JP4681476B2

JP4681476B2 - 表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP4681476B2
Application number: JP2006062098A
Authority: JP
Inventors: 高志荒牧; 宏幸田中
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-03-08
Filing date: 2006-03-08
Publication date: 2011-05-11
Anticipated expiration: 2026-03-08
Also published as: JP2007239011A

Description

本発明は、自動車用、特に外板に使用される材料及びその製法に関し、特に表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。

自動車用合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ含有量が概ね０．００４％以下である極低炭素鋼板で、かつ防錆性能及びプレス成形後の潤滑性能を付与する目的で合金化溶融亜鉛めっき鋼板が用いられる。特に近年は、自動車に高耐久性が求められることから、この使用量が増加している。上記の用途として用いられる場合には、優れた表面性状を有すること、すなわち、表面外観において筋状欠陥（模様系欠陥）がないことが肝要である。

一方、合金化溶融めっき鋼板の表面性状の改善においては、例えば特開平７−２２８９４４号公報（特許文献１）や特開平１１−２２９０３９号公報（特許文献２）では、Ｔｉ添加極低炭素鋼板の母材とした場合に発生する笹の葉模様を抑制するために、熱間圧延条件を規制することが述べられている。

さらに、特開２００１−１８１７８６号公報（特許文献３）には、高強度溶融めっき鋼板の製法として余剰Ｔｉ量を規制、さらには、Ｍｎを規制しＭｎ偏析による模様系防止し、Ｓによる熱間脆性を防止する技術が述べられている。
また、特開２００５−２３６３号公報（特許文献４）には、Ｓを０．００２％以下とすることを基本として、Ｓ含有量やスラブ手入れ方法・捲取温度などを規制することで筋状欠陥防止を防止する技術が述べられている。

特開平７−２２８９４４号公報特開平１１−２２９０３９号公報特開２００１−１８１７８６号公報特開２００５−２３６３号公報

しかしながら、特許文献１や特許文献２の方法であると加熱温度を低温にて規制する必要があり、熱延スラブ加熱にチャンス性が生じ、かつ在炉時間が長在炉化してしまうという問題や特許文献４であれば基準Ｓ量が低すぎるためコストアップになること、かつスラブ手入れ条件や熱延捲取温度などを複雑にコントロールせねばならないため、生産上の問題が生じるなどの課題があった。また、特許文献３であれば、高強度鋼板を対象とした製造方法であり、Ｍｎ量の添加上限が材質特性上決まっている軟鋼の容易製法を提示したものではなかった。

本発明は、このような問題を解決するもので、筋状欠陥のない表面性状に優れた軟鋼の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
すなわち、本発明者は、上記課題を解決するために、発生している筋状欠陥を詳細に調査するとともに、鋼板の成分、特に表層や鋼中のＳ量、製造条件として熱間圧延条件、特に加熱温度や仕上げ圧延温度と表面性状の関係を詳細に検討した。さまざまな視点からの調査の結果、筋状欠陥はこれまでの知見では鋼材の表層粒径による影響が主体であり、抽出温度を低下させて表層粒径をコントロールするとの報告がなされていたのに対し、それ以外の２種類の原因にて発生していることを発見した。

一つの要因は、仕上げ圧延時のスケール剥離ムラが起点であり、スケール剥離ムラとしてスケールが残存した場合、スケール箇所のみ合金化が促進され、合金化ムラを引き起こし、これが筋状欠陥として発生することが判明した。このスケール剥離ムラ原因を追究した結果、仕上げ圧延温度条件やデスケ性に影響するＳ量の表面濃化度合いや鋼中成分とに密接に関係しており、これらを制御することで仕上げ圧延起因の疵を予防する条件が存在する可能性を見出した。

もう一つの筋状欠陥の要因は熱延での粗圧延時の熱間脆性を起点としたスケール残存によるものであり、Ｓをある閾値以上に添加した場合が特に発生しやすく、その助長要因としては、加熱炉への装入温度やＭｎ量などが関係して疵が発生することをも同時に突き止めた。前者の要因に対しては、Ｓを高めにすることが有効であり、後者の要因についてはＳを低くすることが有効であるというように、この２つの加熱要因は、相反する内容であり、同時に両立させた品位良好な材料を提供する製法は困難と思われた。

この課題に対し、加熱炉入側温度とＭｎ量、加熱温度、仕上げ圧延入側温度とＳ量と仕上げ圧延温度について粘り強くその影響関係の調査を実施してきた結果、Ｓ量範囲を規制し、Ｍｎ量を加熱入側温度にて規制、さらには加熱温度下限を設定することにより、双方の発生を劇的に抑制することが可能な製法を発明するに到った。すなわち、Ｓ、Ｍｎと装入温度、加熱温度かつ仕上げ圧延入側温度を規制することにより、表面性状に優れた軟鋼の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られるという結論を見出したのである。

