(57)【要約】【課題】筋むらの発生しない表面性状に優れためっき用鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の提供、ならびに上記鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法を提供する。【解決手段】(1)質量%でC：0.0005〜0.0040%、Si：1.5%以下、Mn：0.05〜2.0%、P：0.06%以下、S：0.02%以下、N：0.005%以下、sol．Al：0.005〜0.1%、Ti：0.005〜0.05%％、Nb：0.04〜0.2%を含有し、残部がFe及び不純物からなる鋼板であって、鋼板表面から10μm以内の表層部におけるTi窒化物の平均粒径が10nm未満、かつTiにNbを5質量%以下含有した炭・硫化物の平均粒径が20nm未満であることを特徴とする表面性状に優れためっき用鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板。(2)垂直曲げ型連続鋳造機の鋳型出側からミストスプレーを行う二次冷却帯において、鋳片を、その幅方向中央部が1200℃以上から900℃以下までの領域を4℃／s以上の冷却速度で冷却する前記鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法。【選択図】図１
2008274338.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．０４〜０．２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼板であって、鋼板表面から１０μｍ以内の表層部におけるＴｉ窒化物の平均粒子径が１０ｎｍ未満、かつＴｉにＮｂを５質量％以下含有する炭・硫化物の平均粒子径が２０ｎｍ未満であることを特徴とする表面性状に優れためっき用鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施したことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法であって、垂直曲げ型連続鋳造機における鋳型の出側からミストスプレーを行う二次冷却帯において、鋳片を、その幅方向中央部が１２００℃以上の領域から９００℃以下の領域までを４℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面性状に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることのできるめっき用鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板、ならびに上記鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の自動車外装材における高強度化の要請を受けて、自動車用外板などに使用される鋼板に対しては、成形性とともに強度が必要とされている。これに対応して、Ｃ含有率が４０ｐｐｍ程度以下の極低炭素鋼をベースとして、Ｍｎ、Ｐなどの固溶強化元素を添加することにより強度を確保し、さらに、ＴｉやＮｂを添加することにより、高いランクフォード値（ｒ値）に代表される良好な成形性を確保するように鋼の成分設計を行った鋼が提案されている。しかし、このようにして製造された鋼は、結晶粒径が粗大になりやすく、またＴｉやＮｂの添加により、ＴｉまたはＮｂ系の炭窒化物が生成し、鋼板表面に不均一に分布することにより表面性状の劣化を生じやすい。上記の表面性状の劣化は、鋼板表面に筋状のめっきむら（以下、「筋むら」とも記す）を発生させることから、厳しい表面品質が要求される自動車外装用材として適切な材料とは言えなかった。
【０００３】
この筋むらの対策として、例えば、特許文献１には、成分組成の範囲を厳格に規定し、ＮｂおよびＣの各含有率の相互関係、Ｔｉ、ＳおよびＮの各含有率の相互関係も規定した焼付硬化型合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特許文献２には、固溶Ｍｎ量を規定した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。また、特許文献３には、圧延時の加熱温度制御を規定した合金化溶融亜鉛めっき用鋼板の製造方法が、特許文献４には、冷間圧延後の熱処理を規定した溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が、さらに、特許文献５には、熱延板の表層域に歪みを導入し、その後冷間圧延、熱処理、めっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。しかし、いずれの技術も、めっき鋼板の工業規模での製造に際しては、生産性の低下や歩留ロスの増大といった問題を抱えていた。
【０００４】
