JP2818675B2 - 表面調整冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
表面調整冷延鋼板の製造方法Info
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- JP2818675B2 JP2818675B2 JP33975389A JP33975389A JP2818675B2 JP 2818675 B2 JP2818675 B2 JP 2818675B2 JP 33975389 A JP33975389 A JP 33975389A JP 33975389 A JP33975389 A JP 33975389A JP 2818675 B2 JP2818675 B2 JP 2818675B2
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- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は、自動車のボディ等に使用される冷延ならび
に表面処理された鋼板であって、とりわけ加工性が良好
であるばかりでなく、同時に塗装の下地処理としての良
好な化成処理性（リン酸亜鉛処理性）さらには優れたス
ポット溶接性なども具備するように表面の所定成分濃度
を調整した冷延鋼板の製造方法に関するものである。
に表面処理された鋼板であって、とりわけ加工性が良好
であるばかりでなく、同時に塗装の下地処理としての良
好な化成処理性（リン酸亜鉛処理性）さらには優れたス
ポット溶接性なども具備するように表面の所定成分濃度
を調整した冷延鋼板の製造方法に関するものである。
＜従来の技術＞ プレス加工用冷延鋼板は、従来Ｃ≧0.01％以上の低Ｃ
−リムド鋼や低Ｃ−Alキルド鋼を箱焼鈍して製造されて
いたが、最近の省エネルギーならびに製造納期の短縮要
求にかんがみ、連続焼鈍法への変換が積極的に進められ
ている。
−リムド鋼や低Ｃ−Alキルド鋼を箱焼鈍して製造されて
いたが、最近の省エネルギーならびに製造納期の短縮要
求にかんがみ、連続焼鈍法への変換が積極的に進められ
ている。
連続焼鈍法では、加熱および均熱時間が極めて短い。
そこで、絞り性を箱焼鈍材並にするために、低Ｃ鋼の熱
延巻き取り温度を従来より高温にし、さらに焼鈍温度も
箱焼鈍法より高温にする等の対策がとられている。さら
には、冷却時間も極端に短いため、過時効処理を施すこ
とにより焼鈍中に固溶した炭素を析出させている。しか
るに、かような特殊処理によっても、固溶炭素が依然と
して残留するために、加工性はともかく常温遅時効性を
得ることは困難であった。
そこで、絞り性を箱焼鈍材並にするために、低Ｃ鋼の熱
延巻き取り温度を従来より高温にし、さらに焼鈍温度も
箱焼鈍法より高温にする等の対策がとられている。さら
には、冷却時間も極端に短いため、過時効処理を施すこ
とにより焼鈍中に固溶した炭素を析出させている。しか
るに、かような特殊処理によっても、固溶炭素が依然と
して残留するために、加工性はともかく常温遅時効性を
得ることは困難であった。
このような実状にかんがみ、さらには箱焼鈍された低
Ｃ−Alキルド鋼と同等の耐時効性と、それ以上の高加工
性を得る手段として、Ｃ≦0.01wt％、Al≦0.20wt％を含
有する極低Ｃ鋼とし、必要に応じてTi、Tb、Ｂ等の炭窒
化物形成元素を添加する技術が製鋼技術の進歩と相まっ
て一般的になりつつある。
Ｃ−Alキルド鋼と同等の耐時効性と、それ以上の高加工
性を得る手段として、Ｃ≦0.01wt％、Al≦0.20wt％を含
有する極低Ｃ鋼とし、必要に応じてTi、Tb、Ｂ等の炭窒
化物形成元素を添加する技術が製鋼技術の進歩と相まっ
て一般的になりつつある。
事実このようにして製造された極低Ｃ冷延鋼板は、焼
鈍中の粒成長性が優れ、非常に良好な加工性をとりわけ
引っ張り試験で評価できる良好な全伸び値（El）、なら
びにランクフォード値（値）を示し、現状では広くプ
レス加工用鋼板として採用されている。
鈍中の粒成長性が優れ、非常に良好な加工性をとりわけ
引っ張り試験で評価できる良好な全伸び値（El）、なら
びにランクフォード値（値）を示し、現状では広くプ
レス加工用鋼板として採用されている。
＜発明が解決しようとする課題＞ しかしながら、この種の鋼板の使用の増大にともな
い、以下に示す種々の問題点をも有していることが明ら
かにされ、完全無欠の材料としては今一歩の段階であっ
た。
