JP3366904B2 - 優れた成形性を有する高密着性エナメル被覆鋼板を製造するための方法 - Google Patents
優れた成形性を有する高密着性エナメル被覆鋼板を製造するための方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】本発明は、浴槽や電気器具の構成部分のよ
うなエナメル被覆製品の原料鋼板として使用される冷間
圧延鋼板を製造するための方法に関するものである。よ
り具体的には、本発明は、エナメル密着性、フィッシュ
スケール耐性、成形性等の特性が一定水準以上に確保さ
れた、冷間圧延鋼板を製造するための方法に関するもの
である。 【０００２】一般に、エナメル被覆冷間圧延鋼板は様々
な形状にプレス加工され、次にエナメルコーティングが
その表面に施され、次いで焼成が高温で行われ、これに
よってエナメル被覆鋼製品の製造を完了する。エナメル
被覆冷間圧延鋼板に要求される重要な特性は、フィッシ
ュスケール耐性、成形性、及び原料鋼板とエナメル層の
間の密着性である。 【０００３】エナメル層密着性は、添加する元素及び表
面粗さに依存する。フィッシュスケールは、エナメル被
覆製品の表面上に形成された欠陥を指すものである。す
なわち、エナメル被覆製品を製造する際、冷却後又は冷
却の間に鋼内に固溶している水素が放出される。水素圧
のため、硬化したエナメル層は魚の鱗に類似した欠陥を
形成して破断される。フィッシュスケールの形成を防止
するために、鋼内に水素を吸蔵する余地を設けることが
要求される。これは、鋼板内に存在する析出物あるいは
非金属介在物の種類と量に大いに影響を受ける。 【０００４】フィッシュスケールの形成を防止するため
に、これまで提案されてきた鋼ではＴｉ、Ｂ、Ｎ、又は
Ｏ２を添加し、水素吸収源となることが公知の、Ｔｉ硫
化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｂ窒化物、Ｍｎ酸化物
等を形成するようにしている。このように、析出物又は
酸化物が析出されて、あるいは高炭素鋼が脱炭されて、
フィッシュスケール耐性を確保する。従って、これまで
提案されてきた鋼は、大部分がＴｉ添加鋼、Ｂ添加鋼、
高酸素鋼、脱炭鋼である。 【０００５】一方、エナメル被覆冷間圧延鋼板は、エナ
メル被覆の前に所望の形状にプレス加工されなければな
らないため、成形性も非常に重要である。 特開昭６３−５００号公報は、エナメル被覆鋼板を製
造するための方法を開示している。この鋼では組成は、
０．００５重量％以下のＣ；０．０３重量％以下のＳ
ｉ；０．５０重量％以下のＭｎ；０．０２重量％以下の
Ｐ；０．０３重量％以下のＳ；０．００５〜０．０１重
量％のＮ；０．１５重量％以下のＴｉ［Ｔｉ＞（４８／
１２Ｃ＋４８／１４Ｎ＋４８／３２Ｓ）］；０．０８重
量％以下のＣｕ；塩化物総量の０．００３〜０．０３重
量％のＡｓ、Ｓｂ、及びＢｉから構成される一群から選
択された一つ以上の元素；及び残部は鉄と他の不可避不
純物を含有する。しかしながら、この鋼はＮ含有量が非
常に高いため、ＴｉＮ析出物が鋼板表面に曝されて気泡
が形成される。 【０００６】一方、韓国特許出願第９７−６３２７０号
は、エナメル被覆鋼板を製造するための別の方法を開示
している。この方法では、鋼は、０．０１重量％以下の
Ｃ、０．３重量％以下のＭｎ、０．０５〜０．１重量％
のＰ、０．０２〜０．０４重量％のＳ、０．０４〜０．
１０重量％のＴｉ、０．００５重量％以下のＮ、Ｔｉ／
（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ）の原子の割合が１．０以上、及び残部は
鉄と他の不可避不純物から構成される。しかしながら、
この鋼はＰ含有量が高いため、鋼板の強さは許容できる
ものの、成形性は悪化する。 【０００７】このように、これまで開発されてきたエナ
メル被覆冷間圧延鋼板は、エナメル層密着性、フィッシ
ュスケール耐性、及び成形性を満足しない。むしろ、一
定の特性を確保するのに一定の特性が犠牲にされなけれ
ばならないという問題がある。 【０００８】本発明は、従来技術の上記欠点を克服する
ために意図されたものである。従って、本発明の目的
は、Ｓ、Ｐ、Ｎ、Ｔｉ、及び有効なＴｉ（Ｔｉ＊）のよ
うな合金元素の最適な含有量が実現される。エナメル被
覆冷間圧延鋼板を提供することにあり、これによって、
エナメル層密着性、フィッシュスケール耐性、及び成形
性を満足する。 【０００９】上記目的を達成するために、本発明による
エナメル被覆冷間鋼板を製造するための方法は、アルミ
ニウムキルド鋼を形成すべく、０．００４重量％以下の
