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【発明の名称】 表面外観の良好な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
【発明者】 【氏名】荻野 厚

【氏名】内田 泰隆

【氏名】京野 一章

【氏名】奥田 金晴
【要約】 【課題】筋状欠陥の発生を有利に防止することのできる表面外観の良好な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案する。

【解決手段】Ｃ：0.0050mass％以下、Si：0.1 mass％以下、Mn：0.05〜0.6 mass％、Ti：0.020 〜0.050mass ％、Nb：0.003 〜0.010mass ％、Ｂ：0.0002〜0.0010mass％、Al：0.020 〜0.070 mass％、Ｎ：0.0050mass％以下を含み、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを熱間圧延する際、熱間仕上圧延終了温度を1000℃ないしAr3 変態点＋20℃の範囲にし、次いで700 〜820 ℃で巻取り、その後、冷間圧延を行ってから熱処理、次いで溶融亜鉛めっき処理を施す。
【特許請求の範囲】
【請求項１】Ｃ：0.0050mass％以下、Si：0.1 mass％以下、Mn：0.05〜0.6 mass％、Ti：0.020 〜0.050 mass％、Nb：0.003 〜0.010 mass％、Ｂ：0.0002〜0.0010mass％、Al：0.020 〜0.070 mass％、Ｎ：0.0050mass％以下を含み、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを熱間圧延する際、熱間仕上圧延終了温度を1000℃ないしAr3 変態点＋20℃の範囲にし、次いで700 〜820 ℃で巻取り、その後、冷間圧延を行ってから熱処理、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする表面外観の良好な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項２】Ｃ：0.0050mass％以下、Si：0.1 mass％以下、Mn：0.05〜0.6 mass％、Ti：0.020 〜0.050mass ％、Nb：0.003 〜0.010 mass％、Ｂ：0.0002〜0.0010mass％、Al：0.020 〜0.070 mass％、Ｎ：0.0050mass％以下を含み、更にＰ：0.030 〜0.060mass ％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを熱間圧延する際、熱間仕上圧延終了温度を1000℃なしいAr3 変態点＋20℃の範囲にし、次いで700 〜820 ℃で巻取り、その後、冷間圧延を行ってから熱処理、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする表面外観の良好な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】 前記溶融亜鉛めっき処理の後、合金化処理を行う請求項１又は２記載の表面外観の良好な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関し、特に表面外観を良好にすることのできる製造方法を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】溶融亜鉛めっき鋼板は、表面が亜鉛めっき被膜により保護されており、しかも鉄よりも電気化学的に卑な亜鉛が鉄に優先して腐食溶解する、いわゆる犠牲防食作用により、優れた耐食性を有する。したがって、溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性が望まれる建築用材料や自動車用材料をはじめとして幅広く使われている。
【０００３】このような溶融亜鉛めっき鋼板を自動車の外板に用いる場合には、耐食性に優れることばかりでなく、鋼板表面の美麗さが強く求められている。というのは、鋼板表面の美麗さが、自動車の商品価値に直結するからである。更に、近年では地球環境の保全の機運が高まり、自動車用鋼板においては高張力化による軽量化が指向されている。したがって、高張力溶融亜鉛めっき鋼板が、更には自動車外板用としての表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が望まれているところである。
【０００４】ところが、従来の溶融亜鉛めっき鋼板では、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきが被成されている表面に、鋼板の圧延方向に延びる筋状の凹凸が発生して鋼板の表面外観を劣化させている場合が見られた。かかる筋状の表面欠陥に対しては、鋼板の需要家において溶融亜鉛めっき鋼板の表面に被成させる塗料の膜厚を厚くすることで、筋状欠陥を目立たなくすることが行われてきた。しかし、かかる対処法は、筋状欠陥の本質的な解消法ではないし、近年では生産性の向上及びコスト低減を目指して塗膜膜厚を薄くするようになってきたため、溶融亜鉛めっき鋼板の筋状欠陥そのものをなくすことが求められるようになってきた。
