JP2936963B2 - 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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- JP2936963B2 JP2936963B2 JP18864193A JP18864193A JP2936963B2 JP 2936963 B2 JP2936963 B2 JP 2936963B2 JP 18864193 A JP18864193 A JP 18864193A JP 18864193 A JP18864193 A JP 18864193A JP 2936963 B2 JP2936963 B2 JP 2936963B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車や家電などに用い
られる極低炭素鋼を素材とした安価で良好な成形性を有
し、耐ブリスター性の優れた冷延鋼板および該冷延鋼板
を連続焼鈍、調質圧延し、更に表面処理された表面処理
鋼板とその製造方法に関するものである。
られる極低炭素鋼を素材とした安価で良好な成形性を有
し、耐ブリスター性の優れた冷延鋼板および該冷延鋼板
を連続焼鈍、調質圧延し、更に表面処理された表面処理
鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年においては、製鋼脱ガス技術の進歩
により、鋼中の炭素および窒素をそれぞれ５０ppm 以下
まで低減した極低炭素鋼が比較的安価かつ大量に製造さ
れるようになり、当該鋼に炭窒化物形成元素であるTiや
Nbを添加し、炭素および窒素を固定した特公昭44-1806
6、54-1245 、特開昭59-67319などの所謂ＩＦ鋼が、深
絞りを主とする成形性が要求される冷延鋼板として広く
用いられるようになっている。
により、鋼中の炭素および窒素をそれぞれ５０ppm 以下
まで低減した極低炭素鋼が比較的安価かつ大量に製造さ
れるようになり、当該鋼に炭窒化物形成元素であるTiや
Nbを添加し、炭素および窒素を固定した特公昭44-1806
6、54-1245 、特開昭59-67319などの所謂ＩＦ鋼が、深
絞りを主とする成形性が要求される冷延鋼板として広く
用いられるようになっている。
【０００３】しかし、上記したようなＩＦ鋼は一般的な
低炭素Alキルド鋼に比較して、最終熱処理後にブリスタ
ーと呼ばれる表面に幅１mm、長さ１０mm前後のふくれが
生じるケースがあり、とくに、板厚が厚いほどその傾向
が顕著となる。このブリスターはプレス成形などの加工
により口を開いてしまうために、表面欠陥として扱わ
れ、材料メーカーサイドでの検査段階で発見されれば、
出荷されないことになる。
低炭素Alキルド鋼に比較して、最終熱処理後にブリスタ
ーと呼ばれる表面に幅１mm、長さ１０mm前後のふくれが
生じるケースがあり、とくに、板厚が厚いほどその傾向
が顕著となる。このブリスターはプレス成形などの加工
により口を開いてしまうために、表面欠陥として扱わ
れ、材料メーカーサイドでの検査段階で発見されれば、
出荷されないことになる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】前述したような従来技
術においては、ブリスターそのものの発生頻度にたいし
て、ユーザーサイドで、大きな問題として扱われる頻度
は必ずしも高くないことからＩＦ鋼のブリスターに関し
ては、文献および特許などでほとんど公表されるには至
っていないのが現状である。しかし、実際問題として、
材料メーカーにとっては大きな歩留まり低下を招き、ユ
ーザーにとっても検査段階で検知できなかったブリスタ
ーが成形加工により口を開いてしまった場合は、生産性
の低下を招くために、解決しなければならない重要な課
題である。
術においては、ブリスターそのものの発生頻度にたいし
て、ユーザーサイドで、大きな問題として扱われる頻度
は必ずしも高くないことからＩＦ鋼のブリスターに関し
ては、文献および特許などでほとんど公表されるには至
っていないのが現状である。しかし、実際問題として、
材料メーカーにとっては大きな歩留まり低下を招き、ユ
ーザーにとっても検査段階で検知できなかったブリスタ
ーが成形加工により口を開いてしまった場合は、生産性
の低下を招くために、解決しなければならない重要な課
題である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は上記したような
実情に鑑み、検討を重ねて創案されたものであって、ブ
リスターの発生機構発明および対策確立を目的として検
討した結果、成分の最適化により、耐ブリスターに優れ
た冷延鋼板および表面処理鋼板を得ることに成功したも
のであって、先ず本発明者の検討によって明かとされた
ブリスター欠陥についての知見は以下の如くである。
実情に鑑み、検討を重ねて創案されたものであって、ブ
リスターの発生機構発明および対策確立を目的として検
討した結果、成分の最適化により、耐ブリスターに優れ
た冷延鋼板および表面処理鋼板を得ることに成功したも
のであって、先ず本発明者の検討によって明かとされた
ブリスター欠陥についての知見は以下の如くである。
【０００６】ブリスター欠陥は表層下0.１〜0.２mm前後
の箇所に存在するAl2O3 を起点とした板面と平行な割れ
に起因した表面のふくれである。このような、Al2O3 が
クラスター状に存在する場合は、極低炭素鋼でなくても
ブリスター欠陥は発生する。しかし、２次酸化Al2O3 の
ように数ミクロンもしくはサブミクロン程度の大きさ
で、飛島状に分布する場合でも、極低炭素鋼ではブリス
ター欠陥が生じる。これは、図６、７に示すように粒界
を強化する役割を担う固溶炭素が枯渇しているために、
