JP2008195980A - Steel sheet for deep drawing, with excellent surface property and bake hardenability, and its manufacturing method - Google Patents

Steel sheet for deep drawing, with excellent surface property and bake hardenability, and its manufacturing method Download PDF

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Saiji Matsuoka
才二 松岡
Tatsuya Nakagaito
達也 中垣内
Yoshie Nakai
由枝 中井
Seiji Nabeshima
誠司 鍋島
Yasunobu Uchida
康信 内田
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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel sheet having excellent surface properties, bake hardenability and deep drawability. <P>SOLUTION: Surface properties of the steel sheet can be improved by suppressing the formation of macrocluster inclusions by Ti deoxidation, and average r-value and bake hardenability can be improved by controlling grain growth characteristics at cold rolling and annealing by finely dispersing inclusions. For example, this steel sheet is composed of extra low carbon steel having a composition containing: 0.001 to 0.02% Sb; non-oxide Ti (Ti*) in an amount satisfying the relationships of 0.5(C/12)≤(Ti*/48)-(N/14+S/32)≤3(C/12) and N≥0.2×Ti*-0.006; ≥0.0005%, in total, of one or more among Ca and metallic REM; and Al in an amount satisfying relations of %Ti/%Al≥5 or Al≤0.010% and %Ti/%Al<5. As to the inclusions in the steel, the number of inclusions with a size of 2 to 5 μm is ≥500 pieces/100 mm<SP>2</SP>and the number of inclusions with a size of ≥20 μm is ≤10 pieces/100 mm<SP>2</SP>and, further, the ratio of the content of Ti oxide in the inclusions is ≥60%. <P>COPYRIGHT: (C)2008,JPO&INPIT

Description

本発明は、表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板およびその製造方法に関するものである。   The present invention relates to a steel sheet for deep drawing excellent in bake hardenability with good surface properties and a method for producing the same.

鋼の脱酸は、従来、特許文献１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。   Conventionally, deoxidation of steel has been performed with ferrotitanium as disclosed in Patent Document 1. However, in recent years, in order to produce steel with a stable oxygen concentration at low cost, Al deoxidized steel deoxidized with Al has become the mainstream.

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。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解しにくく、時には数100μm以上ものクラスター状介在物が鋳片表層部に捕捉されると、ヘゲ、スリーバー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、タンディッ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Al2O3が付着し、ノズル閉塞をひき起こすという問題もあった。 Steel Al deoxidation is a method in which the generated oxide is agglomerated and separated by flocculation using a gas stirrer or RH degasser. In this case, Al 2 O 3 oxide inevitably remains in the slab. In addition, since Al 2 O 3 is clustered, it is difficult to decompose, and sometimes when several hundred μm or more of cluster inclusions are trapped in the slab surface layer, it leads to surface defects such as hege and sliver. Therefore, it becomes a fatal defect in a steel sheet for automobiles that requires beauty. In addition, Al deoxidation has a problem in that Al 2 O 3 adheres to the inner wall of an immersion nozzle used for pouring from the tundish into the mold, causing nozzle clogging.

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、特許文献２、３、４）。この方法におけるCa添加の目的は、Al2O3とCaOとを反応させてCaOAl2O3、12CaO Al2O3、3CaO Al2O3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。 In order to solve the above-described problems associated with such Al deoxidation, a method of generating CaO and Al 2 O 3 composite oxide by adding Ca to molten aluminum-killed steel has been proposed. (For example, Patent Documents 2, 3, and 4). The purpose of the addition of Ca in the method, by forming an Al 2 O 3 and the CaO by reacting CaOAl 2 O 3, 12CaO Al 2 O 3, 3CaO Al 2 O 3 low melting point composite oxides such as, above Is trying to overcome the problems.

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、特許文献５では、発錆を防止するために、鋼中に残留するCa量を5ppm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Al2O3濃度が70％の場合には、介在物の融点が上がり、介在物どうしが凝縮しやすくなるため、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。 However, when Ca is added to molten steel, this Ca reacts with S in the steel to form CaS, and this CaS causes rusting. In this respect, Patent Document 5 proposes a method in which the amount of Ca remaining in the steel is 5 ppm or more and less than 10 ppm in order to prevent rusting. However, even if the Ca content is less than 10 ppm, if the composition of the CaO-Al 2 O 3 oxide remaining in the steel is not appropriate, especially if the oxide has a CaO concentration of 30% or more, The solubility of S increases, and CaS inevitably forms around the inclusions when the temperature drops or solidifies. As a result, rust is generated starting from the CaS, leading to deterioration of the surface properties of the product plate. Further, if a surface treatment such as plating or painting is performed with such rusting points remaining, surface unevenness is inevitably generated after the treatment. On the other hand, when the CaO concentration in the inclusions is as low as 20% or less and the Al 2 O 3 concentration is high, especially when the Al 2 O 3 concentration is 70%, the melting point of the inclusions increases and the inclusions are separated. Since condensation easily occurs, not only nozzle clogging is likely to occur during continuous casting, but also there is a problem that scabs, slivers, etc. are generated on the surface of the steel sheet and the surface properties are remarkably deteriorated.

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、例えば、特許文献６に開示されている。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、2〜50μm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％の溶鋼では、Ti濃度が0.010％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, for example, Patent Document 6 discloses a method of deoxidizing with Ti without adding Al. Such an Al-less Ti deoxidation method has a higher reached oxygen concentration and a larger amount of inclusions than the Al deoxidation method, but does not produce a cluster-like oxide. In particular, the form of inclusions produced is a Ti oxide-Al 2 O 3 system, and a state in which granular oxides of about 2 to 50 μm are dispersed is exhibited. Therefore, the above-described surface defects due to inclusions becoming clustered are reduced. However, in the case of this Ti deoxidation, in the case of molten steel with Al ≦ 0.005%, when the Ti concentration is 0.010% or more, Ti oxide in the solid phase adheres and grows in a form in which metal is taken into the inner surface of the tundish nozzle. On the contrary, there was a new problem of inducing nozzle blockage.

このような問題（ノズルの閉塞防止）を解決するために、特許文献７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、特許文献７に記載される方法の場合は、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る。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 clogging), in Patent Document 7, in Al-less Ti deoxidized steel, the amount of oxygen in the molten steel passing through the nozzle is limited to grow Ti 2 grown on the inner surface of the nozzle. A method to prevent O 3 growth is proposed. However, in the case of the method described in Patent Document 7, there is another problem that the amount of processing is limited (about 800 tons) because there is a limit to the limitation of the amount of oxygen. Moreover, since the level control of the hot water surface in the mold becomes unstable with the progress of the blockage, the actual situation is not a fundamental solution.

特許文献８では、タンディッシュ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Ti2O3-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濃度を増加しただけでは介在物中にSiO2を含有させることは難しく、少なくとも（％Si）／（％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％の場合、SiO2-Ti酸化物を得るためには、Si濃度は0.5％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。ゆえに、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。 In Patent Document 8, as a measure to prevent clogging of tundish, the Si concentration of molten steel is optimized and the inclusion composition is made of Ti 2 O 3 —SiO 2 , whereby the growth of Ti 2 O 3 growing on the inner surface of the nozzle is performed. Proposed ways to prevent it. However, it is difficult to include SiO 2 in the inclusion simply by increasing the Si concentration, and at least (% Si) / (% Ti)> 50 must be satisfied. Therefore, when the Ti concentration in the steel is 0.01%, in order to obtain the SiO 2 —Ti oxide, the Si concentration needs to be 0.5% or more. However, an increase in Si leads to hardening of the material and deterioration of plating properties. Therefore, an increase in the Si concentration has a great adverse effect on the surface properties of the steel sheet, and does not provide a fundamental solution.

特許文献９では、Mn：0.03〜1.5％、Ti：0.02〜1.5％となるように脱酸することにより、17〜31％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。特許文献９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、非特許文献１の報告にあるように、MnO：17〜31％含有するMnO-Ti酸化物を得るためには、Mn、Tiの酸素との親和力との違いから、溶鋼中のMnとTiの濃度比を、（％Mn）／（％Ti）＞100にする必要がある。したがって、鋼中のTi濃度が0.010％の場合、所要のMnO-Ti酸化物を得るためには、Mn濃度は1.0％以上が必要である。しかし、Mn含有量が1.0％を越えると材質が硬化する。従って、17〜31％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る。   In Patent Document 9, non-aging containing low-melting inclusions composed of 17-31% MnO-Ti oxide by deoxidizing Mn: 0.03-1.5% and Ti: 0.02-1.5% A cold-rolled steel sheet is proposed. In the case of Patent Document 9, since the MnO-Ti oxide has a low melting point and is in a liquid phase state in the molten steel, even if the molten steel passes through the tundish nozzle, it is injected into the mold without adhering to the nozzle. The tundish nozzle can be effectively prevented from being blocked. However, as reported in Non-Patent Document 1, in order to obtain an MnO-Ti oxide containing MnO: 17 to 31%, Mn in the molten steel is different from the difference in affinity of Mn and Ti with oxygen. The concentration ratio of Ti needs to be (% Mn) / (% Ti)> 100. Therefore, when the Ti concentration in the steel is 0.010%, the Mn concentration needs to be 1.0% or more in order to obtain the required MnO—Ti oxide. However, when the Mn content exceeds 1.0%, the material is cured. Therefore, it is practically difficult to form inclusions composed of 17 to 31% MnO—Ti oxide.

特許文献１０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Ti2O3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。 In Patent Document 10, as a measure for preventing clogging of the tundish nozzle in Al-less Ti deoxidized steel, Ti 2 O 3 in the molten steel is captured by the nozzle by using a material containing CaO · ZrO 2 grains in the nozzle. In such a case, a method of preventing the growth of TiO 2 —SiO 2 —Al 2 O 3 —CaO—ZrO 2 based low melting point inclusions has been proposed. However, if the oxygen concentration in the molten steel is high, the TiO 2 concentration of the inclusions will not increase and the melting point will not be lowered, so it will not prevent nozzle clogging, while if the oxygen concentration is low, the nozzle There is a problem of melting, and it is not a sufficient measure.

さらに、上鍋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る。 Further, each conventional technique related to prevention of nozzle clogging in the upper pan still requires casting Ar gas or N 2 gas into the immersion nozzle for injecting molten steel from the tundish nozzle to the mold in the continuous casting process. . However, there remains a problem that the injected gas is trapped by the solidified shell of the slab and becomes a bubble defect.

