JPH07150237A - 耐孔あき腐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐孔あき腐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH07150237A JPH07150237A JP33892293A JP33892293A JPH07150237A JP H07150237 A JPH07150237 A JP H07150237A JP 33892293 A JP33892293 A JP 33892293A JP 33892293 A JP33892293 A JP 33892293A JP H07150237 A JPH07150237 A JP H07150237A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車足廻り部品が曝されるＣl-イオン存在
下で乾湿を繰り返す腐食環境においても優れた耐孔あき
腐食性を有する高強度熱延鋼板を製造し得る方法を提供
する。 【構成】 Ｃ：０.０２％を超え０.０８％以下、Ｓi：
２.００％以下、Ｍn：０.７０〜２.５０％、Ｐ：０.０
３〜０.１５％、Ｓ：０.０１％以下、Ａl：０.０２〜
０.０５％、Ｃu：０.０５〜０.５０％、Ｔi：０.０２〜
０.２５％、Ｎ：０.００５％以下を含有し、更に必要に
応じて、Ｎi：０.０５〜０.５０％、Ｎb：０.０２〜０.
１０％、Ｂ：０.０００３〜０.００６０％、Ｍo：０.０
５〜０.２５％、Ｃr：０.０１〜０.２０％、Ｃa：０.０
００４〜０.０１００％、ＲＥＭ：０.０００４〜０.０
１００％のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦ
e及び不可避的不純物からなる鋳片を加熱温度１２００
℃以上、仕上温度８５０〜９５０℃で熱延し、７００〜
６００℃までの平均冷却速度を２０℃／s以上で急冷
し、５２０℃以下で巻取ることを特徴としている。
下で乾湿を繰り返す腐食環境においても優れた耐孔あき
腐食性を有する高強度熱延鋼板を製造し得る方法を提供
する。 【構成】 Ｃ：０.０２％を超え０.０８％以下、Ｓi：
２.００％以下、Ｍn：０.７０〜２.５０％、Ｐ：０.０
３〜０.１５％、Ｓ：０.０１％以下、Ａl：０.０２〜
０.０５％、Ｃu：０.０５〜０.５０％、Ｔi：０.０２〜
０.２５％、Ｎ：０.００５％以下を含有し、更に必要に
応じて、Ｎi：０.０５〜０.５０％、Ｎb：０.０２〜０.
１０％、Ｂ：０.０００３〜０.００６０％、Ｍo：０.０
５〜０.２５％、Ｃr：０.０１〜０.２０％、Ｃa：０.０
００４〜０.０１００％、ＲＥＭ：０.０００４〜０.０
１００％のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦ
e及び不可避的不純物からなる鋳片を加熱温度１２００
℃以上、仕上温度８５０〜９５０℃で熱延し、７００〜
６００℃までの平均冷却速度を２０℃／s以上で急冷
し、５２０℃以下で巻取ることを特徴としている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐孔あき腐食性に優れた
高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】地球環境の保護、自動車の燃費向上、乗
り心地の向上等の観点から、自動車に使用する鋼板の高
強度、薄肉化の傾向が強くなっている。特に自動車足廻
り等の重要保安部品では、鋼板に腐食による穴があかな
いこと、或いは腐食後の残存板厚を考慮し設計している
ため薄肉化を行う場合には、防錆能を向上させることが
