CN104775071A - 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法 - Google Patents

冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN104775071A
CN104775071A CN201510091526.XA CN201510091526A CN104775071A CN 104775071 A CN104775071 A CN 104775071A CN 201510091526 A CN201510091526 A CN 201510091526A CN 104775071 A CN104775071 A CN 104775071A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
cold
inclusion
rolled steel
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201510091526.XA
Other languages
English (en)
Inventor
古桥诚治
芳贺纯
西隆之
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2007054511A external-priority patent/JP4345827B2/ja
Priority claimed from JP2007263481A external-priority patent/JP5071027B2/ja
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN104775071A publication Critical patent/CN104775071A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供高强度冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法。该高强度冷轧钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板的机动车外板所要求表面外观优良，与轧制方向成45°方向的r值极高，具有优良的冲压成形性，抗拉强度为340MPa以上。该高强度冷轧钢板具有以质量％计含有C：0.0005％～0.025％、Si：0.2％以下、Mn：0.3～2.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、N：0.006％以下、sol.Al：小于0.005％、Ti：0.005％～0.05％及Nb：0.020％～0.200％、并且Nb和Ti含有量的质量比(Nb/Ti)为2以上、剩余部分由Fe及杂质组成的化学成分，与轧制方向成45°方向的r值(r45)为1.80以上和/或平均r值(rm)为1.60以上，而且，抗拉强度为340MPa以上。

Description

冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法
本申请是申请日为2008年3月4日、最早优先权日为2007年3月5日，申请号为200880014831.7、发明名称为“冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法”的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及适用于车身侧板等机动车外板的冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板及其制造方法。更详细地讲，本发明涉及相对于轧制方向成45°方向上的r值为1.80以上和/或平均r值为1.60以上的、冲压成形性优良的、抗拉强度为340MPa以上的冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板及其制造方法。
另外，本发明涉及Al浓度极低且包含TiOX系夹杂物的、Al2O3系夹杂物比率受到限定的、深拉(deep drawing)性优良的冷轧钢板及规定其钢水精炼方法的制造方法。
背景技术
受到机动车的碰撞安全性、轻量化的要求，在不仅适用于车体骨架构件、也适用于车身侧板、发动机罩、门、挡泥板等机动车外板的薄钢板中，也逐步高强度化。在这些钢板中，不仅要求表面外观质量，也要求优良的冲压成形性，特别要求拉深成形性。由以往可知，拉深成形性与JIS Z 2254中所述的塑性应变比、即兰克福特值(r值)关系极为密切，该r值越高，拉深成形性越良好。因此，将该值广泛地用作拉深成形性的指标，且用作材料设计的指标。
另外，根据本发明人的研究，用于车身侧板、发动机罩、门、挡泥板等机动车外板等用途的毛坯材料是机动车零件中最大级别的尺寸，将维持着宽幅卷材地将毛坯切割为大致长方形而成的材料用于冲压，因此，例如在车身侧板中，开口部的4角的拐角成形程度大的部分位于相对于轧制方向位于45°方向上，在相对于作为原料的钢板的轧制方向成45°方向的r值(以下也记作“r45”)较低时，易于产生褶皱、裂纹。因而，提高该r45较为重要。
作为获得r值较高的钢板的方法，将C含有量为30ppm左右以下的极低碳素钢作为基底而添加Ti、Nb等碳氮化物生成元素的方法较为有效。这样做成的钢板通常作为IF钢而广泛地将软钢用于主体。并且，作为具有较高的r值、并具有较高强度的钢板，开发出一种将IF钢作为基底而添加Mn、P等固溶强化元素而成的钢板。但是，固溶强化元素通常较为昂贵，会导致钢板成本升高。因此，在专利文献1中，公开了一种出于削减固溶强化元素的目的而以NbC、TiC进行析出强化的技术。在专利文献2中还公开有这样的钢板，即，通过向含有C：0.0040～0.01％的钢板中适当添加Nb，生成NbC的微细析出物而谋求组织的细粒化，提高表面性状(surface properties)、机械特性。
但是，通过添加Nb、Ti，密集地生成NbC、TiC或者它们混合而成的(Nb、Ti)(C、N)的微细的析出物。因此，根据热轧条件，存在因妨碍再结晶时晶粒界面移动的钉扎效应而导致颗粒生长性变差的情况，r值有可能降低。
另外，在主要添加Ti而成的高张力冷轧钢板中，难以提高r45，在机动车外板用途中，大多情况下会产生冲压裂纹、褶皱，导致冲压不良的增加。并且，在像专利文献2那样地主要添加Nb而成的高张力冷轧钢板中，NbC比TiC更微细地析出，因此，必须进行高温退火。为了避免这种状况，需要使析出物粗大，在热轧制时通常采取高温卷取的对策，但并不充分。
即，为了提高r45，析出物的存在形态及Nb和Ti的含有量比的最优化成为问题。
在此，在专利文献3中公开了这样的钢板，即，为了利用将强度较低的软钢作为基底的冷轧钢板来改善r值的面内各向异性，降低Al含有量，添加Mg及Ti，控制尺寸、面密度，使得钢中所含有的0.1μm以下的Mg和Ti的非常微细的氧化物密集地分散。但是，这是通过Mg的作用使氧化物微细化的技术，并未控制对r值影响较大的Nb、Ti等碳氮化物形成元素的析出。此外，非常难以向熔炼时的钢水中添加反应性极高的Mg而使其氧化物均匀地分散，在操作方面存在问题。
在专利文献4中，还公开有降低Al含有量、含有Ti的极低碳素钢的薄钢板及其制造方法。该制造方法对微细且不存在局部坚固的结晶相、控制夹杂物为夹杂物整体易于变形、破碎的成分。结果，由于夹杂物缺陷减少，并且钢中的sol.Al含有量降低，因此，能够获得再结晶温度较低、具有较高的冲压成形性的钢板。但是，虽涉及了由夹杂物缺陷导致对表面性状或成形性的影响，但不存在特别是与拉深成形性的最重要的指标、即r值的改善相关的记载。
专利文献1：日本特开平10－46289号公报
专利文献2：日本特开2000－303145号公报
专利文献3：日本特开平11－323476号公报
专利文献4：日本特开平10－226843号公报
以上是与冲压成形性相关的问题，但在Ti添加钢中，在做成合金化熔融镀锌的情况下，有时会产生呈条花纹状的镀金表面外观的缺陷。一般认为是因如下的机理而产生的。
在铸造出的炉渣内微细地分散析出有Ti系析出物(TiC、Ti4C2S2)，作为热轧制的前阶段而再次加热炉渣时，Ti系析出物由微细的Ti系析出物固溶，而且，在无法完全固溶的温度下，在相互距离较近时因扩散而粗大化。在此，若存在加热不均，则根据场所的不同会存在未固溶的Ti系析出物、未粗大化的Ti系析出物。
在这样的析出物尺寸带有分布不均的状态下实施热轧制、冷轧制及退火时，由于妨碍晶粒界面移动的钉扎效应，再结晶行为根据场所不同而不同。因此，晶粒尺寸根据场所不同而不同。由于熔融镀锌的合金化速度因晶粒界面的密度而产生差异，因此，与上述晶粒尺寸的偏差相对应地合金化行为也产生差异，在合金化熔融镀锌的表面产生凹凸差。在热轧制、冷轧制工序中，该析出物尺寸带有分布不均的状态沿扎制方向延伸，因此，上述凹凸差会观察为作为镀金外观而沿轧制方向条状地具有凹凸，表面外观变差。有时即使在经过产品的涂装工序后的状态下也可观察到这种表面外观变差的情况，在使用者容易注目的自动车外板用途中是很大的问题。为了抑制这一状况，消除热轧制工序中析出物的尺寸不均较为重要，为了尽可能地减小析出物的固溶偏差等的影响，需要减少微细的析出物而使其粗大化。
发明内容
