JP3477896B2 - 耐食性に優れる加工用冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
耐食性に優れる加工用冷延鋼板及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主に自動車の車体用と
して、曲げ加工、プレス成形加工、絞り成形加工に用い
る、耐食性に優れる加工用冷延鋼板及びその製造方法に
関する。
して、曲げ加工、プレス成形加工、絞り成形加工に用い
る、耐食性に優れる加工用冷延鋼板及びその製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】最近、環境問題から自動車の排気ガス規
制が検討されており、燃費の向上のために自動車の軽量
化の要請が高まってきた。また、自動車事故による死者
の増加も問題となっており、自動車の安全性向上も重要
な課題となっている。そこでこれらの問題に対して、引
張強さが３５０〜５００ＭＰａで、かつ優れた加工性を
有する鋼板が要求されるようになってきた。これらの高
張力鋼板により、鋼板の板厚を減少できるが、板厚の減
少にともなって、耐食性、特に孔食による強度低下の問
題が重要となる。現在は表面処理鋼板を採用することに
よって対応を行っているが、塗装やめっきのはがれ易い
足周り部品などではその効果も少なく、鋼板そのものの
耐食性の向上が必要となっている。
制が検討されており、燃費の向上のために自動車の軽量
化の要請が高まってきた。また、自動車事故による死者
の増加も問題となっており、自動車の安全性向上も重要
な課題となっている。そこでこれらの問題に対して、引
張強さが３５０〜５００ＭＰａで、かつ優れた加工性を
有する鋼板が要求されるようになってきた。これらの高
張力鋼板により、鋼板の板厚を減少できるが、板厚の減
少にともなって、耐食性、特に孔食による強度低下の問
題が重要となる。現在は表面処理鋼板を採用することに
よって対応を行っているが、塗装やめっきのはがれ易い
足周り部品などではその効果も少なく、鋼板そのものの
耐食性の向上が必要となっている。
【０００３】一方、強度的には３００ＭＰａ程度で問題
ないが、加工性や耐食性の問題から鋼板の板厚を低減で
きない部品もあり、加工性と耐食性を兼備した軟質鋼板
の要求もある。従来から、鋼板そのものの耐食性改善の
ための各種の方法が提案されている。例えば、特開昭６
２−２４３７３９号公報には、Ｃ量が０．００１〜０．
０２ｗｔ％の低炭素鋼にＣｕやＮｉを添加した耐食性鋼
材が開示されている。しかし、Ｃｕの添加は表面性状を
劣化させ、ＣｕやＮｉの添加はコストアップをもたらす
などの問題がある。
ないが、加工性や耐食性の問題から鋼板の板厚を低減で
きない部品もあり、加工性と耐食性を兼備した軟質鋼板
の要求もある。従来から、鋼板そのものの耐食性改善の
ための各種の方法が提案されている。例えば、特開昭６
２−２４３７３９号公報には、Ｃ量が０．００１〜０．
０２ｗｔ％の低炭素鋼にＣｕやＮｉを添加した耐食性鋼
材が開示されている。しかし、Ｃｕの添加は表面性状を
劣化させ、ＣｕやＮｉの添加はコストアップをもたらす
などの問題がある。
【０００４】また、鋼板のプレス成形性改善のためにも
各種の方法が提案されている。例えば、特公平３−５３
３８１号公報には、Ｃ量が０．００２０ｗｔ％未満の極
低炭素鋼に、重量比にてＮｂ／Ｃ＝５〜１８のＮｂ及び
Ｂを添加した超深絞り用冷延鋼板が開示されている。ま
た、特公昭６３−４８９９号公報には、Ｃ量が０．００
０５〜０．０１５０ｗｔ％の極低炭素鋼で、焼付硬化性
の付与が困難なＴｉ添加ＩＦ鋼でありながら、Ｓ量とＮ
量をそれぞれ０．００３０ｗｔ％以下、０．００４０ｗ
ｔ％以下として合計で０．００５０ｗｔ％以下の条件を
満たすように低減することで炭化物の生成を抑制し、焼
付硬化性を付与し、かつ深絞り性も兼備する冷延鋼板の
製造方法が開示されている。しかし、この程度の加工性
では車体軽量化には不十分であり、また耐食性に関して
何ら考慮されていない。
各種の方法が提案されている。例えば、特公平３−５３
３８１号公報には、Ｃ量が０．００２０ｗｔ％未満の極
低炭素鋼に、重量比にてＮｂ／Ｃ＝５〜１８のＮｂ及び
Ｂを添加した超深絞り用冷延鋼板が開示されている。ま
た、特公昭６３−４８９９号公報には、Ｃ量が０．００
０５〜０．０１５０ｗｔ％の極低炭素鋼で、焼付硬化性
の付与が困難なＴｉ添加ＩＦ鋼でありながら、Ｓ量とＮ
量をそれぞれ０．００３０ｗｔ％以下、０．００４０ｗ
ｔ％以下として合計で０．００５０ｗｔ％以下の条件を
満たすように低減することで炭化物の生成を抑制し、焼
付硬化性を付与し、かつ深絞り性も兼備する冷延鋼板の
製造方法が開示されている。しかし、この程度の加工性
では車体軽量化には不十分であり、また耐食性に関して
何ら考慮されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】以上のような現状に鑑
み、プレス成形等の加工性に優れるのは勿論のこと、従
来よりも優れた耐食性を有する加工用冷延鋼板を比較的
安価に得ることが、本発明の目的である。
み、プレス成形等の加工性に優れるのは勿論のこと、従
来よりも優れた耐食性を有する加工用冷延鋼板を比較的
安価に得ることが、本発明の目的である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、鋭意研究
