(57)【要約】【課題】プレス成形などの加工に適用できる十分な成形性を有し、鋼板表面に凹凸表面欠陥が発生しない冷延鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．００５％以下およびＢｉ：０．０００２％以上０．１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００３％以上０．２０％以下およびＮｂ：０．００３％以上０．２０％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する冷延鋼板である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．００５％以下およびＢｉ：０．０００２％以上０．１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００３％以上０．２０％以下およびＮｂ：０．００３％以上０．２０％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする冷延鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．００３０％以下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。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、ＣｕおよびＮｉからなる群から選択される１種または２種以上を、合計で２．５質量％以下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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される冷延鋼板に関し、特に、プレス成形性に優れるとともに表面性状の良好な冷延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形して使用される冷延鋼板についても、プレス形状の多様化に伴い、より優れた成形性が必要とされている。また、高い強度が要求されるようになり、高張力冷延鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高成形性高張力冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、より深絞り性や延性に優れた鋼板が必要とされる。しかし、これらのプレス成形性と鋼板の高強度化とは、背反する特性であり、表面性状を含めて、これらの特性を同時に満足させることは困難である。
【０００３】
これまでに、ＴｉあるいはＮｂを添加した極低炭素鋼板、いわゆるＩＦ鋼板をベースに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ等を添加して強度を高めた深絞り用高張力冷延鋼板については多くの提案がなされている。ＩＦ鋼板には、鋼中のＣ、ＮがＮｂＣやＴｉＮとして析出固定されるために、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織が形成され、高強度化しても優れた成形性を確保しやすいという利点がある。
【０００４】
特許文献１には、Ｔｉ添加極低炭素鋼にＰとＣｒを添加した高強度鋼板が開示されており、特許文献２には、Ｔｉ添加極低炭素鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等を添加し、さらに二次加工脆性を改善するためにＢを添加した高強度冷延鋼板が開示されている。
【０００５】
ＩＦ鋼板にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等を添加した場合、鋼板表面に凹凸欠陥（以下、「凹凸表面欠陥」という）が発生するという問題が生じる。この凹凸表面欠陥は、塗装後にも認められるため、美麗な外観が要求される自動車外板パネル等においては、重大な欠陥となり忌避される。
【０００６】
凹凸表面欠陥については、鋼板に硬度が不均一な部分が存在すると、プレス成形時に軟質部が優先的に塑性変形するため、板厚の凹凸が発生すると考えられており、ゴースト等と呼ばれることがある。
【０００７】
特許文献３には、Ｐ添加冷延鋼板において、Ｐの偏析を抑制することにより鋼板内部の硬度差を減少させ、ゴーストの発生を防止する技術が開示されている。Ｐの偏析を低減する具体的方法として、連続鋳造時にスラブを圧下して中心偏析を軽減する手法や、スラブを高温で塑性加工し中心偏析を改善する手法が提案されている。しかし、これらの手法では、生産性が阻害されるばかりか、スラブ表層部に生じる偏析は改善され難いため、プレス成形の塑性加工度が高い場合など、必ずしも凹凸表面欠陥の発生を防止することができない。
【０００８】
さらに、特許文献４には、Ｐ添加極低炭素冷延鋼板にＳｉやＭｎを適量添加し、Ｐ偏析部と地鉄との強度差を減少させゴースト発生を軽減する技術が開示されている。この方法では、多量のＳｉ、Ｍｎの添加が必要となり、成形性、めっき性ならびに化成処理性が損なわれるばかりか、Ｓｉ、Ｍｎの偏析に伴う凹凸表面欠陥が生じるようになる。