本发明即是鉴于如上所述地无法获得具有优良的冲压成形性高强度冷轧钢板、高强度合金化熔融镀锌钢板的现状而做成的。特别是，其目的在于提供车身侧板、发动机罩、门、挡泥板等机动车外板所要求的、表面外观优良的、与轧制方向成45°方向的r值(r45)极高的、具有优良的冲压成形性的抗拉强度为340MPa以上的高强度冷轧钢板和高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法。
本发明的目的还在于提供利用钢铁大量生产制造法能够稳定地制造的极低碳、极低Al浓度且具有较高的拉深性的冷轧钢板及其制造方法。具体地讲，其目的在于提供具有极低碳、极低Al浓度且具有较高的深拉性的性质的钢，即，限制将由大规模炼铁法不可避免生成的非金属夹杂物中的、产生不良影响的Al2O3作为主要成分的夹杂物量、且确保了将有用的TiOX作为主要成分的夹杂物量比例的冷轧钢板，以及在使用大规模炼铁法中采用的设备时能够稳定地制造上述钢板的制造方法、特别是精炼方法。
本发明人为了确立在添加Nb和Ti的情况下也能够使碳氮化物粗大化的方法，详细调查了析出物的析出形态、特别是氧化物与碳氮化物的关系，并进一步调查了化学成分对该析出形态的影响。
下面，说明作为本发明的基础的试验结果。由具有实验室等级为440MPa级的抗拉强度的成分系，利用Al脱氧和Ti脱氧熔炼钢(化学成分仅是sol.Al量发生变化)，使用实验室等级的装置进行热轧制、冷轧制及退火，评价了机械特性及氧化物和碳氮化物的存在形态。本说明书中的钢(也针对钢板、钢水中的任一种)的化学成分中的“％”只要没有特别说明，就是指质量％的意思。
结果可获得这样的新见解，即，如图1所示，与以往的铝脱氧镇静钢相比，减少Al而实施Ti脱氧后的钢可获得更高的成形性、特别是高r值。
由详细调查该见解的结果也可明确如下内容。
首先，添加Al而脱氧的铝脱氧镇静钢是以往通常采用的，但来源于添加的Al而生成的簇群状的Al2O3系夹杂物不会影响(Nb、Ti)(C、N)的析出状态。相对于此，在低Al浓度的状态下进行Ti脱氧时，抑制生成Al2O3系夹杂物而优先生成TiOX系夹杂物。并且，将该TiOX系夹杂物作为生成核而复合析出(Nb、Ti)(C、N)。结果，抑制生成具有微细的析出物形态的(Nb、Ti)(C、N)，与以往的铝脱氧镇静钢相比，r值有效地升高，特别是r45升高。
由更加详细地调查的结果也可明确，在产品的板厚截面中长径为1μm以上的TiOX的平均数密度为30个/mm2以上的情况下，可获得更高的r值。
在此，“TiOX”是指TiO2、Ti2O3及Ti3O5等钛氧化物的总称。另外，除去以它们为核而复合析出的Ti、Nb的碳氮化物及Mn氧化物。在计测该生成量时，简单地利用能量分散型X射线显微分析仪(EDS)等求得Ti浓度，将其换算为TiO2而将80质量％以上的TiOX作为对象。其原因在于，在换算为TiO2的TiOX浓度小于80质量％的情况下，生成高温且软质、换言之不含有结晶相的非晶质的相，作为碳氮化物的生成方面而无法有效地发挥作用。碳氮化物成为在TiOX的表面、即母相与夹杂物之间生成异质核而存在的形态。在TiOX中，通常作为不可避免的杂质而含有Mn、Al、Ca、Si等。
上述较佳的夹杂物分布状态能够通过做成sol.Ti(酸可溶性的Ti量)：0.004％以上而可靠地实现，结果r值升高。图1中的□标记是长径为1μm以上的TiOX的平均数密度为30个/mm2以上、sol.Ti：0.004％以上的情况下的结果，与sol.Ti：小于0.004％的结果(●标记)相比，r值高。
此外，由详细调查Nb和Ti的含有量比的结果可明确，通过做成Nb/Ti≥2而能够进一步提高r45，平均r值升高。其理由虽不明确，但可推断为作为复合析出于TiOX的碳氮化物，Nb(C、N)与Ti(C、N)相比更有效地有助于提高r45。还可推断为，利用由Nb(C、N)使热轧钢板的细粒化的效果也能提高r45。
还可明确，通过如上所述地抑制生成微小的析出物而使析出物粗大化，能够减小在对炉渣再加热等时产生的析出物的尺寸不均、因此再结晶化行为进而熔融镀锌后的合金化行为均匀化、以及条状缺陷减少而结果可改善表面外观。
根据以上实验室等级的实验结果，进一步研究使用在大规模炼铁法中采用的设备的情况。
只要使用真空溶解炉这样的实验炉或者小规模生产炉，就能够稳定地获得将上述那样的极低碳且Al浓度维持在极低标准、而且含有恒定量的Ti等与氧具有亲和力的合金的钢。但是，由本发明人的研究结果可明确，在使用上述那样的大规模炼铁厂的炼钢设备时，难以容易地达到稳定地获得该钢。
大规模炼钢所的极低碳素钢的制造方法与通常的炼钢法相比，特别是在钢水精炼方法中存在特征。
在说明该精炼方法时，首先，利用转炉等炼钢炉除去碳而进行粗脱碳，作为碳浓度为0.04质量％～0.07质量％的低碳钢水，在未脱氧的状态下出钢于浇包。
接着，进一步以使用真空脱气装置的精炼工序对出钢后的钢水进行真空脱碳处理，获得含有碳浓度0.025质量％以下的极低碳素钢水。真空脱气装置大多利用具有两根浸渍管、使钢水回流的RH式真空脱气装置(以下也称作“RH装置”)进行。此时的脱碳反应需要在钢水中含有与碳反应的氧，若表示此时的氧浓度，则为0.03质量％～0.08质量％左右。
接着，为了调整作为钢所需的合金成分，并在其前后易于调整该合金成分且除去残留的氧，通常，通过添加Al来进行脱氧。经过这样的工序制造极低碳Al脱氧钢。
另一方面，利用真空脱气装置进行脱碳精炼至极低碳浓度区域、控制浓度到作为本发明特征的极低Al区域、以及调整合金成分。一般认为，在使用进行该真空脱碳的强搅拌型的精炼装置时，直径为几μm～几百μm的非金属夹杂物通常会悬浮，该非金属夹杂物根据种类而对由上述极低碳素钢构成的钢板的深拉性产生不良影响。因此，对能够发挥该钢板原本具有较高的拉深性的非金属夹杂物的必要条件进行深入研究，以至找到该条件。并且，达到也确立以实现该条件的铁钢大量生产制造方法为前提的炼钢条件，完成本发明。
对这一点进一步进行说明。为了补偿在上述真空脱碳处理所需要的处理时间内产生的钢水的温度降低，经常在真空脱碳处理的前后对钢水进行加热处理。作为该加热处理的具体方法，可列举通过Al等金属与氧气的氧化反应来加热钢水、以及自石墨电极产生电弧而对钢水通电而利用焦耳热来供给热量的电加热。
通过前者的氧化反应进行的加热会产生由Al燃烧而生成的Al2O3系夹杂物的大量悬浮，而且，因供给氧气而增加脱碳处理后钢水中氧浓度的变动因素。另外，在利用Si燃烧的情况下，也同样会导致SiO2系夹杂物同样地大量悬浮。
对于后者的电加热，虽然难以产生前者那样地Al2O3系夹杂物等大量悬浮，但存在电弧加热时产生因浇包炉渣等卷入而生成的炉渣系夹杂物等问题。并且，也会产生由电力消耗、电极消耗等导致的运行成本增加、全精炼时间的长时间化这样的问题。
并且，在本发明的钢种制造中，需要对脱碳处理后的氧浓度较高的钢水调整Si、Mn、Nb等合金元素、并添加Ti。Si及Mn是除去氧的元素、即脱氧元素。但是，与Al相比，其与氧的亲和力较小，因此，达到的氧浓度存在界限，而且脱氧速度较慢，需要处理时间。结果，产生脱氧状态的偏差，也会产生Nb等的成分调整、作为高价合金元素的Ti的收获率降低，对Ti控制性也会产生不良影响。
为了一举解决这些问题，一般认为除首先实现本发明的钢种的必要条件所包括的TiOX系夹杂物分散及含有Ti浓度之外，将一般认为在大量制造时不可避免地混合的Al2O3系夹杂物及炉渣系夹杂物的存在形态及容许界限明确，需要发现足以发挥原本性能的条件。
在此，“TiOX”是指钢中的Ti氧化物的总称。Ti的价数可取得4价或3价，因此，一般认为是TiO2、Ti3O5、Ti2O3等存在形态，而且，由于也存在非化学量论成分，因此标记为TiOX。
接着，对在大规模炼铁厂的大量制造中能够实现这样的条件的思考方法和理论上的方法论进行研究。结果，即使采用例如在添加金属Al之后供给氧气的钢水升热方法，也能够将Al2O3系夹杂物的悬浮抑制在必要程度。并且，基于这样的见解，在真空脱碳处理之后向大量含有氧的钢水中添加金属Al，迅速地预备降低氧浓度，于是，之后容易调整Si、Mn及Nb等合金成分。这样地确立实现极低Al浓度、并通过添加Ti而同时进行Ti浓度控制及TiOX夹杂物的分散的方法，以完成本发明。
基于以上见解完成的本发明如下。
本发明冷轧钢板的特征在于，具有以质量％计含有C：0.0005～0.025％、Si：0.2％以下、Mn：0.3～2.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、N：0.006％以下、sol.Al：小于0.005％、Ti：0.005～0.05％及Nb：0.020～0.200％、并且Nb和Ti含有量的质量比(Nb/Ti)为2以上、剩余部分本质上为Fe及杂质的化学成分，与轧制方向成45°方向的r值(r45)为1.80以上和/或平均r值(rm)为1.60以上，而且，抗拉强度为340MPa以上。
本发明的冷轧钢板优选为，板厚截面中的TiOX的平均数密度为30个/mm2以上，sol.Ti：0.004％以上。
从另一方面考虑，本发明是一种冷轧钢板，其特征在于，具有化学成分，夹杂物满足下式(1)～(3)。
NTi≥30个/mm2   (1)
NTi/(NTi+NAl)≥0.80   (2)
NTi/NTotal≥0.65   (3)
在此，NTi：与轧制方向平行的纵截面中的长径为1μm以上的夹杂物中的、含有Ti氧化物50％以上的平均数密度；
NAl：与轧制方向平行的纵截面中的长径为1μm以上的夹杂物中的、含有Al氧化物50％以上的平均数密度；
NTotal：与轧制方向平行的纵截面中的长径为1μm以上的全氧化物系夹杂物的平均数密度。