ところで、極低炭素冷延鋼板は、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、｛111｝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、｛111｝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が却って低下するという新たな問題が生じる。
また、自動車外板に関しては、車体軽量化を目的として、焼付硬化性鋼板が採用されている。この焼付硬化性鋼板により、外板で問題となる耐デント性を維持しつつ、板厚低減が可能となる。
焼付硬化性は、鋼中に残留した極微量の固溶元素、特に固溶Cの存在量を制御することにより得られる。一般に、固溶C量は、非酸化物TiをTi*として表した場合、化学量論量から、次式により推定される。 By the way, an ultra-low carbon cold-rolled steel sheet is generally widely used as an outer plate and an inner plate of an automobile. In particular, in parts where deep drawability is required, an excellent balance of strength and elongation is required together with a high r value (Rankford value). Among these, the r value is known to strongly depend on the crystal orientation of the steel sheet, and can be increased by developing a {111} recrystallization texture. For this reason, in order to increase the r value, various studies have been made on steel components, hot rolling conditions, cold rolling conditions, and annealing conditions as methods for developing a {111} recrystallization texture. For example, it is known that when recrystallization annealing is performed at a high temperature, a {111} recrystallization texture develops strongly and the r value increases. However, in the case of this method, a new problem arises that the crystal grains become coarse due to the high-temperature annealing, and the strength-elongation balance necessary for press formability decreases on the contrary.
In addition, bake-hardening steel plates are used for automobile outer plates for the purpose of reducing the weight of the vehicle body. With this bake hardenable steel plate, it is possible to reduce the plate thickness while maintaining the dent resistance which is a problem with the outer plate.
The bake hardenability can be obtained by controlling the abundance of a very small amount of solid solution element, particularly solid solution C, remaining in the steel. In general, when the non-oxide Ti is expressed as Ti * , the solid solution C amount is estimated from the stoichiometric amount by the following equation.

固溶C量=C-（12/48）（Ti*-N×48/14-S×48/32）-Nb×12/93
ただし、これは平衡状態が達成された場合であって、一般には焼鈍温度や冷却速度の影響のほか、酸化物の存在（種類、サイズ、量）によっても強く影響を受けると考えられる。 Solid C amount = C- (12/48) (Ti * -N × 48 / 14-S × 48/32) -Nb × 12/93
However, this is a case where an equilibrium state has been achieved, and it is generally considered that it is strongly influenced not only by the effect of annealing temperature and cooling rate but also by the presence (type, size, amount) of oxides.

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、特許文献１１および特許文献１２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、特許文献１１および１２は、焼付硬化性の付与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かかえていた。すなわち、焼付硬化性を付与するためには、従来よりＮｂ添加鋼が採用されており、Ｔｉ脱酸鋼のようなＴｉ添加鋼での検討はなされていなかった。   Moreover, about the manufacturing technology of the cold drawing steel sheet for deep drawing using Ti deoxidation steel, in patent document 11 and patent document 12, Ti deoxidation steel has the characteristic whose r value is 0.1-0.2 higher than Al deoxidation steel. It is disclosed that it can be obtained. However, Patent Documents 11 and 12 have not studied at all about the provision of bake hardenability, and these melting methods originally have problems in steelmaking. That is, in order to impart bake hardenability, Nb-added steel has been conventionally employed, and no study has been made on Ti-added steel such as Ti deoxidized steel.

これらの問題を解決するため、特許文献１３では、Ti量とAl量を、wt％Ti／wt％Al≧5または、Al≦0.010wt％かつwt％Ti／wt％Al＜5としたTi脱酸鋼の酸化物系介在物を、50μm以下の大きさで、かつ0.002〜0.015wt％含有させることにより、表面性状と深絞り性を両立させることができる技術が開示されている。しかしながら、特許文献１３では介在物サイズを50μm以下と限定しているだけであり、比較的大きな介在物が存在するため、張出し成形時の介在物割れが問題となる。
特公昭44-18066号公報 特開昭61-276756号公報 特開昭58154447号公報 特開平6-49523号公報 特開平6-559号公報 特開平8-239731号公報 特開平8-281391号公報 特開平8-281390号公報 特公平7-47764号公報 特開平8-281394号公報 特公平7-47764号公報 特開平8-239731号公報 特開2000-1746号公報 森岡泰行、森田一樹ら、鉄と鋼、81、p.40、1995 In order to solve these problems, in Patent Document 13, Ti removal and Ti content are set to wt% Ti / wt% Al ≧ 5 or Al ≦ 0.010 wt% and wt% Ti / wt% Al <5. There is disclosed a technique capable of achieving both surface properties and deep drawability by containing an oxide-based inclusion of acid steel in a size of 50 μm or less and 0.002 to 0.015 wt%. However, in Patent Document 13, the inclusion size is limited to 50 μm or less, and since there are relatively large inclusions, inclusion cracking during stretch forming becomes a problem.
Japanese Patent Publication No. 44-18066 JP-A-61-276756 JP 58154447 A JP-A-6-49523 JP-A-6-559 JP-A-8-239731 JP-A-8-281391 JP-A-8-281390 Japanese Patent Publication No.7-47764 JP-A-8-281394 Japanese Patent Publication No.7-47764 JP-A-8-239731 JP 2000-1746 Yasuyuki Morioka, Kazuki Morita et al., Iron and Steel, 81, p.40, 1995

本発明は、上述した問題点を解決するためになされたものである。本発明の第1の目的は、表面性状、焼付硬化性、深絞り性がともに優れた鋼板を提供することである。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防止にも有効な、深絞り用鋼板の製造技術を提案することである。   The present invention has been made to solve the above-described problems. The first object of the present invention is to provide a steel sheet having excellent surface properties, bake hardenability and deep drawability. The second object of the present invention is to propose a technique for producing a steel sheet for deep drawing that is effective for preventing nozzle clogging during continuous casting and also effective for preventing the formation of cluster inclusions.

発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
鋼中に残留する介在物は、そのサイズおよび量が特定の範囲であり、組成が特定のものであれば、上述したノズル詰まりを招くことなく、かつ、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。
そして、介在物が微細分散化することにより、ｒ値ならびに焼付硬化性を大幅に改善できる。 The inventors have intensively studied to achieve the above object. As a result, the following knowledge was obtained.
Inclusions remaining in the steel have a specific size and amount, and if the composition is specific, the above-described nozzle clogging is not caused and the inclusions are not enlarged in a cluster shape. To fine dispersion.
And by inclusions being finely dispersed, the r value and bake hardenability can be greatly improved.

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］鋼組成は、質量％で、0.0005％≦C≦0.005％、Si≦0.1％、Mn≦2.0％、P≦0.10％、S≦0.02％、0.0010％≦N≦0.010％、0.010％≦Ti≦0.1％、0.001％≦Sb≦0.02％を含み、
前記Tiのうちの非酸化物Ti（Ti*）を、C（質量％）、N（質量％）、S（質量％）との関係において、0.5（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦3（C／12）、N≧0.2×Ti*-0.006を満足するように含有し、さらに、Ca、金属REMのいずれか１種または2種以上を合計で0.0005％以上、Alを式（１）または式(２)を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼中の介在物は、圧延直角方向寸法：2〜5μmの介在物が500個/100mm2以上、圧延直角方向寸法：20μm以上の介在物が10個/100mm2以下で、かつ、介在物中のTi酸化物の含有量の割合が60%以上であることを特徴とする表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板。
％Ti／％Al≧5 ‥‥ (1)
Al≦0.010％ かつ ％Ti／％Al＜5 ‥‥ (2)
なお、％Ti、％Alは、ぞれぞれ鋼中のトータルTiおよびAlを示す。
［２］前記［１］において、さらに、質量％で、Nb：0.001〜0.1％、B：0.0001〜0.05％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表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の鋼組成を有する鋼片を、900〜1300℃の温度で加熱、均熱し、650〜960℃の温度で仕上圧延を終了し、400〜750℃の温度で巻取り、次いで、50〜95％の圧下率で冷間圧延を施した後、700〜920℃の温度で再結晶焼鈍を施し、鋼中の介在物が、圧延直角方向寸法：2〜5μmの介在物が500個/100mm2以上、圧延直角方向寸法：20μm以上の介在物が10個/100mm2以下で、かつ、介在物中のTi酸化物の含有量の割合が60%以上であることを特徴とする表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板の製造方法。
［４］前記［３］において、前記再結晶焼鈍後、引き続き、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板の製造方法。 The present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
[1] Steel composition is mass%, 0.0005% ≦ C ≦ 0.005%, Si ≦ 0.1%, Mn ≦ 2.0%, P ≦ 0.10%, S ≦ 0.02%, 0.0010% ≦ N ≦ 0.010%, 0.010% ≦ Including Ti ≦ 0.1%, 0.001% ≦ Sb ≦ 0.02%,
Non-oxide Ti (Ti *) of Ti is 0.5 (C / 12) ≦ (Ti * / 48) in relation to C (mass%), N (mass%), and S (mass%). -(N / 14 + S / 32) ≤ 3 (C / 12), N ≥ 0.2 x Ti * -0.006 is contained so that one or more of Ca and metal REM is added in total 0.0005% or more, Al is contained within the range satisfying the formula (1) or (2), the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the inclusions in the steel are inclusions in the direction perpendicular to the rolling direction: 2 to 5 μm wherein the 20μm or more inclusions in 10/100 mm 2 or less, and the proportion of the content of Ti oxides in the inclusions is 60% or more: There 500/100 mm 2 or more, perpendicular to the rolling direction dimension A steel sheet for deep drawing that has excellent bake hardenability with good surface properties.
% Ti /% Al ≧ 5 (1)
Al ≦ 0.010% and% Ti /% Al <5 (2)
Note that% Ti and% Al indicate total Ti and Al in the steel, respectively.
[2] In the above-mentioned [1], in addition, by mass%, Nb: 0.001 to 0.1%, B: 0.0001 to 0.05%, any one or two kinds are baked with good surface properties Deep drawing steel plate with excellent curability.
[3] The steel slab having the steel composition described in [1] or [2] is heated and soaked at a temperature of 900 to 1300 ° C, and finish rolling is finished at a temperature of 650 to 960 ° C. Winding at a temperature of ° C., followed by cold rolling at a reduction rate of 50 to 95%, followed by recrystallization annealing at a temperature of 700 to 920 ° C., and inclusions in the steel have dimensions perpendicular to the rolling direction: Inclusions of 2 to 5 μm are 500 pieces / 100 mm 2 or more, dimensions in the direction perpendicular to the rolling direction: Inclusions of 20 μm or more are 10 pieces / 100 mm 2 or less, and the content ratio of Ti oxide in the inclusions is 60% The manufacturing method of the steel sheet for deep drawing excellent in the bake hardenability of the surface property characterized by being the above.
[4] A method for producing a steel sheet for deep drawing, which is excellent in bake hardenability of surface properties, characterized in that after the recrystallization annealing in the above [3], a hot dip galvanizing treatment is performed.

なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。   In the present specification, “%” indicating the component of steel is “% by mass”.

