JPH0813086A - 高耐食性鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高耐食性鋼板およびその製造方法Info
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- JPH0813086A JPH0813086A JP15077594A JP15077594A JPH0813086A JP H0813086 A JPH0813086 A JP H0813086A JP 15077594 A JP15077594 A JP 15077594A JP 15077594 A JP15077594 A JP 15077594A JP H0813086 A JPH0813086 A JP H0813086A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 二次加工性と耐食性を共に向上させた鋼板を
提供する。 【構成】 Cuを含有する高耐食性鋼板において、重量
%で、C:0.01〜0.15、 Si:0.2以下、
Mn:0.1〜0.4、 P:0.04以下、S:
0.025以下、 sol.Al:0.02〜0.08 N:
0.002〜0.012、 Cu:0.05〜1.0、
Sn:0.005〜0.10、 Ni:0.005〜
0.10、 Cr:0.005〜0.10、 Mo:
0.003〜0.10を含有し、かつ、Cuの含有量に
Snの含有量の10倍の値を加えた値が1.0重量%以
下である高耐食性鋼板。この化学成分を有する鋼を用い
て、連続鋳造によりスラブを製造し、このスラブに直接
熱間圧延を施すこと、又は、その後更に冷間圧延および
焼鈍を施す高耐食性鋼板の製造方法。
提供する。 【構成】 Cuを含有する高耐食性鋼板において、重量
%で、C:0.01〜0.15、 Si:0.2以下、
Mn:0.1〜0.4、 P:0.04以下、S:
0.025以下、 sol.Al:0.02〜0.08 N:
0.002〜0.012、 Cu:0.05〜1.0、
Sn:0.005〜0.10、 Ni:0.005〜
0.10、 Cr:0.005〜0.10、 Mo:
0.003〜0.10を含有し、かつ、Cuの含有量に
Snの含有量の10倍の値を加えた値が1.0重量%以
下である高耐食性鋼板。この化学成分を有する鋼を用い
て、連続鋳造によりスラブを製造し、このスラブに直接
熱間圧延を施すこと、又は、その後更に冷間圧延および
焼鈍を施す高耐食性鋼板の製造方法。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は、耐食性に優れた鋼板
およびその製造方法に関する。
およびその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】近年自動車の軽量化およびコスト低減の
面から、使用する鋼材の薄肉化が進められている。しか
し、薄肉化により、腐食による板厚の減少が一定であれ
ば、機械的強度の低下の割合が大きくなる。そのため、
材料の耐食性を向上させる必要がある。特に、道路の凍
結を防止するため路面に融雪塩が散布される道路環境で
は、走行中に飛沫が付着し、鋼板が腐食する。
面から、使用する鋼材の薄肉化が進められている。しか
し、薄肉化により、腐食による板厚の減少が一定であれ
ば、機械的強度の低下の割合が大きくなる。そのため、
材料の耐食性を向上させる必要がある。特に、道路の凍
結を防止するため路面に融雪塩が散布される道路環境で
は、走行中に飛沫が付着し、鋼板が腐食する。
【0003】このように、耐食性が求められる部材に
は、亜鉛めっき鋼板が用いられることもある。しかしな
がら、亜鉛めっき鋼板は、溶接性が劣るという欠点があ
る。また、このようなめっき付着量の多い鋼板は、溶融
亜鉛めっきラインで製造する必要があり、コスト高とな
るという問題もある。
は、亜鉛めっき鋼板が用いられることもある。しかしな
がら、亜鉛めっき鋼板は、溶接性が劣るという欠点があ
る。また、このようなめっき付着量の多い鋼板は、溶融
亜鉛めっきラインで製造する必要があり、コスト高とな
るという問題もある。
【0004】そこで、めっき付着量の少なくて済む鋼
板、あるいは素材そのものに耐食性を付与した鋼板の開
発が進められている。例えば、特公昭57−14748
号公報に記載された技術(以下、従来技術と呼ぶ)
は、燐の含有量が多い(0.06%以上)高耐食性自動
車用鋼板である。この鋼板は、30日間連続塩水噴霧後
の孔食の深さが小さいと報告されている。
板、あるいは素材そのものに耐食性を付与した鋼板の開
発が進められている。例えば、特公昭57−14748
号公報に記載された技術(以下、従来技術と呼ぶ)
は、燐の含有量が多い(0.06%以上)高耐食性自動
車用鋼板である。この鋼板は、30日間連続塩水噴霧後
の孔食の深さが小さいと報告されている。
【0005】また、特公昭60−9584号公報に記載
された技術(以下、従来技術と呼ぶ)は、銅の含有量
を狭い範囲(0.26〜0.35%、好ましくは0.2
8〜0.31%)に制御した高耐食性自動車用鋼板であ
る。この鋼板についても、30日間連続塩水噴霧後の最
大板厚減少量が小さいと報告されている。
された技術(以下、従来技術と呼ぶ)は、銅の含有量
を狭い範囲(0.26〜0.35%、好ましくは0.2
8〜0.31%)に制御した高耐食性自動車用鋼板であ
る。この鋼板についても、30日間連続塩水噴霧後の最
大板厚減少量が小さいと報告されている。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】従来技術では、燐の
含有量が0.06%以上と高く、実施例では0.07〜
0.135%にも上っている。そのため、加工において
割れ易いという問題がある。特に冷延鋼板においては、
一度加工された部分に再度別の加工を加えた時の加工
性、即ち二次加工性の低下が起こる。
含有量が0.06%以上と高く、実施例では0.07〜
0.135%にも上っている。そのため、加工において
割れ易いという問題がある。特に冷延鋼板においては、
一度加工された部分に再度別の加工を加えた時の加工
性、即ち二次加工性の低下が起こる。
【0007】従来技術では、銅とニッケルを除き通常
の軟質の鋼板と同様の成分系であり、加工性あるいは二
次加工性は特に問題ないが、この程度の少ない成分添加
量では、耐食性が不十分となることが避けられない。特
に、実際の使用状況に近い複合腐食サイクルにおいて、
耐食性が低い。
の軟質の鋼板と同様の成分系であり、加工性あるいは二
次加工性は特に問題ないが、この程度の少ない成分添加
量では、耐食性が不十分となることが避けられない。特
に、実際の使用状況に近い複合腐食サイクルにおいて、
耐食性が低い。
【0008】この発明は、これらの課題を解決し、二次
加工性をあまり損なわずに、耐食性を向上させた鋼板お
よびその製造方法を提供する。
加工性をあまり損なわずに、耐食性を向上させた鋼板お
よびその製造方法を提供する。
【0009】
【課題を解決するための手段】請求項1の発明は、Cu
を含有する高耐食性鋼板において、重量%で、C:0.
