JP2000001745A - Steel sheet for deep drawing, excellent in surface characteristic and corrosion resistance, and its manufacture - Google Patents

Steel sheet for deep drawing, excellent in surface characteristic and corrosion resistance, and its manufacture

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JP2000001745A
JP2000001745A JP17169898A JP17169898A JP2000001745A JP 2000001745 A JP2000001745 A JP 2000001745A JP 17169898 A JP17169898 A JP 17169898A JP 17169898 A JP17169898 A JP 17169898A JP 2000001745 A JP2000001745 A JP 2000001745A
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oxide
steel sheet
steel
less
inclusions
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Yoichi Tobiyama
洋一 飛山
Saiji Matsuoka
才二 松岡
Seiji Nabeshima
誠司 鍋島
Chiaki Kato
千昭 加藤
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JFE Steel Corp
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Kawasaki Steel Corp
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  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a manufacturing technique of a steel sheet for deep drawing, effective in inhibiting the formation of cluster-like inclusions as well as in preventing the clogging of a nozzle at the time of continuous casting and excellent in surface characteristic, corrosion resistance, formability and deep drawability. SOLUTION: As to the steel sheet for deep drawing and its manufacturing method, the steel sheet contains, by weight, 0.010-0.50% Ti [where 0.005-0.1% of the Ti is contained in the form of non-oxide Ti (Ti*)], >=0.0005% Ca and/or metallic REM, and Al in an amount satisfying inequality wt.% Ti/wt.%Al>=5 or inequalities Al<=0.010 wt.% and wt.% Ti/wt.%Al<5, and further, <=10 ppm Ca and/or metallic REM sulfides are contained in the steel.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、表面性状が良好で
耐食性に優れた深絞り用鋼板およびその製造方法に関
し、とくに表面性状とともに成形性ならびに強度伸びバ
ランス、さらには耐食性にも優れた鋼板、例えば冷延鋼
板あるいは溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき
鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、すずめっき鋼板、ほうろう
被覆鋼板、塗装鋼板その他の表面処理用鋼板およびそれ
らの製造方法に関するものである。とりわけ本発明は、
好適なTi脱酸により、鋼中の酸化物系介在物、すなわ
ち、巨大クラスター状介在物の生成を抑制して鋼板の表
面性状を改善すると共に、鋼中のＳ系析出物の量を規制
することにより鋼板の耐食性の改善を図り、さらには介
在物を微細分散化を図ることにより、冷延−焼鈍時の粒
成長性を制御してｒ値ならびに強度伸びバランスととも
に耐食性を改善してなる極低炭素系の鋼板を提供しよう
とするものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a steel sheet for deep drawing having good surface properties and excellent corrosion resistance and a method for producing the same, and more particularly to a steel sheet excellent in formability and strength-elongation balance as well as the surface properties. For example, the present invention relates to a cold-rolled steel sheet or a hot-dip galvanized steel sheet, an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, an electro-galvanized steel sheet, a tin-plated steel sheet, an enamel-coated steel sheet, a coated steel sheet, and other steel sheets for surface treatment, and a method for producing them. In particular, the present invention
By suitable Ti deoxidation, oxide-based inclusions in the steel, that is, the formation of giant cluster-like inclusions is suppressed to improve the surface properties of the steel sheet and regulate the amount of S-based precipitates in the steel. By improving the corrosion resistance of the steel sheet, and by finely dispersing the inclusions, it is possible to control the grain growth during cold rolling and annealing to improve the corrosion resistance along with the r value and the strength elongation balance. It is intended to provide a low carbon steel sheet.

【０００２】[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、フェロチタンで行われて
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にて脱酸するAl脱酸鋼が主流と
なっている。2. Description of the Related Art Steel is initially deoxidized with ferrotitanium as disclosed in Japanese Patent Publication No. 44-18066. However, in recent years, in order to produce steel with stable oxygen concentration at low cost, Al deoxidized steel that is deoxidized with Al has become mainstream.

【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。[0003] Al deoxidation of steel is a method of aggregating generated oxides and separating them by flotation using a gas agitator or an RH degassing apparatus. In this case, Al 2 O 3 oxide is contained in a slab. Will inevitably remain. In addition, since Al 2 O 3 is in a cluster form, it is difficult to separate, and sometimes cluster-like inclusions of several hundred μm or more remain. If such cluster-like inclusions are trapped in the surface layer of the slab,
It will lead to surface defects like sleevers,
It is a fatal defect in automotive steel plates that require beauty. In addition, Al deoxidation has a problem in that Al 2 O 3 adheres to an inner wall of an immersion nozzle used for injecting the material from a tundish into a mold, causing nozzle clogging.

【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
ようとするところにある。[0004] In order to solve the above-mentioned problems associated with Al deoxidation, a method has been proposed in which Ca is added to aluminum-killed molten steel to produce a CaO, Al 2 O 3 composite oxide. (For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-276756,
58-1554447 and JP-A-6-49523). The purpose of the addition of Ca in this method is to solve the above-described problem by reacting Al 2 O 3 with Ca to form a low melting point composite oxide such as CaOAl 2 O 3 , 12CaOAl 2 O 3 , 3CaOAl 2 O 3. We are trying to overcome the point.

【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。[0005] However, when Ca is added to molten steel,
The Ca reacts with S in the steel to form CaS, and the CaS causes rust. In this regard, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-559, in order to prevent rusting, the amount of Ca remaining in steel is reduced to 5 pp.
It proposes a method to reduce the concentration to m or more and less than 10 ppm. But,
Even if the Ca content is less than 10 ppm, CaO remaining in the steel
When the composition of -al 2 O 3 based oxide is not proper, especially in the case of CaO concentrations oxide 30% or more, its solubility S in the oxides increases, inclusions within the perimeter at the time and the solidification temperature drop To CaS
Is inevitably generated. As a result, rust is generated from the CaS as a starting point, leading to deterioration of the surface properties of the product plate. Also, if surface treatment such as plating or painting is performed while such rusting points remain, surface unevenness will inevitably occur after the treatment. On the other hand, if the high and the concentration of Al 2 O 3 CaO concentration is as low as 20% or less in inclusions, in particular Al 2 O
3 When the concentration is 70% or more, the melting point of inclusions increases,
Since inclusions are easily sintered, not only nozzle clogging is liable to occur during continuous casting, but also barges and slivers are generated on the surface of the steel sheet, which causes a problem that the surface properties are remarkably deteriorated.

【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。On the other hand, in recent years, a method of deoxidizing with Ti without adding Al has been developed as JP-A-8-239731. The method of such Al-less Ti deoxidation is as follows:
Compared to the Al deoxidation method, the reached oxygen concentration is higher and the amount of inclusions is larger, but no cluster oxide is generated. In particular, the form of the inclusions generated is Ti oxide-Al 2 O 3 system, 2 ~ 50μ
It exhibits a state in which about m granular oxides are dispersed. Therefore, the above-mentioned surface defects due to inclusions being clustered are reduced. However, in the case of this Ti deoxidation, in the molten steel with Al ≤ 0.005 wt%, when the Ti concentration becomes 0.010 wt% or more, the solid state Ti oxide adheres to the inner surface of the tundish nozzle by taking in the metal. There was a new problem of growing and instead causing nozzle blockage.

【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。In order to solve such a problem (prevention of nozzle blockage), Japanese Patent Laid-Open No. 8-281391 discloses an Al-less Ti
In deoxidized steel, a method has been proposed to prevent the growth of Ti 2 O 3 growing on the inner surface of the nozzle by limiting the oxygen content of molten steel passing through the nozzle. However, in this method, there is another problem that the treatment amount is limited (about 800 tons) because the limitation of the oxygen amount is also limited. Also,
The fact is that the level control of the molten metal level in the mold becomes unstable with the progress of the blockage, so that it is not a fundamental solution.

【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。The technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-281390 discloses a technique for preventing blockage of a tundish nozzle.
By the composition of inclusions by optimizing the Si concentration of the molten steel Ti 3 O 5 -SiO 2 system, it has proposed a method of preventing the growth of Ti 2 O 3 to grow the nozzle inner surface. However, it is difficult to make the inclusions contain SiO 2 simply by simply increasing the Si concentration, and it is necessary to satisfy at least (wt% Si) / (wt% Ti)> 50. Therefore, the Ti concentration in steel is 0.01
In the case of 0 wt%, in order to obtain a SiO 2 —Ti oxide, the Si concentration needs to be 0.5 wt% or more. However, an increase in Si causes hardening of the material and also causes deterioration in plating property. An increase in the Si concentration has an adverse effect on the surface properties of the steel sheet, and does not provide a fundamental solution.

【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、17〜31wt％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、Mn
O ：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) ＞100 にする必要が
ある。したがって、鋼中のTi濃度が0.010 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、17〜31wt％MnO −Ti酸
化物からなる介在物を形成することは実際上困難であっ
た。Next, in Japanese Patent Publication No. 7-47764, Mn:
Proposal of non-aging cold-rolled steel sheet containing low melting point inclusions consisting of 17-31 wt% MnO-Ti oxide by deoxidizing to 0.03-1.5 wt% and Ti: 0.02-1.5 wt% are doing. In the case of this proposal, since the MnO-Ti oxide has a low melting point and is in a liquid phase in molten steel, the molten steel is injected into the mold without adhering to the nozzle even when passing through the tundish nozzle, Blockage of the tundish nozzle can be effectively prevented. However, as reported by Yasuyuki Morioka, Kazuki Morita et al .: Iron and Steel, 81 (1995), p.
O: In order to obtain a MnO-Ti oxide containing 17 to 31%,
Due to the difference in affinity of Mn and Ti with oxygen, the concentration ratio of Mn and Ti in the molten steel needs to be (wt% Mn) / (wt% Ti)> 100. Therefore, when the Ti concentration in steel is 0.010 wt%,
To obtain the required MnO-Ti oxide, the Mn concentration must be 1.0 wt.
% Or more is required. However, if the Mn content exceeds 1.0 wt%, the material hardens. Therefore, it was practically difficult to form inclusions composed of 17-31 wt% MnO-Ti oxide.

【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。[0010] Further, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-281394, Al
As prevention of clogging of the tundish nozzle in less Ti-deoxidized steel, by using a material containing CaO · ZrO 2 grains in the nozzle, if the Ti 3 O 5 in the molten steel was trapped in the nozzle, TiO 2 - A method has been proposed in which a low melting point inclusion of the SiO 2 —Al 2 O 3 —CaO—ZrO 2 system is used to prevent its growth. However, when the oxygen concentration in the molten steel is high,
Since the TiO 2 concentration is high and the melting point is not lowered, it does not prevent the nozzle from being clogged. On the other hand, when the oxygen concentration is low, there is a problem that the nozzle is melted, and this is not a sufficient measure.

【００１１】さらに、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。Further, the above-mentioned prior arts relating to the prevention of nozzle clogging are as follows. In a continuous casting process, an immersion nozzle for injecting molten steel from a tundish nozzle into a mold is still cast by blowing Ar gas or N 2 gas. There is a need. However, there remains a problem that the blown gas is trapped by the solidified shell of the slab and becomes a cellular defect.

【００１２】ところで、極低炭素冷延鋼板の場合、一般
に、自動車の外板および内板として広く使用されてい
る。とくに、深絞り成形性が要求される部位には、高い
ｒ値 (ランクフォード値) とともに優れた強度伸びバラ
ンスが求められている。このうち上記ｒ値は、鋼板の結
晶方位に強く依存することが知られており、｛111 ｝再
結晶集合組織を発達させることにより上昇させることが
できる。このことから従来、ｒ値を高めるために、｛11
1 ｝再結晶集合組織を発達させる方法として、鋼成分、
熱延条件、冷延条件および焼鈍条件について種々検討さ
れてきた。たとえば、再結晶焼鈍を高温で行うと、｛11
1 ｝再結晶集合組織が強く発達し、ｒ値が上昇すること
が知られている。しかしながら、この方法の場合、高温
焼鈍を行うために結晶粒が粗大化し、プレス成形性に必
要な強度伸びバランスの方は却って低下するという新た
な問題が生じた。Incidentally, ultra-low carbon cold rolled steel sheets are generally widely used as outer and inner plates of automobiles. In particular, in parts where deep drawing formability is required, a high r-value (Rankford value) and an excellent strength-elongation balance are required. It is known that the r value strongly depends on the crystal orientation of the steel sheet, and can be increased by developing {111} recrystallization texture. From this, conventionally, in order to increase the r value,
1 と し て As a method of developing recrystallized texture, steel components,
Various studies have been made on hot rolling conditions, cold rolling conditions and annealing conditions. For example, when recrystallization annealing is performed at a high temperature,
It is known that the 1｝ recrystallized texture develops strongly and the r-value increases. However, in the case of this method, a new problem arises in that the crystal grains are coarsened due to the high-temperature annealing, and the strength-elongation balance required for press formability is rather lowered.

