JP2009299137A - 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 - Google Patents

伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2009299137A
JP2009299137A JP2008155655A JP2008155655A JP2009299137A JP 2009299137 A JP2009299137 A JP 2009299137A JP 2008155655 A JP2008155655 A JP 2008155655A JP 2008155655 A JP2008155655 A JP 2008155655A JP 2009299137 A JP2009299137 A JP 2009299137A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
inclusions
acid
soluble
steel sheet
mass
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2008155655A
Other languages
English (en)
Other versions
JP4431185B2 (ja
Inventor
Kenichi Yamamoto
研一 山本
Katsuhiro Sasai
勝浩 笹井
Hideaki Yamamura
英明 山村
Hiroshi Harada
寛 原田
Kaoru Kawasaki
薫 川崎
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to JP2008155655A priority Critical patent/JP4431185B2/ja
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to ES09762566.9T priority patent/ES2560457T3/es
Priority to CN2009801185479A priority patent/CN102037148B/zh
Priority to EP09762566.9A priority patent/EP2312004B1/en
Priority to BRPI0912834-4A priority patent/BRPI0912834B1/pt
Priority to KR1020107025910A priority patent/KR101239461B1/ko
Priority to CA2727224A priority patent/CA2727224C/en
Priority to PCT/JP2009/060880 priority patent/WO2009151140A1/ja
Priority to US12/736,998 priority patent/US9650690B2/en
Publication of JP2009299137A publication Critical patent/JP2009299137A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP4431185B2 publication Critical patent/JP4431185B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/0006—Adding metallic additives
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/1266—O, S, or organic compound in metal component