い、以下に示す種々の問題点をも有していることが明ら
かにされ、完全無欠の材料としては今一歩の段階であっ
た。
先ず、極低Ｃ鋼は元来が鈍鉄に近いため、表面の清浄
度が極めて優れている。そのため、プレス後の塗装の下
地処理としての化成処理（リン酸亜鉛処理）において
は、反応性が従来の低Ｃ−Alキルド鋼より幾分劣り、生
成したリン酸亜鉛鉄結晶の細かさ、化成処理条件変動時
の安定性に対して、低Ｃ−Alキルド鋼より若干不利であ
った。
度が極めて優れている。そのため、プレス後の塗装の下
地処理としての化成処理（リン酸亜鉛処理）において
は、反応性が従来の低Ｃ−Alキルド鋼より幾分劣り、生
成したリン酸亜鉛鉄結晶の細かさ、化成処理条件変動時
の安定性に対して、低Ｃ−Alキルド鋼より若干不利であ
った。
次に、溶接性に対しては、極低Ｃ鋼の場合熱影響部
（HAZ）の組成が一般に粗大化し、溶着部や母材よりも
強度が低下しやすい傾向があった。そのため、溶接部の
強度および疲労特性の点で低Ｃ−Alキルド鋼よりも有利
とは言えなかった。このような理由により、溶接に比較
的長時間を要する電縫鋼管等への極低Ｃ鋼の適用は未だ
なされていないのが現状である。
（HAZ）の組成が一般に粗大化し、溶着部や母材よりも
強度が低下しやすい傾向があった。そのため、溶接部の
強度および疲労特性の点で低Ｃ−Alキルド鋼よりも有利
とは言えなかった。このような理由により、溶接に比較
的長時間を要する電縫鋼管等への極低Ｃ鋼の適用は未だ
なされていないのが現状である。
さらに、極低Ｃ鋼は延性に富むので、非常に粘り強
く、低Ｃ−Al−キルド鋼と同一の条件で打ち抜きや剪断
を行った場合に、その端面に生成する笹くれ部いわゆる
バリが低Ｃ−Alキルド鋼に比べより多く生成する。この
バリは、後のプレス工程で剥がれると、いわゆる星目欠
陥を誘発する。極低Ｃ鋼は、このような危険性を有して
おり、バリ高さ低減のためにも極低Ｃ鋼の打ち抜き性改
善が強く望まれていた。
く、低Ｃ−Al−キルド鋼と同一の条件で打ち抜きや剪断
を行った場合に、その端面に生成する笹くれ部いわゆる
バリが低Ｃ−Alキルド鋼に比べより多く生成する。この
バリは、後のプレス工程で剥がれると、いわゆる星目欠
陥を誘発する。極低Ｃ鋼は、このような危険性を有して
おり、バリ高さ低減のためにも極低Ｃ鋼の打ち抜き性改
善が強く望まれていた。
また、加工性のさらなる向上のためには、必然的に不
純物元素の低減を伴うため、焼鈍中の鋼中元素の表面濃
化量が抑制される。このことは、結果として鋼板の表面
硬度の低下を引き起こす。そのため、プレス成形を施し
た場合に、潤滑が十分でないと鋼板表面とプレス型とが
接触時に噛りあい、鋼板の表面キズ欠陥が誘発されるば
かりでなく、極端な場合にはプレス割れさえ伴う。この
ような、いわゆる摺動性の低下は、不純物元素が少ない
極低Ｃ鋼と、表面に濃化させるのに十分な時間が確保で
きない連続焼鈍法との組合わせにより最も顕著になる。
純物元素の低減を伴うため、焼鈍中の鋼中元素の表面濃
化量が抑制される。このことは、結果として鋼板の表面
硬度の低下を引き起こす。そのため、プレス成形を施し
た場合に、潤滑が十分でないと鋼板表面とプレス型とが
接触時に噛りあい、鋼板の表面キズ欠陥が誘発されるば
かりでなく、極端な場合にはプレス割れさえ伴う。この
ような、いわゆる摺動性の低下は、不純物元素が少ない
極低Ｃ鋼と、表面に濃化させるのに十分な時間が確保で
きない連続焼鈍法との組合わせにより最も顕著になる。
以上の状況を打開するために、本発明者らは種々の検
討を行った。良好な機械的性質（El、値等）を維持し
た上で上述の問題を解決するためには、極低Ｃ鋼の使用
は必須と考えられる。一方上述の極低Ｃ鋼にかかわる問
題点は、多かれ少なかれ表面近傍の元素の存在状態と、
密接に影響を及ぼしあっていることは明瞭である。そこ
で本発明者らは数多くの調査および実験室的な確認を行
った結果、表面に炭素あるいは窒素の濃化層が適当な厚
さおよび濃度で存在するように連続焼鈍炉において適切
な条件で浸炭または浸室雰囲気にさらした後適切な条件
で冷却し再拡散を防止してやれば、極低Ｃ鋼の抱えてい
る欠点が一気に解決されることを見出したのである。
討を行った。良好な機械的性質（El、値等）を維持し
た上で上述の問題を解決するためには、極低Ｃ鋼の使用
は必須と考えられる。一方上述の極低Ｃ鋼にかかわる問
題点は、多かれ少なかれ表面近傍の元素の存在状態と、
密接に影響を及ぼしあっていることは明瞭である。そこ
