JP3890748B2 - 伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる複合組織型の高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
マルテンサイトやベイナイトを強化組織として用いる、いわゆる複合組織鋼板は、その優れた強度と加工性のため自動車用鋼板などに広く用いられている。しかし、このような使途に用いられる加工用鋼板は、プレス成形の際にフランジ部が伸び変形を受けやすいため、このフランジ部に割れが生じないこと、換言すれば伸びフランジ性に優れることが求められる。これまでも伸びフランジ性を向上させるために種々の検討が払われ、実際の鋼板に適用されてきたが、成形性や生産性などに関してより一層の向上が求められる昨今では、更なる伸びフランジ性の改善が望まれていた。例えば、特開平５−１７９３９６号公報には、２相組織鋼において母相フェライトを析出強化することが第２相との強度差を低減させ、歪の分布をより均一化することでの改善をねらう技術が開示されている。しかし、この方法では、変態現象と同時に析出現象を微妙に制御する必要があり、コイルの先端から後端まで均一な材質の鋼板を製造することは困難であった。特に板厚が３mmを下回るような場合は材質、なかでも伸びフランジ加工性に及ぼす加工熱履歴の影響が顕著となり、材質変動が大きな課題であった。
【０００３】
また、特に780 MPa 以上の高強度鋼板（以下、超高強度鋼板という。）においては、腐食環境又は雰囲気から発生した水素が、転位、空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して材料を脆化させ、応力が付与された状態で破壊を生じる、いわゆる遅れ破壊が生じることがあり、耐遅れ破壊特性に優れることも求められている。高強度鋼板においてこの遅れ破壊特性を改善する手法として、例えば特開平１０−１７４０号公報がある。この方法は冷延鋼板に関するものであり、従来から知られているように連続焼鈍サイクルを制御することで適正な組織を得ようとするものである。しかしながら、冷却パターンの制御は煩雑であり、これより得られる特性、なかでも成形特性はより広い適用分野を想定した場合には必ずしも十分ではなかった。また、このような鋼板を熱延ままで製造することについては、何ら有用な情報が開示されていないのが現状である。特に、超高強度鋼板においては、加工性も遅れ破壊特性も表面の欠陥には極めて敏感であり、従来製法では介在物に起因すると思われる欠陥を皆無とすることはできないことが大きな障害となっていた。
【０００４】
このように、薄物の高強度鋼板（超高強度鋼板も含む）で均一な材質を有するとともに優れた加工性（特に伸びフランジ特性）及び耐遅れ破壊特性を具備することは従来困難であり、画期的な鋼板及びその製造方法が望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、従来技術が抱える上述した問題点を解決するために実験、調査、検討を加えた結果、開発したものであり、自動車用鋼板のごとき、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性が要求される用途においても、十分な特性を具備する高強度鋼板を提案するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中に残留する酸化物系介在物の組成を制御し、これにより鋼中に存在する酸化物及び硫化物を制御することが、伸びフランジ性及び耐遅れ破壊特性の向上にきわめて有効であるとの結論に達した。すなわち、巨大クラスター状介在物の生成を抑制して50μm 以下の大きさの介在物に微細分散化を図り、かつ、鋼中のMnS の量を低減して、鋼中の全ての酸化物、硫化物を微細化し、かつ延性により伸びない非延性とすることにより、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れた鋼板が得られ、しかもノズル詰まりや発錆、表面性状の劣化といった諸問題も解決できることを見出した。
【０００７】
上記知見に立脚するこの発明は、
Ｃ：0.05〜0.20mass％、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：1.8 〜3.5 mass％、
Ti：0.015 〜0.2 mass％、
Al：0.01mass％以下、
Ｎ：0.02mass％以下及び
Ca，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005〜0.1 mass％
を含み、更に、
Ｓ及びCa，REM の1 種又は2 種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％
の関係を満たし、かつ上記MnとTiとが、次式
Mn／Ti≦200
の関係を満足して残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、Ti 脱酸により形成させた粒径（最大径；以下同様）1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の１種又は２種を含有し、マルテンサイトとベイナイトの体積率が30〜100 ％である複合組織になることを特徴とする伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板、及び
Ｃ：0.05〜0.20mass％、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：1.8 〜3.5 mass％、
Ti：0.015 〜0.2 mass％、
Al：0.01mass％以下、
Ｎ：0.02mass％以下及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 mass％
を含み、かつ、
Ni：0.005 〜1.0 mass％、
Cr：0.005 〜1.0 mass％、
Mo：0.005 〜1.0 mass％、
Ｖ：0.005 〜1.0 mass％、
Nb：0.002 〜0.04mass％、
Ｂ：0.0005〜0.0050mass％
の1 種又は2 種以上を含有し、更に、
Ｓ及びCa，REM の1 種又は2 種の含有量が次式
Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％
の関係を満たし、かつ上記MnとTiとが、次式
Mn／Ti≦200
の関係を満足して残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、Ti 脱酸により形成させた粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有し、マルテンサイトとベイナイトの体積率が30〜100 ％である複合組織になることを特徴とする伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板である。
【０００８】
この発明においては、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40mass％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種、Al2O3 の合計は100mass ％以下）であることが、より好ましい。
【０００９】
なお、複合組織中には、マルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方が存在すればよい。マルテンサイト及び／又はベイナイトが100 ％の場合は厳密には単相組織と呼ぶべきものであるが、例えば第２相が95％程度の鋼板と材質、使用目的に根本的な相違はないと考えられるので、この発明では広く複合組織に含めるものとする。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の基礎となった研究結果を述べる。
既に述べたように、伸びフランジ性及び耐遅れ破壊特性の向上のためには、１）鋼中の酸化物を粗大化させないこと及び、２）鋼中の硫化物を粗大化させないことが重要である。
【００１１】
上記１）の酸化物については、Alが0.01mass％以下、Tiが0.015 mass％以上であって、Ca又はREM が0.0005mass％以上の条件を満たす鋼を適正な条件で溶製することで、酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有する介在物となり、クラスター状になることなく鋼中で微細分散するから、粗大化が抑制される。また、同時に耐遅れ破壊特性の改善そのものに、この微細分散した酸化物が寄与していると考えられる。
【００１２】
また、上記２）の硫化物については、凝固時に析出するMnS の抑制が重要であり、MnS があると圧延時に延びて、プレス成形時のフランジ割れを助長し、遅れ破壊の原因ともなる。この解決のため、鋼中のＳを、より安定な硫化物をつくるCa及び／又はREM によって固定する。このためには、Ｓ量と、Ca量，REM 量とについて、
Ｓ−5 × ((32/40) Ca＋(32/140) REM))≦0.0014mass％
（式中、ＳはＳ量（mass％）を、CaはCa量（mass％）を、REM はREM 量（mass％）をそれぞれ示す。）
なる関係を満足することが必要との考えに至った。すなわち、CaS ，REM 硫化物の生成によりＳを固定するためには、Ca，REM の添加量は大きいほど良く、その下限値は上記の不等式で示される。すなわち、式の左辺の値が0.0014mass％以下であることが必要であるとの実験結果を得た。
【００１３】
しかも、この発明では、鋼中の含有量につきAlが0.01mass％以下、Tiが0.015 mass％以上であって、Ca及び／又はREM が0.0005mass％以上の条件を満たすことで、錆の少ない鋼板となる。このとき、介在物はTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO2系の酸化物）となっており、介在物を起点とした発錆が抑制される。なお、その介在物中のCa濃度が40mass％以下であると、錆の起点となることがなく、表面性状も良好である。一方、Alの量が0.01mass％を超えると、介在物はAl2O3 −CaO 系となるので、介在物中のCaO 濃度が50mass％程度となり、錆の起点となって耐食性を劣化させる。
【００１４】
更に、上述した酸化物系介在物は、融点が低いため、鋳造時の浸漬ノズルなどに付着して成長することがほとんどないため、該ノズルの閉塞を招くことがなく、したがって、浸漬ノズルなどの内部にArガスやN2ガスを吹き込む必要がほとんどないことが確認された。
