(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．００７％、
Ｓｉ：０．００５〜０．８％、
Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、
Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００７％以下
を含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たし、かつＴｉ：０．０１〜０．１％の範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ3 −１００）℃の仕上圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲で巻取り、全Ｓ量のうち、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓＭｎＳ）／（全Ｓ％））をＫ≦０．２とし、酸洗後、圧下率≧６０％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．００７％、
Ｓｉ：０．００５〜０．８％、
Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、
Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００７％以下
を含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たし、かつＴｉ：０．０１〜０．１％の範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ3 −１００）℃の仕上圧延を施して、先に行った粗バーの巻取り巻き戻しによる歪の導入効果によりＴｉ４Ｃ２Ｓ２の析出を促進した後に、室温から８００℃の温度範囲で巻取り、全Ｓ量のうち、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓＭｎＳ）／（全Ｓ％））をＫ≦０．２とし、酸洗後、圧下率≧６０％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することにより、コイル巻取りした鋼板の長手方向における中心部側と端部側における引張強さとランクフォード値と曲げ剛性の均一化をなしたことを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼成分として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
仕上圧延前に、先行材の後端部と後行材の先端部を接合して仕上圧延に供することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の冷間圧延後の焼鈍に代えて、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項５に記載の亜鉛めっき後に、さらに４００〜６００℃の温度範囲で合金化処理を施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コイル内における加工性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。本発明により製造された鋼板の用途は、自動車、家電、建材等であり、また本発明により製造された高強度鋼板を自動車用として適用した場合には、板厚を軽減することができるため、燃費の向上をもたらし、近年大きな問題となっている地球環境問題にも寄与することができる。
【０００２】
【従来の技術】
特開昭５８−１８５７５２号公報に開示されているように、極低炭素鋼板は優れた加工性を有するため、自動車などの用途に広く用いられている。また、極低炭素鋼の成分や製造方法を規定することによって、加工性をさらに改善するための工夫がなされてきた。例えば、特開平３−１３０３２３号公報、特開平４−１４３２２８号公報および特開平４−１１６１２４号公報には、Ｔｉを添加した極低炭素鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｐ等の量を極力低減させることによって、優れた加工性が得られることが開示されている。しかしながら、これらの発明においては、コイルの幅および長手方向における端部での歩留りを向上させる観点からの記述はない。
【０００３】
材質のばらつきを低減するという観点では、特開平３−１７０６１８号公報および特開平４−５２２２９号公報に記載のものがある。しかしながら、これらの発明は、仕上熱延での圧下率を大きくしたり、熱延後の巻取温度を高める必要があり、熱延工程に大きな負荷をかけることとなる。
そこで、本発明者らは、特開平８−３６８６号公報で示したように、γ域でのＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出を積極的に活用することで、巻取り以前に固溶Ｃの多くを固定し、加工性の均一性を著しく向上させる技術を確立した。しかし、この方法でもＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出は完全ではなく、高温巻取りを行った場合には、コイル中央部でわずかに残った固溶Ｃが微細炭化物を形成するため、材質を端部よりもむしろ低下させてしまう場合があった。
【０００４】