01〜0.15、 Si:0.2以下、 Mn:0.1
〜0.4、 P:0.04以下、 S:0.025以
下、 sol.Al:0.02〜0.08 N:0.002〜
0.012、 Cu:0.05〜1.0、 Sn:0.
005〜0.10、 Ni:0.005〜0.10、
Cr:0.005〜0.10、 Mo:0.003〜
0.10を含有し、かつ、Cuの含有量にSnの含有量
の10倍の値を加えた値が1.0重量%以下であること
を特徴とする高耐食性鋼板である。
を含有する高耐食性鋼板において、重量%で、C:0.
01〜0.15、 Si:0.2以下、 Mn:0.1
〜0.4、 P:0.04以下、 S:0.025以
下、 sol.Al:0.02〜0.08 N:0.002〜
0.012、 Cu:0.05〜1.0、 Sn:0.
005〜0.10、 Ni:0.005〜0.10、
Cr:0.005〜0.10、 Mo:0.003〜
0.10を含有し、かつ、Cuの含有量にSnの含有量
の10倍の値を加えた値が1.0重量%以下であること
を特徴とする高耐食性鋼板である。
【0010】請求項2の発明は、請求項1記載の化学成
分を有し、かつ、Cuの含有量にSnの含有量の10倍
の値を加えた値が1.0重量%以下である鋼を用いて、
連続鋳造によりスラブを製造し、このスラブに直接熱間
圧延を施すこと、又は、その後更に冷間圧延および焼鈍
を施すことを特徴とする高耐食性鋼板の製造方法であ
る。
分を有し、かつ、Cuの含有量にSnの含有量の10倍
の値を加えた値が1.0重量%以下である鋼を用いて、
連続鋳造によりスラブを製造し、このスラブに直接熱間
圧延を施すこと、又は、その後更に冷間圧延および焼鈍
を施すことを特徴とする高耐食性鋼板の製造方法であ
る。
【0011】請求項3の発明は、CuとSnを除く請求
項1記載の化学成分と、重量%で、Cu:0.05〜
0.4、 Sn:0.005〜0.04とを有し、か
つ、Cuの含有量にSnの含有量の10倍の値を加えた
値が0.4重量%以下である鋼を用いて、連続鋳造によ
りスラブを製造し、このスラブを加熱炉で加熱して熱間
圧延を施すこと、又は、その後更に冷間圧延および焼鈍
を施すことを特徴とする高耐食性鋼板の製造方法であ
る。
項1記載の化学成分と、重量%で、Cu:0.05〜
0.4、 Sn:0.005〜0.04とを有し、か
つ、Cuの含有量にSnの含有量の10倍の値を加えた
値が0.4重量%以下である鋼を用いて、連続鋳造によ
りスラブを製造し、このスラブを加熱炉で加熱して熱間
圧延を施すこと、又は、その後更に冷間圧延および焼鈍
を施すことを特徴とする高耐食性鋼板の製造方法であ
る。
【0012】請求項4の発明は、熱間圧延はコイル巻取
り温度を620℃以下で行い、冷間圧延は下記の不等式
を満たす条件で行い、冷間圧延後の焼鈍は箱焼鈍で行う
ことを特徴とする請求項2又は請求項3の高耐食性鋼板
の製造方法である。
り温度を620℃以下で行い、冷間圧延は下記の不等式
を満たす条件で行い、冷間圧延後の焼鈍は箱焼鈍で行う
ことを特徴とする請求項2又は請求項3の高耐食性鋼板
の製造方法である。
【0013】 1 ≦ 14.7 + 2.1 log(A・N・M/CR)≦ 2.5 但し、log は常用対数、A,N,Mはsol.Al,
N,Mnの含有量(単位はいずれも重量%)、CRは冷
間圧延の圧下率(単位は%)とする。
N,Mnの含有量(単位はいずれも重量%)、CRは冷
間圧延の圧下率(単位は%)とする。
【0014】
【作用】請求項1の発明は、化学成分を規定して耐食性
の優れた鋼板を得ている。以下、各化学成分についてそ
の作用および限定理由について説明する。
の優れた鋼板を得ている。以下、各化学成分についてそ
の作用および限定理由について説明する。
【0015】Cについては、0.01%(重量%、以下
同様)未満では真空脱ガス装置の使用が必須となり、製
造工程が増える。また、0.15%を超えると延性が低
下し、成形用の鋼板としては不適当となる。従って、C
は0.01〜0.15%とする。
同様)未満では真空脱ガス装置の使用が必須となり、製
造工程が増える。また、0.15%を超えると延性が低
下し、成形用の鋼板としては不適当となる。従って、C
は0.01〜0.15%とする。
【0016】Siについては、特に添加する必要はない
ので下限は設けない。一方0.2%を超えると延性が低
下するので、脱酸等で必要な場合でもこれ以下に抑える
必要がある。従って、Siは0.2%以下とする。
ので下限は設けない。一方0.2%を超えると延性が低
下するので、脱酸等で必要な場合でもこれ以下に抑える
必要がある。従って、Siは0.2%以下とする。
【0017】Mnについては、0.1%未満では、製造
の際割れや表面疵が発生し易くなる。また、0.4%を
超えると延性が低下する。従って、Mnは0.1〜0.
4%とする。
の際割れや表面疵が発生し易くなる。また、0.4%を
超えると延性が低下する。従って、Mnは0.1〜0.
4%とする。
【0018】Pについては、耐食性には効果があること
が知られているが、延性等の観点からは低い方が望まし
く、下限は特に設けない。特に、0.04%を超えると
延性が低下するのみならず、本来Pは粒界に偏析し易い
ため鋼板の二次加工性を大幅に低下させる。従って、P
は0.04%以下とする。
が知られているが、延性等の観点からは低い方が望まし
く、下限は特に設けない。特に、0.04%を超えると
延性が低下するのみならず、本来Pは粒界に偏析し易い
ため鋼板の二次加工性を大幅に低下させる。従って、P
は0.04%以下とする。
【0019】Sについては、延性や伸びフランジ性等の
鋼板の加工性を損なうので、低い方が好ましく、下限は
特に設けない。含有量が0.025%を超えると、延性
が低下するので、Sは0.025%以下とする。
鋼板の加工性を損なうので、低い方が好ましく、下限は
特に設けない。含有量が0.025%を超えると、延性
が低下するので、Sは0.025%以下とする。
【0020】Nについては、特に低くする必要はない
が、0.002%未満とするには真空脱ガス装置の使用
が必要となり、製造工程が増える。一方、0.012%
を超えると、延性を始めとする加工性全般を低下させ
る。従って、Nは、0.002〜0.012%とする。
が、0.002%未満とするには真空脱ガス装置の使用
が必要となり、製造工程が増える。一方、0.012%
を超えると、延性を始めとする加工性全般を低下させ
る。従って、Nは、0.002〜0.012%とする。
【0021】sol.Alについては、NをAlNとし
て析出して固定するのに必要である。0.02%未満で
は、鋼中に固溶Nが多く残り、時効による加工性の劣化
が顕著となる。一方、0.08%を超えて添加するのは
無駄であり、また、製造工程でスラブ鋳造の際ノズル詰
まり等のトラブルを起こし易くなる。従って、sol.
