JP5206910B1

JP5206910B1 - 鋼板

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Publication number: JP5206910B1
Application number: JP2012551435A
Authority: JP
Inventors: 隆諸星; 高志荒牧; 昌文瀬々
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-10-25
Filing date: 2012-06-28
Publication date: 2013-06-12
Anticipated expiration: 2032-06-28
Also published as: KR101492782B1; EP2772559A1; KR20140059301A; CA2851081A1; PL2772559T3; BR112014009130B1; CA2851081C; CN103890212A; US20140241934A1; EP2772559A4; CN103890212B; US9051634B2; BR112014009130A2; JPWO2013061652A1; EP2772559B1; ES2609033T3; WO2013061652A1

Abstract

この鋼板は、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式１と下記の式２とを同時に満たし、介在物として、Ｔｉ含有炭窒化物を含み、長辺が５μｍ以上である前記Ｔｉ含有炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２以下である。
０．３≦｛Ｃａ／４０．８８＋（ＲＥＭ／１４０）／２｝／（Ｓ／３２．０７）・・・（式１）
Ｃａ≦０．００５−０．００３５×Ｃ・・・（式２）

Description

本発明は、高炭素鋼板、特に、冷間打ち抜き加工によって製品形状に成形される冷間打ち抜き加工用の高炭素鋼板に関する。この高炭素鋼板は、例えば、ベルト式無段変速機（ＣＶＴ：ＣｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙＶａｒｉａｂｌｅＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ）に用いられる鋼製の板状の部品（エレメント）や、帯鋸、丸鋸、チェーンのリンクプレートなどの製造に用いることができる。
本願は、２０１１年１０月２５日に、日本に出願された特願２０１１−２３４３９６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車のベルト式ＣＶＴは、無端環状をなすスチールリングに多数の鋼製の板状部品（エレメント）を並べて取り付けて構成されるスチールベルトと、溝幅が可変の一対のプーリとを有する。そして、このスチールベルトを、一対のプーリ間に無端環状に巻き掛け、スチールベルトを介して一方のプーリから他方のプーリに動力伝達を行う。各エレメントは、二束のスチールリングに挟まれて配置されている。エンジンからの動力が一方のプーリに入力され、スチールベルトを介して、他方のプーリに伝達されて出力される。その際、各プーリの溝幅を変化させることで各プーリの有効径を変化させ、無段階で変速を行うようになっている。

このベルト式ＣＶＴ用のエレメントは、鋼板を冷間打ち抜き加工することで製品形状に成形される。このためエレメントに適する材料としては、高硬度で高耐摩耗性を有するとともに、冷間打抜き性が必要とされる。これらのような要求を満たす材料として、特許文献１、２では、次の鋼が提案されている。

特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．１％〜０．７％、Ｃｒ：０．１％〜２．０％、Ｓ≦０．０３０％を含有し、打ち抜き加工後に浸炭処理（浸炭焼き入れ−焼き戻し）を施す鋼を開示している。この鋼は、軟質な低・中炭素鋼であるので、打ち抜き加工に用いる精密金型の寿命が延びて、その結果、加工コストを低減できる。また、この鋼は、浸炭処理によって表層部（表面から５０μｍまでの深さ）に必要とされる硬さを確保している。加えて、この鋼は、低・中炭素鋼であるので、浸炭処理品の芯部の靭性を高く保持することができ、浸炭処理品そのものの衝撃値の向上を図ることが出来ている。

特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．７０％〜１．２０％を含有し、フェライトマトリックス中に分散する炭化物の粒径を制御した高炭素鋼を開示している。この鋼は、打ち抜き加工性と密接な関係をもつ切欠き引張伸びが改善するため、打ち抜き加工性に優れる。また、この鋼は、Ｃａをさらに含有することで、ＭｎＳの形態を制御して、その結果、打ち抜き加工性をさらに改善している。

日本国特開２００５−０６８４８２号公報日本国特開２０００−２６５２３９号公報

より大型で、より高出力であるエンジンの動力伝達に対応するには、エレメントの靭性や疲労特性のさらなる向上が求められている。また、エンジンの動力伝達を急変速した場合などには、ＣＶＴのエレメントへ大きな衝撃が加わる。靭性が高くないエレメントでは、その衝撃で亀裂が入って破断に至り、最終的にはＣＶＴの破壊に至るおそれがある。同様に、スチールベルトの回転に伴い、ＣＶＴのエレメントには繰返し応力が加わる。疲労特性が優れないエレメントでは、容易に亀裂が進展し破断してしまうおそれもある。このような観点からも、エレメントに用いられる鋼の靭性や疲労特性のさらなる向上が求められている。

これらの要求に対し、上記の従来技術では、靭性や疲労特性について次のような問題がある。

特許文献１に記載される鋼では、衝撃値を低下させないため、質量％で、Ｓ含有量を０．０３０％以下、好ましくは０．０１０％以下に制限している。しかし、この鋼では、介在物の組成や形態を制御していないので、鋼中にＭｎＳが残存している。このため、この鋼は、厳しい条件での使用には対応できない。

ＭｎＳは、圧延時に延伸しやすく、加工方向の長さが数百μｍに達する場合も少なくない。加工方向に延伸した介在物（以後、Ａ系介在物と呼ぶ）は、鋼の靭性や疲労特性の点で特に有害であり、これを低減する必要がある。このＭｎＳは主に溶鋼からの凝固中に生成する。特に、質量％で、Ｃ含有量が０．５％以上の炭素鋼では、デンドライト樹枝間のミクロ偏析部に、粗大なＭｎＳが生成しやすい。これは、Ｃが０．５％以上の炭素鋼では、凝固時の初晶がγ（オーステナイト）相であるので、ＭｎやＳの固相内拡散が遅くなり、ミクロ偏析し易いためである。

靭性や疲労特性について厳しい品質が要求される機械部品用の鋼板では、上記のＡ系介在物の防止が特に重要となる。しかし、特許文献１に記載される鋼では、Ｃ含有量に応じたＭｎＳ低減対策が特に記載されていない。

一方、特許文献２に記載される鋼では、Ｃａを添加することによりＭｎＳの形状が球状化するので、Ａ系介在物の存在個数を大幅に低減できる。しかし、本発明者らの検討によれば、特許文献２に記載される鋼では、Ａ系介在物が減少する代わりに、加工方向に集団をなして不連続的に粒状に並んだ介在物（以後、Ｂ系介在物と呼ぶ）や、不規則に分散する介在物（以後、Ｃ系介在物と呼ぶ）が、鋼中に多数残存することが見出された。そして、これらが疲労破壊の起点となり、鋼の疲労特性が悪化することが見出された。また、特許文献２に記載される鋼では、Ｔｉを含有させている。しかし、鋼中に単独で粗大なＴｉ含有炭窒化物（Ｃ系介在物）が生成すると、疲労破壊の起点となり易いという問題もある。

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出された。本発明の一態様に係る鋼板は、Ｃを質量％で０．５％〜０．８％含有し、エレメントの製造に適するような強度（硬度）と摩耗特性と冷間打ち抜き加工性とを有する高炭素鋼板である。そして、本発明の一態様に係る鋼板は、鋼中のＡ系介在物、Ｂ系介在物、及びＣ系介在物を低減するともに、粗大なＴｉ含有炭窒化物の生成を防止することで、靭性と疲労特性とに優れる鋼板を提供することを目的とする。また、本発明の一態様に係る鋼板は、製造コストにも優れることを目的とする。なお、強度とは主として引張強度のことを意味する。また、引張強度と硬度とは、一般的に相関する特性値であるので、以後、強度には硬度の意味も含むこととする。