すなわち、質量％で、Ｓ量を０．００２％以上かつ０．０１０％以下とし、加熱炉装入温度≦６９．３×ｌｎ（Ｍｎ％）＋１０７５．７に規制し、熱間圧延条件は、加熱炉抽出温度を１１５０℃以上と仕上げ圧延入側温度を１０４０℃以下とすること、特に仕上げ圧延機列内最高温度を１０００〜１０５０℃の範囲内にならないようすることで、その他の製鋼や熱延の製造条件によらず安定的にしかも安価に筋状欠陥を同時に抑制できる製法を提案するにいたったのである。

本発明は、上記の知見に基づいて成されたものであり、その構成は次のとおりである。（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００４％、Ｓ：０．００２〜０．０１０％、Ａｌ：０．０００５〜０．１００％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ｐ：０．００３〜０．０３０％、Ｍｎ：０．０３〜０．３０％、で残部不可避的不純物とＦｅからなる鋳片を装入温度Ｔが以下の式（１）を満たした状態で加熱炉に装入し、鋳片温度の最高温度が１１５０℃〜１３５０℃の範囲で加熱し、当該鋳片を粗圧延機で圧延した後に仕上げ圧延機入側温度を９２０〜１０４０℃または１０９０〜１１８０℃、仕上げ圧延機列内最高温度を８８０〜１０００℃または１０５０℃超〜１１４０℃として変態点を超える温度で仕上げ圧延することを特徴とする表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｔ≦６９．３×ｌｎ（Ｍｎ％）＋１０７５．７ … （１）

（２）前記（１）において成分として、更に質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、の１種または２種以上を含む表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。

本発明によれば、表面性状に優れた、筋状欠陥の発生を抑制した軟鋼の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することができる。

以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。まず、成分の限定理由を説明する。
Ｃ量は、自動車用途等に使用される際の加工性を確保するため、０．００４％以下とする。また、Ｓ量を０．０１０％以下とするのは、０．０１０％超とすると、どのような条件にしても粗圧延時を起点とする筋状欠陥が増加傾向を示すためである。すなわち、加工性を改善するためにＦｅ以外の元素を低下させている軟鋼の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては通常Ｓとの析出物を形成し、熱間脆性を改善することのできるＭｎ量が少ないため熱間圧延時に脆性温度領域となると割れを引き起こす。この割れが存在した場合、スケールが当該箇所に残存し、めっきの合金化時に筋状欠陥となって顕在化するのである。

また、この影響は、Ｍｎ量や装入温度によっても変化するが０．０１０％以上の場合、今回製法では、その他の条件をどのようにしても非常に疵発生率が高くなるので、上限を規制した。また、Ｓの０．００２％以上とするのは、仕上げ圧延起因の筋状欠陥を抑制するためである。この閾値以下であれば、加熱温度ならびに仕上げ圧延入側温度を工夫しても仕上げ圧延でのデスケ不良が発生しスケールが残存、筋状模様は発生するため、これを下限とする。

次に、Ｍｎについて説明する。
Ｍｎは、スラブ冷却中に硫化物ＭｎＳとなり、鋳片内では安定化し加熱温度ならびに加熱時間が３００ｍｉｎ程度であれば溶体化しない。硫化物となっていた場合は、熱間脆性に影響しないが、スラブ装入温度が高めになる場合では、スラブ装入温度Ｔが
Ｔ≦６９．３×ｌｎ（Ｍｎ％）＋１０７５．７
を満たさない場合、鋳片内の硫化物ＭｎＳは安定に析出せず、熱間脆性を引き起こし、筋状欠陥を引き起こす。よって、この関係を満たすことが必要である。また、Ｍｎ量の上限は、加工性の観点よりＭｎ：０．３０％を上限とすることが望ましい。Ｍｎ量の下限を０．０３％としたのは、これより下げるには製鋼コストがかかりすぎるためである。

ＰならびにＢについては、合金化速度に影響を及ぼす元素であるため、添加をしすぎた場合、全体的な鋼板の合金化遅れにより、合金化ムラを引き起こすため、今回の改善効果を十分得ることができない。よって、Ｐ：０．０３０％、Ｂ：０．００１０％を上限として規制する。下限をＰ：０．００３％、Ｂ：０．０００１％としたのは、これより下げるには製鋼コストがかかりすぎるためである。

Ｔｉは、合金化速度を速める元素であるため、添加をしすぎた場合、全体的な鋼板の合金化速度アップにより、合金化ムラを引き起こすため、今回の改善効果を十分得ることができない。よって、Ｔｉ：０．０７０％を上限とする。下限を０．００１％としたのは、これより下げるには製鋼コストがかかりすぎるためである。

