JP2000001745A - 表面性状が良好で耐食性に優れた深絞り用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】連続鋳造時のノズル詰まり防止に対して有効で
クラスター状介在物の生成阻止にも有効な、表面性状,
耐食性, 成形性, 深絞り性がともに優れる深絞り用鋼板
の製造技術を提案すること。 【解決手段】0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％、ただし、この
Tiのうち0.005 〜0.1 wt％は非酸化物Ti (Ti^* ) の形態
で含有し、Caおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0005wt％を
含むとともに、下記(1) 式または(2) 式を満たす範囲の
Alを含有し、そして鋼中には10ppm 以下のCaおよび／ま
たは金属ＲＥＭ硫化物を含む深絞り用鋼板およびその製
造方法。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、表面性状が良好で
耐食性に優れた深絞り用鋼板およびその製造方法に関
し、とくに表面性状とともに成形性ならびに強度伸びバ
ランス、さらには耐食性にも優れた鋼板、例えば冷延鋼
板あるいは溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき
鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、すずめっき鋼板、ほうろう
被覆鋼板、塗装鋼板その他の表面処理用鋼板およびそれ
らの製造方法に関するものである。とりわけ本発明は、
好適なTi脱酸により、鋼中の酸化物系介在物、すなわ
ち、巨大クラスター状介在物の生成を抑制して鋼板の表
面性状を改善すると共に、鋼中のＳ系析出物の量を規制
することにより鋼板の耐食性の改善を図り、さらには介
在物を微細分散化を図ることにより、冷延−焼鈍時の粒
成長性を制御してｒ値ならびに強度伸びバランスととも
に耐食性を改善してなる極低炭素系の鋼板を提供しよう
とするものである。

【０００２】

【従来の技術】鋼の脱酸は、当初、特公昭44−18066 号
公報に開示されているように、フェロチタンで行われて
いた。しかし近年では、酸素濃度の安定した鋼を低コス
トで製造するために、Alにて脱酸するAl脱酸鋼が主流と
なっている。

【０００３】鋼のAl脱酸は、ガス攪拌やＲＨ脱ガス装置
を用い、生成酸化物を凝集させて、浮上分離する方法で
あるが、この場合、鋳片中にはAl₂O₃ 酸化物が不可避に
残留することになる。しかも、このAl₂O₃ はクラスター
状になるため分離しにくく、時には数100 μｍ以上もの
クラスター状介在物が残留する。もし、このようなクラ
スター状の介在物が鋳片表層部に捕捉されると、ヘゲ,
スリーバのような表面欠陥につながることになるから、
美麗さを必要とする自動車用鋼板では致命的な欠陥とな
る。また、Al脱酸では、Al₂O₃ がタンディシュからモー
ルドへ注入するために使用するイマージョンノズルの内
壁に付着し、ノズル閉塞をひき起こすという問題があっ
た。

【０００４】このようなAl脱酸に伴う上述した問題に対
し、アルミキルドした溶鋼中にCaを添加することによ
り、CaO , Al₂O₃ 複合酸化物を生成させる方法が提案さ
れている。 (例えば、特開昭61−276756号公報, 特開昭
58−154447号公報および特開平6−49523 号公報) 。こ
の方法におけるCa添加の目的は、Al₂O₃ とCaとを反応さ
せてCaOAl₂O₃, 12CaOAl₂O₃, 3CaOAl₂O₃ 等の低融点複合
酸化物を形成することにより、上述した問題点を克服し
ようとするところにある。

【０００５】しかしながら、溶鋼中へCaを添加すると、
このCaが鋼中のＳと反応してCaＳを形成し、このCaＳが
発錆の原因をつくる。この点、特開平６−559 号公報で
は、発錆を防止するために、鋼中に残留するCa量を5 pp
m 以上10ppm 未満とする方法を提案している。しかし、
Ca量を10ppm 未満にしたとしても、鋼中に残留するCaＯ
−Al₂O₃ 系酸化物の組成が適正でない場合、特にCaO 濃
度が30％以上の酸化物の場合、その酸化物中のＳの溶解
度が増加し、温度低下時や凝固時に介在物内周囲にCaＳ
が不可避に生成する。その結果、そのCaＳが起点となっ
て錆が発生し、製品板の表面性状の劣化を招くようにな
る。また、このような発錆点が残留したままめっき、あ
るいは塗装のような表面処理を行うと、処理後にどうし
ても表面ムラが発生する。一方で、介在物中のCaO 濃度
が20％以下と低くかつAl₂O₃ 濃度が高い場合、特にAl₂O
₃ 濃度が70％以上の場合には、介在物の融点が上がり、
介在物どうしが焼結しやすくなるため、連続鋳造時にノ
ズル詰まりが発生しやすくなるだけでなく、鋼板表面に
はヘゲ, スリーバ等が発生し、表面性状を著しく悪化さ
せるという問題があった。

【０００６】これに対し、近年に至り、Alを添加せず
に、Tiで脱酸する方法が、特開平８−239731号公報とし
て開発されている。このようなAlレスTi脱酸の方法は、
Al脱酸法に比べ、到達酸素濃度が高く介在物量は多い
が、クラスター状の酸化物は生成しない。とくに生成す
る介在物の形態がTi酸化物−Al₂O₃ 系となり、２〜50μ
ｍ程度の粒状の酸化物が分散した状態を呈する。そのた
め、介在物がクラスター状になることに起因する上述し
た表面欠陥は減少する。しかしながら、このTi脱酸の場
合、Al≦0.005 wt％の溶鋼では、Ti濃度が0.010 wt％以
上になると、固相状態のTi酸化物がタンディッシュノズ
ルの内面に地金を取り込んだ形で付着成長し、かえって
ノズルの閉塞を誘発するという新たな問題があった。

【０００７】このような問題 (ノズルの閉塞防止) を解
決するために、特開平８−281391号公報では、AlレスTi
脱酸鋼において、ノズルを通過する溶鋼の酸素量を制限
することにより、ノズル内面に成長するTi₂O₃ の成長を
防止する方法を提案している。しかし、この方法の場
合、酸素量の制限にも限界があることから、処理量が限
られる(800トン程度) という別の問題があった。また、
閉塞の進行とともにモールド内湯面のレベル制御が不安
定になるため、根本的な解決にはなっていないのが実情
である。

【０００８】また、この特開平８−281390号公報に開示
の技術は、タンディッシュノズルの閉塞防止策として、
溶鋼のSi濃度を適正化して介在物組成をTi₃O₅-SiO₂系に
することにより、ノズル内面に成長するTi₂O₃ の成長を
防止する方法を提案している。しかし、単にSi濃度を増
加しても介在物中にSiO₂を含有させることは難しく、少
なくとも (wt％Si) ／ (wt％Ti) ＞50を満足するように
しなければならない。したがって、鋼中のTi濃度が0.01
0 wt％の場合、SiO₂−Ti酸化物を得るためには、Si濃度
は0.5 wt％以上が必要となる。しかし、Siの増加は材質
の硬化を招き、また、めっき性の劣化を招く。Si濃度の
増加は鋼板表面性状への悪影響が大きくなり、根本的な
解決方法を提供するものではない。

