JP3094807B2 - 溶融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、溶融亜鉛メッキ性に
優れた熱延鋼板およびその製造方法に関するものであ
る。
優れた熱延鋼板およびその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、廃棄された食缶および自動車など
の鉄スクラップの発生量が増加し、製鉄業においては環
境問題の観点から、鉄源としてこのような鉄スクラップ
の使用が検討され始めている。
の鉄スクラップの発生量が増加し、製鉄業においては環
境問題の観点から、鉄源としてこのような鉄スクラップ
の使用が検討され始めている。
【０００３】しかしながら、鉄スクラップ中には、Cu、
Sn、As、NiおよびCrなどがトランプエレメントとして含
有されており、これらの元素は、Feよりも酸化され難い
ために、現在の製鉄プロセスにおいては殆ど除去されず
鋼中に残存し、鋼材の製造性、材質、表面特性に悪影響
を与えるとされている。（特開平4-162943号、特開平4-
371528号）
Sn、As、NiおよびCrなどがトランプエレメントとして含
有されており、これらの元素は、Feよりも酸化され難い
ために、現在の製鉄プロセスにおいては殆ど除去されず
鋼中に残存し、鋼材の製造性、材質、表面特性に悪影響
を与えるとされている。（特開平4-162943号、特開平4-
371528号）
【０００４】従って、例えば、特開平4-325657号公報お
よび特開平4-365813号公報等に開示されているような、
耐食性、強度および表面特性の改善のために、鋼中に意
識的にCu、CrおよびNi等の元素を添加した鋼材を除いて
は、トランプエレメントとして、これらの元素を含有す
る鋼はない。
よび特開平4-365813号公報等に開示されているような、
耐食性、強度および表面特性の改善のために、鋼中に意
識的にCu、CrおよびNi等の元素を添加した鋼材を除いて
は、トランプエレメントとして、これらの元素を含有す
る鋼はない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、鉄源と
しての鉄スクラップの使用は必須であると考えられるた
めに、鉄スクラップによるトランプエレメント含有鋼に
ついて、その諸特性を詳細に検討した。その結果、溶融
亜鉛メッキ鋼板の溶融亜鉛メッキ性において、トランプ
エレメントを含有する場合には、Fe−Zn合金層の生成速
度が著しく速く、溶融亜鉛メッキ層の曲げ加工性の低下
や表面不良等の発生することが明らかになった。
しての鉄スクラップの使用は必須であると考えられるた
めに、鉄スクラップによるトランプエレメント含有鋼に
ついて、その諸特性を詳細に検討した。その結果、溶融
亜鉛メッキ鋼板の溶融亜鉛メッキ性において、トランプ
エレメントを含有する場合には、Fe−Zn合金層の生成速
度が著しく速く、溶融亜鉛メッキ層の曲げ加工性の低下
や表面不良等の発生することが明らかになった。
【０００６】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決し、鉄源として鉄スクラップを使用し、トランプ
エレメントを含有した鋼を使用した場合でも、溶融亜鉛
メッキ性に優れ、溶融亜鉛メッキ層の曲げ加工性の低下
や表面不良等が発生することのない熱延鋼板およびその
製造方法を提供することにある。
を解決し、鉄源として鉄スクラップを使用し、トランプ
エレメントを含有した鋼を使用した場合でも、溶融亜鉛
メッキ性に優れ、溶融亜鉛メッキ層の曲げ加工性の低下
や表面不良等が発生することのない熱延鋼板およびその
製造方法を提供することにある。
【０００７】本発明者等は、鉄源として、鉄スクラップ
を例えば10wt.%以上配合しても、溶融亜鉛メッキ性に優
れ且つ表面性状の良好な熱延鋼板を開発すべく、鋭意研
究を重ねた。そのために、本発明者等は、先ず、表１に
示す各種化学成分組成の鋼を溶製し、得られた鋼に対し
熱間粗圧延を施して30mmの厚さのスラブとなし、このス
ラブを、加熱温度1150℃、仕上げ温度 900℃の条件で熱
間圧延して、厚さ 3.2mmの熱延鋼板を調製した。次い
で、このようにして得られた熱延鋼板に対し、 460℃の
温度の純亜鉛メッキ浴中に60秒間浸漬することからなる
溶融亜鉛メッキ処理を施して、鋼板の表面に溶融亜鉛メ
ッキ層が形成された溶融亜鉛メッキ鋼板の試験片No.1〜
10を調製した。
を例えば10wt.%以上配合しても、溶融亜鉛メッキ性に優
れ且つ表面性状の良好な熱延鋼板を開発すべく、鋭意研
究を重ねた。そのために、本発明者等は、先ず、表１に
示す各種化学成分組成の鋼を溶製し、得られた鋼に対し
熱間粗圧延を施して30mmの厚さのスラブとなし、このス
ラブを、加熱温度1150℃、仕上げ温度 900℃の条件で熱
間圧延して、厚さ 3.2mmの熱延鋼板を調製した。次い
で、このようにして得られた熱延鋼板に対し、 460℃の
温度の純亜鉛メッキ浴中に60秒間浸漬することからなる
溶融亜鉛メッキ処理を施して、鋼板の表面に溶融亜鉛メ
ッキ層が形成された溶融亜鉛メッキ鋼板の試験片No.1〜
10を調製した。
【０００８】
【表１】
【０００９】上記によって得られた試験片No.1〜10にお
ける溶融亜鉛メッキ層中の鉄反応量を測定した。鉄反応
量は、鋼板と溶融亜鉛メッキ層との界面に形成された鉄
−亜鉛合金層の厚さに対応する値である。図１は、上記
によって測定された溶融亜鉛メッキ層中の鉄反応量と、
鋼中の銅含有量との関係を示すグラフである。図１にお
いて、○印は、Si含有量が0.04wt.%以下（Ｂを含有せ
ず）の鋼（試験片No.1〜４）の鉄反応量であり、□印
は、Si含有量が0.05〜0.28wt.%（Ｂを含有せず）の鋼