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

【課題】伸びフランジ性に優れた高疲労特性・低降伏比高強度鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．０８〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．０１質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．０８〜０．２％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％を含有し、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ比≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．４〜５０であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径２μｍ以下の介在物の個数密度が、１５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、輸送機器の足回り部品などに用いるのに好適な高強度鋼板に関するもので、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法に関するものである。
自動車の安全性向上と環境保全につながる燃費向上の観点から自動車用熱延鋼板の高強度軽量化に対する要求が高まっている。自動車用部品の中でも特に足回り系と呼ばれるフレーム類やアーム類等の質量は、車体全体の質量に占める割合が高いため、こうした部位に用いられる素材を高強度化することによって薄肉化することにより、その軽量化を実現することが可能となる。また、この足回り系に使用される材料は、走行中の振動に対する耐久性の観点から高い疲労特性が要求され、高強度鋼板が広く用いられている。中でも、価格の優位性などから、熱延鋼板が主に用いられている。
このうち、高強度と、良加工性・良成形性を両立させうるものとしては、フェライト相とマルテンサイト相を複合させた低降伏比ＤＰ鋼板や、フェライト相と（残留）オーステナイト相を複合させたＴＲＩＰ鋼板が知られている。しかし、これらの鋼板は、高強度と加工性・延性には優れるものの、穴拡げ性すなわち伸びフランジ性に優れているとは言えず、足回り部品などのような伸びフランジ成形性が要求される構造用部品においては、延性ではやや劣るものの、ベイナイト系の鋼板が使用されるのが一般的である。
フェライト相とマルテンサイト相の複合組織鋼板（以降、「ＤＰ鋼板」と記載する場合がある）等の複合組織鋼板が、伸びフランジ性に劣る理由の一つとして、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合体であるため、穴拡げ加工時に両相の境界部に応力集中し、変形に追随できず破断の起点になり易いからであると考えられている。
こうした問題点を克服するために、ＤＰ鋼板をベースとして、機械的強度特性と、疲労特性や穴拡げ性（加工性）を両立させることを目的とした幾つかの鋼板が提案されている。例えば、微細分散粒子による応力緩和を指向した技術として、特許文献１に、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板が開示されている。この特許文献１に示す技術においては、固溶しているＣｕもしくはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損なわないことを見出して、各種成分の組成比を限定している。
また、複合相の強度差を小さくすることによる応力緩和を指向した技術として例えば、特許文献２には、できるだけ低Ｃ化することにより主相をベイナイト組織とするとともに、固溶強化または析出強化したフェライト組織を適切な体積比率で含有させ、これらフェライトとベイナイトの硬度差を小さくし、更に粗大な炭化物の生成を回避する技術が開示されている。
特開平１１−１９９９７３号公報 特開２００１−２００３３１号公報
ところで、上記特許文献１に開示されているような、ＤＰ鋼板中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板は、確かに高い疲労強度を示すものの、顕著な伸びフランジ性の向上は確認できていない。また、上記特許文献２に開示されている様な、鋼板組織をベイナイト相主体とし、粗大な炭化物の生成を抑制した高強度熱延鋼板は、確かに優れた伸びフランジ性を示すものの、Ｃｕを含有したＤＰ鋼板に比べてその疲労特性は必ずしも優れているとは言えない。また、粗大な炭化物の生成を抑制しただけでは厳しい穴拡げ加工を行った場合に亀裂の発生を防止することができない。本発明者らの研究によれば、これらの原因は、鋼板中のＭｎＳを主体とする延伸した硫化物系介在物の存在にあることが分かった。
すなわち、繰り返し変形を受けると表層またはその近傍に存在する延伸した粗大なＭｎＳ系介在物の周辺に内部欠陥が発生し、亀裂として伝播することによって疲労特性を劣化させると共に、穴拡げ加工時の割れ発生の起点となり易いため伸びフランジ性を低下させる要因となる。
しかしながら、Ｍｎは、ＣやＳｉとともに材料の高強度化に有効に寄与する元素であるため、高強度鋼板では強度確保のためＭｎの濃度を高く設定するのが一般的であり、さらに通常の製鋼工程の処理ではＳ濃度も５０ppm程度は含まれてしまう。このため、鋳片中にはＭｎＳが存在するのが通常である。また、同時に可溶性Ｔｉを高めていくと、粗大なＴｉＳやＭｎＳと一部化合して（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出するようになる。鋳片が熱間圧延および冷間圧延されると、こうしたＭｎＳ系介在物は変形し易いため、延伸したＭｎＳ系介在物となり、これが疲労特性と伸びフランジ性（穴拡げ加工性）を低下させる原因となる。しかし、これまで、こうしたＭｎＳ系介在物の析出・変形制御の視点にたって伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法を提案した例は見られない。
そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、鋳片中に微細なＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓとして析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性と疲労特性を向上させた伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法を提供することにある。
上述の如き問題点を解決するために、本発明者は、鋳片中に微細なＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓとして析出させ（本発明において、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの三つの介在物を、便宜上、ＭｎＳ系介在物と呼ぶ）この、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させ、伸びフランジ性を向上させる方法、および疲労特性を劣化させない添加元素の解明を中心に鋭意研究を進めた。
その結果、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出し、圧延時にもこの析出したＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少し、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、これが上述の如き耐疲労性等の向上につながることを解明した。また、微細な酸化物、ＭｎＳ系介在物とするために、まずＳｉで脱酸を行い、次にＡｌで脱酸を行い、次にＴｉを添加し、最後にＣｅ、Ｌａの添加により脱酸を行う、３段階の逐次脱酸とすることが、各段階で生成する酸化物を微細化することにつながり、有効であることを解明した。
なお、ＴｉＮが微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物と共に複合析出してくる例も観察されたが、伸びフランジ性と疲労特性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮはＭｎＳ系介在物の対象としない。
また、Ｔｉを添加して鋼中の酸可溶Ｔｉを高めることで、固溶ＴｉもしくはＴｉの炭窒化物のピン止めの効果により結晶粒を微細化することもできることが分かった。従って、鋼中のＭｎＳ系介在物をできる限り延伸させず微細球状化でき、同時に結晶粒も微細化できるため、高い疲労特性と優れた伸びフランジ性を両立させることができることが分かった。
本発明に係る伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径２μｍ以下の介在物の個数密度が、１５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物を、個数割合で１０％以上含むことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（６）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径５以上の延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（７）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在し、該介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜９５質量％含有することを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（８）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％超、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板の組織における結晶の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（９）質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、のいずれか１種または２種含有していることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（１０）質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、のいずれか１種または２種以上含有していることを特徴とする（１）〜（９）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（１１）質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００４％、Ｚｒ：０．００１〜０．０１％、のいずれか１種または２種含有していることを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
（１２）製鋼における精錬工程において、質量％で、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０００５％以上に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２０％、Ｓｉを０．０８〜１．５％、Ｍｎを０．５〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様に添加もしくは調整し、その後、Ａｌを酸可溶Ａｌで０．０１％超となる様に添加し、さらにその後、Ｔｉを添加し、その後ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して、酸可溶Ｔｉを０．００８〜０．２０％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．００1〜０．０４％とする方法であって、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０とすることを特徴とする（１）〜（１１）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
（１３）前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｎｂを０．０１〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．０５％のいずれか１種または２種となる様に添加することを特徴とする（１２）に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
（１４）前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｃｒを０．０１〜０．６％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００３％のいずれか１種または２種以上となる様に添加することを特徴とする（１２）または（１３）に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
（１５）前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｃａを０．０００１〜０．００４％、Ｚｒを０．００１〜０．０１％のいずれか１種または２種となる様に添加することを特徴とする（１２）〜（１４）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
ちなみに、本発明における高強度鋼板とは、通常の熱延・冷延鋼板でそのままの裸での使用や、めっき、塗装などの表面処理が施されて使用される場合を含むものである。
上述した構成からなる本発明に係る伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板では、Ａｌ脱酸により溶鋼の成分調整の安定化を図られており、粗大なアルミナ介在物の生成が抑制され、鋳片中に微細なＭｎＳ系介在物として析出されていることで、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることができ、また、組織の結晶粒径を微細なものとすることができ、伸びフランジ性と疲労特性を向上させることが可能となる。
上述した構成からなる本発明に係る伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板の溶鋼の溶製方法では、Ａｌ脱酸により溶鋼の成分調整の安定化を図りつつ、粗大なアルミナ介在物の生成を抑制でき、鋳片中に微細なＭｎＳ系介在物として析出させることで、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることができ、また、組織の結晶粒径を微細なものとすることができ、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。