Ｃ、０．３重量％以下のＭｎ、０．０２〜０．０３重量
％のＳ、０．００５〜０．０３重量％のＰ、０．０８〜
０．１５重量％のＴｉ、０．００４重量％以下のＮ、
０．０４重量％以上の（Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３２）
Ｓ−（４８／１４）Ｎ−（４８／１２）Ｃで定義され
た）過剰Ｔｉ＊、及び残部は鉄と他の不可避不純物から
構成される鋼を準備する段階、該アルミニウムキルド鋼
を再加熱する段階、仕上圧延温度をＡｒ３変態点以上に
して、熱間圧延を行う段階、通常の方法で巻取りを行う
段階、５０〜８５％の圧下率で冷間圧延を行う段階、及
び再結晶温度以上で連続焼鈍しを行う段階を含む。 【００１０】本発明によるエナメル被覆冷間鋼板を製造
するための方法は、アルミニウムキルド鋼を形成すべ
く、０．００４重量％以下のＣ、０．３重量％以下のＭ
ｎ、０．０２〜０．０３重量％のＳ、０．００５〜０．
０３重量％のＰ、０．０８〜０．１５重量％のＴｉ、
０．００４重量％以下のＮ、０．０４重量％以上の（Ｔ
ｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３２）Ｓ−（４８／１４）Ｎ−
（４８／１２）Ｃで定義された）過剰Ｔｉ＊、及び残部
は鉄と他の不可避不純物から構成される鋼を準備する段
階、該アルミニウムキルド鋼を再加熱する段階、仕上圧
延温度をＡｒ３変態点以上にして、熱間圧延を行う段
階、通常の方法で巻取りを行う段階、５０〜８５％の圧
下率で冷間圧延を行う段階、及び再結晶温度以上で連続
焼鈍しを行う段階を含む。 【００１１】以下に、本発明の組成に数値を制限する理
由をより詳細に記載する。Ｃ含有量が、０．００４％よ
り高ければ、固溶している炭素が過度になる。従って、
焼鈍しの間に集合組織の発達が妨げられたり、あるいは
微細Ｔｉ炭化物の析出量が過度になったりする。その結
果として、結晶粒が微細になり、成形性を悪化させる。
従って、Ｃ含有量は０．００４％以下に制限されなけれ
ばならない。 【００１２】ＦｅＳ膜によって引き起こされる熱脆性を
防止するために、Ｍｎが添加されてＭｎ硫化物の形で固
溶しているＳを析出させる。しかしながら、本発明で
は、Ｔｉが添加されてＴｉ硫化物の形でＳを析出させ、
これにより完全に残留Ｓを除去する。その結果、Ｍｎは
別途添加される必要はない。さらに、Ｍｎが固溶体の状
態で存在すれば、鋼の強さは増加するが、この強さの増
加はそれほど大きくはなく、むしろ成形性を悪化させ
る。従って、Ｍｎは好ましくは０．３％以下に制限され
るべきである。 【００１３】一般に、Ｓは機械的性質を悪化させる元素
として知られているが、本発明ではフィッシュスケール
耐性を強化するために添加されている。Ｓ含有量が０．
０２％より低ければ、Ｔｉ硫化物の量とサイズが不十分
になり、結果としてフィッシュスケール耐性は改善され
ない。Ｓ含有量が０．０５％以上であれば、過剰Ｔｉ＊
が少な過ぎて成形性を悪化させる。従って、Ｓ含有量は
好ましくは、０．０２〜０．０５％に制限されるべきで
ある。より優れた成形性を確保するためにさらに好まし
くは、０．０２〜０．０３％に制限されるべきである。 【００１４】一方、Ｓと同様に、Ｐも鋼の機械的性質を
悪化させる元素である。従って、その含有量はできるだ
け低くすべきである。しかしながら、本発明では、Ｐ
は、Ｔｉと反応してＴｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物を形成する
ことによって、フィッシュスケール耐性を向上させるた
めに添加される。Ｐの含有量が０．００５％より低けれ
ば、Ｔｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物は形成されず、その結果フ
ィッシュスケール耐性は改善されない。その含有量が
０．０３％より高ければ、微細Ｔｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物
の形成のため、再結晶粒は過度に微細になり、結果とし
て成形性は悪化する。従って、Ｐ含有量は０．００５〜
０．０３％に制限されるべきである。 【００１５】一方、ＴｉはＴｉ炭化物とＴｉ窒化物の形
で固溶しているＣとＮを除去し、これによって原料鋼板
の成形性を向上させる。さらに、Ｔｉは、Ｔｉ硫化物
（ＴｉＳ）とＴｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物を析出させること
によって、フィッシュスケール耐性を向上させる。その
含有量が０．０８％より低ければ、Ｔｉ析出物は過度に
少ない量で析出するため、フィッシュスケール耐性を改