【０００９】次に、特公平７−47764 号公報では、Mn：
0.03〜1.5 wt％、Ti：0.02〜1.5 wt％となるように脱酸
することにより、17〜31wt％MnO −Ti酸化物からなる低
融点の介在物を含有する非時効性冷延鋼板を提案してい
る。この提案の場合、上記MnO −Ti酸化物は低融点であ
り、溶鋼中では液相状態となるため、溶鋼がタンディッ
シュノズルを通過してもノズルに付着することなくモー
ルドに注入されるので、タンディッシュノズルの閉塞を
効果的に防止できる。しかしながら、森岡泰行, 森田一
樹ら：鉄と鋼, 81(1995), p.40の報告にあるように、Mn
O ：17〜31％含有するMnO −Ti酸化物を得るためには、
Mn, Tiの酸素との親和力の違いから、溶鋼中のMnとTiの
濃度比を、 (wt％Mn) ／ (wt％Ti) ＞100 にする必要が
ある。したがって、鋼中のTi濃度が0.010 wt％の場合、
所要のMnO −Ti酸化物を得るためには、Mn濃度は1.0 wt
％以上が必要である。しかし、Mn含有量が1.0 wt％を超
えると材質が硬化する。従って、17〜31wt％MnO −Ti酸
化物からなる介在物を形成することは実際上困難であっ
た。

【００１０】さらに、特開平８−281394号公報では、Al
レスTi脱酸鋼においてタンディッシュノズルの閉塞の防
止策として、ノズルにCaO ・ZrO₂粒を含有する材料を用
いることにより、溶鋼中のTi₃O₅ がノズルに捕捉された
場合、TiO₂−SiO₂−Al₂O₃ −CaO −ZrO₂系の低融点介在
物にしてその成長を防止する方法を提案している。しか
しながら、溶鋼中の酸素濃度が高い場合、付着介在物の
TiO₂濃度が高くなって低融点化しないため、ノズル閉塞
を防止することにはつながらず、一方で酸素濃度が低い
場合にはノズルが溶損する問題があり、十分な対策には
なっていない。

【００１１】さらに、上掲のノズル詰まり防止に関する
各従来技術は、連続鋳造プロセスにおいて、溶鋼をタン
ディッシュノズルからモールドへ注入するための浸漬ノ
ズルには依然としてArガスやN₂ガスを吹き込んで鋳造す
る必要がある。しかし、その吹き込んだガスが鋳片の凝
固シェルに捕捉され、気泡性欠陥になるという問題が残
されていた。

【００１２】ところで、極低炭素冷延鋼板の場合、一般
に、自動車の外板および内板として広く使用されてい
る。とくに、深絞り成形性が要求される部位には、高い
ｒ値 (ランクフォード値) とともに優れた強度伸びバラ
ンスが求められている。このうち上記ｒ値は、鋼板の結
晶方位に強く依存することが知られており、｛111 ｝再
結晶集合組織を発達させることにより上昇させることが
できる。このことから従来、ｒ値を高めるために、｛11
1 ｝再結晶集合組織を発達させる方法として、鋼成分、
熱延条件、冷延条件および焼鈍条件について種々検討さ
れてきた。たとえば、再結晶焼鈍を高温で行うと、｛11
1 ｝再結晶集合組織が強く発達し、ｒ値が上昇すること
が知られている。しかしながら、この方法の場合、高温
焼鈍を行うために結晶粒が粗大化し、プレス成形性に必
要な強度伸びバランスの方は却って低下するという新た
な問題が生じた。

【００１３】また、Ti脱酸鋼を用いた深絞り用冷延鋼板
の製造技術については、特公平７−47764 号公報および
特開平８−239731号公報などの開示にもあるように、Ti
脱酸鋼はAl脱酸鋼よりもｒ値が0.1 〜0.2 高い特性が得
られることが開示されている。しかしながら、これらの
従来技術は、強度伸びバランスに関してまでは全く検討
しておらず、しかもこれらの溶製法はもともと製鋼上の
問題も抱えていた。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術が
抱える上述した問題点を解決課題とするものである。本
発明の第１の目的は、表面性状, 耐食性, 成形性, 深絞
り性がともに優れる鋼板とその製造方法を提案すること
にある。本発明の第２の目的は、連続鋳造時のノズル詰
まり防止に対して有効でクラスター状介在物の生成阻止
にも有効な深絞り用鋼板の製造技術を提案することにあ
る。本発明の第３の目的は、表面性状に加えさらにｒ値
が高くかつ強度伸びバランスの優れた深絞り用鋼板を提
供することにある。そして、本発明の第４の目的は、表
面性状や耐食性に加えさらにｒ値や強度伸びバランスの
良好な、冷延鋼板あるいは溶融亜鉛めっき鋼板や電気亜
鉛めっき鋼板, すずめっき鋼板, 塗装鋼板などの表面処
理用鋼板を製造するための深絞り用鋼板の製造技術を提
案することにある。

【００１５】

【課題を解決するための手段】発明者らは、上記の目的
を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼中に残留する酸
化物系介在物は、そのサイズ、量および組成が好適な範
囲内であれば、上述したノズル詰まりを招くことなく、
しかも介在物をクラスター状に巨大化させずに微細分散
化させることができ、また、鋼中のＳ系析出物量を規制
することによりCa添加鋼板の耐食性を向上させ、さらに
は、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御することにより、ｒ
値ならびに強度伸びバランスを大幅に改善できることを
見出し、本発明に想到した。

【００１６】このような知見の下に開発した本発明は、
基本成分として、Ｃ≦0.010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦
3.0 wt％、Ｐ≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt％、Ｎ≦0.01wt
％、0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％、ただし、このTiのうち
0.005 〜0.1 wt％は非酸化物Ti(Ti^* ) の形態で含有
し、Caおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0005wt％を含むと
ともに、下記(1) 式または(2) 式を満たす範囲のAlを含
有し、残部Feおよび不可避的不純物よりなり、そして鋼
中には10ppm 以下のCaおよび／または金属ＲＥＭ硫化物
を含むことを特徴とする、表面性状が良好で耐食性に優
れた深絞り用鋼板を提案する。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)

【００１７】本発明はまた、表面に付着量が 1〜100 g/
m²の亜鉛系めっきを有することを特徴とする表面性状の
良好で耐食性に優れた深絞り用亜鉛めっき鋼板を提案す
る。

