JP2019522116A - 優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】低い密度を有するとともに、高い強度及び優れたリン酸塩処理性を有する、低密度冷間圧延鋼板を提供する。【解決手段】優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子層が低密度冷間圧延鋼板の表面上に配置され、鉄粒子層中に分散した鉄粒子が存在する。低密度冷間圧延鋼板は、質量百分率で３．０％〜７．０％のＡｌ元素を含む。【選択図】図１

Description

本発明は冷間圧延鋼板及びその製造方法、より詳細には優れたリン酸塩処理性を有する冷間圧延鋼板及びその製造方法に関する。
環境規制及び省エネルギー及びエネルギー消費削減の要求の高まりから、軽量化が自動車開発の方向性の１つとなっている。材料の観点から、軽量車両を達成する方法は、以下の通りである。つまり、鋼の代わりにアルミニウム及びマグネシウム等の軽合金を使用すること、従来の低強度鋼の代わりに高強度鋼を使用して材料の厚さの削減を達成すること、及び鋼の密度を低減することによって鋼の比強度を増大すること、すなわち低密度鋼を開発することである。
アルミニウムは鋼よりもはるかに低い密度を有するため、従来技術では、一定量のアルミニウムを鋼に添加することによって材料密度の低減が達成されていた。
例えば、「高強度ＩＦ低密度鋼および該鋼鉄の製造方法」と題する特許文献１（公開日：２０１４年１２月１７日）は、高強度ＩＦ低密度鋼及びその製造方法を開示しており、該鋼は密度を低減するために６％〜９％のＡｌ含有量を有する。
さらに、「良好なスタンピング性能を有する低密度鋼」と題する特許文献２（公開日：２０１０年６月２３日）は、Ａｌの含有量が６％≦Ａｌ≦１０％である熱間圧延フェライト鋼板を開示している。
しかしながら、高いＡｌ含有量を有する鋼をリン酸塩処理する場合、リン酸塩結晶の被覆率は低く、塗装に関する自動車ユーザの要求を満たすことはできない。油除去及び除錆の後に、自動車部品に使用される材料は、通常、リン酸塩膜を金属表面上に形成するためにリン酸塩処理が行われる。通常のリン酸塩膜は多孔性かつ均一である。コーティング材が細孔内に浸透し、コーティングの接着性を増大させる効果、及び電気泳動時の電気泳動塗料の腐食性に抵抗し、電気泳動効果を向上させる効果を有する。したがって、リン酸塩膜は、好適な下地層であり、コーティングに不可欠である。コーティングの品質は、リン酸塩処理を行わないか、又はリン酸塩処理効果が良好でない場合には、確実にすることができない。
高強度鋼では多くの合金元素が添加されるため、これらの合金元素は焼鈍された鋼板の表面上で濃縮されて酸化物膜を形成する。これは、リン酸塩処理プロセスの均一な反応を促進せず、リン酸塩処理の被覆範囲の低下やリン酸塩結晶が疎らではがれやすい等の欠陥を引き起こしやすくなり、自動車製造における要件が満たされない。高強度鋼板の低いリン酸塩処理性も自動車製造においてよく見られる問題である。
高強度鋼の優れたリン酸塩処理性を得るためには、合金成分の含有量を制御することが一方法である。しかしながら、合金成分の含有量の制限は、材料の性能に影響を及ぼす。
組成の制御に加えて、焼鈍プロセスの制御は、高強度鋼のリン酸塩処理性を改善する別の方法である。しかしながら、従来技術は以下の欠点を有する。例えば、焼鈍プロセスの制御は殆どの連続焼鈍ラインに適用することができず、又は焼鈍生産時のプロセスパラメータの制御（例えば、雰囲気の露点を−４５℃以下に制御すること）は困難であり、又は焼鈍プロセス工程の増加は生産コストの増大につながる。
高強度鋼のリン酸塩処理性を改善する場合、従来技術では主に、Ｓｉ元素及びＭｎ元素の表面濃縮によるリン酸塩処理性への悪影響に対処しており、かかる鋼板中のＡｌ元素の質量百分率は通常１％以下である。
中国特許出願公開第１０４２２０６０９号明細書 中国特許出願公開第１０１７５５０５７号明細書
本発明の目的の１つは、優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板であって、Ａｌ元素の質量百分率を制御することにより低い密度を有するとともに、鋼板の表面酸化を制御して鉄粒子層を形成することにより高い強度及び優れたリン酸塩処理性を有する、低密度冷間圧延鋼板を提供することである。これにより、本発明は、高いＡｌ元素含有量と優れたリン酸塩処理性とを両立することができないという従来技術の技術的課題を解決する。
上記の目的を達成するために、本発明は、優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板であって、低密度冷間圧延鋼板の表面が、鉄粒子が分散した鉄粒子層を有し、低密度冷間圧延鋼板が質量百分率で３．０％〜７．０％のＡｌ元素を含有する、低密度冷間圧延鋼板を提供する。
