(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０.３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．５％〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．２５％、Ｎ：０．０００５〜０．００３％、Ｏ：０．００８％以下、Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％およびＭｇ０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したＭｎ含有率の最大値を、平均Ｍｎ含有率で除した値であるＭｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、
電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００１３（−）以下であり、
限界穴拡げ率が１００〜２００であることを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｒ：０．０００５〜０．０１％、Ｂａ：０．０００５〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板を得るための鋳片を製造する連続鋳造方法であって、
タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に浸漬させた浸漬ランス内に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、ＳｒおよびＢａのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを挿入することにより、
前記浸漬ランス内で金属蒸気および／または金属粒子を発生させ、前記金属蒸気および／または金属粒子をキャリアーガスとともに前記溶鋼中に供給することを特徴とする連続鋳造方法。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板を得るための鋳片を製造する連続鋳造方法であって、
タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ａｌ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを供給することを特徴とする連続鋳造方法。
【請求項７】
請求項５または６に記載の連続鋳造方法によって鋳造された鋳片を、加熱炉にて１２００℃以上に再加熱し、次いでＡｒ３点以上の温度で熱間圧延を完了し、前記熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始し、２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜３００℃まで冷却した上で巻き取りすることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主としてプレス加工される自動車用の高強度鋼板、およびこの高強度鋼板の素材である鋳片の連続鋳造方法、ならびに高強度鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋳片の熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、構造材料として自動車を始めとする各種の産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材等に用いられる熱延鋼板には、軽量化のための高強度化、優れた耐久性や衝撃吸収能等が望まれているうえ、複雑な形状への成形に耐え得るだけの優れた穴拡げ性（伸びフランジ性）および延性も必要とされている。これらの性能は、鋼板が高強度化するにつれて低下する傾向があるため、高強度と良好な加工性を両立させるのは容易ではない。
【０００３】
例えば、自動車の足廻り部分の部品に使用される高強度熱延鋼板における穴拡げ性を向上させる方法として、特許文献１および特許文献２には、粒子径が０．００５〜０．５μｍの範囲にＭｇＯまたはＭｇＯを含みＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯ、Ｔｉ2Ｏ3の１種または２種以上の複合酸化物を１．０×１０3〜１．０×１０7個／ｍｍ2の範囲で含み、鋼組織はフェライト組織を主とし残部をベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性および延性に優れた高強度熱延鋼板および製造方法が開示されている。これらの技術では、いずれも溶鋼中にマグネシウム（Ｍｇ）を添加してＭｇ酸化物を生成させる方法が採用されているものの、酸素の規定や有効にＭｇＯを晶出させる方法についての提案はなされていない。
【０００４】
特許文献３には、バーリング性（穴拡げ性）に優れた高張力鋼板の製造方法が開示されており、フェライトを主相とし第２相にパーライトを含むことを特徴としている。しかし、第２相が増加すると穴拡げ加工時に組織間の硬度差から亀裂が発生し穴拡げ性を阻害するという問題がある。穴拡げ性を確保するには、極力単相に近いことが望ましい。
【０００５】
特許文献４には、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板が開示されており、この鋼板は、体積分率最大のミクロ組織がベイナイト、またはフェライトおよびベイナイトの複合組織であることを特徴としている。この場合、ベイナイト単相の場合、またはフェライトおよびベイナイトの複合組織であってベイナイトの割合が小さい場合には、比較的穴拡げ性については良好である。しかし、ベイナイトの割合が大きいと延性が低下する傾向にあり、延性確保の観点からは極力フェライトを主相とした組織が望ましい。
【０００６】