容易に粒界割れを起こすことが原因である。
の箇所に存在するAl2O3 を起点とした板面と平行な割れ
に起因した表面のふくれである。このような、Al2O3 が
クラスター状に存在する場合は、極低炭素鋼でなくても
ブリスター欠陥は発生する。しかし、２次酸化Al2O3 の
ように数ミクロンもしくはサブミクロン程度の大きさ
で、飛島状に分布する場合でも、極低炭素鋼ではブリス
ター欠陥が生じる。これは、図６、７に示すように粒界
を強化する役割を担う固溶炭素が枯渇しているために、
容易に粒界割れを起こすことが原因である。
【０００７】具体的には、酸洗により表面に濃化した水
素が加熱により中心部まで拡散固溶し、その後Al2O3 と
マトリクス界面の熱膨張差などによるひずみ場や冷間圧
延により生じた剥離による微細な空隙などに、最終熱処
理の後期またはその後に原子状水素が再拡散濃化し、さ
らにガス化して体積膨張を起こし、粒界割れを引き起こ
すものと推定される。したがって、板厚が増加するほど
欠陥の発生頻度が高くなることも、板厚方向の水素の供
給源が増加する事実より説明できる。
素が加熱により中心部まで拡散固溶し、その後Al2O3 と
マトリクス界面の熱膨張差などによるひずみ場や冷間圧
延により生じた剥離による微細な空隙などに、最終熱処
理の後期またはその後に原子状水素が再拡散濃化し、さ
らにガス化して体積膨張を起こし、粒界割れを引き起こ
すものと推定される。したがって、板厚が増加するほど
欠陥の発生頻度が高くなることも、板厚方向の水素の供
給源が増加する事実より説明できる。
【０００８】以上のような知見から極低炭素鋼板のブリ
スター発生防止には、発生起点であるAl2O3 を減らす
こと、水素の拡散を抑制すること、および割れの伝
播経路である粒界を強化することのすべてを実施するこ
とが有効であるとの結論を得て、本発明を完成したもの
であって、以下の如くである。
スター発生防止には、発生起点であるAl2O3 を減らす
こと、水素の拡散を抑制すること、および割れの伝
播経路である粒界を強化することのすべてを実施するこ
とが有効であるとの結論を得て、本発明を完成したもの
であって、以下の如くである。
【０００９】 （１） ｗｔ％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、 Ｍｎ：０．１０〜２．２％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０７％以下、 Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％、 Ｎ：０．００３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、 Ｔｉ：（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ＋４×（４８／１２）Ｃ以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、次
式の関係を満足する冷間圧延鋼板に連続焼鈍あるいは連
続溶融亜鉛めっき板を施すに当たり、室温から６５０℃
〜７２０℃の所定温度まで２０℃／秒以上、その後再結
晶温度以上の均熱温度までを１〜５℃／秒の昇温温度で
加熱することを特徴とする耐ブリスター性に優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 ｍｉｎ〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕
≧０．００２ｔ２＋０．００３ 但し、ｔは板厚（ｍｍ）、〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋
（４８／３２）Ｓ〕はＴｉと（４８／１４）Ｎ＋（３２
／４８）Ｓとの小さい方を意味する。
式の関係を満足する冷間圧延鋼板に連続焼鈍あるいは連
続溶融亜鉛めっき板を施すに当たり、室温から６５０℃
〜７２０℃の所定温度まで２０℃／秒以上、その後再結
晶温度以上の均熱温度までを１〜５℃／秒の昇温温度で
加熱することを特徴とする耐ブリスター性に優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 ｍｉｎ〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕
≧０．００２ｔ２＋０．００３ 但し、ｔは板厚（ｍｍ）、〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋
（４８／３２）Ｓ〕はＴｉと（４８／１４）Ｎ＋（３２
／４８）Ｓとの小さい方を意味する。
【００１０】 （２） ｗｔ％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、 Ｍｎ：０．１０〜２．２％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０７％以下、 Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％、 Ｎ：０．００３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．０３％とＢ：０．０００３〜０．００１５％の何れか１ 種または双方、Ｔｉ：（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ＋４×（４８／１２ ）Ｃ以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、次
式の関係を満足する冷間圧延鋼板に連続焼鈍あるいは連
続溶融亜鉛めっき板を施すに当たり、室温から６５０℃