本発明の要旨は、以下の通りである。

（１）本発明の一態様に係る鋼板は、鋼の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．５％〜０．８％、Ｓｉ：０．１５％〜０．６０％、Ｍｎ：０．４０％〜０．９０％、Ａｌ：０．０１０％〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００１％〜０．０１０％、Ｃｒ：０．３０％〜０．７０％、Ｃａ：０．０００５％〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．０００３％〜０．００５０％、を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ｏ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００７５％以下、に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式１と下記の式２とを同時に満たし、前記鋼が、介在物として、Ｔｉ含有炭窒化物を含み、長辺が５μｍ以上である前記Ｔｉ含有炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２以下である。
０．３≦｛Ｃａ／４０．８８＋（ＲＥＭ／１４０）／２｝／（Ｓ／３２．０７）・・・（式１）
Ｃａ≦０．００５−０．００３５×Ｃ・・・（式２）
（２）上記（１）に記載の鋼板では、前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０％〜０．０５％、Ｎｂ：０％〜０．０５％、Ｖ：０％〜０．０５％、Ｍｏ：０％〜０．０５％、Ｎｉ：０％〜０．０５％、Ｂ：０％〜０．００５０％のうちの少なくとも１つを含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼板では、前記鋼が、さらに、Ａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、及びＲＥＭを含む複合介在物と、この複合介在物の表面に前記Ｔｉ含有炭窒化物が付着した介在物とを含んでもよい。
（４）上記（３）に記載の鋼板では、前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式３を満たしてもよい。
１８×（ＲＥＭ／１４０）−Ｏ／１６≧０・・・（式３）
（５）上記（１）又は（２）に記載の鋼板では、前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式４を満たしてもよい。
１８×（ＲＥＭ／１４０）−Ｏ／１６≧０・・・（式４）

本発明の上記態様によれば、強度（硬度）と摩耗特性と冷間打ち抜き加工性とに優れ、そして、鋼中のＡ系介在物、Ｂ系介在物、及びＣ系介在物を低減するともに、粗大なＴｉ含有炭窒化物の生成を防止することで、靭性と疲労特性とにも優れる鋼板を提供することができる。

Ｓと結合するＣａ及びＲＥＭの化学当量の合計値と、Ａ系介在物の個数密度との関係を示すグラフである。鋼中のＣａ含有量と、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度との関係を示すグラフである。

以下、本発明の好適な実施形態について説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに限定されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。

まず、本実施形態に係る鋼板に含まれる介在物について説明する。

靭性や疲労特性を低下させる原因の一つが、鋼板に含まれる非金属介在物（以下、介在物と記載）である。この介在物とは、溶鋼中あるいは凝固時に生成する酸化物や硫化物などのことである。この介在物は、鋼に応力が加わった場合の割れの起点となる。介在物のサイズは、数μｍから、圧延によって延伸した場合には数百μｍに及ぶ。鋼の靭性や疲労特性を確保・向上するためには、鋼板中の介在物サイズが小さく、個数も少ない、すなわち鋼板の「清浄性が高い」ことが好ましい。

介在物は、その形状や分布状態などが多様である。以後、次に示す定義に従い介在物を３種類に分類する。
Ａ系介在物・・・加工によって粘性変形したもの。高延伸性で、アスペクト比（長径／短径）が３．０以上である個別の介在物。
Ｂ系介在物・・・加工方向に集団をなして不連続的に粒状の介在物がならんだもの。形状として角がある場合が多く、低延伸性で、アスペクト比（長径／短径）が３．０未満であり、加工方向に３個以上が整列して介在物群を形成する介在物。
Ｃ系介在物・・・粘性変形をしないで不規則に分散するもの。形状として角張っているか又は球状であり、低延伸性で、アスペクト比（長径／短径）が３．０未満であり、ランダムに分布する介在物。また、角形状であるＴｉ含有炭窒化物は、このＣ系介在物に分類され、その形状およびその色調により他のＣ系介在物と区別することが可能である。

なお、本実施形態に係る鋼板では、粒径（形状が球状の介在物の場合）または長径（変形している介在物の場合）が１μｍ以上の介在物のみを考慮する。粒径または長径が１μｍ未満の介在物は、たとえ鋼中に含まれていても、鋼の靭性や疲労特性に与える影響が小さいので考慮しない。また、上記した長径とは、観察面上の介在物の断面輪郭での、隣り合わない各頂点を結ぶ線分のうちの最大長となる線分と定義する。同様に、上記した短径とは、観察面上の介在物の断面輪郭での、隣り合わない各頂点を結ぶ線分のうちの最小長となる線分と定義する。また、後述する長辺とは、観察面上の介在物の断面輪郭での、隣り合う各頂点を結ぶ線分のうちの最大長となる線分と定義する。

従来、鋼中の介在物の存在量や形態の制御に、ＣａやＲＥＭ（ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ）の添加が行われてきた。本発明者らも、質量％で、Ｃを０．０８％〜０．２２％含有する構造用厚鋼板にＣａとＲＥＭとを添加することで、鋼中に生成する酸化物（介在物）を高融点相と低融点相との混合相に制御し、この酸化物（介在物）が圧延中に延伸することを防止し、そして、連続鋳造ノズルの溶損や内部介在物欠陥を発生させないようにした技術を、日本国特開２０１１−６８９４９号公報で提案している。

本発明者らは、さらに、質量％で、Ｃを０．５％〜０．８％含有する鋼に関しても、ＣａとＲＥＭとを添加することで、上記したＡ系介在物と、Ｂ及びＣ系介在物とを減らす条件について検討した。その結果、Ａ系介在物と、Ｂ及びＣ系介在物とを同時に減らすことができる以下に示す条件を見出した。

Ａ系介在物について
本発明者らは、質量％で、Ｃを０．５％〜０．８％含有する鋼に対するＣａとＲＥＭとの添加について検討した。その結果、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式Ｉを満たすときに、鋼中のＡ系介在物、特に、Ａ系介在物を構成するＭｎＳを大きく低減できることを見出した。
０．３≦｛Ｃａ／４０．８８＋（ＲＥＭ／１４０）／２｝／（Ｓ／３２．０７）・・・（式Ｉ）

以下、この知見の基となった実験について説明する。
真空溶解炉で、Ｃ含有量が、質量％で、０．７％であり、そして、Ｓ、Ｃａ、及びＲＥＭの含有量を種々変更した化学成分を有する鋼を、５０ｋｇインゴットとして作製した。表１にこのインゴットの組成を示す。このインゴットを５ｍｍ厚となるように、仕上圧延温度が８９０℃の条件で熱間圧延し、そして、空冷して熱延鋼板を得た。

得られた熱延鋼板を用いて、この熱延鋼板の圧延方向と板厚方向とに平行な断面を観察面として、鋼中の介在物を、光学顕微鏡により倍率４００倍（ただし、介在物形状を詳細に測定する際は倍率１０００倍）で、合計６０視野を観察した。各観察視野で、粒径（形状が球状の介在物の場合）または長径（変形している介在物の場合）が１μｍ以上の介在物を観察し、それらの介在物を、Ａ系介在物、Ｂ系介在物、Ｃ系介在物、及び、角形状のＴｉ含有炭窒化物（形状、および色より判別が可能）に分類し、それらの個数密度を計測した。また、ＥＰＭＡ（電子線マイクロ分析、ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｉｓ）や、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析、ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ＲａｙＡｎａｌｙｓｉｓ）を備えるＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて熱延鋼板の金属組織を観察すれば、介在物中の、Ｔｉ含有炭窒化物、ＲＥＭ含有複合介在物、ＭｎＳ、及びＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物などを同定することが可能である。

加えて、上記得られた熱延鋼板について、靭性を評価するために室温における衝撃値をシャルピ−試験により測定し、疲労特性を評価するために片振り引張試験を行ってＳ−Ｎ曲線を作成し疲労限を求めた。

