JPH0841587A - 表面性状に優れた焼付け硬化型鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 Si、C を低減することにより、スケール性欠
陥の少ない極低炭素焼付け硬化型鋼板の提供が可能とな
る。 【構成】 重量％で、C:0.001〜0.003%、Mn:0.05〜2.2
%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜0.08%、
N:0.003%以下、Nb:0.002〜0.01%、Si:20〜80ppm、O:5〜
20ppmを含み、かつ前記のSi、O が、[ppmO]≦−0.1 ×
[ppmSi] ＋25なる関係を満足し、残部が鉄および不可避
不純物からなる表面性状に優れた焼付け硬化型鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、焼付け硬化性に優れた
鋼板（鋼帯、表面処理鋼板用の原板、表面処理鋼板、鋼
帯を含む）、例えば自動車の外板などの優れた耐デント
性が要求される薄鋼板に利用するのに好適な鋼板に関す
るものである。

【０００２】

【従来の技術】今日の製鋼脱ガス技術の進歩により、鋼
中の炭素量を30ppm以下まで低減した極低炭素鋼が比較
的安価でかつ大量に製造されるようになり、自動車部品
などの用途に広く使用されている。

【０００３】また、近年、地球環境問題が注目されるよ
うになり、自動車の排気ガスを低減することが重要な課
題になっている。排気ガスの低減策の一つとして、自動
車の外板パネルなどが高強度化され、部材の薄肉化によ
る車体の軽量化によって燃費の向上が進められている。
鋼板の薄肉化は製品をへこみやすくするため、外板パネ
ルなどの外観が重要視される部材では降伏点を上げて耐
デント性（鋼板のへこみにくさ）を確保する必要があ
る。しかし、プレス成形を考慮すると面ひずみを抑制す
るためには降伏点を低くする必要がある。

【０００４】このニーズに対応できる鋼板として、極低
炭素鋼にNb、Tiなどの炭窒化物形成元素を添加すること
によって、成形時に降伏点が低いがその後の塗装焼付け
の際に降伏点が高くなる所謂焼付け硬化型の極低炭素冷
延鋼板が自動車の外板パネルなどに広く使用されるよう
になってきている。

【０００５】例えば、特公昭60-17004号公報等は、極低
炭素鋼にNbを添加した焼付け硬化型冷延鋼板に関するも
のであり、成形性および焼付け硬化性の向上に焦点を当
てたものである。

【０００６】特開平4-323345号公報、特公昭61-45689号
公報、特公平3-72134号公報は、Nb系あるいはNb-Ti系極
低炭素焼付け硬化型鋼板に関するものであり、同様に成
形性及び焼付け硬化性の向上を目的とするものである。
これらの技術においては、0.010%以下の低Si材のデータ
を開示しているものの、SiとO 両元素の低減の重要性を
開示したものは見当たらない。また、いずれも、後で述
べるような表面性状の改善を目的とする本発明とは技術
内容が異なるものである。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】ところで、極低炭素冷
延鋼板等の極低炭素鋼板は鋼が高純度であること等に起
因して表面欠陥が発生しやすいという問題点がある。こ
の薄鋼板に発生しやすい表面欠陥の一つにスケール性欠
陥がある。

【０００８】このスケール性欠陥は熱延鋼板のみなら
ず、酸洗後、冷間圧延後、あるいはさらに施されるめっ
き、化成処理等の表面処理後も鋼板表面に残存し、表面
外観不良となる。

【０００９】とくに，焼付け硬化型鋼板はその多くが自
動車の外板として用いられるために、表面欠陥がある
と、例え焼付け硬化性などの内質特性に優れていても、
商品価値が著しく低下する。

【００１０】本発明はこのような実情を鑑み、極低炭素
焼付け硬化型鋼板で多く発生するスケール性欠陥の低減
を目的とし、表面性状を向上させるうえで好ましい成分
組成の極低炭素焼付け硬化型鋼板を提供するものであ
る。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、極低炭素
焼付け硬化型鋼板のスケール剥離性について、鋭意研究
を重ねた結果、このスケール性欠陥の原因が、熱間圧延
時のスラブ加熱段階で粒界の優先酸化により楔状に形成
されたファイアライト（SiO₂-FeO）がスケール剥離性を
阻害すること、さらに、鋼中のSiおよびO を低減するこ
とにより、スケール剥離性を阻害する粒界酸化が抑制さ
れることを見出した。

【００１２】本発明はこのような知見に基づきなされた
ものであり、その特徴とする構成は以下の通りである。

【００１３】（１）重量％で、C:0.001〜0.003%、Mn:0.
05〜2.2%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜
0.08%、N:0.003%以下、Nb:0.002〜0.01%、Si:20〜80pp
m、O:5〜20ppmを含み、かつ前記のSi、O が、[ppmO]≦
−0.1 × [ppmSi] ＋25なる関係を満足し、残部が鉄お
よび不可避不純物からなる表面性状に優れた焼付け硬化
型鋼板。

