JP2001335841A - 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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Abstract
有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の提供。 【解決手段】 質量%にて、C:0.01〜0.2%、
Si≦0.1%、Mn:0.05〜2%を含む連続鋳造鋳
片を、熱間仕上げ圧延工程内の後段において、Ar3点以
上、下記式(1)で与えられるAx(℃)以下の温度域
で、最終板厚の20%以上の圧下率で圧下し、650℃
以下で巻取り、圧下率50〜85%で冷間圧延した後、
溶融亜鉛めっきを行う。 Ax(℃)=Ar3+30+103×Al−104×N ・・・・ (1) ここで、 Al:酸可溶Al含有量(%) N :N含有量(%)
Description
々な形状に成形され、自動車の構造部材等に用いられる
溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造法に関する。
鋼板を製造する場合、熱延工程における鋼板の長手方向
の温度の変動に伴う特性の変動を如何に小さくするかが
肝要である。変動の原因は、概ね以下のような点にあ
る。 (1) スラブを均熱炉において加熱する際に、炉内でスキ
ッド(スラブを支える桁)に接している部分は加熱され
にくく、接していない部分よりも温度が低くなる。 (2) スラブを熱間で粗圧延して、粗圧延材となした後、
熱間仕上げ圧延するまでの間に、粗圧延材の後端が輻射
により冷却される。 (3) 巻取りに際し、鋼板の先端は巻取機の軸に接して冷
却され、また後端は巻取り後の輻射により鋼板の中央部
よりも速く冷却される。
るのは、(3)の巻取りに伴う変動である。特に、巻取り
温度が650℃を超える高温の場合に、この変動が顕著
になる。これは、巻取り後の鋼板中で析出するセメンタ
イトとAlNの析出形態に差が生じるためである。すな
わち、巻取り温度が低い部分では、セメンタイトが微細
に析出したり、AlNの析出が不十分なために、その後
の冷間圧延や再結晶焼鈍時における結晶粒の成長が悪
く、延性および深絞り性の劣った部分を有する冷延鋼板
および溶融亜鉛めっき鋼板が製造されることとなる。
2227号公報には、ストリップ長手方向の両端部の巻
取り温度を長手方向中央部のまきとり温度よりも高く
し、かつ両端部の巻取り温度およびその温度での巻取り
長さを一定の関係式にしたがって制御する方法が開示さ
れている。特開平5−43946号公報には、コイルの
先端部および尾端部について、各々ストリップ全長の3
%以上の部分の巻取り温度を680〜850℃とし、巻
き緩みがないように巻取ることにより、先端部および尾
端部の冷却を550℃以上から冷却速度3℃/分以下と
することを特徴とする冷延鋼板あるいは連続溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法が開示されている。
しつけられるので、最先端は急冷されて硬くなり、その
すぐ外側に巻き付けられる部分は高温のままで軟らかい
ため、長手方向の少し中央側に寄った1〜3巻き目の部
分に凹みができる。この理由は、急冷された硬い先端部
が、その外側に巻き付けられ押圧される軟らかい鋼板に
押し込まれるためである。
象が生じ、異常粒成長が起こり易い。このような部位は
冷間圧延中に破断しやすいため、仮に特性が良くても、
冷延前に切り落とさざるを得ない。また、先端および後
端では、巻取り温度が高くなるに伴い、巻取り後のスケ
ールの成長も促進され、酸洗性が劣化するばかりでな
く、溶融亜鉛めっき性に有害な鋼板中のSi等の元素の
表面への濃化が進み、溶融亜鉛めっき鋼板の表面品質を
劣化させるという欠点を有する。上記の変動原因(1)の
スラブ加熱に関しては、特開昭63−277724号公
報に、S含有量に対して定められる温度以下で、105
0℃以上の温度にて低温加熱することにより微細なMn
Sの数を減少させ、深絞り性、時効特性を向上させる冷
延鋼板の製造方法が開示されている。ここでは、S含有
量の低下に伴いスラブ加熱温度を下げる必要性も示され
ている。
冷却の影響を低減させ、したがって、鋼板特性の均一化
