JPH09310148A - 高強度冷延鋼板 - Google Patents
高強度冷延鋼板Info
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- JPH09310148A JPH09310148A JP12459696A JP12459696A JPH09310148A JP H09310148 A JPH09310148 A JP H09310148A JP 12459696 A JP12459696 A JP 12459696A JP 12459696 A JP12459696 A JP 12459696A JP H09310148 A JPH09310148 A JP H09310148A
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Abstract
めっき時の「不めっき」やめっき後の合金化処理時の
「合金化むら」、加えて化成処理、クロメート処理の
「はじき」や「むら」を生じさせることなく、溶融めっ
き性、電気めっき性、めっき後の合金化処理性、化成処
理性、クロメート処理性に優れた高強度冷延鋼板を提供
することを目的としている。 【解決手段】Siを0.1wt%以上3.0wt%以下
含有する高強度冷延鋼板表層の結晶粒界及び/又は結晶
粒内に、上記溶融めっき性等の改良に有効な酸化物を有
することを特徴とする高強度冷延鋼板である。
Description
関し、特に、自動車車体などに用いられ、且つ必要に応
じて溶融めっき、電気めっき、めっき後の合金化処理、
化成処理、クロメート処理などが施される高強度冷延鋼
板に係わる。
車体の軽量化が叫ばれている。そして、この車体軽量化
の有効な手段の一つとして板厚を薄くする方法がある
が、この方法を用いる場合には、安全性確保の面から板
厚を薄くした分に見合うよう板自体の強度を高める必要
がある。そこで、従来は、鋼中にSi、Mn、Cr、P
等の所謂固溶強化元素を複合添加したり、あるいはC、
Mnを主に添加して、鋼板の高強度化が図られている。
れた材質を確保するため、製造過程において、冷間圧延
後800℃以上の高温で焼鈍される。また、耐食性を付
与するため、上記焼鈍後に、めっきや化成処理などが施
されることがある。その焼鈍は、通常、N2 −H2 の雰
囲気下で行うが、この雰囲気はFeに関しては還元性雰
囲気であるが、Si、Mn、Cr、Pなどに関しては酸
化性の雰囲気であり、これら元素は、選択的に酸化され
て酸化物となり鋼板表面に濃化する。そして、この鋼板
に例えば溶融亜鉛めっきを施した場合、上記酸化物が溶
融亜鉛と鋼板との濡れ性を低下させ、鋼板表面で所謂
「不めっき」現象をしばしば引き起こす。さらに、焼鈍
後に脱脂や酸洗を施しても、これら酸化物は鋼板から完
全には除去できないので、電気めっきや化成処理などを
施すに際しては、「不めっき」現象や化成処理液の「は
じき」などを引起こすことが多い。つまり、めっき性、
化成処理性などに優れた高強度冷延鋼板は、得がたいも
のであった。
善のため、特公昭61−9386号公報は、溶融めっき
に先立って鋼板の表面にNiによる下地めっきを施す方
法を提案した。しかしながら、この方法では、Siを
0.1wt%以上3.0wt%以下含有する鋼板、もし
くはCを0.03〜0.10wt%、Siを0.001
〜0.10wt%未満、Mnを0.5〜2.0wt%、
Pを0.01〜0.10wt%、Moを0.50wt%
以下をそれぞれ含有する鋼板を対象とした場合、付着量
が10g/m2 以上のNiめっきを施すことが必要にな
り、製造コストの大幅上昇を招いた。そして、このよう
な大量のNiめっきを施すと、溶融亜鉛めっきと鋼板と
の濡れ性は確かに改善されるが、合金化過程においてめ
っき表面にSi、Niに起因する欠陥が多発するという
別の問題が生じた。
上記Niめっきに代え、鋼板の表面にFeの下地めっき
を施す方法を開示した。しかしながら、この方法では、