を重ねた結果、鋼の成分組成や製造条件を限定すること
により、極めて優れる耐食性及び加工性を有する冷延鋼
板が得られることを見出し、その知見に基づいて本発明
をなすに至った。具体的には、本発明の耐食性に優れる
加工用冷延鋼板は、 Ｃ：０．００１５ｗｔ％以下及びＳ：０．００１８ｗｔ
％以下であり、且つ Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下 Ｍｎ：０．１〜２．０ｗｔ％ Ｐ：０．１５ｗｔ％以下 Ｎ：０．００３ｗｔ％以下 Ａｌ：０．０４〜０．１５ｗｔ％ Ｎｂ：０．００２〜０．０２ｗｔ％ Ｔｉ：０．０１〜０．０７ｗｔ％ を含有し、次式で与えられる有効Ｔｉ（Ｔｉ＊）をＣ含
有ｗｔ％の２０倍を超え４０倍以内の範囲で含有し、残
部は鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐
食性に優れる加工用冷延鋼板である。
を重ねた結果、鋼の成分組成や製造条件を限定すること
により、極めて優れる耐食性及び加工性を有する冷延鋼
板が得られることを見出し、その知見に基づいて本発明
をなすに至った。具体的には、本発明の耐食性に優れる
加工用冷延鋼板は、 Ｃ：０．００１５ｗｔ％以下及びＳ：０．００１８ｗｔ
％以下であり、且つ Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下 Ｍｎ：０．１〜２．０ｗｔ％ Ｐ：０．１５ｗｔ％以下 Ｎ：０．００３ｗｔ％以下 Ａｌ：０．０４〜０．１５ｗｔ％ Ｎｂ：０．００２〜０．０２ｗｔ％ Ｔｉ：０．０１〜０．０７ｗｔ％ を含有し、次式で与えられる有効Ｔｉ（Ｔｉ＊）をＣ含
有ｗｔ％の２０倍を超え４０倍以内の範囲で含有し、残
部は鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐
食性に優れる加工用冷延鋼板である。
【０００７】Ｔｉ＊（ｗｔ％）＝（［Ｔｉ］−４８／１
４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］） ここで、［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｓ］は、それぞれの含
有ｗｔ％である。また、本発明は、上記成分に、Ｂ：
０．０００２〜０．００３０ｗｔ％を追加含有してある
ことが好ましい。また上記成分に加えて、本発明は、 Ｍｏ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｎｉ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｃｒ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｖ：０．００２〜０．５ｗｔ％ からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素を、総
量で２．０ｗｔ％以下含有することができる。
４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］） ここで、［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｓ］は、それぞれの含
有ｗｔ％である。また、本発明は、上記成分に、Ｂ：
０．０００２〜０．００３０ｗｔ％を追加含有してある
ことが好ましい。また上記成分に加えて、本発明は、 Ｍｏ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｎｉ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｃｒ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｖ：０．００２〜０．５ｗｔ％ からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素を、総
量で２．０ｗｔ％以下含有することができる。
【０００８】加えて、上記鋼板の製造方法に関する本発
明は、請求項１、２または３記載の鋼成分よりなる鋼ス
ラブを、１０５０℃以上１３００℃以下の範囲内の温度
に均熱保持し、熱間圧延仕上温度が（Ａｒ3 変態点−２
０℃）以上（Ａｒ3 変態点＋５０℃）以下の範囲内で熱
間圧延を施し、酸洗し、６５％以上９０％以下の範囲内
の圧下率で冷間圧延し、７００〜９５０℃の範囲内で再
結晶焼鈍を施すことを特徴とするものである。
明は、請求項１、２または３記載の鋼成分よりなる鋼ス
ラブを、１０５０℃以上１３００℃以下の範囲内の温度
に均熱保持し、熱間圧延仕上温度が（Ａｒ3 変態点−２
０℃）以上（Ａｒ3 変態点＋５０℃）以下の範囲内で熱
間圧延を施し、酸洗し、６５％以上９０％以下の範囲内
の圧下率で冷間圧延し、７００〜９５０℃の範囲内で再
結晶焼鈍を施すことを特徴とするものである。
【０００９】
【作用】先ず、この発明の基礎となった実験結果につい
て述べる。鋼中のＣ量が約０．０００８ｗｔ％で、Ｍｎ
量が０．０６〜１．１ｗｔ％、及びＳ量が０．００６ｗ
ｔ％以下又は０．０２ｗｔ％であり、さらにＳｉ：０．
０２ｗｔ％、Ｐ：０．０１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０６ｗ
ｔ％、Ｔｉ：０．０３ｗｔ％、Ｎｂ：０．０１ｗｔ％及