につながるが、完全な均一化は望めない。また、本製造
法においても、鋼板を650℃以上で巻取ることが前提
となっている。さらに、スラブ加熱温度を下げ過ぎる
と、熱間仕上げ圧延工程内に最も温度低下の大きい部分
がAr3変態点を下回り、特性の劣化を招く。すなわち、
S含有量の少ない鋼では、本製造法は有効な方法とはい
えない。
号公報には、巻取り温度が650℃以下であっても、コ
イル長手方向に均一で良好な特性が得られる鋼板の製造
方法が開示されている。この方法では、完全にMnSを
析出させることを目的として、スラブを1150℃以下
に加熱した後に熱間で粗圧延を行い、粗圧延材を一旦9
50℃以下にした後、980℃以上に再加熱し、熱間仕
上げ圧延を行うものである。
下の大きい部分がAr3変態点を下回る危険性はなくなる
と同時に、上記の変動原因(2)の影響も低減できる。し
かし、S含有量が少ないほど、粗圧延材を低い温度まで
冷却する必要が生じる。そのため、エネルギー効率が悪
く、さらに、熱間仕上げ圧延後の冷却過程におけるAl
Nの析出促進効果が期待できない。
低炭素−Alキルド鋼中のS含有量は、製鋼技術の進歩
により低下している。また、最近の薄板製造工程では、
連続鋳造後、スラブは直ちに加熱炉に装入されるので、
余程のスラブ低温加熱を行わない限り、特性の向上は期
待できない。
を解決するためになされたものであり、その課題は、比
較的S含有量の少ない低炭素−Alキルド鋼を用いて、
過度にスラブを低温加熱することなく、比較的低い巻取
り温度においても、良好で均一な特性を有する溶融亜鉛
めっき鋼板を製造できる方法を提供することにある。
おりである。
Si:0.1%以下、Mn:0.05〜2%、P:0.1
%以下、S:0.02%以下、酸可溶Al:0.005
〜0.1%、N:0.0005〜0.008%、残部が
Feおよび不純物からなる連続鋳造鋳片を熱間圧延する
際に、仕上げ圧延工程内の後段において、Ar3点以上、
下記式(1)で与えられるAx(℃)以下の温度域で、
最終板厚の20%以上の圧下率で圧下し、650℃以下
で巻取り、圧下率50〜85%で冷間圧延した後、溶融
亜鉛めっきを行うことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法。 Ax(℃)=Ar3+30+103×Al−104×N ・・・・ (1) ここで、 Al:酸可溶Al含有量(%) N :N含有量(%) なお、鋼成分の含有量は質量%を表す。
%以上の圧下率とは、下記式(2)により算出される値
をいう。 R=(H1−H2)/H3×100 ・・・・・・・・・(2) ここで、 R :熱間圧延における圧下率(%)。 H1:複数のスタンドで構成される圧延機の場合は、鋼
板が該当温度域に達した後、最初に通過する後段スタン
ド入側での鋼板の厚さ(mm)。なお、後段スタンドと
は、例えば、7スタンドの圧延機の場合は、少なくとも
4スタンド以降のスタンドをいう。1スタンドで構成さ
れる圧延機の場合は、鋼板が該当温度域に達した後、最
初に通過する後段パスの入側での鋼板の厚さ(mm)。 H2:複数のスタンドで構成される圧延機の場合は、鋼
板が該当温度域にあって、最後に通過する後段スタンド
出側での鋼板の厚さ(mm)。1スタンドで構成される
圧延機の場合は、鋼板が該当温度域にあって最後に通過
する後段パスの出側での鋼板の厚さ(mm)。 H3:熱間圧延における最終板厚(mm)。
の方法において、さらに、鋼に質量%で、0.0002
〜0.003%のBを含有しても良い。 (3) また、上記(1)または(2)の製造方法において、粗圧
延の後に、粗圧延材を965℃以上の温度で、粗圧延材
内の温度の不均一が140℃以内となるように加熱し、
仕上げ圧延すると、さらに一層の効果が得られる。
低炭素−Alキルド鋼の特性に及ぼす組成および熱間圧
延条件の影響を詳細に調査し、(1) 熱間圧延の最終圧下
温度がAr3変態点以上で、かつAr3変態点に近いほど、
(2) 熱間圧延の最終圧下量が多いほど、深絞り性が向上
することを見出した。
料を比較調査した結果、前者では、セメンタイトが粗大
化し、かつAlNの析出量も多いこと、後者では、セメ
ンタイトが微細化し、かつAlNの析出量もすくないこ
とが明らかとなった。その理由を明らかにするため、圧
縮式の熱間加工シミュレーターを使用して、種々の温度
および圧下率において熱間加工試験を行い、その後の変
