(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.03〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以下、Mn：0.05〜2.5 wt％、Ｐ：0.15wt％以下、Ti：0.015 〜0.4 wt％、Al：0.01wt％以下、Ｎ：0.02wt％以下を含み、Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 wt％含有し、かつ、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％
（式中、ＳはＳ量（wt％）を、CaはCa量（wt％）を、REM はREM 量（wt％）をそれぞれ 示す。）
の関係を満たして残部は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種を含有してなることを特徴とする変形能に優れる高張力鋼板。
【請求項２】
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、Al2O3：40wt％以下（Ti酸化物、CaO，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3 の合計は100 wt％以下）であることを特徴とする請求項１記載の変形能に優れる高張力鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、高張力鋼板に関するもので、特に鋼中の酸化物系介在物を制御することにより、変形能に優れる高張力鋼板を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来高張力鋼は、その優れた強度を利用して種々の用途に使用されてきた。特に、近年に至って、加工性に優れた高張力鋼板が開発され、自動車車体などの複雑な加工を要求される用途にも普及しつつある。
ところで、このような高張力鋼板をプレスなどによって複雑な形状に加工する場合に、看過することのできない問題点に遭遇した。すなわち、局部的に大きな変形を伴う成形加工時の局部的な割れ（たとえば開口部を含む材料の深絞り加工時の開口部付近の割れなど）である。このような加工に対しては、材料内の微少な範囲に応力が集中するような状態での材料の変形能（これをここでは局部変形能と呼ぶこととする。）を高めることが必要である。このような高張力鋼板特有の局部変形能の不足に対しては、従来は特開平５−１９５１４４号公報に開示されるように専ら鋼中の成分をコントロールすることによって対応していたが、そのような努力によってもなお、上記の問題を克服するには到っていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、このような高張力鋼の変形能、とりわけ局部変形能の不足を、従来とは異なった技術手段で根本的に解決する、優れた高張力鋼板を提案することを目的とする。
【０００４】
【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、変形能の向上に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、非延性にすることが、変形能の向上に有効であり、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。
上記知見に立脚するこの発明は、Ｃ：0.03〜0.20wt％、Si：2.0 wt％以下、Mn：0.05〜2.5 wt％、Ｐ：0.15wt％以下、Ti：0.015 〜0.4 wt％、Al：0.01wt％以下、Ｎ：0.02wt％以下を含み、Ca，REM の１種又は２種を合計で0.0005〜0.1 wt％含有し、かつ、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％
（式中、ＳはＳ量（wt％）を、CaはCa量（wt％）を、REM はREM 量（wt％）をそれぞれ 示す。）
の関係を満たして残部は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種を含有してなることを特徴とする変形能に優れる高張力鋼板である。
また、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、Al2O3：40wt％以下（Ti酸化物、CaO，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3の合計は100 wt％以下）であることが好ましい。
なお、この発明の鋼板は、およそ引張応力が440 MPa 以上の高張力鋼である。
【０００５】
【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。
発明者らは、高張力鋼板における局部変形能の低下が如何にして生じているかを、鋼板の孔拡げ試験によってシミュレーションし、その原因を究明した。その結果、割れを生じていた部分には割れの起点としてＭｎＳ  系の伸長した介在物や、クラスター化したアルミナの巨大介在物が存在することが明らかとなった。
つまり、マトリックスの鋼の組成や組織ももちろん重要ではあるが、製鋼段階で生成する介在物を適切に制御することなくしては十分な局部変形能の向上は達成できないと考えた。
そこで、発明者らは、鋼板中の介在物を伸長し難く、かつ、微細に分散するものに形態制御することに想到した。
【０００６】
変形能の向上のためには、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。
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ことで、酸化物がＡｌ２Ｏ３  主体からＴｉ系の酸化物に変化する。Ｔｉ系酸化物は溶鋼との濡れ性が良いので、クラスターを形成しにくい。このため、Ａｌ２Ｏ３  主体の介在物のように粗大化しない。更に、Ｃａ及び／又はＲＥＭ  を０．０００５〜０．１  ｗｔ％含有させることにより、Ｔｉ酸化物−Ｃａ及び／又はＲＥＭ  酸化物の複合酸化物となり、これに後述する硫化物が吸収されるところとなる。
【０００７】
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、加工時に割れを助長する。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、REM 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、固定されないＳが0.0014wt％以下であることが必要であるとの実験結果を得た。
【０００８】
しかし、このようにCa及び／又はREM で鋼中Ｓを固定したときは、発錆し易くなるという別の懸念がある。そこで、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、錆の少ない鋼板とする。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。更に、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。なお、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50wt％程度となり、錆の起点となって耐食性を劣化させる。
【０００９】
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。