必要となってくる。
り心地の向上等の観点から、自動車に使用する鋼板の高
強度、薄肉化の傾向が強くなっている。特に自動車足廻
り等の重要保安部品では、鋼板に腐食による穴があかな
いこと、或いは腐食後の残存板厚を考慮し設計している
ため薄肉化を行う場合には、防錆能を向上させることが
必要となってくる。
【０００３】北米、欧州等で冬期に道路凍結防止剤(Ｎa
Ｃl、ＫＣl、ＭgＣl)を使用している地域では、鋼板の
腐食を促進するＣl-イオン存在下での乾湿の繰り返しと
なるため、特に優れた防錆能が必要となってくる。
Ｃl、ＫＣl、ＭgＣl)を使用している地域では、鋼板の
腐食を促進するＣl-イオン存在下での乾湿の繰り返しと
なるため、特に優れた防錆能が必要となってくる。
【０００４】また、鋼板を自動車の足廻りに使用するた
めには、強度と共にプレス加工性、特にバーリング加工
性や溶接性が必須であり、自動車の足廻り部品の軽量化
には薄肉で高強度であり、かつ優れた耐食性を有し、更
に優れたプレス加工性、溶接性が必要となってくる。
めには、強度と共にプレス加工性、特にバーリング加工
性や溶接性が必須であり、自動車の足廻り部品の軽量化
には薄肉で高強度であり、かつ優れた耐食性を有し、更
に優れたプレス加工性、溶接性が必要となってくる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】従来、このような鋼板
としては、例えば、特開昭６２−２４３７３８号には
Ｃ：０.００１〜０.０２％、Ｍn：０.１〜０.５％、
Ｓ：０.００１〜０.００５％、Ｃu：０.１〜１.０％、
Ｐ：０.０３〜０.１５％、Ｔi：０.０３〜０.１％を基
本成分とする鋼材が提案されており、特開平３−０８２
７０８号にはＣ：０.００１〜０.０１０％、Ｓi＜１.０
％、Ｍn：０.１０〜１.５０％、Ｐ：０.０４〜０.１０
％、Ｓ≦０.００５％、Ｃu：０.０５〜０.５０％、Ｎ
i：０.０５〜０.５０％を基本成分とする鋼板が提案さ
れている。しかし、このような鋼板においては、５９０
Ｎ／mm2を超える十分な強度が得られない。
としては、例えば、特開昭６２−２４３７３８号には
Ｃ：０.００１〜０.０２％、Ｍn：０.１〜０.５％、
Ｓ：０.００１〜０.００５％、Ｃu：０.１〜１.０％、
Ｐ：０.０３〜０.１５％、Ｔi：０.０３〜０.１％を基
本成分とする鋼材が提案されており、特開平３−０８２
７０８号にはＣ：０.００１〜０.０１０％、Ｓi＜１.０
％、Ｍn：０.１０〜１.５０％、Ｐ：０.０４〜０.１０
％、Ｓ≦０.００５％、Ｃu：０.０５〜０.５０％、Ｎ
i：０.０５〜０.５０％を基本成分とする鋼板が提案さ
れている。しかし、このような鋼板においては、５９０
Ｎ／mm2を超える十分な強度が得られない。
【０００６】また、例えば、特許第１３４２０６９号に
Ｃ≦０.０７％、Ｓi≦１.０％、Ｍn≦２.５、Ｐ：０.０
３〜０.２０％を基本成分とする鋼材が提案されている
が、この鋼板においては自動車足廻り特有の乾湿が繰り
返される環境で十分な耐食性が得られない上、自動車足
廻り部品として必要なプレス成形性が得られない。更に
は、めっきにより耐食性を向上させた鋼板が開示されて
いるが、溶接時にＺn蒸気によるブローホールが発生
し、また、溶接部ではめっき層がないため十分な耐食性
が得られない。
Ｃ≦０.０７％、Ｓi≦１.０％、Ｍn≦２.５、Ｐ：０.０
３〜０.２０％を基本成分とする鋼材が提案されている
が、この鋼板においては自動車足廻り特有の乾湿が繰り
返される環境で十分な耐食性が得られない上、自動車足
廻り部品として必要なプレス成形性が得られない。更に
は、めっきにより耐食性を向上させた鋼板が開示されて
