JPH0147530B2 - - Google Patents
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- JPH0147530B2 JPH0147530B2 JP56196305A JP19630581A JPH0147530B2 JP H0147530 B2 JPH0147530 B2 JP H0147530B2 JP 56196305 A JP56196305 A JP 56196305A JP 19630581 A JP19630581 A JP 19630581A JP H0147530 B2 JPH0147530 B2 JP H0147530B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- chemical conversion
- conversion treatment
- annealing
- phosphate
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
- C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
- C21D1/763—Adjusting the composition of the atmosphere using a catalyst
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は化成処理性（リン酸塩塗装下地処理
性）のすぐれたシリコン−マンガン系（以下Si−
Mn系と記述する）の高強度鋼板の製造方法に係
わるものであつて、その骨子はSi0.7〜2.0％、
Mn0.5〜2.0％、C0.1％以下の含有量を有する鋼
に、Cr，Ti，Ｖ，NbおよびZr等の炭化物安定化
元素ならびにSe，Sb，BiおよびSn等のグラフア
イト化抑制元素のいずれか一種または二種以上を
添加することによつて焼鈍時の表面Ｃの析出を抑
制し、同時に焼鈍ガス成分を規定することによつ
て、鋼表面の着色（ブルーイング）を抑制すると
いう両方の効果によつて、化成処理性のすぐれた
Si−Mn系高強度鋼板の製造方法を得ることにあ
る。本発明の契機となつたのはSi−Mn系鋼板の
化成処理性が焼鈍時に内部から拡散してきた表面
Ｃによつて支配されるという新事実を発見したこ
とに基づくものである。 最近自動車用鋼板を中心として、軽量化を目的
に、より高い強度を有する鋼板の開発が要望さ
れ、すでに種々のタイプの高強度鋼板（以下ハイ
テンと称する）が開発、実用化されているが、こ
れらを大別するとSi，Mn，Ｐなどの含有量を高
くする固溶強化型とNb，Ti，Ｖなどを添加する
析出強化型とがある。後者のタイプのハイテン並
びにｐ添加ハイテンは通常所要元素の添加量が少
ない（＜0.2％）ため、化成処理性は一般の軟鋼
板と大差ないが、Si，Mn系では強度アツプのた
めかなり高い添加量を必要とすることから、化成
処理性が劣化（リン酸塩結晶が粗大化）し、した
がつて塗装耐食性が通常の軟鋼板に比べて劣るこ
とが知られている。この理由の一つはSi，Mnが
高いと、焼鈍時（還元ガス中で700〜800℃で加熱
軟化する過程）に鋼表面にSi，Mnを含む厚い複
合酸化膜が形成して鋼板が着色し（ブルーイン
グ）、これがリン酸塩反応を阻害するためとされ、
この観点から特にSiの量を制限する技術が公知で
ある（特公昭53−7371号、特開昭51−107218号）。 一方、鋼板表面の着色は鋼の成分にのみよるも
のでなく、焼鈍時の雰囲気ガスによることもまた
よく知られており、この点から雰囲気露点（D.
P.）を制限することも知られている（特開昭53−
119708号）。すなわち焼鈍は通常H2とN2との混
合ガス中で加熱されるが、混合ガスは微量の水分
を含んでおり、このH2OとH2との比率によつて、
鋼中成分の酸化が起るかどうかが決まる。したが
つて適当な雰囲気ガスを選ぶことによつて、Si，
Mnの高い鋼板でもブルーイングを起すことなく
製造することが可能である。特にハイテンの場合
は、一般に焼鈍時間の短い（＜10分）連続焼鈍で
製造されるため、Si，Mnの量がかなり高くても
ブルーイングのない光輝焼鈍板を得ることがバツ
チ焼鈍に比べて有利である。 而して、本発明者らは、ブルーイングのないSi
−Mn系ハイテンでもまた化成処理不良を起すこ
