JP3114517B2 - Steel sheet with excellent surface properties - Google Patents

Description

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

【０００１】[0001]

【産業上の利用分野】本発明は、表面性状に優れた鋼板
（鋼帯、表面処理鋼板用の原板、表面処理鋼板、鋼帯を
含む）、例えば自動車部品や電気機器部品などの優れた
表面性状が要求される薄鋼板に利用するのに好適な鋼板
に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a steel sheet having excellent surface properties (including a steel strip, an original sheet for a surface-treated steel sheet, a surface-treated steel sheet, and a steel strip), for example, an excellent surface of an automobile part or an electric equipment part. The present invention relates to a steel sheet suitable for being used for a thin steel sheet requiring properties.

【０００２】[0002]

【従来の技術】今日の製鋼脱ガス技術の進歩により、鋼
中の炭素量を30ppm以下まで低減した極低炭素鋼が比較
的安価でかつ大量に製造されるようになり、さらに優れ
た成形性を付与するためにNb、Tiなどの炭窒化物形成元
素を添加した所謂IF鋼を用いた極低炭素冷延鋼板が自動
車部品や電気機器部品などの用途に広く用いられるよう
になってきている。2. Description of the Related Art With the progress of steelmaking degassing technology today, ultra-low carbon steels in which the amount of carbon in steel has been reduced to 30 ppm or less have become relatively inexpensive and mass-produced. Ultra-low-carbon cold-rolled steel sheets using so-called IF steel to which carbonitride forming elements such as Nb and Ti are added in order to impart steel are becoming widely used in applications such as automobile parts and electric equipment parts .

【０００３】例えば、特開昭61-246344号公報、特開平1
-149943号公報では、成形性および耐２次加工脆性の向
上に焦点をあて、Ti-Bを添加した極低炭素冷延鋼板に関
する技術が開示され、B は耐２次加工脆性の向上のため
に添加されている。[0003] For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-246344,
JP-149943 discloses a technology related to an ultra-low carbon cold rolled steel sheet to which Ti-B is added, focusing on improving formability and secondary work brittleness resistance. It has been added to.

【０００４】また、特開昭61-199054号公報、特開昭61-
157660号公報では、高延性で深絞り用の非時効性冷延鋼
板の提供を目的として、SiとO を低減したNb-Ti添加の
極低炭素鋼板に関する技術が開示されている。Further, Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-199054 and
Japanese Patent No. 157660 discloses a technology relating to an Nb-Ti-added ultra-low carbon steel sheet with reduced Si and O 2 for the purpose of providing a high ductility, non-aging cold-rolled steel sheet for deep drawing.

【０００５】さらに、特開昭62-185834公報では、高延
性で深絞り用の非時効性の冷延鋼板を目的として、Siと
O を低減し、Nb-Ti添加に加えて、必須成分ではないも
ののさらにB を添加した極低炭素冷延鋼板に関する技術
が開示されている。Siはその上限が0.1%と高く、その限
定理由は延性低下を防ぐことにある。B は耐２次加工脆
性向上のための添加であり、実施例としては10ppmの１
点のみが開示されている。Further, Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-185834 discloses that a non-ageing cold-rolled steel sheet having a high ductility and a deep drawability,
A technique relating to an ultra-low carbon cold-rolled steel sheet that reduces O 2 and adds B, though not an essential component, in addition to Nb-Ti addition is disclosed. The upper limit of Si is as high as 0.1%, and the reason for the limitation is to prevent a decrease in ductility. B is an additive for improving the secondary work brittleness resistance.
Only the points are disclosed.

【０００６】[0006]

【発明が解決しようとする課題】ところで、自動車部品
や電気機器部品などの用途に使用される鋼板は加工性の
みでなく、良好な表面性状が要求されることが多い。と
ころが、極低炭素冷延鋼板などの鋼板は鋼が高純度であ
ること等に起因して表面欠陥が発生しやすい。この鋼板
に発生しやすい表面欠陥の一つにスケール性欠陥があ
る。Incidentally, steel sheets used for applications such as automobile parts and electric equipment parts often require not only workability but also good surface properties. However, steel sheets such as ultra-low carbon cold rolled steel sheets are liable to have surface defects due to the high purity of the steel. Scale defects are one of the surface defects that easily occur in this steel sheet.