以下、本発明を実施するための最良の形態として、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板について、詳細に説明をする。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
先ず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
本発明者は、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．７％、Ｍｎ：１．４％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．００３％を含有し残部がＦｅである溶鋼に対して様々な元素を用いて脱酸を行い、鋼塊を製造した。得られた鋼塊を熱間圧延して３ｍｍの熱延鋼板とした。これら製造した熱延鋼板を引張試験、穴拡げ試験および疲労試験に供すると共に、鋼板中の介在物個数密度、形態および平均組成を調査した。
まず、Ｓｉを添加して、その後にＡｌで殆ど脱酸することなく、Ｔｉを添加して約２分程度撹拌した後、さらにその後にＣｅ、Ｌａの１種または２種を添加して脱酸した鋼板について伸びフランジ性及び疲労特性を調査した。その結果、この様なＳｉ、次いでＴｉ並びにＣｅ、Ｌａの１種または２種の３段階により逐次脱酸した鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性をより向上させることができることが確認できた。その理由は、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）ＳのＭｎＳ系介在物が析出し、圧延時にもこの析出したＭｎＳ系介在物の変形を抑制することが可能となることから、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳ系介在物を著しく減少させることができるためである。また、Ｔｉを添加しているために、併せてＴｉＮ粒子も生成しているが、これが圧延前の加熱時において鋼板組織の結晶粒の成長を抑制する、いわゆるピン止めの機能の発揮に寄与することにより、鋼板組織の結晶粒径も微細なものとなる。その結果、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、従来において疲労特性等を劣化させる原因となる粗大なＭｎＳ系介在物が鋼板中に発生するのを極力抑えることが可能となる。また、鋼板組織の結晶粒径も微細なものであることが、上述の如き耐疲労性等の向上につながるためであると考えられる。
なお、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイドが微細化する理由は、最初にＳｉ脱酸で生成したＳｉＯ２系介在物を後から添加したＴｉが還元分解して微細なＴｉオキサイドを生成し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａが還元分解して微細なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイドを形成すること、さらに生成したＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイド自体と溶鋼との界面エネルギーが低いため生成後の凝集合体も抑制されるためである。
この様に、Ａｌで殆ど脱酸しない場合、非常に良好な材質特性が得られたが、その代わりにＴｉ、Ｃｅ、Ｌａで脱酸することになり、所望の脱酸を実現するためにはこれらの投入量を増加させる必要が生じる。しかし、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａで脱酸する場合は、Ａｌ脱酸の場合に比べて酸素ポテンシャルが高くなるため、溶鋼中の成分調整において、目標とする組成に対するばらつきが大きくなり、所望の化学成分を得ることが困難になるという問題が生じ得ることがわかった。
従って、本発明者らは、引き続き、Ａｌ脱酸を行いながら、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａの組成を変化させつつ脱酸を行い、鋼塊を製造した。得られた鋼塊を熱間圧延して３ｍｍの熱延鋼板とした。これら製造した熱延鋼板を穴拡げ試験および疲労試験に供すると共に、鋼板中の介在物個数密度、形態および平均組成を調査した。
このような実験を通じて、Ｓｉを添加した後、Ａｌで脱酸し、その後Ｔｉを添加してから、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種を添加して脱酸した溶鋼において、質量ベースで、所定の（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ比、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が得られている場合、急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下する結果が得られた。すなわち、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａの複合的な脱酸の効果により、これまで種々の脱酸元素で脱酸を行ってきた系のうち、最も、酸素ポテンシャルが低下する効果が得られた。これらの複合脱酸の効果により、生成する酸化物についてもＡｌ２Ｏ３濃度が極めて低くできるため、Ａｌで殆ど脱酸することなく製造した鋼板と同様に、伸びフランジ性と疲労特性に優れる鋼板が得られることが分かった。
その理由は、以下の通りと考えられる。
すなわち、Ｓｉを添加した際にＳｉＯ２介在物が生成するが、その後Ａｌを添加することによりＳｉＯ２介在物はＳｉに還元される。また、ＡｌはＳｉＯ２介在物を還元するとともに、溶鋼中の溶存酸素も脱酸して、Ａｌ２Ｏ３系介在物を生成し、一部のＡｌ２Ｏ３系介在物は浮上除去され、残りのＡｌ２Ｏ３系介在物は溶鋼中に残る。その後、Ｔｉを添加するが、この時点では溶鋼中の酸素はＡｌですでに脱酸されているので、Ｔｉによる脱酸は少し起こる程度である。さらに、その後に添加したＣｅ、Ｌａにより、Ａｌ２Ｏ３系介在物は還元分解され、微細なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイドを形成する。この様に、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａの添加による複合脱酸により、若干Ａｌ２Ｏ３が残るものの、大部分は微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、Ｔｉオキサイドが生成するものと考えられる。
従って、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａの添加による複合脱酸において、Ａｌ脱酸を上述した脱酸方法に基づいて適切に行わせることにより、Ａｌ脱酸を殆ど行わない場合と同様に、微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、Ｔｉオキサイド上にＭｎＳ、ＴｉＳまたは（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓを析出させることができ、圧延時にもこの析出したＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ介在物）の変形を抑制することができるため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳ系介在物を著しく減少させることにより疲労特性等を向上できるという効果が得られることに加えて、Ａｌ脱酸により溶鋼の酸素ポテンシャルを低下できることにより、成分組成のばらつきを小さくできることを新たに知見した。
これら実験的検討から得られた知見に基づいて、本発明者は、以下に説明するように、鋼板の化学成分条件の検討を行い、本発明を完成させるに至った。
以下、本発明において化学成分を限定した理由について説明をする。
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度の向上に対して有効に寄与する。即ち、このＣは、鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０３％が必要である。しかし、このＣが過剰に含まれ０．２０％を超えると、加工性ならびに溶接性が劣化する。必要な強度を達成し、加工性・溶接性を確保するために、本発明においては、Ｃの濃度を０．２０％以下とする。
Ｓｉ：０．０８〜１．５％
Ｓｉは主要な脱酸元素の一つであり、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制するとともに、焼入れ硬化層の粒径を微細化させる機能を担う。このＳｉは、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制するとともに、ベイナイト組織の生成に対しても有効であるため、伸びを大きく損なうことなく強度を向上し、低降伏強度比で穴拡げ性を改善するために重要な元素である。溶鋼中の溶存酸素濃度を低下させ、一旦ＳｉＯ２系介在物を生成させるためには（このＳｉＯ２系介在物を後から添加したＡｌが還元してアルミナ系介在物を生成し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａが還元することによりアルミナ系介在物を還元させるため）、Ｓｉを０．０８％以上添加する必要があるため、本発明においては、Ｓｉの下限を０．０８％とした。これに対して、Ｓｉの濃度が高すぎると、介在物中のＳｉＯ2濃度が高くなって大型介在物が生成し易くなり、Ａｌによる還元が起こりにくくなる。また、靭延性が極端に悪くなり、表面脱炭や表面疵が増加するため疲労特性が却って悪くなる。これに加えて、Ｓｉを過剰に添加すると溶接性や延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明においては、Ｓｉの上限を１．５％とした。
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、製綱段階での脱酸に有用な元素であり、Ｃ、Ｓｉとともに鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、このＭｎを０．５％以上は含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを、３．０％を超えて含有させるとＭｎの偏析や固溶強化の増大により延性が低下する。また、溶接性や母材靭性も劣化するのでこのＭｎの上限を３．０％とする。
Ｐ：０．０５％以下
ＰはＦｅ原子よりも小さな置換型固溶強化元素として作用する点において有効である。しかし、このＰ濃度が０．０５％を超えると、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、ねじり疲労強度を低下させ、加工性の劣化を引き起こす原因にもなりえるため、上限を０．０５％とする。また固溶強化の必要がなければＰを添加する必要はなく、Ｐの下限値は０％を含むものとする。
Ｓ：０．０００５％以上
Ｓは、不純物として偏析して、ＳはＭｎＳ系の粗大な延伸介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させるため、極力低濃度であることが望ましい。従来は、伸びフランジ性確保すべく、Ｓの濃度を極低硫化させる必要があった。しかし、鋼板の材質を向上するために０．０００５％未満とするには、二次精錬での脱硫負荷が大きすぎ、脱硫コストが高くなり、それに見合った材質が得られない。従って、二次精錬での脱硫を前提とした場合のＳ濃度の下限を０．０００５％とした。
また、本発明では微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド等の介在物上に、ＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物を形態制御することで、圧延時にも変形が起こり難く、介在物の延伸を防止しているため、Ｓの濃度の上限値は後述の通り、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計量との関係で規定される。
すなわち、本発明では上記の通り、ＭｎＳをＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド等の介在物で形態制御するため、Ｓの濃度が高くても、それに応じた量のＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加することで、材質に悪影響を及ぼすことを防止することができる。すなわち、Ｓの濃度がある程度高くても、これに応じたＣｅ又はＬａの添加量を調整することにより、実質的な脱硫効果が得られ、極低硫鋼と同様の材質が得られる。換言すれば、このＳ濃度は、Ｃｅ、Ｌａとの合計量との間で適切に調整することにより、その上限についての自由度を高くすることが可能となる。したがって、本発明では、極低硫鋼を得るための二次精錬での溶鋼脱硫を行う必要がなく、省略することも可能となり、製造プロセスの簡略化、またこれに伴う脱硫処理コストの低減を実現することが可能となる。
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｔｉは主要な脱酸元素の一つであるとともに、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、熱間圧延前で充分な加熱を行うことにより、オーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制するため微細化・高強度化に寄与し、熱間圧延時の動的再結晶に有効に作用し、伸びフランジ性を著しく向上させる機能を担う。これには、酸可溶Ｔｉを０．００８％以上添加する必要があることを実験的に知見した。このため、本発明においては、酸可溶Ｔｉの下限を０．００８％とした。
ちなみに、熱間圧延前における充分な加熱温度は、鋳造時に生成した炭化物、窒化物、炭窒化物を、一旦、固溶するために充分な温度であることが要求され、１２００℃超は必要である。一方、１２５０℃を超えて高い温度とすることは、コストやスケール生成の観点から、好ましくない。従って、１２５０℃程度が好適である。
一方、０．２％を超えて含有すると、脱酸における効果が飽和するのみならず、熱延前で充分な加熱を行っても、粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成してしまい、かえって材質の劣化を招き、含有量に見合う効果が期待できない。このため、本発明においては、酸可溶Ｔｉの濃度の上限を０．２％とする。