とを見い出し、Si−Mn系ハイテンの化成処理不
良が、これまでいわれているようなSi，Mnを含
む複合酸緩膜の存在にのみよるものでないことを
知見した。そこでその原因を種々調査した結果、
鋼中Siが表面カーボンの析出を著しく促進する事
実を発見し、この表面Ｃが化成処理不良の原因に
なつていることをつきとめた。一方Mnは表面Ｃ
の析出を抑制するので、同一Si量であれば、リン
酸塩結晶を緻密化し、化成処理性を改善すること
も明らかとなつた。一方、本来化成処理性のよい
軟鋼板の場合でも、表面Ｃ汚れが化成処理に悪影
響をすることは広く知られており、この表面Ｃの
起源は圧延油の残査、焼鈍ガス（Co）からの付
着、鋼中からの拡散などが推定されている。 本発明者らはSi−Mn系ハイテンの化成処理不
良の原因も、究極のところ、この表面Ｃにあり、
この表面Ｃを抑制すれば、Si−Mn系ハイテンの
化成処理不良も改善できるとの着想のもとに種々
の実験を行なつた。その結果、Si−Mn鋼にCr，
Nb，Ti，Ｖなどの炭化物安定化元素、もしくは
優先的に表面に拡散吸着してＣの析出に対して負
触媒的作用をするSe，Bi，Sb，ＢおよびSnを添
加することによつて、表面のＣの析出が抑制され
ると同時に、緻密なリン酸塩結晶が形成され、通
常の軟鋼と同等以上のものが得られることが明ら
かとなり、ここに本発明を構成するに至つたので
ある。以下に本発明の詳細を図面を用いて説明す
る。 第１図は本発明の契機となつた発見で、表面Ｃ
の析出が、鋼中Si濃度に比例して増大することを
示す図面である。図の縦軸はイオンマイクロアナ
ライザー（IMA）によつて測定された表面Ｃの
カウント数（厚さ150Åまでの積分量）である。
表面Ｃは鋼中Si濃度に比例し、Mnはこれを抑制
すること、また表面Ｃに対しては鋼中Ｃ濃度より
も、SiやMnの影響がより大きいことがわかる。 第２図は市販のリン酸塩処理を行なつた場合の
鋼中Si量とリン酸塩処理結晶サイズ（径の大きい
ものほど結晶が粗く、皮膜性能が劣る）との関係
を示したもので、鋼中Siが高いと結晶が粗大化
し、一方Mnが高いと、結晶粗大化に対するSiの
悪影響が緩和されることがわかる。第１図と第２
図の現象的類似性から鋼中Siによるリン酸塩結晶
の粗大化の原因をただちに表面Ｃに結びつけるこ
とはできないが、これを証明するのが、第３図
（写真）と第４図とである。リン酸塩化成処理を
行なう場合は、脱脂後表面調整という前処理が必
須であるが、この表面調整剤はチタンコロイドの
リン酸ソーダ分散液であり、鋼板表面に吸着した
チタンがその後のリン酸塩結晶析出の核となり、
結晶を緻密化させるものといわれている。第３図
はこの効果を示したもので、一般に化成処理性が
すぐれているといわれる軟鋼板（バツチ焼鈍のキ
ヤプド鋼板）でも、ａは表面調整を行つたもので
表面調整をしないｂと、全く粗い結晶しか形成し
ないことが一目りよう然である。 一方第４図は、第１図のサンプルから選ばれた
Si−Mn系ハイテンの表面Ｃ量と、吸着チタン
（表面調整剤）との関係を図示したもので、核形
成剤のチタンは表面Ｃと反比例し、表面Ｃの高い
ものほど、チタンが吸着しにくいことがわかる。
すなわちこの一連の結果は、リン酸塩結晶が鋼表
面に緻密に形成するかどうかは、核形成剤のチタ
ンの吸着性によつて支配きれており、このチタン
の吸着は表面Ｃの存在によつて阻害されること、
並びにSiはこの表面Ｃの析出を助長するがゆえに
リン酸塩結晶を粗大化することを明瞭に示してい
る。 本発明者らは以上の基礎実験に基づき、Si−
Mn系のハイテンに炭化物安定化元素であるCr，
Ti，Ｖ，NbおよびZnを添加することによつて、
またＣ析出の負触媒となるSb，Bi，ＢおよびSn
を添加することにより、Si−Mnハイテンの表面
Ｃの析出を効果的に抑制し、よつて化成処理性の
劣化を防止できることを見い出した。これらの元
素は単独添加によつてもそれなりに効果を示す
が、二種以上を複合添加することによつて、著し
く優れた表面Ｃ抑制効果、従つて化成処理性の改
善が行なわれる。特に作用機構の異なるグループ
（炭化物安定化グループと負触媒グループ）の元
素同志を組合せると、より少ない添加量で、すぐ
れた効果が期待できる。 また本発明ではあくまでもブルーイングのない
光輝焼鈍板の得られる条件でその効果が期待でき
るものであるから、この点から主要成分のSi＋