【００１０】
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。
【００１１】
（Ｃ：０．０３〜０．２０ｗｔ％）
Ｃは、鋼を強化するのに極めて有力な成分である。この発明の鋼では引張強度（Ｔ．Ｓ．）で４４０  ＭＰａ  以上を得るために０．０３ｗｔ％以上を含有させることが必要である。但し、多過ぎると溶接性が劣化する、あるいは延性の低下が顕著となるといった問題を生ずるため上限を０．２０ｗｔ％とする。なお、好ましい下限値は０．０５ｗｔ％であり、好ましい上限値は０．１５ｗｔ％である。
【００１２】
（Ｓｉ：２．０  ｗｔ％以下）
Ｓｉは、鋼を強化して引張強度を増加させるのに有用な成分である。特に、延性を大きく低下させることなく引張強度を増加させるので、高強度鋼板の製造において望ましい成分である。しかしながら、２．０  ｗｔ％を超えて含有させた場合は、鋼の熱間変形抵抗が顕著に増加し、薄鋼板の製造に支障を来す。また、表面の塗装性、耐食性も低下する。したがって、Ｍｎは２．０  ｗｔ％以下とする。なお、塗装性の観点からより好ましい上限値は１．５  ｗｔ％である。また、下限については強度と延性のバランス改善という観点から０．２  ｗｔ％程度が好ましい。
【００１３】
（Ｍｎ：０．０５〜２．５  ｗｔ％）
Ｍｎは、脱酸に有効な成分であり、また、有用な強化成分であり、組織の微細化にも寄与するため好ましい添加成分である。これらの効果を達成するには、０．０５ｗｔ％以上の添加が必要である。しかし、２．５  ｗｔ％を超えて添加した場合は熱間圧延時の変形抵抗が増加して、圧延性が低下する。なお、強度確保のため好ましい下限値は０．３０ｗｔ％であり、好ましい上限値は２．０  ｗｔ％である。
【００１４】
（Ｐ：０．１５ｗｔ％以下）
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、その添加量が０．１５ｗｔ％を超えると溶接性が劣るので０．１５ｗｔ％以下と限定した。なお、特に厳しい溶接性が要求される用途では０．０４ｗｔ％以下が望ましい。
【００１５】
（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、硫化物の形態を制御する効果もあり、特に圧延方向に直交する方向の延性を改善するのに有効である。また、Ｔｉは析出強化により高張力を得るという役割を果たす。更に、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御して、強度伸びバランスを向上させる。さらに、微細酸化物は、熱延板の微細化にも有効であるため、孔拡げ性に代表される伸びフランジ特性が向上する。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。一方、Ｔｉ量が０．４  ｗｔ％を超えると望ましい効果が飽和するのに対して、熱間圧延性が低下するとともにスラブ表面の性状が悪化するため、０．４  ｗｔ％以下の範囲で含有させることとする。
【００１６】
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脱酸が優先的に生じるため巨大Ａｌ２Ｏ３  クラスターが多量に生成し、表面性状を劣化させるとともに、熱延板の粒成長性を制御できる５０μｍ  以下の微細酸化物が少なくなるため、強度伸びバランスが低下する。したがって、０．０１ｗｔ％以下と限定した。更に重要なことは、Ａｌ量がこれよりも多いと介在物組成がＡｌ２Ｏ３  −ＣａＯ  又はＡｌ２Ｏ３  −ＲＥＭ  酸化物系となって、錆の起点となって、耐食性を劣化させる。かかる観点からも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。
【００１７】
（Ｎ：０．０２ｗｔ％以下）
Ｎは、固溶強化成分として寄与するため、有用な成分の一つである。しかし、０．０２ｗｔ％を超えて添加することは、操業上の困難さが伴うことに加え、添加したＴｉの一部をＴｉＮ  として固定してしまうためにＴｉの望ましい効果が低減されてしまう効果がある。なお、より好ましい上限値は０．０１ｗｔ％である。
【００１８】
（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。さらに、ＣａＯ  及び／又はＲＥＭ  酸化物は、冷延−焼鈍後の粒成長及び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％を超えると溶製上の困難なことに加えて、耐食性の劣化を引き起こすことから、上限は０．１  ｗｔ％に限定した。
【００１９】
（Ｓ−５×（(32/40) Ca＋(32/140) REM) ≦0.0014wt％）
（式中、ＳはＳ量（wt％）を、CaはCa量（wt％）を、REM はREM 量（wt％）をそれぞれ 示す。）
Ｓは鋼中で種々の硫化物として存在し得るが、MnS 系の介在物として存在する場合は熱間圧延時に圧延方向に顕著に展伸して圧延方向に直交する方向の機械的性質を悪化させる。Ca、REM の添加によりこの発明が主眼とする変形能の改善が顕著となり、上式で示すCa、REM で固定されないＳに対応する量が0.0014wt％以下であることが、その必要な要件である。
【００２０】
（Ｏ：０．０１０  ｗｔ％以下）
Ｏは不可避的混入成分であり、特に限定するのではないが、微細な酸化物を生成させるためにある程度は必要な成分である。しかし、０．０１０  ｗｔ％を超えて含有させると粗大なＡｌ２Ｏ３  を多量に生成させて変形能、耐発錆性を低下させるので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。
【００２１】
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、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高張力鋼板となる。
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。
【００２２】
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、Al2O3 ：40wt％以下（Ti酸化物、CaO ，REM 酸化物の１種又は２種、Al2O3 の合計は100 wt％以下）であることが、より好ましい。
【００２３】
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, 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20wt％以上とする。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。
【００２４】
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、前述のノズル閉塞を引き起こす。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、錆の起点となる。なお、より好ましい範囲は２０〜４０ｗｔ％である。
【００２５】
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。
【００２６】