（試験片No.5〜８）の鉄反応量であり、そして、△印
は、Si含有量が0.04wt.%以下で、且つ、Ｂを 0.025wt.%
以下含有する鋼（試験片No.9〜10）の鉄反応量である。
ける溶融亜鉛メッキ層中の鉄反応量を測定した。鉄反応
量は、鋼板と溶融亜鉛メッキ層との界面に形成された鉄
−亜鉛合金層の厚さに対応する値である。図１は、上記
によって測定された溶融亜鉛メッキ層中の鉄反応量と、
鋼中の銅含有量との関係を示すグラフである。図１にお
いて、○印は、Si含有量が0.04wt.%以下（Ｂを含有せ
ず）の鋼（試験片No.1〜４）の鉄反応量であり、□印
は、Si含有量が0.05〜0.28wt.%（Ｂを含有せず）の鋼
（試験片No.5〜８）の鉄反応量であり、そして、△印
は、Si含有量が0.04wt.%以下で、且つ、Ｂを 0.025wt.%
以下含有する鋼（試験片No.9〜10）の鉄反応量である。
【００１０】図１から、Si含有量が0.04wt.%以下（Ｂを
含有せず）の鋼の鉄反応量は、Cuを含有しない鋼（試験
片No.1）の場合には少ないが、Cu含有量が多くなるに従
って増加する傾向が認められた。一方、Si含有量が0.05
wt.%以上の鋼（試験片No.5〜８）、および、Si含有量が
0.04wt.%以下であっても 0.025wt.%以下のＢを含有する
鋼（試験片No.9〜10）の鉄反応量は、Cuの含有量にかか
わらずほぼ一定値であることが認められた。
含有せず）の鋼の鉄反応量は、Cuを含有しない鋼（試験
片No.1）の場合には少ないが、Cu含有量が多くなるに従
って増加する傾向が認められた。一方、Si含有量が0.05
wt.%以上の鋼（試験片No.5〜８）、および、Si含有量が
0.04wt.%以下であっても 0.025wt.%以下のＢを含有する
鋼（試験片No.9〜10）の鉄反応量は、Cuの含有量にかか
わらずほぼ一定値であることが認められた。
【００１１】次に、上記各試験片における溶融亜鉛メッ
キ層の密着性を、曲げ試験によって調べた。図２は、各
試験片における溶融亜鉛メッキ層の鉄反応量と限界曲げ
半径との関係を示すグラフである。限界曲げ半径は、０
〜２ｔ(0〜6.4mm)の曲げ半径によって曲げ試験を行った
ときに、亜鉛メッキ層に割れは生じても剥離は生じない
最小曲げ半径として定義した。
キ層の密着性を、曲げ試験によって調べた。図２は、各
試験片における溶融亜鉛メッキ層の鉄反応量と限界曲げ
半径との関係を示すグラフである。限界曲げ半径は、０
〜２ｔ(0〜6.4mm)の曲げ半径によって曲げ試験を行った
ときに、亜鉛メッキ層に割れは生じても剥離は生じない
最小曲げ半径として定義した。
【００１２】図２から、溶融亜鉛メッキ層中の鉄反応量
が少ないほど、限界曲げ半径は小さく、溶融亜鉛メッキ
層の密着性が優れていることが認められた。優れたメッ
キ密着性を示す鋼板は、Siを0.05wt.%以上含有する鋼
（試験片No.5〜８）であった。また、Ｂを 0.025wt.%以
下含有する鋼（試験片No.9〜10）の場合には、Si含有量
が0.04wt.%以下で少ないにもかかわらず、Ｂ無添加鋼に
比べて鉄反応量は小であった。
が少ないほど、限界曲げ半径は小さく、溶融亜鉛メッキ
層の密着性が優れていることが認められた。優れたメッ
キ密着性を示す鋼板は、Siを0.05wt.%以上含有する鋼
（試験片No.5〜８）であった。また、Ｂを 0.025wt.%以
下含有する鋼（試験片No.9〜10）の場合には、Si含有量
が0.04wt.%以下で少ないにもかかわらず、Ｂ無添加鋼に
比べて鉄反応量は小であった。
【００１３】
【課題を解決するための手段】この発明は、上記知見に
基づいてなされたものであって、請求項１に記載の発明
の溶融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板は、鉄源として鉄
スクラップを使用し溶製した実質的に下記化学成分組
成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.05 〜0.3 wt.% マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.8 wt.%、 燐(P) ： 0.06 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.03 wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.005〜0.04wt.%、 但し、Cu＋10Sn ≦ 0.8 wt.% ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 鉄(Fe)よりなることに特徴を有するものである。
基づいてなされたものであって、請求項１に記載の発明
の溶融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板は、鉄源として鉄
スクラップを使用し溶製した実質的に下記化学成分組
成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.05 〜0.3 wt.% マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.8 wt.%、 燐(P) ： 0.06 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.03 wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.005〜0.04wt.%、 但し、Cu＋10Sn ≦ 0.8 wt.% ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 鉄(Fe)よりなることに特徴を有するものである。