Mn≦3.0％に制限すると同時に、焼鈍雰囲気も水
素ガス濃度１％以上、露点（D.P.）−60℃〜０℃
の範囲に、望ましくは水素ガス濃度３％以上、露
点−10℃以下に制御されなければならない。ガス
雰囲気の限定範囲が広いのは、Si＋Mnの合計量
によつてブルーイングしやすさが変わり得るから
で、この合計量が少ないほど、より高い露点を採
用することが可能である。例えばSi＋Mn＝2.0％
であれば、H25％，D.P−20℃であれば充分であ
る。 本発明方法によつて製造された鋼板は通常の薄
板製造方法で容易に製造される。すなわち、溶鋼
を連続鋳造または造塊法でスラブ（鋼片）とな
し、加熱炉で1100〜1200℃に加熱後熱間で圧延
し、スケールを酸洗して除去したのち、冷間圧延
によつて所望の板厚に圧延する。ついで焼鈍を行
なうが、複合組織鋼を目的とする場合は、α＋γ
温度域で加熱後急冷する。冷却速度は公知の方法
に従い、Mn量によつて決まる適当な条件（たと
えば1.5Mnでは50℃／sec以上）が選ばれる。必
要に応じて300℃前後の過時効処理を施し、１％
前後の圧延率で調質圧延を行なうことによつて製
品を得る。 本発明において表面Ｃ抑制のために添加される
成分の添加水準は単独添加の場合、幾分でも表面
Ｃの抑制に効果が認められた下限を示し、たとえ
ば抑制効果の大きいＳやＢではその下限は0.008
％と低い水準になつている。一方その効果が目立
つて大きくないCrでは0.1％であり、その他の炭
化物安定化元素ではＣの水準にも依存するため厳
密に決められないが、たとえばC0.005％ではTi，
Ｖ，NbおよびZrなどの炭化物安定化元素は0.03
％程度でも効果が認められる。ただし通常のハイ
テンとして適当な水準のC0.05〜0.07％の範囲で
は前記元素の添加量は0.1〜0.2％が望ましい。こ
れらの添加成分を複合添加する場合は、各々の成
分の添加水準は低くてもよいことになる。一方こ
れらの成分の上限値は、原則的にその効果（リン
酸塩処理性の改善効果）が飽和する濃度である
が、Ti，Ｖ，Nb，Zrなどでは、材料の強度が高
くなり過ぎること、並びに値段が高くなりすぎる
という点も加味してその上限を定めた。またSiは
0.7％以上になるとＣの表面偏析が多くなる。従
つて、このようにＣの析出の多くなる場合にグラ
フアイト化抑制元素が効果をあらわし、化学処理
性を改善することができるのでSiを0.7％以上と
した。Mnは、主として高強度を得るという材質
的見地、並びに表面Ｃの抑制効果の二つの理由か
らその下限0.5％を定めた。Ｃの上限は、0.1％以
上では、たとえＣの抑制元素を添加しても、表面
Ｃの濃化が押えにくくなることから、その上限を
0.1％とした。 以下に本発明の実施例を述べる。 実施例 第１表に示す成分系の鋼種を20Kgの真空溶解に
より溶製し、1250℃で加熱して熱間圧延で約2.3
mmの板厚の熱延鋼板を得た。熱延鋼板表面のスケ
ールはグラインダー研削によつて除去した後、鉱
油系エマルジヨンを潤滑油として、板厚0.7mmま
で冷間圧延した。ついで溶剤脱脂によつて清浄化
した後、第１表に示すガス雰囲気中で770℃１分
間の加熱を行ない、鋼板の両面に雰囲気ガスジエ
ツトを吹きつける方法によつて50℃／secの冷却
速度で300℃まで急冷した。その後150℃まで炉冷
した後大気中に取り出した。このようにして得ら
れたサンプルは一方において表面分析に供し、一
方において化成処理にひきつづき電着塗装を行な
つた。化成処理は日本パーカーライジング社製
Bt3004（デイツプタイプ）で、電着塗装は日本ペ
イント社製パワートツプＵ−30を厚さ20μになる
よう陰極電着した。化成処理性の評価はリン酸塩
結晶の大きさを、１〜５段階で分類（５：good，
1poor）、また塗装耐食性は塩水噴霧試験（SST）
480hr後のスクラツチ部のふくれ巾を１〜５段階
（５：good，1poor）で評価した。 第１表の結果から、Si−Mn系鋼板に炭化物安
定化元素、優先吸着元素（負触媒）を添加したも
の
性）のすぐれたシリコン−マンガン系（以下Si−
Mn系と記述する）の高強度鋼板の製造方法に係
わるものであつて、その骨子はSi0.7〜2.0％、
Mn0.5〜2.0％、C0.1％以下の含有量を有する鋼
に、Cr，Ti，Ｖ，NbおよびZr等の炭化物安定化
元素ならびにSe，Sb，BiおよびSn等のグラフア
イト化抑制元素のいずれか一種または二種以上を