しかし、フェライトを主相とし、その含有率が高い場合には、高強度鋼では強度の確保が問題となる。特許文献５では、加工後の伸びフランジ特性および伸び特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法として、フェライト中に微細なＴｉおよび／またはＶを含む析出物を析出させることで強度を確保することが開示されている。しかし、その析出物を微細に析出させる方法についての具体的な提案はなされておらず、また、Ｔｉ等と反応して析出物を生成する窒素や炭素の制御に関する提案もなされていない。
【０００７】
ところで、鋼板の高強度化にはＭｎを添加することが有効であり、一般に高強度鋼板を製造する場合、連続鋳造鋳片の凝固過程を考慮することが不可欠である。しかし、従来の技術文献では、これについて検討されていない。
【０００８】
Ｍｎを含有する溶鋼の凝固過程においてはＭｎの平衡分配係数が小さいことから、連続鋳造鋳片に見られるデンドライト組織の樹間では凝固過程でＭｎの含有率が上昇し、デンドライトの樹芯ではＭｎの含有率が逆に低下する。このようにして形成されるミクロ偏析のため、連続鋳造鋳片はデンドライトの樹間と樹芯という、Ｍｎ含有率の異なる領域が層状に形成されることになる。このような組織が形成された連続鋳造鋳片から製造される熱延鋼板は、その後の熱延工程で形成される組織の起源がデンドライトの樹芯と樹間では異なるため、組織は均一ではない。このミクロ偏析が基で連続鋳造鋳片の中央領域ではマクロ偏析が生成することになり、鋼板の穴拡げ性および延性に悪影響を及ぼすため、ミクロ偏析の解消が必要である。
【０００９】
このようなマクロ偏析およびミクロ偏析を解消する方策として、不均一組織の起源である凝固偏析そのものを拡散によって解消するアプローチがある。このようなアプローチの例として、特許文献６では、鋼材を１２５０℃以上の高温に１０時間以上の長時間保持する溶質化処理を行うことによって、偏析が低減され、鋼材が均質化されることが記載されている。しかしながら、特許文献６に記載されているような、鋼材を高温で長時間保持するプロセスは、著しいコストの増加、および生産性の劣化に直結するため、現実的ではない。
【００１０】
本発明者らは、特許文献７に記載されているように、金属元素の化合物を溶融金属中に高歩留りで均一に添加する方法および装置を検討した結果、タンディッシュまたは連続鋳造鋳型中の溶融金属にランスを浸漬し、金属蒸気を溶融金属中に添加する際に用いる不活性ガスに替えて、反応性を有するガスと不活性ガスとの混合ガスを用いることにより、金属蒸気の粒子サイズとほぼ同程度の粒子サイズを有する金属とガスとの化合物の微粒子を生成させることができ、かつ、この微粒子を溶融金属中に添加できることを見出し、すでに提案している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特許第３５４５６９６号公報
【特許文献２】特許第３５４５６９７号公報
【特許文献３】特許第３５３９５４５号公報
【特許文献４】特許第３８８７１６１号公報
【特許文献５】特開２００８−１３３５１４号公報
【特許文献６】特開平４−１９１３２２号公報
【特許文献７】特許第４１７９１８０号公報
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】W.Kurz and D.J.Fisher著、「Fundamentals of Solidification」、Trans Tech Publications Ltd., (Switzerland)、１９９８年、ｐ．２５６
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、高強度鋼用の連続鋳造鋳片に形成されるデンドライト組織を微細化することで、連続鋳造工程の後工程でミクロ偏析の解消を促進し、かつ、高温で安定な微細粒子を分散させることで結晶粒の粗大化を抑制することにより、穴拡げ性と延性に優れた高強度鋼板を提供することにある。また、この高強度鋼板の素材となる鋳片の連続鋳造方法、ならびに高強度鋼板の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
１．Ｍｎの偏析を低減させる方法の検討
連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。このデンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成され、溶質元素は、その平衡分配係数に依存して、デンドライトの樹間部において濃化する。高強度鋼板に含有されるＭｎは、平衡分配係数が１．０より小さいことから樹間部において濃化し、一方樹芯部での含有率は低下する。
【００１５】
この連続鋳造鋳片を素材として高強度鋼板を製造する場合には、連続鋳造後の鋳片を加熱炉内において１０５０〜１３５０℃程度で数時間保持して均質化処理を行った後、熱間圧延工程および冷間圧延工程において圧延する。
【００１６】
凝固過程で形成されるミクロ偏析のため、連続鋳造鋳片はデンドライトの樹間と樹芯という、Ｍｎ含有率が異なる領域が層状に形成されることになり、その後の熱延工程で形成される組織の起源がデンドライトの樹芯と樹間では異なるため、この連続鋳造鋳片から得られた熱延鋼板は組織が均一ではなくなる。また、このミクロ偏析が基で連続鋳造鋳片の中央領域ではマクロ偏析が生成することにもなる。
【００１７】
本発明者らは、詳細な実験および分析により、連続鋳造鋳片のデンドライトに形成されるＭｎの偏析は、通常の加熱炉操業における温度および時間の範囲内では、拡散によっては解消することができず、その後の熱間圧延工程および冷間圧延工程を経ても残存することを明らかにした。
【００１８】
Ｍｎの偏析を低減させる方法としてＭｎの拡散を促進させる方法が挙げられる。
【００１９】
熱伝導に関して、フーリエの法則が知られており、半無限固体における熱伝導の理論解析結果から、フーリエ数Ｆｒ＝α・ｔ／ｘ2が導かれている。ここで、α：熱拡散係数（ｍ2／ｓ）、ｔ：時間（ｓ）、ｘ：熱移動距離（ｍ）である。
【００２０】
このフーリエ数Ｆｒを、鋼の凝固過程における凝固組織と元素の拡散に適用することにより、拡散の効果を表す指標として一般に用いられる、フーリエ数Ｆｒ＝Ｄ・ｔ／λ2が得られる。ここで、Ｄ：溶質の拡散係数（ｃｍ2／ｓ）、ｔ：拡散時間（ｓ）、λ：拡散距離（ｃｍ）である。
【００２１】
フーリエ数Ｆｒを用いて、実操業における操業因子の変更による効果について以下のような検討を行った。フーリエ数Ｆｒが大きいほど拡散の効果が大きいため、フーリエ数Ｆｒを増大させることにより溶質の拡散を促進することができる。
