JPH11229039A - 表面外観に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高加工性のＴｉ添加極低炭素鋼板を母材とし
た場合に発生する笹の葉模様を防止することができる溶
融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ≦
０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．
０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００３％、０．０２
％≦Ｔｉ≦０．１５％を含む鋼を連続鋳造し、熱間圧延
した後、冷間圧延を施し、さらに焼鈍を行い、その後合
金化溶融亜鉛めっき処理を行って合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を製造するにあたり、連続鋳造によるスラブ厚さを
２３０ｍｍ以上、熱延のスラブ再加熱温度を１１５０℃
以下、粗圧延率７０％以上、粗圧延終了表面温度を９０
０℃以上とし、スラブ加熱温度をＡ（℃）、粗圧延終了
温度をＢ（℃）、粗圧延の圧下率Ｒ（％）、加熱炉抽出
後粗圧延終了までの時間をＴ（ｓｅｃ）としたとき、Ｓ
＝（Ａ＋Ｂ）／（Ｔ×Ｒ）＜０．１７を満たす。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車、電気機器
等に用いられるＴｉ添加極低炭素鋼を母材とした合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関し、特に表面外観に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】自動車外板などに用いられる鋼板には高
加工性、高耐食性が要求されることから、Ｔｉ添加極低
炭素鋼に溶融亜鉛めっきを施したものが用いられている
が、めっきを行うと表面に笹の葉状の模様が発生し、表
面品質が劣化する。これは、Ｔｉ添加極低炭素鋼冷延焼
鈍板の板面において結晶粒径の微細な領域が多数発生
し、粒界の多いこの領域において粒界から始まる合金化
反応が他の部分より促進され、合金化にむらが生じた
り、めっき表面に凹凸が生じるためである。

【０００３】この笹の葉模様を防止するための技術が、
特開平２−３８５５０号公報に開示されている。この公
報には、スラブ加熱中に雰囲気よりＮがスラブ表面に固
溶し、微細ＴｉＮが生成することが局部的な微細粒の発
生原因であるとして、８６０℃以上の超高温焼鈍を行
い、粒成長を著しく促進させることで表層の結晶粒の最
短径を８μｍ以上にすることにより、この笹の葉模様を
解消することができるとしている。しかしながら、この
方法では、笹の葉模様は消えるものの、細粒領域外の結
晶粒径が粗大となり、成形後に肌荒れが生じてしまい、
成形後の表面性状が劣化する。

【０００４】また、特開平７−２２８９４４号公報に
は、Ｔｉ量に応じて最適スラブ加熱温度を規定し、表層
で微細析出するＴｉＮを粗大化させて笹の葉模様を低減
する方法が開示されているが、その効果にはばらつきが
あり、必ずしも笹の葉模様を完全に防止することができ
ないのが実状である。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、高加工性のＴｉ添加極低
炭素鋼板を母材とした場合に発生する笹の葉模様を防止
することができる表面性状に優れた溶融亜鉛めっき鋼板
の製造方法を提供することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】溶融亜鉛めっき鋼板の笹
の葉模様の原因は、表面の結晶粒径の不均一であり、こ
れはスラブ加熱時に雰囲気からスラブ表層に侵入したＮ
がスラブ表層で不均一に微細ＴｉＮとなり、冷延焼鈍時
に粒成長を阻害することにより発生する。このＴｉＮの
生成を防止するためにはスラブ加熱温度の低減が有効と
考えられるが、工業的に可能な範囲でスラブ加熱温度を
低減してもスラブ表層へのＮの侵入を完全には防止する
ことができない。

【０００７】本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意
研究を重ねた結果、スラブ加熱温度を低減することでス
ラブ表層へのＮの侵入を最小限に抑えるとともに、スラ
ブ厚、粗圧延率、粗圧延終了時の表面温度、粗圧延時間
を調整することで粗バー段階でのＮの侵入層を十分にス
ケールオフさせることが可能であることを知見した。さ
らに、粗圧延後、レベラーによる矯正、粗バー加熱、デ
スケーリングを続けて行うことにより、その効果が促進
されることを知見した。