Si添加鋼の「不めっき」を防止することはできたが、
そのために5g/min2 以上のFeをめっきする必要
があり、Niの場合と同様極めて不経済であった。さら
に、特開昭55−122865号公報や特開平4−25
4531号公報は、冷延後にあらかじめ鋼板を酸化して
表層に鉄酸化膜を形成させ、その後還元焼鈍することに
よって、合金元素の酸化物被膜の形成を抑制してから所
望のめっきを施す方法を開示した。しかしながら、この
方法は、還元焼鈍でめっき前に残存する鉄酸化膜の厚み
を一定値以下に制御する方法であるため、還元焼鈍で還
元されすぎてしまい、合金元素が表面に濃化してかえっ
てめっき性が不良となる問題、つまり酸化膜と還元量の
バランスが崩れるという問題があった。加えて、この過
還元を防ぐには、鉄酸化物の膨大量が必要になるため、
圧延時にロールなどによって鉄酸化物皮膜が剥離してし
まい、その後の還元焼鈍時に合金元素の選択酸化が起っ
てめっき性が阻害されたり、剥離した鉄酸化物の皮膜が
焼鈍炉内に散乱して、操業に悪影響を及ぼすという問題
もあった。
る特性に、塗装前処理、すなわち化成処理性がある。こ
の化成処理性が良好でないと、その後の焼付け塗装がう
まくいかないという問題がある。しかしながら、鋼板の
高強度化を目的に、前記したようにC、Si、Mn、P
等の強化成分を多量に含有させると、前述した表面での
酸化物発生により化成処理性が著しく低下する。また、
その他の用途、主として家電用鋼板として用いられる場
合には、クロメート処理が施されることがある。しかし
ながら、この場合も、化成処理性の場合と同様に、鋼板
の高強度化を目的にC、Si、Mn、P等の強化成分を
多量に含有しているので、クロメート処理性が巧くいか
ないという問題があった。
して現在魅力のある高強度鋼板であっても、これを溶融
めっき、電気めっき、化成処理、クロメート処理などを
施した後に耐食性の良好な表面処理鋼板として使用する
ためには、まだまだ改良の余地が残されているのが実状
である。
を鑑み、鋼板の母材に工夫をこらして、溶融めっき時の
「不めっき」やめっき後の合金化処理時の「合金化む
ら」、加えて化成処理、クロメート処理の「はじき」や
「むら」を生じさせることなく、溶融めっき性、電気め
っき性、めっき後の合金化処理性、化成処理性、クロメ
ート処理性に優れた高強度冷延鋼板を提供することを目
的としている。
Mn等の固溶強化元素が複合添加されている高強度冷延
鋼板に、各種表面処理、例えばめっき、化成処理、クロ
メート処理などを施すと、これら元素が表面に濃化して
皮膜を形成し、溶融亜鉛や化成処理液と鋼板との濡れ性
を阻害するため「不めっき」が発生する。また、表面濃
化量とめっき性、合金化速度には相関があり、表面濃化
量の少ない方がめっき性が良くなるし、合金化速度は速
くなることは、既に知られている。
めの鋼板の表層構造の詳細な検討を鋭意行った。その結
果、ある特定した成分を含有する高強度冷延鋼板表層の
結晶粒界、あるいは粒内、あるいは結晶粒界及び粒内
に、予めSiO2 ,MnO,FeSiO3,Fe2 Si
O4 ,MnSiO3 ,Mn2 SiO4 ,P2 O5 等の酸
化物を生成させておくと、該高強度鋼板の溶融めっき
性、電気めっき性、めっき後の合金化処理性、化成処理
性、クロメート処理性を飛躍的に向上させることを見い
だし、本発明を完成させた。
以上3.0wt%以下含有する高強度冷延鋼板表層の結
晶粒界及び/又は結晶粒内に、めっき性、めっき後の合
金化処理性、化成処理性及びクロメート処理性の改良に
有効な酸化物を有することを特徴とする高強度冷延鋼板
である。また、本発明は、鋼板の組成元素として、 C:0.03〜0.10wt% Si:0.001〜0.10wt%未満 Mn:0.5〜2.0wt% P:0.01〜0.10wt% Mo:0.50wt%以下 を含有する高強度冷延鋼板表層の結晶粒界及び/又は結
晶粒内にめっき性,めっき後の合金化処理性、化成処理