本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、Ａｌ元素の設計原理はＡｌ元素がフェライト形成元素であることである。Ａｌ元素の添加により鋼板の密度を著しく低減することができるため、本発明におけるＡｌ元素の質量百分率は３．０％以上である。しかしながら、７．０％を超える質量百分率を有するＡｌ元素は、オーステナイトの形成を阻害する。加えて、Ａｌ元素は鋼中のオーステナイトの積層欠陥エネルギーを顕著に増大させる。したがって、７．０％を超える質量百分率を有するＡｌ元素は、鋼中の残留オーステナイトが変形時にマルテンサイト変態を起こすように誘導されることを阻止し、鋼板に適合する良好な強度及び塑性を得るのが困難となる。したがって、本発明ではＡｌ元素の質量百分率を３．０％〜７．０％と規定する。さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板の表面は鉄粒子層を有し、この鉄粒子層が、高いＡｌ含有量を有する低密度鋼のリン酸塩処理の課題を解決することができる。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子層の内側にこの鉄粒子層に隣接した内部酸化層を有し、この内部酸化層がＡｌ酸化物を含有する。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、焼鈍雰囲気の露点を制御することによってＡｌ２Ｏ３という外部酸化の形成が抑制されて内部酸化層の内部酸化へと転じ、鉄粒子が鋼板の表面上に形成されることで、低密度かつ高強度の冷間圧延鋼のリン酸塩処理の課題が解決される。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、内部酸化層はＭｎ酸化物を更に含有する。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、内部酸化層が０．２μｍ〜１０μｍの厚さを有する。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、内部酸化層の厚さが０．２μｍ未満である場合、Ａｌ元素の外部酸化を効果的に抑制することができず、内部酸化層の厚さが１０μｍを超える場合、鋼板の表面下の形成特性が影響を受ける可能性がある。したがって、内部酸化層の厚さを０．２μｍ〜１０μｍに制御するのが好ましい。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、内部酸化層の酸化物が粒界及び粒内に存在する。内部酸化層中の酸化物は主にＡｌ酸化物及びＭｎ酸化物であり、これらは内部酸化層の粒内及び粒界に同時に分布する。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子層の厚さが内部酸化層の厚さ未満である。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子層が０．１μｍ〜５μｍの厚さを有する。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子層の厚さが０．１μｍ未満である場合、リン酸塩処理性が比較的不良となり、鉄粒子層の厚さが５μｍを超える場合、より長い焼鈍保持時間が鉄粒子層の形成に必要とされる。したがって、本発明では鉄粒子層の厚さを０．１μｍ〜５μｍと規定するのが好ましい。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板の鉄粒子層は０．３μｍ〜３μｍの厚さを有するのが好ましい。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子は０．１μｍ〜５μｍの粒径を有する。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子の粒径が０．１μｍ未満である場合、鉄粒子の厚さ及び被覆面積がより小さく、リン酸塩処理性が比較的不良となり、鉄粒子の粒子直径が５μｍを上回る場合、鉄粒子層が過度に厚くなる。したがって、本発明では鉄粒子が０．１μｍ〜５μｍの粒径を有すると規定するのが好ましい。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子は鋼板の表面積の３０％以上を覆う。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、鉄粒子が鋼板の表面積の３０％未満を覆う場合、鉄粒子によって覆われない鋼板の表面積が過度に大きくなり、これらの部分で低いリン酸塩処理性が生じる可能性がある。したがって、本発明では鉄粒子が鋼板の表面積の３０％以上を覆うと規定するのが好ましい。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、隣接する鉄粒子間の最大間隔が、該鉄粒子の平均粒径の１０倍以下である。