【０００８】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、重量％で、Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ≦
０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．
０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００３％、０．０２
％≦Ｔｉ≦０．１５％を含む鋼を連続鋳造し、熱間圧延
した後、冷間圧延を施し、さらに焼鈍を行い、その後合
金化溶融亜鉛めっき処理を行って溶融亜鉛めっき鋼板を
製造するにあたり、連続鋳造によるスラブ厚さを２３０
ｍｍ以上、熱延のスラブ再加熱温度を１１５０℃以下、
粗圧延率７０％以上、粗圧延終了表面温度を９００℃以
上とし、スラブ加熱温度をＡ（℃）、粗圧延終了温度を
Ｂ（℃）、粗圧延の圧下率Ｒ（％）、加熱炉抽出後粗圧
延終了までの時間をＴ（ｓｅｃ）としたとき、次式で定
義されるパラメータＳが、 Ｓ＝（Ａ＋Ｂ）／（Ｔ×Ｒ）＜０．１７ を満たすことを特徴とする表面外観に優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供するものである。

【０００９】また、本発明は、重量％で、Ｃ≦０．００
３％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦０．０３
％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００３
％、０．０２％≦Ｔｉ≦０．１５％を含む鋼を連続鋳造
し、熱間圧延した後、冷間圧延を施し、さらに焼鈍を行
い、その後合金化溶融亜鉛めっき処理を行って合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたり、連続鋳造による
スラブ厚さを２３０ｍｍ以上、熱延のスラブ再加熱温度
を１１５０℃以下、粗圧延率７０％以上、粗圧延終了表
面温度を９００℃以上とし、粗圧延後仕上げ圧延前にレ
ベラーによる矯正、粗バー加熱による３０℃以上の加
熱、デスケーリングを続けて行うことを特徴とする表面
外観に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提
供するものである。

【００１０】さらに、本発明は、上記いずれかの方法に
おいて、前記鋼は、さらに、重量％で、０．００２０％
以下のＢおよび０．０４％以下のＮｂの１種または２種
を含むことを特徴とする表面外観に優れた合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法を提供するものである。

【００１１】

【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。まず、鋼組成について説明する。本発明に用い
る母材鋼板は、Ｔｉ添加極低炭素鋼であり、具体的に
は、重量％で、Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍ
ｎ≦０．５％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ
≦０．１％、Ｎ≦０．００３％、０．０２％≦Ｔｉ≦
０．１５％を含むものである。また、重量％で、０．０
０２０％以下のＢおよび０．０４％以下のＮｂの１種ま
たは２種を含んでもよい。

【００１２】（１）Ｃ、Ｎ Ｃ、ＮはＴｉによって析出物として固定されるが、析出
物が多いと加工性が低下することから、可能な限り低減
することが望ましい。したがって、本発明ではＣ、Ｎと
もに上限を０．００３％とする。

【００１３】（２）Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐは固溶することにより鋼を強化し、加工
性を劣化させることから可能な限り低減することが望ま
しい。そのような観点から本発明ではＳｉの上限を０．
１％、Ｍｎの上限を０．５％、Ｐの上限を０．０３％と
する。

【００１４】（３）Ｓ ＳはＣと同様にＴｉによって析出物として固定される
が、析出物が多いと加工性が低下することから、可能な
限り低減することが望ましい。したがって、本発明では
Ｓの上限を０．０３％とする。

【００１５】（４）Ａｌ Ａｌは脱酸材であることから、ある程度は含まれるが、
多量に含有されると硬質化することから、その上限を
０．１％とする。

【００１６】（５）Ｔｉ Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｓを析出物として固定し、ＥＬ、ｒ値
の向上を通じて加工性を良好にする。このような観点か
ら、本発明では、Ｃ、Ｎ、Ｓを固定するに十分な量とし
てＴｉの含有量を０．０２％以上とする。しかし、その
含有量が０．１５％を超えた場合、固溶Ｔｉが多量に発
生して鋼が硬質化してしまうことから、その上限を０．
１５％とする。