【００２２】
上記数式からわかるように、フーリエ数Ｆｒを増大させるには、拡散係数Ｄまたは拡散時間ｔを増大させるか、拡散距離λを低減させるという、３つの方法が考えられる。
【００２３】
第１に、拡散係数Ｄは温度Ｔの関数であり、温度Ｔを高めることにより増大させることができる。操業においては、加熱炉の温度を上昇させることになる。しかし、通常の操業温度は１０５０〜１３５０℃程度であるため、これ以上に温度を高めると、コストの大幅な上昇になるだけでなく、加熱時のスケールの発生量の増加をともなって、歩留りを低下させ、鋳片の表面性状の劣化による圧延後の鋼板の表面性状を悪化させることになる。したがって、実際の操業において温度Ｔを高めること、すなわち拡散係数Ｄを増大させることは事実上困難である。
【００２４】
第２に、拡散時間ｔを大きくすることは、操業においては、加熱炉内への挿入時間を延長することになる。通常の加熱時間を数時間とすると、Ｍｎの偏析を解消するにはその数倍を要すると試算される。現状の操業でこのような挿入時間の延長を行うと、生産効率が大幅に低下することになるため、時間ｔを大きくすることも事実上困難である。
【００２５】
第３に、拡散距離λは、連続鋳造鋳片で見られるデンドライトの１次アーム間隔に相当する。デンドライトの１次アーム間隔に関する研究は従来から行われており、非特許文献１によれば、下記（１）式で表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）0.25  ・・・（１）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ2／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ2）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。
【００２６】
この（１）式から、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存し、このσを低減させることができればλが減少することがわかる。λを減少させることができれば、フーリエ数Ｆｒを増大させ、連続鋳造鋳片の加熱時のＭｎの拡散を促進し、Ｍｎの偏析を低減させることができる。
【００２７】
そこで、本発明者らは、溶鋼とデンドライトとの固液界面エネルギーσを低減させる方法として、溶鋼中に界面活性元素（Ｂｉ）を添加することを想到した。
【００２８】
２．穴拡げ性および延性を向上させる方法の検討
穴拡げ性および延性を向上させるには、鋼板中に晶出、析出するＴｉ系介在物を微細分散させる必要がある。そこで、本発明者らは、Ｔｉ系介在物の粗大化を抑制すること、ならびにＴｉ系介在物を微細化および分散化させることについて検討した。本発明が対象とする鋼種（後述）では、ＴｉＮが主な介在物であるため、この介在物の粗大化を抑制するにはＮ含有率を過度に高めないことが有効と考えられる。Ｔｉは、鋼板の強度を向上させるのに必要な元素であるため、Ｔｉ含有率を低減することはできないためである。
【００２９】
連続鋳造工程において、溶鋼がレードルからタンディッシュに注入される際にＮが吸収され、溶鋼中のＮ含有率が上昇する。また、溶鋼中のＯ含有率が高いほど、Ｎ含有率が低いことが発明者らの操業上の経験から判明した。これらの関係から、連続鋳造工程の最終段階でＯ含有率を低減すれば、Ｎ含有率の上昇を抑制でき、Ｎ含有率の低い鋳片を製造することが可能であることが分かった。本発明者らは、連続鋳造工程における最終段階のタンディッシュおよび／または連続鋳造鋳型内でＡｌ、Ｍｇ等の脱酸材を用いてＯ含有率を低減する方法を見出した。
【００３０】
また、ＴｉＮを不均質核生成させるような微細な介在物を分散させれば、これに伴ってＴｉＮも微細分散することになる。このような介在物としては、Ｍｇ含有酸化物、ＭｇＡｌ含有酸化物が有効であり、Ｍｇおよび／またはＡｌをタンディッシュおよび／または連続鋳造鋳型内に添加すれば、ＴｉＮを不均質核生成させる介在物も微細分散させることができる。
【００３１】
さらに、鋼板の結晶粒が微細なほど機械的特性が良好である。結晶粒の粗大化を抑制するには、微細粒子を分散させ、結晶粒のピン止め効果を利用すればよい。このような微細粒子としても上述のＭｇ含有オキサイド、ＭｇＡｌ含有酸化物が利用できる。
【００３２】
Ａｌ、Ｍｇ等をタンディッシュおよび／または連続鋳造鋳型内に添加すれば、溶鋼中のＮ含有率の低減、Ｔｉ系介在物を微細化および分散化、結晶粒の粗大化抑制が可能であり、添加を歩留り良く安定して行うこともできる。
【００３３】
本発明は、上記の検討結果に基づいてなされたものであり、その要旨は下記の（１）〜（４）に示す高強度鋼板、（５）および（６）に示す連続鋳造方法、ならびに（７）に示す熱延鋼板の製造方法にある。
【００３４】
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０.３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．５％〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．２５％、Ｎ：０．０００５〜０．００３％、Ｏ：０．００８％以下、Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％およびＭｇ０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したＭｎ含有率の最大値を、平均Ｍｎ含有率で除した値であるＭｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００１３（−）以下であり、限界穴拡げ率が１００〜２００であることを特徴とする高強度鋼板。
【００３５】
（２）前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）の高強度鋼板。
【００３６】
（３）前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）および（２）の高強度鋼板。
【００３７】
