JP4369267B2 - 延性に富む冷延鋼板、熱延鋼板、及び鋳造鋼塊 - Google Patents
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Description
本発明は延性（特に伸びフランジ性）に富む冷延鋼板、並びにこれを製造するのに有用な熱延鋼板及び鋳造鋼塊に関するものである。
延性に優れた冷延鋼板としては、例えば、伸びフランジ性や深絞り性に優れた含Ｔｉ冷延鋼板が知られている（特許文献１〜３など）。例えば特許文献１には、穴拡げ成形時のクラックの起点を減少させて伸びフランジ性を改善する技術が開示されており、この特許文献１では鋼中に残存する酸化物系介在物のサイズを小さくし、介在物の組成をＣａＯ・ＲＥＭ：５〜５０ｗｔ％、Ｔｉ酸化物：９０ｗｔ％以下、Ａｌ2Ｏ3：７０ｗｔ％以下とすれば、介在物をクラスター状に巨大化させずに微細分散化でき、伸びフランジ性が向上することを教示している。そして特許文献１では、Ｔｉが最も重要な成分であり、Ｔｉ脱酸によって酸化物系介在物を所定サイズにできるとしている。
また特許文献２では、ＭｎＯ：２０〜９０％、ＴｉＯ2：８０〜１０％のＭｎＯ−Ｔｉ酸化物系介在物が低融点液相酸化物となり、このような酸化物とすれば、イマージョンノズルの付着堆積を防止でき、該堆積によって粗大化する酸化物がモールド内へ流入することを教示している。
特許文献３では、極低Ｃ、低Ｓｉの含Ｔｉ冷延鋼板（すなわちＣ：０．０００２〜０．００８０％、Ｓｉ：０．００１〜０．０４％、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．００１〜０．０３０％、固溶Ａｌ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、Ｎ：０．００５〜０．００８％の鋼材）において、介在物を、前記特許文献２に開示の低融点液相酸化物と同様にＴｉＯ2とＭｎＯとを含む介在物、すなわちチタン酸化物（ＴｉＯx、Ｘ＝１．５〜２．０）、マンガン酸化物（ＭｎＯ）、シリコン酸化物（ＳｉＯ2）、アルミナ（Ａｌ2Ｏ3）を主成分とする組成にしている。このような組成にすれば、介在物の融点が比較的低く、冷却時に高融点で硬い晶出相が生成せず、圧延等によって介在物を微細に粉砕でき、絞り成形性を改善できることを教示している。しかし特許文献１では、介在物を微細に粉砕するためには圧延工程を工夫する必要がある。
一方、Ｔｉを必須としない冷延鋼板としては、アルミキルド鋼板（特許文献４）、溶鋼中のＡｌ濃度を極力低減した鋼板（特許文献５）などが知られている。特許文献４のアルミキルド鋼では、Ｍｇを添加することによって打抜き穴の断面に発生するクラックを微細均一化でき、穴拡げ性を改善できることを教示している。一方、特許文献５の低Ａｌ鋼では、溶鋼中のＡｌ濃度とＯ濃度とを制御すれば、ＭｎＯ・Ａｌ2Ｏ3を生成でき、表面疵の原因となるＡｌ2Ｏ3の生成を抑制できることを教示している。
特開２０００−１７４８号公報
特公平７−４７７６４号公報
特開平１１−２７９７２１号公報
特開２００２−２１２６７４号公報
特公平７−３０３８４号公報
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、従来とは全く異なるタイプの延性に優れた冷延鋼板、並びにこれを製造するのに有用な熱延鋼板及び鋳造鋳塊を提供することにある。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、Ａｌ脱酸やＴｉ脱酸ではなくＳｉ脱酸鋼において、以下に示すようなものが延性に著しく優れていることを見出し、本発明を完成した。
すなわち、本発明に係る延性に富む冷延鋼板は、Ｃ：０．００１〜０．３％（質量％の意。以下、同じ）、Ｓｉ：０．０５〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、
固溶Ａｌが０．００２％以下となっており残部がＦｅ及び不可避不純物であり、
前記ＭｎとＳｉは、下記式（１）を満足しており、
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する短径が５μｍ以上の酸化物系介在物が、１ｃｍ2あたり３５個以下であることを要旨とするものである。
固溶Ａｌが０．００２％以下となっており残部がＦｅ及び不可避不純物であり、
前記ＭｎとＳｉは、下記式（１）を満足しており、
