JP5446430B2

JP5446430B2 - 冷延鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法

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Publication number: JP5446430B2
Application number: JP2009108818A
Authority: JP
Inventors: 玲子杉原; 孝子山下; 哲也妻鹿; 康伸長滝; 俊治飯塚; 恭二渡邉
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-11-12
Filing date: 2009-04-28
Publication date: 2014-03-19
Anticipated expiration: 2029-04-28
Also published as: JP2010138482A

Description

本発明は、自動車の外板等に使用される、軟質で加工後の形状均一性に優れた冷延鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法に関するものである。

従来から、自動車の外装板としては、引張り強さが350MPa未満と軟質で、加工性に優れた冷延鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く使用されている。例えば、軟質で加工性に優れた冷延鋼板としては、炭窒化物形成元素を含有する極低炭素鋼を熱間圧延し、熱延鋼板の段階で炭窒化物を生成させ、鋼中の固溶Cおよび固溶Nを低減させた後、冷間圧延および再結晶焼鈍を経て製造される冷延鋼板、いわゆるIF(Interstitial Free)鋼板が知られている。

このようなIF鋼板のうち、炭窒化物形成元素としてTiを添加したIF鋼板は、特に深絞り性などの加工性に優れるという特徴がある。しかしながら、Tiは炭窒化物のみならず、微細な硫化物や炭硫化物を形成し、これらの微細析出物が再結晶および再結晶後の粒成長を阻害することがあるため、部分的に未再結晶粒が残存するという問題があった。部分的に未再結晶粒が残存すると局部的に降伏強度が高い領域が存在することになり、プレス加工後に形状不均一が生じることがあるため、好ましくない。また、合金化溶融亜鉛めっきを施す際に、鋼板表層部に未再結晶粒の残存部が存在すると、合金化速度にムラが生じ、外観ムラの原因ともなる。
これらの問題を解決する手法として、例えば、特許文献１には、溶融亜鉛めっき処理を行うに際し、鋼板表面に、炭素化合物、窒素化合物およびホウ素化合物の中から選択される１種または２種以上をC、N、B量として0.1〜1000mg/m²付着させ、かつ硫黄または硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m²付着させた後、水素を含む非酸化性雰囲気で680℃以上の温度で焼鈍する方法が開示されている。
また、特許文献２には、スジムラと呼ばれる表面外観不均一を解決するために、連続鋳造直後のスラブをその表面温度が1000℃以上になるように保持して仕上圧延工程に導き、Ar3点以上の温度で仕上げる方法が開示されている。
さらに、特許文献３には、表面外観不均一を解決するために、鋼を連続鋳造してスラブとした後加熱し、表面温度が1000℃以上のスラブに酸素を含む酸化性ガスを吹付けた後、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍を行う方法が開示されている。

特開平11-50221号公報特開平9-296222号公報特開平10-330846号公報

しかしながら、特許文献１に記載の方法では、硫黄または硫黄化合物をS量として0.1〜1000mg/m²付着させる工程が必要となり、生産性の低下やコストの増大を招くという問題がある。
特許文献２に記載の方法では、スラブの表面を溶削するなどして表面欠陥を防止する、いわゆるスラブ手入れを行うことができず、特に美麗な表面外観を要求される自動車外装板用途に用いるには不適当である。
さらに、特許文献３に記載の方法では、鋼板の両面で外観不均一を防止するためには、1000℃以上の高温のスラブを表裏反転させて酸化性のガスを吹付ける必要があり、実用的でない。
さらに、特許文献１〜３の技術には、プレス加工後の形状不均一を解決する方法については開示されていない。