いるが、溶接時にＺn蒸気によるブローホールが発生
し、また、溶接部ではめっき層がないため十分な耐食性
が得られない。
【０００７】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し
て、自動車足廻り部品が曝されるＣl-イオン存在下で乾
湿を繰り返す腐食環境においても優れた耐食性(耐孔あ
き腐食性)を有する高強度熱延鋼板を製造し得る方法を
提供することを目的とするものである。
て、自動車足廻り部品が曝されるＣl-イオン存在下で乾
湿を繰り返す腐食環境においても優れた耐食性(耐孔あ
き腐食性)を有する高強度熱延鋼板を製造し得る方法を
提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
に、本発明者らが鋭意調査、検討した結果、上述のよう
なＣl-イオン存在下で乾湿を繰り返す腐食環境において
優れた耐孔あき腐食性を有すると共に、ＴＳ≧５９０Ｎ
／mm2以上の高い強度を有し、自動車足廻り部品の軽量
化の推進に寄与し得る高強度熱延鋼板の製造方法を見い
出したものである。
に、本発明者らが鋭意調査、検討した結果、上述のよう
なＣl-イオン存在下で乾湿を繰り返す腐食環境において
優れた耐孔あき腐食性を有すると共に、ＴＳ≧５９０Ｎ
／mm2以上の高い強度を有し、自動車足廻り部品の軽量
化の推進に寄与し得る高強度熱延鋼板の製造方法を見い
出したものである。
【０００９】すなわち、本発明は、 Ｃ：０.０２％を超え０.０８％以下、 Ｓi：２.００％以下、 Ｍn：０.７０〜２.５０％、 Ｐ：０.０３〜０.１５％、 Ｓ：０.０１％以下、 Ａl：０.０１〜０.０５％、 Ｃu：０.０５〜０.５０％、 Ｔi：０.０２〜０.２５％、 Ｎ：０.００５％以下、 を含有し、更に必要に応じて、 Ｎi：０.０５〜０.５０％、 Ｎb：０.０２〜０.１０％、 Ｂ：０.０００３〜０.００６０％、 Ｍo：０.０５〜０.２５％、 Ｃr：０.０１〜０.２０％、 Ｃa：０.０００４〜０.０１００％、 ＲＥＭ：０.０００４〜０.０１００％、 のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦe及び不
可避的不純物からなる鋳片を加熱温度１２００℃以上、
仕上温度８５０〜９５０℃で熱延し、７００〜６００℃
までの平均冷却速度を２０℃／s以上で急冷し、５２０
℃以下で巻取ることを特徴とする耐孔あき腐食性に優れ
た高強度熱延鋼板の製造方法を要旨としている。
可避的不純物からなる鋳片を加熱温度１２００℃以上、
仕上温度８５０〜９５０℃で熱延し、７００〜６００℃
までの平均冷却速度を２０℃／s以上で急冷し、５２０
℃以下で巻取ることを特徴とする耐孔あき腐食性に優れ
た高強度熱延鋼板の製造方法を要旨としている。
【００１０】
【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず本発
明における鋼の化学成分の限定理由を説明する。
明における鋼の化学成分の限定理由を説明する。
【００１１】Ｃ：Ｃは鋼を強化する元素であるが、０.
０２％より少ない場合にはその効果が低く、一方、０.
０８％を超えると、通常の製造工程で腐食時にカソード
となるセメンタイト等の炭化物が多量に生成してしま
い、炭化物と地鉄間の電位差により腐食が促進され、耐
食性を低下させる。よって、Ｃ量は０.０２％を超え０.
０８％以下とする。
０２％より少ない場合にはその効果が低く、一方、０.
０８％を超えると、通常の製造工程で腐食時にカソード
となるセメンタイト等の炭化物が多量に生成してしま
い、炭化物と地鉄間の電位差により腐食が促進され、耐
食性を低下させる。よって、Ｃ量は０.０２％を超え０.