上記の解決法では、隣接する鉄粒子間の最大間隔が鉄粒子の平均粒径の１０倍を超えると、鉄粒子間の空間がリン酸塩処理の際にリン酸塩化されない可能性がある。したがって、本発明では隣接する鉄粒子間の最大間隔が、鉄粒子の平均粒径の１０倍以下であると規定するのが好ましい。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、鋼板の微細構造がフェライト及び残留オーステナイトである。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、残留オーステナイトの相比率が６％〜３０％である。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板では、残留オーステナイト中のＣ元素の質量百分率が０．８％以上である。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、Ｃがオーステナイト形成を促進する重要な固溶強化元素である。Ａｌ元素の濃度が高い低密度鋼では、残留オーステナイト中のＣの質量百分率が０．８％未満である場合、残留オーステナイトの含有量及び機械的安定性が比較的低く、鋼板の低強度及び低延性が生じる。したがって、本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の残留オーステナイト中のＣ含有量は、０．８％以上である。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板の密度は、低密度冷間圧延鋼が低密度かつ軽量であることで自動車構造部品の製造に好適となるように、７５００ｋｇ／ｍ３未満である。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板中の化学元素の質量百分率は、Ｃ：０．２５％〜０．５０％、Ｍｎ：０．２５％〜４．０％、Ａｌ：３．０％〜７．０％であり、残部がＦｅ及び他の不可避的不純物である。
ここで、不可避的不純物は主にＳ元素、Ｐ元素及びＮ元素であり、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％と制御することができる。
低密度冷間圧延鋼板中の各化学元素の設計原理は以下の通りである。
Ｃ：Ｃはオーステナイト形成を促進する重要な固溶強化元素である。Ａｌの濃度が高い低密度鋼では、Ｃの質量百分率が０．２５％未満である場合、残留オーステナイトの含有量及び機械的安定性は比較的低く、鋼板の低強度及び低延性が生じ、Ｃの質量百分率が０．５％を超える場合、フェライト粒界に分布する層状カーバイド及びカーバイド粒子が粗くなるため、鋼板の圧延変形能が低減する。したがって、本発明では、Ｃの質量百分率が０．２５％〜０．５０％に制御される。
Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイトの安定性を増大し、焼入れ時の鋼の臨界冷却速度を低減し、鋼の焼入れ性を改善することができる。Ｍｎは鋼の加工硬化特性を改善することで、鋼板の強度を増大することもできる。しかしながら、過度に高いＭｎ含有量は、スラブ中のＭｎ偏析及び熱間圧延板中の顕著な帯状構造分布を引き起こし、それにより鋼板の延性及び曲げ特性が低減する。さらに、過度に高いＭｎ含有量は、冷間圧延変形時に熱間圧延板に亀裂を引き起こす傾向がある。したがって、本発明ではＭｎの質量百分率は０．２５％〜４．０％に制御される。
Ａｌ元素はフェライト形成元素である。Ａｌ元素の添加によって鋼板の密度が著しく低減する可能性があることから、本発明におけるＡｌ元素の質量百分率は３．０％以上である。しかしながら、７．０％を超える質量百分率を有するＡｌ元素は、オーステナイトの形成を阻害する。加えて、Ａｌ元素は鋼中のオーステナイトの積層欠陥エネルギーを顕著に増大する可能性がある。したがって、７．０％を超える質量百分率を有するＡｌ元素は、鋼中の残留オーステナイトが変形時にマルテンサイト変態を起こすように誘導されることを阻止し、鋼板に適合する良好な強度及び塑性を得るのが困難となる。したがって、本発明ではＡｌ元素の質量百分率を３．０％〜７．０％と規定する。
Ｐ：Ｐは固溶強化元素である。しかしながら、Ｐは鋼の低温脆性を増大し、鋼の塑性を低減し、低温曲げ特性及び溶接性を損なう。したがって、本発明ではＰの質量百分率を０．０２％以下と規定する。
Ｓ：Ｓは鋼を高温脆性にし、鋼の延性及び靭性を低減し、溶接性を損ない、鋼の耐食性を低減する。したがって、本発明ではＳの質量百分率を０．０１％以下と規定する。
