JP5388577B2 - 加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板及びその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は主に自動車の内外板用として使われる超深加工用軟質及び高強度薄鋼板並びにその製造方法に関するもので、さらに詳しくは２８〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強度、優れた成形性、優れた耐２次加工脆性及び優れた溶接部疲労特性を有するだけでなく、優れた表面品質を有する加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板及びその製造方法に関する。
最近、自動車用鋼板としては自動車の成形品の複雑化、一体化の傾向によりさらに高い水準の成形性を有する鋼板が求められているだけでなく、自動車の使用環境の側面で耐２次加工脆性及び溶接部疲労特性に優れ、メッキ表面が美麗な鋼板が求められている。
しかし、一般的には鋼板の成形性及び強度を高めるためには鋼中の不純物を最少化した高純度鋼を用い、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌなどを添加することで製造することが普通である。
冷間圧延後、加工硬化された組織を再結晶させるために７００℃以上の温度で焼鈍熱処理を行うことになるが、上記添加元素は殆どＦｅに比べて酸素親和性元素であるため冷延焼鈍工程中ＭｎＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯなどの単独或いは複合形態の表面濃化物に成長する。
これら表面濃化物の量が増大するほど溶融メッキの時にメッキ浴の濡れ性を低下させ、合金化反応を阻害するため未メッキなどの表面欠陥を誘発しやすい。
また、表面濃化物が粗大化する場合、連続焼鈍爐のハースロール（Ｈｅａｒｔｈ Ｒｏｌｌ）に吸着してメッキ鋼板の表面に微小デント（ｄｅｎｔ）などを誘発して表面品質に大きい悪影響を及ぼすことになる。
上記のようなメッキ欠陥の問題点を改善するための技術としては、Ｃｒ、Ｓｂなどの特定元素を添加することによりメッキを向上させる技術（特許文献１、特許文献２、特許文献３）、冷間圧延前の熱延コイルに対して予備酸化することで冷延焼鈍時に表面に形成される濃化物を抑制する技術（特許文献４）などが提案されている。
しかし、上記技術は特定元素添加の効果が明確ではなく、現在の一般の熱延−冷延−連続焼鈍の設備では具現できない製造方法であるため、実際に商業的な生産は行われていない実情である。
日本特許公開第２００２−１４６４７７号公報 日本特許公開第２００１−６４７５０号公報 日本特許公開第２００２−１５５３１７号公報 日本特許公開第２００１−２８８５５０号公報
本発明は、優れた表面品質を有する加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板を提供することにその目的がある。
また、本発明は上記の加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板の製造方法を提供することにその目的がある。
上記の課題を達成すべく、本発明は重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０６％〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０−０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３−０．０１０％、Ｎｂ：０．００３−０．０４０％、Ｂ：０．０００２−０．００２０％、及びＭｏ：０．０５％以下を含み、これにＳｂ：０．００５〜０．０５％及びＳｎ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種を添加し、２種添加時にはその和が０．００５〜０．１％で、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、その表面に平均直径が１μｍ以下の大きさの濃化物が形成され、そして２８〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強度を有する加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板に関する。
好ましくは、上記亜鉛メッキ用鋼板は焼鈍温度１０℃増加に対して濃化物の平均直径の成長が１０％以内に抑えられる。
