[go: up one dir, main page]

WO2013061652A1 - 鋼板 - Google Patents

鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2013061652A1
WO2013061652A1 PCT/JP2012/066536 JP2012066536W WO2013061652A1 WO 2013061652 A1 WO2013061652 A1 WO 2013061652A1 JP 2012066536 W JP2012066536 W JP 2012066536W WO 2013061652 A1 WO2013061652 A1 WO 2013061652A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
inclusions
content
rem
steel
steel sheet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2012/066536
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
諸星　隆
荒牧　高志
昌文 瀬々
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority to BR112014009130A priority Critical patent/BR112014009130B1/pt
Priority to ES12844504.6T priority patent/ES2609033T3/es
Priority to CA2851081A priority patent/CA2851081C/en
Priority to CN201280052054.1A priority patent/CN103890212B/zh
Priority to KR1020147010114A priority patent/KR101492782B1/ko
Priority to US14/351,399 priority patent/US9051634B2/en
Priority to JP2012551435A priority patent/JP5206910B1/ja
Priority to EP12844504.6A priority patent/EP2772559B1/en
Publication of WO2013061652A1 publication Critical patent/WO2013061652A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a high carbon steel plate, and more particularly to a high carbon steel plate for cold punching that is formed into a product shape by cold punching.
  • This high-carbon steel sheet is used for manufacturing steel plate-like parts (elements) used for belt-type continuously variable transmissions (CVT), band saws, circular saws, chain link plates, etc., for example. be able to.
  • CVT continuously variable transmissions
  • band saws circular saws
  • chain link plates etc.
  • An automobile belt-type CVT has a steel belt formed by arranging a large number of steel plate-like parts (elements) on a steel ring having an endless annular shape, and a pair of pulleys having variable groove widths.
  • the steel belt is wound around an endless ring between a pair of pulleys, and power is transmitted from one pulley to the other via the steel belt.
  • Each element is disposed between two bundles of steel rings.
  • the power from the engine is input to one pulley, transmitted to the other pulley via the steel belt, and output. At that time, the effective diameter of each pulley is changed by changing the groove width of each pulley, and the gear is changed steplessly.
  • Patent Documents 1 and 2 propose the following steels.
  • Patent Document 1 contains, in mass%, C: 0.1% to 0.7%, Cr: 0.1% to 2.0%, S ⁇ 0.030%, and carburizing treatment (carburization after punching) Disclosed is a steel that is subjected to charring (tempering). Since this steel is a soft low / medium carbon steel, the life of the precision mold used for the punching process is extended, and as a result, the processing cost can be reduced. Moreover, this steel has ensured the hardness required for a surface layer part (depth from the surface to 50 micrometers) by carburizing process. In addition, since this steel is a low / medium carbon steel, the toughness of the core of the carburized product can be kept high, and the impact value of the carburized product itself can be improved.
  • Patent Document 2 discloses a high-carbon steel containing C: 0.70% to 1.20% by mass and having a controlled particle size of carbide dispersed in a ferrite matrix. This steel is excellent in punching workability because the notch tensile elongation which is closely related to the punching workability is improved. Further, this steel further contains Ca to control the form of MnS, and as a result, the punching workability is further improved.
  • the S content is limited to 0.030% or less, preferably 0.010% or less in mass%.
  • the composition and form of inclusions are not controlled, so MnS remains in the steel. For this reason, this steel cannot respond to use under severe conditions.
  • MnS is easy to stretch during rolling, and the length in the processing direction often reaches several hundred ⁇ m. Inclusions extending in the working direction (hereinafter referred to as A-based inclusions) are particularly harmful in terms of steel toughness and fatigue characteristics, and it is necessary to reduce them.
  • This MnS is mainly generated during solidification from molten steel.
  • carbon steel having a mass% and a C content of 0.5% or more coarse MnS is likely to be generated in the microsegregation part between dendritic dendrites. This is because in carbon steel having C of 0.5% or more, the primary crystal upon solidification is a ⁇ (austenite) phase, so that the diffusion of Mn and S in the solid phase is slow and microsegregation is likely.
  • the present invention has been devised in view of the above-mentioned problems.
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention contains 0.5% to 0.8% by mass of C, and has strength (hardness), wear characteristics, and cold punching workability suitable for manufacturing an element. It is a high carbon steel plate. And while the steel plate concerning one mode of the present invention reduces the A system inclusion, the B system inclusion, and the C system inclusion in steel, by preventing the production of coarse Ti containing carbonitride, It aims at providing the steel plate which is excellent in toughness and a fatigue characteristic. Another object of the steel sheet according to one embodiment of the present invention is to be excellent in manufacturing cost.
  • the strength mainly means the tensile strength. In addition, since tensile strength and hardness are generally correlated characteristic values, hereinafter, strength includes the meaning of hardness.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical composition of the steel is, by mass, C: 0.5% to 0.8%, Si: 0.15% to 0.60%, Mn: 0 40% to 0.90%, Al: 0.010% to 0.070%, Ti: 0.001% to 0.010%, Cr: 0.30% to 0.70%, Ca: 0.0005 %: 0.0030%, REM: 0.0003% -0.0050%, P: 0.020% or less, S: 0.0070% or less, O: 0.0040% or less, N: 0 .0075% or less, and the balance is composed of iron and inevitable impurities, and the content expressed by mass% of each element in the chemical component satisfies the following formula 1 and the following formula 2 simultaneously,
  • the steel contains Ti-containing carbonitride as inclusions, and the number density of the Ti-containing carbonitride having a long side of 5 ⁇ m or more is 3 / m 2 or less.
  • the chemical component is further mass%, Cu: 0% to 0.05%, Nb: 0% to 0.05%, V: 0% to 0%. 0.05%, Mo: 0% to 0.05%, Ni: 0% to 0.05%, B: 0% to 0.0050% may be contained.
  • the steel further includes a composite inclusion containing Al, Ca, O, S, and REM, and the Ti content on the surface of the composite inclusion.
  • the content expressed by mass% of each element in the chemical component may satisfy the following formula 3. 18 ⁇ (REM / 140) ⁇ O / 16 ⁇ 0 (Formula 3) (5) In the steel plate described in the above (1) or (2), the content expressed by mass% of each element in the chemical component may satisfy the following formula 4. 18 ⁇ (REM / 140) ⁇ O / 16 ⁇ 0 (Formula 4)
  • the present invention is excellent in strength (hardness), wear characteristics, and cold punching workability, and reduces A-type inclusions, B-type inclusions, and C-type inclusions in steel.
  • By preventing the formation of coarse Ti-containing carbonitrides it is possible to provide a steel sheet that is excellent in toughness and fatigue characteristics.
  • inclusions non-metallic inclusions contained in the steel sheet.
  • This inclusion is an oxide or sulfide generated in molten steel or during solidification. This inclusion becomes a starting point of cracking when stress is applied to the steel.
  • the size of the inclusion ranges from several ⁇ m to several hundred ⁇ m when stretched by rolling. In order to ensure and improve the toughness and fatigue characteristics of steel, it is preferable that the inclusion size in the steel sheet is small and the number is small, that is, the steel sheet has “high cleanliness”.
  • Inclusions vary in shape, distribution, and the like. Thereafter, inclusions are classified into three types according to the following definitions.
  • A-type inclusions Viscosity deformed by processing. Individual inclusions having high stretchability and an aspect ratio (major axis / minor axis) of 3.0 or more.
  • B-type inclusions A group of discontinuous granular inclusions forming a group in the processing direction. Inclusions that often have corners as shapes, have low stretchability, have an aspect ratio (major axis / minor axis) of less than 3.0, and include three or more inclusions in the processing direction to form an inclusion group.
  • C system inclusions Dispersed irregularly without viscous deformation.
  • inclusions having a particle size (in the case of a spherical inclusion) or a long diameter (in the case of a deformed inclusion) of 1 ⁇ m or more are considered.
  • Inclusions having a grain size or major axis of less than 1 ⁇ m are not considered because they have little influence on the toughness and fatigue properties of the steel even if they are contained in the steel.
  • the above-mentioned major axis is defined as a line segment having the maximum length among the line segments connecting the apexes that are not adjacent to each other in the cross-sectional contour of the inclusion on the observation surface.