【００１４】（２）重量％で、C:0.001〜0.003%、Mn:0.
05〜2.2%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜
0.08%、N:0.003%以下、Nb:0.002〜0.01%、Si:20〜80pp
m、O:5〜20ppmを含み，かつ前記のSi、O が[ppmO]≦−
0.1 × [ppmSi]＋25なる関係を満足し、さらにTi:0.002
%〜(48/14) ×[%N]＋(48/32)×[%S]を含み、残部が鉄お
よび不可避不純物からなる表面性状に優れた焼付け硬化
型鋼板。

【００１５】

【作用】以下に本発明の詳細についてその限定理由とと
もに説明する。

【００１６】まず、粒界酸化について説明する。図２
は、スラブ加熱後の極低炭素鋼に認められる母材の粒界
酸化の状態を示す写真で、Siが0.02% の極低炭素鋼スラ
ブを加熱炉で加熱後のスラブ断面の金属の酸化組織を示
す顕微鏡写真である。母材の粒界に沿ってスケールが楔
状に食い込んでいる。この粒界酸化はファイアライト
（SiO₂-FeO）生成によるものであり、Siが0.01〜0.04%
と比較的低い含有量であっても、1100〜1300℃の広い加
熱温度範囲で観察される。極低炭素鋼の場合、Siが0.01
〜0.04％と比較的低い含有量であっても、粒界へのSiの
濃化が起こり、鋭利で深い粒界酸化が生成するため、そ
のアンカー効果によりデスケーリング時のスケール剥離
性が阻害され、低炭素鋼に比較してスケール性欠陥発生
率が高くなる。

【００１７】本発明は鋼板中のSi、O を低減することに
より、スケールの剥離性を改善し、鋼板のスケール性欠
陥を低減するものである。図１によりこの点について説
明する。図１は、鋼中のSi量、O 量とスケール性欠陥発
生率との関係を示す図である。

【００１８】図１に示すようにSiが80ppm以下になる
と、欠陥発生率が激減する。Siが80ppm以下では粒界酸
化個数がそれを超える場合と変わらないものの、粒界酸
化の深さが大幅に減少する。このためにデスケーリング
時のスケール剥離性が改善され、スケール性欠陥の発生
率が激減する。しかし、Siが20ppm 未満になると、スケ
ールが薄くて緻密になり、逆にスケール剥離性が低下
し、スケール性欠陥発生率が増加する。従って、Siは20
ppm 以上、80ppm 以下にする必要がある。なお、欠陥発
生率は、最終工程での長さ15cm以上の欠陥１個当たりを
1.5mとし、合計欠陥長さをコイル長さで除した値であ
る。

【００１９】また、図１に示されるように、O は5ppm以
上、20ppm 以下にする必要がある。O は鋼中で酸化物と
して存在するが、これが表層に分布する場合は、スラブ
加熱段階での内部酸化の核となり、内部酸化の生成物が
表層に延びて表層の酸化物と連結し、粒界酸化と同様の
形態を呈するようになる。O が20ppm を超えると表層で
の酸化物の分布が増え、内部酸化の生成物が多数表層に
延びて表層の酸化物と連結し、粒界酸化と同様の形態を
呈するようになり、デスケーリング時のスケール剥離性
が低下し、スケール性欠陥発生率が増加する。O を20pp
m以下に低減することにより、このスケール性欠陥の発
生率を抑制することができる。

【００２０】また、オーステナイト粒が大きいと熱間圧
延時に粒界割れによるスケール性欠陥が発生しやすい。
O はオーステナイトの粒成長を抑制し、熱間圧延時の粒
界割れによるスケール性欠陥の発生を抑制する。O が5p
pm未満になると、オーステナイトの粒成長を抑制する作
用が低下し、熱間圧延時の粒界割れによるスケール性欠
陥の発生が増加する。したがって、O は5ppm以上にする
必要がある。

【００２１】また、SiおよびO が上記の範囲内であって
も、両者が上限近傍の場合は、欠陥発生率が高くなる。
欠陥発生率を低減するためには、SiとO との間で、[ppm
O]≦−0.1 ×[ppmSi]＋25なる関係をさらに満足させる
必要がある。

【００２２】その他の元素の成分限定範囲は以下のとお
りである。C はその含有量が少ないほど成形性に有利で
ある。しかし、焼付け硬化性を確保するには0.001%以上
が必要である。また、その量が0.003%を超えると成形性
が低下する。したがって，その範囲は0.001〜0.003%に
限定する。

