JP2000001746A - 表面性状の良好な深絞り用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 表面性状, 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。 【解決手段】 Ｃ≦0.010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦3.
0 wt％、Ｐ≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt％、Al＜0.01wt％、
Ｎ≦0.01wt％、Ti≧0.015 wt％、Caおよび／または金属
ＲＥＭ≧0.0005wt％を含有すると共に、非酸化物Ti (Ti
^* ) を0.01〜0.1wt％、Alをwt％Ti／wt％Al≧５又は
Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５の範囲で含
有する鋼板であって、その製造に当たっては、スラブ
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。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、表面性状の良好な
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も優れた鋼
板、例えば冷延鋼板や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。とくに本発明は、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、介在物を微細分散化することにより冷延−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を
改善してなる極低炭素冷延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, 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
や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、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、量および組成が特定の範
囲であれば、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
することができ、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、
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
避的不純物よりなることを特徴とする、表面性状の良好
な深絞り用鋼板である。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)

【００１７】なお、本発明の鋼板は、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種を含有することが好適である。
また本発明においては、上記の各鋼板において、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、あるいは
さらに、SiO₂：30wt％以下、MnＯ：15wt％以下の酸化物
系介在物を主に含むことが好ましい。

【００１８】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Ti (Ti^* ) の形態で含有し、Caおよび／または金属Ｒ
ＥＭ≧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を含有する鋼片を、 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、表面性状の良好な深絞
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)

【００１９】なお、本発明にかかる上記の方法において
は、鋼片は上記基本成分の他にさらに、Nb：0.001 〜0.
1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％のいずれか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：合計量で５wt％以上
50wt％以下、Ti酸化物：90wt％以下、Al₂O₃ ：70wt％以
下、あるいはさらにSiO₂：30wt％以下、MnＯ：15wt％以
下の酸化物系介在物を主に含むことが好ましい。

【００２０】

【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。

【００２１】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。ここに、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。この鋼板について、鋼板表面近傍を顕微鏡観
察した結果、その鋼板の酸化物系介在物の大きさは、板
幅方向寸法が50μｍ以下であった。しかも、この図より
明らかなように、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0.004 〜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。

【００２２】(1) 鋼成分 本発明にかかる鋼板の成分組成は、 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のうち非酸化物の形態のもの (Ti^* )
を0.005 〜0.1 wt％含有すること、 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、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を特徴とす
る。

【００２３】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。 (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。 (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。

【００２４】(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。

【００２５】(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、
合計量で0.005 wt％以下の範囲で添加するのが望まし
い。

【００２６】 (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、次の
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×鋼中介在物のＥＰＭＡによ
るTi濃度（wt％）／鋼中介在物の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で濃度を測定し、
その平均値を用いる。こうして求めた非酸化物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定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 0.1wt％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％と限定した。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)の関係式を満足する必要がある。すなわち、 (C/1
2) ＞ (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は、逆に深絞り性を劣化させるため、(C/1
2) ≦ (Ti^* /48)-(N/14＋S/32) ≦ 10(C/12) に限定し
た。

【００２７】(k) 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。 (l) 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。

【００２８】(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。

【００２９】(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。

【００３０】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。

【００３１】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。

【００３２】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。

【００３３】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。

【００３４】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、溶鋼中ひ
いては鋼板中の酸化物組成を、Ti酸化物：20wt％以上90
wt％以下好ましくは85wt％以下、CaO および／またはＲ
ＥＭ酸化物：５wt％以上好ましくは８wt％以上50wt％以
下、Al₂O₃ が70wt％以下である低融点の酸化物系介在物
とする。そうすると、地金を取り込んだTi酸化物のノズ
ルへの付着を有効に防止することが可能になる。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) ：10
wt％以上40wt％以下である。上記介在物のTi酸化物が20
wt％以下ではTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al₂O
₃ 濃度が高まるためノズル詰まりが発生し、また、Ca
Ｏ, ＲＥＭ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ためTi酸化物濃度は20wt％以上90
wt％以下とする。