Alは0.02〜0.08%とする。
て析出して固定するのに必要である。0.02%未満で
は、鋼中に固溶Nが多く残り、時効による加工性の劣化
が顕著となる。一方、0.08%を超えて添加するのは
無駄であり、また、製造工程でスラブ鋳造の際ノズル詰
まり等のトラブルを起こし易くなる。従って、sol.
Alは0.02〜0.08%とする。
【0022】Cuについては、耐食性の向上のため必要
であり、0.05%未満ではその効果が不十分である。
しかし、多すぎると製造工程でCu疵と呼ばれる表面疵
が発生し、鋼板の品質を低下させる。これは、熱間圧延
前のスラブにおいて、スラブ表面は酸化されてスケール
となり圧延の際剥離除去されるが、Cuは酸化されない
のでスケール直下に濃化しCu富化相を形成する。
であり、0.05%未満ではその効果が不十分である。
しかし、多すぎると製造工程でCu疵と呼ばれる表面疵
が発生し、鋼板の品質を低下させる。これは、熱間圧延
前のスラブにおいて、スラブ表面は酸化されてスケール
となり圧延の際剥離除去されるが、Cuは酸化されない
のでスケール直下に濃化しCu富化相を形成する。
【0023】このCu富化相の融点は1100℃前後で
あるため、熱間圧延前のスラブ温度(通常1150℃以
上)では融液となり、オーステナイト粒界を浸食する。
このような状態でスラブを圧延すると、融液に浸食され
たオーステナイト粒界は、圧延による変形により開口
し、表面欠陥となるのである。この現象は、Cuが1.
0%を超えると顕著となる。従って、Cuは0.05〜
1.0%とする。
あるため、熱間圧延前のスラブ温度(通常1150℃以
上)では融液となり、オーステナイト粒界を浸食する。
このような状態でスラブを圧延すると、融液に浸食され
たオーステナイト粒界は、圧延による変形により開口
し、表面欠陥となるのである。この現象は、Cuが1.
0%を超えると顕著となる。従って、Cuは0.05〜
1.0%とする。
【0024】Snについては、耐食性の向上のため必要
であり、0.005%未満ではその効果が不十分であ
る。しかし、多すぎると製造工程でCu疵の発生を助長
し、鋼板の品質を低下させる。これは、熱間圧延前のス
ラブにおいて、Snが前述のCu富化相に濃化し、その
融点を更に低下させるためである。その結果、オーステ
ナイト粒界の浸食が激化し、Cu疵が発生し易くなる。
Cu疵の発生に対して、Snの影響はCuより1桁大き
いので、Snの上限は0.1%となる。
であり、0.005%未満ではその効果が不十分であ
る。しかし、多すぎると製造工程でCu疵の発生を助長
し、鋼板の品質を低下させる。これは、熱間圧延前のス
ラブにおいて、Snが前述のCu富化相に濃化し、その
融点を更に低下させるためである。その結果、オーステ
ナイト粒界の浸食が激化し、Cu疵が発生し易くなる。
Cu疵の発生に対して、Snの影響はCuより1桁大き
いので、Snの上限は0.1%となる。
【0025】次に、Cu疵の発生に対するSnの影響に
ついて調べた。図1は、耐食性と表面疵の発生に及ぼす
CuとSnの含有量の影響を示す図である。図中、横軸
はCu量、縦軸はSn量、丸印(○、●)は表面疵の発
生なし、四角印(□)は表面疵の発生を示し、白抜きの
印(○、□)は耐食性良好、黒塗りの印(●)は耐食性
不良を示す。なお、この図は、実施例の項で後述する製
造方法(スラブ直接圧延方式)で製造された鋼板につい
ての試験結果を用いて作成してある。
ついて調べた。図1は、耐食性と表面疵の発生に及ぼす
CuとSnの含有量の影響を示す図である。図中、横軸
はCu量、縦軸はSn量、丸印(○、●)は表面疵の発
生なし、四角印(□)は表面疵の発生を示し、白抜きの
印(○、□)は耐食性良好、黒塗りの印(●)は耐食性
不良を示す。なお、この図は、実施例の項で後述する製
造方法(スラブ直接圧延方式)で製造された鋼板につい
ての試験結果を用いて作成してある。
【0026】図1より、Cuの量とSnの量の10倍の
量が、合わせて1.0%以下の領域で表面疵が発生しな
いことがわかる。従って、CuとSnの含有量をその元
素記号で表して、 Cu+10×Sn ≦ 1.0% とする。
量が、合わせて1.0%以下の領域で表面疵が発生しな
いことがわかる。従って、CuとSnの含有量をその元
素記号で表して、 Cu+10×Sn ≦ 1.0% とする。
【0027】Niについては、Cu疵の防止に有効な元
素である。しかし、0.005%未満ではその効果が不
十分である。一方、0.1%を超えると、本来焼入れ性
向上元素であるから、強度が上昇し加工性を損なう。ま
た、経済性も著しく失われる。従って、Niは0.00
5〜0.1%とする。
素である。しかし、0.005%未満ではその効果が不
十分である。一方、0.1%を超えると、本来焼入れ性
向上元素であるから、強度が上昇し加工性を損なう。ま
た、経済性も著しく失われる。従って、Niは0.00
5〜0.1%とする。
【0028】Crについては、耐食性の向上に有効な元
素である。しかし、0.005%未満ではその効果が不
十分である。一方、0.1%を超えると、合金コストが
上昇し経済性が失われる。従って、Crは0.005〜
0.1%とする。
素である。しかし、0.005%未満ではその効果が不
十分である。一方、0.1%を超えると、合金コストが
上昇し経済性が失われる。従って、Crは0.005〜
0.1%とする。
【0029】Moについては、これも耐食性の向上に有
効な元素である。しかし、0.003%未満ではその効
果が不十分である。一方、0.1%を超えると、合金コ
ストが著しく上昇し経済性が失われる。従って、Moは
0.003〜0.1%とする。
効な元素である。しかし、0.003%未満ではその効
果が不十分である。一方、0.1%を超えると、合金コ
ストが著しく上昇し経済性が失われる。従って、Moは
0.003〜0.1%とする。
【0030】請求項2の発明では、CuおよびSn以外
については、成分元素の量の限定理由は請求項1と同じ
理由である。この発明では、連続鋳造により製造したス
ラブに、直接、熱間圧延を施す。従って、スラブを加熱
炉で加熱しないので、スラブ加熱の際のスケール生成に
伴うCu富化相の形成が軽減される。その結果、Cu疵
の発生も軽減され、これに関係するCuおよびSnの量
は、スラブを再加熱する場合に比べて増やすことが可能
である。
については、成分元素の量の限定理由は請求項1と同じ