【０００５】溶融亜鉛めっきの表面の筋状模様の発生を防止する方法に関して、特開平８−２０８５２号公報には、鋼表面から50μｍまでの範囲の表面層に等軸結晶粒と延伸結晶粒からなる混合結晶粒を面積率で10％以下又は90％以上にした合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかしながら、上記特開平８−２０８５２号公報に開示された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造法は、素材の成分組成範囲及び製造工程のいずれも、通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法と変わるところがなく、そして、かような通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、依然として鋼板表面に筋状の欠陥が発生する場合があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】そこで、この発明は上記の問題を有利に解決するもので、製造工程に工夫を加えることにより、前述した筋状欠陥の発生を有利に防止することのできる表面外観の良好な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは溶融亜鉛めっき鋼板の筋状欠陥を解決すべく鋼板の組織を調査した結果、筋状欠陥の原因は、鋼板表層の一部が冷間圧延後の熱処理を施しても部分的に未再結晶組織のままであるため、めっき処理時の合金化速度が定常部と異なることにあることを知見した。そこで、かかる鋼板表層部における未再結晶組織の発生を防止すべく鋭意研究を重ね、この発明に至った。
【０００８】この発明は、Ｃ：0.0050mass％以下、Si：0.1 mass％以下、Mn：0.05〜0.6 mass％、Ti：0.020 〜0.050 mass％、Nb：0.003〜0.010 mass％、Ｂ：0.0002〜0.0010mass％、Al：0.020 〜0.070 mass％、Ｎ：0.0050mass％以下を含み、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを熱間圧延する際、熱間仕上圧延終了温度を1000℃ないしAr3 変態点＋20℃の範囲にし、次いで700 〜820 ℃で巻取り、その後、冷間圧延を行ってから熱処理、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする表面外観の良好な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【０００９】また、この発明は、Ｃ：0.0050mass％以下、Si：0.1 mass％以下、Mn：0.05〜0.6 mass％、Ti：0.020 〜0.050 mass％、Nb：0.003 〜0.010 mass％、Ｂ：0.0002〜0.0010mass％、Al：0.020 〜0.070 mass％、Ｎ：0.0050mass％以下を含み、更にＰ：0.030 〜0.060 mass％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを熱間圧延する際、熱間仕上圧延終了温度を1000℃ないしAr3 変態点＋20℃の範囲にし、次いで700 〜820 ℃で巻取り、その後、冷間圧延を行ってから熱処理、次いで溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする表面外観の良好な溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１０】この発明においては、溶融亜鉛めっき処理の後に合金化処理を行うことができる。この発明で解決しようとする筋状欠陥は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合に特に生じ易いため、この発明を合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造過程に適用すれば、この発明の効果が顕著に現れる。
【００１１】
【発明の実施の形態】発明者らは、筋状の凹凸欠陥の原因である鋼板表層の未再結晶組織の発生原因について調査した末に以下の推論を得た。従来の溶融亜鉛めっき鋼板の製造過程においては、熱間圧延の仕上圧延終了温度は、Ar3 変態点以上とされていた。これは、フェライト等の変態相の出現を防止するためなどの理由からである。そして、仕上圧延終了時の結晶粒径を小さくして最終的な鋼板に良好な加工性を与える観点から、熱間圧延の仕上圧延終了温度は、Ar3 変態点直上とするのが通常であった。