上述本发明的冷轧钢板的化学成分也可以替代上述化学成分中的Fe的一部分，而以质量％计含有B：0.0020％以下和/或从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、W：1％以下、Cu：1％以下及Ni：1％以下的组中选出的1种或2种以上。
另外，本发明是在上述本发明的化学成分以质量％计为Si：0.1％以下及P：0.10％以下的上述冷轧钢板的表面具有合金化熔融镀锌层的合金化熔融镀锌钢板。
从另一方面考虑，本发明是一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，包括下记工序(A)～(D)。
(A)使具有上述本发明的化学成分的钢锭或钢坯为1100～1270℃而对其实施热轧制，以Ar3～1000℃完成热轧制而做成热轧钢板的工序；
(B)以400～700℃将该热轧钢板做成钢带而卷取的工序；
(C)对将该钢带开卷而成的热轧钢板进行酸洗之后，以50％以上的压下率实施冷轧制而做成冷轧钢板的工序；以及
(D)将该冷轧钢板再结晶退火的工序。
上述冷轧钢板的制造方法也可以包括经过转炉精炼及真空精炼来制造上述钢锭或钢坯的工序，其特征在于，该真空精炼包括下记工序(E)～(G)。
(E)使用使钢水回流的真空脱气装置进行脱碳精炼而将钢水的碳浓度减小至0.025质量％以下的工序；
(F)向其碳浓度为0.025质量％以下的钢水中添加Al，将该钢水的溶解氧浓度控制在0.003质量％以上且0.018质量％以下的工序；以及
(G)向其溶解氧浓度控制在0.003质量％以上且0.018质量％以下的钢水中添加Ti，使sol.Ti为0.004质量％以上且0.04质量％以下的工序。
另外，也可以在工序(E)与工序(F)之间包括向碳浓度为0.025质量％以下的钢水中添加Al和氧气、进行利用该反应热量使该钢水温度上升的操作的工序。
也可以通过在具有上述本发明的化学成分、且以质量％为Si：0.1％以下及P：0.10％以下的化学成分的、利用包括上述本发明的工序的制造方法获得的冷轧钢板的表面实施合金化熔融镀锌来制造合金化熔融镀锌钢板。
采用本发明，能够制造适合车身侧板、门、挡泥板等机动车外板用途的、r值特别是r45较高的冲压成形性优良的高强度冷轧钢板及高强度合金化熔融镀锌钢板，在工业上极为有益。
该高强度冷轧钢板不仅能够用作加工用冷轧钢板，也能够用作加工用表面处理钢板的原板。作为其表面处理，存在熔融镀锌、熔融镀Al等熔融镀金属、电镀、镀锡等。
另外，在本发明的钢板中，实现深拉性所需的TiOX夹杂物、与在利用大规模炼铁厂的炼钢设备制造的情况下不可避免地含有的Al2O3系夹杂物的存在比率适当。因此，在具有优良的深拉性和高强度的同时、可稳定地实现较高的生产率。
并且，采用本发明的制造方法，即使从提高生产效率的方面考虑使用在大规模炼铁厂大多使用的强搅拌型的精炼装置，也能够稳定地制造具有上述优良的深拉性和高强度的冷轧钢板。
附图说明
图1是表示评价sol.Al量及sol.Ti量对平均r值及r45产生的影响的结果的曲线图。
图2是表示夹杂物个数比率α与r45值的关系的曲线图。
图3是表示夹杂物个数比率β与r45值的关系的曲线图。
图4是表示钢水中溶解氧与夹杂物中Al2O3浓度的关系的曲线图。
图5是表示添加Ti之前的夹杂物中Al2O3浓度与添加Ti之后的夹杂物中TiOX浓度的关系的曲线图。
具体实施方式
1.冷轧制钢板、合金化熔融镀锌钢板
(1)钢成分
本发明的钢具有含有如下的(a)～(i)所述的元素、具有(j)所述的关系、并且剩余部分本质上为Fe及杂质的化学成分。
(a)C：0.0005～0.025％
C与Nb、Ti等碳化物形成元素结合，形成TiC、NbC或者作为其复合析出物的(Nb、Ti)(C、N)等微细碳氮化物。为了在以适当的体积率析出碳氮化物的同时、提高成形性，必须使C含有量适当化。通过生成碳氮化物，可获得较大的析出强化效果，不必大量添加Mn、P、Si等固溶元素就能够实现高强度化。并且，由于能够降低再结晶退火时的固溶C、N，因此，存在提高产品的r值的效果。
在C含有量小于0.0005％时，在将钢水脱碳的成本大幅度增加的基础之上，存在耐二次加工脆性变差的情况。并且，存在无法获得充分的抗拉强度的情况。另一方面，在C含有量大于0.025％时，屈服强度上升而伸长率降低，成形性、特别是r值降低。因而，使C含有量为0.0005～0.025％。从成形性、特别是确保r值的方面考虑，更优选使C含有量为0.01％以下。
(b)Si：0.2％以下
Si是作为杂质而含有的元素，但由于其也是廉价的固溶强化元素，因此，能够以提高强度为目的而含有。但是，Si具有脱氧作用，在sol.Al含有量较低的情况下，其影响增大。在Si含有量大于0.2％时，由该脱氧作用阻碍TiOX的生成。因而，使Si含有量为0.2以下。优选使其为0.15％以下，只要其含有量为0.10％以下，就实质上不会由Si脱氧而阻碍TiOX的生成，因此特别优选。另外，在不需要Si的固溶强化时，更优选为0.03％以下。另外，在对冷轧钢板的表面实施熔融镀金属的情况下，在Si含有量大于0.1％时，对镀金属质量产生不良影响的可能性升高。因此，在对冷轧钢板的表面实施熔融镀金属的情况下，优选使Si含有量为0.1以下。特别优选使其为0.05以下。
另一方面，从粗钢阶段含有Si，为了降低其含有量，需要进行规定的处理。因此，过度地降低Si含有量会导致生产率降低。因而，使Si含有量为0.003％以上。在通过Si的固溶强化而谋求钢板高强度化的情况下，优选使Si含有量为0.02％以上。
(c)Mn：0.3～2.5％
Mn具有通过固溶强化而使钢板高强度化的作用。在Mn含有量小于0.3％的情况下，有可能无法谋求作为目的的高强度化。另一方面，在Mn含有量大于2.5％的情况下，屈服强度上升而伸长率变差，在加工时易于产生褶皱、裂纹。因此，使Mn含有量为0.3～2.5％。为了通过固溶强化而使钢板进一步高强度化，优选使Mn含有量为0.4％以上，特别优选为0.8％以上。为了使成形性更良好，优选使Mn含有量为2.0％以下。
(d)P：0.15％以下
P是作为杂质而含有的元素，但其是能够在抑制r值降低的同时、通过固溶强化而使钢板高强度化的有用的元素，能够以提高强度为目的而含有。但是，在P含有量大于0.15％时，屈服强度上升而伸长率降低，因此，成形性变差。因此，使P含有量为0.15％以下。另外，在对冷轧钢板的表面实施合金化熔融镀锌的情况下，在P含有量大于0.10％时，有时合金化处理性降低而被覆金属密合性降低、或者在被覆金属表面出现由P偏析引起的条花纹。因此，在对冷轧钢板的表面实施合金化熔融镀锌的情况下，优选使P含有量为0.10％以下。更优选为0.06％以下。由于存在无法谋求作为目的的高强度化的情况，因此，P含有量的下限优选为0.03％以上。
(e)S：0.02％以下
S作为杂质而存在于钢板中，但在其含有量较多时，易于产生氧化皮缺陷(scale flaws)，有时使表面外观显著变差。因此，使其含有量为0.02％以下。优选为0.01％以下。更优选为0.008％以下。S含有量的下限值并不必特别地限制，但由于过度的脱硫会导致生产率降低、制造成本增加，因此，优选为0.002％以上。
(f)N：0.006％以下
N作为杂质而存在于钢板中，在过度含有时，会导致屈服强度上升而易于产生表面应变、或者固溶于Fe中而产生拉伸应变等表面缺陷。因此，使N含有量为0.006％以下。优选为0.003％以下。
(g)sol.Al：小于0.005％
Al通常为了脱氧而添加，但由于在本发明中主要由Ti进行脱氧，因此，其含有量不需太多。在sol.Al含有量过剩时，对本发明较为重要的TiOX夹杂物减少，导致不会影响(Nb、Ti)(C、N)析出状态的Al2O3系夹杂物增加。因此，sol.Al含有量小于0.005％。从成形性的方面考虑，在其含有量为0.003％以下时，TiOX氧化物有效地生成，因此更加优选。sol.Al含有量越低r值越高，因此，下限并不必特别限定。由于作为杂质而不可避免地含有微量，因此，从经济效率的方面考虑，优选使sol.Al含有量为0.0001％以上。从像后述那样地使sol.Ti更可靠地为0.004％以上的方面考虑，优选使sol.Al含有量为0.0005％以上。另外，像后述那样，Al自身在钢水的制造工序中能够用于预备脱氧、温度调整。因此，从这一方面考虑，优选使其含有量为0.0002％以上。若其为0.0005％以上，则特别优选。
(h)Ti：0.005～0.05％
Ti是具有适量生成TiOX夹杂物的功能的重要的元素，该TiOX夹杂物是为了将钢脱氧、并获得具有高r值的钢板所需的。另外，通过其一部分作为TiN而析出，抑制由N导致拉伸应变、屈服强度上升而难以在加工时产生表面应变。因此，使Ti含有量为0.005％以上。
但是，在含有Ti大于0.05％时，Ti(C、N)的析出量增加而使伸长率变差，易于在加工时产生表面应变、裂纹。另外，在对冷轧钢板的表面实施熔融镀锌的情况下，易于在被覆金属表面形成条花纹。因此，使Ti含有量为0.05％以下。另外，由于Ti是比较高价的添加元素，因此，从在抑制添加量而抑制制造成本的同时、实现提高加工率并抑制熔融镀锌的表面不良的方面考虑，优选使Ti含有量为0.025％以下。
(i)Nb：0.020～0.200％
Nb与Ti同样地与C结合而生成NbC析出物，提高机械特性。另外，为了实现作为本发明目的的提高r45是必须的。Nb成为Nb(C、N)而与TiOX复合析出，有助于提高r45。因此，使Nb含有量为0.020％以上。从确保成形性及强度的方面考虑，其优选为0.040％以上。更优选为0.050％以上。在Nb含有量小于0.020％时，NbC的析出量不足而无法固定固溶C，有可能易于产生拉伸应变等表面缺陷、或者难以稳定地确保抗拉强度。另一方面，在Nb含有量大于0.200％时，Nb相对于C过剩，因此，屈服强度上升而拉伸率降低，在加工时易于产生褶皱。因而，Nb含有量为0.200％以下。
