钢板及熔融镀锌钢板及它们的制造方法

专利名称：钢板及熔融镀锌钢板及它们的制造方法
技术领域：
本发明涉及通过压制加工等成形为各种形状而利用的、钢板以及熔融镀锌钢板、 熔融镀锌合金钢板及合金化熔融镀锌钢板(以下，将这些钢板总称为“熔融镀锌钢板”。)和它们的制造方法。尤其，本发明涉及压制成形性优异、表面性状良好的钢板及熔融镀锌钢板和它们的制造方法。
背景技术：
在产业技术领域高度分工化的今天，对于各技术领域中使用的材料要求特殊且高度的性能。例如，对于压制成形后使用的冷轧钢板，随着压制形状的多样化，也需要更优异的成形性。特别是关于汽车用钢板，出于对地球环境的考虑，为了使车体轻量化而提高燃烧消耗率，薄壁高成形性冷轧钢板的需求正在显著提高。在压制成形中，所使用的钢板的厚度越薄，则越容易产生裂纹、起皱，所以需要深拉性(de印drawability)、延展性 (ductibility)更为优异的钢板。迄今为止，作为深拉用冷轧钢板，提出了很多在极低碳钢中添加有Ti的所谓 Ti-IF钢板。在添加有Ti的极低碳冷轧钢板中，由于钢中的C、N以TiC、TiN的形式析出固定，所以退火时可形成深拉性优选的再结晶集合组织，可以得到优异的成形性。但是，以添加有Ti的极低碳冷轧钢板作为原材料实施熔融镀锌时，有时镀敷表面产生条纹状的图案， 有损外观。该条纹图案是由于镀敷层沿着轧制方向的凹凸不均而在镀敷表面产生色调差从而识别到的。该凹凸根据其程度有时涂装后也能显现出来，所以，在例如车盖、引擎盖、车门的外板、侧围外板(side outer panel)等要求漂亮外观的汽车外板中，成为重大的缺陷而被避忌。关于抑制添加有Ti的极低碳熔融镀锌钢板的条纹图案的方法，提出了若干方案。 例如专利文献1中公开了如下技术通过根据Ti含量使热轧前的钢坯加热温度降低，将铁素体表层部的晶体粒径或集合组织均勻化，从而防止条纹不均。但是，钢坯加热温度较低时，热轧的温度域降低，钢板的变形阻力增加。因此，产生无法进行宽幅材料的轧制等制造上的问题。专利文献2中公开了通过添加Ca而使硫化物系夹杂物变化成其他复合夹杂物从而防止条纹图案的方法。但是，由于Ca较昂贵，且成品率也差，所以导致制造成本的上升， 此外，有时成为生锈的原因。专利文献3中公开了通过提高热精轧结束温度以使退火后不残留未再结晶组织从而防止条纹图案的方法，专利文献4中公开了同样通过提高热精轧结束温度从而控制退火后的集合组织并抑制条纹图案的方法。但是，这些提高热精轧温度的方法会导致氧化皮瑕疵的产生，所以不优选。此外，专利文献5中公开了为了防止镀敷的凹凸化而降低Ti量、为了确保机械特性而含有Nb的技术。但是，由于Nb量的增加会导致再结晶温度上升，所以需要在高温下进行退火。其结果是，不仅有损生产率，而且容易产生表面瑕疵。
关于添加有Ti-Nb的极低碳冷轧钢板的制造技术，专利文献6、7中公开了通过降低酸可溶性Al (sol. Al)的量从而降低再结晶温度的方法。现有技术文献专利文献专利文献1专利文献2专利文献3专利文献4专利文献5专利文献6专利文献7
日本特开平7-228944号公报日本特开平5-9549号公报日本特开2001-342522号公报日本特开平10-18011号公报日本特开平3-180429号公报日本特开昭62-30822号公报日本特开平10-226843号公报

发明内容
发明要解决的问题上述专利文献6中公开的技术是利用Al进行钢水的脱氧以将残存的sol. Al控制在微量并使再结晶温度降低的方法。但是，容易产生脱氧不足而无法避免因钢中的气泡引起的表面缺陷，就连适用于汽车外装用钢板的表面性状也无法获得。专利文献7中公开的技术是利用Ti进行钢水的脱氧以将sol. Al控制在极微量的方法。该方法还具有以下优点能够防止Al镇静钢中经常成问题的、因氧化铝团簇引起的表面缺陷的发生。但是，本发明人等重复进行了研究，结果表明，通过Ti脱氧来制造Ti-Nb 极低碳冷轧钢板时，再结晶温度与利用Al脱氧进行制造时相比较低，有时深拉性的指标即 Lankford值(r值)不佳。本发明是为了解决这样的问题而进行的，进一步具体而言，其课题在于提供一种具有优异的压制成形性的钢板、以及提供一种无条纹图案而表面性状良好、并且具有优异的压制成形性的熔融镀锌钢板。用于解决问题的方案本发明人等对添加元素及夹杂物组成对主要使用Ti或主要使用Ti和Al进行脱氧而得到的极低碳冷轧钢板的机械特性及表面性状所带来的影响进行了详细调查。另外， 本说明书中，钢成分的含量及夹杂物组成的含量中的“ ％ ”全部是指“质量％ ”。(1)第 1 调查第1调查中的一系列供试钢具有如下的化学组成以质量％计，C 低于0.010%、 Si 0. 020% 以下、Mn :2. 50% 以下、P :0. 10% 以下、S :0. 004%, sol. Al 低于 0. 002%, N 0. 005% 以下、sol. Ti :0. 10% 以下、Nb :0. 20% 以下、0 :0. 015% 以下、B :0. 0020% 以下、余
量为狗及杂质。将具有这种化学组成的钢片加热至1250°C后，在910°C以上的温度范围内进行热轧，在650°C下卷取，对所得到的热轧钢板进行酸洗，以82. 5%的轧制率冷轧至板厚0. 7mm。 使用连续熔融镀锌模拟器，将冷轧钢板加热至850°C，保持50秒钟后，进行冷却、熔融镀锌、 合金化处理，从而得到熔融镀锌钢板。对得到的钢板进行以下调查。