性及びクロメート処理性の改良に有効な酸化物を有する
ことを特徴とする高強度冷延鋼板である。
2 ,MnO,FeSiO3 ,Fe2 SiO4 ,MnSi
O3 ,Mn2 SiO4 及びP2 O5 から選ばれた1種以
上であったり、あるいは上記酸化物が、鋼板表層から
0.1〜100μmの深さまでに分布していることを特
徴とする高強度冷延鋼板でもある。かかる本発明によれ
ば、溶融めっき時の「不めっき」やめっき後の合金化処
理時の「合金化むら」、加えて化成処理、クロメート処
理の「はじき」や「むら」を生じさせることなく、溶融
めっき性、電気めっき性、めっき後の合金化処理性、化
成処理性、クロメート処理性に優れた高強度冷延鋼板を
製造できるようになる。
する。本発明に係る高強度冷延鋼板の表層内の結晶粒
界、あるいは粒内、あるいは結晶粒界及び粒内に存在す
る酸化物は、該鋼板を冷間圧延する前段階の熱間圧延時
に生成させておく。特に、熱延後のコイル巻取温度が高
く、その後の冷却速度が遅い場合に、それら酸化物が成
長する。粒界に形成された酸化物の様子を図1に示す
が、所謂黒皮の直下にそれが観察される。この酸化物を
EPMAで分析した結果を図2に示す。図2より、S
i、Mn、P、Oのピークが見られることから、これら
元素の酸化物が生成していることがわかる。また、熱延
鋼板の表層のレプリカを取りTEM(透過型電子顕微
鏡)により観察した結果を図3に示す。図3より、粒界
だけでなく、表層の結晶粒内にも析出物が確認される。
これをEDXにより元素の成分分析した結果を表1に示
す。表1より、粒界については、Fe、Mn、Siな
ど、粒内については、Mn、Siなどが確認できる。ま
た、レプリカにより剥離可能であること及びこれらの元
素の鋼中における存在形態を鑑みるに、これらの元素は
酸化物を形成しているものと考えられる。
化物は、熱間圧延段階で形成した黒皮直下の酸化物が、
その後の酸洗、冷延、焼鈍などの工程を経ても残存する
ものである。図5には、冷延及び焼鈍後の本発明に係る
鋼板をグロー放電(GDS)による発光分析法で、表層
から10μm程度の深さまで元素分析した結果を示す。
それによれば、表層からの深さ0.5〜3μm程度にみ
えるSi、Mn、Pのピークが上記の酸化物に相当す
る。
nなどは選択酸化されて表面濃化するが、本発明に係る
高強度冷延鋼板では、これら元素が鋼板表面近傍のバル
クから表面へ移動しにくくなり、逆に酸素の内部への移
動が促進されるため、内部酸化層が生成し、再表面での
表面濃化が抑制される。言い換えると、表層酸化物層に
より、金属元素の外方向拡散(表面濃化)から酸素の内
方向拡散(内部酸化)に変化する。そのため、鋼板表面
にはめっき密着性や化成処理性を悪くするSi、Mnな
どの酸化物皮膜が存在せず、該鋼板の性能は良好とな
る。従って、本発明によれば、Si、Mn等の合金元素
が複合添加されている高強度鋼板の各種表面処理性、具
体的には溶融めっき性、電気めっき性、めっき後の合金
化処理性、化成処理性、クロメート処理などが飛躍的に
向上するのである。
ば、鋼中にSiを0.1wt%以上3.0wt%以下含
有する、もしくはCを0.03〜0.10wt%、Si
を0.001〜0.10wt%未満、Mnを0.5〜
2.0wt%、Pを0.01〜0.10wt%、Moを
0.50wt%以下、それぞれ含有するが、前記表層の
結晶粒界や粒内に酸化物を含まない高強度冷延鋼板を通
常プロセスで溶融めっきすると、めっき前の焼鈍過程で
鋼中のSiやMnが鋼板表面の加熱によって選択的に酸
化され、SiやMnの酸化物が鋼板表面に形成する。こ
のSiやMnの酸化物は還元焼鈍でも還元されないの
で、鋼中のSi含有量の増加にともない該鋼板と溶融亜
鉛との濡れ性が急激に低下し、所謂「不めっき」が発生
する。
予め酸化物を形成させておくので、前記表面濃化が抑制
され、SiやMnの酸化物が鋼板表面に形成しない。そ
の効果は、Siを0.1wt%以上もしくはMnを0.
