(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる成分組成を有する鋼の連続鋳造方法であって、ＣａＯ含有率（質量％）とＳｉＯ2含有率（質量％）との比である塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が１．０以上であり、Ｎａ2Ｏを２．０質量％以下含有するモールドフラックスを用いて鋳造することを特徴とする連続鋳造方法。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群の１つ以上の群から選んだ１種以上の成分元素を含有する鋼を鋳造することを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造方法。
ここで、Ａ群：質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下、
Ｂ群：質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下、
Ｃ群：質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工性および成形性に優れた極低炭素薄鋼板であって、自動車用や家電製品用など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。
【背景技術】
【０００２】
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、Ｃ含有率を０．０１５質量％以下とした極低炭素鋼が用いられることが多い。さらに、近年では、一層の加工性を追求するために、ＴｉやＮｂなどの炭窒化物形成能の強い元素を添加し、フェライト中の固溶Ｃを無くした、ＩＦ（Interstitial Free）型極低炭素鋼が広く用いられている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、極低炭素鋼のスラブを、熱間圧延、冷間圧延、および連続焼鈍により鋼板製品とする際に、再結晶焼鈍の均熱加熱後の冷却過程で、鋼成分組成および焼鈍後の鋼板の降伏点により定まる温度範囲を２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する極低炭素冷延鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献２には、脱炭処理後の溶鋼に、Ａｌおよび／またはＳｉを添加して半脱酸溶鋼とし、含Ｔｉ物質を添加してさらに脱酸し、Ａｌ、ＳｉおよびＴｉ含有量が所定量以下の溶鋼とするとともに、溶鋼中の介在物の主成分をＴｉとＡｌとの複合酸化物、ＴｉとＳｉとの複合酸化物とした溶鋼を溶製し、次いで連続鋳造し、その後、熱間圧延および冷間圧延を経た後、得られた冷延鋼板を７００℃〜Ａｃ3点の温度域で連続焼鈍する極低炭素冷延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００４】
また、成分組成や製造方法を改良することにより、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には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉおよび／またはＮｂを所定範囲で含む極低炭素鋼板であって、ＪＩＳ  Ｇ０５５５に基づく、６０視野における非金属介在物の観察総数が２０個以下である極低炭素鋼板が開示されており、鋼中の非金属介在物を低減することによって優れた加工性が得られたとされている。
【０００５】
一方、転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中には、多量の溶存酸素が含まれており、この過剰酸素は、酸素との親和力が強い強脱酸元素であるＡｌにより脱酸されるのが一般的である。しかしながら、Ａｌは脱酸によりアルミナ系介在物を生成する。特に、炭素濃度が低く、精錬後の溶存酸素濃度が高い極低炭素溶鋼では、アルミナ系介在物の量が非常に多く、それらが凝集して粗大なアルミナ系介在物を形成する。そのため、極低炭素鋼板において過度のプレス加工を行った場合には、このアルミナ系介在物を起点にしてプレス割れが発生することが多く、アルミナ系介在物の低減対策は大きな課題となっている。
【０００６】
これに対して、従来、下記の方法が開示され、実施されてきた。特許文献４に開示された方法は、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯを主成分とした保温剤をタンディッシュに添加し、その組成でタンディッシュ内に溶融したスラグを生成させ、さらに溶融スラグ中のＳｉＯ2量を７％以下とすることにより、アルミナ系介在物を有効に吸着させる清浄鋼の製造方法である。また、特許文献５に開示された方法は、アルミキルド鋼の連続鋳造において、ＣａＯを主成分とするフラックスをほぼ連続的にタンディッシュ内の溶鋼部内に添加し、溶鋼中に存在するアルミナと前記ＣａＯとを結合させて低融点組成の介在物に形態制御し、アルミナの耐火物への付着を防止するとともに、溶鋼からの浮上を促進させる溶鋼の清浄化方法である。
