WO2017051477A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2017051477A1
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植田 浩平
裕之 川田
貴幸 北澤
健志 安井
博之 伴
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新日鐵住金株式会社
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    • C23FNON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
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    • C23GCLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
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    • C25D3/12Electroplating: Baths therefor from solutions of nickel or cobalt
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    • C25DPROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/34Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
    • C25D5/36Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet that can obtain excellent chemical conversion properties.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet is formed in a large amount and at a low cost by press work in the same manner as a mild steel sheet and used as various members. For this reason, a high-strength cold-rolled steel sheet is also required to have high ductility and good workability.
  • high strength cold-rolled steel sheets are subjected to chemical conversion treatment such as zinc phosphate treatment for the purpose of improving corrosion resistance and coating film adhesion.
  • chemical conversion treatment for example, a zinc phosphate coating of about 2 g / m 2 to 3 g / m 2 is formed.
  • a Zr-based film may be formed by the chemical conversion treatment.
  • cationic electrodeposition coating is often performed on these coatings (chemical conversion treatment layers).
  • the chemical conversion treatment layer When cationic electrodeposition coating is applied, the surface of the chemical conversion treatment layer is exposed to strong alkalinity. For this reason, it is desired that the chemical conversion treatment layer has alkali resistance.
  • a parameter called P ratio is used as an index representing this alkali resistance.
  • the phosphate contained in the chemical conversion treatment layer include a phosphite composed of Zn—PO—O and a phosphophyllite composed of Zn—Fe—PO.
  • Phosphophyllite is a reaction product of Fe and zinc phosphate in the steel sheet. The P ratio is determined from the peak intensity of the X-ray diffractometer.
  • the P ratio is represented by “P / (P + H)”. Phosphophyllite exhibits better alkali resistance than hopite. For this reason, the higher the P ratio, the higher the alkali resistance.
  • Si and Mn contents In general, the higher the Si and Mn contents, the easier it is to obtain high ductility and good workability.
  • Si and Mn contained in steel are easily oxidized. For this reason, when trying to manufacture a high-strength cold-rolled steel sheet using steel containing a large amount of Si and Mn, Si and Mn are oxidized during the annealing process, and an oxide is formed on the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet. The The oxide formed on the surface deteriorates chemical conversion property and corrosion resistance.
  • the zinc phosphate coating is formed by crystallization of zinc phosphate, but when the chemical conversion treatment property is low, the zinc phosphate is difficult to adhere to the surface of the steel sheet, and a portion where the chemical conversion treatment layer is not formed may occur. is there. Moreover, the reaction between Fe and zinc phosphate in the steel sheet is inhibited by the oxide, making it difficult to produce phosphophyllite, and sufficient alkali resistance may not be obtained. As a result, the cationic electrodeposition coating cannot be appropriately performed after the chemical conversion treatment, and good corrosion resistance cannot be obtained.
  • Patent Documents 1 to 9 various proposals have been made for the purpose of improving chemical conversion properties, corrosion resistance, or both.
  • Patent Documents 1 to 9 it is difficult to sufficiently improve the chemical conversion processability, or even if the chemical conversion processability is improved, the corrosion resistance is reduced, and the tensile strength and fatigue strength are reduced accordingly.
  • JP 2004-323969 A JP 2009-221586 A JP 2010-47808 A JP 2010-53371 A JP 2012-122086 A JP 2008-121045 A JP 2005-307283 A JP 2010-90441 A JP-A-4-247849
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet capable of obtaining excellent chemical conversion treatment properties while avoiding deterioration of corrosion resistance and strength.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, the following matters were found.
  • A The oxide which exists in the surface of the steel plate containing many Si and Mn is a silica and manganese silicate.
  • B Manganese silicate can be easily removed with an acid that does not cause pitting corrosion on the steel sheet, but silica cannot be removed with an acid that does not cause pitting corrosion on the steel sheet.
  • C Silica remaining after pickling can be broadly classified into dense and porous.
  • D Dense silica has chemical conversion properties superior to those of manganese silicate and porous silica.
  • E Even if porous silica remains, by performing electrolytic plating of Ni, the porous silica is covered with Ni, and the chemical conversion property is improved.
  • the inventor of the present application has come up with the following aspects of the invention as a result of further intensive studies based on such knowledge.
  • FIG. 1 is a diagram showing a sample in which the degree of adhesion of zinc phosphate crystals is particularly good.
  • FIG. 2 is a diagram showing a sample having a good degree of adhesion of zinc phosphate crystals.
  • FIG. 3 is a diagram showing a sample with a poor degree of adhesion of zinc phosphate crystals.
  • the chemical composition of the steel plate used for the embodiment of the present invention and the steel used for the manufacture will be described. Although details will be described later, the steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling of steel, pickling after hot rolling, cold rolling, annealing, pickling after annealing, plating, and the like. Therefore, the chemical composition of the steel sheet and steel takes into account these treatments as well as the characteristics of the steel sheet.
  • “%”, which is a unit of the content of each element contained in the steel sheet means “mass%” unless otherwise specified.
  • the steel plate according to the present embodiment has C: 0.050% to 0.400%, Si: 0.10% to 2.50%, Mn: 1.20% to 3.50%, P: 0.100%.
  • Al 1.200% or less
  • N 0.0100% or less
  • Cr, Mo, Ni and Cu 0.00% to 1.20% in total
  • Nb 0.0100% or less
  • Cr, Mo, Ni and Cu 0.00% to 1.20% in total
  • Nb 0.0100% or less
  • Cr, Mo, Ni and Cu 0.00% to 1.20% in total
  • Nb 0.0100% or less
  • Cr, Mo, Ni and Cu 0.00% to 1.20% in total
  • Nb 0.0100% or less
  • Cr, Mo, Ni and Cu 0.00% to 1.20% in total
  • Nb 0.0100% or less
  • Cr, Mo, Ni and Cu 0.00% to 1.20% in total
  • Nb 0.0100% or less
  • Cr, Mo, Ni and Cu 0.00% to 1.20% in total
  • Nb 0.0100% or less
  • Ti and V 0.000% in total ⁇ 0.200%
  • B 0.0000% ⁇ 0.0075%
  • C 0.050% to 0.400%
  • C is an element that forms a hard structure such as martensite, tempered martensite, bainite, and retained austenite and improves the strength of the steel sheet. If the C content is less than 0.050%, the effect of this action cannot be sufficiently obtained. Therefore, the C content is 0.050% or more. In order to obtain higher strength, the C content is preferably 0.075% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.400%, sufficient weldability cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.400% or less.
  • Si 0.10% to 2.50%
  • Si is an element that improves strength while ensuring good workability. If the Si content is less than 0.10%, the effect of this action cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Si content is 0.10% or more. In order to obtain higher strength while ensuring good workability, the Si content is preferably 0.45% or more, more preferably 0.86% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 2.50%, the toughness decreases, and the workability deteriorates. Therefore, the Si content is 2.50% or less.
  • Mn 1.20% to 3.50%
  • Si is an element that improves strength while ensuring good workability. If the Mn content is less than 1.20%, the effect of this action cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Mn content is 1.20% or more. In order to obtain higher strength while ensuring good processability, the Mn content is preferably 1.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.50%, sufficient weldability cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 3.50% or less.
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of workability, weldability and fatigue properties, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.100%, the workability, weldability, and fatigue characteristics are significantly reduced. Therefore, the P content is 0.100% or less.
  • Al 1.200% or less
  • Al is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of workability, the lower the Al content, the better. Particularly when the Al content exceeds 1.200%, the workability is remarkably reduced. Therefore, the Al content is 1.200% or less.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of workability, the lower the N content, the better. Particularly when the N content exceeds 0.0100%, the workability is remarkably reduced. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • Cr, Mo, Ni and Cu contribute to further improving the strength of the steel sheet. Therefore, Cr, Mo, Ni or Cu or any combination thereof may be contained. However, if the total content of Cr, Mo, Ni, and Cu exceeds 1.20%, this effect is saturated and the cost is increased. In addition, if the total content of Cr, Mo, Ni and Cu exceeds 1.20%, slab cracking may occur during casting, and the steel sheet may not be manufactured. Therefore, the total content of Cr, Mo, Ni and Cu is 1.20% or less.