  • the above-mentioned minor axis is defined as a line segment that is the minimum length among the line segments that connect the apexes that are not adjacent to each other in the cross-sectional contour of the inclusion on the observation surface.
  • the long side mentioned later is defined as the line segment which becomes the maximum length among the line segments which connect each adjacent vertex in the cross-sectional outline of the inclusion on an observation surface.
  • the present inventors also added the above-mentioned A-based inclusions, B and C by adding Ca and REM to steel containing 0.5% to 0.8% C by mass.
  • the conditions for reducing system inclusions were investigated. As a result, the following conditions were found that can simultaneously reduce the A-based inclusions and the B and C-based inclusions.
  • A-type inclusions The present inventors examined the addition of Ca and REM to steel containing 0.5% to 0.8% C by mass. As a result, when the content expressed by mass% of each element in the chemical component satisfies the following formula I, A-based inclusions in steel, in particular, MnS constituting the A-based inclusions can be greatly reduced. I found. 0.3 ⁇ ⁇ Ca / 40.88 + (REM / 140) / 2 ⁇ / (S / 32.07) (Formula I)
  • inclusions in the steel were magnified 400 times with an optical microscope (however, the inclusion shape) The total 60 visual fields were observed at a magnification of 1000).
  • the inclusions having a particle size (in the case of spherical inclusions) or a long diameter (in the case of deformed inclusions) of 1 ⁇ m or more are observed, and these inclusions are classified as A-based inclusions, They were classified into B-based inclusions, C-based inclusions, and square Ti-containing carbonitrides (which can be distinguished from shapes and colors), and the number density thereof was measured.
  • the impact value at room temperature was measured by a Charpy test to evaluate toughness, and an SN curve was created by performing a swing swing test to evaluate fatigue characteristics. The fatigue limit was determined.
  • the toughness and fatigue characteristics have a correlation with the number density of inclusions. Specifically, it has been clarified that when the number density of A-based inclusions in the steel exceeds 5 / mm 2 , the toughness and fatigue characteristics of the steel plate deteriorate rapidly. It was also found that the toughness and fatigue properties of the steel sheet deteriorated rapidly even when the number density of B-based inclusions and C-based inclusions exceeded 5 / mm 2 in total.
  • the number density of the A-based inclusions measured in each hot-rolled steel sheet was arranged by R1 in each hot-rolled steel sheet.
  • the result is shown in FIG.
  • circles indicate the results of steel containing Ca and not containing REM (hereinafter referred to as “Ca alone addition”), and square marks indicate steel containing Ca and containing REM ( Hereinafter, the result of the combined addition of REM and Ca is shown.
  • the above R1 was calculated assuming that the REM content was 0. From FIG. 1, it was found that the number density of A-based inclusions can be arranged using R1 in both cases of adding Ca alone and adding REM and Ca.
  • the number density of the A-based inclusions is rapidly reduced, and the number density is 5 pieces / mm 2 or less.
  • the toughness and fatigue characteristics of the steel plate are improved.
  • the major axis of the A-based inclusions in the steel becomes larger than in the case of adding REM and Ca in combination. This is presumably because when Ca alone is added, a CaO—Al 2 O 3 -based low melting point oxide is formed, and this oxide is stretched during rolling. Therefore, in consideration of the major axis of inclusions that adversely affect the properties of the steel sheet, combined addition of REM and Ca is preferable to addition of Ca alone.
  • the number density of A-based inclusions in the steel can be preferably reduced to 5 pieces / mm 2 or less under the conditions satisfying the above formula I and in the case of the combined addition of REM and Ca. I understood.
  • R1 the value of R1
  • MnS may be generated in the microsegregation part between dendrite branches.
  • MnS generation at the microsegregation part can be preferably prevented.
  • the value of R1 is preferably 5 or less. That is, the upper limit value of the above formula I is preferably 5 or less.
  • B type inclusion and C type inclusion As mentioned above, the said observation surface of a hot-rolled steel sheet is observed, Aspect ratio (major axis / minor axis) is less than 3, and a particle size or a major axis is 1 micrometer or more.
  • the number density of B-based inclusions and C-based inclusions was measured. As a result, it was found that the number density of B-based inclusions and C-based inclusions increases as the Ca content increases in both cases of adding Ca alone or adding REM and Ca in combination. On the other hand, it has been found that the REM content does not greatly affect the number density of these inclusions.
  • FIG. 2 shows the relationship between the Ca content in steel and the total number density of B-type inclusions and C-type inclusions when Ca is added alone and when REM and Ca are added together.
  • C content of this steel is 0.7% in the mass%.
  • circles indicate the results of addition of Ca alone, and squares indicate the results of combined addition of REM and Ca. From FIG. 2, the total number density of B-based inclusions and C-based inclusions increases as the Ca content in the steel increases in the case of adding Ca alone or in the case of the combined addition of REM and Ca.
  • the Ca addition amount is increased in order to reduce the A-based inclusions, there is a problem that the B-based inclusions and the C-based inclusions increase as described above. That is, when Ca is added alone, it can be said that it is difficult to simultaneously reduce the A-based inclusion, the B-based inclusion, and the C-based inclusion.
  • the combined addition of REM and Ca is preferable because the Ca content can be reduced while ensuring the chemical equivalent (value of R1) of REM and Ca combined with S. That is, it has been found that in the case of a combined addition of REM and Ca, the number density of A-based inclusions can be preferably reduced without increasing the total number density of B-based inclusions and C-based inclusions.
  • the total number density of the B-based inclusions and the C-based inclusions is similarly increased according to the Ca content.
  • inclusions having a high Ca content are generated around the inclusions having a high REM content as a nucleus. That is, the inclusion surface having a high Ca content is in a liquid phase in the molten steel, and the aggregation and coalescence behavior is presumed to be similar to the CaO—Al 2 O 3 inclusion produced when Ca alone is added. Therefore, it is considered that many inclusions remain dispersed in the slab and the total number density of B-type inclusions and C-type inclusions increases.
  • the CaO—Al 2 O 3 -based inclusions when they have a particle size or major axis of more than 4 ⁇ m to 5 ⁇ m, they are stretched by rolling to become A-based inclusions.
  • this inclusion having a particle size or major axis of about 4 ⁇ m to less than 5 ⁇ m is hardly stretched by rolling (the ratio of major axis / minor axis is less than 3), and thus becomes a B-type inclusion or a C-type inclusion.
  • inclusions with a high REM content produced in the case of a combined addition of REM and Ca are hardly stretched by rolling. As a result, stretching by rolling of the entire inclusions, including inclusions with high Ca content generated around them, is prevented. That is, in the case of a combined addition of REM and Ca, even if coarser inclusions are present, they are hardly stretched by rolling, so the inclusions are mainly B-type inclusions or C-type inclusions.
  • This formula II indicates that the upper limit value of the Ca content needs to be changed depending on the C content, that is, the higher the C content, the lower the upper limit value of the Ca content needs to be reduced.
  • the lower limit of the above formula II is not particularly limited, but 0.0005 which is the lower limit of the Ca content in mass% is the lower limit of the above formula II.
  • the reason why the total number density of B inclusions and C inclusions increases as the C content increases is that the solidification temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature increases as the C concentration in the molten steel increases. It is thought to be due to the fact that the dendrite structure develops during solidification. That is, as a result of the development of a dendrite structure, microsegregation of solute elements between solid and liquid is promoted, and inclusions are easily trapped between dendrite trees (it is difficult to be discharged into the molten steel from the dendrite trees). Presumed. Therefore, it is necessary to lower the upper limit of the Ca content so that the steel having a higher C content in which a dendrite structure during solidification tends to develop has higher formula II.