で本発明者らは数多くの調査および実験室的な確認を行
った結果、表面に炭素あるいは窒素の濃化層が適当な厚
さおよび濃度で存在するように連続焼鈍炉において適切
な条件で浸炭または浸室雰囲気にさらした後適切な条件
で冷却し再拡散を防止してやれば、極低Ｃ鋼の抱えてい
る欠点が一気に解決されることを見出したのである。
よって、本発明は連続焼鈍炉において浸炭または浸窒
雰囲気にさらした鋼板を適切な条件で冷却することによ
り、耐型かじり性、化成処理性、およびスポット溶接性
などの特性を向上させることができるよう表面の所定成
分の濃度を調整した冷延鋼板の製造方法を提供すること
を目的とする。
雰囲気にさらした鋼板を適切な条件で冷却することによ
り、耐型かじり性、化成処理性、およびスポット溶接性
などの特性を向上させることができるよう表面の所定成
分の濃度を調整した冷延鋼板の製造方法を提供すること
を目的とする。
＜課題を解決するための手段＞ すなわち、原板である冷延鋼板を、加熱、均熱および
冷却ゾーンを有する焼鈍炉を用いて連続焼鈍するに際
し、 原板の冷延鋼板としてはC:0.01wt％以下のものを用
い、前記焼鈍炉における均熱後期あるいは冷却初期に、
所定の成分を濃化させる雰囲気を用いて前記冷延鋼板の
表面に前記所定の成分が濃化した層（以下、表面濃化層
という）を形成し、直ちに500℃までの平均冷却速度が2
0℃／秒超となるように冷却することを特徴とする表面
調整冷延鋼板の製造方法を提供するものである。
冷却ゾーンを有する焼鈍炉を用いて連続焼鈍するに際
し、 原板の冷延鋼板としてはC:0.01wt％以下のものを用
い、前記焼鈍炉における均熱後期あるいは冷却初期に、
所定の成分を濃化させる雰囲気を用いて前記冷延鋼板の
表面に前記所定の成分が濃化した層（以下、表面濃化層
という）を形成し、直ちに500℃までの平均冷却速度が2
0℃／秒超となるように冷却することを特徴とする表面
調整冷延鋼板の製造方法を提供するものである。
表面濃化層として浸炭層を形成する場合にはＣが0.01
wt％以下の原板を用い、表面濃化層として浸窒層を形成
する場合にはＣおよびＮが0.01wt％以下の原板を用いる
のがよい。
wt％以下の原板を用い、表面濃化層として浸窒層を形成
する場合にはＣおよびＮが0.01wt％以下の原板を用いる
のがよい。
上記原板としての鋼板は、さらに、Si:1.0wt％以下、
Mn:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Al:
0.01〜0.1wt％およびN:0.01wt％以下を含有し、残部はF
eおよび不可避的不純物よりなるものが好ましく、さら
に原板は、Ti:0.001〜0.15wt％および／またはNb:0.001
〜0.10wt％を含有するのがより好ましい。
Mn:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Al:
0.01〜0.1wt％およびN:0.01wt％以下を含有し、残部はF
eおよび不可避的不純物よりなるものが好ましく、さら
に原板は、Ti:0.001〜0.15wt％および／またはNb:0.001
〜0.10wt％を含有するのがより好ましい。
以下に本発明をさらに詳細に説明する。
本発明は、所要の特性を得るために下記組成の冷延鋼
板（原板）の表面に連続焼鈍法により浸炭層または浸窒
層を形成する方法に関する。
板（原板）の表面に連続焼鈍法により浸炭層または浸窒
層を形成する方法に関する。
本発明は、Ｃ≦0.01wt％を含有する極低炭素鋼板を原
板とし、加熱、均熱および冷却ゾーンを有する連続焼鈍
炉を用いて、後述するように浸炭用雰囲気および浸炭条
件を設定することにより、耐型かじり性、化成処理およ
びスポット溶接性などの特性に優れた表面調整冷延鋼板
を製造する方法を提供する。
板とし、加熱、均熱および冷却ゾーンを有する連続焼鈍
炉を用いて、後述するように浸炭用雰囲気および浸炭条
件を設定することにより、耐型かじり性、化成処理およ
びスポット溶接性などの特性に優れた表面調整冷延鋼板
を製造する方法を提供する。
本発明が適用される鋼板は、基本的には、浸炭により
表面のＣ濃度を本発明が目的とする特性を満足するよう
に調整するものであり、連続焼鈍法を適用してもプレス
成形性などの良好な機械的性質を得るために、Ｃは0.01
wt％以下の極低Ｃ域にすることが必須である。これ以上
では、低Ｃ鋼並またはそれ以上の材質を得ることは不可
能である。
