JP2001026842A - 表面性状および内質に優れる冷延鋼板並びにその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 表面欠陥が発生しにくく、大型粒状の介在物
に起因するプレス割れが生じがたい、表面性状、内質と
もに良好な冷延鋼板とその製造技術を提案する。 【解決手段】 出鋼後の溶鋼をAlおよびTiにより脱酸
したのちCaおよび／またはＲＥＭを添加する工程におい
て、Al添加前の酸素の量と、Alを添加してからTiを添加
するまでの時間との間に、ａ_O ／ｔ≦１００（ただし、
ａ_O ：Al添加前の酸素の量（ｐｐｍ）、ｔ：Alを添加し
てからTiを添加するまでの時間（ｍｉｎ））の関係が成
り立つようにして添加することにより、Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ，Ｔｉ，Ｃａおよび金属ＲＥＭを
含み、残部はＦｅよりなる成分組成で、かつ、50μｍ以
下の大きさを有する、粒状または破断状の酸化物系介在
物の組成が Al₂Ｏ₃ ：10〜30wt％、Caおよび／または金
属ＲＥＭの酸化物：5 〜30wt％、Ti酸化物：50〜90wt％
の冷延鋼板とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、表面性状および内
質に優れる冷延鋼板、とくに鋼中の酸化物系介在物の組
成を制御して、介在物起因によるプレス割れに対する抵
抗性を高めた冷延鋼板およびその製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】鋼の脱酸は、当初、特公昭44−18066 号
公報に開示されているように、AlではなくFe-Ti で行わ
れていた。しかし近年では、酸素濃度の安定した鋼を低
コストで製造するために、Alを0.005 wt％以上含有させ
るAl脱酸鋼が主流となっている。

【０００３】鋼のAl脱酸は、ガス攪拌やＲＨ脱ガス装置
を用い、生成酸化物を凝集、合体させて、浮上分離する
方法であるが、この場合、鋳片中にはAl₂O₃ 酸化物が不
可避に残留することになる。しかも、このAl₂O₃ はクラ
スター状になるため、分離しにくく、時には数100 μｍ
以上ものクラスター状介在物が残留する。もし、このよ
うなクラスター状の介在物が鋳片表層部に捕捉される
と、ヘゲ, スリーバのような表面欠陥につながることに
なるから、美麗さを必要とする自動車用鋼板では致命的
な欠陥となる。また、Al脱酸では、Al₂O₃ がタンディシ
ュからモールドへ注入するために使用するイマージョン
ノズルの内壁に付着し、ノズル閉塞をひき起こすという
問題があった。

【０００４】このようなAl脱酸に伴う上述した問題に対
し、アルミキルドした溶鋼中にCaを添加することによ
り、CaO , Al₂O₃ 複合酸化物を生成させる方法が提案さ
れている。 (例えば、特開昭61−276756号公報, 特開昭
58−154447号公報および特開平6−49523 号公報) 。こ
の方法におけるCa添加の目的は、Al₂O₃ とCaとを反応さ
せて、CaOAl₂O₃, 12CaOAl₂O₃, 3CaOAl₂O₃ 等の低融点複
合酸化物を形成することにより、上述した問題点を克服
しようとするものである。

【０００５】しかしながら、溶鋼中へCaを添加すると、
このCaが鋼中のＳと反応してCaＳを形成し、このCaＳが
発錆の原因をつくる。この点、特開平６−559 号公報で
は、発錆を防止するために、鋼中に残留するCa量を5 pp
m 以上10ppm 未満とする方法を提案している。しかし、
Ca量を10ppm 未満にしたとしても、鋼中に残留するCaＯ
−Al₂O₃ 系酸化物の組成が適正でない場合、特にCaO 濃
度が30％以上の酸化物の場合、その酸化物中のＳの溶解
度が増加し、温度低下時や凝固時に介在物内周囲にCaＳ
が不可避に生成する。その結果、そのCaＳが起点となっ
て錆が発生し、製品板の表面性状の劣化を招くようにな
る。また、このような発錆点が残留したまま、めっきあ
るいは塗装のような表面処理を行うと、処理後にどうし
ても表面ムラが発生する。一方で、介在物中のCaO 濃度
が20％以下と低くかつAl₂O₃ 濃度が高い場合、特にAl₂O
₃ 濃度が70％以上の場合には、介在物の融点が上がり、
介在物どうしが焼結しやすくなるため、連続鋳造時にノ
ズル詰まりが発生しやすくなるだけでなく、鋼板表面に
はヘゲ, スリーバ等が発生し、表面性状を著しく悪化さ
せるという問題があった。

