JPH06172923A - 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および表面処理鋼板とその製造方法 - Google Patents
耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および表面処理鋼板とその製造方法Info
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- JPH06172923A JPH06172923A JP5188641A JP18864193A JPH06172923A JP H06172923 A JPH06172923 A JP H06172923A JP 5188641 A JP5188641 A JP 5188641A JP 18864193 A JP18864193 A JP 18864193A JP H06172923 A JPH06172923 A JP H06172923A
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Abstract
素材とした安価で良好な成形性を有し、しかも耐ブリス
ター性に優れた冷延鋼板および該冷延鋼板を連続焼鈍、
調質圧延し、更に表面処理されて表面処理鋼板とその製
造方法を提供する。 【構成】 wt%で、C:0.0005〜0.003%、Mn:
0.10〜2.2%、Si:0.6%以下、P:0.07%以下、
S:0.025%以下、sol.Al: 0.02〜0.06%、N:
0.0035%以下、O:0.003%以下、Ti:(48/14)N
+(48/32)S+4×(48/12)C以下を含有し、残部Feおよび
不可避的不純物からなり、次式の関係を満足する。 min [Ti, (48/14)N+(48/32)S] ≧0.002t2 +0.003
(但し、 tは板厚(mm)、min [Ti, (48/14)N +(48/32)S]
はTiと(48/14)N+(48/32)Sとの小さい方を意味する。)
Description
られる極低炭素鋼を素材とした安価で良好な成形性を有
し、耐ブリスター性の優れた冷延鋼板および該冷延鋼板
を連続焼鈍、調質圧延し、更に表面処理された表面処理
鋼板とその製造方法に関するものである。
により、鋼中の炭素および窒素をそれぞれ50ppm 以下
まで低減した極低炭素鋼が比較的安価かつ大量に製造さ
れるようになり、当該鋼に炭窒化物形成元素であるTiや
Nbを添加し、炭素および窒素を固定した特公昭44-1806
6、54-1245 、特開昭59-67319などの所謂IF鋼が、深
絞りを主とする成形性が要求される冷延鋼板として広く
用いられるようになっている。
低炭素Alキルド鋼に比較して、最終熱処理後にブリスタ
ーと呼ばれる表面に幅1mm、長さ10mm前後のふくれが
生じるケースがあり、とくに、板厚が厚いほどその傾向
が顕著となる。このブリスターはプレス成形などの加工
により口を開いてしまうために、表面欠陥として扱わ
れ、材料メーカーサイドでの検査段階で発見されれば、
出荷されないことになる。
術においては、ブリスターそのものの発生頻度にたいし
て、ユーザーサイドで、大きな問題として扱われる頻度
は必ずしも高くないことからIF鋼のブリスターに関し
ては、文献および特許などでほとんど公表されるには至
っていないのが現状である。しかし、実際問題として、
材料メーカーにとっては大きな歩留まり低下を招き、ユ
ーザーにとっても検査段階で検知できなかったブリスタ
ーが成形加工により口を開いてしまった場合は、生産性
の低下を招くために、解決しなければならない重要な課
題である。
実情に鑑み、検討を重ねて創案されたものであって、ブ
リスターの発生機構発明および対策確立を目的として検
討した結果、成分の最適化により、耐ブリスターに優れ
た冷延鋼板および表面処理鋼板を得ることに成功したも
のであって、先ず本発明者の検討によって明かとされた
ブリスター欠陥についての知見は以下の如くである。
の箇所に存在するAl2O3 を起点とした板面と平行な割れ
に起因した表面のふくれである。このような、Al2O3 が
クラスター状に存在する場合は、極低炭素鋼でなくても
ブリスター欠陥は発生する。しかし、2次酸化Al2O3 の
ように数ミクロンもしくはサブミクロン程度の大きさ
で、飛島状に分布する場合でも、極低炭素鋼ではブリス
ター欠陥が生じる。これは、図6、7に示すように粒界
を強化する役割を担う固溶炭素が枯渇しているために、
容易に粒界割れを起こすことが原因である。
素が加熱により中心部まで拡散固溶し、その後Al2O3 と
マトリクス界面の熱膨張差などによるひずみ場や冷間圧
延により生じた剥離による微細な空隙などに、最終熱処
理の後期またはその後に原子状水素が再拡散濃化し、さ
らにガス化して体積膨張を起こし、粒界割れを引き起こ
すものと推定される。したがって、板厚が増加するほど
欠陥の発生頻度が高くなることも、板厚方向の水素の供
給源が増加する事実より説明できる。
スター発生防止には、発生起点であるAl2O3 を減らす
こと、水素の拡散を抑制すること、および割れの伝
播経路である粒界を強化することのすべてを実施するこ
とが有効であるとの結論を得て、本発明を完成したもの
であって、以下の如くである。
3%、Mn:0.10〜2.2%、 Si:0.6%以下、 P:
0.07%以下、S:0.025%以下、 sol.Al:0.0
2〜0.06%、N:0.0035%以下、 O:0.003
%以下、Ti:(48/14)N+(48/32)S+4
×(48/12)C以下 を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、次式
の関係を満足することを特徴とする耐ブリスター性に優
れた冷延鋼板および表面処理鋼板。 min 〔Ti,(48/14)N+(48/32)S〕≧0.