【特許文献１】特開昭５７−４１３４９号公報
【特許文献２】特開昭５６−１４２８５２号公報
【特許文献３】特開平１１−６０２８号公報
【特許文献４】特開平１１−３３５７８１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、そのような問題点を解決するためになされたものであり、さらに具体的にはその課題は、凹凸表面欠陥の発生がなく表面性状が良好で、かつ、優れたプレス成形性を有する、冷延鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
連続鋳造鋳片の表層の凝固組織は鋳型内で形成される。鋳型内の溶鋼が水冷鋳型で抜熱され、一般にこの抜熱方向と逆の方向に組織が連続的に成長し、柱状デンドライト組織が形成される。凝固過程で、隣接する柱状デンドライトの間隙にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の溶質成分元素が偏析するため、柱状デンドライトの中心部と間隙部での組成が相違することとなり、成分組成が不均一になる。
【００１１】
柱状デンドライトの形成による組成の不均一を解消するには、隣接する柱状デンドライトの間隙を小さくして、連続鋳造後の工程における偏析元素の拡散を促進すればよい。隣接する柱状デンドライトの間隔は冷却速度に依存して変化し、冷却速度が大きいほど小さくなる。しかし、実際の連続鋳造鋳型の抜熱能を大きく変化させることは困難であるので、柱状デンドライトの間隔を変えることは難しい。
【００１２】
デンドライトの形態は、冷却速度のみに依存するのではなく、凝固時の固液界面エネルギーにも依存して変化すると考えられる。そこで、本発明者らは物性値の中の固液界面エネルギーに着目し、界面活性効果の大きい金属元素を添加することによる凝固組織の形態変化および、凝固組織の形態が冷延鋼板の表面性状に及ぼす影響について詳細な調査を行った。なお、本明細書において、鋼成分の含有量における「％」とはすべて質量％を意味する。
【００１３】
溶解炉を用いて、アルゴンガス雰囲気下において、Ｃ：０．０１０％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．５０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％未満、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００３０％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成に成分組成を調整した溶鋼を、縦１００ｍｍ×横１００ｍｍ×高さ７０ｍｍの銅製鋳型に出鋼し、インゴットを作製した。成分調整の際、Ｂｉは鉄箔に包み炉内の溶鋼中に浸漬添加した。得られたインゴットの表層部から組織観察用サンプルを採取し、ピクリン酸飽和溶液を用いて組織を検出し、デンドライト形態を調査した。また、インゴットの一部を、１２５０℃で２時間加熱した後、９１０℃以上の温度範囲で熱間圧延し、得られた熱延鋼板を酸洗し、８２．５％の圧延率で板厚０．７ｍｍまで冷間圧延した。連続焼鈍シミュレーターを用いて、冷延鋼板を再結晶温度以上の種々の温度に加熱し、５０秒間保持した後冷却し、焼鈍板を得た。焼鈍板に１０％の引張歪みを付与した後、鋼板表面を油砥石で擦り、凹凸表面欠陥の有無を調査した。
【００１４】
これらの予備試験の結果、次の（Ａ）ないし（Ｄ）のような知見を得た。
（Ａ）Ｂｉを含有させない場合には、インゴットの表面から１０ｍｍ以内の表層部の凝固組織形態は柱状デンドライトであるが、Ｂｉ含有量の増加に伴い、柱状デンドライトと微細な等軸デントライトの混合組織となり、デンドライトの間隔は小さくなる。さらにＢｉ含有量が増すと、表層部は微細等軸デンドライトのみからなる。なお、本発明において、「等軸デンドライト」とは、デンドライトの成長開始点に対して三次元かつ等方的に、すなわち球状に成長するデンドライト組織を意味する。
【００１５】
（Ｂ）これらの変化は、Ｂｉの界面活性効果により、固液間の界面張力が低下することに起因すると考えられる。
（Ｃ）Ｂｉを含有させない場合には、焼鈍板に、圧延方向に沿って凹凸表面欠陥が発生し易いが、Ｂｉ含有量の増加に伴い、凹凸表面欠陥の程度が改善される。
【００１６】
（Ｄ）この理由は明らかではないが、（ａ）デンドライト間に偏析したＳｉ、Ｍｎ、Ｐにより冷延鋼板の硬度に不均一が生じ、凹凸表面欠陥が発生すること、（ｂ）偏析した元素は熱間圧延前の加熱により拡散し、加熱中に元素濃度の不均一が解消されていくにしたがい、凹凸表面欠陥が改善されること、（ｃ）Ｂｉ含有量の増加に伴いデンドライト間隔が小さくなると、元素濃度の不均一解消に要する偏析元素の拡散距離が短くなるため、低温短時間で拡散が完了することに起因すると推定される。
【００１７】
以上の結果から、鋼中にＢｉを一定量以上含有させて、凝固組織においてデンドライト間隔を小さくすることによって、極低炭素冷延鋼板において凹凸表面欠陥の発生を抑制することが可能であり、良好な表面性状を確保することができる。
