JP2997489B2 - 化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り用冷延綱板 - Google Patents
化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り用冷延綱板Info
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- JP2997489B2 JP2997489B2 JP1339755A JP33975589A JP2997489B2 JP 2997489 B2 JP2997489 B2 JP 2997489B2 JP 1339755 A JP1339755 A JP 1339755A JP 33975589 A JP33975589 A JP 33975589A JP 2997489 B2 JP2997489 B2 JP 2997489B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は、極低炭素鋼板の好ましくは連続焼鈍によっ
て製造される、塗装工程時の化成処理性および耐液体金
属脆性に優れた深絞り用冷延鋼板に関する。
て製造される、塗装工程時の化成処理性および耐液体金
属脆性に優れた深絞り用冷延鋼板に関する。
＜従来の技術＞ 近年、冷延鋼板の焼鈍法は、省エネルギーあるいは納
期短縮などを目的として連続焼鈍法（以下CAL）が広く
取り入れられている。CAL焼鈍により値が書い深絞り
性に優れた冷延鋼板を得るには鋼中のC,Nの含量を極限
にまで低減し、鋼中の固溶Ｃや固溶Ｎを減少させること
が有効であることが知られている。
期短縮などを目的として連続焼鈍法（以下CAL）が広く
取り入れられている。CAL焼鈍により値が書い深絞り
性に優れた冷延鋼板を得るには鋼中のC,Nの含量を極限
にまで低減し、鋼中の固溶Ｃや固溶Ｎを減少させること
が有効であることが知られている。
最近の製鋼技術の進歩をめざましく、炭素、窒素を極
限にまで低減することが工業的にも可能となった今日、
極限炭素、あるいはセミ極低炭素CAL焼鈍による深絞り
冷延鋼板の製造は従来の低炭素箱焼鈍による製造に代わ
って急速に広がりつつある。
限にまで低減することが工業的にも可能となった今日、
極限炭素、あるいはセミ極低炭素CAL焼鈍による深絞り
冷延鋼板の製造は従来の低炭素箱焼鈍による製造に代わ
って急速に広がりつつある。
この結果、製造された冷延鋼板は伸び、値に優れた
深絞り用に適した特性を具備することが可能となった。
しかし、このような方法で製造された冷延鋼板の表面性
状は、非常に成分元素の濃化あるいは析出物が少ない状
態にあり、同様に成分元素の濃化が少ない表面近くの粒
界が軟質なものとなっているため、プレス成形時に型か
じりが発生しやすい、りん酸塩結晶核の析出サイトにな
りにくい、いわゆる化成処理性が悪いなど、自動車用冷
延鋼板として致命的な欠点が顕在化する場合があった。
さらには、ロウ付け接合など低融点金属を使用した接合
をしなければならない場合、低融点金属が鋼板粒界中に
拡散し、粒界を溶融金属脆化することが問題となること
がある。従来この対策を多くの研究者が検討し、これま
でにもその成果が開示されている。
深絞り用に適した特性を具備することが可能となった。
しかし、このような方法で製造された冷延鋼板の表面性
状は、非常に成分元素の濃化あるいは析出物が少ない状
態にあり、同様に成分元素の濃化が少ない表面近くの粒
界が軟質なものとなっているため、プレス成形時に型か
じりが発生しやすい、りん酸塩結晶核の析出サイトにな
りにくい、いわゆる化成処理性が悪いなど、自動車用冷
延鋼板として致命的な欠点が顕在化する場合があった。
さらには、ロウ付け接合など低融点金属を使用した接合
をしなければならない場合、低融点金属が鋼板粒界中に
拡散し、粒界を溶融金属脆化することが問題となること
がある。従来この対策を多くの研究者が検討し、これま
でにもその成果が開示されている。
たとえば、冷延鋼板の表面にめっきを施す、薬品を塗
布する、あるいは鋼板の成分の中のMn,S成分を故意に上
げるなどがある。しかし、そのいずれもが主に、表面特
性の中でも化成処理性に問題を絞った対策であり、表面
の特性を関する問題を本質的に解決するような技術はま
だ開示されていない。
布する、あるいは鋼板の成分の中のMn,S成分を故意に上
げるなどがある。しかし、そのいずれもが主に、表面特
性の中でも化成処理性に問題を絞った対策であり、表面
の特性を関する問題を本質的に解決するような技術はま
だ開示されていない。
＜発明が解決しようとする課題＞ 従来技術においても化成処理改善策は開示されている
が、これらは、表面調整のために新たに冷延鋼板の表面
に処理層を付与することを前提としており、そのための
製造工程が加わるとともに、その効果は、表面特性の中