添加することによつて焼鈍時の表面Ｃの析出を抑
制し、同時に焼鈍ガス成分を規定することによつ
て、鋼表面の着色（ブルーイング）を抑制すると
いう両方の効果によつて、化成処理性のすぐれた
Si−Mn系高強度鋼板の製造方法を得ることにあ
る。本発明の契機となつたのはSi−Mn系鋼板の
化成処理性が焼鈍時に内部から拡散してきた表面
Ｃによつて支配されるという新事実を発見したこ
とに基づくものである。 最近自動車用鋼板を中心として、軽量化を目的
に、より高い強度を有する鋼板の開発が要望さ
れ、すでに種々のタイプの高強度鋼板（以下ハイ
テンと称する）が開発、実用化されているが、こ
れらを大別するとSi，Mn，Ｐなどの含有量を高
くする固溶強化型とNb，Ti，Ｖなどを添加する
析出強化型とがある。後者のタイプのハイテン並
びにｐ添加ハイテンは通常所要元素の添加量が少
ない（＜0.2％）ため、化成処理性は一般の軟鋼
板と大差ないが、Si，Mn系では強度アツプのた
めかなり高い添加量を必要とすることから、化成
処理性が劣化（リン酸塩結晶が粗大化）し、した
がつて塗装耐食性が通常の軟鋼板に比べて劣るこ
とが知られている。この理由の一つはSi，Mnが
高いと、焼鈍時（還元ガス中で700〜800℃で加熱
軟化する過程）に鋼表面にSi，Mnを含む厚い複
合酸化膜が形成して鋼板が着色し（ブルーイン
グ）、これがリン酸塩反応を阻害するためとされ、
この観点から特にSiの量を制限する技術が公知で
ある（特公昭53−7371号、特開昭51−107218号）。 一方、鋼板表面の着色は鋼の成分にのみよるも
のでなく、焼鈍時の雰囲気ガスによることもまた
よく知られており、この点から雰囲気露点（D.
P.）を制限することも知られている（特開昭53−
119708号）。すなわち焼鈍は通常H2とN2との混
合ガス中で加熱されるが、混合ガスは微量の水分
を含んでおり、このH2OとH2との比率によつて、
鋼中成分の酸化が起るかどうかが決まる。したが
つて適当な雰囲気ガスを選ぶことによつて、Si，
Mnの高い鋼板でもブルーイングを起すことなく
製造することが可能である。特にハイテンの場合
は、一般に焼鈍時間の短い（＜10分）連続焼鈍で
製造されるため、Si，Mnの量がかなり高くても
ブルーイングのない光輝焼鈍板を得ることがバツ
チ焼鈍に比べて有利である。 而して、本発明者らは、ブルーイングのないSi
−Mn系ハイテンでもまた化成処理不良を起すこ
とを見い出し、Si−Mn系ハイテンの化成処理不
良が、これまでいわれているようなSi，Mnを含
む複合酸緩膜の存在にのみよるものでないことを
知見した。そこでその原因を種々調査した結果、
鋼中Siが表面カーボンの析出を著しく促進する事
実を発見し、この表面Ｃが化成処理不良の原因に
なつていることをつきとめた。一方Mnは表面Ｃ
の析出を抑制するので、同一Si量であれば、リン
酸塩結晶を緻密化し、化成処理性を改善すること
も明らかとなつた。一方、本来化成処理性のよい
軟鋼板の場合でも、表面Ｃ汚れが化成処理に悪影
響をすることは広く知られており、この表面Ｃの
起源は圧延油の残査、焼鈍ガス（Co）からの付
着、鋼中からの拡散などが推定されている。 本発明者らはSi−Mn系ハイテンの化成処理不
良の原因も、究極のところ、この表面Ｃにあり、
この表面Ｃを抑制すれば、Si−Mn系ハイテンの
化成処理不良も改善できるとの着想のもとに種々
の実験を行なつた。その結果、Si−Mn鋼にCr，
Nb，Ti，Ｖなどの炭化物安定化元素、もしくは
優先的に表面に拡散吸着してＣの析出に対して負
触媒的作用をするSe，Bi，Sb，ＢおよびSnを添
加することによつて、表面のＣの析出が抑制され
ると同時に、緻密なリン酸塩結晶が形成され、通
常の軟鋼と同等以上のものが得られることが明ら
かとなり、ここに本発明を構成するに至つたので
ある。以下に本発明の詳細を図面を用いて説明す
る。 第１図は本発明の契機となつた発見で、表面Ｃ
の析出が、鋼中Si濃度に比例して増大することを
示す図面である。図の縦軸はイオンマイクロアナ
ライザー（IMA）によつて測定された表面Ｃの
カウント数（厚さ150Åまでの積分量）である。
表面Ｃは鋼中Si濃度に比例し、Mnはこれを抑制
すること、また表面Ｃに対しては鋼中Ｃ濃度より
も、SiやMnの影響がより大きいことがわかる。 第２図は市販のリン酸塩処理を行なつた場合の
鋼中Si量とリン酸塩処理結晶サイズ（径の大きい