【０００６】これに対し、近年に至り、Alを添加せず
に、Tiで脱酸する方法が、特開平８−239731号公報とし
て開発されている。このようなAlレスTi脱酸の方法は、
Al脱酸法に比べ、到達酸素濃度が高く介在物量は多い
が、クラスター状の酸化物は生成しない。とくに生成す
る介在物の形態がTi酸化物−Al₂O₃ 系となり、２〜50μ
ｍ程度の粒状の酸化物が分散した状態を呈する。そのた
め、介在物がクラスター状になることに起因する上述し
た表面欠陥は減少する。しかしながら、このTi脱酸の場
合、Al≦0.005 wt％の溶鋼では、Ti濃度が0.010 wt％以
上になると、固相状態のTi酸化物がタンディッシュノズ
ルの内面に地金を取り込んだ形で付着成長し、かえって
ノズルの閉塞を誘発するという新たな問題があった。

【０００７】このような問題 (ノズルの閉塞防止) を解
決するために、特開平８−281391号公報では、AlレスTi
脱酸鋼において、ノズルを通過する溶鋼の酸素量を制限
することにより、ノズル内面に成長するTi₂O₃ の成長を
防止する方法を提案している。しかし、この方法の場
合、酸素量の制限にも限界があることから、処理量が限
られる(800トン程度) という別の問題があった。また、
閉塞の進行とともにモールド内湯面のレベル制御が不安
定になるため、根本的な解決にはなっていないのが実情
である。

【０００８】また、この特開平８−281390号公報に開示
の技術は、タンディッシュノズルの閉塞防止策として、
溶鋼のSi濃度を適正化して介在物組成をTi₃O₅-SiO₂系に
することにより、ノズル内面に成長するTi₂O₃ の成長を
防止する方法を提案している。しかし、単にSi濃度を増
加しても介在物中にSiO₂を含有させることは難しく、少
なくとも (wt％Si) ／ (wt％Ti) ＞50を満足するように
しなければならない。したがって、鋼中のTi濃度が0.01
0 wt％の場合、SiO₂−Ti酸化物を得るためには、Si濃度
は0.5 wt％以上が必要となる。しかし、Siの増加は材質
の硬化を招き、また、めっき性の劣化を招く。Si濃度の
増加は鋼板表面性状への悪影響が大きくなり、根本的な
解決方法を提供するものではない。

【０００９】次に、特公平７−47764 号公報では、Mn：
0.03〜1.5 wt％、Ti：0.02〜1.5 wt％となるように脱酸
することにより、MnO を17〜31wt％含有する MnO−Ti酸
化物からなる低融点の介在物を含有する非時効性冷延鋼
板を提案している。この提案の場合、上記 MnO−Ti酸化
物は低融点であり、溶鋼中では液相状態となるため、溶
鋼がタンディッシュノズルを通過してもノズルに付着す
ることなくモールドに注入されるので、タンディッシュ
ノズルの閉塞を効果的に防止できる。しかしながら、森
岡泰行, 森田一樹ら：鉄と鋼, 81(1995), p.40の報告に
あるように、MnO ：17〜31％含有する MnO−Ti酸化物を
得るためには、Mn, Tiの酸素との親和力の違いから、溶
鋼中のMnとTiの濃度比を、 (wt％Mn) ／ (wt％Ti) ＞10
0 にする必要がある。したがって、鋼中のTi濃度が0.01
0 wt％の場合、所要のMnO −Ti酸化物を得るためには、
Mn濃度は1.0 wt％以上が必要である。しかし、Mn含有量
が1.0 wt％を超えると材質が硬化する。従って、MnO を
17〜31wt％含有する MnO−Ti酸化物の介在物を形成する
ことは実際上困難であった。