  • Nb, Ti and V contribute to the further improvement of the strength of the steel sheet. Therefore, Nb, Ti or V or any combination thereof may be contained. However, if the total content of Nb, Ti and V exceeds 0.200%, this effect is saturated and the cost is increased. Further, if the total content of Nb, Ti and V exceeds 0.200%, sufficient weldability may not be obtained. Therefore, the total content of Nb, Ti and V is 0.200% or less.
  • B (B: 0.0000% to 0.0075%) B contributes to further improving the strength of the steel sheet. Therefore, B may be contained. However, if the B content exceeds 0.0075%, this effect is saturated and the cost increases. On the other hand, if the B content exceeds 0.0075%, slab cracking may occur during casting, and the steel sheet may not be manufactured. Therefore, the B content is 0.0075% or less.
  • Ca, Mg, Ce, Hf, La, Zr, Sb and REM 0.0000% to 0.1000% in total
  • Ca, Mg, Ce, Hf, La, Zr, Sb and REM contribute to the improvement of the formability of the steel sheet. Therefore, Ca, Mg, Ce, Hf, La, Zr, Sb, REM, or any combination thereof may be contained. However, if the total content of Ca, Mg, Ce, Hf, La, Zr, Sb, and REM exceeds 0.1000%, this effect is saturated and the cost is increased. If the total content of Ca, Mg, Ce, Hf, La, Zr, Sb, and REM exceeds 0.1000%, slab cracking may occur during casting, and the steel sheet may not be manufactured. Therefore, the total content of Ca, Mg, Ce, Hf, La, Zr, Sb, and REM is 0.1000% or less.
  • REM refers to a total of 17 types of elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM means the total content of these 17 types of elements.
  • Lanthanoids are industrially added, for example, as misch metal.
  • the steel sheet according to this embodiment is manufactured through hot rolling of steel, pickling after hot rolling, cold rolling, annealing, pickling after annealing, electrolytic plating of Ni, and the like.
  • oxides are generated on the surface of the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling, and oxides are present on the surface of the annealed steel sheet obtained by annealing. This is because Si and Mn are easily oxidized, and thus Si and Mn are selectively oxidized near the surface of the cold-rolled steel sheet.
  • the oxides are silica and manganese silicate.
  • Manganese silicate is easily dissolved in an acid, so it can be easily removed with an acid that does not cause pitting corrosion, but silica cannot be removed with an acid that does not cause pitting corrosion on a cold-rolled steel sheet. Therefore, when pickling after annealing using such an acid, a part or all of manganese silicate is removed and silica remains.
  • Silica present after pickling after annealing can be broadly classified into dense and porous. When Ni is deposited on the annealed steel sheet by electrolytic plating in the presence of dense silica and porous silica, the porous silica is covered with Ni. Ni also adheres to a portion of the annealed steel plate where no silica exists, that is, the surface of the base material. Therefore, silica is present on the surface of the steel sheet according to the present embodiment, and Ni adheres to the surfaces of the silica and the base material.
  • Manganese silicate inhibits chemical conversion and is easily dissolved in an acidic atmosphere. Moreover, the barrier property with respect to the corrosion factor of manganese silicate is low. For this reason, when a large amount of manganese silicate is present on the surface of the steel sheet, good chemical conversion treatment properties cannot be obtained, and a chemical conversion treatment layer cannot be appropriately formed, so that good corrosion resistance cannot be obtained.
  • Silica can be broadly classified into dense and porous. Dense silica has good chemical conversion treatment properties and excellent barrier properties against corrosion factors. Although the barrier property against the corrosive factor of porous silica is lower than that of dense silica, good chemical conversion property can be obtained by attaching Ni to the porous silica by electrolytic plating.
  • High sensitivity reflection Fourier transform infrared spectroscopy according to (reflection absorption spectrometry RAS) method (Fourier transform-infrared spectroscopy: FT -IR) absorption peak appearing in the range of 1200 cm -1 ⁇ 1300 cm -1 in analysis for the presence of silica Show.
  • silica and manganese silicate are generated in annealing, and part or all of the manganese silicate is removed by pickling after annealing, but pitting corrosion is generated. Silica remains to suppress.
  • silica is present on the surface of the steel sheet, the surface exhibits an absorption peak in the range of wave number of 1200cm -1 ⁇ 1300cm -1.
  • the reflectance at the wave number indicating the absorption peak indicates how much silica is present. The lower the reflectance, the higher the infrared absorption factor and the greater the amount of silica present. And if this reflectance is less than 50%, silica exists excessively, porous silica is not fully covered with Ni, and favorable chemical conversion treatment property cannot be obtained. On the other hand, in order to make this reflectance more than 85%, it is necessary to reduce the amount of silica produced during annealing or to increase the amount of silica removed during pickling after annealing.
  • the surface of the steel sheet, 1200 cm -1 ⁇ 1300 cm reflectance in the range of wave number -1 85% to 50% by FT-IR analysis by RAS method, preferably the following absorption peaks 85% 60% Shall be shown.
  • FT-IR analysis by RAS method may be simply referred to as “FT-IR analysis”.
  • Absorption peak appearing in the range of wave number of 1000 cm -1 ⁇ 1100 cm -1 in FT-IR analysis shows the presence of a manganese silicate.
  • Manganese silicate lowers the chemical conversion property, so the smaller the better.
  • the surface of the steel sheet it is preferred that no absorption peak within a wavenumber of 1000 cm -1 ⁇ 1100 cm -1 in FT-IR analysis. Even if an absorption peak is shown in the range of wave numbers from 1000 cm ⁇ 1 to 1100 cm ⁇ 1 , the amount of manganese silicate is small and acceptable if the reflectance at the wave number showing the absorption peak is 85% or more.
  • the reflectance at a wave number showing an absorption peak appearing in the wave number range of 1000 cm ⁇ 1 to 1100 cm ⁇ 1 is less than 85%, manganese silicate is excessively present, and good chemical conversion treatment properties cannot be obtained. Since a chemical conversion treatment layer cannot be formed appropriately, good corrosion resistance cannot be obtained. Therefore, the surface of the steel sheet does not show an absorption peak in the wave number range of 1000 cm ⁇ 1 to 1100 cm ⁇ 1 in the FT-IR analysis, or has a reflectance of 85 in the wave number range of 1000 cm ⁇ 1 to 1100 cm ⁇ 1. % Absorption peak or more.
  • Ni adhering to the surface of the steel sheet according to the present embodiment covers the porous silica and improves the chemical conversion treatment. If the adhesion amount of Ni is less than 3 mg / m 2 , sufficient chemical conversion treatment properties cannot be obtained. Therefore, the adhesion amount of Ni is 3 mg / m 2 or more. In order to obtain more excellent chemical conversion property, the amount of Ni deposited is preferably 10 mg / m 2 or more, more preferably 40 mg / m 2 or more. On the other hand, when the adhesion amount of Ni exceeds 100 mg / m 2 , the noble Ni is excessive as compared with Fe which is the main component of the steel sheet, and sufficient corrosion resistance cannot be obtained.
  • the adhesion amount of Ni is 100 mg / m 2 or less. In order to obtain better corrosion resistance, the adhesion amount of Ni is preferably 50 mg / m 2 or less. It is not necessary for Ni to cover the entire porous silica, and it is not necessary to cover the entire portion of the base material exposed from the silica.
  • the adhesion amount of Ni can be measured using a fluorescent X-ray analyzer.
  • the X-ray intensity is measured in advance using a sample with a known amount of adhesion of Ni, a calibration curve indicating the relationship between the amount of adhesion of Ni and the X-ray intensity is created, and using this calibration curve, The adhesion amount of Ni can be specified from the X-ray intensity in the steel plate to be measured.
  • Hot rolling, pickling after hot rolling, and cold rolling can be performed under general conditions.
  • the annealing after the cold rolling is performed under conditions where silica and manganese silicate are generated on the surface of the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling and internal oxidation is unlikely to occur.
