JP2006009124A - 耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 Ｂの無添加、あるいは極微量添加であっても、耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板を提供する。
【解決手段】 Ｃ：０.０００５〜０.００７０質量％，Ｓｉ：０.０１〜１.５質量％，Ｍｎ：０.０５〜２.５質量％，Ｓ：０.００１〜０.０１０質量％，Ｎ：０.００７質量％以下，Ｐ：０.００２〜０.１質量％を含み、さらにＴｉ：０.００５〜０.２質量％及びＮｂ：０.００５〜０.２質量％の１種又は２種を含み、必要に応じてさらに、Ｖ，Ｚｒの１種又は２種を合計で０.００５〜０.１質量％、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏの１種又は２種上を合計で０.０２〜３.０質量％、あるいはＢ：０.００００２〜０.０００３質量％を含み、残部が実質的にＦｅの組成を有する冷延鋼板であって、面内全方向に沿って測定したランクフォード値ｒの平均値ｒmean値を１.４以上に、かつ｜Δｒ値｜を０.３以下にしたもの。
【選択図】 なし
【解決手段】 Ｃ：０.０００５〜０.００７０質量％，Ｓｉ：０.０１〜１.５質量％，Ｍｎ：０.０５〜２.５質量％，Ｓ：０.００１〜０.０１０質量％，Ｎ：０.００７質量％以下，Ｐ：０.００２〜０.１質量％を含み、さらにＴｉ：０.００５〜０.２質量％及びＮｂ：０.００５〜０.２質量％の１種又は２種を含み、必要に応じてさらに、Ｖ，Ｚｒの１種又は２種を合計で０.００５〜０.１質量％、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏの１種又は２種上を合計で０.０２〜３.０質量％、あるいはＢ：０.００００２〜０.０００３質量％を含み、残部が実質的にＦｅの組成を有する冷延鋼板であって、面内全方向に沿って測定したランクフォード値ｒの平均値ｒmean値を１.４以上に、かつ｜Δｒ値｜を０.３以下にしたもの。
【選択図】 なし
Description
本発明は、自動車や電気機器等に使用される耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板とその製造方法に関する。
Ｔｉ添加極低炭素鋼は、極低炭素までに脱炭された後Ｔｉが添加された鋼であり、Ｔｉが鋼中のＣやＮを析出物として固定することで侵入型固溶元素のない状態を造り出すことから、ＩＦ（Interstitial atom Free）鋼として知られている。
このようなＴｉ添加極低炭素鋼は、極めて軟質で延性に富むとともに、非時効性も備えている。さらに深絞り性に有利な集合組織の発達を阻害する固溶ＣやＮが存在しないため、高いランクフォード値ｒが得られ、深絞り性に優れた冷延鋼板を容易に得ることができる。
このように、Ｔｉ添加極低炭素鋼板は、低炭素鋼では得ることのできない優れた深絞り加工性を示すことから、自動車ボディー用をはじめとして広く使用されている。
このようなＴｉ添加極低炭素鋼は、極めて軟質で延性に富むとともに、非時効性も備えている。さらに深絞り性に有利な集合組織の発達を阻害する固溶ＣやＮが存在しないため、高いランクフォード値ｒが得られ、深絞り性に優れた冷延鋼板を容易に得ることができる。
このように、Ｔｉ添加極低炭素鋼板は、低炭素鋼では得ることのできない優れた深絞り加工性を示すことから、自動車ボディー用をはじめとして広く使用されている。
優れた深絞り加工性を有する軟鋼板であるＴｉ添加極低酸素鋼板では、フェライト粒界がフリーのＣやＮが存在しない状態になっているため、結晶粒界の強度が低下している。このため、深絞り等の成形加工でひずみが蓄積された後に、さらに二次加工を受けると脆性的に破壊する現象が生じることが知られており、また、その防止策も各種提案されている。
例えば、耐二次加工割れ性を向上させるためにＢを添加し、フェライト粒界にＢを偏析させることで粒界強度を高めること、かつ、フェライト粒を一定以上に微細化することで粒界破壊に対する抵抗を付与すること等が報告されている。