【００１３】また、Ti脱酸鋼を用いた深絞り用冷延鋼板
の製造技術については、特公平７−47764 号公報および
特開平８−239731号公報などの開示にもあるように、Ti
脱酸鋼はAl脱酸鋼よりもｒ値が0.1 〜0.2 高い特性が得
られることが開示されている。しかしながら、これらの
従来技術は、強度伸びバランスに関してまでは全く検討
しておらず、しかもこれらの溶製法はもともと製鋼上の
問題も抱えていた。[0013] Further, with respect to the production technology of cold-rolled steel sheets for deep drawing using Ti deoxidized steel, as disclosed in Japanese Patent Publication No. 7-47764 and Japanese Patent Application Laid-open No. Hei 8-239731, for example,
It is disclosed that the deoxidized steel can obtain characteristics in which the r value is higher by 0.1 to 0.2 than that of the Al deoxidized steel. However, these prior arts have not studied the balance of strength and elongation at all, and these smelting methods originally had problems in steel making.

【００１４】[0014]

【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る。本
発明の第１の目的は、表面性状, 耐食性, 成形性, 深絞
り性がともに優れる鋼板とその製造方法を提案すること
にある。本発明の第２の目的は、連続鋳造時のノズル詰
まり防止に対して有効でクラスター状介在物の生成阻止
にも有効な深絞り用鋼板の製造技術を提案することにあ
る。本発明の第３の目的は、表面性状に加えさらにｒ値
が高くかつ強度伸びバランスの優れた深絞り用鋼板を提
供することにある。そして、本発明の第４の目的は、表
面性状や耐食性に加えさらにｒ値や強度伸びバランスの
良好な、冷延鋼板あるいは溶融亜鉛めっき鋼板や電気亜
鉛めっき鋼板, すずめっき鋼板, 塗装鋼板などの表面処
理用鋼板を製造するための深絞り用鋼板の製造技術を提
案することにある。The object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art. A first object of the present invention is to propose a steel sheet having excellent surface properties, corrosion resistance, formability, and deep drawability, and a method for producing the same. A second object of the present invention is to propose a technique for manufacturing a steel sheet for deep drawing which is effective for preventing nozzle clogging during continuous casting and effective for preventing generation of cluster-like inclusions. A third object of the present invention is to provide a steel sheet for deep drawing having an r value higher in addition to the surface properties and an excellent balance of strength and elongation. A fourth object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, an electro-galvanized steel sheet, a tin-plated steel sheet, a painted steel sheet, etc., which have good r-value and strength-elongation balance in addition to surface properties and corrosion resistance. An object of the present invention is to propose a technique of manufacturing a steel sheet for deep drawing for manufacturing a steel sheet for surface treatment.

【００１５】[0015]

【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、鋼中に残留する酸
化物系介在物は、そのサイズ、量および組成が好適な範
囲内であれば、上述したノズル詰まりを招くことなく、
しかも介在物をクラスター状に巨大化させずに微細分散
化させることができ、また、鋼中のＳ系析出物量を規制
することによりCa添加鋼板の耐食性を向上させ、さらに
は、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御することにより、ｒ
値ならびに強度伸びバランスを大幅に改善できることを
見出し、本発明に想到した。Means for Solving the Problems The inventors of the present invention have conducted intensive studies to achieve the above-mentioned object, and as a result, the size, amount and composition of oxide-based inclusions remaining in steel are within a suitable range. If it is within, without causing the nozzle clogging described above,
In addition, the inclusions can be finely dispersed without becoming large in the form of clusters, and the corrosion resistance of the Ca-added steel sheet can be improved by regulating the amount of S-based precipitates in the steel. By controlling the grain growth at the time, r
The inventors have found that the value and the strength-elongation balance can be greatly improved, and have reached the present invention.

【００１６】このような知見の下に開発した本発明は、
基本成分として、Ｃ≦0.010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦
3.0 wt％、Ｐ≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt％、Ｎ≦0.01wt
％、0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％、ただし、このTiのうち
0.005 〜0.1 wt％は非酸化物Ti(Ti* ) の形態で含有
し、Caおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0005wt％を含むと
ともに、下記(1) 式または(2) 式を満たす範囲のAlを含
有し、残部Feおよび不可避的不純物よりなり、そして鋼
中には10ppm 以下のCaおよび／または金属ＲＥＭ硫化物
を含むことを特徴とする、表面性状が良好で耐食性に優
れた深絞り用鋼板を提案する。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)The present invention developed based on such knowledge,
As basic components, C ≦ 0.010 wt%, Si ≦ 1.0 wt%, Mn ≦
3.0 wt%, P ≦ 0.15wt%, S ≦ 0.05wt%, N ≦ 0.01wt
%, 0.010 wt% ≦ Ti ≦ 0.50 wt%
0.005 to 0.1 wt% is contained in the form of non-oxide Ti (Ti * ), contains Ca and / or metal REM ≧ 0.0005 wt%, and Al in a range satisfying the following formula (1) or (2). A steel sheet for deep drawing having good surface properties and excellent corrosion resistance, characterized by containing, the balance being Fe and unavoidable impurities, and containing Ca and / or metal REM sulfide of 10 ppm or less in the steel. suggest. Note wt% Ti / wt% Al ≧ 5 (1) Al ≦ 0.010 wt%, and wt% Ti / wt% Al <5 ... (2)

【００１７】本発明はまた、表面に付着量が 1〜100 g/
m2の亜鉛系めっきを有することを特徴とする表面性状の
良好で耐食性に優れた深絞り用亜鉛めっき鋼板を提案す
る。[0017] The present invention also provides a method wherein the amount of adhesion to the surface is 1 to 100 g /
We propose a galvanized steel sheet for deep drawing with good surface properties and excellent corrosion resistance, characterized by having a zinc-based plating of m 2 .

【００１８】なお、本発明の上記各鋼板は、上記成分の
他にさらに、Nb：0.001 〜0.1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05
wt％の１種または２種を含有することが好適である。ま
た本発明においては、上記の鋼板において、非酸化物Ti
(Ti* ) は、Ｃ（wt％）, Ｎ（wt％）, Ｓ（wt％）との
関係において、次式； (C／12) ≦ (Ti* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) を満足するように含有する構成が好ましい。また、本発
明の上記各鋼板においては、50μｍ以下の大きさを有す
る酸化物系介在物を0.002 〜0.015 wt％含有することが
好ましい構成である。また本発明の上記各鋼板において
は、鋼中の介在物が、CaO および／またはＲＥＭ酸化物
のいずれか１種または２種：合計量で５wt％以上50wt％
以下、Ti酸化物：90wt％以下、Al2O3 ：70wt％以下の酸
化物系介在物であることが好ましい。Each of the steel sheets of the present invention further comprises, in addition to the above components, Nb: 0.001 to 0.1 wt%, B: 0.0001 to 0.05.
It is preferred to contain one or two wt%. In the present invention, in the above steel sheet, non-oxide Ti
(Ti * ) is expressed by the following equation in relation to C (wt%), N (wt%) and S (wt%); (C / 12) ≦ (Ti * / 48)-(N / 14 + S / 32) ) It is preferable that the composition is contained so as to satisfy ≦ 10 (C / 12). It is preferable that each of the steel sheets of the present invention contains 0.002 to 0.015 wt% of oxide inclusions having a size of 50 μm or less. In each of the above steel sheets of the present invention, the inclusions in the steel are at least one of CaO and / or REM oxide: 5 wt% to 50 wt% in total.
Hereinafter, it is preferable that the oxide-based inclusions include Ti oxide: 90 wt% or less and Al 2 O 3 : 70 wt% or less.

【００１９】さらに本発明は、基本成分として、Ｃ≦0.
010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦3.0wt％、Ｐ≦0.15wt
％、Ｓ≦0.05wt％、Ｎ≦0.01wt％、0.010 wt％≦Ti≦0.
50wt％、ただし、このTiのうち 0.005〜0.1 wt％は非酸
化物の形態 (Ti* ) で含み、かつCaおよび／または金属
ＲＥＭ≧0.0005wt％を含有するとともに、下記(1) 式ま
たは(2) 式を満たす範囲のAlを含有し、そして鋼中に含
まれるCaＳおよび／または金属ＲＥＭ硫化物を10ppm 以
下に規制した鋼片を、 900〜1300℃で加熱−均熱し、65
0 〜960 ℃の温度で仕上圧延を終了して 400〜750 ℃の
温度で巻取り、その後、50〜95％の圧下率で冷間圧延を
施してから、700 〜920 ℃で再結晶焼鈍を施すことを特
徴とする、表面性状が良好で耐食性に優れた深絞り用鋼
板の製造方法を提案する。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)Furthermore, the present invention provides a method for preparing a base composition comprising C ≦ 0.
010 wt%, Si ≦ 1.0 wt%, Mn ≦ 3.0 wt%, P ≦ 0.15 wt
%, S ≦ 0.05 wt%, N ≦ 0.01 wt%, 0.010 wt% ≦ Ti ≦ 0.
50 wt%, wherein 0.005 to 0.1 wt% of the Ti is contained in a non-oxide form (Ti * ) and contains Ca and / or metal REM ≧ 0.0005 wt%, and the following formula (1) or ( 2) A steel slab containing Al in a range satisfying the formula and containing less than 10 ppm of CaS and / or metal REM sulfide contained in the steel is heated and soaked at 900 to 1300 ° C.
Finish rolling at a temperature of 0 to 960 ° C, winding at a temperature of 400 to 750 ° C, cold rolling at a reduction of 50 to 95%, and recrystallization annealing at 700 to 920 ° C. The present invention proposes a method for producing a deep drawing steel sheet having good surface properties and excellent corrosion resistance. Note wt% Ti / wt% Al ≧ 5 (1) Al ≦ 0.010 wt%, and wt% Ti / wt% Al <5 ... (2)

【００２０】本発明はまた、鋼板表面に付着量が 1〜10
0 g/m2の亜鉛系めっきを施すことを特徴とする表面性状
の良好で耐食性に優れた深絞り用亜鉛めっき鋼板の製造
方法を提案する。[0020] The present invention also provides a steel sheet having an adhesion amount of 1 to 10
The present invention proposes a method for producing a galvanized steel sheet for deep drawing having good surface properties and excellent corrosion resistance, which is characterized by applying a zinc-based plating of 0 g / m 2 .

【００２１】なお、本発明にかかる上記各方法において
は、鋼板は上記基本成分の他にさらに、Nb：0.001 〜0.
1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％の１種または２種を含有
することが好ましい実施の態様となる。また、本発明の
上記各方法において、上記非酸化物Ti (Ti* ) は、Ｃ
（wt％）, Ｎ（wt％）, Ｓ（wt％）との関係において、
次式； (C／12) ≦ (Ti* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) を満足するように含有させることが好ましい構成とな
る。また、本発明の上記各方法において、鋼中の介在物
が、CaO および／またはＲＥＭ酸化物の合計量が５wt％
以上50wt％以下、Ti酸化物が90wt％以下、Al2O3 が70wt
％以下、あるいはさらにSiO2：30wt％以下、MnＯ：15wt
％以下を含む酸化物系介在物であることが好ましい。In each of the above-mentioned methods according to the present invention, the steel sheet further contains Nb: 0.001 to 0.1 in addition to the above basic components.
It is a preferred embodiment to contain one or two kinds of 1 wt% and B: 0.0001 to 0.05 wt%. In each of the methods of the present invention, the non-oxide Ti (Ti * ) is
(Wt%), N (wt%), S (wt%)
It is preferable to include the following formula: (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 10 (C / 12). In each of the above methods of the present invention, the inclusions in the steel may be such that the total amount of CaO and / or REM oxide is 5 wt%.
50 wt% or less, Ti oxide 90 wt% or less, Al 2 O 3 70 wt
% Or less, or SiO 2 : 30 wt% or less, MnO: 15 wt%
% Of the oxide inclusions.