〜７２０℃の所定温度まで２０℃／秒以上、その後再結
晶温度以上の均熱温度までを１〜５℃／秒の昇温温度で
加熱することを特徴とする耐ブリスター性に優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 ｍｉｎ〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕
≧０．００２ｔ２＋０．００３ 但し、ｔは板厚（ｍｍ）、〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋
（４８／３２）Ｓ〕はＴｉと（４８／１４）Ｎ＋（３２
／４８）Ｓとの小さい方を意味する。
式の関係を満足する冷間圧延鋼板に連続焼鈍あるいは連
続溶融亜鉛めっき板を施すに当たり、室温から６５０℃
〜７２０℃の所定温度まで２０℃／秒以上、その後再結
晶温度以上の均熱温度までを１〜５℃／秒の昇温温度で
加熱することを特徴とする耐ブリスター性に優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 ｍｉｎ〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕
≧０．００２ｔ２＋０．００３ 但し、ｔは板厚（ｍｍ）、〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋
（４８／３２）Ｓ〕はＴｉと（４８／１４）Ｎ＋（３２
／４８）Ｓとの小さい方を意味する。
【００１１】
【００１２】
【作用】前記したような本発明によるものについて、先
ずその成分組成を説明すると、以下の如くである。 Ｃ：0.０００５〜0.００３％。 Ｃは、その含有量が少ないほど成形性には有利である。
しかし、一方では粒界を強化するため、耐ブリスターの
点では必須の添加元素である。したがって、その含有量
は0.０００５〜0.００３％に限定する。
ずその成分組成を説明すると、以下の如くである。 Ｃ：0.０００５〜0.００３％。 Ｃは、その含有量が少ないほど成形性には有利である。
しかし、一方では粒界を強化するため、耐ブリスターの
点では必須の添加元素である。したがって、その含有量
は0.０００５〜0.００３％に限定する。
【００１３】Mn：0.１０〜2.２％。 Mnは、脱酸元素としての役割を果たし、割れの起点とな
るAl2O3 の低減のためには、添加する必要がある。しか
し、過剰の添加は成形性の低下を招く。従って添加量
は、0.１０〜2.２％に限定した。
るAl2O3 の低減のためには、添加する必要がある。しか
し、過剰の添加は成形性の低下を招く。従って添加量
は、0.１０〜2.２％に限定した。
【００１４】Si：0.６％以下。 Siは、固溶強化能を有するが、過剰の添加は成形性の低
下を招くので、その上限は0.６％とする。
下を招くので、その上限は0.６％とする。
【００１５】Ｐ：0.０７％以下。 Ｐは、固溶強化能を有するが粒界脆化元素であり、耐ブ
リスターの点からは過剰添加は避けなけらばならないた
め、その上限を0.０７％とした。
リスターの点からは過剰添加は避けなけらばならないた
め、その上限を0.０７％とした。
【００１６】Ｓ：0.０２５％以下。 Ｓは、多すぎると粒界を脆弱化し、ブリスター発生を促
進するのみならず、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0.０２５％とす
る。
進するのみならず、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0.０２５％とす
る。
【００１７】sol.Al：0.０２〜0.０６％。 Alは、溶鋼脱酸のため、添加する必要がある。ただし、
多量に添加するとブリスター防止の点で望ましくないAl
2O3 の増加を引き起こすので、sol.Al量としては0.０２
〜0.０６％に限定した。
多量に添加するとブリスター防止の点で望ましくないAl
2O3 の増加を引き起こすので、sol.Al量としては0.０２
〜0.０６％に限定した。
【００１８】Ｎ：0.００３５％以下。 Ｎは、成形性の点では低い方が望ましく、その上限を0.
００３５％とする。ただし、ＳとＮはTiと化合して析出
し、水素のトラップサイトとしての役割を果たすことに
より、ブリスター発生を抑制する。したがって、Tiとの
組み合わせにより、後述する量は確保しなければならな
い。
００３５％とする。ただし、ＳとＮはTiと化合して析出
し、水素のトラップサイトとしての役割を果たすことに
より、ブリスター発生を抑制する。したがって、Tiとの
組み合わせにより、後述する量は確保しなければならな
い。
【００１９】Ｏ：0.００３％以下。 Ｏは、図１からもわかるように、0.００３％を超えた場
合にブリスターの発生が顕著となる。これはＯの含有量
が増加することとブリスターの原因となるAl2O3 の増加
が対応しているからである。したがって、上限を0.００
３％とする。
合にブリスターの発生が顕著となる。これはＯの含有量
が増加することとブリスターの原因となるAl2O3 の増加
が対応しているからである。したがって、上限を0.００
３％とする。
【００２０】Ti：（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ
＋４×（４８／１２）Ｃ以下 Tiは、ＣおよびＮを固定し、成形性を向上させる有用な
元素である。ブリスターの発生抑制の観点から、TiN お
よびTiS として水素をトラップする点では、多く添加す
ることが望ましいが、粒界を脆化させる点では少ない方
が望ましい。したがって、Ti添加量は（４８／１４）Ｎ
＋（４８／３２）Ｓ＋４×（４８／１２）Ｃ以下で、か