【００１８】なお、本発明の上記各鋼板は、上記成分の
他にさらに、Nb：0.001 〜0.1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05
wt％の１種または２種を含有することが好適である。ま
た本発明においては、上記の鋼板において、非酸化物Ti
(Ti^* ) は、Ｃ（wt％）, Ｎ（wt％）, Ｓ（wt％）との
関係において、次式； (C／12) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) を満足するように含有する構成が好ましい。また、本発
明の上記各鋼板においては、50μｍ以下の大きさを有す
る酸化物系介在物を0.002 〜0.015 wt％含有することが
好ましい構成である。また本発明の上記各鋼板において
は、鋼中の介在物が、CaO および／またはＲＥＭ酸化物
のいずれか１種または２種：合計量で５wt％以上50wt％
以下、Ti酸化物：90wt％以下、Al₂O₃ ：70wt％以下の酸
化物系介在物であることが好ましい。

【００１９】さらに本発明は、基本成分として、Ｃ≦0.
010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦3.0wt％、Ｐ≦0.15wt
％、Ｓ≦0.05wt％、Ｎ≦0.01wt％、0.010 wt％≦Ti≦0.
50wt％、ただし、このTiのうち 0.005〜0.1 wt％は非酸
化物の形態 (Ti^* ) で含み、かつCaおよび／または金属
ＲＥＭ≧0.0005wt％を含有するとともに、下記(1) 式ま
たは(2) 式を満たす範囲のAlを含有し、そして鋼中に含
まれるCaＳおよび／または金属ＲＥＭ硫化物を10ppm 以
下に規制した鋼片を、 900〜1300℃で加熱−均熱し、65
0 〜960 ℃の温度で仕上圧延を終了して 400〜750 ℃の
温度で巻取り、その後、50〜95％の圧下率で冷間圧延を
施してから、700 〜920 ℃で再結晶焼鈍を施すことを特
徴とする、表面性状が良好で耐食性に優れた深絞り用鋼
板の製造方法を提案する。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)

【００２０】本発明はまた、鋼板表面に付着量が 1〜10
0 g/m²の亜鉛系めっきを施すことを特徴とする表面性状
の良好で耐食性に優れた深絞り用亜鉛めっき鋼板の製造
方法を提案する。

【００２１】なお、本発明にかかる上記各方法において
は、鋼板は上記基本成分の他にさらに、Nb：0.001 〜0.
1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％の１種または２種を含有
することが好ましい実施の態様となる。また、本発明の
上記各方法において、上記非酸化物Ti (Ti^* ) は、Ｃ
（wt％）, Ｎ（wt％）, Ｓ（wt％）との関係において、
次式； (C／12) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) を満足するように含有させることが好ましい構成とな
る。また、本発明の上記各方法において、鋼中の介在物
が、CaO および／またはＲＥＭ酸化物の合計量が５wt％
以上50wt％以下、Ti酸化物が90wt％以下、Al₂O₃ が70wt
％以下、あるいはさらにSiO₂：30wt％以下、MnＯ：15wt
％以下を含む酸化物系介在物であることが好ましい。

【００２２】

【発明の実施の形態】はじめに、本発明に想到するに至
った契機となる実験研究について説明する。この実験
は、Ｃ：0.002 wt％、Si：0.02wt％、Mn：0.1 wt％、
Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.006 wt％、Al：0.005 wt％、Ｎ：
0.002 wt％、Ti：0.02〜0.05wt％、Ｏ：0.001 〜0.022
wt％、Ca：0.001 wt％、 (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≒3.
0 ×(C/12) (Ti^* ：非酸化物Ti) なる成分組成からなる
シートバーを、1150℃に加熱して均熱した後、仕上温度
が 890℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0 mmの
熱延板とした。その後、600 ℃−１時間の条件でコイル
巻取り処理を行った。その後さらに、80％の冷間圧延を
施してから、880 ℃−40秒の再結晶焼鈍を施した。

【００２３】図１は、上記のようにして製造した鋼板の
成形性について、とくにｒ値と強度伸び (TS×EL) に及
ぼす酸化物量の影響を示したものである。ここで、ｒ値
は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて３点法で測定し、３
方向のｒ値、ｒ_L （圧延方向のｒ値）、ｒ_C （圧延方向
に直角方向のｒ値）、ｒ_D （圧延方向に45°の方向のｒ
値）の平均値をｒ＝（ｒ_L ＋ｒ_C ＋２ｒ_D ）／４により
求めた。また、引張試験もｒ値と同様に３方向の平均値
で求めた。この図に示すように、この成分組成系の鋼材
においては、ｒ値と強度伸びTS×ELとは、酸化物量に依
存し、酸化物量が0.002 〜0.015 wt％の時、高ｒ値と高
TS×ELを両立させることができ、とくに酸化物量が0.00
4 〜0.012 wt％のとき、より高いｒ値とTS×EL特性が得
られることが判明した。なお、この鋼板の酸化物系介在
物の大きさは、顕微鏡観察の結果によれば、板幅方向寸
法が50μｍ以下であった。

【００２４】また、上記鋼板 (本発明に適合する) の耐
食性を従来のAl脱酸Ca処理した鋼板と大気暴露試験にお
いて比較したところ、赤錆発生までに要する時間がAl脱
酸Ca処理材の約２倍となり、格段の耐食性の向上が得ら
れた。そこで、この耐食性向上の発現機構を明らかにす
べく鋼板性状に関してさらに調査したところ、本発明に
従うTi脱酸処理を施すと、Ca添加鋼板であっても耐食性
に悪い影響を与える鋼中のCaＳの量がAl脱酸Ca処理材に
比べて著しく減少することがわかった。以下、本発明に
ついてさらに詳しく説明する。

【００２５】(1) 鋼素材 本発明にかかる鋼板は、 Ｃ≦0.010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦3.0 wt％、Ｐ
≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt％、Ｎ≦0.01wt％、0.010 wt％
≦Ti≦0.50wt％、Caおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0005
wt％を含むとともに、wt％Ti／wt％Al≧５、あるいはAl
≦0.010 wt％かつwt％Ti／wt％Al＜５の条件を満たす範
囲でAlを含有し、 かつ、上記Tiのうち非酸化物形態のもの (Ti^* ) の
含有量は0.01〜0.1 wt％であること、 そして、この非酸化物Ti (Ti^* ) は、Ｃwt％, Ｎwt
％, Ｓwt％との関係において、次式； (C／12) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) の関係を満たして含有すること、 そして、鋼中には必要に応じてさらに、Nb：0.001
〜0.1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％の１種または２種を
含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなること、 さらに、鋼板中のCaＳおよびめっきまたは金属ＲＥ
Ｍの硫化物を10ppm 以下に規制すること、を特徴とす
る。

