JP4214036B2

JP4214036B2 - 表面性状、成形性および加工性に優れた薄鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP4214036B2
Application number: JP2003375519A
Authority: JP
Inventors: 勝浩笹井; 渡大橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-11-05
Filing date: 2003-11-05
Publication date: 2009-01-28
Anticipated expiration: 2023-11-05
Also published as: CN100532612C; BR122013001582B1; CA2544695C; US9017492B2; EP1688510A4; ES2744352T3; JP2005139491A; RU2320732C1; CA2544695A1; TWI308596B; KR20080082013A; US20100319816A1; BRPI0416273A; CN1875124A; KR20060085938A; PL1688510T3; EP1688510B1; KR100889402B1; KR20080027970A; BRPI0416273B1

Description

本発明は、加工性、成形性に優れると共に、表面性状も良好な極低炭素薄鋼板で、自動車や家電製品等のプレス成形に供される鋼板として好適な薄鋼板およびその製造方法に関するものである。

一般に、自動車や家電製品など優れた加工性を求められる用途には、（特許文献１）や（特許文献２）記載の如くＣ濃度を０．０１５質量％以下とし、且つＴｉやＮｂ等の強い炭窒化物形成元素を添加した、極低炭素鋼が広く用いられており、製造方法を工夫することにより、これまで加工性をさらに改善する試みがなされてきた。例えば、（特許文献３）および（特許文献４）では、仕上げ熱延の板厚増加や熱延巻き取り温度の上昇により深絞り性や張り出し性等の加工性に優れた鋼板が提案されている。しかしながら、熱延条件の過酷化は加熱炉や熱間圧延機への負荷を増大させるといった問題を生じる。

上述したＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼では、微細な炭窒化物が鋼中に存在し、再結晶が著しく抑制される。このため、高温での焼鈍が必要となり、通板時のヒートバックルや板破断の発生、エネルギー消費量が多くなる等の課題もある。これに対して、（特許文献５）および（特許文献６）にはＮｂやＴｉを添加しない極低炭素鋼のＭｎ、Ｐ量を適正化し、熱間圧延条件を変更することによって再結晶温度が低い鋼板が開発されている。しかし、これらの発明ではＭｎやＰを多量に添加するため、合金コストが上昇すると共に、全伸びが５０％以上で、且つランクフォード値（ｒ値）が２．０以上の超深絞り用鋼板を得ることは困難である。

さらに、極低炭素鋼板は、通常は真空脱ガス装置（ＲＨ）等で極低炭素域まで脱炭した未脱酸溶鋼をＡｌで脱酸する、いわゆるＡｌキルド鋼で製造するため、溶鋼中に多量のアルミナ介在物を含有している。このアルミナ介在物は溶鋼中で凝集合体し易く、鋳片内には粗大なアルミナクラスターとして残留するため、熱間圧延、冷間圧延時にアルミナクラスターが鋼板表面に露出し、表面欠陥を発生する。また、アルミナクラスターが鋼板内部に残留する場合には、プレス成形時に割れや疵等の欠陥発生原因となり、成形性も大きく低下する。特に、極低炭素鋼では加工性が良くなると、より表面欠陥や割れ発生の感受性が高くなり、せっかく加工性に優れた鋼板を開発しても、製品として得られる歩留まりは低く、大きなコストアップにつながる。このようなＡｌ脱酸に伴う課題に対して、例えば（特許文献７）や（特許文献８）のように溶鋼をＣａ処理することにより、アルミナクラスターをカルシュウムアルミネートの低融物に改質し、速やかに浮上除去する方法が提案されている。しかし、アルミナクラスターの改質には、多量のＣａが必要であるため、Ｃａが鋼中のＳと反応してＣａＳを形成し、発錆の原因になることが知られている。また、（特許文献９）のように微量ＡｌとＴｉを添加して脱酸し、溶鋼中の介在物をＴｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｓｉ酸化物、アルミナを主体とする破砕性の良い介在物組成に制御する方法も開発されている。しかし、溶鋼中には溶存Ａｌが存在するため、スラグや空気による溶鋼再酸化が生じると、介在物組成が高アルミナ側に変化しクラスター化するため、表面欠陥やプレス欠陥発生の根本的な解決には至っていない。また、Ｍｎ酸化物、Ｓｉ酸化物とＴｉ酸化物を複合させる必要があるが、Ｔｉ添加量の上限値が低いため、必ずしも高加工性材料が得られないといった問題もあった。
特公昭４２−１２３４８号公報特公昭５４−１２８８３号公報特開平３−１７０６１８号公報特開平４−５２２２９号公報特開平６−２１２３５４号公報特開平６−２７１９７８号公報特開昭６１−２７６７５６号公報特開昭５８−１８５７５２号公報特開平１０−２２６８４３号公報