善することは不可能になる。Ｔｉ含有量が０．１５％よ
り高ければ、Ｔｉ析出物は多くなり、フィッシュスケー
ル耐性を向上させるが、より高いＴｉ＊のためにエナメ
ル層密着性は悪化する。従って、Ｔｉ含有量は０．０８
〜０．１５％に制限されるべきである。 【００１６】一方、ＮはＴｉと反応してＴｉ窒化物の形
で析出され、これによってフィッシュスケール耐性を向
上させる。しかしながら、Ｔｉ窒化物が鋼板表面に曝さ
れると、酸化が生じてＮガスを発生し、表面欠陥を引き
起こすようになる。従って、Ｎ含有量はできるだけ低く
すべきである。このように、その含有量が０．００４％
より低ければ、Ｔｉ窒化物は少量で析出され、その結
果、表面欠陥を引き起こす可能性は非常に低い。従っ
て、Ｎ含有量は０．００４％以下にすべきである。 【００１７】過剰チタンは、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３
２）Ｓ−（４８／１４）Ｎ−（４８／１２）Ｃで定義さ
れる。ＴｉはＮ、Ｓ、及びＣと反応してＴｉＮ、Ｔｉ
Ｓ、及びＴｉＣを形成する。全添加元素が析出するとい
う仮定の下では、過剰Ｔｉ＊は固溶している残留Ｔｉに
相当するものである。しかしながら、実際には全添加元
素が完全に反応するわけではないので、過剰Ｔｉ＊の量
が多くなれば、完全に固溶している残留ＣとＮが析出す
る。 【００１８】さらに、Ｔｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物が析出し
てフィッシュスケール耐性を向上させる。過剰Ｔｉ＊が
０．０４％より高ければ、固溶している残留ＣとＮはほ
とんど存在しないため、２．０以上のｒ値を有する成形
性が確保される。２．０以上のｒ値であれば、複雑な形
状を形成することができる。また、適量のＴｉ（Ｆｅ、
Ｐ）析出物があれば、十分なフィッシュスケール耐性が
確保される。従って、過剰Ｔｉ＊の下限は０．０４％に
すべきである。特に、過剰Ｔｉ＊が０．０４％より低け
れば、Ｔｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物が形成されないため、フ
ィッシュスケール耐性は低下する。 【００１９】以下、本発明の鋼の製造条件を記載する。
上記のような組成を有するアルミニウムキルド鋼が再加
熱され、熱間圧延される。この条件下で、仕上熱間圧延
温度はＡｒ３変態点以上にすべきである。これは、Ａｒ
３変態点より低い温度で熱間圧延を行うと圧延結晶粒が
形成され、これにより成形性を悪化させるからである。 【００２０】熱間圧延後、巻取りが通常の方法で行わ
れ、次いで冷間圧延が５０〜８５％に限定された圧下率
で行われる。熱間圧延中に形成された析出物は、冷間圧
延の間に破壊されるか、引き伸ばされる。この工程の間
に小空孔が形成され、これらの空孔は、連続焼鈍し後で
さえも元の形のまま残留し、水素吸収源として役割を果
たす。 【００２１】これに関して、冷間圧延の圧下率は制御さ
れる必要がある。すなわち、冷間圧延圧下率が５０％よ
り低ければ、全ての小空孔が過度に小さくなり、水素吸
収を減少させるようになるため、フィッシュスケールを
生じさせる可能性がある。他方、圧下率が８５％より高
ければ、高い圧下率のために小空孔はつぶされる。従っ
て、全体として小空孔の空間がむしろ減らされ、劇的に
水素吸収能力を減少させる。 【００２２】冷間圧延後、鋼は通常の方法で連続焼鈍し
を施される。すなわち、連続焼鈍しが再結晶温度以上の
温度で行われる。 【００２３】ここで、本発明を実施例に基づいて記載す
る。 （例） 表１の組成を有するインゴットが準備され、それらを炉
内で１２５０℃で１時間維持した後、熱間圧延を施し
た。熱間圧延仕上温度は９００℃で、次いで巻取りが６
５０℃で行われた。最終厚さは３．２ｍｍであった。熱
間圧延された試験片は酸洗いされて表面酸化膜を除去し
た。次に、冷間圧延が圧下率７０％で行われた。 【００２４】冷間圧延された試験片は、さらにエナメル
試験片と引張試験片に加工された。次いで、これらの２
種類の試験片は連続焼鈍しを施された。エナメル試験片
は、７０ｍｍ×１５０ｍｍの大きさに切断され、引張試
験片は、ＡＳＴＭ Ｅ−８標準に基づいて加工された。
連続焼鈍しは、８３０℃で３０秒間行われた。 【００２５】インストロン社製引張試験機（モデル６０
２５）が、引張試験片の試験に使用され、このようにし
て降伏強さ、引張強さ、延び、ｒ値が測定された。測定
結果は下記の表２に示す。 【００２６】エナメル試験片は、完全に油脂が取り除か
れ、硫酸溶液（１０％、７０℃）に５分間浸漬させた。
