JPH0814019B2 - プレス加工用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス加工用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0814019B2 JPH0814019B2 JP1339752A JP33975289A JPH0814019B2 JP H0814019 B2 JPH0814019 B2 JP H0814019B2 JP 1339752 A JP1339752 A JP 1339752A JP 33975289 A JP33975289 A JP 33975289A JP H0814019 B2 JPH0814019 B2 JP H0814019B2
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- rolled steel
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- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は、自動車のボディ等に使用される冷延ならび
に表面処理された鋼板であって、とりわけ加工性が良好
であるばかりでなく、同時に塗装の下地処理としての良
好な化成処理性（リン酸亜鉛処理性）さらには優れたス
ポット溶接性をも具備した冷延鋼板に関するものであ
る。
に表面処理された鋼板であって、とりわけ加工性が良好
であるばかりでなく、同時に塗装の下地処理としての良
好な化成処理性（リン酸亜鉛処理性）さらには優れたス
ポット溶接性をも具備した冷延鋼板に関するものであ
る。
＜従来の技術＞ ブレス加工用冷延鋼板は、従来Ｃ≧0.01％以上の低Ｃ
−リムド鋼や低Ｃ−Alキルド鋼を箱焼鈍して製造されて
いたが、最近の省エネルギーならびに製造納期の短縮要
求にかんがみ、連続焼鈍法への変換が積極的に進められ
ている。
−リムド鋼や低Ｃ−Alキルド鋼を箱焼鈍して製造されて
いたが、最近の省エネルギーならびに製造納期の短縮要
求にかんがみ、連続焼鈍法への変換が積極的に進められ
ている。
連続焼鈍法では、加熱および均熱時間が極めて短い。
そこで、絞り性を箱焼鈍材並にするために、低Ｃ鋼の熱
延巻き取り温度を従来より高温にし、さらに焼鈍温度も
箱焼鈍法より高温にする等の対策がとられている。さら
には、冷却時間も極端に短いため、過時効処理を施すこ
とにより焼鈍中に固溶した炭素を析出させている。しか
るに、かような特殊処理によっても、固溶炭素が依然と
して残留するために、加工性はともかく常温遅時効性を
得ることは困難であった。
そこで、絞り性を箱焼鈍材並にするために、低Ｃ鋼の熱
延巻き取り温度を従来より高温にし、さらに焼鈍温度も
箱焼鈍法より高温にする等の対策がとられている。さら
には、冷却時間も極端に短いため、過時効処理を施すこ
とにより焼鈍中に固溶した炭素を析出させている。しか
るに、かような特殊処理によっても、固溶炭素が依然と
して残留するために、加工性はともかく常温遅時効性を
得ることは困難であった。
このような実状にかんがみ、さらには箱焼鈍された低
Ｃ−Alキルド鋼と同等の耐時効性と、それ以上の高加工
性を得る手段として、Ｃ≦0.01wt％、Al≦0.20wt％を含
有する極低Ｃ鋼とし、必要に応じてTi、Nb、Ｂ等の炭窒
化物形成元素を添加する技術が製鋼技術の進歩と相まっ
て一般的になりつつある。事実このようにして製造され
た極低Ｃ冷延鋼板は、焼鈍中の粒成長性が優れ、非常に
良好な加工性とりわけ引っ張り試験で評価できる良好な
全伸び値（El）、ならびにランクフォード値（値）を
示し、現状では広くプレス加工用鋼板として採用されて
いる。
Ｃ−Alキルド鋼と同等の耐時効性と、それ以上の高加工
性を得る手段として、Ｃ≦0.01wt％、Al≦0.20wt％を含
有する極低Ｃ鋼とし、必要に応じてTi、Nb、Ｂ等の炭窒