端部材質劣化の問題は、ＰやＳｉで強化した良加工性高強度冷延鋼板においても同様である。これらの鋼板に関する技術としては、特開昭５９−３１８２７号公報、特開昭５９−３８３３７号公報、特公昭５７−５７９４５号公報、特開昭６１−２７６９３１号公報などに代表されるものがあるが、いずれもコイルの幅および長手方向における端部での歩留りを向上させるための工夫はなされておらず、また本発明のようなＴｉ硫化物を積極的に活用する技術でもない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
Ｔｉ添加極低炭素鋼においては、熱延後の高温巻取りによってＣをＴｉＣとして析出せしめ、固溶Ｃを低減させることにより、冷延焼鈍後の材質を確保することが通常の方法となっていた。これは、ＰやＳｉで強化した場合においても同様である。しかしながら、熱延コイルの幅端部および長手方向の端部においては、巻取り時および巻取り後の冷却が著しく速く進行するため、ＴｉＣの析出が充分でなく、これらの部分では材質が劣化してしまうという問題があった。また、これを解決するために、γ域での炭硫化物の析出を促進させる技術も開発されたが、巻取り前に完全に固溶Ｃを取りきることは難しく、このため高温巻取りを行うと、コイル中央部ではわずかに残存する固溶Ｃが微細な炭化物を形成して材質が低下する場合があり、どのような巻取り条件でもコイル全長にわたって極めて高い加工性を確保することは困難であった。
【０００６】
本発明は、巻取温度に依存することなく、コイルの幅および長手方向全長において端部材質劣化が極めて少ない冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するために、本発明者らは、極低炭素鋼中において、Ｓを積極的に活用するとともに、Ｔｉ量とＳ量の比を最適化すること、Ｍｎ量を規定すること、また粗圧延後に巻取り巻戻しを行うことにより特定の析出物を析出せしめ、加工性の均一性に優れた高ｒ値冷延鋼板を得ることを鋭意検討した。
【０００８】
その結果、Ｓ≧０．００４％とし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとしたとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１、かつＭｎ≦０．１５％とすることが有効であることを見出した。また、粗圧延後、コイルを一旦巻取り、巻戻すことが加工性の均一性を高める上で非常に有効であること、巻取り、巻戻しの効果を十分に発揮させるためには、Ｔｉ＊／Ｃ＞９または計算から求まる巻取り前の固溶Ｃ量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５を満足することが非常に重要であることを見出した。
【０００９】
さらに、熱延後の巻取りの後に、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％  ａｓ  ＭｎＳ）／（全Ｓ％））がＫ≦０．２を満たすことが材質の均一性を得る上で極めて重要であることが判明した。これは、以下のような機構に基づくものと考えられる。すなわち、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出する量を極力低減せしめ、かつ粗圧延後、低温γ域で一旦コイルに巻取り、巻戻しを行い歪みを導入することでＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出を促進させることによって、仕上熱延の巻取り以前に固溶Ｃを十分低減させるものである。これによって、熱延後の巻取り時にコイルの端部が急速に冷却されても、巻取り以前に固溶Ｃが十分に固定されているために、コイル端部で固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が析出することによる材質の劣化が軽減されると考えられる。また、本発明鋼の場合、巻取り前の熱延工程でほとんどのＣはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として固定されるので、巻取温度に依存することなくコイル全長にわたって高い加工性を有する冷延鋼板を得ることができる。
【００１０】
本発明は、上記知見に基づいて構成されたものであり、その要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００７％、Ｓｉ：０．００５〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００７％以下を含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たし、かつＴｉ：０．０１〜０．１％の範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ3 −１００）℃の仕上圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲で巻取り、全Ｓ量のうち、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％））をＫ≦０．２とし、酸洗後、圧下率≧６０％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（２）本発明の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００７％、Ｓｉ：０．