次いで熱湯洗浄が行われ、炭化ナトリウム３．６ｇ／Ｌ
とホウ酸ナトリウム１．２ｇ／Ｌの水溶液に８５℃で５
分間、試験片を浸漬させることによって中和が行われ
た。 【００２７】このようにして、前処理が完了し、次にエ
ナメルが試験片につけられた。次いで、乾燥が２００℃
で１０分間行われ、これによって完全に湿気が取り除か
れた。乾燥後、試験片は８３０℃で７分間そのまま放置
され、次に焼成が行われ、次いで空冷が行われ、これに
よりエナメル被覆工程が完了した。 【００２８】この状況下で、焼成炉の雰囲気は、露点温
度が３０℃であった。これはフィッシュスケールが最も
生じやすい過酷な環境を形成する。エナメル被覆後、フ
ィッシュスケールの形成を促進するために、試験片は炉
内に２００℃で２０時間そのまま放置され、次いでフィ
ッシュスケール欠陥の数が目視で検査され、その結果は
下記の表２に示す。エナメル層密着性の評価に関して、
密着性指標（ａｄｈｅｒｅｎｃｅ ｉｎｄｅｘ）を測定
するために（ＡＳＴＭ Ｃ３１３−７８に基づく）密着
性試験機が使用された。 【００２９】 【表１】 【００３０】 【表２】【００３１】表１及び２に示すように、本発明材料１−
４は、２．０以上のｒ値を示し、高い成形性を確保す
る。さらに、非常に厳しい条件下でもフィッシュスケー
ルは生じず、優れたフィッシュスケール耐性を示した。
エナメル層密着性に関して、それらの指標は９５％より
高かった。 【００３２】これに対して、比較材料１は、０．０４２
％と高いＳ含有量を有し、その結果、フィッシュスケー
ルは生じなかったが、Ｃ含有量が０．００４２％と高か
った。従って、過剰Ｔｉ＊の量が０．００５％と低くな
ったため、ｒ値は１．７にすぎず、結果として成形性は
非常に低かった。 【００３３】比較材料２の場合、過剰Ｔｉ＊の量が０．
０５７％と高かったので、ｒ値は２．２５で、結果とし
て成形性は優れていた。しかしながら、Ｓ含有量が０．
０１２％と低かったため、２５のフィッシュスケール欠
陥が形成された。従って、その鋼板はエナメル被覆に使
用することはできなかった。 【００３４】比較材料３では、Ｓ含有量が０．０３２％
であったので、フィッシュスケール欠陥は生じなかっ
た。さらに、過剰Ｔｉ＊の量が０．１１５％、ｒ値が
２．３７となり、これによって高い成形性が実現され
た。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１８２％と高かっ
たため、エナメル層密着性は８３％と低かった。従っ
て、この材料はエナメル被覆鋼板としては使用できな
い。 【００３５】比較材料４では、Ｓ含有量が０．０３８％
と高かったが、Ｔｉ含有量が０．０７２％と低く、結果
として３８のフィッシュスケール欠陥が生じた。さら
に、過剰Ｔｉ＊の量が０．００２％と低かったので、ｒ
値は１．７２にすぎず、その結果、成形性は非常に低か
った。 【００３６】従来技術１及び２に関して、Ｔｉ含有量が
それぞれ０．１２２％及び０．１１０％と高く、Ｎ含有
量も０．００７５％及び０．００８２％と高かった。従
って、鋼内に粗いＴｉ化合物が形成されるため、フィッ
シュスケール欠陥は生じなかった。さらに、過剰Ｔｉ＊
の量が０．０６１％で、ｒ値が２．１２と高く、その結
果として成形性は優れていた。しかしながら、大量の粗
いＴｉＮ化合物が鋼板表面上に存在したため、異常に成
長した大きな気泡の発生により表面欠陥が生じた。 【００３７】従来材料３では、Ｐ含有量が０．０５８％
と高かったので、低いｒ値を示した上に、降伏強さは過
度に高く、その結果として成形性は低かった。従って、
この種の鋼板が複雑な形状を形成するのに使用される
と、おそらくクラックが生じるだろう。 【００３８】上記したように本発明によれば、エナメル
層密着性、フィッシュスケール耐性、及び成形性が優れ
ている。さらに、本発明の鋼板は複雑な形状をプレス加
工するのに適している。
うなエナメル被覆製品の原料鋼板として使用される冷間
圧延鋼板を製造するための方法に関するものである。よ
り具体的には、本発明は、エナメル密着性、フィッシュ
スケール耐性、成形性等の特性が一定水準以上に確保さ
れた、冷間圧延鋼板を製造するための方法に関するもの
である。 【０００２】一般に、エナメル被覆冷間圧延鋼板は様々
な形状にプレス加工され、次にエナメルコーティングが
その表面に施され、次いで焼成が高温で行われ、これに
よってエナメル被覆鋼製品の製造を完了する。エナメル
被覆冷間圧延鋼板に要求される重要な特性は、フィッシ
ュスケール耐性、成形性、及び原料鋼板とエナメル層の
間の密着性である。 【０００３】エナメル層密着性は、添加する元素及び表
面粗さに依存する。フィッシュスケールは、エナメル被