【００１４】請求項２に記載の発明の熱延鋼板は、その
化学成分組成として、請求項１に記載の成分組成中、シ
リコン(Si)含有量を0.04wt.%以下に限定し、更にボロン
(B)を 0.0005 〜0.003wt.% 含有していることに特徴と
有するものである。
化学成分組成として、請求項１に記載の成分組成中、シ
リコン(Si)含有量を0.04wt.%以下に限定し、更にボロン
(B)を 0.0005 〜0.003wt.% 含有していることに特徴と
有するものである。
【００１５】請求項３に記載の発明の製造方法は、上記
請求項１または請求項２に記載の化学成分組成からなる
鋼を、転炉または電気炉によって溶製した後、連続鋳造
によってスラブに鋳造し、次いで、前記スラブをAr3 変
態点以上の仕上げ温度で直接熱間圧延し、このようにし
て得られた鋼帯を、700 ℃以下の温度で巻き取ることに
特徴を有するものである。
請求項１または請求項２に記載の化学成分組成からなる
鋼を、転炉または電気炉によって溶製した後、連続鋳造
によってスラブに鋳造し、次いで、前記スラブをAr3 変
態点以上の仕上げ温度で直接熱間圧延し、このようにし
て得られた鋼帯を、700 ℃以下の温度で巻き取ることに
特徴を有するものである。
【００１６】請求項４に記載の発明の製造方法は、鉄源
として鉄スクラップを使用し溶製した、実質的に下記化
学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.05 〜0.3 wt.% マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.8 wt.%、 燐(P) ： 0.06 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.03 wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.40wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 但し、Cu＋10Sn ≦ 0.4 wt.% ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.% 、および、 鉄(Fe)よりなる鋼を、転炉または電気炉によって溶製し
た後、連続鋳造によってスラブに鋳造し、次いで、前記
スラブを、1,100 以上の温度に加熱した後、Ar3変態点
以上の仕上げ温度で熱間圧延し、このようにして得られ
た鋼帯を、700 ℃以下の温度で巻き取ることに特徴を有
するものである。
として鉄スクラップを使用し溶製した、実質的に下記化
学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.05 〜0.3 wt.% マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.8 wt.%、 燐(P) ： 0.06 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.03 wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.40wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 但し、Cu＋10Sn ≦ 0.4 wt.% ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.% 、および、 鉄(Fe)よりなる鋼を、転炉または電気炉によって溶製し
た後、連続鋳造によってスラブに鋳造し、次いで、前記
スラブを、1,100 以上の温度に加熱した後、Ar3変態点
以上の仕上げ温度で熱間圧延し、このようにして得られ
た鋼帯を、700 ℃以下の温度で巻き取ることに特徴を有
するものである。
【００１７】請求項５に記載の発明の製造方法は、鋼の
化学成分組成として、上記請求項４に記載の成分組成
中、シリコン(Si)含有量を 0.04wt.% 以下に限定し、そ
して、更にボロン(B) を 0.0005 〜0.003wt.% 含有して
いることに特徴と有するものである。
化学成分組成として、上記請求項４に記載の成分組成
中、シリコン(Si)含有量を 0.04wt.% 以下に限定し、そ
して、更にボロン(B) を 0.0005 〜0.003wt.% 含有して
いることに特徴と有するものである。
【００１８】
【作用】この発明の熱延鋼板の化学成分組成を、上述し
た範囲内に限定した理由について、以下に述べる。 (1) Ｃ :Ｃは、鋼の強度を高める基本的な元素である。
Ｃ含有量が0.01wt.%未満では二次加工脆化が生じやすく
なり、一方、C 含有量が0.15wt.%を超えると強度が高く
なり過ぎて加工性が劣化する。従って、Ｃ含有量は0.01
〜0.15wt.%の範囲内に限定すべきである。
た範囲内に限定した理由について、以下に述べる。 (1) Ｃ :Ｃは、鋼の強度を高める基本的な元素である。
Ｃ含有量が0.01wt.%未満では二次加工脆化が生じやすく
なり、一方、C 含有量が0.15wt.%を超えると強度が高く
なり過ぎて加工性が劣化する。従って、Ｃ含有量は0.01
〜0.15wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００１９】(2) Si :Siは、鋼の強度を高め且つCuを含
有する鋼において、Fe−Zn合金化反応を抑制する作用を
有する元素である。Si含有量が0.05wt.%未満では上述し
た作用に所望の効果が発揮されず、一方、Si含有量が0.
