JPH026812B2 - - Google Patents
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- JPH026812B2 JPH026812B2 JP56024914A JP2491481A JPH026812B2 JP H026812 B2 JPH026812 B2 JP H026812B2 JP 56024914 A JP56024914 A JP 56024914A JP 2491481 A JP2491481 A JP 2491481A JP H026812 B2 JPH026812 B2 JP H026812B2
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Classifications
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description
本発明は高温強度が大きくかつ高温耐酸化性に
優れた化学成分を有する溶融アルミニウムメツキ
鋼板の製造法に関するものである。 従来から存在しているアルミナイズド鋼板すな
わち高温浸漬アルミニウム被覆鋼板は、耐熱用と
耐食用に大別され、前者を型、後者を型と呼
んでいる。 型はAl被覆中に少量のSiが添加されること
によりメツキ界面でのFe−Al合金層の発達とFe
中へのAlの拡散が抑制され、メツキ鋼板の耐熱
性とともに加工性も改善されている。しかし表面
メツキ層がAl―Si合金であるため耐食性の点で
問題がある。 型は純Alでメツキされているため型に比
し耐食性にすぐれているので、耐食用途に使用さ
れているが、型のようにすぐれた耐熱性と加工
性を欠いている。 この種のアルミニウムメツキ鋼板の改良技術と
しては、Inland Steel Co.の出願にかかる特公昭
53−15454号がよく知られている。この特許によ
れば下地鋼のＣ含有量を0.1％以下とし、当該Ｃ
の４〜10倍のTiを添加することによつて、型
および型のアルミニウムメツキ鋼板の高温耐酸
化性を改良する技術が記されている。この被覆鋼
板の基材鋼材はTiおよび残留Al以外に積極的に
合金元素を含有していない。 また本願出願人会社の出願にかかる特公昭51−
35532号にはCrとTiを含む極低炭素冷延板を素材
とする加工性にすぐれたアルミニウムメツキ鋼板
の製法が開示されている。 先に引用した特公昭53−15454号の記載によれ
ば、当該発明は816℃の温度において酸化に対す
る抵抗性を増大した型および型のアルミニウ
ム被覆鋼を提供するものであつて、その目的は比
較的廉価な鋼種を用いてsub−surfaceoxidation
に対する抵抗性を増大することを意図したもの
で、アルミニウムメツキ鋼板の加工性については
単に室温で加工可能と述べているのみで、加工の
容易性や高温強度について何も論議していない。 一方この種の鋼板の主要な使途と目される内燃
機関の排気ガス処理装置は従来よりも低温度で処
理できるようになり、800℃以上の高温での酸化
に耐えることよりは、むしろ加工性と600〜800℃
における強度が要求される情勢となつてきた。 本発明は600℃以上の温度で充分な耐酸化性を
有するとともに優れた高温強度を有するアルミニ
ウムメツキ鋼板の提供を意図するものである。 本発明によれば、Ｃ：0.001〜0.02％、Mn：1.0
％以下、Al：0.01〜0.10％、Ti：0.1〜0.5％で
Ti／Ｃ＋Ｎ比が10以上、Nb，Mo，Ｖの１種以
上をNb：0.10〜0.30％、Mo：0.10〜0.50％、
Ｖ：0.10〜0.50％の範囲で含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼の冷延鋼板基板と溶
融アルミニウムメツキ被覆層からなる高温強度と
高温耐酸化性に優れた溶融アルミニウムメツキ鋼
板が提供される。 本発明によれば、さらにＣ：0.001〜0.02％、
Mn：1.0％以下、Al：0.01〜0.10％、Ti：0.1〜
0.5％でTi／Ｃ＋Ｎ比が10以上、Nb，Mo，Ｖの
１種以上をNb：0.10〜0.30％、Mo：0.10〜0.50