【００１０】さらに、特開平８−281394号公報では、Al
レスTi脱酸鋼においてタンディッシュノズルの閉塞の防
止策として、ノズルに CaO・ZrO₂粒を含有する材料を用
いることにより、溶鋼中のTi₃O₅ がノズルに捕捉された
場合、TiO₂−SiO₂−Al₂O₃ −CaO −ZrO₂系の低融点介在
物にしてその成長を防止する方法を提案している。しか
しながら、溶鋼中の酸素濃度が高い場合、付着介在物の
TiO₂濃度が高くなって低融点化しないため、ノズル閉塞
を防止することにはつながらず、一方で酸素濃度が低い
場合には、ノズルが溶損する問題があり、十分な対策に
はなっていない。

【００１１】また、上掲のノズル詰まり防止に関する各
従来技術は、連続鋳造プロセスにおいて、溶鋼をタンデ
ィッシュノズルからモールドへ注入するための浸漬ノズ
ルには依然としてArガスやN₂ガスを吹き込んで鋳造する
必要がある。しかし、その吹き込んだガスが鋳片の凝固
シェルに捕捉され、気泡性欠陥になるという問題が残さ
れていた。さらに、重要なことは、従来の形態制御方法
で粒状の介在物にすると、これが鋼板に残留した場合、
従来のクラスター状介在物では起こり難かったプレス割
れが発生しやすくなり、大きな問題となることがあっ
た。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術が
抱える上述した問題点を解決課題とするものであり、ク
ラスター状介在物等による表面欠陥が発生しにくく、大
型粒状の介在物に起因するプレス割れが生じがたい、表
面性状、内質ともに良好な冷延鋼板とその製造技術を提
案することにある。

【００１３】

【課題を解決するための手段】発明者らは、上記の目的
を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、以下の結論を導く
に到った。 １）鋼板の表面性状を向上させるためには、介在物を低
融点化して、連鋳におけるノズル詰まりを抑制すること
により、パウダー巻き込み、気泡の付着を抑制すること
が必要である。 ２）鋼板内部の粒状介在物を特定の組成にすれば、介在
物の凝集を抑制することが可能となる。この特定組成範
囲を外れると、介在物が急速に凝集して、粗大化しやす
くなる。 ３）介在物組成は、溶鋼の組成によって一義的に定まる
ものではなく、速度論的に決まり、ＲＨ脱ガスなどの二
次精錬処理中の攪拌以外に、特に脱酸剤の添加時期に影
響される。この添加時期は、Al添加後に生成する Al₂Ｏ
₃ が核となり、その後に形成されるTi−Ca−Al−Ｏ系介
在物の組成や粒径に大きく影響を及ぼす。

【００１４】このような知見の下に開発した本発明は、
Ｃ≦0.010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦3.0 wt％、Ｐ≦0.
15wt％、Ｓ≦0.05wt％、Al＜0.01wt％、Ｎ≦0.01wt％、
0.015 wt％≦Ti≦0.1 wt％、Caおよび／または金属ＲＥ
Ｍ≧0.0005wt％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物
よりなる成分組成であり、50μｍ以下の大きさを有す
る、粒状または破断状の酸化物系介在物の組成が Al₂Ｏ
₃ ：10〜30wt％、Caおよび／または金属ＲＥＭの酸化
物：5 〜30wt％、Ti酸化物：50〜90wt％であることを特
徴とする、表面性状および内質に優れる冷延鋼板であ
る。

【００１５】また、上記発明鋼板は、出鋼後の溶鋼をAl
およびTiにより脱酸したのちCaおよび／またはＲＥＭを
添加する工程を経て製造するに当たり、Al添加前の酸素
の量と、Alを添加してからTiを添加するまでの時間との
間に、ａ_O ／ｔ≦１００（ただし、ａ_O ：Al添加前の酸
素の量（ｐｐｍ）、ｔ：Alを添加してからTiを添加する
までの時間（ｍｉｎ））の関係が成り立つようにして添
加することにより製造される。

【００１６】

【発明の実施の形態】次に、本発明の構成要件を上記範
囲に限定した理由について説明する。 (a) Ｃ≦0.010 wt％ Ｃは、少なければ少ないほど深絞り性が向上し、その含
有量を0.010 wt％以下とすることで良好な成形性が得ら
れるので、0.010 wt％以下とした。

【００１７】(b) Si≦1.0 wt％ Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるが、その含有量が1.0 wt％を超えると
深絞り性が低下するので、1.0 wt％以下に限定した。

【００１８】(c) Mn≦3.0 wt％ Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるが、その含有量が3.0 wt％を超えると
深絞り性が低下するので、3.0 wt％以下に限定した。な
お、好ましい範囲は0.01〜2.0 wt％である。