０８％以下とする。
【００１２】Ｓi：Ｓiは脱酸のため及びプレス加工性を
確保しながら強度調整を行うのに有効な元素であるが、
２.０％を超えて添加すると熱延時に鋼板表面に濃化
し、鋼板の酸洗性は低下させるため、２.０％以下とす
る。
確保しながら強度調整を行うのに有効な元素であるが、
２.０％を超えて添加すると熱延時に鋼板表面に濃化
し、鋼板の酸洗性は低下させるため、２.０％以下とす
る。
【００１３】Ｍn：ＭnはＳによる高温割れを防止するこ
と及び強度の調整に有効な元素であるが、０.７０％未
満ではＳの高温割れを防止する効果が低く、かつ、強化
の効果が小さい。また、２.５％を超えて添加すると全
伸びが著しく低下し、加工の観点から好ましくない。よ
って、Ｍn量は０.７〜２.５％とする。
と及び強度の調整に有効な元素であるが、０.７０％未
満ではＳの高温割れを防止する効果が低く、かつ、強化
の効果が小さい。また、２.５％を超えて添加すると全
伸びが著しく低下し、加工の観点から好ましくない。よ
って、Ｍn量は０.７〜２.５％とする。
【００１４】Ｐ：Ｐは単独に添加しても耐食性を向上さ
せる元素であるが、Ｃuと複合添加することにより耐食
性を飛躍的に向上させる元素であ。しかし、０.０３％
未満ではその効果が現れず、また０.１５％を超えて添
加してもその効果が飽和し、更に加工後の脆化の原因と
なる。よって、Ｐ量は０.０３〜０.１５％とする。
せる元素であるが、Ｃuと複合添加することにより耐食
性を飛躍的に向上させる元素であ。しかし、０.０３％
未満ではその効果が現れず、また０.１５％を超えて添
加してもその効果が飽和し、更に加工後の脆化の原因と
なる。よって、Ｐ量は０.０３〜０.１５％とする。
【００１５】Ｓ：Ｓは鋼中では、金属元素等と結合して
硫化物系介在物となって存在する。この硫化物系の介在
物は金属との間で電位差が生じ、腐食の起点となるた
め、Ｓ含有量は低い程よい。特にＳ含有量が０.０１％
を超えた場合、硫化物系の介在物の量が増加することに
より耐食性が極端に劣化するため、０.０１％以下とす
る。
硫化物系介在物となって存在する。この硫化物系の介在
物は金属との間で電位差が生じ、腐食の起点となるた
め、Ｓ含有量は低い程よい。特にＳ含有量が０.０１％
を超えた場合、硫化物系の介在物の量が増加することに
より耐食性が極端に劣化するため、０.０１％以下とす
る。
【００１６】Ａl：Ａlは脱酸の目的で添加するが、０.
０１％未満では十分に脱酸が行われず、鋼中のＯ含有量
を低減できない。また、０.０５％より多く添加しても
その効果が飽和するため、Ａl量は０.０１〜０.０５％
とする。
０１％未満では十分に脱酸が行われず、鋼中のＯ含有量
を低減できない。また、０.０５％より多く添加しても
その効果が飽和するため、Ａl量は０.０１〜０.０５％
とする。
【００１７】Ｃu：ＣuはＰと複合添加することにより耐
食性を飛躍的に向上させる元素であるが、０.０５％未
満ではその効果が現れず、また、０.５０％を超えて添
加しても、耐食性の効果は飽和し、また加工性が低下す
るため、Ｃu量は０.０５〜０.５０％とする。
食性を飛躍的に向上させる元素であるが、０.０５％未
満ではその効果が現れず、また、０.５０％を超えて添
加しても、耐食性の効果は飽和し、また加工性が低下す
るため、Ｃu量は０.０５〜０.５０％とする。
【００１８】Ｔi：ＴiはＴi系析出物としての析出によ
り、及び鋼の結晶粒微細化により、強化及び加工性改善
のため、また、固溶Ｔiが腐食時に溶出することによる
耐食性改善のために添加するが、０.０２％以上添加し
ないとその効果が現れず、また、０.２５％を超えて添
加しても耐食性及び強化に対する効果が飽和する上、高
価になるため、Ｔi量は０.０２〜０.２５％とする。