5wt%以上含有する場合が最も大きい。なお、本発明
に係る高強度冷延鋼板に適用できる溶融めっき方法とし
ては、溶融亜鉛めっきに限らず、溶融アルミニウムめっ
きや溶融アルミニウム−亜鉛めっきである5%アルミニ
ウム−亜鉛めっき(通称、ガルバリウムめっき)等であ
る。これは、SiやMnなどの酸化物の表面への濃化が
抑制されるため、亜鉛に限らずアルミニウムなどの溶融
金属と鋼板との濡れ性が改善されるためである。従っ
て、結局のところ高強度冷延鋼板の表層に予め酸化物を
生成せしめておくことで、SiやMnなどの酸化物の表
面への濃化が抑制されるため、SiやMnの添加物の多
い高強度鋼板でも金属種を問わず溶融めっき性が良好に
なるわけである。
気めっき、化成処理、クロメート処理を行っても、上記
と同様な理由で「不めっき」、「付着量むら」などを起
さない。この場合、Siを0.1wt%以上もしくはM
nを0.5wt%以上含有する鋼板であってもよい。さ
らに、本発明に係る高強度冷延鋼板は、処理対象が電気
亜鉛めっき、電気亜鉛−ニッケルめっき、電気亜鉛−鉄
めっきなどでも優れた性能を示す。これは、SiやMn
などの酸化物の表面への濃化が抑制されるため、鋼板表
面上の鉄と電気めっき浴中の金属イオンとの電析反応性
の低下が抑制されることにより「不めっき」、「めっき
むら」などが生じなくなるためである。化成処理、クロ
メート処理性が向上するのも同様の理由による。
で、表面濃化量と相関があるのはめっき性だけでなく、
合金化速度とも相関があり、表面濃化量の少ない方がめ
っき性がよくなるし、合金化速度は速くなることが確認
されている。従って、Si、Mn、Cr、Pなどの強化
元素が添加された高強度冷延鋼板の溶融めっき性、電気
めっき性、めっき後の合金化処理性、化成処理性、クロ
メート処理性を飛躍的に向上させるためには結局のとこ
ろSi、Mnなどの表面濃化を顕著に抑制することが最
も効果的かつ適切である。
限定理由を説明する。第1発明でSi量の下限を0.1
wt%,第2発明でMn量の下限を0.5wt%とした
のは、これより少ない範囲では本発明を適用しなくても
通常のラジアント・チューブ(RTH)型や無酸化炉
(NOF)型CGLを用いて良好な溶融亜鉛めっきが可
能だからである。また、電気めっき性についても同様
で、鋼板表層の酸化物は、Siの含有量が0.1wt%
未満である第1発明に係る鋼板、もしくはMnの含有量
が0.5wt%未満である第2発明の鋼板では、焼鈍後
の鋼板の脱脂、酸洗時に十分除去可能であるため、通常
のめっき槽を用いて基本的な硫酸浴、あるいは塩酸浴法
にて電気めっきが可能であるからである。さらに、化成
処理性やクロメート処理性についても同様で、特に従来
設備や従来法を変えなくても、同様に化成処理やクロメ
ート処理が可能であるからである。また、合金化反応に
ついても、特に合金化反応速度の低下は見られず、従来
と同様の合金化設備や合金化温度、合金化時間、加熱時
の昇温速度、冷却時の冷却速度などにて合金化が可能で
あることから、第1発明では、Si量を0.1wt%以
上、あるいは第2発明では、Mn量を0.5wt%以上
とする。
第2発明でMn量の上限を2.0wt%としたのは、S
i量が3.0wt%を超える、もしくはMn量が2.0
wt%を超えると、鋼板表面に酸化膜を形成し、めっき
浴や化成処理液、クロメート処理液との密着性を著しく
低下させるためである。第2の発明は、Siが0.1w
t%未満の場合でも、上述のようにMnを2.0〜0.
5wt%に限定することのみで、本願の特性を有する高
強度冷延鋼板を得るものであり、Siの下限値0.00
1wt%は不可避的な含有量である。
2.0wt%以下含有する高強度鋼板においても、鋼中
のCrが焼鈍過程において鋼板表面の加熱によって選択
的に酸化され、鋼板表面に拡散されるため、これらの酸
化物が濃化し、鋼板表面で皮膜を形成する。また、この
酸化物層は、酸洗によっても充分には除去されず、鋼板
と溶融亜鉛との濡れ性を著しく阻害し、鋼板に溶融亜鉛
が付着しない、所謂「不めっき」がしばしば起る。さら
に、電気めっきや化成処理、クロメート処理についても
同様で、「不めっき」や「はじき」、「付着量むら」が
起こる。しかしながら、本発明では、高強度鋼板の表層
の結晶粒界、あるいは粒内、あるいは結晶粒界及び粒内
に、酸化物を生成させると、Si、Mn、P、Crなど
の表面濃化が抑制され、これらの酸化物が鋼板表面に形
成しないため、これら「不めっき」や「はじき」、「付
着量むら」がおこらない。そのため、鋼中にCrを0.