でも化成処理性のみに着目したものであり、その他の特
性については何ら言及していない。さらに成形中におけ
る処理層の剥離等の問題が加わり表面に関する問題を本
質的に解決したときとはいえない。
が、これらは、表面調整のために新たに冷延鋼板の表面
に処理層を付与することを前提としており、そのための
製造工程が加わるとともに、その効果は、表面特性の中
でも化成処理性のみに着目したものであり、その他の特
性については何ら言及していない。さらに成形中におけ
る処理層の剥離等の問題が加わり表面に関する問題を本
質的に解決したときとはいえない。
一方、鋼板の成分変更から対策を考えた例として、鋼
中のMn,Sを上げることが提案されているが、この場合
は、鋼板の本来の特性である伸び、値の劣化はまぬが
れない。
中のMn,Sを上げることが提案されているが、この場合
は、鋼板の本来の特性である伸び、値の劣化はまぬが
れない。
本発明は、前記極低炭素冷延鋼板の焼鈍板の表面に関
する問題点を本質的に解決し、しかしも、極低炭素冷延
鋼板の伸び、値等の優れた特性はそのまま生かした化
成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り用冷延鋼
板を提供することを目的とする。
する問題点を本質的に解決し、しかしも、極低炭素冷延
鋼板の伸び、値等の優れた特性はそのまま生かした化
成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り用冷延鋼
板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、本発明は、C:0.005wt％以下、Si:1.0wt％
以下、Mn:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以
下、Ａ:0.01〜0.10wt％以下およびN:0.005wt％以下を
含み、残部はFeおよび不可避的不純物よりなる冷延鋼板
の焼鈍板であって、その表面より１フェライト平均粒径
に相当する厚さの浸炭層を有し、前記浸炭層において、
平均炭素濃度が0.005wt％以上、0.1wt％以下であり、前
記浸炭層における最大炭素濃度が0.01wt％以上、0.2wt
％以下であることを特徴とする化成処理性および耐液体
金属脆性に優れた深絞り用冷延鋼板を提供する。
以下、Mn:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以
下、Ａ:0.01〜0.10wt％以下およびN:0.005wt％以下を
含み、残部はFeおよび不可避的不純物よりなる冷延鋼板
の焼鈍板であって、その表面より１フェライト平均粒径
に相当する厚さの浸炭層を有し、前記浸炭層において、
平均炭素濃度が0.005wt％以上、0.1wt％以下であり、前
記浸炭層における最大炭素濃度が0.01wt％以上、0.2wt
％以下であることを特徴とする化成処理性および耐液体
金属脆性に優れた深絞り用冷延鋼板を提供する。
本発明はまた、C:0.005wt％以下、Si:1.0wt％以下、M
n:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Ａ
:0.01〜0.10wt％以下およびN:0.005wt％以下を含みか
つ Ti:0.001〜0.15wt％およびNb:0.001〜0.1wt％のうち
から選んた１種また２種を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物よりなる冷延鋼板の焼鈍板であって、その表
面より１フェライト平均粒径に相当する厚さの浸炭層を
有し、前記浸炭層において、平均炭素濃度が0.005wt％
以上、0.1wt％以下であり、前記浸炭層における最大炭
素濃度が0.01wt％以上、0.2wt％以下であることを特徴
とする化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り
用冷延鋼板を提供する。
n:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Ａ
:0.01〜0.10wt％以下およびN:0.005wt％以下を含みか
つ Ti:0.001〜0.15wt％およびNb:0.001〜0.1wt％のうち
から選んた１種また２種を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物よりなる冷延鋼板の焼鈍板であって、その表
面より１フェライト平均粒径に相当する厚さの浸炭層を
有し、前記浸炭層において、平均炭素濃度が0.005wt％
以上、0.1wt％以下であり、前記浸炭層における最大炭
素濃度が0.01wt％以上、0.2wt％以下であることを特徴
とする化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り