(j)Nb/Ti≥2
在本发明中，必须复合添加Ti和Nb，为了使作为目的的r45进一步上升，在Nb和Ti含有量中也存在适当的平衡，使Nb和Ti含有量之比(Nb/Ti)为2以上。在Nb/Ti小于2的情况下，Nb(C、N)难以复合析出于TiOX、或者热轧钢板的细粒化效果减小。因此，难以提高r45。另一方面，上限并没有特别的限定，在Nb/Ti过高时，再结晶温度上升，需要在高温下退火。因此，该比优选为20以下。
本发明的钢的化学成分也可以还具有如下特征。
(k)sol.Ti：0.004％以上
特别是从使r45及平均r值进一步上升的方面考虑，在sol.Ti：0.004％以上的情况下，能够促进生成TiOX夹杂物，可获得较高的r值。上限并没有特别的限制，但优选为0.04％以下。在对冷轧钢板的表面实施熔融镀锌的情况下，有时在被覆金属表面形成条花纹，因此，优选为0.02％以下。
(l)B：0.0020％以下
由于B具有防止二次加工脆化的作用，因此，也可以替代Fe的一部分而含有。在B含有量大于0.0020％时，r值显著降低。因此，使B含有量为0.0020％以下。优选为0.0010％以下。另外，在为了防止二次加工脆化而含有的情况下，优选使B含有量为0.0001％以上。更优选为0.0003％以上。
(m)从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、W：1％以下、Cu：1％以下及Ni：1％以下中选择的1种或2种以上
由于这些元素确保强度，因此，也可以替代Fe的一部分而含有。在各元素的含有量分别大于1％时，提高强度的效果饱和而在经济上效率不佳，因此，使各元素的含有量为1％以下。各元素均优选为0.5％以下。另外，在为了确保强度而含有的情况下，优选使各个元素的含有量为0.01％以上。
(2)夹杂物
在产品的板厚截面中，长径为1μm以上的TiOX的平均数密度为30个/mm2以上较佳。60个/mm2以上更佳。其形状并没有特别的限定，但球状或除去角后的块状是特别适合的形状、其尺寸为观察截面中的长径在1μm以上的夹杂物是对象。成分存在具有TiO2、Ti2O3及Ti3O5中的一种以上的Ti氧化物为主体、Ti、Nb的碳氮化物及Mn氧化物复合的情况，在这样的复合夹杂物较多的情况下，可获得具有较高的r值的钢板。在平均数密度小于30个/mm2的情况下，是作为Nb、Ti的碳氮化物复合析出的方面不充分的个数密度，对钢板中的高r值化的影响变小。在高r值化的方面，上限并不必特别地限定，但从冷轧钢板的表面性状的方面考虑，优选为1000个/mm2以下，更优选为500个/mm2以下。
通过做成以上成分***而获得的夹杂物中的、从提高r值的方面考虑成为延伸状夹杂物而使成形性变差的NbO夹杂物和SiO2夹杂物相对于全部夹杂物数的个数比例分别优选小于1.0％。另外，为了确保TiOX夹杂物，优选使total.O量为0.0020质量％以上，更优选为0.0030质量％以上。
(2)夹杂物的其他特征
本发明的钢板除上述化学成分上的特征之外，针对在与钢板的轧制方向平行的纵截面(以下称作“轧制方向纵截面”)中观察的、长径为1μm以上的夹杂物也可以具有如下的特征。
a)含有以TiO2换算50质量％以上Ti氧化物的第一夹杂物的平均数密度NTi为30个/mm2以上(下记式(1))。
NTi≥30个/mm2   (1)
在此，“平均数密度”是指以截面观察观测到的规定夹杂物在每1mm2中的个数的平均值，单位是个/mm2。
b)含有以Al2O3换算50质量％以上Al氧化物的第二夹杂物在上述截面中的平均数密度NAl和上述NTi满足下记(2)式。
NTi/(NTi+NAl)≥0.80   (2)
c)全部氧化物系夹杂物在上述截面中的平均数密度NTotal和上述NTi满足下记(3)式。
NTi/NTotal≥0.65   (3)
另外，在以下说明中，将(2)式中的夹杂物个数比率NTi/(NTi+NAl)也记作α，将(3)式中的夹杂物个数比率NTi/NTotal也记作β。
在本发明的钢板中，将由Ti脱氧而产生的TiOX作为主要成分的夹杂物是为了显现高r值所需的。
在此，“TiOX”如上所述地是钢中的Ti氧化物的总称。但是，在求得浓度的情况下，换算为TiO2来计算。
另外，“将TiOX作为主要成分的夹杂物”是指，由于在含有TiOX的夹杂物中除TiOX之外也含有Ti和/或Nb的碳化物和/或氮化物，因此，含有以TiO2换算50质量％以上TiOX。
(3)将TiOX作为主要成分的平均数密度
本发明的钢板的第一夹杂物(将以轧制方向纵截面观察的TiOX作为主要成分的夹杂物中的、沿轧制方向伸展的长度为1μm以上的夹杂物)的平均数密度需要是30个/mm2以上，优选为60个/mm2以上。在平均数密度小于30个/mm2的情况下，是作为Nb、Ti的碳氮化物复合析出的方面不充分的数密度，对钢板中的高r值化的影响变小。在高r值化的方面，上限并不必特别地限定，但从冷轧钢板的表面性状的方面考虑，优选为1000个/mm2以下，更优选为500个/mm2以下。
(4)钢中夹杂物量与r值的关系评价试验
但是，在利用大量生产工序制造钢的情况下，除TiOX之外的夹杂物可出于各种原因而含有在钢中。具体地讲，在大量生产工序中，在保持钢水的耐火物、用于与气氛隔断的耐火材料、副原料中含有Al及Al2O3。另外，在部分除去为了脱碳而含有0.03～0.08％左右的钢中氧的过程中，由于Al能廉价且迅速地作用，因此，大多情况下添加Al。并且，出于控制钢水温度的目的，也存在为了使用该氧化热量而添加Al的情况。这样，在利用大量生产工序的制造过程中，难以避免Al混入到钢水中，结果，不可避免地存在将Al2O3作为主要成分的夹杂物。在此，“将Al2O3作为主要成分的夹杂物”是指含有Al2O3含有量为50质量％以上，剩余部分为TiOX、MnO、MgO等。
夹杂物成分及量的测定方法并没有特别的限定，能够例示以下的方法。
作为本发明的测定对象的夹杂物是通过脱氧反应生成的，与因剥离耐火物等而含有的宏观夹杂物不同。观察到的大部分夹杂物即使是相当于圆的大小也限于几μm～几十μm左右。即使在热轧制及冷轧制过程中，其形状特征也会继承形状为块状或其角被去掉的孤立形状、夹杂物在铸坯中的分布。即，像上述宏观夹杂物、Al脱氧时经常观察到的群落状夹杂物那样利用热轧制及冷轧制粉碎而沿轧制长度方向以点列状并列、在热轧温度区域中塑性变形而成为向相同方向伸展的夹杂物的状况几乎不存在。铸造阶段的钢水采取试验材料、铸坯、热轧钢板、冷轧钢板中的任一个，难以受到利用这样的热轧制及冷轧制而使钢塑性变形的影响的块状夹杂物的评价均难以产生本质的差异。
从处理试验材料的容易性考虑，热轧钢板及冷轧钢板较佳，从观察夹杂物的容易性考虑，以热轧钢板进行测定较佳。
将其方法表示如下。为了能够从热轧制为4.0mm左右的钢带的宽度中央观察与板垂直的轧制方向截面，采取试验材料的长度为10～20mm左右。观察面积、即被显示面积为任意即可，但若考虑到测定误差，则能够测定作为观察对象的夹杂物为几十个～一百几十个左右以上的面积较佳，因此需要为几mm2左右。即使在以冷轧钢板观察夹杂物的情况下，为了能够同样地从钢带的宽度中央观察与板垂直的轧制方向截面，也做成长度为10～20mm左右。在需要上述几mm2的被显示面积的情况下，从多个位置采取该面积即可。
将这样地获得的试验片的轧制方向纵截面作为观察面，观测露出到该面的夹杂物。此时，使用扫描型电子显微镜(SEM)进行形状评价，将沿着轧制方向稍稍伸展的长度为1μm以上的夹杂物作为计测对象。另外，在使用附属于SEM的能量分散型X射线显微分析仪(EDS)区分第一夹杂物和第二夹杂物的同时、计测个数。并且，使用SEM和EDS对全氧化物夹杂物个数也进行个数计测。
为了使用以上的测定方法来明确含有将Al2O3作为主要成分的夹杂物的钢中夹杂物量和冷轧钢板的r值的关系，进行以下实验。结果可明确，在上述第二夹杂物(将具有与第一夹杂物同样的形状特征、即在以轧制方向纵截面观察时沿轧制方向伸展的长度为1μm以上的Al2O3作为主要成分的Al氧化物)及全氧化物系夹杂物与第一夹杂物之间满足上述(2)式及(3)式的关系时，可获得具有优良r值的钢板。下面详细说明。
首先，利用可调整气氛的30kg感应加热炉制作含有C：0.001～0.002％、Si：0.005～0.03％、Mn：0.40～0.48％、P：0.045～0.055％、S：0.004～0.006％、Sol.Al：0.0005～0.0014％、Ti：0.010～0.015％、Nb：0.040～0.06％的钢。此时，(Nb/Ti)比处于3.0～4.5的范围。
此时，添加在氧浓度较高的状态下Al2O3系夹杂物悬浮、且使sol.Al浓度为低值状态的程度的Al，为了之后成为期望的Ti浓度而添加Ti直接进行铸造。这样，制作含有上述成分、且含有TiOX系夹杂物及Al2O3系夹杂物的母材。
该母材在以1250℃加热之后，以920℃精加工而进行与热轧制相当的锻造，制作4.0mm厚的热轧钢板，进一步对其进行冷轧制及退火，做成0.7mm厚的冷轧钢板。由该冷轧钢板采取与轧制方向成45度方向的JIS5号试验片而进行拉伸试验，测定r值。另外，如上所述，将与该轧制方向成45度方向的r值也称作r45值(图中有时也表示为“r45”)。
为了计测夹杂物个数，如下地进行样品调制。对于厚度为0.7mm的钢板，为了获得轧制方向纵截面而在宽度方向中心部切断，并进一步切断为轧制方向的长度约10mm，制作轧制方向纵截面的面积约为7.0mm2的试验片。