ちなみに、酸可溶Ｔｉ濃度とは、酸に溶解したＴｉの濃度を測定したもので、溶存Ｔｉは酸に溶解し、Ｔｉ酸化物は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。ここで、酸とは、例えば塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸が例示できる。この様な酸を用いて、酸に可溶なＴｉと、酸に溶解しないＴｉ酸化物とに分別でき、酸可溶Ｔｉ濃度が測定できる。
Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、溶鋼処理中に空気中の窒素が取り込まれることから、鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。しかしながら、このＮは０．０１％を超えて含有すると、ＡｌやＴｉ等と粗大な析出物を生成し、伸びフランジ性を劣化させる。このため、本発明においては、Ｎの濃度の上限を０．０１％とする。一方、Ｎの濃度を０．０００５％未満とするにはコストが高くなるので、工業的に実現可能な観点から０．０００５％を下限とする。
酸可溶Ａｌ：０．０１％超
酸可溶Ａｌは一般的には、その酸化物がクラスター化して粗大になり易く、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させるため極力抑制することが望ましい。しかしながら、本発明においては、Ａｌ脱酸を行いつつも、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａの複合的な脱酸効果と、酸可溶Ａｌ濃度に応じたＣｅ、Ｌａ濃度とすることにより、上述の通り、Ａｌ脱酸で生成したＡｌ２Ｏ３系介在物について、一部のＡｌ２Ｏ３系介在物は浮上除去され、溶鋼中の残りのＡｌ２Ｏ３系介在物は、後から添加したＣｅ、Ｌａが還元分解して微細な介在物を形成し、アルミナ系酸化物がクラスター化して粗大にならない領域を新たに見出した。
このため、本発明においては、従来のように実質的にＡｌを添加しないという制限を設ける必要もなくなり、特にこの酸可溶Ａｌの濃度に関して自由度を高くすることが可能となる。酸可溶Ａｌを０．０１％超とすることにより、Ａｌ脱酸とＣｅ、Ｌａの添加による脱酸を併用させることが可能となり、従来のように脱酸に必要なＣｅ、Ｌａの添加量を必要以上に多くすることもなくなり、Ｃｅ、Ｌａ脱酸による鋼中の酸素ポテンシャルの上昇の問題を解消でき、各成分元素の組成のバラツキを抑制できるという効果も享受できる。
酸可溶Ａｌの濃度の上限値は、後述の通り、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計量との関係で規定される。
また、ここでいう酸可溶Ａｌ濃度とは、酸に溶解したＡｌの濃度を測定したもので、溶存Ａｌは酸に溶解し、Ａｌ２Ｏ３は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。ここで、酸とは、例えば塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸が例示できる。この様な酸を用いて、酸に可溶なＡｌと、酸に溶解しないＡｌ２Ｏ３とに分別でき、酸可溶Ａｌ濃度が測定できる。
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％
Ｃｅ、ＬａはＳｉ脱酸により生成したＳｉＯ２、逐次的にＡｌ脱酸により生成したＡｌ２Ｏ３を還元し、ＭｎＳ系介在物の析出サイトとなり易く、且つ硬質、微細で圧延時に変形し難いＣｅ酸化物（例えば、Ｃｅ２Ｏ３、ＣｅＯ２）、セリュウムオキシサルファイド（例えば、Ｃｅ２Ｏ２Ｓ）、Ｌａ酸化物（例えば、Ｌａ２Ｏ３、ＬａＯ２）、ランタンオキシサルファイド（例えば、Ｌａ２Ｏ２Ｓ）、Ｃｅ酸化物−Ｌａ酸化物、或いはセリュウムオキシサルファイド−ランタンオキシサルファイドを主相（５０％以上を目安とする。）とする介在物を形成する効果を有している。
ここで、上記介在物中には、脱酸条件によりＭｎＯ、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、或いはＡｌ２Ｏ３を一部含有する場合もあるが、主相が上記酸化物であればＭｎＳ系介在物の析出サイトとして十分機能し、且つ介在物の微細・硬質化の効果も損なわれることはない。
このような介在物を得るためには、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計濃度を０．０００５％以上０．０４％以下にする必要があることを、実験的に知見した。
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計濃度が０．０００５％未満ではＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３介在物を還元できず、０．０４％超ではセリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、粗大な介在物となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる。
また、上記で述べた本発明の鋼板中における、ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した形態の介在物の存在条件として、ＭｎＳがＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドで如何に改質されているかを捉えることをＳの濃度を用いて規定できる点に着目し、鋼板の化学成分（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比で規定し、整理することを着想した。具体的には、この質量比が小さいときには、ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドが少なく、ＭｎＳが単独で多数析出することになる。この質量比が大きくなってくると、ＭｎＳに比し、ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドが多くなってきて、これらＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した形態の介在物が多くなってくる。すなわち、ＭｎＳがＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドで改質されてくる。こうして、伸びフランジ性と疲労特性を向上させるために、ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳを析出させ、ＭｎＳの延伸を防止することに繋がる。このため、上記質量比は、これらの効果を奏するか否かを識別するためのパラメータとして整理することが可能となる。
そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な化学成分比を明らかにするため、鋼板の（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比を変化させて、介在物の形態、伸びフランジ性と疲労特性を評価した。その結果、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比が０．４〜５０である場合に、伸びフランジ性と疲労特性が共に飛躍的に向上することが判明した。
（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比が０．４未満になると、ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳが析出した形態の介在物個数割合が少な過ぎるため、これに対応して、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。
一方、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比が５０超になると、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドにＭｎＳを析出させて、伸びフランジ性と疲労特性を良好にするという効果が飽和してしまい、コスト的に見合わなくなる。以上の結果から、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比は０．４〜５０と限定する。ちなみに、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比が過大となり、例えば７０を超えてしまうと、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、粗大な介在物となるため、逆に、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させることからも、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比の上限は５０とする。
以下、本発明においての、選択元素について化学成分を限定した理由について説明をする。これらの元素は選択元素であることから、添加の有無は任意であり、１種だけ加えても良く、２種以上加えてもよい。
Ｎｂ、Ｖについて
Ｎｂ、Ｖは、ＣもしくはＮと炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進し、靭性向上に寄与する。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るためこのＮｂ濃度を０．０１％以上とするのが好ましい。しかし、このＮｂ濃度が０．１０％を超えて多量に含有してもかかる母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｎｂ濃度は０．１０％を上限とする。
Ｖ：０．０１〜０．０５％
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るためにはこのＶ濃度を０．０１％以上とするのが好ましい。しかし、このＶ濃度が０．０５％を超えて多量に含有しても効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｖ濃度は０．０５％を上限とする。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる。
Ｃｒ：０．０１〜０．６％
Ｃｒは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、このＣｒの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、０．６％を上限とする。
Ｍｏ：０．０１〜０．４％
Ｍｏは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、これらの効果を得るためには０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、このＭｏの多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、０．４％を上限とする。
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、さらに粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができ、これらの効果を得るためには０．０００３％以上添加することが好ましい。しかし、このＢを０．００３％を超えて多量に含有させてもその効果は飽和し、かえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００３％を上限とする。
Ｃａ、Ｚｒについて
Ｃａ、Ｚｒは、硫化物の形態制御により、粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができる。
Ｃａ：０．０００１〜０．００４％
Ｃａは、硫化物を球状化させる等、脱硫の形態を制御により、粒界を強化し、鋼の加工性を向上することもでき、これらの効果を得るためにはＣａの添加量を０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、このＣａを多量に含有させても効果は飽和し、かえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００４％を上限とする。
Ｚｒ：０．００１〜０．０１％
Ｚｒは、上述した硫化物を球状化して母材の靭性を改善する効果を得るためには０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、このＺｒの多量の含有はかえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．０１％を上限とする。
次に、本発明の鋼板中における介在物の存在条件について説明する。ここでいう鋼鈑とは、熱間圧延、或いはさらに冷間圧延を経て得られた圧延後の板を意味している。また、本発明の鋼板中における介在物の存在条件を、種々の観点から規定している。
伸びフランジ性と疲労特性に優れた鋼板を得るためは、割れ発生の起点や割れ伝播の経路となり易い延伸した粗大なＭｎＳ系介在物を鋼板中でできるだけ低減することが重要である。
そこで、本発明者は、上述の通り、Ｓｉを添加した後、Ａｌで脱酸する場合でも、その後、Ｔｉ添加、およびＣｅ、Ｌａの１種または２種を添加して脱酸した鋼板で、質量ベースで、前記の（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ比、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が得られている場合、複合脱酸により急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下するとともに、生成する介在物のＡｌ２Ｏ３濃度が低くなるため、Ａｌで殆ど脱酸することなく製造した鋼板と同様に、伸びフランジ性と疲労特性に優れることを知見した。
また、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により、若干Ａｌ２Ｏ３を含むものの大部分を占める生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳが析出し、圧延時にもこの析出したＭｎＳの変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少することも併せて知見した。
そこで、質量ベースで、前記の（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ比、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が得られている場合、円相当直径２μｍ以下の微細な介在物個数密度が急増し、その微細な介在物が鋼中に分散することがわかった。
この微細な介在物は、凝集しづらいため、その形状は殆どが球状あるいは紡錘状のものである。また、長径／短径（以降、「延伸割合」と記載する場合がある。）で表記すると３以下、好ましくは２以下である。
