JP3279062B2 - 耐食性に優れた表面処理鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐食性に優れた表面処理鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車、建築資材、
電気機器等に使用される鋼板に好適な耐食性に優れた表
面処理鋼板およびその製造方法に関する。
電気機器等に使用される鋼板に好適な耐食性に優れた表
面処理鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から、鋼材の防食方法として、塗
装、めっき等の表面被覆層を設けることにより、鋼材と
腐食生成物質との接触を断ち防食性を向上させるという
手法が用いられている。しかし、鋼材を使用形態に応じ
て加工する際、被覆されていない剪断面や、加工時の応
力による被覆層の剥離が発生し鋼材が露出して腐食が生
じる。また、このような表面被覆層により製造コストも
上昇する。さらに鋼材に被覆層があることからリサイク
ル性にも問題があり、近年の環境への関心の高まりにつ
いても配慮する必要がある。このような視点から、それ
自体の耐食性に優れた鋼材が求められるようになってい
る。
装、めっき等の表面被覆層を設けることにより、鋼材と
腐食生成物質との接触を断ち防食性を向上させるという
手法が用いられている。しかし、鋼材を使用形態に応じ
て加工する際、被覆されていない剪断面や、加工時の応
力による被覆層の剥離が発生し鋼材が露出して腐食が生
じる。また、このような表面被覆層により製造コストも
上昇する。さらに鋼材に被覆層があることからリサイク
ル性にも問題があり、近年の環境への関心の高まりにつ
いても配慮する必要がある。このような視点から、それ
自体の耐食性に優れた鋼材が求められるようになってい
る。
【０００３】このような背景の下、材質面を改良して鋼
材自体の耐食性を高めた耐候性鋼が知られている。これ
は、腐食の進行に伴い表面に緻密な錆層が形成し、これ
が一種の表面被覆としての役割を果たすものである。し
かし、耐候性鋼をそのまま板厚の薄い例えば冷延鋼材に
適用すると、緻密な錆層が形成される前に腐食により穴
開きが発生する虞がある。このことから、板厚の薄い冷
延鋼材において、耐食性の改善が求められている。
材自体の耐食性を高めた耐候性鋼が知られている。これ
は、腐食の進行に伴い表面に緻密な錆層が形成し、これ
が一種の表面被覆としての役割を果たすものである。し
かし、耐候性鋼をそのまま板厚の薄い例えば冷延鋼材に
適用すると、緻密な錆層が形成される前に腐食により穴
開きが発生する虞がある。このことから、板厚の薄い冷
延鋼材において、耐食性の改善が求められている。
【０００４】このような冷延鋼材として、Ｃｒ，Ｃｕを
添加し、（Ｓ／Ｃｕ）を０．５以下に規定したものが提
案されている（特開平２−１５６０４２号参照）。しか
しながら、これはＣｒを添加しているため、孔食の問題
が指摘されている。また別の技術としてはＣｕ，Ｐを添
加して耐食性を得る技術も提案されているが（特開平４
−２３５２５０号参照）、Ｐ添加による加工性の劣化は
避けられない。一方、Ｃｕ，Ｐ複合添加によって耐食性
を高めた鋼を用い、さらに深絞り性を向上させるため
に、２回冷間圧延を行う技術も提案されているが（特開
平４−２８５１２５号参照）、冷圧回数の増加による、
製造コストの上昇は免れない。このように、現在までの
技術では耐食性、加工性、コスト等の観点からすべての
条件を満たした鋼板は存在しない。
添加し、（Ｓ／Ｃｕ）を０．５以下に規定したものが提
案されている（特開平２−１５６０４２号参照）。しか
しながら、これはＣｒを添加しているため、孔食の問題
が指摘されている。また別の技術としてはＣｕ，Ｐを添
加して耐食性を得る技術も提案されているが（特開平４
−２３５２５０号参照）、Ｐ添加による加工性の劣化は
避けられない。一方、Ｃｕ，Ｐ複合添加によって耐食性
を高めた鋼を用い、さらに深絞り性を向上させるため
に、２回冷間圧延を行う技術も提案されているが（特開
平４−２８５１２５号参照）、冷圧回数の増加による、
製造コストの上昇は免れない。このように、現在までの
技術では耐食性、加工性、コスト等の観点からすべての
条件を満たした鋼板は存在しない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる事情
に鑑みてなされたものであって、優れた加工性等を維持
したまま、製造コストが低く、耐食性に優れた表面処理
鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
に鑑みてなされたものであって、優れた加工性等を維持
したまま、製造コストが低く、耐食性に優れた表面処理
鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】一般に鋼板の耐食性は、
初期錆発生の起点となる鋼材表面の析出物などに影響を
受け、初期錆発生後の腐食の進行は、粒界など鋼材での
ミクロな不均一部の性状により異なるとされている。こ
れらの耐食性に影響をおよぼす因子は、鋼材の成分と密
接に関係している。本発明者らは、耐食性を支配する鋼
材成分に関して種々検討し、前述した従来技術における
課題を解決することについて検討を重ねた。
初期錆発生の起点となる鋼材表面の析出物などに影響を
受け、初期錆発生後の腐食の進行は、粒界など鋼材での
ミクロな不均一部の性状により異なるとされている。こ
れらの耐食性に影響をおよぼす因子は、鋼材の成分と密
接に関係している。本発明者らは、耐食性を支配する鋼
材成分に関して種々検討し、前述した従来技術における
課題を解決することについて検討を重ねた。
【０００７】その結果、極低炭素鋼を基本に、腐食発生
に強く影響を及ぼすＳ量を制御し、耐食性に有効な働き
をするＣｕを添加してＣｕに対するＳの比（Ｓ／Ｃｕ）
の値を０．１以下にし、さらに粒界の耐食性に関与する
Ｂ，Ｔｉを適量添加することによって、鋼板自体が耐食
性の優れたものとなり、その少なくとも一方の表面にＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域を形成するこ
とにより、極めて高い耐食性を有する表面処理鋼板が得
られることを見出した。
に強く影響を及ぼすＳ量を制御し、耐食性に有効な働き
をするＣｕを添加してＣｕに対するＳの比（Ｓ／Ｃｕ）
の値を０．１以下にし、さらに粒界の耐食性に関与する
Ｂ，Ｔｉを適量添加することによって、鋼板自体が耐食
性の優れたものとなり、その少なくとも一方の表面にＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域を形成するこ
とにより、極めて高い耐食性を有する表面処理鋼板が得
られることを見出した。
【０００８】本発明は、このような知見に基づいてなさ
れたものであり、第１に、重量％で、Ｃ：０．００１〜
０．００５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜
０．３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．