【００１５】
発明者らは以上の実験結果をもとに種々検討した結果、以下のようにこの発明を限定した。
以下、各々の成分について限定理由を示す。
（Ｃ：0.05〜0.20mass％）
Ｃは鋼を固溶強化、あるいは炭化物により微細化強化、析出強化する作用があり、また、複合組織強化にも重要な役割を果たすため、この発明の高強度鋼板に必要な成分である。Ｃが0.05mass％に満たないと、鋼の焼き入れ性が十分に向上しないため、最終的に十分な量の低温変態相、すなわちマルテンサイトやベイナイトをえることができない。一方、Ｃが0.20mass％を超えると焼き入れ性は向上するものの、溶接性が顕著に低下するため使用部位が大幅に制限される。
より好ましい範囲は0.08mass％〜0.18mass％である。
【００１６】
（Si：2.0 mass％以下（０を含まない））
Siは、溶製時には脱酸に寄与し、また、鋼の低温変態相を安定して生成し、強度向上に有効に寄与する成分であり、この発明では所望の強度に応じてSiを含有させる。しかし、多過ぎると熱間変形抵抗が顕著に増加し、薄鋼板としての製品特性（寸法・形状）を満足しなくなる危険性が高くなり好ましくない。また、表面性状も劣化し、塗装性及び耐食性も劣化する。したがって、Siの上限は2.0 mass％とする。また、好ましい上限値は1.5 mass％である。
【００１７】
（Mn：1.8 〜3.5 mass％）
Mnは、Siと同様、溶製時の脱酸に有効であり、また、鋼の強度向上に有効に寄与する。特にMnは比較的安価な成分であり、変態組織強化を利用するには極めて有用な成分である。Mnが1.8 mass％に満たないと、この発明が目標とする高強度を得ることが困難となる。一方、3.5 mass％を超えるとその効果が飽和するとともに、圧延性などが劣化しはじめる（圧延荷重の増大、圧延破断の増加など）。したがって1.8 〜3.5 mass％の範囲とする。より好ましくは2.0 〜3.2 mass％の範囲である。
【００１８】
（Ti：0.015 〜0.4 mass％）
Tiはこの発明において重要な成分であり、Ti脱酸により、50μm 以下のサイズの微細酸化物系介在物を形成させ、Al2O3 クラスターを起点とする伸びフランジ性の劣化を防止し、また、Al2O3 クラスターへの水素凝集が原因となる遅れ破壊を防止する。また、Tiは２相強化により高強度を得るという効果を補助する。更に、微細酸化物は、遅れ破壊特性の改善にも有効である。その添加量が0.015 mass％未満では、添加効果すなわち微細酸化物の量が少なすぎるため、所望の効果が得られないため、0.015 mass％以上と限定した。製造条件の変動に対して安定した特性とするためには0.025 mass％以上添加することが望ましい。しかしながら、Tiが0.2mass％を超えて添加された場合は熱間圧延時の変形抵抗が顕著に増大するため熱間圧延が困難になる。
なお、この発明では、Mn量とTi量との関係につき、Mn／Ti≦200 （式中、MnはMn量（mass％）、TiはTi量（mass％）を示す。）を満足することが必要である。すなわち、Mn量とTi量との比が200 を超えると硫化物の組成又は形態が変化し、伸びフランジ性が劣化する。
【００１９】
（Al：0.01mass％以下）
Alはこの発明において含有量が特性に重大な影響を及ぼす成分であり、Al含有量が0.01mass％を超えると、Al脱酸になり、巨大Al2O3 クラスターが多量に生成し、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性、表面性状を劣化させるとともに、50μm 以下の微細酸化物が少なくなることからも、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、0.01mass％以下と限定した。また、Al量が多いと介在物組成がAl2O3 −CaO 又はAl2O3 −REM 酸化物系となって、錆の起点となり、耐食性を劣化させるので、この観点からもAlの上限は0.01mass％とする。なお、Alは、必ずしも添加することを要せず、Ti脱酸などを行うことによって脱酸剤としてもAlは必須ではない。なお、Alを低減することで発生する微細なAl2O3 は、鋼中で水素をトラップする効果があるためか、耐遅れ破壊特性の改善には極めて有用である。
【００２０】
（Ｎ：0.02mass％以下（0 を含まない））
Ｎは、固溶強化成分として寄与するため、この発明において強化成分として利用可能である。また、窒化物形成元素と結合析出してオーステナイト結晶粒を微細化し、ひいては低温変態相を微細組織化して耐遅れ破壊特性を改善するのに有効な成分である。ただし、0.02mass％を超えて添加しても効果が飽和するので0.02mass％を上限とした。なお、好ましい下限値は特に限定するものではないが、侵窒を防止するための製造コストアップと機械的特性の変化を勘案すれば0.001 mass％である。また、好ましい上限値は0.010 mass％であり、0.007 mass％以下であればより好ましい。
【００２１】
（Ca及び／又は金属REM ：0.0005〜0.1 mass％）
Ca及び金属REM （La、Ceなどの希土類元素をいう）は、この発明において重要な成分であり、Ca及びREM のいずれか１種又は２種を0.0005mass％以上添加する必要がある。すなわち、Ti脱酸した後、さらに0.0005mass％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の酸化物組成を、Ti酸化物：20mass％以上90mass％以下、好ましくは85mass％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：10mass％以上、40mass％以下、Al2O3 が40mass％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、連続鋳造時に、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止でき、ノズルの閉塞を防止できる。また、Ｓと優先的に結合することにより伸びフランジ性や耐遅れ破壊特性に有害なMnS の生成を抑制することができる。さらに、CaO 及び／又はREM 酸化物は、微細な粒子として鋼中に存在し、熱延板の細粒化に寄与できる。これらのことから、Ca，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005mass％以上含有させるが、合計量が0.1 mass％を超えると逆に耐食性が劣化し始めることと、表面の性状が劣化することから、上限は0.1 mass％に限定した。
【００２２】
（Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％）
この発明では、Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％
の関係を満足させることが肝要である。すなわち、プレス成形時の伸びフランジ性及び耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすMnS の生成を極力抑制するために、この発明では鋼中のＳをCa及び／又はREM によって優先的に固定し無害化する。そのためには、Ｓ量と、Ca量，REM 量とについて、
Ｓ−５× ((32/40) Ca＋(32/140) REM))≦0.0014mass％
（式中、ＳはＳ量（mass％）を、CaはCa量（mass％）を、REM はREM 量（mass％）をそれぞれ示す。）
なる関係を満足することが必要である。すなわち、Ca及びREM の添加により、その当量の5 倍のＳが無害化する理由は不明であるが、CaやREM で無害化されないＳが0.0014 mass％以下の場合に、優れた伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性が得られる。
なお、Ｓは少なければ少ないほど深絞り性が向上し、同時に耐二次加工脆性も改善する。したがって、0.01mass％以下にはする必要がある。更に優れた特性が要求される場合は0.005 mass％以下とすることが好ましい。
【００２３】
（Ｏ：0.010 mass％以下）
Ｏは不可避的混入成分であり、特に限定するものではないが、微細な酸化物を生成させるために必要な成分である。0.010 mass％を超えて含有させると粗大なAl2O3 を多量に生成させて成形性（延性）が低下するので、0.010 mass％を上限とした。なお、好ましい上限値は0.007 mass％であり、0.005 mass％以下であればより望ましい。
【００２４】
（Ｐ：0.02mass％以下）
Ｐは鋼を脆化させる成分であり、この発明では極力低減することが望ましい。その含有量が0.02mass％以下であればほぼ問題のないレベルを達成することができる。0.01mass％以下であれば更に好適である。下限については特に規定するものではなく、脱燐に必要な製造コストのアップ代と特性改善効果とのバランスで決定される。
【００２５】
（Ni：0.005 〜1.0 mass％）
（Cr：0.005 〜1.0 mass％）
（Mo：0.005 〜1.0 mass％）
（Ｖ：0.005 〜1.0 mass％）
（Ni、Cr、Mo及びＶは、鋼板を固溶強化することなく組織を微細化すること、あるいは低温・高歪み速度環境での変形を容易化することで、この発明が目標とする伸びフランジ性などの改善が可能である。したがって、この発明では必要に応じてNi，Cr，Mo，Ｖの1 種又は2 種以上を添加することができる。Ni，Cr，Mo，Ｖのいずれも0.005 mass％以上の添加で顕著な効果を発揮し、複合して添加した場合でもこの効果は相殺されることはない。しかし、1.0 mass％を超えて添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、いずれも上限を1.0 mass％とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 mass％の範囲が更に好適である。
【００２６】
（Nb：0.002 〜0.04mass％）
Nbも鋼板の結晶粒の微細化に極めて有効である。したがって、この発明では必要に応じてNbを添加することができる。Nbは0.002 mass％以上の添加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.04mass％を超えてNbを添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、0.002 〜0.04mass％の範囲とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 mass％が更に好適である。