【０００７】このスケール性欠陥は、酸洗後、冷間圧延
後、あるいはさらに施されためっき、化成処理等の表面
処理後も鋼板表面に残存し、表面外観不良となり、商品
価値を損なうという問題点がある。極低炭素冷延鋼板に
関する多数の技術が開示されているが、前記のスケール
性欠陥の改善に言及されているものはない。[0007] This scale defect remains on the steel sheet surface after pickling, after cold rolling, or after further surface treatment such as plating or chemical conversion treatment, resulting in poor surface appearance and impairing commercial value. There is a point. Although a number of techniques relating to extremely low carbon cold rolled steel sheets have been disclosed, none of them mentions the improvement of the scalability defect.

【０００８】また、前記の先行技術の一部成分元素の成
分範囲と、本発明の成分元素の成分範囲とが部分的に重
複するところもあるが、これらの先行技術は表面性状の
改善を目的とする本発明とは全く技術内容が異なるもの
である。In addition, the component ranges of some of the component elements of the prior art and the component ranges of the component elements of the present invention may partially overlap. However, these prior arts aim to improve the surface properties. The present invention is completely different in technical content.

【０００９】本発明はこのような実情を鑑み、極低炭素
鋼板で多く発生するスケール性欠陥の低減を目的とし、
表面性状を向上させるうえで好ましい成分組成の鋼板を
提供するものである。The present invention has been made in view of such circumstances, and aims to reduce scale defects which often occur in extremely low carbon steel sheets.
An object of the present invention is to provide a steel sheet having a component composition preferable for improving surface properties.

【００１０】[0010]

【課題を解決するための手段】本発明者らは、極低炭素
鋼板のスケール発生原因について、鋭意研究を重ねた結
果、このスケール性欠陥の原因が、熱間圧延時のスラブ
加熱段階で粒界の優先酸化により楔状に形成されたファ
イアライト（SiO₂-FeO）がスケール剥離性を阻害するこ
と、さらに、鋼中のSiおよびO を低減するとともに、微
量のB を添加することにより、前記のスケール剥離性を
阻害する粒界酸化が抑制されるとともに、スケールその
ものの性質が変化し、母材からのスケール剥離性が促進
されることを見出した。Means for Solving the Problems The present inventors have conducted intensive studies on the cause of scale generation in ultra-low carbon steel sheets. As a result, the cause of this scale defect was found to be grain size in the slab heating step during hot rolling. The formation of wedge-shaped firelite (SiO ₂ -FeO) by preferential oxidation of the field impairs the scale exfoliation, and also reduces the amount of Si and O in steel and adds a small amount of B It has been found that grain boundary oxidation, which inhibits the peelability of the scale, is suppressed, and the properties of the scale itself change, thereby promoting the peelability of the scale from the base material.

【００１１】本発明は前記のような知見に基づきなされ
たものであり、その特徴とする構成は以下の通りであ
る。The present invention has been made on the basis of the above findings, and the features of the invention are as follows.

【００１２】（１）重量％で、C:0.003%以下、Mn:0.05
〜2.2%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜0.0
6%、N:0.003%以下、Ti:0.005〜0.12%、Si:20〜80ppm、
B:2〜9ppm、O:5〜20ppmを含み、かつ前記のSi、O が、
[ppmO]≦−0.1 ×[ppmSi]＋25なる関係を満足し、残部
が鉄および不可避不純物からなる表面性状に優れた鋼
板。(1) C: 0.003% or less, Mn: 0.05% by weight
~ 2.2%, P: 0.1% or less, S: 0.015% or less, sol.Al: 0.01 to 0.0
6%, N: 0.003% or less, Ti: 0.005-0.12%, Si: 20-80ppm,
B: 2 to 9 ppm, O: contains 5 to 20 ppm, and the Si, O 2 is
A steel sheet that satisfies the relationship of [ppmO] ≦ −0.1 × [ppmSi] +25 and the balance is iron and inevitable impurities and has excellent surface properties.

【００１３】（２）重量％で、C:0.003%以下、Mn:0.05
〜2.2%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜0.0
6%、N:0.003%以下、Ti:0.005〜0.12%、Si:20〜80ppm、
B:2〜9ppm、O:5〜20ppmを含み、かつ前記のSi、O が、
[ppmO]≦−0.1 ×[ppmSi]＋25なる関係を満足し、さら
に、Nb:0.002〜0.02% を含み、残部が鉄および不可避不
純物からなる表面性状に優れた鋼板。(2) C: 0.003% or less, Mn: 0.05% by weight
~ 2.2%, P: 0.1% or less, S: 0.015% or less, sol.Al: 0.01 to 0.0
6%, N: 0.003% or less, Ti: 0.005-0.12%, Si: 20-80ppm,
B: 2 to 9 ppm, O: contains 5 to 20 ppm, and the Si, O 2 is
A steel sheet which satisfies the relationship of [ppmO] ≦ −0.1 × [ppmSi] +25, further contains 0.002 to 0.02% of Nb, and the balance consists of iron and inevitable impurities and has excellent surface properties.