3 wt.%を超えると、赤スケールと呼ばれる表面欠陥が発
生しやすくなる。従って、Si含有量は、 0.05 〜0.3 w
t.%の範囲内に限定すべきである。ただし、Ｂを含有す
る鋼においては、ＢがFe−Zn合金化反応を抑制する作用
を有しているので、コスト面からSi含有量は極力少ない
方がよく、この観点からＢを含有する鋼のSi量は、0.04
wt.%以下にすべきである。
有する鋼において、Fe−Zn合金化反応を抑制する作用を
有する元素である。Si含有量が0.05wt.%未満では上述し
た作用に所望の効果が発揮されず、一方、Si含有量が0.
3 wt.%を超えると、赤スケールと呼ばれる表面欠陥が発
生しやすくなる。従って、Si含有量は、 0.05 〜0.3 w
t.%の範囲内に限定すべきである。ただし、Ｂを含有す
る鋼においては、ＢがFe−Zn合金化反応を抑制する作用
を有しているので、コスト面からSi含有量は極力少ない
方がよく、この観点からＢを含有する鋼のSi量は、0.04
wt.%以下にすべきである。
【００２０】(3) Mn :Mnも、鋼の強度を高める元素であ
る。Mn含有量が0.1wt.% 未満では鋼板の表面に疵が発生
しやすくなる。一方、Mn含有量が0.8wt.% を超えると強
度が高くなり過ぎて加工性が劣化する。従って、Mn含有
量は 0.1〜0.8wt.% の範囲内に限定すべきである。
る。Mn含有量が0.1wt.% 未満では鋼板の表面に疵が発生
しやすくなる。一方、Mn含有量が0.8wt.% を超えると強
度が高くなり過ぎて加工性が劣化する。従って、Mn含有
量は 0.1〜0.8wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００２１】(4) Ｓ:Ｓの含有量は、鋼板の曲げ加工性
および伸びフランジ性等の加工性を高めるために少ない
方がよく、従って、 0.03wt.% 以下に限定すべきであ
る。この値は、溶接性を確保する点からも重要である。
および伸びフランジ性等の加工性を高めるために少ない
方がよく、従って、 0.03wt.% 以下に限定すべきであ
る。この値は、溶接性を確保する点からも重要である。
【００２２】(5) Ｐ:Ｐは、結晶粒界に偏析しやすく、
鋼板のプレス成形後に２次加工割れと呼ばれる粒界脆性
破壊を生じさせる元素である。従って、その含有量は少
ない方が望ましく、0.06wt.%以下に限定すべきである。
鋼板のプレス成形後に２次加工割れと呼ばれる粒界脆性
破壊を生じさせる元素である。従って、その含有量は少
ない方が望ましく、0.06wt.%以下に限定すべきである。
【００２３】(6) Ｎ:Ｎは、時効性を低下させる元素で
あるために少ない方が望ましく、従って、その含有量
は、0.012 wt.%以下に限定すべきである。
あるために少ない方が望ましく、従って、その含有量
は、0.012 wt.%以下に限定すべきである。
【００２４】(7) sol.Al :Alは、鋼の脱酸のために有効
な元素である。しかしながら、sol.Alの含有量が0.02w
t.%未満ではその効果が不十分であり、一方、sol.Alの
含有量が0.07wt.%を超えると、シリケート系の介在物が
多くなって加工性が劣化し、且つ、コスト高となる。従
って、sol.Alの含有量は、0.02〜0.07wt.%の範囲内に限
定すべきである。
な元素である。しかしながら、sol.Alの含有量が0.02w
t.%未満ではその効果が不十分であり、一方、sol.Alの
含有量が0.07wt.%を超えると、シリケート系の介在物が
多くなって加工性が劣化し、且つ、コスト高となる。従
って、sol.Alの含有量は、0.02〜0.07wt.%の範囲内に限
定すべきである。
【００２５】(8) Cu :Cuは、トランプエレメントとして
含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを使
用しない場合でも、最大0.04wt.%のCuが含有される場合
があるため、Cu含有量の下限値は0.04wt.%に規定され
る。Cu含有量が0.4 wt.%を超えて多いと、Cu疵と呼ばれ
る表面疵が発生して表面品質が劣化する。即ち、連続鋳
造された、Cuを含有するスラブを再加熱した後、酸化性
雰囲気で熱間圧延するプロセスの場合には、Cuは、熱間
圧延時に酸化されないため、スケール直下に濃化してCu
富化相が形成される。Cu富化相の融点は比較的低いの
で、一般的なスラブ加熱温度である1100℃以上において
Cu富化相が融液になり、この融液がオーステナイト粒界
に浸透する結果、熱間圧延時に表面割れが発生して表面
欠陥となる。このような表面欠陥の発生を防止するため
には、鋼中のCu含有量の上限値を0.4 wt.%にすることが
必要である。
含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを使
用しない場合でも、最大0.04wt.%のCuが含有される場合
があるため、Cu含有量の下限値は0.04wt.%に規定され
る。Cu含有量が0.4 wt.%を超えて多いと、Cu疵と呼ばれ
る表面疵が発生して表面品質が劣化する。即ち、連続鋳
造された、Cuを含有するスラブを再加熱した後、酸化性
雰囲気で熱間圧延するプロセスの場合には、Cuは、熱間
圧延時に酸化されないため、スケール直下に濃化してCu
富化相が形成される。Cu富化相の融点は比較的低いの
で、一般的なスラブ加熱温度である1100℃以上において
Cu富化相が融液になり、この融液がオーステナイト粒界
に浸透する結果、熱間圧延時に表面割れが発生して表面
欠陥となる。このような表面欠陥の発生を防止するため
には、鋼中のCu含有量の上限値を0.4 wt.%にすることが
必要である。
【００２６】更に、本発明のように、CuとSnとが複合添
加されている鋼の場合には、Cu富化相にSnが濃化し、こ
の相の融点を下げるため、Cu単独添加の鋼板に比較し
て、Cu疵が発生しやすくなり、表面品質が劣化する。従
って、本発明において、CuおよびSnを含有する鋼からな