また、本発明は重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０６％〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０−０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３−０．０１０％、Ｎｂ：０．００３−０．０４０％、Ｂ：０．０００２−０．００２０％、及びＭｏ：０．０５％以下を含み、これにＳｂ：０．００５〜０．０５％及びＳｎ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種を添加し、２種添加時にはその和が０．００５〜０．１％で、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物で組成される鋼スラブを再加熱した後、オーステナイト単相領域で熱間仕上げ圧延した熱延鋼板を冷間圧延した後、７００℃以上の温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板の製造方法に関する。
本発明によると、２８〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強度、優れた成形性、優れた耐２次加工脆性、及び優れた溶接部疲労特性を有するだけでなく、優れた表面品質を有する加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板が提供される。
以下、本発明について詳しく説明する。
上記鋼板の組成について説明する。上記鋼中Ｃは侵入型固溶元素として作用して冷延及び焼鈍時に鋼板の集合組織形成過程で加工性に有利な｛１１１｝集合組織の形成を阻害するだけでなく、鋼中含有量が多い場合、炭窒化物形成元素のＴｉ及びＮｂの添加量を高くしなければならず、経済的にも不利であるためその含量は０．０１０％以下に制限する。
上記Ｓｉは表面スケール欠陥を誘発するだけでなく、焼鈍時にテンパーカラー及びメッキ時の未メッキを発生させるためその含量は０．１％以下に制限する。
上記Ｍｎは強度確保のために置換型固溶強化元素として添加されるが、その含量が１．５％を超えると伸び率と共にｒ値が急激に低下し、また０．０６％未満の場合には鋼中Ｓによる脆性が懸念されるためその含量は０．０６％〜１．５％に制限する。
上記ＰもＭｎと共に強度上昇のために添加される代表的な固溶強化元素で、本発明のようなＴｉ−Ｎｂ系成分系の鋼種では強度上昇だけでなく、結晶粒の微細化及び粒界偏析などによりｒ値に有利な｛１１１｝集合組織の発達をもたらすが、その含量が０．１５％を超えると伸び率の急激な下落と共に鋼の脆性が大きく増加するため、その含量は０．１５％以下に制限することが好ましく、より好ましくは０．０３−０．１５％に制限することである。
通常深加工用鋼を製造する場合、鋼中Ｓの含量は０．００５％以下に低く制限されることが普通であるが、本発明ではＭｎが添加される鋼であるため鋼中Ｓは全てＭｎＳとして析出され固溶Ｓによる加工性の下落は避けられる。
従って、本発明ではＳの含量を圧延する時のエッジクラックの発生の恐れがある領域を避けられる含量の０．０２０％以下に制限することが好ましい。
鋼中のＳｏｌ．Ａｌは鋼中溶存酸素量を十分低い状態に維持しながら経済的な側面を考えて冷延製品の場合、その含有量を０．０２〜０．０７％程度に抑えて生産することが一般である。
しかし、本発明鋼においてＳｏｌ．Ａｌは比較的低い焼鈍温度でも深加工性を安定して確保出来るようにする役割をする。
即ち、本発明鋼において鋼中Ｓｏｌ．Ａｌが０．１０％以上の場合には、鋼中析出物の大きさを粗大化しＰの再結晶抑制作用を妨げる効果を明確に奏して再結晶を促進させるだけでなく、｛１１１｝系列の集合組織を発達させる役割をするが、その含有量が０．４０％を超える場合には費用上昇及び連続鋳造業性を害するためその含量は０．１０％〜０．４０％に制限する。
また、本発明鋼において鋼中Ｓｏｌ．Ａｌは炭窒化物のＴｉ、Ｎｂ系析出物の形成挙動に影響を与えて析出物の大きさを粗大にするため通常のＩＦ鋼に比べてＴｉ、Ｎｂを少なく添加しても、より良好な加工性が得られるようにする役割をする。
上記鋼中Ｎは固溶状態で存在する場合、加工性を大きく劣らせるだけでなく、その量が多い場合析出物として固定するためのＴｉ及びＮｂ添加量を増加させなければならないため、その含量は０．０１０％以下に制限する。
上記鋼中Ｂは粒界強化元素として点溶接部の疲労特性を向上させ、Ｐ粒界脆性を防ぐために添加される元素で、添加効果を奏するためには０．０００２％以上添加されなければならず、その含量が０．００２０％を超えると加工性が急激に落ち、メッキ鋼板の表面特性が劣化するためその含量は０．０００２〜０．００２％に限定する。
上記鋼中Ｍｏは耐２次加工脆性及びメッキ性を改善するために添加される元素で、その含量が０．０９％を超える場合には改善効果が大きく減少するだけでなく、経済的にも不利であるためその含量は０．０９％以下に制限する。