  • the reflectance at a wave number illustrating an absorption peak in FT-IR analysis of the surface of the steel sheet according to the embodiment appearing in the range of wave number of 1200cm -1 ⁇ 1300cm -1 Can be controlled.
  • the amount of silica produced by annealing can be controlled, for example, by adjusting the annealing temperature and atmosphere. The higher the annealing temperature, the more silica is produced.
  • the annealing atmosphere is preferably controlled by adjusting the oxygen potential in an N 2 atmosphere containing oxygen atoms (O).
  • the method for adjusting the amount of silica and the reflectance is not particularly limited.
  • the desired amount of silica is produced condition, that is, the reflectance at a wave number illustrating an absorption peak appearing in the range of wave number of 1200 cm -1 ⁇ 1300 cm -1 in FT-IR analysis 50% It is preferable to investigate in advance a condition of 85% or less, preferably 60% or more and 85% or less, and adopt this condition.
  • the reflectivity tends to be low when the H 2 concentration is 3% and the dew point is less than ⁇ 35 ° C. or more than ⁇ 20 ° C.
  • the degree of decarburization can be confirmed based on the thickness of the decarburized layer. For example, when the area fraction of the hard structure at 1/4 of the thickness of the steel sheet is S1, and the area fraction of the hard structure at the surface layer portion of the steel sheet is S2, the value of the ratio S2 / S1 is 0.40 or more.
  • the maximum depth of a certain part can be regarded as the thickness of the decarburized layer.
  • the thickness of the decarburized layer is preferably 3 ⁇ m or less.
  • a hard structure here means the structure
  • H 2 O ⁇ ⁇ H 2 +1/2 (O 2 ) the higher the O 2 concentration in the annealing furnace, the higher the H 2 O concentration, or the H 2 concentration The lower, the higher the oxygen potential in the annealing furnace.
  • the H 2 O concentration may be expressed in terms of water vapor concentration or dew point.
  • part or all of the manganese silicate produced by annealing is removed by pickling after annealing.
  • the reflectivity at wave number can be controlled.
  • the amount of remaining manganese silicate can be controlled, for example, by adjusting the conditions of pickling after annealing. The higher the acid concentration, the higher the acid temperature, and the longer the time the annealed steel sheet is in contact with the acid, the less manganese silicate.
  • the surface of the annealed steel sheet is kept wet with hydrochloric acid having a concentration of 3.0 mass% to 6.0 mass% and a temperature of 50 ° C. to 60 ° C. for 3 seconds to 10 seconds.
  • the state wetted with hydrochloric acid can be obtained by immersing the annealed steel sheet in hydrochloric acid, and can also be obtained by spraying hydrochloric acid on the annealed steel sheet. If the concentration of hydrochloric acid is less than 3.0% by mass, manganese silicate is difficult to dissolve. Therefore, the concentration of hydrochloric acid is preferably 3.0% by mass or more.
  • the concentration of hydrochloric acid exceeds 6.0% by mass, fine pitting corrosion may occur on the surface of the annealed steel sheet. Therefore, the concentration of hydrochloric acid is preferably 6.0% by mass or less. If the temperature of hydrochloric acid is less than 50 ° C., manganese silicate is difficult to dissolve. Therefore, the temperature of hydrochloric acid is preferably 50 ° C. or higher. When the temperature of hydrochloric acid exceeds 60 ° C., fine pitting corrosion may occur on the surface of the annealed steel sheet. Therefore, the temperature of hydrochloric acid is preferably 60 ° C. or lower. If the wet time with hydrochloric acid is less than 3 seconds, manganese silicate is difficult to dissolve.
  • this time is preferably 3 seconds or more. If this time exceeds 10 seconds, fine pitting corrosion may occur on the surface of the annealed steel sheet. Therefore, this time is 10 seconds or less.
  • the post-anneal pickling is preferably performed under conditions that can remove manganese silicate generated by annealing and prevent pitting corrosion on the annealed steel sheet, and is not limited to the above example. Even if pitting corrosion occurs, the number of pitting corrosion having a depth of 1 ⁇ m or more may be 5 or less in a visual field having an arbitrary cross-sectional width of 100 ⁇ m.
  • the acid used for pickling after annealing is not limited to hydrochloric acid.
  • the method for adjusting the amount of manganese silicate and the reflectance is not particularly limited.
  • the type of acid including, pitting hardly occurs in annealed steel sheet, the condition where the amount of manganese silicate is within the desired range, 1000cm -1 ⁇ 1100cm -1 in clogging the FT-IR analysis Even if an absorption peak does not appear or appears within the range of the wave number, it is preferable to investigate in advance a condition that the reflectance at the wave number showing the absorption peak is 85% or more and adopt this condition.
  • Ni is adhered to the surface of the annealed steel sheet by electrolytic plating.
  • porous silica is covered with Ni.
  • a general treatment liquid such as a nickel sulfate aqueous solution, a nickel chloride aqueous solution, or a nickel carbonate aqueous solution can be used.
  • the adhesion amount of Ni can be adjusted, for example, by changing the concentration of the treatment liquid and the current density at the time of electrolytic plating. As described above, Ni does not need to cover the entire porous silica, and it is not necessary to cover the entire portion of the base material exposed from the silica.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • the use of the steel sheet according to the embodiment of the present invention is not particularly limited.
  • it is preferably used after being formed by press working or the like and then subjected to chemical conversion treatment such as zinc phosphate treatment.
  • chemical conversion treatment such as zinc phosphate treatment.
  • the electrodeposition coating is applied on the chemical conversion treatment layer formed by chemical conversion treatment.
  • the cold-rolled steel sheet was annealed by a continuous annealing apparatus under the condition that the maximum temperature reached 820 ° C. to obtain an annealed steel sheet.
  • the gas atmosphere in the annealing furnace was an N 2 atmosphere containing H 2 and water vapor (H 2 O).
  • Table 2 shows the H 2 concentration during annealing.
  • the amount of water vapor was controlled by the dew point in the furnace shown in Table 2.
  • the annealed steel sheet was pickled after annealing.
  • three conditions shown in Table 2 were adopted. Under one condition (weak pickling), hydrochloric acid having a concentration of 5% by mass and a temperature of 60 ° C. was sprayed on the annealed steel sheet for 6 seconds, and then washed with water. In another one condition (first strong pickling), hydrochloric acid having a concentration of 10% by mass and a temperature of 90 ° C. was sprayed on the annealed steel sheet for 20 seconds, and then washed with water. In another condition (second strong pickling), the annealed steel sheet was immersed in hydrochloric acid having a concentration of 2 mass% and a temperature of 70 ° C. for 2 seconds, and then washed with water.
  • Ni was adhered to the surface of the annealed steel sheet by electrolytic plating.
  • an aqueous nickel sulfate solution adjusted to have a Ni concentration of 2 g / L was used for the plating bath.
  • the bath temperature is 40 ° C.
  • the amount of deposited Ni was adjusted by changing the voltage.
  • the amount of adhered Ni was measured using a fluorescent X-ray analyzer. Table 2 shows the adhesion amount of Ni.
  • the reflectance at a wave number indicating an absorption peak in the range of wave number of 1200cm -1 ⁇ 1300cm -1 reflects the amount of silica, absorption in the range of wave number of 1000cm -1 ⁇ 1100cm -1
  • the reflectance at the wave number showing the peak reflects the amount of manganese silicate.
  • the underline in Table 2 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the thickness of the decarburized layer of each steel plate was investigated.
  • the area fraction S1 of the hard structure at 1/4 of the thickness of the steel sheet and the area fraction S2 of the hard structure at the surface layer portion were measured, and these ratios S2 / S1 were defined as the thickness of the decarburized layer.
  • a cross section of the plate thickness parallel to the rolling direction of the steel sheet is used as an observation surface, and the observation surface is polished and nital etched to obtain a field emission scanning electron microscope (FE-). SEM) was observed at a magnification of 500 to 3000 times.
  • FE- field emission scanning electron microscope
  • the tensile strength, chemical conversion property, and post-coating corrosion resistance of each steel plate were also evaluated.
