切割端面的耐腐蝕性優(yōu)良的鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及主要在表面形成鋅系鍍層等表面處理層而使用的適合作為室內(nèi)的電 氣產(chǎn)品、商用機(jī)器等的原材料的鋼板。涉及鋼板的剪切端面、沖裁面等、鋅等的犧牲防腐蝕 作用涉及不到的切割端面的耐腐蝕性優(yōu)良的鋼板及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 由于施加了鋅系鍍層等的表面處理鋼板具有優(yōu)良的耐腐蝕性，因此被廣泛用作家 電、商用機(jī)器等的產(chǎn)品部件。這些產(chǎn)品部件如下制造:在其生產(chǎn)工序中對鋼板的單面或雙面 施加鋅系鍍層等表面處理層、或者進(jìn)一步在其上實施涂裝，對由此形成的表面處理鋼板進(jìn) 行剪切加工、沖裁加工、開孔、修剪等某種機(jī)械性切割加工，將由此而成的材料成形為期望 的形狀。
[0003] 以往，作為這些產(chǎn)品部件使用后的表面處理鋼板通常與產(chǎn)品一起被廢棄。但是，依 據(jù)自2001年實施的家電回收法，要使這些部件被再利用(重復(fù)使用）。但是，如果回收產(chǎn)品并 將部件再次用作同樣的產(chǎn)品的部件，暴露出如下問題:在部件制造時通過機(jī)械性切割加工 而形成的表面處理鋼板的切割面(剪切面、沖裁面、修剪面等）、即未附著鋅系鍍層等的面上 產(chǎn)生紅銹，難以適合于再利用。這是因為，銹具有導(dǎo)電性等，有可能會因銹的剝落而損壞電 路等。
[0004] 鍍鋅系鋼板等的除切割端面以外的大部分面積充分地進(jìn)行了防腐蝕。因此，以往， 在家電產(chǎn)品領(lǐng)域中使用鍍鋅系鋼板等時，認(rèn)為鋅的犧牲防腐蝕效果也能涉及到切割端面， 對于切割端面的耐腐蝕性還沒有進(jìn)行充分的研究。
[0005] 為了根本性地解決鍍鋅系鋼板等的切割端面處所發(fā)現(xiàn)的耐腐蝕性不足的問題，認(rèn) 為需要提高作為母材的鋼板的耐腐蝕性。關(guān)于謀求提高鍍鋅系鋼板的切割端面耐腐蝕性的 技術(shù)，例如，在專利文獻(xiàn)1中提出了如下技術(shù):使作為母材的鋼板為以質(zhì)量％計含有C: 0.001 ~0.1%、Si:0.1%WT、Mn:0.05~0.15%、P:0.02%WT、S :0.001~0.010%、Al:0.003~ 0.03%、Ti :0.03~0.2%、Zr :0.001~0.1 %、并且滿足Zr/Ti 2 0.03的鋼板。另外，在專利文 獻(xiàn)1中記載了：通過限制鋼中所含的雜質(zhì)的量、并且減少Μη系析出物、S系析出物，由此可以 得到良好的切割端面的耐腐蝕性。
[0006] 另一方面，作為家電、商用機(jī)器等的產(chǎn)品部件使用的鋼板還要求具有期望的強(qiáng)度。 以往，在家電、商用機(jī)器等的產(chǎn)品部件中主要多使用拉伸強(qiáng)度(TS)為270MPa級的軟質(zhì)鋼板。 但是，近年來，為了產(chǎn)品的輕量化、降低運(yùn)輸費(fèi)，要求鋼板的薄壁化。由于這樣的原因，作為 家電、商用機(jī)器用原材料，板厚薄但能夠保持強(qiáng)度的拉伸強(qiáng)度(TS)超過440MPa的高張力鋼 板的需要不斷升高。
[0007] 關(guān)于謀求鍍鋅系鋼板的高張力化的技術(shù)，例如，在專利文獻(xiàn)2中提出了如下技術(shù)： 使作為母材的鋼板為具有如下組成的鋼板，所述組成為以質(zhì)量％計含有C :0.0010~ 0.0080%、51:0.4%以下、]?11:0.1~1.0%、？：0.08%以下、5 :0.05%以下、厶1:0.05%以下、 N: 0.0060~0.0200%，并且，以N含量與A1含量之比N/A1為0.2以上的方式含有N和A1，進(jìn)一 步含有0.0040%以上的固溶N，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