また、特許文献６には、鋼の表面層に存在する等軸結晶粒組織帯および等軸結晶粒と延伸結晶粒とからなる混合結晶粒組織帯の平均結晶粒径の差を規定しためっき原板に、めっき層を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特許文献７には、表層部の結晶方位を規定した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかし、発明者らの調査によれば、表面近傍の組織は析出物の影響を大きく受けており、良好な表面品質を確保するためには上記の規定では不十分であることがわかった。
【０００５】
また、その製造方法については、いずれの文献にも詳細な記載がなく、また、成分組成の制御を厳格化するか、または圧延以降の製造条件を厳しくする技術であって、工業生産上、困難な問題を抱えている。
さらに、特許文献８および特許文献９には、鋼板全体においてＭｇとＴｉを含有した酸化物、またはＭｇを含有した酸化物および／または硫化物粒子を分布させた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、従来より、酸化物や硫化物は介在物欠陥など、筋むら以外の表面疵の原因となる可能性が高く、厳しい表面品質が要求される鋼板においては、それらの酸化物や硫化物粒子の存在は好ましくない。
【０００６】
【特許文献１】特開２００１−１４００３８号公報（特許請求の範囲および段落［０００８］）
【特許文献２】特開平９−２０２９３９号公報（特許請求の範囲および段落［０００８］）
【特許文献３】特開２００１−１７２７４４号公報（特許請求の範囲および段落［０００５］〜［００１０］）
【特許文献４】特開平５−２３０５４２号公報（特許請求の範囲および段落［０００７］〜［０００９］）
【特許文献５】特開２００２−２７５５３９号公報（特許請求の範囲および段落［０００８］〜［００１１］）
【特許文献６】特開平８−２７７４５７号公報（特許請求の範囲および［０００７］）
【特許文献７】特開２００１−２９４９７７号公報（特許請求の範囲および段落［０００８］）
【特許文献８】特開平１１−２７９６８９号公報（特許請求の範囲、段落［００２２］および［００２３］）
【特許文献９】特開２００１−２８８５３４号公報（特許請求の範囲および段落［００１２］〜［００１４］）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、従来技術においては着目されなかった鋳造段階における鋳片表層部の析出物の制御を行うことにより、圧延段階以降における厳格な製造条件の制御を行うことなく、筋むらの発生しない表面性状に優れためっき用鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を提供すること、ならびに上記鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上述の課題を解決するために、鋳片および鋼板の表層部の析出物と鋼板における筋むらとの関係を調査し、鋼板および鋳片における最適な析出物の析出状態、ならびに、上記析出状態を実現するための連続鋳造方法について検討し、下記の（ａ）〜（ｃ）に示す知見を得て、本発明を完成させた。
【０００９】
（ａ）Ｔｉ窒化物、およびＴｉに微量のＮｂを含有した炭・硫化物の析出物の平均粒子径が小さい場合には、筋むらの発生は少ない。これに対して、結晶粒径と筋むらとの関係は明確ではなく、また、結晶配向方位と筋むらとの関係も認められない。
【００１０】
（ｂ）析出物の総量が一定の場合、上記析出物の粒子径を所定値以下とすることにより、微細分散が達成され、析出物のピンニング効果により圧延段階以降における再結晶が抑制されることから、結晶粒径が均一化されて筋むらの発生が防止されると推察される。
【００１１】
（ｃ）冷却過程において、上記析出物の析出量が飽和する温度は１０００℃程度であることから、垂直曲げ型連続鋳造機の約３ｍの垂直部において上記析出物の析出を完了させ、かつ結晶粒内にも均一に分散析出させるためには、上記の析出位置よりも１００℃程度低温の鋳片表面温度が９００℃以下に達するまでの冷却速度を４℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
【００１２】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記の（１）および（２）に示す鋼板ならびに（３）に示す連続鋳造方法にある。
【００１３】
（１）質量％でＣ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．０４〜０．２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼板であって、鋼板表面から１０μｍ以内の表層部におけるＴｉ窒化物の平均粒子径が１０ｎｍ未満、かつＴｉにＮｂを５質量％以下含有する炭・硫化物の平均粒子径が２０ｎｍ未満であることを特徴とする表面性状に優れためっき用鋼板。
【００１４】