化物形成元素を添加する技術が製鋼技術の進歩と相まっ
て一般的になりつつある。事実このようにして製造され
た極低Ｃ冷延鋼板は、焼鈍中の粒成長性が優れ、非常に
良好な加工性とりわけ引っ張り試験で評価できる良好な
全伸び値（El）、ならびにランクフォード値（値）を
示し、現状では広くプレス加工用鋼板として採用されて
いる。
＜発明が解決しようとする課題＞ しかしながら、この種の鋼板の使用の増大にともな
い、以下に示す種々の問題点をも有していることが明ら
かにされ、完全無欠の材料としては今一歩の段階であっ
た。
い、以下に示す種々の問題点をも有していることが明ら
かにされ、完全無欠の材料としては今一歩の段階であっ
た。
先ず、極低Ｃ鋼は元来が純鉄に近いため、表面の清浄
度が極めて優れている。そのため、プレス後の塗装の下
地処理としての化成処理（リン酸亜鉛処理）において
は、反応性が従来の低Ｃ−Alキルド鋼より幾分劣り、生
成したリン酸亜鉛鉄結晶の細かさ、化成処理条件変動時
の安定性に対して、低Ｃ−Alキルド鋼より若干不利であ
った。
度が極めて優れている。そのため、プレス後の塗装の下
地処理としての化成処理（リン酸亜鉛処理）において
は、反応性が従来の低Ｃ−Alキルド鋼より幾分劣り、生
成したリン酸亜鉛鉄結晶の細かさ、化成処理条件変動時
の安定性に対して、低Ｃ−Alキルド鋼より若干不利であ
った。
次に、溶接性に対しては、極低Ｃ鋼の場合熱影響部
（HAZ）の組織が一般に粗大化し、溶着部や母材よりも
強度が低下しやすい傾向があった。そのため、溶接部の
強度および疲労特性の点で低Ｃ−Alキルド鋼よりも有利
とは言えなかった。このような理由により、溶接に比較
的長時間を要する電縫鋼管等への極低Ｃ鋼の適用は未だ
なされていないのが現状である。
（HAZ）の組織が一般に粗大化し、溶着部や母材よりも
強度が低下しやすい傾向があった。そのため、溶接部の
強度および疲労特性の点で低Ｃ−Alキルド鋼よりも有利
とは言えなかった。このような理由により、溶接に比較
的長時間を要する電縫鋼管等への極低Ｃ鋼の適用は未だ
なされていないのが現状である。
さらに、極低Ｃ鋼は延性に富むので、非常に粘り強
く、低Ｃ−Alキルド鋼と同一の条件で打ち抜きや剪断を
行った場合に、その端面に生成する笹くれ部いわゆるバ
リが低Ｃ−Alキルド鋼に比べより多く生成する。このバ
リは、後のプレス工程で剥がれると、いわゆる星目欠陥
を誘発する。極低Ｃ鋼は、このような危険性を有してお
り、バリ高さ低減のためにも極低Ｃ鋼の打ち抜き性改善
が強く望まれていた。
く、低Ｃ−Alキルド鋼と同一の条件で打ち抜きや剪断を
行った場合に、その端面に生成する笹くれ部いわゆるバ
リが低Ｃ−Alキルド鋼に比べより多く生成する。このバ
リは、後のプレス工程で剥がれると、いわゆる星目欠陥
を誘発する。極低Ｃ鋼は、このような危険性を有してお
り、バリ高さ低減のためにも極低Ｃ鋼の打ち抜き性改善
が強く望まれていた。
また、加工性のさらなる向上のためには、必然的に不
純物元素の低減を伴うため、焼鈍中の鋼中元素の表面濃
化量が抑制される。このことは、結果として鋼板の表面
硬度の低下を引き起こす。そのため、プレス成形を施し
た場合に、潤滑が十分でないと鋼板表面とプレス型とが
接触時に噛りあい、鋼板の表面キズ欠陥が誘発されるば
かりでなく、極端な場合にはプレス割れさえ伴う。この
ような、いわゆる摺動性の低下は、不純物元素が少ない
極低Ｃ鋼と、表面に濃化させるのに十分な時間が確保で
きない連続焼鈍法との組合わせにより最も顕著になる。
純物元素の低減を伴うため、焼鈍中の鋼中元素の表面濃
化量が抑制される。このことは、結果として鋼板の表面
硬度の低下を引き起こす。そのため、プレス成形を施し
た場合に、潤滑が十分でないと鋼板表面とプレス型とが
接触時に噛りあい、鋼板の表面キズ欠陥が誘発されるば
かりでなく、極端な場合にはプレス割れさえ伴う。この
ような、いわゆる摺動性の低下は、不純物元素が少ない