002t2 +0.003 但し、tは板厚(mm)、min 〔Ti,(48/14)N+
(48/32)S〕はTiと(48/14)N+(48/
32)Sとの小さい方を意味する。
0.0003〜0.0015%の何れか1種または2種をも
含有することを特徴とした前記(1)項に記載の耐ブリ
スター性に優れた冷延鋼板および表面処理鋼板。
載の化学組成を有する冷間圧延鋼板を連続焼鈍あるいは
連続溶融亜鉛めっきを施すに当たり、室温から650℃
〜720℃の所定温度まで20℃/秒以上、その後再結
晶温度以上の均熱温度までを1〜5℃/秒の昇温速度で
加熱することを特徴とする耐ブリスター性に優れた冷延
鋼板および溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
ずその成分組成を説明すると、以下の如くである。 C:0.0005〜0.003%。 Cは、その含有量が少ないほど成形性には有利である。
しかし、一方では粒界を強化するため、耐ブリスターの
点では必須の添加元素である。したがって、その含有量
は0.0005〜0.003%に限定する。
るAl2O3 の低減のためには、添加する必要がある。しか
し、過剰の添加は成形性の低下を招く。従って添加量
は、0.10〜2.2%に限定した。
下を招くので、その上限は0.6%とする。
リスターの点からは過剰添加は避けなけらばならないた
め、その上限を0.07%とした。
進するのみならず、熱間圧延時の割れを引き起こすの
で、少ない方がのぞましく、その上限を0.025%とす
る。
多量に添加するとブリスター防止の点で望ましくないAl
2O3 の増加を引き起こすので、sol.Al量としては0.02
〜0.06%に限定した。
0035%とする。ただし、SとNはTiと化合して析出
し、水素のトラップサイトとしての役割を果たすことに
より、ブリスター発生を抑制する。したがって、Tiとの
組み合わせにより、後述する量は確保しなければならな
い。
合にブリスターの発生が顕著となる。これはOの含有量
が増加することとブリスターの原因となるAl2O3 の増加
が対応しているからである。したがって、上限を0.00
3%とする。
+4×(48/12)C以下 Tiは、CおよびNを固定し、成形性を向上させる有用な
元素である。ブリスターの発生抑制の観点から、TiN お
よびTiS として水素をトラップする点では、多く添加す
ることが望ましいが、粒界を脆化させる点では少ない方
が望ましい。したがって、Ti添加量は(48/14)N
+(48/32)S+4×(48/12)C以下で、か
つ、min 〔Ti、(48/14)N+(48/32)S〕
≧0.002t2 +0.003なる関係を満足する量とす
る。ただし、この式でtは板厚(mm)、min 〔Ti、(4
8/14)N+(48/32)S〕はTiと(48/1
4)N+(48/32)Sとの小さい方を意味する。
+4×(48/12)Cは、窒化物および硫化物になっ
た残りのTiがCと結合することにより、粒界のCを枯渇
させ、ブリスター発生を促進するため、過剰のTi添加を
避ける必要があることを意味する。化学量論的にはTiと
Cは1:1の割合で結合するが、実際にはTiが数倍必要
となる。図2は〔Ti−{(48/14)N+(48/3
2)S}〕/(48/12)Cの関数としてブリスター
の発生頻度を整理したものであるが、この図から窒化物
および硫化物になった残りTiが4×48/12・Cを超
えると、すなわちTi>(48/14)N+(48/3
2)S+4×(48/12)Cになるとブリスターの発
生が急激に多くなることが分かる。つまり、Ti添加量と
しては、NおよびSと結合した残りのTiが化学量論的に
Cの4倍以下になるように制御すれば、粒界にCが存在
しブリスターの発生を低く抑えることができるわけであ
る。
8/32)S〕≧0.002t2 +0.003は、多くの実
機材データを様々な角度から解析した上で、実験室的に
も確認した関係式で本発明の骨子の一つをなすものであ
る。この式は、板厚が厚くなるに従い、単にTiの添加量
を増加させるのではなく、TiN +TiS の析出量を多く確
保することが必要であることを意味している。すなわ
ち、ブリスターの発生抑制には水素の拡散を防止するこ
とが重要であり、微細な析出物がそのトラップサイトと
して働く。本発明者の解析より、種々の析出物の中では