将这样地获得的试验片的轧制方向纵截面作为观察面，在使用SEM和附属于SEM的EDS区分第一夹杂物和第二夹杂物的同时、计测露出于该面的夹杂物的个数。并且，使用SEM和EDS对全氧化物夹杂物个数也进行个数计测。
根据这样地进行的个数计测的结果求得第一夹杂物、第二夹杂物及全氧化物系夹杂物的平均数密度，再据此进一步求得夹杂物个数比率α及β。评价这样地获得的夹杂物个数比率与另外准备而测定的JIS5号试验片的r45值的关系。另外，用于上述评价的钢板的TiOX的夹杂物个数均为30个/mm2以上。
(5)夹杂物个数比率α
首先，将夹杂物个数比率α对r45值的影响表示于图2。如图所示可知，r45值受到夹杂物个数比率α的影响，成为α为0.80以上且r45值大于2.0的值。即，TiOX系夹杂物的r45值提高效果高于Al2O3系夹杂物，通过使该夹杂物个数比率α为80％以上，能够获得极为良好的深拉性。另外，只要夹杂物个数比率α为82％以上，就能够稳定地获得极为良好的深拉性。
(6)夹杂物个数比率β
其次，将夹杂物个数比率β对r45值的影响表示于图3。如图所示可知，r45值受到夹杂物个数比率的影响，成为β为0.65以上且r45值大于2.0的值。另外，只要夹杂物个数比率β为0.8以上，就能够稳定地具有大于2.0的r45值。
2.制造方法
下面，说明用于制造本发明的冷轧钢板及熔融镀锌钢板的较佳的制造方法。
(1)制钢工序
说明在制钢过程中工艺方面的方法。本发明的制造方法的特征在于，降低Al而进行以Ti为主体的脱氧处理。
首先，本发明的方法优选为，将进行连续制造之前的钢水脱氧之前，在减压条件下将其脱碳处理。大量生产的制造方法优选的一个例子为，有时在使用通常的氧气顶吹转炉吹炼钢水之后，利用炉外精炼工艺在减压条件下进行脱碳处理。通过进行这样的处理，在减压条件下对钢水有效地进行脱碳处理。
接着上述脱碳处理，向获得的未脱氧钢水中添加Ti或Ti合金(以下仅记作“Ti”)，由钢水中的溶解氧形成TiOX。另外，为了抑制因脱氧而消耗的Ti量，也可以在添加Ti之前添加Mn或Mn合金(以下仅记作“Mn”)、Si或Si合金(以下仅记作“Si”)和/或少量的Al或Al合金(以下仅记作“Al”)而将钢水一定程度地脱氧。另外，从抑制Al含有量的方面考虑，优选不添加Al而向未脱氧钢水中添加Mn、Si。
利用以上熔炼方法，作为Ti氧化物系夹杂物的TiOX易于以1μm以上的平均数密度为30个/mm2以上的密度、作为球状或被除去角的块状的形状而获得。
在连续铸造时，在获得的炉渣的表层中夹杂物积累，结果，有时在作为最终产品的薄板产品中易于产生表面缺陷。因此，优选在连续制造时，在铸造模具内的钢水中产生电磁搅拌等外部附加的流动。其原因在于，通过使钢水在铸造模具内流动，能够在钢水的凝固过程中抑制夹杂物被捕捉于凝固壳，从而能够抑制获得的炉渣表层中的夹杂物缺陷。
(2)热轧工序
a)热轧制开始温度：1100～1270℃
使具有在上述1的(1)中说明的钢成分的钢锭或钢坯为1100～1270℃之后对其实施热轧制。在此，上述钢锭或钢坯也可以将处于小于1100℃的温度的材料再加热使其为1100～1270℃而用于热轧制，在使用连续铸造炉渣的情况下，也可以在连续铸造之后不使其降低到小于1100℃而使其为1100～1270℃之后用于热轧制，在使用钢坯的情况下，也可以不使分块轧制后的钢坯降低到小于1100℃而使其为1100～1270℃之后用于热轧制。
在用于热轧制的钢锭或钢坯小于1100℃的情况下，存在变形阻力较高、热轧制困难的情况，在其大于1270℃的情况下，存在生成过剩的氧化皮、残留至冷轧制之后而使表面性状变差的情况。
因此，优选使用于热轧制的钢锭或钢坯的温度为1100～1270℃。
b)热轧制结束温度：Ar3点～1000℃
在使热轧制结束温度小于Ar3点时，表层铁氧体化而热轧制组织易于粗大化。因此，存在钢板的r值降低而在加工时产生裂纹、或者在熔融镀锌钢板的被覆金属表面呈条花纹的情况。另一方面，在热轧制结束温度大于1000℃时，易于由氧化皮导致表面性状变差。因而，使热轧制结束温度为Ar3点～1000℃。优选的温度为Ar3点～950℃。另外，为了使热轧制结束温度在上述温度范围内进行，也可以利用加热装置加热轧制结束之前的薄炉渣。此时，将钢带的后端加热为比前端高的温度，减少钢带整个长度中的温度变动，期望提高卷材内的特性均匀性。
(c)卷取温度：400～700℃
在卷取温度小于400℃的情况下，卷取后的碳氮化物、特别是NbC生成不充分，存在无法充分享有NbC效果的情况。在这种情况下，r值降低而在加工时易于产生裂纹。另一方面，在卷取温度大于700℃的情况下，很有可能过剩地生成氧化皮而使表面性状变差、或者导致强度降低。优选的卷取温度为400～650℃。
(3)酸洗工序、冷轧制工序、退火工序、镀金属工序
由热轧制获得的热轧制钢板通过酸洗而脱氧化皮，在实施冷轧制之后实施再结晶退火。在合金化熔融镀锌钢板的情况下，进一步实施熔融镀锌，实施合金化处理。
酸洗也可以是常用方法，冷轧制使压下率为50％以上、并且进行再结晶退火，开发再结晶集合组织而拉深性优良的r值升高。另外，再结晶退火在大于等于再结晶温度、小于Ar3点的范围内均热。在均热温度大于Ar3点时，拉深性优良的再结晶集合组织因相变而被破坏而r值降低。
在制造合金化熔融镀锌钢板的情况下，从生产率的方面考虑，优选利用连续熔融镀锌生产线连续地进行退火工序、熔融镀锌工序及合金化处理工序。合金化熔融镀锌的方法也可以是常用方法。
另外，本发明的冷轧钢板能够用作通过之后实施表面处理而获得的、除熔融镀金属钢板、电镀钢板、镀锡钢板、涂装钢板之外的表面处理用钢板的原板。作为熔融镀金属，例示了熔融镀锌、熔融镀Al、熔融镀Al合金等。特别是在电镀的情况下，存在Ti系析出物的分布不均时可观察为，通过退火后的母材集合组织变化而被覆金属配向性一致而以条状呈现凹凸。因此，为了抑制这一点，将本发明的冷轧钢板作为镀金属原板较佳。这些表面处理方法遵从常用方法进行即可。例如，在制造电镀钢板的情况下，再结晶退火之后使用电镀生产线进行电镀即可。
(4)真空精炼工序
a)以大量制造工艺为前提进行的研究
接着，表示以大量制造工艺为前提来研究这样的钢制造方法的结果。
大规模炼铁厂中的极低碳素钢如上所述地利用转炉等炼钢炉进行除碳的粗脱碳，作为含有碳浓度为0.04质量％～0.07质量％的低碳钢水而以未脱氧的状态出钢到浇包等容器中。出钢后的钢水再被输送到RH装置等真空脱气装置中而进行真空脱碳处理，成为含有碳浓度为0.025质量％以下的极低碳钢水。此时的脱碳反应需要在钢水中含有与碳反应的氧，该氧浓度含有0.03质量％～0.08质量％左右。
此时，在大量制造工艺中不可避免地生成Al2O3系夹杂物。其第一个理由为，存在钢中Al及周围的Al2O3源。即，是FeSi等合金铁中所含有的金属Al量、浇包炉渣所含有的Al2O3量，而且，是由之前的钢水处理带来的、附着在浇包内壁的Al2O3源、以及由之前的钢水处理带来的、附着在真空脱气装置内部的Al2O3源。其第二个理由为，是为了补偿在真空脱碳处理的期间产生的钢水温度降低而通过钢水的加热处理生成的Al2O3源。该加热处理通过由Al等金属与氧气的氧化反应而产生的钢水加热，不可避免地产生的大量的Al2O3系夹杂物。其第三个理由为，为了迅速地除去残存于脱碳处理后的钢水中的钢水中氧浓度而添加Al，结果，不可避免地悬浮大量的Al2O3系夹杂物。
即，在假定为大量制造的情况下，由于存在这些Al2O3夹杂物源，因此，不可避免地在钢中悬浮有Al2O3系夹杂物，需要在通过添加Ti而将Ti脱氧之前构思用于避免这样的状态的方法。
b)夹杂物中的平均Al2O3浓度的溶解氧浓度依赖性
因此，在添加Ti之前，在Al2O3系氧化物共存的条件下，将含有较高的溶解氧的钢水以1873K左右的炼钢温度保持与精炼工序相当的时间，由储存瓶(bomb)采取保持后的钢水试验材料而利用SEM及EDS调查含有的夹杂物。结果，虽然根据钢水中的Mn浓度、Si浓度而含有量也发生变化，但可确认(Mn、Fe)AlO4相和/或MnO－SiO2－Al2O3相。
在该(Mn、Fe)AlO4相和/或MnO－SiO2－Al2O3相悬浮的状态下添加Ti之后，在采取钢水试验材料而调查含有的夹杂物的基础之上，观测Ti氧化物的夹杂物，可确认添加的Ti变为TiOX。
另一方面，由之前的(Mn、Fe)AlO4相和/或MnO－SiO2－Al2O3相悬浮的状态进一步添加Al而使Al2O3暂时悬浮之后添加Ti，在采取钢水试验材料而调查含有的夹杂物的基础之上，在含有Al2O340质量％以上的Al2O3系夹杂物中含有TiOX、MgO的夹杂物变多。
根据以上的基础评价，使用未脱氧钢水或Al脱氧钢水、及对其进行处理的RH脱气装置来调查钢水回流处理中的钢水成分、氧活量及非金属夹杂物成分的关系。对于钢水，使用含有Si为0.01～0.04％、Mn为0.10～1.40％、Al为0.0005～0.005％的钢，为了测定氧活量，使用以由固体电解质构成的氧浓淡电池为原理的氧传感器。钢水被铁制的储存瓶试验材料吸收采取，将试验材料研磨成镜面之后，利用SEM及EDS调查在其截面中观察到的非金属夹杂物的平均成分。将其结果表示于图4。
如图4所示，若溶解氧以氧浓度换算为0.003％以上，则夹杂物的平均Al2O3浓度为80质量％以下，含有Al2O3的夹杂物中的成分变为MnO－Al2O3系及SiO2－MnO－Al2O3系夹杂物。若溶解氧以氧浓度换算为0.0085％以上，则夹杂物中的平均Al2O3浓度为60质量％以下，并且能够可靠地生成TiOX系夹杂物，较为理想。另外，由于脱氧所需的Ti添加量增加而脱氧后的清洁度也变差，因此，上限以氧浓度换算为0.018％以下。
