JP2726874B2 - 表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板 - Google Patents
表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＣｕ添加薄鋼板の表面欠
陥防止に係わる技術で、利用分野は自動車用鋼板や耐火
鋼板その他Ｃｕ添加薄鋼板の利用分野全般にわたる。こ
れらの利用分野の中でも表面硬度等の表面強度が必要な
場合に特に利用される。
陥防止に係わる技術で、利用分野は自動車用鋼板や耐火
鋼板その他Ｃｕ添加薄鋼板の利用分野全般にわたる。こ
れらの利用分野の中でも表面硬度等の表面強度が必要な
場合に特に利用される。
【０００２】
【従来の技術】Ｃｕはその時効硬化を利用して種々の工
業的な展開が図られている。例えば特開平２−２９４４
２９号、特願平２−２０１８０号、特開平２−２０５６
２５号、および特開平２−２０５６３０号の各公報に
は、極低炭素ないし低炭素鋼にＣｕを約０．５〜２．０
％添加し、耐火特性を付与させた薄鋼板に関する技術が
記載されている。また、特願平２−３０３５６５号、特
願平３−９２５６号の各公報には、同じくＣｕ添加鋼の
良加工性薄鋼板への応用技術が記載されている。しかし
これらＣｕ添加鋼の熱延時には大きな製造技術上の欠陥
がある。それはＣｕ添加に起因する表面疵である。これ
は笹くれ状の表面疵で薄板としては致命的な欠陥であ
る。通常Ｃｕヘゲと言われている。特に比較的高温の熱
延を避けることができない。また表面の美麗度が問題と
される熱延鋼板およびこれを原板とする冷延鋼板あるい
はめっき鋼板では重大な欠陥である。この表面疵は、表
層が選択酸化されＣｕが濃化し、Ｃｕ自体は低融点のた
め結晶粒界等に偏在し脆くすることで生じると言われて
いる。さらにはスラブ端部にやはりＣｕ添加に起因する
割れが頻繁に発生する。この割れは上記Ｃｕヘゲとは異
なる原因と言われているが詳細は明らかでない。これら
の対策のため上記技術においては低温加熱を主体とした
特殊な熱延を施すか、あるいはＮｉの添加によりこれを
防止している。しかし、前者の特殊熱延では完全にこの
表面疵を防止することは困難で、薄板として普通鋼と遜
色無い表面性状レベルとするには普通、Ｎｉ添加を行わ
ざるを得ないのが現状である。しかしながら、Ｎｉはレ
アーメタルの代表で貴重な金属である。これを鋼中に多
量に添加することは鋼をいたずらに高価にするのみなら
ず、鋼の内部性質の向上になんら寄与せず、単に表面性
状改善にためだけに使用することになり、貴重な金属の
浪費といえる。
業的な展開が図られている。例えば特開平２−２９４４
２９号、特願平２−２０１８０号、特開平２−２０５６
２５号、および特開平２−２０５６３０号の各公報に
は、極低炭素ないし低炭素鋼にＣｕを約０．５〜２．０
％添加し、耐火特性を付与させた薄鋼板に関する技術が
記載されている。また、特願平２−３０３５６５号、特
願平３−９２５６号の各公報には、同じくＣｕ添加鋼の
良加工性薄鋼板への応用技術が記載されている。しかし
これらＣｕ添加鋼の熱延時には大きな製造技術上の欠陥
がある。それはＣｕ添加に起因する表面疵である。これ
は笹くれ状の表面疵で薄板としては致命的な欠陥であ
る。通常Ｃｕヘゲと言われている。特に比較的高温の熱
延を避けることができない。また表面の美麗度が問題と
される熱延鋼板およびこれを原板とする冷延鋼板あるい
はめっき鋼板では重大な欠陥である。この表面疵は、表
層が選択酸化されＣｕが濃化し、Ｃｕ自体は低融点のた
め結晶粒界等に偏在し脆くすることで生じると言われて
いる。さらにはスラブ端部にやはりＣｕ添加に起因する
割れが頻繁に発生する。この割れは上記Ｃｕヘゲとは異
なる原因と言われているが詳細は明らかでない。これら
の対策のため上記技術においては低温加熱を主体とした
特殊な熱延を施すか、あるいはＮｉの添加によりこれを
防止している。しかし、前者の特殊熱延では完全にこの
表面疵を防止することは困難で、薄板として普通鋼と遜
色無い表面性状レベルとするには普通、Ｎｉ添加を行わ
ざるを得ないのが現状である。しかしながら、Ｎｉはレ
アーメタルの代表で貴重な金属である。これを鋼中に多
量に添加することは鋼をいたずらに高価にするのみなら
ず、鋼の内部性質の向上になんら寄与せず、単に表面性
状改善にためだけに使用することになり、貴重な金属の
浪費といえる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、Ｃｕ添加鋼の有する機能を最大限に発揮さ
せるために、これらＣｕ添加鋼の機能発揮になんら支障
なしに、上記Ｃｕ添加鋼の表面疵を抜本的にかつ安価に
防止することである。
する課題は、Ｃｕ添加鋼の有する機能を最大限に発揮さ
せるために、これらＣｕ添加鋼の機能発揮になんら支障
なしに、上記Ｃｕ添加鋼の表面疵を抜本的にかつ安価に
防止することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記問題を解
決するために表層部にのみＮｉ含有成分とすることで解
決しようとするものである。すなわち本発明の骨子とす
るところは、 （１）表層成分が、Ｃ：０．００１０〜０．１００％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎ
ｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、酸可溶Ａｌ：０．０
０５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下、ないし
Ｐ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、内層成分が、
Ｃ：０．００１０〜０．１００％、Ｍｎ：０．１〜２．
０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、酸可溶Ａｌ：０．００
５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下、ないし
Ｐ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる表面性状の極めて
優れたＣｕ添加薄鋼板
決するために表層部にのみＮｉ含有成分とすることで解
決しようとするものである。すなわち本発明の骨子とす
るところは、 （１）表層成分が、Ｃ：０．００１０〜０．１００％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎ
ｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、酸可溶Ａｌ：０．０
０５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下、ないし
Ｐ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、内層成分が、
Ｃ：０．００１０〜０．１００％、Ｍｎ：０．１〜２．
０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、酸可溶Ａｌ：０．００
５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下、ないし
Ｐ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる表面性状の極めて
優れたＣｕ添加薄鋼板