【００１４】[0014]

【作用】以下、本発明の詳細についてその限定理由とと
もに説明する。The details of the present invention will be described below, together with the reasons for its limitation.

【００１５】まず、粒界酸化について説明する。図３
は、スラブ加熱後の極低炭素鋼に認められる母材の粒界
酸化の状態を示す写真で、Siが0.02% の極低炭素鋼スラ
ブを加熱炉で加熱後のスラブ断面の金属の酸化組織を示
す顕微鏡写真である。母材の粒界に沿ってスケールが楔
状に食い込んでいる。この粒界酸化はファイアライト
（SiO₂-FeO）生成によるものであり、Siが0.01〜0.04％
と比較的低い含有量であっても、1100〜1300℃の広い加
熱温度範囲で観察される。極低炭素鋼の場合、Siが0.01
〜0.04％と比較的低い含有量であっても、粒界へのSiの
濃化が起こり、鋭利で深い粒界酸化が生成されるため、
そのアンカー効果によりデスケーリング時のスケール剥
離性が阻害され、低炭素鋼に比較してスケール性欠陥発
生率が高くなる。First, the grain boundary oxidation will be described. FIG.
Is a photograph showing the state of intergranular oxidation of the base metal observed in the ultra-low carbon steel after heating the slab.The oxidation structure of the metal in the cross section of the slab after heating the ultra-low carbon steel slab with 0.02% Si in the heating furnace FIG. The scale is wedge-shaped along the grain boundaries of the base metal. This grain boundary oxidation is due to the formation of firelite (SiO ₂ -FeO), and the content of Si is 0.01 to 0.04%.
Is observed in a wide heating temperature range of 1100 to 1300 ° C even if the content is relatively low. For ultra low carbon steel, Si is 0.01
Even with a relatively low content of ~ 0.04%, the concentration of Si at the grain boundaries occurs, and sharp and deep grain boundary oxidation is generated.
Due to the anchor effect, scale exfoliation at the time of descaling is hindered, and the scale defect occurrence rate becomes higher than that of low carbon steel.

【００１６】本発明は鋼中のSi、O を低減することによ
り、粒界酸化の深さを減少し、スケールの剥離性を改善
し、鋼板のスケール性欠陥を低減するものである。図１
によりこの点について説明する。図１は、鋼中のSi量、
O 量とスケール性欠陥発生率との関係を示す図である。The present invention is intended to reduce the depth of grain boundary oxidation by reducing Si and O in steel, improve the peelability of scale, and reduce the scale defects of steel sheets. FIG.
This will be described below. Figure 1 shows the amount of Si in steel,
FIG. 4 is a diagram showing a relationship between an O content and a scale defect occurrence rate.

【００１７】図１に示すようにSiが80ppm以下になる
と、欠陥発生率が激減する。Siが80ppm以下では粒界酸
化個数がそれを超える場合と変わらないものの、粒界酸
化の深さが大幅に減少する。このためにデスケーリング
時のスケール剥離性が改善され、スケール性欠陥の発生
率が激減する。しかし、Siが20ppm 未満になると、スケ
ールが薄くて緻密になり、逆にスケール剥離性が低下
し、スケール性欠陥の発生率が増加する。従って、Siは
20ppm 以上、80ppm 以下にする必要がある。なお、欠陥
発生率は、最終工程での長さ15cm以上の欠陥１個当たり
を1.5mとし、合計欠陥長さをコイル長さで除した値であ
る。As shown in FIG. 1, when the content of Si is 80 ppm or less, the defect generation rate sharply decreases. When the content of Si is 80 ppm or less, the depth of the grain boundary oxidation is greatly reduced although the number of grain boundary oxidation numbers is not different from the case where the number exceeds the limit. For this reason, the scale exfoliation at the time of descaling is improved, and the incidence of scale defects is drastically reduced. However, if the content of Si is less than 20 ppm, the scale becomes thin and dense, and conversely, the scale releasability decreases and the incidence of scale defects increases. Therefore, Si
It is necessary to be 20ppm or more and 80ppm or less. The defect occurrence rate is a value obtained by dividing one defect having a length of 15 cm or more in the final step to 1.5 m and dividing the total defect length by the coil length.