【００１８】
以上の知見に基づき完成された本発明は次のとおりである。
（１）Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％以上０．５０％以下、Ｎ：０．００５％以下およびＢｉ：０．０００２％以上０．１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００３％以上０．２０％以下およびＮｂ：０．００３％以上０．２０％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする冷延鋼板。
【００１９】
（２）上記化学組成が、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の冷延鋼板。
（３）上記化学組成が、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、ＣｕおよびＮｉからなる群から選択される１種または２種以上を、合計で２．５％以下含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の冷延鋼板。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な成形性を有し、鋼板表面に凹凸表面欠陥が発生しない冷延鋼板が得られる。本発明は自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明に係る冷延鋼板における鋼成分の化学組成、ならびにその鋼板を効率的かつ安定的に製造し得る製造方法における製鋼、圧延、焼鈍条件等について以下に詳述する。
１．鋼の化学組成
Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％未満
Ｃ含有量が０．０１０％以上になると、鋼板の延性および深絞り性が著しく損なわれる。一方、過度に極低炭素化することは、製鋼コストの上昇を伴うだけでなく、ＴｉＣやＮｂＣ等の炭化物の析出が不十分となり、固溶Ｃ量が増し、深絞り性の劣化を招く。したがって、Ｃ含有量の範囲を０．０００５％以上０．０１０％未満とする。望ましい範囲は、０．００１０％以上０．００８０％未満であり、さらに望ましい範囲は、０．００２０％以上０．００４０％未満である。
【００２２】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、鋼板の表面性状や化成処理性を劣化させる。したがって、その含有量は少ないほど好ましい。しかし、Ｓｉは鋼板を強化する作用を有するので、鋼を強化する目的で、１．０％以下の範囲で含有させることができる。好ましい範囲は、０．０１５％以上０．１０％未満であり、さらに好ましい範囲は、０．０２５％以上０．０７５％未満である。
【００２３】
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下
Ｍｎは、不純物であるＳと結合してＭｎＳを形成し、Ｓの弊害を抑制するほか、鋼板を強化する作用を有する。一方、過度に含有させると表面性状、延性および深絞り性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量の範囲を０．０５％以上２．５０％以下とする。好ましい範囲は、０．１７％超２．００％未満であり、さらに好ましい範囲は、０．５５％以上１．５０％未満である。
【００２４】
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、深絞り性を損なうことなく鋼板を強化する作用を有するので、積極的に含有させても良い。しかし、Ｐを過度に含有させると表面性状が劣化するばかりか耐二次加工脆性が確保されなくなるので、Ｐ含有量を０．１５％以下とする。好ましい範囲は０．０２％超０．１０％以下であり、さらに好ましい範囲は、０．０５％超０．０９％以下である。
【００２５】
Ｓ：０．１０％以下
Ｓは鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界に偏析して鋼を脆化させるため、その含有量は少ないほど好ましい。しかし、Ｓは鋼板の打ち抜き性を向上させる作用を有するので、０．１０％以下の範囲で含有させることができる。好ましい範囲は０．００３％超０．０２０％未満であり、さらに好ましい範囲は０．００５％超０．０１０％未満である。
【００２６】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％以上０．５０％以下
Ａｌは溶鋼を脱酸するために用いられる。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和し、不経済となる。このため、ｓｏｌ. Ａｌ含有量を０．０００１％以上０．５０％以下とする。好ましい範囲は、０．００１％以上０．３０％未満であり、さらに好ましい範囲は、０．０１％以上０．１０％未満である。