そこで、本発明は、上記課題を一挙に解決するため、溶鋼中介在物の凝集合体を防止し鋼板中に介在物を微細分散させることにより、確実に表面疵とプレス成形時の割れ発生を防止し、合わせて連続焼鈍時の再結晶粒成長を促進し、高いｒ値（ｒ値≧２．０）と伸び（全伸び≧５０％）を示す極低炭素薄鋼板およびその製造方法を提示することを目的とするものである。

上記課題を解決するために、本発明は以下の構成を要旨とする。即ち、
（１）０．０００３質量％≦Ｃ≦０．００３質量％、Ｓｉ≦０．０１質量％、Ｍｎ≦０．１質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０１質量％、０．０００５≦Ｎ≦０．００２５質量％、０．０１質量％≦酸可溶Ｔｉ≦０．０７質量％、酸可溶Ａｌ≦０．００３質量％、且つ０．００２質量％≦Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ≦０．０２質量％、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼板であって、且つ鋼板中に少なくともセリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジュウムオキシサルファイドが含まれていることを特徴とする表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板。
（２）０．０００３質量％≦Ｃ≦０．００３質量％、Ｓｉ≦０．０１質量％、Ｍｎ≦０．１質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０１質量％、０．０００５≦Ｎ≦０．００２５質量％、０．０１質量％≦酸可溶Ｔｉ≦０．０７質量％、酸可溶Ａｌ≦０．００３質量％、且つ０．００２質量％≦Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ≦０．０２質量％、残部鉄および不可避的不純物よりなる鋼板であって、再結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上、且つ再結晶粒径のアスペクト比の平均値が２．０以下であることを特徴とする表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板。
（３）０．０００４質量％≦Ｎｂ≦０．０５質量％を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板。
（４）０．０００４質量％≦Ｂ≦０．００５質量％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板。
（５）０．０００３質量％≦Ｃ≦０．００３質量％、Ｓｉ≦０．０１質量％、Ｍｎ≦０．１質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０１質量％、０．０００５≦Ｎ≦０．００２５質量％、０．０１質量％≦酸可溶Ｔｉ≦０．０７質量％、酸可溶Ａｌ≦０．００３質量％、且つ０．００２質量％≦Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ≦０．０２質量％、残部鉄および不可避的不純物よりなる溶鋼を鋳造して得られた鋳片を加熱し、熱間圧延し、巻き取り、熱延鋼帯とし、７０％以上の冷延率で冷間圧延を行い、その後連続焼鈍において６００〜９００℃で再結晶焼鈍を行うことを特徴とする表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板の製造方法。
（６）溶鋼にさらに０．０００４質量％≦Ｎｂ≦０．０５質量％を含有することを特徴とする（５）に記載の表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板の製造方法。
（７）溶鋼にさらに０．０００４質量％≦Ｂ≦０．００５質量％を含有することを特徴とする（５）または（６）に記載の表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板の製造方法。

本発明によると、溶鋼中の介在物を微細分散させることができるため、浸漬ノズルや鍋ノズルの閉塞を抑制した上で、確実に表面疵やプレス成形時の割れ発生を防止でき、合わせて連続焼鈍の再結晶粒成長をも促進できるため、加工性、成形性に優れた低炭素薄鋼板を製造することが可能となる。