【０００５】（２）表層成分が、Ｃ：０．００１０〜
０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８
〜２．０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、酸可
溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５
％以下ないしＰ：０．１％以下のいずれかもしくは双方
を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないしＮ
ｂ：０．０１〜０．１％のいずれかもしくは双方を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、内層成分
が、Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜
２．０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、酸可溶Ａｌ：０．
００５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないし
Ｐ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、さ
らに、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないしＮｂ：０．０１
〜０．１％のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなる表面性状の極めて優れた
Ｃｕ添加薄鋼板
０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８
〜２．０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、酸可
溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５
％以下ないしＰ：０．１％以下のいずれかもしくは双方
を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないしＮ
ｂ：０．０１〜０．１％のいずれかもしくは双方を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、内層成分
が、Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜
２．０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、酸可溶Ａｌ：０．
００５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないし
Ｐ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、さ
らに、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないしＮｂ：０．０１
〜０．１％のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなる表面性状の極めて優れた
Ｃｕ添加薄鋼板
【０００６】（３）表層成分が、Ｃ：０．００１０〜
０．１００％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８
〜２．０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、Ｂ：
０．０００１〜０．００３０％、酸可溶Ａｌ：０．００
５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：
０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなり、内層成分が、Ｃ：
０．００１０〜０．１００％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．
００３０％、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、さ
らにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：０．１％以下のいず
れかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなる表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板
０．１００％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８
〜２．０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、Ｂ：
０．０００１〜０．００３０％、酸可溶Ａｌ：０．００
５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：
０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなり、内層成分が、Ｃ：
０．００１０〜０．１００％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．
００３０％、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、さ
らにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：０．１％以下のいず
れかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなる表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板
【０００７】（４）表層成分が、Ｃ：０．００１０〜
０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８
〜２．０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、Ｂ：
０．０００１〜０．００３０％、酸可溶Ａｌ：０．００
５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：
０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、さら
に、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないしＮｂ：０．０１〜
０．１％のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなり、内層成分が、Ｃ：０．０
０１０〜０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３
０％、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、さらにＳ
ｉ：１．５％以下ないしＰ：０．１％以下のいずれかも
しくは双方を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１
％ないしＮｂ：０．０１〜０．１％のいずれかもしくは