るスラブを再加熱した後、熱間圧延するプロセスの場合
には、鋼板の表面品質を改善するために、Cu含有量が
0.04 〜0.4 wt.%の範囲内であって、且つ、Cu＋10Sn≦
0.4 wt.%の条件を満たしていることが必要である。
加されている鋼の場合には、Cu富化相にSnが濃化し、こ
の相の融点を下げるため、Cu単独添加の鋼板に比較し
て、Cu疵が発生しやすくなり、表面品質が劣化する。従
って、本発明において、CuおよびSnを含有する鋼からな
るスラブを再加熱した後、熱間圧延するプロセスの場合
には、鋼板の表面品質を改善するために、Cu含有量が
0.04 〜0.4 wt.%の範囲内であって、且つ、Cu＋10Sn≦
0.4 wt.%の条件を満たしていることが必要である。
【００２７】一方、連続鋳造されたスラブを再加熱せず
に直接熱間圧延するプロセスの場合には、スラブは再加
熱されないために、Cu融液の粒界浸透が殆ど生じないの
で、スラブを再加熱するプロセスの場合に比べ、Cu疵に
関するCu含有量の限界値を高くすることが可能になる。
従って、本発明において、CuおよびSnを含有する鋼から
なるスラブを再加熱せずに直接熱間圧延するプロセスの
場合には、Cu含有量が0.04 〜0.40wt.%の範囲内であっ
て、且つ、Cu＋10Sn≦0.8 wt.%の条件を満たしていれば
よい。
に直接熱間圧延するプロセスの場合には、スラブは再加
熱されないために、Cu融液の粒界浸透が殆ど生じないの
で、スラブを再加熱するプロセスの場合に比べ、Cu疵に
関するCu含有量の限界値を高くすることが可能になる。
従って、本発明において、CuおよびSnを含有する鋼から
なるスラブを再加熱せずに直接熱間圧延するプロセスの
場合には、Cu含有量が0.04 〜0.40wt.%の範囲内であっ
て、且つ、Cu＋10Sn≦0.8 wt.%の条件を満たしていれば
よい。
【００２８】(9) Sn :Snは、トランプエレメントとして
含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを使
用しない場合でも、最大0.004wt.% のSnが含有されてい
る場合があるため、Sn含有量の下限値は0.004wt.% に規
定される。一方、Sn含有量が0.04wt.%を超えると、鋼板
の表面品質および加工性が劣化する。従って、Sn含有量
は、0.004 〜0.04wt.%の範囲内に限定すべきである。更
に、連続鋳造されたスラブを再加熱した後熱間圧延する
プロセスの場合には、上述したように、Cu＋10Sn≦0.4w
t.%の条件を満足していることが必要であり、また、連
続鋳造されたスラブを再加熱せずに直接熱間圧延するプ
ロセスの場合には、Cu＋10Sn≦0.8 wt.%の条件を満足し
ていることが必要である。
含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを使
用しない場合でも、最大0.004wt.% のSnが含有されてい
る場合があるため、Sn含有量の下限値は0.004wt.% に規
定される。一方、Sn含有量が0.04wt.%を超えると、鋼板
の表面品質および加工性が劣化する。従って、Sn含有量
は、0.004 〜0.04wt.%の範囲内に限定すべきである。更
に、連続鋳造されたスラブを再加熱した後熱間圧延する
プロセスの場合には、上述したように、Cu＋10Sn≦0.4w
t.%の条件を満足していることが必要であり、また、連
続鋳造されたスラブを再加熱せずに直接熱間圧延するプ
ロセスの場合には、Cu＋10Sn≦0.8 wt.%の条件を満足し
ていることが必要である。
【００２９】(10) Ni :Niは、トランプエレメントとし
て含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを
使用しない場合でも、最大0.01wt.%のNiが含有されてい
る場合があるため、Ni含有量の下限値は0.01wt.%に規定
される。一方、Niは、Cu疵の発生防止および焼入性の向
上に有効な元素である。しかしながら、Ni含有量が0.1
wt.%を超えると、強度が増加し加工性が劣化する。従っ
て、Ni含有量は0.01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべきで
ある。
て含有される元素であるが、鉄源として鉄スクラップを
使用しない場合でも、最大0.01wt.%のNiが含有されてい
る場合があるため、Ni含有量の下限値は0.01wt.%に規定
される。一方、Niは、Cu疵の発生防止および焼入性の向
上に有効な元素である。しかしながら、Ni含有量が0.1
wt.%を超えると、強度が増加し加工性が劣化する。従っ
て、Ni含有量は0.01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべきで
ある。
【００３０】(11) Cr 、Mo :CrおよびMoも、トランプエ
レメントとして含有される元素であるが、いずれも、鉄
源として鉄スクラップを使用しない場合でも、最大0.01
wt.%を含有される場合があるため、CrおよびMoの含有量
の下限値は、それぞれ0.01wt.%に規定される。Crおよび
Moの各含有量が0.1 wt.%を超えると、強度上昇のため加
工性が劣化する。従って、CrおよびMoの含有量は、いず
れも0.01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべきである。
レメントとして含有される元素であるが、いずれも、鉄
源として鉄スクラップを使用しない場合でも、最大0.01
wt.%を含有される場合があるため、CrおよびMoの含有量
の下限値は、それぞれ0.01wt.%に規定される。Crおよび
Moの各含有量が0.1 wt.%を超えると、強度上昇のため加
工性が劣化する。従って、CrおよびMoの含有量は、いず
れも0.01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００３１】(12)Ｂ：Ｂは、図１および図２に示したよ