り、及び鋼の結晶粒微細化により、強化及び加工性改善
のため、また、固溶Ｔiが腐食時に溶出することによる
耐食性改善のために添加するが、０.０２％以上添加し
ないとその効果が現れず、また、０.２５％を超えて添
加しても耐食性及び強化に対する効果が飽和する上、高
価になるため、Ｔi量は０.０２〜０.２５％とする。
【００１９】Ｎ：Ｎ量が多くなると時効が発生し、ま
た、一部のＮはＴiと結合してＴiＮを形成し、固溶Ｔi
量を減少させ、耐食性が劣化するため、Ｎ量は０.００
５％以下とする。
た、一部のＮはＴiと結合してＴiＮを形成し、固溶Ｔi
量を減少させ、耐食性が劣化するため、Ｎ量は０.００
５％以下とする。
【００２０】以上の成分を必須とするが、必要に応じ
て、以下の成分の１種又は２種以上を適量にて添加する
ことができる。
て、以下の成分の１種又は２種以上を適量にて添加する
ことができる。
【００２１】Ｎi：Ｃu含有量が多い鋼ではヘゲ疵が表面
に発生しやすいが、Ｃu含有量の多い鋼にＮiを０.０５
％以上添加した場合、この欠疵を防止することができ
る。またＮiは耐食性向上に寄与する成分であるが、Ｎi
は高価であるため、その上限は０.５％とするが、Ｃu添
加量が０.４％を超える場合にはＮiをＣu含有量の半分
から同量を添加するのが望ましい。
に発生しやすいが、Ｃu含有量の多い鋼にＮiを０.０５
％以上添加した場合、この欠疵を防止することができ
る。またＮiは耐食性向上に寄与する成分であるが、Ｎi
は高価であるため、その上限は０.５％とするが、Ｃu添
加量が０.４％を超える場合にはＮiをＣu含有量の半分
から同量を添加するのが望ましい。
【００２２】Ｎb：Ｎbは鋼の強化及び加工性改善のた
め、及びＮb添加による固溶Ｔi量の増加、すなわち、耐
食性改善のために添加するが、０.０２％以上でないと
その効果が現れず、また０.１０％を超えて添加した場
合、鋼が脆化する上、高価になるため、Ｎb量は０.０２
〜０.１０％とする。
め、及びＮb添加による固溶Ｔi量の増加、すなわち、耐
食性改善のために添加するが、０.０２％以上でないと
その効果が現れず、また０.１０％を超えて添加した場
合、鋼が脆化する上、高価になるため、Ｎb量は０.０２
〜０.１０％とする。
【００２３】Ｂ：Ｂは鋼の加工後の脆化を改善するため
に添加するが、０.０００３％未満ではその効果が現れ
ず、また、０.００６０％を超えて添加すると、かえっ
て鋼が脆化するため、Ｂ量は０.０００３〜０.００６０
％とする。
に添加するが、０.０００３％未満ではその効果が現れ
ず、また、０.００６０％を超えて添加すると、かえっ
て鋼が脆化するため、Ｂ量は０.０００３〜０.００６０
％とする。
【００２４】Ｍo：Ｍoは鋼の強化及び加工性改善のため
に極めて有効な元素であるが、０.０５％以上でないと
その効果が現れず、また、０.２５％を超えて添加して
も、その効果が飽和する上、高価になるため、Ｍo量は
０.０５〜０.２５％とする。
に極めて有効な元素であるが、０.０５％以上でないと
その効果が現れず、また、０.２５％を超えて添加して
も、その効果が飽和する上、高価になるため、Ｍo量は
０.０５〜０.２５％とする。
【００２５】Ｃr：Ｃrは鋼の強化のために有効な元素で
あるが、０.０１％より少ない添加量ではその効果が現
れず、また、０.２０％を超えて添加した場合、強化の
効果が飽和すると共に、耐食性が劣化するため、Ｃr量
は０.０１〜０.２０％とする。
あるが、０.０１％より少ない添加量ではその効果が現
れず、また、０.２０％を超えて添加した場合、強化の
効果が飽和すると共に、耐食性が劣化するため、Ｃr量
は０.０１〜０.２０％とする。
【００２６】Ｃa：鉄の腐食が進行している段階では、