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する短径が５μｍ以上の酸化物系介在物が、１ｃｍ2あたり３５個以下であることを要旨とするものである。
［Ｍｎ］2／［Ｓｉ］≧２ …（１）
（式中、［Ｍｎ］は鋼中のＭｎ濃度を示し、［Ｓｉ］は鋼中のＳｉ濃度を示す）
本発明には延性の改善に有用な熱延鋼板も含まれ、この熱延鋼板は、その成分が前記冷延鋼板と同様であり、
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する短径が５μｍ以上の酸化物系介在物が、１ｃｍ2あたり１００個以下である点に要旨を有する。
（式中、［Ｍｎ］は鋼中のＭｎ濃度を示し、［Ｓｉ］は鋼中のＳｉ濃度を示す）
本発明には延性の改善に有用な熱延鋼板も含まれ、この熱延鋼板は、その成分が前記冷延鋼板と同様であり、
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する短径が５μｍ以上の酸化物系介在物が、１ｃｍ2あたり１００個以下である点に要旨を有する。
また本発明には延性の改善に有用な鋳造鋼塊も含まれ、この鋳造鋼塊は、その成分が前記冷延鋼板と同様であり、
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する酸化物系介在物の平均組成を測定したとき、
（ａ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計は、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＴｉＯ2、及びＣａＯの合計に対して、８０質量％以上であり、
（ｂ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計に対して、ＭｎＯは２０〜８０質量％、
ＳｉＯ2は２０〜７０質量％、Ａｌ2Ｏ3は３５質量％以下である
点に要旨を有するものである。
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する酸化物系介在物の平均組成を測定したとき、
（ａ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計は、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＴｉＯ2、及びＣａＯの合計に対して、８０質量％以上であり、
（ｂ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計に対して、ＭｎＯは２０〜８０質量％、
ＳｉＯ2は２０〜７０質量％、Ａｌ2Ｏ3は３５質量％以下である
点に要旨を有するものである。
本発明によれば、Ｍｎ量、Ｓｉ量、固溶Ａｌ量などを制御することによって鋼塊段階で介在物の組成が適切に制御されているため、熱間圧延及び冷間圧延したときに、介在物を微細化でき、冷間圧延鋼板の延性を著しく高めることができる。
冷延鋼板の延性を妨げる大きな原因として、介在物が挙げられる。介在物を小さくしたり、介在物の個数を低減することによって、延性を向上できる。具体的には、短径が５μｍ以上の酸化物系介在物（ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する介在物の意。以下、同じ）を、１ｃｍ2あたり３５個以下（好ましくは３０個以下、さらに好ましくは２５個以下とすることによって、延性に富む冷延鋼板が得られることが判った。なお短径５μｍ以上の酸化物系介在物の個数は、少ないほど望ましく下限は特に限定されないが、例えば１個以上（特に５個以上）程度であってもよい。
また前記のような冷延鋼板を通常の冷間圧延条件で製造するためには、熱延鋼板の段階で、短径が５μｍ以上の酸化物系介在物を、１ｃｍ2あたり１００個以下（好ましくは９０個以下、さらに好ましくは８０個以下）とすることが推奨される。なお短径５μｍ以上の酸化物系介在物の個数は、少ないほど望ましく下限は特に限定されないが、例えば１０個以上（特に３０個以上）程度であってもよい。