【００３５】また、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。

【００３６】上述したように、本発明における鋼中の酸
化物系介在物は、CaO および／またはＲＥＭ酸化物を合
計量で５wt％以上50wt％以下、Ti酸化物を90wt％以下お
よびAl₂O₃ を70wt％以下含有したTi酸化物を主とする必
要がある。上記酸化物系介在物中には、前記酸化物のほ
かにさらに、SiO₂、MnＯなどの酸化物を含むことができ
る。この場合、上記介在物中のSiO₂については30wt％以
下、MnＯについては15wt％以下に制御することが望まし
い。この理由は、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。しかも、
前述したように、介在物中にSiO₂, MnＯを含有させるた
めには、溶鋼のSi, Mn濃度をMn／Ti＞100 、Si／Ti＞50
にすることが好ましい。このほかに、本発明の酸化物中
には、ZrO₂、MgO などを5 wt％以下の範囲で混入させる
ことが許容される。なお、以上説明した鋼中の酸化物系
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（分析値）から求めるものとする。

【００３７】本発明にかかる鋼板にあっては、従来のAl
脱酸した鋼に比べ、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。

【００３８】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。

【００３９】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。

【００４０】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。

【００４１】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。

【００４２】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。

【００４３】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。

【００４４】なお、このようにして得られた冷延鋼板
は、加工用冷延鋼板としてのみならず、加工用表面処理
鋼板の原板としても適用できる。その表面処理として
は、亜鉛めっき (合金系を含む) 、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。

【００４５】

【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。

【００４６】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。

【００４７】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。鋼組成を表１に、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に示す。この時の酸化物系介在物量の板幅方向サイズ
はすべて50μｍ以下であった。さらに、熱延、冷延、焼
鈍条件および機械的特性を表３に示す。なお、介在物組
成、非酸化物Ti、機械的特性等の値は前述した方法と同
様にして求めた。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／1000
m-コイル以下しか認められなかった。また、発錆量は、
従来のAl脱酸と同じく問題はなかった。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。

【００４８】

【表１】

【００４９】

【表２】

【００５０】

【表３】

【００５１】比較例：転炉出鋼後、300tonの溶鋼をＲＨ
脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ：0.0015wt％、Si：0.00
6 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−Nb、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。鋼組成を表１に、寸法
50μｍ以下の酸化物系介在物の含有量及び１μｍ以上の
主要な鋼中の介在物組成を表２に示す。また、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３
中に比較例として示す。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が、0.45個／
1000m-コイル認められた。

【００５２】

【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 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (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 八尋 太郎 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 EA02 EA04 EA15 EA16 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EB02 EB03 EB06 EB08 EB09 FA01 FA02 FA03 FC02 FC03 FC04 FE01 FE02 FE03 FJ04 FJ05 FJ06 HA05

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 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ることを特徴とする、
   表面性状の良好な深絞り用鋼板。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)
2. 【請求項２】 請求項１に記載の鋼板において、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、表面性状の良好な深絞り用鋼板。
3. 【請求項３】 請求項１または２に記載の鋼板におい
   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ことを特徴とする、表面性状
   の良好な深絞り用鋼板。
4. 【請求項４】 請求項１, ２または３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0.002 〜
   0.015 wt％含有することを特徴とする、表面性状の良好
   な深絞り用鋼板。
5. 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼
   板において、鋼中の介在物が、 CaO および／またはＲＥＭ酸化物：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、表面性状の良好な深絞り用鋼板。
6. 【請求項６】 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 (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を含有する鋼片を、 900〜1300℃で加熱−均熱
   し、650 〜960 ℃の温度で仕上圧延を終了して 400〜75
   0 ℃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、表面性状の良好な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)
7. 【請求項７】 請求項６に記載の方法において、鋼片は
   上記基本成分の他にさらに、Nb：0.001 〜0.1 wt％、
   Ｂ：0.0001〜0.05wt％のいずれか１種または２種を含有
   することを特徴とする、表面性状の良好な深絞り用鋼板
   の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項６または７に記載の方法におい
   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ことを特徴とする、表面性状
   の良好な深絞り用鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 請求項６〜８のいずれか１項に記載の方
   法において、鋼中の介在物が、 CaO および／またはＲＥＭ酸化物：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、表面性状の良好な深絞り用鋼板の製造方
   法。