上記実験の結果、靭性および疲労特性と、介在物の個数密度とが、相関関係を有することが判明した。具体的には、鋼中のＡ系介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２を超えると、鋼板の靭性や疲労特性が急激に悪化することが明らかになった。また、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の個数密度が、合計で、５個／ｍｍ^２を超えても、鋼板の靭性や疲労特性が急激に悪化することが明らかになった。加えて、Ｃ系介在物であるＴｉ含有炭窒化物について、長辺が５μｍ以上である粗大なＴｉ含有炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２を超えると、鋼板の靭性や疲労特性が急激に悪化することが明らかになった。

鋼中で、ＣａはＳと結合してＣａＳを形成し、ＲＥＭはＳ及びＯと結合してＲＥＭ_２Ｏ_２Ｓ（オキシサルファイド）を形成すると想定される。Ｓと結合するＣａ及びＲＥＭの化学当量の合計Ｒ１は、Ｓの原子量を３２．０７、Ｃａの原子量を４０．８８、ＲＥＭの原子量を代表値として１４０とし、そして、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量を用いて、
Ｒ１＝｛Ｃａ／４０．８８＋（ＲＥＭ／１４０）／２｝／（Ｓ／３２．０７）
と表現することができる。

そこで、上記した各熱延鋼板で測定されたＡ系介在物の個数密度を、各熱延鋼板の上記Ｒ１で整理した。その結果を図１に示す。図１中で、丸印は、Ｃａを含有し、ＲＥＭを含有しない鋼（以後、Ｃａ単独添加と呼ぶ）の結果を示し、また、四角印は、Ｃａを含有し、ＲＥＭも含有する鋼（以後、ＲＥＭ及びＣａの複合添加と呼ぶ）の結果を示す。なお、Ｃａ単独添加の場合、上記Ｒ１を、ＲＥＭ含有量が０であるとして計算した。この図１より、Ａ系介在物の個数密度は、Ｃａ単独添加の場合と、ＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合との両方で、上記Ｒ１を用いて整理できることがわかった。

具体的には、上記Ｒ１の値が０．３以上となるとき、Ａ系介在物の個数密度が急速に低減し、その個数密度が５個／ｍｍ^２以下となる。その結果、鋼板の靭性や疲労特性が向上する。
なお、Ｃａ単独添加の場合の方が、ＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合よりも、鋼中のＡ系介在物の長径が大きくなる。これはＣａ単独添加の場合、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系の低融点酸化物が生成し、この酸化物が圧延時に延伸しているためと考えられる。したがって、鋼板の特性へ悪影響を与える介在物の長径も考慮すると、Ｃａ単独添加より、ＲＥＭ及びＣａの複合添加が好ましい。

これらの結果から、上記の式Ｉを満たす条件で、かつ、ＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合に、好ましく鋼中のＡ系介在物の個数密度を５個／ｍｍ^２以下に低減することができることが分かった。
なお、Ｒ１の値が１であるとき、平均組成として、鋼中のＳと結合する１当量のＣａ及びＲＥＭが鋼中に存在することになる。しかし実際には、Ｒ１の値が１であっても、デンドライト樹枝間のミクロ偏析部にＭｎＳが生成するおそれがある。Ｒ１の値が２以上であるとき、ミクロ偏析部でのＭｎＳ生成を好ましく防止できる。一方、ＣａやＲＥＭを多量添加して、Ｒ１の値が５を超えると、最大長（長径）が２０μｍを超える粗大なＢ系またはＣ系介在物が生成する傾向がある。よって、Ｒ１の値は５以下であることが好ましい。すなわち、上記の式Ｉの上限値は、５以下であることが好ましい。

Ｂ系介在物及びＣ系介在物について
上記したように、熱延鋼板の上記観察面を観察して、アスペクト比（長径／短径）が３未満であり、粒径または長径が１μｍ以上であるＢ系介在物及びＣ系介在物の個数密度を計測した。その結果、Ｃａ単独添加の場合、またはＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合のいずれでも、Ｃａ含有量が多いほど、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の個数密度が増加することを見出した。一方、ＲＥＭ含有量は、これらの介在物の個数密度に大きく影響しないことを見出した。

図２に、Ｃａ単独添加の場合、そしてＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合の、鋼中のＣａ含有量と、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度との関係を示す。なお、上述の通り、この鋼のＣ含有量は、質量％で、０．７％である。図２中で、丸印は、Ｃａ単独添加の結果を示し、また、四角印は、ＲＥＭ及びＣａの複合添加の結果を示す。この図２より、Ｃａ単独添加の場合、またはＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合のいずれも、鋼中のＣａ含有量が増加すると、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度が増加することがわかる。また、Ｃａ単独添加の場合のＣａ含有量とＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合のＣａ含有量とを同じＣａ含有量で比較すると、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度は、ほぼ同等の値となる。つまり、鋼にＲＥＭ及びＣａを複合添加しても、このＲＥＭは、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度に影響を与えないことがわかる。

上述したように、Ａ系介在物を低減するためには、上記の範囲内で、鋼中のＣａ含有量とＲＥＭ含有量とを高めることが好ましい。一方で、Ａ系介在物を減らすためにＣａ添加量を増加させると、上述したように、Ｂ系介在物及びＣ系介在物が増加してしまうという問題が生じる。すなわち、Ｃａ単独添加の場合、Ａ系介在物と、Ｂ系介在物及びＣ系介在物とを、同時に低減することが難しいと言える。これに対して、ＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合、Ｓと結合するＲＥＭ及びＣａの化学当量（Ｒ１の値）を確保しながら、Ｃａ含有量を減らすことができるので好ましい。すなわち、ＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度を増加させることなく、Ａ系介在物の個数密度を好ましく減らすことができることが判明した。

このように、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度が、Ｃａ含有量に依存する理由は次のように推察される。

上述のように、Ｃａ単独添加の場合、鋼中にＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物が生成する。この介在物は低融点酸化物であるため、溶鋼中で液相であり、溶鋼中で凝集・合体しにくい。つまり、溶鋼から浮上分離することが難しい。そのため、大きさが数μｍとなるこの介在物が鋳片内に多数分散して残存し、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度が増加する。

また、上述の通り、ＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合も、そのＣａ含有量に応じて、同様に、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度が増加する。ＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合、ＲＥＭ含有率が高い介在物を核として、その周囲に、Ｃａ含有率が高い介在物が生成する。すなわち、Ｃａ含有率が高い介在物表面は溶鋼中で液相であり、その凝集・合体挙動は、Ｃａ単独添加時に生成するＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物と類似すると推察される。そのため、この介在物が鋳片内に多数分散して残存し、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度が増加すると考えられる。

なお、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物は、粒径または長径がおおむね４μｍから５μｍを超えると圧延によって延伸してＡ系介在物となる。一方、粒径または長径がおおむね４μｍから５μｍ未満のこの介在物は、圧延によってほとんど延伸しない（長径／短径比が３未満にとどまる）ため、Ｂ系介在物またはＣ系介在物となる。また、ＲＥＭ及びＣａの複合添加の場合に生成されるＲＥＭ含有率が高い介在物は圧延によってほとんど延伸しない。結果として、その周囲に生成されるＣａ含有率が高い介在物も含めて、介在物全体の圧延による延伸が防止される。すなわち、ＲＥＭとＣａの複合添加の場合、より粗大な介在物が存在しても圧延によってほとんど延伸しないため、介在物はＢ系介在物またはＣ系介在物が主となる。

また、本発明者らは、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の個数密度が、鋼のＣ含有量にも影響を受けることを見出した。以下、鋼のＣ含有量が与えるこの影響について説明する。