％、Ｖ：0.10〜0.50％の範囲で含有し残部がFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、造塊分
塊するか連鋳し、γ―α変態点上の温度域で熱延
し、その後通常の工程で冷延後、非酸化性雰囲気
のインライン焼鈍型の連続溶融アルミニウムメツ
キ装置で、γ―α変態点以上の温度で焼鈍してア
ルミニウムメツキすることからなる高温強度と高
温耐酸化性に優れた溶融アルミニウムメツキ鋼板
の製法が提供される。 本発明によれば、さらにＣ：0.001〜0.02％、
Mn：1.0％以下、Al：0.01〜0.10％、Ti：0.1〜
0.5％でかつTi／Ｃ＋Ｎ比が10以上、Nb，Mo，
Ｖの１種以上をNb：0.10〜0.30％、Mo：0.10〜
0.50％、Ｖ：0.10〜0.50％の範囲で含有し、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、
造塊分塊するか連鋳し、γ―α変態点以上の温度
域で熱延し、その後通常の工程で冷延後、γ―α
変態点以下の温度で焼鈍後、フラツクスを用いる
溶融アルミニウムメツキを施すことからなる高温
強度と高温耐酸化性に優れた溶融アルミニウムメ
ツキ鋼板の製法が提供される。 本発明のアルミニウムメツキ鋼板の素材鋼は、
実質的に特公昭51−35532号に記載の素材鋼に等
しい組成にさらにNb，Mo，Ｖの１種以上を添加
したことを特徴とし、高温（600゜以上）での耐酸
化性のみならず、高温強度が著しく改善されてい
る。 本発明における素材鋼のの化学成分の効果、お
よび含有量限定の理由について説明する。 Ｃは通常の転炉および真空脱ガス設備を利用し
た軽処理による脱炭法で容易に達成される上限、
下限値を範囲とした。脱炭法を併用してＣレベル
を低下させたのは、Tiの効率的利用を意図した
からである。 Mnは本発明の主要な目的である高温耐酸化性
の達成に影響する元素ではないが、Mnを多量に
含有すると冷間加工性および溶接性を劣化させる
のでその上限を1.0％とした。 Alは溶鋼の脱酸目的で使用されるが、この鋼
ではTi，Nb，Mo，Ｖを歩留りよく添加する予
備脱酸の元素として重要であり、この観点から下
限を0.01％とした。また、残留量が0.10％をこえ
る程に添加してもAlの脱酸効果は飽和し、反対
に介在物の増加により素材の加工性が損なわれる
だけであるから、上限値を本値に設定した。 Tiは高温耐酸化性を向上させる基本元素の一
つであるが、その効果はTiが固溶Tiとして存在
する場合に表われる。すなわち、TiはFe中の不
純物元素であるＣ，Ｎを固定し、さらに固溶Ti
として存在させる量を必要とする。本発明者らの
知見するところでは、Ｃ，Ｎを固定し、固溶Ti
が存在するにはＣおよびＮ含有量を考慮して
Ti／Ｃ＋Ｎ比が最低10であり、さらにこのよう
な条件を充たした上で、Ti含有量が0.1％以上で
は酸化増量の改善が顕著となる。このような研究
結果からTiの添加量下限は0.1％とした。一方、
上限値は、Tiを0.5％をこえて大量に添加しても
酸化増量の改善効果は減少し、かつ過剰Tiの酸
化により素材の表面品質の劣化を招くのみである
から、本値に設定した。 TiをTi／Ｃ＋Ｎ比を10以上となるように添加
することにより酸化増量は著しく低下し、さらに
Nb，Mo，Ｖを１種以上添加することにより高温
強度は比較鋼の1.5倍以上に向上させることがで
きる。 このような効果はTiがFe下地中が炭窒化物と
して全ての不純物を固定し、AlのFe下地中への
拡散を促進する効果を示し、Fe下地表面とAlメ
ツキ層部は強固に一体化しメツキ層部が剥離しな
くなる。また、Tiは加熱中に次第にAl拡散層上
部に濃縮化しFe―Al合金の耐酸化性の向上に寄
与する。 Nb，Mo，ＶについてはTiよりFe下地表面へ
のAlの拡散の促進とAl拡散部への濃縮化は小さ
い。またこれらNb，Mo，ＶはTiと同様にいず
れも炭・窒化物生成元素であるが、その効果は
Tiより小さい。従つて本発明鋼の場合、各元素
はいずれも固溶Nb、固溶Mo、固溶Ｖの形でFe
下地中に存在すると考えられるが、いずれの元素