（４）前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｒ：０．０００５〜０．０１％、Ｂａ：０．０００５〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）〜（３）の高強度鋼板。
【００３８】
（５）前記（１）〜（４）に記載の高強度鋼板を得るための鋳片を製造する連続鋳造方法であって、タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に浸漬させた浸漬ランス内に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、ＳｒおよびＢａのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを挿入することにより、前記浸漬ランス内で金属蒸気および／または金属粒子を発生させ、前記金属蒸気および／または金属粒子をキャリアーガスとともに前記溶鋼中に供給することを特徴とする連続鋳造方法。
【００３９】
（６）前記（１）〜（４）に記載の高強度鋼板を得るための鋳片を製造する連続鋳造方法であって、タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ａｌ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを供給することを特徴とする連続鋳造方法。
【００４０】
（７）前記（５）および（６）の連続鋳造方法によって鋳造された鋳片を、加熱炉にて１２００℃以上に再加熱し、次いでＡｒ３点以上の温度で熱間圧延を完了し、前記熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始し、２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜３００℃まで冷却した上で巻き取りすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【００４１】
本発明において、「金属蒸気および／または金属粒子」とは、金属蒸気および／または、蒸発が不十分なために液体もしくは固体粒子として存在する金属粒子、または金属蒸気が凝縮して形成される金属粒子を意味する。また、「金属」とは、純金属および合金のいずれをも含む。
【００４２】
以下の説明では、鋼の成分組成についての「質量％」を、単に「％」と表記する。
【発明の効果】
【００４３】
本発明の高強度鋼板は、Ｍｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００２であり、限界穴拡げ率が１００〜２００である。そのため、穴拡げ性と延性に優れており、主としてプレス加工される自動車用の高強度鋼板として適している。
【００４４】
本発明の連続鋳造方法は、上記の高強度鋼板を得るための鋳片を製造するのに必要な金属元素の適正量を溶鋼中に効率良く添加し、連続鋳造鋳片内に均一に分散させるための最適な連続鋳造方法である。また、本発明の熱延鋼板の製造方法によれば、上記高強度鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】金属ワイヤーを浸漬ランスを通しておよび直接タンディッシュ内の溶鋼に供給しながら連続鋳造する方法を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００４６】
本発明の高強度鋼板は、上述のとおり、質量％で、Ｃ：０．０２〜０.３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．５％〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．２５％、Ｎ：０．０００５〜０．００３％、Ｏ：０．００８％以下、Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％およびＭｇ０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したＭｎ含有率の最大値を、平均Ｍｎ含有率で除した値であるＭｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００２であり、限界穴拡げ率が１００〜２００であることを特徴とする高強度鋼板である。以下、本発明の内容についてさらに詳細に説明する。
【００４７】
１．鋼組成の範囲および限定理由
１−１．必須元素
Ｃ：０．０２〜０．３０％
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼を製造するために、特に重要な元素である。すなわち、Ｃ含有率が０．０２％以下では、鋼板において十分な強度が確保できず、５９０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板の製造が困難となる。一方、Ｃは伸びフランジ成形時の割れの起点である炭化物の析出量を増加させるので、高強度鋼において優れた伸びフランジ性（穴拡げ性）を確保するにはＣ含有率を０．３０％以下に抑えなければならない。これらのことから、本発明ではＣ含有率を０．０２〜０．３０％とする。７８０ＭＰａ以上の高強度を得るには、Ｃ含有率を０．０４％以上とすることが望ましい。
【００４８】
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％
Ｓｉは、鋼板において高強度と高加工性とを両立させるのに重要な元素である。さらに、Ｓｉは固溶強化元素でもあり、フェライトを強化して穴拡げ性を向上させる効果をも有している。一方、Ｓｉ含有率が増加すると鋼板の化成処理性および溶接性の劣化を招く。これらのことから、本発明ではＳｉ含有率を０．０１〜１．５０％とする。
【００４９】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保すると共にセメンタイトの析出を抑制するのに不可欠な成分であり、これらの効果を得るにはＭｎ含有率を０．５％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎ含有率が２．０％を超えると、溶接性の劣化を招く。これらのことから、本発明ではＭｎ含有率を０．５〜２．０％とする。