（２）前記（１）の鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施したことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１５】
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法であって、垂直曲げ型連続鋳造機における鋳型の出側からミストスプレーを行う二次冷却帯において、鋳片を、その幅方向中央部が１２００℃以上の領域から９００℃以下の領域までを４℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする連続鋳造方法。
【００１６】
本発明において、「二次冷却帯」とは、連続鋳造鋳型の下方に位置するロール帯にあって、鋳片表面に冷却水を噴射することにより直接冷却を行う領域を意味する。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、鋼板表層部におけるＴｉ窒化物の平均粒子径およびＴｉにＮｂを５質量％以下含有する炭・硫化物の平均粒子径を規定したことにより、圧延工程での厳格な製造条件の規定を行うことなく、強度および成形性を確保しつつ表面性状に優れためっき用鋼板を製造することができる。さらに、上記鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行うことにより、筋むらの発生がない溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。また、本発明の連続鋳造方法は、上記鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法として好適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明の鋼板は、前記のとおり、鋼板表層部におけるＴｉ窒化物およびＴｉにＮｂを微量含有する炭・硫化物の平均粒子径を規定した表面性状に優れためっき用鋼板、および上記鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行って得られる筋むらの発生がない溶融亜鉛めっき鋼板である。さらに、本発明の方法は、上記鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法である。
【００１９】
以下に、本発明を前記のとおり規定した理由および好ましい範囲について説明する。
【００２０】
（１）鋼の成分組成
Ｃ：
Ｃは、鋼板中に固溶状態または炭化物として存在する。鋼板の冷間圧延時に鋼中に多量に固溶状態で存在すると、後工程である焼鈍時に深絞り性にとって好ましくない方位の結晶が生成するので、Ｃ含有率は０．００４０％以下とする必要がある。一方、Ｃ含有率が０．０００５％未満であると、大部分が炭化物として析出し、鋼板の強度が不足する。上記の理由から、Ｃ含有率の適正範囲を０．０００５〜０．００４０％とした。
【００２１】
Ｓｉ：
Ｓｉは、鋼の強度を向上させる作用を有する元素であり、比較的安価であることから、高強度化の目的で含有させる。しかし、その含有率が１．５％を超えて高くなると、熱間圧延時の変形抵抗が増大し、さらに、表面処理特性も悪化する。そこで、Ｓｉ含有率は１．５％以下とした。特に安定した表面処理特性が要求される場合には、その含有率を０．５％以下とすることが好ましい。
【００２２】
Ｍｎ：
Ｍｎは、固溶強化により鋼を高強度化し、Ｓに起因する熱間延性の低下を抑制する作用を有する元素である。その含有率が０．０５％未満では狙いとする高強度化を図ることができず、また、延性の劣化が顕著となる。一方、その含有率が２．０％を超えて高くなると、伸びを劣化させる。上記の理由から、Ｍｎ含有率の適正範囲を０．０５〜２．０％とした。なお、鋼中Ｍｎは、合金化溶融亜鉛めっき層に筋むらを発生させることから、表面性状をさらに良好にするためにはその含有率を１．５％以下とすることが好ましい。
【００２３】
Ｐ：
Ｐは、鋼板の成形性（ｒ値）を向上させ、また固溶強化作用を有する元素である。しかしながら、その含有率が０．０６％を超えて高くなると、溶融亜鉛めっきの合金化処理において合金化が不十分となりやすい。上記の理由から、Ｐ含有率は０．０６％以下とした。なお、Ｐ含有率が０．０１０％未満になると、精錬コストが上昇し、また成形性の向上および強度向上効果が不十分となることから、その含有率は０．０１０％以上とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓ：
Ｓは、鋼中の不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させる。Ｓ含有率が０．０２％を超えて高くなると、延性の劣化が顕著となるので、その含有率は０．０２％以下とする。Ｓ含有率は低いほどよいが、極低水準にまで低下させるには精錬コストが上昇する上に、鋼品質の向上効果が飽和する。上記の理由から、Ｓ含有率は０．００３％以上とすることが好ましい。