Ｃ含有量が、質量％で、０．５％であるインゴットを作製し、上述と同方法の実験を行って、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の個数密度を測定した。そして、Ｃ含有量が０．５％である鋼の実験結果と、上記したＣ含有量が０．７％である鋼の実験結果とを比較した。

この比較の結果、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度は、Ｃａ含有量とＣ含有量とに相関関係を有することが明らかとなった。すなわち、同一のＣａ含有量でも、Ｃ含有量が高いほど、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度が増加することを見出した。具体的には、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度を５個／ｍｍ^２以下にするためには、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式ＩＩで表わされる範囲に制御する必要があることを見出した。
Ｃａ≦０．００５−０．００３５×Ｃ・・・（式ＩＩ）

この式ＩＩは、Ｃａ含有量の上限値をＣ含有量により変化させる必要があること、すなわち、Ｃ含有量が高くなるほどＣａ含有量の上限値を低下する必要があることを示している。なお、上記の式ＩＩの下限値は、特に限定されるものではないが、質量％でのＣａ含有量の下限値である０．０００５が上記の式ＩＩの下限値となる。

Ｃ含有量が高くなるほど、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度が増加する理由は、溶鋼中のＣ濃度が高くなるほど液相線温度から固相線温度までの凝固温度範囲が広くなり、凝固中にデンドライト組織が発達することに起因すると考えられる。すなわち、デンドライト組織が発達する結果、固液間の溶質元素のミクロ偏析が促進され、そして、デンドライト樹枝間に介在物が捕捉され易くなる（デンドライト樹枝間から溶鋼中に排出されにくくなる）ためと推定される。したがって、凝固中のデンドライト組織が発達しやすいＣ含有量が高い鋼ほど、上記の式ＩＩを満たすように、Ｃａ含有量の上限を低くする必要が生じる。

以上のように、Ｃ含有量に応じて、ＲＥＭとＣａとを適正量添加することにより、Ａ系介在物と、Ｂ系介在物及びＣ系介在物とのいずれをも、効果的に低減することができることが分かった。これらの知見に加えて、本発明者らは、さらに、疲労破壊の起点になりやすい介在物の形態についても検討した。

Ｔｉ含有炭窒化物について
一般的に、エレメントに用いられる鋼には、強度（硬度）を向上させるためにＴｉが添加される。Ｔｉを含む場合、介在物として、鋼中にＴｉＮなどのＴｉ含有炭窒化物が生成する。このＴｉ含有炭窒化物は、硬度が高いうえ、その形状が角形状である。鋼中に単独で粗大なＴｉ含有炭窒化物が生成すると破壊の起点となり易いため、靭性や疲労特性が劣化する。

上述したように、Ｔｉ含有炭窒化物と靱性及び疲労特性との関係を検討した結果、長辺の長さが５μｍ以上であるＴｉ含有炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２以下であれば、破壊が起きにくくなり、靭性や疲労特性の劣化が防止できることが分かった。ここで、Ｔｉ含有炭窒化物には、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物のほか、選択元素であるＮｂを含有する場合のＴｉＮｂ炭化物、ＴｉＮｂ窒化物、ＴｉＮｂ炭窒化物なども含むものとする。

このような粗大なＴｉ含有炭窒化物を減らすためには、Ｔｉ含有量を低減すればよい。しかし、Ｔｉ含有量を低減すると、鋼の強度（硬度）を好ましく向上させるのが難しくなる。よって、このような粗大なＴｉ含有炭窒化物を減らす条件について検討した。その結果、ＲＥＭを添加、あるいはＲＥＭ及びＣａを添加した複合添加の場合、Ａｌ、Ｏ、Ｓ、及びＲＥＭ（ＲＥＭ及びＣａを添加した場合は、さらにＣａ）を含む複合介在物が鋼中に生成し、このＲＥＭ含有複合介在物上に、優先的にＴｉ含有炭窒化物が複合析出し易いので好ましいことを見出した。ＲＥＭ含有複合介在物上にＴｉ含有炭窒化物を優先的に複合析出させることにより、鋼中に単独で角形状に生成するＴｉ含有炭窒化物を少なくすることができるので好ましい。つまり、長辺の長さが５μｍ以上である粗大な単独のＴｉ含有炭窒化物の個数密度を好ましく３個／ｍｍ^２以下に減少させることができる。

このＲＥＭ含有複合介在物上に複合析出したＴｉ含有炭窒化物は、破壊の起点になりにくい。この理由は、Ｔｉ含有炭窒化物がＲＥＭ含有複合介在物上に複合析出することで、このＴｉ含有炭窒化物の角形状部が少なくなるためと考えられる。例えば、Ｔｉ含有炭窒化物は、その形状が立方体もしくは直方体なので、鋼中に単独で存在する場合、Ｔｉ含有炭窒化物の８ヶ所の角の全てがマトリックスに接する。これに対し、Ｔｉ含有炭窒化物がＲＥＭ含有複合介在物上に複合析出して、例えば、Ｔｉ含有炭窒化物の半分だけがマトリックスに接する場合、Ｔｉ含有炭窒化物の４ヶ所だけがマトリックスに接する。つまり、マトリックスに接するＴｉ含有炭窒化物の角は８ヶ所から４ヶ所に減ることになる。その結果、破壊の起点が減ることになる。

また、Ｔｉ含有炭窒化物がＲＥＭ含有複合介在物上に優先的に複合析出し易い理由は、ＲＥＭ複合介在物の特定の結晶面にＴｉ含有炭窒化物が析出していることから鑑みて、ＲＥＭ複合介在物のこの結晶面とＴｉ含有炭窒化物との格子整合性が良好であるためと推定される。

次に、本実施形態に係る鋼板の化学成分について説明する。

まず、本実施形態に係る鋼板の基本成分について、数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。ここで、記載する％は、質量％である。

Ｃ：０．５％〜０．８％
Ｃ（炭素）は、鋼板の強度（硬度）を確保するうえで重要な元素である。Ｃ含有量を０．５％以上とし、鋼板の強度を確保する。Ｃ含有量が０．５％未満では、焼入れ性が低下し、機械構造用高強度鋼板としての強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．８％を超えると、靭性や加工性を確保する熱処理に長時間を要するので、熱処理を長時間化しなければ鋼板の靭性、疲労特性が悪化するおそれがある。よって、Ｃ含有量を０．５％〜０．８％に制御する。Ｃ含有量の下限を、好ましくは０．６５％、Ｃ含有量の上限を、好ましくは０．７８％とする。

Ｓｉ：０．１５％〜０．６０％
Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として作用し、また、焼入れ性を高めて鋼板の強度（硬度）を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１５％未満では、上記添加効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると、熱間圧延時のスケール疵に起因する鋼板の表面性状の劣化を招くおそれがある。よって、Ｓｉ含有量を０．１５％〜０．６０％に制御する。Ｓｉ含有量の下限を、好ましくは０．２０％、Ｓｉ含有量の上限を、好ましくは０．５５％とする。

Ｍｎ：０．４０％〜０．９０％
Ｍｎ（マンガン）は、脱酸剤として作用する元素であるとともに、焼入れ性を高めて鋼板の強度（硬度）を向上させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．４０％未満では、その効果が十分得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．９０％を超えると、鋼板の靭性が劣化するおそれがある。よって、Ｍｎ含有量を０．４０％〜０．９０％に制御する。Ｍｎ含有量の下限を、好ましくは０．５０％、Ｍｎ含有量の上限を、好ましくは０．７５％とする。