【００１７】（６）Ｎｂ Ｎｂは、Ｔｉと同様に、Ｃ、Ｎ、Ｓを析出物として固定
し、加工性を良好にすることから、さらなる加工性の向
上を目的として必要に応じて添加することができる。た
だし、０．０４％を超えて添加された場合、効果が飽和
するとともに、固溶Ｎｂが多量に発生して鋼が硬質化す
るとともに再結晶温度が上昇することから、その上限を
０．０４％とする。

【００１８】（７）Ｂ Ｔｉ添加極低炭素鋼板では、Ｃは析出物として固定さ
れ、固溶状態では存在しないため、２次加工脆性が生じ
る。これに対し、Ｂを添加して粒界強度を上昇させ、こ
のような２次加工脆性を防止することができるので、必
要に応じて添加することができる。ただし、その量が
０．００２０％を超えると、固溶Ｂによりｒ値が低下し
たり硬質化することから、その上限を０．００２０％と
する。

【００１９】次に、製造条件について説明する。本発明
では、上述の組成の鋼を連続鋳造し、熱間圧延した後、
冷間圧延を施し、さらに焼鈍を行い、その後溶融亜鉛め
っき処理および合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造するにあたり、連続鋳造によるスラブ厚さ
を２３０ｍｍ以上、熱延のスラブ再加熱温度を１１５０
℃以下、粗圧延率７０％以上、粗圧延終了表面温度を９
００℃以上とし、スラブ加熱温度をＡ（℃）、粗圧延終
了温度をＢ（℃）、粗圧延の圧下率Ｒ（％）、加熱炉抽
出後粗圧延終了までの時間をＴ（ｓｅｃ）としたとき、
パラメータＳ＝（Ａ＋Ｂ）／（Ｔ×Ｒ）＜０．１７を満
足する。また、このパラメータＳを規定する代わりに、
粗圧延後仕上げ圧延前にレベラーによる矯正、粗バー加
熱による３０℃以上の加熱、デスケーリングを続けて行
う。

【００２０】（１）スラブ厚さ スラブ厚さが２３０ｍｍよりも薄いと表層の温度低下が
著しく、粗圧延前、粗圧延中のデスケーリング後の表面
復熱が促進されない。そのため、スケールオフ量が低減
し、Ｎ侵入層を十分除去することができなくなる。した
がってスラブ厚さの下限を２３０ｍｍとする。

【００２１】（２）粗圧延率 粗圧延率が７０％よりも低いと粗圧延後のＮの侵入層の
厚みが薄くならないため、粗バーでのスケールオフでこ
れを十分に除去することができず、笹の葉模様の発生を
抑制することができない。したがって、粗圧延率の下限
を７０％とする。

【００２２】（３）スラブ加熱温度 スラブ加熱温度が１１５０℃を超えると、スラブ表層へ
のＮの侵入深さが深くなり、粗バーでのスケールオフで
これを十分に除去することができず、いかなる条件でも
笹の葉模様の発生を抑えることができない。

【００２３】これを実験結果で説明する。重量％でほぼ
Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２
％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０１％、Ａｌ：０．０
４５％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０８％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼を、厚さ２５
０ｍｍのスラブに鋳造し、熱間圧延を行った。加熱炉抽
出後粗圧延終了までの時間を１７０秒、粗圧延出口温度
を９５０℃一定、粗バー厚さを４０ｍｍとしてスラブ加
熱温度を変化させた。その後、仕上げ圧延を行い、６２
０℃で巻取り、厚さ３．２ｍｍの熱延板を作成した。酸
洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、８５０℃焼鈍後、
合金化溶融亜鉛めっきを行った。表面の笹の葉模様の有
無を目視で評価した。その結果を表１に示す。

【００２４】

【表１】

【００２５】表１に示すように、加熱温度が１１５０℃
を超えると、パラメータＳの値如何によらず笹の葉模様
が発生してしまう。よって、スラブ加熱温度の上限を１
１５０℃以下とする。

【００２６】（４）粗圧延終了温度 本発明において、粗圧延終了温度は表層のＮ侵入層を除
去するため、粗圧延終了温度はスケールが十分に生成す
る温度でなければならない。このような観点から粗圧延
終了温度の下限を９００℃以上とする。