極低Ｃ鋼と、表面に濃化させるのに十分な時間が確保で
きない連続焼鈍法との組合わせにより最も顕著になる。
以上の状況を打開するために、本発明者らは種々の検
討を行った。良好な機械的性質（El、値等）を維持し
た上で上述の問題を解決するためには、極低Ｃ鋼の使用
は必須と考えられる。一方上述の極低Ｃ鋼にかかわる問
題点は、多かれ少なかれ表面近傍の元素の存在状態と、
密接に影響を及ぼしあっていることは明瞭である。そこ
で本発明者らは数多くの調査および実験室的な確認を行
った結果、表面に炭素の濃化層が適当な厚さおよび濃度
で存在するように連続焼鈍炉において適切な条件で浸炭
雰囲気にさらしてやれば、極低Ｃ鋼の抱えている欠点が
一気に解決されることを見出したのである。
討を行った。良好な機械的性質（El、値等）を維持し
た上で上述の問題を解決するためには、極低Ｃ鋼の使用
は必須と考えられる。一方上述の極低Ｃ鋼にかかわる問
題点は、多かれ少なかれ表面近傍の元素の存在状態と、
密接に影響を及ぼしあっていることは明瞭である。そこ
で本発明者らは数多くの調査および実験室的な確認を行
った結果、表面に炭素の濃化層が適当な厚さおよび濃度
で存在するように連続焼鈍炉において適切な条件で浸炭
雰囲気にさらしてやれば、極低Ｃ鋼の抱えている欠点が
一気に解決されることを見出したのである。
よって、本発明は連続焼鈍炉において浸炭雰囲気に適
切な条件でさらすことにより、耐型かじり性、化成処理
性、およびスポット溶接性に優れた冷延鋼板の製造方法
を提供することを目的とする。
切な条件でさらすことにより、耐型かじり性、化成処理
性、およびスポット溶接性に優れた冷延鋼板の製造方法
を提供することを目的とする。
＜課題を解決するための手段＞ すなわち、本発明は、Ｃを0.01wt％以下含む鋼板を、
加熱、均熱および冷却ゾーンを有する連続焼鈍炉を用い
て連続焼鈍するに際し、前記連続焼鈍炉における均熱後
期あるいは冷却初期にN2＋H2を主体とするガス中にCOを
添加した浸炭雰囲気に、下記（Ｉ）式において、αが0.
05以上、Ｔが650℃以上、850℃以下の条件で４秒以上さ
らすことを特徴とする耐型かじり性、化成処理性および
スポット溶接性に優れた冷延鋼板の製造方法を提供する
ものである。
加熱、均熱および冷却ゾーンを有する連続焼鈍炉を用い
て連続焼鈍するに際し、前記連続焼鈍炉における均熱後
期あるいは冷却初期にN2＋H2を主体とするガス中にCOを
添加した浸炭雰囲気に、下記（Ｉ）式において、αが0.
05以上、Ｔが650℃以上、850℃以下の条件で４秒以上さ
らすことを特徴とする耐型かじり性、化成処理性および
スポット溶接性に優れた冷延鋼板の製造方法を提供する
ものである。
ただし、 はそれぞれ浸炭雰囲気中のCo、H2、H2Oの分圧、Ｔは加
熱温度（℃） 上記鋼板は、さらに、Si:1.0wt％以下、Mn:1.0wt％以
下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Al:0.01〜0.1wt
％およびN:0.01wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物よりなるのが好ましく、さらに上記鋼板のい
ずれかは、さらに、Ti:0.001〜0.15wt％、Nb:0.001〜0.
1wt％およびB:0.0030wt％以下のうちから選んだ１種ま
たは２種以上を含有するのがより好ましい。
熱温度（℃） 上記鋼板は、さらに、Si:1.0wt％以下、Mn:1.0wt％以
下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以下、Al:0.01〜0.1wt
％およびN:0.01wt％以下を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物よりなるのが好ましく、さらに上記鋼板のい
ずれかは、さらに、Ti:0.001〜0.15wt％、Nb:0.001〜0.