Ａｌ：０．０１０％〜０．０７０％
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として作用する元素であるとともに、Ｎを固定することで鋼板の加工性を高めるのに有効な元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、上記添加効果が十分に得られない。脱酸が不十分であると、ＲＥＭやＣａがＡ系介在物を低減する効果が十分に発揮されないので、０．０１０％以上を添加する必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えると、上記添加効果は飽和し、また、粗大な介在物が増加して、靭性が劣化したり、表面疵が発生し易くなるおそれがある。よって、Ａｌ含有量を０．０１０％〜０．０７０％に制御する。Ａｌ含有量の下限を、好ましくは０．０２０％、Ａｌ含有量の上限を、好ましくは０．０４５％とする。

Ｔｉ：０．００１％〜０．０１０％
Ｔｉ（チタニウム）は、鋼板の強度（硬度）を向上させるのに有効な元素である。Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０１０％を超えると、角形状のＴｉＮが多量に生成し、鋼板の靭性が低下するおそれがある。よって、Ｔｉ含有量を０．００１％〜０．０１０％に制御する。Ｔｉ含有量の上限を、好ましくは０．００７％とする。

Ｃｒ：０．３０％〜０．７０％
Ｃｒ（クロミウム）は、焼入れ性を高めて鋼板の強度（硬度）を向上させるのに有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．３０％未満では、上記添加効果が十分でない。一方、Ｃｒ含有量が０．７０％を超えると、添加コストが増える一方で、添加効果は飽和する。よって、Ｃｒ含有量を０．３０％〜０．７０％に制御する。Ｃｒ含有量の下限を、好ましくは０．３５％、Ｃｒ含有量の上限を、好ましくは０．５０％とする。

Ｃａ：０．０００５％〜０．００３０％
Ｃａ（カルシウム）は、介在物の形態を制御し、鋼板の靭性及び疲労特性を向上させるために有効な元素である。Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られず、また、後述のＲＥＭを単独添加した時と同様に、連続鋳造時にノズル詰まりを引き起こして操業が安定しなかったり、高比重介在物が鋳片の下面側に堆積して鋼板の靭性や疲労特性が劣化するおそれがある。一方、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えると、例えば、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物などの粗大な低融点酸化物やＣａＳ系介在物など圧延時に延伸し易い介在物が生成しやすくなり、鋼板の靭性及び疲労特性が悪化するおそれがある。さらにノズル耐火物が溶損しやすくなり連続鋳造の操業が安定しないおそれがある。よって、Ｃａ含有量を０．０００５％〜０．００３０％に制御する。Ｃａ含有量の下限を、好ましくは０．０００７％、さらに好ましくは０．００１０％とする。Ｃａ含有量の上限を、好ましくは０．００２５％、さらに好ましくは０．００２０％とする。

さらに、Ｃａ含有量の上限値を、Ｃ含有量に応じて、制御する必要がある。具体的には、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量を、下記の式ＩＩＩで表わされる範囲に制御する必要がある。Ｃａ含有量が下記の式ＩＩＩを満たさない場合、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の合計の個数密度が５個／ｍｍ^２を超える。
Ｃａ≦０．００５−０．００３５×Ｃ・・・（式ＩＩＩ）

ＲＥＭ：０．０００３％〜０．００５０％
ＲＥＭ（ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ）は希土類元素を意味し、スカンジウムＳｃ（原子番号２１）、イットリウムＹ（原子番号３９）およびランタノイド（原子番号５７のランタンから原子番号７１のルテシウムまでの１５元素）の１７元素の総称である。本実施形態に係る鋼板では、これらのうちから選ばれる少なくとも１種以上の元素を含有する。一般的に、ＲＥＭとして、入手のし易さから、Ｃｅ（セリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｐｒ（プラセオジム）などから選ばれることが多い。添加方法としては、例えば、鋼中にこれらの元素の混合物であるミッシュメタルとして添加することが広く行われている。本実施形態に係る鋼板では、鋼板に含有されるこれら希土類元素の合計量を、ＲＥＭ含有量とする。

ＲＥＭは、介在物の形態を制御し、鋼板の靭性及び疲労特性を向上させるために有効な元素である。ＲＥＭ含有量が０．０００３％未満では、上記効果が十分に得られず、また、Ｃａ単独添加時と同様の問題が生じる。すなわち、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物や一部のＣａＳが圧延によって延伸して鋼板特性の低下が生じるおそれがある。そして、Ｔｉ含有炭窒化物が優先的に複合し易いＡｌ、Ｃａ、Ｏ，Ｓ及びＲＥＭを含む複合介在物が少ないため、鋼板中に単独で生成するＴｉ含有炭窒化物が多くなるので、靭性や疲労特性が劣化し易い。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えると、連続鋳造時のノズル詰まりが起こりやすくなる。また、生成するＲＥＭ系介在物（酸化物やオキシサルファイド）の個数密度が比較的高くなるために連続鋳造時に湾曲する鋳片の下面側に堆積して、鋳片を圧延した製品の内部欠陥を引き起こすおそれがある。また、鋼板の冷間打抜加工性、靭性、疲労特性が悪化するおそれがある。よって、ＲＥＭ含有量を０．０００３％〜０．００５０％に制御する。ＲＥＭ含有量の下限を、好ましくは０．０００５％、さらに好ましくは０．００１０％とする。ＲＥＭ含有量の上限を、好ましくは０．００４０％、さらに好ましくは０．００３０％とする。

さらに、Ｃａ及びＲＥＭの含有量を、Ｓ含有量に応じて、制御する必要がある。具体的には、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量を、下記の式ＩＶで表わされる範囲に制御する必要がある。Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＳ含有量が下記の式ＩＶを満たさない場合、Ａ系介在物の個数密度が５個／ｍｍ^２を超える。なお、下記の式ＩＶの右辺の値が２以上であると、介在物の形態をさらに好ましく制御できる。また、下記の式ＩＶの上限は特に限定しないが、下記の式ＩＶの右辺の値が７を超えると、最大長が２０μｍを超える粗大なＢ系またはＣ系介在物が生成する傾向がある。よって、下記の式ＩＶの上限値は７であることが好ましい。
０．３≦｛Ｃａ／４０．８８＋（ＲＥＭ／１４０）／２｝／（Ｓ／３２．０７）・・・（式ＩＶ）
なお、上記式ＩＶ中の（ＲＥＭ／１４０）に代わって、（Ｌａ／１３８．９＋Ｃｅ／１４０．１＋Ｎｄ／１４４．２）を用いると、より正確に、Ｓ含有量に応じたＣａ及び各ＲＥＭ含有量が制御でき、そして介在物の形態を制御できるので好ましい。

本実施形態に係る鋼板は、上記した基本成分の他に、不可避的不純物を含有する。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、製造工程から不可避的に混入する、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｗ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ等の元素を意味する。この中で、Ｐ、Ｓ、Ｏ、及びＮは、上記効果を好ましく発揮させるために、以下のように制限する。また、Ｐ、Ｓ、Ｏ、及びＮ以外の上記不可避的不純物は、それぞれ０．０１％以下に制限することが好ましい。ただ、これらの不純物が、０．０１％以下含まれても、上記効果を失するものではない。ここで、記載する％は、質量％である。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐ（リン）は、固溶強化の機能を有するが、過剰な含有は、鋼板の靭性を阻害する不純物元素である。よって、Ｐ含有量を０．０２０％以下に制限する。なお、Ｐは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｐ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｐ含有量の下限は０％でもよい。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｐ含有量の下限は０．００５％であってもよい。

Ｓ：０．００７０％以下
Ｓ（硫黄）は、非金属介在物を形成し、鋼板の加工性や靭性を阻害する不純物元素である。よって、Ｓ含有量を０．００７０％以下に制限する。好ましくは、０．００５％以下に制限する。なお、Ｓは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｓ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｓ含有量の下限は０％でもよい。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｓ含有量の下限は０．０００３％であってもよい。