【０００７】
一方、アルミナ系介在物を除去するのではなく、生成させない方法も提案されている。例えば、特許文献６には、製鋼炉で精錬した溶鋼を容器に収容し、溶鋼に必要な成分調整を行うとともに、マグネシウムを供給して脱酸し、アルミニウム脱酸することなしに鋳造する薄鋼板の溶製方法が開示されている。
【０００８】
しかしながら、上述したアルミナ系介在物を除去する方法では、極低炭素溶鋼中に多量に生成したアルミナ系介在物をプレス割れが防止されるレベルまで低減することが非常に難しい。また、アルミナ系介在物を全く生成しないＭｇ脱酸では、Ｍｇの蒸気圧が高く、溶鋼へのＭｇの歩留まりが非常に低いため、極低炭素鋼のように溶存酸素濃度が高い溶鋼をＭｇだけで脱酸するには多量のＭｇを必要とし、製造コストが上昇することから実用的なプロセスとは言い難い。
【０００９】
ところで、アルミナ系介在物は、連続鋳造中、鋳型内の凝固シェル先端の爪部に捕捉されることが知られており、このメニスカス爪部の倒れ込みを防ぐことによりアルミナ系介在物を減少させることは可能である。特許文献７には、モールドパウダーとして塩基度が０．８５以上、１３００℃における粘度が３〜１５ｐｏｉｓｅ、凝固温度が１０００℃以上であるものを用いることにより、凝固シェルの爪深さを低減させる方法が開示されている。しかし、この方法を用いても、アルミナ系介在物を完全に除去することは難しい。
【００１０】
また、保温性を向上する目的でモールドフラックスにＣを添加する方法が採用されている。例えば、特許文献８には、ＣａＯ／ＳｉＯ2が所定範囲であって、Ａｌ2Ｏ3、アルカリおよびアルカリ土類金属のフッ化物およびＣ：３〜３０重量％を主成分とし、柱状体であって、硬度、嵩比重を規定した鋳造用顆粒状整層溶解フラックスが開示されており、さらに、特許文献９には、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ｃ：０．５〜２．０％、Ｎａ2ＯおよびＣａＦ2を含有し、且つＳｉＯ2含有量を上限値以下に規制したタンディッシュもしくは鋳型内の湯面被覆用パウダが開示されている。
【００１１】
しかしながら、特許文献８や特許文献９に開示されたモールドフラックス中のＣは、鋳造中に、スラブ内部へと拡散し、スラブ表面のＣ濃度を増加させる。このスラブ表面のＣの濃化は、製品となった冷延鋼板にも残存し、鋼板表面を硬化させる。その結果、鋼板のプレス加工性を劣化させる。
【００１２】
この対策として、Ｃ含有量を低減したモールドフラックスが提案されている。特許文献１０には、炭素含有量が０．０１％以下の極低炭素鋼を連続鋳造する際に用いるモールドパウダであって、遊離炭素含有量が２．０％以下で且つＣａＯ／ＳｉＯ2が１．２０以上とすることによりＣピックアップを３ｐｐｍ程度に抑制するパウダが開示されている。しかし、このようなモールドパウダを用いても、鋳型内の湯面の変動状況次第では未溶融のモールドフラックスが溶鋼と接触する機会が増大し、その効果が安定しない場合がある。
【００１３】
【特許文献１】特開平９−２２７９５５号公報（特許請求の範囲および段落［００１５］〜［００１８］）
【特許文献２】特開平９−１９２８０４号公報（特許請求の範囲および段落［０００８］）
【特許文献３】特開２００２−２２０６３６（特許請求の範囲および段落［００１７］〜［００２４］）
【特許文献４】特開平５−１０４２１９号公報（特許請求の範囲および段落［００１０］）
【特許文献５】特開昭６３−１４９０５７号公報（特許請求の範囲および２頁左上欄１８行〜右上欄６行）
【特許文献６】特開平５−３０２１１２号公報（特許請求の範囲および段落［０００４］）
【特許文献７】特開平１０−２６３７６７号公報（特許請求の範囲および段落［０００９］）
【特許文献８】特公昭５５−１８７２号公報（特許請求の範囲および第４欄１５〜２３行）
【特許文献９】特公昭６３−５６０１９号公報（特許請求の範囲および第４欄１１〜１５行）
【特許文献１０】特開平１１−１９７８０４号公報（特許請求の範囲および段落［０００６］）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
前記のとおり、従来の極低炭素鋼の製造技術には下記の問題が残されている。
【００１５】
すなわち、（ａ）溶存酸素濃度のＡｌによる脱酸で生成する多量のアルミナ系介在物はプレス割れの起点となるので、アルミナ系介在物を低減する必要がある。（ｂ）介在物吸着用フラックスなどを用いても、アルミナ系介在物を充分に低減することは難しく、また、Ｍｇによる脱酸では、溶鋼中へのＭｇの歩留まりが低いことから、多量のＭｇを必要とする。（ｃ）凝固シェルの爪深さを低減させる方法を用いても、アルミナ系介在物の完全除去はできない。（ｄ）Ｃを添加したモールドフラックスを使用することにより保温性を向上させる方法では、スラブ表面のＣ含有率が上昇し、プレス成形性を劣化させる。（ｅ）モールドフラックス中のＣ含有率を制限してＣピックアップ量を抑制する方法を用いても、安定した抑制効果は得られにくい。