本発明においてＴｉ及びＮｂは、鋼の加工性確保の側面で非常に重要な元素であって、加工性（特にｒ値）上昇効果を奏するための最少、最適量を考えてＴｉは０．００３−０．０４％、Ｎｂは０．００３−０．０４０％の範囲に限定する。
上記鋼中Ｓｂは本発明において非常に重要な元素であって、ＭｎＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３などの表面濃化の発生を抑制し、また温度上昇及び熱延工程の変化による表面濃化物の粗大化を抑制するのに優れた効果がある。上記効果を得るためにはその含量は少なくとも０．００５％以上必要であるが、特定限度以上添加される場合所定の効果が得られないためその上限は０．０５％に制限する。
上記鋼中Ｓｎは上記Ｓｂと類似な効果を有する成分で、その添加効果を得るためにはその含量は少なくとも０．００５％以上必要であるが、特定限度以上添加される場合所定の効果が得られないためその上限は０．０５％に制限する。
また、上記ＳｂとＳｎが同時に添加される場合その含量の和は０．００５〜０．１％に制限する。
以下、本発明の製造条件について説明する。
上記のように組成された鋼スラブを再加熱した後、オーステナイト単相領域から仕上げ圧延を完了して巻取した熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板を素材に、材質の加工性を確保するためには７００℃以上の温度で連続焼鈍することが好ましい。
一般的に温度が増加するに伴い材質の軟性とｒ値は改善される。
しかし、焼鈍温度の増加により素材表面に形成される表面濃化物（Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎなどの単独或いは複合酸化物）はその量が増加し、また粗大化する傾向が明らかで、これにより未メッキ及び表面デントのような表面欠陥が生じやすい。
本発明では焼鈍温度区間での表面濃化物の成長が抑制され優れた鋼板表面品質を確保することが出来る。
本発明において好ましい鋼スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃で、好ましい熱間仕上げ圧延温度は８３０〜９２０℃で、そして好ましい巻取温度は５００〜７００℃である。
本発明では熱延巻取の後に空冷或いは水冷する場合の何れにも適用される。
また、１．９以上の高ｒ値を得るためには冷間圧延時の圧下率は６５％以上に制限することが好ましい。
また、冷延鋼板の焼鈍温度が低過ぎる場合には１．９以上の高ｒ値を得ることが難しく、高過ぎる場合には高温焼鈍により操業上のストリップの通板性などに問題が生じることがあるため、上記焼鈍温度は７００℃以上、好ましくは７８０−８６０℃に制限する。
上記焼鈍温度区間で焼鈍温度１０℃増加に対して粒状形濃化物の平均直径の成長が１０％以内になるようにすることが好ましい。
通常の超深加工用鋼板の製造方法において冷間圧延鋼板の連続焼鈍は８８０〜９３０℃程度で行われている。
このように、本発明の連続焼鈍温度は通常の超深加工用鋼板の製造に適用される焼鈍温度に比べて低いため、本発明はより経済的で、より優れた操業性を有することになる。
本発明によると、その表面に平均直径が１μｍ以下の大きさの濃化物が形成され、そして２８〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強度を有する加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板を製造することが出来る。
上記濃化物はＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｔｉなどの単独或いは複合酸化物を主成分としている。
上記濃化物は、その平均直径の成長が焼鈍温度１０℃増加に対して１０％以内に抑制されることが好ましい。
以下、実施例を通して本発明をより具体的に説明する。
下記の表１のように組成される鋼スラブを１２００℃の温度範囲で加熱して８９０℃の熱間仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行い、６６０℃の巻取温度で巻取した後、空冷した後、８０％の圧下率で冷間圧延して冷間圧延鋼板を製造した。
また、さらに鋼種４及び５に対しては上記のように熱延鋼板を巻取した後、水冷した後、８０％の圧下率で冷間圧延して冷間圧延鋼板を製造した。
上記のように製造された冷間圧延鋼板のうち鋼種１〜３に対してはＮ２−１０％Ｈ２雰囲気で７８０〜８３０℃の温度区間で８６秒間焼鈍熱処理を行った後、鋼板表面に濃化されるＭｎ及びＡｌの量を調査し、その結果を図１に表した。
また、上記のように製造された冷間圧延鋼板のうち鋼種４及び５(巻取後空冷及び水冷材)に対して８６０℃のＮ２−１０％Ｈ２雰囲気で８６秒間焼鈍熱処理した後、鋼材表面に生成される濃化物の形状を調査し、その結果を図２に表した。