本発明は、好適なTi脱酸により、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ともに、介在物を微細分散化することにより、冷延−焼鈍時の粒成長性を制御して平均ｒ値ならびに焼付硬化性を改善する。その結果、本発明によれば、表面性状、焼付硬化性、深絞り性がともに優れた鋼板が得られ、例えば、自動車用薄鋼板として好適に用いられる。
そして、本発明の製造方法によれば、上記鋼板を、連続鋳造時にイマージョンノズルの閉塞を起こすことがなく製造できる。 The present invention suppresses the formation of giant cluster-like inclusions by suitable Ti deoxidation, improves the surface properties of the steel sheet, and finely disperses the inclusions, thereby allowing grain growth during cold rolling-annealing. Is controlled to improve the average r value and bake hardenability. As a result, according to the present invention, a steel plate having excellent surface properties, bake hardenability, and deep drawability can be obtained, and for example, it can be suitably used as a thin steel plate for automobiles.
And according to the manufacturing method of this invention, the said steel plate can be manufactured without raise | generating the obstruction | occlusion of an immersion nozzle at the time of continuous casting.

以下、本発明について詳細に説明する。
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。まず、C：0.002％、Si：0.02％、Mn：0.1％、P：0.01％、S：0.007％、Al：0.005％、N：0.002％、Ti：0.02〜0.04％、O：0.001〜0.023％、Ca：0.001％、（Ti*／48）-（N／14+S／32）≒2.0×（C／12）（Ti*：非酸化物Ti）からなり、Sbを0〜0.015％と変化させた成分組成のシートバーを、1150℃に加熱して均熱した後、仕上温度が890℃になるように3パス圧延を行って板厚4.0ｍｍの熱延板とした。その後、600℃-1時間の条件でコイル巻取り相当の熱処理を行った。次いで、圧下率が80％の冷間圧延を施した後、850℃-40秒の再結晶焼鈍を施した。
上記により得られた鋼板に対して、介在物個数、特に、2〜5μmのサイズと20μm以上のサイズの酸化物系介在物の個数におよぼすSb添加量の影響を調査した。
調査にあたって、介在物のサイズと個数は、鋼板表面近傍をバフ研磨後、ノーエッチングで光学顕微鏡にて400倍の倍率で観察して測定した。介在物が酸化物であることは、EPMAにより元素分析を行い、酸化物系介在物の形状および色を事前に確認した後、光学顕微鏡観察により判断した。なお、この時の介在物中のTi酸化物の含有量は、EPMA分析より60％以上であった。また、介在物サイズが5μm以下のものは100mm2の視野で、介在物サイズが20μm以上のものは1000mm2の視野で、それぞれ観察して個数を求めた。
得られた結果を図１に示す。図1より、この成分組成系の鋼材においては、Sb添加量を0.001％（10ppm）以上とすることにより、2〜5μmのサイズの介在物が500個／100mm2以上、20μm以上のサイズの介在物の個数が10個／100mm2以下になることが分かる。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
First, an experimental study that will lead to the present invention will be described. First, C: 0.002%, Si: 0.02%, Mn: 0.1%, P: 0.01%, S: 0.007%, Al: 0.005%, N: 0.002%, Ti: 0.02-0.04%, O: 0.001-0.023% , Ca: 0.001%, (Ti * / 48)-(N / 14 + S / 32) ≒ 2.0 x (C / 12) (Ti *: non-oxide Ti), with Sb varying from 0 to 0.015% The sheet bar having the component composition was heated to 1150 ° C. and soaked, and then subjected to three-pass rolling so that the finishing temperature was 890 ° C. to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 4.0 mm. Thereafter, heat treatment equivalent to coil winding was performed under conditions of 600 ° C. for 1 hour. Next, after cold rolling with a rolling reduction of 80%, recrystallization annealing was performed at 850 ° C. for 40 seconds.
The influence of the Sb addition amount on the number of inclusions, particularly the number of oxide inclusions having a size of 2 to 5 μm and a size of 20 μm or more, was investigated for the steel sheet obtained as described above.
In the investigation, the size and number of inclusions were measured by buffing the vicinity of the surface of the steel sheet and observing with an optical microscope at 400 times magnification with no etching. It was judged by observation with an optical microscope after conducting elemental analysis by EPMA to confirm the shape and color of the oxide inclusions in advance. The content of Ti oxide in the inclusions at this time was 60% or more according to EPMA analysis. Further, the number of inclusions was determined by observing in the field of 100 mm 2 when the inclusion size was 5 μm or less, and by 1000 mm 2 when the inclusion size was 20 μm or more.
The obtained results are shown in FIG. From FIG. 1, in the steel of the component composition systems, by setting the Sb amount 0.001% (10 ppm) or more, inclusion size 2~5μm is 500/100 mm 2 or more, the intervention of 20μm or more sizes It can be seen that the number of objects is 10/100 mm 2 or less.

次に、C：0.002％、Si：0.02％、Mn：0.1％、P：0.01％、S：0.007％、Al：0.005％、N：0.002％、Ti：0.02〜0.05％、O：0.001〜0.023％、Ca：0.001％、（Ti*／48）-（N／14+S／32）≒2.0×（C／12）（Ti*：非酸化物Ti）からなり、Sbを0〜0.008％と変化させた成分組成のシートバーを、1150℃に加熱して均熱した後、仕上温度が890℃になるように3パス圧延を行って板厚4.0ｍｍの熱延板とした。その後、600℃-1時間の条件でコイル巻取り相当の熱処理を行った。次いで、圧下率が80％の冷間圧延を施した後、850℃-40秒の再結晶焼鈍を施した。
上記により得られた鋼板に対して、鋼板の成形性について調査した。具体的にはｒ値と強度伸び（TS×EL）におよぼす2〜5μmのサイズの介在物の個数の影響を調査した。
調査にあたって、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、すなわち、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°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。また、この鋼板について、鋼板表面近傍を顕微鏡観察し、このうち、2〜5μmサイズの介在物の個数を測定した。
得られた結果を図2に示す。図2より、この成分組成系の鋼材において、ｒ値と強度伸びバランスTS×ELは、2〜5μmのサイズの介在物の個数に依存し、個数が500個/100mm2以上の時、高ｒ値と高TS×ELを両立させることができ、より高いｒ値とTS×EL特性が得られることがわかる。 Next, C: 0.002%, Si: 0.02%, Mn: 0.1%, P: 0.01%, S: 0.007%, Al: 0.005%, N: 0.002%, Ti: 0.02-0.05%, O: 0.001-0.023 %, Ca: 0.001%, (Ti * / 48)-(N / 14 + S / 32) ≒ 2.0 x (C / 12) (Ti *: non-oxide Ti), with Sb being 0-0.008% The sheet bar having the changed component composition was heated to 1150 ° C. and soaked, and then subjected to three-pass rolling so that the finishing temperature was 890 ° C. to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 4.0 mm. Thereafter, heat treatment equivalent to coil winding was performed under conditions of 600 ° C. for 1 hour. Next, after cold rolling with a rolling reduction of 80%, recrystallization annealing was performed at 850 ° C. for 40 seconds.
The formability of the steel sheet was investigated with respect to the steel sheet obtained as described above. Specifically, the influence of the number of inclusions having a size of 2 to 5 μm on the r value and the strength elongation (TS × EL) was investigated.
In the investigation, the r value was measured by a three-point method using a JIS No. 5 tensile test piece, and the r value in three directions, that is, rL (r value in the rolling direction), rC (r value in the direction perpendicular to the rolling direction), The average value of rD (r value in the direction of 45 ° in the rolling direction) was determined by r = (rL + rC + 2rD) / 4. In addition, the tensile test was also obtained as an average value in three directions similarly to the r value. Moreover, about this steel plate, the steel plate surface vicinity was observed with the microscope, and the number of the inclusions of 2-5 micrometers size was measured among these.
The obtained results are shown in FIG. As shown in FIG. 2, the r value and the strength-elongation balance TS × EL depend on the number of inclusions having a size of 2 to 5 μm, and when the number is 500 pieces / 100 mm 2 or more, the high r value is obtained. It can be seen that both a high value and a high TS × EL can be achieved, and a higher r value and a TS × EL characteristic can be obtained.

次いで、上記図2の実験に用いた鋼板に対して、張出し成形を模擬した液圧バルジ試験を行い、介在物割れの有無を調査した。
調査するにあたって、液圧バルジ試験は、ダイ穴直径が150mmφ、ダイ肩半径が8mm、素板直径が220mmの条件で行った。介在物割れの有無は、液圧バルジ試験で鋼板を割れ発生まで成形した時、試験サンプルの先端部に発生する破談部の他に、側面部に発生するネッキングの有無で評価し、1箇所でもネッキング割れが観察された時には介在物割れ発生とした。なお、介在物中のTi酸化物の含有量は、全て60％以上であった。
得られた結果を、介在物個数、ｒ値およびSb添加量と併せて、図3に示す。図3より、2〜5μmのサイズの介在物が500個／100mm2以上で、かつ、20μm以上のサイズの介在物の個数が10個／100mm2以下とすることにより、r値が高く、割れが発生していない、すなわち、深絞り性と介在物割れが両立可能となることが分かる。 Next, a hydraulic bulge test simulating stretch forming was performed on the steel sheet used in the experiment of FIG. 2 to investigate the presence or absence of inclusion cracks.
In the investigation, the hydraulic bulge test was performed under the conditions of a die hole diameter of 150 mmφ, a die shoulder radius of 8 mm, and a base plate diameter of 220 mm. The presence or absence of inclusion cracks is evaluated by the presence or absence of necking that occurs on the side surface in addition to the broken part that occurs at the tip of the test sample when the steel plate is formed until the crack occurs in the hydraulic bulge test. Inclusion cracking occurred when necking cracks were observed. The contents of Ti oxide in the inclusions were all 60% or more.
The obtained results are shown in FIG. 3 together with the number of inclusions, r value and Sb addition amount. From Fig. 3, the number of inclusions with a size of 2 to 5 μm is 500/100 mm 2 or more and the number of inclusions with a size of 20 μm or more is 10/100 mm 2 or less. It can be seen that no deepening occurs, that is, deep drawability and inclusion cracking are compatible.

以上の結果より、本発明においては、2〜5μmの介在物が500個/100mm2以上、20μm以上の介在物が10個/100mm2以下とする。なお、介在物のサイズの測定方法、制御方法等の詳細については後述する。 From the above results, in the present invention, inclusions of 2 to 5 μm are 500/100 mm 2 or more, and inclusions of 20 μm or more are 10/100 mm 2 or less. The details of the inclusion size measurement method, control method, etc. will be described later.