【００２６】以下、本発明にかかる鋼板の成分組成を、
上記のように限定した理由を説明する。 (a) Ｃ≦0.010 wt％ Ｃは、少ないほど深絞り性が向上するので少なくするこ
とが好ましいが、精錬の負荷なども考慮しかつ悪影響の
出ない上限として0.010 wt％以下に限定した。 (b) Si≦1.0 wt％ Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるが、その含有量が1.0 wt％を超える
と、深絞り性が劣化するので1.0 wt％以下に限定した。 (c) Mn≦3.0 wt％ Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるが、その含有量が3.0 wt％を超える
と、深絞り性が劣化するので3.0 wt％以下に限定した。 (d) Ｐ≦0.15wt％ Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるが、その含有量が0.15wt％を超える
と、深絞り性が劣化するので0.15wt％以下に限定した。 (e) Ｓ≦0.05wt％ Ｓは、少ないほど深絞り性が向上するので少なくするこ
とが好ましいが、その含有量が0.05wt％以下であれば、
さほど悪影響が出ないので、0.05wt％以下に限定した。
しかも、このＳは多すぎると、Ｓ系析出物が増加して耐
食性を劣化させるので少ない方がよく、好ましくは0.01
wt％以下に制御するとよい。 (f) Ｎ≦0.01wt％ Ｎは、少ないほど深絞り性が向上するので少なくするこ
とが好ましいが、その含有量が0.01wt％以下であれば、
さほど悪影響が出ないので、0.01wt％以下に限定した。

【００２７】(g) 0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％ Tiは、本発明鋼板においては最も重要な役割りを担う成
分であり、Ti脱酸により、50μｍ以下のサイズの微細酸
化物系介在物を形成し、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御
して、強度伸びバランスを向上させる成分である。さら
に、この微細酸化物は、熱延板の微細化にも有効に作用
するため、冷延−焼鈍後に｛111 ｝再結晶集合組織を発
達させてｒ値を高くする。このTi含有量が0.010 wt％未
満では、添加の効果、即ち微細酸化物の量が少なすぎる
ため、上述の所期した効果が得られなくなることから、
下限を0.010 wt％以上に限定した。このTiは、0.025 wt
％以上の添加でより有効に作用する。ただし、0.50wt％
を超えて添加すると薄鋼板では材質が硬化して所期の材
料特性を損なうばかりか、コスト上昇をも招くことにな
るので、上限を0.50wt％とする。

【００２８】(h) Al Alは、本発明においては重要な役割りを担う成分であ
り、wt％Ti／wt％Al≧５、あるいはAl≦0.010 wt％
かつwt％Ti／wt％Al＜５のいずれかの条件を満たす必要
がある。前記条件が満たされなくなると、Al脱酸鋼とな
り、巨大なAl₂O₃のクラスターが多量に生成し、鋼片の
表面性状を劣化させるとともに、冷延−焼鈍時の粒成長
性を制御するための50μｍ以下の微細酸化物が少なくな
るため、強度伸びバランスが劣る。したがって、Al含有
量は上記またはの条件を満足する必要があり、この
うち特に、の条件は、本発明の目的を達成する上で好
ましい範囲である。

【００２９】(i) Caおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0005
wt％ Caおよび金属ＲＥＭは、本発明にかかる鋼板において重
要な役割りを担う成分であり、CaおよびＲＥＭのいずれ
か１種または２種を合計で0.0005wt％以上添加する必要
がある。すなわち、溶鋼をTi脱酸した後、さらにCaおよ
びＲＥＭのいずれか１種または２種を合計で0.0005wt％
以上添加することにより、溶鋼中の酸化物組成を、Ti酸
化物：90wt％以下、好ましくは20wt％以上90wt％以下、
さらに好ましくは85wt％以下、CaＯおよび／またはＲＥ
Ｍ酸化物：５wt％以上、好ましくは８wt％以上50wt％以
下で、Al₂O₃ が70wt％以下となる低融点の酸化物系介在
物となるように調整する。このような調整を行うと、連
続鋳造時に、地金を含んだTi酸化物のノズルへの付着を
阻止して、ノズル閉塞を無くすことができる。さらに、
CaＯおよび／またはＲＥＭ酸化物は、冷延−焼鈍後の粒
成長および熱延板の細粒化に寄与できる。なお、過剰な
Ca、ＲＥＭの添加は発錆をもたらす原因ともなるので、
上限は合計量で0.005 wt％以下とすることが望ましい。

【００３０】 (j) 非酸化物Ti(Ti ^* ) ＝0.005 〜0.1 wt％ (C/12) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) 非酸化物Tiとは、全Tiのうち鋼板中で酸化物状態で存在
しないTi、すなわち炭化物、窒化物、硫化物などとして
存在したり、固溶状態で存在するTiの総量を意味し、以
下の方法で求めたものである。 非酸化物Ti量＝全Ti量−酸化物Ti ここで、酸化物Ti＝全Ｏ量×鋼板中介在物のＥＰＭＡに
よるTi濃度（wt％）／鋼板中介在物のＥＰＭＡによるＯ
濃度（wt％）である。そして、ＥＰＭＡによるTi濃度お
よびＯ濃度は、鋼板中に存在する３〜10μｍの酸化物系
介在物をランダムに10個選び出してＥＰＭＡで濃度測定
し、その平均値を用いたものである。かかる非酸化物Ti
(Ti^* ) は、本発明にかかる鋼板において、きわめて重
要な役割りを担う成分であり、鋼中の固溶Ｃ, 固溶Ｎ,
固溶Ｓを炭化物、窒化物、硫化物として析出固化して低
減させることにより深絞り性の劣化を防止する効果があ
る。その量が0.005 wt％未満では効果がなく、一方 0.1
wt％を超えてもそれ以上の効果は得られず、逆に深絞り
性劣化につながるので0.005 〜0.1 wt％に限定した。そ
して、この非酸化物Ti(Ti ^* ) の量は、Ｃ, Ｎ, Ｓ各含
有量との関係において、 (C/12) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋
S/32) ≦10(C/12)の関係式を満足して含有させることが
好ましい。その理由は、 (C/12) ＞ (Ti^* /48)-(N/14＋
S/32) では、熱延板中に多量の固溶Ｃが残留するため、
冷延−焼鈍後の深絞り性が劣る。一方、 (Ti^* /48)-(N/
14＋S/32) ＞ 10(C/12) の量の非酸化物Ti (Ti^* ) は、
逆に深絞り性を劣化させる。従って、次式のとおりに限
定した。 (C/12) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≦ 10(C/12)