[0008] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0009] 專利文獻(xiàn)
[0010] 專利文獻(xiàn)1:日本特開2004-217960號公報 [0011] 專利文獻(xiàn)2:日本特開2011-174101號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0012]發(fā)明所要解決的問題
[0013]但是，在專利文獻(xiàn)1中提出的技術(shù)中，出于減少Μη系析出物、S系析出物(MnS)的目 的，將鋼板的Μη含量限制為以質(zhì)量％計0.15%以下。由此，將有助于提高鋼的強(qiáng)度的Μη的含 量限制為0.15%以下的情況下，無法得到拉伸強(qiáng)度(TS)超過440MPa的高張力鋼板。
[0014] 另一方面，如專利文獻(xiàn)2提出的那樣，對于高張力鋼板而言，多數(shù)情況下通過使Μη 含量以質(zhì)量％計為0.1 %以上來謀求鋼板的高張力化。但是，隨著Μη含量升高，鋼板中的MnS 析出量增加。以MnS為主的析出物的化學(xué)活性活潑而容易溶解于水，因此MnS析出量增加時， 以該析出物為起點(diǎn)的生銹成為問題。因此，例如Μη含量以質(zhì)量％計超過0.15 %時，不能抑制 尤其是鋼板的切割端面處的生銹。
[0015] 如上所述，以往，極難兼顧鋼板的高張力化和耐腐蝕性。這種情況下，對于以高濃 度含有Μη的鋼板而言，強(qiáng)烈要求切割端面的耐腐蝕性優(yōu)良的鋼板。
[0016] 本發(fā)明是鑒于上述情況而完成的，其目的在于提出Μη含量以質(zhì)量％計超過0.15% 且切割端面的耐腐蝕性優(yōu)良的鋼板及其制造方法。需要說明的是，此處所指的"切割端面" 是指通過對鋼板等實施剪切、沖裁等機(jī)械性切割加工而產(chǎn)生的鋼板端面。
[0017] 用于解決問題的手段
[0018] 本發(fā)明人們?yōu)榱私鉀Q上述問題，關(guān)于對以質(zhì)量％計含有超過0.15%的Μη的鋼板、 具體而言對以質(zhì)量％計含有0.16 %以上的Μη的鋼板的耐腐蝕性帶來影響的各種因素進(jìn)行 了深入研究。
[0019] 如上所述，鋼板中的析出物、尤其是含有Μη的析出物成為生銹的起點(diǎn)，因此對鋼板 的耐腐蝕性帶來不良影響。因此，在謀求提高鋼板的耐腐蝕性時，優(yōu)選盡可能地降低含有Μη 的析出物的析出量。但是，在以質(zhì)量％計含有0.16%以上的Μη的鋼板的情況下，極難抑制含 有Μη的析出物、例如以MnS為代表的Μη系硫化物的析出。
[0020] 因此，本發(fā)明人們對大氣中、尤其是室內(nèi)使用環(huán)境下的鋼板的腐蝕進(jìn)行研究，嘗試 通過優(yōu)化含有Μη的析出物的形態(tài)來改善鋼板的耐腐蝕性。結(jié)果得出如下見解:在鋼板中存 在的含有Μη的析出物中，直徑超過0.5μπι的析出物特別容易成為生銹的起點(diǎn)，對鋼板的耐腐 蝕性帶來不良影響。
[0021] 另外，得出如下見解:含有Μη的析出物之中，即使直徑超過0.5μπι的析出物存在于 鋼板中的情況下，如果將直徑超過〇.5μπι的析出物中所含的Μη量抑制在100質(zhì)量ppm以下，則 也能夠大幅改善鋼板的耐腐蝕性。具體而言，得出如下見解:在將鋼板的質(zhì)量設(shè)為Wt、將直 徑超過0.5μπι的析出物中所含的Μη的合計質(zhì)量設(shè)為Wp的情況下，滿足Wp/Wt X 100 < 0.01時， 可大幅改善鋼板的耐腐蝕性，可以得到切割端面的耐腐蝕性優(yōu)良的鋼板。并且，得出如下見 解:通過使Μη含量以質(zhì)量％計為0.16%以上，將直徑超過0.5μπι的析出物中所含的Μη量抑制 在100質(zhì)量ppm以下，由此能夠在實現(xiàn)鋼板的高張力化的同時飛躍性地改善耐腐蝕性，在室 內(nèi)環(huán)境下能夠大幅抑制切割端面處的生銹。