【００２７】（５）パラメータＳ＜０．１７ パラメータＳは、スラブ加熱温度をＡ（℃）、粗圧延終
了温度をＢ（℃）、粗圧延の圧下率Ｒ（％）、加熱炉抽
出後粗圧延終了までの時間をＴ（ｓｅｃ）としたとき、
Ｓ＝（Ａ＋Ｂ）／（Ｔ×Ｒ）で定義され、本発明ではＳ
＜０．１７と規定する。

【００２８】この式は経験的に求められたものであるこ
とから、実験結果によって本式を説明する。重量％でほ
ぼＣ：０．００２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２
％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０１％、Ａｌ：０．０
４５％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．０８％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼を、厚さ２５
０ｍｍのスラブに鋳造し、スラブ加熱温度１１１０℃で
加熱後、熱間圧延を行った。加熱炉抽出後粗圧延終了ま
での時間を１５０秒、粗圧延出口温度を９７０℃一定と
して、粗バー厚さを変化させた。その後、仕上げ圧延を
行い、６２０℃で巻取り、厚さ２．８ｍｍの熱延板を作
成した。酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、８５０
℃焼鈍後、合金化溶融亜鉛めっきを行った。表面の笹の
葉模様の有無を目視で評価した。その結果を表２に示
す。

【００２９】

【表２】

【００３０】表２に示すように、パラメータＳの値が
０．１７より小さければ笹の葉模様が発生しないことが
わかる。したがって、本発明ではパラメータＳを、Ｓ＜
０．１７と規定している。

【００３１】さらに、本発明においては、（５）に示す
ようなパラメータによらずとも、以下に示すように、粗
圧延後にレベラー矯正、粗バー加熱、デスケーリングを
行うことにより笹の葉模様を抑制することができる。

【００３２】（６）レベラーによる矯正、粗バー加熱、
デスケーリング 本発明では、粗圧延により厚みが低減した粗バー表層の
Ｎ侵入層を除去することを骨子としている。そのため、
レベラーによる粗バー矯正でスケールを除去した後に、
粗バー加熱でスケール生成を促進し、さらにデスケーリ
ングを組み合わせることで笹葉模様発生を効率的に抑制
することができる。レベラーの代わりにデスケーリング
でもスケールオフが可能であるが、粗バー表面温度が低
下してしまい、粗バーは薄いためその復熱が十分ではな
く、スケール成長が抑制されてしまうため、好ましくは
ない。粗バー加熱により顕著な効果を得るために、粗バ
ー加熱による温度上昇を３０℃以上とする。粗バー加熱
方法は、誘導加熱、ガス加熱、トンネル炉のような炉に
よる加熱、コイルボックスに巻き取っての加熱でも構わ
ないが、短時間で表層の温度を上げることができる誘導
加熱が好ましい。粗バー加熱後のデスケーリングによっ
て粗バー加熱で生成したスケールを完全に除去して仕上
げ圧延を行うことで、完全に笹の葉模様発生を抑制する
ことができるとともに、仕上げミルにおけるスケール噛
み込みなどを防止することができる。

【００３３】冷間圧延、焼鈍および合金化溶融亜鉛めっ
きの工程は、常法に従って行えばよく、その条件は特に
限定されるものではないが、通常、冷間圧延は６０％以
上の圧下率で行われ、その後の焼鈍は７８０℃以上で行
われる。

【００３４】なお、本発明においては、成分調整には転
炉を用いても電気炉を用いてもよい。また、スクラップ
を原料としてもなんら差し支えなく、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓ
ｂ、Ａｓ、Ｃｏなどの元素が混入しても少量であれば本
発明の効果が損なわれることはない。ただし、これらの
元素の混入は合計で１％以下が望ましい。また、耐食性
向上のためにＮｉ、Ｃｒを微量添加してもなんら問題は
ないが、これらの元素の混入は鋼の硬質化を招くため添
加量は合計で１％以下が望ましい。さらに、熱延の巻取
温度については特に規定はない。めっきについては、合
金化溶融亜鉛めっきの上に、電気めっきや化成処理、Ｎ
ｉめっきなどを行っても本発明の効果が損なわれること
はない。また、連続鋳造スラブの手入れの有無は本発明
の効果には影響を及ぼさない。すなわち、連続鋳造スラ
ブを無手入れで加熱炉に挿入しても、例えば製鋼性介在
物を取り除くために１ｍｍ以上、表面偏析を取り除くた
め３〜１０ｍｍ、さらには表面欠陥を取り除くために部
分的に表面を手入れしてもなんら問題はない。

