JP3137369B2

JP3137369B2 - 極低炭素鋼板の製造方法ならびに溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3137369B2
Application number: JP03192803A
Authority: JP
Inventors: 廣西川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1991-07-08
Filing date: 1991-07-08
Publication date: 2001-02-19
Anticipated expiration: 2016-02-19
Also published as: JPH059549A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、極低炭素鋼板の製造方
法および表面性状の優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】連続焼鈍の普及に伴って、例えば自動車
の外板及び内板用材として、加工性に優れた極低炭素冷
延薄鋼板に連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）や連続
電気亜鉛めっきライン（ＥＧＬ）等の設備を利用して、
表面に亜鉛めっきを施した亜鉛めっき鋼板が供されてい
る。この極低炭素亜鉛めっき鋼板の課題として、亜鉛め
っき後の鋼板表面に発生する筋模様の表面欠陥（以下表
面欠陥と示す）がある。

【０００３】この表面欠陥は、従来スリーバーと呼ばれ
る、スラグ、脱酸生成物又はモールドパウダー等の製鋼
時に生じる非金属介在物に起因した欠陥と異なり、亜鉛
めっき前の冷延鋼板では発見されずに亜鉛めっき後に発
見されるものである。そして表面欠陥は、Ｃ：0.01wt％
（以下単に％と示す）以下の極低炭素鋼の中でも、特に
Tiを0.005 ％以上含有する鋼種に発生し易いこと、また
表面欠陥からは、上記スリーバーの原因である CaO−Al
₂O₃等の酸化物はみとめられないこと、が特徴である。

【０００４】表面性状の良好な亜鉛めっき鋼板を得る方
法としては、特開昭59−82151 号および同61−190024号
各公報に開示の技術が、一般に知られている。これらの
手法は、いずれも凝固組織あるいは焼鈍後の組織を制御
することにより、めっき焼け等を改善することができる
が、Tiを含有する鋼種に発生する表面欠陥は抑制できな
いところに問題を残していた。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明の目的
は、特にTiを含有する鋼種における表面欠陥の発生を有
利に回避できる極低炭素鋼板の製造方法を提案するこ
と、およびその極低炭素鋼板を用いた溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法を提案することにある。

【０００６】

【課題を解決するための手段】この発明は、第１に、転
炉と真空脱ガス精錬装置を介し、Ｃ：0.01wt％以下、M
n：0.05wt％以上及びTi：0.005 wt％以上を含有する極
低炭素鋼を溶製し、該溶鋼を鋳造して鋼片とし、その鋼
片を熱間圧延および冷間圧延して薄鋼板を製造する方法
において、転炉出鋼後の取鍋内スラグを、このスラグ中
のＴ．Fe量が10wt％以下になるようにし、真空脱ガス精
錬装置て脱酸した溶鋼中には、下記式を満足する量のCa
を添加することを特徴とする極低炭素鋼板の製造方法で
ある。〔wt％Ca〕＞12・〔wt％Ｓ〕・（〔wt％Ti〕／48＋〔wt
％Mn〕／55）

【０００７】

【０００８】本発明はまた、上記の方法によって製造し
た極低炭素鋼板の少なくとも一方の面に、溶融亜鉛めっ
きを施すことを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法を提案する。

【０００９】

【作用】以下、本発明の構成について、最終的に亜鉛め
っき鋼板を製造する場合を例として、まず極低炭素鋼板
を製造し、次いで、該鋼板を素材として今度は亜鉛めっ
き鋼板を得るに至るまでを順次に説明することで、明ら
かにしていく。ところで、発明者らは、亜鉛めっき面に
発生した表面欠陥部の成分を検査した。その結果、かか
る表面欠陥部の一部の介在物から微量のAl及びＯが検出
されたが、主成分はTi−Ｓとこれよりは少量のTi−Mn−
Ｓ、すなわちサルファイド系介在物であることが判明し
た。従って、上記表面欠陥については、サルファイド系
介在物を低減することによって、効果的に防止できると
考えられる。そのためには、鋼中のＳを低下して極低Ｓ
鋼にすればよいが、コスト増をまねく他、Ｓを低下する
ことによって熱間圧延時の脱スケール性が悪化し、スケ
ール残りによる欠陥が増加する不利が生じるため、実際
的ではない。