００５〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００７％以下を含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たし、かつＴｉ：０．０１〜０．１％の範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ3 −１００）℃の仕上圧延を施して、先に行った粗バーの巻取り巻き戻しによる歪の導入効果によりＴｉ４Ｃ２Ｓ２の析出を促進した後に、室温から８００℃の温度範囲で巻取り、全Ｓ量のうち、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓＭｎＳ）／（全Ｓ％））をＫ≦０．２とし、酸洗後、圧下率≧６０％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することにより、コイル巻取りした鋼板の長手方向における中心部側と端部側における引張強さとランクフォード値と曲げ剛性の均一化をなしたことを特徴とする。
【００１１】
（３）本発明は、鋼成分として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有することを特徴とする前項（１）または（２）記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法に関する。（４）本発明は、仕上圧延前に、先行材の後端部と後行材の先端部を接合して仕上圧延に供することを特徴とする前項（１）〜（３）のいずれか１項に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法に関する。
【００１２】
（５）本発明は、前項（１）〜（４）のいずれか１項に記載の冷間圧延後の焼鈍に代えて、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。（６）本発明は、前項（５）に記載の亜鉛めっき後に、さらに４００〜６００℃の温度範囲で合金化処理を施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【００１３】
本発明における冷延鋼板の製造方法は、Ｔｉを添加した極低炭素鋼、あるいはそれをＰやＳｉで強化したものをベースとして、Ｓ量、Ｍｎ量、Ｔｉ量と、特定の硫化物の量を限定し、さらに粗圧延後、巻取り巻戻しを施すことで熱延後の巻取り以前にＣを十分に析出させ、コイルの長手方向および幅方向の加工性の均一性に優れた冷延鋼板を提供するものである。以下にその限定理由を述べる。
【００１４】
まず、化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、その量が増加するに従って、それを固定するための炭化物形成元素であるＴｉ量を増大させねばならず、このためコスト高となり、また熱延コイルの端部において固溶Ｃが残存したり、微細炭化物が粒内に数多く析出するため粒成長性を妨げて加工性を劣化させるので、０．００７％を上限とする。この観点からは、０．００３％以下が好ましい。また、Ｃ量の下限は、真空脱ガス処理コストの観点から、０．０００５％とする。
【００１５】
Ｓｉは安価な高強度化元素として有効であるので、目的とする強度レベルに応じて活用する。ただし、その量が０．８％を超えるとＹＰが急激に上昇し、伸びが低下してめっき性を著しく損なうので、０．８％を上限とする。溶融亜鉛めっき用としては、めっき性の観点から０．３％以下とすることが好ましい。高強度（ＴＳで３５０ＭＰａ以上）を必要としない場合には０．１％以下がさらに好ましい。Ｓｉ量の下限は、製鋼コストの理由から、０．００５％とする。
【００１６】
Ｍｎは本発明において最も重要な元素の１つである。すなわち、Ｍｎが０．１５％を超えるとＭｎＳの析出量が増加し、結果としてＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出量が低下するため、たとえ高温巻取りを行ったとしても、熱延コイルの端部では冷却速度が速く、固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が多数析出して著しく材質を劣化させる。従って、Ｍｎ量の上限を０．１５％とし、さらには０．１０％未満とすることが好ましい。一方、Ｍｎ量を０．０１％未満とすると、熱間割れを誘発し、また製鋼コストの上昇を招くので、下限を０．０１％とする。
【００１７】
ＰもＳｉと同様に安価な高強度化元素として目的とする強度レベルに応じて積極的に活用する。しかし、Ｐ量が０．２％超では熱間あるいは冷間加工時の割れの原因となり、２次加工性も著しく劣化させる。また、溶融亜鉛めっきの合金化速度が著しく遅滞化するため、Ｐ量の上限を０．２％とする。以上の観点から、より好ましくは０．０８％以下がよい。高い強度を必要としない場合には０．０３％以下がさらに好ましい。
【００１８】
Ｓは本発明において極めて重要な元素であり、その添加量を０．００４〜０．０２％とする。Ｓ量が０．００４％未満になるとＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出量が十分ではなく、低温で巻取った際にはもちろんのこと、たとえ高温で巻取ったとしてもコイルの端部では固溶Ｃが多量に残存したり、ＴｉＣやＮｂＣの微細な析出により焼鈍時の粒成長性が阻害され、加工性が著しく劣化する。一方、Ｓ量が０．０２％超では熱間割れが生じやすく、またＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出よりもＭｎＳやＴｉＳが多く析出するために同様の問題が生じ、加工性の均一性が確保されない。なお、この観点からは、Ｓ量は０．００４〜０．０１２％がより好ましい範囲である。