さらに前記のような熱延鋼板を通常の熱間圧延条件で製造するためには、鋼塊中の酸化物系介在物をＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物又はＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物とすることが推奨される。なお鋼塊中の粗大な（短径が５μｍ以上の）酸化物系介在物は多くてもよく、１ｃｍ2あたり、例えば１００個以上（特に２００個以上）、７００個以下（好ましくは６００個以下、さらに好ましくは５５０個以下）程度であってもよい。
以下、より詳細に説明する。
従来、介在物は、主として溶鋼段階での脱酸過程で生成するため、延性を向上するためには、介在物の生成量を抑制したり、溶鋼中に生成する介在物を粗大化させずに微細に分散させたりすることが多い。
これに対して、本発明では、溶鋼段階（及び鋼塊段階）での介在物の生成量や微細分散には着目せず（後述の実施例から明らかなように、むしろ鋼塊段階では粗大な介在物が多くなっていてもよい）、Ｓｉ脱酸鋼とした上で介在物組成を前記のように調製すれば、鋼塊を熱間圧延及び冷間圧延する際に、該圧延によって酸化物系介在物が延伸され、しかも延伸された介在物が破壊（破砕）され、最終的に得られる冷延鋼板中で介在物が著しく微細化することを見出した。
図１は鋼塊中、熱延鋼板中、及び冷延鋼板中の介在物の様子を示す概念図である。Ａｌ脱酸鋼などにようにＡｌが添加された鋼材では、介在物の主たる成分はＡｌ2Ｏ3となり、図１の上段（Ｉ）に示すように、熱延及び冷延しても殆ど延伸することなく破壊されるに留まるのに対して、Ｓｉ脱酸鋼とした上で酸化物系介在物をＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物又はＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物とすると、図１の下段（ＩＩ）に示すように、熱延で介在物は細長く延伸し、この細長くなった介在物は冷延で著しく微細に破壊され、粗大な（例えば、短径が５μｍ以上の）介在物が激減することが判った。
図２は、Ａｌ2Ｏ3系介在物、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物、又はＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物としたときの、鋼塊段階、熱延鋼板段階、及び冷延鋼板段階における粗大な（この図示例では短径が２μｍ以上の）介在物個数の変化を示す図である。図２から明らかなように、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物及びＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物は、Ａｌ2Ｏ3系介在物に比べ、鋼塊段階では粗大なものが多くなっているが、熱延及び冷延によって著しく微細化していることが判る。
より具体的には、鋼塊段階において、酸化物系介在物の平均組成が下記（ａ）及び（ｂ）の関係を満足していることが推奨される。
（ａ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計は、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＴｉＯ2、及びＣａＯの合計に対して、８０質量％以上である。
（ｂ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計に対して、ＭｎＯは２０〜８０質量％、
ＳｉＯ2は２０〜７０質量％、Ａｌ2Ｏ3は３５質量％以下である。
（ａ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計は、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＴｉＯ2、及びＣａＯの合計に対して、８０質量％以上である。
（ｂ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計に対して、ＭｎＯは２０〜８０質量％、
ＳｉＯ2は２０〜７０質量％、Ａｌ2Ｏ3は３５質量％以下である。