双方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板
０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８
〜２．０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、Ｂ：
０．０００１〜０．００３０％、酸可溶Ａｌ：０．００
５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：
０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、さら
に、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないしＮｂ：０．０１〜
０．１％のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなり、内層成分が、Ｃ：０．０
０１０〜０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３
０％、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、さらにＳ
ｉ：１．５％以下ないしＰ：０．１％以下のいずれかも
しくは双方を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１
％ないしＮｂ：０．０１〜０．１％のいずれかもしくは
双方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板
【０００８】
【作用】つぎに個々の構成要件の作用および数値限定理
由について述べる。 表層成分 Ｃ：表層では材質付与の観点から０．１％以下の低炭素
とすることが必要である。しかし、０．００１０％未満
にするためには現在の大量生産法である転炉−真空脱ガ
ス法でも困難でいたずらにコストを要するだけである。
また、極低炭素としてさらにＴｉやＮｂを添加するいわ
ゆるインタースティシャルフリー鋼では、炭素量が高い
と炭素を固定するために必要とするＴｉやＮｂ量が増し
やはりコスト増となるので、その場合は炭素量の上限を
０．０１％とする。望ましくは０．００５０％以下であ
る。 Ｍｎ：Ｍｎ量は０．１〜２．０％とする。０．１％未満
ではＭｎＳ形成が不十分なための脆化が生じ、熱間圧延
中の割れにつながる。表層をある程度硬質にするために
はＭｎを添加する。しかし表層の硬化は他の元素、特に
Ｃｕによっているためあまり高Ｍｎにすることは意味が
ない。その意味で２．０％を上限とする。
由について述べる。 表層成分 Ｃ：表層では材質付与の観点から０．１％以下の低炭素
とすることが必要である。しかし、０．００１０％未満
にするためには現在の大量生産法である転炉−真空脱ガ
ス法でも困難でいたずらにコストを要するだけである。
また、極低炭素としてさらにＴｉやＮｂを添加するいわ
ゆるインタースティシャルフリー鋼では、炭素量が高い
と炭素を固定するために必要とするＴｉやＮｂ量が増し
やはりコスト増となるので、その場合は炭素量の上限を
０．０１％とする。望ましくは０．００５０％以下であ
る。 Ｍｎ：Ｍｎ量は０．１〜２．０％とする。０．１％未満
ではＭｎＳ形成が不十分なための脆化が生じ、熱間圧延
中の割れにつながる。表層をある程度硬質にするために
はＭｎを添加する。しかし表層の硬化は他の元素、特に
Ｃｕによっているためあまり高Ｍｎにすることは意味が
ない。その意味で２．０％を上限とする。
【０００９】Ｃｕ：Ｃｕは本発明にあってはその特異な
時効挙動を利用して種々の興味ある特性を引き出すため
もっとも基本となる元素といえる。すなわち耐火特性、
あるいは高強度特性、さらには成形加工後に５００〜６
５０℃で時効することで大幅な強度上昇特に引張強度上
昇、あるいはそれに付随する耐久強度上昇をもたらす特
性、さらには表面硬化あるいはそれに付随して曲げ疲労
強度の上昇等々はこのＣｕ添加による。そのためには比
較的多量の含有量とするところに特徴がある。０．８％
未満ではこれらの効果があまり発揮されない。一方、
２．０％超では効果が飽和する。本発明では、表内層に
成分差をつけ抜本的に表面疵を改良するので、一般には
より不利な１．２％超のＣｕ添加鋼に適用することが本
発明効果をより発揮させる。
時効挙動を利用して種々の興味ある特性を引き出すため
もっとも基本となる元素といえる。すなわち耐火特性、
あるいは高強度特性、さらには成形加工後に５００〜６
５０℃で時効することで大幅な強度上昇特に引張強度上
昇、あるいはそれに付随する耐久強度上昇をもたらす特
性、さらには表面硬化あるいはそれに付随して曲げ疲労
強度の上昇等々はこのＣｕ添加による。そのためには比
較的多量の含有量とするところに特徴がある。０．８％
未満ではこれらの効果があまり発揮されない。一方、
２．０％超では効果が飽和する。本発明では、表内層に
成分差をつけ抜本的に表面疵を改良するので、一般には
より不利な１．２％超のＣｕ添加鋼に適用することが本
発明効果をより発揮させる。
【００１０】Ｎｉ：表層のみにＮｉを添加することは本
発明の最も重要なところである。これにＣｕに起因する
表面割れその他表面欠陥を抜本的に防止するためであ
る。レアーメタルであるＮｉは表層のみに添加する。そ
の量はＣｕに対する割合で０．６〜１．０とする。下限
値未満では表面欠陥を完全に防止することは困難であ
る。１．０を越える添加は、いかに表層だけの添加とは
言え、貴重な金属の浪費になり本発明の目的たる経済性
改善に反する。 Ａｌ：Ａｌは脱酸のために必要である。０．００５％未
満では十分な脱酸ができず、また、０．０７％を越える
といたずらに介在物を増やすことになり、鋼の性質を損
なう。さらに鋼板の場合、カップ状のような形に深絞り
成形した後に、二次的にさらに加工を加えると壁割れ、
あるいは縦割れあるいはまた二次加工割れとも呼ばれる
脆性破壊が生じることがある。そうしたことに対して対
策が必要な場合には、Ｂを０．０００１〜０．００３０
％添加する。０．０００１％未満の添加ではその効果が
なく、０．００３０％程度で効果は飽和する。
発明の最も重要なところである。これにＣｕに起因する
表面割れその他表面欠陥を抜本的に防止するためであ
る。レアーメタルであるＮｉは表層のみに添加する。そ
の量はＣｕに対する割合で０．６〜１．０とする。下限
値未満では表面欠陥を完全に防止することは困難であ
る。１．０を越える添加は、いかに表層だけの添加とは
言え、貴重な金属の浪費になり本発明の目的たる経済性
改善に反する。 Ａｌ：Ａｌは脱酸のために必要である。０．００５％未
満では十分な脱酸ができず、また、０．０７％を越える
といたずらに介在物を増やすことになり、鋼の性質を損
なう。さらに鋼板の場合、カップ状のような形に深絞り
成形した後に、二次的にさらに加工を加えると壁割れ、
あるいは縦割れあるいはまた二次加工割れとも呼ばれる
脆性破壊が生じることがある。そうしたことに対して対
策が必要な場合には、Ｂを０．０００１〜０．００３０
％添加する。０．０００１％未満の添加ではその効果が
なく、０．００３０％程度で効果は飽和する。
【００１１】本発明鋼は、Ｓｉもしくは／かつＰの固溶
体強化によりベースの強度を増すことができる。これら
の元素は置換型固溶体として鋼中に溶け込み延性の劣化
を少なくして鋼を強化する。これらの元素の添加量はあ
まり多くなりすぎると鋼を脆化し、鋼の特性を損なう。
それぞれ、１．５％および０．１％を上限とする。ま
た、めっき鋼板とするときはこれらの元素はめっき密着