覆製品の表面上に形成された欠陥を指すものである。す
なわち、エナメル被覆製品を製造する際、冷却後又は冷
却の間に鋼内に固溶している水素が放出される。水素圧
のため、硬化したエナメル層は魚の鱗に類似した欠陥を
形成して破断される。フィッシュスケールの形成を防止
するために、鋼内に水素を吸蔵する余地を設けることが
要求される。これは、鋼板内に存在する析出物あるいは
非金属介在物の種類と量に大いに影響を受ける。 【０００４】フィッシュスケールの形成を防止するため
に、これまで提案されてきた鋼ではＴｉ、Ｂ、Ｎ、又は
Ｏ２を添加し、水素吸収源となることが公知の、Ｔｉ硫
化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｂ窒化物、Ｍｎ酸化物
等を形成するようにしている。このように、析出物又は
酸化物が析出されて、あるいは高炭素鋼が脱炭されて、
フィッシュスケール耐性を確保する。従って、これまで
提案されてきた鋼は、大部分がＴｉ添加鋼、Ｂ添加鋼、
高酸素鋼、脱炭鋼である。 【０００５】一方、エナメル被覆冷間圧延鋼板は、エナ
メル被覆の前に所望の形状にプレス加工されなければな
らないため、成形性も非常に重要である。 特開昭６３−５００号公報は、エナメル被覆鋼板を製
造するための方法を開示している。この鋼では組成は、
０．００５重量％以下のＣ；０．０３重量％以下のＳ
ｉ；０．５０重量％以下のＭｎ；０．０２重量％以下の
Ｐ；０．０３重量％以下のＳ；０．００５〜０．０１重
量％のＮ；０．１５重量％以下のＴｉ［Ｔｉ＞（４８／
１２Ｃ＋４８／１４Ｎ＋４８／３２Ｓ）］；０．０８重
量％以下のＣｕ；塩化物総量の０．００３〜０．０３重
量％のＡｓ、Ｓｂ、及びＢｉから構成される一群から選
択された一つ以上の元素；及び残部は鉄と他の不可避不
純物を含有する。しかしながら、この鋼はＮ含有量が非
常に高いため、ＴｉＮ析出物が鋼板表面に曝されて気泡
が形成される。 【０００６】一方、韓国特許出願第９７−６３２７０号
は、エナメル被覆鋼板を製造するための別の方法を開示
している。この方法では、鋼は、０．０１重量％以下の
Ｃ、０．３重量％以下のＭｎ、０．０５〜０．１重量％
のＰ、０．０２〜０．０４重量％のＳ、０．０４〜０．
１０重量％のＴｉ、０．００５重量％以下のＮ、Ｔｉ／
（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ）の原子の割合が１．０以上、及び残部は
鉄と他の不可避不純物から構成される。しかしながら、
この鋼はＰ含有量が高いため、鋼板の強さは許容できる
ものの、成形性は悪化する。 【０００７】このように、これまで開発されてきたエナ
メル被覆冷間圧延鋼板は、エナメル層密着性、フィッシ
ュスケール耐性、及び成形性を満足しない。むしろ、一
定の特性を確保するのに一定の特性が犠牲にされなけれ
ばならないという問題がある。 【０００８】本発明は、従来技術の上記欠点を克服する
ために意図されたものである。従って、本発明の目的
は、Ｓ、Ｐ、Ｎ、Ｔｉ、及び有効なＴｉ（Ｔｉ＊）のよ
うな合金元素の最適な含有量が実現される。エナメル被
覆冷間圧延鋼板を提供することにあり、これによって、
エナメル層密着性、フィッシュスケール耐性、及び成形
性を満足する。 【０００９】上記目的を達成するために、本発明による
エナメル被覆冷間鋼板を製造するための方法は、アルミ
ニウムキルド鋼を形成すべく、０．００４重量％以下の
Ｃ、０．３重量％以下のＭｎ、０．０２〜０．０３重量
％のＳ、０．００５〜０．０３重量％のＰ、０．０８〜
０．１５重量％のＴｉ、０．００４重量％以下のＮ、
０．０４重量％以上の（Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３２）
Ｓ−（４８／１４）Ｎ−（４８／１２）Ｃで定義され
た）過剰Ｔｉ＊、及び残部は鉄と他の不可避不純物から
構成される鋼を準備する段階、該アルミニウムキルド鋼
を再加熱する段階、仕上圧延温度をＡｒ３変態点以上に
して、熱間圧延を行う段階、通常の方法で巻取りを行う
段階、５０〜８５％の圧下率で冷間圧延を行う段階、及
び再結晶温度以上で連続焼鈍しを行う段階を含む。 【００１０】本発明によるエナメル被覆冷間鋼板を製造
するための方法は、アルミニウムキルド鋼を形成すべ
く、０．００４重量％以下のＣ、０．３重量％以下のＭ
ｎ、０．０２〜０．０３重量％のＳ、０．００５〜０．
０３重量％のＰ、０．０８〜０．１５重量％のＴｉ、
０．００４重量％以下のＮ、０．０４重量％以上の（Ｔ
ｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３２）Ｓ−（４８／１４）Ｎ−