用冷延鋼板を提供する。
上記発明において、浸炭層が連続焼鈍に際して形成さ
れたものであるのが好ましい。
れたものであるのが好ましい。
以下に本発明をさらに詳細に説明する。
本発明において用いる低炭素鋼板は上記の組成を有す
るものがとよい。これを焼鈍、好ましくは連続焼鈍して
鋼板の両面における表層の炭素含有量を目的とする特性
に適合するように調整する。連続焼鈍によらない方法と
しては、ＣリッチなFeめっきを鋼板に施し、焼鈍により
Ｃを拡散させる方法、あるいは、製鋼段階で表面にＣが
濃化した連続鋳造スラブを製造するなどの方法により所
期の目的を達するようにしてもよい。
るものがとよい。これを焼鈍、好ましくは連続焼鈍して
鋼板の両面における表層の炭素含有量を目的とする特性
に適合するように調整する。連続焼鈍によらない方法と
しては、ＣリッチなFeめっきを鋼板に施し、焼鈍により
Ｃを拡散させる方法、あるいは、製鋼段階で表面にＣが
濃化した連続鋳造スラブを製造するなどの方法により所
期の目的を達するようにしてもよい。
まず、焼鈍好ましくは連続焼鈍法により、深絞り性に
優れた鋼板を製造するには、C,Nの量は可能な限り少な
い方が好ましく、C:0.005wt％以下、N:0.005wt％以下と
する必要がある。
優れた鋼板を製造するには、C,Nの量は可能な限り少な
い方が好ましく、C:0.005wt％以下、N:0.005wt％以下と
する必要がある。
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％以下と限定する。
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％以下と限定する。
MnもSi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1.0wt％を超え
るとやはり深絞り性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下
に限定する。
に応じて必要量添加されるが、添加量が1.0wt％を超え
るとやはり深絞り性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下
に限定する。
ＰもSiやMnと同様、鋼を強化する作用があり、所望の
強度を応じて必要量添加されるが、添加量が0.2wt％を
超えると深絞り性に悪影響を及ぼすので0.2wt％以下に
限定する。
強度を応じて必要量添加されるが、添加量が0.2wt％を
超えると深絞り性に悪影響を及ぼすので0.2wt％以下に
限定する。
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0.005wt
％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので0.05wt％以下
に限定する。
極力低減することが好ましいが、その含有量が0.005wt
％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので0.05wt％以下
に限定する。
Ａは脱酸剤として、また後述する炭窒化物形成元素
の歩留まり向上のために添加されるが、含有量が0.010w
t％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.10wt％
を超えて添加してもその効果は飽和に達するので、0.01
0〜0.10wt％の範囲に限定する。
の歩留まり向上のために添加されるが、含有量が0.010w
t％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.10wt％
を超えて添加してもその効果は飽和に達するので、0.01
0〜0.10wt％の範囲に限定する。
さらに、本発明で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。
たはNbを下記の通り添加してもよい。
Tiは炭窒化物形成元素であり、鋼中の固溶（C,N）を
低減させ、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0.00
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0.001〜0.1
5wt％の範囲に限定する。
低減させ、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0.00
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0.001〜0.1