前記関係（ａ）は、介在物が実質的にＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3などで構成されていることを意味しており、例えば、ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計は１００質量％であってもよく、また実験室レベルでは１００質量％とすることも容易である。しかし、実機の溶製では、るつぼ等の容器や、成分調整のために添加する合金中の不純物の影響を受け、例えばＭｇＯ、ＴｉＯ2、ＣａＯなどの一種以上が不可避的に混入することがある。従ってＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計を、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＴｉＯ2、及びＣａＯの合計に対して、８０質量％以上（好ましくは８５質量％以上、さらに好ましくは９０質量％以上、特に９５質量％以上）とした。
前記関係（ｂ）は、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3の比率の面で、介在物が実質的にＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物又はＭｎＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系介在物に該当することを意味している。好ましくは、ＭｎＯ：２５〜７５質量％、ＳｉＯ2：２５〜６５質量％、Ａｌ2Ｏ3：３０質量％以下、さらに好ましくはＭｎＯ：３０〜７０質量％、ＳｉＯ2：３０〜６０質量％、Ａｌ2Ｏ3：２５質量％以下とする。
介在物組成を前記範囲とするためには、Ａｌ脱酸ではなくＳｉ脱酸することが重要である。Ａｌ脱酸を行うと、鋼中の固溶Ａｌ量が０．００２％超となり、Ａｌ2Ｏ3を主体とする介在物（Ａｌ2Ｏ3系介在物）が生成し、前記図１の上段（Ｉ）に示すように介在物が微細化しない。従って固溶Ａｌ量は、０．００２％以下、好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。
また介在物組成を前記範囲とするためには、鋼材のＳｉ濃度（［Ｓｉ］と表記する場合がある）とＭｎ濃度（［Ｍｎ］と表記する場合がある）を適切に制御することも重要である。ＳｉがＭｎに比べて過剰になると、ＳｉＯ2を主体とする介在物（ＳｉＯ2系介在物）が生成してしまう。熱間圧延及び冷間圧延におけるＳｉＯ2系介在物の延伸・破壊挙動は、前記Ａｌ2Ｏ3系介在物と同様であり、冷延鋼板の延性を高めることができない。従って比率［Ｍｎ］2／［Ｓｉ］を２以上、好ましくは２．３以上、さらに好ましくは２．５以上とする。なお比率［Ｍｎ］2／［Ｓｉ］の上限は、後述するＭｎ濃度の上限及びＳｉ濃度の下限から自ずから決定され、例えば１８０程度であってもよいが、６０程度（特に３０程度）であることが多い。
介在物組成を前記範囲とするためには、さらに鋼塊を鋳造する前の溶鋼中の溶存酸素濃度を制御することも重要となる。Ｓｉ脱酸鋼としてＡｌを実質的に使用しなかったとしても、溶存酸素濃度が低いと、溶鋼を受ける容器耐火物に含まれるＡｌが溶鋼中に溶出するようになり、介在物中のＡｌ比率が高くなってしまう。また鋼中の固溶Ａｌ量が上記範囲よりも多くなることもある。溶存酸素濃度は、例えば、０．０００５％以上とすることが推奨される。一方、溶存酸素濃度が高すぎると、粗大な酸化物系介在物の個数が多くなりすぎ、熱間圧延及び冷間圧延を行っても十分に低減することが困難となる。従って溶存酸素濃度は、例えば、０．００５％以下とすることが推奨される。
なお本発明の対象とするＳｉ脱酸鋼の成分は、下記の通りである。
Ｃ ：０．００１〜０．３％
延性（特に伸びフランジ性）を向上させるためにはＣ量は少ないほど望ましいが、少なすぎると強度低下が顕著となる。従ってＣ量は、０．００３％以上、好ましくは０．００４％以上とする。なお本発明では介在物を適切にすることによって延性（伸びフランジ性）が著しく高められているため、Ｃ量がある程度多くなっても、低Ｃの場合と遜色ない高い延性（伸びフランジ性）を達成できる。しかしそれでもＣが過剰になると、延性（伸びフランジ性）が低下し始める。従ってＣ量は、０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下、特に０．１８％以下とする。
延性（特に伸びフランジ性）を向上させるためにはＣ量は少ないほど望ましいが、少なすぎると強度低下が顕著となる。従ってＣ量は、０．００３％以上、好ましくは０．００４％以上とする。なお本発明では介在物を適切にすることによって延性（伸びフランジ性）が著しく高められているため、Ｃ量がある程度多くなっても、低Ｃの場合と遜色ない高い延性（伸びフランジ性）を達成できる。しかしそれでもＣが過剰になると、延性（伸びフランジ性）が低下し始める。従ってＣ量は、０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下、特に０．１８％以下とする。