【００２７】
（Ｂ：0.0005〜0.0050mass％）
Ｂは粒界強度を増加させる効果などでこの発明が目標とする伸びフランジ性などの改善が可能である。0.0005mass％以上の添加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.0050mass％を超えて添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、上限を0.0050mass％とした。材質の安定化という観点では0.0010〜0.0030mass％の範囲が更に好適である。
【００２８】
以上の成分組成範囲を満足する鋼において、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有する介在物であることが、この発明では特に重要である。かかる脱酸生成物としての介在物が、Ti酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有するもの、より詳しくは、Ti酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO2系の酸化物）系の介在物になることにより、錆の少なく、介在物、析出物による変形能の劣化がほとんどなく、伸びフランジ性及び耐遅れ破壊特性に優れ、かつ、クラスター状介在物による表面欠陥がなく、しかも地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着がない、この発明で所期した超高張力鋼板となる。
【００２９】
なお、この発明で規定する酸化物系介在物を粒径1 〜50μm のものに限定しているのは、かかる範囲の介在物が脱酸により生成した介在物と見なすことができるからであり、粒径が50μm を超える介在物は一般に、スラグかモールドパウダーなどの外来性の介在物が主因である。なお、Al2O3 系クラスターには、これより巨大なものもあるが、粒径50μm 以下の介在物組成が上記要件を満たしていれば、巨大なAl2O3 系クライスターも十分減少しているとみなすことができる。
【００３０】
上述の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物の組成は、Ti酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40mass％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種、Al2O3 の合計は100mass ％以下）であることが、より好ましい。
【００３１】
上記介在物のTi酸化物が20mass％に満たない場合はTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al2O3 濃度が高まるためにノズル詰まりが発生する。また、CaO, REM酸化物濃度が高くなると発錆性が著しくなるため、Ti酸化物濃度は20mass ％以上とする。一方、Ti酸化物濃度が90mass％を超えると、CaO, REM酸化物の割合が少なくなって、却ってノズル詰まりが発生することから、Ti酸化物濃度は20mass％以上90mass％以下とする。より好ましくは30mass％以上80mass％以下とする。
【００３２】
また、上記介在物中のCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計が10mass％に満たないと、介在物が低融点とならず、前述のようにノズルの閉塞をひきおこす。一方、40mass％を超えると介在物がその後にＳを吸収して水溶性に変化して錆の起点となるため耐食性が低下する。これは、耐遅れ破壊特性にも有害である。
なお、より好ましい範囲は20〜40mass％である。
【００３３】
また、上記介在物中のAl2O3 については、40mass％を超えると高融点組成となるためにノズル閉塞が起きるだけでなく、介在物の形状がクラスター状になり、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。なお、鋼中にAlがほとんど含有していない場合には、介在物中のAl2O3 もほとんど無視し得るだけの濃度になる。
【００３４】
なお、上記酸化物系介在物中には、上掲したもの以外の酸化物が混入する場合もあり、その場合に上掲したもの以外の酸化物の量については、特に限定するものではないが、SiO2については、30mass％以下、MnO については、15mass％以下に制御するのが好ましい。この理由は、これらがそれぞれの量を上回ると、この発明で対象とするチタンキルド鋼とはいえないし、こうした組成のもとでは、Ca添加を行わなくてもノズル詰まりはなく、発錆の問題も無くなるためである。
【００３５】
この発明の鋼板は、フェライトの第１相とマルテンサイトとベイナイトの硬質第２相からなる複合組織になる。この発明の高張力鋼板は、かかる硬質第２相が高張力を得る手段の一つとなっている。かかる硬質第２相は、体積率で30％に満たないと目標の一つである引張強度(T.S.)で780 MPa 以上を得ることが極めて困難であり、材質が安定しない。なお、100 ％がマルテンサイト及び／又はベイナイトとなっても問題ない。したがって、この発明では、マルテンサイト、ベイナイトの体積分率を30〜100 ％の範囲とする。より好ましくは、50〜100 ％の範囲である。
【００３６】
次に、この発明の鋼の製造方法について説明する。
この発明において、調整成分としてのTiを、Ti：0.015 mass％以上とする理由は、Tiが0.015 mass％未満では脱酸素能力が弱く、溶鋼中の全酸素濃度が高くなり、伸び、絞りなどの材料特性が悪化するためである。この場合、Si, Mnの濃度を高めて脱酸力を増加することも考えられるが、Tiが0.015 mass％未満ではSiO2又はMnO 含有介在物が大量に生成し、表面性状の低下やめっき性の劣化を招く。これを防ぐには (mass％Mn)/ (mass％Ti) ≦200 とするようにTiを含有させることが必要となる。その場合、介在物中のTi酸化物濃度は20mass％以上となる。
【００３７】
この発明に係るチタンキルド鋼板の製造にあたっては、まず、溶鋼をFeTiなどのTi含有合金により脱酸し、鋼中にTi酸化物を主体とする酸化物系介在物を生成させる。その介在物は、Alで脱酸した時のような巨大クラスター状ではなく、１〜50μm 程度の大きさの粒状、破断状のものが多くを占める。ただし、このときAl濃度が0.010 mass％を超えていると、巨大なAl2O3 クラスターが生成する。このようなAl2O3 クラスターは、Ti合金を添加してTi濃度を増加しても還元できず、鋼中にクラスター状介在物として残存する。したがって、この発明に係る鋼板については、製造の段階で、まず溶鋼中にTi酸化物を生成させることが好ましい。
【００３８】
なお、この発明のもとでは、Alで脱酸する従来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、Ca, REM を含有するため介在物組成調整用合金は高価である。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、介在物の組成制御が可能な範囲内でできるかぎり少量で済むように行うのが経済的で好ましい。この意味において、Ti含有合金などの脱酸剤の添加の前には、溶鋼中の溶存酸素、スラブ中のFeO, MnOを低下させるために溶存酸素濃度が200ppm以下になるように予備脱酸することが望ましい。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌、少量のAlによる脱酸（脱酸後の溶鋼中のAlが0.010 mass％以下）、SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行うのが好ましい。
なお、予備脱酸の直後にTiによる脱酸を行うと、改質が不十分な介在物が溶鋼中に多数残存することとなり、目的の介在物組成にコントロールするのが困難となる。そこで、予備脱酸剤添加後３〜４分、Ti添加後８〜９分の攪拌を行うことにより、介在物がTi酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40mass％以下の組成となり、Ti脱酸に支配される介在物となる。
【００３９】
上述したように、Ti脱酸により生成したTi酸化物系介在物というのは、２〜20μm 程度の大きさにて鋼中に分散するため、クラスター状の介在物による表面欠陥はなくなる。しかしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態であり、また、極低炭素鋼は凝固の温度が高いために、地金を取り込んだ形でタンディッシュノズルの内面に成長し、ノズルの閉塞を誘発するおそれがある。
【００４０】
そこで、この発明に係る鋼板では、Ti合金により脱酸した後、さらに0.0005mass％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物を、Ti酸化物：20mass％以上90mass％以下、好ましくは85mass％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：10mass％以上、40mass％以下、Al2O3 が40mass％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止することが可能になる。より好ましい介在物の組成は、Ti酸化物：30mass％以上80mass％以下、CaO ，REM 酸化物（La2O3 、Ce2O3 など）：10mass％以上40mass％以下である。
【００４１】
かかる酸化物系介在物の組成の測定は、EPMAを用いて、あるいはEDX 機能のある走査型電子顕微鏡を用いて介在物ごとに定量分析にて行われる。このようにして分析された鋼中の介在物の全てが上記の組成を満たすことは最も望ましいところではあるが、実用上は1 〜50μm の大きさの介在物のうち個数で50％以上の物が上記組成範囲となっていれば、この発明の目的とする熱延鋼板の諸特性が達成される。
【００４２】
この発明において、生成する介在物の組成を上記のように制御した場合、連続鋳造時にタンディッシュノズル及びモールドの浸漬ノズル内面に酸化物などが付着するのを完全に防止することができる。したがって、タンディッシュや浸漬ノズル内に、酸化物などの付着防止のためのArやN2などのガスを吹き込む必要がなくなる。その結果、連続鋳造時のパウダー巻き込みによる鋳片のパウダー性欠陥や、吹き込んだガスによる気泡性の欠陥が鋳片に発生するのを防止できるという効果が得られる。