(1)使用具备能量分散型X射线检测器(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)，从与轧制方向平行的纵剖面观察热轧后的钢板中存在的氧化物系夹杂物，调查其与拉伸特性的关系。该调查中观察到的氧化物系夹杂物包括Ti氧化物、Al氧化物、Nb氧化物、Mn氧化物及 Si氧化物、以及杂质元素的氧化物。另外，在钢片与熔融镀锌钢板之间事实上并未观察到钢的化学组成及氧化物系夹杂物的组成上的差异。(2)从熔融镀锌钢板沿轧制方向、与轧制方向成45°的方向及与轧制方向正交的方向采集拉伸试验片进行拉伸试验。(3)目视观察熔融镀锌钢板的表面，调查条纹图案的有无。通过这些调查，得到下面(A) (C)这样的结果。(A)图1是表示NbO与sol. Ti量的关系的图。NbO是指氧化物系夹杂物中的Nb 氧化物的含量(质量％ )，sol.Ti量是指酸可溶性的Ti量(质量％ )。由该图所示，可知 NbO随着sol. Ti的增加而降低。(B)图2是表示平均r值与(Ti748+Nb/93)/(C/12+N714)(以下，将由该式得到的值也记作“A值”。)的关系的图。其中，Ti*是由下述式(2)得到的值，N*是由下述式(3) 或(5)得到的值。此外，平均r值使用轧制方向的r值Ov值)、与轧制方向成45°的方向的r值Ov值)、与轧制方向正交的方向的r值Ov值)由下述式(6)求得。Ti* = max[sol. Ti-(48/14) XN,0] (2)N* = max [N— (14/48) X sol. Ti，0] (3)N* = max [N-(14/48) X sol. Ti-(14/11) X B，0] (5)其中，各式中的元素符号表示钢中各元素以质量％计的含量，max[]是取[]内的自变量的最大值的函数。平均r 值=(r 。值 +2 X r45。值 +r9。。值)/4 (6)附图中的符号“·”表示NbO低于1.0%，符号“▲”表示NbO为1.0%以上。由该图所示，可知平均r值随着A值的增加而上升，但NbO低于1.0%的情况，与NbO为1.0% 以上的情况相比，平均r值的上升较快，所达到的平均r值也较高。其原因并不清楚，但可推测如下。(a)NbO低于1.0%的氧化物系夹杂物的形状为微细的球状或块状。因此，通过含有NbO，从而抑制氧化物系夹杂物晶粒的颗粒生长，其结果是，热轧钢板细粒化。(b)Nb0低于1. 0%的氧化物系夹杂物促进从奥氏体到铁氧体的相变，使热轧钢板细粒化。(C)NbO低于1. 0%的氧化物系夹杂物促进再结晶。(d)其结果是，形成深拉性优选的再结晶集合组织。(C) sol. Ti量越多，则熔融镀锌钢板表面越产生条纹图案，表面性状越劣化。其原因并不清楚，但推测其原因在于sol. Ti量较多时，在热轧工序中钢板表面附近不均勻地生成Ti析出物，熔融镀锌前的母材钢板表面的晶体粒径变得不均勻，粒径的不均反映在镀锌的条纹图案上。由以上结果得到如下见解。即，通过含有一定量以上的sol. Ti，并降低氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含量，从而在主要使用Ti或主要使用Ti和Al进行了脱氧的极低碳冷轧钢板中可以稳定地得到较高的r值。此外，通过不过量含有sol. Ti并提高Nb含量，从
5而能够兼顾高r值的确保和无条纹图案的良好的表面性状的确保。(2)第 2 调查第2调查中的一系列供试钢具有如下的化学组成以质量％计，C 低于0. 010%, Si 0. 10% 以下、Mn 2. 50% 以下、P :0. 10% 以下、S :0. 004%, sol. Al 低于 0. 002%、N 0. 005% 以下、sol. Ti :0. 10% 以下、Nb :0. 20% 以下、0 :0. 015% 以下、B :0. 0020% 以下、余
量为狗及杂质。对于具有这种化学组成的钢片，实施与第1调查中的制造方法相同的制造方法， 得到熔融镀锌钢板。通过与第1调查相同的方法进行了热轧后的钢板中存在的氧化物系夹杂物与拉伸特性的关系的调查、对从熔融镀锌钢板采集的拉伸试验片的拉伸试验、及熔融镀锌钢板的表面观察。另外，在钢片与熔融镀锌钢板之间事实上并未观察到钢的化学组成及氧化物系夹杂物的组成上的差异。通过这些调查，得到下面(A) (C)这样的结果。(A)图3是表示NbO与Si量的关系的图。NbO是指氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含量(质量％ )，Si量是指钢中的Si含量(质量％ )。由该图所示，可知NbO随着Si 量的增加而降低。另外，图1是sol. Ti含量(是指酸可溶性的Ti量。)低于0. 0030%的图。(B)图4是表示平均r值与A值的关系的图。其中，与第1调查同样，TiW及平均r值是基于上述式O)、(3)、(5)及(6)而限定的。附图中的符号“·”表示NbO低于1.0%，符号“▲”表示NbO为1.0%以上。由图 4所示，可知平均r值随着A值的增加而上升，但NbO低于1.0%的情况，与NbO为1.0% 以上的情况相比，平均r值的上升较快，所达到的平均r值水平也较高。该倾向与第1调查的结果相同(参照图2。)，推测其原因也相同。