Ｎ：Ｎ及びＡｌはＡｌＮを形成し、凝固時に柱状デンドライトを精錬することができる。しかしながら、Ｎ含有量が過度に高い場合、形成される粗いＡｌＮ粒子が鋼板の延性に影響を及ぼす。加えて、過剰なＡｌＮは鋼の熱可塑性を低減する。したがって、本発明ではＮの質量百分率を０．０１％以下と規定する。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板は、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｚｒ及びＣａの１１元素のうち少なくとも１つを更に含有していてもよい。
さらに、本発明の低密度冷間圧延鋼板は、２５％超の伸び、及び、８００ＭＰａ超の引張強度を有する。
本発明の別の目的は、優れたリン酸塩処理性を有する上記の低密度冷間圧延鋼板のいずれかを製造することができる、本発明による低密度冷間圧延鋼板の製造方法を提供することである。
上記の目的を達成するため、本発明は、低密度冷間圧延鋼板の製造方法であって、
（１）製錬及び鋳造の工程と、
（２）熱間圧延の工程と、
（３）酸洗いの工程と、
（４）冷間圧延の工程と、
（５）７５０℃〜９５０℃の均熱温度まで加熱した後、３０秒間〜６００秒間保持する連続焼鈍の工程であって、焼鈍雰囲気の露点が−１５℃〜２０℃であり、次いで冷却後の均熱ストリップ鋼を巻き取る、工程と、
を含む製造方法を提供する。
本技術的解決法では、工程（５）における連続焼鈍の均熱温度及び均熱保持時間は、主に連続焼鈍後に鋼板の表面上に鉄粒子層を形成するように規定される。均熱温度を７５０℃〜９５０℃、均熱保持時間を３０秒〜６００秒に制御する理由は以下の通りである。すなわち、７５０℃未満の均熱温度又は３０秒未満の保持時間では、低密度冷間圧延鋼板の鋼基板中のマルテンサイトがオーステナイト粒子を形成するように十分にオーステナイト逆相変態を受けず、低密度冷間圧延鋼板の鋼基板中のカーバイドがオーステナイト粒子を形成するように完全に溶解せず、ストリップ状高温フェライトを十分に動的再結晶化及び精錬することができないため、焼鈍後の鋼板の表面上の鉄粒子層が十分に形成されず、リン酸塩処理性が不良となる。均熱温度が９５０℃を超えるか、又は均熱保持時間が６００秒を超える場合、鋼板基板の微細構造中のオーステナイト粒が均熱処理後に粗大化し、鋼におけるオーステナイト安定性が低下し、焼鈍後の鋼板基板における残留オーステナイト含有量の減少及び残留オーステナイト安定性の低下が生じる。その結果として、焼鈍後の鋼板の機械的特性が損なわれる。均熱温度が９５０℃を超えるか、又は均熱保持時間が６００秒を超える場合、焼鈍後の鋼板の表面上の鉄粒子の粒径が過度に大きく、内部酸化層が過度に厚くなる。これは鋼板の表面の形成特性にとって好ましくない。
加えて、本技術的解決法における鉄粒子層の形成は、技術的解決法において規定される焼鈍雰囲気の露点と密接に関連している。連続焼鈍時に焼鈍雰囲気の露点を制御することによって、Ａｌ２Ｏ３という外部酸化の形成が抑制されて内部酸化層の内部酸化へと転じ、鉄粒子が鋼板の表面層上に形成される。上記の露点範囲では、焼鈍雰囲気はＦｅに対して還元性であるため、酸化鉄が還元される。焼鈍雰囲気の露点が−１５℃未満である場合、上記の焼鈍雰囲気は依然として鋼基板中のＡｌ元素に対して酸化性であり、鋼基板中のＡｌが鋼基板の表面上に連続緻密Ａｌ２Ｏ３膜を形成し、これがリン酸塩処理性に影響を及ぼす。焼鈍雰囲気の露点が２０℃を超える場合、焼鈍雰囲気中の酸素ポテンシャルが過度に高く、鋼基板へのＯ原子の拡散能が増大し、鋼板の表面上にＡｌ及びＭｎ等の合金元素で形成される内部酸化層が過度に厚くなり、これが鋼板の表面の形成特性に影響を及ぼす。
工程（５）における均熱保持時間は３０秒〜２００秒であるのが好ましい。
本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、均熱保持時間を３０秒〜２００秒に制御するのが好ましい。
さらに、本発明による低密度冷間圧延鋼板の製造方法では、工程（２）において、加熱温度が１０００℃〜１２５０℃であり、保持時間が０．５時間〜３時間であり、仕上圧延温度が８００℃〜９００℃であり、次いで熱間圧延板を５００℃〜７５０℃で巻き取る。
本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の製造方法では、工程（２）における加熱温度を１０００℃〜１２５０℃と規定するのは、以下の理由による。すなわち、加熱温度が１２５０℃を超える場合、鋼板のスラブが過熱し、スラブ中の粒構造が粗くなって熱間加工性の低下を生じ、超高温がスラブの表面上に重度の脱炭を引き起こす。また、加熱温度が１０００℃未満である場合、高圧水スケール除去及び初期圧延後のスラブの仕上圧延温度が過度に低くなり、スラブの過剰な変形抵抗が生じることで、所定の厚さを有する鋼板を、表面結果を生じずに製造することが困難となる。
本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の製造方法では、工程（２）における保持時間を０．５時間〜３時間と規定するのは、以下の理由による。すなわち、保持時間が３時間を超える場合、鋼板のスラブ中の粒構造が粗くなり、スラブの表面上での脱炭が深刻となる。また、保持時間が０．５時間未満である場合、スラブの内部が均一でない。