【００４３】
連続鋳造後の熱間圧延工程に関して、この発明で所期した伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性を有利に得るには、スラブ加熱温度を1250℃以下にすることが好ましい。下限は設備上の制約で決定されるが、900 ℃以下のスラブ加熱温度では、圧延時の荷重負荷が高くなりすぎ、操業上の問題が生じる。一方、1250℃を超える高い温度では、圧延前の結晶粒径が大きくなり過ぎるため、熱延板が微細化しない。したがって、スラブ加熱温度は900 〜1250℃が好ましい。なお、1100℃以下のスラブ加熱温度は、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性の更なる改善の観点からは好ましい。また、連続鋳造されたスラブを温片で加熱炉に挿入するDHCR（ダイレクトホットチャージローリング）は省エネルギーの観点から好ましいが、変態点を100 ℃以上上回る挿入温度は組織の微細化が十分に図れないので好ましくない。
【００４４】
熱間圧延終了温度は、800 ℃以上であることが好ましい。これより低い温度では組織が粗大化・不均一化するため、伸びフランジ特性、耐遅れ破壊特性が低下する。また、熱間圧延後のコイル巻取り温度は、結晶粒の微細化を図るという観点から700 ℃以下が好ましく、より好ましくは650 ℃以下とする。巻取り温度の下限はコイル形状の乱れの防止という観点から決定されるが、コイルをつないで連続的に圧延する場合は形状が極めて安定するため概ね300 ℃以上が推奨される。マルテンサイト、ベイナイト組織の分率の制御は、成分と巻取温度とにより主として行われる。
【００４５】
なお、熱延板とした後、冷間圧延及び焼鈍を行ってもよい。この場合は焼鈍にてAc1 変態点以上に加熱し、冷却履歴の制御でマルテンサイト、ベイナイトの分率を制御する。好適範囲としては、10℃/s以上で冷却するとよい。
【００４６】
【実施例】
転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.003 mass％、Si＝0.02〜0.05mass％、Mn＝0.2 〜0.5 mass％、Ｐ＝0.010 〜0.020 mass％、Ｓ＝0.004 〜0.008 mass％に調整するとともに、溶鋼温度を1585〜1615℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.2 〜0.8kg/ton 添加して3 〜4 分の予備脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を55〜260ppmまで低下させた。このときの溶鋼中のAl濃度は0.001 〜0.005 mass％であった。そしてこの溶鋼に、70mass％Ti−Fe合金を0.8 〜1.8kg/ton 添加して8 〜9 分かけてTi脱酸した。その後、成分調整を行った後に、溶鋼中には30mass％Ca−60mass％Si合金や、それに金属Ca, Fe, 5 〜15mass％のREM を混合した添加剤、又は、90mass％Ca−5 mass％Ni合金などのCa合金、REM 合金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5kg/ton 添加し処理を行った。この処理の後のTi濃度は0.026〜0.058 mass％、Al濃度は0.001 〜0.005 mass％、Ca濃度は0.0005〜0.0018mass％、REM 濃度は0.0000〜0.0020mass％であった。
【００４７】
次に、この鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。鋳造時にはタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった。連続鋳造後に観察したところでは、タンディッシュならびに浸漬ノズル内には付着物はほとんどなかった。
【００４８】
次に、上記連鋳スラブを板厚2.0 mmに熱間圧延したのち酸洗を行って熱延板とした。なお、このときの酸化物系介在物のサイズは大部分（＞90％）が幅50μm 以下であった。また、酸化物の内訳はTi2O3 ：60〜70％、CaO ＋REM 酸化物：20〜30％、Al2 O3：15％であった。この熱延板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.00〜0.02個/1000m−コイル以下しか認められなかった。熱延板の鋼組成を表１に示し、介在物組成、介在物量T(O)、熱延条件及び機械的性質を表２に示す。表２中、酸化物系介在物組成は、粒径１〜50μm のものを調査し、平均値（粒径による重みづけなし）を示している。なお、個数で50％以上の酸化物系介在物が、Ti酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40 mass％以下を満足することを確認している。また、表２中の第２相組織の体積率はＭがマルテンサイトを、Ｂがベイナイトを示す。なお、残りの相はフェライト又は残留オーステナイトとなる。更に、表２の耐遅れ破壊特性は、△が×より軽微でより優れる、○が全く問題なしを示している。併せて、鋼板の錆発生面積率を、50℃の温度で湿度95％のなかで10時間放置したときの発錆量で調査したが、従来のAl脱酸鋼と同じく問題はなかった。
【００４９】
得られた熱延板の伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性を調べた。この伸びフランジ性はクリアランスを板厚の12.5％にとって円形の孔を打ち抜き、60°の頂角の円錐ポンチで孔を拡げる加工を行い、破断時の孔径の、初期孔径に対する比で評価した。耐遅れ破壊特性は短冊状試験片を曲げ半径10mmでＵ字形に曲げ、スプリングバックを拘束した状態で0.1ＮのHCl 水溶液に浸漬し、４週間で割れを発生しない場合を良好とした。なお、上記各特性値は、熱延コイルの長手方向５か所について測定したが、いずれも大きな特性のばらつきは認められなかった。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
一方、比較のために、転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH真空脱ガス装置にて脱酸処理し、Ｃ＝0.003 mass％、Si＝0.02〜0.05mass％、Mn＝0.2 〜0.5 mass％、Ｐ＝0.010 〜0.020 mass％、Ｓ＝0.004 〜0.008 mass％に調整するとともに、溶鋼温度を1590℃に調整した。この溶鋼中に、Alを1.2 〜1.6kg/ton 添加し脱炭処理を行った。脱酸処理後の溶鋼中のAl濃度は0.035 mass％であった。その後、FeTiを添加するとともに、成分調整を行った。この処理の後のTi濃度は0.040 mass％であった。
【００５３】
次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。なお、このときの、タンディッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組成は、95〜98mass％Al2O3, 5％以下のTi2O3 のクラスター状の介在物が主体であった。
【００５４】
鋳造時にタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった場合には、著しくノズルにAl2O3 が付着し、３チャージ目にスライディングノズルの開度が著しく増加し、ノズル詰まりにより鋳込みを中止した。また、Arガスを吹いた場合にも、ノズル内にはAl2O3 が大量に付着しており、８チャージ目にはモールド内の湯面の変動が大きくなり鋳込みを中止した。
【００５５】
次に、上記連鋳スラブは2.0mm まで熱間圧延したのち、酸洗して熱延板とした。鋼組成を表１に示し、介在物組成、熱延条件及び機械的性質などを表２に示す。この焼鈍板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥が0.45個/1000m−コイル認められた。
【００５６】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明にかかる高強度鋼板は、その製造に当たり、連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞を引き起こすことがなく、圧延鋼板の表面は非金属介在物に起因する表面欠陥がほとんど皆無で極めて清浄であり、更に優れた伸びフランジ性と耐遅れ破壊特性を具備し、自動車用鋼板など、各種の加工用鋼板として実に好適に用いることができる。これは、本熱延鋼板を冷延し、焼鈍した場合でも適用可能である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる複合組織型の高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
マルテンサイトやベイナイトを強化組織として用いる、いわゆる複合組織鋼板は、その優れた強度と加工性のため自動車用鋼板などに広く用いられている。しかし、このような使途に用いられる加工用鋼板は、プレス成形の際にフランジ部が伸び変形を受けやすいため、このフランジ部に割れが生じないこと、換言すれば伸びフランジ性に優れることが求められる。これまでも伸びフランジ性を向上させるために種々の検討が払われ、実際の鋼板に適用されてきたが、成形性や生産性などに関してより一層の向上が求められる昨今では、更なる伸びフランジ性の改善が望まれていた。例えば、特開平５−１７９３９６号公報には、２相組織鋼において母相フェライトを析出強化することが第２相との強度差を低減させ、歪の分布をより均一化することでの改善をねらう技術が開示されている。しかし、この方法では、変態現象と同時に析出現象を微妙に制御する必要があり、コイルの先端から後端まで均一な材質の鋼板を製造することは困難であった。特に板厚が３mmを下回るような場合は材質、なかでも伸びフランジ加工性に及ぼす加工熱履歴の影響が顕著となり、材質変動が大きな課題であった。
【０００３】