次に、C：0.001〜0.005％、Si：0.02％、Mn：0.1％、P：0.01％、S：0.001〜0.010％、Al：0.005％、N：0.001〜0.008％、Ti：0.02〜0.06％、O：0.001〜0.023％、Ca：0.001％、Sb：0.008％からなり、、（Ti*／48）-（N／14+S／32）／2（C／12）＝0.3〜4.0、（0.2×Ti*-0.006）＝-0.5〜2.3（Ti*：非酸化物Ti）と変化させた成分組成のシートバーを、1150℃に加熱して均熱した後、仕上温度が890℃になるように3パス圧延を行って板厚4.0ｍｍの熱延板とした。その後、600℃-1時間の条件でコイル巻取り相当の熱処理を行った。次いで、圧下率が80％の冷間圧延を施した後、850℃-40秒の再結晶焼鈍を施した。その後、伸び率1.0％のスキンパス圧延を施した。
上記により得られた鋼板に対して、ＢＨ量におよぼすC、N、Ti、Sの影響を調査した。
調査にあたって、、BH量は予ひずみ2％付与後、170℃×20分の時効処理を施した時の、時効処理前後の降伏強度の増加量とした。
得られた結果を図4に示す。図４より、この成分組成系の鋼材において、BH量は鋼成分に強く依存し、｛（Ti*／48）-（N／14+S／32）｝／（C／12）＝0.5〜3.0でかつ、（0.2×Ti*-0.006）／N≦1.0とすることで、BH≧30MPaでかつ、降伏点伸び≦0.5％の特性が得られることが分かる。 Next, C: 0.001 to 0.005%, Si: 0.02%, Mn: 0.1%, P: 0.01%, S: 0.001 to 0.010%, Al: 0.005%, N: 0.001 to 0.008%, Ti: 0.02 to 0.06% , O: 0.001 to 0.023%, Ca: 0.001%, Sb: 0.008%, (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) / 2 (C / 12) = 0.3 to 4.0, 0.2 × Ti * -0.006) = -0.5 to 2.3 (Ti *: non-oxide Ti) Change the composition of the sheet bar to 1150 ° C and soak, then the finishing temperature becomes 890 ° C Thus, a 3-pass rolling was performed to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 4.0 mm. Thereafter, heat treatment equivalent to coil winding was performed under conditions of 600 ° C. for 1 hour. Next, after cold rolling with a rolling reduction of 80%, recrystallization annealing was performed at 850 ° C. for 40 seconds. Thereafter, skin pass rolling with an elongation of 1.0% was performed.
The influence of C, N, Ti, and S on the amount of BH was investigated for the steel sheet obtained as described above.
In the investigation, the amount of BH was the amount of increase in yield strength before and after aging treatment when aging treatment was performed at 170 ° C. for 20 minutes after 2% prestrain was applied.
The obtained results are shown in FIG. From FIG. 4, in the steel material of this component composition system, the BH amount strongly depends on the steel component, and {(Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32)} / (C / 12) = 0.5 to 3.0 In addition, by setting (0.2 × Ti * −0.006) /N≦1.0, it is understood that the characteristics of BH ≧ 30 MPa and yield point elongation ≦ 0.5% can be obtained.

以上の結果より、本発明において、（Ti*／48）-（N／14+S／32）／2（C／12）＝0.5〜3.0すなわち、0.5（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦3（C／12）、かつ、（0.2×Ti*-0.006）≦1.0すなわち、N≧0.2×Ti*-0.006とする。   From the above results, in the present invention, (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) / 2 (C / 12) = 0.5 to 3.0, that is, 0.5 (C / 12) ≦ (Ti * / 48 ) − (N / 14 + S / 32) ≦ 3 (C / 12) and (0.2 × Ti * −0.006) ≦ 1.0, that is, N ≧ 0.2 × Ti * −0.006.

次に、本発明における表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板の化学成分の限定理由について説明する。
本発明にかかる鋼板の成分組成は、
（1）0.0005％≦C≦0.005％、Si≦0.1％、Mn≦2.0％、P≦0.10％、S≦0.02％、0.0010％≦N≦0.010％、0.010％≦Ti≦0.10％、
（2）0.001％≦Sb≦0.020％
（3）Tiのうち非酸化物Ti（Ti*）を、C（質量％）、N（質量％）、S（質量％）との関係において、0.5（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦3（C／12）、かつN≧0.2×Ti*-0.006を満足する
（4）Ca、金属REMのいずれか1種または2種以上を合計で0.0005％以上
（5）Alを式1）または式2）を満たす範囲で含有
％Ti／％Al≧5 ‥‥ 1)
Al≦0.010％ かつ ％Ti／％Al＜5 ‥‥ 2)
なお、％Ti、％Alは、ぞれぞれ鋼中のトータルTiおよびAlを示す。
（6）必要に応じてさらに、Nb：0.001〜0.1％、B：0.0001〜0.05％の1種または2種を含有
（7）残部はFeおよび不可避的不純物
である。
以下、上記のように限定した理由を詳細に説明する。 Next, the reasons for limiting the chemical components of the steel sheet for deep drawing that has excellent surface properties and excellent bake hardenability in the present invention will be described.
The component composition of the steel sheet according to the present invention is:
(1) 0.0005% ≦ C ≦ 0.005%, Si ≦ 0.1%, Mn ≦ 2.0%, P ≦ 0.10%, S ≦ 0.02%, 0.0010% ≦ N ≦ 0.010%, 0.010% ≦ Ti ≦ 0.10%,
(2) 0.001% ≦ Sb ≦ 0.020%
(3) Non-oxide Ti (Ti *) in Ti, in relation to C (mass%), N (mass%), S (mass%), 0.5 (C / 12) ≤ (Ti * / 48 )-(N / 14 + S / 32) ≤ 3 (C / 12) and satisfies N ≥ 0.2 x Ti * -0.006 (4) 0.0005% of one or more of Ca and metal REM in total (5) Al in the range satisfying formula 1) or formula 2)% Ti /% Al ≧ 5 1)
Al ≦ 0.010% and% Ti /% Al <5 2)
Note that% Ti and% Al indicate total Ti and Al in the steel, respectively.
(6) If necessary, Nb: 0.001 to 0.1%, B: 0.0001 to 0.05% of 1 type or 2 types are contained. (7) The balance is Fe and inevitable impurities.
Hereinafter, the reason for the above limitation will be described in detail.

(a) 0.0005％≦C≦0.005％
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。一方で、焼付硬化性（以下、BH性と称することもある）を得るためには高い方が好ましい。これらの特性を考慮し、0.0005％≦C≦0.005％に限定する。なお、BH性と深絞り性の観点からは、好ましくは、0.0005％≦C≦0.003％である。 (a) 0.0005% ≦ C ≦ 0.005%
The smaller C, the better the deep drawability, so it is preferable to reduce it. On the other hand, in order to obtain bake hardenability (hereinafter also referred to as BH property), a higher value is preferable. Considering these characteristics, the content is limited to 0.0005% ≦ C ≦ 0.005%. From the viewpoint of BH properties and deep drawability, 0.0005% ≦ C ≦ 0.003% is preferable.

(b)Si≦0.1％
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0.1％を超えると、溶融亜鉛めっき性が劣化する。よって、0.1％以下に限定する。なお、めっき性と深絞り性の観点からは、Siは0.05％以下が好ましい。 (b) Si ≦ 0.1%
Si has an action of strengthening steel, and a necessary amount is contained according to a desired strength. However, when the content exceeds 0.1%, hot dip galvanizing properties deteriorate. Therefore, it is limited to 0.1% or less. From the viewpoint of plating properties and deep drawability, Si is preferably 0.05% or less.

(c)Mn≦2.0％
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2.0％を超えると、深絞り性が劣化する。よって、2.0％以下に限定する。なお、深絞り性の観点からは、Mnは1.0％以下が好ましい。また、下限は、耐デント性を確保するためのYS（降伏強度）から、0.50％超えが好ましい
(d)P≦0.10％
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0.10％を超えると、深絞り性が劣化する。よって、0.10％以下に限定する。なお、深絞り性の観点からは、Pは0.08％以下が好ましい。 (c) Mn ≦ 2.0%
Mn has an action of strengthening steel, and a necessary amount is contained according to a desired strength. However, when the content exceeds 2.0%, deep drawability deteriorates. Therefore, it is limited to 2.0% or less. From the viewpoint of deep drawability, Mn is preferably 1.0% or less. Further, the lower limit is preferably more than 0.50% from YS (yield strength) to ensure dent resistance.
(d) P ≦ 0.10%
P has an effect of strengthening steel and contains a necessary amount according to a desired strength. However, when the content exceeds 0.10%, deep drawability deteriorates. Therefore, it is limited to 0.10% or less. From the viewpoint of deep drawability, P is preferably 0.08% or less.

(e)S≦0.02％
Sは、少ないほど深絞り性が向上するので少なくするほど好ましいが、その含有量が0.02％以下であれば、さほど悪影響が出ない。よって、0.02％以下に限定する。なお、深絞り性の観点からは、Sは0.01％以下が好ましい。 (e) S ≦ 0.02%
The smaller the amount of S, the better the deep drawability, so the smaller the amount, the better. However, if its content is 0.02% or less, there is no significant adverse effect. Therefore, it is limited to 0.02% or less. From the viewpoint of deep drawability, S is preferably 0.01% or less.

(f)0.0010％≦N≦0.010％
Nは、本発明において重要な役割を担う成分であり、0.0010％≦N≦0.010％とする必要がある。すなわち、N含有量が0.0010％未満では、非酸化TiをTiNとして析出固定できず、そのため多量の固溶Tiが存在するためBH性が確保できない。一方、0.010％を超えて含有すると、深絞り性が劣化する。なお、深絞り性の観点からは、Nは0.008％以下が好ましい。 (f) 0.0010% ≦ N ≦ 0.010%
N is a component that plays an important role in the present invention, and needs to satisfy 0.0010% ≦ N ≦ 0.010%. That is, when the N content is less than 0.0010%, non-oxidized Ti cannot be precipitated and fixed as TiN, and therefore, a large amount of solid solution Ti exists, so that BH property cannot be ensured. On the other hand, if the content exceeds 0.010%, deep drawability deteriorates. From the viewpoint of deep drawability, N is preferably 0.008% or less.