本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の製造方法では、工程（２）における仕上圧延温度は、鋳造スラブの熱間圧延を完了するために８００℃〜９００℃と規定される。仕上圧延温度が過度に低い場合、スラブの変形抵抗が過度に高くなることで、所要の厚さを有する熱間圧延鋼板及び冷間圧延鋼板を、表面及びエッジの欠陥を生じずに製造することが困難となる。さらに、本発明において仕上圧延温度が８００℃未満である場合、スラブ内部の熱間圧延ストリップ状高温フェライトを十分に回収することができず、再結晶化及び精錬することができない。スラブを排出した後、熱間圧延プロセス中にスラブ温度が自然に低下するため、仕上圧延温度を９００℃超に制御することは困難である。
本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の製造方法では、工程（２）において、熱間圧延板を５００℃〜７５０℃で巻き取るように規定する。巻取り温度が７５０℃を超える場合、熱間圧延ストリップを平らに巻き取られないようにすることが困難となり、熱間圧延コイルの頭部、中央部及び尾部の材料の微細構造の不均一性が増大する。巻取り温度が５００℃未満である場合、熱間圧延コイルの高い引張強度により冷間圧延が困難となる可能性がある。
さらに、本発明による低密度冷間圧延鋼板の製造方法では、工程（４）における冷間圧下率は３０％〜９０％である。
本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の製造方法では、工程（４）における冷間圧下率は以下の理由から規定される。すなわち、酸洗い後の熱間圧延鋼板は所定の厚さを得るために冷間圧延変形を受けるが、３０％以上の冷間圧下率は、その後の焼鈍プロセスにおけるオーステナイト形成速度を増大させ、変形した高温フェライトの形成に寄与し、焼鈍された鋼板の微細構造の均一性を改善することで、焼鈍された鋼板の延性を改善する。しかしながら、冷間圧下率が９０％を超える場合、加工硬化により材料の変形抵抗が非常に高くなり、所定の厚さ及び良好なプレート型を有する冷間圧延鋼板を作製するのが極めて困難となる。したがって、本発明の低密度冷間圧延鋼板の冷間圧下率は３０％〜９０％に制御される。
本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、冷間圧下率は５０％〜８０％であるのが好ましい。
さらに、本発明による低密度冷間圧延鋼板の製造方法の工程（５）において、加熱部及び保持部の雰囲気はＮ２及びＨ２の混合ガスであり、Ｈ２の体積含有率は０．５％〜２０％である。
本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、Ｈ２の体積含有率は１％〜５％であるのが好ましい。
本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、焼鈍雰囲気の露点を−１０℃〜０℃に制御するのが好ましい。
さらに、本発明による低密度冷間圧延鋼板の製造方法の工程（５）において、加熱速度が１℃／秒〜２０℃／秒であり、均熱後の冷却速度が１℃／秒〜１５０℃／秒である。
本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の製造方法の工程（５）において、均熱後の冷却速度は１℃／秒〜１５０℃／秒であるが、好ましくは１０℃／秒〜５０℃／秒である。冷却速度の選択では、冷却プロセス時の鋼板のオーステナイト分解を回避する必要がある。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板が有する利点及び有益な効果は以下の通りである。
（１）本発明による低密度冷間圧延鋼板は、Ａｌ元素の高い含有量のために低い密度（すなわち、７５００ｋｇ／ｍ３未満）を有することから、軽量化が達成される。
（２）本発明による低密度冷間圧延鋼板は、鉄粒子層を有することで優れたリン酸塩処理性を有する。
（３）本発明による低密度冷間圧延鋼板は、優れた機械的特性を有し、２５％超の伸び及び８００ＭＰａ超の引張強度を有する。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の構造を示す概略図である。 本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の断面金属組織を示す図である。 本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の実施例Ａ２の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。 