  • Ti-containing carbonitride Generally, Ti is added to steel used for an element in order to improve strength (hardness). When Ti is contained, Ti-containing carbonitrides such as TiN are produced in the steel as inclusions. This Ti-containing carbonitride has a high hardness and an angular shape. If coarse Ti-containing carbonitrides are produced alone in steel, they tend to be the starting point of fracture, so that toughness and fatigue characteristics are deteriorated.
  • Ti-containing carbonitride As described above, as a result of examining the relationship between the Ti-containing carbonitride and the toughness and fatigue characteristics, the number density of the Ti-containing carbonitride having a long side length of 5 ⁇ m or more should be 3 pieces / mm 2 or less. As a result, it has been found that fracture does not easily occur, and deterioration of toughness and fatigue characteristics can be prevented.
  • Ti carbide Ti nitride, Ti carbonitride, Ti-containing carbonitride includes TiNb carbide, TiNb nitride, TiNb carbonitride, etc. in the case of containing Nb as a selective element. .
  • the Ti content may be reduced.
  • a composite inclusion containing Al, O, S, and REM or Ca if REM and Ca are added
  • the present inventors have found that Ti-containing carbonitrides preferentially precipitate on the REM-containing composite inclusions, so that they are preferable.
  • Ti-containing carbonitrides that are independently formed in a square shape in the steel can be reduced, which is preferable. That is, the number density of a coarse single Ti-containing carbonitride having a long side length of 5 ⁇ m or more can be preferably reduced to 3 pieces / mm 2 or less.
  • the Ti-containing carbonitride that has been compositely deposited on the REM-containing composite inclusion is unlikely to become a starting point of fracture.
  • the reason for this is considered that the Ti-shaped carbonitride is compound-deposited on the REM-containing composite inclusions, thereby reducing the angular portion of the Ti-containing carbonitride.
  • the shape of Ti-containing carbonitride is a cube or a rectangular parallelepiped, when present alone in steel, all of the eight corners of Ti-containing carbonitride are in contact with the matrix.
  • Ti-containing carbonitride when Ti-containing carbonitride is complex-deposited on the REM-containing composite inclusion, for example, when only half of Ti-containing carbonitride contacts the matrix, only four places of Ti-containing carbonitride are in the matrix. Touch. That is, the corners of the Ti-containing carbonitride in contact with the matrix are reduced from 8 places to 4 places. As a result, the starting point of destruction is reduced.
  • Ti-containing carbonitride is likely to be preferentially precipitated on the REM-containing composite inclusion.
  • Ti-containing carbonitride is precipitated on a specific crystal plane of the REM composite inclusion, This is presumably because the lattice matching between this crystal plane of the REM composite inclusion and the Ti-containing carbonitride is good.
  • C 0.5% to 0.8%
  • C (carbon) is an important element in securing the strength (hardness) of the steel sheet.
  • the C content is 0.5% or more to ensure the strength of the steel sheet.
  • the C content is less than 0.5%, the hardenability is lowered, and the strength as a high-strength steel sheet for machine structures cannot be obtained.
  • the C content exceeds 0.8%, it takes a long time for heat treatment to ensure toughness and workability. Therefore, if the heat treatment is not prolonged, the toughness and fatigue characteristics of the steel sheet may be deteriorated. Therefore, the C content is controlled to 0.5% to 0.8%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.65%
  • the upper limit of the C content is preferably 0.78%.
  • Si 0.15% to 0.60%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer and is effective in improving the hardenability and improving the strength (hardness) of the steel sheet. If the Si content is less than 0.15%, the above-described addition effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 0.60%, the surface properties of the steel sheet may be deteriorated due to scale defects during hot rolling. Therefore, the Si content is controlled to 0.15% to 0.60%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.20%, and the upper limit of the Si content is preferably 0.55%.
  • Mn 0.40% to 0.90%
  • Mn manganese
  • Mn is an element that acts as a deoxidizer and is an effective element for improving the hardenability and improving the strength (hardness) of the steel sheet. If the Mn content is less than 0.40%, the effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.90%, the toughness of the steel sheet may be deteriorated. Therefore, the Mn content is controlled to 0.40% to 0.90%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.50%, and the upper limit of the Mn content is preferably 0.75%.
  • Al 0.010% to 0.070%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer and is an element effective for improving the workability of the steel sheet by fixing N.
  • the Al content is less than 0.010%, the above-described addition effect cannot be obtained sufficiently. If deoxidation is insufficient, REM and Ca do not sufficiently exhibit the effect of reducing A-based inclusions, so 0.010% or more needs to be added.
  • the Al content exceeds 0.070%, the effect of the above addition is saturated, and coarse inclusions increase, toughness may deteriorate, and surface defects may easily occur. Therefore, the Al content is controlled to 0.010% to 0.070%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.020%, and the upper limit of the Al content is preferably 0.045%.
  • Ti 0.001% to 0.010%
  • Ti titanium
  • Ti is an element effective for improving the strength (hardness) of the steel sheet. If the Ti content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.010%, a large amount of square TiN is produced, which may reduce the toughness of the steel sheet. Therefore, the Ti content is controlled to 0.001% to 0.010%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.007%.
  • Cr 0.30% to 0.70%
  • Cr chromium
  • Cr is an element effective for improving the hardenability and improving the strength (hardness) of the steel sheet. If the Cr content is less than 0.30%, the effect of addition is not sufficient. On the other hand, when the Cr content exceeds 0.70%, the addition effect increases while the addition effect is saturated. Therefore, the Cr content is controlled to 0.30% to 0.70%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.35%, and the upper limit of the Cr content is preferably 0.50%.
  • Ca 0.0005% to 0.0030%
  • Ca (calcium) is an effective element for controlling the form of inclusions and improving the toughness and fatigue characteristics of the steel sheet.
  • the Ca content is less than 0.0005%, the above effects cannot be obtained sufficiently, and, similarly to the case where REM described later is added alone, nozzle clogging occurs during continuous casting, and the operation is not stable. There is a possibility that inclusions of specific gravity accumulate on the lower surface side of the slab and deteriorate the toughness and fatigue characteristics of the steel sheet.
  • the Ca content exceeds 0.0030%, for example, coarse low-melting point oxides such as CaO—Al 2 O 3 inclusions and inclusions that are easily stretched during rolling such as CaS inclusions are easily generated.
  • the Ca content is controlled to 0.0005% to 0.0030%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0007%, more preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0025%, more preferably 0.0020%.
  • REM 0.0003% to 0.0050% REM (Rare Earth Metal) means a rare earth element, 17 elements of scandium Sc (atomic number 21), yttrium Y (atomic number 39) and lanthanoid (15 elements from lanthanum with atomic number 57 to lutesium with atomic number 71) It is a general term.
  • the steel plate according to the present embodiment contains at least one element selected from these.
  • REM is often selected from Ce (cerium), La (lanthanum), Nd (neodymium), Pr (praseodymium) and the like because of its availability.
  • adding as a misch metal which is a mixture of these elements in steel is widely performed.
  • the total amount of these rare earth elements contained in the steel plate is defined as the REM content.
  • REM is an effective element for controlling the form of inclusions and improving the toughness and fatigue characteristics of the steel sheet.
  • the REM content is less than 0.0003%, the above effect cannot be obtained sufficiently, and the same problem as that when Ca is added alone occurs. That is, there is a possibility that CaO—Al 2 O 3 -based inclusions and a part of CaS may be stretched by rolling to deteriorate the steel sheet characteristics.
  • the amount of Ti-containing carbonitrides generated alone in the steel sheet increases, so that toughness And fatigue characteristics are likely to deteriorate.
  • the REM content is controlled to 0.0003% to 0.0050%.
  • the lower limit of the REM content is preferably 0.0005%, more preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the REM content is preferably 0.0040%, more preferably 0.0030%.