【００２２】[0022]

【発明の実施の形態】はじめに、本発明に想到するに至
った契機となる実験研究について説明する。この実験
は、Ｃ：0.002 wt％、Si：0.02wt％、Mn：0.1 wt％、
Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.006 wt％、Al：0.005 wt％、Ｎ：
0.002 wt％、Ti：0.02〜0.05wt％、Ｏ：0.001 〜0.022
wt％、Ca：0.001 wt％、 (Ti* /48)-(N/14＋S/32) ≒3.
0 ×(C/12) (Ti* ：非酸化物Ti) なる成分組成からなる
シートバーを、1150℃に加熱して均熱した後、仕上温度
が 890℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0 mmの
熱延板とした。その後、600 ℃−１時間の条件でコイル
巻取り処理を行った。その後さらに、80％の冷間圧延を
施してから、880 ℃−40秒の再結晶焼鈍を施した。DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS First, an experimental study which will lead to the present invention will be described. In this experiment, C: 0.002 wt%, Si: 0.02 wt%, Mn: 0.1 wt%,
P: 0.01 wt%, S: 0.006 wt%, Al: 0.005 wt%, N:
0.002 wt%, Ti: 0.02 to 0.05 wt%, O: 0.001 to 0.022
wt%, Ca: 0.001 wt%, (Ti * / 48)-(N / 14 + S / 32) ≒ 3.
A sheet bar having a composition of 0 × (C / 12) (Ti * : non-oxide Ti) is heated to 1150 ° C., soaked, and then subjected to three-pass rolling so that the finishing temperature is 890 ° C. A hot-rolled sheet having a thickness of 4.0 mm was obtained. Thereafter, coil winding was performed at 600 ° C. for 1 hour. Then, after cold rolling of 80%, recrystallization annealing at 880 ° C. for 40 seconds was performed.

【００２３】図１は、上記のようにして製造した鋼板の
成形性について、とくにｒ値と強度伸び (TS×EL) に及
ぼす酸化物量の影響を示したものである。ここで、ｒ値
は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて３点法で測定し、３
方向のｒ値、ｒL （圧延方向のｒ値）、ｒC （圧延方向
に直角方向のｒ値）、ｒD （圧延方向に45°の方向のｒ
値）の平均値をｒ＝（ｒL ＋ｒC ＋２ｒD ）／４により
求めた。また、引張試験もｒ値と同様に３方向の平均値
で求めた。この図に示すように、この成分組成系の鋼材
においては、ｒ値と強度伸びTS×ELとは、酸化物量に依
存し、酸化物量が0.002 〜0.015 wt％の時、高ｒ値と高
TS×ELを両立させることができ、とくに酸化物量が0.00
4 〜0.012 wt％のとき、より高いｒ値とTS×EL特性が得
られることが判明した。なお、この鋼板の酸化物系介在
物の大きさは、顕微鏡観察の結果によれば、板幅方向寸
法が50μｍ以下であった。FIG. 1 shows the effect of the amount of oxide on the formability of the steel sheet produced as described above, particularly on the r value and the strength elongation (TS × EL). Here, the r value is measured by a three-point method using a JIS No. 5 tensile test piece,
R value in the direction, r L (r value in the rolling direction), r C (r value in the direction perpendicular to the rolling direction), r D (r in the direction of 45 ° in the rolling direction)
Value) was determined by r = (r L + r C + 2r D ) / 4. Further, the tensile test was also determined by the average value in three directions similarly to the r value. As shown in this figure, in the steel material of this component composition system, the r value and the strength elongation TS × EL depend on the amount of oxide, and when the amount of oxide is 0.002 to 0.015 wt%, the high r value and high elongation
TS × EL can be achieved at the same time.
It was found that when the content was 4 to 0.012 wt%, a higher r value and TS × EL characteristics were obtained. According to the results of microscopic observation, the size of the oxide-based inclusions in this steel sheet was 50 μm or less in the sheet width direction.

【００２４】また、上記鋼板 (本発明に適合する) の耐
食性を従来のAl脱酸Ca処理した鋼板と大気暴露試験にお
いて比較したところ、赤錆発生までに要する時間がAl脱
酸Ca処理材の約２倍となり、格段の耐食性の向上が得ら
れた。そこで、この耐食性向上の発現機構を明らかにす
べく鋼板性状に関してさらに調査したところ、本発明に
従うTi脱酸処理を施すと、Ca添加鋼板であっても耐食性
に悪い影響を与える鋼中のCaＳの量がAl脱酸Ca処理材に
比べて著しく減少することがわかった。以下、本発明に
ついてさらに詳しく説明する。In addition, when the corrosion resistance of the above steel sheet (conforming to the present invention) was compared with that of a conventional Al-deoxidized Ca-treated steel sheet in an air exposure test, the time required for red rust generation was about the same as that of the Al-deoxidized Ca-treated material. It was doubled, and a marked improvement in corrosion resistance was obtained. Therefore, when the steel sheet properties were further investigated in order to clarify the mechanism of the development of the corrosion resistance improvement, when the Ti deoxidation treatment according to the present invention was performed, even in the case of Ca-added steel sheets, CaS in the steel which had a bad influence on the corrosion resistance was observed. It was found that the amount was significantly reduced as compared with the Al-deoxidized Ca-treated material. Hereinafter, the present invention will be described in more detail.

【００２５】(1) 鋼素材 本発明にかかる鋼板は、 Ｃ≦0.010 wt％、Si≦1.0 wt％、Mn≦3.0 wt％、Ｐ
≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt％、Ｎ≦0.01wt％、0.010 wt％
≦Ti≦0.50wt％、Caおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0005
wt％を含むとともに、wt％Ti／wt％Al≧５、あるいはAl
≦0.010 wt％かつwt％Ti／wt％Al＜５の条件を満たす範
囲でAlを含有し、 かつ、上記Tiのうち非酸化物形態のもの (Ti* ) の
含有量は0.01〜0.1 wt％であること、 そして、この非酸化物Ti (Ti* ) は、Ｃwt％, Ｎwt
％, Ｓwt％との関係において、次式； (C／12) ≦ (Ti* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) の関係を満たして含有すること、 そして、鋼中には必要に応じてさらに、Nb：0.001
〜0.1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％の１種または２種を
含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなること、 さらに、鋼板中のCaＳおよびめっきまたは金属ＲＥ
Ｍの硫化物を10ppm 以下に規制すること、を特徴とす
る。(1) Steel Material The steel sheet according to the present invention has C ≦ 0.010 wt%, Si ≦ 1.0 wt%, Mn ≦ 3.0 wt%, P
≦ 0.15wt%, S ≦ 0.05wt%, N ≦ 0.01wt%, 0.010wt%
≦ Ti ≦ 0.50wt%, Ca and / or metal REM ≧ 0.0005
wt% Ti / wt% Al ≧ 5 or Al
≦ 0.010 wt% and wt% Ti / wt% Al is contained within a range satisfying the condition of <5, and the content of the above-mentioned Ti in a non-oxide form (Ti * ) is 0.01 to 0.1 wt%. And the non-oxide Ti (Ti * ) is Cwt%, Nwt
%, Swt%, and the following formula: (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 10 (C / 12) In steel, if necessary, Nb: 0.001
0.1% by weight, B: 0.0001-0.05% by weight, containing one or two kinds, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
M sulfide is regulated to 10ppm or less.

【００２６】以下、本発明にかかる鋼板の成分組成を、
上記のように限定した理由を説明する。 (a) Ｃ≦0.010 wt％ Ｃは、少ないほど深絞り性が向上するので少なくするこ
とが好ましいが、精錬の負荷なども考慮しかつ悪影響の
出ない上限として0.010 wt％以下に限定した。 (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、深絞り性が劣化するので1.0 wt％以下に限定した。 (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、深絞り性が劣化するので3.0 wt％以下に限定した。 (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、深絞り性が劣化するので0.15wt％以下に限定した。 (e) Ｓ≦0.05wt％ Ｓは、少ないほど深絞り性が向上するので少なくするこ
とが好ましいが、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。
しかも、このＳは多すぎると、Ｓ系析出物が増加して耐
食性を劣化させるので少ない方がよく、好ましくは0.01
wt％以下に制御するとよい。 (f) Ｎ≦0.01wt％ Ｎは、少ないほど深絞り性が向上するので少なくするこ
とが好ましいが、その含有量が0.01wt％以下であれば、
さほど悪影響が出ないので、0.01wt％以下に限定した。Hereinafter, the component composition of the steel sheet according to the present invention will be described.
The reason for limiting as described above will be described. (a) C ≦ 0.010 wt% It is preferable to reduce the content of C as the smaller the content, the better the deep drawability is improved. However, considering the refining load and the like, the upper limit is set to 0.010 wt% or less without adverse effects. (b) Si ≦ 1.0 wt% Si has the effect of strengthening steel, and contains the necessary amount according to the desired strength. However, if the content exceeds 1.0 wt%, deep drawability deteriorates. It was limited to 1.0 wt% or less. (c) Mn ≦ 3.0 wt% Mn has the effect of strengthening steel and contains the necessary amount according to the desired strength. However, if the content exceeds 3.0 wt%, deep drawability deteriorates. It was limited to 3.0 wt% or less. (d) P ≦ 0.15wt% P has the effect of strengthening steel and contains a necessary amount according to the desired strength. However, if the content exceeds 0.15wt%, deep drawability deteriorates. Limited to 0.15 wt% or less. (e) S ≦ 0.05 wt% It is preferable to reduce the content of S because the smaller the content, the better the deep drawability. However, if the content is 0.05 wt% or less,
Since there is no significant adverse effect, the content was limited to 0.05 wt% or less.
In addition, if the S content is too large, S-based precipitates increase and deteriorate the corrosion resistance.
It is good to control to wt% or less. (f) N ≦ 0.01 wt% It is preferable to reduce the content of N as the smaller the content, the better the deep drawability. However, if the content of N is 0.01 wt% or less,
Since there is no significant adverse effect, the content was limited to 0.01 wt% or less.

【００２７】(g) 0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％ Tiは、本発明鋼板においては最も重要な役割りを担う成
分であり、Ti脱酸により、50μｍ以下のサイズの微細酸
化物系介在物を形成し、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 ｝再結晶集合組織を発
達させてｒ値を高くする。このTi含有量が0.010 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、上述の所期した効果が得られなくなることから、
下限を0.010 wt％以上に限定した。このTiは、0.025 wt
％以上の添加でより有効に作用する。ただし、0.50wt％
を超えて添加すると薄鋼板では材質が硬化して所期の材
料特性を損なうばかりか、コスト上昇をも招くことにな
るので、上限を0.50wt％とする。(G) 0.010 wt% ≦ Ti ≦ 0.50 wt% Ti is a component that plays the most important role in the steel sheet of the present invention, and is a fine oxide-based inclusion having a size of 50 μm or less by Ti deoxidation. Is a component that controls the grain growth during cold rolling and annealing to improve the balance between strength and elongation. Further, since this fine oxide effectively acts on miniaturization of a hot-rolled sheet, it develops {111} recrystallized texture after cold rolling and annealing to increase the r-value. If the Ti content is less than 0.010 wt%, the effect of addition, that is, the amount of the fine oxide is too small, so that the desired effect described above cannot be obtained.
The lower limit was limited to 0.010 wt% or more. This Ti is 0.025 wt
% More effective when added. However, 0.50wt%
If added in excess of the above, the material of the thin steel sheet is hardened, not only impairing the desired material properties, but also increasing the cost. Therefore, the upper limit is set to 0.50 wt%.