本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の実施例Ａ７の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。 本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板に対する比較例Ｂ１の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。 リン酸塩処理後の本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の実施例Ａ２の表面の走査型電子顕微鏡の低倍率後方散乱電子像である。 本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の実施例Ａ２のリン酸塩処理後における表面の走査型電子顕微鏡の高倍率二次電子像である。 本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板に対する比較例Ｂ１のリン酸塩処理後における表面の走査型電子顕微鏡の低倍率後方散乱電子像である。 本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板に対する比較例Ｂ１のリン酸塩処理後における表面の走査型電子顕微鏡の高倍率二次電子像である。
本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板及びその製造方法を、図面及び具体的な実施例を参照して更に説明及び例示する。しかしながら、この説明及び例示は、本発明の技術的解決法を限定するものではない。
図１は、本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の構造を示す。図１に示すように、本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板は、鋼基板１と、鋼板の表面上の鉄粒子層３と、鉄粒子層に隣接する、鉄粒子層の内層の内部酸化層２と、を備える。
図２は、本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の断面金属組織を示す。図２に示すように、本発明の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板では、Ａｌ２Ｏ３の表面上の鉄粒子層３の外部酸化の形成が焼鈍雰囲気の露点を制御することによって抑制されて内部酸化層２の内部酸化へと転じ、鉄粒子が鋼板の表面上に形成される。リン酸塩処理後、均一な外観を有し、リン酸塩膜によって完全に覆われた表面が得られる。ここで、内部酸化層２の厚さは０．２μｍ〜１０μｍであり、内部酸化層２の酸化物は粒界及び粒内に存在し、鉄粒子層３の厚さは内部酸化層の厚さ未満であり、鉄粒子層３の厚さは０．１μｍ〜５μｍである。
［実施例Ａ１〜Ａ１６及び比較例Ｂ１〜Ｂ６］
表１に、実施例Ａ１〜Ａ１６の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板及び比較例Ｂ１〜Ｂ６の従来の鋼板の各鋼板の成分中における化学元素の質量百分率を挙げる。
表１から分かるように、成分Ｉ、ＩＩ及びＩＩＩ中の化学元素の質量百分率範囲は、以下のように制御される。すなわち、Ｃは０．２５％〜０．５０％であり、Ｍｎは０．２５％〜４．０％であり、Ａｌは３．０％〜７．０％であり、Ｐは０．０２％以下であり、Ｓは０．０１％以下であり、Ｎは０．０１％以下である。Ｓｉは成分Ｉに添加される。
実施例Ａ１〜Ａ１６の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板、及び比較例Ｂ１〜Ｂ６の従来の鋼板を、以下の工程によって作製した。
（１）表１中の対応する成分の化学元素の質量百分率に応じた製錬及び鋳造の工程
（２）熱間圧延の工程：加熱温度を１０００℃〜１２５０℃に制御し、保持時間を０．５時間〜３時間とし、仕上圧延温度を８００℃以上とし、次いで熱間圧延板を７５０℃未満の温度で巻き取る。
（３）酸洗いの工程
（４）冷間圧延の工程：冷間圧下率を３０％〜９０％に制御する。
（５）連続焼鈍の工程：７５０℃〜９５０℃の均熱温度に加熱した後、３０秒間〜６００秒間保持し、次いで冷却後の均熱ストリップ鋼を巻き取る。ここで、加熱部及び保持部の雰囲気はＮ２及びＨ２の混合ガスであり、Ｈ２の体積含有率を０．５％〜２０％とし、焼鈍雰囲気の露点を−１５℃〜２０℃とし、加熱速度を１℃／秒〜２０℃／秒とし、均熱後の冷却速度を１℃／秒〜１５０℃／秒とする。
表２に、実施例Ａ１〜Ａ１６の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板及び比較例Ｂ１〜Ｂ６の従来の鋼板の具体的なプロセスパラメータを挙げる。