【００１６】
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、自動車用や家庭電気製品用などの加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板、および極低炭素鋼板を製造するための極低炭素鋼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】
【００１７】
本発明者らは、上述の課題を解決するために、従来の問題点を踏まえて、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板を製造するための鋳造方法の研究開発を進め、下記の（ａ）〜（ｄ）の知見を得て、本発明を完成させた。
【００１８】
（ａ）優れた加工性を有する極低炭素鋼板を得るには、鋼板表面から厚み中心部方向に｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域における平均粒径１μｍ以上のアルミナ系介在物の個数を５００個／ｍｍ2以下とする必要がある。
【００１９】
（ｂ）さらに極低炭素鋼板の加工性を向上させるためには、上記（ａ）の深さ領域における平均Ｃ含有率（Ｃ１）と、残りの厚み部分の平均Ｃ含有率（Ｃ０）との比、（Ｃ１／Ｃ０）の値を１．３以下とすることが望ましい。
【００２０】
（ｃ）上記（ａ）および（ｂ）の極低炭素鋼を鋳造するに際しては、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が１．０以上で、Ｎａ2Ｏを２．０質量％以下含有するモールドフラックスを用いることが、緩冷却効果、清浄化効果および保温効果のいずれの効果をも確保する上で、望ましい。
【００２１】
（ｄ）極低炭素鋼鋳片の少なくとも長辺面側の表層部を表面から鋳片厚み中心部方向に向かって１ｍｍ以上の深さにわたって除去することにより、Ｃピックアップ部を確実に除去することができる。
【００２２】
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）〜（３）に示される冷延鋼板ならびに（４）および（５）に示される冷延鋼板製造用の極低炭素鋼の連続鋳造方法にある。ただし、下記（１）〜（３）に示される本発明の冷延鋼板は、参考例である。
【００２３】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面から厚み中心部方向に｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域における平均粒径１μｍ以上のアルミナ系介在物の個数が５００個／ｍｍ2以下であることを特徴とする冷延鋼板。
【００２４】
（２）Ｆｅの一部に代えて、下記Ａ群〜Ｃ群の１つ以上の群から選んだ１種以上の成分元素を含有することを特徴とする前記（１）に記載の冷延鋼板。
ここで、Ａ群：質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下、
Ｂ群：質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下、
Ｃ群：質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下。
【００２５】
（３）鋼板表面から厚み中心部方向に｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域における平均Ｃ含有率であるＣ１（質量％）と残りの厚み部分の平均Ｃ含有率であるＣ０（質量％）との比である（Ｃ１／Ｃ０）の値が１．３以下であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の冷延鋼板。
【００２６】
（４）質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる成分組成を有する鋼の連続鋳造方法であって、ＣａＯ含有率（質量％）とＳｉＯ2含有率（質量％）との比である塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が１．０以上であり、Ｎａ2Ｏを２．０質量％以下含有するモールドフラックスを用いて鋳造することを特徴とする連続鋳造方法。
【００２７】
（５）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群の１つ以上の群から選んだ１種以上の成分元素を含有する鋼を鋳造することを特徴とする前記（４）に記載の連続鋳造方法。
ここで、Ａ群：質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下、