本発明は、かかる事情に鑑み、深絞り性に優れたTi添加IF鋼板において、特殊な処理を施さずに、均一な外観とプレス加工後の形状均一性を得ることのできる冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、上記問題点を解決するため、プレス加工後に表面欠陥として現出する欠陥の発生メカニズムと抑制対策について、鋭意研究調査を重ねた。
その結果、上記問題を生じる鋼板には、極表層に未再結晶粒が残存すること、そしてこれらの未再結晶粒を調査した結果、鋼板表面〜10μmの領域における析出物の析出状態に特徴があることを見出した。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［1］mass％で、C：0.0005〜0.01%、Si：0.2%以下、Mn：0.1〜1.5%、P：0.03%以下、S：0.005〜0.03%、Ti：0.02〜0.1%、Al：0.01〜0.05%、N： 0.005%以下であり、かつ、Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）で示されるTi*を、0＜Ti*＜0.02を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板両面における各表面から10 μｍまでの板厚表層部において、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi元素の該板厚表層部中での含有量（mass％）が、鋼板中の全Ti含有量（mass％）の9％以下であることを特徴とする冷延鋼板。
ただし、（Ti%）、（N%）、（S%）、（C%）は、それぞれTi、N、S、Cの含有量（mass％）を示す。
［２］前記［１］において、さらに、mass％で、Nb : 0.001〜0.01%、B : 0.0002〜0.0015%のうち、いずれか一種または二種を含有することを特徴とする冷延鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、mass％で、Sb：0.03%以下を含有することを特徴とする冷延鋼板。
［４］前記［１］〜［３］のいずれかにおいて、鋼板各表面における板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度が、ランダム強度比で2.0未満であることを特徴とする冷延鋼板。
［５］前記［１］ないし［４］のいずれかに記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
［６］前記［１］ないし［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、該スラブに対して、加熱温度が1000℃以上1200℃未満で、かつ1000℃以上の温度域での加熱時間が3.0時間以下の条件で加熱し、スケール除去および粗圧延を施し、次いで、鋼板表面温度が（Ar3変態点−300℃）以上Ar3変態点以下の範囲となるよう冷却した後、仕上げ圧延終了時の鋼板表面温度がAr3変態点以上の温度となるように仕上げ圧延し、冷却し、650℃以上の温度で巻取り、次いで、酸洗、冷間圧延後、焼鈍を行うことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
［７］前記［１］ないし［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、該スラブに対して、加熱温度が1000℃以上1200℃未満で、かつ1000℃以上の温度域での加熱時間が3.0時間以下の条件で加熱し、スケール除去および粗圧延を施し、次いで、鋼板表面温度が（Ar3変態点−300℃）以上Ar3変態点以下の範囲となるよう冷却した後、仕上げ圧延終了時の鋼板表面温度がAr3変態点以上の温度となるように仕上げ圧延し、冷却し、650℃以上の温度で巻取り、次いで、酸洗、冷間圧延後、焼鈍し、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行うことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべてmass％である。

本発明によれば、特殊な処理を施さずに、均一な外観を有し、かつ、プレス加工後の形状均一性に優れた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

以下に、本発明の詳細を説明する。
従来の自動車の外装板用のＴｉ添加ＩＦ鋼板の集合組織は、板面に平行な方向に{111}面が多く形成されることが知られている。しかしながら、前述したように、このような集合組織を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板では外観ムラが生じることがあり、冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板ではプレス加工後の形状不均一が生じる場合がある。
そこで、このような外観ムラやプレス加工後の形状不均一が生じる鋼板について詳細に調査した。その結果、上記問題が生じる鋼板には、板厚表層部、具体的には鋼板表面から10 μｍ程度までの表層部に部分的に未再結晶粒が残存すること、さらには、これらの未再結晶粒は{100}面を主とする方位であることを知見した。また、これらの{100}面を主体とする未再結晶粒が表層付近に残存した場合には、プレス加工後の形状不均一のみならず、合金化処理時に合金化速度が局部的に異なるため外観ムラが生じることもわかった。
上記知見を受けて、本発明者らは、次に、表層付近に未再結晶粒が残存する原因を詳細に検討した。その結果、未再結晶粒が残存する部分には大きさが20nm未満のごく微細なＴｉを含む析出物が多く存在することがわかった。このような微細な析出物は、自動車外装板用鋼板に施される一般的な焼鈍条件では固溶せずに残存し、いわゆるピン止め効果によって{111}面再結晶粒の粒界移動を妨げるため、再結晶が容易に進まず、{100}面を主とする方位の未再結晶粒が残存するものと考えられる。
そこで、このような問題を解決するために、様々な製造条件での実験を繰返し実施して種々の鋼板を得、得られた鋼板について表層付近の状態を調査した。そうしたところ、特定の組成の鋼では、表層付近に{100}面の未再結晶粒が多く残存せず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板における外観ムラや、冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工後形状不均一が生じないことを見出した。そして、この鋼板の板厚最表層付近、具体的には鋼板両面の表面から10μmまでの領域では、20nm未満の析出物量が低減されていた。そこで、外観ムラやプレス加工後形状不均一が生じない好適な条件を定量化するため、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi元素の含有量を算出し、鋼板中の全Ti含有量に対する割合を求めたところ、その割合が9％以下であれば、鋼板表面での、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.0未満となり、その結果、外観ムラやプレス加工後形状不均一の発生を低減できることが明らかになった。なお、鋼板表面でのＸ線強度は、概ね表面から10μmまでの領域を測定している。
なお、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTiの量は、以下の方法により測定することができる。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過する。この孔径20nmのフィルタをろ液と共に通過した析出物が大きさ20nm未満である。次いで、ろ過後のろ液に対して、誘導結合プラズマ（ICP）発光分光分析法、ICP質量分析法、および原子吸光分析法等から適宜選択して分析し、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi含有量（mass％）を求める。
以上より、均一な外観とプレス加工後の形状均一性を得るために、本発明では、鋼板両面の各表面から10μmまでの領域での、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi元素の含有量（mass％）は、鋼板中の全Ti含有量（mass％）の9%以下とする。
また、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度が、ランダム強度比で2.0未満であることが望ましい。2.0以上では、表層未再結晶の残存量が多く、プレス加工後の形状均一性が損なわれる場合がある。