以下に本発明を詳細に説明する。
本発明者らは、Ｔｉを添加した極低炭素鋼で連続焼鈍時の再結晶成長を促進させることにより、加工性をさらに向上させる方法について、微細析出物の挙動に着目した詳細な研究・解析を重ねた結果、溶存Ａｌ濃度（分析上では、酸可溶Ａｌ濃度に対応。酸可溶Ａｌ濃度とは、酸に溶解したＡｌ量を測定したものであり、溶存Ａｌは酸に溶解し、Ａｌ_２Ｏ_３は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。）を所定の値以下に限定すると共に、少なくともＬａ、Ｃｅ、ＮｄによりＳを固定することが有効であることを見いだした。ここで、少なくともＬａ、Ｃｅ、Ｎｄというのは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄの１種以上という意味である。鋼中に溶存Ａｌを多く含む鋼は微細なＡｌＮを一部生成し、このＡｌＮが連続焼鈍時の再結晶粒成長を阻害するため、酸可溶Ａｌ濃度を所定の値以下にすることにより、ＡｌＮの析出を防止した。また、Ｓについては、溶鋼中にＬａ、ＣｅやＮｄを添加して、比較的粒径の大きな（例えば、数μｍ以上）ランタンオキシサルファイド、ランタンサルファイド、セリュウムオキシサルファイド、セリュウムサルファイド、ネオジュウムオキシサルファイド、ネオジュウムサルファイドの介在物として固定することにより、鋳片内の固溶Ｓ濃度を低減した。鋳片内の固溶Ｓ濃度を低下させると、熱間圧延工程でＳは微細なＴｉＳ（直径数１０ｎｍ）として析出せず、ＴｉＳよりも粒径が大きいＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２（直径数１００ｎｍ）として析出させることができる。また、熱延巻き取り以前に鋼板中のＣもＴｉ_４Ｃ_２Ｓ_２として固定されるので、巻き取り時に析出する微細な炭化物（直径数１０ｎｍ）の析出量も大幅に低減できる。すなわち、少なくともＬａ、Ｃｅ、Ｎｄを添加することにより、Ｔｉを添加した極低炭素鋼における析出物の粒径を大きくし、且つその量を少なくすることができるため、ピニング力が低下し連続焼鈍時の結晶粒成長が促進され、その結果として高ｒ値、高伸び値を示す加工性に優れた鋼板が得られる。

一方、本発明者らは、上記成分の溶鋼中における介在物挙動についても詳細に検討し、主にＴｉで脱酸する様に変更することにより、介在物を微細分散化し、表面欠陥やプレス成形時の割れ発生等を防止することに成功した。材質面から酸可溶Ａｌ濃度を所定値以下にし、実質的に溶鋼中には溶存Ａｌがない状態を確保する必要があるため、基本的に材質上必要となるＴｉで脱酸を実施することを考案した。通常、転炉や真空処理容器で脱炭処理された溶鋼中には、多量の溶存酸素が含まれており、この溶存酸素は通常Ａｌの添加により殆ど脱酸される（（１）式の反応）ため、多量のＡｌ_２Ｏ_３介在物を生成する。
２Ａｌ＋３Ｏ＝Ａｌ_２Ｏ_３（１）

これらの介在物は脱酸直後からお互いに凝集合体し、数１００μｍ以上の粗大なアルミナクラスターとなり、表面欠陥やプレス成形時の割れ発生の原因となる。さらに、連続鋳造時には、このアルミナクラスターが浸漬ノズルに付着し、激しい場合には完全にノズルが閉塞してしまう。しかし、本発明では、溶鋼を主にＴｉで脱酸しているため、欠陥の原因となるアルミナクラスターを極限まで低減でき、その結果表面欠陥やプレス加工時の割れ発生を防止し、さらに浸漬ノズルの閉塞をも抑制できる。また、スラグや空気等の巻き込みにより溶鋼の再酸化が生じた場合でも、実質的に溶存Ａｌが存在しないため、新たにアルミナ介在物が生成することもない。