Ｓｉ：０．０５〜２．５％
Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として使用するだけでなく、介在物の生成量や組成を制御するために必要不可欠な元素である。Ｓｉが少なすぎると脱酸が不十分となる。従ってＳｉ量は、０．０５％以上、好ましくは０．０６％以上とする。一方、Ｓｉが過剰になるとＳｉＯ2系介在物が生成しやすくなる。従ってＳｉ量は、２．５％以下、好ましくは２．３％以下、さらに好ましくは２．０％以下、特に１．５％以下とする。
Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として使用するだけでなく、介在物の生成量や組成を制御するために必要不可欠な元素である。Ｓｉが少なすぎると脱酸が不十分となる。従ってＳｉ量は、０．０５％以上、好ましくは０．０６％以上とする。一方、Ｓｉが過剰になるとＳｉＯ2系介在物が生成しやすくなる。従ってＳｉ量は、２．５％以下、好ましくは２．３％以下、さらに好ましくは２．０％以下、特に１．５％以下とする。
Ｍｎ：０．１〜３％
ＭｎはＳｉと共に介在物組成を制御するのに重要な元素である。Ｍｎが少なすぎるとＳｉＯ2系介在物が生成しやすくなる。従ってＭｎ量は、０．１％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｍｎが過剰になると鋳造時にＭｎが偏析して加工性が劣化しやすくなる。従ってＭｎ量は、３％以下、好ましくは２．８％以下とする。
ＭｎはＳｉと共に介在物組成を制御するのに重要な元素である。Ｍｎが少なすぎるとＳｉＯ2系介在物が生成しやすくなる。従ってＭｎ量は、０．１％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｍｎが過剰になると鋳造時にＭｎが偏析して加工性が劣化しやすくなる。従ってＭｎ量は、３％以下、好ましくは２．８％以下とする。
Ｐ ：０．０２％以下
Ｐは鋼を強化する作用を有するが、脆化により延性を低下させる。従ってＰ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１７％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。なおＰの下限は特に限定されないが、例えば、０．０００５％以上（特に０．００１％以上）程度であってもよい。
Ｐは鋼を強化する作用を有するが、脆化により延性を低下させる。従ってＰ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１７％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。なおＰの下限は特に限定されないが、例えば、０．０００５％以上（特に０．００１％以上）程度であってもよい。
Ｓ ：０．０２％以下
Ｓは硫化物系介在物を生成し、加工性や溶接性を劣化させるため少ないほど望ましい。従ってＳ量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。Ｓ量の下限は特に限定されないが、例えば、０．０００５％以上（特に０．００１％以上）程度であってもよい。
Ｓは硫化物系介在物を生成し、加工性や溶接性を劣化させるため少ないほど望ましい。従ってＳ量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。Ｓ量の下限は特に限定されないが、例えば、０．０００５％以上（特に０．００１％以上）程度であってもよい。
Ｎ ：０．０２％以下
Ｎは鋼を強化する作用があるが、過剰になると加工性を劣化させる。従ってＮ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１７％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。Ｎ量の下限は特に限定されないが、例えば、０．０００５％以上（特に０．００１％以上）程度であってもよい。