【００５０】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは含有率が少ないほど望ましい。しかし、Ｐ含有率は、工業的に低下させるには多大なコストがかかるため、０．０３０％を上限とする。
【００５１】
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、鋼中のＭｎと結合して非金属介在物を形成する不純物元素である。そのため、Ｓ含有率は可能な限り低い方がよい。しかし、Ｓ含有率は、工業的に低下させるには多大なコストがかかるため、０．０２０％を上限とする。
【００５２】
Ａｌ：０．００５〜０．３％
Ａｌは、鋼の脱酸に有用な元素である。脱酸効果を得るには、Ａｌ含有率を少なくとも０．００５％とする必要がある。一方、Ａｌ含有率が０．３％を超えると、粗大な非金属介在物が増加して、鋼板の加工性が著しく低下する。これらのことから、本発明ではＡｌ含有率を０．００５〜０．３％とする。
【００５３】
また、Ａｌ含有率が０．１％を超えると、フェライト生成が促進され、鋼板の加工性および曲げ加工性が向上する。さらに、ＦｅＯ／Ｆｅ2ＳｉＯ4の共晶温度が低下するため、脱スケール性が向上し、島状スケール疵が減少する。そのため、Ａｌ含有率は、０．１％を超えることが望ましい。
【００５４】
Ｔｉ：０．０１〜０．２５％
Ｔｉは、鋼中のＣおよびＮを析出物にするため、鋼板の高強度化に有効である。また、フェライト中の固溶Ｃ量およびセメンタイト量を低減させ、穴拡げ性を向上させる効果を有する。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉ含有率を０．０１％以上とする必要がある。しかし、Ｔｉ含有率が０．２５％を超えると、これらの効果は飽和し、経済的に不利である。これらのことから、本発明ではＴｉ含有率を０．０１〜０．２５％とする。
【００５５】
Ｎ：０．０００５〜０．００３％
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合し、窒化物を形成する。粗大な窒化物は、鋼板の延性を劣化させる傾向を有するため、Ｎ含有率が過度であると鋼板の機械的特性を低下させる。そのため、Ｎ含有率の上限を０．００３％とする。一方、これらの窒化物は結晶粒のピン止め効果を有し、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。鋼板中にこれらの窒化物を生成させるには、Ｎ含有率の下限を０．０００５％とする必要がある。これらのことから、本発明ではＮ含有率を０．０００５〜０．００３％とする。Ｎ含有率の上限は、０．００２５％が好ましく、０．００２％がより好ましい。
【００５６】
Ｏ：０．００８％以下
Ｏ含有率は、鋼中の総酸素含有率であり、溶存酸素と介在物中の酸素の含有率の合計として示す。Ｏ含有率が高すぎると、溶鋼中のアルミナが粗大化し、鋼材となった後にスリバー等の表面疵や、靭性の低下等の特性劣化を引き起こす。そのため、本発明では、このような問題の発生しない程度として、Ｏ含有率を０．００８％以下とする。特に介在物を要因として靭性等の特性が劣化する品種については、Ｏ含有率を０．００３％以下とすることが望ましい。
【００５７】
Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％
Ｂｉは、本発明において重要な元素である。Ｂｉは溶鋼の凝固過程において界面活性元素として作用する。そのため、Ｂｉを含有させることによって、鋳片の凝固組織が微細化し、Ｍｎを多量に含有させても鋼板の組織が均一となる。鋼板の組織の均一性を確保するには、Ｂｉ含有率を０．０００１％以上とする必要がある。しかし、Ｂｉ含有率が０．０１％を超えると、鋳片の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ含有率を０．００１〜０．０１％とする。
【００５８】
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％
Ｍｇは、本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｍｇを添加することにより溶鋼中で酸化物が生成され、不均質核としてＴｉＮなどの析出物を微細に分散させる。析出物が微細に分散することにより、鋼板の穴拡げ性を向上させ、また結晶粒の微細化による強度・靭性等の機械特性を向上させる。Ｍｇ含有率は、０．０００１％以下ではこれらの効果が小さく、０．０１％以上では添加量ほどの効果が得られない。これらのことから、本発明では、Ｍｇ含有率を０．０００１〜０．０１％とした。
【００５９】
上述の成分以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。
【００６０】
１−２．任意元素
Ｆｅの一部に代えて、以下の第１〜第３の任意元素を含有させてもよい。
【００６１】
１−２−１．第１の任意元素
Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下のうち１種または２種以上
Ｎｂ、ＶおよびＷは、析出強化によって鋼板の強度を高める元素である。これらは、２種以上添加すると強度を一層高める作用を有し、それぞれの元素の作用は失われない。これらの元素の強度向上作用の効果は、それぞれＮｂ：０．２％、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％を超えて含有させると飽和し、添加量に対して発揮される効果が小さくなる。そのため、各元素の含有率は、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下とすることが好ましい。
【００６２】
また、これらの元素は、それぞれＮｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．０１％以上およびＷ：０．０１％以上を含有させると、有効に作用し、強度向上効果を発揮する。そのため、各元素の含有率は、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．０１％以上およびＷ：０．０１％以上とすることが好ましい。