【００１０】そこで、発明者らは、サルファイド系介在
物を他の複合介在物に変化させることを試みた。即ち、
Caを添加した、表１に示す成分組成の鋼塊を100kg 溶製
し、これらを1200℃で４時間加熱し、次いで熱間圧延し
て３mm厚のコイルとした後、冷間圧延して1.0mm 厚の冷
延板とし、その後この冷延板に焼鈍を施し、得られた各
コイルから10片の鋼板を採取し、さらに各片からそれぞ
れ５個のサンプルを採取してコイル当たり50枚のサンプ
ルを用意し、各サンプル表面をＥＰＭＡ（Electron Pro
be Microanalyzer）にて分析した。この分析結果を、サ
ンプル表面の介在物の検出率として表２に示し、また介
在物と鋼組成との関係を図１に示した。

【００１１】

【表１】

【００１２】

【表２】

【００１３】図１から、〔wt％Ca〕＞12〔wt％Ｓ〕・
（〔wt％Ti〕／48＋〔wt％Mn〕／55）を満足する範囲で
Caを添加すると、TiS 及びTiMnS 等のサルファイド系介
在物が完全に消失することが判明した。すなわち、上式
を満足する範囲のCaを鋼中に添加することにより、TiS
及びTiMnS がCaS 又はCaTiS 系介在物に変化するわけで
ある。一方Ca添加量の上限は特に設けないが、Ca量の増
加に伴ってCaO 系介在物も増加し他の欠陥の原因となる
こともあるため、50ppm を上限とすることが好ましい。
なお、CaはCa合金の形で添加することも可能で、要は鋼
中のCa量が上式を満足すればよいことがわかる。

【００１４】さて、この発明において極低炭素鋼という
ときは、Ｃ：0.01wt％以下、Mn：0.05wt％以上及びTi：
0.005 wt％以上を含有する組成の鋼を対象とする。ここで、Mn：0.05wt％以上及びTi：0.005 wt％以上とし
たのは、Mn及びTiの含有量がそれぞれ0.05wt％及び0.00
5 wt％未満だと、表面欠陥の原因となるサルファイド系
介在物の生成がほとんどなくなるためである。また、
Ｃ：0.01wt％以下としたのは、良好な加工性を確保する
ためである。

【００１５】さらに鋼成分は、先に図１に結果を示した
実験結果から導いた式；〔wt％Ca〕＞12〔wt％Ｓ〕・（〔wt％Ti〕／48＋〔wt％
Mn〕／55）を満足する範囲内のCaを含むことが必須となるが、表面
欠陥を完全に抑制するにはCa量に加え取鍋スラグ中の
Ｔ．Fe量も調整することが肝要である。

【００１６】すなわち、加工性の付与という観点から、
Ｃは0.01wt％以下に規制される。そのために、本発明に
おいては、ＲＨ法またはＤＨ法等の真空脱ガス精錬装置
にてリムド脱炭処理を行うが、この脱炭を容易にするた
め、転炉において出鋼Ｃを低下して未脱酸出鋼を実施す
る。その結果、取鍋スラグ中のＴ．Feは高くなり、脱炭
後にAlを添加すると、通常のキルド出鋼した溶鋼に比べ
て、鋼中に微小なAl₂O₃が多量に発生し、しかも、取鍋
スラグとの酸素平衡によりAl₂O₃が常に発生する。一
方、表面欠陥の一因となるTiMnS 及びMnS は、微小なAl
₂O₃を反応サイトとして生成することが表２のＥＰＭＡ
分析により推定された。従って、Al₂O₃を減少すること
が、サルファイド系介在物を減少することにもなると推
定された。

【００１７】そこで、取鍋スラグ中のＴ．Feと表面欠陥
発生率との関係を調べた。すなわち表３に示す２鋼種か
ら、それぞれ図１に結果を示した実験と同様に製造した
コイルについて、その亜鉛めっき後の片面の表面欠陥数
を調べ、この欠陥数をコイル長で除して百分率で表した
ものを単位長さ当たりの表面欠陥発生率とし、この表面
欠陥発生率と取鍋スラグ中のＴ．Feとの関係を図２に示
した。

【００１８】

【表３】

【００１９】同図から、取鍋スラグ中のＴ．Feが増加す
ると表面欠陥発生率も増加することがわかる。しかし、
鋼中のCa量を上記した式を満足する範囲に調整した鋼種
Ｉにおいては、Ｔ．Feを10wt％以下に規制することによ
って、表面欠陥の発生が抑えられた。従って、鋼中のCa
量を上記式の範囲に調整した上で、Ｔ．Feを10wt％以下
に規制すれば、表面欠陥の全くない亜鉛めっき鋼板を得
ることができるわけである。