【００２３】Mnは熱間圧延時の割れを抑制し表面性状向
上に寄与するので添加する必要がある。その量が0.05%
未満では前記の効果を十分に発揮できなくなる。また、
過剰のMnは成形性を低下するので、その量を2.2%以下に
する必要がある。したがって、Mnは0.05〜2.2%に限定す
る。

【００２４】P は粒界脆化元素であり、熱間圧延時の表
面割れ抑制の点からは低い方が望ましく、その上限を0.
1%とする。

【００２５】S は多すぎると粒界を脆弱化し、熱間圧延
時の割れを引き起こすので、少ない方がのぞましく、そ
の上限を0.015%とする。

【００２６】Alは溶鋼の脱酸のために添加する必要があ
る。その量が鋼中のsol.Alとして、0.01% 未満になると
その目的が十分に達成できない。また、その量が0.08%
を超えるようになるとAl₂O₃が増加し、スケールの剥離
性を阻害する。したがって、sol.Alとして0.01〜0.08%
に限定する。

【００２７】N は常温時効性および成形性の点で低い方
が望ましく、その上限を0.003%とする。

【００２８】Nbは極低炭素ベースで成形性を向上させる
働きを有するので添加する必要がある。Nbが0.002%未満
ではその目的を十分に達成できなくなる。また、0.01%
を超えて過剰に添加すると焼付け硬化性が得られなくな
る。したがって、Nbは0.002〜0.01%とする。

【００２９】以上を本発明の基本成分範囲とするが、常
温時効性の抑制のためにTiを適量添加してもよい。Tiは
N と結合し，N による常温時効性を抑制する効果があ
る。目的とする効果を発揮するためには0.002%以上にす
る必要がある。しかし、過剰に添加するとS 、次いでC
と結合する。C と結合すると焼付け硬化性が低下するの
で、目的とする焼付け性を得るためには、Tiは(48/14)
×[%N]＋(48/32) ×[%S]を超えないようにする必要があ
る。したがって、Ti: 0.002%〜(48/14) ×[%N]＋(48/3
2) ×[%S]に限定する。

【００３０】本発明の鋼板は、熱間圧延ままの鋼板、こ
れを熱処理した鋼板、酸洗など脱スケールした鋼板、脱
スケールした鋼板を熱処理した鋼板、熱処理後に酸洗な
ど脱スケールした鋼板、あるいはこれらの鋼板にめっき
などの表面処理を施した鋼板を含む。

【００３１】また、本発明の鋼板は、熱間圧延後、酸
洗、冷間圧延した後に再結晶焼鈍を行った冷延鋼板を含
む。

【００３２】また、本発明の鋼板は、表面処理鋼板を含
み、熱間圧延鋼板あるいは冷間圧延鋼板のいずれに処理
を行ったものでもよい。

【００３３】なお、本発明の鋼板は常法によって製造す
ることができる。即ち、鋼を溶製、鋳造し、熱間圧延し
て、熱延鋼板を製造することができる。鋼の溶製は転
炉、電気炉のいずれでもよい。また、炉外精錬も必要に
より適用できる。鋳造は普通造塊あるいは連続鋳造のい
ずれでもよい。熱間圧延は冷スラブを再加熱後、または
鋳造後の熱スラブを軽い再加熱（保熱、保定を含む）後
に行ってもよい。また、熱間粗圧延を行わない場合であ
ってもよい。

【００３４】熱間圧延後の鋼板に、必要に応じて、熱処
理、酸洗など脱スケール、脱スケールした鋼板を熱処
理、熱処理後に酸洗など脱スケール等の処理を行うこと
ができる。あるいは、さらに、これらの鋼板にめっきな
どの表面処理を施すことができる。

【００３５】また、熱間圧延後、酸洗、冷間圧延した後
に再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板を製造することができ
る。この場合、特に限定するものではないが、加熱温度
を1150℃以上、仕上げ温度をAr₃ 点以上として熱間圧延
を行い、さらに圧下率50% 以上の冷間圧延をすること
で、本発明の効果を最大限に発揮することができる。ま
た、再結晶焼鈍は、箱型焼鈍炉、連続焼鈍炉、連続焼鈍
炉を有する溶融めっきラインの何れで行ってもかまわな
い。

【００３６】本発明の表面処理鋼板は、熱間圧延鋼板あ
るいは冷間圧延鋼板のいずれに処理を行ったものでもよ
い。表面処理としては、溶融金属めっき（亜鉛、アル
ミ、亜鉛−アルミ合金）や合金化溶融亜鉛めっき、電気
亜鉛めっき、電気亜鉛合金めっき、化成処理、有機複合
めっき、塗装、錫めっき等の常法による処理を単独ある
いは適宜複合して施すことができる。これらの処理を施
しても本発明の効果を損なうことがない。