  • a 70 mm ⁇ 150 mm test piece was cut out from the steel sheet, and the test piece was degreased and subjected to chemical conversion treatment.
  • the sample was sprayed with an aqueous solution of a degreasing agent having a concentration of 18 g / L at 40 ° C. for 120 seconds and washed with water.
  • a degreasing agent a fine cleaner E2083 manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd. was used.
  • the test specimen is immersed in an aqueous solution of a surface treatment agent having a concentration of 0.5 g / L for 60 seconds at room temperature, immersed in a zinc phosphate treatment agent for 120 seconds, washed with water, and dried to form a chemical conversion treatment film. Formed.
  • a surface treatment agent Preparen XG manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd. was used, and as the zinc phosphate treatment agent, Palbond L3065 manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd. was used.
  • the upper part, the central part, and the lower part of the test piece were observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM) to determine the degree of adhesion of zinc phosphate crystals. Observed. Then, the case where the ratio of the region where the zinc phosphate film was not formed was evaluated as “ ⁇ ” when the ratio was less than 5 area%, “ ⁇ ” when the ratio was 5 area% or more and less than 20 area%, and “X” when the ratio was 20 area% or more. The results are shown in Table 3.
  • the SEM photograph of the sample evaluated as ⁇ is shown in FIG. 1
  • the SEM photograph of the sample evaluated as ⁇ is shown in FIG. 2
  • the SEM photograph of the sample evaluated as ⁇ is shown in FIG. 3.
  • the adhesion amount of the chemical conversion film using fluorescent X-rays was also measured.
  • a calibration curve prepared in advance using a steel plate with a known amount of zinc phosphate conversion coating was used. The lower the amount of the chemical conversion coating, the lower the chemical conversion processability, and the better the chemical conversion processability if it is an adhesion amount of 2 g / m 2 or more.
  • a chemical conversion treatment film was formed on the steel sheet in the same manner as the evaluation of the chemical conversion treatment property, and an electrodeposition paint was applied thereon.
  • the electrodeposition paint Nihon Paint Co. Powernics was used.
  • a voltage was applied while the test piece was immersed in an electrodeposition paint having a temperature of 30 ° C., and the energization time was adjusted so that the thickness of the coating film was 20 ⁇ m in terms of dry film thickness at a voltage of 150V.
  • the energization time was about 3 minutes.
  • the film thickness was measured using an electromagnetic film thickness meter.
  • Test numbers 1, 3, 6-8, 10-14, 16-18, 21, 23, 27-29, 32, 34, 38-40, 43-45 and 49-51 are within the scope of the present invention. Therefore, excellent chemical conversion property and corrosion resistance after coating were obtained.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel sheets suitable for automobile bodies and parts.

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Abstract

鋼板は所定の化学組成を有し、表面が、高感度反射法によるフーリエ変換型赤外分光分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に反射率が50%以上85%以下の吸収ピークを示し、かつ、1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に吸収ピークを示さないか、又は1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に反射率が85%以上の吸収ピークを示し、前記表面に3mg/m~100mg/mのNiが付着している。

Description

鋼板
 本発明は、優れた化成処理性が得られる鋼板に関する。
 近年、低燃費化やCOの排出量の削減を目的とした車体の軽量化及び衝突安全性の向上を目的として、自動車分野では、車体や部品に高強度冷延鋼板を使用する要求が高まっている。
 高強度冷延鋼板は、軟鋼板と同様にプレス加工によって大量かつ安価に成形され、各種部材として供される。このため、高強度冷延鋼板には、高い延性及び良好な加工性も求められる。更に、一般に、高強度冷延鋼板には、耐食性や塗膜密着性の向上を目的に、りん酸亜鉛処理等の化成処理が施される。化成処理では、例えば2g/m~3g/m程度のりん酸亜鉛被膜が形成される。化成処理でZr系の被膜が形成されることもある。また、これら被膜(化成処理層)の上にカチオン電着塗装が施される場合が多い。カチオン電着塗装が施される場合、化成処理層の表面は強アルカリ性に晒される。このため、化成処理層は耐アルカリ性を有することが望まれる。この耐アルカリ性を表す指標として、P比とよばれるパラメータが利用される。化成処理層に含まれるりん酸塩としては、Zn-P-Oからなるホパイト及びZn-Fe-P-Oからなるフォスフォフィライトが挙げられる。フォスフォフィライトは鋼板中のFeとりん酸亜鉛との反応生成物である。P比はX線回折装置のピーク強度から求められる。ホパイトのピーク強度は回折角2θ=14.55°に現れ、フォスフォフィライトのピーク強度は回折角2θ=14.88°に現れる。14.55°でのX線ピーク強度をH、14.88°でのX線ピーク強度をPとしたとき、P比は「P/(P+H)」で表される。フォスフォフィライトはホパイトよりも優れた耐アルカリ性を呈する。このため、P比が高いほど高い耐アルカリ性が得られる。
 一般に、Si及びMnの含有量が高いほど、高い延性及び良好な加工性を得やすい。しかしながら、鋼に含まれるSi及びMnは酸化しやすい。このため、Si及びMnを多く含む鋼を用いて高強度冷延鋼板を製造しようとすると、その過程の焼鈍中にSi及びMnが酸化し、高強度冷延鋼板の表面に酸化物が形成される。表面に形成された酸化物は化成処理性及び耐食性を低下させる。
 従って、高い延性及び良好な加工性を得ようとSi及びMnの含有量を高めると、良好な化成処理性及び耐食性を得ることが困難である。例えば、りん酸亜鉛被膜はりん酸亜鉛の結晶化により形成されるが、化成処理性が低い場合は、りん酸亜鉛が鋼板の表面に付着しにくく、化成処理層が形成されない部分が生じることがある。また、酸化物により鋼板中のFeとりん酸亜鉛との反応が阻害されてフォスフォフィライトが生成しにくくなり、十分な耐アルカリ性が得られないこともある。これらの結果、化成処理の後にカチオン電着塗装を適切に行うことができず、良好な耐食性が得られなくなる。
 従来、化成処理性若しくは耐食性又はこれらの両方の向上を目的とした種々の提案がされている(特許文献1~9)。しかしながら、従来の技術では、十分に化成処理性を向上することが困難であるか、化成処理性が向上しても、それに付随して、耐食性が低下したり、引張強度や疲労強度が低下したりする。