Ｂ群：質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下、
Ｃ群：質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下。
【００２９】
本発明において、「介在物の平均粒径」とは、介在物の断面形状を円形に近似した場合の介在物粒子の相当直径を意味し、詳細については後述するとおりである。
【００３０】
「Ａｌ系介在物」とは、Ａｌと酸素を含む溶鋼中において生成した析出物または晶出物を意味し、例えば、Ｃａ、Ｓｉ、Ｓなどを含有するものも含む。
【００３２】
なお、以下の説明において、「％」の表記は、「質量％」を意味する。
【発明の効果】
【００３３】
本発明の冷延鋼板は、鋼板表層部における平均粒径１μｍ以上のアルミナ系介在物が少なく、加工性および成形性に優れた極低炭素冷延鋼板であって、自動車用、家庭電気製品用などの用途向け冷延鋼板に好適である。また、本発明の極低炭素鋼の連続鋳造方法によれば、塩基度およびＮａ2Ｏ含有率が適正化されたモールドフラックスを用いるので、鋼の緩冷却効果、清浄化効果および保温効果のいずれの効果をも確保することができ、上記の極低炭素冷延鋼板製造用の鋳片を製造するための連続鋳造方法として好適である。したがって、本発明の連続鋳造方法および得られた鋳片を素材とする冷延鋼板は、高度の加工性および成形性を要求される鋼板製品製造分野への高品質素材供給方法として、また、高品質素材として大きく貢献することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３４】
本発明の冷延鋼板は、前記のとおり、鋼板表面から厚み中心部方向に｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さの領域における平均粒径１μｍ以上のアルミナ系介在物の個数が５００個／ｍｍ2以下であることを特徴とする極低炭素冷延鋼板である。また、本発明の連続鋳造方法は、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が１．０以上で、Ｎａ2Ｏを２．０％以下含有するモールドフラックスを用いて鋳造することを特徴とする上記の極低炭素鋼を鋳造するための連続鋳造方法である。
【００３５】
以下に、本発明の範囲を前記のとおり、規定した理由および望ましい範囲について、さらに詳しく説明する。
【００３６】
（１）鋼板の化学成分組成
１）Ｃ：０．０１５％以下
Ｃ含有率の上昇は、鋼板の加工性を著しく劣化させるので、その含有率は低くする必要があり、０．０１５％以下とする。Ｃ含有率の下限については特に規定しないが、含有率を低下させるためにはさらに一層の脱炭を必要とし、過度の脱炭は製鋼コストを上昇させるので、０．０００３％以上の範囲とするのが望ましい。なお、さらに一段と優れた加工性を確保するためには、Ｃ含有率を０．０１％以下とすることが望ましく、０．００５％以下とすれば、さらに望ましい。
【００３７】
２）Ｓi：２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化により、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｓｉが２．０％を超えて含有されると、鋼を脆化させ、低温靭性や耐二次加工脆性を悪化させることから、その含有率を２．０％以下とした。Ｓｉ含有率の下限は特に規定しないが、Ｓｉ含有率低減のための製鋼コスト増加と材質の改善度合いとの兼ね合いから、その含有率は０．００１％以上とするのが望ましい。
【００３８】
３）Ｍn：２．０％以下
Ｍｎは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる作用を有する元素であるが、加工性を低下させる。したがって、加工性の向上を重視する本発明では、Ｍｎを多量に含有させる必要はない。Ｍｎが２．０％を超えて多く含有されると、加工性は劣化する傾向となる。このため、Ｍｎ含有率は２．０％以下に限定した。加工性をさらに要求される場合には、Ｍｎ含有率を１．０％以下とすることが望ましい。Ｍｎ含有率の下限は特に規定しないが、Ｍｎ含有率低減のためのコスト増加と材質の改善度合いとの兼ね合いから、その含有率は０．０１％以上とするのが望ましい。
【００３９】
４）Ｐ：０．２％以下
Ｐは、固溶強化により、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素である。しかしながら０．２％を超える含有は、鋼を脆化させ、低温靭性や耐二次加工脆性を悪化させる。そのため、Ｐ含有率は０．０２％以下とした。なお、Ｐ含有率低減のための製鋼コストの上昇と鋼材質の改善度合いとの兼ね合いから、Ｐ含有率は０．００２％以上とするのが望ましい。
【００４０】
５）Ｓ：０．０２０％以下 