つ、min 〔Ti、（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕
≧0.００２ｔ2 ＋0.００３なる関係を満足する量とす
る。ただし、この式でｔは板厚（mm）、min 〔Ti、（４
８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕はTiと（４８／１
４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓとの小さい方を意味する。
＋４×（４８／１２）Ｃ以下 Tiは、ＣおよびＮを固定し、成形性を向上させる有用な
元素である。ブリスターの発生抑制の観点から、TiN お
よびTiS として水素をトラップする点では、多く添加す
ることが望ましいが、粒界を脆化させる点では少ない方
が望ましい。したがって、Ti添加量は（４８／１４）Ｎ
＋（４８／３２）Ｓ＋４×（４８／１２）Ｃ以下で、か
つ、min 〔Ti、（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕
≧0.００２ｔ2 ＋0.００３なる関係を満足する量とす
る。ただし、この式でｔは板厚（mm）、min 〔Ti、（４
８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕はTiと（４８／１
４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓとの小さい方を意味する。
【００２１】Ti≦（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ
＋４×（４８／１２）Ｃは、窒化物および硫化物になっ
た残りのTiがＣと結合することにより、粒界のＣを枯渇
させ、ブリスター発生を促進するため、過剰のTi添加を
避ける必要があることを意味する。化学量論的にはTiと
Ｃは１：１の割合で結合するが、実際にはTiが数倍必要
となる。図２は〔Ti−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８／３
２）Ｓ｝〕／（４８／１２）Ｃの関数としてブリスター
の発生頻度を整理したものであるが、この図から窒化物
および硫化物になった残りTiが４×４８／１２・Ｃを超
えると、すなわちTi＞（４８／１４）Ｎ＋（４８／３
２）Ｓ＋４×（４８／１２）Ｃになるとブリスターの発
生が急激に多くなることが分かる。つまり、Ti添加量と
しては、ＮおよびＳと結合した残りのTiが化学量論的に
Ｃの４倍以下になるように制御すれば、粒界にＣが存在
しブリスターの発生を低く抑えることができるわけであ
る。
＋４×（４８／１２）Ｃは、窒化物および硫化物になっ
た残りのTiがＣと結合することにより、粒界のＣを枯渇
させ、ブリスター発生を促進するため、過剰のTi添加を
避ける必要があることを意味する。化学量論的にはTiと
Ｃは１：１の割合で結合するが、実際にはTiが数倍必要
となる。図２は〔Ti−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８／３
２）Ｓ｝〕／（４８／１２）Ｃの関数としてブリスター
の発生頻度を整理したものであるが、この図から窒化物
および硫化物になった残りTiが４×４８／１２・Ｃを超
えると、すなわちTi＞（４８／１４）Ｎ＋（４８／３
２）Ｓ＋４×（４８／１２）Ｃになるとブリスターの発
生が急激に多くなることが分かる。つまり、Ti添加量と
しては、ＮおよびＳと結合した残りのTiが化学量論的に
Ｃの４倍以下になるように制御すれば、粒界にＣが存在
しブリスターの発生を低く抑えることができるわけであ
る。
【００２２】次に、min 〔Ti、（４８／１４）Ｎ＋（４
８／３２）Ｓ〕≧0.００２ｔ2 ＋0.００３は、多くの実
機材データを様々な角度から解析した上で、実験室的に
も確認した関係式で本発明の骨子の一つをなすものであ
る。この式は、板厚が厚くなるに従い、単にTiの添加量
を増加させるのではなく、TiN ＋TiS の析出量を多く確
保することが必要であることを意味している。すなわ
ち、ブリスターの発生抑制には水素の拡散を防止するこ
とが重要であり、微細な析出物がそのトラップサイトと
して働く。本発明者の解析より、種々の析出物の中では
特にTiN とTiS が効果的に水素をトラップすることがわ
かった。つまり、ブリスターの発生抑制にはこれら析出
物の量を板厚に応じて適正に制御することが極めて重要
である。厳密に考えると、同じ量析出したとしても、製
造条件により、これら析出物の寸法が変化し、水素をト
ラップする表面積も変わるわけである。しかし、その影
響は小さく、工業的には図３に示すようにmin 〔Ti、
（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕≧0.００２ｔ2
＋0.００３なる関係を満足させれば十分な効果が得られ
る。
８／３２）Ｓ〕≧0.００２ｔ2 ＋0.００３は、多くの実
機材データを様々な角度から解析した上で、実験室的に
も確認した関係式で本発明の骨子の一つをなすものであ
る。この式は、板厚が厚くなるに従い、単にTiの添加量
を増加させるのではなく、TiN ＋TiS の析出量を多く確
保することが必要であることを意味している。すなわ
ち、ブリスターの発生抑制には水素の拡散を防止するこ
とが重要であり、微細な析出物がそのトラップサイトと
して働く。本発明者の解析より、種々の析出物の中では
特にTiN とTiS が効果的に水素をトラップすることがわ
かった。つまり、ブリスターの発生抑制にはこれら析出
物の量を板厚に応じて適正に制御することが極めて重要
である。厳密に考えると、同じ量析出したとしても、製