表面のＣ濃度を本発明が目的とする特性を満足するよう
に調整するものであり、連続焼鈍法を適用してもプレス
成形性などの良好な機械的性質を得るために、Ｃは0.01
wt％以下の極低Ｃ域にすることが必須である。これ以上
では、低Ｃ鋼並またはそれ以上の材質を得ることは不可
能である。
本発明はまた、Ｃ≦0.01wt％、Ｎ≦0.01wt％を含有す
る極低炭素鋼板を原板とし、加熱、均熱および冷却ゾー
ンを有する連続焼鈍炉を用いて、後述するように浸窒用
雰囲気および浸窒条件を設定することにより、耐型かじ
り性、化成処理性およびスポット溶接性などの特性に優
れた表面調整冷延鋼板を製造する方法を提供する。
る極低炭素鋼板を原板とし、加熱、均熱および冷却ゾー
ンを有する連続焼鈍炉を用いて、後述するように浸窒用
雰囲気および浸窒条件を設定することにより、耐型かじ
り性、化成処理性およびスポット溶接性などの特性に優
れた表面調整冷延鋼板を製造する方法を提供する。
本発明が適用される鋼板は、基本的には、浸窒により
表面のＮ濃度を本発明が目的とする特性を満足するよう
に調整するものであり、連続焼鈍法を適用してもプレス
成形状などのプレス成形性などの良好な機械的性質を得
るために、Ｃは0.01wt％以下、Ｎは0.01wt％以下の極低
Ｃ、Ｎ域にすることが必須である。これ以上では、低
Ｃ、Ｎ鋼並またはそれ以上の材質を得ることは不可能で
ある。
表面のＮ濃度を本発明が目的とする特性を満足するよう
に調整するものであり、連続焼鈍法を適用してもプレス
成形状などのプレス成形性などの良好な機械的性質を得
るために、Ｃは0.01wt％以下、Ｎは0.01wt％以下の極低
Ｃ、Ｎ域にすることが必須である。これ以上では、低
Ｃ、Ｎ鋼並またはそれ以上の材質を得ることは不可能で
ある。
さらに、鋼板原板は、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Alを以下に述
べる範囲内で含有しているが、本発明の目的上好ましく
ない。
べる範囲内で含有しているが、本発明の目的上好ましく
ない。
Siは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加されるが、添加量が1.0wt％を超えると深絞り
性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下とするのがよい。
要量添加されるが、添加量が1.0wt％を超えると深絞り
性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下とするのがよい。
MnもSiと同様、Ｓの残留による熱間割れを避けるとい
う鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量
添加されるが、添加量が1.0wt％を超えるとやはり加工
性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下が好ましい。
う鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量
添加されるが、添加量が1.0wt％を超えるとやはり加工
性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下が好ましい。
ＰもSiもMnと同様、鋼を強化する作用があり、所望の
強度に応じて必要量添加されるが、添加量が0.2wt％を
越えると加工性に悪影響を及ぼすので0.2wt％以下にす
るのがよい。
強度に応じて必要量添加されるが、添加量が0.2wt％を
越えると加工性に悪影響を及ぼすので0.2wt％以下にす
るのがよい。
Ｓは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので
極力低減することが好ましいが、その含有量が0.05wt％
以下ではさほど悪影響おを及ぼさないので0.05wt％以下
にするのがよい。
極力低減することが好ましいが、その含有量が0.05wt％
以下ではさほど悪影響おを及ぼさないので0.05wt％以下
にするのがよい。
Alは脱酸剤として、また後述する炭窒化物形成元素の
歩留まり向上すなわち鋼中Ｎの固定による耐時効性の向
上のために添加されるが、含有量が0.01wt％に満たない
とその添加効果に乏しく、一方0.1wt％を越えて添加し
てもその効果は飽和に達するので、0.01〜0.1wt％の範
囲にするのがよい。