c)夹杂物中的平均Al2O3浓度与添加Ti后的夹杂物中TiOX浓度的关系
接着，将添加Ti前的夹杂物中的平均Al2O3浓度与添加Ti后的夹杂物中TiOX浓度的关系表示于图5。如图所示，在添加Ti前的夹杂物中的平均Al2O3浓度为80质量％以下时，TiOX系夹杂物的生成比率升高。并且，在该浓度为60质量％以下时，无法确认残存Al2O3浓度较高的夹杂物，能够更可靠地生成TiOX系夹杂物，因此较佳。
d)夹杂物中的平均TiOX浓度与sol.Ti浓度的关系
说明钢中的酸可溶性Ti浓度、即sol.Ti浓度。在由通常的Ti分析获得的Ti浓度(以下也称作“全部Ti浓度”)中也含有作为氧化物而含有的Ti。通常，若是Al脱氧钢，则作为氧化物而含有Ti的量是可忽视的量，因此，全部Ti浓度与sol.Ti浓度为大致等量。但是，由于本发明的钢基本上是Ti脱氧钢，因此，通过存在大量的Ti氧化物，与除氧化物之外的溶解Ti浓度相关的sol.Ti浓度的限定较为重要。即，为了使夹杂物中的平均TiOX浓度可靠地为80质量％以上，sol.Ti需要为0.004％以上。更期望为sol.Ti含有0.006％以上较佳。
实施例1
下面，列举实施例更详细地说明本发明，但本发明并不限定于这些实施例。
在本实施例中，以合金化熔融镀锌钢板为例说明本发明，但对于冷轧钢板，省略熔融镀金属工序即可。
1.试验方法
为了确认本发明的效果，使用以各种试验条件熔炼而成的钢水连续地进行铸造，利用薄板产品评价其结果。
试制含有表1及表2所示的化学成分的供试验材料No.1～35钢板。另外，对于表1及表2所示的化学成分，各元素含有量的数值为质量％，剩余部分为铁及杂质。
使用试验溶解装置及连续制造试验机来铸造2.5ton的铸坯。此时，将未脱氧的钢水在真空条件下做成与脱碳处理相同的钢水成分之后，对其实施脱氧处理。在添加量控制下调整除Ti之外的元素，添加金属Ti而进行脱氧处理，从而在之后目标浓度及TiOX系夹杂物分散。
将以上述方法熔炼的溶钢供给到1股(strand)类型的垂直型试验连续铸造机，将其铸造为厚度100mm、宽度1000mm的铸坯。
将切下的炉渣再加热，利用试验热轧机，在粗轧制后板厚为30mm，在精轧制后板厚为3.2mm，之后将其冷却。各钢板的热轧开始温度和结束温度及卷取温度如表1及2所示。
冷却之后，进一步冷轧制至0.65mm，在利用试验熔融镀金属装置实施退火(温度参照表1及表2)之后，对每一个面实施45g/m2的熔融镀锌，以470～550℃进行合金化处理，冷却之后实施0.6％的伸长率的调质轧制。
对获得的试验材料调查机械特性、氧化物个数及表面性状。
机械特性自退火后的薄钢板采取JIS5号试验片，测定与轧制方向所成的角度为0°、45°、90°这3个方向上的YS、TS、EL、YPE、r值。表1及表2中表示90方向的YS、TS、EL、YPE及0°、45°、90°方向的r值及平均r值。
对于氧化物的测定，以2000倍的倍率对板厚截面进行SEM观察，测定TiOX氧化物的个数密度。在板厚1/4t位置的5处进行测定，平均求得获得的结果。另外，作为氧化物，存在与除TiOX氧化物之外的析出物或者氧化物、硫化物、例如(Nb、Ti)(C、N)等复合析出的情况，使用附设于SEM的EDS也计测复合状态、特别是Ti氧化物的浓度。
对于表面性状，以目测评价被覆金属表面的外观，在无法看到条状花纹、氧化皮缺陷、未镀有金属及被覆金属剥离等镀金属不良的情况下，判定为良好(OK)。
2.试验结果
将调查钢成分、制造条件及机械特性的结果表示于表1(本发明例)及表2(比较例)。
本发明的成分范围的钢板No.1～18(表1)满足机械特性、特别是r45为1.80以上和/或平均r值为1.60以上，并且其表面外观也优良，适合机动车外板用。
相对于此，表2的No.19、20是与本发明例的No.3基本相同的成分而改变sol.Al量的结果，但由于sol.Al＞0.005％，因此，r值降低。并且，由于Nb主体的析出物微细化，因此，需要850℃以上的高温退火。
No.21～28(表2)由于偏离成分而产生强度不足、r值不足(r45和/或平均r值)、屈服点延伸，因此，其机械特性不良。
No.29(表2)不仅是机械特性，Ti量也较多，产生条花纹。No.30(表2)的P量较多，产生P条、合金化不良。No.31(表2)的Si量较多，产生未镀有金属。No.32(表2)的S量较多，产生氧化皮缺陷。
No.33、34、35(表2)虽在成分方面满足条件，但在操作方面机械特性不良，r值不足。并且，No.33的热轧制结束温度较低，产生条花纹。
实施例2
1.钢板的准备
用转炉将钢水290ton脱碳精炼，将收容有该未脱氧钢水的浇包移送到RH装置，利用RH装置进行真空脱碳处理。在利用RH装置完成真空脱碳之后，兼做未脱氧钢水的预备脱氧和钢水的升温操作而添加金属Al。在添加Al之后，向真空槽内的钢水中以38Nm3/min供给氧而适当地通过氧化反应对钢水付与热。之后，在钢水中含有氧浓度的状态下，考虑到已含有的浓度而添加调整除Ti之外的各种合金，最后添加调整Ti，调整为表3所示的化学成分。另外，在表3中，各元素含有量的数值为质量％，剩余部分为铁及杂质。
在实施这些精炼之后，将收容钢水的浇包输送到连续铸造机，获得宽度为960mm～1200mm、厚度为250mm的炉渣形状的铸坯。并且，利用常用方法以1250℃加热该炉渣，接着以920℃精加工而热轧制至板厚3.2mm。对热轧制后的钢板实施冷轧制及退火，获得厚度为0.7mm的钢板。
2.评价
切断该钢板的前端部及后端部而将其去除，将除去前端部及后端部后的钢板以包括宽度方向的中心线的方式沿轧制方向且厚度方向切断。接着，为了能够观察该截面，切下轧制方向的长度为10mm的观察用试验片。
对于这些观察用试验片，使用SEM/EDS观察并分析氧化物系夹杂物，求得夹杂物个数比率α及β。
自该0.7mm钢板采取将相对于轧制方向倾斜45度的方向作为长度方向的JIS5号试验片而进行拉伸试验，测定45度方向的r值(r45值)。
3.结果
在表4中表示夹杂物个数比率α及β和r45值。在满足夹杂物个数比率α为0.80以上、且夹杂物个数比率β为0.65以上的情况下，可确认r45值为2.0以上。
表4
实施例3
与实施例2同样地用转炉将钢水290ton脱碳精炼，将收容有该未脱氧钢水的浇包移送到RH装置，利用RH装置进行真空脱碳处理。在利用RH装置完成真空脱碳之后，兼做未脱氧钢水的预备脱氧和钢水的升温操作而添加金属Al。在添加Al之后，向真空槽内的钢水中以38Nm3/min供给氧而适当地通过氧化反应对钢水付与热。之后，在钢水中还含有氧浓度的状态下，利用以由稳定化氧化锆固体电解质构成的氧浓淡电池为原理的氧浓度传感器测定氧浓度。在钢水中还含有氧浓度的状态下，考虑到已含有的浓度而添加调整除Ti之外的各种合金，进而添加调整Ti。调整后的钢水成分如表5所示。另外，在表5中，各元素含有量的数值为质量％，剩余部分为铁及杂质。
在这些处理之后，为了调查钢水中的sol.Ti浓度，用铁制储存瓶吸收采取试验材料。另外，将该储存瓶试验材料的截面研磨成镜面，利用装备有EDS的SEM调查各成分的夹杂物个数。
将该结果表示于表6。在实施例2－1及2－2中可知，使溶解氧浓度处于0.003％～0.018％的范围，通过之后添加Ti而使sol.Ti浓度为0.004％～0.04％的范围，从而能够将与TiOX氧化物量相关的比率α、β均控制在目标范围。
表6
另一方面，比较例2－3及2－4是溶解氧浓度偏离规定范围的情况，比较例2－5及2－6是溶解氧浓度处于规定的范围、但之后的[sol.Ti]浓度偏离权利要求书的情况。在任一情况下均可知，与TiOX氧化物量相关的比率α、β、或者产品Ti浓度偏离权利要求书，控制性较差。

Claims (11)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，
该冷轧钢板具有如下化学成分：以质量％计含有C：0.0005～0.025％、Si：0.2％以下、Mn：0.3～2.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、N：0.006％以下、sol.Al：0.0005％以上～小于0.005％、Ti：0.005～0.05％及Nb：0.020～0.200％、并且Nb和Ti含有量的质量比即Nb/Ti为2以上7.7以下、sol.Ti：0.004％以上，剩余部分本质上为Fe及杂质，板厚截面中的TiOX的平均数密度为30个/mm2以上，与轧制方向成45°方向的r值即r45为1.80以上和/或平均r值即rm为1.60以上，而且，抗拉强度为340MPa以上。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，
Nb和Ti的含量的质量比Nb/Ti为5.58以下，板厚截面中的TiOX的平均数密度为35个/mm2以上。
3.一种冷轧钢板，其特征在于，具有权利要求1所述的化学成分，夹杂物满足下式(1)～(3)，
NTi≥30个/mm2  (1)
NTi/(NTi+NAl)≥0.80  (2)
NTi/NTotal≥0.65  (3)
在此，
NTi：与轧制方向平行的纵截面中的长径为1μm以上的夹杂物中的、含有Ti氧化物50％以上的平均数密度；
NAl：与轧制方向平行的纵截面中的长径为1μm以上的夹杂物中的、含有Al氧化物50％以上的平均数密度；