【００１９】(d) Ｐ≦0.15wt％ Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるが、その含有量が0.15wt％を超える
と、深絞り性が低下するので0.15wt％以下に限定した。

【００２０】(e) Ｓ≦0.05wt％ Ｓは、少ないほど深絞り性が向上するので好ましいが、
その含有量が0.05wt％以下であれば、さほど悪影響が出
ないので、0.05wt％以下に限定した。

【００２１】(f) Al＜0.01wt％ Alは、本発明においては重要な役割りを担う成分であ
る。0.01wt％以上では、Al脱酸になり、巨大 Al₂Ｏ₃ ク
ラスターが多量に生成し、表面性状を劣化させる。ま
た、冷延一焼鈍時の粒成長性を制御できる50μｍ以下の
微細酸化物が少なくなるため、強度−伸びバランスが低
下する。したがって、Al含有量は0.01wt％未満とした。

【００２２】(g) Ｎ≦0.01wt％ Ｎは、少ないほど深絞り性が向上するので低減するのが
好ましいが、その含有量が0.01wt％以下であれば、さほ
ど悪影響を及ぼさないので、0.01wt％以下に限定した。

【００２３】(h) 0.015 wt％≦Ti≦0.1 wt％ Tiは、本発明鋼板において重要な元素であり、Ti脱酸に
より、50μｍ以下のサイズの微細な酸化物系介在物を形
成させ、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御して、強度−伸
びバランスを向上させる成分である。さらに、この微細
酸化物は、熱延板の微細化にも有効に作用するため、冷
延−焼鈍後に｛１１１｝再結晶集合組織が発達してｒ値
が向上する。このTi含有量が0.015 wt％未満では、添加
の効果、即ち微細酸化物の量が少なすぎるため、所望の
効果が得られなくなるので、下限を0.015 wt％に限定し
た。一方、0.1wt ％を超えて添加すると材質が硬化して
成形加工性を損なうほか、コスト上昇をも招くので、上
限を0.1wt ％とした。

【００２４】(i) Caおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0005
wt％（合計量） Caおよび金属ＲＥＭは、本発明において重要な元素であ
り、CaおよびＲＥＭのいずれか１種または２種を合計で
0.0005wt％以上添加する必要がある。すなわち、溶鋼を
Ti脱酸した後、さらにCaおよびＲＥＭのいずれか１種ま
たは２種を合計で0.0005wt％以上添加することにより、
Ti−Ca−Al−Ｏ系の低融点の酸化物系介在物に調整でき
る。このような調整を行うと、連続鋳造時に、地金を含
んだTi酸化物のノズルへの付着を阻止して、ノズル閉塞
を防ぐことができる。さらに、CaＯおよび／またはＲＥ
Ｍ酸化物は、冷延−焼鈍後の粒成長および熱延板の細粒
化にも寄与する。なお、過剰なCa、ＲＥＭの添加は鋼板
の発錆を引き起こす原因ともなるので、0.005 wt％以下
（合計量）の範囲で添加するのが望ましい。

【００２５】(2) 鋼板中の介在物 本発明では、鋼中の介在物の組成を Al₂O₃：10〜30wt
％、Caおよび／または金属ＲＥＭの酸化物：5 〜30wt
％、Ti酸化物：50〜90wt％とすることによって、介在物
を低融点化し、かつ、溶鋼との濡れ性を増加させること
により、介在物の凝集性を低下させる。その結果、鋳片
の大型粒状介在物が残留しなくなり、最終的には、鋼板
のプレス割れが防止され、プレス性の向上が達成され
る。図１に、TiO₂−CaO −A1₂O₃ 系状態図を示す。この
状態図から低融点の組成となるのは、とくにTiO₂：Al₂O
₃ ：CaO の重量比が７：1.5 ：1.5 の付近にある。この
ような傾向をもとにしてさらに検討を行い、本発明で
は、低融点組成範囲として、Al₂O₃ ：10〜30wt％、Caお
よび／または金属ＲＥＭの酸化物：5 〜30wt％（合計
量）、Ti酸化物：50〜90wt％と定めた。この範囲から外
れる組成では、タンディッシュより前の工程では介在物
は液相であるが、鋳型では溶鋼温度が低下するため、介
在物は固体となって急速に凝集が進行し、大型介在物を
生成するようになる。このようにして、本発明による組
成範囲では、大型介在物の生成が抑制され、プレス割れ
を抑制することが可能になる。