歩留まり向上すなわち鋼中Ｎの固定による耐時効性の向
上のために添加されるが、含有量が0.01wt％に満たない
とその添加効果に乏しく、一方0.1wt％を越えて添加し
てもその効果は飽和に達するので、0.01〜0.1wt％の範
囲にするのがよい。
ＮはＣについて述べたと同様の理由で0.01wt％以下に
するのが好ましい。
するのが好ましい。
さらに、本発明で原板として用いる冷延鋼板には、Ti
および／またはNbを下記の通り添加してもよい。
および／またはNbを下記の通り添加してもよい。
これらの元素の添加は、鋼中に固溶して耐時効性を劣
化させるＣやＮを固定するのに有効である。さらには、
形成された析出物のサイズが適度に粗大であるため、連
続焼鈍時の粒成長を促進されるので、加工性特にElや
値の向上には有利となる。
化させるＣやＮを固定するのに有効である。さらには、
形成された析出物のサイズが適度に粗大であるため、連
続焼鈍時の粒成長を促進されるので、加工性特にElや
値の向上には有利となる。
Tiは炭窒化物形成元素であり、鋼中の固溶（Ｃ、Ｎ）
を低させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的に形
成されるために添加される。しかしながら添加量が0.00
1wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.15wt％を
越えて添加してもそれ以上の効果は得られず、むしろ鋼
板表面性状および延性の劣化につながるので、0.001〜
0.15wt％の範囲に限定する。
を低させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的に形
成されるために添加される。しかしながら添加量が0.00
1wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.15wt％を
越えて添加してもそれ以上の効果は得られず、むしろ鋼
板表面性状および延性の劣化につながるので、0.001〜
0.15wt％の範囲に限定する。
Nbは炭化物形成元素であり、鋼中の固溶Ｃを低減させ
るとともに、熱延鋼板組織の微細化をそくして、深絞り
性に有利な｛111｝方位を優先的に形成させるために添
加される。しかしながら添加量が0.001wt％未満ではそ
の添加の効果が乏しく、一方0.10wt％を越えて添加して
もそれ以上の効果は得られず、むしろ延性の劣化につな
がるので0.001〜0.10wt％の範囲に限定する。
るとともに、熱延鋼板組織の微細化をそくして、深絞り
性に有利な｛111｝方位を優先的に形成させるために添
加される。しかしながら添加量が0.001wt％未満ではそ
の添加の効果が乏しく、一方0.10wt％を越えて添加して
もそれ以上の効果は得られず、むしろ延性の劣化につな
がるので0.001〜0.10wt％の範囲に限定する。
上記のような成分を有する鋼板は連続焼鈍を施され
る。
る。
本発明において好適に用いられるCAL（Continuous An
nealing Line）は加熱、均熱および冷却ゾーンを有す
る。浸炭は均熱ゾーン後期から冷却ゾーンにかけて浸炭
用雰囲気として、浸炭に適する条件にして行なう。
nealing Line）は加熱、均熱および冷却ゾーンを有す
る。浸炭は均熱ゾーン後期から冷却ゾーンにかけて浸炭
用雰囲気として、浸炭に適する条件にして行なう。
浸炭用雰囲気としては、N2＋H2を主体とするガス中に
COを適量添加したものを用いる。そして、浸炭条件は適
切に選定する。
COを適量添加したものを用いる。そして、浸炭条件は適
切に選定する。
また、浸窒は均熱ゾーン後期から冷却ゾーンにかけて
浸窒用雰囲気として、浸窒に適する条件にして行なう。
浸窒用雰囲気として、浸窒に適する条件にして行なう。
浸窒用雰囲気としては、N2＋H2を主体とするガス中に
NH3などのＮ源を適量添加したものを用いる。そして、
浸窒条件は適切に選定する。
NH3などのＮ源を適量添加したものを用いる。そして、
浸窒条件は適切に選定する。
本発明においては、上記焼鈍炉における均熱後期ある
いは冷却初期に、浸炭または浸窒用雰囲気に、上記原板
を所要時間さらして原板の表面にＣまたはＮを拡散させ
てＣまたはＮの濃化層を形成する。
いは冷却初期に、浸炭または浸窒用雰囲気に、上記原板
を所要時間さらして原板の表面にＣまたはＮを拡散させ
てＣまたはＮの濃化層を形成する。
上述したようにして原板の表面に浸炭層または浸窒層