理由である。この発明では、連続鋳造により製造したス
ラブに、直接、熱間圧延を施す。従って、スラブを加熱
炉で加熱しないので、スラブ加熱の際のスケール生成に
伴うCu富化相の形成が軽減される。その結果、Cu疵
の発生も軽減され、これに関係するCuおよびSnの量
は、スラブを再加熱する場合に比べて増やすことが可能
である。
【0031】このようにして、熱延鋼板を製造し、又は
更に冷間圧延・焼鈍等を施して冷延鋼板を製造すれば、
耐食性にすぐれた表面疵の無い鋼板を製造することがで
きる。
更に冷間圧延・焼鈍等を施して冷延鋼板を製造すれば、
耐食性にすぐれた表面疵の無い鋼板を製造することがで
きる。
【0032】請求項3の発明は、熱間圧延の前にスラブ
加熱を行うスラブ加熱方式による製造方法である。この
製造方法では、スラブが炉内で長時間加熱される。スラ
ブの表層部は、中心部よりかなり速く加熱され目標温度
付近に長時間曝されるので、Cu富化相が形成され易く
なる。
加熱を行うスラブ加熱方式による製造方法である。この
製造方法では、スラブが炉内で長時間加熱される。スラ
ブの表層部は、中心部よりかなり速く加熱され目標温度
付近に長時間曝されるので、Cu富化相が形成され易く
なる。
【0033】スラブ加熱の目標温度は、通常1150〜
1250℃であり、これはCu富化層の融点1100℃
より高いので、前述のオーステナイト粒界の浸食が深く
進行することになる。その結果、Cuが0.4%を超え
ると表面欠陥が発生し易くなる。従って、Cuは0.0
5〜0.4%とすることが望ましい。また、この場合、
Snについては、Cu疵の発生に対するSnの影響はC
uより1桁大きいから、Snの上限は0.04%とす
る。
1250℃であり、これはCu富化層の融点1100℃
より高いので、前述のオーステナイト粒界の浸食が深く
進行することになる。その結果、Cuが0.4%を超え
ると表面欠陥が発生し易くなる。従って、Cuは0.0
5〜0.4%とすることが望ましい。また、この場合、
Snについては、Cu疵の発生に対するSnの影響はC
uより1桁大きいから、Snの上限は0.04%とす
る。
【0034】このスラブ加熱方式についても、Cu疵の
発生に対するSnの影響について調べた。図2は、耐食
性と表面疵の発生に及ぼすCuとSnの含有量の影響を
示す図である。図中の記号は図1に同じである。なお、
この図は、実施例の項で後述する製造方法(スラブ加熱
方式)で製造された鋼板についての試験結果を用いて作
成してある。
発生に対するSnの影響について調べた。図2は、耐食
性と表面疵の発生に及ぼすCuとSnの含有量の影響を
示す図である。図中の記号は図1に同じである。なお、
この図は、実施例の項で後述する製造方法(スラブ加熱
方式)で製造された鋼板についての試験結果を用いて作
成してある。
【0035】図2より、スラブ加熱方式については、C
uの量とSnの量の10倍の量が合わせて0.4%以下
の領域で、表面疵が発生しないことがわかる。従って、
CuとSnの含有量をその元素記号で表して、 Cu+10×Sn ≦ 0.4% とする。
uの量とSnの量の10倍の量が合わせて0.4%以下
の領域で、表面疵が発生しないことがわかる。従って、
CuとSnの含有量をその元素記号で表して、 Cu+10×Sn ≦ 0.4% とする。
【0036】請求項4の発明では、スラブを連続鋳造
後、直接、又は1200℃以上に再加熱して熱間圧延を
行っている。従って、熱間圧延前の状態では、AlとN
はAlNを形成せず、共に固溶している。更に、熱間圧
延においてコイルの巻取り温度を低くしているので、巻
取り中のAlNの析出を防止できる。その結果、Alと
Nが共に固溶している熱延鋼板が得られる。ここで、コ
イル巻取り温度は、AlNの析出を防ぐため、従来の経
験から620℃以下、好ましくは580℃以下とする。
後、直接、又は1200℃以上に再加熱して熱間圧延を
行っている。従って、熱間圧延前の状態では、AlとN
はAlNを形成せず、共に固溶している。更に、熱間圧
延においてコイルの巻取り温度を低くしているので、巻
取り中のAlNの析出を防止できる。その結果、Alと
Nが共に固溶している熱延鋼板が得られる。ここで、コ
イル巻取り温度は、AlNの析出を防ぐため、従来の経
験から620℃以下、好ましくは580℃以下とする。
【0037】一般にAlキルド鋼の冷間圧延後の再結晶
焼鈍に箱焼鈍を用いる場合、AlNの析出が再結晶挙動
に影響を及ぼし、冷延鋼板の材質を左右することが知ら
れている。そこで、この鋼についても焼鈍条件と材質の
関係を調べた。その結果、焼鈍の際の昇温速度を次の式
で表される値OHR (℃/h)にとると、プレス成形性の
1つの指標である塑性歪み比r値が最大となることを見
出した。
焼鈍に箱焼鈍を用いる場合、AlNの析出が再結晶挙動
に影響を及ぼし、冷延鋼板の材質を左右することが知ら
れている。そこで、この鋼についても焼鈍条件と材質の
関係を調べた。その結果、焼鈍の際の昇温速度を次の式
で表される値OHR (℃/h)にとると、プレス成形性の
1つの指標である塑性歪み比r値が最大となることを見
出した。
【0038】 log OHR = 14.7 + 2.1 log(A・N・M/CR) 但し、log は常用対数、A,N,Mはsol.Al,
N,Mnの含有量(単位はいずれも%)、CRは冷間圧
延の圧下率(単位は%)とする。
N,Mnの含有量(単位はいずれも%)、CRは冷間圧
延の圧下率(単位は%)とする。
【0039】工業的には、この焼鈍の際の昇温速度に
は、実施可能な範囲がある。下限は、操業能率等の観点
から遅くとも10℃/hであり、上限は、オープンコイ
ル焼鈍を用いた場合でも、焼鈍炉内の伝熱の能力から3
00℃/hである。これら上下限を対数になおすと、lo
g 10〜log 300即ち1〜2.5となる。従って、プ
レス成形性(塑性歪み比r値)を向上させるためには、
上記の値log OHR を、1〜2.5とする必要がある。以
上をまとめると、次のようになる。
は、実施可能な範囲がある。下限は、操業能率等の観点
から遅くとも10℃/hであり、上限は、オープンコイ
ル焼鈍を用いた場合でも、焼鈍炉内の伝熱の能力から3
00℃/hである。これら上下限を対数になおすと、lo
g 10〜log 300即ち1〜2.5となる。従って、プ
レス成形性(塑性歪み比r値)を向上させるためには、