(C)与第1调查的结果同样，sol. Ti量越多，则熔融镀锌钢板表面越产生条纹图案，表面性状越劣化。由以上的结果可得到如下见解。即，通过使钢中含有一定量以上的Si，并降低氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含量，从而在主要使用Ti或主要使用Ti和Al进行了脱氧的极低碳冷轧钢板中可以稳定地得到较高的r值。此外，通过不过量含有sol. Ti并提高Nb 含量，从而能够兼顾高r值的确保和无条纹图案的良好的表面性状的确保。(3)第 3 调查第3调查中的一系列供试钢具有如下的化学组成以质量％计，C 低于0. 010%, Si 0. 10% 以下、Mn 2. 50% 以下、P :0. 10% 以下、S :0. 004%, sol. Al 低于 0. 002%、N 0. 005% 以下、sol. Ti :0. 10% 以下、Nb :0. 20% 以下、0 :0. 015% 以下、B :0. 0020% 以下、余
量为狗及杂质。对于具有这种化学组成的钢片，实施与第1调查中的制造方法相同的制造方法， 得到熔融镀锌钢板。通过与第1调查相同的方法进行热轧后的钢板中存在的氧化物系夹杂物与拉伸特性的关系的调查、对从熔融镀锌钢板采集的拉伸试验片的拉伸试验、及熔融镀锌钢板的表面观察。另外，在钢片与熔融镀锌钢板之间事实上并未观察到钢的化学组成及氧化物系夹杂物的组成上的差异。由这些预试验的结果，得到下面㈧ ⑶这样的见解。(A)图5是表示NbO与sol. Ti量的关系的图。NbO是指氧化物系夹杂物中的Nb 氧化物的含量(质量％)，sol. Ti量是指酸可溶性的Ti量(质量％)。由该图所示，可知 NbO随着sol. Ti的增加而降低。(B)图6是表示平均r值与A值的关系的图。其中，与第1调查同样，TiW及平均r值是基于上述式O)、(3)、(5)及(6)而限定的。附图中的符号“·”表示sol. Ti量为0. 003%以上、Si量超过0. 020%, NbO低于 1.0%，符号“ ▲”表示NbO为1.0%以上。由该图所示，可知平均r值随着A值的增加而上升，但NbO低于1. 0%的情况，与NbO为1. 0%以上的情况相比，平均r值的上升较快，所达到的平均r值水平也较高。该倾向与第1调查的结果相同(参照图2。)，推测其原因也相同。(C)Si量越多，则平均r值越上升。其原因并不清楚，但推测其原因在于Si越多， 则NbO低于1. 0%的氧化物系夹杂物增加使热轧钢板细粒化的效果。(D)与第1调查的结果同样，sol. Ti量越多，则熔融镀锌钢板表面越产生条纹图案，表面性状越劣化。由以上的结果可得到如下见解。即，通过含有一定量以上的sol. Ti，并降低氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含量，从而在主要使用Ti或主要使用Ti和Al进行脱氧而得到的极低碳冷轧钢板中可以稳定地得到较高的r值，该见解与第1调查的结果相同。此外，通过不过量含有sol. Ti并提高Si及Nb含量，从而能够兼顾高r值的确保和无条纹图案的良好的表面性状的确保。基于以上的见解而完成的本发明如下所述。作为一个方案，本发明提供一种钢板，其特征在于，具有如下化学组成，且氧化物系夹杂物中的Ti氧化物的含量以TiA换算为50. 0质量％以上，Nb氧化物的含量以NbO 换算低于1.0质量％ ；所述化学组成为以质量％计，C :0. 0005%以上且低于0.010%、Si 0. 40% 以下、Mn 2. 50% 以下、P :0. 10% 以下、S 低于 0. 010%, sol. Al 低于 0. 0050%, N 0. 005% 以下、sol. Ti :0. 020% 以下、Nb :0. 010% 以上且 0. 20% 以下及 0 :0. 015% 以下，并
且，sol. Ti :0. 003%以上或Si 超过0. 020%，sol. Ti及Nb的含量进一步满足下述式(1) ⑶。1.0 < (Ti748+Nb/93)/(C/12+N*/14) (1)Ti* = max[sol. Ti-(48/14) XN,0] (2)N* = max[N-(14/48) X sol. Ti，0] (3)其中，各式中的元素符号表示钢中各元素以质量％的含量，max[]是取[]内的自变量的最大值的函数。上述化学组成优选的是以质量％计，sol. Ti :0. 003%以上及Si 超过0.020%， 进一步满足代替所述式(1)的下述式(4)。0. 4 < (Ti748+Nb/93)/(C/12+N7l4) (4)S卩，此时的钢板的化学组成为以质量％计，C:0.0005%以上且低于0.010%、Si 超过 0. 020%且 0. 40% 以下、Mn :2. 50% 以下、P :0. 10% 以下、S 低于 0. 010%, sol. Al 低