態挙動を調査した。
に相関のあることが明らかになった。これは、再結晶が
生じにくい低温のオーステナイトに大きな歪みを加える
と、フェライト変態が促進され、変態に伴い進行するA
lNの析出が促進されたためと推定される。また、巻取
り後最終的にはセメンタイトに変態するオーステナイト
の量がより高温で少なくなり、最終的にセメンタイトが
粗大化したためと推定される。
ても調査した結果、鋼中のAl含有量が多いほど、ま
た、N含有量が少ないほど、深絞り性が向上することが
明らかになった。同じ深絞り性を得ることを前提とした
場合、Al含有量の増加は、最終圧下温度を上げるのと
同様の効果があり、また、N含有量の増加は最終圧下温
度を下げるのと同様の効果がある。これらの結果に基づ
き、熱間圧延で低温巻取りを行った低炭素−Alキルド
鋼において良好な深絞り性を得るために必要な熱間圧延
条件を、AlおよびN含有量との関係から明らかにし
た。成分組成の限定理由および圧延条件等の限定理由に
ついて詳述する。
1%未満とすると極低炭化しない限り、連続焼鈍では常
温歪み時効を実用上問題がない程度まで抑制できない。
また、0.2%を超える含有量ではセメンタイトの体積
率が大きすぎ、加工用冷間圧延鋼板に必要な延性が得ら
れない。好ましくは、0.01〜0.035%であり、
さらに好ましくは、0.015〜0.025%である。
るもので、少ないほど好ましい。多くなると鋼板の深絞
り性を劣化させるばかりか、溶融亜鉛との反応を劣化さ
せるので、上限を0.1%とした。好ましくは、0.0
3%以下である。
るSがFeSを形成して、熱間脆性を引き起こすのを防
止するために添加される。0.04%未満ではその効果
が得られない。2%を超えると、熱延工程における巻取
り時のセメンタイト粗大化促進効果が得られず、また、
固溶炭素と共存することにより再結晶抑制効果が過大と
なり、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が容易に得ら
れなくなる。したがって、0.04〜2%とする。
的に応じて引張強度を上昇させるために積極的に添加さ
れても良く、また、不可避的不純物として含有されてい
ても良い。しかし、含有量が0.1%を超えると鋼を脆
化させるため、この値を上限とする。
ので、少ないほど好ましい。MnSとして析出させる
が、MnSが多過ぎても特性が劣化するので、0.02
%以下とする。好ましくは、0.008%以下、さらに
好ましくは、0.004%以下である。
ので、少ないほど好ましい。現在の製鋼技術により容易
かつ安定して製造可能な0.0005%を下限とする。
また、0.008%を超えると必要なAlの添加量が増
大して、製造コストが高くなる。好ましくは、0.00
3%以下であり、さらに好ましくは、0.002%以下
である。
を窒化アルミニウムとして固定するために添加される。
質量%の比でN含有量の10倍以上を添加する必要があ
るので、0.005%を下限とした。また、0.1%を
超えて添加すると、非金属介在物が増加し、延性が阻害
されるので、これを上限とした。
できないNをBNとして固定するために添加される。し
かし、固溶状態のBは、熱間仕上げ圧延後のフェライト
変態を抑制するため、固溶状態のN含有量に応じた量が
添加されるのが好ましい。0.0002%未満では効果
が得られないので、これを下限とした。また、0.00
3%を超えると、熱間仕上げ圧延前にFeのB化合物が
析出し、BNを形成しないばかりか、延性を阻害するの
でこれを上限とした。 (b) 圧延条件等の限定理由 熱間仕上げ圧延入側までの温度条件: 本発明が対象と
する低S鋼では、スラブの低温加熱による効果はあまり
期待できないので、加熱温度は特に限定しない。熱間仕
上げ圧延機の入側の温度は、低い方が好ましいが、熱間
仕上げ圧延をオーステナイト域で完了する必要性から、
965℃を下限とした。その際の板内の温度のバラツキ
が140℃を超えると、冷延・再結晶焼鈍後の特性変動
が大きくなるのでこれを上限とした。好ましくは60℃
以内であり、さらに好ましくは30℃以内である。
件は本発明の最も重要な構成要件である。フェライト域
で熱間圧延すると、深絞り性を劣化させる再結晶集合組
織の形成の原因となる圧延集合組織が鋼板表層に生成す
るので、Ar3変態点を下限とした。フェライト変態が促