【００３５】

【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表３に示す化学成分の鋼を表に示す厚さの
スラブに連続鋳造し、表４に示す条件で熱間圧延を行っ
た。得られた鋼板を冷間圧延し、８２０℃で焼鈍後、合
金化溶融亜鉛めっき処理を行い、板厚１．０ｍｍの合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られためっき鋼板
の表面の笹の葉模様の有無を観察した。その結果を表４
に併記する。

【００３６】

【表３】

【００３７】

【表４】

【００３８】表４に示すように、本発明に従って、パラ
メータＳの値が０．１７未満で笹の葉模様のない表面性
状の良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できること
が確認された。

【００３９】（実施例２）表５に示す化学成分の鋼を表
に示す厚さのスラブに連続鋳造し、表６に示す条件で熱
間圧延を行った。熱間圧延に関しては、粗バー加熱前に
レベラーをかけ、粗バー加熱後にデスケーリングを行っ
た。得られた鋼板を冷間圧延し、８２０℃で焼鈍後、合
金化溶融亜鉛めっき処理を行い、板厚０．７ｍｍの合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。得られためっき鋼板
の表面の笹の葉模様の有無を観察した。その結果を表６
に併記する。

【００４０】

【表５】

【００４１】

【表６】

【００４２】表６に示すように、本発明に従って、レベ
ラーによる矯正、粗バー加熱、デスケーリングを続けて
行ったものは、笹の葉模様のない表面性状の良好な合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できることが確認された。

【００４３】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
高加工性のＴｉ添加極低炭素鋼板を母材とした場合に発
生する笹の葉模様を防止することができる表面性状に優
れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 稲垣 淳一 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 村松 陽子 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 (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ≦
   ０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．
   ０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００３％、０．０２
   ％≦Ｔｉ≦０．１５％を含む鋼を連続鋳造し、熱間圧延
   した後、冷間圧延を施し、さらに焼鈍を行い、その後合
   金化溶融亜鉛めっき処理を行って合金化溶融亜鉛めっき
   鋼板を製造するにあたり、連続鋳造によるスラブ厚さを
   ２３０ｍｍ以上、熱延のスラブ再加熱温度を１１５０℃
   以下、粗圧延率７０％以上、粗圧延終了表面温度を９０
   ０℃以上とし、スラブ加熱温度をＡ（℃）、粗圧延終了
   温度をＢ（℃）、粗圧延の圧下率Ｒ（％）、加熱炉抽出
   後粗圧延終了までの時間をＴ（ｓｅｃ）としたとき、次
   式で定義されるパラメータＳが、 Ｓ＝（Ａ＋Ｂ）／（Ｔ×Ｒ）＜０．１７ を満たすことを特徴とする表面外観に優れた合金化溶融
   亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ≦０．００３％、Ｓｉ≦
   ０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．
   ０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００３％、０．０２
   ％≦Ｔｉ≦０．１５％を含む鋼を連続鋳造し、熱間圧延
   した後、冷間圧延を施し、さらに焼鈍を行い、その後合
   金化溶融亜鉛めっき処理を行って合金化溶融亜鉛めっき
   鋼板を製造するにあたり、連続鋳造によるスラブ厚さを
   ２３０ｍｍ以上、熱延のスラブ再加熱温度を１１５０℃
   以下、粗圧延率７０％以上、粗圧延終了表面温度を９０
   ０℃以上とし、粗圧延後仕上げ圧延前にレベラーによる
   矯正、粗バー加熱による３０℃以上の加熱、デスケーリ
   ングを続けて行うことを特徴とする表面外観に優れた合
   金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 前記鋼は、さらに、重量％で、０．００
   ２０％以下のＢおよび０．０４％以下のＮｂの１種また
   は２種を含むことを特徴とする請求項１または請求項２
   に記載の表面外観に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
   製造方法。