次に、本発明の成分組成の限定理由について説明する。
C：0.0005〜0.01%
Cは、固溶強化元素であり、降伏強度の上昇に寄与し、面内剛性の向上には有利であるが、優れた深絞り性を得るためには、極力低減することが好ましい。しかし、0.0005%未満では、結晶粒径が著しく粗大化して降伏強度が大きく低下するため、面内剛性が低下して腰折れなどの欠陥が発生しやすくなる。また、脱炭コストの増大を招く。よって、0.0005%を下限とする。一方、Cを多量に含有すると鋼中でのTi炭化物量が増加し、表層部での析出物量が増加して、板面に平行な方向の{100}面を主とする方位の未再結晶粒の残存量が増大するため、0.01%を上限とする。

Si:0.2%以下
Siは、比較的加工性を劣化することなく固溶強化により鋼を強化するのに有用な元素であるが、焼鈍時に表面に濃化して溶融亜鉛めっき性を著しく阻害するため、0.2%以下とする。

Mn:0.1〜1.5%
Mnは、固溶強化元素として鋼強度を増大させる。鋼板剛性確保のため、0.1%以上の添加が必要である。所望の強度を得るために適宜添加することができるが、過剰な添加は加工性を阻害するため、1.5%以下とする。

P：0.03%以下
Pは固溶強化元素であり、鋼の強化と降伏強度向上には有効である。しかし、過度に添加すると、熱間、冷間割れの原因となるばかりでなく、溶融亜鉛めっきの合金化反応を阻害するため、0.03%以下とする。

S：0.005〜0.03%
Sは本発明において重要な元素である。Sは通常、不可避的不純物として鋼中に存在し、極力低減すべきものとされるが、本発明では敢えてその存在量を0.005%以上確保する。すなわち、0.005%未満では、連続鋳造後に生成するTiSが微細となり、熱延でのスラブ再加熱時に部分的に再固溶しやすくなるため、後工程で微細なTiSなどの析出物を比較的多量に析出する部位が生じ、表層に局部的に{100}方位の未再結晶粒を残存させる原因となる。このような微細析出物の影響を低減するため、0.005%以上とする。好ましくは0.010%以上である。一方0.03%超えでは、鋼板製造時の熱間割れが生じ易くなり、生産性が阻害されるとともに表面性状を劣化させる。よって、0.03%以下とする。

Ti：0.02〜0.1%、Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）を、0＜Ti*＜0.02
Tiは本発明における最も重要な元素のひとつである。Tiは、鋼中のC，N，Sを析出物として固定することにより、加工性向上効果を有する。0.02%未満では、このような効果を得ることができない。一方、Tiを0.1%を超えて添加してもそれ以上の効果が望めないばかりでなく、板内部に異常組織の形成を招き、加工性を低下させる。
また、前述したように、鋼中のTiは、鋼中のC、N、Sと析出物を形成するため、これらの成分に対して、当量以上添加することにより、加工性を向上させることができる。そのためには、下記（１）式で示されるTi*を0より大きくする必要がある。一方で、固溶Tiを過剰に存在させると、焼鈍時の雰囲気によっては表層部で窒化が生じ、微細なTiNを生成する場合があり、この微細なTiNは表層において{100}方位の未再結晶粒残存を助長するため好ましくない。鋼板両面の表面から10μmまでの領域での、20nm未満のTiを含む微細析出物量を低減し、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度をランダム強度比で2.0未満とするには、Ti*を0.02未満とする必要がある。
Ti*=（Ti%）−3.4×（N%）−1.5×（S%）−4×（C%）・・・（１）
ただし、（Ti%）、（N%）、（S%）、（C%）は、それぞれTi、N、S、Cの含有量（mass％）を示す。