【００１８】また、図１に示されるように、O は5ppm以
上、20ppm 以下にする必要がある。O は鋼中で酸化物と
して存在するが、これが表層に分布する場合は、スラブ
加熱段階での内部酸化の核となり、内部酸化の生成物が
表層に延びて表面と連結し、粒界酸化と同様の形態を呈
するようになる。O が20ppm を超えると表層の酸化物の
分布が増え、内部酸化の生成物が多数表層に延びて表層
の酸化物と連結し、粒界酸化と同様の形態を呈するよう
になり、デスケーリング時のスケール剥離性が低下し、
スケール性欠陥発生率が増加する。O を20ppm以下に低
減することにより、このスケール性欠陥の発生を抑制す
ることができる。As shown in FIG. 1, O 2 needs to be 5 ppm or more and 20 ppm or less. O is present as an oxide in steel, but if it is distributed in the surface layer, it becomes the core of internal oxidation during the slab heating step, and the product of internal oxidation extends to the surface layer and connects to the surface, causing grain boundary oxidation and It will take on a similar form. When O exceeds 20 ppm, the distribution of surface oxides increases, and many products of internal oxidation extend to the surface layer and connect with the surface oxides, and assume a form similar to grain boundary oxidation. The scale peelability of
The scale defect occurrence rate increases. By reducing O 2 to 20 ppm or less, generation of this scale defect can be suppressed.

【００１９】また、オーステナイト粒が大きいと熱間圧
延時に粒界割れによるスケール性欠陥が発生しやすい。
O はオーステナイトの粒成長を抑制し、熱間圧延時の粒
界割れによるスケール性欠陥の発生を抑制する。O が5p
pm未満になると、オーステナイトの粒成長を抑制する作
用が低下し、熱間圧延時の粒界割れによるスケール性欠
陥の発生が増加する。したがって、O は5ppm以上にする
必要がある。When the austenite grains are large, scale defects due to intergranular cracks tend to occur during hot rolling.
O suppresses the grain growth of austenite and suppresses the generation of scale defects due to grain boundary cracks during hot rolling. O is 5p
When it is less than pm, the effect of suppressing austenite grain growth is reduced, and the occurrence of scale defects due to grain boundary cracks during hot rolling increases. Therefore, O needs to be 5 ppm or more.

【００２０】また、SiおよびO が上記の範囲内であって
も、両者が上限近傍の場合は、欠陥発生率が高くなる。
欠陥発生率を低減するためには、SiとO との間で、[ppm
O]≦−0.1 ×[ppmSi]＋25なる関係をさらに満足させる
必要がある。Further, even when Si and O are within the above ranges, when both are near the upper limit, the defect occurrence rate becomes high.
In order to reduce the defect rate, [ppm
It is necessary to further satisfy the relationship of O] ≦ −0.1 × [ppmSi] +25.

【００２１】図２は，鋼中のB 量と欠陥発生率との関係
を示す図である。B はスケール中に濃化し、スケールそ
のものの変態点などの物理的性質を変化させることによ
り、母材からの剥離を促進し、スケール性欠陥発生率を
減少する。しかし、Ｂが9ppmを超えると、連続鋳造段階
でのスラブ割れを引き起こし、表面性状が劣化する。ま
た、B が2ppm未満では、スケールそのものの変態点など
の物理的性質を十分に変化させることができず、スケー
ル剥離性が低下し、スケール性欠陥の発生が増加する。
従って、B は2ppm以上、9 ppmp以下にする必要がある。FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the amount of B in steel and the defect occurrence rate. B concentrates in the scale and changes the physical properties such as the transformation point of the scale itself, thereby facilitating separation from the base material and reducing the scale defect rate. However, when B exceeds 9 ppm, slab cracks are caused in the continuous casting stage, and the surface properties are deteriorated. If B is less than 2 ppm, physical properties such as transformation point of the scale itself cannot be sufficiently changed, and the scale releasability decreases and the occurrence of scale defects increases.
Therefore, B needs to be 2 ppm or more and 9 ppmp or less.

【００２２】その他の元素の成分限定範囲は以下のとお
りである。C はその含有量が少ないほど成形性に有利で
ある。しかし、その量が0.003%を超えると成形性が低下
する。したがって，その上限を0.003% に限定する。The ranges of the other elements are as follows. The smaller the content of C, the more advantageous the moldability. However, when the amount exceeds 0.003%, the moldability decreases. Therefore, the upper limit is limited to 0.003%.