【００３１】(k) CaＳおよび／または金属ＲＥＭの硫化
物 前述のように、本発明の特徴は、巨大なAlクラスターが
なく表面欠陥のない鋼板を提供するためにAl脱酸のかわ
りにTi脱酸し、ノズル閉塞対策としてCa処理を施すこと
にあるが、この場合、Ca添加鋼特有の錆びやすいという
欠陥対策が必要となる。そのために本発明では、鋼板の
耐食性とＳ系析出物との関係に着目して調査した。その
結果、Ca添加鋼のＳ系析出物、つまりCaＳおよび／また
は金属ＲＥＭの硫化物の鋼中濃度を10ppm 以下に規制す
ると、Ca添加鋼でも良好な耐食性を維持することができ
ることを見いだした。鋼中のCaＳおよび／または金属Ｒ
ＥＭの硫化物の鋼中濃度が10ppm を超えると、水溶性で
あるこれら析出物を起点として錆が発生しやすくなり耐
食性劣化を招聘する。

【００３２】(l) Nb：0.001 〜0.1 wt％ Nbは、熱延板の組織を微細化することにより、冷延−焼
鈍後のｒ値を向上させる効果がある。その添加量が0.00
1 wt％未満では添加効果がなく、一方 0.1wt％を越えて
添加しても添加の効果が飽和し、逆に深絞り性の劣化に
つながるので、0.001 〜0.1 wt％の範囲に限定した。 (m) Ｂ：0.0001〜0.05wt％ Ｂは、鋼の耐二次加工脆性の改善のために添加される
が、その添加量が0.0001wt％未満では添加効果がなく、
一方0.05wt％を越えて添加すると逆に深絞り性の劣化に
つながるので、0.0001〜0.05wt％に限定した。

【００３３】(2) 鋼片および鋼板の介在物 本発明の鋼板については、鋼板幅方向（圧延直角方向）
の寸法で50μｍ以下の大きさを有する微細な酸化物系介
在物を0.002 〜0.015 wt％含有するように調整すること
が必要である。ところで、鋼片（スラブ）中に存在する
介在物の寸法は、圧延により、圧延方向には伸長するも
のの、板幅方向にはほとんど変化しない。従って、鋼板
幅方向の介在物寸法を所定の範囲内に保つためには、鋼
片段階で介在物寸法を制御する必要がある。このため、
鋼片中に含まれる微細酸化物系介在物の制御は、本発明
の重要な構成要素の１つである。特に、本発明方法の下
で生成する介在物は、幅（圧延直角方向寸法）が50μｍ
以下の大きさを有する粒状または破断状の酸化物系介在
物である。幅が50μｍ以下の酸化物系介在物であれば、
熱延時の結晶粒微細化ならびに冷延−焼鈍時の粒成長を
抑制することができる。しかし、幅が50μｍよりも大き
い介在物では前記の如き効果はない。このことから、該
酸化物系介在物は、幅が50μｍ以下のものに限定した。
また、この酸化物系介在物は、含有量が0.002 wt％より
少ないと粒成長には効果がなく、一方、0.015 wt％より
も多く含有すると逆に深絞り性が劣化するので、0.002
〜0.015 wt％に限定した。なお、深絞り性の観点から
は、酸化物系介在物の含有量は、0.004 〜0.012 wt％が
好ましい。ここで、幅が50μｍ以下の大きさを有する粒
状または破断状の酸化物系介在物とは、鋼スラブで生成
した酸化物系介在物であって、比較的大きなものは熱延
および冷延にて圧延方向に分断された破断状の酸化物系
介在物をいい、また比較的小さなものは、その形を維持
しているような粒状の酸化物系介在物をいう。なお、鋼
板に含まれる酸化物系介在物の組成割合の測定方法は、
酸化物系介在物を任意に10ケ抽出し、その平均値から求
めたものである。

【００３４】(3) 鋼板の製造方法 製鋼工程：この工程は、本発明の場合とくに限定される
ものではないが、以下に好ましい処理方法を例示する。
素材は、極低炭素鋼であって、Ti≧0.010 wt％とし、
wt％Ti／wt％Al≧５、あるいはAl≦0.010 wt％かつwt
％Ti／wt％Al＜５のいずれかの条件を満たす成分組成を
有する鋼を溶製する必要がある。この場合において、調
整成分としてのTiをTi≧0.010 wt％にする理由は、Ti＜
0.010 wt％では脱酸素能力が弱く、溶鋼中の全酸素濃度
が高くなり、伸び, 絞り等の材料特性が悪化するためで
ある。ただし、この場合でも、Si, Mnの濃度を高めて脱
酸力を増加することも考えられるが、Ti＜0.010 wt％で
はSiO₂またはMnO含有介在物が大量に生成し、鋼材質の
硬化やめっき性の劣化を招く。これを防ぐには、 (wt％
Ti)/ (wt％Al) ≧５, (wt％Mn)/ (wt％Ti) ＜100 とす
ることが好ましく、この場合、介在物中のTi酸化物濃度
は20％以上となる。

【００３５】また、wt％Ti／wt％Al≧５、あるいは
Al≦0.010 wt％かつwt％Ti／wt％Al＜５のいずれかの条
件にする理由は、これらの条件を満たさない条件ではTi
脱酸鋼ではなくAl脱酸鋼となり、Al₂O₃ 濃度が70％以上
のAl₂O₃ クラスターが大量に生成するからである。本発
明は、介在物をTi酸化物を主体とする介在物中に、後述
するようにCaO , ＲＥＭ酸化物を含有させて所期の目的
を達成しようとするものである。この点、上記２つの条
件のうち、とくにwt％Ti／wt％Al≧５の条件に調整す
ることが好ましい。

【００３６】本発明にかかる鋼板の製造にあたっては、
まず、溶鋼をFe−Ti等のTi含有合金により脱酸し、鋼中
にTi酸化物を主体とする酸化物系介在物を生成させる。
その介在物は、Alで脱酸した時のような巨大なクラスタ
ー状ではなく、１〜50μｍ程度の大きさの粒状, 破断状
のものが多くを占める。ただし、このとき上記又は
の条件を外れると、巨大なAl₂O₃ クラスターが生成す
る。このようなAl₂O₃ クラスターは、Ti合金を添加して
Ti濃度を増加しても還元できず、鋼中にクラスター状介
在物として残存する。したがって、本発明にかかる鋼板
については、この製造の段階で、まず溶鋼中に適当なTi
酸化物を生成させるようにすることが好ましい。

【００３７】なお、本発明法の下では、Alで脱酸する従
来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、C
a, ＲＥＭを含有するため介在物組成調整用合金は高価
である。このことから、かかるTi合金の溶鋼中への添加
は、介在物の組成制御が可能な範囲内でできるだけ少量
で済むように行うのが経済的で好ましい。この意味にお
いて、Ti含有合金等の脱酸材の添加の前には、溶鋼中の
溶存酸素, スラブ中のFeＯ, MnＯを低下させるために予
備脱酸することが望ましい。この予備脱酸は、脱酸後の
溶鋼中のAl≦0.010 wt％となるような少量のAlによる脱
酸、SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行う。