特開2004-323969号公報 特開2009-221586号公報 特開2010-47808号公報 特開2010-53371号公報 特開2012-122086号公報 特開2008-121045号公報 特開2005-307283号公報 特開2010-90441号公報 特開平4-247849号公報
 本発明は、耐食性の低下及び強度の低下を回避しながら、優れた化成処理性を得ることができる鋼板を提供することを目的とする。
 本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、以下の事項が判明した。
 (a) Si及びMnを多く含む鋼板の表面に存在する酸化物はシリカ及びマンガンシリケートである。
 (b) マンガンシリケートは鋼板に孔食が発生しない程度の酸で容易に除去できるが、シリカは鋼板に孔食が発生しない程度の酸では除去できない。
 (c) 酸洗後に残存するシリカは緻密なものとポーラスなものとに大別できる。
 (d) 緻密なシリカはマンガンシリケート及びポーラスなシリカよりも優れた化成処理性を有する。
 (e) ポーラスなシリカが残存していても、Niの電解めっきを行うことでポーラスなシリカがNiで覆われて化成処理性が向上する。
 本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
 (1)
 質量%で、
 C:0.050%~0.400%、
 Si:0.10%~2.50%、
 Mn:1.20%~3.50%、
 P:0.100%以下、
 Al:1.200%以下、
 N:0.0100%以下、
 Cr、Mo、Ni及びCu:合計で0.00%~1.20%、
 Nb、Ti及びV:合計で0.000%~0.200%、
 B:0.0000%~0.0075%、
 Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb及びREM:合計で0.0000%~0.1000%、及び
 残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
 表面が、
  高感度反射法によるフーリエ変換型赤外分光分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に反射率が50%以上85%以下の吸収ピークを示し、かつ、
  1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に吸収ピークを示さないか、又は1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に反射率が85%以上の吸収ピークを示し、
 前記表面に3mg/m~100mg/mのNiが付着していることを特徴とする鋼板。
 (2)
 前記表面が、高感度反射法によるフーリエ変換型赤外分光分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に反射率が60%以上85%以下の吸収ピークを示すことを特徴とする(1)に記載の鋼板。
 本発明によれば、耐食性の低下及び強度の低下が生じるような処理を行わずとも、優れた化成処理性を得ることができる。
図1は、りん酸亜鉛の結晶の付着度合いが特に良好な試料を示す図である。 図2は、りん酸亜鉛の結晶の付着度合いが良好な試料を示す図である。 図3は、りん酸亜鉛の結晶の付着度合いが不良の試料を示す図である。
 以下、本発明の実施形態について説明する。
 先ず、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いる鋼の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る鋼板は、鋼の熱間圧延、熱延後酸洗、冷間圧延、焼鈍、焼鈍後酸洗及びめっき等を経て製造される。従って、鋼板及び鋼の化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、C:0.050%~0.400%、Si:0.10%~2.50%、Mn:1.20%~3.50%、P:0.100%以下、Al:1.200%以下、N:0.0100%以下、Cr、Mo、Ni及びCu:合計で0.00%~1.20%、Nb、Ti及びV:合計で0.000%~0.200%、B:0.0000%~0.0075%、Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb及び希土類金属(rare earth metal:REM):合計で0.0000%~0.1000%、残部:Fe及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
 (C:0.050%~0.400%)
 Cは、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト等の硬質組織を形成し、鋼板の強度を向上させる元素である。C含有量が0.050%未満では、この作用による効果が十分に得られない。従って、C含有量は0.050%以上である。より高い強度を得るために、C含有量は好ましくは0.075%以上である。一方、C含有量が0.400%超では、十分な溶接性が得られない。従って、C含有量は0.400%以下である。
 (Si:0.10%~2.50%)
 Siは、良好な加工性を確保しながら強度を向上させる元素である。Si含有量が0.10%未満では、この作用による効果が十分に得られない。従って、Si含有量は0.10%以上である。良好な加工性を確保しながらより高い強度を得るために、Si含有量は好ましくは0.45%以上であり、より好ましくは0.86%以上である。一方、Si含有量が2.50%超では、靱性が低下し、却って加工性が劣化する。従って、Si含有量は2.50%以下である。
 (Mn:1.20%~3.50%)
 Mnは、Siと同様に、良好な加工性を確保しながら強度を向上させる元素である。Mn含有量が1.20%未満では、この作用による効果が十分に得られない。従って、Mn含有量は1.20%以上である。良好な加工性を確保しながらより高い強度を得るために、Mn含有量は好ましくは1.50%以上である。一方、Mn含有量が3.50%超では、十分な溶接性が得らえない。従って、Mn含有量は3.50%以下である。
 (P:0.100%以下)
 Pは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。加工性、溶接性及び疲労特性の観点から、P含有量は低ければ低いほどよい。特にP含有量が0.100%超で、加工性、溶接性及び疲労特性の低下が著しい。従って、P含有量は0.100%以下とする。
 (Al:1.200%以下)
 Alは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。加工性の観点から、Al含有量は低ければ低いほどよい。特にAl含有量が1.200%超で、加工性の低下が著しい。従って、Al含有量は1.200%以下とする。
 (N:0.0100%以下)
 Nは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。加工性の観点から、N含有量は低ければ低いほどよい。特にN含有量が0.0100%超で、加工性の低下が著しい。従って、N含有量は0.0100%以下とする。
 (Cr、Mo、Ni及びCu:合計で0.00%~1.20%)
 Cr、Mo、Ni及びCuは、鋼板の強度の更なる向上に寄与する。従って、Cr、Mo、Ni若しくはCu又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。但し、Cr、Mo、Ni及びCuの含有量が合計で1.20%超では、この効果が飽和して徒にコストが高くなる。また、Cr、Mo、Ni及びCuの含有量が合計で1.20%超では、鋳造の際に鋳片割れが発生し、鋼板に製造できないことがある。従って、Cr、Mo、Ni及びCuの含有量は合計で1.20%以下である。
 (Nb、Ti及びV:合計で0.000%~0.200%)
 Nb、Ti及びVは、鋼板の強度の更なる向上に寄与する。従って、Nb、Ti若しくはV又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。但し、Nb、Ti及びVの含有量が合計で0.200%超では、この効果が飽和して徒にコストが高くなる。また、Nb、Ti及びVの含有量が合計で0.200%超では、十分な溶接性が得られないことがある。従って、Nb、Ti及びVの含有量は合計で0.200%以下である。
 (B:0.0000%~0.0075%)
 Bは、鋼板の強度の更なる向上に寄与する。従って、Bが含有されていてもよい。但し、B含有量が0.0075%超では、この効果が飽和して徒にコストが高くなる。また、B含有量が0.0075%超では、鋳造の際に鋳片割れが発生し、鋼板に製造できないことがある。従って、B含有量は0.0075%以下である。
 (Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb及びREM:合計で0.0000%~0.1000%)
 Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb及びREMは、鋼板の成形性の向上に寄与する。従って、Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb若しくはREM又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。但し、Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb及びREMの含有量が合計で0.1000%超では、この効果が飽和して徒にコストが高くなる。また、Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb及びREMの含有量が合計で0.1000%超では、鋳造の際に鋳片割れが発生し、鋼板に製造できないことがある。従って、Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb及びREMの含有量は合計で0.1000%以下である。
 REMはSc、Y及びランタノイドの合計17種類の元素を指し、REMの含有量はこれら17種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルとして添加される。
 次に、本発明の実施形態に係る鋼板の表面について説明する。本実施形態に係る鋼板の表面は、高感度反射法によるフーリエ変換型赤外分光分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に反射率が50%以上85%以下、好ましくは60%以上85%以下の吸収ピークを示す。更に、本実施形態に係る鋼板の表面は、1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に吸収ピークを示さないか、又は1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に反射率が85%以上の吸収ピークを示す。また、本実施形態に係る鋼板の表面には3mg/m~100mg/mのNiが付着している。