【００２３】Mnは熱間圧延時の割れを抑制し表面性状向
上に寄与するので添加する必要がある。その量が0.05%
未満になると前記の効果を十分に発揮できなくなる。ま
た、過剰のMnは成形性を低下するので、その量を2.2%以
下にする必要がある。したがって、Mnは0.05〜2.2%に限
定する。Mn must be added because it suppresses cracking during hot rolling and contributes to improving the surface properties. The amount is 0.05%
If it is less than the above, the above effect cannot be sufficiently exhibited. Further, since excessive Mn lowers the formability, its amount needs to be 2.2% or less. Therefore, Mn is limited to 0.05 to 2.2%.

【００２４】P は粒界脆化元素であり、熱間圧延時の表
面割れ抑制の点から低い方が望ましく、その上限を0.1%
とする。P is a grain boundary embrittlement element, and is preferably low from the viewpoint of suppressing surface cracking during hot rolling.
And

【００２５】S は多すぎると粒界を脆弱化し、熱間圧延
時の割れを引き起こすので、少ない方がのぞましく、そ
の上限を0.015%とする。If S is too large, it weakens the grain boundaries and causes cracking during hot rolling. Therefore, a smaller amount is preferable, and the upper limit is made 0.015%.

【００２６】Alは溶鋼の脱酸のために添加する必要があ
る。その量が鋼中のsol.Alとして、0.01% 未満になると
その目的が十分に達成できない。また、その量が0.06%
を超えるようになるとAl₂O₃が増加し、スケールの剥離
性を阻害する。したがって、sol.Alとして0.01〜0.06%
に限定する。Al must be added for deoxidizing molten steel. If the amount is less than 0.01% as sol.Al in steel, the purpose cannot be sufficiently achieved. In addition, the amount is 0.06%
When the value exceeds the limit, Al ₂ O ₃ increases and inhibits the peelability of the scale. Therefore, 0.01-0.06% as sol.Al
Limited to.

【００２７】N は常温時効性および成形性の点で低い方
が望ましく、その上限を0.003%とする。N is desirably low in terms of aging at room temperature and moldability, and its upper limit is made 0.003%.

【００２８】TiはC とN とを固定し、成形性を向上させ
る有用な元素である。とくに、N と結合したTiNはピニ
ング作用によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し熱間
延性を向上させる。その効果を発揮するためには、0.00
5%以上添加することが望ましい。しかし、0.12%を超え
て添加してもその効果が飽和し、逆に経済性を損なう。
したがって、Tiは0.005〜0.12%に限定する。Ti is a useful element that fixes C and N and improves formability. In particular, TiN combined with N suppresses austenite grain coarsening by a pinning action and improves hot ductility. In order to demonstrate its effect, 0.00
It is desirable to add 5% or more. However, even if added in excess of 0.12%, the effect is saturated and conversely impairs economic efficiency.
Therefore, Ti is limited to 0.005 to 0.12%.

【００２９】以上を本発明の基本成分とするが、成形性
向上のためにさらにNbを添加してもかまわない。Nbが0.
002%未満ではその目的を十分に達成できなくなる。ま
た、0.02% を超えて添加すると逆に成形性が低下する。
したがって、Nbは0.002〜0.02%に限定する。The above are the basic components of the present invention, but Nb may be further added for improving the moldability. Nb is 0.
If it is less than 002%, the objective cannot be achieved sufficiently. On the other hand, if it is added in excess of 0.02%, the moldability decreases.
Therefore, Nb is limited to 0.002 to 0.02%.

【００３０】本発明の鋼板は、熱間圧延ままの鋼板、こ
れを熱処理した鋼板、酸洗など脱スケールした鋼板、脱
スケールした鋼板を熱処理した鋼板、熱処理後に酸洗な
ど脱スケールした鋼板、あるいはこれらの鋼板にめっき
などの表面処理を施した鋼板を含む。The steel sheet of the present invention may be a hot-rolled steel sheet, a heat-treated steel sheet, a steel sheet descaled by pickling, a steel sheet heat-treated from a descaled steel sheet, a steel sheet descaled by pickling after heat treatment, or These include steel sheets that have been subjected to surface treatment such as plating.