【００３８】上述したように、Ti脱酸により生成したTi
₂O₃ ≧70％のTi酸化物系介在物を生成した鋼板というの
は、その介在物が2 〜20μｍ程度の大きさにて鋼中に分
散するため、クラスター状の介在物による表面欠陥はな
くなる。しかしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態
であり、また、極低炭素鋼は鋼の凝固温度が高いため
に、地金を取り込んだ形でタンディッシュノズルの内面
に成長し、ノズルの閉塞を誘発するおそれがある。

【００３９】そこで、本発明おいては、Ti合金により脱
酸した後、さらに0.0005wt％以上になるようにCaおよび
ＲＥＭのいずれか１種または２種を添加して、Ti酸化
物：20wt％以上90wt％以下好ましくは85wt％以下、CaO
および／またはＲＥＭ酸化物：５wt％以上好ましくは８
wt％以上50wt％以下、Al₂O₃ が70wt％以下である低融点
の酸化物系介在物に制御する。このように制御すると、
地金を取り込んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防
止することができる。上記介在物のTi酸化物が20wt％以
下ではTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al₂O₃ 濃度
が高まるためノズル詰まりが発生し、また、CaＯ, ＲＥ
Ｍ酸化物濃度が高くなると発錆が悪化するため、Ti酸化
物濃度は20wt％以上とする。一方、Ti酸化物濃度が90wt
％以上では、CaＯ, ＲＥＭ酸化物が少なくノズル詰まり
が発生する。従って、Ti酸化物濃度を20wt％以上90wt％
以下とした。一方で、鋼中のＳ量を前述のように規制
し、かつ介在物組成を上記のように制御することによ
り、錆に対して有害なCaＳおよび／または金属ＲＥＭの
硫化物の濃度を10ppm 以下に維持することもできるよう
になる。なお、より望ましい介在物の組成は、Ti₂O₃ ：
30wt％以上80wt％以下、CaＯ、ＲＥＭ酸化物 (La₂O₃ 、
Ce₂O₃ 等) ：10wt％以上40wt％以下である。

【００４０】次に、上記介在物中のAl₂O₃ については、
70wt％を越えると高融点組成となるためにノズル閉塞が
起きるだけでなく、介在物の形状がクラスター状にな
り、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。

【００４１】さらに、上記介在物中には別に、30wt％以
下のSiO₂、15wt％以下のMnＯを含有してもよい。これら
の酸化物を上記のように限定する理由は、これらがそれ
ぞれの量を上回ると、本発明で対象とするチタンキルド
鋼とは言えないし、こうした組成のもとでは、Ca添加を
行わなくてもノズル詰まりはなく、発錆の問題も無くな
るためである。なお、介在物中にSiO₂, MnＯを含有させ
るためには、溶鋼のSi, Mn濃度をMn／Ti＞100 、Si／Ti
＞50にする。このほかに、酸化物には、ZrO₂,MgＯなど
を５wt％以下の範囲で混入させることができる。なお、
以上説明した酸化物系介在物の組成は、酸化物系介在物
を任意に10個抽出し、その平均値から求めるものとす
る。

【００４２】本発明にかかる鋼板は、従来のAl脱酸した
鋼に比べるとTi合金の歩留りが悪く、Ca, ＲＥＭを添加
することから高価になる。このことから、鋼中介在物の
組成制御はできるだけ少ない量で済むように調整するこ
とが好ましく、できればTi脱酸前の溶鋼中の溶存酸素濃
度は200 ppm 以下になるように予備脱酸することが望ま
しい。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌、少量のAl
による脱酸 (脱酸後のAlが溶鋼中0.010 wt％以下) 、Si
やFeSi、MnやFeMnによる脱酸によって行うことが好まし
い。

【００４３】上述したように制御された介在物の寸法
は、50μｍ以下の大きさを有するものとする。ここで、
介在物の大きさを50μｍ以下のものに限定する理由は、
本発明にかかる脱酸法では、50μｍ以上の介在物はほと
んど生成しない。このことは一般に、50μｍ以上の介在
物はスラグかモールドパウダー等の外来性の介在物が主
因であるためである。また、50μｍ以下の介在物量は酸
化物系介在物全量の80wt％以上存在させることがコイル
の表面欠陥やノズル詰まりを防止する上で望ましい。

【００４４】本発明において、生成する介在物の組成を
上記のように制御した場合、連続鋳造時にタンディッシ
ュノズルおよびモールドの浸漬ノズル内面に酸化物等が
付着するのを完全に防止することができる。従って、タ
ンディッシュや浸漬ノズル内に、酸化物等の付着防止の
ためのArやN₂等のガスを吹き込む必要がなくなる。その
結果、連続鋳造時のパウダー巻き込みによる鋳片のパウ
ダー性欠陥や、吹き込んだガスによる気泡性の欠陥が鋳
片に発生するのを防止できるという効果が得られる。

【００４５】熱間圧延工程：熱間圧延に先立って行うス
ラブの加熱は、900 〜1300℃の温度で行う。この理由
は、900 ℃以下のスラブ加熱温度では、圧延時の荷重負
荷が高くなりすぎて操業上の問題が生じる。一方、1300
℃を越える高い温度では、圧延前の結晶粒径が大きくな
りすぎるため、熱延板が微細化しない。したがって、ス
ラブ加熱温度は900〜1300℃に限定する。なお、このス
ラブ加熱温度は、深絞り性の観点からは1200℃以下が好
ましい。なお、連続鋳造から圧延にかけての処理におい
て、CC−DR（連続鋳造−ダイレクトローリング）または
HCR （ホットチャージローリング）を採用することは省
エネルギーの観点から好ましい方法と言える。

【００４６】上記熱間圧延の終了温度は、650 〜960 ℃
とする。この理由は、960 ℃より高い温度で熱間圧延を
終了すると、熱延板の結晶粒が粗大化し、冷延−焼鈍後
の深絞り性が劣化する。一方、Ａr₃変態点以下のα域で
熱間圧延を終了してもよいが、その温度が650 ℃よりも
低いと、圧延負荷の増大につながるため、仕上圧延終了
温度を650 〜960 ℃に限定する。なお、熱間圧延後のコ
イル巻取り温度は、高温ほど析出物の粗大化に有利であ
るが、750 ℃を超えるとスケールが厚くなりすぎる等の
問題が生じ、また400 ℃を下回ると析出物が粗大化しな
いので、400 〜750 ℃の範囲に限定する。