1wt％およびB:0.0030wt％以下のうちから選んだ１種ま
たは２種以上を含有するのがより好ましい。
以下に本発明をさらに詳細に説明する。
本発明は、Ｃ≦0.01wt％を含有する極低炭素鋼板を原
板とし、加熱、均熱および冷却ゾーンを有する連続焼鈍
炉に用いて、後述するように浸炭用雰囲気および浸炭条
件を設定することにより、耐型かじり性、化成処理性お
よびスポット溶接性に優れた冷延鋼板を製造する方法を
提供する。
板とし、加熱、均熱および冷却ゾーンを有する連続焼鈍
炉に用いて、後述するように浸炭用雰囲気および浸炭条
件を設定することにより、耐型かじり性、化成処理性お
よびスポット溶接性に優れた冷延鋼板を製造する方法を
提供する。
本発明が適用される鋼板は、基本的には、浸炭により
表面のＣ濃度を本発明が目的とする特性を満足するよう
に調整するものであり、連続焼鈍法を適用しても良好な
機械的性質を得るために、Ｃは0.01wt％以下の極低Ｃ域
にすることが必須である。特に材質が必要とされる場合
には、Ｃを0.005wt％以下まで低減することが望まし
い。これ以上では、低Ｃ鋼並またはそれ以上の材質を得
ることは不可能である。
表面のＣ濃度を本発明が目的とする特性を満足するよう
に調整するものであり、連続焼鈍法を適用しても良好な
機械的性質を得るために、Ｃは0.01wt％以下の極低Ｃ域
にすることが必須である。特に材質が必要とされる場合
には、Ｃを0.005wt％以下まで低減することが望まし
い。これ以上では、低Ｃ鋼並またはそれ以上の材質を得
ることは不可能である。
さらに、鋼板原板は、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを以下
に述べる範囲内で含有しているが、本発明の目的上好ま
しい。
に述べる範囲内で含有しているが、本発明の目的上好ま
しい。
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、添加量が1.0wt％を超えると深絞り
性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下とするのがよい。
要量添加されるが、添加量が1.0wt％を超えると深絞り
性に悪影響を及ぼすので1.0wt％以下とするのがよい。
MnもSiと同様、Ｓの残留による熱間割れを避けるとい
う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、添加量が1.0wt％を越えるとやはり加工
性に悪影響を及ぼすので1.0wt以下が好ましい。
う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、添加量が1.0wt％を越えるとやはり加工
性に悪影響を及ぼすので1.0wt以下が好ましい。
ＰもSiやMnと同様、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、添加量が0.2wt％を
越えると加工性に悪影響を及ぼすので0.2wt％以下にす
るのがよい。
強度に応じて必要量添加されるが、添加量が0.2wt％を
越えると加工性に悪影響を及ぼすので0.2wt％以下にす
るのがよい。
Ｓは、少なければ少ないほど深絞り性が向上するので
極力低減することが好ましいが、その含有量が0.05wt％
以下ではさほど悪影響を及ぼさないので、0.05wt％以下
にするのがよい。
極力低減することが好ましいが、その含有量が0.05wt％
以下ではさほど悪影響を及ぼさないので、0.05wt％以下
にするのがよい。
Alは脱酸剤として、また後述する炭窒化物形成元素の
歩留まり向上すなわち鋼中Ｎの固定による耐時効性の向
上のために添加されるが、含有量が0.01wt％に満たない
とその添加効果に乏しく、一方、0.1wt％を越えて添加
してもその効果は飽和に達するので、0.01〜0.1wt％の
範囲にするのがよい。
歩留まり向上すなわち鋼中Ｎの固定による耐時効性の向
上のために添加されるが、含有量が0.01wt％に満たない
とその添加効果に乏しく、一方、0.1wt％を越えて添加
してもその効果は飽和に達するので、0.01〜0.1wt％の
範囲にするのがよい。
ＮはＣについて述べたと同様の理由で0.01wt％以下に
するのが好ましい。
するのが好ましい。
さらに、本発明で原板として用いる冷延鋼板には、T
i、NbおよびＢから選択される１種以上の元素を下記の
通り添加してもよい。
i、NbおよびＢから選択される１種以上の元素を下記の
通り添加してもよい。
これらの元素の添加は、鋼中に固溶して耐時効性を劣
化させるＣやＮを固定するのに有効である。さらには、
形成された析出物のサイズが適度に粗大であるため、連
続焼鈍時の粒成長を促進されるので、加工性特にElや
値の向上には有利となる。
化させるＣやＮを固定するのに有効である。さらには、
形成された析出物のサイズが適度に粗大であるため、連
続焼鈍時の粒成長を促進されるので、加工性特にElや
値の向上には有利となる。
Tiは炭窒化物形成元素であり、鋼中の固溶（Ｃ、Ｎ）
を低減させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的に
形成させるために添加される。しかしながら添加量が0.
001wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.15wt％
を越えて添加してもそれ以上の効果は得られず、むしろ
鋼板表面性状および延性の劣化につながるので0.001〜
0.15wt％の範囲に限定する。
を低減させ、深絞り性に有利な｛111｝方位を優先的に
形成させるために添加される。しかしながら添加量が0.
001wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.15wt％
を越えて添加してもそれ以上の効果は得られず、むしろ
鋼板表面性状および延性の劣化につながるので0.001〜
0.15wt％の範囲に限定する。
Nbは炭化物形成元素であり、鋼中の固溶Ｃを低減させ
るとともに、熱延鋼板組織の微細化を促して、深絞り性
に有利な｛111｝方位を優先的に形成させるために添加
される。しかしながら添加量が0.001wt％未満ではその
添加の効果が乏しく、一方0.1wt％を越えて添加しても
それ以上の効果は得られず、むしろ延性の劣化につなが
るので0.001〜0.1wt％の範囲に限定する。
るとともに、熱延鋼板組織の微細化を促して、深絞り性
に有利な｛111｝方位を優先的に形成させるために添加
される。しかしながら添加量が0.001wt％未満ではその
添加の効果が乏しく、一方0.1wt％を越えて添加しても
それ以上の効果は得られず、むしろ延性の劣化につなが
るので0.001〜0.1wt％の範囲に限定する。
Ｂについても同様の理由から、0.0030wt％以下とす
る。
る。
上記のような成分を有する鋼板は連続焼鈍を施され
る。
る。
本発明において好適に用いられる連続焼鈍炉（CAL;Co
ntinuous Annealing Line）は加熱、均熱および冷却ゾ
ーンを有する。浸炭は均熱ゾーン後期から冷却ゾーンに
かけて浸炭用雰囲気として、浸炭に適する条件にして行
なう。
ntinuous Annealing Line）は加熱、均熱および冷却ゾ
ーンを有する。浸炭は均熱ゾーン後期から冷却ゾーンに
かけて浸炭用雰囲気として、浸炭に適する条件にして行
なう。
浸炭用雰囲気として、N2＋H2を主体とするガス中にCO
を適量添加したものを用いる。そして、浸炭条件は適切
に選定する。
を適量添加したものを用いる。そして、浸炭条件は適切
に選定する。
本発明においては、上記焼鈍炉における均熱後期ある
いは冷却初期に、浸炭用雰囲気に、下記（Ｉ）式におい
て、αが0.05以上、Ｔが650℃以上、850℃以下の条件で
４秒以上さらす。
いは冷却初期に、浸炭用雰囲気に、下記（Ｉ）式におい
て、αが0.05以上、Ｔが650℃以上、850℃以下の条件で
４秒以上さらす。
上式中、 はそれぞれ浸炭雰囲気中のCO、H2、H2Oの分圧、Ｔは加
熱温度（℃）である。
熱温度（℃）である。
加熱温度650℃未満では鋼板にテンパーカラーが発生
し、850℃をこえると鋼板自体の材質が悪化するため、
浸炭雰囲気は650〜850℃にするのがよい。
し、850℃をこえると鋼板自体の材質が悪化するため、
浸炭雰囲気は650〜850℃にするのがよい。
また、この雰囲気に鋼板をさらす時間は４秒以上とす
る。
る。
これが４秒未満では浸炭効果が発揮されない。
以上述べたようにして連続焼鈍法により浸炭処理が施
されて表面層のＣ濃度が適切に、すなわち、耐型かじり
性、化成処理性およびスポット溶接性が優れた冷延鋼板
を製造することができる。
されて表面層のＣ濃度が適切に、すなわち、耐型かじり
性、化成処理性およびスポット溶接性が優れた冷延鋼板
を製造することができる。
このようにして製造された冷延鋼板にはさらに表面処
理を施すことができる。表面処理としては、亜鉛めっき
のほか、Zn−NiあるいははZn−Feなどの亜鉛系合金めっ
き、有機塗膜被覆などの亜鉛系複合めっきを挙げること
ができる。
理を施すことができる。表面処理としては、亜鉛めっき
のほか、Zn−NiあるいははZn−Feなどの亜鉛系合金めっ
き、有機塗膜被覆などの亜鉛系複合めっきを挙げること
ができる。
＜実施例＞ 次に本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
（実施例１） 表１に示す５種類の極低Ｃ鋼を、転炉溶製後RH脱ガス
の引き続く連続通常法で作製した。
の引き続く連続通常法で作製した。
該スラブを加熱炉に操入して1230℃に加熱した後、熱
間圧延で880℃で仕上げ、535℃で巻き取り3.2mm厚の熱
延コイルとした。次いで、酸洗後冷間圧延で0.7mm厚の
冷延鋼板とした。該冷延コイルを、連続焼純ライン（CA
L）で急速加熱、急速冷却条件で再結晶焼鈍を行う際