０１％、Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１
％以下、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５
〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．００
０２〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、重量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板と、そ
の少なくとも一方の表面に形成され、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐを
主成分とする拡散合金領域と、を具備することを特徴と
する耐食性に優れた表面処理鋼板を提供するものであ
る。
れたものであり、第１に、重量％で、Ｃ：０．００１〜
０．００５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜
０．３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．
０１％、Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１
％以下、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５
〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．００
０２〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、重量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板と、そ
の少なくとも一方の表面に形成され、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐを
主成分とする拡散合金領域と、を具備することを特徴と
する耐食性に優れた表面処理鋼板を提供するものであ
る。
【０００９】第２に、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．
００５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１
％、Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以
下、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００
２〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、重量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板と、そ
の少なくとも一方の表面に形成され、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐを
主成分としＷ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上
を含有する拡散合金領域と、を具備することを特徴とす
る耐食性に優れた表面処理鋼板を提供する物である。
００５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１
％、Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以
下、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００
２〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、重量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板と、そ
の少なくとも一方の表面に形成され、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐを
主成分としＷ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上
を含有する拡散合金領域と、を具備することを特徴とす
る耐食性に優れた表面処理鋼板を提供する物である。
【００１０】第３に、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．
００５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１
％、Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以
下、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００
２〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、重量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板を、酸
洗した後焼鈍の前に、または酸洗しさらに冷間圧延した
後焼鈍の前に、前記鋼板の少なくとも一方の表面に電気
めっきまたは無電解めっきによってＰを８〜１８重量％
含有し、付着量０．０５ｇ／ｍ2 超え８ｇ／ｍ2 以下の
Ｎｉ−Ｐめっきを施し、ただちに非酸化性雰囲気で５０
０〜８８０℃で拡散熱処理を行い、鋼板素地表面にＦｅ
−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域を形成すること
を特徴とする耐食性に優れた表面処理鋼板の製造方法を
提供するものである。
００５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１
％、Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以
下、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００
２〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、重量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板を、酸
洗した後焼鈍の前に、または酸洗しさらに冷間圧延した
後焼鈍の前に、前記鋼板の少なくとも一方の表面に電気
めっきまたは無電解めっきによってＰを８〜１８重量％
含有し、付着量０．０５ｇ／ｍ2 超え８ｇ／ｍ2 以下の
Ｎｉ−Ｐめっきを施し、ただちに非酸化性雰囲気で５０
０〜８８０℃で拡散熱処理を行い、鋼板素地表面にＦｅ
−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域を形成すること
を特徴とする耐食性に優れた表面処理鋼板の製造方法を
提供するものである。
【００１１】第４に、重量％で、Ｃ：０．００１〜０．
００５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１