Ｎは鋼を強化する作用があるが、過剰になると加工性を劣化させる。従ってＮ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１７％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。Ｎ量の下限は特に限定されないが、例えば、０．０００５％以上（特に０．００１％以上）程度であってもよい。
残部はＦｅ及び不可避不純物である。
上記のようにして得られる冷延鋼板は、延性（特に伸びフランジ性）に優れているため、この特性を利用した種々の用途に有利に使用できる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実験例
実験室レベルで、次の様な実験を行なった。すなわち１５０ｋｇの電解鉄を高周波誘導溶解炉で溶解し、これに合金鉄を添加して下記表１に示す組成に調整した。この溶鋼を直径２２０ｍｍ×高さ５００ｍｍの鋳型に鋳造した後、１５５ｍｍ角に鍛造した。通常の条件で厚さ３ｍｍまで熱間圧延し（圧下率＝９８％）、次いで通常の条件で厚さ１．７ｍｍまで冷間圧延（圧下率＝４５％）を行い、冷延鋼板を製造した。
実験室レベルで、次の様な実験を行なった。すなわち１５０ｋｇの電解鉄を高周波誘導溶解炉で溶解し、これに合金鉄を添加して下記表１に示す組成に調整した。この溶鋼を直径２２０ｍｍ×高さ５００ｍｍの鋳型に鋳造した後、１５５ｍｍ角に鍛造した。通常の条件で厚さ３ｍｍまで熱間圧延し（圧下率＝９８％）、次いで通常の条件で厚さ１．７ｍｍまで冷間圧延（圧下率＝４５％）を行い、冷延鋼板を製造した。
鋳塊中、熱延鋼板中及び冷延鋼板中の酸化物系介在物（ＭｎＯ、ＳｉＯ2、及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも１種を含む介在物）のサイズ、及び短径が５μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成［（ΣＡi×ａi）／Σａi；Ａは短径５μｍ以上の酸化物系介在物の組成。ａは酸化物系介在物の面積］をＥＰＭＡ（電子プローブＸ線マイクロアナライザ）で測定すると共に、冷延鋼板から試験片（板）を採取し、下記のようにして伸びフランジ性を評価した。
［伸びフランジ性］
試験片（板）を打ち抜いて直径Ｄ0（Ｄ0＝１０ｍｍ）の孔を形成した。この打ち抜き孔に頂角６０°の円錐ポンチを差し込んで孔を押し広げ、孔の周りに生じた割れが板を厚さ方向に貫通したときの孔の直径をＤfを測定し、下記式に基づいて限界孔拡げ率λ（％）を算出した。
試験片（板）を打ち抜いて直径Ｄ0（Ｄ0＝１０ｍｍ）の孔を形成した。この打ち抜き孔に頂角６０°の円錐ポンチを差し込んで孔を押し広げ、孔の周りに生じた割れが板を厚さ方向に貫通したときの孔の直径をＤfを測定し、下記式に基づいて限界孔拡げ率λ（％）を算出した。
λ（％）＝｛（Ｄf−Ｄ0）／Ｄ0｝×１００
結果を下記表１に示す。
結果を下記表１に示す。
表１より明らかなように、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６の例では、Ｍｎに比べてＳｉが過剰となっているため、介在物のＳｉＯ2濃度が高くなりすぎ、熱間圧延及び冷間圧延で該介在物を微細化できない結果、伸びフランジ性（孔拡げ率）が低下している。Ｎｏ．１４の例では、溶鋼の溶存酸素濃度が低すぎるために耐火物からＡｌ2Ｏ3が溶出しやすくなり、介在物中のＡｌ2Ｏ3濃度が高くなりすぎる結果、熱間圧延及び冷間圧延で該介在物を微細化できず、伸びフランジ性（孔拡げ率）が低下している。Ｎｏ．１２、１５、１７及び１８の例では、溶鋼の溶存酸素濃度が低すぎるだけでなく、固溶Ａｌ濃度も高くなりすぎ、介在物中のＡｌ2Ｏ3濃度が著しく高くなる結果、熱間圧延及び冷間圧延で該介在物を微細化できず、伸びフランジ性（孔拡げ率）が低下している。Ｎｏ．１１の例では、固溶Ａｌ濃度が高すぎると共に鋳造前の溶鋼の溶存酸素濃度が高すぎるために、介在物のＡｌ2Ｏ3濃度が高くなりすぎると共に粗大介在物の量も多くなりすぎ、熱間圧延及び冷間圧延で該介在物を十分に微細化できない結果、伸びフランジ性（孔拡げ率）が低下している。
これらに対して、Ｎｏ．１〜９の例では、鋼成分及び溶製方法が適切であるために、介在物組成が適切であり、熱間圧延及び冷間圧延で該介在物を微細化でき、伸びフランジ性（孔拡げ率）が向上している。
Claims (4)
- Ｃ ：０．００１〜０．３％（質量％の意。以下、同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜２．５％、