【００２８】(h) Al Alは、本発明においては重要な役割りを担う成分であ
り、wt％Ti／wt％Al≧５、あるいはAl≦0.010 wt％
かつwt％Ti／wt％Al＜５のいずれかの条件を満たす必要
がある。前記条件が満たされなくなると、Al脱酸鋼とな
り、巨大なAl2O3のクラスターが多量に生成し、鋼片の
表面性状を劣化させるとともに、冷延−焼鈍時の粒成長
性を制御するための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劣る。したがって、Al含有
量は上記またはの条件を満足する必要があり、この
うち特に、の条件は、本発明の目的を達成する上で好
ましい範囲である。(H) Al Al is a component that plays an important role in the present invention, and is represented by wt% Ti / wt% Al ≧ 5 or Al ≦ 0.010 wt%
In addition, it is necessary to satisfy one of the conditions of wt% Ti / wt% Al <5. When the above conditions are no longer satisfied, it becomes Al deoxidized steel, a large amount of Al 2 O 3 clusters are generated, and the surface properties of the steel slab are deteriorated, and the grain growth during cold rolling-annealing is controlled. Therefore, the amount of fine oxide of 50 μm or less is reduced, and the strength-elongation balance is inferior. Therefore, it is necessary that the Al content satisfies the above conditions or the above conditions, and the above conditions are particularly preferable ranges for achieving the object of the present invention.

【００２９】(i) Caおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0005
wt％ Caおよび金属ＲＥＭは、本発明にかかる鋼板において重
要な役割りを担う成分であり、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、溶鋼中の酸化物組成を、Ti酸
化物：90wt％以下、好ましくは20wt％以上90wt％以下、
さらに好ましくは85wt％以下、CaＯおよび／またはＲＥ
Ｍ酸化物：５wt％以上、好ましくは８wt％以上50wt％以
下で、Al2O3 が70wt％以下となる低融点の酸化物系介在
物となるように調整する。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、ノズル閉塞を無くすことができる。さらに、
CaＯおよび／またはＲＥＭ酸化物は、冷延−焼鈍後の粒
成長および熱延板の細粒化に寄与できる。なお、過剰な
Ca、ＲＥＭの添加は発錆をもたらす原因ともなるので、
上限は合計量で0.005 wt％以下とすることが望ましい。(I) Ca and / or metal REM ≧ 0.0005
The wt% Ca and the metal REM are components that play an important role in the steel sheet according to the present invention, and it is necessary to add one or two of Ca and REM in a total of 0.0005 wt% or more. That is, after deoxidizing molten steel with Ti, one or two of Ca and REM are further added in a total amount of 0.0005 wt%.
By adding the above, the oxide composition in the molten steel is adjusted to Ti oxide: 90 wt% or less, preferably 20 wt% or more and 90 wt% or less,
More preferably 85% by weight or less, CaO and / or RE
M oxide: 5 wt% or more, preferably 8 wt% to 50 wt%, and adjusted so as to be low melting point oxide-based inclusions in which Al 2 O 3 is 70 wt% or less. By performing such an adjustment, it is possible to prevent the Ti oxide containing the base metal from adhering to the nozzle during continuous casting, thereby eliminating nozzle blockage. further,
CaO and / or REM oxide can contribute to grain growth after cold rolling and annealing and grain refinement of a hot rolled sheet. Note that excessive
Since the addition of Ca and REM can cause rust,
The upper limit is desirably 0.005 wt% or less in total.

【００３０】 (j) 非酸化物Ti(Ti * ) ＝0.005 〜0.1 wt％ (C/12) ≦ (Ti* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) 非酸化物Tiとは、全Tiのうち鋼板中で酸化物状態で存在
しないTi、すなわち炭化物、窒化物、硫化物などとして
存在したり、固溶状態で存在するTiの総量を意味し、以
下の方法で求めたものである。 非酸化物Ti量＝全Ti量−酸化物Ti ここで、酸化物Ti＝全Ｏ量×鋼板中介在物のＥＰＭＡに
よるTi濃度（wt％）／鋼板中介在物のＥＰＭＡによるＯ
濃度（wt％）である。そして、ＥＰＭＡによるTi濃度お
よびＯ濃度は、鋼板中に存在する３〜10μｍの酸化物系
介在物をランダムに10個選び出してＥＰＭＡで濃度測定
し、その平均値を用いたものである。かかる非酸化物Ti
(Ti* ) は、本発明にかかる鋼板において、きわめて重
要な役割りを担う成分であり、鋼中の固溶Ｃ, 固溶Ｎ,
固溶Ｓを炭化物、窒化物、硫化物として析出固化して低
減させることにより深絞り性の劣化を防止する効果があ
る。その量が0.005 wt％未満では効果がなく、一方 0.1
wt％を超えてもそれ以上の効果は得られず、逆に深絞り
性劣化につながるので0.005 〜0.1 wt％に限定した。そ
して、この非酸化物Ti(Ti * ) の量は、Ｃ, Ｎ, Ｓ各含
有量との関係において、 (C/12) ≦ (Ti* /48)-(N/14＋
S/32) ≦10(C/12)の関係式を満足して含有させることが
好ましい。その理由は、 (C/12) ＞ (Ti* /48)-(N/14＋
S/32) では、熱延板中に多量の固溶Ｃが残留するため、
冷延−焼鈍後の深絞り性が劣る。一方、 (Ti* /48)-(N/
14＋S/32) ＞ 10(C/12) の量の非酸化物Ti (Ti* ) は、
逆に深絞り性を劣化させる。従って、次式のとおりに限
定した。 (C/12) ≦ (Ti* /48)-(N/14＋S/32) ≦ 10(C/12)(J) Non-oxide Ti (Ti * ) = 0.005 to 0.1 wt% (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 10 (C / 12) Non-oxide Ti means the total amount of Ti that does not exist in the oxide state in the steel sheet among the total Ti, that is, exists as a carbide, nitride, sulfide, or the like, or exists in the solid solution state by the following method. It is what I sought. Non-oxide Ti content = total Ti content-oxide Ti Here, oxide Ti = total O content x Ti concentration of inclusions in steel sheet by EPMA (wt%) / O of inclusions in steel sheet by EPMA
Concentration (wt%). The Ti concentration and the O concentration by EPMA are obtained by randomly selecting ten oxide-based inclusions of 3 to 10 μm existing in the steel sheet, measuring the concentration by EPMA, and using the average value. Such non-oxide Ti
(Ti * ) is a component that plays a very important role in the steel sheet according to the present invention, and includes solid solution C, solid solution N,
The precipitation and solidification of solid solution S as carbides, nitrides, and sulfides to reduce them has an effect of preventing deterioration of deep drawability. If the amount is less than 0.005 wt%, there is no effect, while
Even if the content exceeds wt%, no further effect is obtained, and conversely, deep drawability is deteriorated. Therefore, the content is limited to 0.005 to 0.1 wt%. The amount of the non-oxide Ti (Ti * ) is expressed as follows: (C / 12) ≦ (Ti * / 48)-(N / 14 +
It is preferable to satisfy the relational expression of (S / 32) ≦ 10 (C / 12). The reason is (C / 12)> (Ti * / 48)-(N / 14 +
In S / 32), a large amount of solid solution C remains in the hot-rolled sheet,
Cold drawing-deep drawability after annealing is inferior. On the other hand, (Ti * / 48)-(N /
14 + S / 32)> 10 (C / 12) non-oxide Ti (Ti * )
Conversely, the deep drawability is deteriorated. Therefore, it was limited as follows. (C / 12) ≤ (Ti * / 48)-(N / 14 + S / 32) ≤ 10 (C / 12)

【００３１】(k) CaＳおよび／または金属ＲＥＭの硫化
物 前述のように、本発明の特徴は、巨大なAlクラスターが
なく表面欠陥のない鋼板を提供するためにAl脱酸のかわ
りにTi脱酸し、ノズル閉塞対策としてCa処理を施すこと
にあるが、この場合、Ca添加鋼特有の錆びやすいという
欠陥対策が必要となる。そのために本発明では、鋼板の
耐食性とＳ系析出物との関係に着目して調査した。その
結果、Ca添加鋼のＳ系析出物、つまりCaＳおよび／また
は金属ＲＥＭの硫化物の鋼中濃度を10ppm 以下に規制す
ると、Ca添加鋼でも良好な耐食性を維持することができ
ることを見いだした。鋼中のCaＳおよび／または金属Ｒ
ＥＭの硫化物の鋼中濃度が10ppm を超えると、水溶性で
あるこれら析出物を起点として錆が発生しやすくなり耐
食性劣化を招聘する。(K) CaS and / or Sulfide of Metal REM As described above, the feature of the present invention is to provide a steel sheet free from giant Al clusters and free from surface defects by using Ti instead of Al deoxidation instead of Al deoxidation. Acid treatment is performed to prevent Ca from clogging the nozzle. In this case, it is necessary to take countermeasures against defects such as Ca-added steel, which is easily rusted. Therefore, in the present invention, the investigation was made by paying attention to the relationship between the corrosion resistance of the steel sheet and the S-based precipitate. As a result, it was found that if the concentration of S-based precipitates of Ca-added steel, that is, CaS and / or sulfide of metal REM in the steel is regulated to 10 ppm or less, good corrosion resistance can be maintained even with Ca-added steel. CaS and / or metal R in steel
When the EM sulfide concentration in the steel exceeds 10 ppm, rust is likely to be generated from these water-soluble precipitates, leading to deterioration of corrosion resistance.

【００３２】(l) Nb：0.001 〜0.1 wt％ Nbは、熱延板の組織を微細化することにより、冷延−焼
鈍後のｒ値を向上させる効果がある。その添加量が0.00
1 wt％未満では添加効果がなく、一方 0.1wt％を越えて
添加しても添加の効果が飽和し、逆に深絞り性の劣化に
つながるので、0.001 〜0.1 wt％の範囲に限定した。 (m) Ｂ：0.0001〜0.05wt％ Ｂは、鋼の耐二次加工脆性の改善のために添加される
が、その添加量が0.0001wt％未満では添加効果がなく、
一方0.05wt％を越えて添加すると逆に深絞り性の劣化に
つながるので、0.0001〜0.05wt％に限定した。(L) Nb: 0.001 to 0.1 wt% Nb has the effect of improving the r-value after cold rolling and annealing by making the structure of the hot-rolled sheet finer. The addition amount is 0.00
If it is less than 1 wt%, there is no effect of addition, while if it exceeds 0.1 wt%, the effect of the addition is saturated and conversely leads to deterioration of deep drawability, so it was limited to the range of 0.001 to 0.1 wt%. (m) B: 0.0001 to 0.05 wt% B is added for improving the resistance to secondary working brittleness of steel. However, if the addition amount is less than 0.0001 wt%, there is no addition effect.
On the other hand, if added in excess of 0.05 wt%, it will lead to deterioration of the deep drawability, so it was limited to 0.0001 to 0.05 wt%.