【００１２】ところが、発明者らの調査による知見によれば、圧延中の鋼板は、大気放冷、圧延ロールとの接触伝熱、冷却水との接触などが原因で鋼板表層が鋼板の厚み方向中心部よりも優先的に抜熱される。したがって、従来の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法のように仕上圧延終了温度をAr3 変態点直上にした場合には、この鋼板表層は仕上圧延終了時にAr3 変態点を下回る温度になっている場合があった。つまり、従来からいう仕上圧延終了温度は、厚み方向における平均温度で代表されるため、Ar3 変態点直上の平均温度で仕上圧延を終了しても、実際には、表層が部分的にAr3 変態点を下回る場合があったのである。このように、仕上圧延終了温度がAr3 変態点を下回った場合には、その表層部分が、その後に行われる熱処理（焼鈍）によっても再結晶し難い結晶方位となるため、連続焼鈍を行っても未再結晶のまま残存してしまう。また、このように仕上圧延温度がAr3 変態点を下回った部分は、他の領域と比較すると、その後の冷間圧延時に加工硬化し易い領域でもある。このように、仕上圧延終了温度がAr3 変態点を下回った部分が、他の部分とは異なる結晶組織になっていることから、めっき処理や合金化処理における反応速度に相違が生じ、その結果、表面に凹凸が生じて筋状欠陥になっていたものと考えられる。
【００１３】したがって、仕上圧延終了時に、実際の表面温度がAr3 変態点以上になるようにすれば、筋状の表面欠陥は解消すると考えられるのであり、そのためには、平均温度で表される仕上圧延終了温度を、従来よりも高い温度にすることが必要であることに想到して、この発明に至ったのである。実際、発明者等の検証により、熱延仕上終了温度を鋼板表層部が十分Ar3 変態点以上になるようにして圧延を行えば、筋状の表面欠陥が格段に抑制されることを確認している。
【００１４】以下、この発明の構成要件をより具体的に説明する。素材の成分組成範囲は、以下の理由により限定している。
Ｃ：0.0050mass％以下、Ｃは、加工性を劣化させる成分であり、加工用鋼板として求められる特性のなかでも、最も重要な全伸び(El.) 、ランクフォード値（ｒ値）を向上させるためにはＣ量は少ないほどよく、0.0050mass％以下とした。
【００１５】Si：0.1 mass％以下、Siが増加すると、めっきの濡れ性が低下し、表面性状が劣化するので、0.1 mass％以下とした。
【００１６】Mn：0.05〜0.6mass ％Mnは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる成分である。この発明の製造方法は、軟鋼から高張力鋼まで幅広く適用でき、所望の強度に応じて必要量のMnを含有させる。例えば、強度よりも加工性を重視する場合には、Mn量を0.05〜0.3mass％程度にすればいいし、340MPa以上といった高強度鋼板を得ようとする場合には、Mn量を0.3 〜0.6 mass％の範囲にするのが望ましい。かかるMnの効果を十分に発揮されるためには、Mnを0.05mass％以上含有させる。一方、鋼の強度向上のためにMnを多量に含有させると、ｒ値の低下及びめっき濡れ性の悪化を招くので上限は0.6 mass％とする。
【００１７】Ti：0.020 〜0.050 mass％、Tiは、炭窒化物形成成分であり、鋼中の固溶Ｃ、Ｎなどを析出物として固定し、よって時効劣化やストレッチャーストレインを有利に防止する。かかる作用を効果的に発揮させるには、0.020 mass％以上のTiを含有させるが、過剰の添加では、品質は飽和し、かつ、コストアップになることから、上限を0.050 mass％とする。
【００１８】Nb：0.003 〜0.010 mass％、NbはTiと同様に炭窒化物形成成分であり、鋼中のＣ、Ｎを析出物として固定して鋼を清浄化し、鋼板の加工性を向上させるのに有効な成分である。かかる効果を十分に発揮させるためには、0.003mass ％以上のNb量が必要である。しかし、Nbを過剰に含有させると、鋼の再結晶温度を上昇させてしまうので、Nb量の上限を0.010mass ％とした。
【００１９】Ｂ：0.0002〜0.0010mass％、Ｂは、結晶粒界に濃化することにより結晶粒界の強度を高め、脆性を向上させる成分である。特に、この発明の鋼板において極低炭素Ｐ添加鋼の場合では、Ｐが粒界に濃化して粒界強度が下がり、二次加工割れが発生するおそれがある。そこで、かような成分系の場合は、Ｂを添加することにより、Ｂを優先的に粒界に濃化させ、二次加工脆性を効果的に改善することができる。かかる作用効果を発揮させるためには、Ｂは0.0002mass％以上が必要であるが、過剰に添加すると鋼の再結晶温度を上昇させてしまうため、0.0002〜0.0010mass％の範囲とする。
【００２０】Al：0.020 〜0.070mass ％、Alは脱酸剤の役割を果たし、鋼中の酸素を固定するために添加する。もっとも、過剰な添加は効果が飽和するばかりか、コストアップの要因ともなるため、0.020 〜0.070mass ％の範囲とする。
【００２１】Ｎ：0.0050mass％以下Ｎは不純物成分であり、また、加工性を劣化させ、時効劣化やストレッチャーストレインを生じさせる成分であるため、できるだけ低減することが望ましい。もっとも、0.0050mass％以下であれば、過度の悪影響は及ぼさないので、Ｎの低減コストも勘案して、0.0050mass％までは許容する。
【００２２】Ｐ：0.030 〜0.060mass ％Ｐは、強度を向上させる成分であり、高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得ようとする場合には、所望の強度に応じて添加させることができる。Ｐ量が0.030mass ％に満たないと、Ｐ添加による強度向上効果が十分には得られず、一方、Ｐ量が多すぎると、合金化を阻害するため、Ｐは0.030 〜0.060mass ％の範囲とする。