孔食内部で、 Ｆe→Ｆe2+＋ｅ- Ｆe2+＋２Ｈ2Ｏ→Ｆe(ＯＨ)2＋２Ｈ+ なる反応が起こり、孔食内部が酸性化し、更に鉄の腐食
が促進されるが、Ｃaが存在した場合、鉄と同時にＣaも
溶解し、Ｃaがアルカリ金属であるため、孔食内部を塩
基性化し、孔食の進展が低減される。Ｃaはこのために
添加するが、０.０００４％未満では効果が認められ
ず、また０.０１００％を超えて添加すると、その効果
が飽和するばかりでなく、鋼の脆化を引き起こすため、
Ｃa量は０.０００４〜０.０１００％とする。
孔食内部で、 Ｆe→Ｆe2+＋ｅ- Ｆe2+＋２Ｈ2Ｏ→Ｆe(ＯＨ)2＋２Ｈ+ なる反応が起こり、孔食内部が酸性化し、更に鉄の腐食
が促進されるが、Ｃaが存在した場合、鉄と同時にＣaも
溶解し、Ｃaがアルカリ金属であるため、孔食内部を塩
基性化し、孔食の進展が低減される。Ｃaはこのために
添加するが、０.０００４％未満では効果が認められ
ず、また０.０１００％を超えて添加すると、その効果
が飽和するばかりでなく、鋼の脆化を引き起こすため、
Ｃa量は０.０００４〜０.０１００％とする。
【００２７】ＲＥＭ(希土類元素)：希土類元素もＣaと
同様、孔食内部で孔食内部を塩基性化し、孔食の進展が
低減されるため添加するが、０.０００４％未満では効
果が認められず、また０.０１００％を超えて添加する
と、その効果が飽和するばかりでなく、鋼の脆化を引き
起こすため、ＲＥＭ量は０.０００４〜０.０１００％と
する。
同様、孔食内部で孔食内部を塩基性化し、孔食の進展が
低減されるため添加するが、０.０００４％未満では効
果が認められず、また０.０１００％を超えて添加する
と、その効果が飽和するばかりでなく、鋼の脆化を引き
起こすため、ＲＥＭ量は０.０００４〜０.０１００％と
する。
【００２８】次に本発明の製造条件について説明する。
【００２９】上機化学成分の鋼は常法により鋳片とする
が、鋳片を加熱し熱延を行うに際しては以下の条件とす
る必要がある。
が、鋳片を加熱し熱延を行うに際しては以下の条件とす
る必要がある。
【００３０】加熱温度：加熱温度は鋼のプレス加工性及
び耐食性を確保するために規制する必要がある。すなわ
ち、加熱温度が１２００℃未満ではスラブ中の粗大なＴ
iＣを固溶させることができず、鋼板中の固溶Ｔi量が減
少して耐食性が劣化し、また均一なベイナイト組織が得
られず、そのためプレス加工性、特にバーリング加工性
を劣化させる。したがって、加熱温度は１２００℃以上
とする。
び耐食性を確保するために規制する必要がある。すなわ
ち、加熱温度が１２００℃未満ではスラブ中の粗大なＴ
iＣを固溶させることができず、鋼板中の固溶Ｔi量が減
少して耐食性が劣化し、また均一なベイナイト組織が得
られず、そのためプレス加工性、特にバーリング加工性
を劣化させる。したがって、加熱温度は１２００℃以上
とする。
【００３１】仕上温度：熱延の仕上温度は鋼のプレス加
工性及び耐食性を確保するために規制する必要がある。
すなわち、仕上温度が８５０℃未満ではフェライト組織
が多くなり十分なバーリング加工性が得られない。また
９５０℃を超えて圧延した場合、スケール疵が発生し、
また圧延ロールの摩耗が激しくなる。したがって、熱延
の仕上温度は８５０℃以上、９５０℃以下とする。
工性及び耐食性を確保するために規制する必要がある。
すなわち、仕上温度が８５０℃未満ではフェライト組織
が多くなり十分なバーリング加工性が得られない。また
９５０℃を超えて圧延した場合、スケール疵が発生し、
また圧延ロールの摩耗が激しくなる。したがって、熱延
の仕上温度は８５０℃以上、９５０℃以下とする。
【００３２】冷却速度：仕上圧延後の冷却速度は鋼のプ
レス加工性及び耐食性を確保するために規制する必要が
ある。すなわち、７００〜６００℃までの平均冷却速度