【００４７】冷間圧延工程：この工程は、高いｒ値を得
るために行う処理であり、この目的を達成するためには
冷延圧下率を50〜95％とすることが必要である。という
のは、圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得
られないからであり、一方、95％以上の圧下率で冷間圧
延を施しても、それ以上の高ｒ値は得られず、逆にｒ値
が低下するので、50〜95％に限定する。

【００４８】焼鈍工程：冷間圧延工程を経た冷延鋼板
は、再結晶焼鈍を施す必要がある。焼鈍温度は 700〜92
0 ℃とする。というのは、焼鈍温度が700 ℃未満では、
深絞り性に好ましい｛111 ｝再結晶集合組織が発達せ
ず、一方、920 ℃を越える高温域で焼鈍を行っても、そ
れ以上の深絞り性は得られず、逆にα→γ変態により集
合組織がランダム化し、ｒ値が劣化するからである。し
たがって、焼鈍温度は 700〜920 ℃に限定する。そし
て、焼鈍後の鋼帯に対しては、形状矯正、表面粗度等の
調整のために、10％以下の調質圧延を加えてもよい。

【００４９】めっき工程：冷間圧延工程を経た冷延鋼板
は、例えば、溶融亜鉛めっきを行う。この場合、ＣＧＬ
方式の下でめっきし、場合によってはそのめっき処理
後、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼
板とする。この場合、ＣＧＬでの焼鈍温度も先の焼鈍の
場合と同様に、焼鈍温度は 700〜920 ℃とする。めっき
付着量は、めっき後のワイピングにより1 〜100 g/m²に
制御される。合金化処理を施す場合には、合金化炉で板
温度として 460〜550 ℃、望ましくは 480〜520 ℃の温
度範囲で合金化し、めっき層中の合金含有率を 7〜15wt
％にする。さらに、必要に応じて、めっき, 合金化処理
後の材料には調質圧延を施してもよい。また、合金化溶
融亜鉛めっき、溶融めっき後に上層めっきとして鉄系の
フラッシュめっきを施したような材料も本発明の実施形
態の１つである。また、電気めっきの場合には、連続焼
鈍炉で焼鈍を終了した材料にＥＧＬで純亜鉛めっき、Zn
−Ni合金めっきなどの電気めっきを１〜100 g/m²施す。
電気めっき後、樹脂を塗装したような材料も本発明実施
形態の１つである。

【００５０】なお、亜鉛系めっき以外の表面処理として
は、すずめっき、ほうろう樹脂被覆等がある。また、本
発明鋼板には、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を
施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食
性等の改善を行ってもよい。

【００５１】

【実施例】発明例：転炉出鋼後、300tonの溶鋼をＲＨ脱
ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ：0.0012〜0.0021wt％、S
i：0.004 〜0.120 wt％、Mn：0.06〜0.45wt％、Ｐ：0.0
10 〜0.060wt％、Ｓ：0.003 〜0.008 wt％に調整すると
ともに、溶鋼温度を1585〜1615℃に調整した。この溶鋼
中に、Alを0.2 〜0.8 kg/ton添加し、溶鋼中の溶存酸素
濃度を55〜250 ppm まで低下させた。この時の溶鋼中の
Al濃度は0.001 〜0.003 wt％であった。そしてこの溶鋼
に、70wt％Ti−Fe合金を 0.8〜1.8 kg/ton添加してTi脱
酸した。その後、FeNb、FeＢ等を添加して成分調整を行
った後に、溶鋼中には30wt％Ca−60wt％Si合金や、それ
にMet.Ca、Fe、5 〜15wt％のＲＥＭを混合した添加剤、
または、90wt％Ca− 5wt％Ni合金等のCa合金、ＲＥＭ合
金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5 kg／ton 添加し処理を
行った。この処理の後のTi濃度は0.026〜0.058 wt％、A
l濃度は0.001 〜0.003 wt％、Ca濃度は0.0005〜0.0018w
t％、ＲＥＭ濃度は0.0000〜0.0020wt％であった。

【００５２】次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続
鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。なお、この
ときの、タンディッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組織
は、25〜85wt％Ti₂O₃ − 5〜45wt％CaO − 0〜18wt％Ｒ
ＥＭ酸化物−６〜41wt％Al₂O ₃ の微細な球状介在物であ
った。この鋳造時は、タンディッシュならびに浸漬ノズ
ル内にArガスを吹き込まなかった。連続鋳造後に観察し
たところでは、タンディッシュならびに浸漬ノズル内に
は付着物はほとんどなかった。

【００５３】次に、上記連鋳スラブを熱間圧延したの
ち、0.8 mmまで冷間圧延し、さらに、連続焼鈍ライン(C
AL) または溶融亜鉛めっきライン(CGL) にて再結晶焼鈍
を行った。このＣＧＬでは、表３に示す付着量, 合金化
度の溶融めっきを施した。また、ＣＡＬで焼鈍した材料
にはＥＧＬで表３に示す付着量, 合金化度の電気めっき
を施した。なお、この実験に供した鋼の組成を表１に、
そして、酸化物系介在物の含有量, １μｍ以上の主要な
鋼板中の介在物の平均的な組成を表２に示した。なお、
この時の酸化物系介在物量の板幅方向サイズはすべて50
μｍ以下であった。熱延、冷延および焼鈍条件を表４中
に示す。この焼鈍板にはヘゲ、スリーバ、スケールなど
の非金属介在物性の欠陥は0.00〜0.02個／1000m-コイル
以下しか認められなかった。なお、冷間圧延後、電気め
っき、溶融亜鉛めっき処理を施した鋼板の表面品質も良
好であった。なお、表２に示したCaＳは次のようにして
求めたものである。即ち、サンプルをサリチル酸系の非
水溶媒中で電解抽出し、抽出残渣を融解し、ＩＣＰにて
析出Caとして定量した。そして、CaＯをしゅう素メタノ
ール浸漬法により求め、CaＯとして存在するCa量を算出
し、先に求めた析出Ca総量からひいたものを析出CaＳと
して求めた。