に、到達温度域において、炉のガス組成および該炉にス
トリップが滞留する時間を表２の如く変化させ、得られ
た冷延鋼板について、種々の特性の比較を行った。その
結果を表２に示す。
間圧延で880℃で仕上げ、535℃で巻き取り3.2mm厚の熱
延コイルとした。次いで、酸洗後冷間圧延で0.7mm厚の
冷延鋼板とした。該冷延コイルを、連続焼純ライン（CA
L）で急速加熱、急速冷却条件で再結晶焼鈍を行う際
に、到達温度域において、炉のガス組成および該炉にス
トリップが滞留する時間を表２の如く変化させ、得られ
た冷延鋼板について、種々の特性の比較を行った。その
結果を表２に示す。
また、鋼Ａについての種々の特性試験結果を、第１図
（耐型かじり性）、第２図（化成処理性）、第３図（ス
ポット溶接性）、第４図（摩擦係数）および第５図（ラ
ンクフォード値）に示す。
（耐型かじり性）、第２図（化成処理性）、第３図（ス
ポット溶接性）、第４図（摩擦係数）および第５図（ラ
ンクフォード値）に示す。
なお諸試験は下記のようにして行い評価した。
（１）耐型かじり性は、摺動試験により脱脂状態におけ
る摩擦係数の大小で評価した。摺動試験は、幅25mm、長
さ220mの摺動試験サンプルを用い、押え荷重50kgf、引
抜速度500mm/minの条件で行った。型かじりが発生する
と脱脂状態での摩擦係数が大きくなる。
る摩擦係数の大小で評価した。摺動試験は、幅25mm、長
さ220mの摺動試験サンプルを用い、押え荷重50kgf、引
抜速度500mm/minの条件で行った。型かじりが発生する
と脱脂状態での摩擦係数が大きくなる。
（２）化成処理性は、日本パーカーライジング（株）社
製BT3020処理液を用いて、ディップ法にする処理の初期
（処理時間15秒）におけるリン酸塩結晶核の発生数によ
り評価した。初期核発生数が多いと最終的に細かく緻密
な化成処理膜が形成され、その後の塗装膜の特性が優れ
ている。
製BT3020処理液を用いて、ディップ法にする処理の初期
（処理時間15秒）におけるリン酸塩結晶核の発生数によ
り評価した。初期核発生数が多いと最終的に細かく緻密
な化成処理膜が形成され、その後の塗装膜の特性が優れ
ている。
（３）スポット溶接性は、チップ径4.0mmφ、溶接時間
７サイクル、溶接電流7KA、加圧力200kgの条件で、同一
処理条件の２枚の鋼板をスポット溶接した後、断面組織
を写真を撮り、溶接接合部の結晶粒が粗大化している部
分の長さを測定する方法で評価した。
７サイクル、溶接電流7KA、加圧力200kgの条件で、同一
処理条件の２枚の鋼板をスポット溶接した後、断面組織
を写真を撮り、溶接接合部の結晶粒が粗大化している部
分の長さを測定する方法で評価した。
結晶粒が粒大化している部分の長さが短いほど粒の粗
大化が抑えられ、スポット溶接性はよい。
大化が抑えられ、スポット溶接性はよい。
（４）表面観察 表面を観察してテンパーカラーの有無を調べた。
○…テンパーカラーなし ×…テンパーカラーあり ＜発明の効果＞ 本発明によれば、連続焼鈍法において、その浸炭雰囲
気および浸炭条件を適切に選定することにより、耐型か
じり性、化成処理性、スポット溶接性などの優れた冷延
鋼板を製造することができる。
気および浸炭条件を適切に選定することにより、耐型か
じり性、化成処理性、スポット溶接性などの優れた冷延
鋼板を製造することができる。
第１図は式（Ｉ）におけるαと摩擦係数との関係（耐型
かじり性）を示す図である。 第２図は式（Ｉ）におけるαと化成処理時間15秒後の初
期核数との関係（化成処理性）を示す図である。 第３図は式（Ｉ）におけるαと粗大粒存在距離との関係
（スポット溶接性）を示す図である。 第４図は浸炭用雰囲気による処理時間を摩擦係数との関
係を示す図である。 第５図は浸炭用雰囲気温度と値との関係を示す図であ
る。
かじり性）を示す図である。 第２図は式（Ｉ）におけるαと化成処理時間15秒後の初
期核数との関係（化成処理性）を示す図である。 第３図は式（Ｉ）におけるαと粗大粒存在距離との関係
（スポット溶接性）を示す図である。 第４図は浸炭用雰囲気による処理時間を摩擦係数との関
係を示す図である。 第５図は浸炭用雰囲気温度と値との関係を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 加藤 俊之 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内 (72)発明者 阿部 英夫 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭60−149729（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−39736（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−96330（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃを0.01wt％以下含む鋼板を、加熱、均熱