【００２５】
ＮおよびＴｉ：
Ｎ含有率およびＴｉ含有率は、鋼板の機械的特性および表面性状の観点から、下記のとおり規定した。
【００２６】
図１は、鋼中のＮ有率およびＴｉ含有率の適正範囲を示す図である。
同図の関係は、Ｃ：０．００１１〜０．００２５％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．２５％、Ｐ：０．００９〜０．０２５％、Ｓ：０．００３〜０．００９％、Ｎ：０．００１５〜０．００３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０４６％、Ｔｉ：０．０３３〜０．０４０％、Ｎｂ：０．０１５〜０．０３０％を含有する鋼において、Ｎ含有率およびＴｉ含有率を変化させて連続鋳造により鋳片を製造し、熱間圧延および冷間圧延を経て得られた鋼板に溶融亜鉛めっきを施して、調査を行った結果を整理したものである。
【００２７】
同図の結果によれば、Ｎ含有率が０．００５％を超えて高くなると、鋼中にＮが固溶して鋼板の加工性を悪化させる。Ｎ含有率が０．００５％以下であっても、Ｔｉ含有率が０．００５％未満では鋼中にＮが固溶して時効硬化を起こし、一方、Ｔｉ含有率が０．０５％を超えて高いとＴｉＣを析出して筋むらを発生する。そこで、上記の結果に基づいて、Ｎ含有率の適正範囲を０．００５％以下とし、Ｔｉ含有率の適正範囲を０．００５〜０．０５％とした。なお、Ｎは過剰に含有されるとストレッチャーストレインマークと呼ばれる表面欠陥が発生しやすくなるので、Ｎ含有率は０．００３５％以下とするのが好ましい。
【００２８】
ｓｏｌ．Ａｌ：
Ａｌは、Ｎを無害化する効果を有する元素である。Ａｌは熱間圧延後および焼鈍中にＮをＡｌＮとして析出させる作用があるが、ｓｏｌ．Ａｌ含有率が０．００５％未満ではＮを完全に析出させることができず、その結果、残留した固溶Ｎが歪み時効を起こし、鋼板材質の劣化をもたらす。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有率が０．１％を超えて高くなると、ＡｌＮの析出によるＮの無害化効果が飽和し、溶融亜鉛めっきの表面性状が劣化する。上記の理由から、ｓｏｌ．Ａｌ含有率の適正範囲を０．００５〜０．０５％とした。
【００２９】
Ｎｂ：
Ｎｂは、Ｔｉと結合して炭・窒化物を生成し、析出する。Ｎｂ含有率が０．２％を超えて高いと、上記炭・窒化物の生成量が多くなり、鋼板の筋むらが著しくなる。一方、その含有率が０．０４％未満では、鋼板の成形性などの加工性向上効果が得られない。そこで、Ｎｂ含有率の適正範囲を０．０４〜０．２％とした。
【００３０】
（２）析出物の粒子径の適正範囲
まず、筋むらの発生した鋼板からサンプル試料を採取し、この試料と筋むらの発生しなかった鋼板から採取した試料とについて、結晶粒径の差異を調査した。その結果を表１に示す。なお、鋼板の成分組成は、Ｃ：０．００２０％、Ｍｎ：０．１３％、Ｓｉ：０．０１０％、Ｐ：０．０２０％、Ｓ：０．００８％、Ｎ：０．００２４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３５％、Ｔｉ：０．０３３％、Ｎｂ：０．０２５％である。
【００３１】
【表１】
2008274338.tif 000003
【００３２】
同表において、筋むらの発生なしとは、筋むらが発生していないことを意味し、軽微な発生とは、品質基準の厳格な材料に使用できない程度に発生していることを意味し、そして、重度の発生とは、外装材として使用できない程度に発生していることを意味する。また、結晶粒径は、鋼板の圧延方向に対する垂直断面の表皮下を２００倍の光学顕微鏡により観察し、その結果から求めた。
【００３３】
表１に示された結果から、結晶粒径と筋むらの発生の有無との間に明確な関係は認められなかった。
【００３４】
また、ＥＢＳＰ（電子後方散乱電子回折像）による解析結果に基づいて結晶配向方位と筋むらの発生の有無との関係についても調査を行ったが、有意な差異は認められなかった。
【００３５】
次に、本発明者らは、析出物をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により観察し、筋むらの発生の有無との関係について調査を行った。その結果、観察された析出物が粗大であり、かつ、その分布が局在化している場合に筋むらが発生しており、析出物が微細かつ均一に分散している場合には筋むらが発生していないことが判明した。
【００３６】
そこで、さらに、析出物の電子線回折像を調査することにより、析出物の種類および成分組成を同定した。図２は、鋼板表面における析出物の同定結果を示す図であり、同図（ａ）は明視野像を、（ｂ）はＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）による分析結果を、（ｃ）は電子線回折像を、そして（ｄ）はその同定結果を、それぞれ表している。同図の結果から、粒子径の小さい方から順に、（Ｔｉ,Ｎｂ）Ｃ、ＴｉＮおよびＴｉ4Ｃ2Ｓ2の３種類の析出物が検出された。そのうちのＴｉ4Ｃ2Ｓ2について、さらにＥＰＭＡによる分析を行った結果を図３に示す。同図の結果より、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2の全ての析出物に５質量％以下の微量のＮｂが存在することが確認された。