1wt%以上2.0wt%以下含有する高強度冷延鋼板
に対しても、本発明は効果がある。
できること、Bは、鋼の二次加工脆性に絶大な効果を有
することから、高強度鋼板には必須の元素である。これ
らは、焼鈍過程において鋼板表面の加熱によって選択的
に酸化され、鋼板表層に拡散されるが、溶融亜鉛との濡
れ性を著しく阻害することはない。また、焼鈍後の脱脂
酸洗が充分でなく表層に残存したとしても「不めっき」
や「はじき」、「化成処理むら」などの原因にもなりに
くい。しかし、Pについては多量に含有すると、合金化
遅延を引き起こす恐れがあることから、0.10wt%
以下とするが、Bについては特に含有量の限定はしな
い。
を向上させる効果がある。そのため、本発明ではその含
有量を0.5wt%以下とする。一方、酸化物層の厚み
を0.1以上、100μm以下に限定したのは、0.1
μm以下であると、本発明に係る酸化物の生成量そのも
のが少ないため、表面濃化を抑制することができなくな
るからであり、100μm以上であると、酸化物は脆の
で、鋼板自身の機械的特性が低下する恐れがあるからで
ある。
する。表2に示す組成の高強度鋼板を熱間圧延後、酸洗
し冷間圧延を行った。その後、前記した各種表面処理を
施し、表3及び4に挙げたような表面処理鋼板を製造し
た。その条件は、1200から1250℃でスラブ加熱
を実施してから熱間圧延を行った後、860〜910℃
にて仕上圧延し、巻取温度450〜740℃でコイル状
に巻き取りを行った。ついで、該熱延鋼板の黒皮を酸洗
で除去し、その後、冷間圧延、還元焼鈍、各種表面処理
を施した。還元焼鈍は、表2の鋼種でNo.1が850
℃、No.2が880℃、No.3が840℃、No.
5が860℃、No.6が870℃、No.7が860
℃、No.8が850℃、No.9が870℃で行っ
た。また、表3及び4中で「厚み」とは、鋼板表層から
酸化物が分布する範囲の厚みを表す。なお、No.8
は、化学組成が第2発明に該当するもので、この場合結
晶粒界及び/又は粒内に生じるめっき性の改良に有効な
酸化物は、Si含有量が少ないことからMnO,P2 O
5 が主体となる。
はアルミ濃度を0.16%添加した浴で、めっき温度は
480℃とした。めっきや化成処理性など各種表面処理
方法を施した鋼板の外観性については、目視で観察した
上で良好か否か、「不めっき」発生があるか否か、「付
着量むら」があるか等を判断した。合金化処理温度につ
いては、430℃から600℃の温度範囲で種々変更し
た。合金化状態については、合金化後、目視で合金化む
ら、合金化遅延などが起っていないかどうか確認したう
えで評価した。なお、鋼板表層直下の酸化物の有無観察
は、断面研磨後1%ナイタール液によりエッチングして
行った。
結果を前記表3、表4及び表5に示す。本発明の請求範
囲外の場合(比較例)、「不めっき」や「付着量む
ら」、また酸化物層が150μmと厚い場合は鋼板自身
の機械的特性が劣化するなど、様々な不具合が発生し
た。しかし、本発明の請求範囲内の場合(実施例)、
「不めっき」、「付着量むら」はおろか、鋼板自身の機
械的特性の劣化などいかなる不具合も生じなかった。
層の結晶粒界、あるいは結晶粒内、あるいは結晶粒界及
び粒内に酸化物が生成せしめられている高強度冷延鋼板
は、Si、Mn、Crなどを含有していても、普通鋼と
同様に効率的に従来困難であった各種表面処理を施すこ
とが可能であり、高機能表面処理鋼板の製造に対し極め
て効果的である。
図である。
示す図である。
る断面を示す図である。
を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項1】 Siを0.1wt%以上3.0wt%以
下含有する高強度冷延鋼板表層の結晶粒界及び/又は結
晶粒内に、めっき性、めっき後の合金化処理性、化成処
理性及びクロメート処理性の改良に有効な酸化物を有す
ることを特徴とする高強度冷延鋼板。 - 【請求項2】 鋼板の組成元素として、 C:0.03〜0.10wt% Si:0.001〜0.10wt%未満 Mn:0.5〜2.0wt% P:0.01〜0.10wt% Mo:0.50wt%以下 を含有する高強度冷延鋼板表層の結晶粒界及び/又は結
晶粒内に、めっき性、めっき後の合金化処理性、化成処
理性及びクロメート処理性の改良に有効な酸化物を有す
ることを特徴とする高強度冷延鋼板。 - 【請求項3】 上記酸化物がSiO2 ,MnO,FeS
iO3 ,Fe2 SiO4 ,MnSiO3 ,Mn2 SiO
4 及びP2 O5 から選ばれた1種以上であることを特徴
とする請求項1又は2記載の高強度冷延鋼板。 - 【請求項4】 上記酸化物が、鋼板表層から0.1〜1
00μmの深さまでに分布していることを特徴とする請
求項1〜3いずれかに記載の高強度冷延鋼板。
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