【００２７】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、Ｎ含有量の増加は延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させるため、０．００５％以下とする。好ましい範囲は０．００３％以下である。ただし、過度に極低窒素化することは、製鋼コストの上昇を伴うだけでなく、窒化物の析出が不十分となり、固溶Ｎが残存し、深絞り性の劣化を招くので、含有量を０．００１％以上とすることが望ましい。
【００２８】
Ｂｉ：０．０００２％以上０．１％以下
Ｂｉは、本発明における重要な構成成分であり、連続鋳造鋳片の表層部の凝固組織を微細化し、冷延鋼板における表面欠陥の発生を防止する作用を有するので、０．０００２％以上含有させる。一方、０．１％を超えてＢｉを含有させると効果が飽和し、不経済となるため０．１％以下とする。好ましい範囲は、０．０００５％超０．０５％未満であり、さらに好ましい範囲は、０．００１３％超０．００５％未満である。
【００２９】
Ｔｉ：０．００３％以上０．２０％以下およびＮｂ：０．００３％以上０．２０％以下の１種または２種
ＴｉおよびＮｂは、鋼中のＣをＴｉＣやＮｂＣとして固定するとともに熱延板の組織を微細化し、深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させる作用を有する。ＴｉもしくはＮｂの含有量が少ないと、上記作用による所望の効果が十分に得られず、深絞り性が損なわれるので、ＴｉもしくはＮｂの１種または２種をそれぞれ０．００３％以上含有させる。一方、ＴｉもしくはＮｂの含有量が過剰となると、再結晶温度が上昇しすぎて深絞り性が劣化するので、含有量の上限をそれぞれ０．２０％以下とする。Ｔｉ量の好ましい上限は０．１０％であり、Ｎｂ量の好ましい上限は０．０４０％である。Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、耐常温時効性を改善する作用を有し、ＮｂはＴｉよりも効果的に熱延板の組織を微細化するので、ＴｉとＮｂの双方を含有させることが好ましい。さらに好ましいのは、ＴｉとＮｂの双方を含有させ、かつ、下記式（１）、（２）および（３）を満足させることである。
１．０＜｛（Ｔｉ＊／４８）＋（Ｎｂ／９３）｝／｛（Ｃ／１２）＋（Ｎ＊／１４）｝＜１０．０
・・・・・・・・・（１）
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ，０］        ・・・・・・・・・（２）
Ｎ＊＝ｍａｘ［Ｎ−（１４／４８）×Ｔｉ，０］          ・・・・・・・・・（３）
ここで、各式中の元素記号は、鋼中での各元素の含有量を質量％にて表したものであり、ｍａｘ［  ］は［  ］内の引数の最大値を返す関数である。
【００３０】
Ｂ：必要に応じ、０．００３０％以下
Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、耐二次加工脆性を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させても良い。ただし、含有量が０．００３０％を上回ると、再結晶温度が上昇しすぎて、深絞り性が劣化する。したがって、Ｂ含有量を０．００３０％以下とする。上記効果をより確実に得るにはＢ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましい範囲は、０．０００３％超０．００２０％以下、最も好ましい範囲は、０．０００４％超０．００１５％未満である。
【００３１】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、ＣｕおよびＮｉからなる群から選択される１種または２種以上：必要に応じ、合計で２．５％以下
これらの元素は、鋼板を強化する作用を有するので、必要に応じて１種または２種以上含有させても良い。ただし、これらの元素の含有量の合計が２．５％を超えると延性が著しく劣化する。したがって、これらの元素の合計の含有量を２．５％以下とする。なお、鋼板を強化する作用を確実に発揮させるには合計の含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
【００３２】
上述した元素以外は、Ｆｅおよび不純物である。
本実施の形態の冷延鋼板は、以上の鋼組成を有する。
２．製造方法
本発明に係る冷延鋼板は、上記の化学組成を有していれば、いかなる製造方法により製造されてもよい。ただし、以下の製造方法を採用することによって、本発明に係る冷延鋼板をより効率的かつ安定的に製造することが実現される。
【００３３】
（１）製鋼
Ｂｉは蒸気圧が高く融点が低いため、溶鋼中に添加する際、溶鋼との接触または溶鋼からの輻射熱により溶融あるいは気化し、溶鋼中に均一に、かつ歩留まり良く添加することが困難である。連続鋳造鋳片内にＢｉを均一に添加するために、タンディッシュ内の溶鋼または鋳型内の溶鋼中に浸漬させた浸漬ランス内にＢｉを含有する金属ワイヤーまたはロッドを挿入することによりランス内で金属蒸気および／または金属粒子を発生させ、該金属蒸気および／または金属粒子をキャリアガスとともに溶鋼中に添加することが好ましい。なお、「金属蒸気および／または金属粒子」とは、金属蒸気および／または、蒸発が不十分なために液体または固体粒子として存在する金属粒子もしくは金属蒸気が凝縮して形成される金属粒子を意味する。また、「金属」とは、純金属および金属の合金のいずれをも含む。