びＮ：０．００２ｗｔ％の鋼成分からなる板厚０．８ｍ
ｍの複数枚の冷延鋼板で、そのＭｎ含有量と耐食性の関
係について調査を行った。なお、これらの鋼板は、上記
組成のシートバーを１２５０℃に加熱・均熱後、８８０
℃の仕上温度で熱間圧延を行い、続いて酸洗、冷延圧下
率７５〜８０％の冷間圧延を行った後、連続焼鈍温度８
３０〜８６０℃で製造したものである。
て述べる。鋼中のＣ量が約０．０００８ｗｔ％で、Ｍｎ
量が０．０６〜１．１ｗｔ％、及びＳ量が０．００６ｗ
ｔ％以下又は０．０２ｗｔ％であり、さらにＳｉ：０．
０２ｗｔ％、Ｐ：０．０１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０６ｗ
ｔ％、Ｔｉ：０．０３ｗｔ％、Ｎｂ：０．０１ｗｔ％及
びＮ：０．００２ｗｔ％の鋼成分からなる板厚０．８ｍ
ｍの複数枚の冷延鋼板で、そのＭｎ含有量と耐食性の関
係について調査を行った。なお、これらの鋼板は、上記
組成のシートバーを１２５０℃に加熱・均熱後、８８０
℃の仕上温度で熱間圧延を行い、続いて酸洗、冷延圧下
率７５〜８０％の冷間圧延を行った後、連続焼鈍温度８
３０〜８６０℃で製造したものである。
【００１０】そして、本調査での耐食性は、該冷延鋼板
を０．５％ＮａＣｌ、０．５％ＣａＣｌ2 、０．１２５
％Ｎａ2 Ｓ2 Ｏ5 腐食液に８時間浸漬後、１６時間乾燥
させる腐食を繰り返す腐食サイクル試験（サイクル数３
０）にかけ、該試験後の最大孔食深さを測定して評価し
た。耐食性（最大孔食深さ）と鋼の化学成分、すなわち
Ｓ、Ｍｎ量との関係を図１に示す。図１から明らかなよ
うに、耐食性はＳ、Ｍｎ量に強く依存し、Ｓ量を０．０
０６ｗｔ％以下としてＭｎ量を０．１ｗｔ％以上とする
ことにより著しく向上している。
を０．５％ＮａＣｌ、０．５％ＣａＣｌ2 、０．１２５
％Ｎａ2 Ｓ2 Ｏ5 腐食液に８時間浸漬後、１６時間乾燥
させる腐食を繰り返す腐食サイクル試験（サイクル数３
０）にかけ、該試験後の最大孔食深さを測定して評価し
た。耐食性（最大孔食深さ）と鋼の化学成分、すなわち
Ｓ、Ｍｎ量との関係を図１に示す。図１から明らかなよ
うに、耐食性はＳ、Ｍｎ量に強く依存し、Ｓ量を０．０
０６ｗｔ％以下としてＭｎ量を０．１ｗｔ％以上とする
ことにより著しく向上している。
【００１１】次に、鋼中のＣ量が約０．０００８ｗｔ％
又は約０．００２５ｗｔ％で、Ｓ量が０．０００８〜
０．０１ｗｔ％で、Ｓｉ：０．０２ｗｔ％、Ｍｎ：０．
６ｗｔ％、Ｐ：０．０１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０６ｗｔ
％、Ｔｉ：０．０３ｗｔ％、Ｎｂ：０．０１ｗｔ％及び
Ｎ：０．００２ｗｔ％の鋼成分からなる板厚０．８ｍｍ
の冷延鋼板で、そのＳ量とランクフォード値（以下ｒ値
と示す）の関係について調査を行った。なお、これらの
鋼板は、上述の実験で用いた鋼板と同様の条件にて製造
したものである。
又は約０．００２５ｗｔ％で、Ｓ量が０．０００８〜
０．０１ｗｔ％で、Ｓｉ：０．０２ｗｔ％、Ｍｎ：０．
６ｗｔ％、Ｐ：０．０１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０６ｗｔ
％、Ｔｉ：０．０３ｗｔ％、Ｎｂ：０．０１ｗｔ％及び
Ｎ：０．００２ｗｔ％の鋼成分からなる板厚０．８ｍｍ
の冷延鋼板で、そのＳ量とランクフォード値（以下ｒ値
と示す）の関係について調査を行った。なお、これらの
鋼板は、上述の実験で用いた鋼板と同様の条件にて製造
したものである。
【００１２】その際、ｒ値はＪＩＳ ５号引張試験片を
使用し、１５％引張予歪を与えた後、３点法にて測定
し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し４５
°の方向）及びＣ方向（圧延方向に対し９０°の方向）
の平均値として、 ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ から求めた。
使用し、１５％引張予歪を与えた後、３点法にて測定
し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し４５
°の方向）及びＣ方向（圧延方向に対し９０°の方向）
の平均値として、 ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ から求めた。
【００１３】ｒ値と鋼の化学成分、即ちＣ量、Ｓ量との
関係を図２に示す。図２から明らかなように、ｒ値はＣ
量、Ｓ量に強く依存し、Ｃ量が０．０００８ｗｔ％程度
のとき、Ｓ量を０．００６ｗｔ％以下とすることにより
著しく向上している。詳細は明らかではないが、前記の
条件により優れた耐食性やｒ値が得られる理由は以下の
ごとくであると考えられる。
関係を図２に示す。図２から明らかなように、ｒ値はＣ
量、Ｓ量に強く依存し、Ｃ量が０．０００８ｗｔ％程度
のとき、Ｓ量を０．００６ｗｔ％以下とすることにより
著しく向上している。詳細は明らかではないが、前記の
条件により優れた耐食性やｒ値が得られる理由は以下の
ごとくであると考えられる。
【００１４】すなわち、耐食性の向上はＳ量を０．００
６ｗｔ％以下の低Ｓ化し、かつ高Ｍｎ化したことにより
表層でのＭｎ濃化分布もしくは表層濃化Ｍｎの存在状態
が変化したので、鋼板表面状態が、耐食性とくに耐孔食
性に有利な表面性状に変化したものと考えられる。ま