造条件により、これら析出物の寸法が変化し、水素をト
ラップする表面積も変わるわけである。しかし、その影
響は小さく、工業的には図３に示すようにmin 〔Ti、
（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕≧0.００２ｔ2
＋0.００３なる関係を満足させれば十分な効果が得られ
る。
【００２３】なお、本発明の適用可能板厚は0.３〜3.０
mmとする。板厚が0.３mm未満の場合はブリスターの発生
頻度そのものが低くなるため、本発明のような化学組成
制御の必要性が小さくなる。また、3.０mmを超える場合
は、TiN およびTiS 量確保のためTi、Ｓ、Ｎを多量に添
加しなければならず、表面性状が悪化することが懸念さ
れるからである。
mmとする。板厚が0.３mm未満の場合はブリスターの発生
頻度そのものが低くなるため、本発明のような化学組成
制御の必要性が小さくなる。また、3.０mmを超える場合
は、TiN およびTiS 量確保のためTi、Ｓ、Ｎを多量に添
加しなければならず、表面性状が悪化することが懸念さ
れるからである。
【００２４】以上を本発明の基本組成とするが、さらに
本発明ではブリスター発生を抑制するため、Nbを0.００
３〜0.０３％、Ｂを0.０００３〜0.００１５％を１種ま
たは２種添加しても良い。Nbは、Ｃを固定し成形性を向
上させるのみならず熱処理後には再び一部のＣをフリー
な状態とし、0.００３％以上添加した場合に耐ブリスタ
ー性を向上させる効果がある。しかし、多量の添加は効
果が飽和するだけでなく逆に成形性を劣化させるので、
その添加量は0.００３〜0.０３％に限定する。ＢはＣと
競合することなく、粒界を強化する元素である。0.００
０３％以上添加すれば、ブリスター発生抑制に対して、
その効果が得られる。しかしながら、過剰に添加しても
その効果が飽和するだけでなく、成形性の低下を招くこ
とになるので、上限を0.００１５％とする。
本発明ではブリスター発生を抑制するため、Nbを0.００
３〜0.０３％、Ｂを0.０００３〜0.００１５％を１種ま
たは２種添加しても良い。Nbは、Ｃを固定し成形性を向
上させるのみならず熱処理後には再び一部のＣをフリー
な状態とし、0.００３％以上添加した場合に耐ブリスタ
ー性を向上させる効果がある。しかし、多量の添加は効
果が飽和するだけでなく逆に成形性を劣化させるので、
その添加量は0.００３〜0.０３％に限定する。ＢはＣと
競合することなく、粒界を強化する元素である。0.００
０３％以上添加すれば、ブリスター発生抑制に対して、
その効果が得られる。しかしながら、過剰に添加しても
その効果が飽和するだけでなく、成形性の低下を招くこ
とになるので、上限を0.００１５％とする。
【００２５】次に、製造条件について述べる。本発明で
は焼鈍時の加熱速度制御を特徴とする。詳細なメカニズ
ムについては必ずしも明らかでないが、図４に示すよう
に、６５０〜７２０℃までを２０℃／秒以上で急速加熱
し、その後、再結晶温度以上の均熱温度までを１〜５℃
／秒で徐加熱するといった２段加熱速度制御を実施する
と、ブリスターの発生を抑制できる。即ち、ブリスター
の原因となる水素は主に酸洗時の反応により表層に濃化
する。この表層に濃化した水素は焼鈍加熱時に一部は雰
囲気中に放出されるものの、そのほとんどは固溶・拡散
し板厚方向に均一に分布するようになる。
は焼鈍時の加熱速度制御を特徴とする。詳細なメカニズ
ムについては必ずしも明らかでないが、図４に示すよう
に、６５０〜７２０℃までを２０℃／秒以上で急速加熱
し、その後、再結晶温度以上の均熱温度までを１〜５℃
／秒で徐加熱するといった２段加熱速度制御を実施する
と、ブリスターの発生を抑制できる。即ち、ブリスター
の原因となる水素は主に酸洗時の反応により表層に濃化
する。この表層に濃化した水素は焼鈍加熱時に一部は雰
囲気中に放出されるものの、そのほとんどは固溶・拡散
し板厚方向に均一に分布するようになる。
【００２６】ところが、急速に加熱すると相対的に表層
濃度の高いまま高温になるので、雰囲気中に放出される
割合が増加する。ただし、６５０〜７２０℃の高温度の
範囲では、水素の鋼中固溶量が増加するため、水素放出
の加熱速度依存性は小さくなるので、急速加熱の必要性
は６５０〜７２０℃までである。逆に、高温側で急速加
熱を行なうと、AL2O3 とマトリクスの熱膨張差により界
面での微小な剥離が発生・進行するという問題が生じ
る。
濃度の高いまま高温になるので、雰囲気中に放出される
割合が増加する。ただし、６５０〜７２０℃の高温度の
範囲では、水素の鋼中固溶量が増加するため、水素放出
の加熱速度依存性は小さくなるので、急速加熱の必要性
は６５０〜７２０℃までである。逆に、高温側で急速加
熱を行なうと、AL2O3 とマトリクスの熱膨張差により界
面での微小な剥離が発生・進行するという問題が生じ
る。
【００２７】これに対し、徐加熱の場合は、マトリクス
の応力緩和効果により、剥離の発生・進行が抑制され
る。ブリスター欠陥はこのような剥離部に水素が冷却後
期またはその後に拡散・濃化するために生じるものであ
る。したがって、ブリスター発生抑制の観点からは、先
に述べた低温側での急速加熱と高温側での徐加熱の組合
せが必要となることから、昇温速度を６５０〜７２０℃
の所定温度までは２０℃／秒以上、その後、再結晶温度
以上の均熱温度までを１〜５℃／秒に限定する。
の応力緩和効果により、剥離の発生・進行が抑制され
る。ブリスター欠陥はこのような剥離部に水素が冷却後
期またはその後に拡散・濃化するために生じるものであ
る。したがって、ブリスター発生抑制の観点からは、先
に述べた低温側での急速加熱と高温側での徐加熱の組合
せが必要となることから、昇温速度を６５０〜７２０℃