7于 0. 0050%, N 0. 005% 以下、sol. Ti :0. 003% 以上且 0. 020% 以下、Nb :0. 010% 以上且 0. 20%以下及0 :0. 015%以下，sol. Ti及Nb的含量进一步满足上述式O) (4)。上述化学组成优选的是以质量％计含有B :0. 0002%以上且0.0020%以下来代替一部分狗，且满足代替所述式(3)的下述式(5)。N* = max [N-(14/48) Xsol. Ti-(14/11) XB，0] (5)其中，式中的元素符号表示钢中各元素以质量％计的含量，max[]是取[]内的自变量的最大值的函数。上述化学组成优选的是含有总计为2. 0质量％以下的选自由Cr、Mo、W及Ni组成的组中的1种或2种以上来代替一部分狗。出于提高耐腐蚀性等目的，可以使上述钢板的表面具备镀层而制成表面处理钢板。镀层可以是电镀层，也可以是熔融镀层。作为电镀层，可列举出电镀锌、电镀ai-m合金等。作为熔融镀层，可列举出熔融镀锌、合金化熔融镀锌、熔融镀铝、熔融镀ai-Ai合金、 熔融镀Si-Al-Mg合金、熔融镀Si-Al-Mg-Si合金等。特别优选使上述钢板的表面具备熔融镀锌层而制成熔融镀锌钢板。其中，“熔融镀锌”不仅指熔融镀锌，还指熔融镀锌合金或合金化熔融镀锌。作为一个其他方案，本发明提供一种钢板的制造方法，其特征在于，向使用真空脱气装置脱碳精炼后的钢水中添加Ti，连续铸造而制成具有上述本发明的化学组成及氧化物系夹杂物组成的钢锭，对该钢锭进行热轧、冷轧、再结晶退火。作为又一其他方案，本发明提供一种钢板的制造方法，其特征在于，向使用真空脱气装置脱碳精炼后的钢水中添加Al而使溶解氧浓度控制在0. 003质量％以上后，再添加 Ti，连续铸造而制成具有上述本发明的化学组成及氧化物系夹杂物组成的钢锭，对该钢锭进行热轧、冷轧、再结晶退火。在上述钢板的制造方法中，优选再结晶退火后进行熔融镀锌处理。发明的效果本发明可以得到具有能够适用于压制成形等加工的充分的成形性的钢板、以及钢板表面未产生条纹图案等表面缺陷的熔融镀锌钢板。此外，即使在大规模炼铁所中的大量生产工序中，该钢板及熔融镀锌钢板也能够稳定地进行制造。本发明对于通过汽车的车体轻量化而有助于解决地球环境问题等产业的发展方面具有较大贡献。


图1是表示第1调查中氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含量(NbO)与钢的sol. Ti的含量的关系的图。图2是表示第1调查中平均r值与A值的关系的图。图3是表示第2调查中氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含量(NbO)与钢中的Si 含量的关系的图。图4是表示第2调查中平均r值与A值的关系的图。图5是表示第3调查中氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含量(NbO)与钢中的sol. Ti的含量的关系的图。
图6是表示第3调查中平均r值与A值的关系的图。
具体实施例方式以下详细描述本发明的钢板中钢成分的化学组成及夹杂物组成、以及可以有效且稳定地制造该钢板的制造方法中的炼钢、轧制、熔融镀锌条件等。1.钢的化学组成C :0. 0005% 以上且低于 0. 010%C含量达到0. 010%以上时，显著损害钢板的延展性及深拉性。另一方面，过度极低碳化不仅伴随炼钢成本的上升，而且NbC的析出变得不充分，残存固溶C，导致深拉性的劣化。因此，将含量的范围设定为0.0005%以上且低于0.010%。优选的范围是0.0010% 以上且低于0. 0040%，进一步优选的范围是0. 0010%以上且0. 0030%以下。Si :0. 40%以下(下限根据与sol. Ti含量的下限及A值的下限的关系来设定。)Si—般是钢中不可避免地含有的元素。但是，由于具有强化钢板的作用，所以为了强化钢板，可以以0.40%以下的范围含有Si。超过0.40%时，容易产生钢板的镀敷性显著降低等不良情况。Si的含量的下限根据与sol. Ti含量的下限及A值的下限的关系来决定。sol. Ti 含量为0. 003%以上且A值超过1. 0时，Si含量的下限没有特别限定。这是由于通过含有 0. 003%以上的sol. Ti且使A值超过1. 0，从而可以确保优异钢板的深拉性。此时，为了强化钢板而含有Si时，优选Si含量为0. 003%以上，进一步优选超过0. 005%。此外，从确保更进一步良好的镀敷性的观点出发，优选Si含量低于0. 030%，进一步优选低于0. 020%。另一方面，不限定sol. Ti含量的下限且A值超过1.0时、或者sol. Ti含量为 0. 003 %以上且A值的下限超过0. 4时，将Si含量的下限设定为超过0. 020%。通过使Si 含量超过0. 020%，从而带来氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含有率的降低、经由利用Ti 的脱氧工序而制造的热轧板的组织的微细化，可以实现钢板的深拉性的提高。此时，Si含量优选超过0.030%，进一步优选超过0.035%。此外，从镀敷性的观点出发，Si含量优选低于0. 20%，进一步优选低于0.10%。Mn :2. 50% 以下Mn与杂质S结合而形成MnS，除了抑制S的弊端以外，还具有强化钢板的作用。另一方面，如果过量含有Mn，则延展性及深拉性劣化，所以将Mn含量的上限设定为2. 50 %。 优选的范围是0. 05%以上且低于1. 00%，进一步优选的范围是超过0. 15%且低于0. 50%。 此外，从镀敷性的观点出发，Mn的含量越少越优选。具体而言，优选将上限设定为低于 0.31%,进一步优选设定为低于0.观％。P :0. 10% 以下P —般是钢中不可避免地含有的杂质，是不会损害深拉性且具有强化钢板的作用的有用元素，所以可以积极地含有。