  • the content of Ca and REM according to the S content. Specifically, it is necessary to control the content expressed by mass% of each element in the chemical component within a range represented by the following formula IV.
  • the number density of the A-based inclusions exceeds 5 / mm 2 .
  • the value on the right side of the following formula IV is 2 or more, the form of inclusions can be more preferably controlled.
  • the upper limit of the following formula IV is not specifically limited, when the value on the right side of the following formula IV exceeds 7, coarse B-type or C-type inclusions having a maximum length exceeding 20 ⁇ m tend to be generated.
  • the upper limit value of the following formula IV is preferably 7. 0.3 ⁇ ⁇ Ca / 40.88 + (REM / 140) / 2 ⁇ / (S / 32.07) (Formula IV)
  • (REM / 140) is used instead of (REM / 140) in the above formula IV
  • Ca corresponding to the S content and each REM content This is preferred because the amount can be controlled and the form of inclusions can be controlled.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains inevitable impurities in addition to the basic components described above.
  • the inevitable impurities are auxiliary materials such as scrap, and P, S, O, N, Cd, Zn, Sb, W, Mg, Zr, As, Co, Sn, which are inevitably mixed from the manufacturing process. , Pb and other elements.
  • P, S, O, and N are limited as follows in order to preferably exhibit the above effects.
  • the described% is mass%.
  • P 0.020% or less
  • P (phosphorus) has a function of solid solution strengthening, but excessive content is an impurity element that inhibits the toughness of the steel sheet. Therefore, the P content is limited to 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content may be 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the P content may be 0.005%.
  • S 0.0070% or less
  • S (sulfur) is an impurity element that forms non-metallic inclusions and inhibits the workability and toughness of the steel sheet. Therefore, the S content is limited to 0.0070% or less. Preferably, it is limited to 0.005% or less.
  • the lower limit of the S content may be 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the S content may be 0.0003%.
  • O is an impurity element that forms an oxide (non-metallic inclusion), and this oxide aggregates and coarsens to lower the toughness of the steel sheet. Therefore, the O content is limited to 0.0040% or less. In addition, since O is inevitably contained in steel, there is no need to particularly limit the lower limit of the O content.
  • the lower limit of the O content may be 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the O content may be 0.0010%.
  • the O content of the steel sheet according to the present embodiment is the total O content (TO content) obtained by adding up all O contents such as O dissolved in the steel and O present in the inclusions. Means.
  • the O content and the REM content within the range represented by the following formula V by using the content expressed by mass% of each element.
  • the number density of A-based inclusions is further reduced, which is preferable.
  • the upper limit of the following formula V is not specifically limited, 0.000643 becomes the upper limit of the following formula V from the upper limit and the lower limit of the O content and the REM content. 18 ⁇ (REM / 140) ⁇ O / 16 ⁇ 0 (Formula V)
  • REM 2 O 3 ⁇ 11Al 2 O 3 (REM 2 O 3 and Al molar ratio 1:11 with 2 O 3) and REM 2 O 3 ⁇ Al 2 O 3 (REM
  • the A-based inclusions are further preferably reduced.
  • REM / 140 indicates the molar ratio of REM
  • O / 16 indicates the molar ratio of O.
  • N 0.0075% or less
  • N nitrogen
  • N is an impurity element that forms nitrides (non-metallic inclusions) and lowers the toughness and fatigue characteristics of the steel sheet. Therefore, the N content is limited to 0.075% or less.
  • the lower limit of the N content may be 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the N content may be 0.0010%.
  • the above basic components are controlled, and the balance is made of iron and inevitable impurities.
  • the steel sheet according to the present embodiment may further contain the following selected components in the steel, if necessary, instead of a part of the remaining Fe.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment further contains at least one of Cu, Nb, V, Mo, Ni, and B as a selection component in addition to the basic components and inevitable impurities described above. May be.
  • the numerical limitation range of the selected component and the reason for limitation will be described.
  • the described% is mass%.
  • Cu 0% to 0.05%
  • Cu (copper) is a selective element having an effect of improving the strength (hardness) of the steel sheet. Therefore, if necessary, Cu may be added within a range of 0% to 0.05%. Moreover, the said effect can be preferably acquired when the lower limit of Cu content shall be 0.01%.
  • the Cu content exceeds 0.05%, hot work cracking may occur during hot rolling due to molten metal embrittlement (Cu cracking).
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.04%.
  • Nb 0% to 0.05%
  • Nb niobium
  • Nb is a selective element that forms carbonitrides and is effective in preventing coarsening of crystal grains and improving toughness. Therefore, Nb may be added in the range of 0% to 0.05% as necessary. Moreover, the said effect can be preferably acquired when the lower limit of Nb content shall be 0.01%. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.05%, coarse Nb carbonitride may precipitate and cause a reduction in the toughness of the steel sheet.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.04%.
  • V 0% to 0.05%
  • V vanadium
  • Nb vanadium
  • V vanadium
  • V vanadium
  • the said effect can be preferably acquired when the lower limit of V content shall be 0.01%.
  • the V content exceeds 0.05%, coarse precipitates may be generated, leading to a reduction in the toughness of the steel sheet.
  • a preferred range is 0.02 to 0.04%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.02%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.04%.
  • Mo 0% to 0.05%
  • Mo mobdenum
  • Mo is a selective element having an effect of improving the strength (hardness) of the steel sheet by improving hardenability and resistance to temper softening. Therefore, Mo may be added in the range of 0% to 0.05% as necessary. Moreover, the said effect can be preferably acquired when the lower limit of Mo content shall be 0.01%. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.05%, the addition cost increases while the addition effect is saturated, so the upper limit is made 0.05%. A preferred range is 0.01 to 0.05%.
  • Ni 0% to 0.05%
  • Ni (nickel) is a selective element effective in improving the strength (hardness) of the steel sheet by improving the hardenability and improving the toughness. Further, it is a selective element that also has an effect of preventing molten metal embrittlement (Cu cracking) when Cu is added. Therefore, Ni may be added in the range of 0% to 0.05% as necessary. Moreover, the said effect can be preferably acquired when the lower limit of Ni content shall be 0.01%. On the other hand, if the Ni content exceeds 0.05%, the addition cost increases, while the addition effect is saturated. The upper limit is 0.05%. A preferred range is 0.02 to 0.05%.
  • B 0% to 0.0050%
  • B is a selective element that has the effect of increasing the hardenability and improving the strength (hardness) of the steel sheet. Therefore, B may be added in the range of 0% to 0.0050% as necessary. Moreover, the said effect can be preferably acquired when the lower limit of B content shall be 0.0010%. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, a B-based compound is generated and the toughness of the steel sheet is lowered, so the upper limit is made 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0020%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0040%.
  • the metallographic structure of the steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited as long as it satisfies the above-described form of inclusions and the above-described chemical components.
  • the metal structure of the steel sheet manufactured by annealing after cold rolling under the conditions described in this embodiment described later mainly has ferrite + spherical cementite. And the spheroidization rate of cementite is 90% or more.
  • the steel sheet according to the present embodiment defines the existence form of Ti-containing carbonitride in order to improve fatigue characteristics.
  • Ti is added to the steel plate according to the present embodiment in order to improve the strength (hardness).
  • Ti-containing carbonitrides such as TiN are generated in the steel as inclusions. Since this Ti-containing carbonitride has a high hardness and has an angular shape, if a single Ti-containing carbonitride is produced in steel, it tends to be a starting point for fatigue failure.
  • the number density of the Ti-containing carbonitride having a long side of 5 ⁇ m or more that is present alone in the steel without complex precipitation with other inclusions is 3 / mm 2.