実験的には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等による観察で同定が容易であり、円相当直径２μｍ以下の介在物の個数密度に着目した。ちなみに、円相当直径の下限値は特に規定するものではないが、数字でカウントできる大きさとして、０．５μｍ程度以上の介在物を対象とすることが好適である。ここで、円相当直径とは、断面観察した介在物の長径と短径から、（長径×短径）0.5として求めたものと定義する。
メカニズムの詳細は不明であるが、これら２μｍ以下の微細な介在物が１５個／ｍｍ２以上分散しているのは、Ａｌ脱酸による溶鋼の酸素ポテンシャルの低下と、ＭｎＳ系介在物の微細化の相乗効果によるものと考えられる。これにより、伸びフランジ成形時等に生じる応力集中を緩和する機構が働き、穴拡げ性を急激に向上する効果があると推察され、その結果、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、かえって微細であるため応力集中の緩和に寄与し、伸びフランジ性、耐疲労特性等の向上につながっているものと考えられる。
一方、本発明者は、割れ発生の起点や割れ伝播の経路となり易い延伸した粗大なＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ介在物）を鋼板中で低減できているかを調査した。
本発明者は、円相当径１μｍ未満であれば、延伸したＭｎＳでも割れ発生起点としては無害であり、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させないことを実験を介して知見しており、また、円相当直径１μｍ以上の介在物は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等による観察も容易であることから、鋼板における円相当直径が１μｍ以上の介在物を対象として、その形態および組成を調査し、延伸したＭｎＳの分布状態を評価した。
なお、ＭｎＳの円相当直径の上限は特に規定するものではないが、現実的には１ｍｍ程度のＭｎＳが観察される場合がある。
延伸介在物の個数割合は、ＳＥＭを用いてランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の複数個（例えば５０個程度）の介在物を組成分析すると共に、介在物の長径と短径をＳＥＭ像から測定する。ここで延伸介在物を、長径／短径（延伸割合）が５以上の介在物と定義して、検出した上記延伸介在物の個数を、調査した全介在物個数（上述の例でいうと５０個程度）で除すことにより、上記延伸介在物の個数割合を求めることができる。
この延伸割合を５以上とした理由は、Ｃｅ、Ｌａを添加しない比較鋼板中の延伸割合５以上の介在物は、殆どＭｎＳであったためである。尚、MｎSの延伸割合の上限は特に規定するものではないが、現実的には延伸割合５０程度のＭｎＳが観察される場合もある。
その結果、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に形態制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。即ち、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％を超えると、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。そこで、本発明においては、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合は２０％以下とする。
また、伸びフランジ性や疲労特性は延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど良好であるため、その延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合の下限値は０％を含む。ここで、円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合の下限値が０％の意味するところは、円相当直径が１μｍ以上の介在物であるが延伸割合５以上のものが存在しない場合、又は延伸割合５以上の延伸介在物であっても、円相当直径がすべて１μｍ未満という場合である。
また、延伸介在物の最大円相当直径も、組織の結晶の平均粒径に比し小さいことが確認され、これにより、伸びフランジ性と疲労特性が飛躍的に向上できた要因と考えられる。
また、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比が０．４〜５０で、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に形態制御された鋼板では、これに対応して、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態となっている。この介在物の形態としては、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、特に規定するものではないが、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
なお、ＴｉＮが微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物と共に複合析出してくる場合もある。但し、前述の通り、ＴｉＮは伸びフランジ性と疲労特性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮは本発明のＭｎＳ系介在物の対象としない。
また、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物は、圧延時にも変形が起こり難いため、鋼板中でも延伸していない形状、すなわち、球状または紡錘状の介在物となっている。
ここで、延伸していないと判断される球状介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物である。これは、圧延前の鋳片段階においてＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物における延伸割合が３以下であったためである。また、延伸していないと判断される球状介在物は、完全に球状であれば、延伸割合が１になるため、延伸割合の下限は１である。
この介在物の個数割合の調査を延伸介在物の個数割合調査と同様の方法で実施した。その結果、ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％以上に析出制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％未満になると、これに対応して、ＭｎＳの延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。このため、ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合は１０％以上とする。また、伸びフランジ性や疲労特性は、ＣｅもしくはＬａの１種または２種からなる酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を多数析出させた方が良好であるため、その個数割合の上限値は１００％を含む。
なお、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、圧延時にも変形が起こり難いため、その円相当直径は特に規定するものではなく、１μｍ以上でも良い。但し、あまり大きすぎると割れ発生起点となることが懸念されるため、上限は５０μｍ程度が好ましい。
一方、この介在物は、圧延時にも変形が起こり難い上に、円相当直径が１μｍ未満の場合は、割れ発生起点とならないことから、円相当直径の下限は特に規定するものではない。
次に、上記で述べた本発明の鋼板中における介在物の存在条件として、介在物の単位体積当たりの個数密度で規定することとした。
介在物の粒径分布は、スピード法による電解面のＳＥＭ評価で実施した。スピード法による電解面のＳＥＭ評価とは、試料片の表面を研磨後、スピード法による電解を行い、試料面を直接ＳＥＭ観察することにより介在物の大きさや個数密度を評価するものである。なお、スピード法とは、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニュウムクロライド−メタノールを用いて試料表面を電解し、介在物を抽出する方法であるが、電解量としては試料表面の面積１ｃｍ２当たり１Ｃを電解した。このようにして電解した表面のＳＥＭ像を画像処理して、円相当直径に対する頻度（個数）分布を求めた。この粒径の頻度分布から平均円相当直径を算出すると共に、観察した視野の面積と、電解量から求めた深さで頻度を除すことにより介在物の体積当たりの個数密度も算出した。
割れ発生の起点となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる円相当直径１μｍ以上、延伸割合５以上の介在物の体積個数密度を評価した結果、１．０×１０４個／ｍｍ３以下であると伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３を超えると、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数密度が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下とする。また、伸びフランジ性や疲労特性は延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど良好であるため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度の下限値は０％を含む。
ここで、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度の下限値が０％の意味するところは、上記と同様である。
また、直径１μｍ以上、かつ、延伸率５以上の延伸介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下に形態制御された鋼板では、これに対応して、延伸していないＭｎＳ系介在物はＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態となり、その形状はほぼ球状または紡錘状の介在物となっていた。
この介在物の形態としては、上記と同様に、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、特に規定するものではないが、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
また、紡錘状の介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物とする。ここで、完全に球状であれば、延伸割合が１になるため、延伸割合の下限は１である。
このような介在物の体積個数密度を調査した結果、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上に析出制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３未満になると、これに対応して、ＭｎＳ系の延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度は１．０×１０３個／ｍｍ３以上に規定する。また、伸びフランジ性や疲労強度は、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてＭｎＳ系介在物を多数析出させた方が良好であるため、その体積個数密度の上限値は特に規定するものではない。
なお、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の円相当直径は、上記と同様に、特に規定するものではない。但し、この円相当直径があまり大きすぎると割れ発生起点となることが懸念されるため、上限は５０μｍ程度が好ましい。
一方、この介在物の円相当直径が１μｍ未満の場合は、全く問題はないため、下限は特に規定するものではない。
次に、上記で述べた本発明の鋼板中における延伸介在物の存在条件として、円相当直径の上限値で規定した。具体的には、割れ発生の起点となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の介在物の平均円相当直径を評価した結果、この延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であると、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが分かった。これは、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が増加するにつれて、この延伸介在物の平均円相当直径が大きくなることに着目し、延伸介在物の平均円相当直径を指標として規定したものである。これは、溶鋼中のＭｎやＳの量が増加するにつれて、生成するＭｎＳ系介在物の個数が増加するとともに、生成するＭｎＳ系介在物の大きさも粗大化するものと推定される。
そこで、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物が１０μｍを超えて大きくなると、これに応じて、この延伸介在物の個数割合が２０％を超えるため、割れ発生の起点となり易い粗大なＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下とする。
なお、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下という規定は、円相当直径１μｍ以上の介在物が鋼鈑中に存在する場合であることを意味しているため、円相当直径の下限値は１μｍとなる。
一方で、上記で述べた本発明の鋼板中における、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の存在条件として、ＭｎＳ系介在物が析出した介在物中のＣｅもしくはＬａの平均組成の含有量で規定した。
具体的には、上述したように、伸びフランジ性と疲労特性を向上させる上で、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物の延伸を防止することが重要である。
この介在物の形態としては、上記と同様に、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、通常は、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出して、球状または紡錘状の介在物となっている。
また、紡錘状の介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物とする。ここで、完全に球状であれば、延伸割合が１であるため、延伸割合の下限は１である。
そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な組成を明らかにするため、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の組成分析を実施した。