[0022]此外，關(guān)于以質(zhì)量％計含有0.16%以上的Μη的鋼板，本發(fā)明人對如上所述的將直 徑超過〇. 5μηι的析出物中所含的Μη量抑制在100質(zhì)量ppm以下的方法進(jìn)行了研究。
[0023]作為家電產(chǎn)品、商用機(jī)器等的產(chǎn)品部件使用的鋼板通常如下制造:將鑄片再加熱， 實施熱乳制成熱乳板，對該熱乳板進(jìn)行酸洗后實施冷乳制成冷乳板，對該冷乳板實施連續(xù) 退火處理，根據(jù)需要實施表面光乳。在此，在鑄片中通常有Μη系硫化物析出。并且，鑄片的再 加熱溫度低時，在再加熱時不能將Μη系硫化物熔化，鑄片中析出的Μη系硫化物殘留在連續(xù) 退火后的鋼板中。另一方面，鑄片的再加熱溫度足夠高的情況下，雖然在再加熱時Μη系硫化 物發(fā)生熔化，但在作為后續(xù)工序的連續(xù)退火時Μη系硫化物再析出。
[0024]本發(fā)明人們針對殘留有鑄片中析出的Μη系硫化物的鋼板和在連續(xù)退火時Μη系硫 化物再析出的鋼板進(jìn)行了直徑超過〇.5μπι的析出物中所含的Μη量的比較。結(jié)果發(fā)現(xiàn):與在連 續(xù)退火時Μη系硫化物再析出的鋼板相比，殘留有鑄片中析出的Μη系硫化物的鋼板中的直徑 超過0.5μηι的析出物中所含的Μη量趨于降低。
[0025] 另外，本發(fā)明人們進(jìn)一步進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn):對以雜質(zhì)成分為代表的鑄片成分 的含量進(jìn)行限制，將鑄片的再加熱溫度設(shè)定得比通常低、即設(shè)為l〇〇〇°C以上且1100°C以下， 在鑄片的再加熱時使Μη系硫化物不熔化而殘留，優(yōu)化熱乳板的卷取溫度、冷乳板的退火溫 度，由此可以得到直徑超過〇.5μπι的析出物中所含的Μη量被抑制在100質(zhì)量ppm以下的鋼板。
[0026] 需要說明的是，使鑄片的Μη系硫化物殘留由此大幅地改善了鋼板的耐腐蝕性的原 因還不明確。但是，本發(fā)明人推測為以下原因。
[0027]在鑄片中存在的Μη系硫化物大部分都多多少少含有FeS，具有形成為(Μη · Fe)S的 組成。另一方面，在鑄片的再加熱時，該(Μη · Fe)S熔化時，在后續(xù)工序的連續(xù)退火中MnS再 析出。即，在連續(xù)退火時再析出的Μη系硫化物具有不含有FeS而主要形成為MnS的組成。 [0028]在此，MnS使陽極缺陷增大，因此可能成為生銹起點(diǎn)。另外，推斷：MnS容易溶解于 水，在MnS+2H 20-Mn (OH) 2+H2S的反應(yīng)中生成的H2S使陽極部的pH下降，促進(jìn)鐵的溶解。另一 方面，與Fe發(fā)生固溶的部分、MnS相比，在MnS中固溶有Fe的(Μη · Fe)S的化學(xué)活性不活潑，難 以溶解于水。推測由于上述原因，與在鑄片中存在的Μη系硫化物（（Mn *Fe)S)相比，在連續(xù) 退火時再析出的Μη系硫化物(MnS)更容易成為生銹的起點(diǎn)。
[0029]另外，與鋼中的S以MnS的形態(tài)析出相比，鋼中的S以（Μη · Fe)S的形態(tài)析出時用于 固定鋼中的S所需的Μη量減少。因此，推測與在連續(xù)退火時Μη系硫化物(MnS)再析出的鋼板 相比，殘留有鑄片中析出的Μη系硫化物（(Μη ·