【００２６】本発明で上記組成に定める介在物径を50μ
ｍ以下としたのは、おおよそ50μｍを超える大きさの介
在物はスラグやモールドフラックスの混入に起因するも
のが含まれるので、脱酸生成物の組成を定めるには、50
μｍを超える大きさの介在物は組成の対象から外さねば
ならないからである。なお、本発明における鋼板中の介
在物の大きさとは、鋼板幅方向（圧延直角方向）の大き
さを意味する。というのは、スラブ中に存在する介在物
の寸法は、圧延により、圧延方向には伸長するものの、
板幅方向にはほとんど変化しない。従って、鋼板幅方向
の介在物寸法が上記範囲内のものは、スラブ段階でもこ
の寸法範囲にある微細なものと考えることができる。ま
た、本発明でいう粒状または破断状の酸化物系介在物と
は、鋼スラブで生成した酸化物系介在物が比較的小さな
ものでは、その形を維持しているような粒状のもの、ま
た比較的大きなものでは熱延および冷延により圧延方向
に分断された破断状のものをそれぞれ意味する。

【００２７】(3) 製造方法 本発明鋼板は、出鋼後の溶鋼をAlおよびTiにより脱酸し
たのちCaおよび／またはＲＥＭを添加する工程により溶
製する。このとき、Al添加前の酸素量と、Alを添加して
からTiを添加するまでの時間（すなわち、Al単独脱酸時
間）との間に、ａ_O ／ｔ≦１００（ただし、ａ_O ：Al添
加前の酸素の量（ｐｐｍ）、ｔ：Alを添加してからTiを
添加するまでの時間（ｍｉｎ））の関係が成り立つよう
にして添加する必要がある。溶鋼（通常は、ＲＨ脱ガス
設備にて脱炭処理後の溶鋼）中に、Alを添加すると、そ
の直後に Al₂Ｏ₃ クラスターが生成する。図２に、各脱
酸剤添加後の介在物の写真を示す。この Al₂Ｏ₃ クラス
ターは大型化しやすく、大きいものでは１ｍｍ以上にな
る。 Al₂Ｏ₃ クラスターの大きさと径は、Al添加前の溶
解酸素量ａ_Oでほぼ決まり、ａ_O が大きいとクラスター
の量、径とも大きくなる。そして、この Al₂Ｏ₃ クラス
ターは、Ti添加後のTi₂O₃ 、さらにCa添加後のTi−Al−
Ca(REM) 系の球状介在物の組成や粒径に影響を及ぼす。
Ti添加前のAl₂ Ｏ₃ 量が多いと、最終の介在物の Al₂Ｏ
₃ 濃度が高くなり、かつ、介在物が凝集しやすくなって
粗大化することがわかった。また、Alを添加してからTi
を添加するまでの時間は、Ti添加時に残留する大型のAl
₂O₃ クラスターを通じて、最終的に製品の大型介在物量
に影響を及ぼす。

【００２８】これらの事実をベースにして導いたパラメ
ータａ_O ／ｔの値を１００以下にすると、介在物の組成
が、Al₂O₃ ：10〜30wt％、Caおよび／または金属ＲＥＭ
の酸化物：5 〜30wt％、Ti酸化物：50〜90wt％となり低
融点化が達成できる。その結果、タンディッシュや浸漬
ノズル内に、酸化物等の付着防止のためのArやN₂等のガ
スを吹き込む必要がなくなり、吹き込みガスによる気泡
性の欠陥も防止できる。しかも、このスラブをさらに、
熱延、冷延、焼鈍することにより、表面性状と内質に優
れた冷延鋼板を製造することが可能となる。なお、本発
明において、ＲＥＭ酸化物（例えば、La₂O₃ ，CeO₂）
は、CaＯと同じ役割を果たすことを確認した。また、二
次精錬設備で，ＲＨ脱ガス以外の処理、例えば、ＶＯＤ
などを使用した場合でも、介在物組成を本発明の範囲に
制御できれば同様の効果が得られるのは言うまでもな
い。