ものほど結晶が粗く、皮膜性能が劣る）との関係
を示したもので、鋼中Siが高いと結晶が粗大化
し、一方Mnが高いと、結晶粗大化に対するSiの
悪影響が緩和されることがわかる。第１図と第２
図の現象的類似性から鋼中Siによるリン酸塩結晶
の粗大化の原因をただちに表面Ｃに結びつけるこ
とはできないが、これを証明するのが、第３図
（写真）と第４図とである。リン酸塩化成処理を
行なう場合は、脱脂後表面調整という前処理が必
須であるが、この表面調整剤はチタンコロイドの
リン酸ソーダ分散液であり、鋼板表面に吸着した
チタンがその後のリン酸塩結晶析出の核となり、
結晶を緻密化させるものといわれている。第３図
はこの効果を示したもので、一般に化成処理性が
すぐれているといわれる軟鋼板（バツチ焼鈍のキ
ヤプド鋼板）でも、ａは表面調整を行つたもので
表面調整をしないｂと、全く粗い結晶しか形成し
ないことが一目りよう然である。 一方第４図は、第１図のサンプルから選ばれた
Si−Mn系ハイテンの表面Ｃ量と、吸着チタン
（表面調整剤）との関係を図示したもので、核形
成剤のチタンは表面Ｃと反比例し、表面Ｃの高い
ものほど、チタンが吸着しにくいことがわかる。
すなわちこの一連の結果は、リン酸塩結晶が鋼表
面に緻密に形成するかどうかは、核形成剤のチタ
ンの吸着性によつて支配きれており、このチタン
の吸着は表面Ｃの存在によつて阻害されること、
並びにSiはこの表面Ｃの析出を助長するがゆえに
リン酸塩結晶を粗大化することを明瞭に示してい
る。 本発明者らは以上の基礎実験に基づき、Si−
Mn系のハイテンに炭化物安定化元素であるCr，
Ti，Ｖ，NbおよびZnを添加することによつて、
またＣ析出の負触媒となるSb，Bi，ＢおよびSn
を添加することにより、Si−Mnハイテンの表面
Ｃの析出を効果的に抑制し、よつて化成処理性の
劣化を防止できることを見い出した。これらの元
素は単独添加によつてもそれなりに効果を示す
が、二種以上を複合添加することによつて、著し
く優れた表面Ｃ抑制効果、従つて化成処理性の改
善が行なわれる。特に作用機構の異なるグループ
（炭化物安定化グループと負触媒グループ）の元
素同志を組合せると、より少ない添加量で、すぐ
れた効果が期待できる。 また本発明ではあくまでもブルーイングのない
光輝焼鈍板の得られる条件でその効果が期待でき
るものであるから、この点から主要成分のSi＋
Mn≦3.0％に制限すると同時に、焼鈍雰囲気も水
素ガス濃度１％以上、露点（D.P.）−60℃〜０℃
の範囲に、望ましくは水素ガス濃度３％以上、露
点−10℃以下に制御されなければならない。ガス
雰囲気の限定範囲が広いのは、Si＋Mnの合計量
によつてブルーイングしやすさが変わり得るから
で、この合計量が少ないほど、より高い露点を採
用することが可能である。例えばSi＋Mn＝2.0％
であれば、H25％，D.P−20℃であれば充分であ
る。 本発明方法によつて製造された鋼板は通常の薄
板製造方法で容易に製造される。すなわち、溶鋼
を連続鋳造または造塊法でスラブ（鋼片）とな
し、加熱炉で1100〜1200℃に加熱後熱間で圧延
し、スケールを酸洗して除去したのち、冷間圧延
によつて所望の板厚に圧延する。ついで焼鈍を行
なうが、複合組織鋼を目的とする場合は、α＋γ
温度域で加熱後急冷する。冷却速度は公知の方法
に従い、Mn量によつて決まる適当な条件（たと
えば1.5Mnでは50℃／sec以上）が選ばれる。必
要に応じて300℃前後の過時効処理を施し、１％
前後の圧延率で調質圧延を行なうことによつて製
品を得る。 本発明において表面Ｃ抑制のために添加される
成分の添加水準は単独添加の場合、幾分でも表面
Ｃの抑制に効果が認められた下限を示し、たとえ
ば抑制効果の大きいＳやＢではその下限は0.008
％と低い水準になつている。一方その効果が目立
つて大きくないCrでは0.1％であり、その他の炭
化物安定化元素ではＣの水準にも依存するため厳
密に決められないが、たとえばC0.005％ではTi，
Ｖ，NbおよびZrなどの炭化物安定化元素は0.03
％程度でも効果が認められる。ただし通常のハイ
テンとして適当な水準のC0.05〜0.07％の範囲で
は前記元素の添加量は0.1〜0.2％が望ましい。こ
れらの添加成分を複合添加する場合は、各々の成
分の添加水準は低くてもよいことになる。一方こ
れらの成分の上限値は、原則的にその効果（リン