性を損なうのでそれぞれ０．３％以下および０．０５％
以下の添加にとどめることが望ましい。本鋼は上述のよ
うにインタースティシャルフリー鋼として加工性を格段
に向上させることも可能である。この場合、Ｃを０．０
１％以下とし、Ｔｉもしくは／かつＮｂを添加する。Ｃ
の上限はＴｉもしくは／かつＮｂの添加量を減らし、経
済的に成り立つようにするためである。Ｔｉもしくは／
かつＮｂ量は、それぞれ０．０１％未満では十分な炭素
の固定ができず、また、０．１％を越える添加はコスト
的に問題があるばかりか材質をかえって劣化させる。好
ましくは（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）の（Ｃ／１２＋Ｎ
／１４）に対する比を１以上１０以下とすべきである。
体強化によりベースの強度を増すことができる。これら
の元素は置換型固溶体として鋼中に溶け込み延性の劣化
を少なくして鋼を強化する。これらの元素の添加量はあ
まり多くなりすぎると鋼を脆化し、鋼の特性を損なう。
それぞれ、１．５％および０．１％を上限とする。ま
た、めっき鋼板とするときはこれらの元素はめっき密着
性を損なうのでそれぞれ０．３％以下および０．０５％
以下の添加にとどめることが望ましい。本鋼は上述のよ
うにインタースティシャルフリー鋼として加工性を格段
に向上させることも可能である。この場合、Ｃを０．０
１％以下とし、Ｔｉもしくは／かつＮｂを添加する。Ｃ
の上限はＴｉもしくは／かつＮｂの添加量を減らし、経
済的に成り立つようにするためである。Ｔｉもしくは／
かつＮｂ量は、それぞれ０．０１％未満では十分な炭素
の固定ができず、また、０．１％を越える添加はコスト
的に問題があるばかりか材質をかえって劣化させる。好
ましくは（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）の（Ｃ／１２＋Ｎ
／１４）に対する比を１以上１０以下とすべきである。
【００１２】内層成分 Ｃ：材質、特に加工性の観点より０．１％以下とする。
下限値は表層に対するのと同じ理由である。また、イン
タースティシャルフリー鋼に対する考えも同様である。 Ｍｎ：下限値に対する理由は、表層に対するのと同じ理
由である。上限は２．０％とする。固溶体強化、あるい
は変態組織強化で強度を付与する場合に必要である。し
かし、２．０％程度で効果は飽和するので上限は２．０
％とした。 Ｃｕ：Ｃｕは本発明にあってはその特異な時効挙動を利
用して種々の興味ある特性を引き出すためもっとも基本
となる元素といえる。すなわち耐火特性、あるいは高強
度特性、さらには成形加工後に５００〜６５０℃で時効
することで大幅な強度上昇特に引張強度上昇、あるいは
それに付随する耐久強度上昇をもたらす特性等々はこの
Ｃｕ添加による。そのためには比較的多量の含有量とす
るところに特徴がある。０．８％未満ではこれらの効果
があまり発揮されない。一方、２．０％超では効果が飽
和する。本発明では、表内層に成分差をつけ抜本的に表
面疵を改良するので、一般にはより不利な１．２％超の
Ｃｕ添加鋼に適用することが本発明効果をより発揮させ
る。
下限値は表層に対するのと同じ理由である。また、イン
タースティシャルフリー鋼に対する考えも同様である。 Ｍｎ：下限値に対する理由は、表層に対するのと同じ理
由である。上限は２．０％とする。固溶体強化、あるい
は変態組織強化で強度を付与する場合に必要である。し
かし、２．０％程度で効果は飽和するので上限は２．０
％とした。 Ｃｕ：Ｃｕは本発明にあってはその特異な時効挙動を利
用して種々の興味ある特性を引き出すためもっとも基本
となる元素といえる。すなわち耐火特性、あるいは高強
度特性、さらには成形加工後に５００〜６５０℃で時効
することで大幅な強度上昇特に引張強度上昇、あるいは
それに付随する耐久強度上昇をもたらす特性等々はこの
Ｃｕ添加による。そのためには比較的多量の含有量とす
るところに特徴がある。０．８％未満ではこれらの効果
があまり発揮されない。一方、２．０％超では効果が飽
和する。本発明では、表内層に成分差をつけ抜本的に表
面疵を改良するので、一般にはより不利な１．２％超の
Ｃｕ添加鋼に適用することが本発明効果をより発揮させ
る。
【００１３】Ａｌ：Ａｌは脱酸のために必要である。
０．００５％未満では十分な脱酸ができず、また、０．
０７％を越えるといたずらに介在物を増やすことにな
り、鋼の性質を損なう。表層と同様、二次加工割れが問
題となるときは、Ｂを０．０００１〜０．００３０％添
加する。０．０００１％未満の添加ではその効果がな
く、０．００３０％程度で効果は飽和する。本発明鋼
は、Ｓｉもしくは／かつＰの固溶体強化によりベースの
強度を増すことができる。これらの元素は置換型固溶体
として鋼中に溶け込み延性の劣化を少なくして鋼を強化
する。これらの元素の添加量はあまり多くなりすぎると
鋼を脆化し、鋼の特性を損なう。それぞれ、１．５％お
よび０．１％を上限とする。本鋼は上述のようにインタ
ースティシャルフリー鋼として加工性を格段に向上させ
ることも可能である。この場合、Ｃを０．０１％以下と
し、Ｔｉもしくは／かつＮｂを添加する。Ｃの上限はＴ
ｉもしくは／かつＮｂの添加量を減らし、経済的に成り
立つようにするためである。Ｔｉもしくは／かつＮｂ量
は、それぞれ０．０１％未満では十分な炭素の固定がで
きず、また、０．１％を越える添加はコスト的に問題が
あるばかりか材質をかえって劣化させる。好ましくは
（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）の（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）
に対する比を１以上１０以下とすべきである。
０．００５％未満では十分な脱酸ができず、また、０．
０７％を越えるといたずらに介在物を増やすことにな
り、鋼の性質を損なう。表層と同様、二次加工割れが問
題となるときは、Ｂを０．０００１〜０．００３０％添
加する。０．０００１％未満の添加ではその効果がな
く、０．００３０％程度で効果は飽和する。本発明鋼
は、Ｓｉもしくは／かつＰの固溶体強化によりベースの
強度を増すことができる。これらの元素は置換型固溶体
として鋼中に溶け込み延性の劣化を少なくして鋼を強化
する。これらの元素の添加量はあまり多くなりすぎると
鋼を脆化し、鋼の特性を損なう。それぞれ、１．５％お
よび０．１％を上限とする。本鋼は上述のようにインタ
ースティシャルフリー鋼として加工性を格段に向上させ
ることも可能である。この場合、Ｃを０．０１％以下と
し、Ｔｉもしくは／かつＮｂを添加する。Ｃの上限はＴ
ｉもしくは／かつＮｂの添加量を減らし、経済的に成り
立つようにするためである。Ｔｉもしくは／かつＮｂ量
は、それぞれ０．０１％未満では十分な炭素の固定がで
きず、また、０．１％を越える添加はコスト的に問題が
あるばかりか材質をかえって劣化させる。好ましくは
（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）の（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）
に対する比を１以上１０以下とすべきである。
【００１４】本発明は、鋳込みクラッド法によりそのス
ラブが製造される。鋳込みクラッドの製造方法は種々あ
るが特に限定するところではない。一例をあげると、特
公昭４４−２７３６１号公報に開示されている２本ＩＮ
法（ＩＮ：イマージョンノズル）がある。この方法によ
るときは、タンディッシュ内を２室に区切り、それぞれ