特にTiN とTiS が効果的に水素をトラップすることがわ
かった。つまり、ブリスターの発生抑制にはこれら析出
物の量を板厚に応じて適正に制御することが極めて重要
である。厳密に考えると、同じ量析出したとしても、製
造条件により、これら析出物の寸法が変化し、水素をト
ラップする表面積も変わるわけである。しかし、その影
響は小さく、工業的には図3に示すようにmin 〔Ti、
(48/14)N+(48/32)S〕≧0.002t2
+0.003なる関係を満足させれば十分な効果が得られ
る。
mmとする。板厚が0.3mm未満の場合はブリスターの発生
頻度そのものが低くなるため、本発明のような化学組成
制御の必要性が小さくなる。また、3.0mmを超える場合
は、TiN およびTiS 量確保のためTi、S、Nを多量に添
加しなければならず、表面性状が悪化することが懸念さ
れるからである。
本発明ではブリスター発生を抑制するため、Nbを0.00
3〜0.03%、Bを0.0003〜0.0015%を1種ま
たは2種添加しても良い。Nbは、Cを固定し成形性を向
上させるのみならず熱処理後には再び一部のCをフリー
な状態とし、0.003%以上添加した場合に耐ブリスタ
ー性を向上させる効果がある。しかし、多量の添加は効
果が飽和するだけでなく逆に成形性を劣化させるので、
その添加量は0.003〜0.03%に限定する。BはCと
競合することなく、粒界を強化する元素である。0.00
03%以上添加すれば、ブリスター発生抑制に対して、
その効果が得られる。しかしながら、過剰に添加しても
その効果が飽和するだけでなく、成形性の低下を招くこ
とになるので、上限を0.0015%とする。
は焼鈍時の加熱速度制御を特徴とする。詳細なメカニズ
ムについては必ずしも明らかでないが、図4に示すよう
に、650〜720℃までを20℃/秒以上で急速加熱
し、その後、再結晶温度以上の均熱温度までを1〜5℃
/秒で徐加熱するといった2段加熱速度制御を実施する
と、ブリスターの発生を抑制できる。即ち、ブリスター
の原因となる水素は主に酸洗時の反応により表層に濃化
する。この表層に濃化した水素は焼鈍加熱時に一部は雰
囲気中に放出されるものの、そのほとんどは固溶・拡散
し板厚方向に均一に分布するようになる。
濃度の高いまま高温になるので、雰囲気中に放出される
割合が増加する。ただし、650〜720℃の高温度の
範囲では、水素の鋼中固溶量が増加するため、水素放出
の加熱速度依存性は小さくなるので、急速加熱の必要性
は650〜720℃までである。逆に、高温側で急速加
熱を行なうと、AL2O3 とマトリクスの熱膨脹差により界
面での微小な剥離が発生・進行するという問題が生じ
る。
の応力緩和効果により、剥離の発生・進行が抑制され
る。ブリスター欠陥はこのような剥離部に水素が冷却後
期またはその後に拡散・濃化するために生じるものであ
る。したがって、ブリスター発生抑制の観点からは、先
に述べた低温側での急速加熱と高温側での徐加熱の組合
せが必要となることから、昇温速度を650〜720℃
の所定温度までは20℃/秒以上、その後、再結晶温度
以上の均熱温度までを1〜5℃/秒に限定する。
に規定したのは、それ未満になると保持温度に達するま
でに長時間を要し、ライン長の増大、設備の大型化が必
要となり、経済性を損なうからである。
ロットしたものであり、図1、2、3および4の比較鋼
はそれぞれO量、Ti≦(48/14)N+(48/3
2)S+4×(48/12)Cなる関係、min 〔Ti、
(48/14)N+(48/32)S〕≧0.002t2
+0.003なる関係、および焼鈍時の昇温速度条件以外
は本発明の請求範囲を満足するものである。
板は常法に従って転炉または電気炉で溶製・鋳造後、直
ちにまたは再加熱後熱間圧延され更に酸洗、冷間圧延に
より所定の板厚にされるものであり、連続焼鈍による冷
延鋼板のみならず、冷間圧延後に連続焼鈍又は連続焼鈍
付溶融亜鉛系めっき、あるいは前記冷間圧延後に連続焼
鈍し調質圧延し電気亜鉛系めっき、さらには有機被覆、
化成処理などが単一または複数施される表面処理鋼板な
どを含むものである。ここで亜鉛系めっきとは、純亜
鉛、亜鉛−鉄、亜鉛−ニッケル、亜鉛−アルミ等を意味
する。
4にはその比較鋼について、その組成、更に表5には各
鋼の板厚およびブリスターの発生状況を示した。基本的