 上記のように、本実施形態に係る鋼板は、鋼の熱間圧延、熱延後酸洗、冷間圧延、焼鈍、焼鈍後酸洗及びNiの電解めっき等を経て製造される。焼鈍の際に、冷間圧延で得られた冷延鋼板の表面に酸化物が生成し、焼鈍で得られた焼鈍鋼板の表面には酸化物が存在する。これは、Si及びMnが酸化されやすい物質であるため、冷延鋼板の表面付近でSi及びMnが選択的に酸化されるためである。この酸化物はシリカ及びマンガンシリケートである。マンガンシリケートは酸に容易に溶解するため、孔食が発生しない程度の酸で容易に除去できるが、シリカは冷延鋼板に孔食が発生しない程度の酸では除去できない。従って、このような酸を用いた焼鈍後酸洗を行うと、マンガンシリケートの一部又は全部が除去され、シリカが残存する。焼鈍後酸洗の後に存在するシリカは緻密なものとポーラスなものに大別できる。緻密なシリカ及びポーラスなシリカが存在する状態で電解めっきによりNiを焼鈍鋼板に付着させると、ポーラスなシリカがNiで覆われる。Niは焼鈍鋼板のシリカが存在しない部分、すなわち母材の表面にも付着する。従って、本実施形態に係る鋼板の表面にはシリカが存在し、シリカ及び母材の表面にNiが付着している。
 マンガンシリケートは、化成処理性を阻害し、且つ、酸性雰囲気で溶解しやすい。また、マンガンシリケートの腐食因子に対するバリア性は低い。このため、マンガンシリケートが鋼板の表面に多く存在すると、良好な化成処理性が得られず、また、化成処理層を適切に形成できないため、良好な耐食性が得られない。シリカは緻密なものとポーラスなものに大別でき、緻密なシリカは良好な化成処理性を有し、腐食因子に対する優れたバリア性も有する。ポーラスなシリカの腐食因子に対するバリア性は緻密なシリカのそれよりも低いが、電解めっきによりポーラスなシリカにNiが付着することで、良好な化成処理性が得られる。
 高感度反射(reflection absorption spectrometry:RAS)法によるフーリエ変換型赤外分光(Fourier transform-infrared spectroscopy:FT-IR)分析で1200cm-1~1300cm-1の範囲内に現れる吸収ピークはシリカの存在を示す。上記のように、本実施形態に係る鋼板を製造する際には、焼鈍においてシリカ及びマンガンシリケートが生成し、焼鈍後酸洗によりマンガンシリケートの一部又は全部を除去するが、孔食の発生を抑制するためにシリカは残存させる。このため、本実施形態では、鋼板の表面にシリカが存在し、表面が1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に吸収ピークを示す。この吸収ピークを示す波数における反射率はシリカがどの程度存在するかを示し、この反射率が低いほど、赤外線の吸収率が高く、シリカが多く存在することを示す。そして、この反射率が50%未満では、シリカが過剰に存在し、ポーラスなシリカがNiによって十分に覆われず、良好な化成処理性を得ることができない。その一方で、この反射率を85%超とするためには、焼鈍におけるシリカの生成量を少なくするか、焼鈍後酸洗においてシリカの除去量を多くする必要がある。焼鈍におけるシリカの生成量を少なくするためには、焼鈍時の炉内の露点を高くする必要があり、著しい脱炭が生じて引張強度及び疲労強度が低下してしまう。シリカの除去量を多くするためには、強酸洗を行う必要があり、著しい孔食が生じて曲げ加工性が低下してしまう。つまり、この反射率が85%超では、所望の機械的特性が得られない。従って、鋼板の表面は、RAS法によるFT-IR分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に反射率が50%以上85%以下、好ましくは60%以上85%以下の吸収ピークを示すものとする。以下、「RAS法によるFT-IR分析」を、単に「FT-IR分析」ということがある。
 FT-IR分析で1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に現れる吸収ピークはマンガンシリケートの存在を示す。マンガンシリケートは化成処理性を低下させるため、少なければ少ないほどよい。従って、鋼板の表面は、FT-IR分析で1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に吸収ピークを示さないことが好ましい。1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に吸収ピークを示すとしても、この吸収ピークを示す波数における反射率が85%以上であればマンガンシリケートの量が少なく許容できる。一方、1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に現れる吸収ピークを示す波数における反射率が85%未満では、マンガンシリケートが過剰に存在し、良好な化成処理性が得られず、また、化成処理層を適切に形成できないため、良好な耐食性が得られない。従って、鋼板の表面は、FT-IR分析で1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に吸収ピークを示さないか、又は1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に反射率が85%以上の吸収ピークを示すものとする。
 本実施形態に係る鋼板の表面に付着したNiは、ポーラスなシリカを覆って化成処理性を向上させる。Niの付着量が3mg/m未満では、十分な化成処理性が得られない。従って、Niの付着量は3mg/m以上である。より優れた化成処理性を得るために、Niの付着量は好ましくは10mg/m以上であり、より好ましくは40mg/m以上である。一方、Niの付着量が100mg/m超では、鋼板の主成分であるFeよりも貴なNiが過剰で、十分な耐食性が得られない。従って、Niの付着量は100mg/m以下である。より優れた耐食性を得るために、Niの付着量は好ましくは50mg/m以下である。Niがポーラスなシリカの全体を覆っている必要はなく、母材のシリカから露出している部分の全体を覆っている必要もない。
 Niの付着量は、蛍光X線分析装置を用いて測定することができる。例えば、予め、Niの付着量が既知のサンプルを用いてX線強度を測定し、Niの付着量とX線強度との関係を示す検量線を作成しておき、この検量線を用いて、測定対象の鋼板におけるX線強度からNiの付着量を特定することができる。
 次に、本発明の実施形態に係る鋼板を製造する方法について説明する。この方法では、上記の化学組成を有する鋼の熱間圧延、熱延後酸洗、冷間圧延、焼鈍、焼鈍後酸洗及びNiの電解めっきを行う。
 熱間圧延、熱延後酸洗及び冷間圧延は一般的な条件で行うことができる。
 冷間圧延後の焼鈍は、冷間圧延で得られた冷延鋼板の表面にシリカ及びマンガンシリケートが生成し、内部酸化が生じにくい条件で行う。焼鈍として、連続焼鈍を行うことが好ましい。焼鈍で生成するシリカの量を調整することにより、本実施形態に係る鋼板の表面のFT-IR分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に現れる吸収ピークを示す波数における反射率を制御することができる。焼鈍で生成するシリカの量は、例えば焼鈍の温度及び雰囲気を調整することで制御することができる。焼鈍の温度が高いほど、シリカが多く生成する。焼鈍の雰囲気は、酸素原子(O)を含むN雰囲気における酸素ポテンシャルを調整することで制御することが好ましい。酸素ポテンシャルが高いほど、シリカが多く生成し、赤外線の吸収率が高くなって反射率が低くなる。シリカの量及び反射率を調整する方法は特に限定されない。鋼板を製造する際には、所望の量のシリカが生成する条件、つまりはFT-IR分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に現れる吸収ピークを示す波数における反射率が50%以上85%以下、好ましくは60%以上85%以下となる条件を予め調査しておき、この条件を採用することが好ましい。例えば、O濃度が50ppm以下のN雰囲気において、H濃度が3%で、露点が-35℃未満又は-20℃超であると、反射率が低くなりやすい。
 酸素ポテンシャルが高すぎると、シリカが冷延鋼板の表面に形成されにくく、内部酸化が進行するため、FT-IR分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に現れる吸収ピークを示す波数における反射率が高くなる。内部酸化が進行すると脱炭に伴う引張強度の低下及び疲労強度の低下が顕著となる。脱炭の程度は、脱炭層の厚さに基づいて確認できる。例えば、鋼板の板厚の1/4厚における硬質組織の面積分率をS1、鋼板の表層部における硬質組織の面積分率をS2としたとき、比S2/S1の値が0.40以上である部分の最大深さを脱炭層の厚さとみなすことができる。引張強度の低下及び疲労強度の低下を回避するためには、脱炭層の厚さが3μm以下であることが好ましい。ここでいう硬質組織とは、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト、ベイナイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる組織をいう。例えば、O濃度が50ppm以下のN雰囲気において、H濃度が3%で、露点が-10℃超であると脱炭が著しく、比S2/S1の値が0.40未満となるおそれがある。
 「HO←→H+1/2(O)」の平衡式からもわかるように、焼鈍炉内のO濃度が高いほど、HO濃度が高いほど、又は、H濃度が低いほど、焼鈍炉内の酸素ポテンシャルは高くなる。HO濃度は、水蒸気濃度又は露点で表されることがある。