(g)0.010％≦Ti≦0.1％
Tiは、本発明において最も重要な役割を担う成分であり、Ti脱酸により、2〜5μmのサイズの微細酸化物系介在物を形成し、冷延−焼鈍後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％未満では、添加の効果、すなわ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。よって、下限は0.010％に限定する。このTiは、0.025％以上の添加でより有効に作用する。ただし、0.1％を越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、上限は0.1％とする。なお、BH性の観点からは、Tiは0.05％以下が好ましい。 (g) 0.010% ≦ Ti ≦ 0.1%
Ti is a component that plays the most important role in the present invention. By Ti deoxidation, fine oxide inclusions having a size of 2 to 5 μm are formed, and grain growth properties after cold rolling and annealing are controlled. , A component that improves the strength-elongation balance. Furthermore, since this fine oxide also effectively works for miniaturization of hot-rolled sheets, a {111} recrystallized texture is developed after cold rolling-annealing to increase the r value. If the Ti content is less than 0.010%, the effect of addition, that is, the amount of fine oxide is too small, and thus the above-mentioned effect cannot be obtained. Therefore, the lower limit is limited to 0.010%. This Ti works more effectively when 0.025% or more is added. However, if added over 0.1%, the material of the thin steel plate is hardened and the desired material properties are impaired, and the cost is increased, so the upper limit is made 0.1%. From the viewpoint of BH properties, Ti is preferably 0.05% or less.

(h)Al
Alは、本発明においては重要な役割を担う成分であり、１）％Ti／％Al≧5、あるいは２）Al≦0.010％ かつ ％Ti／％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−焼鈍後の粒成長性を制御するための2〜5μmサイズ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１）または２）の条件を満足する必要があり、このうち特に、１）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 1)% Ti /% Al ≧ 5 or 2) Al ≦ 0.010% and% Ti /% Al <5 must be satisfied. is there. When the above conditions are not satisfied, Al deoxidized steel is formed, and a large amount of large Al 2 O 3 clusters are formed, which deteriorates the surface properties of the steel slab and controls the grain growth property after cold rolling and annealing. Therefore, the balance of strength and elongation is inferior because the fine oxide having a size of 2 to 5 μm is reduced. Therefore, the Al content needs to satisfy the above condition 1) or 2), and among these, the condition 1) is a preferable range for achieving the object of the present invention.

(i)Caおよび／または金属REM≧0.0005％
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種以上を合計で0.0005％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種以上を合計で0.0005％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：90％以下、好ましくは20％以上90％以下、さらに好ましくは85％以下、CaOおよび／またはREM酸化物：5％以上、好ましくは8％以上50％以下で、Al2O3が70％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微細化に寄与できる。このような効果を発現する金属REMとしては、CeやYが好ましい。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、合計量で0.005％以下の範囲で添加するのが望ましい。 (i) Ca and / or metal REM ≧ 0.0005%
Ca and 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 more of Ca and REM in a total amount of 0.0005% or more. That is, after deoxidizing the molten steel with Ti, one or more of Ca and REM are further added in a total amount of 0.0005% or more, so that the oxide composition in the molten steel becomes Ti oxide: 90% or less, Preferably 20% or more and 90% or less, more preferably 85% or less, CaO and / or REM oxide: 5% or more, preferably 8% or more and 50% or less, low melting point where Al 2 O 3 is 70% or less It adjusts so that it may become an oxide type inclusion. When such adjustment is performed, during continuous casting, Ti oxide containing metal can be prevented from adhering to the nozzle and nozzle blockage can be eliminated. Further, CaO and / or REM oxide can contribute to grain growth after cold rolling-annealing and refinement of hot rolled sheets. Ce and Y are preferable as the metal REM exhibiting such effects. In addition, since addition of excess Ca and REM also causes rusting, it is desirable to add in a total amount of 0.005% or less.

(j)非酸化物Ti（Ti*）、0.5（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦3（C／12） かつ N≧0.2×Ti*-0.006
非酸化物Tiとは、全Tiのうち鋼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、次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×鋼中介在物のEPMAによるTi濃度（％）／鋼中介在物のEPMAによるO濃度（％）である。そして、EPMAによるTi濃度およびO濃度は、鋼中に存在する3〜10μmの酸化物系介在物をランダムに10個選び出してEPMAで濃度を測定し、その平均値を用いる。なお、全Ｏ量および全Ti量は、固体発光分光分析法（QV分析）で測定することができる。こうして求めた非酸化物Tiは、本発明にかかる鋼板において、きわめて重要な役割を担う成分であり、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定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。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、0.5（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦3（C／12）の関係式を満足する必要がある。すなわち、0.5（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とともに、0.5％以上の降伏点伸びが発生し、プレス成形後の表面品質を著しく劣化させる。一方、（Ti*／48）−（N／14＋S／32）＞3（C／12）の量の非酸化物Tiは、30MPa以上のBH量が得られないため、0.5（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦3（C／12）に限定する。なお、深絞り性とBH性の観点からは、（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦2.5（C／12）が好ましい。
また、N≧0.2×Ti*-0.006を満足させる必要がある。すなわち、N＜0.2×Ti*-0.006では、たとえ0.5（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦3（C／12）を満足していても、30MPa以上のBH量が得られない。 (j) Non-oxide Ti (Ti *), 0.5 (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 3 (C / 12) and N ≧ 0.2 × Ti * -0.006
Non-oxide Ti means the total amount of Ti that does not exist in the oxide state in the steel among all Ti, that is, exists as carbide, nitride, sulfide, etc., or exists in the solid solution state. It was obtained by the method.
Non-oxide Ti amount = Total Ti amount-Oxide Ti
Here, oxide Ti = total O amount × Ti concentration (%) by EPMA of inclusions in steel / O concentration (%) by EPMA of inclusions in steel. For the Ti concentration and O concentration by EPMA, ten oxide inclusions of 3 to 10 μm existing in the steel are selected at random, the concentration is measured by EPMA, and the average value is used. The total O amount and the total Ti amount can be measured by solid-state emission spectroscopy (QV analysis). The non-oxide Ti thus obtained is a component that plays a very important role in the steel sheet according to the present invention, and precipitates as solid solution C, solid solution N, and solid solution S in the steel as carbides, nitrides, and sulfides. By fixing and reducing, there is an effect of preventing deterioration of deep drawability. The amount of this non-oxide Ti (Ti *) is 0.5 (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 3 (in relation to the contents of C, N and S). C / 12) must be satisfied. That is, when 0.5 (C / 12)> (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32), a large amount of solute C remains in the hot-rolled sheet, so that the deep drawability after cold rolling-annealing is In addition to being inferior, yield point elongation of 0.5% or more occurs, and the surface quality after press molding is significantly deteriorated. On the other hand, non-oxide Ti in an amount of (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32)> 3 (C / 12) cannot obtain a BH amount of 30 MPa or more, so 0.5 (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 3 (C / 12) From the viewpoint of deep drawability and BH property, (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 2.5 (C / 12) is preferable.
Moreover, it is necessary to satisfy N ≧ 0.2 × Ti * −0.006. That is, at N <0.2 × Ti * -0.006, even if 0.5 (C / 12) ≦ (Ti * / 48) − (N / 14 + S / 32) ≦ 3 (C / 12) is satisfied, 30 MPa or more The amount of BH is not obtained.

(k)Sb：0.001〜0.02％
Sbは、本発明において重要な役割を担う成分であり、0.001〜0.02％を満たす必要がある。すなわち、Sbを0.001％以上添加することにより、2〜5μmサイズの微細酸化物が増加し、その結果、熱延板粒径の微細化ならびに冷延−焼鈍後の粒成長性を制御でき、高ｒ値ならびに強度伸びバランスが向上する。その含有量が0.001％未満では効果がなく、一方、0.02％を超えて含有させると、逆に表面性状が劣化するため、0.001〜0.02％に限定する。なお、めっき性および深絞り性の観点からは、Sbは0.003〜0.015％が好ましい。 (k) Sb: 0.001 to 0.02%
Sb is a component that plays an important role in the present invention, and needs to satisfy 0.001 to 0.02%. That is, by adding 0.001% or more of Sb, the fine oxide having a size of 2 to 5 μm is increased. The r value and the strength elongation balance are improved. If the content is less than 0.001%, there is no effect. On the other hand, if the content exceeds 0.02%, the surface properties deteriorate, so the content is limited to 0.001 to 0.02%. In addition, from the viewpoint of plating properties and deep drawability, Sb is preferably 0.003 to 0.015%.

以上の必須添加元素で、本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、必要に応じて下記の元素を添加することができる。
(l)Nb：0.001〜0.1％
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0.001％未満では添加効果がなく、一方、0.1％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、Nbを添加する場合、0.001〜0.1％の範囲とする。なお、深絞り性の観点からは、Nbは0.001〜0.05％が好ましい。
(m)B：0.0001〜0.05％
Bは、鋼の耐二次加工脆性の改善のために添加してもよいが、その添加量が0.0001％未満では添加効果がなく、一方、0.05％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、Bを添加する場合、0.0001〜0.05％とする。なお、深絞り性の観点からは、Bは0.0001〜0.02％が好ましい。 With the above essential additive elements, the steel of the present invention can achieve the desired characteristics, but in addition to the above essential additive elements, the following elements can be added as necessary.
(l) Nb: 0.001 to 0.1%
Nb has the effect of improving the r value after cold rolling and annealing by refining the structure of the hot rolled sheet. If the amount added is less than 0.001%, there is no effect of addition. On the other hand, even if added over 0.1%, the effect of addition is saturated, and conversely, the deep drawability is deteriorated. The range is 0.1%. From the viewpoint of deep drawability, Nb is preferably 0.001 to 0.05%.
(m) B: 0.0001-0.05%
B may be added to improve the secondary work brittleness resistance of the steel, but if the amount added is less than 0.0001%, there is no effect, while if added over 0.05%, the deep drawability is reversed. Since it leads to deterioration, when adding B, it is made 0.0001 to 0.05%. From the viewpoint of deep drawability, B is preferably 0.0001 to 0.02%.