Ｏ：０．００４０％以下
Ｏ（酸素）は、酸化物（非金属介在物）を形成し、この酸化物が凝集、粗大化して、鋼板の靭性を低下させる不純物元素である。よって、Ｏ含有量を０．００４０％以下に制限する。なお、Ｏは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｏ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｏ含有量の下限は０％でもよい。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｏ含有量の下限は０．００１０％であってもよい。本実施形態に係る鋼板のＯ含有量は、鋼中に固溶するＯや、介在物中に存在するＯなどの、すべてのＯ含有量を合計したトータルＯ含有量（Ｔ．Ｏ含有量）を意味する。

さらに、Ｏ含有量とＲＥＭ含有量とを、各元素の質量％で示した含有量を用いて、下記の式Ｖで表わされる範囲に制御することが好ましい。下記の式Ｖを満たすとき、Ａ系介在物の個数密度がさらに減少するので好ましい。なお、下記の式Ｖの上限値は特に限定されるものではないが、Ｏ含有量及びＲＥＭ含有量の上限値及び下限値から、０．０００６４３が下記の式Ｖの上限値となる。
１８×（ＲＥＭ／１４０）−Ｏ／１６≧０・・・（式Ｖ）

Ｏ含有量及びＲＥＭ含有量の制御により、ＲＥＭ_２Ｏ_３・１１Ａｌ_２Ｏ_３（ＲＥＭ_２Ｏ_３とＡｌ_２Ｏ_３とのモル比１：１１）とＲＥＭ_２Ｏ_３・Ａｌ_２Ｏ_３（ＲＥＭ_２Ｏ_３とＡｌ_２Ｏ_３とのモル比１：１）との２種類の複合酸化物の混合形態が生成されると、Ａ系介在物がさらに好ましく減少する。上記の式Ｖ中で、ＲＥＭ／１４０はＲＥＭのモル比を示し、Ｏ／１６はＯのモル比を示す。ＲＥＭ_２Ｏ_３・１１Ａｌ_２Ｏ_３とＲＥＭ_２Ｏ_３・Ａｌ_２Ｏ_３との混合形態を生成にするためには、ＲＥＭ含有量を上記の式Ｖを満たすように添加することが好ましい。ＲＥＭ含有量が少なく、上記の式Ｖを満たさないと、Ａｌ_２Ｏ_３とＲＥＭ_２Ｏ_３・１１Ａｌ_２Ｏ_３との混合形態となるおそれがあり、このＡｌ_２Ｏ_３の部位がＣａＯと反応してＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物を生成し圧延によって延伸するおそれがある。

Ｎ：０．００７５％以下
Ｎ（窒素）は、窒化物（非金属介在物）を形成し、鋼板の靭性及び疲労特性を低下させる不純物元素である。よって、Ｎ含有量を０．０７５％以下に制限する。なお、Ｎは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｎ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｎ含有量の下限は０％でもよい。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｎ含有量の下限は０．００１０％であってもよい。

本実施形態に係る鋼板は、上記の基本成分が制御され、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる。しかし、本実施形態に係る鋼板は、この基本成分に加えて、残部のＦｅの一部の代わりに、さらに必要に応じて以下の選択成分を鋼中に含有させてもよい。

すなわち、本実施形態に係る熱延鋼板は、上記した基本成分及び不可避的不純物の他に、更に、選択成分として、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂのうちの少なくとも１つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。

Ｃｕ：０％〜０．０５％
Ｃｕ（銅）は、鋼板の強度（硬度）を向上させる効果を有する選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｃｕを０％〜０．０５％の範囲内で添加しても良い。また、Ｃｕ含有量の下限値を、０．０１％とすると、好ましく上記効果を得ることができる。一方、Ｃｕ含有量が０．０５％を超えると、溶融金属脆化（Ｃｕ割れ）によって熱間圧延時に熱間加工割れが生じるおそれがある。Ｃｕ含有量の下限を、好ましくは０．０２％とする。Ｃｕ含有量の上限を、好ましくは０．０４％とする。

Ｎｂ：０％〜０．０５％
Ｎｂ（ニオブ）は、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化防止や靭性改善に有効な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｎｂを０％〜０．０５％の範囲内で添加しても良い。また、Ｎｂ含有量の下限値を、０．０１％とすると、好ましく上記効果を得ることができる。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、粗大なＮｂ炭窒化物が析出して鋼板の靭性の低下を招くおそれがある。Ｎｂ含有量の下限を、好ましくは０．０２％とする。Ｎｂ含有量の上限を、好ましくは０．０４％とする。

Ｖ：０％〜０．０５％
Ｖ（バナジウム）は、Ｎｂと同様に炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化防止や靭性改善に有効な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｖを０％〜０．０５％の範囲内で添加しても良い。また、Ｖ含有量の下限値を、０．０１％とする
と、好ましく上記効果を得ることができる。一方、Ｖ含有量が０．０５％を超えると、粗大な析出物が生成して鋼板の靭性の低下を招くおそれがある。好ましい範囲は、０．０２〜０．０４％である。Ｖ含有量の下限を、好ましくは０．０２％とする。Ｖ含有量の上限を、好ましくは０．０４％とする。

Ｍｏ：０％〜０．０５％
Ｍｏ（モリブデン）は、焼入れ性の向上と焼戻し軟化抵抗性の向上により、鋼板の強度（硬度）を向上させる効果を有する選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｍｏを０％〜０．０５％の範囲内で添加しても良い。また、Ｍｏ含有量の下限値を、０．０１％とすると、好ましく上記効果を得ることができる。一方、Ｍｏ含有量が０．０５％を超えると、添加コストが増加する一方で添加効果は飽和するので上限を０．０５％とする。好ましい範囲は、０．０１〜０．０５％である。

Ｎｉ：０％〜０．０５％
Ｎｉ（ニッケル）は、焼入れ性の向上による鋼板の強度（硬度）の向上や、靭性の向上に有効な選択元素である。また、Ｃｕ添加時の溶融金属脆化（Ｃｕ割れ）を防止する効果も有する選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｎｉを０％〜０．０５％の範囲内で添加しても良い。また、Ｎｉ含有量の下限値を、０．０１％とすると、好ましく上記効果を得ることができる。一方、Ｎｉ含有量が０．０５％を超えると、添加コストが増加する一方で、添加効果は飽和するので、
上限を０．０５％とする。好ましい範囲は、０．０２〜０．０５％である。

Ｂ：０％〜０．００５０％
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性を高めて鋼板の強度（硬度）を向上させる効果を有する選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｂを０％〜０．００５０％の範囲内で添加しても良い。また、Ｂ含有量の下限値を、０．００１０％とすると、好ましく上記効果を得ることができる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、Ｂ系化合物が生成して鋼板の靭性が低下するので上限を０．００５０％とする。Ｂ含有量の下限を、好ましくは０．００２０％とする。Ｂ含有量の上限を、好ましくは０．００４０％とする。

次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。

本実施形態に係る鋼板の金属組織は、上記した介在物の形態を満足し、上記した化学成分を満足すれば、特に限定されるものではない。ただ、後述する本実施形態に記載した条件で、冷間圧延後に焼鈍して製造した鋼板の金属組織は、主にフェライト＋球状セメンタイトを有する。そして、セメンタイトの球状化率は９０％以上である。

