JP3410069B2

JP3410069B2 - 極低炭素鋼板

Info

Publication number: JP3410069B2
Application number: JP2000256144A
Authority: JP
Inventors: 廣西川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1991-07-08
Filing date: 2000-08-25
Publication date: 2003-05-26
Anticipated expiration: 2018-05-26
Also published as: JP2001059134A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、極低炭素鋼板に関し、
とくに、表面性状の優れた亜鉛めっき鋼板の製造に好適
な極低炭素鋼板を提供しようとするものである。

【０００２】

【従来の技術】連続焼鈍の普及に伴って、例えば自動車
の外板用材及び内板用材として、加工性に優れた極低炭
素冷延薄鋼板を、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、その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めっき
欠陥（以下、単に「表面欠陥」という）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、亜鉛めっき後に発
見されるものである。そして、この表面欠陥は、Ｃ：0.
01wt％以下の極低炭素鋼の中でも、特にTiを0.005 wt％
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_２O_３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、Tiを含有する鋼板における表面欠陥の発生を有利に
回避し得る極低炭素鋼板を提供しようとするものであ
る。

【０００６】上記の目的を実現するものとして開発した
本発明は、Ｃ：0.01wt％以下、Mn：0.05wt％以上、Al：
0.04wt％以下、Ti：0.005wt％以上、Ｓ：0.004wt％以
上、下記式を満足するCaを50ppmを上限として含有し、
残部が不可避的不純物および鉄からなり、かつTiＳ、Ti
MnＳおよびMnＳからなる非金属介在物を実質的に含有し
ないことを特徴とする極低炭素鋼板である。記〔wt％Ca〕＞12・〔wt％Ｓ〕・(〔wt％Ti〕／48＋〔wt
％Mn〕／55) なお、本発明において、鋼板中に含有する非金属介在物
としては、CaＳ，CaTiＳの形態をとる硫化物系の非金属
介在物を含有することが好ましい。

【０００７】以下、亜鉛めっき鋼板に供するための極低
炭素鋼板を製造する例につき、まず極低炭素鋼を溶製
し、次いで極低炭素鋼板を製造し、さらに亜鉛めっき鋼
板を得るに至るまでを順次に説明して、本発明の構成の
詳細を明らかにする。さて、発明者らは、亜鉛めっき面
に発生した表面欠陥部分の成分を調査した。その結果、
かかる表面欠陥の一部の介在物からは、微量のAlおよび
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はず
であり、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。しかし、このような方法ではコスト増をま
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。

【０００８】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100 kg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1.0 mm厚の
冷延板とし、その後、この冷延板を焼鈍に供した。この
ようにして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 Probe Microanalyzer) にて分
析した。その分析結果を、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。

【０００９】

【表１】

【００１０】

【表２】

【００１１】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を鋼中に添加含有させることにより、
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。

【００１２】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0.005 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。

【００１３】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。

【００１４】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、このよう
な鋼を工業的に生産する方法としては、ＲＨ法またはＤ
Ｈ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Al_２O_３
が多量に発生し、しかも取鍋スラグとの酸素平衡により
Al_２O_３が常に発生する。一方、表面欠陥の一因となるT
iMnS 及びMnSは、微小なAl_２O_３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、Al_２O_３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。

【００１５】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。

【００１６】

【表３】

【００１７】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の
製造に適した本発明にかかる極低炭素鋼板を得ることが
できるわけである。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】

【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
実施した。その後、得られた鋼板の表面に、片面目付量
50ｇ／m^２の亜鉛めっきを板の両面に施した。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。

【００２１】

【表４】

【００２２】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。

【００２３】

【発明の効果】以上説明したように、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、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ニングの
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63−195222（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−195223（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−195226（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−195228（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−276951（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−207828（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/14

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.01wt％以下、Mn：0.05wt％以上、A
l：0.04wt％以下、Ti：0.005wt％以上、Ｓ：0.004wt％
以上、下記式を満足するCaを50ppmを上限として含有
し、残部が不可避的不純物および鉄からなることを特徴
とする極低炭素鋼板。記〔wt％Ca〕＞12・〔wt％Ｓ〕・(〔wt％Ti〕／48＋〔wt
％Mn〕／55)
【請求項２】鋼板中には、非金属介在物として、CaＳ，
CaTiＳの形態をとる硫化物系の非金属介在物を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の極低炭素鋼板。