  • the method for controlling the number density of Ti-containing carbonitrides having a long side of 5 ⁇ m or more existing alone in steel has priority over Ti-containing carbonitrides on REM-containing composite inclusions.
  • the composite precipitation may be performed.
  • the chemical composition of the steel is mass%, C: 0.5% to 0.8%, Si: 0.15% to 0.60%, Mn: 0.40% To 0.90%, Al: 0.010% to 0.070%, Ti: 0.001% to 0.010%, Cr: 0.30% to 0.70%, Ca: 0.0005% to 0% .0030%, REM: 0.0003% to 0.0050%, P: 0.020% or less, S: 0.0070% or less, O: 0.0040% or less, N: 0.0075%
  • the balance is composed of iron and inevitable impurities, and the content expressed by mass% of each element in the chemical component satisfies the following formula VI and the following formula VII at the same time.
  • the Ti-containing carbonitride including a Ti-containing carbonitride as an inclusion and having a long side of 5 ⁇ m or more which is present alone in the steel Number density is three or / mm 2 or less.
  • the above chemical components are further in mass%, Cu: 0% to 0.05%, Nb: 0% to 0.05%, V: 0% to 0.05%, Mo: 0% At least one of -0.05%, Ni: 0% -0.05%, B: 0% -0.0050% or less may be contained.
  • the steel further includes a composite inclusion containing Al, Ca, O, S, and REM, and an inclusion in which the Ti-containing carbonitride is attached to the surface of the composite inclusion.
  • the content expressed by mass% of each element in the chemical component may satisfy the following formula VIII. 0 ⁇ 18 ⁇ (REM / 140) ⁇ O / 16 ⁇ 0.000643 (Formula VIII) (5)
  • the metal structure may have mainly ferrite + spherical cementite. And the spheroidization rate of cementite may be 90% or more.
  • the steel plate according to the present embodiment is made of, for example, a slab by continuous casting, using a blast furnace hot metal as a raw material, and by performing converter refining and secondary refining.
  • the steel sheet is made by hot rolling, cold rolling, annealing, etc.
  • inclusion control by addition of Ca and REM is performed along with adjustment of the steel components by secondary refining in the ladle.
  • molten steel melted in an electric furnace using iron scrap as a raw material may be used as a raw material.
  • Ca and REM are added after adjusting components of additive elements other than these, such as Ti, and after securing a time for floating Al 2 O 3 generated by Al deoxidation.
  • additive elements other than these, such as Ti such as Ti
  • Ca and REM are consumed for the reduction of Al 2 O 3 . Therefore, the ratio of Ca and REM used for fixing S is reduced, and the generation of MnS cannot be sufficiently prevented.
  • Ca has a high vapor pressure, it may be added as a Ca—Si alloy, a Fe—Ca—Si alloy, a Ca—Ni alloy or the like in order to increase the yield.
  • Each alloy wire may be used for addition of these alloys.
  • REM may be added in the form of Fe-Si-REM alloy or misch metal.
  • Misch metal is a mixture of rare earth elements, and specifically, it often contains about 40% to 50% Ce and about 20% to 40% La. For example, a misch metal composed of Ce 45%, La 35%, Nd 9%, Pr 6%, and other inevitable impurities can be obtained.
  • the order of adding Ca and REM is not particularly limited. However, when Ca is added after REM addition, the size of inclusions tends to be slightly reduced, so it is preferable to add them in this order.
  • Al 2 O 3 is generated and partially clustered after Al deoxidation, but if REM addition is performed before Ca addition, a part of the cluster is reduced and decomposed, and the size of the cluster can be reduced. Meanwhile, when Ca is added before the REM addition, Al 2 O 3 is the composition CaO-Al 2 O 3 inclusions having a low melting point changes, the Al 2 O 3 clusters is one coarse CaO- There is a risk of becoming Al 2 O 3 inclusions. For this reason, it is preferable to add Ca after REM addition.
  • the molten steel after refining is continuously cast into slabs.
  • the slab is heated and then hot rolled and wound up at about 450 to 660 ° C.
  • the cementite is spheroidized by holding it within the Ac1 transformation point or below in the two-phase region of 710 to 750 ° C. within 96 hours according to the target product hardness (spheroidizing annealing of cementite) ).
  • the Ac1 transformation point is the temperature at which transformation shrinkage starts in the thermal expansion test (heating rate 5 ° C./s). This annealing may be omitted.
  • cold rolling is performed at a rolling rate of 55% or less, the rolling rate is 0%, that is, it may be omitted.
  • annealing is performed in the same manner as described above, that is, within 96 hours within the Ac1 transformation point or below or in a two-phase region of 710 to 750 ° C. After that, if necessary, skin pass rolling with a rolling rate of 4.0% or less may be performed to improve the surface properties.
  • the ratio of each REM element contained in the obtained steel plate is substantially the same as a value obtained by multiplying the REM content shown in Table 3 by the ratio of each REM element described above. Since Ca has a high vapor pressure, a Ca—Si alloy was added to increase the yield.
  • the molten steel after refining was cast into a slab of thickness 250 mm by continuous casting. Thereafter, the slab was heated to 1200 ° C. and held for 1 hour, hot-rolled to a thickness of 4 mm, and then wound at 450 to 660 ° C. After pickling the hot-rolled sheet, under the conditions shown in Table 2, hot-rolled sheet annealing, cold rolling, cold-rolled sheet annealing, and skin pass rolling within a rolling rate of 4.0% as necessary were performed.
  • the metal structure of the hot-rolled sheet was ferrite + pearlite or ferrite + bainite + pearlite.
  • cementite is spheroidized by annealing
  • the metal structure after hot-rolled sheet annealing was ferrite + spheroidized cementite.
  • the composition of inclusions and deformation behavior were investigated. Using an optical microscope, a cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction was used as an observation surface, and 60 fields were observed with an optical microscope at a magnification of 400 times (however, when the inclusion shape was measured in detail, the magnification was 1000 times). .
  • the inclusions having a particle size (in the case of spherical inclusions) or a long diameter (in the case of deformed inclusions) of 1 ⁇ m or more are observed, and these inclusions are classified as A-based inclusions, They were classified into B-type inclusions and C-type inclusions, and their number density was measured.
  • the number density of the square Ti-containing carbonitrides independently precipitated in the steel and having a long side exceeding 5 ⁇ m was simultaneously measured. Ti-containing carbonitrides can be judged from the angular shape and color.
  • an SEM scanning electron microscope, Scanning Electron Microscopy
  • EPMA Electro Probe Micro Analysis
  • EDX Electro Dispersive X-Ray Analysis
  • the evaluation criteria for inclusions in the case of A-type inclusions, B-type inclusions, and C-type inclusions (evaluated by the total number of B-type and C-type), the case where the number density exceeds 5 / mm 2 is B (Bad) When 3 / mm 2 is more than 5 to 5 / mm 2 or less G (Good), 1 / mm 2 or more to 3 / mm 2 or less is VG (Very Good), 1 / in the case of mm 2 or less was GG (Greatly Good).
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to quenching treatment and tempering treatment to evaluate toughness, fatigue characteristics, and hardness. Quenching was performed after heating to 900 ° C. and holding for 30 minutes. And after heating to 220 degreeC and hold
  • toughness the impact value at room temperature was measured by the Charpy test (for example, ISO 148-1: 2003).
  • a swing swing test for example, ISO 1099: 2006
  • a Vickers hardness measurement test at room temperature for example, ISO 6507-1: 2005 was performed.
  • an impact value of 6 J / cm 2 or more, a fatigue limit of 500 MPa or more, and a hardness of 500 or more were accepted.
  • the chemical composition of the obtained hot-rolled steel sheet is measured by ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry), or ICP-MS (Inductively Coupled Plasma-Plasma-Plasma-Mass-Plasma-Mass Plasma-Plasma )
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • ICP-MS Inductively Coupled Plasma-Plasma-Plasma-Mass-Plasma-Mass Plasma-Plasma
  • a trace amount of REM elements may be below the analysis limit. In that case, it can be calculated by using the ratio of Ce having the largest content to the analytical value as being proportional to the content in the misch metal (Ce 50%, La 25%, Nd 10%).
  • Table 4 shows values on the right side of the following formula 1, values on the right side of the following formula 2, and values on the left side of the following formula 3, which are calculated from the content expressed by mass% of each element in the chemical component. . 0.3 ⁇ ⁇ Ca / 40.88 + (REM / 140) / 2 ⁇ / (S / 32.07) (Formula 1) Ca ⁇ 0.005-0.0035 ⁇ C (Formula 2) 18 ⁇ (REM / 140) ⁇ O / 16 ⁇ 0 (Formula 3)
  • the present invention it is excellent in strength (hardness), wear characteristics, and cold punching workability, and reduces A-type inclusions, B-type inclusions, and C-type inclusions in steel.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