本発明では、脱炭処理後の溶存酸素を全てＴｉだけで脱酸する必要はなく、まず溶存Ａｌが実質的に残らない程度までＡｌで予備脱酸し、その後溶鋼中に残った酸素をＴｉで脱酸することも可能である。また、溶鋼は主にＴｉで脱酸されるため、溶鋼中の介在物は主にＴｉ酸化物となる。このような溶鋼を連続鋳造すると、取鍋ノズルの内壁にＴｉ酸化物を高密度に含んだメタルが付着し、激しい場合には鍋ノズルが完全に閉塞してしまう。本発明者らは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄを適量添加すると、溶鋼中のＴｉ酸化物系介在物が少なくともＬａ酸化物、Ｃｅ酸化物、Ｎｄ酸化物とＴｉ酸化物の複合介在物（Ｌａ酸化物−Ｔｉ酸化物、Ｌａ酸化物−Ｃｅ酸化物−Ｔｉ酸化物等）に改質されると共に、少なくともランタンオキシサルファイド、セリュウムオキシサルファイド、ネオジュウムオキシサルファイドを形成して取鍋ノズルの閉塞が防止されること、さらにＬａ、Ｃｅ、Ｎｄの添加量を増していくとオキシサルファイドがサルファイドに変化してかえって取鍋ノズルの閉塞を助長することを見いだした。

したがって、溶存Ａｌ濃度を所定値より低減し、溶鋼を主にＴｉで脱酸し、合わせて少なくともＬａ、Ｃｅ、Ｎｄを適量溶鋼中に添加してＴｉ酸化物を少なくともＬａ酸化物、Ｃｅ酸化物、Ｎｄ酸化物との複合酸化物に改質すると共に、少なくともランタンオキシサルファイド、セリュウムオキシサルファイド、ネオジュウムオキシサルファイドを生成させ固溶Ｓを固定することにより、浸漬ノズルや取鍋ノズルの閉塞を防止した上で、表面性状、成形性および加工性に優れた薄鋼板を製造することができる。

本発明の化学成分を限定した理由を以下に説明する。
０．００２質量％≦Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ≦０．０２質量％：鋼中のＬａ、Ｃｅ、Ｎｄは、加工性の向上と介在物改質の効果を有しており、Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ＜０．００２質量％ではＴｉ酸化物を改質できず、さらにオキシサルファイドとして溶鋼中のＳも固定できないため、またＬａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ＞０．０２質量％ではサルファイドを形成してＳを固定できるが、鍋ノズルが閉塞してしまうため、少なくともＬａ、Ｃｅ、Ｎｄを溶鋼中に添加して０．００２質量％≦Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ≦０．０２質量％とする必要がある。

酸可溶Ａｌ濃度≦０．００３質量％：酸可溶Ａｌ濃度が高いと連続焼鈍時の再結晶粒成長性が低下すると共に、溶鋼中に多量のアルミナクラスターを生成し表面欠陥やプレス成形時の割れ発生の原因や浸漬ノズル閉塞の原因となるため、実質的に溶存Ａｌが存在しないと考えられる、酸可溶Ａｌ濃度≦０．００３質量％とした。また、酸可溶Ａｌ濃度の下限値は０質量％を含む。

０．０００３質量％≦Ｃ≦０．００３質量％：Ｃが鋼中に多く存在すると、本発明を実施しても巻き取り時に微細な炭化物が多量に析出し、ピニング力が増大するため、結晶粒成長が阻害され、加工性が低下してしまう。このため、できるだけＣ濃度を低減することが好ましいが、例えばＣ濃度を０．０００３質量％よりも低減すると、真空脱ガス処理のコストが大幅に増加する。そこで、本発明のｒ値≧２．０、全伸び≧５０％を達成できる上限Ｃ濃度として０．００３質量％を、真空脱ガス処理コストが大幅に増加する下限Ｃ濃度として０．０００３質量％を狙いとした。