上記の値log OHR を、1〜2.5とする必要がある。以
上をまとめると、次のようになる。
【0040】 1 ≦ 14.7 + 2.1 log(A・N・M/CR)≦ 2.5 但し、log は常用対数、A,N,Mはsol.Al,
N,Mnの含有量(%)、CRは冷間圧延の圧下率
(%)とする。
N,Mnの含有量(%)、CRは冷間圧延の圧下率
(%)とする。
【0041】
(1)スラブ加熱方式 表1に示す化学成分の鋼を電気炉で溶解し、連続鋳造に
よりスラブを製造した。ここで、鋼番2、9、および1
0〜18が、化学成分としてはこの発明鋼の(スラブ加
熱方式として)望ましい範囲に入っており、他の鋼は発
明鋼の化学成分の望ましい範囲の外である。
よりスラブを製造した。ここで、鋼番2、9、および1
0〜18が、化学成分としてはこの発明鋼の(スラブ加
熱方式として)望ましい範囲に入っており、他の鋼は発
明鋼の化学成分の望ましい範囲の外である。
【0042】次いで、これらのスラブを加熱炉に装入し
て加熱し、熱間圧延を行い熱延鋼板を製造した。更にこ
れらの熱延鋼板を酸洗しスケールを除き、70〜80%の圧
下率で冷間圧延し、焼鈍・調質圧延を施して冷延鋼板を
製造した。これらの製造条件を表2に示す。表中、HT
は熱間圧延におけるスラブ加熱温度、FTは熱間圧延の
仕上げ温度、CTは熱間圧延のコイル巻取り温度、t1
は熱延鋼板の板厚、t 2 は冷延鋼板の板厚、焼鈍方法は
装入するコイルの形態で分けた焼鈍方法(タイトコイル
焼鈍 TCAとオープンコイル焼鈍 OCA)、log(OHR)は焼鈍
における昇温速度の最適値 OHR(単位℃/h)の常用対
数をそれぞれ示す。なお、実施例における焼鈍の昇温速
度は、タイトコイル焼鈍 TCAで10〜100℃/h、オ
ープンコイル焼鈍 OCAで100〜300℃/hである。
て加熱し、熱間圧延を行い熱延鋼板を製造した。更にこ
れらの熱延鋼板を酸洗しスケールを除き、70〜80%の圧
下率で冷間圧延し、焼鈍・調質圧延を施して冷延鋼板を
製造した。これらの製造条件を表2に示す。表中、HT
は熱間圧延におけるスラブ加熱温度、FTは熱間圧延の
仕上げ温度、CTは熱間圧延のコイル巻取り温度、t1
は熱延鋼板の板厚、t 2 は冷延鋼板の板厚、焼鈍方法は
装入するコイルの形態で分けた焼鈍方法(タイトコイル
焼鈍 TCAとオープンコイル焼鈍 OCA)、log(OHR)は焼鈍
における昇温速度の最適値 OHR(単位℃/h)の常用対
数をそれぞれ示す。なお、実施例における焼鈍の昇温速
度は、タイトコイル焼鈍 TCAで10〜100℃/h、オ
ープンコイル焼鈍 OCAで100〜300℃/hである。
【0043】このようにして製造した冷延鋼板につい
て、表面品質の検査を行い、材料試験により機械的性質
を調べ、耐食性および二次加工性について試験を行い評
価した。表面品質については、表面疵の有無に着目して
検査を行った。耐食性の試験は、湿潤−乾燥−塩水噴霧
からなる複合サイクル試験を行い、60サイクル繰り返
した後の最大腐食深さを測定した。試験結果は、最大腐
食深さを、CuおよびSnを含有しない商用鋼である鋼
番1の最大腐食深さを100%とした比率で表し、最大
腐食深さ比率とした。耐食性としては、最大腐食深さ比
率が70%以下であれば、良好である。
て、表面品質の検査を行い、材料試験により機械的性質
を調べ、耐食性および二次加工性について試験を行い評
価した。表面品質については、表面疵の有無に着目して
検査を行った。耐食性の試験は、湿潤−乾燥−塩水噴霧
からなる複合サイクル試験を行い、60サイクル繰り返
した後の最大腐食深さを測定した。試験結果は、最大腐
食深さを、CuおよびSnを含有しない商用鋼である鋼
番1の最大腐食深さを100%とした比率で表し、最大
腐食深さ比率とした。耐食性としては、最大腐食深さ比
率が70%以下であれば、良好である。
【0044】二次加工性については、耐縦割れ性試験を
行った。まず、鋼板より円形のプレス試験片(ブラン
ク)を採取し、絞り比2.05でカップ絞り成形した
後、カップの上端部(耳部)をトリムして二次加工に供
した。次いで、二次加工は、種々の温度でカップに円錐
状のポンチを押し込み、カップの縁(トリム縁)を割れ
が生じるまで押し広げる加工を行った。二次加工性の評
価には、割れの破面が延性破面から脆性破面に遷移する
破面遷移温度を用いた。二次加工性(ここでは、耐縦割
れ性)が良好なのは、破面遷移温度−70℃以下であ
る。
行った。まず、鋼板より円形のプレス試験片(ブラン
ク)を採取し、絞り比2.05でカップ絞り成形した
後、カップの上端部(耳部)をトリムして二次加工に供
した。次いで、二次加工は、種々の温度でカップに円錐
状のポンチを押し込み、カップの縁(トリム縁)を割れ
が生じるまで押し広げる加工を行った。二次加工性の評
価には、割れの破面が延性破面から脆性破面に遷移する
破面遷移温度を用いた。二次加工性(ここでは、耐縦割
れ性)が良好なのは、破面遷移温度−70℃以下であ
る。
【0045】これらの結果を表2に示す。表中、YP,
TS,El,rは、引張試験による降伏応力、引張強
さ、伸び、塑性歪み比r値を示す。また、表面品質は表
面疵の有無(○無し、×有り)、Rは最大腐食深さ比、
Tは二次加工性の破面遷移温度をそれぞれ示す。
TS,El,rは、引張試験による降伏応力、引張強
さ、伸び、塑性歪み比r値を示す。また、表面品質は表
面疵の有無(○無し、×有り)、Rは最大腐食深さ比、
Tは二次加工性の破面遷移温度をそれぞれ示す。
【0046】まず、耐食性については、発明鋼である鋼
番11〜18では、最大腐食深さ比Rが50〜60%前
後となり、目標の70%以下を満たしている。鋼番1、
4、8の鋼はCuの添加量がこの発明の下限より低く、
また、鋼番1、3、7の鋼はSnの添加量がこの発明の
下限より低いため、耐食性が低く、最大腐食深さ比Rが
75前後〜100%となり、目標に到達していない。
番11〜18では、最大腐食深さ比Rが50〜60%前
後となり、目標の70%以下を満たしている。鋼番1、
4、8の鋼はCuの添加量がこの発明の下限より低く、
また、鋼番1、3、7の鋼はSnの添加量がこの発明の
下限より低いため、耐食性が低く、最大腐食深さ比Rが
75前後〜100%となり、目標に到達していない。
【0047】次に、表面品質については、発明鋼である
鋼番11〜18では、いずれも表面疵が発生していな