次に、本発明の表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板の組織について説明する。
前述したように、本発明では、2〜5μmのサイズを有する微細な介在物を500個/100mm2以上、20μm以上のサイズを有する介在物を10個/100mm2以下とな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、圧延直角方向すなわち鋼板幅方向の介在物寸法を所定の範囲内に保つことが重要であり、本発明において、介在物のサイズとは圧延直角方向のサイズとする。
また、鋼板幅方向（圧延直角方向）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介在物の制御は、本発明の重要な構成要件の一つである。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）が2〜5μmサイズの大きさを有する粒状または破断状の酸化物系介在物が主である。幅が2〜5μmのサイズの介在物で、かつ、その個数が500個/100mm2以上であれば、熱延時の結晶粒微細化ならびに冷延−焼鈍時の粒成長を制御することができる。しかし、幅が20μmよりも大きい介在物では前記の如き効果はなく、逆に表面欠陥の原因となる。よって、本発明では、幅（圧延直角方向）が20μm以上のサイズの介在物を10個/100mm2以下とした。ここで、幅が2〜5μmサイズの大きさを有する粒状または破断状の介在物とは、鋼スラブで生成した介在物であって、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系介在物をいう。
なお、介在物のサイズと個数は、鋼板表面近傍をバフ研磨後、ノーエッチングで光学顕微鏡で400倍の倍率で観察して測定した。介在物サイズが5μm以下のものは100mm2の視野で、また介在物サイズが20μm以上のものは1000mm2の視野で、それぞれ観察して個数を求める。なお、介在物が酸化物であることは、EPMAにより元素分析を行い、酸化物系介在物の形状および色を事前に確認した後、光学顕微鏡観察により判断した。
なお、この時の介在物中のTi酸化物の含有量の割合は60%以上とする。60％未満では介在物の融点が高くなり、ノズル詰まりを引き起こすためである。 Next, the structure of the steel sheet for deep drawing which is excellent in the bake hardenability of the surface property of the present invention will be described.
As described above, in the present invention, fine inclusions having a size of 2 to 5 μm are adjusted to 500 pieces / 100 mm 2 or more, and inclusions having a size of 20 μm or more to 10 pieces / 100 mm 2 or less. is required. By the way, although the dimension of the inclusion which exists in a steel slab (slab) expands in a rolling direction by rolling, it hardly changes in the sheet width direction. Accordingly, it is important to keep the inclusion size in the direction perpendicular to the rolling direction, that is, the width direction of the steel sheet, within a predetermined range. In the present invention, the size of the inclusion is the size in the direction perpendicular to the rolling direction.
Moreover, in order to keep the inclusion size in the steel plate width direction (perpendicular to the rolling direction) within a predetermined range, it is necessary to control the inclusion size at the billet stage. For this reason, control of the fine inclusions contained in the steel slab is one of the important components of the present invention. In particular, inclusions generated under the method of the present invention are mainly granular or fractured oxide inclusions having a width (in the direction perpendicular to the rolling direction) of 2 to 5 μm. If the inclusion has a width of 2 to 5 μm and the number of inclusions is 500/100 mm 2 or more, crystal grain refinement during hot rolling and grain growth during cold rolling-annealing can be controlled. However, inclusions having a width larger than 20 μm do not have the above-described effect, and conversely cause surface defects. Therefore, in the present invention, the number of inclusions having a width (in the direction perpendicular to the rolling direction) of 20 μm or more is 10 pieces / 100 mm 2 or less. Here, the granular or fractured inclusions having a width of 2 to 5 μm in size are inclusions generated from a steel slab, and relatively large ones are hot rolled and cold rolled in the rolling direction. The broken inclusions are divided, and the relatively small inclusions are granular inclusions that maintain their shape.
The size and number of inclusions were measured by buffing the vicinity of the steel sheet surface and observing with an optical microscope at 400 × magnification with no etching. The number of inclusions is 5 μm or less, and the number is determined by observing in the field of 100 mm 2 and the inclusion size of 20 μm or more in the field of 1000 mm 2 . Note that inclusions were oxides, and elemental analysis was performed by EPMA, and the shape and color of oxide inclusions were confirmed in advance, and then judged by observation with an optical microscope.
At this time, the content ratio of the Ti oxide in the inclusion is 60% or more. If it is less than 60%, the melting point of the inclusions becomes high, causing nozzle clogging.

次に本発明の表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板の製造条件について説明する。
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％とし、１）％Ｔｉ／％Ａｌ≧5、あるいは２）Al≦0.010％かつ％Ti／％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。
調整成分としてのTiをTi≧0.010％にする理由は、Ti＜0.010％では脱酸能力が弱く、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。
また、１）％Ti／％Al≧5、あるいは２）Al≦0.010％かつ％Ti／％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、Ti酸化物を主体とする介在物とし、この介在物中に、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。この点から、上記１）、２）の2つの条件のうち、とくに１）％Ti／％Al≧5の条件で調整することが好ましい。 Next, the manufacturing conditions of the steel sheet for deep drawing excellent in the bake hardenability of the surface property of the present invention will be described.
Steelmaking step This step is not particularly limited in the case of the present invention, but a preferable treatment method is exemplified below. The material is an ultra-low carbon steel, Ti ≧ 0.010%, 1)% Ti /% Al ≧ 5, or 2) Al ≦ 0.010% and% Ti /% Al <5 It is necessary to melt steel having
The reason why Ti as the adjusting component is Ti ≧ 0.010% is that when Ti <0.010%, the deoxidizing ability is weak, the total oxygen concentration in the molten steel is high, and material properties such as elongation and drawing are deteriorated.
In addition, the reason for making 1)% Ti /% Al ≧ 5 or 2) Al ≦ 0.010% and% Ti /% Al <5 is that Ti deoxidized steel is used under the conditions that do not satisfy these conditions. This is because it becomes Al deoxidized steel, and a large amount of Al 2 O 3 clusters with an Al 2 O 3 concentration of 70% or more are generated. In the present invention, inclusions mainly composed of Ti oxide are used, and CaO and REM oxides are included in the inclusions, as will be described later, in order to achieve the intended purpose. From this point, among the two conditions 1) and 2), it is particularly preferable to adjust under the condition 1)% Ti /% Al ≧ 5.

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介在物を生成させる。この生成した介在物は、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程度のサイズの粒状、破断状のものが多くを占める。ただし、このとき上記１）または２）の条件を外れると、上述したように、巨大な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。
なお、本発明のもとでは、Alで脱酸する従来方法に比べると、Ti合金の歩留まりが悪く、しかも、Ca、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、介在物の組成調整が可能な範囲でできるだけ少量に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、溶鋼中の溶存酸素を200ppm以下にし、またスラグ中の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％となるように少量のAlによる脱酸、SiやFeSi、MnやFeMnの添加によって行うのが好ましい。 The molten steel is deoxidized with a Ti-containing alloy such as Fe-Ti to produce inclusions mainly composed of Ti oxide in the steel. The generated inclusions are not in the form of a large cluster as in the case of deoxidation with Al, but are mostly in the form of granules and ruptures having a size of about 1 to 50 μm. However, if the conditions of 1) or 2) are not met at this time, as described above, a huge Al 2 O 3 cluster cannot be reduced even when the Ti concentration is increased by adding a Ti alloy, It remains as cluster inclusions. Therefore, for the steel sheet according to the present invention, it is preferable to first generate an appropriate Ti oxide in the molten steel at the stage of production.
Under the present invention, the yield of the Ti alloy is poor compared with the conventional method of deoxidizing with Al, and the inclusion composition adjusting alloy is expensive because it contains Ca and REM. For this reason, it is economical and preferable to add the Ti alloy into the molten steel so that the amount of the inclusion can be reduced as much as possible within the range in which the composition of the inclusions can be adjusted. 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 the dissolved oxygen in the molten steel to 200 ppm or less and to reduce FeO and MnO in the slag. This preliminary deoxidation is preferably performed by deoxidation with a small amount of Al and addition of Si, FeSi, Mn or FeMn so that Al ≦ 0.010% in the molten steel after deoxidation.

ここで、介在物中の、Ti脱酸により生成したTi酸化物（Ti2O3）含有量の割合が60%以上の鋼板であれば、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。
そこで、本発明においては、Ti合金により脱酸した後、Ca、REMのいずれか1種または2種以上を合計で0.0005％以上になるように添加して、溶鋼中ひいては鋼板中の酸化物組成を、Ti酸化物：20％以上、好ましくは90％以下、さらに好ましくは85％以下、CaOおよび／またはREM酸化物：5％以上、好ましくは8％以上50％以下、Al2O3が70％以下である低融点の酸化物系介在物とする。これにより、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可能になる。なお、望ましい介在物の組成は、Ti2O3：30％以上80％以下、CaO、REM酸化物（La2O3、Ce2O3等）：10％以上40％以下である。上記介在物のTi酸化物が20％未満では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、REM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20％以上とする。一方、Ti酸化物濃度が90％超えでは、CaO、REM酸化物が少なくノズル詰まりが発生する場合がある。また、上記介在物中のAl2O3については、70％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、製品面での非金属介在物性の欠陥が増加する。 Here, if the ratio of the content of Ti oxide (Ti 2 O 3 ) generated by Ti deoxidation in the inclusions is 60% or more, the inclusions are about 2 to 20 μm in size. Since it is dispersed in steel, surface defects due to cluster-like inclusions are eliminated. However, Ti oxide is in a solid state in molten steel, and because ultra-low carbon steel has a high solidification temperature, it grows on the inner surface of the tundish nozzle in the form of taking in the metal and induces clogging of the nozzle. There is a risk.
Therefore, in the present invention, after deoxidizing with the Ti alloy, one or more of Ca and REM are added so that the total amount is 0.0005% or more, and the oxide composition in the molten steel and thus in the steel plate is added. Ti oxide: 20% or more, preferably 90% or less, more preferably 85% or less, CaO and / or REM oxide: 5% or more, preferably 8% or more and 50% or less, Al 2 O 3 is 70% % Of low-melting oxide inclusions. As a result, it is possible to effectively prevent adhesion of the Ti oxide that has taken in the base metal to the nozzle. Desirable inclusion compositions are Ti 2 O 3 : 30% to 80%, CaO, REM oxide (La 2 O 3 , Ce 2 O 3 etc.): 10% to 40%. If the inclusion Ti oxide is less than 20%, it will be Ti deoxidized steel, not Ti deoxidized steel, Al 2 O 3 concentration will increase, nozzle clogging will occur, and CaO, REM oxide concentration will increase Since rusting deteriorates, the Ti oxide concentration should be 20% or more. On the other hand, when the Ti oxide concentration exceeds 90%, there are few CaO and REM oxides and nozzle clogging may occur. In addition, when Al 2 O 3 in the inclusions exceeds 70%, the composition becomes a high melting point, so that not only nozzle clogging occurs, but the inclusions become clustered, resulting in non-metals on the product surface. Increasing defects in inclusion properties.

以上のように、本発明における鋼中の酸化物系介在物は、CaOおよび／またはREM酸化物を合計量で5％以上50％以下、Al2O3を70％以下含有し、Ti酸化物を主とする必要がある。なお、この他に、さらに、SiO2、MnOなどの酸化物を含むことができる。この場合、上記介在物中のSiO2については30％以下、MnOについては15％以下に制御することが望ましい。また、本発明の酸化物中には、ZrO2、MgOなどを5％以下の範囲で混入させることが許容される。
なお、以上説明した鋼中の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（EPMA分析値）から求めるものとする。
また、酸化物Ti=全O量×鋼中介在物のEPMAによるTi濃度（％）／鋼中介在物のEPMAによるO濃度（％）とする。EPMAによるTi濃度およびO濃度は、鋼中に存在する3〜10μmの酸化物系介在物をランダムに10個選び出してEPMAで濃度を測定し、その平均値を用いる。なお、全Ｏ量および全Ti量は、固体発光分光分析法（QV分析）で測定することができる。 As described above, the oxide inclusions in the steel according to the present invention contain CaO and / or REM oxide in a total amount of 5% to 50% and Al 2 O 3 of 70% or less, Ti oxide Need to be the main. In addition, oxides such as SiO 2 and MnO can be further included. In this case, it is desirable to control SiO 2 in the inclusions to 30% or less and MnO to 15% or less. In addition, it is allowed to mix ZrO 2 , MgO or the like in the range of 5% or less in the oxide of the present invention.
The composition of the oxide inclusions in the steel described above is determined from the average value (EPMA analysis value) of 10 arbitrarily extracted oxide inclusions.
Further, oxide Ti = total O amount × Ti concentration (%) by EPMA of inclusions in steel / O concentration (%) by EPMA of inclusions in steel. For the Ti concentration and O concentration by EPMA, 10 oxide inclusions of 3 to 10 μm present in the steel are selected at random, the concentration is measured by EPMA, and the average value is used. The total O amount and the total Ti amount can be measured by solid-state emission spectroscopy (QV analysis).