NTotal：与轧制方向平行的纵截面中的长径为1μm以上的全氧化物系夹杂物的平均数密度。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的冷轧钢板，其中，
上述化学成分以质量％计含有B：0.0020％以下。
5.根据权利要求1～3中任一项所述的冷轧钢板，其中，
上述化学成分以质量％计含有从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、W：1％以下、Cu：1％以下及Ni：1％以下的组中选出的1种或2种以上。
6.根据权利要求4所述的冷轧钢板，其中，
上述化学成分以质量％计含有从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、W：1％以下、Cu：1％以下及Ni：1％以下的组中选出的1种或2种以上。
7.一种合金化熔融镀锌钢板，其中，
在上述化学成分以质量％计含有Si：0.1％以下及P：0.10％以下的权利要求1～6中任一项所述的冷轧钢板的表面具有合金化熔融镀锌层。
8.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，包括下记工序(A)～(D)：
(A)使具有权利要求1、4、5或6所述的化学成分的钢锭或钢坯为1100～1270℃而对其实施热轧制，以Ar3～1000℃完成热轧制而做成热轧钢板的工序；
(B)以400～700℃将上述热轧钢板做成钢带而卷取的工序；
(C)对将上述钢带开卷而成的热轧钢板进行酸洗之后，以50％以上的压下率实施冷轧制而做成冷轧钢板的工序；以及
(D)将上述冷轧钢板再结晶退火的工序。
9.根据权利要求8所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
经过转炉精炼及真空精炼来制造上述钢锭或钢坯；
上述真空精炼包括下记工序(E)～(G)：
(E)使用使钢水回流的真空脱气装置进行脱碳精炼而将钢水的碳浓度减小至0.025质量％以下的工序；
(F)向上述碳浓度为0.025质量％以下的钢水中添加Al，将该钢水的溶解氧浓度控制在0.003质量％以上且0.018质量％以下的工序；以及
(G)向上述溶解氧浓度控制在0.003质量％以上且0.018质量％以下的钢水中添加Ti，使sol.Ti为0.004质量％以上且0.04质量％以下的工序。
10.根据权利要求9所述的冷轧钢板的制造方法，其中，
在上述工序(E)与上述工序(F)之间包括向上述碳浓度为0.025质量％以下的钢水中添加Al和氧气、进行利用该反应热量使该钢水温度上升的操作的工序。
11.一种合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，
在具有以质量％计含有Si：0.1％以下及P：0.10％以下的化学成分的、利用权利要求9或10所述的制造方法获得的冷轧钢板的表面实施合金化熔融镀锌。
CN201510091526.XA 2007-03-05 2008-03-04 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法 Pending CN104775071A (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007054511A JP4345827B2 (ja) 2007-03-05 2007-03-05 高強度冷間圧延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
JP2007-054511 2007-03-05
JP2007263481A JP5071027B2 (ja) 2007-10-09 2007-10-09 極低炭素鋼板、極低炭素鋼の精錬方法、および極低炭素鋼板の製造方法
JP2007-263481 2007-10-09
CN200880014831A CN101675177A (zh) 2007-03-05 2008-03-04 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200880014831A Division CN101675177A (zh) 2007-03-05 2008-03-04 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN104775071A true CN104775071A (zh) 2015-07-15

Family

ID=39738240

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510091526.XA Pending CN104775071A (zh) 2007-03-05 2008-03-04 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法
CN200880014831A Pending CN101675177A (zh) 2007-03-05 2008-03-04 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200880014831A Pending CN101675177A (zh) 2007-03-05 2008-03-04 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法

Country Status (3)

Country Link
US (2) US9340860B2 (zh)
CN (2) CN104775071A (zh)
WO (1) WO2008108363A1 (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107829030A (zh) * 2017-11-13 2018-03-23 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种440MPa级冷轧带钢及其生产方法
CN108368573A (zh) * 2015-09-29 2018-08-03 日新制钢株式会社 疲劳特性优异的高强度不锈钢板及其制造方法
CN111187987A (zh) * 2020-02-26 2020-05-22 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高成形性极薄规格热轧酸洗板及其制备方法
CN111647821A (zh) * 2020-07-08 2020-09-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度550MPa级热镀锌钢板及其生产方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101291387B1 (ko) * 2008-09-03 2013-07-30 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강판 및 용융 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법
JP5768405B2 (ja) * 2010-03-02 2015-08-26 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
KR20130132623A (ko) * 2011-04-01 2013-12-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 도장 후 내식성이 우수한 핫 스탬핑 성형된 고강도 부품 및 그 제조 방법
CA2909232C (en) * 2013-04-24 2017-04-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Low-oxygen clean steel and low-oxygen clean steel product
CN104250703B (zh) * 2014-07-31 2017-05-31 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 一种340MPa级冷轧低合金高强钢及其制造方法
CN107075644B (zh) 2014-10-30 2019-03-29 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP6245386B2 (ja) * 2015-08-11 2017-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法
CN115803126A (zh) * 2020-07-08 2023-03-14 杰富意钢铁株式会社 极低碳钢制品的制造方法
CN116103565A (zh) * 2022-12-16 2023-05-12 武安市裕华钢铁有限公司 一种低成本s350gd热轧钢带的生产方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1289375A (zh) * 1998-12-07 2001-03-28 日本钢管株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN1310770A (zh) * 1999-02-22 2001-08-29 新日本制铁株式会社 镀层附着性能及压力成形性能优异的高强度镀锌钢板、高强度合金化镀锌钢板及其制造工艺

