JP2003147486A - 高強度冷延鋼板 - Google Patents
高強度冷延鋼板Info
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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」を生じさせることなく、溶融めっき性及
びめっき後の合金化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、めっき後の合金化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、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が提案された(特許文献1参
照)。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0.001〜0.1
0wt%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。
にFeの下地めっきを施す方法がある(特許文献2参
照)。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。
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が開示された(特許文献3及
び4参照)。しかしながら、これらの方法は、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。
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。
欄の13〜22行)
左上欄の17行〜右上欄の6行)
頁、右上欄の6〜18行)
右欄の段落[0008])
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」を生じさせることなく、溶融めっき性及びめっき後
の合金化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、溶融めっきを施すと、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。
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,FeSi
O3,Fe2 SiO4 ,MnSiO3 ,Mn2 SiO
4 ,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及びめっき後の合金化処理性を飛躍
的に向上させることを見いだし、本発明を完成させた。
る高強度冷延鋼板であって、Siを0.1wt%以上
3.0wt%以下含有する高強度冷延鋼板の、鋼板表層
から0.1〜100μmの深さまでの結晶粒界及び/又
は結晶粒内に、SiO2,MnO,FeSiO3,Fe2
SiO4,MnSiO3,Mn2SiO4及びP2O5から選
ばれた1種以上の酸化物が形成されてなることを特徴と
する高強度冷延鋼板である。
強度冷延鋼板であって、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の、鋼板表層から0.1〜1
00μmの深さまでの結晶粒界及び/又は結晶粒内に、
SiO2,MnO,FeSiO3,Fe2SiO4,MnS
iO3,Mn2SiO4及びP2O5から選ばれた1種以上
の酸化物が形成されてなることを特徴とする高強度冷延
鋼板である。
「不めっき」やめっき後の合金化処理時の「合金化む
ら」を生じさせることなく、溶融めっき性及びめっき後
の合金化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。
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4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及びめっき後の合金化処理性が飛
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。
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。
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及びめ
っき後の合金化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、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
浴との密着性を著しく低下させるためである。
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0.001wt%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。
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、「不めっき」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」
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。
0μm以下に限定したのは、0.1μm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、10
0μm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。
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、N
o.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 O5 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。溶融めっき、合金化等の表面処理方法
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」、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」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 (2)
- 【請求項1】 溶融めっきに供される高強度冷延鋼板で
あって、Siを0.1wt%以上3.0wt%以下含有
する高強度冷延鋼板の、鋼板表層から0.1〜100μ
mの深さまでの結晶粒界及び/又は結晶粒内に、SiO
2,MnO,FeSiO3,Fe2SiO4,MnSi
O3,Mn2SiO4及びP2O 5から選ばれた1種以上の
酸化物が形成されてなることを特徴とする高強度冷延鋼
板。 - 【請求項2】 溶融めっきに供される高強度冷延鋼板で
あって、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の、鋼板表層から0.1〜1
00μmの深さまでの結晶粒界及び/又は結晶粒内に、
SiO2,MnO,FeSiO3,Fe2SiO4,MnS
iO3,Mn2SiO4及びP2O5から選ばれた1種以上
の酸化物が形成されてなることを特徴とする高強度冷延
鋼板。
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- 2002-11-05 JP JP2002321147A patent/JP3870891B2/ja not_active Expired - Fee Related
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