％、Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以
下、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００
２〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、重量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板を、酸
洗した後焼鈍の前に、または酸洗しさらに冷間圧延した
後焼鈍の前に、前記鋼板の少なくとも一方の表面に電気
めっきまたは無電解めっきによってＰを８〜１８重量
％、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を１５
重量％以下の範囲で含有し、付着量０．０５ｇ／ｍ2 超
え８ｇ／ｍ2 以下のＮｉ−Ｐめっきを施し、ただちに非
酸化性雰囲気で５００〜８８０℃で拡散熱処理を行い、
鋼板素地表面にＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金
領域を形成することを特徴とする耐食性に優れた表面処
理鋼板の製造方法を提供するものである。
００５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１
％、Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以
下、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００
２〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、重量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板を、酸
洗した後焼鈍の前に、または酸洗しさらに冷間圧延した
後焼鈍の前に、前記鋼板の少なくとも一方の表面に電気
めっきまたは無電解めっきによってＰを８〜１８重量
％、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を１５
重量％以下の範囲で含有し、付着量０．０５ｇ／ｍ2 超
え８ｇ／ｍ2 以下のＮｉ−Ｐめっきを施し、ただちに非
酸化性雰囲気で５００〜８８０℃で拡散熱処理を行い、
鋼板素地表面にＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金
領域を形成することを特徴とする耐食性に優れた表面処
理鋼板の製造方法を提供するものである。
【００１２】第５に、上記いずれかの方法における非酸
化性雰囲気での拡散熱処理に際し、連続焼鈍炉によって
加熱することにより、鋼板素地とめっき層の界面にＦｅ
−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域が形成されるこ
とを特徴とする耐食性に優れた表面処理鋼板の製造方法
を提供するものである。
化性雰囲気での拡散熱処理に際し、連続焼鈍炉によって
加熱することにより、鋼板素地とめっき層の界面にＦｅ
−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域が形成されるこ
とを特徴とする耐食性に優れた表面処理鋼板の製造方法
を提供するものである。
【００１３】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。まず、
本発明の根拠となる実験結果について説明する。重量％
で、Ｃ：0.001 〜0.005 ％、Ｓｉ：0.1 ％以下、Ｍｎ：
0.05〜0.3 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｎ：0.004 ％以下、Ｎ
ｉ：0.05〜0.3 ％、ｓｏｌ．Ａｌ：0.1％以下を満た
し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を基
本とし、さらに、Ｓ：0.2 ％以下、Ｔｉ：0.005 〜0.1
％、Ｎｂ：0.025 ％以下、Ｂ：0.0002〜0.002 ％、Ｃ
ｕ：0.3 ％以下の各元素の量を種々変化させ、組み合わ
せて添加した鋼板を用意し、その鋼板の少なくとも一方
の表面に、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とし、Ｗ，Ｍｏ，Ｃ
ｒ，Ｃｕの一種または二種以上を含有する拡散合金層を
形成し、さらにその上にＺｎ系めっきを有する表面処理
鋼板の耐食性を調査した。
本発明の根拠となる実験結果について説明する。重量％
で、Ｃ：0.001 〜0.005 ％、Ｓｉ：0.1 ％以下、Ｍｎ：
0.05〜0.3 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｎ：0.004 ％以下、Ｎ
ｉ：0.05〜0.3 ％、ｓｏｌ．Ａｌ：0.1％以下を満た
し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を基
本とし、さらに、Ｓ：0.2 ％以下、Ｔｉ：0.005 〜0.1
％、Ｎｂ：0.025 ％以下、Ｂ：0.0002〜0.002 ％、Ｃ
ｕ：0.3 ％以下の各元素の量を種々変化させ、組み合わ
せて添加した鋼板を用意し、その鋼板の少なくとも一方
の表面に、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とし、Ｗ，Ｍｏ，Ｃ
ｒ，Ｃｕの一種または二種以上を含有する拡散合金層を
形成し、さらにその上にＺｎ系めっきを有する表面処理
鋼板の耐食性を調査した。
【００１４】ここでは、乾湿繰り返しに塩水噴霧を組み
合わせた腐食環境で６０日間経過後の無塗装鋼板の腐食
深さを測定し、その平均腐食深さで耐食性を評価した。
ここでいう平均腐食深さとは、鋼板の露出部を10mm×10
mmの区画に分割し、その各区画内での最大浸食深さを測
定し平均したものである。
合わせた腐食環境で６０日間経過後の無塗装鋼板の腐食
深さを測定し、その平均腐食深さで耐食性を評価した。
ここでいう平均腐食深さとは、鋼板の露出部を10mm×10
mmの区画に分割し、その各区画内での最大浸食深さを測
定し平均したものである。
【００１５】得られた平均腐食深さと重量比で表した
（Ｓ／Ｃｕ）値との関係を図１に示す。図１によりＳ／
Ｃｕ値の低下に伴い各鋼材の耐食性が良好になることが
わかる。また、Ｔｉ添加鋼、Ｔｉ、Ｎｂ添加鋼、Ｂ添加
鋼及びＴｉ、Ｂ添加鋼の平均腐食深さを比較すると、特
にＴｉ、Ｂを複合添加した鋼で、かつ（Ｓ／Ｃｕ）値が
０．１以下の時に、著しく耐食性が向上していることが
わかる。これはＴｉ、Ｂ複合添加鋼の場合はＴｉがＴｉ
Ｃを形成するので固溶炭素がなく、またＢが粒界に偏析
して粒界からの腐食を抑制する効果を有しているためと
考えられる。
（Ｓ／Ｃｕ）値との関係を図１に示す。図１によりＳ／
Ｃｕ値の低下に伴い各鋼材の耐食性が良好になることが
わかる。また、Ｔｉ添加鋼、Ｔｉ、Ｎｂ添加鋼、Ｂ添加
鋼及びＴｉ、Ｂ添加鋼の平均腐食深さを比較すると、特
にＴｉ、Ｂを複合添加した鋼で、かつ（Ｓ／Ｃｕ）値が