および冷却ゾーンを有する連続焼鈍炉を用いて連続焼鈍
するに際し、前記鋼板を、前記連続焼鈍炉における均熱
後期あるいは冷却初期に、N2＋H2を主体とするガス中に
COを添加した浸炭雰囲気に、下記（Ｉ）式において、α
が0.05以上、Ｔが650℃以上、850℃以上の条件で４秒以
上さらすことを特徴とするプレス加工用冷延鋼板の製造
方法。 ただし、 はそれぞれ浸炭雰囲気中のCO、H2、H2O分圧、Ｔは加熱
温度（℃） - 【請求項２】請求項１に記載の鋼板は、Si:1.0wt％以
下、Mn:1.0wt％以下、P:0.2wt％以下、S:0.05wt％以
下、Al:0.01〜0.1wt％およびN:0.01wt％以下を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物よりなる請求項１に記載
のプレス加工用冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】請求項１または２に記載の鋼板は、さら
に、Ti:0.001〜0.15wt％、Nb:0.001〜0.1wt％およびB:
0.0030wt％以下のうちから選んだ１種または２種以上を
含有する請求項１または２に記載のプレス加工用冷延鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1339752A JPH0814019B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | プレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1339752A JPH0814019B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | プレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03199367A JPH03199367A (ja) | 1991-08-30 |
| JPH0814019B2 true JPH0814019B2 (ja) | 1996-02-14 |
Family
ID=18330475
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1339752A Expired - Lifetime JPH0814019B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | プレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0814019B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5712479B2 (ja) | 2009-10-29 | 2015-05-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐肌荒れ性に優れた缶用鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5839736A (ja) * | 1981-09-01 | 1983-03-08 | Kobe Steel Ltd | 複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60149729A (ja) * | 1984-01-11 | 1985-08-07 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH07110972B2 (ja) * | 1987-10-05 | 1995-11-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-12-28 JP JP1339752A patent/JPH0814019B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03199367A (ja) | 1991-08-30 |
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