の室から各１本、合計２本の浸漬ノズルを鋳型内に挿入
し鋳造する。タンディッシュ内の各室には、別々に溶製
した異なる成分の溶鋼を取鍋からそれぞれ注入する。そ
の他、鋳型内を、クラッド鋼板の内層部、表層部に対応
する区域に仕切って、内層部にワイヤで合金元素を添加
する方法、あるいは鋳型を２段に配置し、上部鋳型で内
層部を鋳込んだ後、下部鋳型で表層部を鋳込む方法等に
よって製造することができる。
ラブが製造される。鋳込みクラッドの製造方法は種々あ
るが特に限定するところではない。一例をあげると、特
公昭４４−２７３６１号公報に開示されている２本ＩＮ
法（ＩＮ：イマージョンノズル）がある。この方法によ
るときは、タンディッシュ内を２室に区切り、それぞれ
の室から各１本、合計２本の浸漬ノズルを鋳型内に挿入
し鋳造する。タンディッシュ内の各室には、別々に溶製
した異なる成分の溶鋼を取鍋からそれぞれ注入する。そ
の他、鋳型内を、クラッド鋼板の内層部、表層部に対応
する区域に仕切って、内層部にワイヤで合金元素を添加
する方法、あるいは鋳型を２段に配置し、上部鋳型で内
層部を鋳込んだ後、下部鋳型で表層部を鋳込む方法等に
よって製造することができる。
【００１５】クラッド率として、内層／表層の比は、６
〜２０に制御することが好ましい。ここで表層とは表裏
合わせた部分を言う。６未満では内層の割合が少なく、
内層でもって発揮されるＣｕによる所定の材質が得られ
ない。一方２０を越えると表層部が薄すぎて所定の表面
疵防止効果を得ることが難しい。この鋳造はその後連続
鋳造あるいは鋼塊に鋳造されスラブとされる。その後熱
延されるが熱延の加熱炉を通さずに直接圧延する直送圧
延、あるいは温片を挿入するホットチャージ圧延等を採
用してもかまわない。加熱する場合、加熱温度は特に低
める必要はない。熱延鋼板として用いられる場合、通常
酸洗後調質圧延され、切り板あるいはコイルで出荷され
る。この場合巻取温度を適宜制御してＣｕを固溶状態で
出荷し、需要家で加工後熱処理を行なって強度を上げる
方法、需要家に出荷する際すでに、高強度鋼として調整
して出す方法、あるいは耐火特性を付与させて出す方法
等、適宜選択できる。冷延鋼板として用いられる場合、
熱延コイル酸洗後、冷延しそして焼鈍される。焼鈍は箱
焼鈍、連続焼鈍あるいは溶融亜鉛めっき用の焼鈍等が使
える。この場合、Ｃｕ添加鋼の商品としての機能は、熱
延巻取温度と焼鈍条件の適当な組合せにより付与され
る。
〜２０に制御することが好ましい。ここで表層とは表裏
合わせた部分を言う。６未満では内層の割合が少なく、
内層でもって発揮されるＣｕによる所定の材質が得られ
ない。一方２０を越えると表層部が薄すぎて所定の表面
疵防止効果を得ることが難しい。この鋳造はその後連続
鋳造あるいは鋼塊に鋳造されスラブとされる。その後熱
延されるが熱延の加熱炉を通さずに直接圧延する直送圧
延、あるいは温片を挿入するホットチャージ圧延等を採
用してもかまわない。加熱する場合、加熱温度は特に低
める必要はない。熱延鋼板として用いられる場合、通常
酸洗後調質圧延され、切り板あるいはコイルで出荷され
る。この場合巻取温度を適宜制御してＣｕを固溶状態で
出荷し、需要家で加工後熱処理を行なって強度を上げる
方法、需要家に出荷する際すでに、高強度鋼として調整
して出す方法、あるいは耐火特性を付与させて出す方法
等、適宜選択できる。冷延鋼板として用いられる場合、
熱延コイル酸洗後、冷延しそして焼鈍される。焼鈍は箱
焼鈍、連続焼鈍あるいは溶融亜鉛めっき用の焼鈍等が使
える。この場合、Ｃｕ添加鋼の商品としての機能は、熱
延巻取温度と焼鈍条件の適当な組合せにより付与され
る。
【００１６】
実施例１ まず、耐火熱延鋼板としての実施例を示す。表層成分
が、Ｃ：０．００２１％，Ｍｎ：０．３０％，Ｐ：０．
０１５％，酸可溶Ａｌ：０．０３７％，Ｃｕ：０．２６
％，Ｎｉ：０．８７％（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．６９），Ｔ
ｉ：０．０５１％，Ｎｂ：０．０１３％，Ｂ：０．００
０４％、残部Ｆｅ、内層成分がＣ：０．００２４％，Ｍ
ｎ：０．２７％，Ｐ：０．０１３％，酸可溶Ａｌ：０．
０４１％，Ｃｕ：１．２９％，Ｔｉ：０．０４７％，Ｎ
ｂ：０．０１４％，Ｂ：０．０００４％、残部Ｆｅ、内
層／表層厚み比：９．０のスラブを上述の２本ノズル法
にて製造した。これを加熱温度１１１０℃，仕上圧延終
了温度８８０℃，巻取温度２５０℃で厚さ３．２ｍｍの
熱延鋼板とした。比較として、Ｃ：０．００３２％，Ｍ
ｎ：０．３６％，Ｐ：０．０１５％，酸可溶Ａｌ：０．
０４１％，Ｔｉ：０．０４６％，Ｎｂ：０．０２３％，
Ｃｕ：１．３８％，Ｎｉ：０．５１％、残部Ｆｅの鋼を
溶製し、加熱温度１０８０，および１２４０℃，仕上圧
延終了温度８６０℃，巻取温度３２０℃の条件で同じく
厚み３．２ｍｍに圧延した。６００℃高温強度（６００
℃での引張による降伏点強度）は、本発明材：２３９Ｎ
／ｍｍ2、比較高温加熱材：２３４Ｎ／ｍｍ2、比較低温
加熱材：２３７Ｎ／ｍｍ2といずれも遜色なく、高いレ
ベルであった（通常、１９６Ｎ／ｍｍ2が４９０Ｎ／ｍ
ｍ2級耐火鋼の最小高温降伏強度である）。つぎに表面
性状調査結果を示す。これはコイル状に製造した熱延鋼
板を巻戻して表面欠陥を調べたものである。比較鋼で
は、高温加熱材でかなりの部分でヘゲ状表面欠陥が発生
している。熱延低温加熱はかなりの効果があるものの欠
陥が皆無というわけにはゆかない。これに対し本発明鋼
では多少の発生は認められるものの改善効果は顕著であ
る。
が、Ｃ：０．００２１％，Ｍｎ：０．３０％，Ｐ：０．
０１５％，酸可溶Ａｌ：０．０３７％，Ｃｕ：０．２６
％，Ｎｉ：０．８７％（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．６９），Ｔ
ｉ：０．０５１％，Ｎｂ：０．０１３％，Ｂ：０．００
０４％、残部Ｆｅ、内層成分がＣ：０．００２４％，Ｍ
ｎ：０．２７％，Ｐ：０．０１３％，酸可溶Ａｌ：０．
０４１％，Ｃｕ：１．２９％，Ｔｉ：０．０４７％，Ｎ
ｂ：０．０１４％，Ｂ：０．０００４％、残部Ｆｅ、内
層／表層厚み比：９．０のスラブを上述の２本ノズル法
にて製造した。これを加熱温度１１１０℃，仕上圧延終
了温度８８０℃，巻取温度２５０℃で厚さ３．２ｍｍの
熱延鋼板とした。比較として、Ｃ：０．００３２％，Ｍ
ｎ：０．３６％，Ｐ：０．０１５％，酸可溶Ａｌ：０．
０４１％，Ｔｉ：０．０４６％，Ｎｂ：０．０２３％，
Ｃｕ：１．３８％，Ｎｉ：０．５１％、残部Ｆｅの鋼を
溶製し、加熱温度１０８０，および１２４０℃，仕上圧
延終了温度８６０℃，巻取温度３２０℃の条件で同じく
厚み３．２ｍｍに圧延した。６００℃高温強度（６００
℃での引張による降伏点強度）は、本発明材：２３９Ｎ
／ｍｍ2、比較高温加熱材：２３４Ｎ／ｍｍ2、比較低温
加熱材：２３７Ｎ／ｍｍ2といずれも遜色なく、高いレ
ベルであった（通常、１９６Ｎ／ｍｍ2が４９０Ｎ／ｍ
ｍ2級耐火鋼の最小高温降伏強度である）。つぎに表面
性状調査結果を示す。これはコイル状に製造した熱延鋼
板を巻戻して表面欠陥を調べたものである。比較鋼で
は、高温加熱材でかなりの部分でヘゲ状表面欠陥が発生
している。熱延低温加熱はかなりの効果があるものの欠
陥が皆無というわけにはゆかない。これに対し本発明鋼
では多少の発生は認められるものの改善効果は顕著であ
る。
【００１７】
【表１】
【００１８】実施例２ つぎにユーザーでの成形加工後に熱処理を施すことで降
伏点強度および引張強度が大幅に上昇する、高ｒ値、高