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3882263B2 (ja) 1996-05-07 2007-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 パネル加工後のパネル外観と耐デント性に優れた鋼板
JP3436857B2 (ja) 1997-02-19 2003-08-18 新日本製鐵株式会社 欠陥が少なくプレス成形性に優れた薄鋼板およびその製造方法
JP3842898B2 (ja) 1998-05-08 2006-11-08 新日本製鐵株式会社 面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板
JP3812248B2 (ja) 1999-02-15 2006-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 表面性状とプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3855678B2 (ja) * 2000-04-28 2006-12-13 住友金属工業株式会社 耐常温時効性、加工性、塗装焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法
JP4280078B2 (ja) * 2003-01-24 2009-06-17 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及びめっき鋼板、加工性に優れた鋼管、並びに、それらの製造方法
JP4072090B2 (ja) * 2003-04-16 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4398801B2 (ja) * 2004-06-16 2010-01-13 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP4725366B2 (ja) * 2006-03-01 2011-07-13 住友金属工業株式会社 冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1289375A (zh) * 1998-12-07 2001-03-28 日本钢管株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN1310770A (zh) * 1999-02-22 2001-08-29 新日本制铁株式会社 镀层附着性能及压力成形性能优异的高强度镀锌钢板、高强度合金化镀锌钢板及其制造工艺

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108368573A (zh) * 2015-09-29 2018-08-03 日新制钢株式会社 疲劳特性优异的高强度不锈钢板及其制造方法
TWI705144B (zh) * 2015-09-29 2020-09-21 日商日鐵不銹鋼股份有限公司 疲勞特性優異的高強度不銹鋼板及其製造方法
CN107829030A (zh) * 2017-11-13 2018-03-23 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种440MPa级冷轧带钢及其生产方法
CN111187987A (zh) * 2020-02-26 2020-05-22 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高成形性极薄规格热轧酸洗板及其制备方法
CN111647821A (zh) * 2020-07-08 2020-09-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度550MPa级热镀锌钢板及其生产方法
CN111647821B (zh) * 2020-07-08 2021-10-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度550MPa级热镀锌钢板及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN101675177A (zh) 2010-03-17
US20160168669A1 (en) 2016-06-16
WO2008108363A1 (ja) 2008-09-12
US9340860B2 (en) 2016-05-17
US9771638B2 (en) 2017-09-26
US20100084057A1 (en) 2010-04-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104775071A (zh) 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法
CN101772584B (zh) 高强度钢板
CN102517493B (zh) 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法
CN102906295B (zh) 加工性优良的高张力热镀锌钢板及其制造方法
CN101932742B (zh) 成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN101238233B (zh) 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
JP5720208B2 (ja) 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN103987868A (zh) 具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板及它们的制造方法
CN102803543A (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102918173A (zh) 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN102227511A (zh) 成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法
CN102348821A (zh) 成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102712978B (zh) 加工性和点焊性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103958712B (zh) 深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP2010285657A (ja) 析出強化型複相冷延鋼板及びその製造方法
CN103857817A (zh) 深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103361577A (zh) 加工性优异的高屈强比高强度钢板
CN104995323A (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
JP4525813B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2006161064A (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4998365B2 (ja) 極低炭素鋼板およびその製造方法
CN110402297A (zh) 高强度热轧镀敷钢板
JP5332547B2 (ja) 冷延鋼板
JP2001020033A (ja) 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材
JP5768405B2 (ja) 鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
EXSB Decision made by sipo to initiate substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Applicant after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Applicant before: Nippon Steel Corporation

CB02 Change of applicant information
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20150715

RJ01 Rejection of invention patent application after publication