うに、Fe−Zn合金化反応を抑制する元素である。従っ
て、必要に応じてこれを含有させる。しかしながら、Ｂ
含有量が0.0005wt.%未満ではその効果が不十分である。
一方、Ｂ含有量が0.003wt.% を超えると熱間加工性が劣
化する。従って、Ｂ含有量は0.0005〜0.003wt.% の範囲
内に限定すべきである。
うに、Fe−Zn合金化反応を抑制する元素である。従っ
て、必要に応じてこれを含有させる。しかしながら、Ｂ
含有量が0.0005wt.%未満ではその効果が不十分である。
一方、Ｂ含有量が0.003wt.% を超えると熱間加工性が劣
化する。従って、Ｂ含有量は0.0005〜0.003wt.% の範囲
内に限定すべきである。
【００３２】次に、この発明の熱延鋼板の製造条件を、
前述した範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によって行ってもよく、鉄源として低品位の鉄
スクラップを、銑鉄に対し10wt.%以上使用して溶製す
る。スラブの鋳造は、その品質上、歩留上および生産能
率上等の有利性から連続鋳造法によって行い、通常の肉
厚の厚スラブまたは薄スラブを鋳造する。
前述した範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によって行ってもよく、鉄源として低品位の鉄
スクラップを、銑鉄に対し10wt.%以上使用して溶製す
る。スラブの鋳造は、その品質上、歩留上および生産能
率上等の有利性から連続鋳造法によって行い、通常の肉
厚の厚スラブまたは薄スラブを鋳造する。
【００３３】スラブを再加熱後、熱間圧延するプロセス
の場合には、スラブの再加熱温度は、常法の 1,100℃以
上であればよい。なお、連続鋳造されたスラブを直接熱
間圧延するプロセスの場合には、スラブに対する上記加
熱は行わない。熱間圧延の際の仕上げ温度はＡr3変態点
以上に限定すべきである。上記仕上げ温度がＡr3変態点
未満では、鋼板のフェライト粒に歪みが加わり、混粒組
織になって延性が劣化する。熱間圧延の際の巻取り温度
は、常法の 700℃以下であればよい。
の場合には、スラブの再加熱温度は、常法の 1,100℃以
上であればよい。なお、連続鋳造されたスラブを直接熱
間圧延するプロセスの場合には、スラブに対する上記加
熱は行わない。熱間圧延の際の仕上げ温度はＡr3変態点
以上に限定すべきである。上記仕上げ温度がＡr3変態点
未満では、鋼板のフェライト粒に歪みが加わり、混粒組
織になって延性が劣化する。熱間圧延の際の巻取り温度
は、常法の 700℃以下であればよい。
【００３４】
【実施例】次に、この発明を実施例により、比較例と対
比しながら説明する。鉄源として、平均的に、Cu：0.4w
t.% 、Sn：0.04wt.%、Cr：0.1wt.% およびMo：0.1wt.%
を含有する低品位の鉄スクラップを、銑鉄に対し10wt.%
以上使用した、表２に示す本発明の範囲内の化学成分組
成を有する本発明鋼No. 1 〜11、および、少なくとも１
つの元素が本発明の範囲外の化学成分組成を有する比較
鋼No.1〜９を、電気炉によって溶製し次いで連続鋳造し
た。
比しながら説明する。鉄源として、平均的に、Cu：0.4w
t.% 、Sn：0.04wt.%、Cr：0.1wt.% およびMo：0.1wt.%
を含有する低品位の鉄スクラップを、銑鉄に対し10wt.%
以上使用した、表２に示す本発明の範囲内の化学成分組
成を有する本発明鋼No. 1 〜11、および、少なくとも１
つの元素が本発明の範囲外の化学成分組成を有する比較
鋼No.1〜９を、電気炉によって溶製し次いで連続鋳造し
た。
【００３５】次いで、連続鋳造された本発明鋼No.1〜８
のスラブおよび比較鋼No.1〜７のスラブを、表３に示す
加熱温度(ST)、仕上げ圧延温度(FT)および巻取り温度(C
T)で熱間圧延し、次いで、１％の調質圧延を施すことに
よって、本発明熱延鋼板の供試体（以下、本発明供試体
という）No. １〜８および比較用熱延鋼板の供試体（以
下、比較用供試体という）No.1〜７を調製した。また、
連続鋳造された本発明鋼No.9〜11のスラブおよび比較鋼
No.8〜９のスラブを、表３に示す仕上げ圧延温度(FT)お
よび巻取り温度(CT)で直接熱間圧延し、次いで、１％の
調質圧延を施すことによって、本発明供試体No.9〜11お
よび比較用供試体No.8〜９を調製した。
のスラブおよび比較鋼No.1〜７のスラブを、表３に示す
加熱温度(ST)、仕上げ圧延温度(FT)および巻取り温度(C
T)で熱間圧延し、次いで、１％の調質圧延を施すことに
よって、本発明熱延鋼板の供試体（以下、本発明供試体
という）No. １〜８および比較用熱延鋼板の供試体（以
下、比較用供試体という）No.1〜７を調製した。また、
連続鋳造された本発明鋼No.9〜11のスラブおよび比較鋼
No.8〜９のスラブを、表３に示す仕上げ圧延温度(FT)お
よび巻取り温度(CT)で直接熱間圧延し、次いで、１％の
調質圧延を施すことによって、本発明供試体No.9〜11お
よび比較用供試体No.8〜９を調製した。
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】上記のようにして製造された本発明供試体
および比較用供試体の各々の材料特性、即ち、降伏点(Y
P)、引張り強度(TS)、伸び(El)、表面品質および亜鉛め
っき層の曲げ特性を調べ、表３に併せて示した。
および比較用供試体の各々の材料特性、即ち、降伏点(Y
P)、引張り強度(TS)、伸び(El)、表面品質および亜鉛め
っき層の曲げ特性を調べ、表３に併せて示した。
【００３９】表面品質は、熱延鋼板の表面疵発生の有無
を目視によって調べ、次のようにして評価した。 ○：表面疵発生なし、 ×：表面疵発生あり。
を目視によって調べ、次のようにして評価した。 ○：表面疵発生なし、 ×：表面疵発生あり。
【００４０】亜鉛めっき層の曲げ特性は、熱延鋼板の試
験片を460 ℃の温度に加熱した後、純亜鉛メッキ浴中に