5wt％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促進して、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0.1wt％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0.001〜0.1wt％の範囲に限定する。
るとともに、熱延鋼板組織の微細化を促進して、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0.1wt％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0.001〜0.1wt％の範囲に限定する。
以上の限定範囲内の成分元素および不可避的不純物よ
りなる成分の冷延鋼板を焼鈍する。このとき、その連続
焼鈍後の板厚方向での炭素濃度分布を以下に述べるよう
に制御すると、化成処理性および耐液体金属脆性に優れ
た深絞り用冷延鋼板が得られる。
りなる成分の冷延鋼板を焼鈍する。このとき、その連続
焼鈍後の板厚方向での炭素濃度分布を以下に述べるよう
に制御すると、化成処理性および耐液体金属脆性に優れ
た深絞り用冷延鋼板が得られる。
鋼板の高い伸び、高値等の優れた特性は上記成分鋼
に適切な焼鈍好ましくはCAL焼鈍を施することによって
達成される。さらに、この優れた特性を実際の自動車用
あるいは一般部品用冷延鋼板として使用するためには、
成形後の組み立て工程で付加される接合においても問題
が生じないことが不可欠である。さらに、プレス成形後
の最終的な塗装工程において化成処理性に問題が生じ
ば、自動車用の冷延鋼板としては重大な問題である。
に適切な焼鈍好ましくはCAL焼鈍を施することによって
達成される。さらに、この優れた特性を実際の自動車用
あるいは一般部品用冷延鋼板として使用するためには、
成形後の組み立て工程で付加される接合においても問題
が生じないことが不可欠である。さらに、プレス成形後
の最終的な塗装工程において化成処理性に問題が生じ
ば、自動車用の冷延鋼板としては重大な問題である。
極低炭素CAL焼鈍板においては冷延鋼板の表面性状
に、特に粒界の性状が本質的に従来の低炭素箱焼鈍板と
異なり、非常に成分元素の濃化あるいは析出物の少ない
粒界を呈しているため化成処理におけるりん酸塩結晶核
の析出サイトになりにくい、あるいは、ロウ付け接合な
ど、低融点金属を使用した接合をしなければならない場
合、低融点金属が鋼板粒界に拡散し粒界の溶融金属脆化
が問題となる場合がある、などの問題点を有していた。
これら問題点は、従来低炭箱焼鈍板と比較して、極低炭
素材の表面層の化学的組成および析出分布において差が
あることに起因している。
に、特に粒界の性状が本質的に従来の低炭素箱焼鈍板と
異なり、非常に成分元素の濃化あるいは析出物の少ない
粒界を呈しているため化成処理におけるりん酸塩結晶核
の析出サイトになりにくい、あるいは、ロウ付け接合な
ど、低融点金属を使用した接合をしなければならない場
合、低融点金属が鋼板粒界に拡散し粒界の溶融金属脆化
が問題となる場合がある、などの問題点を有していた。
これら問題点は、従来低炭箱焼鈍板と比較して、極低炭
素材の表面層の化学的組成および析出分布において差が
あることに起因している。
本発明は、このような従来低炭素箱焼鈍材において優
れた表面に関わる特性を極低炭素CAL焼鈍板においても
達成するための技術を開示するものである、そのため
に、鋼板の表面層における炭素濃度分布を規定してい
る。
れた表面に関わる特性を極低炭素CAL焼鈍板においても
達成するための技術を開示するものである、そのため
に、鋼板の表面層における炭素濃度分布を規定してい
る。
即ち、鋼板表面から１フェライト平均粒径に担当する
厚さの層における炭素濃度がその平均値で0.005wt％以
上、0.1wt％以下である、その最大炭素濃度が0.01wt％
以上、0.2wt％以下であることを必要とする。なお、１
フェライト平均粒径は成分および製造条件によって種々
の値をとりうるが、本発明の効果を得るためにはそれぞ
れの場合の１フェライト平均粒径に相当する浸炭層を有
する必要がある。
厚さの層における炭素濃度がその平均値で0.005wt％以
上、0.1wt％以下である、その最大炭素濃度が0.01wt％
以上、0.2wt％以下であることを必要とする。なお、１
フェライト平均粒径は成分および製造条件によって種々
の値をとりうるが、本発明の効果を得るためにはそれぞ
れの場合の１フェライト平均粒径に相当する浸炭層を有
する必要がある。
即ち、化成処理性および耐溶融金属脆化を本質的に解
決するには、鋼板の表面層に炭素が濃化することが有効
であるが、その範囲は鋼板の表面１フェライト平均粒径
相当の厚さが確保されれば十分であり、それ以上の厚さ
の炭素濃度を高めることは、鋼板の値、延性等の特性
を害することになる。また、プレス成形後もその効果を
維持し、組み立て、塗装工程において所期の効果を発揮
するためにはこの表面層における炭素濃度を上記限定範