【００３７】

【実施例】表１にそれぞれ本発明鋼および比較鋼の組成
およびスケール欠陥の発生率を示す。なお、表中、成分
の表示は重量％、但し、C 、N 、Si、0 、25−0.1Si は
ppm 表示である。また、欠陥発生率の表示は％である。
また、比較鋼中の太線枠は本発明の範囲外であることを
示している

【００３８】

【表1 】

【００３９】基本的な製造条件としては、連続鋳造後、
600℃から室温まで冷却した鋳片を1150〜1280℃に再加
熱して熱間圧延−ランナウトテーブル上での冷却−巻き
取り処理により、2.8〜3.6mm板厚の熱延鋼板を得た。な
お、デスケーリングは粗圧延および仕上げ圧延前にそれ
ぞれ２回ずつ、衝突圧：3kgf/cm²の高圧水を噴射するこ
とにより実施し、平均的な仕上げ温度は900℃、巻き取
り温度は660℃とした。さらに、酸洗後冷間圧延を行い
(板厚0.6〜1.6mm)、800〜870℃の連続焼鈍−1.4%の調質
圧延を施した（鋼1〜5 、8〜10、14 〜19、23 〜26）。
なお、溶融亜鉛めっき鋼板については、前記と同様に冷
間圧延後、連続溶融亜鉛めっきラインで850℃の焼鈍を
施し、ただちに460℃まで冷却した段階で片面あたり55g
/m²の溶融亜鉛をめっきし、引き続き500℃で合金化処理
を行い、1.4%の調質圧延を行った（鋼6）。一部につい
て、さらに片面あたり3g/m²の80%Fe-Zn合金の上層電気
めっきを施して溶融めっきと電気めっきの二層めっき鋼
板とした（鋼7 、11、20、21）。電気めっき鋼板につい
ては、冷間圧延−焼鈍−調質圧延後、片面あたり20g/m²
の88%Zn-Ni合金電気めっきを行い（鋼12、22）、有機被
覆鋼板については、電気めっきの上にさらに金属クロム
換算で50mg/m² のクロメート被覆、樹脂層1 μmの複合
被覆を行った（鋼13）。

【００４０】スケール性欠陥発生のパラメーターとして
は、最終段階での15cm以上の欠陥１個を1.5mとして、そ
の総和を冷間圧延コイル長で除した値をスケール欠陥発
生率とし、この発生率により表面性状を評価した。ま
た、焼付け硬化性は2%の引張歪み付加後、145℃で20分
の低温焼付け処理を実施し、歪み付加前に対する焼付け
後の降伏強度の上昇量（BH量）で評価した。

【００４１】比較鋼のSi量が適正でない鋼17、23、24、
O 量が適正でない鋼18〜20、22 およびSi-Oバランスが
適正でない鋼20、21 はスケール性欠陥による不良率が
0.61%以上であるのに対し、本発明鋼1〜16は発生率が0.
39%以下となっている。また、NbまたはTi添加量が適正
でない鋼25、26はBH量が13〜16MPaと本発明鋼の35〜53M
Paに比較して低くなっている。

【００４２】

【発明の効果】以上のごとく本発明によれば、焼付け硬
化型極低炭素鋼板で問題となるスケール性欠陥が新たな
設備の設置あるいは製造プロセスの変更をすることなく
低減でき、表面性状に優れた鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Si量およびO 量とスケール性欠陥不良率の関係
を示す図である。

【図２】Siが0.02% の極低炭素鋼スラブの加熱後の粒界
酸化の状態を示すスラブ断面の金属の酸化組織の図面代
用写真である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 沖本 一生 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 松浦 俊暁 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 田辺 治良 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、C:0.001〜0.003%、Mn:0.05〜
   2.2%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜0.08
   %、N:0.003%以下、Nb:0.002〜0.01%、Si:20〜80ppm、O:
   5〜20ppmを含み、かつ前記のSi、O が、[ppmO]≦−0.1
   × [ppmSi] ＋25なる関係を満足し、残部が鉄および不
   可避不純物からなる表面性状に優れた焼付け硬化型鋼
   板。
2. 【請求項２】 重量％で、C:0.001〜0.003%、Mn:0.05〜
   2.2%、P:0.1%以下、S:0.015%以下、sol.Al:0.01〜0.08
   %、N:0.003%以下、Nb:0.002〜0.01%、Si:20〜80ppm、O:
   5〜20ppmを含み，かつ前記のSi、O が、[ppmO]≦−0.1
   × [ppmSi]＋25なる関係を満足し、さらにTi:0.002%〜
   (48/14) ×[%N]＋(48/32)×[%S]を含み、残部が鉄およ
   び不可避不純物からなる表面性状に優れた焼付け硬化型
   鋼板。