Ｓは、鋼板の加工性を低下させる硫化物を生成するため、可能な限りその含有率を低減する必要のある不純物元素である。本発明においては、Ｓ含有率の低減による加工性の向上度合いと製鋼コストとのバランスを考慮して、その含有率の上限を０．０２０％とした。望ましくは、０．０１０％以下である。Ｓ含有率の下限は、Ｓ含有率の低減のための製鋼コストの上昇と鋼材質の改善度合いとの兼ね合いから、０．０００３％とすることが望ましい。
【００４１】
６）ｓｏｌ．Ａl：０．００５〜１．０％
Ａｌは、鋼の脱酸作用を有する有用な元素である。その効果を得るには、ｓｏｌ．Ａl（酸可溶Ａｌ）で少なくとも０．００５％の含有が必要である。一方、その含有率が１．０％を超えて高くなると、粗大なアルミナ系介在物が増加して、鋼板の加工性が著しく低下する。このため、ｓｏｌ．Ａl含有率の適正範囲を０．００５〜１．０％とした。なお、より一層加工性を向上させたい場合には、ｓｏｌ．Ａｌ含有率を０．１％以下とすることが望ましい。
【００４２】
７）Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、鋼の加工性および靭性を著しく劣化させる作用を有するため、可能な限り低減するのが望ましい。Ｎ含有率が０．０１５％以下であれば、上記の影響を事実上無害化できることから、含有率の上限を０．０１５％とした。Ｎ含有率の低減のための製鋼コストの増加と鋼材質の改善度合いとの兼ね合いから、Ｎ含有率は０．００１０％以上とするのが望ましい。
【００４３】
８）鋼がさらに、下記Ａ群〜Ｃ群の１つ以上から選んだ１種以上の成分元素を含有
Ａ群〜Ｃ群に示される成分元素は、含有させてもさせなくてもよいが、含有させた場合には、下記の作用効果を得ることができる。
【００４４】
ａ）Ａ群：Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷは、いずれも析出強化により、強度を上昇させる作用を有する元素である。２種以上を含有させても、それぞれの作用は失われない。しかしながら、Ｔｉについては０．２％を超えて、Ｎｂについては０．１％を超えて、Ｖについては０．５％を超えて、そして、Ｗについては０．５％を超えて多く含有させても、それらの効果は飽和し、製鋼コストが上昇するばかりである。そのため、含有させる場合は、Ｔｉについては０．２％以下、Ｎｂについては０．１％以下、Ｖについては０．５％以下、そして、Ｗについては０．５％以下とした。
【００４５】
なお、上記の各成分元素を含有させる場合には、その効果を確実に得る観点から、各元素ともに０．００５％以上を含有させることが望ましい。
【００４６】
ｂ）Ｂ群：Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、固溶強化により、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素である。２種以上を含有させても、それぞれの作用は失われない。しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについては各１．０％を超えて、また、Ｂについては０．０１％を超えて多く含有させても、それらの効果は飽和し、製鋼コストが増加するばかりである。そのため、含有させる場合は、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについては、いずれも１．０％以下とし、Ｂについては０．０１％以下とした。
【００４７】
なお、上記の各成分元素を含有させる場合には、その効果を確実に得る観点から、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについては、いずれも０．０１％以上を、また、Ｂについては０．０００１％以上を含有させることが望ましい。
【００４８】
ｃ）Ｃ群：ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下
ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａは、硫化物、酸化物などの介在物を球状化して無害化する作用を有する元素である。２種以上を含有させても、それぞれの作用は失われない。しかし、ＲＥＭについては０．１％を超えて、また、ＭｇおよびＣａについてはそれぞれ０．０１％を超えて多く含有させても、それらの効果は飽和し、製鋼コストが嵩むだけである。そのため、含有させる場合は、ＲＥＭについては０．１％以下、また、ＭｇおよびＣａについてはいずれも０．０１％以下とした。
【００４９】
なお、上記の各成分元素を含有させる場合は、その作用を有効に発揮させるため、ＲＥＭについては０．００５％以上、ＭｇおよびＣａについては各０．０００５％以上を含有させるのが望ましい。
【００５０】
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドを用いる場合は、工業的にはミッシュメタルの形で添加する。なお、本発明では、ＲＥＭの含有率は、これらの成分元素の合計含有率を意味する。