【００３７】
これらの析出物の種類別に、その平均粒径と筋むらの発生の有無との関係を整理して表２に示した。
【００３８】
【表２】
2008274338.tif 000004
【００３９】
同表に示された結果から、ＴｉＮと、Ｔｉに微量なＮｂを含有した炭・硫化析出物に析出物の粒径の差異が認められ、特に、Ｔｉに微量なＮｂを含有した粗大な炭・硫化析出物が存在する場合に、筋むらが発生していること確認された。
【００４０】
以上の検討結果から、析出物の総量が一定の場合、上記析出物の粒径を所定値以下とすることにより、その微細分散が達成され、析出物のピンニング効果により圧延段階以降における再結晶が抑制され、結晶粒径が均一化されて筋むらの発生が防止されると推察された。そこで、上記表２の結果に基づき、鋼板表面から１０μｍ以内の表層部における析出物の適正粒径の範囲を、Ｔｉ窒化物については平均粒子径が１０ｎｍ未満、かつ、ＴｉにＮｂを５質量％以下含有した炭・硫化物については平均粒子径が２０ｎｍ未満とした。
【００４１】
また、鋼板表面から１０μｍ以内の表層部とした理由は、下記のとおりである。すなわち、（３）−１にて後述するとおり、鋳片の段階における冷却制御により厚さ２７０ｍｍの鋳片の表面下４〜５ｍｍ程度までの範囲の析出物の析出制御により、表層部の性状改善が図られ、それにより、板厚が０．７ｍｍ程度の冷間圧延鋼板では１０μｍ以内の表層部の組織制御がなされ、筋むらが改善された。この結果に基づき、析出物の粒子径を規定する必要のある領域を鋼板表面から１０μｍ以内の表層部とした。
【００４２】
（３）連続鋳造における二次冷却条件
請求項１または２に記載の鋼板を製造するための鋳片の連続鋳造を行うに当たっての二次冷却の好ましい条件について下記に説明する。
【００４３】
（３）−１  析出物析出のための好適温度および析出制御位置
図４に、析出物の平衡析出量に及ぼす温度の影響についての熱力学的検討結果を示す。
同図の結果から、ＴｉＮの析出量に対する温度の影響は少ないが、Ｔｉの炭・硫化物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）の析出量は温度の影響を大きく受け、冷却過程における析出量は、１２５０℃〜１０００℃の範囲において急激に増加する。析出挙動が温度に大きく依存することから、高温領域における温度条件が析出物の粒径に対して影響を与えていること推察される。
【００４４】
そこで、鋳造された鋳片の表層部について、前述した鋼板と同様に析出物の粒径および成分組成について調査を行った。
【００４５】
図５に、鋳片表層部における析出物の透過型電子顕微鏡による観察結果を示す。同図（ａ）は、前記表２において筋むらの発生した試験番号Ｂ１およびＢ２についての観察結果であり、同図（ｂ）は、筋むらの発生しなかった試験番号Ｂ３についての観察結果である。鋳片表層部における析出物の成分組成および粒径の測定結果は、前記表２に併記したとおりであり、鋼板と同一組成の析出物がほぼ同一粒径で存在していることが観察された。さらに、筋むらの発生する場合は、鋳片の段階においてすでに析出物の粒径が大きく、筋むらの発生しない場合には、鋳片段階において析出物の粒径が小さいことが確認された。
【００４６】
上記の結果は、鋳造初期段階においては、鋳型出側における鋳片表層部温度は１２００℃以上であり、鋳型出側以降の表面温度の履歴により、析出物の析出挙動を制御することが可能なことを示唆している。
【００４７】
次に、鋳片冷却の制御対象温度の好ましい下限値は、下記のとおり定めた。前記図４の結果によれば、析出物の析出は、１０００℃程度以下の温度領域では飽和する。一方、自動車外装用鋼板は、鋳片表面から１〜２ｍｍの深さにわたって溶削または切削手入が施工される場合が多く、熱間圧延工程以降におけるスケールオフ量の１ｍｍを考慮すると、鋳片の表面下４〜５ｍｍの深さまでの範囲について、鋳片性状を改善する必要がある。そして、この析出制御対象位置である鋳片表面下４〜５ｍｍの深さ位置では、鋳片の温度は鋳片表面よりも１００℃程度高い。そこで、冷却制御対象となる鋳片表面温度の好ましい下限値を９００℃とした。
【００４８】
（３）−２  二次冷却条件
垂直曲げ型連続鋳造機は、垂直部を３ｍ程度有するのが一般的であり、その後、曲げ帯が存在する。曲げ領域においては、鋳片に表面歪みが付与されるので、これが表面割れに繋がるおそれがあること、また、垂直部を通過すると鋳片表面および裏面に対する冷却バランスも調整する必要があることから、曲げ領域までに所定の冷却を完了させることが好ましい。一方、鋼板の表面品質判定が厳格な鋼種はもちろん、介在物やパウダーの巻き込み、気泡性欠陥についても、それらの発生が懸念されることから、鋳造速度は２．０ｍ／ｍｉｎ以下に設定することが好ましい。