【００３３】(2) 鋼片および鋼板の介在物 本発明の鋼板については、鋼板幅方向（圧延直角方向）
の寸法で50μｍ以下の大きさを有する微細な酸化物系介
在物を0.002 〜0.015 wt％含有するように調整すること
が必要である。ところで、鋼片（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を所定の範囲内に保つためには、鋼
片段階で介在物寸法を制御する必要がある。このため、
鋼片中に含まれる微細酸化物系介在物の制御は、本発明
の重要な構成要素の１つである。特に、本発明方法の下
で生成する介在物は、幅（圧延直角方向寸法）が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
物である。幅が50μｍ以下の酸化物系介在物であれば、
熱延時の結晶粒微細化ならびに冷延−焼鈍時の粒成長を
抑制することができる。しかし、幅が50μｍよりも大き
い介在物では前記の如き効果はない。このことから、該
酸化物系介在物は、幅が50μｍ以下のものに限定した。
また、この酸化物系介在物は、含有量が0.002 wt％より
少ないと粒成長には効果がなく、一方、0.015 wt％より
も多く含有すると逆に深絞り性が劣化するので、0.002
〜0.015 wt％に限定した。なお、深絞り性の観点から
は、酸化物系介在物の含有量は、0.004 〜0.012 wt％が
好ましい。ここで、幅が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とは、鋼スラブで生成
した酸化物系介在物であって、比較的大きなものは熱延
および冷延にて圧延方向に分断された破断状の酸化物系
介在物をいい、また比較的小さなものは、その形を維持
しているような粒状の酸化物系介在物をいう。なお、鋼
板に含まれる酸化物系介在物の組成割合の測定方法は、
酸化物系介在物を任意に10ケ抽出し、その平均値から求
めたものである。(2) Inclusions of slab and steel plate For the steel plate of the present invention, the width direction of the steel sheet (the direction perpendicular to the rolling direction)
It is necessary to adjust so as to contain 0.002 to 0.015 wt% of fine oxide inclusions having a size of 50 μm or less. By the way, the size of the inclusions present in the slab (slab) is elongated in the rolling direction by rolling, but hardly changes in the plate width direction. Therefore, in order to keep the size of the inclusion in the width direction of the steel sheet within a predetermined range, it is necessary to control the size of the inclusion at the stage of the billet. For this reason,
Control of fine oxide-based inclusions contained in a billet is one of the important components of the present invention. In particular, the inclusions produced under the method of the invention have a width (dimension in the direction perpendicular to the rolling) of 50 μm.
It is a granular or fractured oxide-based inclusion having the following size. If the oxide inclusions have a width of 50 μm or less,
It is possible to suppress crystal grain refinement during hot rolling and grain growth during cold rolling and annealing. However, inclusions having a width larger than 50 μm do not have the above-described effect. For this reason, the oxide inclusions were limited to those having a width of 50 μm or less.
If the content of this oxide-based inclusion is less than 0.002 wt%, it has no effect on grain growth, while if it is more than 0.015 wt%, the deep drawability deteriorates conversely.
Limited to ~ 0.015 wt%. From the viewpoint of deep drawability, the content of oxide-based inclusions is preferably 0.004 to 0.012 wt%. Here, the granular or fractured oxide-based inclusions having a size of 50 μm or less are oxide-based inclusions formed by steel slabs, and relatively large ones are used for hot rolling and cold rolling. Means a broken oxide-based inclusion separated in the rolling direction, and a relatively small one means a granular oxide-based inclusion that maintains its shape. In addition, the measuring method of the composition ratio of the oxide-based inclusions contained in the steel sheet,
This is a value obtained by arbitrarily extracting ten oxide-based inclusions and calculating the average value.

【００３４】(3) 鋼板の製造方法 製鋼工程：この工程は、本発明の場合とくに限定される
ものではないが、以下に好ましい処理方法を例示する。
素材は、極低炭素鋼であって、Ti≧0.010 wt％とし、
wt％Ti／wt％Al≧５、あるいはAl≦0.010 wt％かつwt
％Ti／wt％Al＜５のいずれかの条件を満たす成分組成を
有する鋼を溶製する必要がある。この場合において、調
整成分としてのTiをTi≧0.010 wt％にする理由は、Ti＜
0.010 wt％では脱酸素能力が弱く、溶鋼中の全酸素濃度
が高くなり、伸び, 絞り等の材料特性が悪化するためで
ある。ただし、この場合でも、Si, Mnの濃度を高めて脱
酸力を増加することも考えられるが、Ti＜0.010 wt％で
はSiO2またはMnO含有介在物が大量に生成し、鋼材質の
硬化やめっき性の劣化を招く。これを防ぐには、 (wt％
Ti)/ (wt％Al) ≧５, (wt％Mn)/ (wt％Ti) ＜100 とす
ることが好ましく、この場合、介在物中のTi酸化物濃度
は20％以上となる。(3) Steel plate manufacturing method Steelmaking step: This step is not particularly limited in the case of the present invention, but preferred processing methods are exemplified below.
The material is ultra-low carbon steel, Ti ≧ 0.010 wt%,
wt% Ti / wt% Al ≧ 5 or Al ≦ 0.010 wt% and wt
% Ti / wt% Al <5 It is necessary to melt a steel having a component composition that satisfies either condition. In this case, the reason for making Ti ≧ 0.010 wt% as the adjusting component is Ti <
At 0.010 wt%, the deoxidizing ability is weak, the total oxygen concentration in the molten steel increases, and the material properties such as elongation and drawing are deteriorated. However, even in this case, it is conceivable that the deoxidizing power is increased by increasing the concentration of Si and Mn. However, when Ti <0.010 wt%, a large amount of inclusions containing SiO 2 or MnO is generated, and the hardening of steel material and Deterioration of plating property is caused. To prevent this, (wt%
It is preferable that Ti) / (wt% Al) ≧ 5, (wt% Mn) / (wt% Ti) <100. In this case, the Ti oxide concentration in the inclusions is 20% or more.

【００３５】また、wt％Ti／wt％Al≧５、あるいは
Al≦0.010 wt％かつwt％Ti／wt％Al＜５のいずれかの条
件にする理由は、これらの条件を満たさない条件ではTi
脱酸鋼ではなくAl脱酸鋼となり、Al2O3 濃度が70％以上
のAl2O3 クラスターが大量に生成するからである。本発
明は、介在物をTi酸化物を主体とする介在物中に、後述
するようにCaO , ＲＥＭ酸化物を含有させて所期の目的
を達成しようとするものである。この点、上記２つの条
件のうち、とくにwt％Ti／wt％Al≧５の条件に調整す
ることが好ましい。Also, wt% Ti / wt% Al ≧ 5, or
The reason for setting any of the conditions of Al ≦ 0.010 wt% and wt% Ti / wt% Al <5 is that if these conditions are not satisfied, Ti
This is because Al deoxidized steel is used instead of deoxidized steel, and a large amount of Al 2 O 3 clusters having an Al 2 O 3 concentration of 70% or more are generated. The present invention is intended to achieve the intended purpose by including CaO and REM oxide in inclusions mainly composed of Ti oxide as described later. In this regard, it is preferable that the above two conditions be adjusted particularly to the condition of wt% Ti / wt% Al ≧ 5.

【００３６】本発明にかかる鋼板の製造にあたっては、
まず、溶鋼をFe−Ti等のTi含有合金により脱酸し、鋼中
にTi酸化物を主体とする酸化物系介在物を生成させる。
その介在物は、Alで脱酸した時のような巨大なクラスタ
ー状ではなく、１〜50μｍ程度の大きさの粒状, 破断状
のものが多くを占める。ただし、このとき上記又は
の条件を外れると、巨大なAl2O3 クラスターが生成す
る。このようなAl2O3 クラスターは、Ti合金を添加して
Ti濃度を増加しても還元できず、鋼中にクラスター状介
在物として残存する。したがって、本発明にかかる鋼板
については、この製造の段階で、まず溶鋼中に適当なTi
酸化物を生成させるようにすることが好ましい。In manufacturing the steel sheet according to the present invention,
First, molten steel is deoxidized with a Ti-containing alloy such as Fe-Ti to generate oxide-based inclusions mainly composed of Ti oxides in the steel.
The inclusions are not in the form of huge clusters as in the case of deoxidation with Al, but mostly in the form of granules or fractures having a size of about 1 to 50 μm. However, at this time, if the above or the above conditions are not satisfied, a huge Al 2 O 3 cluster is generated. Such Al 2 O 3 clusters can be obtained by adding Ti alloy.
Even if the Ti concentration is increased, it cannot be reduced and remains as cluster-like inclusions in the steel. Therefore, in the steel sheet according to the present invention, at this stage of production, first, an appropriate Ti
Preferably, an oxide is formed.

【００３７】なお、本発明法の下では、Alで脱酸する従
来方法に比べると、Ti合金の歩留りが悪く、しかも、C
a, ＲＥＭを含有するため介在物組成調整用合金は高価
である。このことから、かかるTi合金の溶鋼中への添加
は、介在物の組成制御が可能な範囲内でできるだけ少量
で済むように行うのが経済的で好ましい。この意味にお
いて、Ti含有合金等の脱酸材の添加の前には、溶鋼中の
溶存酸素, スラブ中のFeＯ, MnＯを低下させるために予
備脱酸することが望ましい。この予備脱酸は、脱酸後の
溶鋼中のAl≦0.010 wt％となるような少量のAlによる脱
酸、SiやFeSi, MnやFeMnの添加によって行う。Under the method of the present invention, the yield of Ti alloy is lower than that of the conventional method of deoxidizing with Al,
a, Inclusion composition adjusting alloys are expensive because they contain REM. For this reason, it is economically preferable to add the Ti alloy to the molten steel so that the addition of the Ti alloy is as small as possible within a range where the composition of the inclusions can be controlled. In this sense, prior to the addition of a deoxidizing material such as a Ti-containing alloy, it is desirable to carry out preliminary deoxidation in order to reduce dissolved oxygen in the molten steel and FeO and MnO in the slab. This preliminary deoxidation is performed by deoxidation with a small amount of Al such that Al ≦ 0.010 wt% in the molten steel after deoxidation, and addition of Si, FeSi, Mn, and FeMn.

【００３８】上述したように、Ti脱酸により生成したTi
2O3 ≧70％のTi酸化物系介在物を生成した鋼板というの
は、その介在物が2 〜20μｍ程度の大きさにて鋼中に分
散するため、クラスター状の介在物による表面欠陥はな
くなる。しかしながら、Ti酸化物は溶鋼中では固相状態
であり、また、極低炭素鋼は鋼の凝固温度が高いため
に、地金を取り込んだ形でタンディッシュノズルの内面
に成長し、ノズルの閉塞を誘発するおそれがある。As described above, Ti produced by Ti deoxidation
A steel sheet in which Ti oxide-based inclusions of 2 O 3 ≧ 70% are generated is characterized by the fact that the inclusions are dispersed in the steel at a size of about 2 to 20 μm. Disappears. However, Ti oxide is in a solid state in molten steel, and ultra-low carbon steel grows on the inner surface of a tundish nozzle with metal incorporation due to the high solidification temperature of the steel. May be induced.

【００３９】そこで、本発明おいては、Ti合金により脱
酸した後、さらに0.0005wt％以上になるようにCaおよび
ＲＥＭのいずれか１種または２種を添加して、Ti酸化
物：20wt％以上90wt％以下好ましくは85wt％以下、CaO
および／またはＲＥＭ酸化物：５wt％以上好ましくは８
wt％以上50wt％以下、Al2O3 が70wt％以下である低融点
の酸化物系介在物に制御する。このように制御すると、
地金を取り込んだTi酸化物のノズルへの付着を有効に防
止することができる。上記介在物のTi酸化物が20wt％以
下ではTi脱酸鋼ではなく、Al脱酸鋼となり、Al2O3 濃度
が高まるためノズル詰まりが発生し、また、CaＯ, ＲＥ
Ｍ酸化物濃度が高くなると発錆が悪化するため、Ti酸化
物濃度は20wt％以上とする。一方、Ti酸化物濃度が90wt
％以上では、CaＯ, ＲＥＭ酸化物が少なくノズル詰まり
が発生する。従って、Ti酸化物濃度を20wt％以上90wt％
以下とした。一方で、鋼中のＳ量を前述のように規制
し、かつ介在物組成を上記のように制御することによ
り、錆に対して有害なCaＳおよび／または金属ＲＥＭの
硫化物の濃度を10ppm 以下に維持することもできるよう
になる。なお、より望ましい介在物の組成は、Ti2O3 ：
30wt％以上80wt％以下、CaＯ、ＲＥＭ酸化物 (La2O3 、
Ce2O3 等) ：10wt％以上40wt％以下である。Therefore, in the present invention, after deoxidation with a Ti alloy, one or more of Ca and REM are further added so as to be 0.0005 wt% or more, and Ti oxide: 20 wt% 90% by weight or less, preferably 85% by weight or less, CaO
And / or REM oxide: 5 wt% or more, preferably 8
The content is controlled to low melting point oxide inclusions of not less than 50% by weight and not more than 50% by weight and not more than 70% by weight of Al 2 O 3 . With this control,
It is possible to effectively prevent the Ti oxide containing the ingot from adhering to the nozzle. If the Ti oxide content of the inclusions is less than 20 wt%, it will not be Ti deoxidized steel but Al deoxidized steel, and the Al 2 O 3 concentration will increase, resulting in nozzle clogging and CaO, RE
Since rusting deteriorates when the concentration of M oxide increases, the concentration of Ti oxide is set to 20 wt% or more. On the other hand, the Ti oxide concentration is 90 wt.
% Or more, the amount of CaO and REM oxides is small and nozzle clogging occurs. Therefore, the concentration of Ti oxide should be 20 wt% or more and 90 wt%
It was as follows. On the other hand, by regulating the S content in the steel as described above and controlling the inclusion composition as described above, the concentration of CaS and / or sulfide of metal REM, which is harmful to rust, is reduced to 10 ppm or less. Can also be maintained. A more desirable inclusion composition is Ti 2 O 3 :
30 wt% or more and 80 wt% or less, CaO, REM oxide (La 2 O 3 ,
Ce 2 O 3 etc.): 10 wt% or more and 40 wt% or less.

