JP2000008136A - 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

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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、十分な要求
特性を具備し、かつ、クラスター状介在物による表面欠
陥のない高張力鋼板。 【解決手段】 Ti：0.015 〜0.2 wt％、Al：0.01wt％以
下、Ｎ：0.02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合
計で0.0005〜0.1 wt％を含み、更に、Ｓ及びCa，REM の
1 種又は2 種の合計の含有量が次式Ｓ− 5×（(32/40)
Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％の関係を満たし、かつ
上記MnとTiとが、次式Mn／Ti≦200 の関係を満足する組
成になり、最大径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
合組織になる高強度鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【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3 mm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
〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以下、Mn：1.8 〜3.5 wt％、
Ti：0.015 〜0.2 wt％、Al：0.01wt％以下、Ｎ：0.02wt
％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005〜0.
1 wt％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) ≦0.0014wt％ 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、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：
0.05〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以下、Mn：1.8 〜3.5 wt
％、Ti：0.015 〜0.2 wt％、Al：0.01wt％以下、Ｎ：0.
02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合計で0.0005
〜0.1 wt％を含み、かつ、Ni：0.005 〜1.0 wt％、Cr：
0.005 〜1.0 wt％、Mo：0.005 〜1.0 wt％、Ｖ：0.005
〜1.0 wt％、Nb：0.002 〜0.04wt％、Ｂ：0.0005〜0.00
50wt％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) ≦0.0014wt％ 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、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：20wt％以上90wt％以下、CaO
，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt
％以下、Al₂O₃ ：40％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化
物の1 種又は2 種、Al₂O₃ の合計は100 ％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0.01wt
％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ca又はREM が0.
0005wt％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))≦0.0014wt％ （式中、ＳはＳ量（wt％）を、CaはCa量（wt％）を、RE
M はREM 量（wt％）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
0.0014％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0.01wt％以下、Tiが0.015 wt％以上であって、Ca
及び／又はREM が0.0005wt％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40wt％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0.01wt％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50％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：0.05〜0.20wt％）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0.05wt％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0.20wt
％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0.08wt％〜0.18wt％である。

【００１６】（Si：2.0 wt％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 wt％とする。また、好ましい上限値は1.5 wt％
である。

【００１７】（Mn：1.8 〜3.5 wt％）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 wt％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 wt％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 wt％の範囲とする。より好ましくは2.0 〜3.
2 wt％の範囲である。

【００１８】（Ti：0.015 〜0.4 wt％）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 wt％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 wt％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 wt％以上添加することが望ましい。しか
しながら、Tiが0.2 wt％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（wt％）、TiはTi量
（wt％）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：0.01wt％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0.01wt％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、0.01wt％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0.01wt％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：0.02wt％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、0.02wt％を超え
て添加しても効果が飽和するので0.02wt％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 wt％である。また、好まし
い上限値は0.010 wt％であり、0.007 wt％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 wt
％）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0.0005wt％以上添加する必要が
ある。すなわち、Ti脱酸した後、さらに0.0005wt％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：20wt％以上90
wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／又はREM
酸化物：10wt％以上、40wt％以下、Al₂O₃ が40wt％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0.0005wt
％以上含有させるが、合計量が0.1 wt％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 wt％に限定した。

【００２２】（Ｓ− 5×（(32/40) Ca＋(32/140) REM)
≦0.0014wt％）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) ≦0.0014wt％ 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))≦0.0014wt％ （式中、ＳはＳ量（wt％）を、CaはCa量（wt％）を、RE
M はREM 量（wt％）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％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、0.01wt％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 ％以下とすることが好
ましい。

【００２３】（Ｏ：0.010 wt％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 wt％を
超えて含有させると粗大なAl ₂O₃ を多量に生成させて成
形性（延性）が低下するので、0.010 wt％を上限とし
た。なお、好ましい上限値は0.007 wt％であり、0.005
wt％以下であればより望ましい。

【００２４】（Ｐ：0.02wt％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0.02wt％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。0.01wt％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 wt％） （Cr：0.005 〜1.0 wt％） （Mo：0.005 〜1.0 wt％） （Ｖ：0.005 〜1.0 wt％） （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 wt％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 wt％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 wt％とした。材質
の安定化という観点では0.01〜0.5 wt％の範囲が更に好
適である。