【００３４】
連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。
（２）熱間圧延
連続鋳造によって得られた鋼塊を再加熱するか、または連続鋳造後の高温の鋼塊をそのまま、もしくは補助加熱を行ってから、熱間圧延を行う。加熱温度が低いと、鋼塊表層部の元素濃度の不均一が十分に解消されず、冷延鋼板に表面欠陥が発生しやすくなるばかりか、圧延荷重が増大して圧延が困難となるため、加熱温度を１１５０℃超にすることが好ましい。
【００３５】
熱間圧延の条件は特に規定しないが、オーステナイト低温域で仕上げ圧延を行って熱延鋼板の結晶粒を微細化し、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１００℃）以下の温度範囲で最終圧下を行うことが望ましく、８５０℃超９５０℃未満で最終圧下を行えばさらに望ましい。また、スケール性の表面欠陥を抑制するために、仕上げ圧延開始温度と仕上げ圧延終了温度との差を１００℃以上とすることが好ましい。
【００３６】
なお、仕上げ圧延をこれらの温度範囲で行うために、粗圧延と仕上げ圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱して、仕上げ圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。
【００３７】
粗圧延材の加熱は、例えば粗圧延機と仕上げ圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御することが、例示される。
【００３８】
熱間圧延を終了した後に鋼板を冷却してコイル状に巻取る。スケールの生成による歩留まりの低下を招くため、７００℃未満で巻取ることが望ましい。一方、ＴｉもしくはＮｂの炭化物を十分に析出させ、深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、巻取り温度を４８０℃超とすることが好ましく、巻取り後に窒化物を十分に析出させ耐常温時効性を向上させるために、巻取り温度を６００℃超とすることが好ましい。
【００３９】
（３）冷間圧延、焼鈍
冷間圧延は、酸洗等により脱スケールした後に、常法に従って行われる。冷間圧延後に行われる再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、圧下率を７０％以上とすることが好ましい。圧下率を過度に高くすると、圧延設備への負荷が高まり、生産性の低下を招く。したがって、圧下率は９０％未満とし、最終板厚を０．４０ｍｍ以上とすることが好ましい。さらに好ましい圧下率は８５％未満である。
【００４０】
冷間圧延された鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理が施され、再結晶焼鈍される。再結晶焼鈍時の加熱速度が速すぎるとフェライトが細粒化し、延性の劣化を招く。このため、均熱温度までの加熱速度は６０℃／ｓ未満とすることが好ましい。また、焼鈍温度がＡｃ３点以上となると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が変態により減少するので、焼鈍温度の上限をＡｃ３点未満とするのが良い。また、均熱後の冷却速度が速すぎるとベイナイトやマルテンサイト等の硬質な低温変態生成相が混在して、深絞り性が損なわれる場合があるので、均熱後の冷却速度を２００℃／ｓ未満として、焼鈍後の金属組織をフェライト単相組織とすることが好ましい。なお、再結晶焼鈍は、連続焼鈍、箱焼鈍のいずれによっても差し支えはない。焼鈍後に調質圧延を行ってもかまわない。
【００４１】
上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って電気めっきを行って、電気めっき鋼板を製造してもよい。めっきの種類としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。めっきの種類は特に限定しないが、塗装後の耐食性に優れる亜鉛系めっきとすることが好ましい。また、上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って溶融めっきを行って、溶融めっき鋼板を製造してもよい。めっきの種類としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっきの種類は特に限定しないが、加工部の耐食性に優れる溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきとすることが好ましい。めっき後に調質圧延を行ってもよい。
【００４２】