【００５４】

【表１】

【００５５】

【表２】

【００５６】

【表３】

【００５７】

【表４】

【００５８】比較例１：転炉出鋼後、300tonの溶鋼をＲ
Ｈ脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ：0.0015wt％、Si：0.
006 wt％、Mn：0.15wt％、Ｐ：0.020 wt％、Ｓ：0.005
wt％に調整するとともに、溶鋼温度を1590℃に調整し
た。この溶鋼中に、Alを1.2 〜1.6 kg/ton添加し脱酸処
理を行った。脱酸処理後の溶鋼中のAl濃度は0.035 wt％
であった。その後、Fe−Tiを添加するとともに、Fe−N
b、Fe−Ｂを添加して成分組成の調整を行った。なお、
この処理の後のTi濃度は0.040 wt％であった。次に、上
記溶鋼を、２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造
し、連鋳スラブを製造した。なお、このときの、タンデ
ィッシュ内溶鋼中に含まれる介在物の平均的な組成は、
95〜98wt％Al₂O₃ 、５wt％以下のTi₂O₃ からなるクラス
ター状の介在物が主体であった。鋳造時にタンディッシ
ュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった場
合には、著しくノズルにAl₂O₃ が付着し、３チャージ目
にスライディングノズルの開度が著しく増加し、ノズル
詰まりにより鋳込みを中止した。また、Arガスを吹いた
場合にも、ノズル内にはAl₂O₃ が大量に付着しており、
８チャージ目にはモールド内の湯面の変動が大きくなり
鋳込みを中止した。次に、上記連鋳スラブは4.0 mmまで
熱間圧延したのち、0.8 mmまで冷間圧延し、さらに、連
続焼鈍ラインにて再結晶焼鈍を行った。この実験に用い
た鋼の組成を表１に、酸化物系介在物の含有量および１
μｍ以上の主要な鋼板中の介在物の平均的な組成は表２
に、そして、熱延、冷延および焼鈍の各条件 (製造条
件) と機械的性質を表４中に示した。その結果、この比
較例の焼鈍板には、ヘゲ、スリーバ、スケールなどの非
金属介在物性の欠陥が、0.45個／1000m-コイル程度認め
られた。

【００５９】比較例２：この例は、Ｓ濃度を0.055 wt％
にしたこと以外は実施例とほとんど同じ鋼組成, 介在物
組成と製造条件を採用した例であり、表中に鋼種Ｇとし
て示した。この比較例では、鋼中のCaＳが多く、未塗装
材をＳＳＴで1000時間試験したあとの最大板厚減少値が
0.5 mmとなり、耐食性に著しい劣化が見られた。

【００６０】

【発明の効果】以上説明したように、本発明にかかる鋼
板は、これの製造に当たり、連続鋳造時にイマージョン
ノズルの閉塞を引き起こすことがなく、しかも圧延薄鋼
板の表面は非金属介在物に起因する表面欠陥がほとんど
皆無で極めて清浄な深絞り用鋼板である。さらに耐食性
も良好で高いｒ値と優れた強度伸びバランスを有するの
で、自動車用薄鋼板などとして実に好適に用いられる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ｒ値およびTS×ELにおよぼす微細酸化物介在物
量の影響を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鍋島 誠司 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目 （番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 加藤 千昭 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目 （番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA09 EA15 EA16 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EA36 EB02 EB03 EB06 EB09 FA01 FA02 FA03 FC02 FC03 FC04 FE01 FE02 FE03 FJ05 FJ06 GA05 JA01

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 基本成分として、Ｃ≦0.010 wt％、Si≦
   1.0 wt％、Mn≦3.0wt％、Ｐ≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt
   ％、Ｎ≦0.01wt％、0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％、ただ
   し、このTiのうち0.005 〜0.1 wt％は非酸化物Ti (T
   i^* ) の形態で含有し、Caおよび／または金属ＲＥＭ≧
   0.0005wt％を含むとともに、下記(1) 式または(2) 式を
   満たす範囲のAlを含有し、残部Feおよび不可避的不純物
   よりなり、そして鋼中には10ppm 以下のCaおよび／また
   は金属ＲＥＭ硫化物を含むことを特徴とする、表面性状
   が良好で耐食性に優れた深絞り用鋼板。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)
2. 【請求項２】 表面に、付着量：１〜100 g/m²の亜鉛系
   めっきを有することを特徴とする請求項１に記載の鋼
   板。
3. 【請求項３】 上記成分の他にさらに、Nb：0.001 〜0.
   1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％のいずれか１種または２
   種を含有することを特徴とする、請求項１または２に記
   載の鋼板。
4. 【請求項４】 非酸化物Ti (Ti^* ) は、Ｃ（wt％）, Ｎ
   （wt％）, Ｓ（wt％）との関係において、次式； (C／12) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) を満足するように含有することを特徴とする、請求項
   １, ２または３に記載の鋼板。
5. 【請求項５】 請求項１, ２, ３または４に記載の鋼板
   において、50μｍ以下の大きさの酸化物系介在物を0.00
   2 〜0.015 wt％含有することを特徴とする、表面性状が
   良好で耐食性に優れた深絞り用鋼板。
6. 【請求項６】 鋼中に、 CaO および／またはＲＥＭ酸化物を合計量で５wt％以上
   50wt％以下、 Ti酸化物：90wt％以下、 Al₂O₃ ：70wt％以下、の酸化物系介在物を主に含むこと
   を特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼
   板。
7. 【請求項７】 基本成分として、Ｃ≦0.010 wt％、Si≦
   1.0 wt％、Mn≦3.0wt％、Ｐ≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt
   ％、Ｎ≦0.01wt％、0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％、ただ
   し、このTiのうち 0.005〜0.1 wt％は非酸化物の形態
   (Ti^* ) で含み、かつCaおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0
   005wt％を含有するとともに、下記(1) 式または(2) 式
   を満たす範囲のAlを含有し、そして鋼中に含まれるCaＳ
   および／または金属ＲＥＭ硫化物を10ppm 以下に規制し
   た鋼片を、 900〜1300℃で加熱−均熱し、650 〜960 ℃
   の温度で仕上圧延を終了して 400〜750 ℃の温度で巻取
   り、その後、50〜95％の圧下率で冷間圧延を施してか
   ら、700 〜920 ℃で再結晶焼鈍を施すことを特徴とす
   る、表面性状が良好で耐食性に優れた深絞り用鋼板の製
   造方法。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)
8. 【請求項８】 鋼板表面に、付着量：１〜100 g/m²の亜
   鉛系めっきを施すことを特徴とする請求項７に記載の製
   造方法。
9. 【請求項９】 上記鋼板は、基本成分の他にさらに、N
   b：0.001 〜0.1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％のいずれ
   か１種または２種を含有することを特徴とする、請求項
   ７または８に記載の製造方法。
10. 【請求項１０】 非酸化物Ti (Ti^* ) は、Ｃ（wt％）,
    Ｎ（wt％）, Ｓ（wt％）との関係において、次式； (C／12) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) を満足するように含有することを特徴とする、請求項
    ７, ８または９に記載の製造方法。
11. 【請求項１１】 鋼中に、 CaO および／またはＲＥＭ酸化物を合計量で５wt％以上
    50wt％以下、 Ti酸化物：90wt％以下、 Al₂O₃ ：70wt％以下の酸化物系介在物を主に含むことを
    特徴とする、請求項７〜１０のいずれか１項に記載の製
    造方法。