Ｎｂについては、添加量が多すぎた場合、目標とする加工性を得ることができなくなるため、上限を０．０３０％と規制する。下限を０．００１％としたのは、これより下げるには製鋼コストがかかりすぎるためである。
これらの条件のみの規制にて製造した場合、仕上げ圧延起因のスケール噛込が多くなるため、表面品位は達成困難である。この抑制には、必ず下記の熱延条件を同時に満たす条件とすることが必要である。

次に、重要である本発明の熱間圧延条件について説明する。
スラブ加熱温度は、本製法のポイントの１つである。通常であれば鋼中に添加されているＳがＦｅＳ液相を生成しデスケ性を保っているが、今回の製法においてはＳ量を低下しているためこれが生成しないため、仕上げ圧延のデスケ性悪化が懸念される。この改善には、表層のみＳ量を最低必要限度確保することが必要となってくる。鋼中のＭｎＳについては、安定化し現行の加熱温度ならびに加熱時間が３００ｍｉｎ程度であれば溶体化しないが、表層部については、１１５０℃以上で加熱した場合、ＭｎＳが酸化され、ＭｎＯ化しＳが濃化する。これにより、１１５０℃以上の加熱であれば、表層のＳ効果により仕上げ圧延でのデスケ性が改善でき、筋状欠陥が防止可能となる。上限を１３５０℃としたのは、これ以上では、スケールが溶けてスケール疵の発生が多くなるためである。

次に、仕上げ圧延の条件について説明する。
発明者らは、仕上げ圧延機列内最高温度が１０００℃超から１０５０℃となる範囲においてはスケールが非常に剥離しやすい状況となり、極度に筋状結果が悪化することを見出した。仕上げ圧延でのスケール生成量増に伴うスケール厚の増加、加えてスケールと地鉄との膨張率差などによる剥離性変化が生じることで鋼板表面状態に微細なスケールが押し込まれ、押し込まれた際に粗度差が発生もしくはスケールそのものが合金めっき時に合金化ムラを引き起こし、目視で筋状欠陥と認識されるようになると推定される。高温で圧延するほどスケール厚みが増すが、鋼とスケールの熱膨張差で剥離しやすくなる。１０００℃から１０５０℃で圧延するとスケールは厚く、かつ剥離もしにくくなることが推定される。なかでも特に仕上げ圧延機列内最高温度１０２０〜１０５０℃は、特に疵が発生しやすいため、この温度域を必ず避ける必要がある。

仕上げ圧延機列内最高温度は、仕上げ圧延入側温度や圧延条件などから計算で求める必要があり、通常の操業では、管理しにくい。そこで、温度・圧延条件を種々変更して試験した結果、概ね仕上げ圧延入側温度で管理できることを見出した。具体的には、仕上げ圧延入側温度が１０４０℃超〜１０９０℃未満にならないようにすれば、仕上げ圧延機列内最高温度１０２０〜１０５０℃をほぼ避けることができる。

仕上げ圧延機列内最高温度と仕上げ圧延入側温度の上下限決定根拠は以下のとおりである。変態点以下で圧延すると圧延が不安定になるので仕上げ圧延機列内最高温度の下限を８８０℃とした。相応する仕上げ圧延入側温度は９２０℃になるので仕上げ圧延入側温度の下限を９２０℃とした。鋳片温度の最高温度を１３５０℃としており、相応する仕上げ圧延入側温度の上限を１１８０℃に、仕上げ圧延機列内最高温度の上限を１１４０℃とした。

仕上げ圧延の条件だけでなく、Ｓ、Ｍｎ量が加熱温度、仕上げ圧延温度と深く関係していることを見出すに至った経緯を詳しく説明する。
まず、Ｓ含有量を種々に変化した、Ｃ：０．００４％以下の極低炭素鋼板にＺｎ目付量（片面当り）３６〜６０ｇ／ｍ²、Ｚｎめっき層中のＦｅ％＝約１０〜１１％の条件におけるめっき層の表面性状について調査した。

図１にＳ量と仕上げ圧延起因の筋状欠陥の発生、図２にＳ量と粗起因の筋状欠陥の関係を示す。図３には、仕上げ圧延入側温度別のＳ量の影響を、図４には仕上げ圧延機列内最高温度と筋状欠陥の関係を示す。加えて、図５に加熱温度と筋状欠陥の関係、図６にＭｎ量とスラブ加熱入側温度と筋状模様の関係を示す。ここで発生の定義は、鋼帯の全長全幅を目視観察し、筋状欠陥が認められた部分の合計が観察した鋼板の全長に占める割合を示したものである。この値は、歩留に直結するものである。