【００２９】本発明鋼板を製造する際の他の条件とし
て、スラブの加熱は、圧延荷重および結晶粒径の点か
ら、900 〜1300℃の温度で行うのが望ましく、熱間圧延
の終了温度も同様な理由で、650 〜960 ℃の範囲とする
のが好ましい。また、冷間圧延における冷延圧下率は加
工性確保の上から50〜95％とすることが、冷延後の再結
晶焼鈍の温度は 700〜920 ℃とすることが望ましい。

【００３０】

【実施例】出鋼後リムド処理した溶鋼に、ＲＨ処理設備
にて、Alを添加し、次いでTiを添加した。その後、Ca
（一部のものについてはＲＥＭ）をワイヤーで添加し、
連続鋳造によりスラブとした。このスラブを熱延（終了
温度：820 ℃）、冷延、連続焼鈍（焼鈍温度：800 ℃）
して、板厚0.75ｍｍの冷延板および亜鉛めっき板とし
た。以上の製造条件及び得られた冷延鋼板の各特性の調
査結果を表１及び表２にまとめて示す。なお、上記製造
工程において、Al添加前の溶解酸素量ａ_o は、濃淡電池
を利用した酸素プローブで測定した。また、鋼板の介在
物の組成は、ＥＰＭＡやＥＤＸなどの分析手法によっ
て、50μｍ径以下の介在物個々の組成を分析し、10個の
値の平均値から求めた。さらに、冷延鋼板（冷延板およ
び亜鉛めっき板）の表面性状は、鋼板の目視検査によ
り、またプレス割れは、各10枚のサンプルについてバル
ジ試験を行い、介在物によるネッキング個数を一定重量
当たりの個数として指数化した。表１、２から、ａ_o ／
ｔを１００（ｐｐｍ／ｍｉｎ）以下にして、介在物の組
成を調整した発明例は、表面性状、耐プレス割れ性とも
に大幅に向上することがわかる。なお、連続鋳造工程に
おけるイマージョンノズルの閉塞は本発明では生じなか
ったが、一方、鋼中のAl濃度が0.01％以上の場合 (Alキ
ルド鋼) には、浸漬ノズルからのAr吹きを行わないとノ
ズル閉塞を起こして鋳造不能となった。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
連続鋳造時にArやN₂等のガスを吹き込まずともイマージ
ョンノズルの閉塞を引き起こすことがなく、しかも冷延
鋼板の表面は非金属介在物に起因する表面欠陥がなく、
内部での粗大な介在物もないのでプレス割れも回避で
き、優れたプレス性が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ti−Ca−Al−Ｏ系の状態図である。

【図２】酸化物系介在物の形状変化を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 反町 健一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 鍋島 誠司 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K020 AA22 AC07 AC09 BB22

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ≦0.010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦3.
   0 wt％、Ｐ≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt％、Al＜0.01wt％、
   Ｎ≦0.01wt％、0.015 wt％≦Ti≦0.1 wt％、Caおよび／
   または金属ＲＥＭ≧0.0005wt％を含み、残部はFeおよび
   不可避的不純物よりなる成分組成であり、50μｍ以下の
   大きさを有する、粒状または破断状の酸化物系介在物の
   組成が Al₂Ｏ₃ ：10〜30wt％、Caおよび／または金属Ｒ
   ＥＭの酸化物： 5〜30wt％、Ti酸化物：50〜90wt％であ
   ることを特徴とする、表面性状および内質に優れる冷延
   鋼板。
2. 【請求項２】 出鋼後の溶鋼をAlおよびTiにより脱酸し
   たのちCaおよび／またはＲＥＭを添加する工程を経て、
   Ｃ≦0.010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦3.0 wt％、Ｐ≦0.
   15wt％、Ｓ≦0.05wt％、Al＜0.01wt％、Ｎ≦0.01wt％、
   0.015 wt％≦Ti≦0.1 wt％、Caおよび／または金属ＲＥ
   Ｍ≧0.0005wt％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物
   よりなる冷延鋼板を製造するに当たり、 Al添加前の酸素の量と、Alを添加してからTiを添加する
   までの時間との間に、 ａ_O ／ｔ≦１００ ただし、ａ_O ：Al添加前の酸素の量（ｐｐｍ）、ｔ：Al
   を添加してからTiを添加するまでの時間（ｍｉｎ）の関
   係が成り立つように添加することを特徴とする、表面性
   状および内質に優れる冷延鋼板の製造方法。