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 inclusions to be generated is controlled as described above, it is possible to completely prevent oxides and the like from adhering to the inner surface 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 N2 for preventing adhesion of oxide or the like into the tundish or the immersion nozzle. As a result, it is possible to prevent the occurrence of powder defects in the slab due to entrainment of powder during continuous casting and bubble defects due to the blown gas in the slab.

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℃以上1300℃以下の温度で行うこととする。900℃以上のスラブ加熱温度で行うことで、圧延時の荷重負荷の過度の上昇を抑制でき、操業上好ましい。しかし、スラブ加熱温度が1300℃超えでは、圧延前の結晶粒径が大きくなりすぎるため、熱延板の微細化に好ましくない。なお、スラブ加熱温度は、深絞り性の観点からは1200℃以下がより好ましい。
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。
仕上圧延の終了温度は、650℃以上960℃以下とする。960℃以下の温度で熱間圧延を終了することで、熱延板の結晶粒の粗大化を抑制でき、冷延−焼鈍後の深絞り性の向上に有利となる。また、Ar3変態点以下のα域で熱間圧延を終了してもいいが、その温度が650℃未満では、圧延負荷の増大につながり、操業上好ましくない。なお、深絞り性の観点から、好ましい仕上圧延終了温度は850℃以上950℃以下である。
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。しかし、巻取り温度が750℃を超えると、スケールが厚くなり、酸洗性の観点から好ましくない。一方、巻取り温度が400℃未満では析出物が粗大化し難く、冷延焼鈍後の深絞り性の向上に好ましくない。このためコイル巻取温度は、400℃以上750℃以下とする。深絞り性の観点から、好ましくは550℃以上750℃以下である。 Hot rolling process Slab heating prior to hot rolling is performed at a temperature of 900 ° C or higher and 1300 ° C or lower. By carrying out at the slab heating temperature of 900 degreeC or more, the excessive raise of the load load at the time of rolling can be suppressed, and it is preferable on operation. However, when the slab heating temperature exceeds 1300 ° C., the crystal grain size before rolling becomes too large, which is not preferable for miniaturization of a hot-rolled sheet. The slab heating temperature is more preferably 1200 ° C. or less from the viewpoint of deep drawability.
In the process from continuous casting to rolling, it can be said that adopting CC-DR (continuous casting-direct rolling) or HCR (hot charge rolling) is a preferable method from the viewpoint of energy saving.
The finishing temperature of finish rolling is 650 ° C or higher and 960 ° C or lower. By terminating the hot rolling at a temperature of 960 ° C. or lower, the coarsening of the crystal grains of the hot-rolled sheet can be suppressed, which is advantageous for improving the deep drawability after cold rolling and annealing. Further, although the hot rolling may be terminated in the α region below the Ar3 transformation point, if the temperature is less than 650 ° C., it leads to an increase in rolling load, which is not preferable in operation. In addition, from the viewpoint of deep drawability, a preferable finish rolling finish temperature is 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
The higher the coil winding temperature after hot rolling, the more advantageous the coarsening of precipitates. However, when the coiling temperature exceeds 750 ° C., the scale becomes thick, which is not preferable from the viewpoint of pickling properties. On the other hand, if the coiling temperature is less than 400 ° C., the precipitate is difficult to coarsen, which is not preferable for improving the deep drawability after cold rolling annealing. For this reason, coil winding temperature shall be 400 degreeC or more and 750 degrees C or less. From the viewpoint of deep drawability, it is preferably 550 ° C or higher and 750 ° C or lower.

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％以上95％以下とすることが必要である。圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得られない。一方、95％超え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。なお、深絞り性の観点からは、冷延圧下率は60％以上95％以下が好ましい。 Cold rolling process This process is a process performed to obtain a high r value, and in order to achieve this object, it is necessary to set the cold rolling reduction ratio to 50% or more and 95% or less. 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 exceeding 95%, a higher r value cannot be obtained, and the r value decreases. From the viewpoint of deep drawability, the cold rolling reduction is preferably 60% or more and 95% or less.

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℃以上920℃以下とする。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しない。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。なお、深絞り性の観点からは、焼鈍温度は750℃以上880℃以下が好ましい。
また、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。 The cold-rolled steel sheet that has undergone the annealing process cold rolling process needs to be subjected to recrystallization annealing. The annealing temperature is 700 ° C or higher and 920 ° C or lower. When the annealing temperature is less than 700 ° C., a {111} recrystallized texture preferable for deep drawability does not develop. On the other hand, even if annealing is performed in a high temperature range exceeding 920 ° C., deep drawability beyond that cannot be obtained, and conversely, the texture becomes random due to α → γ transformation, and the r value deteriorates. From the viewpoint of deep drawability, the annealing temperature is preferably 750 ° C. or higher and 880 ° C. or lower.
Further, the steel strip after annealing may be subjected to temper rolling of 10% or less in order to adjust the shape correction, surface roughness and the like.

なお、このようにして得られた冷延鋼板は、加工用冷延鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板としても適用できる。その表面処理としては、亜鉛めっき（合金系を含む）、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。   In addition, the cold-rolled steel sheet obtained in this way can be applied not only as a cold-rolled steel sheet for processing but also as an original sheet of a surface-treated steel sheet for processing. Examples of the surface treatment include zinc plating (including alloy system), tin plating, enamel resin coating, and the like. The steel sheet of the present invention may be subjected to special treatment after annealing or galvanization to improve chemical conversion properties, weldability, press formability, corrosion resistance, and the like.

転炉出鋼後、300tonの溶鋼をRH脱ガス装置にて脱炭処理し、C：0.0011〜0.0021％、Si：0.004〜0.020％、Mn：0.11〜0.15％、P：0.008〜0.013％、S：0.004〜0.006％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0.2〜0.8kg/ton添加し、溶鋼中の溶存酸素濃度を55〜250ppmまで低下させた。この時の溶鋼中のAl濃度は0.001〜0.008％であった。そして、この溶鋼に、70％Ti-Fe合金を0.8〜1.8kg/ton添加してTi脱酸を行った。その後、FeNb、FeB、FeSb等を添加して成分調整を行った後に、溶鋼中に30％Ca-60％Si合金や、それにMet.Ca、Fe、5〜15％のREMを混合した添加剤、または、90％Ca-5％Ni合金等のCa合金、REM合金のFe被覆ワイヤーを0.05〜0.5kg/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％、Al濃度は0.001〜0.008％、Ca濃度は0.0005〜0.0018％、REM濃度は0〜0.0020％であった。   After converter steelmaking, 300 tons of molten steel is decarburized with RH degassing equipment, C: 0.0011 to 0.0021%, Si: 0.004 to 0.020%, Mn: 0.11 to 0.15%, P: 0.008 to 0.013%, S : The temperature was adjusted to 0.004 to 0.006%, and the molten steel temperature was adjusted to 1585 to 1615 ° C. In this molten steel, Al was added in an amount of 0.2 to 0.8 kg / ton, and the dissolved oxygen concentration in the molten steel was reduced to 55 to 250 ppm. At this time, the Al concentration in the molten steel was 0.001 to 0.008%. And 70% Ti-Fe alloy was added to this molten steel 0.8-1.8kg / ton, and Ti deoxidation was performed. Then, after adjusting the composition by adding FeNb, FeB, FeSb, etc., an additive containing 30% Ca-60% Si alloy and Met.Ca, Fe, 5-15% REM in the molten steel Alternatively, the Fe-coated wire of Ca alloy such as 90% Ca-5% Ni alloy or REM alloy was added in an amount of 0.05 to 0.5 kg / ton. The Ti concentration after this treatment was 0.026 to 0.058%, the Al concentration was 0.001 to 0.008%, the Ca concentration was 0.0005 to 0.0018%, and the REM concentration was 0 to 0.0020%.

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、連続鋳造スラブを製造した。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成は、25〜85％Ti2O3-5〜45％CaO-0〜18％REM酸化物-6〜41％Al2O3の微細な粒状介在物であった。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 cast with a two-strand slab continuous casting apparatus to produce a continuous cast slab. The average composition of inclusions in the molten steel in the tundish at this time is 25 to 85% Ti 2 O 3 -5 to 45% CaO-0 to 18% REM oxide -6 to 41% Al 2 O 3 It was a fine granular inclusion. At the time of casting, Ar gas was not blown into the tundish and the immersion nozzle. As observed after continuous casting, there was almost no deposit in the tundish and the immersion nozzle.

次に、上記連鋳スラブを熱間圧延したのち、0.8mmまで冷間圧延し、さらに、連続焼鈍ライン（CAL）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。尚、熱延、冷延、焼鈍条件は表3に示す通りである。また、溶融亜鉛めっき処理は、再結晶焼鈍後、めっき浴温は460〜480℃の範囲、浸入板温はめっき浴温以上、浴温+10℃以下、合金化の条件は480〜540℃の温度範囲で15〜28sの範囲の加熱保持とした。
得られた鋼板の鋼組成を表1（鋼A〜E）に、介在物の含有量を表2にそれぞれ示す。なお、介在物組成、非酸化物Tiの割合は前述した方法と同様にして求めた。また、この時の介在物の板幅方向サイズはすべて50μm以下であった。 Next, the continuous cast slab was hot-rolled, cold-rolled to 0.8 mm, and further subjected to recrystallization annealing in a continuous annealing line (CAL) or a hot-dip galvanizing line (CGL). The hot rolling, cold rolling and annealing conditions are as shown in Table 3. In addition, the hot dip galvanizing treatment is performed after recrystallization annealing, the plating bath temperature is in the range of 460-480 ° C, the intrusion plate temperature is higher than the plating bath temperature, the bath temperature is + 10 ° C or lower, and the alloying conditions are 480-540 ° C. The temperature was maintained within the range of 15 to 28 s.
The steel composition of the obtained steel sheet is shown in Table 1 (Steels A to E), and the inclusion content is shown in Table 2. The inclusion composition and the ratio of non-oxide Ti were determined in the same manner as described above. In addition, the inclusions in the plate width direction at this time were all 50 μm or less.