た、ｒ値の向上は、低Ｓ化とＣ≦０．００２ｗｔ％の極
低Ｃ化により、さらには、適量のＴｉ、Ｎｂの添加によ
り熱延鋼板の結晶粒が微細化し、熱延鋼板中の析出物分
布が変化し、ｒ値に有利な集合組織形成に有利な方向に
冷延集合組織又は再結晶挙動が変化したものと考えられ
る。
６ｗｔ％以下の低Ｓ化し、かつ高Ｍｎ化したことにより
表層でのＭｎ濃化分布もしくは表層濃化Ｍｎの存在状態
が変化したので、鋼板表面状態が、耐食性とくに耐孔食
性に有利な表面性状に変化したものと考えられる。ま
た、ｒ値の向上は、低Ｓ化とＣ≦０．００２ｗｔ％の極
低Ｃ化により、さらには、適量のＴｉ、Ｎｂの添加によ
り熱延鋼板の結晶粒が微細化し、熱延鋼板中の析出物分
布が変化し、ｒ値に有利な集合組織形成に有利な方向に
冷延集合組織又は再結晶挙動が変化したものと考えられ
る。
【００１５】さらに、鋼中のＣ量が０．００６〜０．０
０３ｗｔ％、Ｎ量が０．０００８〜０．００３ｗｔ％、
Ｓ量が０．００１〜０．００８ｗｔ％で、Ｍｎ量が０．
３ｗｔ％、Ｓｉが０．０２ｗｔ％、Ｐが０．０１２ｗｔ
％、Ａｌが０．０６ｗｔ％、Ｔｉが０．００１〜０．０
８ｗｔ％、Ｎｂが０．０１ｗｔ％の鋼成分からなる板厚
０．８ｍｍの冷延鋼板で、そのＴｉ＊／Ｃ比と耐食性の
関係について調査を行った。なお、これら鋼板の製造方
法及び耐食性の評価は、前記と同じ方法である。
０３ｗｔ％、Ｎ量が０．０００８〜０．００３ｗｔ％、
Ｓ量が０．００１〜０．００８ｗｔ％で、Ｍｎ量が０．
３ｗｔ％、Ｓｉが０．０２ｗｔ％、Ｐが０．０１２ｗｔ
％、Ａｌが０．０６ｗｔ％、Ｔｉが０．００１〜０．０
８ｗｔ％、Ｎｂが０．０１ｗｔ％の鋼成分からなる板厚
０．８ｍｍの冷延鋼板で、そのＴｉ＊／Ｃ比と耐食性の
関係について調査を行った。なお、これら鋼板の製造方
法及び耐食性の評価は、前記と同じ方法である。
【００１６】耐食性（最大孔食深さ）と鋼の化学成分、
すなわちＴｉ＊／Ｃとの関係を図３に示す。図３から明
らかなように、耐食性はＴｉ＊／Ｃと関連があり、Ｔｉ
＊Ｃ以下２０で著しく向上している。この理由は定かで
はないが、Ｃに対してＴｉを充分に添加することにより
適正な大きさの析出物が形成され、材料特性にも優れ発
生の起点が少なくなったためと考えられる。
すなわちＴｉ＊／Ｃとの関係を図３に示す。図３から明
らかなように、耐食性はＴｉ＊／Ｃと関連があり、Ｔｉ
＊Ｃ以下２０で著しく向上している。この理由は定かで
はないが、Ｃに対してＴｉを充分に添加することにより
適正な大きさの析出物が形成され、材料特性にも優れ発
生の起点が少なくなったためと考えられる。
【００１７】上記成分の他に、本発明でＢを適量添加し
た鋼板は、その加工性、耐二次加工脆性が上記の鋼板よ
り一層向上し、また、Ｍｏ、Ｎｉ、ＣｒまたはＶからな
る群のうちから選んだ１種又は２種以上の元素を適正範
囲量添加した鋼板は、耐食性がさらに向上し、強度の増
加に対して加工性の劣化が少ないことも見出した。発明
者は、以上述べた知見に基づき本発明をなすに至ったの
である。
た鋼板は、その加工性、耐二次加工脆性が上記の鋼板よ
り一層向上し、また、Ｍｏ、Ｎｉ、ＣｒまたはＶからな
る群のうちから選んだ１種又は２種以上の元素を適正範
囲量添加した鋼板は、耐食性がさらに向上し、強度の増
加に対して加工性の劣化が少ないことも見出した。発明
者は、以上述べた知見に基づき本発明をなすに至ったの
である。
【００１８】次に、本発明における各成分の組成範囲の
限定理由について述べる。 Ｃ：０．００１５ｗｔ％以下 この発明において重要な元素であり、良好な加工性を有
する冷延鋼板を得るためには、低Ｓ化と合わせて、従来
の極低炭素鋼よりさらにＣ量が低い極低炭素鋼でなけれ
ばならない。したがって、Ｃ量は、低Ｓ化の効果が現れ
る０．００１５ｗｔ％以下とする。
限定理由について述べる。 Ｃ：０．００１５ｗｔ％以下 この発明において重要な元素であり、良好な加工性を有
する冷延鋼板を得るためには、低Ｓ化と合わせて、従来
の極低炭素鋼よりさらにＣ量が低い極低炭素鋼でなけれ
ばならない。したがって、Ｃ量は、低Ｓ化の効果が現れ
る０．００１５ｗｔ％以下とする。
【００１９】Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下
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、その添加量が１．０ｗｔ％を超える
と深絞り性及び耐食性、特に耐孔食性が劣化するので
１．０ｗｔ％以下とする。特に好ましくは０．５ｗｔ％
以下とする。 Ｍｎ：０．１〜２．０ｗｔ％ Ｍｎはこの発明において重要な元素であり、低Ｓ化と合
わせて、０．１ｗｔ％以上添加することによって耐食性
を著しく向上させる効果があり、その下限値を０．１ｗ
ｔ％とする。また、Ｍｎには鋼を強化する作用もあり、
所望の強度に応じて必要量添加されるが、その添加量が
２．０ｗｔ％を超えると深絞り性が劣化するのでその上
限を２．０ｗｔ％とする。特に好ましくは１．３ｗｔ％
以下とする。
要量添加されるが、その添加量が１．０ｗｔ％を超える
と深絞り性及び耐食性、特に耐孔食性が劣化するので
１．０ｗｔ％以下とする。特に好ましくは０．５ｗｔ％
以下とする。 Ｍｎ：０．１〜２．０ｗｔ％ Ｍｎはこの発明において重要な元素であり、低Ｓ化と合
わせて、０．１ｗｔ％以上添加することによって耐食性
を著しく向上させる効果があり、その下限値を０．１ｗ
ｔ％とする。また、Ｍｎには鋼を強化する作用もあり、