（４８／１２）Ｃで定義された）過剰Ｔｉ＊、及び残部
は鉄と他の不可避不純物から構成される鋼を準備する段
階、該アルミニウムキルド鋼を再加熱する段階、仕上圧
延温度をＡｒ３変態点以上にして、熱間圧延を行う段
階、通常の方法で巻取りを行う段階、５０〜８５％の圧
下率で冷間圧延を行う段階、及び再結晶温度以上で連続
焼鈍しを行う段階を含む。 【００１１】以下に、本発明の組成に数値を制限する理
由をより詳細に記載する。Ｃ含有量が、０．００４％よ
り高ければ、固溶している炭素が過度になる。従って、
焼鈍しの間に集合組織の発達が妨げられたり、あるいは
微細Ｔｉ炭化物の析出量が過度になったりする。その結
果として、結晶粒が微細になり、成形性を悪化させる。
従って、Ｃ含有量は０．００４％以下に制限されなけれ
ばならない。 【００１２】ＦｅＳ膜によって引き起こされる熱脆性を
防止するために、Ｍｎが添加されてＭｎ硫化物の形で固
溶しているＳを析出させる。しかしながら、本発明で
は、Ｔｉが添加されてＴｉ硫化物の形でＳを析出させ、
これにより完全に残留Ｓを除去する。その結果、Ｍｎは
別途添加される必要はない。さらに、Ｍｎが固溶体の状
態で存在すれば、鋼の強さは増加するが、この強さの増
加はそれほど大きくはなく、むしろ成形性を悪化させ
る。従って、Ｍｎは好ましくは０．３％以下に制限され
るべきである。 【００１３】一般に、Ｓは機械的性質を悪化させる元素
として知られているが、本発明ではフィッシュスケール
耐性を強化するために添加されている。Ｓ含有量が０．
０２％より低ければ、Ｔｉ硫化物の量とサイズが不十分
になり、結果としてフィッシュスケール耐性は改善され
ない。Ｓ含有量が０．０５％以上であれば、過剰Ｔｉ＊
が少な過ぎて成形性を悪化させる。従って、Ｓ含有量は
好ましくは、０．０２〜０．０５％に制限されるべきで
ある。より優れた成形性を確保するためにさらに好まし
くは、０．０２〜０．０３％に制限されるべきである。 【００１４】一方、Ｓと同様に、Ｐも鋼の機械的性質を
悪化させる元素である。従って、その含有量はできるだ
け低くすべきである。しかしながら、本発明では、Ｐ
は、Ｔｉと反応してＴｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物を形成する
ことによって、フィッシュスケール耐性を向上させるた
めに添加される。Ｐの含有量が０．００５％より低けれ
ば、Ｔｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物は形成されず、その結果フ
ィッシュスケール耐性は改善されない。その含有量が
０．０３％より高ければ、微細Ｔｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物
の形成のため、再結晶粒は過度に微細になり、結果とし
て成形性は悪化する。従って、Ｐ含有量は０．００５〜
０．０３％に制限されるべきである。 【００１５】一方、ＴｉはＴｉ炭化物とＴｉ窒化物の形
で固溶しているＣとＮを除去し、これによって原料鋼板
の成形性を向上させる。さらに、Ｔｉは、Ｔｉ硫化物
（ＴｉＳ）とＴｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物を析出させること
によって、フィッシュスケール耐性を向上させる。その
含有量が０．０８％より低ければ、Ｔｉ析出物は過度に
少ない量で析出するため、フィッシュスケール耐性を改
善することは不可能になる。Ｔｉ含有量が０．１５％よ
り高ければ、Ｔｉ析出物は多くなり、フィッシュスケー
ル耐性を向上させるが、より高いＴｉ＊のためにエナメ
ル層密着性は悪化する。従って、Ｔｉ含有量は０．０８
〜０．１５％に制限されるべきである。 【００１６】一方、ＮはＴｉと反応してＴｉ窒化物の形
で析出され、これによってフィッシュスケール耐性を向
上させる。しかしながら、Ｔｉ窒化物が鋼板表面に曝さ
れると、酸化が生じてＮガスを発生し、表面欠陥を引き
起こすようになる。従って、Ｎ含有量はできるだけ低く
すべきである。このように、その含有量が０．００４％
より低ければ、Ｔｉ窒化物は少量で析出され、その結
果、表面欠陥を引き起こす可能性は非常に低い。従っ
て、Ｎ含有量は０．００４％以下にすべきである。 【００１７】過剰チタンは、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３
２）Ｓ−（４８／１４）Ｎ−（４８／１２）Ｃで定義さ
れる。ＴｉはＮ、Ｓ、及びＣと反応してＴｉＮ、Ｔｉ
Ｓ、及びＴｉＣを形成する。全添加元素が析出するとい