【００２０】ちなみに、含Ti鋼へのCa添加については、
ノズル詰まりの防止を目的とした特公昭63−41671 号公
報に開示の技術があるが、この溶製法においては、キル
ド出鋼を行ったとしてもスラグ中のＴ．Feは10wt％以上
になるため、表面欠陥の発生を十分に抑制することは難
しい。また、Ca量も0.001 〜0.0047wt％の範囲であるた
め、例えば上記した式が 0.001以上ではCaが不足するこ
とがあり、表面欠陥を皆無にできない。

【００２１】ここでＴ．Feを10wt％以下に規制するに
は、スラグ除去後に新たに造滓剤を添加してＴ．Feを希
釈するか、又はスラグ上にAlなどの還元剤を添加してFe
Ｏを還元する、等の手法が適合する。

【００２２】

【実施例】230 トン底吹転炉で吹練して得た未脱酸溶鋼
を取鍋に出鋼後、この取鍋内にAlを添加してからArガス
によるバブリングを実施し、取鍋内スラグ中のＴ．Feは
10wt％以下とした。その後、ＲＨ法による脱炭処理を行
ってＣを0.003 wt％以下とし、引続きAlを添加して脱酸
処理を行ってから取鍋内にCa−Al合金ワイヤーを装入
し、次いで連続鋳造によって18トンのスラブを鋳造し
た。さらにこのスラブに熱間圧延、次いで冷間圧延を施
して0.８mm厚の冷延板とし、連続溶融めっきラインにて
800℃ (ラインスピード50ｍ／分）で連続的に焼鈍を実
施し、片面目付量50ｇ／m²の亜鉛めっきを板両面に施し
た。なお、溶鋼成分及び取鍋内スラグ中のＴ．Feは、表
４に示す通りである。

【００２３】

【表４】

【００２４】かくして得たコイル表面の表面欠陥につい
て調べた結果を図３に示すように、この発明に従う条件
で製造した鋼板は、表面欠陥の発生が皆無であった。

【００２５】

【発明の効果】この発明によれば、Tiを含有する鋼種に
おいても表面欠陥のない美麗な亜鉛めっき面を得ること
ができ、亜鉛めっきに最適の含Ti鋼板を提供し得る。ま
たCaの含有によって、例えば連続鋳造における、Al₂O₃
やTiO₂等の介在物によるイマージョンノズル詰まりを解
消でき、安定した鋳造の実現に加え、イマージョンノズ
ルへの吹込みガスをArからＮ₂に変更することも可能で
ある。また、CaＳ系介在物は、鉄の溶解反応に触媒的に
作用し、めっき前の酸洗クリーングの効果を促進させ、
めっきの付着を良くする。また、めっき後の化成処理性
も同様のメカニズムで向上する。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼組成と介在物との関係を示すグラフである。

【図２】取鍋内スラグ中のＴ．Feと表面欠陥との関係を
示すグラフである。

【図３】鋼中Ca量と表面欠陥との関係を示すグラフであ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開昭62−207828（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−262412（ＪＰ，Ａ) 特開平３−150317（ＪＰ，Ａ) 特開平３−111519（ＪＰ，Ａ) 特開平３−24234（ＪＰ，Ａ) ＣｌｅａｎＳｔｅｅｌ３, （1987）ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅｏｎＣｌｅａｎＳｔｅｅｌ（３ｒｄ）Ｂａｌａｔｏｎｆｕｅｒｅｄ，ｐ．121−127 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21C 7/00,7/04 C21C 7/06,7/10 C22C 38/00,38/14 ＪＩＣＳＴファイル（ＪＯＩＳ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】転炉と真空脱ガス精錬装置を介し、Ｃ：
0.01wt％以下、Mn：0.05wt％以上及びTi：0.005 wt％以
上を含有する極低炭素鋼を溶製し、該溶鋼を鋳造して鋼
片とし、その鋼片を熱間圧延および冷間圧延して薄鋼板
を製造する方法において、転炉出鋼後の取鍋内スラグ
を、このスラグ中のＴ．Fe量が10wt％以下になるように
し、真空脱ガス精錬装置て脱酸した溶鋼中には、下記式
を満足する量のCaを添加することを特徴とする極低炭素
鋼板の製造方法。〔wt％Ca〕＞12・〔wt％Ｓ〕・（〔wt％Ti〕／48＋〔wt
％Mn〕／55）
【請求項２】請求項１に記載の方法によって極低炭素
鋼板を製造し、その後、この鋼板の少なくとも一方の面
に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法。