Ｓｉ≦０．０１質量％：Ｓｉは鋼の強度を上げる有用な元素であるが、反対に添加量が多くなると伸びなどの加工性が低下する。そこで、本発明では、全伸び≧５０％を達成できるようにＳｉ上限濃度を０．０１質量％とした。Ｓｉ濃度の下限値は０質量％を含む。

Ｍｎ≦０．１質量％：Ｍｎ濃度が高くなると加工性が低下するため、高い加工性、具体的にはｒ値≧２．０、全伸び≧５０％が期待できるように、Ｍｎ濃度の上限値を０．１質量％とした。Ｍｎ濃度の下限値は０質量％を含む。

Ｐ≦０．０２質量％：Ｐは０．０２質量％を超えると加工性に悪影響を与え、本発明のｒ値≧２．０、全伸び≧５０％が期待できなくなるため、上限値を０．０２質量％とした。Ｐ濃度の下限値は０質量％を含む。

Ｓ≦０．０１質量％：Ｓが多すぎるとＣｅやＬａを添加しても、Ｓを十分に固定しきれないため、微細なＴｉＳを析出して、再結晶粒の成長を阻害する。このため、Ｓの上限値は０．０１質量％とした。Ｓ濃度の下限値は０質量％を含む。

０．０００５≦Ｎ≦０．００２５質量％：ＮはＣと同様、固溶状態で存在すると鋼板の加工性を悪化させるため、できるだけ低減することが好ましいが、例えばＮ濃度を０．０００５質量％よりも低減することは、生産性の低下や精錬コストの大幅な増加を招くことになるので、Ｎの下限値は０．０００５質量％とした。また、Ｎ濃度が高ければ多量のＴｉを添加する必要があり、それに対応して微細なＴｉＳが、Ｌａ、Ｃｅの添加にも関わらず析出してしまうため、Ｎの上限値を０．００２５質量％とした。

０．０２質量％≦酸可溶Ｔｉ≦０．０７質量％：Ｔｉは加工性を悪化させるＣ、Ｎを固定すると共に、溶鋼を脱酸する目的で添加されるため、溶鋼中には溶存Ｔｉ（分析上では、酸可溶Ｔｉに対応。酸可溶Ｔｉ濃度とは、酸に溶解したＴｉ量を測定したものであり、溶存Ｔｉは酸に溶解し、Ｔｉ２Ｏ３は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。）として存在する必要がある。酸可溶Ｔｉ濃度が０．０７質量％を超えると、Ｌａ、Ｃｅを添加しても微細なＴｉＳを析出してしまうため、また酸可溶Ｔｉ濃度が０．０１質量％より低くなると鋼板中のＣ、Ｎを十分に固定できず、溶鋼中の溶存酸素も低下しないため、Ｔｉ濃度は０．０１質量％≦酸可溶Ｔｉ≦０．０７質量％とした。

０．００４質量％≦Ｎｂ≦０．０５質量％：Ｎｂは加工性を向上させるため、ＣとＮを固定するために添加される。添加量が０．００４質量％未満では加工性を向上させる効果が小さくなるため、また添加量が０．０５質量％を超えると固溶Ｎｂの存在によりかえって加工性を劣化させ易くなるため、Ｎｂ濃度は０．００４質量％≦Ｎｂ≦０．０５質量％とすることが好ましい。

０．０００４質量％≦Ｂ≦０．００５質量％：Ｂは、結晶粒界に存在する固溶Ｃがなくなった時にしばしば見られる二次加工脆性と呼ばれる脆化を防止するのに有効な元素であり、厳しい絞り加工が加えられる部品に本発明の鋼板が適用される時などに添加する。添加量は、０．０００４質量％未満では二次加工脆性を防止する効果が小さくなるため、０．００５質量％を超えると再結晶温度が高くなるなどの弊害がで易くなるため、Ｂの添加量は０．０００４質量％≦Ｂ≦０．００５質量％とすることが好ましい。