加工性冷延鋼板の実施例を示す。表層成分が、Ｃ：０．
００１４％，Ｍｎ：０．１３％，Ｐ：０．００９％，酸
可溶Ａｌ：０．０３０％，Ｃｕ：１．６６％，Ｎｉ：
１．２１％（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．７３），Ｔｉ：０．０４
３％，Ｂ：０．０００５％，残部Ｆｅ、内層成分がＣ：
０．００１８％，Ｍｎ：０．２８％，Ｐ：０．０１４
％，酸可溶Ａｌ：０．０３１％，Ｃｕ：１．５９％，Ｔ
ｉ：０．０４０％，Ｂ：０．０００６％、残部Ｆｅ、内
層／表層厚み比：１０．０のスラブを上述の２本ノズル
法にて製造した。これを加熱温度１１７０℃，仕上圧延
終了温度９１０℃，巻取温度３１０℃で厚さ３．２ｍｍ
の熱延鋼板とした。続いて７５％の冷延後、連続焼鈍を
施した。連続焼鈍条件としては、８１０℃，１．２ｍｉ
ｎ保持後冷却し、過時効帯では４４０℃，２１０ｓの処
理を受けた。０．７％の調質圧延を与えて製品とした。
比較として、Ｃ：０．００２３％，Ｍｎ：０．３６％，
Ｐ：０．０１７％，酸可溶Ａｌ：０．０３３％，Ｔｉ：
０．０５０％，Ｃｕ：１．５５％，Ｎｉ：０．５３％
（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．３４）、残部Ｆｅの鋼を溶製し、加
熱温度１１８０℃，仕上圧延終了温度８９０℃，巻取温
度５００℃の条件で同じく厚み３．２ｍｍに圧延した。
続いて冷延以降は本発明と同じ条件で通板し、冷延鋼板
を得た。まず、成品のヘゲ状表面疵発生状況を実施例１
と同じ表現で表２に示す。
伏点強度および引張強度が大幅に上昇する、高ｒ値、高
加工性冷延鋼板の実施例を示す。表層成分が、Ｃ：０．
００１４％，Ｍｎ：０．１３％，Ｐ：０．００９％，酸
可溶Ａｌ：０．０３０％，Ｃｕ：１．６６％，Ｎｉ：
１．２１％（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．７３），Ｔｉ：０．０４
３％，Ｂ：０．０００５％，残部Ｆｅ、内層成分がＣ：
０．００１８％，Ｍｎ：０．２８％，Ｐ：０．０１４
％，酸可溶Ａｌ：０．０３１％，Ｃｕ：１．５９％，Ｔ
ｉ：０．０４０％，Ｂ：０．０００６％、残部Ｆｅ、内
層／表層厚み比：１０．０のスラブを上述の２本ノズル
法にて製造した。これを加熱温度１１７０℃，仕上圧延
終了温度９１０℃，巻取温度３１０℃で厚さ３．２ｍｍ
の熱延鋼板とした。続いて７５％の冷延後、連続焼鈍を
施した。連続焼鈍条件としては、８１０℃，１．２ｍｉ
ｎ保持後冷却し、過時効帯では４４０℃，２１０ｓの処
理を受けた。０．７％の調質圧延を与えて製品とした。
比較として、Ｃ：０．００２３％，Ｍｎ：０．３６％，
Ｐ：０．０１７％，酸可溶Ａｌ：０．０３３％，Ｔｉ：
０．０５０％，Ｃｕ：１．５５％，Ｎｉ：０．５３％
（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．３４）、残部Ｆｅの鋼を溶製し、加
熱温度１１８０℃，仕上圧延終了温度８９０℃，巻取温
度５００℃の条件で同じく厚み３．２ｍｍに圧延した。
続いて冷延以降は本発明と同じ条件で通板し、冷延鋼板
を得た。まず、成品のヘゲ状表面疵発生状況を実施例１
と同じ表現で表２に示す。
【００１９】
【表２】
【００２０】本発明鋼では若干の発生が認められるが通
常の歩留まり落ちの範囲内で大きな問題とはならない。
本発明鋼および比較鋼からサンプルを採取し（ただし、
比較鋼では表面欠陥の発生していない部位から採取）、
引張試験を行なったところ、本発明鋼では、ＹＳ＝２４
８Ｎ／ｍｍ2，ＴＳ＝４２２Ｎ／ｍｍ2，Ｅｌ＝３７％，
ｒａｖｅ＝１．８５、比較鋼は、ＹＳ＝２５１ Ｎ／ｍ
ｍ2，ＴＳ＝４２１ Ｎ／ｍｍ2，Ｅｌ＝３６％，ｒａｖ
ｅ＝１．８５のともに良好な値を示した。なお、ここで
ＹＳ：降伏点強度、ＴＳ：引張強度、Ｅｌ：破断伸び、
ｒａｖｅ：面内平均ランクフォード値である。つぎにユ
ーザーでのプレス成形を模し１０％予ひずみを与え、続
いて６００℃，２０ｍｉｎの熱処理を加えた後引張試験
を行なった。その結果、本発明鋼では、ＹＳ＝５７１
Ｎ／ｍｍ2，ＴＳ＝７４１Ｎ／ｍｍ2、比較鋼では、ＹＳ
＝５６０Ｎ／ｍｍ2、ＴＳ＝７３０Ｎ／ｍｍ2の高い値を
示した。これがユーザー熱処理硬化性である。また、本
発明鋼の熱処理後の表面硬度を調べたところＨＶで２１
１を示し、表面硬度も十分高いことが示された。
常の歩留まり落ちの範囲内で大きな問題とはならない。
本発明鋼および比較鋼からサンプルを採取し（ただし、
比較鋼では表面欠陥の発生していない部位から採取）、
引張試験を行なったところ、本発明鋼では、ＹＳ＝２４
８Ｎ／ｍｍ2，ＴＳ＝４２２Ｎ／ｍｍ2，Ｅｌ＝３７％，
ｒａｖｅ＝１．８５、比較鋼は、ＹＳ＝２５１ Ｎ／ｍ
ｍ2，ＴＳ＝４２１ Ｎ／ｍｍ2，Ｅｌ＝３６％，ｒａｖ
ｅ＝１．８５のともに良好な値を示した。なお、ここで
ＹＳ：降伏点強度、ＴＳ：引張強度、Ｅｌ：破断伸び、
ｒａｖｅ：面内平均ランクフォード値である。つぎにユ
ーザーでのプレス成形を模し１０％予ひずみを与え、続
いて６００℃，２０ｍｉｎの熱処理を加えた後引張試験
を行なった。その結果、本発明鋼では、ＹＳ＝５７１
Ｎ／ｍｍ2，ＴＳ＝７４１Ｎ／ｍｍ2、比較鋼では、ＹＳ
＝５６０Ｎ／ｍｍ2、ＴＳ＝７３０Ｎ／ｍｍ2の高い値を
示した。これがユーザー熱処理硬化性である。また、本
発明鋼の熱処理後の表面硬度を調べたところＨＶで２１
１を示し、表面硬度も十分高いことが示された。
【００２１】実施例３ つぎに同じくユーザーでの成形加工後に熱処理を施すこ
とで降伏点強度および引張強度が大幅に上昇する、かつ
表層の亜鉛めっき層が合金化され、溶接性および耐食性
が良好となる良加工性溶融亜鉛めっき鋼板の実施例を示
す。表層成分が、Ｃ：０．０５５％，Ｓｉ：０．２８
％，Ｍｎ：０．７８％，Ｐ：０．０４８％，酸可溶Ａ
ｌ：０．０３０％，Ｃｕ：１．７１％，Ｎｉ：１．２２
％（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．７１）、残部Ｆｅ、内層成分が、
Ｃ：０．０６６％，Ｓｉ：０．８５％，Ｍｎ：１．１１
％，Ｐ：０．０７１％，Ｃｕ：１．６５％，酸可溶Ａ
ｌ：０．０４１％，残部Ｆｅ、表層／内層厚み比：９の
スラブを上述の２本ノズル法にて製造した。これを加熱
温度１１８０℃，仕上圧延終了温度８５５℃，巻取温度
２００℃で厚さ３．２ｍｍの熱延鋼板とした。酸洗後連
続溶融亜鉛めっきラインを通板した。このラインでの熱
履歴は７６０℃，５５ｓの還元処理後４４０℃で亜鉛ポ
ットに浸漬し、続いて冷却するというものである。な
お、亜鉛ポット浴中のＡｌ濃度は０．１９％であった。
比較鋼として、Ｃ：０．０８１％，Ｓｉ：０．３０％，
Ｍｎ：０．９５％，Ｐ：０．０５３％，Ｃｕ：１．２
％，酸可溶Ａｌ：０．０３５％の鋼を加熱温度１０９０
℃，仕上圧延終了温度８６０℃，巻取温度５００℃で厚
さ３．２ｍｍの熱延鋼板とし、発明鋼と同様の処理にて
溶融亜鉛めっき鋼板とした。この両コイルの長手方向の
機械試験値と溶融亜鉛めっき密着性を表３に示す。
とで降伏点強度および引張強度が大幅に上昇する、かつ
表層の亜鉛めっき層が合金化され、溶接性および耐食性
が良好となる良加工性溶融亜鉛めっき鋼板の実施例を示
す。表層成分が、Ｃ：０．０５５％，Ｓｉ：０．２８
％，Ｍｎ：０．７８％，Ｐ：０．０４８％，酸可溶Ａ
ｌ：０．０３０％，Ｃｕ：１．７１％，Ｎｉ：１．２２
％（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．７１）、残部Ｆｅ、内層成分が、
Ｃ：０．０６６％，Ｓｉ：０．８５％，Ｍｎ：１．１１