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／ｍｍ２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

鋼板
　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：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ　Ｖａｒｉａｂｌｅ　Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ）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／ｍｍ２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（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）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、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｓｉｓ）や、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析、Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－Ｒａｙ　Ａｎａｌｙｓｉｓ）を備えるＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）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－Ａｌ２Ｏ３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／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２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ＲＥＭ２Ｏ２Ｓ（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／ｍｍ２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－Ａｌ２Ｏ３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／ｍｍ２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－Ａｌ２Ｏ３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－Ａｌ２Ｏ３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－Ａｌ２Ｏ３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／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２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－Ａｌ２Ｏ３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／ｍｍ２を超える。
　　Ｃａ≦０．００５－０．００３５×Ｃ　・・・（式ＩＩＩ）
　ＲＥＭ：０．０００３％～０．００５０％
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）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－Ａｌ２Ｏ３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／ｍｍ２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、ＲＥＭ２Ｏ３・１１Ａｌ２Ｏ３（ＲＥＭ２Ｏ３とＡｌ２Ｏ３とのモル比１：１１）とＲＥＭ２Ｏ３・Ａｌ２Ｏ３（ＲＥＭ２Ｏ３とＡｌ２Ｏ３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。ＲＥＭ２Ｏ３・１１Ａｌ２Ｏ３とＲＥＭ２Ｏ３・Ａｌ２Ｏ３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、Ａｌ２Ｏ３とＲＥＭ２Ｏ３・１１Ａｌ２Ｏ３との混合形態となるおそれがあり、このＡｌ２Ｏ３の部位がＣａＯと反応してＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３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／ｍｍ２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／ｍｍ２以下とする。このＴｉ含有炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ２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／ｍｍ２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Ａｌ２Ｏ３を浮上させる時間を確保した後に、添加する。Ａｌ２Ｏ３が溶鋼中に多量に残存していると、ＣａやＲＥＭがＡｌ２Ｏ３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Ａｌ２Ｏ３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、Ａｌ２Ｏ３が低融点のＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系介在物に組成が変化し、上記Ａｌ２Ｏ３クラスターが一つの粗大なＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３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Ａｌ２Ｏ３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、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｓｉｓ）や、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析、Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－Ｒａｙ　Ａｎａｌｙｓｉｓ）を備えるＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）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－Ａｌ２Ｏ３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／ｍｍ２を超える場合をＢ（Ｂａｄ）、３個／ｍｍ２超～５個／ｍｍ２以下の場合をＧ（Ｇｏｏｄ）、１個／ｍｍ２超～３個／ｍｍ２以下の場合をＶＧ（Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ）、１個／ｍｍ２以下の場合をＧＧ（Ｇｒｅａｔｌｙ　Ｇｏｏｄ）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／ｍｍ２を超える場合をＢ（Ｂａｄ）、１個／ｍｍ２超～３個／ｍｍ２以下の場合をＧ（Ｇｏｏｄ）、１個／ｍｍ２以下の場合をＶＧ（Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ）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／ｍｍ２を超える場合をＢ（Ｂａｄ）、２個／ｍｍ２超～３個／ｍｍ２以下の場合をＧ（Ｇｏｏｄ）、２個／ｍｍ２以下の場合をＶＧ（Ｖｅｒｙ　Ｇｏｏｄ）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、ＩＳＯ　１４８－１：２００３）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、ＩＳＯ　１０９９：２００６）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、ＩＳＯ　６５０７－１：２００５）を行った。各特性の評価基準として、衝撃値が６Ｊ／ｃｍ２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（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：誘導結合プラズマ発光分光分析）、又はＩＣＰ－ＭＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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 (5)