０．１以下の時に、著しく耐食性が向上していることが
わかる。これはＴｉ、Ｂ複合添加鋼の場合はＴｉがＴｉ
Ｃを形成するので固溶炭素がなく、またＢが粒界に偏析
して粒界からの腐食を抑制する効果を有しているためと
考えられる。
【００１６】一方、Ｔｉ、Ｂ複合添加鋼以外の鋼におい
て耐食性が劣るのは次のような理由であると考えられ
る。まず、Ｂ単独添加鋼は、Ｂが窒化物形成元素である
ため、鋼中で固溶炭素が残存する。この固溶炭素はフェ
ライト粒内に存在するだけでなく粒界にも偏析する。こ
の影響でＢが粒界に存在しにくくなる。このため、Ｂ単
独添加鋼では耐食性が劣るものと考えられる。Ｔｉ添加
鋼ではＢの粒界偏析による腐食抑制効果が期待できない
ことからやはり耐食性が劣る。また、Ｎｂ添加鋼におい
てＮｂはＮｂＣを生成するため固溶炭素は存在しない
が、Ｎｂが粒界に偏析することはなく、耐食性向上には
さほど影響を及ぼさないと推測される。この点ＴｉとＢ
とを複合添加した本発明鋼は、上述したように、鋼中に
固溶炭素がなく、さらにＢが粒界に存在することによ
り、耐食性向上効果が顕著になり、Ｔｉ添加鋼、Ｔｉ，
Ｎｂ複合添加鋼、Ｂ添加鋼など他の添加元素の組み合わ
せよりも格段に優れた耐食性を有することは明らかであ
る。
て耐食性が劣るのは次のような理由であると考えられ
る。まず、Ｂ単独添加鋼は、Ｂが窒化物形成元素である
ため、鋼中で固溶炭素が残存する。この固溶炭素はフェ
ライト粒内に存在するだけでなく粒界にも偏析する。こ
の影響でＢが粒界に存在しにくくなる。このため、Ｂ単
独添加鋼では耐食性が劣るものと考えられる。Ｔｉ添加
鋼ではＢの粒界偏析による腐食抑制効果が期待できない
ことからやはり耐食性が劣る。また、Ｎｂ添加鋼におい
てＮｂはＮｂＣを生成するため固溶炭素は存在しない
が、Ｎｂが粒界に偏析することはなく、耐食性向上には
さほど影響を及ぼさないと推測される。この点ＴｉとＢ
とを複合添加した本発明鋼は、上述したように、鋼中に
固溶炭素がなく、さらにＢが粒界に存在することによ
り、耐食性向上効果が顕著になり、Ｔｉ添加鋼、Ｔｉ，
Ｎｂ複合添加鋼、Ｂ添加鋼など他の添加元素の組み合わ
せよりも格段に優れた耐食性を有することは明らかであ
る。
【００１７】次に、鋼成分の限定事由について説明す
る。なお、以下において％表示は全て重量％を表わす。 Ｃ：Ｃは鋼板の成形性を確保するためには少ないほうが
よく、０．００５％を上限とする。しかし、０．００１
％未満に低下させると、製造コストが上昇してしまう。
したがって、Ｃ量を０．００１〜０．００５％とした。
望ましくは０．００３％以下である。
る。なお、以下において％表示は全て重量％を表わす。 Ｃ：Ｃは鋼板の成形性を確保するためには少ないほうが
よく、０．００５％を上限とする。しかし、０．００１
％未満に低下させると、製造コストが上昇してしまう。
したがって、Ｃ量を０．００１〜０．００５％とした。
望ましくは０．００３％以下である。
【００１８】Ｓｉ：Ｓｉは化成処理性を悪化させ、塗装
後耐食性に悪影響をもたらす。したがって少なければ少
ないほど望ましいが、製造コストなどを考えて、０．１
％以下とした。
後耐食性に悪影響をもたらす。したがって少なければ少
ないほど望ましいが、製造コストなどを考えて、０．１
％以下とした。
【００１９】Ｍｎ：Ｍｎは耐食性向上のためには少なけ
れば少ないほど望ましく、０．３％を上限とする。しか
し、製造コストを考慮すると０．０５％が事実上の下限
となる。したがって、Ｍｎ量を０．００５〜０．３％と
した。
れば少ないほど望ましく、０．３％を上限とする。しか
し、製造コストを考慮すると０．０５％が事実上の下限
となる。したがって、Ｍｎ量を０．００５〜０．３％と
した。
【００２０】Ｐ：Ｐは熱間加工時に中央偏析しやすいの
で、多量に添加すると加工時に割れが生じやすくなる。
したがって、少ないほうが望ましくその上限を０．０２
％とした。
で、多量に添加すると加工時に割れが生じやすくなる。
したがって、少ないほうが望ましくその上限を０．０２
％とした。
【００２１】Ｓ：Ｓは本発明において要求する耐食性に
非常に大きな影響を及ぼす。ＳはＭｎと結合しＭｎＳを
生成する。これは初期錆発生の核となり、耐食性に悪影
響を及ぼすので低減させることが望ましいが、０．００
１％を下回ると製造コストの上昇を伴うだけでなく酸洗
時のスケール剥離性が低下する。一方、０．０１％を超
えて含有させると鋼材の耐食性が著しく劣化する。した
がって、Ｓ量を０．００１〜０．０１％とした。
非常に大きな影響を及ぼす。ＳはＭｎと結合しＭｎＳを
生成する。これは初期錆発生の核となり、耐食性に悪影
響を及ぼすので低減させることが望ましいが、０．００
１％を下回ると製造コストの上昇を伴うだけでなく酸洗
時のスケール剥離性が低下する。一方、０．０１％を超
えて含有させると鋼材の耐食性が著しく劣化する。した
がって、Ｓ量を０．００１〜０．０１％とした。
【００２２】Ｎ：Ｎは鋼材の成形性を向上させるには、
少ないほうが望ましいが、本発明の効果を損なわない範
囲としてその上限を０．００４％とした。望ましくは
０．００３％以下である。
少ないほうが望ましいが、本発明の効果を損なわない範
囲としてその上限を０．００４％とした。望ましくは
０．００３％以下である。
【００２３】ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは、鋼の脱酸元素とし
て有効である。しかし、０．１重量％以上添加しても、
脱酸能力の向上効果が小さくなるので、０．１重量％以
下とした。
て有効である。しかし、０．１重量％以上添加しても、
脱酸能力の向上効果が小さくなるので、０．１重量％以
下とした。
【００２４】Ｂ：Ｂは粒界に偏析して、粒界からの腐食
の進行を抑制する。極低炭素鋼（IF鋼）は粒界が特に清
浄なため、Ｂを添加することにより、Ｂを粒界に偏析さ
せることができ、耐食性の向上には効果的である。ま
た、粒界を強化する作用も合わせて有する。しかし、
０．０００２％未満ではそれらの効果が小さい。一方、
Ｂは熱間加工時の熱変形抵抗を上昇させるため、０．０
０２％を超える過剰な添加は熱延時に形状不良及び、所
定板厚が得られない等の問題が発生しやすくなる。した
がって、Ｂ量を０．０００２〜０．００２％とした。
の進行を抑制する。極低炭素鋼（IF鋼）は粒界が特に清
浄なため、Ｂを添加することにより、Ｂを粒界に偏析さ
せることができ、耐食性の向上には効果的である。ま
た、粒界を強化する作用も合わせて有する。しかし、
０．０００２％未満ではそれらの効果が小さい。一方、
Ｂは熱間加工時の熱変形抵抗を上昇させるため、０．０
０２％を超える過剰な添加は熱延時に形状不良及び、所
定板厚が得られない等の問題が発生しやすくなる。した
がって、Ｂ量を０．０００２〜０．００２％とした。
【００２５】Ｎｉ：鋼にＣｕを添加している場合、熱間
加工時にＣｕによる表面疵発生率が上昇するが、Ｎｉは
この表面疵を低減させることに有効である。しかし、
０．０５％未満ではその効果が得られず、０．３％を超
えると鋼材の成形性の劣化だけでなくコストの上昇を招
く。したがって、Ｎｉ量を０．０５〜０．３％とした。
加工時にＣｕによる表面疵発生率が上昇するが、Ｎｉは
この表面疵を低減させることに有効である。しかし、