囲下限以上にする必要があり、上限を越える炭素濃度の
濃縮は、鋼板の深絞り性に悪影響を及ぼす。
決するには、鋼板の表面層に炭素が濃化することが有効
であるが、その範囲は鋼板の表面１フェライト平均粒径
相当の厚さが確保されれば十分であり、それ以上の厚さ
の炭素濃度を高めることは、鋼板の値、延性等の特性
を害することになる。また、プレス成形後もその効果を
維持し、組み立て、塗装工程において所期の効果を発揮
するためにはこの表面層における炭素濃度を上記限定範
囲下限以上にする必要があり、上限を越える炭素濃度の
濃縮は、鋼板の深絞り性に悪影響を及ぼす。
本発明において好適に用いられるCAL（Continuous An
nealing Line）設備は加熱、均熱および冷却ゾーンを有
する。CAL中において浸炭する場合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方法が効果的である。
nealing Line）設備は加熱、均熱および冷却ゾーンを有
する。CAL中において浸炭する場合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方法が効果的である。
浸炭用雰囲気といては、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。
＜実施例＞ 次に本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
（実施例） 表１に示す組成の鋼を溶製後、熱間圧延により板厚2.
8mmの熱延板として、脱スケール後冷間圧延により板厚
0.7mmの冷延板とした。
8mmの熱延板として、脱スケール後冷間圧延により板厚
0.7mmの冷延板とした。
加熱、均熱および冷延ゾーンを有するCALにおいて、
加熱ゾーンにて810℃に加熱後、均熱ゾーンの後期に800
−750℃間の任意の温度において３％Ｈ−０〜1.0％COを
含有するＮ雰囲気中に10〜30秒間置き浸炭した後直ちに
冷却ゾーンに入った場合のCALヒートサイクルをシミュ
レートして熱処理を加え浸炭したサンプルを研究室的に
試作した。
加熱ゾーンにて810℃に加熱後、均熱ゾーンの後期に800
−750℃間の任意の温度において３％Ｈ−０〜1.0％COを
含有するＮ雰囲気中に10〜30秒間置き浸炭した後直ちに
冷却ゾーンに入った場合のCALヒートサイクルをシミュ
レートして熱処理を加え浸炭したサンプルを研究室的に
試作した。
この場合の加熱温度、均熱時間およびＣポテンシャル
（CO）濃度、露点を変化させて鋼板表面での浸炭量を変
化させた。さらに通常のスキンパスを施してサンプルを
製造した。
（CO）濃度、露点を変化させて鋼板表面での浸炭量を変
化させた。さらに通常のスキンパスを施してサンプルを
製造した。
表面特性としては、化成処理性および耐液体金属脆性
を調査した。
を調査した。
化成処理性は、特に処理の初期（15秒）におけるりん
酸塩結晶核の発生数を比較した。核の発生数が多いほ
ど、最終的に形成させる化成処理膜は緻密に形成され、
その後の塗装膜の特性が優れることがわかっている。り
ん酸塩処理液は、PB−L3020（温度43℃）を用いた。
酸塩結晶核の発生数を比較した。核の発生数が多いほ
ど、最終的に形成させる化成処理膜は緻密に形成され、
その後の塗装膜の特性が優れることがわかっている。り
ん酸塩処理液は、PB−L3020（温度43℃）を用いた。
評価方向は下記の通りである。
○……良好 △……ムラ有 ×……スケ有 耐液体金属脆性は次のように評価する。鋼板にCuを20
g/m2下層に、Znを20g/m2上層に２層にめっきする。次い
で850℃を加熱し、張力2.0kg/mm2をかけた時の破断に至
るまでの時間を測定した。すなわち、850℃に加熱中に
形成された低融点合金Cu−Znが母板鋼板粒界中に拡散し
鋼板粒界が脆化する程度を調べる。
g/m2下層に、Znを20g/m2上層に２層にめっきする。次い
で850℃を加熱し、張力2.0kg/mm2をかけた時の破断に至
るまでの時間を測定した。すなわち、850℃に加熱中に
形成された低融点合金Cu−Znが母板鋼板粒界中に拡散し
鋼板粒界が脆化する程度を調べる。
表１にはCAL焼鈍後の鋼板表面層における炭素濃度
を、また表２にはその摺動試験結果、化成処理試験結果
および引張特性をまとめて示す。
を、また表２にはその摺動試験結果、化成処理試験結果
および引張特性をまとめて示す。
＜発明の効果＞ 本発明によって、極低炭素CAL材の優れた特性（高E1,
高値）は維持しつつ、実際に自動車用鋼板として使用
する場合に必要となる、化成処理性および耐液体金属脆
性など表面特性にかかわる重要な特性についても本質的
に解決できた。
高値）は維持しつつ、実際に自動車用鋼板として使用
する場合に必要となる、化成処理性および耐液体金属脆