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言えないし、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。しかも、前述したように、介在物中にＳｉＯ２，  ＭｎＯ  を含有させるためには、溶鋼のＳｉ，  Ｍｎ濃度をＭｎ／Ｔｉ＞１００  、Ｓｉ／Ｔｉ＞５０にすることが好ましいのであるが、この場合、鋼の硬質化、表面性状の劣化などを招く。
【００２７】
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 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、鋼材質の硬化やめっき性の劣化を招く。これを防ぐには (wt％Mn)/ (wt％Ti) ＜100 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20wt％以上となる。
【００２８】
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。
【００２９】
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、スラグ中の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、脱酸後の溶鋼中のAl≦0.010 wt％となるような少量のAlによる脱酸、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、予備脱酸剤の添加後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、Al2O3：40wt％以下の組成となり、Ti脱酸に支配される介在物となる。
【００３０】
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。
【００３１】
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、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。
かかる酸化物系介在物の組成の測定は、EPMAを用いて、各介在物ごとの定量分析によって行う。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％以上のものが上記組成範囲となっていれば、この発明の目的とする高張力鋼板の諸特性が達成される。
【００３２】
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。
【００３３】
連続鋳造後の熱間圧延工程は、常法にしたがって熱間圧延を行えばよい。スラブ加熱温度は、９００  〜１３００℃であることが好適である。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、１３００℃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  〜１３００℃が好ましい。なお、１２００℃以下のスラブ加熱温度は、深絞り性の観点からは好ましい。また、ＣＣ−ＤＲ（連続鋳造−直送圧延）又は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。
熱間圧延終了温度は、６５０  〜９６０  ℃であることが好ましい。また、熱間圧延後のコイル巻取り温度は、高温ほど析出物の粗大化に有利であるが、高すぎるとスケールが厚くなりすぎるなどの問題が生じるので、４００  〜７５０  ℃が好ましい。
【００３４】
【実施例】
（発明例）
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＝０．０５〜０．０９ｗｔ％、Ｓｉ＝０．６０〜０．８０ｗｔ％、Ｍｎ＝１．０  〜１．３  ｗｔ％、Ｐ＝０．００５  〜０．０３０  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。この時の溶鋼中の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  ８  〜９  分かけて添加して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。
【００３５】
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。
【００３６】
次に、上記連鋳スラブを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幅が５０μｍ  以下であった。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、熱延条件及び機械的性質、錆発生面積率指数を表２に示す。錆発生面積率は、５０℃の温度で湿度９５％のなかで１０時間放置したときの発錆面積を指数で示した。発錆量は、従来のＡｌ脱酸鋼と同じく問題はなかった。
得られた熱延板の孔拡げ性試験の結果を図１に示す。ここでいう孔拡げ性λは２ｍｍの熱延板に１０ｍｍの孔をあけ、円錐によって孔を拡大したときに割れの発生しない臨界の孔径Ｄ′（ｍｍ）から、以下の式で定義した。
λ＝（Ｄ′−１０）／１０×  １００（％）
なお、冷間圧延後、電気めっき、溶融亜鉛めっき処理を施した鋼板の表面品質も良好であった。
【００３７】
【表１】
0003629955.tif 000002
【００３８】
【表２】
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【００３９】
（比較例）
転炉出鋼後、３００  ｔｏｎ  の溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ＝０．０５〜０．０９ｗｔ％、Ｓｉ＝０．６０〜０．８０ｗｔ％、Ｍｎ＝１．０  〜１．３  ｗｔ％、Ｐ＝０．００５  〜０．０３０  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１５分間脱酸処理を行った。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。
【００４０】
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％Al2O3,５wt％以下のTi2O3 のクラスター状の介在物が主体であった。
【００４１】
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。
【００４２】
次に、上記連鋳スラブは４．０ｍｍ  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、錆発生面積率指数を表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は０．４５個／１０００ｍ−コイル認められた。
得られた熱延板の孔拡げ性試験の結果を図１に示す。
【００４３】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明にかかる高張力鋼板は、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、さらに変形能と耐食性に優れた性質を有する鋼板として、自動車部品などとして実に好適に用いられる。
【図面の簡単な説明】
【図１】固定されないＳ量と局部変形能の指標である孔拡げ性との関係を示す図である。
【図１】
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