０．０５％未満ではその効果が得られず、０．３％を超
えると鋼材の成形性の劣化だけでなくコストの上昇を招
く。したがって、Ｎｉ量を０．０５〜０．３％とした。
【００２６】Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮ，ＴｉＳ等を生成し、
Ｎ，Ｓ等を減少させ、耐食性の向上に大きな役割を果た
す。また鋼中固溶Ｃを減少させ、深絞り性を向上させる
作用がある。しかし、０．００５％未満ではそれらの効
果が小さい。一方、０．１％を超えるとコストの上昇を
招く。したがって、Ｔｉ量を０．００５〜０．１％とし
た。
Ｎ，Ｓ等を減少させ、耐食性の向上に大きな役割を果た
す。また鋼中固溶Ｃを減少させ、深絞り性を向上させる
作用がある。しかし、０．００５％未満ではそれらの効
果が小さい。一方、０．１％を超えるとコストの上昇を
招く。したがって、Ｔｉ量を０．００５〜０．１％とし
た。
【００２７】Ｃｕ：Ｃｕは耐食性を向上させる有用な元
素である。しかし、０．０５％未満の添加では良好な耐
食性を示さず、また０．３％を超えると耐食性の向上効
果が小さくなる上に、製造コストの上昇、表面性状、加
工性が劣化する。したがって、Ｃｕ量を０．０５〜０．
３％とした。
素である。しかし、０．０５％未満の添加では良好な耐
食性を示さず、また０．３％を超えると耐食性の向上効
果が小さくなる上に、製造コストの上昇、表面性状、加
工性が劣化する。したがって、Ｃｕ量を０．０５〜０．
３％とした。
【００２８】この発明では、このような成分限定に加え
て、腐食発生に強く影響を及ぼすＳ量と、耐食性に有効
な働きをするＣｕ量との比Ｓ／Ｃｕの値を規定する。上
述したようにこの値が０．１以下であれば、Ｓの悪影響
が防止されると共に、Ｃｕの耐食性向上効果が有効に発
揮される。
て、腐食発生に強く影響を及ぼすＳ量と、耐食性に有効
な働きをするＣｕ量との比Ｓ／Ｃｕの値を規定する。上
述したようにこの値が０．１以下であれば、Ｓの悪影響
が防止されると共に、Ｃｕの耐食性向上効果が有効に発
揮される。
【００２９】なお、Ｃｒ，Ｓｎ，Ｖ等、製鋼時に混入す
る少量の不可避不純物が存在してもよく、これらの不可
避的不純物によって本発明鋼の効果が損なわることはな
い。このような鋼成分により、極めて耐食性に優れた鋼
板となり得るが、苛酷な環境下で使用される自動車用の
鋼板としては、さらに優れた耐食性が要求される。
る少量の不可避不純物が存在してもよく、これらの不可
避的不純物によって本発明鋼の効果が損なわることはな
い。このような鋼成分により、極めて耐食性に優れた鋼
板となり得るが、苛酷な環境下で使用される自動車用の
鋼板としては、さらに優れた耐食性が要求される。
【００３０】したがって、さらなる耐食性を付与するた
めに、本発明では上記鋼成分を有する鋼板にＦｅ−Ｎｉ
−Ｐを主成分とする拡散合金領域を形成する。このよう
な拡散合金層は下地鋼を腐食から保護すると共に、一度
下地鋼板の腐食が開始された後には、形成される鉄の腐
食生成物を素早く緻密なものとする。その結果、従来技
術では得られなかった優れた耐食性を得ることができ
る。
めに、本発明では上記鋼成分を有する鋼板にＦｅ−Ｎｉ
−Ｐを主成分とする拡散合金領域を形成する。このよう
な拡散合金層は下地鋼を腐食から保護すると共に、一度
下地鋼板の腐食が開始された後には、形成される鉄の腐
食生成物を素早く緻密なものとする。その結果、従来技
術では得られなかった優れた耐食性を得ることができ
る。
【００３１】このＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合
金領域にＷ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を
含有させることもできる。これらはいずれも鋼の腐食に
対してインヒビター的な役割をもつと同時に、Ｎｉ，Ｐ
との相乗効果で初期錆の緻密性、安定性を一層向上させ
る効果を有する。
金領域にＷ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を
含有させることもできる。これらはいずれも鋼の腐食に
対してインヒビター的な役割をもつと同時に、Ｎｉ，Ｐ
との相乗効果で初期錆の緻密性、安定性を一層向上させ
る効果を有する。
【００３２】次に、本発明の製造条件について説明す
る。本発明では、上記成分組成の鋼板を酸洗してスケー
ル除去後、拡散合金層を形成するために、まずその上に
Ｐを８〜１５重量％含有するＮｉ−Ｐ系合金めっき層を
形成する。この工程は焼鈍前に実施されるものである
が、酸洗ライン出側にて酸洗に引き続いて冷間圧延前に
実施しても、酸洗後に冷間圧延してから実施してもよ
い。特にこのめっき工程が冷間圧延前に実施される場合
には、めっき前の洗浄、めっき前の活性化処理としての
酸洗が不要となるため有利である。
る。本発明では、上記成分組成の鋼板を酸洗してスケー
ル除去後、拡散合金層を形成するために、まずその上に
Ｐを８〜１５重量％含有するＮｉ−Ｐ系合金めっき層を
形成する。この工程は焼鈍前に実施されるものである
が、酸洗ライン出側にて酸洗に引き続いて冷間圧延前に
実施しても、酸洗後に冷間圧延してから実施してもよ
い。特にこのめっき工程が冷間圧延前に実施される場合
には、めっき前の洗浄、めっき前の活性化処理としての
酸洗が不要となるため有利である。
【００３３】Ｐを８〜１８％含有するＮｉ−Ｐ合金めっ
きはアモルファスに近い構造をとり、このようなめっき
層を有する鋼板を熱処理すると一般の結晶性のめっき皮
膜の場合に比較して均一な拡散合金領域が短期間のうち
に形成される。Ｐが８％未満ではＮｉ−Ｐ合金めっき皮
膜は結晶質であり、Ｐの分布も均一でない。このため、
熱処理を受けたときに形成される拡散合金領域の組成が
均一でなく、前記初期生成錆の均質さ・緻密さが十分で
なく、安定な耐食性が得られない。一方、Ｐが１８％超
ではＮｉ−Ｐ合金めっきは脆くなりその密着性が劣化す
る。このため、冷間圧延などの過程でめっき剥離を生じ
やすい。このようなことから、本発明における鋼板に形
成するめっき層のＰの含有率は８〜１８％とした。望ま
しい範囲は１０〜１３％である。
きはアモルファスに近い構造をとり、このようなめっき
層を有する鋼板を熱処理すると一般の結晶性のめっき皮
膜の場合に比較して均一な拡散合金領域が短期間のうち
に形成される。Ｐが８％未満ではＮｉ−Ｐ合金めっき皮
膜は結晶質であり、Ｐの分布も均一でない。このため、
熱処理を受けたときに形成される拡散合金領域の組成が
均一でなく、前記初期生成錆の均質さ・緻密さが十分で
なく、安定な耐食性が得られない。一方、Ｐが１８％超
ではＮｉ−Ｐ合金めっきは脆くなりその密着性が劣化す
る。このため、冷間圧延などの過程でめっき剥離を生じ
やすい。このようなことから、本発明における鋼板に形
成するめっき層のＰの含有率は８〜１８％とした。望ま
しい範囲は１０〜１３％である。
【００３４】また、上述したように、鋼の腐食を抑制
し、初期錆の緻密性、安定性を一層向上させるために、
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域にＷ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を含有させてもよ