が２０℃／s未満ではパーライト組織が生成し、十分な
バーリング加工性が得られない上、ＴiがＴiＣとして析
出し、固溶Ｔi量が減少して耐食性が劣化する。したが
って、７００〜６００℃までの平均冷却速度が２０℃／
s以上で急冷する。なお、平均冷却速度の上限は特に規
制しないが、２００℃／s以上で鋼を均一に冷却するこ
とは現存の熱延設備では困難である。
レス加工性及び耐食性を確保するために規制する必要が
ある。すなわち、７００〜６００℃までの平均冷却速度
が２０℃／s未満ではパーライト組織が生成し、十分な
バーリング加工性が得られない上、ＴiがＴiＣとして析
出し、固溶Ｔi量が減少して耐食性が劣化する。したが
って、７００〜６００℃までの平均冷却速度が２０℃／
s以上で急冷する。なお、平均冷却速度の上限は特に規
制しないが、２００℃／s以上で鋼を均一に冷却するこ
とは現存の熱延設備では困難である。
【００３３】巻取温度：巻取温度は鋼のプレス加工性及
び耐食性を確保するために規制する。すなわち、巻取温
度が５２０℃を超えると炭素の多くがセメンタイト及び
ＴiＣとして析出し、プレス加工性、特にバーリング加
工性を劣化させると共に、鋼の２次加工脆性を誘発し、
更に固溶Ｔi量が低下することにより耐食性が劣化す
る。このため巻取温度は５２０℃以下とする。
び耐食性を確保するために規制する。すなわち、巻取温
度が５２０℃を超えると炭素の多くがセメンタイト及び
ＴiＣとして析出し、プレス加工性、特にバーリング加
工性を劣化させると共に、鋼の２次加工脆性を誘発し、
更に固溶Ｔi量が低下することにより耐食性が劣化す
る。このため巻取温度は５２０℃以下とする。
【００３４】次に本発明の実施例を示す。
【００３５】表１に示す化学成分の供試鋼を実機レベル
で溶製し、表２に示す製造条件にて鋳片を加熱し、実機
熱間圧延機を使用して熱延した後、冷却し、巻取った。
で溶製し、表２に示す製造条件にて鋳片を加熱し、実機
熱間圧延機を使用して熱延した後、冷却し、巻取った。
【００３６】引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて行っ
た。耐食性は、鋼板に燐酸塩処理(日本ペイント製ＳＤ
５０００)を施した後、カチオン電着塗装(日本ペイント
製ＰＴ−Ｕ−８０、１５μm塗布)後、素地に達するクロ
スカットを施し、塩水散布５０℃×１６時間→乾燥７０
℃×４時間→湿潤５０℃、湿度８５％で４時間のサイク
ルを１サイクルとする腐食促進テストを１００サイクル
行った際のクロスカット部の浸食深さ(最大孔あき深さ)
(mm)により評価した。これらの試験結果を表２に示す。
また耐食性とＴi添加量及び冷却速度の関係を図１及び
図２に整理して示す。
た。耐食性は、鋼板に燐酸塩処理(日本ペイント製ＳＤ
５０００)を施した後、カチオン電着塗装(日本ペイント
製ＰＴ−Ｕ−８０、１５μm塗布)後、素地に達するクロ
スカットを施し、塩水散布５０℃×１６時間→乾燥７０
℃×４時間→湿潤５０℃、湿度８５％で４時間のサイク
ルを１サイクルとする腐食促進テストを１００サイクル
行った際のクロスカット部の浸食深さ(最大孔あき深さ)
(mm)により評価した。これらの試験結果を表２に示す。
また耐食性とＴi添加量及び冷却速度の関係を図１及び
図２に整理して示す。
【００３７】表２より明らかなように、本発明例はいず
れも、最大孔あき深さが小さく優れた耐食性を有すると
共に、高強度が得られている。一方、比較例は耐食性か
強度の少なくとも一方が不満足である。
れも、最大孔あき深さが小さく優れた耐食性を有すると
共に、高強度が得られている。一方、比較例は耐食性か
強度の少なくとも一方が不満足である。
【００３８】また、図１及び図２より、Ｔi添加量を０.