酸塩処理性の改善効果）が飽和する濃度である
が、Ti，Ｖ，Nb，Zrなどでは、材料の強度が高
くなり過ぎること、並びに値段が高くなりすぎる
という点も加味してその上限を定めた。またSiは
0.7％以上になるとＣの表面偏析が多くなる。従
つて、このようにＣの析出の多くなる場合にグラ
フアイト化抑制元素が効果をあらわし、化学処理
性を改善することができるのでSiを0.7％以上と
した。Mnは、主として高強度を得るという材質
的見地、並びに表面Ｃの抑制効果の二つの理由か
らその下限0.5％を定めた。Ｃの上限は、0.1％以
上では、たとえＣの抑制元素を添加しても、表面
Ｃの濃化が押えにくくなることから、その上限を
0.1％とした。 以下に本発明の実施例を述べる。 実施例 第１表に示す成分系の鋼種を20Kgの真空溶解に
より溶製し、1250℃で加熱して熱間圧延で約2.3
mmの板厚の熱延鋼板を得た。熱延鋼板表面のスケ
ールはグラインダー研削によつて除去した後、鉱
油系エマルジヨンを潤滑油として、板厚0.7mmま
で冷間圧延した。ついで溶剤脱脂によつて清浄化
した後、第１表に示すガス雰囲気中で770℃１分
間の加熱を行ない、鋼板の両面に雰囲気ガスジエ
ツトを吹きつける方法によつて50℃／secの冷却
速度で300℃まで急冷した。その後150℃まで炉冷
した後大気中に取り出した。このようにして得ら
れたサンプルは一方において表面分析に供し、一
方において化成処理にひきつづき電着塗装を行な
つた。化成処理は日本パーカーライジング社製
Bt3004（デイツプタイプ）で、電着塗装は日本ペ
イント社製パワートツプＵ−30を厚さ20μになる
よう陰極電着した。化成処理性の評価はリン酸塩
結晶の大きさを、１〜５段階で分類（５：good，
1poor）、また塗装耐食性は塩水噴霧試験（SST）
480hr後のスクラツチ部のふくれ巾を１〜５段階
（５：good，1poor）で評価した。 第１表の結果から、Si−Mn系鋼板に炭化物安
定化元素、優先吸着元素（負触媒）を添加したも
の
【表】
＊ ブルーイング発生
は、いずれも化成処理性が向上し、塗装耐食性が
普通鋼並に改善されていることが明らかである。
は、いずれも化成処理性が向上し、塗装耐食性が
普通鋼並に改善されていることが明らかである。
第１図は鋼中Si，Mn量と表面濃化Ｃとの関係
を示す図面、第２図は鋼中Si，Mn量とリン酸塩
処理性（結晶のサイズ）との関係図である。第３
図は表面調整剤（チタンコロイド）処理を行なつ
た場合と省略した場合の軟鋼板のリン酸塩結晶の
析出状態の顕微鏡写真（倍率1000倍）である。ａ
表面調整あり、ｂ表面調整省略したもの、第４図
はチタンコロイド（核形成剤）の吸着に対する表
面Ｃの影響（Si−Mnハイテン鋼）を示す図であ
る。
を示す図面、第２図は鋼中Si，Mn量とリン酸塩
処理性（結晶のサイズ）との関係図である。第３
図は表面調整剤（チタンコロイド）処理を行なつ
た場合と省略した場合の軟鋼板のリン酸塩結晶の
析出状態の顕微鏡写真（倍率1000倍）である。ａ
表面調整あり、ｂ表面調整省略したもの、第４図
はチタンコロイド（核形成剤）の吸着に対する表
面Ｃの影響（Si−Mnハイテン鋼）を示す図であ
る。
Claims (1)
- １ Si0.7〜2.0％、Mn0.5〜2.0％、C0.1％以下の
シリコン−マンガン鋼を基本とし、これにCr0.1
〜1.0％、Ti0.03〜0.20％、V0.03〜0.20％、
Nb0.03〜0.20％、Zr0.03〜0.20％、Se0.008〜
0.025％、B0.008〜0.020％、Sb0.01〜0.20％、
Bi0.01〜0.20％およびSn0.02〜0.10％のいずれか
一種または二種以上を含有し、かつSi＋Mn≦3.0
％であつて、残部鉄および不可避的不純物からな
る鋼板を、水素ガス濃度1vol％以上、露点−60℃
〜０℃に制御された雰囲気内で焼鈍することを特
徴とするシリコン−マンガン系高強度鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19630581A JPS58100622A (ja) | 1981-12-08 | 1981-12-08 | 化成処理性のすぐれたシリコン−マンガン系高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19630581A JPS58100622A (ja) | 1981-12-08 | 1981-12-08 | 化成処理性のすぐれたシリコン−マンガン系高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58100622A JPS58100622A (ja) | 1983-06-15 |