という表面濃化層を形成したら、これらの濃化層が再拡
散により消滅しないように、焼鈍温度から500℃に至ま
では20℃／秒超の平均冷却速度で冷却する。
という表面濃化層を形成したら、これらの濃化層が再拡
散により消滅しないように、焼鈍温度から500℃に至ま
では20℃／秒超の平均冷却速度で冷却する。
500℃に至まではと限定するのは、これ以上の温度で
は、濃化させたＣまたはＮの再拡散速度が速いためであ
り、この間は20℃／秒超の平均冷却速度で冷却する。20
℃／秒以下冷却速度では、一旦形成したＣまたはＮの表
面濃化層中の濃化元素が鋼板の内部に向けて拡散してし
まい、表面濃化層を保持できなくなる。
は、濃化させたＣまたはＮの再拡散速度が速いためであ
り、この間は20℃／秒超の平均冷却速度で冷却する。20
℃／秒以下冷却速度では、一旦形成したＣまたはＮの表
面濃化層中の濃化元素が鋼板の内部に向けて拡散してし
まい、表面濃化層を保持できなくなる。
以上述べたようにして連続焼鈍法により浸炭処理が施
されて表面層のＣまたはＮ濃度が適切に、すなわち、耐
型かじり性、化成処理性およびスポット溶接性などの諸
特性が優れた表面調整冷延鋼板の製造することができ
る。
されて表面層のＣまたはＮ濃度が適切に、すなわち、耐
型かじり性、化成処理性およびスポット溶接性などの諸
特性が優れた表面調整冷延鋼板の製造することができ
る。
このようにして製造された表面調整冷延鋼板にはさら
に表面処理を施すことができる。表面処理としては、亜
鉛めっきのほか、Zn−FeあるいはZn−Niめっき鋼板など
の亜鉛系合金めっき、下層樹脂皮膜、上層Zn−Ni鋼板な
どの亜鉛系複合めっきを挙げることができる。
に表面処理を施すことができる。表面処理としては、亜
鉛めっきのほか、Zn−FeあるいはZn−Niめっき鋼板など
の亜鉛系合金めっき、下層樹脂皮膜、上層Zn−Ni鋼板な
どの亜鉛系複合めっきを挙げることができる。
＜実施例＞ 次に本発明の実施例に基づいて具体的に説明する。
（実施例１） 表１に示す５種類の低Ｃ鋼を、転炉溶製後RH脱ガスと
引き続く連続鋳造法で作成した。
引き続く連続鋳造法で作成した。
該スラブを加熱炉に操入し1230℃に加熱した後、熱間
圧延で880℃で仕上げ、535℃で巻き取り3.2mm厚の熱延
コイルとした。次いで、酸洗後冷間圧延で0.8mm厚の冷
延鋼板とした。該冷延コイルを、連続焼鈍ライン（CA
L）で下記の条件で急速加熱、均熱保持、急速冷却し
た。このとき均熱・冷却ゾーンで下記の雰囲気を用いて
浸炭した。
圧延で880℃で仕上げ、535℃で巻き取り3.2mm厚の熱延
コイルとした。次いで、酸洗後冷間圧延で0.8mm厚の冷
延鋼板とした。該冷延コイルを、連続焼鈍ライン（CA
L）で下記の条件で急速加熱、均熱保持、急速冷却し
た。このとき均熱・冷却ゾーンで下記の雰囲気を用いて
浸炭した。
この結果を表２に示す。
（１）焼鈍条件 昇温速度 20℃／秒 均熱保持温度 750℃ 均熱保持時間 30秒 冷却速度 ２℃／秒以上 （２）浸炭雰囲気 H2 ３％ Co 0.5％ N2 残り （実施例２） 実施例１で用いた表１に示す鋼板について実施例１と
同様にして浸窒した。その結果を表３に示す。
同様にして浸窒した。その結果を表３に示す。
（１）焼鈍条件 昇温速度 20℃／秒 均熱保持温度 600℃ 均熱保持時間 30秒 冷却速度 ２℃／秒以上 （２）浸窒雰囲気 H2 ３％ NH3 ５％ N2 残り ＜発明の効果＞ 本発明によれば、連続焼鈍法において、その浸炭およ
び浸窒雰囲気および浸炭または浸窒条件を適切に選定
し、その後の冷却速度を適切に選定することにより、耐
型かじり性、化成処理性、スポット溶接性などの諸特性
の優れた表面調整冷延鋼板を製造することができる。
び浸窒雰囲気および浸炭または浸窒条件を適切に選定
し、その後の冷却速度を適切に選定することにより、耐
型かじり性、化成処理性、スポット溶接性などの諸特性
の優れた表面調整冷延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 加藤 俊之 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社技術研究本部内 (72)発明者 阿部 英夫 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭60−149729（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C23C 8/20,8/26