０２％以上とし且つ適切な製造条件で十分な固溶Ｔi量
を確保することにより、優れた耐食性が得られることが
わかる。
０２％以上とし且つ適切な製造条件で十分な固溶Ｔi量
を確保することにより、優れた耐食性が得られることが
わかる。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
耐孔あき腐食性に優れた高強度熱延鋼板が得られ、特に
Ｃl-イオン存在下で乾湿を繰り返す腐食環境において優
れた耐孔あき腐食性を有するので、自動車用鋼板として
最適である。この鋼は、裸又は塗装して使用することに
より、優れた性能を発揮するが、めっき、有機皮膜塗布
等の適当な表面処理と組み合わせることにより、更に優
れた効果を発揮する。
耐孔あき腐食性に優れた高強度熱延鋼板が得られ、特に
Ｃl-イオン存在下で乾湿を繰り返す腐食環境において優
れた耐孔あき腐食性を有するので、自動車用鋼板として
最適である。この鋼は、裸又は塗装して使用することに
より、優れた性能を発揮するが、めっき、有機皮膜塗布
等の適当な表面処理と組み合わせることにより、更に優
れた効果を発揮する。
【図１】実施例における供試鋼のＴi含有量と耐食性(最
大孔あき深さ)の関係を示す図である。
大孔あき深さ)の関係を示す図である。
【図２】実施例における供試鋼の熱延後の７００〜６０
０℃までの平均冷却速度と耐食性(最大孔あき深さ)の関
係を示す図である。
０℃までの平均冷却速度と耐食性(最大孔あき深さ)の関
係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、 Ｃ：０.０２％を超え０.０８％以下、 Ｓi：２.００％以下、 Ｍn：０.７０〜２.５０％、 Ｐ：０.０３〜０.１５％、 Ｓ：０.０１％以下、 Ａl：０.０１〜０.０５％、 Ｃu：０.０５〜０.５０％、 Ｔi：０.０２〜０.２５％、 Ｎ：０.００５％以下、 を含有し、残部がＦe及び不可避的不純物からなる鋳片
を加熱温度１２００℃以上、仕上温度８５０〜９５０℃
で熱延し、７００〜６００℃までの平均冷却速度を２０
℃／s以上で急冷し、５２０℃以下で巻取ることを特徴
とする耐孔あき腐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】 更に、Ｎi：０.０５〜０.５０％、Ｎb：
０.０２〜０.１０％、Ｂ：０.０００３〜０.００６０
％、Ｍo：０.０５〜０.２５％、Ｃr：０.０１〜０.２０
％、Ｃa：０.０００４〜０.０１００％、ＲＥＭ：０.０
００４〜０.０１００％のうちの１種又は２種以上を含
有している請求項１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33892293A JPH07150237A (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | 耐孔あき腐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33892293A JPH07150237A (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | 耐孔あき腐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07150237A true JPH07150237A (ja) | 1995-06-13 |
Family
ID=18322594
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33892293A Pending JPH07150237A (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | 耐孔あき腐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07150237A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005029886A (ja) * | 2003-06-18 | 2005-02-03 | Nippon Steel Corp | Ｃｕ含有鋼材 |
| JP2010095753A (ja) * | 2008-10-15 | 2010-04-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1993
- 1993-12-01 JP JP33892293A patent/JPH07150237A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005029886A (ja) * | 2003-06-18 | 2005-02-03 | Nippon Steel Corp | Ｃｕ含有鋼材 |
| JP2010095753A (ja) * | 2008-10-15 | 2010-04-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020305 |