な製造条件としては、連続鋳造後、直送熱間圧延または
室温まで冷却した鋳片を1200〜1300℃に再加熱
して熱間圧延−ランナウトテーブル上での冷却→巻き取
り処理により、2.8〜4.5mm板厚の熱延鋼板を得た。な
お、平均的な仕上げ温度は900℃、巻き取り温度は6
40℃である。酸洗後冷間圧延を行い、760〜870
℃の連続焼鈍−0.5%の調質圧延後にブリスターの発生
状況を調査した。
は、ブリスター1個を1.5mとして換算し、その総和を
コイル全長で除した値をブリスター不良率とし、この不
良率により耐ブリスター性を評価した。なお、溶融亜鉛
めっき材については、冷間圧延後820℃で連続焼鈍
し、460℃まで冷却した段階で片面あたり55g/m2
の溶融亜鉛をめっきし、引き続き500℃で合金化処理
を行った。1.0%の調質圧延後、さらに片面あたり3g
/m2の80%Fe−Zn合金の上層亜鉛めっきを施した。電
気めっき鋼板については、調質圧延後、片面あたり30
g/m2の88%Zn−Ni合金電気めっきを行い、電気めっ
き−有機被覆鋼板については、さらに電気めっきの上に
クロメート層50g/m2、樹脂層1μmの複合被覆を行
った。なお、表6、図4以外の連続焼鈍あるいは連続溶
融亜鉛めっき時の昇温速度は室温から700℃までが2
0℃/秒、700℃から均熱温度までが1℃/秒であ
る。
と相関のあるO量が多い鋼37〜39および64、水素
をトラップするTiN およびTiS の少ない鋼40〜53お
よび61〜63、固溶Cが枯渇し、粒界が脆弱化してい
る鋼36、54〜60および65はブリスターによる不
良率が0.12%以上であるのに対し、本発明鋼は不良率
が0.09%以下となっている。とくに、Bを添加してい
る鋼26〜28および33〜35は不良率が0.05%以
下と低くなっている。
き時の低温域昇温速度と高温域昇温速度と昇温速度変曲
温度の関係、表7には表6の各条件における鋼20、2
7、29および33の不良率、図4には表6、表7の結
果をグラフ化したものをそれぞれ示す。
の昇温速度が20℃/秒以上でかつ高温域での昇温速度
が1〜5℃/秒のものは、同じ鋼で比較すると不良率が
さらに低くなっており、本発明の効果が確認できる。
い、ブリスターの発生頻度が増加するのに対して、発明
鋼は板厚が厚い場合でも、ブリスターの発生が極めて低
いレベルに抑えられており、本発明の顕著な効果が確認
できる。
耐ブリスター性に優れた冷延鋼板を提供し、板厚の大き
い場合においてもブリスターの発生を頗る低いレベルに
抑え、その利用上において好ましい生産性ないし歩留り
向上を図らしめるなどの効果を有しており、工業的にそ
の効果の大きい発明である。
である。
S}〕/(48/12)Cとブリスター不良率の関係を
示した図表である。
32)S〕とブリスター不良率の関係を示した図表であ
る。
良率の関係を示した図表である。
ある。
のブリスターの例を示した顕微鏡写真(100倍)であ
る。
で示した顕微鏡写真である。
濃度の高いまま高温になるので、雰囲気中に放出される
割合が増加する。ただし、650〜720℃の高温度の
範囲では、水素の鋼中固溶量が増加するため、水素放出
の加熱速度依存性は小さくなるので、急速加熱の必要性
は650〜720℃までである。逆に、高温側で急速加
熱を行なうと、AL2O3 とマトリクスの熱膨張差により界
面での微小な剥離が発生・進行するという問題が生じ
る。
である。
S}〕/(48/12)Cとブリスター不良率の関係を
示した図表である。
32)S〕とブリスター不良率の関係を示した図表であ
る。
良率の関係を示した図表である。
ある。
のブリスターの例を示した金属組織の顕微鏡写真(10
0倍)である。
で示した金属組織の顕微鏡写真である。
Claims (3)
- 【請求項1】 wt%で、C:0.0005〜0.003%、 Mn:0.10〜2.2%、 Si:0.6%以下、 P:0.07
%以下、 S:0.025%以下、 sol.Al:0.02〜0.06%、 N:0.0035%以下、 O:0.003%以下、 Ti:(48/14)N+(48/32)S+4×(48
/12)C以下 を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、次式
の関係を満足することを特徴とする耐ブリスター性に優