次に、製造条件に関する限定理由について説明する。上述した成分に溶製した連続鋳造スラブは、一旦冷却し再加熱してから熱間圧延を施しても良いし、冷却せずに直接熱間圧延を行っても良い。熱間圧延の温度は、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２をなるべく多く析出させるため、１２５０℃以下が良く、好ましくは１２００℃以下にする。本発明ではＣは熱間圧延の巻き取り以前に殆ど析出させてしまうので、巻き取り温度が微細な炭化物の析出量に影響することはなく、通常通り室温から８００℃程度の範囲で巻き取れば良い。室温未満で巻き取ることは設備を過剰にするだけで、特段の改善効果も得られない。また、巻き取り温度が８００℃を超えると、酸化スケールが厚くなり、酸洗のコストアップを招く。

次に、冷間圧延の圧下率（冷延率と呼ぶ。）は、加工性を確保する観点で、７０％以上にする必要がある。冷延率が７０％未満では、ｒ値を２．０以上確保できない。
冷間圧延工程を経た冷延鋼板は、連続焼鈍を行う。連続焼鈍の温度は、６００〜９００℃とする。６００℃未満では再結晶せず、加工性が劣化するので６００℃を下限とし、９００℃を超えると鋼板の高温強度が弱まり、連続焼鈍炉内で破断する等の問題が生じるので９００℃を上限とする。その後、スキンパス圧延を施すことも可能である。また、その後、耐食性のためにメッキを施すことも可能である。連続焼鈍は、溶融亜鉛めっきラインで行っても良く、焼鈍後直ちに、溶融めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等にすることもできる。

このようにして得られた高加工性鋼板の再結晶粒を詳細に調査したところ、再結晶粒の平均円相当粒径は１５μｍ以上、且つ再結晶粒の長径／短径（アスペクト比）の平均値が２．０以下の鋼板とすることができる。これは、微細析出物が減少し、再結晶粒の成長が促進されるためである。
この鋼板の再結晶粒の平均円相当径粒が１５μｍ以上の場合、全伸びが５０％以上に向上する。上限は、特に規定するものではない。
また、再結晶粒の長径／短径（アスペクト比）の平均値が２．０以下の場合、再結晶粒は球形に近づきｒ値が２．０以上に向上する。また、下限値は特に規定するものではないが、結晶粒は球形に近づくほど異方性が小さくなるため、アスペクト比は１に近づくほど好ましい。

転炉出鋼後の溶鋼を真空脱ガス装置により脱炭処理し、その後所定の成分を添加することにより表１の成分組成からなる溶鋼を溶製した。この溶鋼を連続鋳造して得られた鋳片を、１１５０℃加熱、９３０℃仕上げで熱間圧延し、７００℃で巻き取り、板厚４ｍｍの熱延板とした。得られた熱延板を圧下率８０％（圧下率は（初期板圧−最終板厚）／初期板厚×１００）で冷間圧延後、７８０℃で連続焼鈍し、さらに圧下率０．７％でスキンパス圧延を施し製品板とした。得られた製品板について、引張試験およびｒ値の測定は、ＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片を用いて行った。ｒ値については、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）、および圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）の値を測定し、下式により平均のｒ値を算出した。
ｒ＝（ｒ_Ｌ＋２ｒ_Ｄ＋ｒ_Ｃ）／４

製品板については、圧延方向に垂直な断面を研磨し、操作型電子顕微鏡の２次電子像にて介在物を観察し、ＥＤＸを用いてランダムに選んだ５０個程度の介在物の組成分析を行い、主要介在物組成を決定した。また、製品板の再結晶粒の平均円相当粒径と平均のアスペクト比の測定は、ナイタール試薬により鋼板の圧延方向断面を腐食して５００〜１０００倍の光学顕微鏡写真を撮影し、その画像を解析することにより求めた。品質については、冷間圧延後の検査ラインで目視観察し、１コイル当たりに発生する表面欠陥の発生個数を評価した。