Al：0.01〜0.05%
Alは脱酸剤として添加する元素であり、0.01%以上必要であるが、多量に添加してもより一層の脱酸効果は得られないので、0.05%以下とする。

N： 0.005%以下
Nは少ないほど加工性には有利であるので、少ないほど望ましい。0.005％を超えて、過剰に添加すると、成形性の著しい低下と固溶Ti量の低下につながるので、上限を0.005％とする。

さらに、本発明では、次の添加元素からいずれか一種または二種を添加することが好ましい。
Nb : 0.001〜0.01%
NbはTiと同様炭窒化物を形成して加工性を向上させるのに有利な元素である。特に、前述した（１）式のTi*が0.005未満の場合には添加することが望ましく、加工性向上効果を得るためには、0.001%以上添加する必要がある。しかし、0.01%を超えて添加すると、結晶粒が微細化され、深絞り性などの加工性を劣化させる場合がある。よって、添加する場合は、0.001％以上0.01%以下とする。
B : 0.0002〜0.0015%
B は軟質IF鋼板の粒界強化に有効な元素であり、耐二次加工脆性が必要とされる場合に0.0002%以上添加すると効果的である。しかし、過剰に添加すると、鋼板製造時の表面性状を劣化させる恐れがあるため、0.0015%以下とする。

さらに、本発明では、Sbを0.03%以下の範囲で添加することが好ましい。
Sb：0.03％以下
Sbは鋼板表面の酸化あるいは窒化抑制剤として添加される元素であり、主に粒界に偏析して効果を発揮するため微量添加され、酸化あるいは窒化による熱処理中の析出物生成を抑制することで、鋼板表面組織微細化を軽減する。ただし、0.03%超えで添加すると、加工性を損なう場合がある。よって、添加する場合は、0.03%以下とする。

残部はFeおよび不可避的不純物である。

次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。

本発明の冷延鋼板は、上記のような成分組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、該スラブに対して、加熱温度が1000℃以上1200℃未満で、かつ1000℃以上の温度域での加熱時間が3.0時間以下の条件で加熱し、スケール除去および粗圧延を施し、次いで、鋼板表面温度が（Ar3変態点−300℃）以上Ar3変態点以下の範囲となるよう冷却した後、仕上げ圧延終了時の表面温度がAr3変態点以上の温度となるように仕上げ圧延し、冷却し、650℃以上の温度で巻取り、次いで、酸洗、冷間圧延、洗浄し、焼鈍を行うことにより得られる。また、合金化溶融亜鉛めっき処理鋼板を得る場合は、上記焼鈍まで同様に行った後、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行う。

加熱温度が1000℃以上1200℃未満で、かつ1000℃以上の温度域での加熱時間が3.0時間以下の条件でスラブ加熱
熱間圧延工程で上記条件でスラブを加熱する。加熱温度が1000℃未満では、圧延温度が低下して仕上げ圧延後の鋼板表面温度をAr3変態点以上とすることが困難である。一方、加熱温度が1200℃を超えると、連続鋳造時に生成したTiMnSなどのTiを含有する硫化物が短時間で多く固溶し、後に続く工程において大きさ20nm未満の微細析出物が多く生成するため、好ましくない。
さらに、加熱温度が1200℃未満であっても、長時間保持すると、Tiを含有する硫化物の固溶が進むため好ましくない。よって、1000℃以上の温度域での加熱時間は3.0時間以下とする。