を添加した場合も、高温強度試験の結果、引張強
さの上昇が認められる。本発明においては少なく
とも600℃における高温強度が単純Ti添加の場合
の1.5倍以上となる各元素の含有量を調査し、い
ずれも0.10％を下限値とすれば十分目的を達せら
れることを確認したので本値を範囲の下限値とし
た。 また、上限値としては、各元素を添加すれば固
溶強化効果により、次第に高温強度の上昇が認め
られるものの、Nbの場合、0.30％、Mo，Ｖの場
合は0.50％以上添加しても高温強度の向上効果
は、次第に飽和するのみであり、当該鋼板の経済
性をも、徒らに失なわせるのみである。よつて、
上限値をNbでは0.30％、Mo，Ｖでは0.50％とし
た。 Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ等の不可避的不純物について
は、この種の鋼で普通に含まれる量が許容され
る。即ち、およそＰ0.04％、Ｓ0.04％、Ｏ
0.008％、Ｎ0.010％である。 本発明方法に使用される鋼はTi，Nbなどの添
加により実質的に全ての炭素が炭化物として固定
され、さらに過剰のTi，Nbは固溶Ti、固溶Nb
としてFeの素地中に存在するので、素地はＣに
関しては純鉄と同じとなるから、Ac1変態点は
Ac3変態点と同温度となり、γ相とα相の２相域
は存在しないのでγ―α変態点は温度域をもたな
い。すなわち本発明方法においては熱延はγ―α
変態点以上の温度、すなわち、γ領域で行なわれ
る。γ―α変態点以下のα領域で熱間圧延すると
微細なTi炭窒化物が析出し、冷延後の焼鈍時で
の再結晶を困難にする。最後のインライン焼鈍は
α領域の温度で組織が充分に再結晶するまでおこ
なう必要がある。γ領域の高温で焼鈍すると結晶
粒が粗大化しすぎまたγ―αの変態にともなつて
組織が変化し材料の機械的特性を劣化させる。非
酸化性雰囲気のインライン焼鈍型の連続溶融アル
ミニウムメツキ装置とは、代表的にはセンジミア
ー型の連続メツキ装置であつて焼鈍還元炉の前に
直火式無酸化炉を持ち鋼帯を急速加熱することに
より還元炉で清浄な鋼表面とした後、アルミニウ
ム浴に鋼帯を浸漬してメツキする装置である。 フラツクスを用いるホツトデイプメツキ法の場
合は鋼帯を酸洗し清浄した後、鋼帯表面にフラツ
クスを塗布し、アルミニウム浴に鋼帯を浸漬して
メツキする。（ただし酸洗は必須ではない。） 次に本発明を具体的な実施例について詳細に説
明する。 実施例 １ 表１に示した組成の鋼を真空溶解炉によつて溶
製して鋳塊とし、γ―α変態温度以上で鋳造、熱
延した後冷延し、板厚１mmの鋼板をえて、その後
にα域温度で焼鈍してから素材表面の酸化スケー
ルを酸洗除去し、通常のフラツクスを用いるホツ
ト・デイツプメツキ法によりAl浴（Si：９％）
に浸漬してアルミニウムメツキ（80ｇ／m2）を施
した。 フラツクスの組成はNnCl2：79％、KCl：５
％、SnCl2：16％であつた。 試験方法は次の通りであつた。 高温耐酸化性試験 製品から直径62mmの円板を打抜き800℃で48時
間加熱することを５回繰り返した後の酸化増量で
評価。本値の低いほど耐酸化性はすぐれている。 高温強度 平行部巾：10mm、平行部長さ：60mmの試験片に
より所定温度に５分保持後、５mm／minにより引
張試験を行ない、引張強さを求める。 表１に見られるように本発明の溶融アルミニウ
ムメツキ鋼板は比較溶融アルミニウムメツキ鋼板
に比して高温強度が極めて高い。
優れた化学成分を有する溶融アルミニウムメツキ
鋼板の製造法に関するものである。 従来から存在しているアルミナイズド鋼板すな
わち高温浸漬アルミニウム被覆鋼板は、耐熱用と
耐食用に大別され、前者を型、後者を型と呼
んでいる。 型はAl被覆中に少量のSiが添加されること
によりメツキ界面でのFe−Al合金層の発達とFe
中へのAlの拡散が抑制され、メツキ鋼板の耐熱
性とともに加工性も改善されている。しかし表面
メツキ層がAl―Si合金であるため耐食性の点で
問題がある。 型は純Alでメツキされているため型に比
し耐食性にすぐれているので、耐食用途に使用さ
れているが、型のようにすぐれた耐熱性と加工
性を欠いている。 この種のアルミニウムメツキ鋼板の改良技術と