また、特に780 MPa 以上の高強度鋼板（以下、超高強度鋼板という。）においては、腐食環境又は雰囲気から発生した水素が、転位、空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して材料を脆化させ、応力が付与された状態で破壊を生じる、いわゆる遅れ破壊が生じることがあり、耐遅れ破壊特性に優れることも求められている。高強度鋼板においてこの遅れ破壊特性を改善する手法として、例えば特開平１０−１７４０号公報がある。この方法は冷延鋼板に関するものであり、従来から知られているように連続焼鈍サイクルを制御することで適正な組織を得ようとするものである。しかしながら、冷却パターンの制御は煩雑であり、これより得られる特性、なかでも成形特性はより広い適用分野を想定した場合には必ずしも十分ではなかった。また、このような鋼板を熱延ままで製造することについては、何ら有用な情報が開示されていないのが現状である。特に、超高強度鋼板においては、加工性も遅れ破壊特性も表面の欠陥には極めて敏感であり、従来製法では介在物に起因すると思われる欠陥を皆無とすることはできないことが大きな障害となっていた。
【０００４】
このように、薄物の高強度鋼板（超高強度鋼板も含む）で均一な材質を有するとともに優れた加工性（特に伸びフランジ特性）及び耐遅れ破壊特性を具備することは従来困難であり、画期的な鋼板及びその製造方法が望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、従来技術が抱える上述した問題点を解決するために実験、調査、検討を加えた結果、開発したものであり、自動車用鋼板のごとき、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性が要求される用途においても、十分な特性を具備する高強度鋼板を提案するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中に残留する酸化物系介在物の組成を制御し、これにより鋼中に存在する酸化物及び硫化物を制御することが、伸びフランジ性及び耐遅れ破壊特性の向上にきわめて有効であるとの結論に達した。すなわち、巨大クラスター状介在物の生成を抑制して50μm 以下の大きさの介在物に微細分散化を図り、かつ、鋼中のMnS の量を低減して、鋼中の全ての酸化物、硫化物を微細化し、かつ延性により伸びない非延性とすることにより、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れた鋼板が得られ、しかもノズル詰まりや発錆、表面性状の劣化といった諸問題も解決できることを見出した。
【０００７】
上記知見に立脚するこの発明は、
Ｃ：0.05〜0.20mass％、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：1.8 〜3.5 mass％、
Ti：0.015 〜0.2 mass％、
Al：0.01mass％以下、
Ｎ：0.02mass％以下及び
Ca，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005〜0.1 mass％
を含み、更に、
Ｓ及びCa，REM の1 種又は2 種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％
の関係を満たし、かつ上記MnとTiとが、次式
Mn／Ti≦200
の関係を満足して残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、Ti 脱酸により形成させた粒径（最大径；以下同様）1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の１種又は２種を含有し、マルテンサイトとベイナイトの体積率が30〜100 ％である複合組織になることを特徴とする伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板、及び
Ｃ：0.05〜0.20mass％、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：1.8 〜3.5 mass％、
Ti：0.015 〜0.2 mass％、
Al：0.01mass％以下、
Ｎ：0.02mass％以下及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 mass％
を含み、かつ、
Ni：0.005 〜1.0 mass％、
Cr：0.005 〜1.0 mass％、
Mo：0.005 〜1.0 mass％、
Ｖ：0.005 〜1.0 mass％、
Nb：0.002 〜0.04mass％、
Ｂ：0.0005〜0.0050mass％
の1 種又は2 種以上を含有し、更に、
Ｓ及びCa，REM の1 種又は2 種の含有量が次式
Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％
の関係を満たし、かつ上記MnとTiとが、次式
Mn／Ti≦200
の関係を満足して残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、Ti 脱酸により形成させた粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有し、マルテンサイトとベイナイトの体積率が30〜100 ％である複合組織になることを特徴とする伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板である。
【０００８】
この発明においては、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40mass％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種、Al2O3 の合計は100mass ％以下）であることが、より好ましい。
【０００９】
なお、複合組織中には、マルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方が存在すればよい。マルテンサイト及び／又はベイナイトが100 ％の場合は厳密には単相組織と呼ぶべきものであるが、例えば第２相が95％程度の鋼板と材質、使用目的に根本的な相違はないと考えられるので、この発明では広く複合組織に含めるものとする。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の基礎となった研究結果を述べる。
既に述べたように、伸びフランジ性及び耐遅れ破壊特性の向上のためには、１）鋼中の酸化物を粗大化させないこと及び、２）鋼中の硫化物を粗大化させないことが重要である。
【００１１】
上記１）の酸化物については、Alが0.01mass％以下、Tiが0.015 mass％以上であって、Ca又はREM が0.0005mass％以上の条件を満たす鋼を適正な条件で溶製することで、酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有する介在物となり、クラスター状になることなく鋼中で微細分散するから、粗大化が抑制される。また、同時に耐遅れ破壊特性の改善そのものに、この微細分散した酸化物が寄与していると考えられる。
【００１２】
また、上記２）の硫化物については、凝固時に析出するMnS の抑制が重要であり、MnS があると圧延時に延びて、プレス成形時のフランジ割れを助長し、遅れ破壊の原因ともなる。この解決のため、鋼中のＳを、より安定な硫化物をつくるCa及び／又はREM によって固定する。このためには、Ｓ量と、Ca量，REM 量とについて、
Ｓ−5 × ((32/40) Ca＋(32/140) REM))≦0.0014mass％
（式中、ＳはＳ量（mass％）を、CaはCa量（mass％）を、REM はREM 量（mass％）をそれぞれ示す。）
なる関係を満足することが必要との考えに至った。すなわち、CaS ，REM 硫化物の生成によりＳを固定するためには、Ca，REM の添加量は大きいほど良く、その下限値は上記の不等式で示される。すなわち、式の左辺の値が0.0014mass％以下であることが必要であるとの実験結果を得た。
【００１３】
しかも、この発明では、鋼中の含有量につきAlが0.01mass％以下、Tiが0.015 mass％以上であって、Ca及び／又はREM が0.0005mass％以上の条件を満たすことで、錆の少ない鋼板となる。このとき、介在物はTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO2系の酸化物）となっており、介在物を起点とした発錆が抑制される。なお、その介在物中のCa濃度が40mass％以下であると、錆の起点となることがなく、表面性状も良好である。一方、Alの量が0.01mass％を超えると、介在物はAl2O3 −CaO 系となるので、介在物中のCaO 濃度が50mass％程度となり、錆の起点となって耐食性を劣化させる。
【００１４】
更に、上述した酸化物系介在物は、融点が低いため、鋳造時の浸漬ノズルなどに付着して成長することがほとんどないため、該ノズルの閉塞を招くことがなく、したがって、浸漬ノズルなどの内部にArガスやN2ガスを吹き込む必要がほとんどないことが確認された。
【００１５】
発明者らは以上の実験結果をもとに種々検討した結果、以下のようにこの発明を限定した。
以下、各々の成分について限定理由を示す。
（Ｃ：0.05〜0.20mass％）
Ｃは鋼を固溶強化、あるいは炭化物により微細化強化、析出強化する作用があり、また、複合組織強化にも重要な役割を果たすため、この発明の高強度鋼板に必要な成分である。Ｃが0.05mass％に満たないと、鋼の焼き入れ性が十分に向上しないため、最終的に十分な量の低温変態相、すなわちマルテンサイトやベイナイトをえることができない。一方、Ｃが0.20mass％を超えると焼き入れ性は向上するものの、溶接性が顕著に低下するため使用部位が大幅に制限される。
より好ましい範囲は0.08mass％〜0.18mass％である。
【００１６】
（Si：2.0 mass％以下（０を含まない））
Siは、溶製時には脱酸に寄与し、また、鋼の低温変態相を安定して生成し、強度向上に有効に寄与する成分であり、この発明では所望の強度に応じてSiを含有させる。しかし、多過ぎると熱間変形抵抗が顕著に増加し、薄鋼板としての製品特性（寸法・形状）を満足しなくなる危険性が高くなり好ましくない。また、表面性状も劣化し、塗装性及び耐食性も劣化する。したがって、Siの上限は2.0 mass％とする。また、好ましい上限値は1.5 mass％である。
【００１７】
（Mn：1.8 〜3.5 mass％）