【００５１】
（２）鋼板中の介在物の平均粒径および個数
本発明において、Ａｌ系介在物とは、前記のとおり、Ａｌと酸素を含む溶鋼中で生成した析出物または晶出物を意味する。Ａｌ以外の他の成分元素、例えば、Ｃａ、Ｓｉ、Ｓなどを含んでいてもよい。
【００５２】
優れた加工性を得るには、鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域における平均粒径１μｍ以上のアルミナ系介在物の個数が５００個／ｍｍ2以下とすることが必要である。
【００５３】
平均粒径が１μｍ未満のＡｌ系介在物は、それ自体微細なため、加工性に悪影響を及ぼさないが、平均粒径が１μｍ以上のＡｌ系介在物は、加工性に悪影響を及ぼす。したがって、平均粒径１μｍ以上のＡｌ系介在物の個数が重要となる。そのＡｌ系介在物の個数が、鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域の鋼板断面において５００個／ｍｍ2を超えると、鋼板の加工性が劣化する。
【００５４】
鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さの領域に存在する介在物の個数が重要な理由は、下記のとおりである。
【００５５】
すなわち、一般に、プレス成形は、曲げ加工や、深絞り成形などの複合加工であることから、鋼板表面から亀裂が発生し易い。そのため、鋼板表面近傍の、鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域の鋼板断面に存在する介在物の個数が重要な意味を持つ。上記の領域において、平均粒径が１μｍ以上のＡｌ系介在物の個数が５００個／ｍｍ2を超えると、プレス加工の初期に亀裂が発生する。それは、母材であるＦｅとアルミナ系介在物の硬度差が大きいことから、歪みが与えられた場合に、Ｆｅとアルミナ系介在物の界面において大きな応力集中が発生し、さらに、このような介在物の個数が５００個／ｍｍ2を超えると、上記の界面から発生した微小亀裂が早期に連結して、亀裂に発展するからである。
【００５６】
したがって、鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域の鋼板断面に存在する平均粒径１μｍ以上のＡｌ系介在物の個数を５００個／ｍｍ2以下とする必要がある。
【００５７】
なお、鋼板の検査断面としては、鋼板の圧延方向に平行なＬ方向断面を採用することが一般的であることから、本発明においてもＬ方向断面における介在物を観察調査した。
【００５８】
（３）鋼板表層部における成分の濃化
さらに、加工性を向上させるには、鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域における平均Ｃ含有率であるＣ１（質量％）と残りの厚み部分の平均Ｃ含有率であるＣ０（質量％）との比、（Ｃ１／Ｃ０）の値が１．３以下であることが望ましい。
【００５９】
Ｃ元素は、鋼板表層近傍に濃化し、その表層部におけるＣの濃化により加工性が劣化する。Ｃは、フェライトを固溶強化させるばかりではなく、固溶Ｃによって歪み時効が発生することから、プレス成形時に、さらに強度が増加し、加工性が低下する。鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの深さ領域における平均Ｃ含有率（Ｃ１）が、｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）から鋼板中心部までの領域における平均Ｃ含有率（Ｃ０）の１．３倍を超えると、その悪影響が顕著となり、加工性が劣化する。したがって、比（Ｃ１／Ｃ０）の値は１．３以下であることが望ましい。
【００６０】
（４）金属組織
本発明の冷延鋼板は、Ｃ含有率が０．０１５％以下であるため、金属組織の主たる相は、フェライトである。フェライトの面積率は９０％以上であるため、加工性能の殆ど全てをフェライトが受け持つこととなる。第２相は特に規定しないが、セメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどである。フェライト粒径は特に規定しないが、フェライト平均粒径が２．０μｍ未満であると、降伏点が上昇し、加工性が劣化するため、フェライトの平均粒径は２．０μｍ以上であることが望ましい。なお、フェライトの平均粒径の上限は、冷延鋼板の実用上製造可能な条件から、１０００μｍ程度である。
【００６１】
（５）モールドフラックスの成分組成
極低炭素鋼用のモールドフラックスには、粘度、凝固温度などの調整を目的として、通常、Ｎａ2Ｏが添加される。また、鋼中の介在物を球状化し、鋳片および鋼板における疵の発生を防止して良好な品質を確保するためには、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を１．０以上とすることが望ましい。
【００６２】