％，Ｐ：０．０７１％，Ｃｕ：１．６５％，酸可溶Ａ
ｌ：０．０４１％，残部Ｆｅ、表層／内層厚み比：９の
スラブを上述の２本ノズル法にて製造した。これを加熱
温度１１８０℃，仕上圧延終了温度８５５℃，巻取温度
２００℃で厚さ３．２ｍｍの熱延鋼板とした。酸洗後連
続溶融亜鉛めっきラインを通板した。このラインでの熱
履歴は７６０℃，５５ｓの還元処理後４４０℃で亜鉛ポ
ットに浸漬し、続いて冷却するというものである。な
お、亜鉛ポット浴中のＡｌ濃度は０．１９％であった。
比較鋼として、Ｃ：０．０８１％，Ｓｉ：０．３０％，
Ｍｎ：０．９５％，Ｐ：０．０５３％，Ｃｕ：１．２
％，酸可溶Ａｌ：０．０３５％の鋼を加熱温度１０９０
℃，仕上圧延終了温度８６０℃，巻取温度５００℃で厚
さ３．２ｍｍの熱延鋼板とし、発明鋼と同様の処理にて
溶融亜鉛めっき鋼板とした。この両コイルの長手方向の
機械試験値と溶融亜鉛めっき密着性を表３に示す。
【００２２】
【表３】 注.）めっき密着性はボールインパクト法によった。評
点付けは１〜１０で大きいほどよくない。評点７以上が
出荷不可である。
点付けは１〜１０で大きいほどよくない。評点７以上が
出荷不可である。
【００２３】なお、めっき密着性は下地の原板鋼の表面
状態、および下地鋼の表面のめっきラインでの還元のさ
れかたに依存し、後者は下地鋼の表層の成分に大きく影
響される。本発明鋼を採取し、自動車のメンバーを模し
たチャンネルの断面を持った部材にプレス成形し、成形
後、１００℃／ｍｉｎで昇温し、５７０℃で１０ｍｉｎ
保持する熱処理を加えた。この部材の天部から引張試験
片を切り出し引張試験を行ったところ、ＹＳ＝５０３Ｎ
／ｍｍ2、ＴＳ＝６５５Ｎ／ｍｍ2の値を得た。すなわち
５９０Ｎ／ｍｍ2級の高強度鋼板並の強度であった。ま
た、平面曲げ疲労限は４０１ Ｎ／ｍｍ2であった。プレ
ス成形時に表層亜鉛の脱落はなかった。熱処理後は表層
亜鉛は完全に合金化した。プレス加工部材より板を切り
出し連続スポット溶接性を調べたところ２４００点まで
チップ交換は不要であった。
状態、および下地鋼の表面のめっきラインでの還元のさ
れかたに依存し、後者は下地鋼の表層の成分に大きく影
響される。本発明鋼を採取し、自動車のメンバーを模し
たチャンネルの断面を持った部材にプレス成形し、成形
後、１００℃／ｍｉｎで昇温し、５７０℃で１０ｍｉｎ
保持する熱処理を加えた。この部材の天部から引張試験
片を切り出し引張試験を行ったところ、ＹＳ＝５０３Ｎ
／ｍｍ2、ＴＳ＝６５５Ｎ／ｍｍ2の値を得た。すなわち
５９０Ｎ／ｍｍ2級の高強度鋼板並の強度であった。ま
た、平面曲げ疲労限は４０１ Ｎ／ｍｍ2であった。プレ
ス成形時に表層亜鉛の脱落はなかった。熱処理後は表層
亜鉛は完全に合金化した。プレス加工部材より板を切り
出し連続スポット溶接性を調べたところ２４００点まで
チップ交換は不要であった。
【００２４】実施例４ つぎに、高強度良加工性熱延鋼板の実施例について述べ
る。表層成分が、Ｃ：０．００２５％，Ｍｎ：０．２８
％，Ｐ：０．０１３％，酸可溶Ａｌ：０．０３４％，Ｃ
ｕ：１．５１％，Ｎｉ：１．２２％（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．
８７）、残部Ｆｅ、内層成分がＣ：０．００３３％，Ｍ
ｎ：０．５８％，Ｐ：０．０１５％，酸可溶Ａｌ：０．
０３６％，Ｃｕ：１．４９％、残部Ｆｅ、内層／表層厚
み比：１２．０のスラブを上述の２本ノズル法にて製造
した。これを加熱温度１１６０℃，仕上圧延終了温度９
０５℃，巻取温度６０５℃で厚さ２．６ｍｍの熱延鋼板
とした。この熱延鋼板を酸洗後表面観察を表裏行った
が、ヘゲ状の欠陥は全く認められなかった。つぎに加工
性の結果を示す。加工性の比較として、同じ板厚の析出
強化型５９０Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板を選んだ。表
４に機械試験値の比較を示す。
る。表層成分が、Ｃ：０．００２５％，Ｍｎ：０．２８
％，Ｐ：０．０１３％，酸可溶Ａｌ：０．０３４％，Ｃ
ｕ：１．５１％，Ｎｉ：１．２２％（Ｎｉ／Ｃｕ＝０．
８７）、残部Ｆｅ、内層成分がＣ：０．００３３％，Ｍ
ｎ：０．５８％，Ｐ：０．０１５％，酸可溶Ａｌ：０．
０３６％，Ｃｕ：１．４９％、残部Ｆｅ、内層／表層厚
み比：１２．０のスラブを上述の２本ノズル法にて製造
した。これを加熱温度１１６０℃，仕上圧延終了温度９
０５℃，巻取温度６０５℃で厚さ２．６ｍｍの熱延鋼板
とした。この熱延鋼板を酸洗後表面観察を表裏行った
が、ヘゲ状の欠陥は全く認められなかった。つぎに加工
性の結果を示す。加工性の比較として、同じ板厚の析出
強化型５９０Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板を選んだ。表
４に機械試験値の比較を示す。
【００２５】
【表４】 ここで、d／d0で示したのは穴拡げ率で、初期穴径ｄ0＝
２０ｍｍの穴をバリを外にして３０°円錐ポンチで広
げ、端面に割れが発生した時点での穴径ｄを測定しその
比で表す。自動車足周り等にはこの穴拡げ性に代表され
る伸びフランジ性が成形を律する場合が極めて多い。本
発明鋼は、このように伸びフランジ性が極めて優れた５
９０Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の特性を示しており、
かつこの鋼の欠点であった表面欠陥は皆無である。
２０ｍｍの穴をバリを外にして３０°円錐ポンチで広
げ、端面に割れが発生した時点での穴径ｄを測定しその
比で表す。自動車足周り等にはこの穴拡げ性に代表され
る伸びフランジ性が成形を律する場合が極めて多い。本
発明鋼は、このように伸びフランジ性が極めて優れた５
９０Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の特性を示しており、
かつこの鋼の欠点であった表面欠陥は皆無である。
【００２６】
【発明の効果】安価で、多くの極めて興味ある特性を引
き出す鋼の添加元素であるＣｕの、最大の欠陥で、実用
化を遅らせていた表面欠陥を完全になくすことが本発明
で実現した。その結果すでに知られている応用だけでも
その発展性は高く、例えば自動車の燃費向上のための軽
量化やあるいは耐火建築にと広く使われるようになる。
また、まだ知られていない潜在的な応用にも本技術は適
用可能である。
き出す鋼の添加元素であるＣｕの、最大の欠陥で、実用
化を遅らせていた表面欠陥を完全になくすことが本発明
で実現した。その結果すでに知られている応用だけでも
その発展性は高く、例えば自動車の燃費向上のための軽
量化やあるいは耐火建築にと広く使われるようになる。
また、まだ知られていない潜在的な応用にも本技術は適
用可能である。
Claims (4)
- 【請求項１】 表層成分が、質量割合（以下、鋼成分に
関しては同じ）で、Ｃ：０．００１０〜０．１００％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｎ
ｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、酸可溶Ａｌ：０．０
０５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下、ないし
Ｐ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、内層成分が、
Ｃ：０．００１０〜０．１００％、Ｍｎ：０．１〜２．