いが、この場合にはＮｉ−Ｐ系めっき層として、Ｎｉ−
ＰにＷ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を１５
％以下の範囲で複合化したものを使用する。Ｗ，Ｍｏ，
Ｃｒ，Ｃｕの含有率増加と共に耐食性は向上するが、そ
の合計値が１５％を超えるとその密着性が低下するた
め、冷間圧延などの過程でめっき剥離を生じやすい。従
って、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの含有率についてはその合
計値で１５重量％以下とした。Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの
含有効果を発揮するために、その下限は０．５％以上が
好ましい。
し、初期錆の緻密性、安定性を一層向上させるために、
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域にＷ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を含有させてもよ
いが、この場合にはＮｉ−Ｐ系めっき層として、Ｎｉ−
ＰにＷ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を１５
％以下の範囲で複合化したものを使用する。Ｗ，Ｍｏ，
Ｃｒ，Ｃｕの含有率増加と共に耐食性は向上するが、そ
の合計値が１５％を超えるとその密着性が低下するた
め、冷間圧延などの過程でめっき剥離を生じやすい。従
って、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの含有率についてはその合
計値で１５重量％以下とした。Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの
含有効果を発揮するために、その下限は０．５％以上が
好ましい。
【００３５】また、このＮｉ−Ｐ系合金層のめっき量
は、０．０５ｇ／ｍ2 超え〜８ｇ／ｍ2 の範囲とする。
０．０５ｇ／ｍ2 未満では耐食性向上効果が十分ではな
く、８ｇ／ｍ2 超えではめっき層の加工性が低下し剥離
しやすくなるとともに、めっき量を多くするためにライ
ンスピードを遅くする必要があり生産効率上不利とな
る。
は、０．０５ｇ／ｍ2 超え〜８ｇ／ｍ2 の範囲とする。
０．０５ｇ／ｍ2 未満では耐食性向上効果が十分ではな
く、８ｇ／ｍ2 超えではめっき層の加工性が低下し剥離
しやすくなるとともに、めっき量を多くするためにライ
ンスピードを遅くする必要があり生産効率上不利とな
る。
【００３６】Ｎｉ−Ｐ系合金めっき層の形成方法は種々
考えられるが、簡便性および得られる膜質などの点で電
気めっきまたは無電解めっき（化学めっき）が望まし
い。次に、Ｎ−Ｐ系合金めっき層を施した鋼板を非酸化
雰囲気で熱処理して、鋼板素地とＮｉ−Ｐ系合金めっき
層の界面にＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域
を形成する。この拡散のための熱処理は冷間圧延後の通
常の焼鈍を兼ねており、その際に用いられる通常の焼鈍
設備で行うことが可能である。特に、生産性の高い連続
焼鈍を用いる方法が望ましい。ここにおける連続焼鈍
は、一般的な圧延鋼板用の連続焼鈍設備および溶融めっ
きラインの前処理設備としての焼鈍設備を用いて行うこ
とができる。この際に、直火式加熱炉によって昇温速度
５０℃／ｓｅｃ以上で加熱することが好ましい。
考えられるが、簡便性および得られる膜質などの点で電
気めっきまたは無電解めっき（化学めっき）が望まし
い。次に、Ｎ−Ｐ系合金めっき層を施した鋼板を非酸化
雰囲気で熱処理して、鋼板素地とＮｉ−Ｐ系合金めっき
層の界面にＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域
を形成する。この拡散のための熱処理は冷間圧延後の通
常の焼鈍を兼ねており、その際に用いられる通常の焼鈍
設備で行うことが可能である。特に、生産性の高い連続
焼鈍を用いる方法が望ましい。ここにおける連続焼鈍
は、一般的な圧延鋼板用の連続焼鈍設備および溶融めっ
きラインの前処理設備としての焼鈍設備を用いて行うこ
とができる。この際に、直火式加熱炉によって昇温速度
５０℃／ｓｅｃ以上で加熱することが好ましい。
【００３７】この熱処理の際における鋼板の最高到達温
度は５００℃以上８８０℃以下であることが望ましく、
より望ましくは８００℃以上８８０℃以下である。５０
０℃未満ではＮ−Ｐ系合金めっき層と鋼表面との間の拡
散層が十分に形成されず、したがって腐食過程での緻密
な錆を十分に形成できないために耐食性向上効果が小さ
い。一方８８０℃超では熱処理炉内ロールへのめっき金
属のピックアップが生じやすく、その結果表面疵等の原
因となりやすい。さらに８８０℃を超える温度で焼鈍す
ると、フェライト粒の粗大化により、プレス成形後、肌
荒れを起こしやすくなる。この最高到達温度での保持時
間は温度によっても異なるが、１秒から１２０秒が望ま
しい。短すぎると十分な拡散領域が形成されないため、
耐食性の向上効果が現われず、１２０秒超では過度の拡
散合金化によってこの界面層が脆くなるため、めっき層
の密着性・加工性が低下する。この熱処理により形成さ
れる拡散領域の好適な深さは０．１〜２０μｍ程度であ
る。また、この熱処理の際に３００〜４００℃程度の温
度で数分程度の過時効処理が行われてもよい。
度は５００℃以上８８０℃以下であることが望ましく、
より望ましくは８００℃以上８８０℃以下である。５０
０℃未満ではＮ−Ｐ系合金めっき層と鋼表面との間の拡
散層が十分に形成されず、したがって腐食過程での緻密
な錆を十分に形成できないために耐食性向上効果が小さ
い。一方８８０℃超では熱処理炉内ロールへのめっき金
属のピックアップが生じやすく、その結果表面疵等の原
因となりやすい。さらに８８０℃を超える温度で焼鈍す
ると、フェライト粒の粗大化により、プレス成形後、肌
荒れを起こしやすくなる。この最高到達温度での保持時
間は温度によっても異なるが、１秒から１２０秒が望ま
しい。短すぎると十分な拡散領域が形成されないため、
耐食性の向上効果が現われず、１２０秒超では過度の拡
散合金化によってこの界面層が脆くなるため、めっき層
の密着性・加工性が低下する。この熱処理により形成さ
れる拡散領域の好適な深さは０．１〜２０μｍ程度であ
る。また、この熱処理の際に３００〜４００℃程度の温
度で数分程度の過時効処理が行われてもよい。
【００３８】なお、Ｎｉ−Ｐ系合金めっき層を熱処理す
ると、その一部が拡散合金領域を形成して、鋼板／拡散
合金領域／Ｎｉ−Ｐ系合金めっき層の構成となる場合
と、その全てが拡散合金領域を形成して、鋼板／拡散合
金領域の構成となる場合とがあるが、本発明はいずれも
含む。
ると、その一部が拡散合金領域を形成して、鋼板／拡散
合金領域／Ｎｉ−Ｐ系合金めっき層の構成となる場合
と、その全てが拡散合金領域を形成して、鋼板／拡散合
金領域の構成となる場合とがあるが、本発明はいずれも
含む。
【００３９】拡散のための熱処理後に、必要により適宜
な条件で調質圧延がおこなわれる。このようにして製造
された本発明の鋼板は、優れた耐食性を有しており、自