| JPH0147530B2 true JPH0147530B2 (ja) | 1989-10-16 |
Family
ID=16355592
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19630581A Granted JPS58100622A (ja) | 1981-12-08 | 1981-12-08 | 化成処理性のすぐれたシリコン−マンガン系高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58100622A (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0611919B2 (ja) * | 1983-12-26 | 1994-02-16 | 日本鋼管株式会社 | 塗装後の耐食性に優れた冷延鋼板 |
| JPS6237349A (ja) * | 1985-08-12 | 1987-02-18 | Kobe Steel Ltd | 燐酸塩化成処理に優れたスチ−ルコ−ド用線材 |
| JPH07103422B2 (ja) * | 1988-01-14 | 1995-11-08 | 新日本製鐵株式会社 | 良加工性高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JPH07122091B2 (ja) * | 1992-02-10 | 1995-12-25 | 株式会社神戸製鋼所 | プレス成形性及び樹脂との親和性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
| JP5834388B2 (ja) * | 2010-09-29 | 2015-12-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板の製造方法 |
| JP5834869B2 (ja) * | 2011-12-14 | 2015-12-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 化成処理性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| US10174430B2 (en) | 2012-02-28 | 2019-01-08 | Jfe Steel Corporation | Si-containing high strength cold rolled steel sheet, method of producing the same, and automotive members |
| JP6136876B2 (ja) * | 2013-11-18 | 2017-05-31 | 新日鐵住金株式会社 | 化成処理性と耐食性に優れた自動車用鋼板 |
| JP6222040B2 (ja) * | 2014-10-29 | 2017-11-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| DE2428566A1 (de) * | 1974-06-14 | 1976-01-08 | Heinrich Goetzen | Hydraulischer polypgreifer fuer bagger, kraene oder dergleichen |
| JPS537371A (en) * | 1976-07-09 | 1978-01-23 | Seikosha Kk | Repeat mechanism for clock |
-
1981
- 1981-12-08 JP JP19630581A patent/JPS58100622A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58100622A (ja) | 1983-06-15 |
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