【００２６】（Nb：0.002 〜0.04wt％）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0.00
2 wt％以上の添加で顕著な効果を発揮する。しかし、0.
04wt％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 〜0.04wt％の範囲とした。材質の安
定化という観点では0.01〜0.5 wt％が更に好適である。

【００２７】（Ｂ：0.0005〜0.0050wt％）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。0.0005wt％以上の添加
で顕著な効果を発揮する。しかし、0.0050wt％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
0.0050wt％とした。材質の安定化という観点では0.0010
〜0.0030wt％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Ca
O ，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RE
M 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：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM
酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、
Al₂O ₃ ：40％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種
又は2 種、Al₂O₃ の合計は100 ％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20wt％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, R
EM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20％wt％以下とする。一方、Ti酸化物濃度
が90wt％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20wt％以上90wt％以下とする。より好ましくは
30wt％以上80wt％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10wt％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、40wt％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20〜40wt％である。

【００３３】また、上記介在物中のAl₂O₃ については、
40wt％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、30wt％以下、MnO
については、15wt％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、T
i：0.015 wt％以上とする理由は、Tiが0.015 wt％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 wt％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 (wt％Mn)/ (wt％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20％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 wt％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 wt％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：20wt
％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種の
合計：10wt％以上40wt％以下、Al₂O₃ ：40％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0.0005wt％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：20wt
％以上90wt％以下、好ましくは85wt％以下、CaO 及び／
又はREM 酸化物：10wt％以上、40wt％以下、Al₂O₃ が40
wt％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：30wt％以上80wt％以下、CaO ，REM 酸化
物（La₂O₃ 、Ce ₂O₃ など）：10wt％以上40wt％以下であ
る。

【００４１】かかる酸化物系介在物の組成の測定は、EP
MA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
度を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 wt％、Si＝0.02〜0.05wt
％、Mn＝0.2 〜0.5 wt％、Ｐ＝0.010 〜0.020 wt％、Ｓ
＝0.004 〜0.008 wt％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 wt％であった。そして
この溶鋼に、70wt％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30wt％Ca−60wt％Si合金や、それ
に金属Ca, Fe, 5 〜15wt％のREM を混合した添加剤、又
は、90wt％Ca−5 wt％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 wt％、Al濃
度は0.001 〜0.005 wt％、Ca濃度は0.0005〜0.0018wt
％、REM 濃度は0.0000〜0.0020wt％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％）が幅が
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：20wt％以上90wt％以下、CaO
，REM 酸化物の1 種又は2 種の合計：10wt％以上40wt
％以下、Al₂O₃ ：40％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×より軽微てより優れる、○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0.1 N 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 to
n の溶鋼をRH真空脱ガス装置にて脱酸処理し、Ｃ＝0.00
3 wt％、Si＝0.02〜0.05wt％、Mn＝0.2 〜0.5 wt％、Ｐ
＝0.010 〜0.020 wt％、Ｓ＝0.004 〜0.008 wt％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 wt％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 wt％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、95〜98wt％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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 三木 祐司 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：2.0 wt％以下、 Mn：1.8 〜3.5 wt％、 Ti：0.015 〜0.2 wt％、 Al：0.01wt％以下、 Ｎ：0.02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合計で
   0.0005〜0.1 wt％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) ≦0.0014wt％ 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、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良好で伸びフランジ性、耐遅れ
   破壊特性に優れる高強度鋼板。
2. 【請求項２】Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：2.0 wt％以下、 Mn：1.8 〜3.5 wt％、 Ti：0.015 〜0.2 wt％、 Al：0.01wt％以下、 Ｎ：0.02wt％以下及びCa，REM の1 種又は2 種を合計で
   0.0005〜0.1 wt％を含み、かつ、 Ni：0.005 〜1.0 wt％、 Cr：0.005 〜1.0 wt％、 Mo：0.005 〜1.0 wt％、 Ｖ：0.005 〜1.0 wt％、 Nb：0.002 〜0.04wt％、 Ｂ：0.0005〜0.0050wt％ 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) ≦0.0014wt％ 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、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。
3. 【請求項３】 粒径1 〜50μm の酸化物系介在物がTi酸
   化物：20wt％以上90wt％以下、CaO ，REM 酸化物の1 種
   又は2 種の合計：10wt％以上40wt％以下、Al ₂O₃ ：40％
   以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の1 種又は2 種、Al
   ₂O₃ の合計は100 ％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。