【００１９】
ところで、ＳはＴｉ量との関係が重要であり、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１とする。Ｔｉ＊／Ｓが１未満ではＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出が十分でなく、ＴｉＳやＭｎＳが多く析出するので熱延後の巻取りの前にＣを析出させることが困難となる。従って、熱延コイルの端部では、巻取温度を高めても多量の固溶Ｃが残存したり、微細炭化物が析出したりして極端な材質劣化を招く。Ｔｉ＊／Ｓは１．２超とすることが好ましく、より一層の効果が望まれる場合には、１．５以上とすることが好ましい。
【００２０】
Ａｌは脱酸剤として少なくとも０．００５％添加する必要がある。しかし、０．１％を超えるとコストアップとなるばかりか、介在物の増加を招き、加工性を劣化させる。
ＮはＣと同様に、その増加とともにＴｉ、Ａｌ等の窒化物形成元素を増量せねばならず、コスト高となるうえ、析出物の増加により延性の劣化を招くので、少ないほど望ましい。従って、Ｎ量の上限を０．００７％とする。より好ましくは、０．００３％以下がよい。
【００２１】
Ｔｉは０．０１〜０．１％を添加する。Ｔｉ量が０．０１％未満ではＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を巻取りの前に析出させることができず、また０．１％を超える量を添加しても、Ｃを固定する効果が飽和するばかりか、プレス成形時のめっき層の耐剥離性を確保することが困難になる。Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 を十分に析出させるという観点からは、Ｔｉは０．０２５％超添加することが好ましい。
【００２２】
熱延中、特に粗圧延後の巻取り、巻戻し中に固溶Ｃを全て炭硫化物として析出させるためには、Ｔｉ＊／Ｃ＞９なる関係を満足させることが重要である。ただし、この関係を満たさなくても、仕上圧延後の巻取り時の固溶Ｃ量が５ｐｐｍ未満であれば、すなわち計算から求まる巻取り前の固溶Ｃ量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５なる関係が満たされていれば、十分な効果が得られる。なお、Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２の式において、０．８はＭｎＳにならなかったＳ量を表す係数、また１２／３２はＣと１：１で結びつくのに必要なＳ量を表す係数である。
【００２３】
また、コイル端部での材質を確保するためには、熱延後の巻取りの後に全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％  ａｓ  ＭｎＳ）／（全Ｓ％））がＫ≦０．２でなければならない。さらに、この観点からは、Ｋ＜０．１５とすることが望ましい。この（Ｓ％  ａｓ  ＭｎＳ）は次のようにして求められる。すなわち、硫化物が溶解しないような溶媒（例えば、非水溶媒）によって析出物を電解抽出する。得られた抽出残査を化学分析に供し、Ｍｎ量を測定（＝Ｘ（ｇ）とする）する。このとき、サンプル全体の電解量をＹ（ｇ）とすると、（Ｓ％  ａｓ  ＭｎＳ）＝Ｘ／Ｙ×３２／５５×１００（％）となる。
【００２４】
Ｂは粒界を強化して２次加工性を良好にするので、必要に応じて０．０００１〜０．００３０％の範囲で添加する。Ｂの添加量が０．０００１％未満では、その効果は乏しく、また０．００３％超添加しても、その効果は飽和し、延性が劣化する。
上記成分を得るための原料は特に限定しないが、鉄鉱石を原料として、高炉、転炉により成分を調製する方法以外に、スクラップを原料としてもよいし、これを電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の全部または一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含有してもよい。
【００２５】
次に、製造プロセスに関する限定理由を述べる。
熱間圧延に供するスラブは、とくに限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターで製造したものなどであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００２６】
熱間圧延における加熱温度は、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の析出量をなるべく増やすために１２５０℃以下とすることが必須である。
粗圧延終了後には粗バーを一旦コイル状に巻取る。このとき、１１００℃以下での加熱保持を行ってもよいし、コイルボックスのようなものの中で恒温保持してもよい。また、大気中での保持でもよい。表面性状の観点からは、不活性ガス雰囲気での保持を行ってもよい。巻取り巻戻しによる歪の導入と低温γ域での保持によって、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の析出が著しく促進され、熱延コイルの幅端部および長手方向の端部の材質劣化が著しく低減されるとともに、熱延板の板厚精度も向上する。