動車、建築資材、電気機器等、耐食性を要求されるあら
ゆる分野での使用が可能である。
な条件で調質圧延がおこなわれる。このようにして製造
された本発明の鋼板は、優れた耐食性を有しており、自
動車、建築資材、電気機器等、耐食性を要求されるあら
ゆる分野での使用が可能である。
【００４０】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１に示す化学組成の鋼を溶解してスラブ
としたものを加熱、熱間圧延して、４．０mm厚の熱延鋼
板とした。その後この鋼板を酸洗後、冷間圧延を施して
０．８mm厚とした。この冷間圧延後の鋼板に対し、表２
に示すＮｉ−Ｐ系めっきを施し、焼鈍を兼ねた拡散熱処
理および調質圧延を行い試験片を作成した。
としたものを加熱、熱間圧延して、４．０mm厚の熱延鋼
板とした。その後この鋼板を酸洗後、冷間圧延を施して
０．８mm厚とした。この冷間圧延後の鋼板に対し、表２
に示すＮｉ−Ｐ系めっきを施し、焼鈍を兼ねた拡散熱処
理および調質圧延を行い試験片を作成した。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】このようにして作成した試験片について、
耐食性、加工性を評価した。この際の評価方法および評
価基準は以下のとおりである。 （評価方法・基準） （１）耐食性：乾湿繰り返しに塩水噴霧を組み合わせた
腐食環境で６０日間経過後の無塗装鋼板の腐食深さを測
定し、以下の基準で評価した。
耐食性、加工性を評価した。この際の評価方法および評
価基準は以下のとおりである。 （評価方法・基準） （１）耐食性：乾湿繰り返しに塩水噴霧を組み合わせた
腐食環境で６０日間経過後の無塗装鋼板の腐食深さを測
定し、以下の基準で評価した。
【００４４】○ 最大腐食深さが０．２ｍｍ以下 △ 最大腐食深さが０．２ｍｍ超，０．４ｍｍ以下 × 最大腐食深さが０．４ｍｍ超 （２）加工性：１８０度曲げ試験で曲げ先端部のめっき
皮膜の損傷状況を観察し、以下の基準で評価した。
皮膜の損傷状況を観察し、以下の基準で評価した。
【００４５】○ 損傷ゼロもしくは微細クラックが発生
する程度 △ 大きなクラックの発生またはめっき片の剥離を部分
的に生じる。
する程度 △ 大きなクラックの発生またはめっき片の剥離を部分
的に生じる。
【００４６】× 広範囲にめっき剥離が認められる。 以上の評価結果を表３〜表７に示す。これら表中、本発
明例とあるのは本発明の条件を全て満たすものであり、
比較例とあるのはいずれかの要件が本発明の範囲から外
れるものである。
明例とあるのは本発明の条件を全て満たすものであり、
比較例とあるのはいずれかの要件が本発明の範囲から外
れるものである。
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】
【表５】
【００５０】
【表６】
【００５１】
【表７】
【００５２】これらの表から明らかなように、本発明例
では比較例と比較して、耐食性、加工性のいずれも優れ
ていることが確認された。 （実施例２）表１に示す鋼のうち、本発明の範囲である
鋼番号１〜３を溶解してスラブとしたものを加熱、熱間
圧延して、４．０mm厚の熱延鋼板とした。その後この鋼
板を酸洗後、冷間圧延を施して０．８mm厚とした。この
冷間圧延後の鋼板に対し、表２に示すＮｉ−Ｐ系めっき
のうちＡ〜Ｃ，Ｍ〜Ｏに示したものを施し、焼鈍を兼ね
た拡散熱処理および調質圧延を行い試験片を作成した。
では比較例と比較して、耐食性、加工性のいずれも優れ
ていることが確認された。 （実施例２）表１に示す鋼のうち、本発明の範囲である
鋼番号１〜３を溶解してスラブとしたものを加熱、熱間
圧延して、４．０mm厚の熱延鋼板とした。その後この鋼
板を酸洗後、冷間圧延を施して０．８mm厚とした。この
冷間圧延後の鋼板に対し、表２に示すＮｉ−Ｐ系めっき
のうちＡ〜Ｃ，Ｍ〜Ｏに示したものを施し、焼鈍を兼ね
た拡散熱処理および調質圧延を行い試験片を作成した。
【００５３】このようにして作成した試験片について、
耐食性、加工性を上述した方法および基準で評価した。
その結果を表８に示す。表８においても、表３〜表７と
同様、本発明例とあるのは本発明の条件を全て満たすも
のであり、比較例とあるのはいずれかの要件が本発明の
範囲から外れるものである。
耐食性、加工性を上述した方法および基準で評価した。
その結果を表８に示す。表８においても、表３〜表７と
同様、本発明例とあるのは本発明の条件を全て満たすも
のであり、比較例とあるのはいずれかの要件が本発明の
範囲から外れるものである。
【００５４】
【表８】 この表から明らかなように、この実施例からも本発明例
では比較例と比較して、耐食性、加工性のいずれも優れ
ていることが確認された。
では比較例と比較して、耐食性、加工性のいずれも優れ
ていることが確認された。
【００５５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
Ｓ量を制御し、Ｃｕ，Ｂ，Ｔｉを少量添加した鋼板を基
本とし、その上にＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合
金領域を形成したので、優れた加工性等を維持したま
ま、製造コストが低く、耐食性に優れた表面処理鋼板お
よびその製造方法を提供することができる。
Ｓ量を制御し、Ｃｕ，Ｂ，Ｔｉを少量添加した鋼板を基
本とし、その上にＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合
金領域を形成したので、優れた加工性等を維持したま
ま、製造コストが低く、耐食性に優れた表面処理鋼板お
よびその製造方法を提供することができる。
【図１】Ｓ／Ｃｕ（重量比）と平均腐食深さとの関係を
示す図。
示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２５Ｄ 5/26 Ｃ２５Ｄ 5/26 Ｚ (72)発明者 木戸 章雅 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 渡辺 豊文 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 塩原 幸光 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平５−65595（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−96294（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−279696（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−138374（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−6259（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−226550（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−292437（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−97658（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−212276（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−285125（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−79996（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 9/46 - 9/48 C23C 2/02 C25D 5/26