鋼板表面温度が（Ar3変態点−300℃）以上Ar3変態点以下の範囲となるよう冷却
加熱されたスラブに対して、スケール除去および粗圧延を施した後、仕上げ圧延を行う前に表面温度が（Ar3変態点−300℃）以上Ar3変態点以下の範囲となるよう冷却する。
通常の製造方法では、熱間圧延工程における仕上げ圧延後に冷却することでフェライト変態が始まる。しかし、本発明では、仕上げ圧延前に鋼板表面を冷却して表面温度を一旦Ar3変態点以下とする。このように仕上げ圧延前に所定の温度まで表面を冷却することで、表層部のみはフェライト変態を開始してTiを含む析出物が生成し始め、20nm以上のサイズに成長しやすくなる。その結果、20nm未満の析出物量が低減され、{100}面の未再結晶粒が多く残存することなく、均一な外観を有し、かつ、プレス加工後の形状均一性に優れた冷延鋼板が得られることになる。
なお、仕上げ圧延中に、表層部は、板厚中央からの復熱および加工発熱によって温度上昇する。
仕上げ圧延前の表面温度が低すぎると、仕上げ圧延終了時の表面温度がAr3変態点以下となり表層部に加工フェライト組織が生成し均一性が損なわれるため、仕上げ圧延前の表面温度は（Ar3変態点−300℃）以上とする必要がある。
このように仕上げ圧延前に表面を一旦冷却して表面温度を制御することは、本発明の製造方法において特に重要な要件であり、特徴である。
仕上げ圧延前に表面を冷却する方法としては、例えば、通常スケール除去に用いられる高圧水噴射装置などを用いて、表面が適切な温度域となるよう冷却することができる。
なお、Ar3変態点は以下のようにして求めることができる。各組成の鋼を100〜1200℃の温度に加熱し、その後冷却しながら温度と体積変化を測定することによりオーステナイト→フェライト変態による体積膨張が生じる温度（Ar3変態点）を得ることができる。

仕上げ圧延終了時の鋼板の表面温度がAr3変態点以上の温度となるように仕上げ圧延し、冷却
仕上げ圧延終了時の鋼板表面温度がAr3変態点を下回ると、鋼板表層部に加工フェライト組織が生成し、均一性が損なわれる。このため、仕上げ圧延終了時の鋼板表面温度がAr3変態点以上となるように、制御する必要がある。
仕上げ圧延終了後に鋼板表面温度がAr3変態点以上に長時間保持されると、成長した比較的粗大な析出物が再固溶して、20nm未満の微細析出物量が増加するため好ましくない。そのため、鋼板表面温度がAr3変態点以上の温度で仕上げ圧延が終了した後、ただちに冷却してフェライト変態を促進することが好ましい。冷却開始までの許容時間は、好ましくは1秒以内である。

650℃以上で巻取り
冷却後、650℃以上で巻取る。巻取り温度が650℃を下回ると、析出物の成長速度が小さくなり、20nm未満の微細析出物量が増加する。巻取り温度の上限は特に規定するものではないが、高すぎると表層のスケールが成長して表面欠陥の原因となりやすいため、800℃未満とすることが望ましい。

巻取り後、酸洗、冷間圧延、洗浄した後、焼鈍を行う。または、焼鈍後、溶融亜鉛めっき、合金化処理を行う。
巻き取り後、酸洗、冷間圧延および焼鈍を施す。酸洗、冷間圧延および焼鈍条件は特に限定する必要は無く、常法に従えばよい。
例えば巻き取り後の鋼板は、表面に生成したスケールを除去するために酸洗し、次いで冷間圧延を行うが、冷間圧延率（冷間圧延圧下率）は自動車用外板を製造する際に通常行われている50％〜90％程度とすればよい。なお、冷間圧延率は加工性（ｒ値）向上の観点からは70％以上とするのが望ましい。次いで、冷間圧延後の鋼板は、圧延油の脱脂や汚れを除くため洗浄した後、再結晶焼鈍される。なお、焼鈍温度は、Ａｃ３変態点を超えると加工性（ｒ値）が低下しやすいため、Ａｃ３変態点以下とすることが好ましい。なお、下限温度は、700℃程度とすることが、再結晶焼鈍を行う上で好ましい。焼鈍後、表面粗度の調整などのため調質圧延を行うことが好ましい。この際、調質圧延の圧延率（伸長率）は、0.5％〜1.5％程度とすることが好ましい。
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする際は、焼鈍まで上記冷延鋼板の場合と同様に行い、引き続き溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行う。なお、焼鈍前に軽酸洗を行ってもよい。溶融亜鉛めっき条件、合金化条件は特に限定する必要は無く、常法に従えばよい。
また、合金化処理後、冷延鋼板の場合と同様に、表面粗度の調整などのため調質圧延を行うことが好ましい。
以上により、加工後の形状均一性に優れた冷延鋼板が得られる。