所望の強度に応じて必要量添加されるが、その添加量が
２．０ｗｔ％を超えると深絞り性が劣化するのでその上
限を２．０ｗｔ％とする。特に好ましくは１．３ｗｔ％
以下とする。
【００２０】Ｐ：０．１５ｗｔ％以下
Ｐ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、その添加量が０．１５ｗｔ％を超える
と深絞り性が劣化し、また粒界面に多く偏析して脆化さ
せるので０．１５ｗｔ％以下とする。 Ｓ：０．００１８ｗｔ％以下 Ｓはこの発明において重要な元素であり、極低Ｃ化、高
Ｍｎ化と合わせて、０．００１８ｗｔ％以下とすること
によって加工性や耐食性を著しく向上させる。したがっ
て、０．００１８ｗｔ％以下とする。
量添加されるが、その添加量が０．１５ｗｔ％を超える
と深絞り性が劣化し、また粒界面に多く偏析して脆化さ
せるので０．１５ｗｔ％以下とする。 Ｓ：０．００１８ｗｔ％以下 Ｓはこの発明において重要な元素であり、極低Ｃ化、高
Ｍｎ化と合わせて、０．００１８ｗｔ％以下とすること
によって加工性や耐食性を著しく向上させる。したがっ
て、０．００１８ｗｔ％以下とする。
【００２１】Ｎ：０．００３ｗｔ％以下
Ｎは少ないほど深絞り性が向上するので好ましく、また
Ｎ量が多くなると、後述するように必要とするＡｌ量が
過剰となって表面性状を劣化させるので、０．００３ｗ
ｔ％以下とする。特に０．００２ｗｔ％以下が好まし
い。 Ａｌ：０．０４〜０．１５ｗｔ％ Ａｌは脱酸及び鋼中Ｎの析出固定のために必要に応じて
添加されるが、良好な加工性を得るためには０．０４ｗ
ｔ％以上必要であり、Ａｌ量が多すぎると加工性を劣化
させるばかりでなく、表面性状をも劣化させるので上限
を規制して０．１５ｗｔ％以下とする。
Ｎ量が多くなると、後述するように必要とするＡｌ量が
過剰となって表面性状を劣化させるので、０．００３ｗ
ｔ％以下とする。特に０．００２ｗｔ％以下が好まし
い。 Ａｌ：０．０４〜０．１５ｗｔ％ Ａｌは脱酸及び鋼中Ｎの析出固定のために必要に応じて
添加されるが、良好な加工性を得るためには０．０４ｗ
ｔ％以上必要であり、Ａｌ量が多すぎると加工性を劣化
させるばかりでなく、表面性状をも劣化させるので上限
を規制して０．１５ｗｔ％以下とする。
【００２２】Ｔｉ：０．０１〜０．０７ｗｔ％
良好な加工性を有する冷延鋼板を得るためには極低Ｃ、
Ｓ化とあわせて、固溶Ｃ、Ｎ、Ｓの低減が必要である。
そこでＴｉがこれらの析出固定のために必要に応じて添
加される。しかし、良好な加工性を得るためには、０．
０１ｗｔ％以上必要であり、一方、Ｔｉ量が多すぎると
加工性を劣化させるばかりでなく、再結晶温度を上昇さ
せ、表面性状をも劣化させるので、上限を０．０７ｗｔ
％と規定した。
Ｓ化とあわせて、固溶Ｃ、Ｎ、Ｓの低減が必要である。
そこでＴｉがこれらの析出固定のために必要に応じて添
加される。しかし、良好な加工性を得るためには、０．
０１ｗｔ％以上必要であり、一方、Ｔｉ量が多すぎると
加工性を劣化させるばかりでなく、再結晶温度を上昇さ
せ、表面性状をも劣化させるので、上限を０．０７ｗｔ
％と規定した。
【００２３】Ｔｉ＊（ｗｔ％）＝（［Ｔｉ］−４８／１
４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］） で与えられる有効Ｔｉ（Ｔｉ＊）がＣ含有ｗｔ％の２０
倍を超え４０倍以内の範囲を含有する理由を説明する。
鋼中のＣ，Ｎ，ＳとＴｉとの析出物を形成させて固溶
Ｃ，Ｎ，Ｓをなくすことで成形性は著しく向上する。こ
れは圧延での集合組織制御により、製品の深絞り性を良
好にするのに有利な方位（１１１）の集積度が高い集合
組織を有する鋼板を得ることができるからである。この
ため添加するＴｉは、ＴｉＳ，ＴｉＮ、ＴｉＣを形成す
る。しかし、ＴｉＮは高温で生成し易いが、ＴｉＣ、Ｔ
ｉＳはＴｉＮと比較すると低温で生成し、なおかつ本願
のようにＳ，Ｃ量が低い場合は、析出物を形成しにく
く、溶解度曲線から想定されるＴｉＳ，ＴｉＣの析出開
始温度は低温側に移行する。このため、最も低温で析出
を開始するＴｉＣを十分析出させ、固溶Ｃをなくするた
めには、添加するＴｉは多い方が良く、有効Ｔｉ（Ｔｉ
＊）をＣ含有ｗｔ％の２０倍を超えることにした。ま
た、原因は定かではないが、Ｔｉ＊／Ｃ≧２０とする
と、該鋼板の耐食性が非常に向上する。
４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］） で与えられる有効Ｔｉ（Ｔｉ＊）がＣ含有ｗｔ％の２０
倍を超え４０倍以内の範囲を含有する理由を説明する。
鋼中のＣ，Ｎ，ＳとＴｉとの析出物を形成させて固溶
Ｃ，Ｎ，Ｓをなくすことで成形性は著しく向上する。こ
れは圧延での集合組織制御により、製品の深絞り性を良
好にするのに有利な方位（１１１）の集積度が高い集合
組織を有する鋼板を得ることができるからである。この
ため添加するＴｉは、ＴｉＳ，ＴｉＮ、ＴｉＣを形成す
る。しかし、ＴｉＮは高温で生成し易いが、ＴｉＣ、Ｔ
ｉＳはＴｉＮと比較すると低温で生成し、なおかつ本願
のようにＳ，Ｃ量が低い場合は、析出物を形成しにく
く、溶解度曲線から想定されるＴｉＳ，ＴｉＣの析出開
始温度は低温側に移行する。このため、最も低温で析出
を開始するＴｉＣを十分析出させ、固溶Ｃをなくするた
めには、添加するＴｉは多い方が良く、有効Ｔｉ（Ｔｉ
＊）をＣ含有ｗｔ％の２０倍を超えることにした。ま