但し、この介在物の円相当直径が１μｍ以上であれば観察が容易なことから、便宜的に、円相当直径１μｍ以上を対象とした。但し、観察が可能であれば、円相当直径が１μｍ未満の介在物も含めても良い。
また、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、延伸していないため、延伸割合はすべて３以下の介在物となっていることが確認された。従って、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物を対象に組成分析を実施した。
その結果、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜９５％含有させると、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率が０．５質量％未満になると、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物個数割合が大きく減少するため、これに対応して、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。
一方、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率が９５％超になると、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、円相当直径が５０μｍ程度以上の粗大な介在物となるため、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる。
次に、鋼板の組織について説明する。
本発明では、鋳片中に微細なＭｎＳ系介在物を析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性と疲労特性を向上させるものであり、鋼板のミクロ組織は特に限定するものではない。
鋼板のミクロ組織は特に限定するものではないが、ベイニティック・フェライトを主相とする組織にした鋼板、フェライト相を主相とし、マルテンサイト相、ベイナイト相を第２相とする複合組織鋼板、そしてフェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相（マルテンサイトもしくはベイナイト）からなる複合組織鋼板の、いずれの組織でも良い。
また、本発明では、Ｔｉの添加を必須としているため、熱間圧延前において１２５０℃程度の充分な加熱を行うことにより、鋳造時に生成した炭化物、窒化物、炭窒化物を、一旦、固溶して鋼中の酸可溶Ｔｉを高め、その後、固溶ＴｉもしくはＴｉの炭窒化物の効果により結晶粒を微細化することができることにより、鋼板の組織における結晶粒径を１０μｍ以下と微細化することができる。
従って、いずれの組織であっても、結晶粒径を１０μｍ以下に微細化することができるため、穴拡げ性と疲労特性を向上させることができるため好ましい。平均粒径が１０μｍを超えると、延性・疲労特性の向上が小さくなる。穴拡げ性と疲労特性の向上のためには、より好ましくは８μｍ以下である。ただし一般的には、足回り部品などのような優れた伸びフランジ性を得るには、延性ではやや劣るものの望ましくは、フェライトもしくはベイナイト相が面積比で最大の相であることが好ましい。
次に製造条件を説明する。
本発明では転炉で吹錬して脱炭し、或いは更に真空脱ガス装置を用いて脱炭した溶鋼中に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金を添加し撹拌して、脱酸と成分調整を行う。
また、Ｓについては、前述の通り、精錬工程で脱硫を行わなくても良いため、脱硫工程を省略できる。但し、Ｓ≦２０ｐｐｍ程度の極低硫鋼を溶製するために二次精錬で溶鋼脱硫が必要な場合は、脱硫を行って、成分調整を実施することでも良い。
上記のＳｉ添加後、３分程度してから、Ａｌを添加してＡｌ脱酸を行い、Ａｌ２Ｏ３を浮上分離するために、約３分程度の浮上時間を確保することが好ましい。
その後Ｔｉを添加し約２〜３分程度の撹拌時間を置いた後、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０となるように成分調整を行う。
ちなみに、選択元素を添加する場合は、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前までに行い、十分撹拌し、必要に応じて選択元素の成分調整が行われた後に、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の添加を行う。このようにして溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する。
連続鋳造については、通常の２５０ｍｍ厚み程度のスラブ連続鋳造に適用されるだけでなく、ブルームやビレット、さらにはスラブ連続鋳造機の鋳型厚みが通常より薄い、例えば１５０ｍｍ以下の薄スラブ連続鋳造に対して十分に適用可能である。
高強度熱延鋼板を製造するための熱延条件について述べる。
熱延前のスラブの加熱温度は鋼中の炭窒化物などを、一旦、固溶させることが必要であり、そのためには１２００℃超とすることが重要である。
これら炭窒化物を固溶させておくことにより、圧延後の冷却過程で延性の向上にとって好ましいフェライト相が得られる。一方、熱延前のスラブの加熱温度が１２５０℃を超えるとスラブ表面の酸化が著しくなり、特に粒界が選択的に酸化されることに起因する楔状の表面欠陥がデスケーリング後に残り、それが圧延後の表面品位を損ねるので上限を１２５０℃とすることが好ましい。
上記の温度範囲に加熱された後に、通常の熱間圧延を行うが、その工程の中で仕上げ圧延完了温度は鋼板の組織制御を行う場合に重要である。仕上げ圧延完了温度が、Ａｒ3点＋３０℃未満では表層部の結晶粒径が粗大になり易く、疲労特性上好ましくない。一方、Ａｒ3点＋２００℃超では圧延終了後のオーステナイト粒径が粗大になり、冷却中に生成する相の構成および分率が制御しづらくなるので、上限をＡｒ3点＋２００℃とすることが好ましい。
また、仕上げ圧延後の鋼板の平均の冷却速度を１０〜１００℃／秒とし、４５０〜６５０℃の範囲で巻き取り温度とする場合、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、４００℃以下で巻き取り温度とする場合とで、目的とする組織構成に応じて選択する。圧延後の冷却速度と巻き取り温度をコントロールすることによって、前者の圧延条件では、ポリゴナル・フェライト、ベイニティック・フェライト、およびベイナイト相から一つまたは二つ以上の組織とその分率を持った鋼板を、後者の圧延条件では、延性に優れる多量のポリゴナル・フェライト相とマルテンサイト相の複合組織をもつＤＰ鋼板を得ることができる。
上記の平均の冷却速度が１０℃／秒未満では伸びフランジ性に好ましくないパーライトが生成しやすくなり好ましくない。一方、組織制御の上では冷却速度に上限を設ける必要はないが、余りに速い冷却速度は鋼板の冷却を不均一にするおそれがあり、またそうした冷却を可能にするような設備の製造には多額の費用が必要となり、そのことで鋼板の価格上昇を招くと考えられる。このような観点から、冷却速度の上限は１００℃／秒とするのが好ましい。
本発明による高強度冷延鋼板は、熱延、巻き取り後、酸洗、スキンパス等の工程を経た鋼板を、冷間圧延し、焼鈍を行うことにより製造される。バッチ焼鈍、連続焼鈍などの焼鈍工程で焼鈍して、最終的な冷延鋼板とする。
また、本発明による高強度鋼板は電気めっき用鋼板として適用してもよいことは言うまでもない。電気めっきを施しても本発明高強度鋼板の機械特性には何ら変化が無い。
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
表１に化学成分を示すスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍの熱延板を得た。
Figure 2009299137
Figure 2009299137
この表１においては、鋼番号（以下、鋼番という。）１、３、５、７、９、１１、１３については、本発明に係る高強度鋼板の範囲内の組成で構成し、鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４については、質量ベースで（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ比、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比を本発明に係わる高強度鋼板の範囲から逸脱させたスラブとして構成したものである。
ちなみに、この表１において、鋼番１と鋼番２、鋼板３と鋼番４、鋼番５と鋼番６、鋼番７と鋼番８、鋼番９と鋼番１０、鋼番１１と鋼番１２、鋼番１３と鋼番１４との間でそれぞれ比較をすることができるように、互いにほぼ同一組成で構成した上で、Ｃｅ＋Ｌａ等を互いに異ならせている。
また、この表２においては、条件Ａとして、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８４５℃、仕上げ圧延後の冷却速度を７５℃／秒、巻き取り温度を４５０℃としている。条件Ｂとして、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８６０℃、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度、巻き取り温度を４００℃としている。条件Ｃとして、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８２５℃、仕上げ圧延後の冷却速度を４５℃／秒、巻き取り温度を４５０℃としている。
鋼番１と鋼番２に対しては、条件Ａを、また、鋼番３と鋼番４に対しては、条件Ｂを、鋼番５と鋼番６に対しては、条件Ｃを、更に鋼番７と鋼番８に対しては、条件Ａを、鋼番９と鋼番１０に対しては、条件Ｂを、また、鋼番１１と鋼番１２に対しては、条件Ｃを、鋼番１３と鋼番１４に対しては、条件Ｃを適用するようにすることで、同一製造条件下で化学組成の影響を比較できるようにしている。
このようにして得られた鋼板の基本特性として、強度、延性、伸びフランジ性、疲労限度比を調べた。
また、鋼板中の延伸介在物の存在状態として、光学顕微鏡による観察もしくはＳＥＭによる観察で、すべて１μｍ程度以上の介在物を対象として、２μｍ以下の介在物の面積個数密度、延伸割合５以上の介在物については個数割合、体積個数密度、平均円相当直径を調べた。
さらに、鋼板中の延伸していない介在物の存在状態として、すべて１μｍ程度以上の介在物を対象として、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合および体積個数密度と、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の含有量の平均値を調べた。
なお、１μｍ程度以上の介在物を対象としたのは、観察が容易であることに加えて、１μｍ程度未満の介在物は伸びフランジ性や疲労特性の劣化に影響しないためである。
その結果を鋼と圧延条件の組み合わせ毎に表３に示す。
Figure 2009299137
強度と延性は、圧延方向と平行に採取したＪＩＳ５号試験片の引張試験により求めた。伸びフランジ性は、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの鋼板の中央に開けた直径１０ｍｍの打ち抜き穴を６０°の円錐パンチで押し拡げ、板厚貫通亀裂が生じた時点での穴径Ｄ（ｍｍ）を測定し、穴拡げ値λ＝（Ｄ−１０）／１０で求めたλで評価した。また、疲労特性を表す指標として用いた疲労限度比は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５に準拠した方法で求めた２×１０６回時間強さ（σＷ）を鋼板の強度（σＢ）で除した値（σＷ／σＢ）で評価した。
なお、試験片は同規格に規定の１号試験片であり、平行部が２５ｍｍ、曲率半径Ｒが１００ｍｍ、原板（熱延板）の両面を等しく研削した厚さ３．０ｍｍのものを用いた。
さらに、介在物はＳＥＭ観察を行い、ランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の介在物５０個について長径と短径を測定した。さらに、ＳＥＭの定量分析機能を用いて、ランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の介在物５０個について組成分析を実施した。それらの結果を用いて、延伸割合５以上の介在物の個数割合、延伸割合５以上の介在物の平均円相当直径、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合、さらに延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均値を求めた。また、介在物の形態別体積個数密度は、スピード法により電解面のＳＥＭ評価により算出した。
表３から明らかなように、本発明の方法を適用した鋼番１、３、５、７、９、１１、１３では、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させることにより、延伸したＭｎＳ系介在物を鋼板中で低減することができた。即ち、鋼鈑中に存在する円相当直径２μｍ以下の介在物の個数密度が１５個／ｍｍ２以上、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合を１０％以上、その介在物の体積個数密度を１．０×１０３個／ｍｍ３以上、鋼鈑中に存在する延伸割合３以下の介在物中のＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率を０．５％〜５０％とすることにより、円相当直径１μｍ以上で延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合を２０％以下、その介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下、その介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下とすることができた。なお、いずれの鋼板の組織においても、平均結晶粒径は、いずれも１〜８μｍであり、本発明と比較例とはほぼ同一の平均結晶粒径であった。
その結果、比較鋼と比べて、本発明鋼としての鋼番１、３、５、７、９、１１、１３では、伸びフランジ性と疲労特性に優れた鋼板を得ることができた。しかし、比較鋼（鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４）では、平均結晶粒径は、いずれも１０μｍ以下であったにもかかわらず、延伸したＭｎＳ系介在物とＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させた介在物の分布状態が本発明で規定する分布状態と異なるため、鋼板加工時に延伸したＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点となり、伸びフランジ性と疲労特性が低下していた。