以下に本発明による効果を具体的に示す。
まず、表1に示す成分組成からなる溶鋼を、真空脱ガス処理後、連続鋳造によりスラブとした。次いで上記スラブを加熱し、スケール除去後、板厚40mmまで粗圧延した。次いで、スケール除去装置で鋼板表層を冷却した後、3.5ｍｍ厚まで仕上げ圧延し、巻取り温度700℃でコイルに巻き取った。なお、この時のスラブの加熱条件、仕上げ圧延前の冷却後の鋼板表層温度、仕上げ圧延温度を表2に示す。
次いで、巻取り後の鋼板を酸洗後、0.70mmまで冷間圧延（冷間圧延率：80％）して供試材とし、前処理として脱脂、酸洗した後、溶融亜鉛めっきラインで焼鈍、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理、伸長率1.0%の調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。また、一部の鋼板については、冷延鋼板の特性を評価するため、焼鈍後、伸長率1.0%の調質圧延のみの処理を行い、冷延鋼板を得た。なお、前記焼鈍時の雰囲気は水素を含む非酸化性ガスとし、各供試材の焼鈍温度はAc3変態点以下である840℃とした。溶融亜鉛めっき処理は、Alを0.12%含む460℃亜鉛めっき浴を用いて、浸入板温460℃、浸漬時間3秒にて行った。合金化処理は、めっき後、N₂ガスワイパーを用いて亜鉛付着量を片面当たり60g/m²に調整し、510℃で20秒で行った。

上記の製造方法により得られた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛鋼板に対して、鋼板両面の表面から10 μｍまでの表層部における大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi元素の含有量、{100}面Ｘ線ランダム強度比、機械的特性および加工後形状均一性を下記の方法により測定、評価した。また、合金化溶融亜鉛鋼板に対しては、上記に加え、さらに外観も評価した。得られた結果を表３に示す。

鋼板両面の表面から10 μｍまでの表層部における大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi元素の含有量
得られた冷延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、溶融亜鉛めっき鋼板はめっき層を塩酸で剥離した後、試料寸法が3cm×4cmとなる大きさに切断し、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン-1mass％塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール）中で、電流密度20mA/cm²で定電流電解した。電解は、鋼板両面同時に行い、電解厚みは片面あたり表層から10μmまでとした。
電解後の、表面に析出物が付着している試料片を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液（500mg/l）（以下、SHMP水溶液と称す）中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料片から剥離しSHMP水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むSHMP水溶液を孔径20nmのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ液中のTiの絶対量を測定した。次いで、Tiの絶対量を電解重量で除して、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTiの含有量（mass％）を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。
なお、表３に示す含有量は、上記にて求めた両面の含有量を平均した値である。

{100}面Ｘ線ランダム強度比
板面に垂直な方向の{100}面Ｘ線強度は逆極点図法により測定した。表面での{100}面Ｘ線強度は、試験片を洗浄、乾燥したのちに、一方、板厚中心部での板面に垂直な方向の{100}面Ｘ線強度は、試験片の片面をシュウ酸により化学研磨して、板厚中心部を表面に露出させた後、測定を行った。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面での{100}面Ｘ線強度は、試験片を10%塩酸にて酸洗して合金化めっき層を除去し、洗浄、乾燥したのち同様に測定した。Ｘ線源には白色Ｘ線を用い、{100}面Ｘ線の検出にはGe半導体検出器を用いた。また同時に、選択配向のない、結晶方位が不規則な分布をするランダム試料の{100}面Ｘ線強度（ランダム強度）を測定した。ランダム強度比は、ランダム試料の{100}面Ｘ線強度に対する実試験片の{100}面Ｘ線強度の比により算出した。

機械的特性
成形性は、引張特性とｒ値の機械的特性により評価した。引張特性は、ＪＩＳＺ 2201記載の５号試験片に加工した後、ＪＩＳＺ 2241記載の試験方法に従って行った。また平均ｒ値は、15％の引張予歪を与えた後、3点法にて測定し、鋼板の１方向に対して、90°方向、45°方向、０°方向のｒ値の平均=(r(0°)+2×ｒ(45°)+r(90°))/4として求めた。