ここで、鋼の緩冷却効果および鋼の清浄化効果を得るために塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を上昇させると、Ｎａ2Ｏが還元されやすくなる。Ｎａ2Ｏが還元されると、鋳型内における溶鋼中のＡｌが酸化され、溶鋼表面が汚染される。また、Ａｌ2Ｏ3の生成により溶鋼の界面張力が低下することから、鋼中に溶融モールドフラックスが巻き込まれやすくなり、鋼の清浄度を低下させる。さらに、Ｎａ2Ｏ含有率が２．０％を超えて高い場合には、還元されたＮａが雰囲気中のＯ2やＣＯ2などにより再酸化される際の反応熱（発熱反応）により溶融層が過大になり、溶鋼の保温性が悪化する。
【００６３】
したがって、緩冷却効果、清浄化効果および保温効果のいずれの効果をも享受するためには、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を１．０以上とし、且つ、Ｎａ2Ｏ含有率を２．０％以下とすることが望ましい。
【００６４】
（６）鋳片の手入れ
極低炭素鋼鋳片の表層部には、モールドフラックス未溶融部と溶鋼が接触することによって形成するＣピックアップ部が存在する。Ｃピックアップ部は、鋳片表面から深さ１ｍｍ程度以内の表層部に形成されることから、鋳片表層部をその表面から鋳片厚み中心部方向に向かって深さ１ｍｍ以上にわたって溶削、研削あるいは熱延加熱炉条件によりスケールオフすれば、安定してＣピックアップ部が除去されるので望ましい。
【００６５】
（７）熱間圧延
熱間圧延工程における仕上げ圧延は、通常の方法に従って行う。このとき、仕上げ圧延温度はＡｒ3点以上の温度とするのが望ましい。また、仕上げ圧延温度の上限は、９８０℃程度とすることが望ましい。仕上げ圧延温度が９８０℃程度以上になると、鋼板表面におけるスケールの生成が顕著となり、スケール疵が発生する。冷却条件の規定は特に設けないが、巻取り温度については、スケール疵の発生を防止する観点から、７５０℃以下とするのが望ましい。
【００６６】
（８）酸洗、冷間圧延および焼鈍
熱延後の酸洗については、通常の方法で行えばよい。
【００６７】
冷間圧延も、通常の圧延方法で実施すればよい。冷間圧延は、圧下率３０〜９０％の範囲で行うのが望ましい。圧下率を高めにすると、焼鈍時におけるオーステナイトへの変態が促進されるので、均熱処理の好適温度範囲を拡大する効果が得られる。
【００６８】
冷間圧延工後の焼鈍も通常の焼鈍方法でかまわない。焼鈍は、Ａｃ1点以上の温度で行うことが望ましい。Ａｃ1点未満の温度で行った場合には、加工フェライトが残存し、加工性が劣化するからである。
【実施例】
【００６９】
本発明の効果を確認するため、下記のとおりの連続鋳造試験を行うとともに、さらに冷延鋼板の製造試験を行って鋼板の特性を調査し、その結果を評価した。
【００７０】
（１）鋳造および圧延方法
表１に示す成分組成を有する溶鋼を、垂直曲げ型連続鋳造機により連続鋳造して、厚さ２７０ｍｍ、幅１６００ｍｍのスラブとし、これを以下に述べる圧延用素材とした。
【００７１】
【表１】
0004586648.tif 000002
【００７２】
上記の鋳造に際しては、表２に示す主成分組成を有するモールドフラックスを用い、鋳造速度は１．８ｍ／ｍｉｎで一定とし、溶鋼温度は１５５７〜１５６７℃とした。
【００７３】
【表２】
0004586648.tif 000003
【００７４】
さらに、鋳造時における使用モールドフラックスおよびスラブの調整条件（手入れの有無）を表３に示した。
【００７５】
【表３】
0004586648.tif 000004
【００７６】
表１〜表３に示す条件により製造されたスラブを用いて、連続熱間圧延試験装置により、加熱温度１１００〜１２５０℃、仕上げ圧延温度９００〜９５０℃、巻き取り温度４５０〜６５０℃の範囲で熱間圧延し、板厚３ｍｍの熱延鋼板を製造した。その後、酸洗を実施し、得られた熱延酸洗板を冷間圧延率７５％で冷間圧延し、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板とした。
【００７７】
上記の冷延鋼板を連続焼鈍試験装置により焼鈍した。なお、再結晶焼鈍の均熱温度は ８２０℃とし、その後、３℃／ｓ以上の冷却速度で４２０℃まで冷却した。
【００７８】
このようにして得られた冷延鋼板から各種試験片を採取し、Ａｌ系介在物の粒径および個数調査、鋼板断面におけるＣ含有率分布の測定、引張試験ならびに深絞り性試験の各試験を実施した。
【００７９】
（２）特性調査および評価方法
１）介在物調査
鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの鋼板表層部における鋼板のＬ方向断面について、走査型電子顕微鏡を用いて、Ａｌ系介在物の平均粒径およびその個数を調査した。ここで、電子顕微鏡の加速電圧は１５ＫＶとし、電子ビーム径を５０ｎｍ相当として３０００倍の倍率にて測定した。また、介在物の平均粒径は、粒の断面積を画像処理法により測定し、それを円形近似してその相当直径を算出する方法により求めた。