の所定温度までは２０℃／秒以上、その後、再結晶温度
以上の均熱温度までを１〜５℃／秒に限定する。
【００２８】なお、高温側の昇温速度の下限を１℃／秒
に規定したのは、それ未満になると保持温度に達するま
でに長時間を要し、ライン長の増大、設備の大型化が必
要となり、経済性を損なうからである。
に規定したのは、それ未満になると保持温度に達するま
でに長時間を要し、ライン長の増大、設備の大型化が必
要となり、経済性を損なうからである。
【００２９】ちなみに、図１〜４は実施例のデータをプ
ロットしたものであり、図１、２、３および４の比較鋼
はそれぞれＯ量、Ti≦（４８／１４）Ｎ＋（４８／３
２）Ｓ＋４×（４８／１２）Ｃなる関係、min 〔Ti、
（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕≧0.００２ｔ2
＋0.００３なる関係、および焼鈍時の昇温速度条件以外
は本発明の請求範囲を満足するものである。
ロットしたものであり、図１、２、３および４の比較鋼
はそれぞれＯ量、Ti≦（４８／１４）Ｎ＋（４８／３
２）Ｓ＋４×（４８／１２）Ｃなる関係、min 〔Ti、
（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕≧0.００２ｔ2
＋0.００３なる関係、および焼鈍時の昇温速度条件以外
は本発明の請求範囲を満足するものである。
【００３０】なお、本発明の冷延鋼板および表面処理鋼
板は常法に従って転炉または電気炉で溶製・鋳造後、直
ちにまたは再加熱後熱間圧延され更に酸洗、冷間圧延に
より所定の板厚にされるものであり、連続焼鈍による冷
延鋼板のみならず、冷間圧延後に連続焼鈍又は連続焼鈍
付溶融亜鉛系めっき、あるいは前記冷間圧延後に連続焼
鈍し調質圧延し電気亜鉛系めっき、さらには有機被覆、
化成処理などが単一または複数施される表面処理鋼板な
どを含むものである。ここで亜鉛系めっきとは、純亜
鉛、亜鉛−鉄、亜鉛−ニッケル、亜鉛−アルミ等を意味
する。
板は常法に従って転炉または電気炉で溶製・鋳造後、直
ちにまたは再加熱後熱間圧延され更に酸洗、冷間圧延に
より所定の板厚にされるものであり、連続焼鈍による冷
延鋼板のみならず、冷間圧延後に連続焼鈍又は連続焼鈍
付溶融亜鉛系めっき、あるいは前記冷間圧延後に連続焼
鈍し調質圧延し電気亜鉛系めっき、さらには有機被覆、
化成処理などが単一または複数施される表面処理鋼板な
どを含むものである。ここで亜鉛系めっきとは、純亜
鉛、亜鉛−鉄、亜鉛−ニッケル、亜鉛−アルミ等を意味
する。
【００３１】
【実施例】次の表１、表２には本発明鋼、また表３、表
４にはその比較鋼について、その組成、更に表５には各
鋼の板厚およびブリスターの発生状況を示した。基本的
な製造条件としては、連続鋳造後、直送熱間圧延または
室温まで冷却した鋳片を１２００〜１３００℃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、2.８〜4.５mm板厚の熱延鋼板を得た。な
お、平均的な仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は６
４０℃である。酸洗後冷間圧延を行い、７６０〜８７０
℃の連続焼鈍−0.５％の調質圧延後にブリスターの発生
状況を調査した。
４にはその比較鋼について、その組成、更に表５には各
鋼の板厚およびブリスターの発生状況を示した。基本的
な製造条件としては、連続鋳造後、直送熱間圧延または
室温まで冷却した鋳片を１２００〜１３００℃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、2.８〜4.５mm板厚の熱延鋼板を得た。な
お、平均的な仕上げ温度は９００℃、巻き取り温度は６
４０℃である。酸洗後冷間圧延を行い、７６０〜８７０
℃の連続焼鈍−0.５％の調質圧延後にブリスターの発生
状況を調査した。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】ブリスターの発生のパラメーターとして
は、ブリスター１個を1.５ｍとして換算し、その総和を
コイル全長で除した値をブリスター不良率とし、この不
良率により耐ブリスター性を評価した。なお、溶融亜鉛
めっき材については、冷間圧延後８２０℃で連続焼鈍
し、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
を行った。1.０％の調質圧延後、さらに片面あたり３ｇ
／m2の８０％Fe−Zn合金の上層亜鉛めっきを施した。電
気めっき鋼板については、調質圧延後、片面あたり３０
ｇ／m2の８８％Zn−Ni合金電気めっきを行い、電気めっ
き−有機被覆鋼板については、さらに電気めっきの上に
クロメート層５０ｇ／m2、樹脂層１μｍの複合被覆を行
った。なお、表６、図４以外の連続焼鈍あるいは連続溶
融亜鉛めっき時の昇温速度は室温から７００℃までが２
０℃／秒、７００℃から均熱温度までが１℃／秒であ
る。
は、ブリスター１個を1.５ｍとして換算し、その総和を
コイル全長で除した値をブリスター不良率とし、この不
良率により耐ブリスター性を評価した。なお、溶融亜鉛
めっき材については、冷間圧延後８２０℃で連続焼鈍
し、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
を行った。1.０％の調質圧延後、さらに片面あたり３ｇ
／m2の８０％Fe−Zn合金の上層亜鉛めっきを施した。電
気めっき鋼板については、調質圧延後、片面あたり３０
ｇ／m2の８８％Zn−Ni合金電気めっきを行い、電気めっ
き−有機被覆鋼板については、さらに電気めっきの上に
クロメート層５０ｇ／m2、樹脂層１μｍの複合被覆を行
った。なお、表６、図４以外の連続焼鈍あるいは連続溶