長辺が５μｍ以上であるＴｉ含有炭窒化物の個数密度：３個／ｍｍ^２以下
本実施形態に係る鋼板は、疲労特性を向上させるためにＴｉ含有炭窒化物の存在形態を規定する。本実施形態に係る鋼板には、強度（硬度）を向上させるためにＴｉが添加される。Ｔｉを含む場合、介在物として、鋼中にＴｉＮなどＴｉ含有炭窒化物が生成する。このＴｉ含有炭窒化物は硬度が高いうえ、その形状が角形状であるため、単独で粗大なＴｉ含有炭窒化物が鋼中に生成すると疲労破壊の起点となり易い。よって、疲労特性の悪化を抑制するために、他の介在物と複合析出せずに鋼中で単独に存在する長辺が５μｍ以上であるＴｉ含有炭窒化物の個数密度を３個／ｍｍ^２以下とする。このＴｉ含有炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２以下であれば、疲労破壊が生じにくくなる。なお、鋼中で単独に存在する長辺が５μｍ以上であるＴｉ含有炭窒化物の個数密度を制御する方法は、上記したように、ＲＥＭ含有複合介在物上に、Ｔｉ含有炭窒化物を優先的に複合析出させればよい。

以上説明の本実施形態に係る鋼板について以下にまとめる。
（１）本実施形態の鋼板は、鋼の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．５％〜０．８％、Ｓｉ：０．１５％〜０．６０％、Ｍｎ：０．４０％〜０．９０％、Ａｌ：０．０１０％〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００１％〜０．０１０％、Ｃｒ：０．３０％〜０．７０％、Ｃａ：０．０００５％〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．０００３％〜０．００５０％、を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ｏ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００７５％以下、に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、上記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式ＶＩと下記の式ＶＩＩとを同時に満たし、上記鋼が、介在物として、Ｔｉ含有炭窒化物を含み、鋼中で単独に存在する長辺が５μｍ以上である上記Ｔｉ含有炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２以下である。
０．３≦｛Ｃａ／４０．８８＋（ＲＥＭ／１４０）／２｝／（Ｓ／３２．０７）・・・（式ＶＩ）
０．０００５≦Ｃａ≦０．００５−０．００３５×Ｃ・・・（式ＶＩＩ）
（２）そして、上記化学成分が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０％〜０．０５％、Ｎｂ：０％〜０．０５％、Ｖ：０％〜０．０５％、Ｍｏ：０％〜０．０５％、Ｎｉ：０％〜０．０５％、Ｂ：０％〜０．００５０％以下、のうちの少なくとも１つを含有してもよい。
（３）そして、上記鋼が、さらに、Ａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、及びＲＥＭを含む複合介在物と、この複合介在物の表面に上記Ｔｉ含有炭窒化物が付着した介在物とを含んでもよい。
（４）そして、上記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式ＶＩＩＩを満たしてもよい。
０≦１８×（ＲＥＭ／１４０）−Ｏ／１６≦０．０００６４３・・・（式ＶＩＩＩ）
（５）そして上記の金属組織は、主としてフェライト＋球状セメンタイトを有してもよい。そして、セメンタイトの球状化率は９０％以上であってもよい。

次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。

本実施形態に係る鋼板は、一般的な鋼板と同様に、例えば高炉溶銑を原料とし、転炉精錬や二次精錬を行って製造した溶鋼を、連続鋳造によって鋳片とした後、その鋳片に熱間圧延や冷間圧延、焼鈍などを行って鋼板にする。その際、転炉における脱炭処理の後、取鍋での二次精錬で鋼の成分調整とともに、Ｃａ及びＲＥＭの添加による介在物制御を行う。なお、高炉溶銑のほか、鉄スクラップを原料として電気炉で溶解した溶鋼を原料として用いても良い。

ＣａやＲＥＭは、Ｔｉなどのこれら以外の添加元素の成分を調整した後、さらに、Ａｌ脱酸で生じるＡｌ_２Ｏ_３を浮上させる時間を確保した後に、添加する。Ａｌ_２Ｏ_３が溶鋼中に多量に残存していると、ＣａやＲＥＭがＡｌ_２Ｏ_３の還元に消費される。そのため、Ｓの固定に使われるＣａやＲＥＭの割合が低下し、ＭｎＳの生成を十分に防止出来なくなる。

Ｃａは、蒸気圧が高いため、歩留を上げるために、Ｃａ−Ｓｉ合金やＦｅ―Ｃａ−Ｓｉ合金、Ｃａ−Ｎｉ合金等として添加するのがよい。これらの合金添加に、それぞれの合金ワイヤーを用いてもよい。ＲＥＭは、Ｆｅ−Ｓｉ−ＲＥＭ合金や、ミッシュメタルの形で添加すればよい。ミッシュメタルとは希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０％〜５０％程度、Ｌａを２０％〜４０％程度含有することが多い。例えば、Ｃｅ４５％、Ｌａ３５％、Ｎｄ９％、Ｐｒ６％、他不可避不純物からなるミッシュメタルなどが入手できる。

Ｃａ及びＲＥＭの添加順序は特に制限されるものではない。しかし、ＲＥＭ添加後にＣａ添加すると、介在物のサイズがやや小さくなる傾向が見られるので、この順序で添加するのが好ましい。

Ａｌ脱酸後にＡｌ_２Ｏ_３が生成し一部クラスター化するが、ＲＥＭ添加をＣａ添加よりも先に行うと、クラスターの一部が還元・分解され、クラスターのサイズを低減できる。一方、Ｃａ添加をＲＥＭ添加よりも先に行うと、Ａｌ_２Ｏ_３が低融点のＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物に組成が変化し、上記Ａｌ_２Ｏ_３クラスターが一つの粗大なＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物となってしまうおそれがある。このためＲＥＭ添加後にＣａ添加することが好ましい。

精錬後の溶鋼は連続鋳造して鋳片とする。この鋳片を加熱後に熱間圧延し、４５０〜６６０℃程度で巻き取る。熱延板を酸洗した後、目標とする製品硬度にあわせてＡｃ１変態点以下または７１０〜７５０℃の２相域で９６時間以内の保持を行い、セメンタイトを球状化する（セメンタイトの球状化焼鈍）。Ａｃ１変態点とは、熱膨張試験（加熱速度５℃／ｓ）にて変態収縮の開始する温度である。この焼鈍は省略しても良い。そして、５５％以下の圧延率で冷間圧延を行うが、圧延率０％、すなわち省略しても良い。その後、上記と同様の焼鈍、すなわちＡｃ１変態点以下または７１０〜７５０℃の２相域で９６時間以内を行う。この後に、必要に応じて、圧延率４．０％以内のスキンパス圧延を行って、表面性状を向上しても良い。

実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に詳細に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。

高炉溶銑を原料とし、溶銑予備処理、転炉における脱炭処理の後、取鍋精錬で成分調整を行って表３及び表４に示す成分の溶鋼３００トンを溶製した。取鍋精錬では、まずＡｌを添加して脱酸を行い、次にＴｉなどのその他の元素の成分を調整した後、Ａｌ脱酸で生じたＡｌ_２Ｏ_３を浮上させるため５分間以上保持した後に、ＲＥＭを添加し、均一に混合するために３分間保持してから、Ｃａを添加した。ＲＥＭはミッシュメタルを用いた。このミッシュメタルに含まれるＲＥＭ元素は、Ｃｅ５０％、Ｌａ２５％、Ｎｄ１０％であり、残部が不可避的不純物であった。よって、得られる鋼板に含まれる各ＲＥＭ元素の比率は、表３に示すＲＥＭ含有量に上記した各ＲＥＭ元素の比率を乗じた値とほぼ同一となる。Ｃａは蒸気圧が高いため、歩留を上げるためにＣａ−Ｓｉ合金を添加した。