【００２７】
巻戻したコイルは、そのまま（Ａｒ3 −１００）℃以上の仕上温度で仕上圧延を行ってもよいし、粗バーを接合して連続的に仕上熱延を行ってもよい。粗バーを接合して連続的に仕上圧延を行うことによって、材質劣化が生じる巻取り時のコイル端部に相当する部分が減少することから、歩留りが向上するとともに熱延板の板厚精度も向上する。
【００２８】
仕上圧延における仕上温度は、プレス成形性を確保するために（Ａｒ3 −１００）℃以上とする必要がある。
本発明は、熱延後の巻取温度が低くても加工性を確保できるという特徴を有する。すなわち、本発明によれば、Ｃのほとんどは熱延の加熱時〜熱延後の冷却までの過程でＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として析出しており、高温巻取りしても大きく材質が向上することはない。従って、巻取りは操業上適当な温度で行えばよく、室温から８００℃の範囲で行う。室温未満で巻取ることは過剰な設備が必要となるばかりで特段の効果もない。また、８００℃超で巻取ると熱延板の結晶粒が粗大化したり、表面の酸化スケールが厚くなったり、酸洗コストの上昇を招くので、８００℃を上限とする。この観点と、Ｐの化合物の析出による材質の低下をさけるためには、巻取りは６５０℃以下の温度で行うことが好ましい。有害な化合物の析出を完全に避けるためには、５００℃以下の温度で巻取ることがさらに好ましい。さらに、巻取り後に室温付近まで温度が下がる時間を短縮するためには、１００℃以下で巻取ることが好ましい。このような低温巻取り化によって、製造コストの削減が計れることは言うまでもない。
【００２９】
冷間圧延の圧下率は、深絞り性を確保する観点から６０％以上とする。
連続焼鈍における焼鈍温度は、加工性を確保するために、再結晶温度以上とする。
連続溶融亜鉛めっきラインにおける再結晶焼鈍温度も同様の理由で再結晶温度以上とする。溶融亜鉛めっきは、めっき性、めっき密着性の観点から、４２０〜５００℃の温度で施すのがよい。その後の合金化処理温度は、低過ぎると合金化反応が遅すぎて生産性を損なうばかりか耐食性、溶接性が劣悪になり、また高過ぎると耐めっき剥離性が劣化するので、４００〜６００℃の範囲で行うのが好ましい。より密着性の優れためっき層を得るためには、４８０〜５５０℃の範囲で合金化を行うのがよい。
【００３０】
連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきラインにおける加熱速度は特に限定するものではなく、通常の速度でもよいし、１０００℃／ｓ以上の超急速加熱を行ってもよい。
なお、溶融亜鉛めっき以外にも、電気めっき等種々の表面処理を施してもよい。
【００３１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を、実施例により具体的に説明する。
〔実施例１〕
表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分を有するＴｉ添加極低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳造機にてスラブとした後、１２１０℃で加熱し、粗圧延終了後コイル状に巻取り、直ちに巻戻した後に、仕上温度９２６℃、板厚３ｍｍとなるような熱間圧延を行い、ランアウトテーブルでの冷却速度２５℃／ｓで冷却し、表３、表４（表３のつづき）中に示した種々の巻取温度でコイルに巻取った。このコイルの長手方向中心部から試料を切り出し、以下のような処理を行った。すなわち、実験室にて酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件は、焼鈍温度：７９０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：室温まで約６０℃／ｓとした。その後、０．８％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供した。ここで、引張試験および平均ランクフォード値（以下ｒ値）の測定は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片を用いて行った。なお、ｒ値は伸び１５％で評価し、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、下式により算出した。試験結果を表３、表４にまとめて示す。
【００３２】
ｒ＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４
【００３３】
【表１】
0003834100.tif 000002
【００３４】
【表２】
0003834100.tif 000003
【００３５】
【表３】
0003834100.tif 000004
【００３６】
【表４】
0003834100.tif 000005
【００３７】
表３、表４から明らかなように、本発明の成分を有する鋼では、８００℃以下の温度であればいずれの巻取温度でも極めて優れた材質が得られることが分かる。これに対して、比較鋼Ｊでは高温巻取りした場合、その他の比較鋼では巻取温度が低い場合に、材質が劣悪となることが明かとなった。
〔実施例２〕
実施例１で用いた鋼Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｈ、Ｊ、Ｎの冷延コイルについて、長手方向における材質特性を調査した。試験結果を表５にまとめて示す。