Claims (6)
- 【請求項１】原板である冷延鋼板を、加熱、均熱および
冷却ゾーンを有する焼鈍炉を用いて連続焼鈍するに際
し、 原板の冷延鋼板としてはC:0.01wt％以下ものを用い、前
記焼鈍炉における均熱後期あるいは冷却初期に、所定の
成分を濃化させる雰囲気を用いて前記冷延鋼板の表面に
前記所定の成分が濃化した層（以下、表面濃化層とい
う）を形成し、直ちに500℃までの平均冷却速度が20℃
／秒超となるように冷却することを特徴とする表面調整
冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】表面濃化層が浸炭層である請求項１に記載
の表面調整冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】原板の冷延鋼板としてはC:0.01wt％以下、
N:0.01wt％以下のものを用い、表面濃化層が浸窒層であ
る請求項１の表面調整冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】原板の冷延鋼板は、さらに、Si:1.0wt％以
下、Mn:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以
下、Al:0.01〜0.1wt％およびN:0.01wt％以下を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物よりなる請求項１〜３の
いずれかに記載の表面調整冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】原板の冷延鋼板は、さらに、Ti:0.001〜0.
15wt％および／またはNb:0.01〜0.10wt％を含有する請
求項１〜４のいずれかに記載の表面調整冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項６】表面濃化層が、前記平均冷却速度が20℃／
秒超になるように冷却した後の表層部と中心部のＣまた
はＮ濃度の比が、2.9倍以上の表面濃化層である請求項
１〜５のいずれかに記載の表面調整冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33975389A JP2818675B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 表面調整冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33975389A JP2818675B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 表面調整冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03199368A JPH03199368A (ja) | 1991-08-30 |
| JP2818675B2 true JP2818675B2 (ja) | 1998-10-30 |
Family
ID=18330483
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33975389A Expired - Lifetime JP2818675B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 表面調整冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2818675B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100222239B1 (ko) * | 1995-07-12 | 1999-10-01 | 와다 아끼히로 | 성형성과 질화성이 우수한 질화용 강판 및 그의 프레스 성형체 |
-
1989
- 1989-12-28 JP JP33975389A patent/JP2818675B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03199368A (ja) | 1991-08-30 |
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