このようにして得られた鋼板の評価結果を表２にまとめて示す。表２から明らかなように、本発明の要件を満足する実施例（鋼番１〜５）の鋼板は、少なくともランタンオキシサルファイド、セリュウムオキシサルファイド、ネオジュウムサルファイドの介在物として固溶Ｓが固定されており、平均の再結晶粒径は１５μｍ以上、アスペクト比は２．０以下の非常に粒成長性の良い鋼板となっているため、高いｒ値（ｒ値≧２．０）と良好な全伸び（全伸び≧５０％）を示し、加工性が向上している。また、表面性状についても、実施例（鋼番１〜５）で殆ど表面欠陥が発生していないことから非常に良好であることが分かる。さらに、実施例（鋼番１〜５）では溶鋼中のＴｉ酸化物は少なくともＬａ、Ｃｅ、Ｎｄの酸化物とＴｉ酸化物の複合介在物に改質されているため、鍋ノズルや浸漬ノズルの閉塞もなく、連続鋳造時の操業性も極めて良好であった。

これに対し、比較例（鋼番６〜１０）の鋼板では少なくともＬａ、Ｃｅ、Ｎｄを添加しなかったため、ランタンオキシサルファイド、セリュウムオキシサルファイド、ネオジュウムサルファイドの介在物は全く生成せず固溶Ｓが多量に残留し、平均の再結晶粒径は１５μｍ未満、アスペクト比は２．０超の粒成長性の悪い鋼板となっているため、ｒ値（ｒ値＜２．０）と全伸び（全伸び＜５０％）となり、加工性は改善されなかった。また、表面性状についても、比較例（鋼番６〜９）では介在物がアルミナとなるため、表面欠陥が発生した。さらに、比較例（鋼番６〜９）では溶鋼中のアルミナが浸漬ノズルに付着し、ノズル閉塞が発生し、比較例（鋼番１０）ではＴｉ酸化物が鍋ノズルに付着して、鋳造を途中で中断した。

Claims

０．０００３質量％≦Ｃ≦０．００３質量％、Ｓｉ≦０．０１質量％、Ｍｎ≦０．１質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０１質量％、０．０００５≦Ｎ≦０．００２５質量％、０．０１質量％≦酸可溶Ｔｉ≦０．０７質量％、酸可溶Ａｌ≦０．００３質量％、且つ０．００２質量％≦Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ≦０．０２質量％、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼板であって、且つ鋼板中に少なくともセリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、ネオジュウムオキシサルファイドが含まれていることを特徴とする表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板。
０．０００３質量％≦Ｃ≦０．００３質量％、Ｓｉ≦０．０１質量％、Ｍｎ≦０．１質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０１質量％、０．０００５≦Ｎ≦０．００２５質量％、０．０１質量％≦酸可溶Ｔｉ≦０．０７質量％、酸可溶Ａｌ≦０．００３質量％、且つ０．００２質量％≦Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ≦０．０２質量％、残部鉄および不可避的不純物よりなる鋼板であって、再結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上、且つ再結晶粒径のアスペクト比の平均値が２．０以下であることを特徴とする表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板。
０．０００４質量％≦Ｎｂ≦０．０５質量％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板。
０．０００４質量％≦Ｂ≦０．００５質量％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板。
０．０００３質量％≦Ｃ≦０．００３質量％、Ｓｉ≦０．０１質量％、Ｍｎ≦０．１質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０１質量％、０．０００５≦Ｎ≦０．００２５質量％、０．０１質量％≦酸可溶Ｔｉ≦０．０７質量％、酸可溶Ａｌ≦０．００３質量％、且つ０．００２質量％≦Ｌａ＋Ｃｅ＋Ｎｄ≦０．０２質量％、残部鉄および不可避的不純物よりなる溶鋼を鋳造して得られた鋳片を加熱し、熱間圧延し、巻き取り、熱延鋼帯とし、７０％以上の冷延率で冷間圧延を行い、その後連続焼鈍において６００〜９００℃で再結晶焼鈍を行うことを特徴とする表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板の製造方法。
溶鋼にさらに０．０００４質量％≦Ｎｂ≦０．０５質量％を含有することを特徴とする請求項５に記載の表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板の製造方法。
溶鋼にさらに０．０００４質量％≦Ｂ≦０．００５質量％を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の表面性状、成形性および加工性に優れた極低炭素薄鋼板の製造方法。