  1. 　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／ｍｍ２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）
  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。
  3. 　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。
  4. 　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）
  5. 　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）
PCT/JP2012/066536 2011-10-25 2012-06-28 鋼板 Ceased WO2013061652A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112014009130A BR112014009130B1 (pt) 2011-10-25 2012-06-28 folha de aço
ES12844504.6T ES2609033T3 (es) 2011-10-25 2012-06-28 Chapa de acero
CA2851081A CA2851081C (en) 2011-10-25 2012-06-28 Steel sheet containing ti-included carbonitride
CN201280052054.1A CN103890212B (zh) 2011-10-25 2012-06-28 钢板
KR1020147010114A KR101492782B1 (ko) 2011-10-25 2012-06-28 강판
US14/351,399 US9051634B2 (en) 2011-10-25 2012-06-28 Steel sheet
JP2012551435A JP5206910B1 (ja) 2011-10-25 2012-06-28 鋼板
EP12844504.6A EP2772559B1 (en) 2011-10-25 2012-06-28 Steel sheet

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-234396 2011-10-25
JP2011234396 2011-10-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013061652A1 true WO2013061652A1 (ja) 2013-05-02

Family

ID=48167496

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2012/066536 Ceased WO2013061652A1 (ja) 2011-10-25 2012-06-28 鋼板

Country Status (10)

Country Link
US (1) US9051634B2 (ja)
EP (1) EP2772559B1 (ja)
JP (1) JP5206910B1 (ja)
KR (1) KR101492782B1 (ja)
CN (1) CN103890212B (ja)
BR (1) BR112014009130B1 (ja)
CA (1) CA2851081C (ja)
ES (1) ES2609033T3 (ja)
PL (1) PL2772559T3 (ja)
WO (1) WO2013061652A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014061782A1 (ja) * 2012-10-19 2014-04-24 新日鐵住金株式会社 疲労特性に優れる高周波焼入れ用鋼
WO2014175381A1 (ja) * 2013-04-25 2014-10-30 新日鐵住金株式会社 鋼板
TWI560446B (ja) * 2016-01-21 2016-12-01 China Steel Corp
JP2021533256A (ja) * 2018-07-27 2021-12-02 ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングRobert Bosch Gmbh 基礎材料組成物、このような基礎材料から駆動ベルト用の横断部材を製造する方法およびこのようにして製造された横断部材を備える駆動ベルト
WO2025234448A1 (ja) * 2024-05-10 2025-11-13 日本製鉄株式会社 高炭素冷間圧延鋼板、高炭素熱間圧延鋼板および渦巻ばね