【００３１】また、本発明の鋼板は、熱間圧延後、酸
洗、冷間圧延した後に再結晶焼鈍を行った冷延鋼板を含
む。Further, the steel sheet of the present invention includes a cold-rolled steel sheet which has been subjected to recrystallization annealing after hot rolling, pickling and cold rolling.

【００３２】また、本発明の鋼板は、表面処理鋼板を含
み、熱間圧延鋼板あるいは冷間圧延鋼板のいずれに処理
を行ったものでもよい。The steel sheet of the present invention includes a surface-treated steel sheet and may be a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet.

【００３３】なお、本発明の鋼板は常法によって製造す
ることができる。即ち、鋼を溶製、鋳造し、熱間圧延し
て、熱延鋼板を製造することができる。鋼の溶製は転
炉、電気炉のいずれでもよい。また、炉外精錬も必要に
より適用できる。鋳造は普通造塊あるいは連続鋳造のい
ずれでもよい。熱間圧延は冷スラブを再加熱後、または
鋳造後の熱スラブを軽い再加熱（保熱、保定を含む）後
に行ってもよい。また、熱間粗圧延を行わない場合であ
ってもよい。The steel sheet of the present invention can be manufactured by a conventional method. That is, it is possible to produce a hot-rolled steel sheet by melting, casting and hot rolling steel. The smelting of steel may be performed by either a converter or an electric furnace. Out-of-pile refining can also be applied if necessary. Casting may be either ordinary ingot or continuous casting. Hot rolling may be performed after reheating the cold slab or after slightly reheating (including heat holding and holding) the hot slab after casting. Moreover, the case where hot rough rolling is not performed may be sufficient.

【００３４】熱間圧延後の鋼板に、必要に応じて、熱処
理、酸洗など脱スケール、脱スケールした鋼板を熱処
理、熱処理後に酸洗など脱スケール等の処理を行うこと
ができる。あるいは、さらに、これらの鋼板にめっきな
どの表面処理を施すことができる。The steel sheet after hot rolling can be subjected to heat treatment, descaling such as pickling, heat treatment of the descaled steel sheet as required, and descaling processing such as pickling after the heat treatment. Alternatively, these steel sheets can be further subjected to a surface treatment such as plating.

【００３５】また、熱間圧延後、酸洗、冷間圧延した後
に再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板を製造することができ
る。この場合、特に限定するものではないが、加熱温度
を1150℃以上、仕上げ温度をAr₃ 点以上として熱間圧延
を行い、さらに圧下率50% 以上の冷間圧延をすること
で、本発明の効果を最大限に発揮することができる。ま
た、再結晶焼鈍は、箱型焼鈍炉、連続焼鈍炉、連続焼鈍
炉を有する溶融めっきラインの何れで行ってもかまわな
い。Further, after hot rolling, pickling and cold rolling, recrystallization annealing is performed to produce a cold-rolled steel sheet. In this case, although not particularly limited, the hot rolling is performed at a heating temperature of 1150 ° C. or higher, the finishing temperature is set to an Ar ₃ point or higher, and the cold rolling is performed at a reduction ratio of 50% or higher. The effect can be maximized. The recrystallization annealing may be performed in any of a box annealing furnace, a continuous annealing furnace, and a hot-dip plating line having a continuous annealing furnace.

【００３６】本発明の表面処理鋼板は、熱間圧延鋼板あ
るいは冷間圧延鋼板のいずれに処理を行ったものでもよ
い。表面処理としては、溶融金属めっき（亜鉛、アル
ミ、亜鉛−アルミ合金）や合金化溶融亜鉛めっき、電気
亜鉛めっき、電気亜鉛合金めっき、化成処理、有機複合
めっき、塗装、錫めっき等の常法による処理を単独ある
いは適宜複合して施すことができる。これらの処理を施
しても本発明の効果を損なうことがない。The surface-treated steel sheet of the present invention may be one obtained by treating a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet. The surface treatment is performed by a conventional method such as hot-dip metal plating (zinc, aluminum, zinc-aluminum alloy), alloyed hot-dip galvanization, electro-zinc plating, electro-zinc alloy plating, chemical conversion treatment, organic composite plating, painting, tin plating, etc. The treatment can be performed alone or in combination as appropriate. These effects do not impair the effects of the present invention.