60秒間浸漬することによって、鋼板の表面に溶融亜鉛メ
ッキ層を形成させ、次いで、試験片に対し曲げ半径１ｔ
(3.2mm）で曲げ加工を施すことからなる曲げ試験によっ
て、亜鉛メッキ層の密着性を調べ、次のようにして評価
した。 ○：亜鉛メッキ層の剥離なし、 ×：亜鉛メッキ層の剥離あり。
験片を460 ℃の温度に加熱した後、純亜鉛メッキ浴中に
60秒間浸漬することによって、鋼板の表面に溶融亜鉛メ
ッキ層を形成させ、次いで、試験片に対し曲げ半径１ｔ
(3.2mm）で曲げ加工を施すことからなる曲げ試験によっ
て、亜鉛メッキ層の密着性を調べ、次のようにして評価
した。 ○：亜鉛メッキ層の剥離なし、 ×：亜鉛メッキ層の剥離あり。
【００４１】表２および表３から明らかなように、スラ
ブを再加熱し次いで熱間圧延した比較用供試体No.1〜
７、および、スラブを直接熱間圧延した比較用供試体N
o.8〜９においては、何れも、鋼中のSi含有量が本発明
の範囲を外れて少ないために、Fe−Zn合金化反応が促進
され、溶融亜鉛メッキ層の密着性が劣化した。比較用供
試体No.3〜７およびNo.8〜９においては、鋼中のCu＋10
Sn値が本発明の範囲を超えて多いために、表面品質が劣
化した。比較用供試体No.5においては、Mn含有量が本発
明の範囲を超えて多く、また、比較用供試体No.7におい
ては、Ｃ含有量が本発明の範囲を超えて多いために、何
れも伸びが低く加工性が劣化した。そして、比較用供試
体No.1においては、仕上圧延温度が本発明の範囲を外れ
て低いために、ミクロ組織がフェライト混粒組織となり
延性が大幅に劣化した。
ブを再加熱し次いで熱間圧延した比較用供試体No.1〜
７、および、スラブを直接熱間圧延した比較用供試体N
o.8〜９においては、何れも、鋼中のSi含有量が本発明
の範囲を外れて少ないために、Fe−Zn合金化反応が促進
され、溶融亜鉛メッキ層の密着性が劣化した。比較用供
試体No.3〜７およびNo.8〜９においては、鋼中のCu＋10
Sn値が本発明の範囲を超えて多いために、表面品質が劣
化した。比較用供試体No.5においては、Mn含有量が本発
明の範囲を超えて多く、また、比較用供試体No.7におい
ては、Ｃ含有量が本発明の範囲を超えて多いために、何
れも伸びが低く加工性が劣化した。そして、比較用供試
体No.1においては、仕上圧延温度が本発明の範囲を外れ
て低いために、ミクロ組織がフェライト混粒組織となり
延性が大幅に劣化した。
【００４２】これに対して、鋼の化学成分組成および製
造条件がこの発明の範囲内である本発明鋼No.1〜11にお
いては、機械的性質、表面品質および溶融亜鉛めっき性
の何れにおいても優れていた。
造条件がこの発明の範囲内である本発明鋼No.1〜11にお
いては、機械的性質、表面品質および溶融亜鉛めっき性
の何れにおいても優れていた。
【００４３】上記実施例における鉄スクラップの使用割
合は、銑鉄に対し10wt.%以上であるが、鉄源として鉄ス
クラップをどのような割合で使用してもよいことは、勿
論である。
合は、銑鉄に対し10wt.%以上であるが、鉄源として鉄ス
クラップをどのような割合で使用してもよいことは、勿
論である。
【００４４】
【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
鉄源として鉄スクラップを使用し、トランプエレメント
を含有した鋼板を使用した場合でも、溶融亜鉛メッキ性
に優れ、溶融亜鉛メッキ層の曲げ加工性の低下や表面不
良等が発生することのない熱延鋼板が得られる、工業上
有用な効果がもたらされる。
鉄源として鉄スクラップを使用し、トランプエレメント
を含有した鋼板を使用した場合でも、溶融亜鉛メッキ性
に優れ、溶融亜鉛メッキ層の曲げ加工性の低下や表面不
良等が発生することのない熱延鋼板が得られる、工業上
有用な効果がもたらされる。
【図１】溶融亜鉛メッキ層中の鉄反応量と、鋼中の銅含
有量との関係を示すグラフである。
有量との関係を示すグラフである。
【図２】溶融亜鉛メッキ層の鉄反応量と限界曲げ半径と
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/54 C21D 8/02
Claims (5)
- 【請求項１】 鉄源として鉄スクラップを使用し溶製し
た、実質的に下記化学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.05 〜0.3 wt.% マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.8 wt.%、 燐(P) ： 0.06 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.03 wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 但し、Cu＋10Sn ≦ 0.8 wt.% ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 鉄（Fe） よりなることを特徴とする、溶融亜鉛メッキ性に優れた
熱延鋼板。 - 【請求項２】 鉄源として鉄スクラップを使用し溶製し
た、実質的に下記化学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.04wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.8 wt.%、 燐(P) ： 0.06 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.03 wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 但し、Cu＋10Sn ≦ 0.8 wt.% ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、 ボロン(B) ： 0.0005 〜0.003 wt.%、および、 鉄(Fe) よりなることを特徴とする、溶融亜鉛メッキ性に優れた