但是，如果过量含有P，则耐二次加工脆性极端劣化，所以设定为0. 10%以下。优选的范围是0.005%以上且低于0.050%。进一步优选的范围是 0. 010%以上且低于0. 015%，最优选的范围是0. 010%以上且低于0. 013%。S:低于 0.010%S是钢中不可避免地含有的杂质，在晶界中偏析而使钢脆化，所以S的含量越少越优选，设定为低于0.010%。优选的上限是低于0.008%。进一步优选的上限是低于 0. 006%，最优选的上限是低于0. 005%。但是，使S的含量过度降低会导致制造成本的上升，所以理想的是含有超过0. 001%的S，更理想的是含有超过0. 003%的S。sol. Al 低于 0. 0050%钢中Al有不溶解于分析时使用的酸的氧化物等形态和溶解于酸的氮化物等或固溶的形态，将酸可溶性的Al含量记载为sol. Al。sol. Al量与钢水阶段的溶解Al量有关， 所以对钢的脱氧影响较强。本发明中需要分散含有50.0%以上Ti氧化物的氧化物系夹杂物，Al阻碍该分散。因此，将sol.Al的含量设定为低于0.0050%。优选的上限是低于 0.0030%。另一方面，Al自身在钢水的制造工序中能够用于预脱氧、温度调整，所以优选含有0. 0002%以上的sol. Al。进一步优选的范围是0. 0005%以上且低于0. 0020%。N :0. 005% 以下N是钢中不可避免地含有的元素，含量的增加会使延展性、深拉性及耐常温时效性劣化，所以设定为0. 005%以下。优选的范围是0. 003%以下。但是，过度极低氮化不仅会伴随炼钢成本的上升，而且氮化物的析出变得不充分。此时固溶N残存，导致深拉性的劣化。 因此，理想的是将N的含量设定为0. 001 %以上。sol. Ti :0. 020%以下(下限根据与Si含量的下限及A值的下限的关系来设定。) 且满足上述式(1)、(2)及(3)，或上述式(4) “2)及(3)钢中Ti有不溶解于分析时使用的酸的氧化物等形态和溶解于酸的碳氮化物等或固溶的形态，将酸可溶性的Ti含量记载为sol. Ti。sol. Ti是本发明中的重要构成成分，为了防止熔融镀锌钢板表面产生条纹图案， 将sol. Ti含量的上限设定为0. 020%以下。此外，由于sol. Ti具有将钢中的C、N以TiC、TiN等形式固定、提高深拉性的作用， 所以以满足上述式(1)、(2)及(3)，或上述式、⑵及(3)的范围含有sol. Ti。sol. Ti的含量的下限根据与Si含量的下限及A值的下限的关系来设定。Si含量超过0. 020%且A值超过1. 0时，Ti含量的下限不作特别设定。这是由于，通过含有超过 0. 020%的Si、且使A值超过1. 0，从而能够确保优异钢板的深拉性。此时，从更可靠地防止熔融镀锌钢板表面产生条纹图案的观点出发，将sol. Ti含量优选设定为0. 015%以下，进一步优选设定为低于0. 004%。另一方面，不限定Si含量的下限且A值超过1.0时、或Si含量超过0.020%且 A值的下限超过0. 4时，将sol. Ti含量设定为0. 003%以上。通过将sol. Ti含量设定为 0. 003%以上，从而可以实现氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含有率的降低、钢板的深拉性的提高。此时，sol. Ti含量优选设定为超过0. 004%，进一步优选设定为超过0. 008%。此外，从防止熔融镀锌钢板表面产生条纹图案的观点出发，sol. Ti含量优选设定为0. 015% 以下，进一步优选设定为低于0.012%。另外，如对Si含量及sol. Ti含量所说明的那样，A值的下限根据与Si含量的下限及sol. Ti含量的下限的关系来设定。Si含量超过0. 020%且sol. Ti含量为0. 003% 以上时，只要使A值的下限超过0.4即可。这是由于，通过含有超过0.020%的Si、且含有 0. 003%以上的sol. Ti，从而能够在一定程度上确保优异钢板的深拉性。另一方面，sol. Ti 含量为0. 003%以上且不限定Si含量的下限时、或不限定sol. Ti含量的下限且Si含量超过0. 020%时，将A值的下限设定为超过1.0。通过将A值的下限设定为超过1.0，可以实现钢板的深拉性的提高。Nb :0. 010%以上且0.20%以下并且满足上述式(1)、(2)及(3)，或上述式、 ⑵及⑶Nb是本发明中的重要构成成分。Nb具有将钢中的C以NbC的形式固定并且使热轧板的组织微细化、使与深拉性相适的再结晶集合组织发达的作用。Nb与Ti 一样不会使熔融镀锌钢板表面产生条纹图案，所以能够提高深拉性而不伴随条纹图案的产生。如果Nb含量较少，则无法充分得到上述作用带来的所期望的效果，有损深拉性。因此，以0. 010%以上、 且满足上述式(1)、⑵及(3)，或上述式、⑵及(3)的范围含有Nb。优选的含量的下限是0. 0 %以上。另一方面，如果Nb含量过量，则再结晶温度过于上升而深拉性劣化，所以设定为0.20%以下。优选将A值设定为超过1.0且低于10.0。进一步优选将A值设定为超过2.0且低于5.0。0:0. 015% 以下如果0含量超过0.015%，则氧化物系夹杂物的生成量过多，容易产生表面瑕疵。 因此，将0含量设定为0.015%以下。