【００８０】
このようにして求められた平均粒径１μｍ以上のＡｌ系介在物の個数を画像処理にてカウントし、断面１ｍｍ2あたりの個数を算出した。なお、Ａｌ系介在物であることの同定は、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）を用いて行った。
【００８１】
２）鋼板断面のＣ含有率分布
鋼板断面のＣ含有率の分布は、鋼板表面から板厚中心部までをＥＰＭＡにてＣ含有率の線分析を行うことにより求めた。なお、加速電圧は１５ＫＶとし、電子ビーム径は５０ｎｍ相当として３０００倍の倍率で測定した。
【００８２】
鋼板表面から｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）までの鋼板表層部における平均Ｃ含有率（Ｃ１）と、｛（鋼板板厚（ｍｍ）／連続鋳造鋳片厚み（ｍｍ））×５｝（ｍｍ）から鋼板中心部までの平均Ｃ含有率（Ｃ０）を算出し、その比（Ｃ１／Ｃ０）の値を算出した。
【００８３】
３）引張試験
各鋼板の圧延方向に平行なＬ方向からＪＩＳ  ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定する方法に準じて、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張り試験を行って、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）を測定した。
【００８４】
なお、鋼板の性能評価については、伸びが４０％以上の場合を良好とし、それ未満の場合を不良とした。
【００８５】
４）深絞り性試験
各鋼板から絞り比を変えるため、直径を変化させた円板状の試験片を採取し、それぞれの試験片を深絞り成形により最終外径５０ｍｍの円筒に成形した。絞り比を変化させた円筒の割れの有無を調査し、深絞り性を評価した。ここで、絞り比とは、円板状試験片の元の直径を加工後の円筒の直径で除した比の値をいう。絞り比が高いほど深絞り性は良好であることを意味する。
【００８６】
なお、絞り比が２．０以上の場合を良好とし、それ未満の場合を不良とした。
【００８７】
（３）試験結果
上記の特性調査により得られた、鋼板中の平均粒径１μｍ以上のＡｌ系介在物の個数、鋼板表層部における平均Ｃ含有率と表層部以外の鋼板中心部までの領域での平均Ｃ含有率との比（Ｃ１／Ｃ０）、鋼板の降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）および絞り比の各値を表４に示した。
【００８８】
【表４】
0004586648.tif 000005
【００８９】
試験番号１〜１１は、鋼成分組成が本発明で規定する範囲を満足する鋼番号Ａ〜Ｋを用いて製造され、且つ、鋼板表層部における平均粒径１μｍ以上のＡｌ系介在物の個数も本発明で規定する５００個／ｍｍ2以下なる条件を満足する本発明例の冷延鋼板についての試験である。また、試験番号１２〜２２は、鋼板表層部における平均粒径１μｍ以上のＡｌ系介在物の個数が本発明で規定する範囲を満たさない比較例の冷延鋼板についての試験である。
【００９０】
本発明例である試験番号１〜１１の試験では、鋼板の伸びは４０％以上であり、絞り比も２．０以上であって、鋼板の加工性および成形性ともに良好な結果が得られた。前記のＡ群〜Ｃ群の１つ以上の群から選んだ１種以上の成分元素を含有する鋼番号Ｂ〜Ｋを用いて製造された冷延鋼板についての試験番号２〜１１では、それぞれ、介在物個数の低減、高い引張強さのもとでの伸びおよび絞り比の向上が見られた。また、鋳片の表層部を深さ１ｍｍ以上にわたって除去した試験番号１〜４、６、７、９および１１では、表層部を除去しなかった試験番号５、８および１０に比較して、Ｃ含有率の比（Ｃ１／Ｃ０）の値を低減することができた。
【００９１】
これらに対して、Ａｌ系介在物個数が５００個／ｍｍ2を超えて多い比較例である試験番号１２〜２２の試験では、いずれも、鋼板の伸びが４０％未満と低く、且つ、絞り比も２．０未満であって、加工性および成形性の劣る結果であった。
【産業上の利用可能性】
【００９２】
本発明の冷延鋼板は、鋼板表層部における平均粒径１μｍ以上のアルミナ系介在物が少なく、加工性および成形性に優れた極低炭素冷延鋼板であって、自動車用、家庭電気製品用などの用途向け冷延鋼板に好適である。また、本発明の極低炭素鋼の連続鋳造方法によれば、塩基度およびＮａ2Ｏ含有率が適正化されたモールドフラックスを用いるので、鋼の緩冷却効果、清浄化効果および保温効果のいずれの効果をも確保することができ、上記の極低炭素冷延鋼板製造用の鋳片を製造するための連続鋳造方法として好適である。したがって、本発明の連続鋳造方法および得られた鋳片を素材とする冷延鋼板は、高品質素材を安価に供給できる鋳造方法として、また、安価な高品質冷延鋼板として、高度の加工性および成形性を要求される鋼板製品製造分野に大きく寄与できる。