 焼鈍後には、焼鈍で生じたマンガンシリケートの一部又は全部を焼鈍後酸洗により除去する。焼鈍後酸洗の後に残存するマンガンシリケートの量を調整することにより、本実施形態に係る鋼板の表面のFT-IR分析で1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に現れる吸収ピークを示す波数における反射率を制御することができる。残存するマンガンシリケートの量は、例えば焼鈍後酸洗の条件を調整することで制御することができる。酸の濃度が高いほど、酸の温度が高いほど、焼鈍鋼板が酸に接触している時間が長いほど、マンガンシリケートが少なくなる。焼鈍後酸洗では、例えば、焼鈍鋼板の表面が、濃度が3.0質量%~6.0質量%、温度が50℃~60℃の塩酸で濡れた状態を3秒間~10秒間維持する。塩酸で濡れた状態は、焼鈍鋼板を塩酸に浸漬して得ることができ、焼鈍鋼板に塩酸をスプレーすることで得ることもできる。塩酸の濃度が3.0質量%未満では、マンガンシリケートが溶解しにくい。従って、塩酸の濃度は好ましくは3.0質量%以上である。塩酸の濃度が6.0質量%超では、焼鈍鋼板の表面に微細な孔食が発生するおそれがある。従って、塩酸の濃度は好ましくは6.0質量%以下である。塩酸の温度が50℃未満では、マンガンシリケートが溶解しにくい。従って、塩酸の温度は好ましくは50℃以上である。塩酸の温度が60℃超では、焼鈍鋼板の表面に微細な孔食が発生するおそれがある。従って、塩酸の温度は好ましくは60℃以下である。塩酸で濡れている時間が3秒間未満では、マンガンシリケートが溶解しにくい。従って、この時間は好ましくは3秒間以上である。この時間が10秒間超では、焼鈍鋼板の表面に微細な孔食が発生するおそれがある。従って、この時間はこの時間は10秒間以下である。焼鈍後酸洗は、焼鈍で生成したマンガンシリケートを除去でき、焼鈍鋼板に孔食が生じにくい条件で行うことが好ましく、上記の例に限定されない。孔食が生じたとしても、深さが1μm以上の孔食の数が任意の断面幅が100μmの視野に5個以下であればよい。深さが1μm以上の孔食が任意の断面幅が100μmの視野に5個超存在すると、十分な耐食性が得られなかったり、十分な疲労強度が得られなかったりするからである。焼鈍後酸洗に用いる酸は塩酸に限定されない。そして、マンガンシリケートの量が少ないほど、FT-IR分析で1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に現れる吸収ピークを示す波数における反射率が大きくなり、マンガンシリケートが存在しない場合、この範囲内に吸収ピークが現れない。マンガンシリケートの量及び反射率を調整する方法は特に限定されない。鋼板を製造する際には、酸の種類も含め、焼鈍鋼板に孔食が生じにくく、マンガンシリケートの量が所望の範囲内となる条件、つまりはFT-IR分析で1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に吸収ピークが現れないか、現れたとしても、この吸収ピークを示す波数における反射率が85%以上となる条件を予め調査しておき、この条件を採用することが好ましい。
 焼鈍後酸洗の後に、電解めっきにより焼鈍鋼板の表面にNiを付着させる。この結果、ポーラスなシリカがNiで覆われる。電解めっきで用いる処理液としては、例えば硫酸ニッケル水溶液、塩化ニッケル水溶液、炭酸ニッケル水溶液等の一般的な処理液を用いることができる。Niの付着量は、例えば処理液の濃度及び電解めっき時の電流密度を変更することで調整することができる。上記のように、Niがポーラスなシリカの全体を覆う必要はなく、母材のシリカから露出している部分の全体を覆う必要もない。
 このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
 本発明の実施形態に係る鋼板の用途は特に限定されない。例えば、好ましくは、プレス加工等により成形した後に、りん酸亜鉛処理等の化成処理を施して使用する。より好ましくは、化成処理で形成した化成処理層の上に電着塗装を施して使用する。
 なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
 次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
 この試験では、表1に示す化学組成を有する鋼の熱間圧延、熱延後酸洗及び冷間圧延を経て、厚さが1.2mmの冷延鋼板を得た。表1中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はFe及び不純物である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 次いで、冷延鋼板を連続焼鈍装置により最高到達板温が820℃となる条件で焼鈍して焼鈍鋼板を得た。焼鈍炉内のガス雰囲気は、H及び水蒸気(HO)を含むN雰囲気とした。焼鈍時のH濃度を表2に示す。水蒸気の量は表2に示す炉内の露点で管理した。
 次いで、焼鈍鋼板の焼鈍後酸洗を行った。焼鈍後酸洗では、表2に示す3種類の条件を採用した。一つの条件(弱酸洗)では、濃度が5質量%、温度が60℃の塩酸を焼鈍鋼板に6秒間吹き付け、その後に水洗した。他の一つ条件(第1の強酸洗)では、濃度が10質量%、温度が90℃の塩酸を焼鈍鋼板に20秒間吹き付け、その後に水洗した。もう一つの条件(第2の強酸洗)では、濃度が2質量%、温度が70℃の塩酸に焼鈍鋼板を2秒間浸漬し、その後に水洗した。
 次いで、電解めっきによりNiを焼鈍鋼板の表面に付着させた。めっき浴には、Ni濃度として2g/Lとなるように調整した硫酸ニッケル水溶液を用いた。浴温は40℃とし。電圧を変化させることでNiの付着量を調整した。付着したNiの量は蛍光X線分析装置を用いて測定した。表2にNiの付着量を示す。
 このようにして56種類の鋼板を作製した。そして、これら鋼板の表面のFT-IR分析を行った。FT-IR分析には日本分光社製のFT-IR6200型のフーリエ変換型赤外分光分析装置を用いた。FT-IR分析では、赤外吸収スペクトルの波数が1200cm-1~1300cm-1の範囲内での吸収ピーク、及び1000cm-1~1100cm-1の範囲内での吸収ピークを特定し、これらの吸収ピークを示す波数における反射率を求めた。この結果を表2に示す。上記のように、1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内での吸収ピークを示す波数における反射率はシリカの量を反映し、1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内での吸収ピークを示す波数における反射率はマンガンシリケートの量を反映する。表2中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 各鋼板の孔食を調査した。この調査では、鋼板の任意の断面の表層付近を走査型電子顕微鏡で観察し、任意の断面幅100μm視野に存在する深さが1μm以上の孔食の数を調べた。この結果を表3に示す。
 各鋼板の脱炭層の厚さを調査した。この調査では、鋼板の板厚の1/4厚における硬質組織の面積分率S1、及び表層部における硬質組織の面積分率S2を測定し、これらの比S2/S1を脱炭層の厚さとした。面積分率S1及び面積分率S2の測定では、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とし、この観察面の研磨及びナイタールエッチングを行い、電界放射型走査型電子顕微鏡(FE-SEM)により、500倍~3000倍の倍率で観察した。このとき、鋼板の板面に平行な線を引き、線が硬質組織と重なる総長さLを求め、線の長さL0との比L/L0を、当該深さ位置における硬質組織の面積分率とした。この結果を表3に示す。
 各鋼板の引張強度、化成処理性及び塗装後耐食性の評価も行った。
 引張強度の評価では、鋼板から圧延方向に直角方向にJIS5号試験片を切り出し、常温での引張試験を行った。そして、引張強度が780MPa以上であれば○、780MPa未満であれば×と評価した。この結果を表3に示す。
 化成処理性の評価では、先ず、鋼板から70mm×150mmの試験片を切り出し、この試験片の脱脂及び化成処理を行った。脱脂では、試料に濃度が18g/Lの脱脂剤の水溶液を40℃で120秒間スプレーし、水洗した。脱脂剤としては、日本パーカライジング社製のファインクリーナーE2083を用いた。化成処理では、試験片を濃度が0.5g/Lの表面処理剤の水溶液に常温で60秒間浸漬し、りん酸亜鉛処理剤に120秒間浸漬し、水洗し、乾燥することで化成処理被膜を形成した。表面処理剤としては、日本パーカライジング社製のプレパレンXGを用い、りん酸亜鉛処理剤としては、日本パーカライジング社製のパルボンドL3065を用いた。
 そして、化成処理被膜の外観評価として、試験片の上部、中央部及び下部の3箇所を走査型電子顕微鏡(SEM)を使って1000倍の倍率で観察し、りん酸亜鉛の結晶の付着度合いを観察した。そして、りん酸亜鉛の膜が形成されていない領域の割合が5面積%未満のものを○、5面積%以上20面積%未満のものを△、20面積%以上のものを×と評価した。この結果を表3に示す。○の評価をした試料のSEM写真を図1に示し、△の評価をした試料のSEM写真を図2に示し、×の評価をした試料のSEM写真を図3に示す。
 蛍光X線を用いた化成処理被膜の付着量の測定も行った。この測定では、蛍光X線のP強度に関し、りん酸亜鉛の化成処理被膜の付着量が既知の鋼板を用いて予め作成しておいた検量線を用いた。化成処理被膜の付着量が低いほど化成処理性が低く、2g/m以上の付着量であれば、化成処理性が良好である。この評価では、付着量が2g/m以上のものを○、1.5g/m以上2g/m未満のものを△、1.5g/m未満のものを×とした。この結果を表3に示す。
 塗装後耐食性の評価では、先ず、鋼板に化成処理性の評価と同様にして化成処理被膜を形成し、その上に電着塗料を塗装した。電着塗料としては、日本ペイント社製のパワーニクスを用いた。この塗装では、試験片を温度が30℃の電着塗料中に浸漬した状態で電圧をかけ、150Vの電圧で塗膜の厚さが乾燥膜厚で20μmとなるように通電時間を調整した。通電時間は約3分であった。膜厚は電磁膜厚計を用いて計測した。
 そして、試験片の中央に塗膜上から試験片の素材(鋼板)に達するように×字状のカット疵をカッターナイフで形成し、横の端面(側面)をテープにてシールすることで、耐食性試験用サンプルを作製した。これをJIS Z 2371に記載の方法で塩水噴霧試験した。試験時間は1000時間とし、カット疵からの最大膨れ幅が片側で2mm以内であれば○、2mm超3mm以内であれば△、3mm超であれば×と評価した。この結果を表3に示す。表3中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 試験番号1、3、6~8、10~14、16~18、21、23、27~29、32、34、38~40、43~45及び49~51では、本発明の範囲内にあるため、優れた化成処理性及び塗装後耐食性が得られた。FT-IR分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に現れた吸収ピークを示す波数における反射率が60%以上85%以下の試験番号1、6~8、11~14、16~18、21、27~29、32、38~40、43~45及び49~51において、特に優れた化成処理性及び塗装後耐食性が得られた。
 試験番号2、9、22及び33では、FT-IR分析で1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に現れた吸収ピークを示す波数における反射率が85%未満であるため、化成処理性が低く、これに伴って塗装後耐食性も低かった。マンガンシリケートが多量に残存していたためであると考えられる。