進し、本発明の効果を発揮させるに足る歪みを付与する
ために、前記の式(1)で与えられるAx(℃)以下の
温度域において圧下を行う。フェライト変態直前の圧下
によって加えた歪みが増加すると、熱延鋼板の結晶粒径
が小さくなり、最終製品である冷延鋼板の深絞り性が向
上する。また、圧下によって加えた歪みが増加すると、
鋼板はAlの拡散の速い高温のフェライト域に留まる時
間が長くなり、AlNの析出が促進されて深絞り性が向
上する。これらの効果を得るために必要な圧下率は、試
験による調査から、前記の式(2)により与えられる圧
下率で20%以上との結果を得た。これらをもとに、仕
上げ圧延工程内の後段において、Ar3点以上、式(1)
で与えられるAx(℃)以下の温度域で、最終板厚の2
0%以上の圧下率で圧下を行うこととする。また、大圧
下の場合には、鋼板の平坦度が低下する可能性のあるこ
とから、式(2)により与えられる圧下率は250%以
内とすることが望ましい。
度が650℃を超えると、鋼板の先端および後端と中央
部の特性の差が大きくなる。さらに、熱延板のスケール
が厚くなり、それに伴って、Si等の元素が鋼板とスケ
ールの界面に濃化し、溶融亜鉛めっき性を阻害するの
で、この温度を上限とした。一方、巻取り温度が低下す
ると、冷却水による鋼板の冷却形態が膜沸騰による冷却
から核沸騰による冷却に変わり、冷却が不均一となって
熱延鋼板の平坦度が低下する可能性がある。これらか
ら、好ましくは、450〜600℃、さらに好ましく
は、500〜550℃とする。
では、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が生成せず、
一方、85%を超えると、深絞り性を阻害する別の再結
晶集合組織が生成するため、50〜85%とした。
鉛めっきラインにて、焼鈍、めっきされ、必要に応じ
て、再加熱して合金化処理され、さらに、必要に応じて
調質圧延を施され、出荷される。
れは本発明の実施例の例示であって、本発明はこれに制
限されるものではない。
る成分組成を有する鋼を溶解した。
mmの円筒形の試料を用いて以下に示す方法により求め
た。
0℃までを10℃/sの冷却速度で冷却した後、同温度
で30秒間保持し、さらに、圧下率30%で圧下した。
その後、10℃/sで冷却する過程において試料の高さ
の変化を連続的に測定することにより求めた。
した。
厚さ25mmの実験用スラブとした。
0℃において1時間加熱した後、1030〜800℃の
温度範囲において、1スタンドで構成される実験用熱間
圧延機により3パスの圧延を行い、厚さ3mmの熱延鋼
板を得た。
熱延鋼板を直ちに水スプレー冷却により、700〜50
0℃の温度まで冷却し、継いで、同温度に保持した電気
炉中に装入し、さらにその温度で1時間保持した後に、
20℃/hの冷却速度で炉冷却した。
mまで冷間圧延した。
加熱炉中で、10℃/sの昇温速度にて820℃まで加
熱し、同温度で40秒間保持後、10℃/sの冷却速度
で450℃まで冷却し、30秒間保持後、50℃/sの
昇温速度で500℃まで再加熱し、30秒間保持後、1
0℃/sの冷却速度で室温まで冷却した。
延を施した後、JIS5号引張試験片による引張試験に
供した。
り温度および械的特性の測定結果を示す。表中のr値
は、圧延方向の測定値を示す。
た場合の試験結果を示す。表中の偏差r値は、表2中の
A鋼およびB鋼のr値との偏差を示す。
した場合の試験番号1〜5について、破断伸びおよびr
値におよぼす温度Axの影響を示したグラフである。
圧下に相当する最終パスの開始温度がそれぞれ鋼A、
B、C、EのAr3点以上、温度Ax以下の範囲内である
ため、r値は1.4を超えて高く、良好な深絞り性を示
している。これに対して、試験番号4は、鋼Dの温度A
xが最終パスの開始温度よりも低いことから、r値が低
く、良好な深絞り性が得られないことが明らかである。
いた場合であり、試験番号7はNをさらに好ましい範囲
で含有するとともにBを含有する鋼Gを用いた場合であ
る。何れの場合も良好な深絞り性が得られている。試験
番号11は、第1パス開始温度が大幅に低下したことに
よって最終パス開始温度がAr3点以下となった場合を示
している。r値が低下している。
0℃に上昇させた場合である。最終パス開始温度が、温
度Axを超えているため、破断伸びが低下している。
終パス圧下率の影響を示すグラフであり、試験番号1、