Claims (15)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
    その鋼板中に存在する円相当直径２μｍ以下の介在物の個数密度が、１５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  2. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
    その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  3. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
    その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
    ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物を、個数割合で１０％以上含むことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  4. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
    その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  5. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
    その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
    ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  6. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
    その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径５以上の延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  7. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０であり、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
    その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
    ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在し、該介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜９５質量％含有することを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  8. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
    Ｍｎ：０．５〜３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、
    酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、
    Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
    酸可溶Ａｌ：０．０１％超、
    ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．００１〜０．０４％、
    さらに、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０で、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
    その鋼板の組織における結晶の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  9. 質量％で、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｖ：０．０１〜０．０５％、
    のいずれか１種または２種含有していることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  10. 質量％で、
    Ｃｒ：０．０１〜０．６％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．４％、
    Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
    のいずれか１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  11. 質量％で、
    Ｃａ：０．０００１〜０．００４％、
    Ｚｒ：０．００１〜０．０１％、
    のいずれか１種または２種含有していることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
  12. 製鋼における精錬工程において、質量％で、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０００５％以上に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２０％、Ｓｉを０．０８〜１．５％、Ｍｎを０．５〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様に添加もしくは調整し、その後、Ａｌを酸可溶Ａｌで０．０１％超となる様に添加し、さらにその後、Ｔｉを添加し、その後ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して、酸可溶Ｔｉを０．００８〜０．２０％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．００1〜０．０４％とする方法であって、質量ベースで、（Ｃｅ＋Ｌａ）／酸可溶Ａｌ≧０．１、かつ、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓが０．４〜５０とすることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
  13. 前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｎｂを０．０１〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．０５％のいずれか１種または２種となる様に添加することを特徴とする請求項１２に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
  14. 前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｃｒを０．０１〜０．６％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００３％のいずれか１種または２種以上となる様に添加することを特徴とする請求項１２または１３に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
  15. 前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｃａを０．０００１〜０．００４％、Ｚｒを０．００１〜０．０１％のいずれか１種または２種となる様に添加することを特徴とする請求項１２〜１４のいずれか１項に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
JP2008155655A 2008-06-13 2008-06-13 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 Active JP4431185B2 (ja)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008155655A JP4431185B2 (ja) 2008-06-13 2008-06-13 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
CN2009801185479A CN102037148B (zh) 2008-06-13 2009-06-15 高强度钢板及高强度钢板用钢液的熔炼方法
EP09762566.9A EP2312004B1 (en) 2008-06-13 2009-06-15 High-strength steel sheet and process for producing molten steel for high-strength steel sheet
BRPI0912834-4A BRPI0912834B1 (pt) 2008-06-13 2009-06-15 Folha de aço de alta resistência e processo de produção de aço fundido para folha de aço de alta resistência
ES09762566.9T ES2560457T3 (es) 2008-06-13 2009-06-15 Lámina de acero de alta resistencia y método para producir acero fundido para la lámina de acero de alta resistencia
KR1020107025910A KR101239461B1 (ko) 2008-06-13 2009-06-15 고강도 강판 및 고강도 강판용 용강의 용제 방법
CA2727224A CA2727224C (en) 2008-06-13 2009-06-15 High-strength steel sheet and method of producing molten steel for high-strength steel sheet
PCT/JP2009/060880 WO2009151140A1 (ja) 2008-06-13 2009-06-15 高強度鋼板および高強度鋼板用溶鋼の溶製方法
US12/736,998 US9650690B2 (en) 2008-06-13 2009-06-15 High-strength steel sheet and method of producing molten steel for high-strength steel sheet