性など表面特性にかかわる重要な特性についても本質的
に解決できた。
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59−74259（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−38556（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−56853（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−72032（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−94021（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/06 C21D 9/46 - 9/48 C21D 9/52 C23C 8/22
Claims (3)
- 【請求項１】C:0.005wt％以下、Si:1.0wt％以下、Mn:1.
0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Ａ:0.0
1〜0.10wt％以下およびN:0.005wt％以下を含み、残部は
Feおよび不可避的不純物よりなる冷延鋼板の焼鈍板であ
って、その表面より１フェライト平均粒径に相当する厚
さの浸炭層を有し、前記浸炭層において、平均炭素濃度
が0.005wt％以上、0.1wt％以下であり、前記浸炭層にお
ける最大炭素濃度が0.01wt％以上、0.2wt％以下である
ことを特徴とする化成処理性および耐液体金属脆性に優
れた深絞り用冷延鋼板。 - 【請求項２】C:0.005wt％以下、Si:1.0wt％以下、Mn:1.
0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Ａ:0.0
1〜0.10wt％以下およびN:0.005wt％以下を含みかつ Ti:0.001〜0.15wt％およびNb:0.001〜0.1wt％のうちか
ら選んた１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物よりなる冷延鋼板の焼鈍板であって、その表
面より１フェライト平均粒径に相当する厚さの浸炭層を
有し、前記浸炭層において、平均炭素濃度が0.005wt％
以上、0.1wt％以下であり、前記浸炭層における最大炭
素濃度が0.01wt％以上、0.2wt％以下であることを特徴
とする化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り
用冷延鋼板。 - 【請求項３】前記浸炭層が連続焼鈍に際して形成された
ものであることを特徴とする請求項１または２に記載の
化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り用冷延
鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1339755A JP2997489B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り用冷延綱板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1339755A JP2997489B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り用冷延綱板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03199345A JPH03199345A (ja) | 1991-08-30 |
| JP2997489B2 true JP2997489B2 (ja) | 2000-01-11 |
Family
ID=18330498
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1339755A Expired - Fee Related JP2997489B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 化成処理性および耐液体金属脆性に優れた深絞り用冷延綱板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2997489B2 (ja) |
-
1989
- 1989-12-28 JP JP1339755A patent/JP2997489B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03199345A (ja) | 1991-08-30 |
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