优选的范围是低于0.010%。另一方面，为了适量生成Ti氧化物的含有率为50. 0%以上且Nb氧化物的含量低于1. 0%的氧化物系夹杂物，提高深拉性，优选含有0. 0020%以上的0。进一步优选含有0. 0030%以上的0。B 根据需要为0. 0002%以上且0. 0020%以下B具有在晶界中偏析而强化晶界、提高耐二次加工脆性的效果，所以可以含有 0. 0002 %以上的B。另一方面，如果含量超过0. 0020 %，则再结晶温度上升，而深拉性劣化。因此，设定为0.0002%以上且0.0020%以下。优选的范围是超过0.0003%且低于 0. 0010%。含有B时，N*根据代替上述式(3)的下述式( 所示的包含B的式子算出。N* = max [N-(14/48) Xsol. Ti-(14/11) XB，0] (5)选自Cr、Mo、W及Ni组成的组中的1种以上根据需要总计为2.0%以下这些元素具有强化钢板的作用，所以根据需要可以含有1种或2种以上。但是，如果含量的总计超过2.0%，则延展性显著劣化。因此，将总计含量设定为2.0%以下。另外， 为了可靠地发挥强化钢板的作用，优选将总计的含量设定为0. 05%以上。本实施方式的熔融镀锌钢板具有以上的钢组成。2.夹杂物组成(1)氧化物系夹杂物本发明的钢板中，氧化物系夹杂物中的Nb氧化物的含量低于1. 0%, Ti氧化物的含量为50. 0%以上。其中，“氧化物系夹杂物”是钢水中所含的元素在脱氧工序等中发生氧化反应而生成的，不包括因耐火物剥离等而含有的大夹杂物。氧化物系夹杂物的组成以Nb、Ti、Al、Si 及Mn的氧化物为主体，此外，还包含不可避免地含有的杂质。另外，作为不可避免的杂质， 可列举出Mg、Ca的氧化物、在下面说明的利用ED S的测定中与!^e相不可分割的！^氧化物。该氧化物系夹杂物的组成如下进行测定。
从钢板的任意位置采集试验片，研磨钢板的与轧制方向平行的纵剖面后，用SEM 观察长径为ι μ m以上的氧化物系夹杂物，用EDS对除！^以外的上述元素进行定量分析。根据所得到的各元素的原子数比，对检测出的各元素求出预先规定的化学计量组成的氧化物换算的化学组成(单位质量％)。其中，关于构成夹杂物的主要元素的化学计量组成的氧化物如下所述。Ti =TiO2, Nb NbO, Al :A1203、Si :Si02、Mn :MnO。此外，关于杂质元素的化学计量组成的氧化物如下所述。Mg :MgO、Ca :CaO。对多个氧化物系夹杂物进行该化学组成的测定，以其平均值作为该钢板中的氧化物系夹杂物的含量。测定的氧化物系夹杂物的数目为10个以上，测定数目越多越优选。另外，在对钢板表面实施了熔融镀锌层的熔融镀锌的情况下，为了避免熔融镀锌层的影响而能够更准确地评价钢板的块体性质(bulk)，在距离钢板与镀层的边界为1/4板厚以上的内侧的位置进行纵剖面的SEM观察。此外，为了避免氧化物系夹杂物上析出的MnS 等的影响，使利用EDS进行元素分析的氧化物系夹杂物的区域为SEM像中包含氧化物系夹杂物的中央部的范围。另外，为了求出平均组成，优选设定为氧化物系夹杂物的面积的1/4 以上的范围。( Nb 氧化物考虑到钢板的氧化物系夹杂物中所含的Nb氧化物有NbO、NbO2等存在形态，Nb氧化物的含量如上所述利用SEM/EDS进行元素分析，换算成NbO而求得。本发明的钢板的氧化物系夹杂物中所含的Nb氧化物的含量低于1. 0%。这是由于，可以稳定地提高经由利用Ti的脱氧工序而制造的冷轧钢板的深拉性。为了提高深拉性，Nb氧化物的含量越低越好。然而，为了降低至低于0.1%，需要大量添加Ti。此时，制成熔融镀锌钢板时在熔融镀锌钢板表面容易产生条纹图案。因此，优选将Nb氧化物的含量的下限设定为0.1%以上。(3) Ti 氧化物钢板的氧化物系夹杂物中所含的Ti氧化物的含量，与Nb氧化物的含量同样地用 SEM/EDS进行元素分析，换算成TW2而求得。本发明的钢板的氧化物系夹杂物中所含的Ti氧化物的含量为50. 0%以上。Ti氧化物的含量低于50.0%时，氧化物系夹杂物在轧制中呈伸展的形状。因此，不仅有损深拉性，而且各个氧化物系夹杂物显示出团簇化的倾向，容易产生表面瑕疵。优选将Ti氧化物的含量设定为60.0%以上。另一方面，Ti氧化物的含量过度高时，在钢水阶段呈不含液相的状态，连续铸造工序中容易引起浸渍喷嘴的堵塞。因此，优选将Ti氧化物的含量设定为低于95.0%。进一步优选低于90.0%。(4)其他氧化物通过大规模炼铁所的大量生产工序来制造本发明的钢板时，氧化物系夹杂物中可以含有Nb氧化物、Ti氧化物以外的氧化物。具体而言，可列举出Al氧化物。向钢水中添加 Ti之前，预添加Al而部分除去钢中氧时，可以提高生产率及制造稳定性，所以优选。然而， 该Al的添加会使钢中生成Al氧化物。氧化物系夹杂物中的Al氧化物的含量的范围没有特别限定。为了获得Al的添加所带来的生产率及制造稳定性的提高的优点，优选将Al氧化物的含量设定为3.0%以上。另一方面，大量含有Al氧化物时，Ti氧化物的含量降低而有损深拉性，或者容易引起浸渍喷嘴的堵塞。因此，Al氧化物的含量优选低于35.0%。进一步优选Al氧化物的含量为5. 0%以上且低于30. 0%。此外，含有Si、Mn时，氧化物系夹杂物中含有Si氧化物、Mn氧化物。氧化物系夹杂物中的这些氧化物的含量没有特别限定。