精錬後の上記溶鋼を連続鋳造により厚み２５０ｍｍの鋳片とした。その後、この鋳片を１２００℃に加熱して１時間保持し、熱間圧延して板厚を４ｍｍにした後、４５０〜６６０℃で巻き取った。この熱延板を酸洗した後、表２に示す条件で、熱延板焼鈍、冷間圧延、冷延板焼鈍、必要に応じて圧延率４．０％以内のスキンパス圧延を行った。熱延板の金属組織はフェライト＋パーライト、またはフェライト＋ベイナイト＋パーライトであった。焼鈍でセメンタイトが球状化するので、熱延板焼鈍以降（熱延板焼鈍を省略した場合は、冷延板焼鈍以降）の金属組織はフェライト＋球状化セメンタイトであった。

得られた冷延鋼板について、介在物の組成と変形挙動（圧延後の長径／短径の比；アスペクト比）を調査した。光学顕微鏡を用いて、圧延方向と板厚方向とに平行な断面を観察面として、光学顕微鏡により倍率４００倍（ただし、介在物形状を詳細に測定する際は倍率１０００倍）で６０視野観察した。各観察視野で、粒径（形状が球状の介在物の場合）または長径（変形している介在物の場合）が１μｍ以上の介在物を観察し、それらの介在物を、Ａ系介在物、Ｂ系介在物、及び、Ｃ系介在物に分類し、また、それらの個数密度を計測した。また、鋼中に単独で析出した角形状のＴｉ含有炭窒化物で、長辺が５μｍを超えるもの個数密度も同時に測定した。Ｔｉ含有炭窒化物は角ばった形状と、色より判断可能である。または、ＥＰＭＡ（電子線マイクロ分析、ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｉｓ）や、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析、ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ＲａｙＡｎａｌｙｓｉｓ）を備えるＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて冷延鋼板の金属組織を観察すればよい。この場合、介在物中の、Ｔｉ含有炭窒化物、ＲＥＭ含有複合介在物、ＭｎＳ、及びＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系介在物などを同定することが可能である。

介在物の評価基準として、Ａ系介在物、Ｂ系介在物、及びＣ系介在物（Ｂ系とＣ系の合計数で評価）の場合、個数密度が５個／ｍｍ^２を超える場合をＢ（Ｂａｄ）、３個／ｍｍ^２超〜５個／ｍｍ^２以下の場合をＧ（Ｇｏｏｄ）、１個／ｍｍ^２超〜３個／ｍｍ^２以下の場合をＶＧ（ＶｅｒｙＧｏｏｄ）、１個／ｍｍ^２以下の場合をＧＧ（ＧｒｅａｔｌｙＧｏｏｄ）とした。Ｂ系及びＣ系で最大長さ２０μｍ以上の粗大介在物の場合、３個／ｍｍ^２を超える場合をＢ（Ｂａｄ）、１個／ｍｍ^２超〜３個／ｍｍ^２以下の場合をＧ（Ｇｏｏｄ）、１個／ｍｍ^２以下の場合をＶＧ（ＶｅｒｙＧｏｏｄ）とした。また、鋼中で単独に存在する長辺が５μｍ以上であるＴｉ含有炭窒化物の場合、個数密度が３個／ｍｍ^２を超える場合をＢ（Ｂａｄ）、２個／ｍｍ^２超〜３個／ｍｍ^２以下の場合をＧ（Ｇｏｏｄ）、２個／ｍｍ^２以下の場合をＶＧ（ＶｅｒｙＧｏｏｄ）とした。

また、得られた冷延鋼板について、焼入れ処理と焼戻し処理を行い、靭性、疲労特性、硬度を評価した。焼入れは９００℃に加熱した後３０分間保持してから行った。そして、２２０℃に加熱して６０分間保持した後、炉冷して焼戻し処理を行った。靭性を評価するために、室温における衝撃値をシャルピ−試験（例えば、ＩＳＯ１４８−１：２００３）により測定した。疲労特性を評価するために、片振り引張試験（例えば、ＩＳＯ１０９９：２００６）を行ってＳ−Ｎ曲線を作成し疲労限を求めた。硬度（強度）を評価するために、室温におけるビッカース硬度測定試験（例えば、ＩＳＯ６５０７−１：２００５）を行った。各特性の評価基準として、衝撃値が６Ｊ／ｃｍ^２以上、疲労限が５００ＭＰａ以上、硬度が５００以上を合格とした。

また、得られた熱延鋼板の化学成分について、ＩＣＰ−ＡＥＳ（ＩｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙＣｏｕｐｌｅｄＰｌａｓｍａ−ＡｔｏｍｉｃＥｍｉｓｓｉｏｎＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：誘導結合プラズマ発光分光分析）、又はＩＣＰ−ＭＳ（ＩｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙＣｏｕｐｌｅｄＰｌａｓｍａ−ＭａｓｓＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：誘導結合プラズマ質量分析）を用いて定量分析した。なお、ＲＥＭ元素のうち微量のものは分析限界を下回る場合がある。その場合は、上記ミッシュメタル中の含有量（Ｃｅ５０％、Ｌａ２５％、Ｎｄ１０％）に比例するものとして、含有量が最も多いＣｅの分析値に対する比率を用いて算出することができる。また、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量から計算される、下記式１の右辺の値、下記式２の右辺の値、および下記式３の左辺の値を表４に示す。
０．３≦｛Ｃａ／４０．８８＋（ＲＥＭ／１４０）／２｝／（Ｓ／３２．０７）・・・（式１）
Ｃａ≦０．００５−０．００３５×Ｃ・・・（式２）
１８×（ＲＥＭ／１４０）−Ｏ／１６≧０・・・（式３）

製造条件及び製造結果を表２〜４に示す。表中で、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。実施例は、何れもが、本発明の範囲を満足し、硬度（強度）と靭性と疲労特性とに優れた鋼板となっている。一方、比較例は、本発明の条件を満たさなかったため、硬度（強度）、靭性、または疲労特性などが十分ではなかった。

本発明の上記態様によれば、強度（硬度）と摩耗特性と冷間打ち抜き加工性とに優れ、そして、鋼中のＡ系介在物、Ｂ系介在物、及びＣ系介在物を低減するともに、粗大なＴｉ含有炭窒化物の生成を防止することで、靭性と疲労特性とにも優れる鋼板の提供が可能となるので、産業上の利用可能性が高い。

Claims

鋼の化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．５％〜０．８％、
Ｓｉ：０．１５％〜０．６０％、
Ｍｎ：０．４０％〜０．９０％、
Ａｌ：０．０１０％〜０．０７０％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．０１０％、
Ｃｒ：０．３０％〜０．７０％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００３％〜０．００５０％、
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｎ：０．００７５％以下、
に制限し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式１と下記の式２とを同時に満たし、
前記鋼が、介在物として、Ｔｉ含有炭窒化物を含み、長辺が５μｍ以上である前記Ｔｉ含有炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２以下である
ことを特徴とする鋼板。
０．３≦｛Ｃａ／４０．８８＋（ＲＥＭ／１４０）／２｝／（Ｓ／３２．０７）・・・（式１）
Ｃａ≦０．００５−０．００３５×Ｃ・・・（式２）
前記化学成分が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０％〜０．０５％、
Ｎｂ：０％〜０．０５％、
Ｖ：０％〜０．０５％、
Ｍｏ：０％〜０．０５％、
Ｎｉ：０％〜０．０５％、
Ｂ：０％〜０．００５０％
のうちの少なくとも１つを含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
前記鋼が、さらに、Ａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、及びＲＥＭを含む複合介在物と、この複合介在物の表面に前記Ｔｉ含有炭窒化物が付着した介在物とを含む
ことを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式３を満たす
ことを特徴とする請求項３に記載の鋼板。
１８×（ＲＥＭ／１４０）−Ｏ／１６≧０・・・（式３）
前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式４を満たす
ことを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
１８×（ＲＥＭ／１４０）−Ｏ／１６≧０・・・（式４）