【００６３】
１−２−２．第２の任意元素
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下のうち１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、固溶強化によって鋼の強度を高める元素である。これらは、２種以上添加すると強度を一層高める作用を有し、それぞれの元素の作用は失われない。これらの元素の強度向上作用の効果は、それぞれＣｒ：１．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｃｕ：１．０％およびＮｉ：１．０％を超えて含有させると飽和し、添加量に対して発揮される効果が小さくなる。そのため、各元素の含有率は、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下とすることが好ましい。
【００６４】
また、これらの元素は、それぞれＣｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上およびＮｉ：０．０５％以上を含有させると有効に作用し、強度向上効果を発揮する。そのため、各元素の含有率は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上およびＮｉ：０．０５％以上とすることが好ましい。
【００６５】
１−２−３．第３の任意元素
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｒ：０．０００５〜０．０１％、Ｂａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％およびＺｒ：０．０００５〜０．０１％のうち１種または２種以上
Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＲＥＭおよびＺｒは、介在物制御、特に微細な介在物の生成に寄与し、鋼板の穴拡げ性をさらに向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、鋼板の表面性状を劣化させるため、それぞれの元素の含有率は０．０１％以下とすることが好ましい。介在物制御効果および穴拡げ性の向上効果をより確実に得るには、これらの元素のうち１種または２種以上の元素の含有率を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００６６】
１−３．鋼組成の限定の効果
連続鋳造鋳片の鋼組成を上述の範囲とすることにより、この鋳片から得られた高強度鋼板において、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したＭｎ含有率の最大値を、平均Ｍｎ含有率で除した値であるＭｎ偏析指数を１．０〜２．２とし、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2において測定した直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の全個数当たりの割合を０．００２とし、限界穴拡げ率を１００〜２００とすることができる。
【００６７】
２．連続鋳造方法
本発明の連続鋳造方法は、タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に浸漬させた浸漬ランス内に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、ＳｒおよびＢａのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを挿入することにより、浸漬ランス内で金属蒸気および／または金属粒子を発生させ、前記金属蒸気および／または金属粒子をキャリアーガスとともに溶鋼中に供給することを特徴とする。Ｂｉの沸点は１５６４℃、Ｍｇの沸点は１０９０℃であり、溶鋼の温度はそれ以上であるため、本発明の方法ではＢｉおよびＭｇの蒸気および／または粒子を発生させることができる。
【００６８】
このような方法でＢｉおよびＭｇならびにＣａ、ＳｒおよびＢａを添加することにより、これらの元素の適正量を溶鋼中に効率良く添加し、連続鋳造鋳片内に均一に分散させることができる。
【００６９】
この連続鋳造方法を実施する装置としては、例えば、後述する実施例にて説明する通り、タンディッシュと、タンディッシュ下部に設けられタンディッシュ内の溶鋼を連続鋳造鋳型に供給する浸漬ノズルと、タンディッシュの下方に位置する連続鋳造鋳型と、タンディッシュ内の溶鋼に金属ワイヤーもしくはロッドを供給する浸漬ランス、または連続鋳造鋳型内の溶鋼に金属ワイヤーもしくはロッドを供給する浸漬ランスと、浸漬ランスの孔内にワイヤーまたはロッドを供給するワイヤーまたはロッド供給装置と、浸漬ランス内にキャリアーガスを供給するガス供給装置とを有する連続鋳造装置が好適である。
【００７０】
また、前記金属ワイヤーまたはロッドは、タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼に、ワイヤーまたはロッド供給装置から直接供給してもよい。この場合、前記金属ワイヤーまたはロッドは、ＢｉおよびＭｇを含有するもの、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ａｌ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種または２種以上を含有するものを用いることができる。
【００７１】
連続鋳造工程における最終段階である、タンディッシュおよび／または連続鋳造鋳型内でＡｌ、Ｍｇ等の脱酸剤を添加して溶鋼中のＯ含有率を低減することにより、Ｎ含有率の上昇を抑制できる。
【００７２】
３．本発明の高強度鋼板の金属組織の構成