また、上記冷間圧延鋼板のうち巻取後空冷された鋼種４及び５の冷間圧延鋼板を８００〜８５０℃のＮ２−１０％Ｈ２雰囲気で８６秒間焼鈍熱処理した後、鋼材表面に生成される濃化物の形状を調査し、その結果を図３に表した。
図１に示したように、本発明に符合する鋼種２及び３は本発明の範囲を外れる鋼種１に比べてＭｎ及びＡｌの表面濃化量が少ないことが分かる。
また、図２に示したように、本発明に符合する鋼種５は本発明を外れる鋼種４に比べて表面濃化物の量が少なく、大きさが小さいことが分かる。
特に、鋼種４の場合には熱延巻取後水冷する場合、空冷材に比べて表面濃化物の大きさが著しく大きくなるのに対して、鋼種５の場合には表面濃化物が熱延巻取後水冷する場合にも空冷材とほぼ同じ大きさを有していることが分かる。
また、図３に示したように、鋼種４の場合には表面濃化物の大きさが焼鈍温度の増加に伴い大きくなるのに対して、鋼種５の場合には表面濃化物の大きさが焼鈍温度の増加により殆ど変わらないことが分かる。
鋼種及び焼鈍温度別の鋼板表面濃化物量の変化を表したグラフである。 鋼種別及び熱延巻取後の空冷材及び水冷材に対する鋼板表面濃化物の分布状態を表した写真である。 鋼種及び焼鈍温度別の鋼板表面濃化物の分布状態を表した写真である。

Claims (4)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０６％〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０−０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３−０．０４％、Ｎｂ：０．００３−０．０４０％、Ｂ：０．０００２−０．００２０％、及びＭｏ：０．０９％以下を含み、これにＳｂ：０．００５〜０．０５％及びＳｎ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種を添加し、２種添加時にその和は０．００５〜０．１％で、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物で組成され、その表面に１μｍ以下の大きさを有する濃化物が形成され、前記濃化物は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｔｉから選択された一つ以上の金属の酸化物が前記表面に濃化されて形成される加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板。
  2. 重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０６％〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１−０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３−０．０４％、Ｎｂ：０．００３−０．０４０％、Ｂ：０．０００２−０．００２０％、及びＭｏ：０．０９％以下を含み、これにＳｂ：０．００５〜０．０５％及びＳｎ：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種を添加し、２種添加時にその和は０．００５〜０．１％で、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物で組成される鋼スラブを再加熱した後、オーステナイト単相領域で熱間仕上げ圧延した熱延鋼板を巻取した後、冷間圧延した後、７００℃以上の範囲で連続焼鈍して、鋼板の表面に１μｍ以下の大きさを有する濃化物が形成されるようにし、前記濃化物は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｔｉのうち選択された一つ以上の金属の酸化物が前記表面に濃化されて形成されることを特徴とする加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板の製造方法。
  3. 鋼スラブの加熱温度は１１００〜１３００℃で、熱間仕上げ圧延温度は８３０〜９２０℃で、巻取温度は５００〜７００℃で、冷間圧下率は６５％以上で、そして焼鈍温度が７８０℃〜８６０℃であることを特徴とする請求項２に記載の加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板の製造方法。
  4. 熱延鋼板を巻取した後、空冷或いは水冷することを特徴とする請求項２または３に記載の加工性に優れた亜鉛メッキ用鋼板の製造方法。
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