【００４０】次に、上記介在物中のAl2O3 については、
70wt％を越えると高融点組成となるためにノズル閉塞が
起きるだけでなく、介在物の形状がクラスター状にな
り、製品板での非金属介在物性の欠陥が増加する。Next, regarding Al 2 O 3 in the above inclusions,
If the content exceeds 70 wt%, the composition will have a high melting point, and not only will the nozzle be blocked, but the inclusions will also form clusters, which will increase nonmetallic inclusion defects on the product plate.

【００４１】さらに、上記介在物中には別に、30wt％以
下のSiO2、15wt％以下のMnＯを含有してもよい。これら
の酸化物を上記のように限定する理由は、これらがそれ
ぞれの量を上回ると、本発明で対象とするチタンキルド
鋼とは言えないし、こうした組成のもとでは、Ca添加を
行わなくてもノズル詰まりはなく、発錆の問題も無くな
るためである。なお、介在物中にSiO2, MnＯを含有させ
るためには、溶鋼のSi, Mn濃度をMn／Ti＞100 、Si／Ti
＞50にする。このほかに、酸化物には、ZrO2,MgＯなど
を５wt％以下の範囲で混入させることができる。なお、
以上説明した酸化物系介在物の組成は、酸化物系介在物
を任意に10個抽出し、その平均値から求めるものとす
る。Further, the above-mentioned inclusions may separately contain 30 wt% or less of SiO 2 and 15 wt% or less of MnO. The reason for limiting these oxides as described above is that if they exceed the respective amounts, they cannot be said to be the titanium-killed steels targeted in the present invention, and under such a composition, even if Ca is not added, This is because there is no nozzle clogging and no problem of rusting. In order to include SiO 2 and MnO in the inclusions, the molten steel should have Si and Mn concentrations of Mn / Ti> 100 and Si / Ti
> 50. In addition, ZrO 2 , MgO and the like can be mixed into the oxide in a range of 5 wt% or less. In addition,
The composition of the oxide-based inclusions described above is obtained by arbitrarily extracting ten oxide-based inclusions and calculating the average value thereof.

【００４２】本発明にかかる鋼板は、従来のAl脱酸した
鋼に比べるとTi合金の歩留りが悪く、Ca, ＲＥＭを添加
することから高価になる。このことから、鋼中介在物の
組成制御はできるだけ少ない量で済むように調整するこ
とが好ましく、できればTi脱酸前の溶鋼中の溶存酸素濃
度は200 ppm 以下になるように予備脱酸することが望ま
しい。この予備脱酸は、真空中での溶鋼攪拌、少量のAl
による脱酸 (脱酸後のAlが溶鋼中0.010 wt％以下) 、Si
やFeSi、MnやFeMnによる脱酸によって行うことが好まし
い。The steel sheet according to the present invention has a lower Ti alloy yield than conventional Al deoxidized steel, and is expensive due to the addition of Ca and REM. For this reason, it is preferable to adjust the composition of inclusions in steel so that the amount is as small as possible.If possible, pre-deoxidize so that the dissolved oxygen concentration in the molten steel before Ti deoxidation becomes 200 ppm or less. Is desirable. This preliminary deoxidation is performed by stirring the molten steel in a vacuum,
Deoxidation (Al after deoxidation is 0.010 wt% or less in molten steel), Si
It is preferably carried out by deoxidation with FeSi, Mn or FeMn.

【００４３】上述したように制御された介在物の寸法
は、50μｍ以下の大きさを有するものとする。ここで、
介在物の大きさを50μｍ以下のものに限定する理由は、
本発明にかかる脱酸法では、50μｍ以上の介在物はほと
んど生成しない。このことは一般に、50μｍ以上の介在
物はスラグかモールドパウダー等の外来性の介在物が主
因であるためである。また、50μｍ以下の介在物量は酸
化物系介在物全量の80wt％以上存在させることがコイル
の表面欠陥やノズル詰まりを防止する上で望ましい。The size of the inclusion controlled as described above has a size of 50 μm or less. here,
The reason for limiting the size of inclusions to those of 50 μm or less is as follows:
In the deoxidation method according to the present invention, inclusions of 50 μm or more are hardly generated. This is because the inclusions having a size of 50 μm or more are generally caused by foreign inclusions such as slag and mold powder. It is desirable that the amount of inclusions of 50 μm or less be present in an amount of 80 wt% or more of the total amount of the oxide-based inclusions in order to prevent coil surface defects and nozzle clogging.

【００４４】本発明において、生成する介在物の組成を
上記のように制御した場合、連続鋳造時にタンディッシ
ュノズルおよびモールドの浸漬ノズル内面に酸化物等が
付着するのを完全に防止することができる。従って、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る。その
結果、連続鋳造時のパウダー巻き込みによる鋳片のパウ
ダー性欠陥や、吹き込んだガスによる気泡性の欠陥が鋳
片に発生するのを防止できるという効果が得られる。In the present invention, when the composition of the formed inclusions is controlled as described above, it is possible to completely prevent oxides and the like from adhering to the inner surfaces of the tundish nozzle and the immersion nozzle of the mold during continuous casting. . Therefore, it is not necessary to blow a gas such as Ar or N 2 into the tundish or the immersion nozzle for preventing adhesion of oxides and the like. As a result, it is possible to obtain an effect that it is possible to prevent powdery defects of the cast slab due to powder entrainment during continuous casting and bubble-like defects due to the blown gas from being generated in the cast slab.

【００４５】熱間圧延工程：熱間圧延に先立って行うス
ラブの加熱は、900 〜1300℃の温度で行う。この理由
は、900 ℃以下のスラブ加熱温度では、圧延時の荷重負
荷が高くなりすぎて操業上の問題が生じる。一方、1300
℃を越える高い温度では、圧延前の結晶粒径が大きくな
りすぎるため、熱延板が微細化しない。したがって、ス
ラブ加熱温度は900〜1300℃に限定する。なお、このス
ラブ加熱温度は、深絞り性の観点からは1200℃以下が好
ましい。なお、連続鋳造から圧延にかけての処理におい
て、CC−DR（連続鋳造−ダイレクトローリング）または
HCR （ホットチャージローリング）を採用することは省
エネルギーの観点から好ましい方法と言える。Hot rolling step: Heating of the slab prior to hot rolling is performed at a temperature of 900 to 1300 ° C. The reason for this is that at a slab heating temperature of 900 ° C. or less, the load applied during rolling becomes too high, which causes operational problems. On the other hand, 1300
At a high temperature exceeding ℃, the crystal grain size before rolling becomes too large, so that the hot-rolled sheet does not become fine. Therefore, the slab heating temperature is limited to 900 to 1300 ° C. The slab heating temperature is preferably 1200 ° C. or less from the viewpoint of deep drawing. In the process from continuous casting to rolling, CC-DR (continuous casting-direct rolling) or
Adopting HCR (hot charge rolling) is a preferable method from the viewpoint of energy saving.

【００４６】上記熱間圧延の終了温度は、650 〜960 ℃
とする。この理由は、960 ℃より高い温度で熱間圧延を
終了すると、熱延板の結晶粒が粗大化し、冷延−焼鈍後
の深絞り性が劣化する。一方、Ａr3変態点以下のα域で
熱間圧延を終了してもよいが、その温度が650 ℃よりも
低いと、圧延負荷の増大につながるため、仕上圧延終了
温度を650 〜960 ℃に限定する。なお、熱間圧延後のコ
イル巻取り温度は、高温ほど析出物の粗大化に有利であ
るが、750 ℃を超えるとスケールが厚くなりすぎる等の
問題が生じ、また400 ℃を下回ると析出物が粗大化しな
いので、400 〜750 ℃の範囲に限定する。The end temperature of the hot rolling is 650-960 ° C.
And The reason is that when hot rolling is completed at a temperature higher than 960 ° C., the crystal grains of the hot-rolled sheet are coarsened, and the deep drawability after cold rolling and annealing is deteriorated. On the other hand, hot rolling may be terminated in the α region below the Ar 3 transformation point, but if the temperature is lower than 650 ° C., the rolling load increases, so the finish rolling end temperature is set to 650 to 960 ° C. limit. As for the coil winding temperature after hot rolling, higher temperatures are more advantageous for coarsening of precipitates.However, if the temperature exceeds 750 ° C, the scale becomes too thick. Is not coarsened, so it is limited to the range of 400 to 750 ° C.

【００４７】冷間圧延工程：この工程は、高いｒ値を得
るために行う処理であり、この目的を達成するためには
冷延圧下率を50〜95％とすることが必要である。という
のは、圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得
られないからであり、一方、95％以上の圧下率で冷間圧
延を施しても、それ以上の高ｒ値は得られず、逆にｒ値
が低下するので、50〜95％に限定する。Cold rolling step: This step is a process performed to obtain a high r value, and in order to achieve this purpose, it is necessary to set a cold rolling reduction ratio to 50 to 95%. This is because if the rolling reduction is less than 50%, excellent deep drawability cannot be obtained. On the other hand, even if cold rolling is performed at a rolling reduction of 95% or more, a higher r value is obtained. Is not obtained, and conversely, the r-value is reduced, so that it is limited to 50 to 95%.

【００４８】焼鈍工程：冷間圧延工程を経た冷延鋼板
は、再結晶焼鈍を施す必要がある。焼鈍温度は 700〜92
0 ℃とする。というのは、焼鈍温度が700 ℃未満では、
深絞り性に好ましい｛111 ｝再結晶集合組織が発達せ
ず、一方、920 ℃を越える高温域で焼鈍を行っても、そ
れ以上の深絞り性は得られず、逆にα→γ変態により集
合組織がランダム化し、ｒ値が劣化するからである。し
たがって、焼鈍温度は 700〜920 ℃に限定する。そし
て、焼鈍後の鋼帯に対しては、形状矯正、表面粗度等の
調整のために、10％以下の調質圧延を加えてもよい。Annealing step: The cold-rolled steel sheet that has undergone the cold rolling step must be subjected to recrystallization annealing. Annealing temperature is 700 ~ 92
Set to 0 ° C. This is because if the annealing temperature is below 700 ° C,
The preferred {111} recrystallization texture for deep drawability does not develop.On the other hand, even if annealing is performed in a high temperature region exceeding 920 ° C, further deep drawability cannot be obtained. This is because the texture is randomized and the r value is degraded. Therefore, the annealing temperature is limited to 700-920 ° C. The steel strip after annealing may be subjected to a temper rolling of 10% or less for shape correction, adjustment of surface roughness, and the like.