【００３７】[0037]

【実施例】表１にそれぞれ本発明鋼および比較鋼の組成
およびスケール欠陥の発生率を示す。なお、表中の成分
の表示は重量％、但し、C 、N 、B 、Si、O 、25−0.1S
iはppm 表示である。また、欠陥発生率は％表示であ
る。また、比較鋼中の太線枠は本発明の範囲外であるこ
とを示している。EXAMPLES Table 1 shows the compositions of the steels of the present invention and the comparative steels and the incidence of scale defects. The indication of the components in the table is% by weight, provided that C, N, B, Si, O, 25-0.1S
i is ppm. The defect occurrence rate is expressed in%. Also, the bold frame in the comparative steel indicates that it is outside the scope of the present invention.

【００３８】[0038]

【表１】 [Table 1]

【００３９】基本的な製造条件として、連続鋳造後、60
0℃から室温まで冷却したスラブを1150〜1300℃に再加
熱して熱間圧延−ランナウトテーブル上での冷却−巻き
取り処理により、2.8〜3.6mm板厚の熱延鋼板を得た。な
お、デスケーリングは粗圧延および仕上げ圧延前にそれ
ぞれ２回ずつ、衝突圧：3kgf/cm²の高圧水を噴射するこ
とにより実施し、平均的な仕上げ温度は900℃、巻き取
り温度は640℃とした。As a basic manufacturing condition, after continuous casting, 60
The slab cooled from 0 ° C. to room temperature was reheated to 1150 to 1300 ° C., and a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.8 to 3.6 mm was obtained by hot rolling, cooling on a run-out table and winding. The descaling was performed twice before each of the rough rolling and the finish rolling by injecting high-pressure water having a collision pressure of 3 kgf / cm ^2. The average finishing temperature was 900 ° C. and the winding temperature was 640 ° C. And

【００４０】さらに、冷延鋼板については、酸洗後冷間
圧延を行い(板厚0.6〜1.6mm)、760〜870℃の連続焼鈍−
0.5%の調質圧延を施した（鋼1〜4、12〜16、20〜28）。Further, the cold-rolled steel sheet is subjected to cold rolling after pickling (plate thickness: 0.6 to 1.6 mm), and continuous annealing at 760 to 870 ° C.
Temper rolling of 0.5% was performed (Steel 1-4, 12-16, 20-28).

【００４１】溶融亜鉛めっき鋼板については、前記と同
様に冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっきラインで840℃の
焼鈍を施し、ただちに460℃まで冷却した段階で片面あ
たり55g/m²の溶融亜鉛をめっきし、引き続き500℃で合
金化処理を行い、1.0%の調質圧延を行った（鋼5〜8、17
〜19）。一部について、さらに片面あたり3g/m²の80%Fe
-Zn合金の上層電気めっきを施し、溶融めっきと電気め
っきの二層めっき鋼板とした（鋼９）。The hot-dip galvanized steel sheet was cold-rolled in the same manner as described above, then annealed at 840 ° C. in a continuous hot-dip galvanizing line, and immediately cooled to 460 ° C., and 55 g / m ² of hot-dip galvanized steel per one side was obtained. Plating, followed by alloying at 500 ° C and temper rolling of 1.0% (steel 5 to 8, 17
~ 19). For some further 80% Fe in per side 3 g / m ²
The upper layer of the -Zn alloy was electroplated to obtain a two-layer plated steel sheet of hot-dip plating and electroplating (Steel 9).

【００４２】また、電気めっき鋼板については、冷間圧
延−焼鈍−調質圧延後、片面あたり20g/m²の88%Zn-Ni合
金電気めっきを行い（鋼10）、有機被覆鋼板について
は、電気めっきの上にさらに金属クロム換算で50mg/m²
のクロメート被覆、樹脂層1μmの複合被覆を行った（鋼
11）。For the electroplated steel sheet, after cold rolling, annealing and temper rolling, electroplating of 88% Zn—Ni alloy at 20 g / m ² per side was performed (Steel 10). 50 mg / m ^{2 in} terms of chromium metal over electroplating
Chromate coating, resin layer 1μm composite coating
11).

【００４３】スケール性欠陥発生のパラメーターとして
は、最終段階での15cm以上の欠陥１個を1.5mとして、そ
の総和を冷間圧延コイル長で除した値をスケール性欠陥
発生率とし、この発生率により表面性状を評価した。As a parameter of the scale defect generation, one defect of 15 cm or more in the final stage is set to 1.5 m, and a value obtained by dividing a total of the defects by a cold-rolled coil length is defined as a scale defect generation rate. Was used to evaluate the surface properties.