た、原因は定かではないが、Ｔｉ＊／Ｃ≧２０とする
と、該鋼板の耐食性が非常に向上する。
【００２４】一方、多量のＴｉを含有すると、鋼板の表
面性状を劣化させることが指摘されているが、本願のよ
うに含有するＣ，Ｎ，Ｓ量が微量である場合、これらの
元素を析出固定するために添加すべきＴｉ量は、有効Ｔ
ｉ（Ｔｉ＊）がＣ含有ｗｔ％の２０倍を越える量でも絶
対量としては表面性状を劣化させる程の量ではない。ま
た、再結晶温度の上昇あるいはコストアップに関しても
本願のように含有するＣ，Ｎ，Ｓ量が微量であると、実
質含有すべきＴｉ量は多量にはならず、再結晶温度の急
激な上昇やコストアップは問題にならない。しかしなが
ら、有効Ｔｉ（Ｔｉ＊）がＣ含有ｗｔ％の４０倍を越え
ると、上記のような表面性状の劣化、再結晶温度の上
昇、コストアップといった問題が発生し易くなるため、
好ましくない。よって、本発明では、有効Ｔｉ（Ｔｉ
＊）はＣ含有ｗｔ％の４０倍以内の制限を設けることに
した。
面性状を劣化させることが指摘されているが、本願のよ
うに含有するＣ，Ｎ，Ｓ量が微量である場合、これらの
元素を析出固定するために添加すべきＴｉ量は、有効Ｔ
ｉ（Ｔｉ＊）がＣ含有ｗｔ％の２０倍を越える量でも絶
対量としては表面性状を劣化させる程の量ではない。ま
た、再結晶温度の上昇あるいはコストアップに関しても
本願のように含有するＣ，Ｎ，Ｓ量が微量であると、実
質含有すべきＴｉ量は多量にはならず、再結晶温度の急
激な上昇やコストアップは問題にならない。しかしなが
ら、有効Ｔｉ（Ｔｉ＊）がＣ含有ｗｔ％の４０倍を越え
ると、上記のような表面性状の劣化、再結晶温度の上
昇、コストアップといった問題が発生し易くなるため、
好ましくない。よって、本発明では、有効Ｔｉ（Ｔｉ
＊）はＣ含有ｗｔ％の４０倍以内の制限を設けることに
した。
【００２５】Ｎｂ：０．００２〜０．０２ｗｔ％
Ｎｂは熱延板の結晶粒微細化による加工性向上のために
添加される。その量が０．００２ｗｔ％より少ないと効
果がなく、０．０２ｗｔ％を超えて添加してもかえって
加工性を劣化させるので上限を０．０２ｗｔ％と規定し
た。以上述べたほか、本発明においては、Ｂ：０．００
０２〜０．００３０ｗｔ％を添加することができる。ま
た、耐食性のより一層の向上を目的として、Ｍｏ：０．
０３〜１．０ｗｔ％、Ｎｉ：０．０３〜１．０ｗｔ％、
Ｃｒ：０．０３〜１．０ｗｔ％またはＶ：０．００２〜
０．５ｗｔ％からなる群から選ばれた１種又は２種以上
の元素を、総量にて２．０ｗｔ％以下添加することがで
きる。
添加される。その量が０．００２ｗｔ％より少ないと効
果がなく、０．０２ｗｔ％を超えて添加してもかえって
加工性を劣化させるので上限を０．０２ｗｔ％と規定し
た。以上述べたほか、本発明においては、Ｂ：０．００
０２〜０．００３０ｗｔ％を添加することができる。ま
た、耐食性のより一層の向上を目的として、Ｍｏ：０．
０３〜１．０ｗｔ％、Ｎｉ：０．０３〜１．０ｗｔ％、
Ｃｒ：０．０３〜１．０ｗｔ％またはＶ：０．００２〜
０．５ｗｔ％からなる群から選ばれた１種又は２種以上
の元素を、総量にて２．０ｗｔ％以下添加することがで
きる。
【００２６】次に、本発明に係る冷延鋼板の製造工程条
件の限定理由を述べる。製鋼法については、現在行われ
ている常法に従えばよく、それらの条件の限定は、とく
に必要としない。熱間圧延においては、スラブ加熱温度
は１０５０℃から１３００℃までの温度範囲でよいが、
析出物の粗大化による延性向上のためには１０５０℃か
ら１２００℃までの低温加熱が好ましい。熱延仕上温度
はＡｒ3 変態点直上が加工性に好ましいが、（Ａｒ3 変
態点−２０℃）以上で（Ａｒ3 変態点＋５０℃）以下の
範囲内でよい。特にＡｒ3 変態点以上で（Ａｒ3 変態点
＋３０℃）以下の範囲内とするのが好ましい。この理由
は、Ａｒ3 変態点未満になると圧延時の加工粒あるいは
フェライトの再結晶粒が生成し、十分な細粒化が達成で
きない。また（Ａｒ 3 変態点＋３０℃）を超える温度で
は、熱延後のフェライト組織が微細にならないためであ
る。さらに、省エネルギーの観点から、連続鋳造スラブ
を再加熱又は連続鋳造後Ａｒ3 変態点以下に降温するこ
となく、直ちにもしくは保温処理を施した後、粗圧延を
行っても本発明の特徴に何ら影響しないので、直送圧延
でもよい。
件の限定理由を述べる。製鋼法については、現在行われ
ている常法に従えばよく、それらの条件の限定は、とく
に必要としない。熱間圧延においては、スラブ加熱温度
は１０５０℃から１３００℃までの温度範囲でよいが、
析出物の粗大化による延性向上のためには１０５０℃か
ら１２００℃までの低温加熱が好ましい。熱延仕上温度
はＡｒ3 変態点直上が加工性に好ましいが、（Ａｒ3 変
態点−２０℃）以上で（Ａｒ3 変態点＋５０℃）以下の
範囲内でよい。特にＡｒ3 変態点以上で（Ａｒ3 変態点
＋３０℃）以下の範囲内とするのが好ましい。この理由
は、Ａｒ3 変態点未満になると圧延時の加工粒あるいは
フェライトの再結晶粒が生成し、十分な細粒化が達成で
きない。また（Ａｒ 3 変態点＋３０℃）を超える温度で
は、熱延後のフェライト組織が微細にならないためであ
る。さらに、省エネルギーの観点から、連続鋳造スラブ
を再加熱又は連続鋳造後Ａｒ3 変態点以下に降温するこ
となく、直ちにもしくは保温処理を施した後、粗圧延を
行っても本発明の特徴に何ら影響しないので、直送圧延
でもよい。
【００２７】冷間圧延においては圧下率を６５％以上に