上述の方法で冷間圧延まで行った後、連続溶融めっき設備で再結晶焼鈍し、溶融亜鉛めっきを行ってもよい。めっき後に合金化処理を施してもよい。めっき後もしくは合金化処理後に調質圧延を行ってもよい。
【００４３】
かくして、本実施の形態により製造される冷延鋼板は、例えばプレス成形等の加工に適用できる十分な成形性と、表面疵のない優れた表面性状を有する。このため、この冷延鋼板は、自動車部品用、特に自動車外板パネル（例えばドアーアウターパネル、フードアウターパネル、フェンダーパネル等）用として好適に用いることができる。
【実施例】
【００４４】
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
（実施例）
溶解炉を用いて、アルゴンガス雰囲気下において、表１に示される化学組成を有する鋼を溶解し、縦１００ｍｍ×横１００ｍｍ×高さ７０ｍｍの銅製鋳型に出鋼し、インゴットを作製した。成分調整の際、Ｂｉは鉄箔に包み炉内の溶鋼中に浸漬添加した。得られたインゴットの表層部から組織観察用サンプルを採取し、ピクリン酸飽和溶液を用いて組織を検出し、デンドライト形態を観察した。組織の観察は、インゴット表面に垂直な切断面の鋳片表面から深さ１０ｍｍ以内の領域において、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍にて、顕微鏡の視野を連続的に移動させて行い、等軸デンドライトの占める面積比率を求め、これを等軸デンドライト比率とした。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
また、インゴットから、その表層部を含む厚さ２０ｍｍの熱間圧延母材を採取し、電気加熱炉を用いて１２５０℃に加熱し２時間保持した。熱間圧延母材を炉から抽出した後、実験用熱間圧延機を用いて、９１０℃以上の温度範囲で熱間圧延し、厚さ４ｍｍの熱延鋼板を得た。熱間圧延後、直ちに水スプレー冷却により６５０℃まで冷却してこれを巻取り温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で炉冷却して巻取り後の徐冷処理とした。得られた鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、圧下率８２．５％で冷間圧延し、厚さ０．７ｍｍの冷延鋼板を得た。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板の一部を、１０℃／ｓの加熱速度で８５０℃まで加熱し３０秒間保持した後１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、焼鈍板を得た。また、得られた冷延鋼板の一部を、溶融亜鉛めっきシミュレーターを用いて、１０℃／ｓの加熱速度で８５０℃まで加熱し３０秒間保持した後７℃／ｓの冷却速度で冷却し、４６０℃で溶融亜鉛めっきを施し、５００℃で合金化処理した後冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００４７】
降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸びは、得られた焼鈍板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板に伸び率１．０％の調質圧延を施した後、圧延方向と直交する方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより求めた。ｒ値は、圧延方向（０°方向）、圧延方向と４５°をなす方向（４５°方向）、および圧延方向と直行する方向（９０°方向）から採取したＪＩＳ５号引張試験片に引張試験を行い、０°方向のｒ値（ｒ０値）、４５°方向のｒ値（ｒ４５値）、９０°方向のｒ値（ｒ９０値）を用いて、下記式（４）に基づき平均ｒ値を求めた。
平均ｒ値＝（ｒ０値＋２×ｒ４５値＋ｒ９０値）／４          ・・・・・・・・・（４）
表面性状は、得られた焼鈍板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板に１０％の引張歪みを付与した後、鋼板表面を油砥石で擦り、鋼板表面を目視にて観察し、凹凸表面欠陥の有無により評価した。
【００４８】
表２に性能評価結果を示した。
【００４９】
【表２】
2010126736.tif 000003
【００５０】
表２における試番１〜４、８、９は本発明が規定する範囲を満足する本発明例であり、試番５〜７は本発明が規定する範囲を満足しない比較例である。
【００５１】
試番１〜４、８、９は、いずれも、表面性状は良好であり、平均ｒ値は１．９以上であり良好な深絞り性を示した。
鋼組成が、本発明の規定する範囲から外れる鋼（鋼Ｅ、Ｆ、Ｇ）を用いて製造された鋼板（試番５、６、７）の試験結果は、表面性状、ｒ値のいずれかが劣っていた。
【００５２】
具体的には、鋼Ｅ、Ｆを用いた試験（試番５、６）は、鋼中のＢｉ含有量が少ないため、凝固組織における等軸デンドライト比率が低く、鋼板表面に凹凸欠陥が発生し、表面性状が悪い。鋼Ｇを用いた試験（試番７）は、鋼中のＴｉ含有量およびＮｂ含有量が少ないため、ｒ値が低い。