しては、Inland Steel Co.の出願にかかる特公昭
53−15454号がよく知られている。この特許によ
れば下地鋼のＣ含有量を0.1％以下とし、当該Ｃ
の４〜10倍のTiを添加することによつて、型
および型のアルミニウムメツキ鋼板の高温耐酸
化性を改良する技術が記されている。この被覆鋼
板の基材鋼材はTiおよび残留Al以外に積極的に
合金元素を含有していない。 また本願出願人会社の出願にかかる特公昭51−
35532号にはCrとTiを含む極低炭素冷延板を素材
とする加工性にすぐれたアルミニウムメツキ鋼板
の製法が開示されている。 先に引用した特公昭53−15454号の記載によれ
ば、当該発明は816℃の温度において酸化に対す
る抵抗性を増大した型および型のアルミニウ
ム被覆鋼を提供するものであつて、その目的は比
較的廉価な鋼種を用いてsub−surfaceoxidation
に対する抵抗性を増大することを意図したもの
で、アルミニウムメツキ鋼板の加工性については
単に室温で加工可能と述べているのみで、加工の
容易性や高温強度について何も論議していない。 一方この種の鋼板の主要な使途と目される内燃
機関の排気ガス処理装置は従来よりも低温度で処
理できるようになり、800℃以上の高温での酸化
に耐えることよりは、むしろ加工性と600〜800℃
における強度が要求される情勢となつてきた。 本発明は600℃以上の温度で充分な耐酸化性を
有するとともに優れた高温強度を有するアルミニ
ウムメツキ鋼板の提供を意図するものである。 本発明によれば、Ｃ：0.001〜0.02％、Mn：1.0
％以下、Al：0.01〜0.10％、Ti：0.1〜0.5％で
Ti／Ｃ＋Ｎ比が10以上、Nb，Mo，Ｖの１種以
上をNb：0.10〜0.30％、Mo：0.10〜0.50％、
Ｖ：0.10〜0.50％の範囲で含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼の冷延鋼板基板と溶
融アルミニウムメツキ被覆層からなる高温強度と
高温耐酸化性に優れた溶融アルミニウムメツキ鋼
板が提供される。 本発明によれば、さらにＣ：0.001〜0.02％、
Mn：1.0％以下、Al：0.01〜0.10％、Ti：0.1〜
0.5％でTi／Ｃ＋Ｎ比が10以上、Nb，Mo，Ｖの
１種以上をNb：0.10〜0.30％、Mo：0.10〜0.50
％、Ｖ：0.10〜0.50％の範囲で含有し残部がFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、造塊分
塊するか連鋳し、γ―α変態点上の温度域で熱延
し、その後通常の工程で冷延後、非酸化性雰囲気
のインライン焼鈍型の連続溶融アルミニウムメツ
キ装置で、γ―α変態点以上の温度で焼鈍してア
ルミニウムメツキすることからなる高温強度と高
温耐酸化性に優れた溶融アルミニウムメツキ鋼板
の製法が提供される。 本発明によれば、さらにＣ：0.001〜0.02％、
Mn：1.0％以下、Al：0.01〜0.10％、Ti：0.1〜
0.5％でかつTi／Ｃ＋Ｎ比が10以上、Nb，Mo，
Ｖの１種以上をNb：0.10〜0.30％、Mo：0.10〜
0.50％、Ｖ：0.10〜0.50％の範囲で含有し、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、
造塊分塊するか連鋳し、γ―α変態点以上の温度
域で熱延し、その後通常の工程で冷延後、γ―α
変態点以下の温度で焼鈍後、フラツクスを用いる
溶融アルミニウムメツキを施すことからなる高温
強度と高温耐酸化性に優れた溶融アルミニウムメ
ツキ鋼板の製法が提供される。 本発明のアルミニウムメツキ鋼板の素材鋼は、
実質的に特公昭51−35532号に記載の素材鋼に等
しい組成にさらにNb，Mo，Ｖの１種以上を添加
したことを特徴とし、高温（600゜以上）での耐酸
化性のみならず、高温強度が著しく改善されてい
る。 本発明における素材鋼のの化学成分の効果、お
よび含有量限定の理由について説明する。 Ｃは通常の転炉および真空脱ガス設備を利用し
た軽処理による脱炭法で容易に達成される上限、