Ｍｎ：０．１〜３％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｎ ：０．０２％以下を含有し、
固溶Ａｌが０．００２％以下となっている残部がＦｅ及び不可避不純物である冷延鋼板であって、
前記ＭｎとＳｉは、下記式（１）を満足しており、
ＭｎＯ、ＳｉＯ 2 及びＡｌ 2 Ｏ 3 から選択された少なくとも一種を含有する酸化物系介在物の平均組成を測定したとき、
（ａ）ＭｎＯ、ＳｉＯ 2 及びＡｌ 2 Ｏ 3 の合計は、ＭｎＯ、ＳｉＯ 2 、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＭｇＯ、ＴｉＯ 2 、及びＣａＯの合計に対して、８０質量％以上であり、
（ｂ）ＭｎＯ、ＳｉＯ 2 及びＡｌ 2 Ｏ 3 の合計に対して、ＭｎＯは２０〜８０質量％、
ＳｉＯ 2 は２０〜７０質量％、Ａｌ 2 Ｏ 3 は３５質量％以下であって、
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する短径が５μｍ以上の酸化物系介在物が、１ｃｍ2あたり３５個以下であることを特徴とする延性に富む冷延鋼板。
［Ｍｎ］2／［Ｓｉ］≧２ …（１）
（式中、［Ｍｎ］は鋼中のＭｎ濃度を示し、［Ｓｉ］は鋼中のＳｉ濃度を示す） - Ｃ ：０．００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜 ２．５％ 、
Ｍ ｎ：０．１〜３％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下を含有し、
Ｎ ：０．０２％以下、
固溶Ａｌが０．００２％以下となっている残部がＦｅ及び不可避不純物である熱延鋼板であって、
前記ＭｎとＳｉは、上記式（１）を満足しており、
ＭｎＯ、ＳｉＯ 2 及びＡｌ 2 Ｏ 3 から選択された少なくとも一種を含有する酸化物系介在物の平均組成を測定したとき、
（ａ）ＭｎＯ、ＳｉＯ 2 及びＡｌ 2 Ｏ 3 の合計は、ＭｎＯ、ＳｉＯ 2 、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＭｇＯ、ＴｉＯ 2 、及びＣａＯの合計に対して、８０質量％以上であり、
（ｂ）ＭｎＯ、ＳｉＯ 2 及びＡｌ 2 Ｏ 3 の合計に対して、ＭｎＯは２０〜８０質量％、
ＳｉＯ 2 は２０〜７０質量％、Ａｌ 2 Ｏ 3 は３５質量％以下であって、
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する短径が５μｍ以上の酸化物系介在物が、１ｃｍ2あたり１００個以下であることを特徴とする延性の改善に有用な熱延鋼板。 - Ｃ ：０．００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜２．５％、
Ｍｎ：０．１〜３％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｎ ：０．０２％以下を含有し、
固溶Ａｌが０．００２％以下となっている残部がＦｅ及び不可避不純物である鋳造鋼塊であって、
前記ＭｎとＳｉは、上記式（１）を満足しており、
ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3から選択された少なくとも一種を含有する酸化物系介在物の平均組成を測定したとき、
（ａ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計は、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＴｉＯ2、及びＣａＯの合計に対して、８０質量％以上であり、
（ｂ）ＭｎＯ、ＳｉＯ2及びＡｌ2Ｏ3の合計に対して、ＭｎＯは２０〜８０質量％、
ＳｉＯ2は２０〜７０質量％、Ａｌ2Ｏ3は３５質量％以下である
ことを特徴とする延性の改善に有用な鋳造鋼塊。 - 鋳造前の溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０００５〜０．００５％の範囲に制御することを特徴とする請求項３に記載の鋳造鋼塊の製造方法。
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