い。鋼番3、4、6の鋼はMnの添加量がこの発明の下
限より低いため、熱間割れにより表面疵を生じており、
表面品質が悪い。また、鋼番5、6、9、10の鋼はC
u+10×Snの値が、請求項2の発明の上限より高い
ため、Cu割れにより表面疵を生じており、表面品質が
悪い。
鋼番11〜18では、いずれも表面疵が発生していな
い。鋼番3、4、6の鋼はMnの添加量がこの発明の下
限より低いため、熱間割れにより表面疵を生じており、
表面品質が悪い。また、鋼番5、6、9、10の鋼はC
u+10×Snの値が、請求項2の発明の上限より高い
ため、Cu割れにより表面疵を生じており、表面品質が
悪い。
【0048】以上の結果は、冷延鋼板について試験した
結果であるが、耐食性については成分系により決まるの
で、熱延鋼板においても同様の試験結果が得られるもの
と考えてよい。また、表面品質についても、ここで調べ
た冷延鋼板の表面疵はすべて熱延鋼板において発生して
いた表面疵であるから、熱延鋼板においてもこの試験結
果と同様の結果が得られるものと考えてよい。従って、
この発明により、熱延鋼板においても、耐食性と表面品
質の優れた高耐食性鋼板が得られることになる。
結果であるが、耐食性については成分系により決まるの
で、熱延鋼板においても同様の試験結果が得られるもの
と考えてよい。また、表面品質についても、ここで調べ
た冷延鋼板の表面疵はすべて熱延鋼板において発生して
いた表面疵であるから、熱延鋼板においてもこの試験結
果と同様の結果が得られるものと考えてよい。従って、
この発明により、熱延鋼板においても、耐食性と表面品
質の優れた高耐食性鋼板が得られることになる。
【0049】また、二次加工性については、発明鋼であ
る鋼番11〜18では、いずれも破面遷移温度Tが−9
0℃前後であり、目標の−70℃を満たしている。鋼番
6、10の鋼はPの含有量がこの発明の上限より高く、
破面遷移温度Tが−45〜−50℃であり、目標の−7
0℃よりかなり高く、二次加工性が悪い。
る鋼番11〜18では、いずれも破面遷移温度Tが−9
0℃前後であり、目標の−70℃を満たしている。鋼番
6、10の鋼はPの含有量がこの発明の上限より高く、
破面遷移温度Tが−45〜−50℃であり、目標の−7
0℃よりかなり高く、二次加工性が悪い。
【0050】なお、この実施例では、プレス成形性(塑
性歪み比r値)を向上させる条件で焼鈍を行ったが、二
次加工性に影響を与えるのは成分系(主としてP含有
量)であり、焼鈍条件による破面遷移温度Tへの影響は
殆どないと考えてよい。従って、焼鈍方法によらず即ち
箱焼鈍か連続焼鈍かによらず、この発明の成分系により
冷延鋼板の二次加工性を確保できることになる。
性歪み比r値)を向上させる条件で焼鈍を行ったが、二
次加工性に影響を与えるのは成分系(主としてP含有
量)であり、焼鈍条件による破面遷移温度Tへの影響は
殆どないと考えてよい。従って、焼鈍方法によらず即ち
箱焼鈍か連続焼鈍かによらず、この発明の成分系により
冷延鋼板の二次加工性を確保できることになる。
【0051】プレス成形性については、発明鋼である鋼
番11〜18では、塑性歪み比r値が約1.3〜1.4
であり、合金成分を含有している冷延鋼板としては良好
である。比較鋼である鋼番1〜10の塑性歪み比r値は
約0.9〜1.1程度の低い値に留まった。これは、鋼
番1、2、5、7〜10の鋼については、焼鈍の際の最
適昇温速度の対数log(OHR)が、いずれも2.5以上であ
り、オープン焼鈍よりもはるかに高い昇温速度を必要と
しているためである。残りの鋼番3、4、6の鋼につい
ては、log(OHR)が、いずれも1.0以下であり、タイト
コイル焼鈍の通常の昇温速度よりもはるかに低い昇温速
度とする必要がある。このように、比較鋼を用いて塑性
歪み比r値の高い冷延鋼板を得るのは、焼鈍方法の観点
から実用的でない。
番11〜18では、塑性歪み比r値が約1.3〜1.4
であり、合金成分を含有している冷延鋼板としては良好
である。比較鋼である鋼番1〜10の塑性歪み比r値は
約0.9〜1.1程度の低い値に留まった。これは、鋼
番1、2、5、7〜10の鋼については、焼鈍の際の最
適昇温速度の対数log(OHR)が、いずれも2.5以上であ
り、オープン焼鈍よりもはるかに高い昇温速度を必要と
しているためである。残りの鋼番3、4、6の鋼につい
ては、log(OHR)が、いずれも1.0以下であり、タイト
コイル焼鈍の通常の昇温速度よりもはるかに低い昇温速
度とする必要がある。このように、比較鋼を用いて塑性
歪み比r値の高い冷延鋼板を得るのは、焼鈍方法の観点
から実用的でない。
【0052】最後に、冷延鋼板の材質については、発明
鋼である鋼番11〜18では、いずれも、降伏点YPが
21〜25kg/mm2、引張強さTSが30〜35kg/mm2未
満、伸びElが42〜48%であり、合金成分を含有し
ている冷延鋼板としては良好である。鋼番7、8の鋼は
Mnの含有量がこの発明の上限より高く、また、鋼番1
0の鋼はCの含有量がこの発明の上限より高いため、伸
びElが34〜38%と低い。
鋼である鋼番11〜18では、いずれも、降伏点YPが
21〜25kg/mm2、引張強さTSが30〜35kg/mm2未
満、伸びElが42〜48%であり、合金成分を含有し
ている冷延鋼板としては良好である。鋼番7、8の鋼は
Mnの含有量がこの発明の上限より高く、また、鋼番1
0の鋼はCの含有量がこの発明の上限より高いため、伸
びElが34〜38%と低い。
【0053】なお、ここで、鋼番2、3の鋼は、熱間圧
延の仕上げ温度FTが780℃と低く、やはり冷延鋼板
の伸びElが32〜34%と低い。これは、熱延鋼板の
金属組織が混粒組織等のいわゆる低温仕上げ組織とな
り、焼鈍による再結晶に支障をきたした結果である。従
って、この発明においても、延性の良好な冷延鋼板を得
るためには、通常の熱延条件即ち仕上げ温度の確保が必
要である。
延の仕上げ温度FTが780℃と低く、やはり冷延鋼板
の伸びElが32〜34%と低い。これは、熱延鋼板の
金属組織が混粒組織等のいわゆる低温仕上げ組織とな
り、焼鈍による再結晶に支障をきたした結果である。従
って、この発明においても、延性の良好な冷延鋼板を得
るためには、通常の熱延条件即ち仕上げ温度の確保が必
要である。
【0054】
【表1】
【0055】
【表2】
【0056】(2)スラブ直接圧延方式 表3に示す化学成分の鋼を電気炉で溶解し、連続鋳造に