以上より得られた鋼板に対して機械的特性を測定し評価した。なお、機械的特性等の値は前述した方法と同様にして求めた。得られた結果を表3に製造条件と併せて示す。目視にて表面欠陥を観察したところ、この焼鈍板にはヘゲ、スリーバー、スケールなどの非金属介在物の欠陥は0個／1000m-コイルと、全く認められなかった。また、発錆量は、従来のAl脱酸と同じく問題はなかった。   The mechanical properties were measured and evaluated for the steel sheets obtained from the above. The values of mechanical properties and the like were obtained in the same manner as described above. The obtained results are shown in Table 3 together with the production conditions. When surface defects were visually observed, no defects of non-metallic inclusions such as heges, three bars, and scales were found to be 0/1000 m-coil at all on this annealed plate. Further, the amount of rusting was not a problem as with conventional Al deoxidation.

比較例
転炉出鋼後、300tonの溶鋼をRH脱ガス装置にて脱炭処理し、C：0.0016％、Si：0.01％、Mn：0.10％、P：0.013％、S：0.004％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1.2〜1.6kg/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0.032％であった。その後、Fe-Tiを添加するとともに、Fe-Nb、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0.038％であった。次に、上記溶鋼を、2ストランドスラブ連続鋳造機にて鋳造し、連鋳スラブを製造した。なお、この時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ガスを吹きこまなかった場合には、著しくノズルの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4.0mmまで熱間圧延した後、0.8mmまで冷間圧延し、さらに、CGLラインにて再結晶焼鈍と合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。尚、熱延、冷延、焼鈍条件は表3に示す通りである。また、めっき処理は、上記本発明の場合と同様に行った。
得られた鋼板の鋼組成を表1（鋼F〜H）に、介在物の含有量を表2にそれぞれ示す。なお、介在物組成、非酸化物Tiの割合は前述した方法と同様にして求めた。また、この時の介在物の板幅方向サイズはすべて50μm以下であった。 Comparative example After the converter steel, 300ton of molten steel is decarburized with RH degassing equipment and adjusted to C: 0.0016%, Si: 0.01%, Mn: 0.10%, P: 0.013%, S: 0.004% At the same time, the molten steel temperature was adjusted to 1590 ° C. In this molten steel, Al was added in an amount of 1.2 to 1.6 kg / ton for deoxidation treatment. The Al concentration in the molten steel after the deoxidation treatment was 0.032%. Thereafter, Fe—Ti was added, and Fe—Nb and Fe—B were added to adjust the component composition. The Ti concentration after this treatment was 0.038%. Next, the molten steel was cast with a two-strand slab continuous casting machine to produce a continuous cast slab. At this time, the average composition of inclusions contained in the molten steel in the tundish was mainly a cluster-like inclusion made of 95 to 98 wt% Al 2 O 3 and 5 wt% or less of Ti 2 O 3. It was. If Ar gas was not blown into the tundish and immersion nozzle during casting, the Al 2 O 3 of the nozzle remarkably adhered, the opening of the sliding nozzle increased significantly at the third charge, and casting occurred due to nozzle clogging. Canceled. In addition, even when Ar gas was blown, a large amount of Al 2 O 3 was adhered in the nozzle, and the casting surface was stopped due to a large fluctuation of the molten metal surface in the mold at the 8th charge. Next, the continuous cast slab was hot-rolled to 4.0 mm, then cold-rolled to 0.8 mm, and further subjected to recrystallization annealing and alloying hot dip galvanizing treatment in a CGL line. The hot rolling, cold rolling and annealing conditions are as shown in Table 3. Moreover, the plating process was performed similarly to the case of the said invention.
The steel composition of the obtained steel sheet is shown in Table 1 (Steels F to H), and the inclusion content is shown in Table 2. The inclusion composition and the ratio of non-oxide Ti were determined in the same manner as described above. In addition, the inclusions in the plate width direction at this time were all 50 μm or less.

以上より得られた鋼板（比較例）に対して機械的特性を測定し評価した。なお、機械的特性等の値は上記本発明の方法と同様にして求めた。得られた結果を表3に製造条件と併せて示す。目視にて表面欠陥を観察したところ、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が0.45個/1000m-コイル認められた。   The mechanical properties were measured and evaluated for the steel plates (comparative examples) obtained as described above. The values such as mechanical characteristics were obtained in the same manner as the method of the present invention. The obtained results are shown in Table 3 together with the production conditions. When surface defects were visually observed, 0.45 pieces / 1000 m-coils of non-metallic inclusion physical defects such as heges, slivers, and scales were observed on this annealed plate.

Figure 2008195980
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以上より、本発明例では、比較例に比べて、表面欠陥がなく、かつ高いｒ値とＢＨ性を両立させた特性が得られている。   As described above, in the inventive example, there are no surface defects and a characteristic in which a high r value and BH properties are compatible with each other as compared with the comparative example.

本発明の鋼板は、例えば、自動車用薄鋼板を中心に、良好な表面性状、焼付硬化性、深絞り性が要求される素材として最適である。   The steel sheet of the present invention is optimal as a material that requires good surface properties, bake hardenability, and deep drawability, for example, mainly for thin steel sheets for automobiles.

2〜5μmのサイズの介在物個数および20μm以上のサイズの介在物個数におよぼすSb添加量の影響を示す図である。It is a figure which shows the influence of the amount of Sb addition on the number of inclusions of 2-5 micrometers in size, and the number of inclusions of 20 micrometers or more in size. ｒ値と強度伸びバランス（TS×EL）におよぼす2〜5μmのサイズの介在物個数の影響を示す図である。It is a figure which shows the influence of the number of inclusions of the size of 2-5 micrometers on r value and intensity | strength elongation balance (TS * EL). 介在物個数、Sb添加量、ｒ値および介在物割れの関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the number of inclusions, Sb addition amount, r value, and inclusion cracking. BH性に及ぼすC、N、Ti、S量の影響を示す図である。It is a figure which shows the influence of the amount of C, N, Ti, and S which acts on BH property.

Claims (4)

鋼組成は、
質量％で、0.0005％≦C≦0.005％、Si≦0.1％、Mn≦2.0％、P≦0.10％、S≦0.02％、0.0010％≦N≦0.010％、0.010％≦Ti≦0.1％、0.001％≦Sb≦0.02％を含み、
前記Tiのうちの非酸化物Ti（Ti*）を、C（質量％）、N（質量％）、S（質量％）との関係において、0.5（C／12）≦（Ti*／48）−（N／14＋S／32）≦3（C／12）、
N≧0.2×Ti*-0.006を満足するように含有し、
さらに、Ca、金属REMのいずれか１種または2種以上を合計で0.0005％以上、Alを式（１）または式(２)を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼中の介在物は、
圧延直角方向寸法：2〜5μmの介在物が500個/100mm2以上、圧延直角方向寸法：20μm以上の介在物が10個/100mm2以下で、かつ、介在物中のTi酸化物の含有量の割合が60%以上であることを特徴とする表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板。
％Ti／％Al≧5 ‥‥ (1)
Al≦0.010％ かつ ％Ti／％Al＜5 ‥‥ (2)
なお、％Ti、％Alは、ぞれぞれ鋼中のトータルTiおよびAlを示す。 Steel composition is
% By mass, 0.0005% ≦ C ≦ 0.005%, Si ≦ 0.1%, Mn ≦ 2.0%, P ≦ 0.10%, S ≦ 0.02%, 0.0010% ≦ N ≦ 0.010%, 0.010% ≦ Ti ≦ 0.1%, 0.001% ≦ Sb ≦ 0.02% included,
Non-oxide Ti (Ti *) of Ti is 0.5 (C / 12) ≦ (Ti * / 48) in relation to C (mass%), N (mass%), and S (mass%). − (N / 14 + S / 32) ≦ 3 (C / 12),
Containing N ≧ 0.2 × Ti * -0.006,
Further, one or more of Ca and metal REM is added in a total amount of 0.0005% or more, Al is contained within a range that satisfies formula (1) or formula (2), and the balance consists of Fe and inevitable impurities,
Inclusions in steel are
Perpendicular to the rolling direction dimension: inclusions 2~5μm is 500/100 mm 2 or more, perpendicular to the rolling direction dimension: 20 [mu] m or more inclusions in 10/100 mm 2 or less, and the content of Ti oxides in the inclusions A steel sheet for deep drawing excellent in bake hardenability with good surface properties, characterized in that the ratio of is 60% or more.
% Ti /% Al ≧ 5 (1)
Al ≦ 0.010% and% Ti /% Al <5 (2)
Note that% Ti and% Al indicate total Ti and Al in the steel, respectively. さらに、質量％で、Nb：0.001〜0.1％、B：0.0001〜0.05％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に記載の表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板。   Furthermore, it contains any one or two kinds of Nb: 0.001 to 0.1% and B: 0.0001 to 0.05% by mass%. Excellent steel sheet for deep drawing. 請求項１または２に記載の鋼組成を有する鋼片を、
900〜1300℃の温度で加熱、均熱し、650〜960℃の温度で仕上圧延を終了し、400〜750℃の温度で巻取り、
次いで、50〜95％の圧下率で冷間圧延を施した後、700〜920℃の温度で再結晶焼鈍を施し、鋼中の介在物が、
圧延直角方向寸法：2〜5μmの介在物が500個/100mm2以上、圧延直角方向寸法：20μm以上の介在物が10個/100mm2以下で、かつ、介在物中のTi酸化物の含有量の割合が60%以上であることを特徴とする表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板の製造方法。 A steel slab having the steel composition according to claim 1 or 2,
Heating and soaking at a temperature of 900-1300 ° C, finishing rolling at a temperature of 650-960 ° C, winding at a temperature of 400-750 ° C,
Next, after cold rolling at a rolling reduction of 50 to 95%, recrystallization annealing is performed at a temperature of 700 to 920 ° C., and inclusions in the steel are
Perpendicular to the rolling direction dimension: inclusions 2~5μm is 500/100 mm 2 or more, perpendicular to the rolling direction dimension: 20 [mu] m or more inclusions in 10/100 mm 2 or less, and the content of Ti oxides in the inclusions A method for producing a steel sheet for deep drawing having a good surface texture and excellent bake hardenability, characterized in that the ratio of is 60% or more. 前記再結晶焼鈍後、引き続き、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする請求項３に記載の表面性状の良好な焼付硬化性に優れる深絞り用鋼板の製造方法。   4. The method for producing a steel sheet for deep drawing excellent in surface bake hardenability according to claim 3, wherein hot-dip galvanizing is subsequently performed after the recrystallization annealing.
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