然而，大量含有Si氧化物时，氧化物系夹杂物在轧制中呈伸展的形状，有时有损深拉性。因此，优选将Si氧化物的含量设定为低于1. 0%o 此外，Mn氧化物由于具有防止浸渍喷嘴堵塞的效果，所以优选含有2.0%以上。但是，大量含有Mn氧化物时，与Mn氧化物亲和力强的Si氧化物的含量增加，有损深拉性。因此，优选将Mn氧化物的含量的上限设定为低于25. 0%。上述的Al、Si及Mn氧化物的含量如上所述利用SEM/EDS进行元素分析，换算成 Al203、Si02&Mn0 而求得。本实施方式的钢板具有以上的氧化物系夹杂物组成。3.制造方法本发明的钢板只要具有上述的化学组成且氧化物系夹杂物满足上述的关系，则可以通过任意制造方法来制造。其中，通过采用以下的制造方法，可以实现更有效且稳定地制造本发明的钢板。(1)炼钢、连续铸造在本发明的制造方法中，炼钢工序中，通过转炉等炼钢炉进行粗脱碳后，通过RH 装置等真空脱气装置进行真空脱碳处理。接着，进行除Ti以外的元素的成分调整，然后，添加Ti或Ti合金进行脱氧处理，并进行连续铸造。添加Ti或Ti合金进行脱氧处理，对于使钢板中分散Ti氧化物的含量为50. 0%以上且Nb氧化物的含量低于1. 0%的氧化物系夹杂物、提高钢板的深拉性是必须的。为了在大规模炼铁所的大量生产工序中提高生产率、制造稳定性，优选在添加Ti 之前添加Al，进行预脱氧处理、温度调整。但是，并用利用Al进行的脱氧时，最终添加Ti之前的溶解氧浓度必须为0. 003%以上。溶解氧浓度低于0. 003%时，氧化物系夹杂物中的Ti氧化物的含量降低而有损深拉性。此外，钢水阶段的氧化物系夹杂物中Al氧化物的含量过于高，有时在连续铸造时发生浸渍喷嘴的堵塞。另一方面，溶解氧浓度过高时，脱氧所需的Ti或Ti合金的添加量变得过多。因此， 钢的纯度恶化，也容易产生表面瑕疵。因此，最终添加Ti之前的溶解氧浓度的上限优选为 0. 018%。在连续铸造工序中，为了抑制夹杂物所引起的表面缺陷的产生，优选在铸模内使钢水产生电磁搅拌等外部附加的流动。(2)热轧对通过连续铸造而获得的钢锭进行再加热，或者将连续铸造后的高温的钢锭直接热轧或辅助加热后进行热轧。为了良好地保持表面性状，优选在加热前对钢锭进行表面冷修整或表面温热修整。加热温度较低时，轧制负载增大而难以轧制，所以优选将加热温度设定为超过1150°C。
热轧的条件没有特别限定。为了在奥氏体低温区域进行精轧而使热轧钢板的晶粒微细化，并退火时使与深拉性相适的再结晶集合组织发达，优选在Ar3相变点以上且(Ar3相变点+100°C)以下的温度范围进行最终压下。进一步优选在890°C以上且低于920°C进行最终压下。此外，为了抑制氧化皮缺陷(scale defect)的表面缺陷，优选将精轧开始温度与精轧结束温度之差设定为100°C以上。另外，为了在这些温度范围内进行精轧，可以在粗轧与精轧之间对粗轧材料进行加热。此时，优选将粗轧材料的后端加热至高于前端的温度，并将开始精轧时的粗轧材料全长的温度变动抑制在140°C以下。由此，可以提高钢卷内的制品特性的均勻性。粗轧材料的加热可以列举出例如在粗轧机与精轧机之间设置电磁式感应加热装置，根据该感应加热装置的上游侧的长度方向的温度分布等来控制加热升温量。结束热轧后将钢板冷却并卷取成卷状。卷取温度过高时，会因氧化皮的生成而导致成品率的降低，所以理想的是在低于700°C下进行卷取。另一方面，为了卷取后使Ti及 Nb的碳氮化物充分析出，使与深拉性相适的再结晶集合组织发达，优选将卷取温度的下限设定为超过610°C。(3)冷轧、退火、镀敷通过酸洗等进行脱氧化皮后，按照常规方法进行冷轧。为了通过冷轧后进行的再结晶退火而使与深拉性相适的再结晶集合组织发达，优选将压下率设定为70%以上。压下率过度高时，给轧制设备造成的负荷增高，导致生产率的降低。因此，优选将压下率设定为低于90%，将最终板厚设定为0. 40mm以上。进一步优选的压下率低于85%。经冷轧的钢板根据需要按照公知的方法实施脱脂等处理，进行再结晶退火。再结晶退火时的加热速度过快时，铁氧体细粒化而导致延展性的劣化。因此，优选将达到均热温度为止的加热速度设定为低于60°C /s。此外，退火温度达到Ac3相变点以上时，与深拉性相适的再结晶集合组织因相变而减少，所以优选将退火温度的上限设定为低于Ac3相变点。 另外，再结晶退火可以是连续退火、箱型退火、连续熔融镀锌行程中的镀敷前的退火处理中的任一者。退火后进行熔融镀锌处理时，按照常规方法进行。此时，从高生产率及高耐腐蚀性的观点出发，优选用连续熔融镀锌装置进行再结晶退火及镀敷，再进一步实施合金化处理。 此外，也可以在镀敷前或镀敷后进行调质轧制。于是，通过本实施方式制造的钢板例如具有能够适用于压制成形等加工的充分的成形性，为熔融镀锌钢板时，还具有无条纹图案的优异的表面性状。因此，该钢板适合用作汽车部件用钢板、特别是汽车外板用钢板。实施例参照实施例对本发明进行具体说明。另外，以下的实施例中对本发明的优选方式即熔融镀锌钢板的情况进行了说明，但本发明并不限定于熔融镀锌钢板及其制造方法，可以省略熔融镀锌处理，或者替换成其他种类的镀敷处理。(实施例1)使用实验用真空熔化炉，将具有表1所示化学组成的钢熔化，进行铸造。将这些钢锭通过热锻制成厚度20mm的钢片，使用电加热炉加热至1250°C，保持30分钟。将钢片从炉中取出后，使用实验用热轧机，在910°C以上的温度范围内进行热轧，得到厚度4mm的热轧钢板。热轧后，立即通过水喷雾冷却而冷却至650°C，将该温度作为卷取温度、并装入保持在该温度的电加热炉中保持30分钟后，以20°C /h的冷却速度进行炉冷却作为卷取后的徐冷处理。对所得到的钢板进行酸洗而作为冷轧母材，以压下率82. 5%进行冷轧，得到厚度 0. 7mm的冷轧钢板。使用连续熔融镀锌模拟器，将所得到的冷轧钢板以20°C /s的加热速度加热至850°C并保持50秒钟后，冷却至460°C，在熔融锌浴中浸渍3秒钟进行熔融镀锌。镀敷后，实施在500°C下保持20秒钟的合金化处理，得到合金化熔融镀锌钢板。[表1]