下限値を範囲とした。脱炭法を併用してＣレベル
を低下させたのは、Tiの効率的利用を意図した
からである。 Mnは本発明の主要な目的である高温耐酸化性
の達成に影響する元素ではないが、Mnを多量に
含有すると冷間加工性および溶接性を劣化させる
のでその上限を1.0％とした。 Alは溶鋼の脱酸目的で使用されるが、この鋼
ではTi，Nb，Mo，Ｖを歩留りよく添加する予
備脱酸の元素として重要であり、この観点から下
限を0.01％とした。また、残留量が0.10％をこえ
る程に添加してもAlの脱酸効果は飽和し、反対
に介在物の増加により素材の加工性が損なわれる
だけであるから、上限値を本値に設定した。 Tiは高温耐酸化性を向上させる基本元素の一
つであるが、その効果はTiが固溶Tiとして存在
する場合に表われる。すなわち、TiはFe中の不
純物元素であるＣ，Ｎを固定し、さらに固溶Ti
として存在させる量を必要とする。本発明者らの
知見するところでは、Ｃ，Ｎを固定し、固溶Ti
が存在するにはＣおよびＮ含有量を考慮して
Ti／Ｃ＋Ｎ比が最低10であり、さらにこのよう
な条件を充たした上で、Ti含有量が0.1％以上で
は酸化増量の改善が顕著となる。このような研究
結果からTiの添加量下限は0.1％とした。一方、
上限値は、Tiを0.5％をこえて大量に添加しても
酸化増量の改善効果は減少し、かつ過剰Tiの酸
化により素材の表面品質の劣化を招くのみである
から、本値に設定した。 TiをTi／Ｃ＋Ｎ比を10以上となるように添加
することにより酸化増量は著しく低下し、さらに
Nb，Mo，Ｖを１種以上添加することにより高温
強度は比較鋼の1.5倍以上に向上させることがで
きる。 このような効果はTiがFe下地中が炭窒化物と
して全ての不純物を固定し、AlのFe下地中への
拡散を促進する効果を示し、Fe下地表面とAlメ
ツキ層部は強固に一体化しメツキ層部が剥離しな
くなる。また、Tiは加熱中に次第にAl拡散層上
部に濃縮化しFe―Al合金の耐酸化性の向上に寄
与する。 Nb，Mo，ＶについてはTiよりFe下地表面へ
のAlの拡散の促進とAl拡散部への濃縮化は小さ
い。またこれらNb，Mo，ＶはTiと同様にいず
れも炭・窒化物生成元素であるが、その効果は
Tiより小さい。従つて本発明鋼の場合、各元素
はいずれも固溶Nb、固溶Mo、固溶Ｖの形でFe
下地中に存在すると考えられるが、いずれの元素
を添加した場合も、高温強度試験の結果、引張強
さの上昇が認められる。本発明においては少なく
とも600℃における高温強度が単純Ti添加の場合
の1.5倍以上となる各元素の含有量を調査し、い
ずれも0.10％を下限値とすれば十分目的を達せら
れることを確認したので本値を範囲の下限値とし
た。 また、上限値としては、各元素を添加すれば固
溶強化効果により、次第に高温強度の上昇が認め
られるものの、Nbの場合、0.30％、Mo，Ｖの場
合は0.50％以上添加しても高温強度の向上効果
は、次第に飽和するのみであり、当該鋼板の経済
性をも、徒らに失なわせるのみである。よつて、
上限値をNbでは0.30％、Mo，Ｖでは0.50％とし
た。 Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ等の不可避的不純物について
は、この種の鋼で普通に含まれる量が許容され
る。即ち、およそＰ0.04％、Ｓ0.04％、Ｏ
0.008％、Ｎ0.010％である。 本発明方法に使用される鋼はTi，Nbなどの添
加により実質的に全ての炭素が炭化物として固定
され、さらに過剰のTi，Nbは固溶Ti、固溶Nb
としてFeの素地中に存在するので、素地はＣに
関しては純鉄と同じとなるから、Ac1変態点は
Ac3変態点と同温度となり、γ相とα相の２相域
は存在しないのでγ―α変態点は温度域をもたな
い。すなわち本発明方法においては熱延はγ―α
変態点以上の温度、すなわち、γ領域で行なわれ
る。γ―α変態点以下のα領域で熱間圧延すると
微細なTi炭窒化物が析出し、冷延後の焼鈍時で
の再結晶を困難にする。最後のインライン焼鈍は
α領域の温度で組織が充分に再結晶するまでおこ
なう必要がある。γ領域の高温で焼鈍すると結晶
粒が粗大化しすぎまたγ―αの変態にともなつて