れた冷延鋼板および表面処理鋼板。 min 〔Ti,(48/14)N+(48/32)S〕≧0.
002t2 +0.003 但し、tは板厚(mm)、min 〔Ti,(48/14)N+
(48/32)S〕はTiと(48/14)N+(48/
32)Sとの小さい方を意味する。 - 【請求項2】 Nb :0.003〜0.03%、 B:0.00
03〜0.0015%の何れか1種または2種をも含有す
ることを特徴とした請求項1に記載の耐ブリスター性に
優れた冷延鋼板および表面処理鋼板。 - 【請求項3】 請求項1または請求項2に記載の化学組
成を有する冷間圧延鋼板を連続焼鈍あるいは連続溶融亜
鉛めっきを施すに当たり、室温から650℃〜720℃
の所定温度まで20℃/秒以上、その後再結晶温度以上
の均熱温度までを1〜5℃/秒の昇温速度で加熱するこ
とを特徴とする耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および
溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18864193A JP2936963B2 (ja) | 1992-07-08 | 1993-07-02 | 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20316892 | 1992-07-08 | ||
JP4-203168 | 1992-07-08 | ||
JP18864193A JP2936963B2 (ja) | 1992-07-08 | 1993-07-02 | 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH06172923A true JPH06172923A (ja) | 1994-06-21 |
JP2936963B2 JP2936963B2 (ja) | 1999-08-23 |
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ID=26505053
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18864193A Expired - Fee Related JP2936963B2 (ja) | 1992-07-08 | 1993-07-02 | 耐ブリスター性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2936963B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH1060591A (ja) * | 1996-08-12 | 1998-03-03 | Nkk Corp | 腰折れしわ状表面欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2002266062A (ja) * | 2001-03-08 | 2002-09-18 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
1993
- 1993-07-02 JP JP18864193A patent/JP2936963B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH1060591A (ja) * | 1996-08-12 | 1998-03-03 | Nkk Corp | 腰折れしわ状表面欠陥のない加工用溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2002266062A (ja) * | 2001-03-08 | 2002-09-18 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP4543566B2 (ja) * | 2001-03-08 | 2010-09-15 | Jfeスチール株式会社 | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP2936963B2 (ja) | 1999-08-23 |
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