Mnは、Siと同様、溶製時の脱酸に有効であり、また、鋼の強度向上に有効に寄与する。特にMnは比較的安価な成分であり、変態組織強化を利用するには極めて有用な成分である。Mnが1.8 mass％に満たないと、この発明が目標とする高強度を得ることが困難となる。一方、3.5 mass％を超えるとその効果が飽和するとともに、圧延性などが劣化しはじめる（圧延荷重の増大、圧延破断の増加など）。したがって1.8 〜3.5 mass％の範囲とする。より好ましくは2.0 〜3.2 mass％の範囲である。
【００１８】
（Ti：0.015 〜0.4 mass％）
Tiはこの発明において重要な成分であり、Ti脱酸により、50μm 以下のサイズの微細酸化物系介在物を形成させ、Al2O3 クラスターを起点とする伸びフランジ性の劣化を防止し、また、Al2O3 クラスターへの水素凝集が原因となる遅れ破壊を防止する。また、Tiは２相強化により高強度を得るという効果を補助する。更に、微細酸化物は、遅れ破壊特性の改善にも有効である。その添加量が0.015 mass％未満では、添加効果すなわち微細酸化物の量が少なすぎるため、所望の効果が得られないため、0.015 mass％以上と限定した。製造条件の変動に対して安定した特性とするためには0.025 mass％以上添加することが望ましい。しかしながら、Tiが0.2mass％を超えて添加された場合は熱間圧延時の変形抵抗が顕著に増大するため熱間圧延が困難になる。
なお、この発明では、Mn量とTi量との関係につき、Mn／Ti≦200 （式中、MnはMn量（mass％）、TiはTi量（mass％）を示す。）を満足することが必要である。すなわち、Mn量とTi量との比が200 を超えると硫化物の組成又は形態が変化し、伸びフランジ性が劣化する。
【００１９】
（Al：0.01mass％以下）
Alはこの発明において含有量が特性に重大な影響を及ぼす成分であり、Al含有量が0.01mass％を超えると、Al脱酸になり、巨大Al2O3 クラスターが多量に生成し、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性、表面性状を劣化させるとともに、50μm 以下の微細酸化物が少なくなることからも、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、0.01mass％以下と限定した。また、Al量が多いと介在物組成がAl2O3 −CaO 又はAl2O3 −REM 酸化物系となって、錆の起点となり、耐食性を劣化させるので、この観点からもAlの上限は0.01mass％とする。なお、Alは、必ずしも添加することを要せず、Ti脱酸などを行うことによって脱酸剤としてもAlは必須ではない。なお、Alを低減することで発生する微細なAl2O3 は、鋼中で水素をトラップする効果があるためか、耐遅れ破壊特性の改善には極めて有用である。
【００２０】
（Ｎ：0.02mass％以下（0 を含まない））
Ｎは、固溶強化成分として寄与するため、この発明において強化成分として利用可能である。また、窒化物形成元素と結合析出してオーステナイト結晶粒を微細化し、ひいては低温変態相を微細組織化して耐遅れ破壊特性を改善するのに有効な成分である。ただし、0.02mass％を超えて添加しても効果が飽和するので0.02mass％を上限とした。なお、好ましい下限値は特に限定するものではないが、侵窒を防止するための製造コストアップと機械的特性の変化を勘案すれば0.001 mass％である。また、好ましい上限値は0.010 mass％であり、0.007 mass％以下であればより好ましい。
【００２１】
（Ca及び／又は金属REM ：0.0005〜0.1 mass％）
Ca及び金属REM （La、Ceなどの希土類元素をいう）は、この発明において重要な成分であり、Ca及びREM のいずれか１種又は２種を0.0005mass％以上添加する必要がある。すなわち、Ti脱酸した後、さらに0.0005mass％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の酸化物組成を、Ti酸化物：20mass％以上90mass％以下、好ましくは85mass％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：10mass％以上、40mass％以下、Al2O3 が40mass％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、連続鋳造時に、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止でき、ノズルの閉塞を防止できる。また、Ｓと優先的に結合することにより伸びフランジ性や耐遅れ破壊特性に有害なMnS の生成を抑制することができる。さらに、CaO 及び／又はREM 酸化物は、微細な粒子として鋼中に存在し、熱延板の細粒化に寄与できる。これらのことから、Ca，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005mass％以上含有させるが、合計量が0.1 mass％を超えると逆に耐食性が劣化し始めることと、表面の性状が劣化することから、上限は0.1 mass％に限定した。
【００２２】
（Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％）
この発明では、Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％
の関係を満足させることが肝要である。すなわち、プレス成形時の伸びフランジ性及び耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすMnS の生成を極力抑制するために、この発明では鋼中のＳをCa及び／又はREM によって優先的に固定し無害化する。そのためには、Ｓ量と、Ca量，REM 量とについて、
Ｓ−５× ((32/40) Ca＋(32/140) REM))≦0.0014mass％
（式中、ＳはＳ量（mass％）を、CaはCa量（mass％）を、REM はREM 量（mass％）をそれぞれ示す。）
なる関係を満足することが必要である。すなわち、Ca及びREM の添加により、その当量の5 倍のＳが無害化する理由は不明であるが、CaやREM で無害化されないＳが0.0014 mass％以下の場合に、優れた伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性が得られる。
なお、Ｓは少なければ少ないほど深絞り性が向上し、同時に耐二次加工脆性も改善する。したがって、0.01mass％以下にはする必要がある。更に優れた特性が要求される場合は0.005 mass％以下とすることが好ましい。
【００２３】
（Ｏ：0.010 mass％以下）
Ｏは不可避的混入成分であり、特に限定するものではないが、微細な酸化物を生成させるために必要な成分である。0.010 mass％を超えて含有させると粗大なAl2O3 を多量に生成させて成形性（延性）が低下するので、0.010 mass％を上限とした。なお、好ましい上限値は0.007 mass％であり、0.005 mass％以下であればより望ましい。
【００２４】
（Ｐ：0.02mass％以下）
Ｐは鋼を脆化させる成分であり、この発明では極力低減することが望ましい。その含有量が0.02mass％以下であればほぼ問題のないレベルを達成することができる。0.01mass％以下であれば更に好適である。下限については特に規定するものではなく、脱燐に必要な製造コストのアップ代と特性改善効果とのバランスで決定される。
【００２５】
（Ni：0.005 〜1.0 mass％）
（Cr：0.005 〜1.0 mass％）
（Mo：0.005 〜1.0 mass％）
（Ｖ：0.005 〜1.0 mass％）
（Ni、Cr、Mo及びＶは、鋼板を固溶強化することなく組織を微細化すること、あるいは低温・高歪み速度環境での変形を容易化することで、この発明が目標とする伸びフランジ性などの改善が可能である。したがって、この発明では必要に応じてNi，Cr，Mo，Ｖの1 種又は2 種以上を添加することができる。Ni，Cr，Mo，Ｖのいずれも0.005 mass％以上の添加で顕著な効果を発揮し、複合して添加した場合でもこの効果は相殺されることはない。しかし、1.0 mass％を超えて添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、いずれも上限を1.0 mass％とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 mass％の範囲が更に好適である。
【００２６】
（Nb：0.002 〜0.04mass％）
Nbも鋼板の結晶粒の微細化に極めて有効である。したがって、この発明では必要に応じてNbを添加することができる。Nbは0.002 mass％以上の添加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.04mass％を超えてNbを添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、0.002 〜0.04mass％の範囲とした。材質の安定化という観点では0.01〜0.5 mass％が更に好適である。
【００２７】
（Ｂ：0.0005〜0.0050mass％）
Ｂは粒界強度を増加させる効果などでこの発明が目標とする伸びフランジ性などの改善が可能である。0.0005mass％以上の添加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.0050mass％を超えて添加してもその効果は飽和する傾向にあるため、上限を0.0050mass％とした。材質の安定化という観点では0.0010〜0.0030mass％の範囲が更に好適である。
【００２８】
以上の成分組成範囲を満足する鋼において、粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有する介在物であることが、この発明では特に重要である。かかる脱酸生成物としての介在物が、Ti酸化物及びCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種を含有するもの、より詳しくは、Ti酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−Al2O3 −SiO2系の酸化物（Alを含有しない場合にはTi酸化物−CaO 及び／又はREM 酸化物−SiO2系の酸化物）系の介在物になることにより、錆の少なく、介在物、析出物による変形能の劣化がほとんどなく、伸びフランジ性及び耐遅れ破壊特性に優れ、かつ、クラスター状介在物による表面欠陥がなく、しかも地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着がない、この発明で所期した超高張力鋼板となる。