図１に示すように、まずＳのみに着目した場合、仕上げ圧延鋼板温度を規制していない場合であれば、Ｓが０．０１０％以下となった場合に極度に筋状欠陥は増加傾向を示す。また、図２に示すように、筋状欠陥の発生についてはＳ量が０．０１０％以下になると急激に低下している。通常であれば、上述したこの２点の調査の結果、同時に両立する条件がないとの結論に達する。

しかし、仕上げ圧延入側温度ならびに加熱温度に着目した試験を行った結果、図３、図４に示すように、Ｓ量を０．００２％以上０．０１０％以下とし、かつ仕上げ圧延入温度を限定、特に仕上げ圧延機列内最高温度を限定すれば、ともに筋状欠陥を防止可能な製造方法を見出し、劇的に表面品位が改善された鋼板を製造できたのである。
次に、Ｓ≦０．０１０％とした材料について、Ｍｎとスラブ加熱について評価した結果、疵発生限界値がある関係にて整理できること、すなわち、スラブ装入温度Ｔが、
Ｔ≦６９．３×ｌｎ（Ｍｎ％）＋１０７５．７
を満たせば、疵発生がほとんどなくなることも判明した。

従って、外観が均質の溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造には、鋼板の純度とＳ量、Ｍｎ量を限定し、かつ仕上げ圧延時の入側温度を１０４０℃以下、特に仕上げ圧延機列内最高温度を１０００℃〜１０５０℃を避けるように熱間圧延を実施することが重要であるとの結果が判明したのである。この原板を所定の捲取温度で巻き取ったのちに冷間圧延を行った後、常法にしたがって溶融亜鉛めっきを施し、ついで合金化処理を行う。

表１に示す成分組成を有する種々表面手入れ状況のスラブを、１０５０〜１３００℃まで加熱後４．０ｍｍまで熱間圧延を施し、コイル捲取を実施、ついで０．７５ｍｍまで冷間圧延を実施したのちに合金化溶融亜鉛めっきを施した。かくして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、めっき層における筋状欠陥の発生率を調査した。その結果を、製造条件と併せて表２に示す。

表２に示すように、Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１９〜２０は本発明であり、Ｎｏ．６〜８、Ｎｏ．１０〜１１、Ｎｏ．１３〜１６、Ｎｏ．１８は比較例である。比較例Ｎｏ．６〜８は仕上げ入側温度および仕上げ圧延温度が本発明の条件外のために、筋状欠陥の発生率が１％を超えて発生し、また、比較例Ｎｏ．１０〜１１、またはＮｏ．１３はスラブ加熱温度が低いか、さらには仕上げ圧延温度が本発明の条件外のために筋状欠陥の発生率が１％を超えて発生している。

また、比較例Ｎｏ．１４〜１６は成分組成条件が本発明の条件外のために筋状欠陥の発生率が１％を超えて発生している。比較例Ｎｏ．１８は仕上げ入側温度が本発明の条件外のために筋状欠陥の発生率が１％を超えて発生している。これに対し、本発明であるＮｏ．１〜５、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１２、、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１９〜２０はいずれも本発明の条件を満たしていることから筋状欠陥の発生率が１％以下であることが分かる。

Ｓ量と仕上げ圧延起因の筋状欠陥発生率との関係を示す図である。Ｓ量と粗起因の筋状欠陥発生率との関係を示す図である。仕上げ圧延入側温度別のＳ量と筋状欠陥発生率との関係を示す図である。仕上げ圧延機列内最高温度と筋状欠陥発生率との関係を示す図である。加熱温度と筋状欠陥発生率との関係を示す図である。Ｍｎ量とスラブ加熱入側温度と筋状模様の関係を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．００４％、
Ｓ：０．００２〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５〜０．１００％、
Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｐ：０．００３〜０．０３０％、
Ｍｎ：０．０３〜０．３０％、
で残部不可避的不純物とＦｅからなる鋳片を装入温度Ｔが以下の式（１）を満たした状態で加熱炉に装入し、鋳片温度の最高温度が１１５０℃〜１３５０℃の範囲で加熱し、当該鋳片を粗圧延機で圧延した後に仕上げ圧延機入側温度を９２０〜１０４０℃または１０９０〜１１８０℃、仕上げ圧延機列内最高温度を８８０〜１０００℃または１０５０℃超〜１１４０℃として変態点を超える温度で仕上げ圧延することを特徴とする表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｔ≦６９．３×ｌｎ（Ｍｎ％）＋１０７５．７ … （１）
請求項１において成分として、更に質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．００１０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０７０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、
の１種または２種以上を含む表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。