上述の組成の鋼種からなる鋼板において、引張強度が７８０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性と穴拡げ性（伸びフランジ性）を得るには、金属組織についてフェライト相を主体にする必要がある。軟質であるフェライト相を主体とすることにより延性が向上する。また、マルテンサイトやセメンタイト等の硬質相が組織中に存在すると、フェライト相と硬質相との硬度差により、穴拡げ加工時に相界面に亀裂が発生し、穴拡げ性が劣化する。本発明者らの検討の結果、鋼板断面におけるフェライト相の面積率が９０％よりも低くなると、延性および穴拡げ性が劣化することがわかった。そのため、本発明の高強度鋼板において、フェライト相の面積率は９０％以上であることが望ましい。フェライト以外の組織の面積率は、合計で１０％未満であれば、実質的に鋼板の特性に影響しない。
【００７３】
４．連続鋳造鋳片の熱間圧延による本発明の鋼板の製造方法
本発明の高強度鋼板は、スラブを１２００℃以上に加熱した後、粗圧延を実施し、仕上げ圧延をＡｒ３点以上の温度範囲で終了した後、３秒以内に平均冷却速度２０℃／秒以上で６００〜３００℃の温度範囲で巻き取りを実施することにより得ることができる。ここで用いるスラブは上記の連続鋳造方法で得ることができる。
【００７４】
４−１．加熱温度
スラブの加熱温度は、１２００℃以上であることが必要である。加熱温度が１２００℃未満であると、スラブ中に存在する粗大な析出物や硫化物、窒化物が再固溶せず、圧延後の鋼板に残存し、鋼板の延性、曲げ加工性および曲げ疲労耐久比を著しく劣化させる。加熱温度の上限は、１３００℃程度が望ましい。１３００℃を超えると、スラブが自重で変形し、圧延トラブルに繋がる危険性がある。
【００７５】
４−２．加熱時間
スラブの加熱時間は、１．０時間以上３．０時間以下とすることがさらに好ましい。加熱時間を１．０時間以上とすることで、Ｍｎ偏析指数を１．２０以下とすることができ、鋼板の組織の均一化を一層向上させることができる。一方、加熱時間を３．０時間以下とすることにより、スケール・ロスが抑制され、生産性を向上させることができるため、製造コストの低減に繋がる。
【００７６】
４−３．仕上げ圧延条件
仕上げ圧延は、Ａｒ３点以上の温度で行うことが必要である。仕上げ圧延温度がＡｒ３点以下の場合、フェライト域圧延となり、加工フェライトが生成するため、得られた鋼板の加工性が劣化する。加工フェライトの生成が著しい場合には、圧延時に体積膨張が生じ、圧延トラブルに繋がる。また、仕上げ圧延温度が高すぎる場合には、フェライトの生成が抑制され、フェライト相の面積率が９０％未満となる可能性がある。そのため、仕上げ圧延温度の上限は、Ａｒ３点＋１００℃以下とすることが望ましい。
【００７７】
そして、仕上げ圧延後、３秒以内に２０℃／秒以上の平均冷却速度で、６００〜３００℃の範囲まで冷却し、巻取りを実施することにより、所望の特性を有する熱延鋼板を得ることができる。
【００７８】
また、仕上げ圧延後の冷却工程には、中間空冷時間を設けることが望ましい。中間空冷時間を設けることにより、フェライト粒が成長しやすくなり、より鋼板の延性を向上させることが可能である。中間空冷時間を設けた冷却工程の一例として、仕上げ圧延後、３秒以内に５０℃／秒以上の平均冷却速度で、（Ａｒ３点−５０）〜（Ａｒ３点−２００）℃まで冷却した後、一旦冷却を停止し、５〜１５秒の空冷時間を確保した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜３００℃まで冷却し、巻取りする工程が挙げられる。
【００７９】
巻取温度については、３００〜６００℃が望ましい。巻取温度が３００℃を下回るとマルテンサイトが生成し、鋼板の穴拡げ性が劣化し、６００℃を上回るとセメンタイトの粒界への析出が生じて鋼板の穴拡げ性が劣化する。
【００８０】
このように、上述の組成の鋼種からなるスラブを熱間圧延して得られた鋼板は、優れた穴拡げ性および延性を有する。
【実施例】
【００８１】
本発明の高強度鋼板の特性、および本発明の連続鋳造方法の効果を確認するため、以下に示す試験を実施して、その結果を評価した。
【００８２】
１．試験条件
１−１．鋳造条件
溶鋼成分：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓｒ、ＢａおよびＲＥＭの各成分が後述する表１に記載された組成に調製された溶鋼を使用し、Ｂｉ、ＭｇおよびＡｌについては下記の添加方法により添加して表１に示される組成に調製
溶鋼温度：１５７０℃（タンディッシュ内溶鋼温度）
連続鋳造鋳型サイズ：幅１１００ｍｍ×厚さ２５０ｍｍ
鋳造速度：１．０ｍ／分
Ｂｉ添加方法：直径３ｍｍの純Ｂｉからなる金属ワイヤーを浸漬ランス内に挿入
Ｂｉ添加位置：タンディッシュ内
キャリアーガス：アルゴンガス１０Ｌ／分
ランス前ガス圧力：０．０５ＭＰａ
Ｍｇ添加方法：直径３ｍｍの純Ｍｇからなる金属ワイヤーを浸漬ランス内に挿入
Ｍｇ添加位置：タンディッシュ内
キャリアーガス：アルゴンガス１０Ｌ／分
ランス前ガス圧力：０．０５ＭＰａ
Ａｌ添加方法：直径５ｍｍの純Ａｌからなる金属ワイヤーを連続鋳造鋳型内溶鋼に添加
【００８３】
本試験では、溶鋼成分を変化させて連続鋳造を行い、連続鋳造鋳片を製造した。また、この連続鋳造鋳片を熱間圧延して熱延鋼板を製造した。表１に示すように、本発明例１〜１０は、いずれも溶鋼が上述の必須元素を全て規定範囲で含有する実施例である。比較例１〜５は、上述の必須元素のうちＮが規定範囲よりも多く、かつＢｉおよびＭｇのいずれも添加しなかった実施例である。
【００８４】
また、本発明例１および２は上述の第１〜第３の任意元素のいずれも含まない実施例、本発明例３は第１の任意元素を規定範囲で含有する実施例、本発明例４および５は第１および第２の任意元素を規定範囲で含有する実施例、本発明例６〜１０は第１〜第３の任意元素を規定範囲で含有する実施例である。
【００８５】
比較例１および５は第１および第２の任意元素を規定範囲で含有する実施例、比較例２〜４は第１〜第３の任意元素を規定範囲で含有する実施例である。ただし、比較例３は、任意元素のうちＢａのみ含有率が規定範囲よりも低かった。
【００８６】
【表１】
0005516013.tif 000002
【００８７】
図１は、金属ワイヤーを浸漬ランスを通してタンディッシュ内の溶鋼に供給しながら連続鋳造する方法を示す図である。取鍋３からタンディッシュ２に供給された溶鋼１は、浸漬ノズル６を経由して連続鋳造鋳型８内に注入され、下方に引き抜かれながら凝固シェル７を形成して鋳片となる。添加金属元素を含有する金属ワイヤー５０が、タンディッシュ２内の溶鋼１中に浸漬された浸漬ランス４の孔内に所定の速度で挿入される。