【００２９】
なお、この発明で規定する酸化物系介在物を粒径1 〜50μm のものに限定しているのは、かかる範囲の介在物が脱酸により生成した介在物と見なすことができるからであり、粒径が50μm を超える介在物は一般に、スラグかモールドパウダーなどの外来性の介在物が主因である。なお、Al2O3 系クラスターには、これより巨大なものもあるが、粒径50μm 以下の介在物組成が上記要件を満たしていれば、巨大なAl2O3 系クライスターも十分減少しているとみなすことができる。
【００３０】
上述の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物の組成は、Ti酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40mass％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種、Al2O3 の合計は100mass ％以下）であることが、より好ましい。
【００３１】
上記介在物のTi酸化物が20mass％に満たない場合はTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al2O3 濃度が高まるためにノズル詰まりが発生する。また、CaO, REM酸化物濃度が高くなると発錆性が著しくなるため、Ti酸化物濃度は20mass ％以上とする。一方、Ti酸化物濃度が90mass％を超えると、CaO, REM酸化物の割合が少なくなって、却ってノズル詰まりが発生することから、Ti酸化物濃度は20mass％以上90mass％以下とする。より好ましくは30mass％以上80mass％以下とする。
【００３２】
また、上記介在物中のCaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計が10mass％に満たないと、介在物が低融点とならず、前述のようにノズルの閉塞をひきおこす。一方、40mass％を超えると介在物がその後にＳを吸収して水溶性に変化して錆の起点となるため耐食性が低下する。これは、耐遅れ破壊特性にも有害である。
なお、より好ましい範囲は20〜40mass％である。
【００３３】
また、上記介在物中のAl2O3 については、40mass％を超えると高融点組成となるためにノズル閉塞が起きるだけでなく、介在物の形状がクラスター状になり、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。なお、鋼中にAlがほとんど含有していない場合には、介在物中のAl2O3 もほとんど無視し得るだけの濃度になる。
【００３４】
なお、上記酸化物系介在物中には、上掲したもの以外の酸化物が混入する場合もあり、その場合に上掲したもの以外の酸化物の量については、特に限定するものではないが、SiO2については、30mass％以下、MnO については、15mass％以下に制御するのが好ましい。この理由は、これらがそれぞれの量を上回ると、この発明で対象とするチタンキルド鋼とはいえないし、こうした組成のもとでは、Ca添加を行わなくてもノズル詰まりはなく、発錆の問題も無くなるためである。
【００３５】
この発明の鋼板は、フェライトの第１相とマルテンサイトとベイナイトの硬質第２相からなる複合組織になる。この発明の高張力鋼板は、かかる硬質第２相が高張力を得る手段の一つとなっている。かかる硬質第２相は、体積率で30％に満たないと目標の一つである引張強度(T.S.)で780 MPa 以上を得ることが極めて困難であり、材質が安定しない。なお、100 ％がマルテンサイト及び／又はベイナイトとなっても問題ない。したがって、この発明では、マルテンサイト、ベイナイトの体積分率を30〜100 ％の範囲とする。より好ましくは、50〜100 ％の範囲である。
【００３６】
次に、この発明の鋼の製造方法について説明する。
この発明において、調整成分としてのTiを、Ti：0.015 mass％以上とする理由は、Tiが0.015 mass％未満では脱酸素能力が弱く、溶鋼中の全酸素濃度が高くなり、伸び、絞りなどの材料特性が悪化するためである。この場合、Si, Mnの濃度を高めて脱酸力を増加することも考えられるが、Tiが0.015 mass％未満ではSiO2又はMnO 含有介在物が大量に生成し、表面性状の低下やめっき性の劣化を招く。これを防ぐには (mass％Mn)/ (mass％Ti) ≦200 とするようにTiを含有させることが必要となる。その場合、介在物中のTi酸化物濃度は20mass％以上となる。
【００３７】
この発明に係るチタンキルド鋼板の製造にあたっては、まず、溶鋼をFeTiなどのTi含有合金により脱酸し、鋼中にTi酸化物を主体とする酸化物系介在物を生成させる。その介在物は、Alで脱酸した時のような巨大クラスター状ではなく、１〜50μm 程度の大きさの粒状、破断状のものが多くを占める。ただし、このときAl濃度が0.010 mass％を超えていると、巨大なAl2O3 クラスターが生成する。このようなAl2O3 クラスターは、Ti合金を添加してTi濃度を増加しても還元できず、鋼中にクラスター状介在物として残存する。したがって、この発明に係る鋼板については、製造の段階で、まず溶鋼中にTi酸化物を生成させることが好ましい。
【００３８】
なお、この発明のもとでは、Alで脱酸する従来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、Ca, REM を含有するため介在物組成調整用合金は高価である。このことから、かかる合金の溶鋼中への添加は、介在物の組成制御が可能な範囲内でできるかぎり少量で済むように行うのが経済的で好ましい。この意味において、Ti含有合金などの脱酸剤の添加の前には、溶鋼中の溶存酸素、スラブ中のFeO, MnOを低下させるために溶存酸素濃度が200ppm以下になるように予備脱酸することが望ましい。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌、少量のAlによる脱酸（脱酸後の溶鋼中のAlが0.010 mass％以下）、SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行うのが好ましい。
なお、予備脱酸の直後にTiによる脱酸を行うと、改質が不十分な介在物が溶鋼中に多数残存することとなり、目的の介在物組成にコントロールするのが困難となる。そこで、予備脱酸剤添加後３〜４分、Ti添加後８〜９分の攪拌を行うことにより、介在物がTi酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40mass％以下の組成となり、Ti脱酸に支配される介在物となる。
【００３９】
上述したように、Ti脱酸により生成したTi酸化物系介在物というのは、２〜20μm 程度の大きさにて鋼中に分散するため、クラスター状の介在物による表面欠陥はなくなる。しかしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態であり、また、極低炭素鋼は凝固の温度が高いために、地金を取り込んだ形でタンディッシュノズルの内面に成長し、ノズルの閉塞を誘発するおそれがある。
【００４０】
そこで、この発明に係る鋼板では、Ti合金により脱酸した後、さらに0.0005mass％以上になるようにCa及びREM のいずれか１種又は２種を添加して、溶鋼中の粒径1 〜50μm の酸化物系介在物を、Ti酸化物：20mass％以上90mass％以下、好ましくは85mass％以下、CaO 及び／又はREM 酸化物：10mass％以上、40mass％以下、Al2O3 が40mass％以下である低融点の酸化物系介在物とする。そうすると、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防止することが可能になる。より好ましい介在物の組成は、Ti酸化物：30mass％以上80mass％以下、CaO ，REM 酸化物（La2O3 、Ce2O3 など）：10mass％以上40mass％以下である。
【００４１】
かかる酸化物系介在物の組成の測定は、EPMAを用いて、あるいはEDX 機能のある走査型電子顕微鏡を用いて介在物ごとに定量分析にて行われる。このようにして分析された鋼中の介在物の全てが上記の組成を満たすことは最も望ましいところではあるが、実用上は1 〜50μm の大きさの介在物のうち個数で50％以上の物が上記組成範囲となっていれば、この発明の目的とする熱延鋼板の諸特性が達成される。
【００４２】
この発明において、生成する介在物の組成を上記のように制御した場合、連続鋳造時にタンディッシュノズル及びモールドの浸漬ノズル内面に酸化物などが付着するのを完全に防止することができる。したがって、タンディッシュや浸漬ノズル内に、酸化物などの付着防止のためのArやN2などのガスを吹き込む必要がなくなる。その結果、連続鋳造時のパウダー巻き込みによる鋳片のパウダー性欠陥や、吹き込んだガスによる気泡性の欠陥が鋳片に発生するのを防止できるという効果が得られる。
【００４３】
連続鋳造後の熱間圧延工程に関して、この発明で所期した伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性を有利に得るには、スラブ加熱温度を1250℃以下にすることが好ましい。下限は設備上の制約で決定されるが、900 ℃以下のスラブ加熱温度では、圧延時の荷重負荷が高くなりすぎ、操業上の問題が生じる。一方、1250℃を超える高い温度では、圧延前の結晶粒径が大きくなり過ぎるため、熱延板が微細化しない。したがって、スラブ加熱温度は900 〜1250℃が好ましい。なお、1100℃以下のスラブ加熱温度は、伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性の更なる改善の観点からは好ましい。また、連続鋳造されたスラブを温片で加熱炉に挿入するDHCR（ダイレクトホットチャージローリング）は省エネルギーの観点から好ましいが、変態点を100 ℃以上上回る挿入温度は組織の微細化が十分に図れないので好ましくない。
【００４４】
熱間圧延終了温度は、800 ℃以上であることが好ましい。これより低い温度では組織が粗大化・不均一化するため、伸びフランジ特性、耐遅れ破壊特性が低下する。また、熱間圧延後のコイル巻取り温度は、結晶粒の微細化を図るという観点から700 ℃以下が好ましく、より好ましくは650 ℃以下とする。巻取り温度の下限はコイル形状の乱れの防止という観点から決定されるが、コイルをつないで連続的に圧延する場合は形状が極めて安定するため概ね300 ℃以上が推奨される。マルテンサイト、ベイナイト組織の分率の制御は、成分と巻取温度とにより主として行われる。