加工後形状均一性
加工後形状均一性評価は、圧延直角方向に伸び率5%の歪みを付与した後、砥石がけを行い、形状不均一を可視化して、不均一の認められるものを×、認められないものを○とした。

めっき後外観
合金化溶融亜鉛めっきを施したものについては、外観ムラの有無を観察し、ムラの生じたものを×、ムラなく均一な外観であったものを○とした。

成分組成が本発明範囲内で、かつ表面から10 μｍまでの表層部における、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi元素の含有量が鋼板中に含有する全Ti量の9％以下である本発明例は、板面に平行な方向の{100}面Ｘ線強度がランダム強度比で2.0未満であり、深絞り性の指標である平均r値が1.5以上であり、加工後の形状均一性に優れ、かつ外観がムラがなく均一で自動車外装板用途に適した性能を有していた。
一方、比較例では、平均r値、加工後形状均一性、外観のいずれかが劣り、自動車外装板用途に適した性能を満足しなかった。

本発明の鋼板は、自動車の外板を中心に、優れた成形後表面品質を必要とする各種電気機器、自動車などの部品に対して好適に使用できる。

Claims

ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５〜０．０３％、Ｔｉ：０．０２〜０．１％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００５％以下であり、かつ、Ｔｉ＊＝（Ｔｉ％）−３．４×（Ｎ％）−１．５×（Ｓ％）−４×（Ｃ％）で示されるＴｉ＊を、０＜Ｔｉ＊＜０．０２を満たす範囲で含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板両面における各表面から１０μｍまでの板厚表層部において、大きさ２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ元素の該板厚表層部中での含有量（ｍａｓｓ％）が、鋼板中の全Ｔｉ含有量（ｍａｓｓ％）の９％以下であることを特徴とする冷延鋼板。
ただし、（Ｔｉ％）、（Ｎ％）、（Ｓ％）、（Ｃ％）は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
さらに、ｍａｓｓ％で、Ｎｂ：０．００１〜０．０１％、Ｂ：０．０００２〜０．００１５％のうち、いずれか一種または二種を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
さらに、ｍａｓｓ％で、Ｓｂ：０．０３％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷延鋼板。
鋼板各表面における板面に平行な方向の｛１００｝面Ｘ線強度が、ランダム強度比で２．０未満であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の冷延鋼板。
請求項１ないし４のいずれか一項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項１ないし３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、該スラブに対して、加熱温度が１０００℃以上１２００℃未満で、かつ１０００℃以上の温度域での加熱時間が３．０時間以下の条件で加熱し、スケール除去および粗圧延を施し、次いで、鋼板表面温度が（Ａｒ３変態点−３００℃）以上Ａｒ３変態点以下の範囲となるよう冷却した後、仕上げ圧延終了時の鋼板表面温度がＡｒ３変態点以上の温度となるように仕上げ圧延し、冷却し、６５０℃以上の温度で巻取り、次いで、酸洗、冷間圧延後、焼鈍を行うことを特徴とし、鋼板両面における各表面から１０μｍまでの板厚表層部において、大きさ２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ元素の該板厚表層部中での含有量（ｍａｓｓ％）が、鋼板中の全Ｔｉ含有量（ｍａｓｓ％）の９％以下である冷延鋼板の製造方法。
請求項１ないし３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、該スラブに対して、加熱温度が１０００℃以上１２００℃未満で、かつ１０００℃以上の温度域での加熱時間が３．０時間以下の条件で加熱し、スケール除去および粗圧延を施し、次いで、鋼板表面温度が（Ａｒ３変態点−３００℃）以上Ａｒ３変態点以下の範囲となるよう冷却した後、仕上げ圧延終了時の鋼板表面温度がＡｒ３変態点以上の温度となるように仕上げ圧延し、冷却し、６５０℃以上の温度で巻取り、次いで、酸洗、冷間圧延後、焼鈍し、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行うことを特徴とし、めっき層を剥離した後の鋼板両面における各表面から１０μｍまでの板厚表層部において、大きさ２０ｎｍ未満の析出物に含まれるＴｉ元素の該板厚表層部中での含有量（ｍａｓｓ％）が、鋼板中の全Ｔｉ含有量（ｍａｓｓ％）の９％以下である合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。