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2990496B1 (en) * 2013-04-23 2018-10-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Spring steel having excellent fatigue characteristics and process for manufacturing same
EP2985260A1 (en) * 2014-08-08 2016-02-17 Samsung Electronics Co., Ltd Composite for lithium air battery, method of preparing the composite, and lithium air battery employing positive electrode including the composite
CN105316572A (zh) * 2015-11-25 2016-02-10 怀宁县明月矿山开发有限责任公司 一种矿山机械用耐磨钢板
GB2546808B (en) * 2016-02-01 2018-09-12 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
GB2546809B (en) * 2016-02-01 2018-05-09 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
KR102398707B1 (ko) * 2018-02-23 2022-05-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고탄소 냉연 강판 및 그 제조 방법
CN108615811A (zh) * 2018-04-27 2018-10-02 江苏理工学院 一种镧系元素掺杂的ZnSb纳米相变材料及其制备方法
CN108879425A (zh) * 2018-07-19 2018-11-23 江苏卓岸电源科技有限公司 一种用于电源管理的电源柜及其制备方法
CN109457168B (zh) * 2018-12-24 2021-07-06 宁波正直科技有限公司 家用燃气灶燃气管合金及其制备方法和燃气管
CN109702011A (zh) * 2019-03-12 2019-05-03 山东泰山钢铁集团有限公司 一种卷尺用高精度超宽50钢冷轧钢带及其生产方法
KR102810694B1 (ko) * 2019-11-26 2025-05-21 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형품 및 핫 스탬프용 강판

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000265239A (ja) 1999-03-16 2000-09-26 Nisshin Steel Co Ltd 打抜き性に優れた高炭素鋼板
JP2005068482A (ja) 2003-08-22 2005-03-17 Daido Steel Co Ltd ベルト式ｃｖｔ用エレメントとその製造方法
JP2008081823A (ja) * 2006-09-29 2008-04-10 Jfe Steel Kk ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2011068949A (ja) 2009-09-25 2011-04-07 Nippon Steel Corp 高靭性鋼板

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE501382C2 (sv) * 1992-05-27 1995-01-30 Skf Ab Stål för kul- och rullager
JP3408385B2 (ja) * 1996-04-17 2003-05-19 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼
JP2001026836A (ja) * 1999-07-13 2001-01-30 Daido Steel Co Ltd 冷間加工性、転動疲労強度およびねじり疲労強度に優れた高周波焼入用鋼ならびに機械構造用部品
CN1327023C (zh) * 2002-03-29 2007-07-18 住友金属工业株式会社 低合金钢
JP4256701B2 (ja) * 2003-03-13 2009-04-22 新日本製鐵株式会社 疲労寿命に優れた介在物微細分散鋼
JP3918787B2 (ja) 2003-08-01 2007-05-23 住友金属工業株式会社 低炭素快削鋼
JP4135691B2 (ja) * 2004-07-20 2008-08-20 住友金属工業株式会社 窒化物系介在物形態制御鋼
SE531889C2 (sv) * 2007-01-26 2009-09-01 Sandvik Intellectual Property Blyfritt automatstål och användning därav
CN101376948B (zh) 2007-08-27 2011-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本高纯净度汽车轮毂用中碳轴承钢及其制造方法
CN102985575B (zh) * 2010-06-08 2015-08-26 新日铁住金株式会社 抗硫化物应力裂纹性优异的钢管用钢
KR101514157B1 (ko) * 2010-07-28 2015-04-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판, 냉연 강판, 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법
CN103014554B (zh) * 2011-09-26 2014-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000265239A (ja) 1999-03-16 2000-09-26 Nisshin Steel Co Ltd 打抜き性に優れた高炭素鋼板
JP2005068482A (ja) 2003-08-22 2005-03-17 Daido Steel Co Ltd ベルト式ｃｖｔ用エレメントとその製造方法
JP2008081823A (ja) * 2006-09-29 2008-04-10 Jfe Steel Kk ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2011068949A (ja) 2009-09-25 2011-04-07 Nippon Steel Corp 高靭性鋼板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2772559A4 *

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014061782A1 (ja) * 2012-10-19 2014-04-24 新日鐵住金株式会社 疲労特性に優れる高周波焼入れ用鋼
US9896749B2 (en) 2012-10-19 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for induction hardening with excellent fatigue properties
WO2014175381A1 (ja) * 2013-04-25 2014-10-30 新日鐵住金株式会社 鋼板
US10337092B2 (en) 2013-04-25 2019-07-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet
TWI560446B (ja) * 2016-01-21 2016-12-01 China Steel Corp
JP2021533256A (ja) * 2018-07-27 2021-12-02 ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングRobert Bosch Gmbh 基礎材料組成物、このような基礎材料から駆動ベルト用の横断部材を製造する方法およびこのようにして製造された横断部材を備える駆動ベルト
WO2025234448A1 (ja) * 2024-05-10 2025-11-13 日本製鉄株式会社 高炭素冷間圧延鋼板、高炭素熱間圧延鋼板および渦巻ばね

Also Published As

Publication number Publication date
CA2851081A1 (en) 2013-05-02
PL2772559T3 (pl) 2017-05-31
KR101492782B1 (ko) 2015-02-12
EP2772559A4 (en) 2015-08-19
KR20140059301A (ko) 2014-05-15
EP2772559A1 (en) 2014-09-03
JPWO2013061652A1 (ja) 2015-04-02
US9051634B2 (en) 2015-06-09
US20140241934A1 (en) 2014-08-28
ES2609033T3 (es) 2017-04-18
BR112014009130B1 (pt) 2019-01-08
JP5206910B1 (ja) 2013-06-12
BR112014009130A2 (pt) 2017-04-18
CN103890212A (zh) 2014-06-25
CA2851081C (en) 2015-05-19
CN103890212B (zh) 2015-07-15
EP2772559B1 (en) 2016-11-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5206910B1 (ja) 鋼板
KR101830023B1 (ko) 스프링강 및 그 제조 방법
WO2016148037A1 (ja) 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
WO2013058131A1 (ja) 軸受鋼とその製造方法
US9574255B2 (en) Rolled steel bar for hot forging
WO2015060311A1 (ja) 絞り加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板
CN111051553A (zh) 高Mn钢及其制造方法
CN105143490B (zh) 钢板
JPH08158006A (ja) 溶接熱影響部の靭性が優れた高強度鋼
JP6068291B2 (ja) 軟質高炭素鋼板
JP2019011510A (ja) 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板
JP6068172B2 (ja) 軟質高炭素鋼板
WO2018139671A1 (ja) 自動車足回り部品用鋼管および自動車足回り部品
WO2018139672A1 (ja) 自動車足回り部品用鋼管および自動車足回り部品

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2012551435

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 12844504

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2851081

Country of ref document: CA

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2012844504

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012844504

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14351399

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20147010114

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112014009130

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112014009130

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20140415