【００４５】
なお、熱延板とした後、冷間圧延及び焼鈍を行ってもよい。この場合は焼鈍にてAc1 変態点以上に加熱し、冷却履歴の制御でマルテンサイト、ベイナイトの分率を制御する。好適範囲としては、10℃/s以上で冷却するとよい。
【００４６】
【実施例】
転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝0.003 mass％、Si＝0.02〜0.05mass％、Mn＝0.2 〜0.5 mass％、Ｐ＝0.010 〜0.020 mass％、Ｓ＝0.004 〜0.008 mass％に調整するとともに、溶鋼温度を1585〜1615℃に調整した。この溶鋼中に、Alを0.2 〜0.8kg/ton 添加して3 〜4 分の予備脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素濃度を55〜260ppmまで低下させた。このときの溶鋼中のAl濃度は0.001 〜0.005 mass％であった。そしてこの溶鋼に、70mass％Ti−Fe合金を0.8 〜1.8kg/ton 添加して8 〜9 分かけてTi脱酸した。その後、成分調整を行った後に、溶鋼中には30mass％Ca−60mass％Si合金や、それに金属Ca, Fe, 5 〜15mass％のREM を混合した添加剤、又は、90mass％Ca−5 mass％Ni合金などのCa合金、REM 合金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5kg/ton 添加し処理を行った。この処理の後のTi濃度は0.026〜0.058 mass％、Al濃度は0.001 〜0.005 mass％、Ca濃度は0.0005〜0.0018mass％、REM 濃度は0.0000〜0.0020mass％であった。
【００４７】
次に、この鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。鋳造時にはタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった。連続鋳造後に観察したところでは、タンディッシュならびに浸漬ノズル内には付着物はほとんどなかった。
【００４８】
次に、上記連鋳スラブを板厚2.0 mmに熱間圧延したのち酸洗を行って熱延板とした。なお、このときの酸化物系介在物のサイズは大部分（＞90％）が幅50μm 以下であった。また、酸化物の内訳はTi2O3 ：60〜70％、CaO ＋REM 酸化物：20〜30％、Al2 O3：15％であった。この熱延板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥は0.00〜0.02個/1000m−コイル以下しか認められなかった。熱延板の鋼組成を表１に示し、介在物組成、介在物量T(O)、熱延条件及び機械的性質を表２に示す。表２中、酸化物系介在物組成は、粒径１〜50μm のものを調査し、平均値（粒径による重みづけなし）を示している。なお、個数で50％以上の酸化物系介在物が、Ti酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40 mass％以下を満足することを確認している。また、表２中の第２相組織の体積率はＭがマルテンサイトを、Ｂがベイナイトを示す。なお、残りの相はフェライト又は残留オーステナイトとなる。更に、表２の耐遅れ破壊特性は、△が×より軽微でより優れる、○が全く問題なしを示している。併せて、鋼板の錆発生面積率を、50℃の温度で湿度95％のなかで10時間放置したときの発錆量で調査したが、従来のAl脱酸鋼と同じく問題はなかった。
【００４９】
得られた熱延板の伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性を調べた。この伸びフランジ性はクリアランスを板厚の12.5％にとって円形の孔を打ち抜き、60°の頂角の円錐ポンチで孔を拡げる加工を行い、破断時の孔径の、初期孔径に対する比で評価した。耐遅れ破壊特性は短冊状試験片を曲げ半径10mmでＵ字形に曲げ、スプリングバックを拘束した状態で0.1ＮのHCl 水溶液に浸漬し、４週間で割れを発生しない場合を良好とした。なお、上記各特性値は、熱延コイルの長手方向５か所について測定したが、いずれも大きな特性のばらつきは認められなかった。
【００５０】
【表１】
【表２】
一方、比較のために、転炉出鋼後、300 ton の溶鋼をRH真空脱ガス装置にて脱酸処理し、Ｃ＝0.003 mass％、Si＝0.02〜0.05mass％、Mn＝0.2 〜0.5 mass％、Ｐ＝0.010 〜0.020 mass％、Ｓ＝0.004 〜0.008 mass％に調整するとともに、溶鋼温度を1590℃に調整した。この溶鋼中に、Alを1.2 〜1.6kg/ton 添加し脱炭処理を行った。脱酸処理後の溶鋼中のAl濃度は0.035 mass％であった。その後、FeTiを添加するとともに、成分調整を行った。この処理の後のTi濃度は0.040 mass％であった。
【００５３】
次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。なお、このときの、タンディッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組成は、95〜98mass％Al2O3, 5％以下のTi2O3 のクラスター状の介在物が主体であった。
【００５４】
鋳造時にタンディッシュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった場合には、著しくノズルにAl2O3 が付着し、３チャージ目にスライディングノズルの開度が著しく増加し、ノズル詰まりにより鋳込みを中止した。また、Arガスを吹いた場合にも、ノズル内にはAl2O3 が大量に付着しており、８チャージ目にはモールド内の湯面の変動が大きくなり鋳込みを中止した。
【００５５】
次に、上記連鋳スラブは2.0mm まで熱間圧延したのち、酸洗して熱延板とした。鋼組成を表１に示し、介在物組成、熱延条件及び機械的性質などを表２に示す。この焼鈍板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物性の欠陥が0.45個/1000m−コイル認められた。
【００５６】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明にかかる高強度鋼板は、その製造に当たり、連続鋳造時に浸漬ノズルの閉塞を引き起こすことがなく、圧延鋼板の表面は非金属介在物に起因する表面欠陥がほとんど皆無で極めて清浄であり、更に優れた伸びフランジ性と耐遅れ破壊特性を具備し、自動車用鋼板など、各種の加工用鋼板として実に好適に用いることができる。これは、本熱延鋼板を冷延し、焼鈍した場合でも適用可能である。
Claims (3)
- Ｃ：0.05〜0.20mass％、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：1.8 〜3.5 mass％、
Ti：0.015 〜0.2 mass％、
Al：0.01mass％以下、
Ｎ：0.02mass％以下及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 mass％
を含み、更に、
Ｓ及びCa，REM の１種又は２種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％
の関係を満たし、かつ上記MnとTiとが、次式
Mn／Ti≦200
の関係を満足して残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、Ti 脱酸により形成させた粒径１〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の１種又は２種を含有し、マルテンサイトとベイナイトの体積率が30〜100 ％である複合組織になることを特徴とする伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板。 - Ｃ：0.05〜0.20mass％、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：1.8 〜3.5 mass％、
Ti：0.015 〜0.2 mass％、
Al：0.01mass％以下、
Ｎ：0.02mass％以下及び
Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 mass％
を含み、かつ、
Ni：0.005 〜1.0 mass％、
Cr：0.005 〜1.0 mass％、
Mo：0.005 〜1.0 mass％、
Ｖ：0.005 〜1.0 mass％、
Nb：0.002 〜0.04mass％、
Ｂ：0.0005〜0.0050mass％
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｓ及びCa，REM の１ 種又は２ 種の含有量が次式
Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM） ≦0.0014mass％
の関係を満たし、かつ上記MnとTiとが、次式
Mn／Ti≦200
の関係を満足して残部はFe及び不可避的不純物の組成になり、Ti 脱酸により形成させた粒径１〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物及びCaO ，REM 酸化物の１種又は２種を含有し、マルテンサイトとベイナイトの体積率が30〜100 ％である複合組織になることを特徴とする伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板。 - 粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸化物：20mass％以上90mass％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10mass％以上40mass％以下、Al2O3 ：40mass％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種、Al2O3 の合計は100mass ％以下）であることを特徴とする請求項１又は２記載の伸びフランジ性、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板。
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