よりスラブを製造した。ここで、鋼番25〜31が、こ
の発明鋼の範囲に入っており、他の鋼は発明鋼の範囲外
である。
よりスラブを製造した。ここで、鋼番25〜31が、こ
の発明鋼の範囲に入っており、他の鋼は発明鋼の範囲外
である。
【0057】次いで、これらのスラブを熱間圧延ライン
に直送して、直接(加熱炉に装入せず)熱間圧延を行い
熱延鋼板を製造した。更に、これらの熱延鋼板を酸洗し
スケールを除き、約60〜80%の圧下率で冷間圧延し、焼
鈍・調質圧延を施して冷延鋼板を製造した。これらの製
造条件を表4に示す。表中の記号は表2に同じである。
に直送して、直接(加熱炉に装入せず)熱間圧延を行い
熱延鋼板を製造した。更に、これらの熱延鋼板を酸洗し
スケールを除き、約60〜80%の圧下率で冷間圧延し、焼
鈍・調質圧延を施して冷延鋼板を製造した。これらの製
造条件を表4に示す。表中の記号は表2に同じである。
【0058】このようにして製造した冷延鋼板につい
て、表面品質の検査を行い、材料試験により機械的性質
を調べ、耐食性および二次加工性について前述の実施例
と同様の試験を行い評価した。試験結果は、最大腐食深
さを、前述の実施例の鋼番1の最大腐食深さを100%
とした比率で表し、最大腐食深さ比率Rとした。二次加
工性についても、前述の実施例と同様の試験を行った。
これらの結果を表4に示す。表中の記号は表2に同じで
ある。
て、表面品質の検査を行い、材料試験により機械的性質
を調べ、耐食性および二次加工性について前述の実施例
と同様の試験を行い評価した。試験結果は、最大腐食深
さを、前述の実施例の鋼番1の最大腐食深さを100%
とした比率で表し、最大腐食深さ比率Rとした。二次加
工性についても、前述の実施例と同様の試験を行った。
これらの結果を表4に示す。表中の記号は表2に同じで
ある。
【0059】まず、耐食性については、発明鋼である鋼
番25〜31では、最大腐食深さ比Rが40〜50%前
後となり、目標の70%を満たしている。
番25〜31では、最大腐食深さ比Rが40〜50%前
後となり、目標の70%を満たしている。
【0060】次に、表面品質については、発明鋼である
鋼番25〜31では、いずれも表面疵が発生していな
い。鋼番20、22の鋼はMnの添加量がこの発明の下
限より低いため、熱間割れにより表面疵を生じており、
表面品質が悪い。また、鋼番20、21、24の鋼はC
u+10×Snの値が、請求項2の発明の上限より高い
ため、Cu割れにより表面疵を生じており、表面品質が
悪い。
鋼番25〜31では、いずれも表面疵が発生していな
い。鋼番20、22の鋼はMnの添加量がこの発明の下
限より低いため、熱間割れにより表面疵を生じており、
表面品質が悪い。また、鋼番20、21、24の鋼はC
u+10×Snの値が、請求項2の発明の上限より高い
ため、Cu割れにより表面疵を生じており、表面品質が
悪い。
【0061】以上の結果は、冷延鋼板について試験した
結果であるが、耐食性、表面品質については、ここで調
べた冷延鋼板の試験結果から熱延鋼板においても同様の
試験結果が得られるものと考えてよい。従って、この発
明により、熱延鋼板においても、耐食性と表面品質の優
れた高耐食性鋼板が得られることになる。
結果であるが、耐食性、表面品質については、ここで調
べた冷延鋼板の試験結果から熱延鋼板においても同様の
試験結果が得られるものと考えてよい。従って、この発
明により、熱延鋼板においても、耐食性と表面品質の優
れた高耐食性鋼板が得られることになる。
【0062】また、二次加工性については、発明鋼であ
る鋼番25〜31では、いずれも破面遷移温度Tが−8
0から−95℃であり、目標の−70℃を満たしてい
る。鋼番22の鋼はPの含有量がこの発明の上限より高
く、破面遷移温度Tが−45であり、目標の−70℃よ
りかなり高く、二次加工性が悪い。
る鋼番25〜31では、いずれも破面遷移温度Tが−8
0から−95℃であり、目標の−70℃を満たしてい
る。鋼番22の鋼はPの含有量がこの発明の上限より高
く、破面遷移温度Tが−45であり、目標の−70℃よ
りかなり高く、二次加工性が悪い。
【0063】なお、前述の実施例の場合と同様、焼鈍方
法によらず即ち箱焼鈍か連続焼鈍かによらず、この発明
の成分系により冷延鋼板の二次加工性を確保できること
になる。
法によらず即ち箱焼鈍か連続焼鈍かによらず、この発明
の成分系により冷延鋼板の二次加工性を確保できること
になる。
【0064】プレス成形性については、発明鋼である鋼
番25〜31では、塑性歪み比r値が1.3〜1.4で
あり、合金成分を含有している冷延鋼板としては良好で
ある。比較鋼である鋼番19〜24の塑性歪み比r値は
1.0〜1.1程度の低い値に留まった。これは、鋼番
19、21、23、24の鋼については、焼鈍の際の最
適昇温速度OHR の対数log(OHR)が、いずれも2.5以上
であり、残りの鋼番20、22の鋼については、log(OH
R)が、いずれも1.0以下であり、箱焼鈍の昇温速度の
範囲外であるためである。
番25〜31では、塑性歪み比r値が1.3〜1.4で
あり、合金成分を含有している冷延鋼板としては良好で
ある。比較鋼である鋼番19〜24の塑性歪み比r値は
1.0〜1.1程度の低い値に留まった。これは、鋼番
19、21、23、24の鋼については、焼鈍の際の最
適昇温速度OHR の対数log(OHR)が、いずれも2.5以上
であり、残りの鋼番20、22の鋼については、log(OH
R)が、いずれも1.0以下であり、箱焼鈍の昇温速度の
範囲外であるためである。
【0065】最後に、冷延鋼板の材質については、発明
鋼である鋼番25〜31では、いずれも、降伏点YPが
21〜24kg/mm2、引張強さTSが31〜34kg/mm2未
満、伸びElが41〜48%であり、合金成分を含有し
ている冷延鋼板としては良好である。鋼番23の鋼はM
nの含有量がこの発明の上限より高く、また、鋼番24
の鋼はCの含有量がこの発明の上限より高いため、伸び
Elがそれぞれ37%、34%といずれも低い。
鋼である鋼番25〜31では、いずれも、降伏点YPが
21〜24kg/mm2、引張強さTSが31〜34kg/mm2未
満、伸びElが41〜48%であり、合金成分を含有し
ている冷延鋼板としては良好である。鋼番23の鋼はM
nの含有量がこの発明の上限より高く、また、鋼番24
の鋼はCの含有量がこの発明の上限より高いため、伸び
