
    前記２次焼鈍された熱延鋼板を５℃／秒以上の速度で６００℃以下に冷却する段階
    とをさらに含む、請求項１５に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。
  18. 前記巻き取る段階の後、
    前記巻き取られた熱延鋼板を−２０℃以上の温度で３０％以上の総圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を８００〜１１００℃で３０秒間〜６０分間焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された冷延鋼板を５℃／秒以上の速度で６００℃以下に冷却する段階
    とをさらに含む、請求項１５に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。
  19. 前記巻き取る段階の後、
    前記巻き取られた熱延鋼板を８００〜１２５０℃で１〜６０分間焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された熱延鋼板を−２０℃以上の温度で３０％以上の総圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を８００〜１１００℃で３０秒間〜６０分間焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された冷延鋼板を５℃／秒以上の速度で６００℃以下に冷却する段階
    とをさらに含む、請求項１５に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。
  20. 前記Ｍｎの含量が５．０％以上１４．０％未満の場合には前記Ｃの含量が０．６％以上であり、前記Ｍｎの含量が１４．０％以上２０．０％未満の場合には前記Ｃの含量が０．３％以上である、請求項１５から１９のいずれか一項に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。
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