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、
Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１
％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜
０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、重
量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板と、 その少なくとも一方の表面に形成され、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐ
を主成分とする拡散合金領域と、 を具備することを特徴とする、耐食性に優れた表面処理
鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、
Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１
％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜
０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、重
量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板と、 その少なくとも一方の表面に形成され、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐ
を主成分としＷ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以
上を含有する拡散合金領域と、 を具備することを特徴とする、耐食性に優れた表面処理
鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、
Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１
％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜
０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、重
量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板を、酸洗した
後焼鈍の前に、または酸洗しさらに冷間圧延した後焼鈍
の前に、前記鋼板の少なくとも一方の表面に電気めっき
または無電解めっきによってＰを８〜１８重量％含有
し、付着量０．０５ｇ／ｍ2 超え８ｇ／ｍ2 以下のＮｉ
−Ｐめっきを施し、ただちに非酸化性雰囲気で５００〜
８８０℃で拡散熱処理を行い、鋼板素地表面にＦｅ−Ｎ
ｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域を形成することを特
徴とする、耐食性に優れた表面処理鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５
％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、
Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１
％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜
０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、重
量比で（Ｓ／Ｃｕ）≦０．１を満たす鋼板を、酸洗した
後焼鈍の前に、または酸洗しさらに冷間圧延した後焼鈍
の前に、前記鋼板の少なくとも一方の表面に電気めっき
または無電解めっきによってＰを８〜１８重量％、Ｗ，
Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕの一種または二種以上を１５重量％以
下の範囲で含有し、付着量０．０５ｇ／ｍ2 超え８ｇ／
ｍ2 以下のＮｉ−Ｐめっきを施し、ただちに非酸化性雰
囲気で５００〜８８０℃で拡散熱処理を行い、鋼板素地
表面にＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散合金領域を形
成することを特徴とする、耐食性に優れた表面処理鋼板
の製造方法。 - 【請求項５】 前記非酸化性雰囲気での拡散熱処理に際
し、連続焼鈍炉によって加熱することにより、鋼板素地
とめっき層の界面にＦｅ−Ｎｉ−Ｐを主成分とする拡散
合金領域が形成されることを特徴とする請求項３または
４に記載の耐食性に優れた表面処理鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP11916394A JP3279062B2 (ja) | 1994-05-31 | 1994-05-31 | 耐食性に優れた表面処理鋼板およびその製造方法 |
| US08/265,239 US5500290A (en) | 1993-06-29 | 1994-06-24 | Surface treated steel sheet |
| KR1019940014851A KR960013481B1 (ko) | 1993-06-29 | 1994-06-27 | 표면처리강판 및 그 제조방법 |
| CN94107943A CN1041641C (zh) | 1993-06-29 | 1994-06-28 | 表面处理钢板及其制造方法 |
| DE69408739T DE69408739T2 (de) | 1993-06-29 | 1994-06-29 | Oberflächenbehandeltes Stahlblech und Methode zur Herstellung desselben |
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Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP11916394A JP3279062B2 (ja) | 1994-05-31 | 1994-05-31 | 耐食性に優れた表面処理鋼板およびその製造方法 |
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