熱延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２に記載の化学成
分組成を有する鋼を、転炉または電気炉によって溶製し
た後、連続鋳造によってスラブに鋳造し、次いで、前記
スラブをAr3 変態点以上の仕上げ温度で直接熱間圧延
し、このようにして得られた鋼帯を、700 ℃以下の温度
で巻き取ることを特徴とする、溶融亜鉛メッキ性に優れ
た熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 鉄源として鉄スクラップを使用し溶製し
た、実質的に下記化学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.05 〜0.3 wt.% マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.8 wt.%、 燐(P) ： 0.06 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.03 wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04 wt.% 、 但し、Cu＋10Sn ≦ 0.4 wt.% ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 鉄(Fe) よりなる鋼を、転炉または電気炉によって溶製した後、
連続鋳造によってスラブに鋳造し、次いで、前記スラブ
を、1,100 以上の温度に加熱した後、Ar3 変態点以上の
仕上げ温度で熱間圧延し、このようにして得られた鋼帯
を、700 ℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする、溶
融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 鉄源として鉄スクラップを使用し溶製し
た、実質的に下記化学成分組成、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.04wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.8 wt.%、 燐(P) ： 0.06 wt.%下、 硫黄(S) ： 0.03 wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.07wt.% 窒素(N) ： 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 但し、Cu＋10Sn ≦ 0.4 wt.% ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、 ボロン(B) ： 0.0005 〜0.003 wt.%、および、 鉄(Fe) よりなる鋼を、転炉または電気炉によって溶製した後、
連続鋳造によってスラブに鋳造し、次いで、前記スラブ
を、1,100 以上の温度に加熱した後、Ar3 変態点以上の
仕上げ温度で熱間圧延し、このようにして得られた鋼帯
を、700 ℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする、溶
融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06234021A JP3094807B2 (ja) | 1994-09-02 | 1994-09-02 | 溶融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06234021A JP3094807B2 (ja) | 1994-09-02 | 1994-09-02 | 溶融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0873993A JPH0873993A (ja) | 1996-03-19 |
| JP3094807B2 true JP3094807B2 (ja) | 2000-10-03 |
Family
ID=16964323
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06234021A Expired - Fee Related JP3094807B2 (ja) | 1994-09-02 | 1994-09-02 | 溶融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3094807B2 (ja) |
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| KR101149202B1 (ko) * | 2009-06-26 | 2012-05-25 | 현대제철 주식회사 | 용융아연 도금 특성이 우수한 열연강판의 제조방법 |
| JP5974999B2 (ja) * | 2013-08-30 | 2016-08-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度缶用鋼板 |
| JP6766365B2 (ja) * | 2015-03-11 | 2020-10-14 | 日本製鉄株式会社 | 金属板の耐曲げ性の評価装置および評価方法 |
| CN111575626A (zh) * | 2020-06-08 | 2020-08-25 | 首钢集团有限公司 | 一种热镀锌热轧钢及其制备方法 |
-
1994
- 1994-09-02 JP JP06234021A patent/JP3094807B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH0873993A (ja) | 1996-03-19 |
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