【００３８】
【表５】
0003834100.tif 000006
【００３９】
表５から明らかなように、本発明の範囲によって製造された鋼は、コイルの中央部はもちろんのこと、その端部１０ｍにおいても優れた特性を示している。これに対して、比較鋼Ｊではコイル中央部の材質が端部に比べて低下し、その他の比較鋼ではコイル端部になるにつれて材質が著しく劣化し、低温巻取りの場合には、コイル全長で材質が劣悪になった。この傾向が端部になるほど顕著になるのは明白である。
【００４０】
〔実施例３〕
表１、表２中の鋼Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｎのスラブを、１２５０℃で加熱し、粗圧延終了後、コイル状に巻取り、直ちに巻戻した後に、仕上温度９１５℃、板厚３ｍｍとなるような仕上圧延を行い、ランアウトテーブルでの冷却速度２０℃／ｓで冷却した後、４００℃で巻取ったコイルと、１２５０℃で加熱し、仕上温度９１５℃、板厚３ｍｍとなるような熱間圧延を行った後、ランアウトテーブルでの冷却速度２０℃／ｓで冷却した後、４００℃で巻取ったコイルの長手方向中心部から試料を切り出した。実験室にて酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件は、焼鈍温度：８１０℃、均熱：６０ｓ、冷却速度：焼鈍温度から６４０℃まで約５℃／ｓ、６４０℃〜室温までは約７０℃／ｓである。その後、０．７％の圧下率で調質圧延を行い、試料の長手方向先端部から１０ｍ、中央部、末端部から１０ｍの各位置から試験片を採取し、実施例１と同じ試験を行った。その結果を表６にまとめて示す。
【００４１】
【表６】
0003834100.tif 000007
【００４２】
これより、成分が本発明の範囲から外れているＨ、Ｎでは、粗圧延後のコイル巻取り巻戻しの有無に関わらずｒ値の絶対値は低く、端部の材質はさらに劣化してしまうが、鋼Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｇの本発明例では、端部材質はむしろ向上し、かつｒ値の絶対値も巻取り巻戻しを行わない場合に比べて高いことがわかる。
〔実施例４〕
表１中の鋼Ｂ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、Ｋ、Ｍを用いて実施例１と同様の条件で熱間圧延を施し（巻取温度：５９０℃）、引き続き実機にて酸洗し、圧下率８０％の冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっきラインに通板した。このとき、最高加熱温度８２０℃間で加熱後、冷却し、４７０℃で慣用の溶融亜鉛めっきを行い（浴中Ａｌ濃度は０．１２％）、さらに加熱して５５０℃で約１５秒間の合金化処理を行った。さらに、０．７％の調質圧延を施して、機械的性質、めっき密着性を評価した。得られた結果を表７にまとめて示す。
【００４３】
ここで、めっき密着性は、１８０密着曲げを行い、亜鉛皮膜の剥離状況を曲げ加工部に粘着テープを接着した後、これを剥がしてテープに付着した剥離めっき量から判定した。評価は、下記の５段階とした。
１：剥離大、２：剥離中、３：剥離小、４：剥離微量、５：剥離なし
【００４４】
【表７】
0003834100.tif 000008
【００４５】
表７から明らかなように、本発明の範囲によって製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、コイルの部位に関わらず優れた特性を示している。これに対して、比較鋼では、コイルの部位によるばらつきが大きかった。
【００４６】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば熱延後の巻取温度を低温化することができ、しかもコイルの長手方向および幅方向に均一性に優れた材質が得られ、従来切捨てられていたコイル端部を製品とすることができる。また、本発明の高強度鋼板を自動車用として適用した場合には、板厚を軽減することができるため、燃費の向上をもたらし、近年大きな問題となっている地球環境問題にも貢献し得るので、その価値は大きい。
また、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉを特定範囲含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たす鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、特定温度の仕上圧延を施し、巻取り、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合を規定し、冷間圧延し、再結晶温度以上で焼鈍することにより、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の析出を促進することができ、これにより長手方向端部側と中央部での引張強さ（ＴＳ）とランクフォード値（ｒ）と曲げ剛性（Ｅｌ）の均一化をなした冷延鋼板を得ることができる効果がある。
また、前記に加え、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ3 −１００）℃の仕上圧延を施して、先に行った粗バーの巻取り巻き戻しによる歪の導入効果によりＴｉ４Ｃ２Ｓ２の析出を促進することにより、長手方向端部側と中央部での引張強さとランクフォード値と曲げ剛性の均一化をなした冷延鋼板を得ることができる効果がある。