从所得到的合金化熔融镀锌钢板上采集SEM观察用试验片，研磨与轧制方向平行的纵剖面后用SEM进行观察。随机选择10个 20个在距离钢板母材与镀层的界面为1/权利要求
1. 一种钢板，其特征在于，其具有如下化学组成，且氧化物系夹杂物中的Ti氧化物的含量以TW2换算为50. 0质量％以上，Nb氧化物的含量以NbO换算低于1. 0质量％ ；所述化学组成为以质量％计，C :0. 0005%以上且低于0. 010%,Si 0. 40%以下、Mn :2. 50%以下、 P 0. 10% 以下、S 低于 0. 010%,sol. Al 低于 0. 0050%,N :0. 005% 以下、sol. Ti :0. 020% 以下、Nb 0. 010%以上且0. 20%以下及0 :0. 015%以下，并且，sol. Ti :0. 003%以上或Si 超过0.020%，sol. Ti及Nb的含量进一步满足下述式(1) (3)；1.0 < (Ti*/48+Nb/93) / (C/12+N*/14) (1)Ti* = max[sol. Ti-(48/14) XN,0] (2)N* = max[N-(14/48) X sol. Ti,0] (3)其中，各式中的元素符号表示钢中各元素以质量％计的含量，max[]是取[]内的自变量的最大值的函数。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学组成为以质量％计，sol.Ti 0.003%以上及Si 超过0.020%，进一步满足代替所述式(1)的下述式0)。0. 4 < (Ti*/48+Nb/93) / (C/12+N*/14) (4)
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述化学组成为以质量％计含有B 0.0002%以上且0.0020%以下来代替一部分!^e，且满足代替所述式(3)的下述式(5)；N* = max[N-(14/48) Xsol. Ti-(14/11) XB,0] (5)其中，式中的元素符号表示钢中各元素以质量％计的含量，max[]是取[]内的自变量的最大值的函数。
4.根据权利要求1 3中任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成为含有总计 2.0质量％以下的选自Cr、Mo、W及Ni组成的组中的1种或2种以上来代替一部分狗。
5.一种熔融镀锌钢板，其特征在于，在权利要求1 4中任一项所述的钢板的表面具备熔融镀锌层。
6.一种钢板的制造方法，其特征在于，向使用真空脱气装置脱碳精炼后的钢水中添加 Ti，连续铸造而制成具有权利要求1 4中任一项所述的化学组成及氧化物系夹杂物组成的钢锭，对该钢锭进行热轧、冷轧、再结晶退火。
7.一种钢板的制造方法，其特征在于，向使用真空脱气装置脱碳精炼后的钢水中添加 Al而使溶解氧浓度控制在0. 003质量％以上后，再添加Ti，连续铸造而制成具有权利要求 1 4中任一项所述的化学组成及氧化物系夹杂物组成的钢锭，对该钢锭进行热轧、冷轧、 再结晶退火。
8.一种熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在根据权利要求6或7所述的钢板的制造方法中，在所述再结晶退火后进行熔融镀锌处理。
全文摘要
本发明提供一种表面性状良好且具有优异的压制成形性的钢板。该钢板的特征在于，所述钢板具有如下化学组成，且氧化物系夹杂物中的Ti氧化物的含量以TiO2换算为50.0质量％以上，Nb氧化物的含量以NbO换算低于1.0质量％；所述化学组成为以质量％计，C0.0005％以上且低于0.010％、Si0.40％以下、Mn2.50％以下、P0.10％以下、S低于0.010％、sol.Al低于0.0050％、N0.005％以下、sol.Ti0.020％以下、Nb0.010％以上且0.20％以下及O0.015％以下，并且sol.Ti0.003％以上或Si超过0.020％，进而sol.Ti及Nb的含量满足下述式(1)～(3)。1.0＜(Ti*/48+Nb/93)/(C/12+N*/14) (1)Ti*＝max[sol.Ti-(48/14)×N，0] (2)N*＝max[N-(14/48)×sol.Ti，0] (3)其中，各式中的元素符号表示钢中各元素以质量％计的含量，max[]是取[]内的自变量的最大值的函数。
文档编号C21C7/06GK102203312SQ20098014382
公开日2011年9月28日 申请日期2009年8月31日 优先权日2008年9月3日
发明者古桥诚治, 芳贺纯, 西隆之 申请人:住友金属工业株式会社