【００２３】上記の成分組成になる鋼スラブを、熱間圧延に供する。この発明では、熱間圧延の仕上圧延の終了温度を、1000℃〜Ar3 ＋20℃の範囲とすることが肝要である。この発明でいう終了温度は、従来と同様に板厚方向の平均温度をいう。既に延べたように鋼板は表面から抜熱し、表層部が板厚中心部に比べて温度降下している。そこで、鋼板表層部についても仕上圧延終了時点でAr3 変態点以上を確保し、鋼板表面の全面にわたり均一な結晶組織を得るように、この発明では熱延仕上温度を1000〜Ar3 ＋20℃の範囲とする。熱延仕上温度がAr3 ＋20℃よりも低い温度では、鋼板表層が部分的にAr3 変態点を下回る場合があり、筋状欠陥が発生し易くなる。一方、熱延仕上終了温度が1000℃を上回ると、バーニングスケール等の他の表面欠陥が発生する危険性が高まる。したがって、仕上圧延終了温度は1000℃〜Ar3 ＋20℃の範囲とする。好ましくは950 ℃〜Ar3 ＋30℃の範囲とする。なお、発明者らは、この発明の仕上圧延終了温度では、結晶粒径が、仕上圧延をAr3 変態点直上で行う従来の方法と比べて変わりがないことを確認している。
【００２４】巻取り温度は700 〜820 ℃の範囲とする。この発明では、巻取り温度を比較的高めにすることによって、鋼板表層に内部酸化層を形成し、連続溶融亜鉛めっき処理ライン（ＣＡＬ）での焼鈍時におけるＰ、Mnの表面濃化を防ぐ。これによりMn濃化による不めっき、Ｐ濃化による合金化不足を防止することが可能となる。そのためには、巻取り温度は、700 ℃以上とすることが必要である。一方、巻取り温度が高くなり過ぎると、スケール厚が厚くなり、脱スケール性か劣化するので、この発明では、700 〜820 ℃の範囲とした。巻取り後は、冷間圧延を行う。この冷間圧延の圧下率は、深絞り性を確保する観点から、50％以上とすることが望ましい。
【００２５】冷間圧延の後は、焼鈍を目的とする熱処理を行う。かかる熱処理は、代表的には連続焼鈍ラインにて行われる。焼鈍温度は、再結晶が十分完了する温度として750 ℃程度を下限とするのが望ましい。一方、焼鈍温度が高過ぎると粒成長が進み過ぎ、必要以上に軟化してしまう場合があるので、900 ℃程度を上限とするのが望ましい。その後のめっき処理や、必要に応じて行われる合金化処理は、常法に従って行えばよい。
【００２６】
【実施例】Ｃ：0.0018mass％、Si：0.002 mass％、Mn：0.35mass％、Ｐ：0.043 mass％、Ｓ：0.005mass ％、Al：0.028mass ％、Ti：0.028mass ％、Nb：0.006 mass％、Ｂ：0.0006mass％及びＮ：0.0020mass％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブＡ（Ar3 変態点は900 ℃）及び、Ｃ：0.0016mass％、Si：0.003 mass％、Mn：0.08mass％、Ｓ：0.006 mass％、Al：0.030 mass％、Ti：0.028mass％、Nb：0.005 mass％、Ｂ：0.0003mass％及びＮ：0.0020mass％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブＢ（Ar3 変態点は900 ℃）をそれぞれ、表１に示す熱延条件で熱間圧延工程を行った後、圧下率80％の冷間圧延、引き続き、連続溶融亜鉛めっきラインにて860 ℃で60秒の焼鈍を行ってから、目付45g/m2の溶融亜鉛めっき処理、引き続き合金化処理を行った。かくして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面について、筋状欠陥の有無、焼けむらの有無、スケール欠陥の有無を目視により観察した結果を表１に併記する。
【００２７】
【表１】

【００２８】表１より、熱間圧延終了温度がこの発明の範囲を外れる鋼板は、未再結晶が見られ、筋状欠陥が発生した。一方、この発明に従う製造条件に従う鋼板は、筋状欠陥、焼けむら、スケール性欠陥のない、表面外観の良好な製品であった。
【００２９】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、自動車外板などのように良好な外観を要求される溶融亜鉛めっき鋼板に関して、筋状欠陥のない、優れた表面外観を有する溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することができるようになった。その結果、歩留りは50％程度から90％強にまで格段に向上した。
【出願人】 【識別番号】０００００１２５８
【氏名又は名称】川崎製鉄株式会社
【出願日】 平成１３年３月２日（２００１．３．２）
【代理人】 【識別番号】１０００７２０５１
【弁理士】
【氏名又は名称】杉村 興作 （外１名）
【公開番号】 特開２００１−３４２５２２（Ｐ２００１−３４２５２２Ａ）
【公開日】 平成１３年１２月１４日（２００１．１２．１４）
【出願番号】 特願２００１−５８０８４（Ｐ２００１−５８０８４）