組織が変化し材料の機械的特性を劣化させる。非
酸化性雰囲気のインライン焼鈍型の連続溶融アル
ミニウムメツキ装置とは、代表的にはセンジミア
ー型の連続メツキ装置であつて焼鈍還元炉の前に
直火式無酸化炉を持ち鋼帯を急速加熱することに
より還元炉で清浄な鋼表面とした後、アルミニウ
ム浴に鋼帯を浸漬してメツキする装置である。 フラツクスを用いるホツトデイプメツキ法の場
合は鋼帯を酸洗し清浄した後、鋼帯表面にフラツ
クスを塗布し、アルミニウム浴に鋼帯を浸漬して
メツキする。（ただし酸洗は必須ではない。） 次に本発明を具体的な実施例について詳細に説
明する。 実施例 １ 表１に示した組成の鋼を真空溶解炉によつて溶
製して鋳塊とし、γ―α変態温度以上で鋳造、熱
延した後冷延し、板厚１mmの鋼板をえて、その後
にα域温度で焼鈍してから素材表面の酸化スケー
ルを酸洗除去し、通常のフラツクスを用いるホツ
ト・デイツプメツキ法によりAl浴（Si：９％）
に浸漬してアルミニウムメツキ（80ｇ／m2）を施
した。 フラツクスの組成はNnCl2：79％、KCl：５
％、SnCl2：16％であつた。 試験方法は次の通りであつた。 高温耐酸化性試験 製品から直径62mmの円板を打抜き800℃で48時
間加熱することを５回繰り返した後の酸化増量で
評価。本値の低いほど耐酸化性はすぐれている。 高温強度 平行部巾：10mm、平行部長さ：60mmの試験片に
より所定温度に５分保持後、５mm／minにより引
張試験を行ない、引張強さを求める。 表１に見られるように本発明の溶融アルミニウ
ムメツキ鋼板は比較溶融アルミニウムメツキ鋼板
に比して高温強度が極めて高い。
【表】
実施例 ２
表２−(1)に示した組成の鋼を実施例１と同様に
溶製し、同様のアルミニウムメツキ鋼板とした。 これらの溶融アルミニウムメツキ鋼板試料に前
記同様の試験を行なつた。結果は表２−(2)に示し
てある。
溶製し、同様のアルミニウムメツキ鋼板とした。 これらの溶融アルミニウムメツキ鋼板試料に前
記同様の試験を行なつた。結果は表２−(2)に示し
てある。
【表】
【表】
【表】
本表の試験結果から本発明の溶融アルミニウム
メツキ鋼板Ａ―Ｆは比較例Ｇに比し高温での耐酸
化性がすぐれているのみでなく、高温強度も著し
く改善されていることが判る。また、比較例Ｈ―
Ｊに比し高温での耐酸化性が改善されていること
が認められる。 実施例 ３ 表３―(1)に示した化学成分を有する素材を転
炉、真空脱ガス装置（Finkle式）によつて溶製
後、14t鋼塊とし、分塊・熱延工程を経て板厚2.5
mm、板巾925mmの熱延コイルを仕上温度895℃、巻
取温度740℃で製造し、酸洗後、板厚1.0mm板巾
915mmの冷延コイルに冷延した。 その後、本コイルを非酸化性雰囲気の焼鈍炉を
備えたセンジミアー型溶融アルミニウムメツキ装
置により、加熱温度880℃で焼鈍して溶融アルミ
ニウムメツキ（アルミ付着量：60ｇへ／m2）をし
た。 本製品について酸化試験、および高温強度試験
を行なつたところ、表３―(2)に示す結果をえた。
メツキ鋼板Ａ―Ｆは比較例Ｇに比し高温での耐酸
化性がすぐれているのみでなく、高温強度も著し
く改善されていることが判る。また、比較例Ｈ―
Ｊに比し高温での耐酸化性が改善されていること
が認められる。 実施例 ３ 表３―(1)に示した化学成分を有する素材を転
炉、真空脱ガス装置（Finkle式）によつて溶製
後、14t鋼塊とし、分塊・熱延工程を経て板厚2.5
mm、板巾925mmの熱延コイルを仕上温度895℃、巻
取温度740℃で製造し、酸洗後、板厚1.0mm板巾
915mmの冷延コイルに冷延した。 その後、本コイルを非酸化性雰囲気の焼鈍炉を
備えたセンジミアー型溶融アルミニウムメツキ装
置により、加熱温度880℃で焼鈍して溶融アルミ
ニウムメツキ（アルミ付着量：60ｇへ／m2）をし
た。 本製品について酸化試験、および高温強度試験
を行なつたところ、表３―(2)に示す結果をえた。
【表】
【表】
本表から、本発明の溶融アルミニウムメツキ鋼
板Ｍ〜Ｒは、比較例Ｓに比し、酸化増量は同様に
低く、さらに高温強度は比較例の1.5倍以上と