しないと十分な加工性が得られないので６５％以上とす
る。好ましくは７０％以上の冷延圧下率とすることが有
利である。一方、冷延圧下率を９０％以上とすると加工
性が劣化するので９０％以下とする。冷間圧延後の再結
晶焼鈍温度は、７００℃以上９５０℃以下の範囲内であ
ればよいが、望ましくは８００℃以上で焼鈍するのがよ
い。ここに焼鈍法としては、連続焼鈍法、箱焼鈍法のど
ちらを用いてもよい。
しないと十分な加工性が得られないので６５％以上とす
る。好ましくは７０％以上の冷延圧下率とすることが有
利である。一方、冷延圧下率を９０％以上とすると加工
性が劣化するので９０％以下とする。冷間圧延後の再結
晶焼鈍温度は、７００℃以上９５０℃以下の範囲内であ
ればよいが、望ましくは８００℃以上で焼鈍するのがよ
い。ここに焼鈍法としては、連続焼鈍法、箱焼鈍法のど
ちらを用いてもよい。
【００２８】なお、本発明は、焼鈍工程に連続焼鈍ライ
ン又は連続溶融亜鉛めっきラインを用いてよく、溶融亜
鉛めっき法としては、非合金化溶融亜鉛めっきまたは合
金化溶融亜鉛めっきのどちらにも適する。さらに、これ
らの冷延鋼板に、板形状矯正などの目的で調質圧延を通
常常識の範囲、すなわち板厚（ｍｍ）に等しい圧下率
（％）程度行って構わない。
ン又は連続溶融亜鉛めっきラインを用いてよく、溶融亜
鉛めっき法としては、非合金化溶融亜鉛めっきまたは合
金化溶融亜鉛めっきのどちらにも適する。さらに、これ
らの冷延鋼板に、板形状矯正などの目的で調質圧延を通
常常識の範囲、すなわち板厚（ｍｍ）に等しい圧下率
（％）程度行って構わない。
【００２９】
【実施例】表１及び表２に示す成分組成の鋼スラブを、
１１５０℃〜１２５０℃で加熱して均熱後、または連続
鋳造後再加熱することなしに、粗圧延を行い、次いで仕
上圧延を行った。この時の熱延仕上温度（ＦＤＴ）を表
３に示す。引き続き、この熱延鋼板を酸洗し、表３に示
す冷延圧下率にて冷間圧延を行い、０．８ｍｍ厚の鋼板
とした。その後、引き続き連続焼鈍ラインにて表３に示
す温度にて２０秒間の再結晶焼鈍を行った。そして、か
くして得られた冷延鋼板につき、引張特性及び耐食性を
調査する試験を行った。
１１５０℃〜１２５０℃で加熱して均熱後、または連続
鋳造後再加熱することなしに、粗圧延を行い、次いで仕
上圧延を行った。この時の熱延仕上温度（ＦＤＴ）を表
３に示す。引き続き、この熱延鋼板を酸洗し、表３に示
す冷延圧下率にて冷間圧延を行い、０．８ｍｍ厚の鋼板
とした。その後、引き続き連続焼鈍ラインにて表３に示
す温度にて２０秒間の再結晶焼鈍を行った。そして、か
くして得られた冷延鋼板につき、引張特性及び耐食性を
調査する試験を行った。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】ここに、引張特性はＪＩＳ ５号引張試験
片を使用して測定し、ランクフォード値（ｒ値）は、１
５％引張予歪を与えた後、３点法にて測定した。また、
ｒ値は、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し
４５°の方向）及びＣ方向（圧延方向に対し９０°の方
向）の平均値で示した。耐食性は、上述と同様の方法に
て評価した。
片を使用して測定し、ランクフォード値（ｒ値）は、１
５％引張予歪を与えた後、３点法にて測定した。また、
ｒ値は、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し
４５°の方向）及びＣ方向（圧延方向に対し９０°の方
向）の平均値で示した。耐食性は、上述と同様の方法に
て評価した。
【００３４】これらの試験結果も上記表３に一括して同
時に示してある。表３から明らかなように、本発明に係
る冷延鋼板は、高ｒ値を示し、かつ優れた耐食性を有す
ることがわかる。一方、比較例として示した冷延鋼板
は、少なくとも加工性、耐食性のいずれか一方が劣って
いる。
時に示してある。表３から明らかなように、本発明に係
る冷延鋼板は、高ｒ値を示し、かつ優れた耐食性を有す
ることがわかる。一方、比較例として示した冷延鋼板
は、少なくとも加工性、耐食性のいずれか一方が劣って
いる。
【００３５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
耐食性、特に耐孔食性に優れ、かつ加工に適した特性を
有する冷延鋼板を提供でき、自動車の軽量化に大きく寄
与する。また、優れた加工性と耐食性、特に耐孔食性を
有する鋼板を、めっき等を施すことなく、しかも、Ｃｕ
等の特殊な元素を添加することなく安価に提供できるよ
うになった。
耐食性、特に耐孔食性に優れ、かつ加工に適した特性を
有する冷延鋼板を提供でき、自動車の軽量化に大きく寄
与する。また、優れた加工性と耐食性、特に耐孔食性を
有する鋼板を、めっき等を施すことなく、しかも、Ｃｕ
等の特殊な元素を添加することなく安価に提供できるよ
うになった。
【図１】最大孔食深さに及ぼすＭｎ量とＳ量の影響を示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】ランクフォード（ｒ値）に及ぼすＳ量とＣ量の
影響を示すグラフである。
影響を示すグラフである。
【図３】最大孔食深さに及ぼす鋼板中のＴｉ＊／Ｃ比の
影響を示すグラフである。