Elがそれぞれ37%、34%といずれも低い。
【0066】なお、ここで、鋼番19、20の鋼は、熱
間圧延の仕上げ温度FTが760〜785℃と低く、冷
延鋼板の伸びElが32%前後と低い。これも、前述の
実施例(鋼番2 、3 の鋼)と同様の原因によるもので、
やはり、延性の良好な冷延鋼板を得るためには、通常の
熱延条件即ち仕上げ温度の確保が必要である。
間圧延の仕上げ温度FTが760〜785℃と低く、冷
延鋼板の伸びElが32%前後と低い。これも、前述の
実施例(鋼番2 、3 の鋼)と同様の原因によるもので、
やはり、延性の良好な冷延鋼板を得るためには、通常の
熱延条件即ち仕上げ温度の確保が必要である。
【0067】
【表3】
【0068】
【表4】
【0069】
【発明の効果】この発明は、CuとSnの複合添加によ
り鋼の耐食性が向上するという知見を応用しているの
で、P等の脆化元素を大量に添加せずに耐食性を向上さ
せることができる。また、CuとSnの含有量の適切な
関係を提案しているので、鋼板の製造におけるCu疵等
の疵の発生を抑制し、表面品質の優れた熱延鋼板又は冷
延鋼板、即ち高耐食性鋼板を得ることができる。
り鋼の耐食性が向上するという知見を応用しているの
で、P等の脆化元素を大量に添加せずに耐食性を向上さ
せることができる。また、CuとSnの含有量の適切な
関係を提案しているので、鋼板の製造におけるCu疵等
の疵の発生を抑制し、表面品質の優れた熱延鋼板又は冷
延鋼板、即ち高耐食性鋼板を得ることができる。
【0070】スラブ直接圧延の適用により熱間圧延のス
ラブ加熱を省略し、Cu疵の発生を抑制することができ
る。また、その結果、CuあるいはSnの添加量を増や
し、耐食性を向上させることができる。
ラブ加熱を省略し、Cu疵の発生を抑制することができ
る。また、その結果、CuあるいはSnの添加量を増や
し、耐食性を向上させることができる。
【0071】更に、化学成分含有量等と箱焼鈍における
最適昇温速度の関係について調査し、化学成分含有量等
が満たすべき条件を明確にしているので、高耐食性鋼板
においてもプレス加工性を高くすることができる。
最適昇温速度の関係について調査し、化学成分含有量等
が満たすべき条件を明確にしているので、高耐食性鋼板
においてもプレス加工性を高くすることができる。
【図1】耐食性と表面疵の発生に及ぼすCuとSnの影
響を示す図(スラブ直接圧延方式)。
響を示す図(スラブ直接圧延方式)。
【図2】耐食性と表面疵の発生に及ぼすCuとSnの影
響を示す図(スラブ加熱方式)。
響を示す図(スラブ加熱方式)。
なし
Claims (4)
- 【請求項1】 Cuを含有する高耐食性鋼板において、
重量%で、C:0.01〜0.15、 Si:0.2以
下、 Mn:0.1〜0.4、 P:0.04以下、
S:0.025以下、 sol.Al:0.02〜0.08
N:0.002〜0.012、 Cu:0.05〜1.
0、 Sn:0.005〜0.10、 Ni:0.00
5〜0.10、 Cr:0.005〜0.10、 M
o:0.003〜0.10を含有し、かつ、Cuの含有
量にSnの含有量の10倍の値を加えた値が1.0重量
%以下であることを特徴とする高耐食性鋼板。 - 【請求項2】 請求項1記載の化学成分を有し、かつ、
Cuの含有量にSnの含有量の10倍の値を加えた値が
1.0重量%以下である鋼を用いて、連続鋳造によりス
ラブを製造し、このスラブに直接熱間圧延を施すこと、
又は、その後更に冷間圧延および焼鈍を施すことを特徴
とする高耐食性鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 CuとSnを除く請求項1記載の化学成
分と、重量%で、Cu:0.05〜0.4、 Sn:
0.005〜0.04とを有し、かつ、Cuの含有量に
Snの含有量の10倍の値を加えた値が0.4重量%以
下である鋼を用いて、連続鋳造によりスラブを製造し、
このスラブを加熱炉で加熱して熱間圧延を施すこと、又
は、その後更に冷間圧延および焼鈍を施すことを特徴と
する高耐食性鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 熱間圧延はコイル巻取り温度を620℃
以下で行い、冷間圧延は下記の不等式を満たす条件で行
い、冷間圧延後の焼鈍は箱焼鈍で行うことを特徴とする
請求項2又は請求項3の高耐食性鋼板の製造方法。 1 ≦ 14.7 + 2.1 log(A・N・M/CR)≦ 2.5 但し、log は常用対数、A,N,Mはsol.Al,
N,Mnの含有量(単位はいずれも重量%)、CRは冷
間圧延の圧下率(単位は%)とする。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15077594A JPH0813086A (ja) | 1994-07-01 | 1994-07-01 | 高耐食性鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15077594A JPH0813086A (ja) | 1994-07-01 | 1994-07-01 | 高耐食性鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0813086A true JPH0813086A (ja) | 1996-01-16 |
Family
ID=15504158
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15077594A Pending JPH0813086A (ja) | 1994-07-01 | 1994-07-01 | 高耐食性鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0813086A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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-
1994
- 1994-07-01 JP JP15077594A patent/JPH0813086A/ja active Pending
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