う仮定の下では、過剰Ｔｉ＊は固溶している残留Ｔｉに
相当するものである。しかしながら、実際には全添加元
素が完全に反応するわけではないので、過剰Ｔｉ＊の量
が多くなれば、完全に固溶している残留ＣとＮが析出す
る。 【００１８】さらに、Ｔｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物が析出し
てフィッシュスケール耐性を向上させる。過剰Ｔｉ＊が
０．０４％より高ければ、固溶している残留ＣとＮはほ
とんど存在しないため、２．０以上のｒ値を有する成形
性が確保される。２．０以上のｒ値であれば、複雑な形
状を形成することができる。また、適量のＴｉ（Ｆｅ、
Ｐ）析出物があれば、十分なフィッシュスケール耐性が
確保される。従って、過剰Ｔｉ＊の下限は０．０４％に
すべきである。特に、過剰Ｔｉ＊が０．０４％より低け
れば、Ｔｉ（Ｆｅ、Ｐ）析出物が形成されないため、フ
ィッシュスケール耐性は低下する。 【００１９】以下、本発明の鋼の製造条件を記載する。
上記のような組成を有するアルミニウムキルド鋼が再加
熱され、熱間圧延される。この条件下で、仕上熱間圧延
温度はＡｒ３変態点以上にすべきである。これは、Ａｒ
３変態点より低い温度で熱間圧延を行うと圧延結晶粒が
形成され、これにより成形性を悪化させるからである。 【００２０】熱間圧延後、巻取りが通常の方法で行わ
れ、次いで冷間圧延が５０〜８５％に限定された圧下率
で行われる。熱間圧延中に形成された析出物は、冷間圧
延の間に破壊されるか、引き伸ばされる。この工程の間
に小空孔が形成され、これらの空孔は、連続焼鈍し後で
さえも元の形のまま残留し、水素吸収源として役割を果
たす。 【００２１】これに関して、冷間圧延の圧下率は制御さ
れる必要がある。すなわち、冷間圧延圧下率が５０％よ
り低ければ、全ての小空孔が過度に小さくなり、水素吸
収を減少させるようになるため、フィッシュスケールを
生じさせる可能性がある。他方、圧下率が８５％より高
ければ、高い圧下率のために小空孔はつぶされる。従っ
て、全体として小空孔の空間がむしろ減らされ、劇的に
水素吸収能力を減少させる。 【００２２】冷間圧延後、鋼は通常の方法で連続焼鈍し
を施される。すなわち、連続焼鈍しが再結晶温度以上の
温度で行われる。 【００２３】ここで、本発明を実施例に基づいて記載す
る。 （例） 表１の組成を有するインゴットが準備され、それらを炉
内で１２５０℃で１時間維持した後、熱間圧延を施し
た。熱間圧延仕上温度は９００℃で、次いで巻取りが６
５０℃で行われた。最終厚さは３．２ｍｍであった。熱
間圧延された試験片は酸洗いされて表面酸化膜を除去し
た。次に、冷間圧延が圧下率７０％で行われた。 【００２４】冷間圧延された試験片は、さらにエナメル
試験片と引張試験片に加工された。次いで、これらの２
種類の試験片は連続焼鈍しを施された。エナメル試験片
は、７０ｍｍ×１５０ｍｍの大きさに切断され、引張試
験片は、ＡＳＴＭ Ｅ−８標準に基づいて加工された。
連続焼鈍しは、８３０℃で３０秒間行われた。 【００２５】インストロン社製引張試験機（モデル６０
２５）が、引張試験片の試験に使用され、このようにし
て降伏強さ、引張強さ、延び、ｒ値が測定された。測定
結果は下記の表２に示す。 【００２６】エナメル試験片は、完全に油脂が取り除か
れ、硫酸溶液（１０％、７０℃）に５分間浸漬させた。
次いで熱湯洗浄が行われ、炭化ナトリウム３．６ｇ／Ｌ
とホウ酸ナトリウム１．２ｇ／Ｌの水溶液に８５℃で５
分間、試験片を浸漬させることによって中和が行われ
た。 【００２７】このようにして、前処理が完了し、次にエ
ナメルが試験片につけられた。次いで、乾燥が２００℃
で１０分間行われ、これによって完全に湿気が取り除か
れた。乾燥後、試験片は８３０℃で７分間そのまま放置
され、次に焼成が行われ、次いで空冷が行われ、これに
よりエナメル被覆工程が完了した。 【００２８】この状況下で、焼成炉の雰囲気は、露点温
度が３０℃であった。これはフィッシュスケールが最も
生じやすい過酷な環境を形成する。エナメル被覆後、フ
ィッシュスケールの形成を促進するために、試験片は炉
内に２００℃で２０時間そのまま放置され、次いでフィ
ッシュスケール欠陥の数が目視で検査され、その結果は
下記の表２に示す。エナメル層密着性の評価に関して、
密着性指標（ａｄｈｅｒｅｎｃｅ ｉｎｄｅｘ）を測定
するために（ＡＳＴＭ Ｃ３１３−７８に基づく）密着
性試験機が使用された。 【００２９】 【表１】 【００３０】 【表２】【００３１】表１及び２に示すように、本発明材料１−
４は、２．０以上のｒ値を示し、高い成形性を確保す
る。さらに、非常に厳しい条件下でもフィッシュスケー