8、9の結果を整理したものである。なお、偏差r値
は、最終パス圧下率が50%の試験番号1からの偏差を
表す。同図の結果から、後段における圧下に相当する最
終パスの圧下率が20%以上において良好な深絞り性の
得られることが明らかである。一方、最終パスの圧下率
が20%未満の場合には、深絞り性および偏差r値とも
に悪化している。図3は、r値および偏差r値におよぼ
す巻取り温度の影響を示すグラフであり、試験番号2、
12、13、14の結果を整理したものである。なお、
偏差r値は、巻取り温度が600℃の試験番号2からの
偏差を示す。
で巻取った場合ほどr値の絶対値は高くないが、偏差r
値に示されるように巻取り温度によるr値の変動が小さ
く、コイル面内のr値の均一性が確保されている。一
方、650℃を超えると、r値は高いものの、巻取り温
度が不均一となるため、鋼板のエッジ部等で650℃を
下回ることが避けられず、コイル面内のr値が不均一と
なる。
およぼす第1パス開始温度の影響を示すグラフである。
試験番号1、15、16、17、18を整理したもので
ある。この試験は、実験用スラブの温度を変化させるこ
とにより第1パス開始温度を変化させ、実機における鋼
板面内の温度の不均一による影響をシミュレートしたも
のである。例えば、1030℃を第1パスの開始温度の
基準とした場合、温度の不均一を140℃以内(±70
℃以内)とすることによりr値の不均一はほぼ0.3以
内に低減することができる。さらに、温度の不均一を6
0℃(±30℃以内)とすることによりr値の不均一は
ほぼ0.1以内に低減することができる。
によれば、比較的低い巻取り温度においても良好で均一
な深絞り性を有する溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能であ
り、本方法は、めっき鋼板のコスト低減および品質向上
に寄与するところ大である。
およびr値におよぼす温度Axの影響を示すグラフであ
る。
の影響を示すグラフである。
響を示すグラフである。
パス開始温度の影響を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項1】質量%で、C:0.01〜0.2%、S
i:0.1%以下、Mn:0.05〜2%、P:0.1%
以下、S:0.02%以下、酸可溶Al:0.005〜
0.1%、N:0.0005〜0.008%、残部がF
eおよび不純物からなる連続鋳造鋳片を熱間圧延する際
に、仕上げ圧延工程内の後段において、Ar3点以上、下
記式(1)で与えられるAx(℃)以下の温度域で、最
終板厚の20%以上の圧下率で圧下し、650℃以下で
巻取り、圧下率50〜85%で冷間圧延した後、溶融亜
鉛めっきを行うことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法。 Ax(℃)=Ar3+30+103×Al−104×N ・・・・ (1) ここで、 Al:酸可溶Al含有量(%) N :N含有量(%) - 【請求項2】質量%で、C:0.01〜0.2%、S
i:0.1%以下、Mn:0.05〜2%、P:0.1%
以下、S:0.02%以下、酸可溶Al:0.005〜
0.1%、N:0.0005〜0.008%、B:0.
0002〜0.003%、残部がFeおよび不純物から
なる連続鋳造鋳片を熱間圧延する際に、仕上げ圧延工程
内の後段において、Ar3点以上、下記式(1)で与えら
れるAx(℃)以下の温度域で、最終板厚の20%以上
の圧下率で圧下し、650℃以下で巻取り、圧下率50
〜85%で冷間圧延した後、溶融亜鉛めっきを行うこと
を特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Ax(℃)=Ar3+30+103×Al−104×N ・・・・ (1) ここで、 Al:酸可溶Al含有量(%) N :N含有量(%) - 【請求項3】粗圧延の後に、粗圧延材を965℃以上の
温度で、粗圧延材内の温度の不均一が140℃以内とな
るように加熱し、仕上げ圧延することを特徴とする請求
項1または請求項2に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。
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