図３は、実施例Ａ２の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。図４は、実施例Ａ７の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。図５は、比較例Ｂ１の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。
図３及び図４に示すように、鉄粒子が実施例Ａ２及び実施例Ａ７の表面上に出現した。但し、実施例Ａ２の鉄粒子が十分に成長し、鉄粒子間の間隙が小さかった一方で、実施例Ａ７の鉄粒子は十分に成長せず、鉄粒子間の間隙は大きかった。表２から分かるように、実施例Ａ２における均熱保持時間は、実施例Ａ７における均熱保持時間よりも長い。したがって、本発明の均熱保持時間は３０秒〜２００秒であるのが好ましい。図５は、比較例Ｂ１の表面の走査型電子顕微鏡の二次電子像である。ここで、Ａｌ２Ｏ３膜の層が表面上に観察されたが、鉄粒子は観察されず、表面の形態学的特徴は図３及び図４に示される実施例のものとは完全に異なる。断面金属組織図から、比較例Ｂ１では鉄粒子層又は内側酸化層は形成されなかったことが分かる。
表３に、実施例Ａ１〜Ａ１６の優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板及び比較例Ｂ１〜Ｂ６の従来の鋼板の性能パラメータを挙げる。
ここで、リン酸塩処理性は以下の方法によって決定した。すなわち、走査型電子顕微鏡上の１０個の５００倍視野を無作為に選択して、リン酸塩処理後の鋼板の表面上のリン酸塩膜を観察し、リン酸塩膜の被覆率を、画像ソフトウェアによって統計的に分析した。リン酸塩膜の１０個の視野の平均被覆率が７５％以上である場合、リン酸塩処理性は良好と決定され（○で示す）、リン酸塩処理膜の１０個の視野の平均被覆率が７５％未満である場合、リン酸塩処理性は不良と決定される（×で示す）。
表３から分かるように、実施例Ａ１〜Ａ１６の全てが７５００ｋｇ／ｍ３未満の密度、２５％超の伸び及び８００ＭＰａ超の引張強度を有し、実施例Ａ１〜Ａ１６のリン酸塩処理性は、比較例Ｂ１〜Ｂ６よりも優れている。
図６は、本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の実施例Ａ２のリン酸塩処理後における表面の走査型電子顕微鏡の低倍率後方散乱電子像である。図７は、本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板の実施例Ａ２のリン酸塩処理後における表面の走査型電子顕微鏡の高倍率二次電子像である。図８は、本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板に対する比較例Ｂ１のリン酸塩処理後における表面の走査型電子顕微鏡の低倍率後方散乱電子像である。図９は、本発明による優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板に対する比較例Ｂ１のリン酸塩処理後における表面の走査型電子顕微鏡の高倍率二次電子像である。
図６に示すように、実施例Ａ２の均一なリン酸塩処理が走査型電子顕微鏡の低倍率で観察された。さらに、図７に示す高倍率観察から分かるように、実施例Ａ２のリン酸塩膜は鋼板の表面を完全に覆い、リン酸塩結晶は均一である。図８に示す走査型電子顕微鏡の低倍率観察から分かるように、比較例Ｂ１におけるリン酸塩処理は不均一であり、ここで、黒色の領域はリン酸塩結晶が形成される領域であり、白色の領域はリン酸塩結晶が形成されない領域であり、表面におけるリン酸塩被覆率は低い。更なる拡大像を図９に示す。図９から分かるように、リン酸塩結晶は比較例Ｂ１の表面の一部にしかない。
この理由は以下の通りである。すなわち、実施例の焼鈍雰囲気の露点は−１５℃〜＋２０℃である。上記の露点範囲では、Ａｌ元素を外部酸化から内部酸化へと転じることで、リン酸塩処理に影響を及ぼす実施例の鋼板の表面上での連続緻密Ａｌ２Ｏ３膜の形成を回避することができ、それによりＡｌ元素が鋼板の酸化層中に０．２μｍ〜１０μｍの厚さを形成する。実施例の鋼板の表面層は鉄粒子層を有するため、実施例の鋼板をリン酸塩処理する場合、通常の軟鋼の表面のリン酸塩処理と同等である。これに対し、比較例では鋼基板の表面に効果的な鉄粒子層ではなく、連続緻密Ａｌ２Ｏ３酸化物膜が形成されるため、リン酸塩処理溶液と鉄との反応が妨げられ、効果的なリン酸塩膜は形成されない。
なお、上記の記載は本発明の具体的な実施例に過ぎず、本発明が多くの同様の変更形態を有し、上記の実施例に限定されないことが明白である。当業者によって本発明の開示から導き出される又は考案される全ての変更形態が本発明の範囲に含まれるものとする。

Claims (21)

  1. 優れたリン酸塩処理性を有する低密度冷間圧延鋼板であって、
    前記低密度冷間圧延鋼板の表面上に鉄粒子層が配置され、前記鉄粒子層中に分散した鉄粒子が存在し、