０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、酸可溶Ａｌ：０．００
５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下、ないし
Ｐ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる表面性状の極めて
優れたＣｕ添加薄鋼板 - 【請求項２】 表層成分が、Ｃ：０．００１０〜０．０
１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８〜２．
０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、酸可溶Ａ
ｌ：０．００５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以
下ないしＰ：０．１％以下のいずれかもしくは双方を含
有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないしＮｂ：
０．０１〜０．１％のいずれかもしくは双方を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、内層成分が、
Ｃ：０．００１０〜０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜２．
０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、酸可溶Ａｌ：０．００
５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：
０．１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、さら
に、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないしＮｂ：０．０１〜
０．１％のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる表面性状の極めて優れたＣ
ｕ添加薄鋼板 - 【請求項３】 表層成分が、Ｃ：０．００１０〜０．１
００％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８〜２．
０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、Ｂ：０．０
００１〜０．００３０％、酸可溶Ａｌ：０．００５〜
０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：０．
１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなり、内層成分が、Ｃ：０．０
０１０〜０．１００％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３
０％、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、さらにＳ
ｉ：１．５％以下ないしＰ：０．１％以下のいずれかも
しくは双方を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板 - 【請求項４】 表層成分が、Ｃ：０．００１０〜０．０
１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．８〜２．
０％、Ｎｉ：Ｎｉ／Ｃｕで０．６〜１．０、Ｂ：０．０
００１〜０．００３０％、酸可溶Ａｌ：０．００５〜
０．０７％、さらにＳｉ：１．５％以下ないしＰ：０．
１％以下のいずれかもしくは双方を含有し、さらに、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．１％ないしＮｂ：０．０１〜０．１
％のいずれかもしくは双方を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなり、内層成分が、Ｃ：０．００１０
〜０．０１０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．
８〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％、酸
可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、さらにＳｉ：１．
５％以下ないしＰ：０．１％以下のいずれかもしくは双
方を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１％ないし
Ｎｂ：０．０１〜０．１％のいずれかもしくは双方を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる表面性状
の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3334515A JP2726874B2 (ja) | 1991-11-25 | 1991-11-25 | 表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3334515A JP2726874B2 (ja) | 1991-11-25 | 1991-11-25 | 表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05148586A JPH05148586A (ja) | 1993-06-15 |
| JP2726874B2 true JP2726874B2 (ja) | 1998-03-11 |
Family
ID=18278271
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3334515A Expired - Lifetime JP2726874B2 (ja) | 1991-11-25 | 1991-11-25 | 表面性状の極めて優れたＣｕ添加薄鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2726874B2 (ja) |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58185750A (ja) * | 1982-04-23 | 1983-10-29 | Kobe Steel Ltd | 冷間成形性、表面性状のすぐれた高強度鋼板およびその製造法 |
| JPH06104855B2 (ja) * | 1989-02-06 | 1994-12-21 | 新日本製鐵株式会社 | 耐火性に優れた建築用低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH07100816B2 (ja) * | 1989-05-08 | 1995-11-01 | 新日本製鐵株式会社 | 耐火性に優れた建築用低降伏比冷延鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-11-25 JP JP3334515A patent/JP2726874B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05148586A (ja) | 1993-06-15 |
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