影響を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平５−106003（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１５ｗｔ％以下及びＳ：
０．００１８ｗｔ％以下であり、且つ Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下 Ｍｎ：０．１〜２．０ｗｔ％ Ｐ：０．１５ｗｔ％以下 Ｎ：０．００３ｗｔ％以下 Ａｌ：０．０４〜０．１５ｗｔ％ Ｎｂ：０．００２〜０．０２ｗｔ％ Ｔｉ：０．０１〜０．０７ｗｔ％ を含有し、 次式で与えられる有効Ｔｉ（Ｔｉ＊）をＣ含有ｗｔ％の
２０倍を超え４０倍以内の範囲で含有し、残部は鉄及び
不可避的不純物からなることを特徴とする耐食性に優れ
る加工用冷延鋼板。 Ｔｉ＊（ｗｔ％）＝（［Ｔｉ］−４８／１４［Ｎ］−４
８／３２［Ｓ］） ここで、［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｓ］は、それぞれの含
有ｗｔ％である。 - 【請求項２】 さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００３
０ｗｔ％を含有することを特徴とする請求項１記載の耐
食性に優れる加工用冷延鋼板。 - 【請求項３】 さらに加えて、 Ｍｏ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｎｉ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｃｒ：０．０３〜１．０ｗｔ％ Ｖ：０．００２〜０．５ｗｔ％ からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素を、総
量で２．０ｗｔ％以下含有することを特徴とする請求項
１又は２記載の耐食性に優れる加工用冷延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１、２または３記載の鋼成分から
なる鋼スラブを、１０５０℃以上１３００℃以下の範囲
内の温度に均熱保持し、 熱間圧延仕上温度が（Ａｒ3 変態点−２０℃）以上
（Ａｒ3 変態点＋５０℃）以下の範囲内で熱間圧延を
施し、 酸洗し、 ６５％以上９０％以下の範囲内の圧下率で冷間圧延し、 ７００〜９５０℃の範囲内で再結晶焼鈍を施すことを特
徴とする耐食性に優れる加工用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06977595A JP3477896B2 (ja) | 1994-03-30 | 1995-03-28 | 耐食性に優れる加工用冷延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6-61583 | 1994-03-30 | ||
| JP6158394 | 1994-03-30 | ||
| JP06977595A JP3477896B2 (ja) | 1994-03-30 | 1995-03-28 | 耐食性に優れる加工用冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316733A JPH07316733A (ja) | 1995-12-05 |
| JP3477896B2 true JP3477896B2 (ja) | 2003-12-10 |
Family
ID=26402632
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06977595A Expired - Fee Related JP3477896B2 (ja) | 1994-03-30 | 1995-03-28 | 耐食性に優れる加工用冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3477896B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ES2203055T3 (es) | 1999-12-22 | 2004-04-01 | Sidmar N.V. | Composicion de acero con contenido en carbono ultrabajo, procedimiento para la produccion de un producto de acero ulc y producto obtenido. |
| CN100396808C (zh) * | 2004-05-28 | 2008-06-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优良抗鳞爆性和超深冲性的冷轧搪瓷钢及其制造方法 |
-
1995
- 1995-03-28 JP JP06977595A patent/JP3477896B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07316733A (ja) | 1995-12-05 |
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|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
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