【００４９】めっき工程：冷間圧延工程を経た冷延鋼板
は、例えば、溶融亜鉛めっきを行う。この場合、ＣＧＬ
方式の下でめっきし、場合によってはそのめっき処理
後、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼
板とする。この場合、ＣＧＬでの焼鈍温度も先の焼鈍の
場合と同様に、焼鈍温度は 700〜920 ℃とする。めっき
付着量は、めっき後のワイピングにより1 〜100 g/m2に
制御される。合金化処理を施す場合には、合金化炉で板
温度として 460〜550 ℃、望ましくは 480〜520 ℃の温
度範囲で合金化し、めっき層中の合金含有率を 7〜15wt
％にする。さらに、必要に応じて、めっき, 合金化処理
後の材料には調質圧延を施してもよい。また、合金化溶
融亜鉛めっき、溶融めっき後に上層めっきとして鉄系の
フラッシュめっきを施したような材料も本発明の実施形
態の１つである。また、電気めっきの場合には、連続焼
鈍炉で焼鈍を終了した材料にＥＧＬで純亜鉛めっき、Zn
−Ni合金めっきなどの電気めっきを１〜100 g/m2施す。
電気めっき後、樹脂を塗装したような材料も本発明実施
形態の１つである。Plating step: The cold-rolled steel sheet that has undergone the cold rolling step is subjected to, for example, hot-dip galvanizing. In this case, CGL
Under the method, plating is performed, and if necessary, further alloying is performed to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet. In this case, the annealing temperature in CGL is set to 700 to 920 ° C. as in the previous annealing. The plating weight is controlled at 1 to 100 g / m 2 by wiping after plating. In the case of performing alloying treatment, alloying is performed in an alloying furnace at a plate temperature of 460 to 550 ° C, preferably 480 to 520 ° C, and the alloy content in the plating layer is 7 to 15 wt%.
%. Further, if necessary, the material after plating and alloying may be subjected to temper rolling. A material in which an iron-based flash plating is applied as an upper layer plating after galvannealing or galvanizing is also one of the embodiments of the present invention. In the case of electroplating, pure zinc plating with EGL, Zn
The electroplating of such -Ni alloy plating applied 1~100 g / m 2.
A material obtained by coating a resin after electroplating is also one of the embodiments of the present invention.

【００５０】なお、亜鉛系めっき以外の表面処理として
は、すずめっき、ほうろう樹脂被覆等がある。また、本
発明鋼板には、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を
施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食
性等の改善を行ってもよい。The surface treatment other than zinc-based plating includes tin plating, enamel resin coating, and the like. Further, the steel sheet of the present invention may be subjected to a special treatment after annealing or galvanization to improve the chemical conversion treatment property, the weldability, the press formability, the corrosion resistance and the like.

【００５１】[0051]

【実施例】発明例：転炉出鋼後、300tonの溶鋼をＲＨ脱
ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ：0.0012〜0.0021wt％、S
i：0.004 〜0.120 wt％、Mn：0.06〜0.45wt％、Ｐ：0.0
10 〜0.060wt％、Ｓ：0.003 〜0.008 wt％に調整すると
ともに、溶鋼温度を1585〜1615℃に調整した。この溶鋼
中に、Alを0.2 〜0.8 kg/ton添加し、溶鋼中の溶存酸素
濃度を55〜250 ppm まで低下させた。この時の溶鋼中の
Al濃度は0.001 〜0.003 wt％であった。そしてこの溶鋼
に、70wt％Ti−Fe合金を 0.8〜1.8 kg/ton添加してTi脱
酸した。その後、FeNb、FeＢ等を添加して成分調整を行
った後に、溶鋼中には30wt％Ca−60wt％Si合金や、それ
にMet.Ca、Fe、5 〜15wt％のＲＥＭを混合した添加剤、
または、90wt％Ca− 5wt％Ni合金等のCa合金、ＲＥＭ合
金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5 kg／ton 添加し処理を
行った。この処理の後のTi濃度は0.026〜0.058 wt％、A
l濃度は0.001 〜0.003 wt％、Ca濃度は0.0005〜0.0018w
t％、ＲＥＭ濃度は0.0000〜0.0020wt％であった。[Examples] Invention example: After tapping from the converter, 300 ton of molten steel was decarburized by an RH degassing device, and C: 0.0012 to 0.0021 wt%, S
i: 0.004 to 0.120 wt%, Mn: 0.06 to 0.45 wt%, P: 0.0
The temperature was adjusted to 10 to 0.060 wt%, S: 0.003 to 0.008 wt%, and the molten steel temperature was adjusted to 1585 to 1615 ° C. Al was added to the molten steel at 0.2 to 0.8 kg / ton to reduce the dissolved oxygen concentration in the molten steel to 55 to 250 ppm. At this time,
The Al concentration was 0.001 to 0.003 wt%. Then, Ti was deoxidized by adding 0.8 to 1.8 kg / ton of a 70 wt% Ti-Fe alloy to the molten steel. Then, after adding FeNb, FeB, etc. to adjust the components, the molten steel contains 30 wt% Ca-60 wt% Si alloy and an additive obtained by mixing Met.Ca, Fe, and 5-15 wt% REM,
Alternatively, a Ca alloy such as a 90 wt% Ca-5 wt% Ni alloy or a Fe-coated wire of a REM alloy was added at 0.05 to 0.5 kg / ton to perform the treatment. The Ti concentration after this treatment was 0.026-0.058 wt%,
l concentration is 0.001 to 0.003 wt%, Ca concentration is 0.0005 to 0.0018 w
The t% and the REM concentration were 0.0000 to 0.0020 wt%.

【００５２】次に、この溶鋼を２ストランドスラブ連続
鋳造装置にて鋳造し連鋳スラブを製造した。なお、この
ときの、タンディッシュ内溶鋼の介在物の平均的な組織
は、25〜85wt％Ti2O3 − 5〜45wt％CaO − 0〜18wt％Ｒ
ＥＭ酸化物−６〜41wt％Al2O 3 の微細な球状介在物であ
った。この鋳造時は、タンディッシュならびに浸漬ノズ
ル内にArガスを吹き込まなかった。連続鋳造後に観察し
たところでは、タンディッシュならびに浸漬ノズル内に
は付着物はほとんどなかった。Next, this molten steel was continuously used for two strand slabs.
The cast slab was manufactured by casting using a casting apparatus. Note that this
Average structure of molten steel inclusions in a tundish
Is 25-85wt% TiTwoOThree− 5 to 45 wt% CaO − 0 to 18 wt% R
EM oxide-6 ~ 41wt% AlTwoO ThreeFine spherical inclusions
Was. During this casting, tundish and immersion
Ar gas was not blown into the fuel cell. Observe after continuous casting
In a tundish and immersion nozzle
Had almost no deposits.

【００５３】次に、上記連鋳スラブを熱間圧延したの
ち、0.8 mmまで冷間圧延し、さらに、連続焼鈍ライン(C
AL) または溶融亜鉛めっきライン(CGL) にて再結晶焼鈍
を行った。このＣＧＬでは、表３に示す付着量, 合金化
度の溶融めっきを施した。また、ＣＡＬで焼鈍した材料
にはＥＧＬで表３に示す付着量, 合金化度の電気めっき
を施した。なお、この実験に供した鋼の組成を表１に、
そして、酸化物系介在物の含有量, １μｍ以上の主要な
鋼板中の介在物の平均的な組成を表２に示した。なお、
この時の酸化物系介在物量の板幅方向サイズはすべて50
μｍ以下であった。熱延、冷延および焼鈍条件を表４中
に示す。この焼鈍板にはヘゲ、スリーバ、スケールなど
の非金属介在物性の欠陥は0.00〜0.02個／1000m-コイル
以下しか認められなかった。なお、冷間圧延後、電気め
っき、溶融亜鉛めっき処理を施した鋼板の表面品質も良
好であった。なお、表２に示したCaＳは次のようにして
求めたものである。即ち、サンプルをサリチル酸系の非
水溶媒中で電解抽出し、抽出残渣を融解し、ＩＣＰにて
析出Caとして定量した。そして、CaＯをしゅう素メタノ
ール浸漬法により求め、CaＯとして存在するCa量を算出
し、先に求めた析出Ca総量からひいたものを析出CaＳと
して求めた。Next, the continuous cast slab is hot-rolled, cold-rolled to 0.8 mm, and further subjected to a continuous annealing line (C
AL) or recrystallization annealing was performed in a hot-dip galvanizing line (CGL). In this CGL, hot-dip plating was performed with the adhesion amount and the alloying degree shown in Table 3. The material annealed by CAL was electroplated by EGL with the adhesion amount and alloying degree shown in Table 3. Table 1 shows the composition of the steel used in this experiment.
Table 2 shows the content of the oxide-based inclusions and the average composition of the inclusions in the main steel sheet having a particle size of 1 μm or more. In addition,
At this time, the size of oxide inclusions in the width direction was 50
μm or less. Table 4 shows hot rolling, cold rolling and annealing conditions. Non-metallic inclusion defects such as barbs, slivers, scales, etc. were found in this annealed plate at 0.00 to 0.02 / 1000 m-coil or less. The surface quality of the steel sheet subjected to the electroplating and the hot-dip galvanizing treatment after the cold rolling was also good. In addition, CaS shown in Table 2 was obtained as follows. That is, the sample was electrolytically extracted in a salicylic acid-based non-aqueous solvent, the extraction residue was melted, and quantified as precipitated Ca by ICP. Then, CaO was determined by an immersion method of oxalic methanol, the amount of Ca present as CaO was calculated, and the value obtained by subtracting from the previously determined total amount of precipitated Ca was determined as precipitated CaS.

【００５４】[0054]

【表１】 [Table 1]

【００５５】[0055]

【表２】 [Table 2]

【００５６】[0056]

【表３】 [Table 3]

【００５７】[0057]

【表４】 [Table 4]

【００５８】比較例１：転炉出鋼後、300tonの溶鋼をＲ
Ｈ脱ガス装置にて脱炭処理し、Ｃ：0.0015wt％、Si：0.
006 wt％、Mn：0.15wt％、Ｐ：0.020 wt％、Ｓ：0.005
wt％に調整するとともに、溶鋼温度を1590℃に調整し
た。この溶鋼中に、Alを1.2 〜1.6 kg/ton添加し脱酸処
理を行った。脱酸処理後の溶鋼中のAl濃度は0.035 wt％
であった。その後、Fe−Tiを添加するとともに、Fe−N
b、Fe−Ｂを添加して成分組成の調整を行った。なお、
この処理の後のTi濃度は0.040 wt％であった。次に、上
記溶鋼を、２ストランドスラブ連続鋳造装置にて鋳造
し、連鋳スラブを製造した。なお、このときの、タンデ
ィッシュ内溶鋼中に含まれる介在物の平均的な組成は、
95〜98wt％Al2O3 、５wt％以下のTi2O3 からなるクラス
ター状の介在物が主体であった。鋳造時にタンディッシ
ュならびに浸漬ノズル内にArガスを吹き込まなかった場
合には、著しくノズルにAl2O3 が付着し、３チャージ目
にスライディングノズルの開度が著しく増加し、ノズル
詰まりにより鋳込みを中止した。また、Arガスを吹いた
場合にも、ノズル内にはAl2O3 が大量に付着しており、
８チャージ目にはモールド内の湯面の変動が大きくなり
鋳込みを中止した。次に、上記連鋳スラブは4.0 mmまで
熱間圧延したのち、0.8 mmまで冷間圧延し、さらに、連
続焼鈍ラインにて再結晶焼鈍を行った。この実験に用い
た鋼の組成を表１に、酸化物系介在物の含有量および１
μｍ以上の主要な鋼板中の介在物の平均的な組成は表２
に、そして、熱延、冷延および焼鈍の各条件 (製造条
件) と機械的性質を表４中に示した。その結果、この比
較例の焼鈍板には、ヘゲ、スリーバ、スケールなどの非
金属介在物性の欠陥が、0.45個／1000m-コイル程度認め
られた。COMPARATIVE EXAMPLE 1: After tapping the converter, 300 tons of molten steel was
Decarburized by H degassing equipment, C: 0.0015wt%, Si: 0.
006 wt%, Mn: 0.15 wt%, P: 0.020 wt%, S: 0.005
In addition to adjusting to wt%, the molten steel temperature was adjusted to 1590 ° C. Al was added to the molten steel in an amount of 1.2 to 1.6 kg / ton to perform a deoxidation treatment. Al concentration in molten steel after deoxidation treatment is 0.035 wt%
Met. Then, while adding Fe-Ti, Fe-N
b, Fe-B was added to adjust the component composition. In addition,
After this treatment, the Ti concentration was 0.040 wt%. Next, the molten steel was cast by a two-strand slab continuous casting apparatus to produce a continuously cast slab. In this case, the average composition of the inclusions contained in the molten steel in the tundish is:
Cluster-like inclusions consisting 95~98wt% Al 2 O 3, 5wt % or less of Ti 2 O 3 was mainly. If Ar gas was not blown into the tundish and immersion nozzle during casting, Al 2 O 3 adhered to the nozzle significantly, the opening of the sliding nozzle increased significantly at the third charge, and the casting was stopped due to nozzle clogging did. Also, when Ar gas is blown, a large amount of Al 2 O 3 adheres inside the nozzle,
At the eighth charge, the fluctuation of the molten metal level in the mold became large, and the casting was stopped. Next, the continuous cast slab was hot-rolled to 4.0 mm, cold-rolled to 0.8 mm, and further recrystallized and annealed in a continuous annealing line. Table 1 shows the composition of the steel used in this experiment.
Table 2 shows the average composition of the inclusions in the main steel sheet of μm or more.
Table 4 shows the conditions (manufacturing conditions) and mechanical properties of hot rolling, cold rolling and annealing. As a result, defects of non-metallic inclusions such as barbs, slivers, and scales were found in the annealed plate of this comparative example at about 0.45 / 1000 m-coil.