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008155655A JP4431185B2 (ja) 2008-06-13 2008-06-13 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2009299137A true JP2009299137A (ja) 2009-12-24
JP4431185B2 JP4431185B2 (ja) 2010-03-10

Family

ID=41416839

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2008155655A Active JP4431185B2 (ja) 2008-06-13 2008-06-13 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9650690B2 (ja)
EP (1) EP2312004B1 (ja)
JP (1) JP4431185B2 (ja)
KR (1) KR101239461B1 (ja)
CN (1) CN102037148B (ja)
BR (1) BRPI0912834B1 (ja)
CA (1) CA2727224C (ja)
ES (1) ES2560457T3 (ja)
WO (1) WO2009151140A1 (ja)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011142356A1 (ja) * 2010-05-10 2011-11-17 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2012079415A1 (zh) * 2010-12-15 2012-06-21 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种铁路机车车轴用钢及其制造方法
WO2012115181A1 (ja) * 2011-02-24 2012-08-30 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板及びその溶鋼の溶製方法
JP2012188745A (ja) * 2011-02-24 2012-10-04 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP2012197506A (ja) * 2011-03-10 2012-10-18 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
CN104495211A (zh) * 2014-11-28 2015-04-08 周正英 一种多功能皮带机
US9650690B2 (en) 2008-06-13 2017-05-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and method of producing molten steel for high-strength steel sheet
WO2017115748A1 (ja) 2015-12-28 2017-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法
WO2020045220A1 (ja) 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020045219A1 (ja) 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5696359B2 (ja) * 2009-07-08 2015-04-08 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
CN103827335B (zh) * 2011-09-30 2015-10-21 新日铁住金株式会社 镀锌钢板及其制造方法
JP6418363B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-07 新日鐵住金株式会社 優れた延性と穴広げ性を有する高強度鋼板

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2212434B1 (ja) * 1972-12-31 1977-06-10 Nippon Steel Corp
JPS58210125A (ja) 1982-06-01 1983-12-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 直接焼入法による強靭高張力鋼板の製造法
JP3626278B2 (ja) * 1996-03-25 2005-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 クラスターのないＡｌキルド鋼の製造方法
JP3619359B2 (ja) 1998-01-19 2005-02-09 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO1999053113A1 (fr) * 1998-04-08 1999-10-21 Kawasaki Steel Corporation Feuille d'acier pour boite boissons et procede de fabrication correspondant
JP3870614B2 (ja) 1999-07-09 2007-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 表面性状および内質に優れる冷延鋼板並びにその製造方法
JP4258934B2 (ja) 2000-01-17 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4441142B2 (ja) * 2001-04-13 2010-03-31 新日本製鐵株式会社 微細酸化物分散溶鋼の製造方法
JP3845554B2 (ja) 2001-06-07 2006-11-15 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板
JP3650601B2 (ja) * 2001-12-07 2005-05-25 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2004195522A (ja) * 2002-12-19 2004-07-15 Nippon Steel Corp 双ドラム式連続鋳造法で得た低炭素鋼薄肉鋳片、低炭素薄鋼板およびその製造方法
JP4050991B2 (ja) * 2003-02-28 2008-02-20 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4072090B2 (ja) 2003-04-16 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3888333B2 (ja) 2003-06-13 2007-02-28 住友金属工業株式会社 高強度鋼材及びその製造方法
JP4214036B2 (ja) * 2003-11-05 2009-01-28 新日本製鐵株式会社 表面性状、成形性および加工性に優れた薄鋼板およびその製造方法
JP2005256115A (ja) 2004-03-12 2005-09-22 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板
JP4268559B2 (ja) * 2004-04-23 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP4280224B2 (ja) 2004-11-04 2009-06-17 新日本製鐵株式会社 鉄損に優れた無方向性電磁鋼板
JP5162875B2 (ja) 2005-10-12 2013-03-13 新日鐵住金株式会社 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法
JP4901346B2 (ja) * 2005-11-07 2012-03-21 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板
KR20090018167A (ko) 2006-07-14 2009-02-19 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 연신 플랜지성과 피로 특성이 우수한 고강도 강판
CA2667534C (en) 2006-10-27 2013-02-05 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Seamless steel tube for an airbag accumulator and a process for its manufacture
JP5205795B2 (ja) 2007-04-26 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP5053186B2 (ja) 2008-06-13 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP4431185B2 (ja) 2008-06-13 2010-03-10 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP5696359B2 (ja) 2009-07-08 2015-04-08 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP4811528B2 (ja) 2009-07-28 2011-11-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
BR112012028661A2 (pt) 2010-05-10 2020-08-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation folha de aço de alta resistência e método para produção da mesma

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9650690B2 (en) 2008-06-13 2017-05-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and method of producing molten steel for high-strength steel sheet
KR101528441B1 (ko) * 2010-05-10 2015-06-12 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2011142356A1 (ja) * 2010-05-10 2011-11-17 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
US9238848B2 (en) 2010-05-10 2016-01-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
KR101458683B1 (ko) * 2010-05-10 2014-11-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2012079415A1 (zh) * 2010-12-15 2012-06-21 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种铁路机车车轴用钢及其制造方法
US9617626B2 (en) 2011-02-24 2017-04-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet exhibiting excellent stretch-flange formability and bending workability, and method of producing molten steel for the high-strength steel sheet
KR101518654B1 (ko) 2011-02-24 2015-05-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 신장 플랜지성과 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 용강의 용제 방법
JP2012188745A (ja) * 2011-02-24 2012-10-04 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
WO2012115181A1 (ja) * 2011-02-24 2012-08-30 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板及びその溶鋼の溶製方法
JP2012197506A (ja) * 2011-03-10 2012-10-18 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
CN104495211A (zh) * 2014-11-28 2015-04-08 周正英 一种多功能皮带机
KR20180087347A (ko) 2015-12-28 2018-08-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법
WO2017115748A1 (ja) 2015-12-28 2017-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法
US10941471B2 (en) 2015-12-28 2021-03-09 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, method for manufacturing high-strength steel sheet, and method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet
WO2020045220A1 (ja) 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020045219A1 (ja) 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
KR20210036966A (ko) 2018-08-31 2021-04-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20210036967A (ko) 2018-08-31 2021-04-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
US11946112B2 (en) 2018-08-31 2024-04-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same

Also Published As

Publication number Publication date
KR101239461B1 (ko) 2013-03-06
US9650690B2 (en) 2017-05-16
CA2727224A1 (en) 2009-12-17
US20110076512A1 (en) 2011-03-31
KR20100134126A (ko) 2010-12-22
EP2312004B1 (en) 2016-01-06
CN102037148A (zh) 2011-04-27
EP2312004A1 (en) 2011-04-20
ES2560457T3 (es) 2016-02-19
CA2727224C (en) 2013-08-06
JP4431185B2 (ja) 2010-03-10
BRPI0912834A2 (pt) 2015-10-13
BRPI0912834B1 (pt) 2019-03-12
WO2009151140A1 (ja) 2009-12-17
CN102037148B (zh) 2013-02-13
EP2312004A4 (en) 2014-03-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4431185B2 (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP5093422B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP6293997B2 (ja) 伸びフランジ性、曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその鋼板用の溶鋼の溶製方法
JP5053186B2 (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP5158272B2 (ja) 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
WO2016148037A1 (ja) 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
WO2012115181A1 (ja) 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板及びその溶鋼の溶製方法
EP2048254B1 (en) High strength steel plate superior in stretch flange formability and fatigue characteristics
JP2005256115A (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板
JP5158271B2 (ja) 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP5696359B2 (ja) 高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP5205795B2 (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP4901346B2 (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板
JP5157235B2 (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP5058892B2 (ja) 伸びフランジ性に優れたｄｐ鋼板およびその製造方法
JP2019147987A (ja) 鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20091030

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20091124

A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20091218

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121225

Year of fee payment: 3

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 4431185

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121225

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131225

Year of fee payment: 4

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131225

Year of fee payment: 4

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350