【００４９】
図６は、鋳型出側からの距離と鋳片表面温度との関係に及ぼす鋳片の冷却速度の影響を示す図である。同図に示されるとおり、垂直曲げ型連続鋳造機の３ｍ程度の垂直部において析出物の析出を完了させ、かつ析出物を結晶粒内にも均一に分散析出させるためには、鋳片表面温度が９００℃以下に達するまでの冷却速度を４℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。なお、二次冷却設備の設備的制約、鋳片の過冷却や表面割れの防止などの観点から、冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以下とすることがさらに好ましい。
【００５０】
二次冷却帯において使用するスプレーは、ミストスプレーを採用することが好ましい。水スプレーを使用する場合には、スプレー水が、鋳片表面において形成される水蒸気沸騰膜を突き破るだけの衝撃力を有さないことから、熱伝達を悪化させ、強冷却かつ均一な冷却が見込めないからである。
【実施例】
【００５１】
本発明の効果を確認するため、下記の試験を行った。前記表１に示した試験に用いた鋼と同一の成分組成を有する鋼を用い、連続鋳造により得られた鋳片を素材として熱間圧延および冷間圧延を行って冷延鋼板を製造し、さらに溶融亜鉛めっき処理を施して溶融亜鉛めっき鋼板とした。ここで、熱間圧延および冷間圧延ならびに溶融亜鉛めっきは、実験室規模の試験機を用いて行った。そして、上記のようにして得られた鋼板の表面品質を調査し、評価した。
【００５２】
各試験条件および試験結果を表３に示した。
【００５３】
【表３】
2008274338.tif 000005
【００５４】
なお、上記試験においては、熱延鋼板の板厚は４ｍｍとし、冷延鋼板の板厚は０．７ｍｍとした。さらに、溶融亜鉛めっきの目付け量は３０〜５５ｇ／ｍ2とし、合金化処理における合金化温度は４６０〜４８０℃とした。
【００５５】
また、同表の結果欄の筋コードの記載において、「１」は筋むらが発生していないことを示し、「２」は軽微な筋むらが発生しており、品質基準の厳格な材料には使用できないことを示し、そして「３」は重度の筋むらが発生しており、外装材として使用できないことを示す。
【００５６】
本発明例１は、請求項３で規定する条件を満足する本発明例であり、比較例１〜比較例３は、連続鋳造時の１２００℃以上の領域から９００℃以下の領域までの間の冷却速度が請求項３で規定する条件を満たさない比較例である。
【００５７】
請求項３で規定する条件を満足する本発明例１では、筋むらの発生が認められず、表面品質の良好な溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。これに対して、連続鋳造時の冷却速度が請求項３にて規定する条件を満たさない比較例１〜比較例３では、軽微な筋むら、またはそれ以上の重度の筋むらが発生しており、表面品質の劣った溶融亜鉛めっき鋼板となった。しかも、比較例１〜比較例３においては、熱間熱延での巻き取り温度および冷間圧延後の焼鈍温度などを変化させても、筋むらの明確な改善効果はみられなかった。  
【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明によれば、鋼板表層部におけるＴｉ窒化物の平均粒子径およびＴｉにＮｂを５質量％以下含有した炭・硫化物の平均粒子径を規定したことにより、圧延工程での厳格な製造条件の規定を伴うことなく、強度および成形性を確保し、かつ筋むらの発生がない表面品質に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。また、本発明の連続鋳造方法は、上記鋼板を製造するための鋳片の連続鋳造方法として好適である。したがって、本発明は、表面品質に優れためっき用鋼板の製造分野およびその素材としての連続鋳造鋳片の製造分野において広範に適用できる技術である。
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】鋼中のＮ含有率およびＴｉ含有率の適正範囲を示す図である。
【図２】鋼板表面における析出物の同定結果を示す図であり、同図（ａ）は明視野像、（ｂ）はＥＤＸ分析結果、（ｃ）は電子線回折像、そして（ｄ）はその同定結果を表す。
【図３】Ｔｉの炭・硫化物のＥＰＭＡ分析結果を示す図である。
【図４】析出物の平衡析出量に及ぼす温度の影響についての熱力学的検討結果を示す図である。
【図５】鋳片表層部における析出物の透過型電子顕微鏡による観察結果を示す図であり、同図（ａ）は、筋むらの発生した試験での鋳片の観察結果であり、同図（ｂ）は、筋むらの発生しなかった試験での鋳片の観察結果を示す。
【図６】鋳型出側からの距離と鋳片表面温度との関係に及ぼす鋳片の冷却速度の影響を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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