AISI409鋼に近い強度を示すことがわかる。 本発明は従来のアルミメツキ鋼板よりもすぐれ
た高温での耐酸化性と強度を有する材料を供給
し、低級ステンレス鋼（AISI409など）に代る用
途に使用可能である。
板Ｍ〜Ｒは、比較例Ｓに比し、酸化増量は同様に
低く、さらに高温強度は比較例の1.5倍以上と
AISI409鋼に近い強度を示すことがわかる。 本発明は従来のアルミメツキ鋼板よりもすぐれ
た高温での耐酸化性と強度を有する材料を供給
し、低級ステンレス鋼（AISI409など）に代る用
途に使用可能である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.001〜0.02％、Mn：1.0％以下、Al：
0.01〜0.10％、Ti：0.1〜0.5％でTi／Ｃ＋Ｎ比が
10以上、Nb，Mo，Ｖの１種以上をNb：0.10〜
0.30％、Mo：0.10〜0.50％、Ｖ：0.10〜0.50％の
範囲で含有し残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼を溶製し、造塊分塊するか連鋳し、γ―
α変態点上の温度域で熱延し、その後通常の工程
で冷延後、非酸化性雰囲気のインライン焼鈍型の
連続溶融アルミニウムメツキ装置で、γ―α変態
点以下の温度で焼鈍してアルミニウムメツキする
ことからなる高温強度と高温耐酸化性に優れた溶
融アルミニウムメツキ鋼板の製法。 ２ Ｃ：0.001〜0.02％、Mn：1.0％以下、Al：
0.01〜0.10％、Ti：0.1〜0.5％でTi／Ｃ＋Ｎ比が
10以上、Nb，Mo，Ｖの１種以上をNb：0.10〜
0.30％、Mo：0.10〜0.50％、Ｖ：0.10〜0.50％の
範囲で含有し残部がFeおよび不可避的不純物か
ら成る鋼を溶製し、造塊分塊するか連鋳し、γ―
α変態点以上の温度域で熱延し、その後通常の工
程で冷延後、γ―α変態点以下の温度で焼鈍後、
フラツクスを用いる溶融アルミニウムメツキを施
すことからなる高温強度と高温耐酸化性に優れた
溶融アルミニウムメツキ鋼板の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56024914A JPS57140868A (en) | 1981-02-24 | 1981-02-24 | Aluminum hot-dipped steel plate with superior strength and oxidation resistance at high temperature and its manufacture |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56024914A JPS57140868A (en) | 1981-02-24 | 1981-02-24 | Aluminum hot-dipped steel plate with superior strength and oxidation resistance at high temperature and its manufacture |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57140868A JPS57140868A (en) | 1982-08-31 |
| JPH026812B2 true JPH026812B2 (ja) | 1990-02-14 |
Family
ID=12151429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56024914A Granted JPS57140868A (en) | 1981-02-24 | 1981-02-24 | Aluminum hot-dipped steel plate with superior strength and oxidation resistance at high temperature and its manufacture |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57140868A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5556485A (en) * | 1994-11-07 | 1996-09-17 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method of making thereof |