【００８８】
浸漬ランス４の上端部は金属ワイヤー供給機５に接続されている。金属ワイヤー供給機５にはワイヤー・リール５１が装填されており、金属ワイヤー５０は、ワイヤー繰出し速度制御装置５３によりその繰出し速度を制御されたワイヤー繰出しロール５２により、浸漬ランス４内に挿入供給される。金属ワイヤー供給機５には、圧力計５５の数値に基づく流量圧力制御器５７の指令により作動する流量制御弁５６により流量および圧力を制御されたキャリアーガス５４が導入され、金属ワイヤー５０とともに浸漬ランス４内に供給される。
【００８９】
１−２．熱間圧延条件
そして、連続鋳造試験により得られた連続鋳造鋳片を素材として、熱間圧延を行い、鋼板の試作を行った。本試験では、ＥＰＭＡ分析用の試験片を採取するために、連続鋳造鋳片を一旦室温まで冷却した。その後、加熱炉に装入して所定の温度まで加熱して熱間圧延（仕上げ圧延を含む）を行った。鋼板は、熱間圧延完了後３秒以内に冷却を開始し、冷却後に巻取りを行った。各実施例の熱間圧延条件（鋼板厚、加熱温度、仕上圧延出口温度、平均冷却速度および巻取温度）は表２に示す通りとした。仕上圧延出口温度は、いずれもＡｒ３点以上であった。
【００９０】
【表２】
0005516013.tif 000003
【００９１】
１−３．引張特性の評価条件
引張特性は、各熱延鋼板の圧延方向に垂直な方向に採取した、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号引張試験片を用いて測定した。引張特性としては、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を対象とした。
【００９２】
１−４．穴拡げ性の評価条件
穴拡げ性は、各熱延鋼板から採取した縦横それぞれ１５０ｍｍの正方形の試験片を用いた穴拡げ試験により評価した。穴拡げ試験は、試験片の中央に直径Ｄｏが１０ｍｍの打ち抜き穴を設け、先端角６０°の円錐ポンチでこの穴を拡げ、穴の縁にクラックが貫通する限界の直径Ｄｈを求めることによって行った。求めたＤｏおよびＤｈから限界穴拡げ率λを下記（２）式で算出し、穴拡げ性の評価指標とした。
λ＝（Ｄｈ−Ｄｏ）／Ｄｏ×１００  （％）  ・・・（２）
【００９３】
１−５．偏析状態の評価条件
偏析状態は、Ｍｎ偏析指数を用いて評価した。Ｍｎ偏析指数は、連続鋳造鋳片の表面から厚さ方向に１／４の位置から採取した試験片について、ＥＰＭＡを用いてＭｎ含有率を線分析することによって求めた。試験片は、幅５０ｍｍ×長さ３０ｍｍ×厚さ８ｍｍとし、幅方向が鋳片表面と平行になるように採取した。ＥＰＭＡのビーム径は１μｍとし、試験片の幅と平行な方向に線分析を行い、Ｍｎ含有率の最大値を求めた。この最大値を、鋼板のＭｎ含有率の化学分析値で除した値をＭｎ偏析指数と定義した。Ｍｎ偏析指数が１に近いほど、鋳片にＭｎの偏析が少なく、理想的な状態に近いことを意味する。
【００９４】
１−６．介在物微細分散化状態の評価条件
介在物微細分散化状態は、介在物指数を用いて評価した。まず、熱延鋼板から採取した試料について、電界放射型走査電子顕微鏡を用いてＴｉ窒化物のサイズと個数を測定した。視野の倍率は１０００〜１００００倍とし、面積１ｍｍ2の範囲を測定対象とした。そして、測定対象のＴｉ窒化物について、直径が５μｍを超えるものの全個数に対する割合を介在物指数と定義した。この介在物指数が小さいほど、粗大なＴｉ窒化物が少なく、Ｔｉ窒化物が微細化および分散化されていることを意味する。
【００９５】
２．試験結果
上記条件で作製した連続鋳造鋳片および熱延鋼板について、引張特性、穴拡げ性、偏析状態および介在物微細分散化状態について評価を行った。試験結果を、前記表２に熱間圧延条件と併せて示した。
【００９６】
引張特性のうち降伏点は、本発明例では４６７〜７９８ＭＰａ、比較例では４８７〜７５０ＭＰａであった。また、引張強さは本発明例では５８９〜８５５ＭＰａ、比較例では５１１〜８２３ＭＰａであり、伸びは本発明例では１８．７〜２７．７％、比較例では２２．２〜２４．６％であった。このように、引張特性については、本発明例と比較例とで大きな差はなかった。
【００９７】
限界穴拡げ率は、本発明例では１１８〜１６６％、比較例では４８〜７７％であった。すなわち、穴拡げ性は、本発明例の方が比較例よりも優れていた。
【００９８】
Ｍｎ偏析指数は、本発明例では１．０２〜１．１４、比較例では２．２４〜３．１２であった。すなわち、ミクロ偏析は、本発明例の方が比較例よりも少なかった。
【００９９】
介在物指数は、本発明例では０．０００３〜０．００１３、比較例では０．０２２２〜０．０８２６であった。すなわち、本発明例の方が比較例よりも粗大なＴｉ窒化物が少なく、介在物微細分散化状態は良好であった。そのため、上述の穴拡げ性が、本発明例の方が比較例よりも優れていたと考えられる。
【産業上の利用可能性】
【０１００】
本発明の高強度鋼板は、Ｍｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００２であり、限界穴拡げ率が１００〜２００であり、穴拡げ性と延性に優れている。
【０１０１】
本発明の連続鋳造方法は、上記の高強度鋼板を得るための鋳片を製造するのに必要な金属元素の適正量を溶鋼中に効率良く添加し、連続鋳造鋳片内に均一に分散させるための最適な連続鋳造方法である。また、本発明の熱延鋼板の製造方法によれば、上記高強度鋼板を製造することができる。
【０１０２】
したがって、本発明の高強度鋼板は、主としてプレス加工される自動車用の高強度鋼板をはじめとする構造用部材として、本発明の連続鋳造方法および熱延鋼板の製造方法は、上記高強度鋼板を得るための鋳片を製造する方法ならびにこの鋳片から上記高強度鋼板を製造する方法として、それぞれ広範に適用できる。
【符号の説明】
【０１０３】
１：溶鋼、  ２：タンディッシュ、  ３：取鍋、  ４：浸漬ランス、
５：金属ワイヤー供給機、  ５０：金属ワイヤー、  ５１：ワイヤー・リール、
５２：ワイヤー繰出しロール、  ５３：ワイヤー繰出し速度制御装置、
５４：キャリアーガス、  ５５：圧力指示調節弁、５６：流量制御弁、
５７：流量圧力制御器、  ６：浸漬ノズル、  ７：凝固シェル、  ８：連続鋳造鋳型
【図１】
0005516013.tif 000004