ルは生じず、優れたフィッシュスケール耐性を示した。
エナメル層密着性に関して、それらの指標は９５％より
高かった。 【００３２】これに対して、比較材料１は、０．０４２
％と高いＳ含有量を有し、その結果、フィッシュスケー
ルは生じなかったが、Ｃ含有量が０．００４２％と高か
った。従って、過剰Ｔｉ＊の量が０．００５％と低くな
ったため、ｒ値は１．７にすぎず、結果として成形性は
非常に低かった。 【００３３】比較材料２の場合、過剰Ｔｉ＊の量が０．
０５７％と高かったので、ｒ値は２．２５で、結果とし
て成形性は優れていた。しかしながら、Ｓ含有量が０．
０１２％と低かったため、２５のフィッシュスケール欠
陥が形成された。従って、その鋼板はエナメル被覆に使
用することはできなかった。 【００３４】比較材料３では、Ｓ含有量が０．０３２％
であったので、フィッシュスケール欠陥は生じなかっ
た。さらに、過剰Ｔｉ＊の量が０．１１５％、ｒ値が
２．３７となり、これによって高い成形性が実現され
た。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１８２％と高かっ
たため、エナメル層密着性は８３％と低かった。従っ
て、この材料はエナメル被覆鋼板としては使用できな
い。 【００３５】比較材料４では、Ｓ含有量が０．０３８％
と高かったが、Ｔｉ含有量が０．０７２％と低く、結果
として３８のフィッシュスケール欠陥が生じた。さら
に、過剰Ｔｉ＊の量が０．００２％と低かったので、ｒ
値は１．７２にすぎず、その結果、成形性は非常に低か
った。 【００３６】従来技術１及び２に関して、Ｔｉ含有量が
それぞれ０．１２２％及び０．１１０％と高く、Ｎ含有
量も０．００７５％及び０．００８２％と高かった。従
って、鋼内に粗いＴｉ化合物が形成されるため、フィッ
シュスケール欠陥は生じなかった。さらに、過剰Ｔｉ＊
の量が０．０６１％で、ｒ値が２．１２と高く、その結
果として成形性は優れていた。しかしながら、大量の粗
いＴｉＮ化合物が鋼板表面上に存在したため、異常に成
長した大きな気泡の発生により表面欠陥が生じた。 【００３７】従来材料３では、Ｐ含有量が０．０５８％
と高かったので、低いｒ値を示した上に、降伏強さは過
度に高く、その結果として成形性は低かった。従って、
この種の鋼板が複雑な形状を形成するのに使用される
と、おそらくクラックが生じるだろう。 【００３８】上記したように本発明によれば、エナメル
層密着性、フィッシュスケール耐性、及び成形性が優れ
ている。さらに、本発明の鋼板は複雑な形状をプレス加
工するのに適している。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 ソン ジョン ウー
大韓民国、790−300、キョンサンブック
−ド、ポーハング−シ、ナン−ク、コー
ドン−ドン、１ ポーハング アイアン
アンド スティール シーオー．，エ
ルティディ．内
(72)発明者 ソン ウォン ホ
大韓民国、790−300、キョンサンブック
−ド、ポーハング−シ、ナン−ク、コー
ドン−ドン、１ ポーハング アイアン
アンド スティール シーオー．，エ
ルティディ．内
(56)参考文献 特開 昭50−72814（ＪＰ，Ａ)
特公 平５−59968（ＪＰ，Ｂ２)
特表 平９−502486（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 9/46 - 9/48
C21D 8/00 - 8/04
C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 エナメル被覆冷間鋼板を製造するための
方法において、 アルミニウムキルド鋼を形成すべく、０．００４重量％
以下のＣ、０．３重量％以下のＭｎ、０．０２〜０．０
３重量％のＳ、０．００５〜０．０３重量％のＰ、０．
０８〜０．１５重量％のＴｉ、０．００４重量％以下の
Ｎ、０．０４重量％以上の（Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３
２）Ｓ−（４８／１４）Ｎ−（４８／１２）Ｃで定義さ
れた）過剰Ｔｉ＊、及び残部は鉄と他の不可避不純物か
ら構成される鋼を準備する段階、 該アルミニウムキルド鋼を再加熱する段階、 仕上圧延温度をＡｒ３変態点以上にして、熱間圧延を行
う段階、 通常の方法で巻取りを行う段階、 ５０〜８５％の圧下率で冷間圧延を行う段階、 及び再結晶温度以上で連続焼鈍しを行う段階から成る、
エナメル被覆冷間鋼板を製造するための方法。
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