| US5656102A (en) * | 1996-02-27 | 1997-08-12 | Bethlehem Steel Corporation | Bake hardenable vanadium containing steel and method thereof |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5143310A (en) * | 1974-10-09 | 1976-04-14 | Armco Steel Corp | Kokyodoteitansokoto hoho |
| JPS5345618A (en) * | 1976-10-07 | 1978-04-24 | Nippon Steel Corp | Heat resisting steel with excellent creep rupture ductility |
| JPS54102224A (en) * | 1978-01-14 | 1979-08-11 | Nisshin Steel Co Ltd | Steel for shadow mask |
| JPS55122821A (en) * | 1979-03-15 | 1980-09-20 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with high workability |
| JPS55125235A (en) * | 1979-03-16 | 1980-09-26 | Kawasaki Steel Corp | Production of alloyed zinc hot dipped high tensile steel plate of superior workability |
-
1981
- 1981-02-24 JP JP56024914A patent/JPS57140868A/ja active Granted
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5143310A (en) * | 1974-10-09 | 1976-04-14 | Armco Steel Corp | Kokyodoteitansokoto hoho |
| JPS5345618A (en) * | 1976-10-07 | 1978-04-24 | Nippon Steel Corp | Heat resisting steel with excellent creep rupture ductility |
| JPS54102224A (en) * | 1978-01-14 | 1979-08-11 | Nisshin Steel Co Ltd | Steel for shadow mask |
| JPS55122821A (en) * | 1979-03-15 | 1980-09-20 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with high workability |
| JPS55125235A (en) * | 1979-03-16 | 1980-09-26 | Kawasaki Steel Corp | Production of alloyed zinc hot dipped high tensile steel plate of superior workability |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57140868A (en) | 1982-08-31 |
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