融亜鉛めっき時の昇温速度は室温から７００℃までが２
０℃／秒、７００℃から均熱温度までが１℃／秒であ
る。
【００３８】比較鋼のブリスターの起点となるAl2O3 量
と相関のあるＯ量が多い鋼３７〜３９および６４、水素
をトラップするTiN およびTiS の少ない鋼４０〜５３お
よび６１〜６３、固溶Ｃが枯渇し、粒界が脆弱化してい
る鋼３６、５４〜６０および６５はブリスターによる不
良率が0.１２％以上であるのに対し、本発明鋼は不良率
が0.０９％以下となっている。とくに、Ｂを添加してい
る鋼２６〜２８および３３〜３５は不良率が0.０５％以
下と低くなっている。
と相関のあるＯ量が多い鋼３７〜３９および６４、水素
をトラップするTiN およびTiS の少ない鋼４０〜５３お
よび６１〜６３、固溶Ｃが枯渇し、粒界が脆弱化してい
る鋼３６、５４〜６０および６５はブリスターによる不
良率が0.１２％以上であるのに対し、本発明鋼は不良率
が0.０９％以下となっている。とくに、Ｂを添加してい
る鋼２６〜２８および３３〜３５は不良率が0.０５％以
下と低くなっている。
【００３９】表６は連続焼鈍あるいは連続溶融亜鉛めっ
き時の低温域昇温速度と高温域昇温速度と昇温速度変曲
温度の関係、表７には表６の各条件における鋼２０、２
７、２９および３３の不良率、図４には表６、表７の結
果をグラフ化したものをそれぞれ示す。
き時の低温域昇温速度と高温域昇温速度と昇温速度変曲
温度の関係、表７には表６の各条件における鋼２０、２
７、２９および３３の不良率、図４には表６、表７の結
果をグラフ化したものをそれぞれ示す。
【００４０】
【表６】
【００４１】
【表７】
【００４２】これら表６、表７および図４より、低温域
の昇温速度が２０℃／秒以上でかつ高温域での昇温速度
が１〜５℃／秒のものは、同じ鋼で比較すると不良率が
さらに低くなっており、本発明の効果が確認できる。
の昇温速度が２０℃／秒以上でかつ高温域での昇温速度
が１〜５℃／秒のものは、同じ鋼で比較すると不良率が
さらに低くなっており、本発明の効果が確認できる。
【００４３】図５に示すように比較鋼は板厚の増加に伴
い、ブリスターの発生頻度が増加するのに対して、発明
鋼は板厚が厚い場合でも、ブリスターの発生が極めて低
いレベルに抑えられており、本発明の顕著な効果が確認
できる。
い、ブリスターの発生頻度が増加するのに対して、発明
鋼は板厚が厚い場合でも、ブリスターの発生が極めて低
いレベルに抑えられており、本発明の顕著な効果が確認
できる。
【００４４】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるときは
耐ブリスター性に優れた冷延鋼板を提供し、板厚の大き
い場合においてもブリスターの発生を頗る低いレベルに
抑え、その利用上において好ましい生産性ないし歩留り
向上を図らしめるなどの効果を有しており、工業的にそ
の効果の大きい発明である。
耐ブリスター性に優れた冷延鋼板を提供し、板厚の大き
い場合においてもブリスターの発生を頗る低いレベルに
抑え、その利用上において好ましい生産性ないし歩留り
向上を図らしめるなどの効果を有しており、工業的にそ
の効果の大きい発明である。
【図１】酸素量とブリスター不良率の関係を示した図表
である。
である。
【図２】〔Ti−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）
Ｓ｝〕／（４８／１２）Ｃとブリスター不良率の関係を
示した図表である。
Ｓ｝〕／（４８／１２）Ｃとブリスター不良率の関係を
示した図表である。
【図３】板厚とmin 〔Ti、（４８／１４）Ｎ＋（４８／
３２）Ｓ〕とブリスター不良率の関係を示した図表であ
る。
３２）Ｓ〕とブリスター不良率の関係を示した図表であ
る。
【図４】１段目および２段目の昇温速度とブリスター不
良率の関係を示した図表である。
良率の関係を示した図表である。
【図５】板厚とブリスター不良率の関係を示した図表で
ある。
ある。
【図６】圧延と直角方向断面で観察した典型的なＩＦ鋼
のブリスターの例を示した金属組織の顕微鏡写真（１０
０倍）である。
のブリスターの例を示した金属組織の顕微鏡写真（１０
０倍）である。
【図７】図６と同じＩＦ鋼のブリスターの例を４００倍
で示した金属組織の顕微鏡写真である。
で示した金属組織の顕微鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小柳 大次郎 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 中村 博巳 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 小平 悟史 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 (56)参考文献 特開 平４−176843（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−253543（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−6246（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−202443（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−139823（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C23C 2/06 C22C 38/00 301 C22C 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 ｗｔ％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、 Ｍｎ：０．１０〜２．２％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０７％以下、 Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％、 Ｎ：０．００３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、 Ｔｉ：（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ＋４×（４８／１２）Ｃ以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、次