【００５９】比較例２：この例は、Ｓ濃度を0.055 wt％
にしたこと以外は実施例とほとんど同じ鋼組成, 介在物
組成と製造条件を採用した例であり、表中に鋼種Ｇとし
て示した。この比較例では、鋼中のCaＳが多く、未塗装
材をＳＳＴで1000時間試験したあとの最大板厚減少値が
0.5 mmとなり、耐食性に著しい劣化が見られた。Comparative Example 2: In this example, the S concentration was 0.055 wt%.
This is an example in which the same steel composition, inclusion composition, and manufacturing conditions as in Example were adopted except for the above, and the steel type G is shown in the table. In this comparative example, the CaS in the steel was large, and the maximum sheet thickness reduction value after testing the unpainted material in SST for 1000 hours was large.
The thickness was 0.5 mm, and remarkable deterioration in corrosion resistance was observed.

【００６０】[0060]

【発明の効果】以上説明したように、本発明にかかる鋼
板は、これの製造に当たり、連続鋳造時にイマージョン
ノズルの閉塞を引き起こすことがなく、しかも圧延薄鋼
板の表面は非金属介在物に起因する表面欠陥がほとんど
皆無で極めて清浄な深絞り用鋼板である。さらに耐食性
も良好で高いｒ値と優れた強度伸びバランスを有するの
で、自動車用薄鋼板などとして実に好適に用いられる。As described above, the steel sheet according to the present invention does not cause clogging of the immersion nozzle during continuous casting in producing the steel sheet, and the surface of the rolled thin steel sheet is caused by nonmetallic inclusions. This is an extremely clean deep drawing steel sheet with almost no surface defects. Further, since it has good corrosion resistance and has a high r value and an excellent balance of strength and elongation, it is actually suitably used as a thin steel sheet for automobiles and the like.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】ｒ値およびTS×ELにおよぼす微細酸化物介在物
量の影響を示すグラフである。FIG. 1 is a graph showing the effect of the amount of fine oxide inclusions on the r value and TS × EL.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 (72)発明者 加藤 千昭 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） 4K037 EA01 EA02 EA04 EA09 EA15 EA16 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EA36 EB02 EB03 EB06 EB09 FA01 FA02 FA03 FC02 FC03 FC04 FE01 FE02 FE03 FJ05 FJ06 GA05 JA01 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuing from the front page (72) Inventor Seiji Nabeshima 1-chome, Mizushima Kawasaki-dori, Kurashiki-shi, Okayama Pref. Chome (without address) F-term in Kawasaki Steel Corporation Mizushima Works (Reference) 4K037 EA01 EA02 EA04 EA09 EA15 EA16 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EA36 EB02 EB03 EB06 EB09 FA01 FA02 FA03 FC03 FC03 FC03 FC03 FC03 FC03 FC03 FC04

Claims (11)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 基本成分として、Ｃ≦0.010 wt％、Si≦
1.0 wt％、Mn≦3.0wt％、Ｐ≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt
％、Ｎ≦0.01wt％、0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％、ただ
し、このTiのうち0.005 〜0.1 wt％は非酸化物Ti (T
i* ) の形態で含有し、Caおよび／または金属ＲＥＭ≧
0.0005wt％を含むとともに、下記(1) 式または(2) 式を
満たす範囲のAlを含有し、残部Feおよび不可避的不純物
よりなり、そして鋼中には10ppm 以下のCaおよび／また
は金属ＲＥＭ硫化物を含むことを特徴とする、表面性状
が良好で耐食性に優れた深絞り用鋼板。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)1. The basic components are C ≦ 0.010 wt%, Si ≦
1.0 wt%, Mn ≦ 3.0wt%, P ≦ 0.15wt%, S ≦ 0.05wt
%, N ≦ 0.01 wt%, 0.010 wt% ≦ Ti ≦ 0.50 wt%, but 0.005 to 0.1 wt% of this Ti is non-oxide Ti (T
i * ), and Ca and / or metal REM ≧
It contains 0.0005 wt% and contains Al in a range satisfying the following formula (1) or (2), the balance being Fe and unavoidable impurities, and 10 ppm or less of Ca and / or metal REM sulfide in steel. A deep drawing steel sheet having good surface properties and excellent corrosion resistance, characterized by containing a material. Note wt% Ti / wt% Al ≧ 5 (1) Al ≦ 0.010 wt%, and wt% Ti / wt% Al <5 ... (2) 【請求項２】 表面に、付着量：１〜100 g/m2の亜鉛系
めっきを有することを特徴とする請求項１に記載の鋼
板。2. The steel sheet according to claim 1, wherein the steel sheet has a zinc-based plating with an adhesion amount of 1 to 100 g / m 2 on the surface. 【請求項３】 上記成分の他にさらに、Nb：0.001 〜0.
1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％のいずれか１種または２
種を含有することを特徴とする、請求項１または２に記
載の鋼板。(3) In addition to the above components, Nb: 0.001 to 0.1.
1 wt%, B: any one of 0.0001 to 0.05 wt% or 2
The steel sheet according to claim 1, comprising a seed. 【請求項４】 非酸化物Ti (Ti* ) は、Ｃ（wt％）, Ｎ
（wt％）, Ｓ（wt％）との関係において、次式； (C／12) ≦ (Ti* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) を満足するように含有することを特徴とする、請求項
１, ２または３に記載の鋼板。4. The non-oxide Ti (Ti * ) is C (wt%), N
In relation to (wt%) and S (wt%), the following equation is satisfied: (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 10 (C / 12) The steel sheet according to claim 1, wherein the steel sheet is contained. 【請求項５】 請求項１, ２, ３または４に記載の鋼板
において、50μｍ以下の大きさの酸化物系介在物を0.00
2 〜0.015 wt％含有することを特徴とする、表面性状が
良好で耐食性に優れた深絞り用鋼板。5. The steel sheet according to claim 1, 2, 3, or 4, wherein oxide-based inclusions having a size of 50 μm or less are added in an amount of 0.000 to 0.005 μm.
A deep drawing steel sheet with good surface properties and excellent corrosion resistance characterized by containing 2 to 0.015 wt%. 【請求項６】 鋼中に、 CaO および／またはＲＥＭ酸化物を合計量で５wt％以上
50wt％以下、 Ti酸化物：90wt％以下、 Al2O3 ：70wt％以下、の酸化物系介在物を主に含むこと
を特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼
板。6. A steel containing 5 wt% or more of CaO and / or REM oxide in total.
6. The method according to claim 1, comprising mainly oxide inclusions of 50 wt% or less, Ti oxide: 90 wt% or less, and Al 2 O 3 : 70 wt% or less. 7. steel sheet. 【請求項７】 基本成分として、Ｃ≦0.010 wt％、Si≦
1.0 wt％、Mn≦3.0wt％、Ｐ≦0.15wt％、Ｓ≦0.05wt
％、Ｎ≦0.01wt％、0.010 wt％≦Ti≦0.50wt％、ただ
し、このTiのうち 0.005〜0.1 wt％は非酸化物の形態
(Ti* ) で含み、かつCaおよび／または金属ＲＥＭ≧0.0
005wt％を含有するとともに、下記(1) 式または(2) 式
を満たす範囲のAlを含有し、そして鋼中に含まれるCaＳ
および／または金属ＲＥＭ硫化物を10ppm 以下に規制し
た鋼片を、 900〜1300℃で加熱−均熱し、650 〜960 ℃
の温度で仕上圧延を終了して 400〜750 ℃の温度で巻取
り、その後、50〜95％の圧下率で冷間圧延を施してか
ら、700 〜920 ℃で再結晶焼鈍を施すことを特徴とす
る、表面性状が良好で耐食性に優れた深絞り用鋼板の製
造方法。 記 wt％Ti／wt％Al≧５ ……(1) Al≦0.010 wt％、かつwt％Ti／wt％Al＜５…(2)7. C ≦ 0.010 wt%, Si ≦
1.0 wt%, Mn ≦ 3.0wt%, P ≦ 0.15wt%, S ≦ 0.05wt
%, N ≦ 0.01 wt%, 0.010 wt% ≦ Ti ≦ 0.50 wt%, where 0.005 to 0.1 wt% of the Ti is in non-oxide form
(Ti * ) and Ca and / or metal REM ≧ 0.0
005 wt%, and Al in a range satisfying the following equation (1) or (2), and the CaS contained in the steel:
And / or a steel slab with a metal REM sulfide controlled to 10 ppm or less is heated and soaked at 900 to 1300 ° C, and 650 to 960 ° C.
Finish rolling at a temperature of 400 ° C and winding at a temperature of 400 to 750 ° C, then cold rolling at a reduction rate of 50 to 95%, and then recrystallization annealing at 700 to 920 ° C A method for producing a steel sheet for deep drawing having good surface properties and excellent corrosion resistance. Note wt% Ti / wt% Al ≧ 5 (1) Al ≦ 0.010 wt%, and wt% Ti / wt% Al <5 ... (2) 【請求項８】 鋼板表面に、付着量：１〜100 g/m2の亜
鉛系めっきを施すことを特徴とする請求項７に記載の製
造方法。8. The method according to claim 7, wherein the surface of the steel sheet is zinc-plated with an adhesion amount of 1 to 100 g / m 2 . 【請求項９】 上記鋼板は、基本成分の他にさらに、N
b：0.001 〜0.1 wt％、Ｂ：0.0001〜0.05wt％のいずれ
か１種または２種を含有することを特徴とする、請求項
７または８に記載の製造方法。9. The steel sheet according to claim 1, further comprising:
9. The method according to claim 7, wherein b: 0.001 to 0.1 wt%, and B: 0.0001 to 0.05 wt%. 9. 【請求項１０】 非酸化物Ti (Ti* ) は、Ｃ（wt％）,
Ｎ（wt％）, Ｓ（wt％）との関係において、次式； (C／12) ≦ (Ti* /48)-(N/14＋S/32) ≦10(C/12) を満足するように含有することを特徴とする、請求項
７, ８または９に記載の製造方法。10. The non-oxide Ti (Ti * ) is C (wt%),
In relation to N (wt%) and S (wt%), the following equation is satisfied: (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 10 (C / 12) 10. The method according to claim 7, 8, or 9, wherein 【請求項１１】 鋼中に、 CaO および／またはＲＥＭ酸化物を合計量で５wt％以上
50wt％以下、 Ti酸化物：90wt％以下、 Al2O3 ：70wt％以下の酸化物系介在物を主に含むことを
特徴とする、請求項７〜１０のいずれか１項に記載の製
造方法。11. The total content of CaO and / or REM oxide in steel is 5 wt% or more.
50 wt% or less, Ti oxides: 90 wt% or less, Al 2 O 3: wherein the 70 wt% mainly includes the following oxide-based inclusions, prepared according to any one of claims 7 to 10 Method.
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