 試験番号15、26、37及び48では、Niの付着量が3mg/m未満であるため、化成処理性が低く、これに伴って塗装後耐食性も低かった。試験番号19、30、41及び52では、Niの付着量が100g/m超であるため、良好な化成処理性が得られたものの、塗装後耐食性が低かった。
 試験番号4、5、24、25、35、36、46及び47では、敢えて脱炭が生じるような条件で焼鈍を行ったため、すなわち露点が高く、酸素ポテンシャルが高い雰囲気で焼鈍を行ったため、厚い脱炭層が形成された。このため、疲労強度が低下してしまう。また、FT-IR分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に現れた吸収ピークを示す波数における反射率が85%超となっていた。
 試験番号20、31、42及び53では、敢えて孔食が生じやすい条件で焼鈍後酸洗を行ったため、すなわち第1の強酸洗を行ったため、多くの孔食が生じた。このため、曲げ加工性が低下してしまう。また、FT-IR分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に現れた吸収ピークを示す波数における反射率が85%超となっていた。
 試験番号54~56では、鋼の組成が本発明範囲から外れているため、引張強度が低かった。
 試験番号57~60でも、敢えて孔食が生じやすい条件で焼鈍後酸洗を行ったため、すなわち第2の強酸洗を行ったため、多くの孔食が生じた。このため、曲げ加工性が低下してしまう。また、FT-IR分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に現れた吸収ピークを示す波数における反射率が85%超となっていた。
 本発明は、例えば、自動車の車体や部品に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (2)

  1.  質量%で、
     C:0.050%~0.400%、
     Si:0.10%~2.50%、
     Mn:1.20%~3.50%、
     P:0.100%以下、
     Al:1.200%以下、
     N:0.0100%以下、
     Cr、Mo、Ni及びCu:合計で0.00%~1.20%、
     Nb、Ti及びV:合計で0.000%~0.200%、
     B:0.0000%~0.0075%、
     Ca、Mg、Ce、Hf、La、Zr、Sb及びREM:合計で0.0000%~0.1000%、及び
     残部:Fe及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
     表面が、
      高感度反射法によるフーリエ変換型赤外分光分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に反射率が50%以上85%以下の吸収ピークを示し、かつ、
      1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に吸収ピークを示さないか、又は1000cm-1~1100cm-1の波数の範囲内に反射率が85%以上の吸収ピークを示し、
     前記表面に3mg/m~100mg/mのNiが付着していることを特徴とする鋼板。
  2.  前記表面が、高感度反射法によるフーリエ変換型赤外分光分析で1200cm-1~1300cm-1の波数の範囲内に反射率が60%以上85%以下の吸収ピークを示すことを特徴とする請求項1に記載の鋼板。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108435911A (zh) * 2018-02-27 2018-08-24 苏州特鑫精密电子有限公司 一种高耐磨五金冲压模具

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102019203463A1 (de) * 2019-03-14 2020-09-17 Robert Bosch Gmbh Verfahren zum Herstellen eines innendruckbeaufschlagten Bauteils

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010053446A (ja) * 2008-07-30 2010-03-11 Jfe Steel Corp 化成処理性に優れた高Si冷延鋼板の製造方法
JP2013237924A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Kobe Steel Ltd 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2014095134A (ja) * 2012-11-12 2014-05-22 Jfe Steel Corp 冷延鋼板の製造方法
JP2014189797A (ja) * 2013-03-26 2014-10-06 Jfe Steel Corp 化成処理性および塗装後耐食性に優れ、かつ摺動性も良好な高強度冷延鋼板の製造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04247849A (ja) 1991-01-25 1992-09-03 Nkk Corp プレス成形性および燐酸塩処理性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP3814720B2 (ja) * 2001-10-30 2006-08-30 Jfeスチール株式会社 耐塩温水2次密着性に優れた高強度高延性冷延鋼板およびその製造方法
EP1312690B1 (en) * 2001-11-14 2006-08-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel material having improved fatigue crack driving resistance and manufacturing process therefor
JP4319559B2 (ja) 2003-04-10 2009-08-26 株式会社神戸製鋼所 化成処理性に優れる高強度冷延鋼板
JP2005307283A (ja) * 2004-04-22 2005-11-04 Nippon Steel Corp 易酸化性成分を含む冷延鋼板の製造方法
JP5020600B2 (ja) 2006-11-09 2012-09-05 新日本製鐵株式会社 化成処理性に優れた高張力鋼板
JP5058769B2 (ja) 2007-01-09 2012-10-24 新日本製鐵株式会社 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法および製造設備
JP5276341B2 (ja) 2008-03-18 2013-08-28 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高圧ガス容器用アルミニウム合金材
JP5326425B2 (ja) 2008-08-22 2013-10-30 Jfeスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5256936B2 (ja) 2008-08-26 2013-08-07 Jfeスチール株式会社 高強度冷延鋼板の製造方法
JP5309862B2 (ja) 2008-10-08 2013-10-09 Jfeスチール株式会社 部材加工後の化成処理性に優れた鋼材およびその製造方法
JP5779847B2 (ja) 2009-07-29 2015-09-16 Jfeスチール株式会社 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5614035B2 (ja) * 2009-12-25 2014-10-29 Jfeスチール株式会社 高強度冷延鋼板の製造方法
JP5270647B2 (ja) 2010-12-06 2013-08-21 信越化学工業株式会社 スパッタリング成膜用珪素ターゲットおよび珪素含有薄膜の成膜方法
TWI468534B (zh) * 2012-02-08 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度冷軋鋼板及其製造方法
CA2907507C (en) * 2013-03-29 2017-09-12 Jfe Steel Corporation Steel material, hydrogen container, method for proucing the steel material, and method for prodcuing the hydrogen container
WO2016147549A1 (ja) * 2015-03-18 2016-09-22 Jfeスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
DE102015114358B4 (de) * 2015-08-28 2017-04-13 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Elektrobands und kornorientiertes Elektroband

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010053446A (ja) * 2008-07-30 2010-03-11 Jfe Steel Corp 化成処理性に優れた高Si冷延鋼板の製造方法
JP2013237924A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Kobe Steel Ltd 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2014095134A (ja) * 2012-11-12 2014-05-22 Jfe Steel Corp 冷延鋼板の製造方法
JP2014189797A (ja) * 2013-03-26 2014-10-06 Jfe Steel Corp 化成処理性および塗装後耐食性に優れ、かつ摺動性も良好な高強度冷延鋼板の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3354761A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108435911A (zh) * 2018-02-27 2018-08-24 苏州特鑫精密电子有限公司 一种高耐磨五金冲压模具

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