【００４４】比較鋼のSi量が適正でない鋼18、24、25、
O 量が適正でない鋼19、21、22、Si-Oバランスが適正で
ない鋼20、23、B 量が適正でない鋼26〜28はスケール性
欠陥による発生率が0.42%以上であるのに対し、本発明
鋼1〜17は発生率が0.29%以下となっている。Steels 18, 24, 25, and 25 in which the amount of Si in the comparative steel is not appropriate
Steels 19,21,22 with incorrect O content, Steels 20,23 with improper Si-O balance, and Steels 26-28 with improper B content have a rate of occurrence of scale defects of 0.42% or more, The steels 1 to 17 of the present invention have an incidence of 0.29% or less.

【００４５】[0045]

【発明の効果】以上のごとく本発明によれば、極低炭素
鋼板で問題となるスケール性欠陥を新たな設備の設置あ
るいは製造プロセスの変更をすることなく低減でき，表
面性状に優れた鋼板を得ることができる。As described above, according to the present invention, it is possible to reduce a scale defect which is a problem in an ultra-low carbon steel sheet without installing new equipment or changing a manufacturing process, and to provide a steel sheet having excellent surface properties. Obtainable.

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

【図１】Si量、O 量 と欠陥発生率との関係を示す図で
ある。FIG. 1 is a diagram showing a relationship between Si content and O content and a defect occurrence rate.

【図２】B 量 と欠陥発生率との関係を示す図である。FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the B content and the defect occurrence rate.

【図３】Siが0.02% の極低炭素鋼スラブの加熱後の粒界
酸化の状態を示すスラブ断面の金属の酸化組織の図面代
用写真である。FIG. 3 is a photograph substituted for a drawing of an oxidation structure of a metal in a cross section of a slab, showing a state of grain boundary oxidation of a very low carbon steel slab having 0.02% Si after heating.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 沖本 一生 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 松浦 俊暁 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 田辺 治良 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (72) Kazuo Okimoto, 1-2-1, Marunouchi, Chiyoda-ku, Tokyo Nippon Kokan Co., Ltd. (72) Toshiaki Matsuura 1-2-1, Marunouchi, Chiyoda-ku, Tokyo Japan Inside the Kokan Co., Ltd. (72) Inventor Jira Tanabe 1-2-1, Marunouchi, Chiyoda-ku, Tokyo Japan Kokan Co., Ltd. (58) Field surveyed (Int. Cl. ⁷ , DB name) C22C 38/00-38 / 60

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 重量％で、C:0.003%以下、Mn:0.05〜2.2
%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜0.06%、
N:0.003%以下、Ti:0.005〜0.12%、Si:20〜80ppm、B:2〜
9ppm、O:5〜20ppmを含み、かつ前記のSi、O が、[ppmO]
≦−0.1 ×[ppmSi]＋25なる関係を満足し、残部が鉄お
よび不可避不純物からなる表面性状に優れた鋼板。(1) C: 0.003% or less, Mn: 0.05 to 2.2% by weight
%, P: 0.1% or less, S: 0.015% or less, sol.Al: 0.01 to 0.06%,
N: 0.003% or less, Ti: 0.005 to 0.12%, Si: 20 to 80 ppm, B: 2 to
9 ppm, O: contains 5 to 20 ppm, and the Si and O 2 are [ppmO]
≦ -0.1 × [ppmSi] +25, steel sheet with excellent surface properties consisting of iron and unavoidable impurities. 【請求項２】 重量％で、C:0.003%以下、Mn:0.05〜2.2
%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜0.06%、
N:0.003%以下、Ti:0.005〜0.12%、Si:20〜80ppm、B:2〜
9ppm、O:5〜20ppmを含み、かつ前記のSi、O が、[ppmO]
≦−0.1 ×[ppmSi]＋25なる関係を満足し、さらに、Nb:
0.002〜0.02% を含み、残部が鉄および不可避不純物か
らなる表面性状に優れた鋼板。2. C: 0.003% or less, Mn: 0.05 to 2.2% by weight
%, P: 0.1% or less, S: 0.015% or less, sol.Al: 0.01 to 0.06%,
N: 0.003% or less, Ti: 0.005 to 0.12%, Si: 20 to 80 ppm, B: 2 to
9 ppm, O: contains 5 to 20 ppm, and the Si and O 2 are [ppmO]
≦ −0.1 × [ppmSi] +25, and Nb:
A steel sheet containing 0.002 to 0.02%, with the balance being iron and unavoidable impurities, with excellent surface properties.