式の関係を満足する冷間圧延鋼板に連続焼鈍あるいは連
続溶融亜鉛めっき板を施すに当たり、室温から６５０℃
〜７２０℃の所定温度まで２０℃／秒以上、その後再結
晶温度以上の均熱温度までを１〜５℃／秒の昇温温度で
加熱することを特徴とする耐ブリスター性に優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 ｍｉｎ〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕
≧０．００２ｔ２＋０．００３ 但し、ｔは板厚（ｍｍ）、〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋
（４８／３２）Ｓ〕はＴｉと（４８／１４）Ｎ＋（３２
／４８）Ｓとの小さい方を意味する。 - 【請求項２】 ｗｔ％で、Ｃ：０．０００５〜０．００３％、 Ｍｎ：０．１０〜２．２％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０７％以下、 Ｓ：０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％、 Ｎ：０．００３５％以下、Ｏ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．０３％とＢ：０．０００３〜０．００１５％の何れか１ 種または双方、Ｔｉ：（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ＋４×（４８／１２ ）Ｃ以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、次
式の関係を満足する冷間圧延鋼板に連続焼鈍あるいは連
続溶融亜鉛めっき板を施すに当たり、室温から６５０℃
〜７２０℃の所定温度まで２０℃／秒以上、その後再結
晶温度以上の均熱温度までを１〜５℃／秒の昇温温度で
加熱することを特徴とする耐ブリスター性に優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 ｍｉｎ〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ〕
≧０．００２ｔ２＋０．００３ 但し、ｔは板厚（ｍｍ）、〔Ｔｉ，（４８／１４）Ｎ＋
（４８／３２）Ｓ〕はＴｉと（４８／１４）Ｎ＋（３２
／４８）Ｓとの小さい方を意味する。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18864193A JP2936963B2 (ja) | 1992-07-08 | 1993-07-02 | 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-203168 | 1992-07-08 | ||
| JP20316892 | 1992-07-08 | ||
| JP18864193A JP2936963B2 (ja) | 1992-07-08 | 1993-07-02 | 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06172923A JPH06172923A (ja) | 1994-06-21 |
| JP2936963B2 true JP2936963B2 (ja) | 1999-08-23 |
Family
ID=26505053
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18864193A Expired - Fee Related JP2936963B2 (ja) | 1992-07-08 | 1993-07-02 | 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2936963B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1060591A (ja) * | 1996-08-12 | 1998-03-03 | Nkk Corp | 腰折れしわ状表面欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP4543566B2 (ja) * | 2001-03-08 | 2010-09-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1993
- 1993-07-02 JP JP18864193A patent/JP2936963B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH06172923A (ja) | 1994-06-21 |
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