    前記低密度冷間圧延鋼板が質量百分率で３．０％〜７．０％のＡｌ元素を含有する、低密度冷間圧延鋼板。
  2. 前記鉄粒子層の内側に前記鉄粒子層に隣接した内部酸化層を有し、前記内部酸化層がＡｌ酸化物を含有する、請求項１に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  3. 前記内部酸化層はＭｎ酸化物を更に含有する、請求項２に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  4. 前記内部酸化層は０．２μｍ〜１０μｍの厚さを有する、請求項２又は請求項３に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  5. 前記内部酸化層の酸化物は粒界及び粒内に存在する、請求項２又は請求項３に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  6. 前記鉄粒子層の厚さは前記内部酸化層の厚さ未満である、請求項２又は請求項３に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  7. 前記鉄粒子層は０．１μｍ〜５μｍの厚さを有する、請求項１に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  8. 前記鉄粒子は０．１μｍ〜５μｍの粒径を有する、請求項１に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  9. 前記鉄粒子は前記鋼板の表面積の３０％以上を覆う、請求項１に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  10. 隣接鉄粒子間の最大間隔は該鉄粒子の平均粒径の１０倍以下である、請求項１に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  11. 前記鋼板の微細構造はフェライト及び残留オーステナイトである、請求項１に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  12. 前記残留オーステナイトの相比率は６％〜３０％である、請求項１１に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  13. 前記残留オーステナイト中のＣ元素の質量百分率は０．８％以上である、請求項１１又は請求項１２に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  14. 前記低密度冷間圧延鋼板は７５００ｋｇ／ｍ３未満の密度を有する、請求項１に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  15. 前記低密度冷間圧延鋼板は、Ｃ元素が０．２５％〜０．５０％、Ｍｎ元素が０．２５％〜４．０％、Ａｌ元素が３．０％〜７．０％となる化学元素の質量百分率を有し、残部がＦｅ及び他の不可避的不純物である、請求項１又は請求項１４に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  16. 前記低密度冷間圧延鋼板は、２５％超の伸び、及び、８００ＭＰａ超の引張強度を有する、請求項１５に記載の低密度冷間圧延鋼板。
  17. 請求項１〜請求項１６のいずれか１つに記載の低密度冷間圧延鋼板の製造方法であって、
    製錬及び鋳造の工程（１）と、
    熱間圧延の工程（２）と、
    酸洗いの工程（３）と、
    冷間圧延の工程（４）と、
    ７５０℃〜９５０℃の均熱温度まで加熱した後、３０秒間〜６００秒間保持する連続焼鈍の工程であって、焼鈍雰囲気の露点が−１５℃〜２０℃であり、次いで冷却後の均熱ストリップ鋼を巻き取る、工程（５）と、
    を含む製造方法。
  18. 前記工程（２）において、加熱温度は１０００℃〜１２５０℃であり、保持時間は０．５時間〜３時間であり、仕上圧延温度は８００℃〜９００℃であり、次いで熱間圧延板を５００℃〜７５０℃で巻き取る、請求項１７に記載の低密度冷間圧延鋼板の製造方法。
  19. 前記工程（４）における冷間圧下率は３０％〜９０％である、請求項１７に記載の低密度冷間圧延鋼板の製造方法。
  20. 前記工程（５）において、加熱部及び保持部の雰囲気はＮ２及びＨ２の混合ガスであり、Ｈ２の体積含有率は０．５％〜２０％である、請求項１７に記載の低密度冷間圧延鋼板の製造方法。
  21. 工程（５）において、加熱速度は１℃／秒〜２０℃／秒であり、均熱後の冷却速度は１℃／秒〜１５０℃／秒である、請求項１７に記載の低密度冷間圧延鋼板の製造方法。
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