また、特許文献１では、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂを添加した極低炭素鋼を製造する際、熱延条件を制御することにより、熱延板集合組織の集積を抑制して冷延焼鈍後のランクフォード値ｒの異方性を低減し、結果的に二次加工性を向上させることが提案されている。
特開２０００−１２９３６２号公報
例えば、耐二次加工割れ性を向上させるためにＢを添加し、フェライト粒界にＢを偏析させることで粒界強度を高めること、かつ、フェライト粒を一定以上に微細化することで粒界破壊に対する抵抗を付与すること等が報告されている。
また、特許文献１では、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂを添加した極低炭素鋼を製造する際、熱延条件を制御することにより、熱延板集合組織の集積を抑制して冷延焼鈍後のランクフォード値ｒの異方性を低減し、結果的に二次加工性を向上させることが提案されている。
しかし、Ｂの添加は、製鋼工程での歩留まりを低下させる場合が多い。また、上記特許文献１で提案された方法では、細かな熱延制御を必要としている。したがって、Ｂを添加して耐二次加工性に優れた冷延鋼板を得ようとすると、結果的に製造コストの上昇を招くことになる。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、高価なＢを添加することなく、あるいは極微量の添加であっても二次加工割れの発生を抑制することができる冷延鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、高価なＢを添加することなく、あるいは極微量の添加であっても二次加工割れの発生を抑制することができる冷延鋼板を提供することを目的とする。
本発明の耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０.０００５〜０.００７０質量％，Ｓｉ：０.０１〜１.５質量％，Ｍｎ：０.０５〜２.５質量％，Ｓ：０.００１〜０.０１０質量％，Ｎ：０.００７質量％以下，Ｐ：０.００２〜０.１質量％，Ａｌ：０.０１〜０.１質量％を含み、さらにＴｉ：０.００５〜０.２質量％及びＮｂ：０.００５〜０.２質量％の１種又は２種を含み、残部が実質的にＦｅの組成をもち、面内全方向に沿って測定したランクフォード値ｒの平均値ｒmean値が１.４以上で、しかも｜Δｒ値｜が０.３以下であることを特徴とする。
さらに必要に応じて、Ｖ，Ｚｒの１種又は２種を合計で０.００５〜０.１質量％、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏの１種又は２種上を合計で０.０２〜３.０質量％、あるいはＢ：０.００００２〜０.０００３質量％を含むものでもよい。
また、耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板は、上記のような成分組成を有する鋳片に、加熱温度：１０００〜１２５０℃，仕上げ温度：Ａｒ3点−２０〜９２０℃，巻取り温度：５００〜７３０℃なる条件で熱間圧延を施した後、得られた熱延鋼板に、６０〜９２％の圧下率で冷間圧延とその後の再結晶温度以下の焼鈍を施すことにより製造される。
また、耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板は、上記のような成分組成を有する鋳片に、加熱温度：１０００〜１２５０℃，仕上げ温度：Ａｒ3点−２０〜９２０℃，巻取り温度：５００〜７３０℃なる条件で熱間圧延を施した後、得られた熱延鋼板に、６０〜９２％の圧下率で冷間圧延とその後の再結晶温度以下の焼鈍を施すことにより製造される。
本発明においては、各種合金元素の含有量を調整し、しかも、熱延条件及び冷延条件を制御することにより、その後の再結晶焼鈍でランクフォード値ｒそのものは大きく、しかもその面内異方性（｜Δｒ値｜）を小さくした冷延鋼板であって、耐二次加工割れ性に優れた深絞り用の冷延鋼板が得られた。
高価なＢの過剰添加を行わなくとも、高いｒ値を保持したまま、優れた耐二次加工割れ性を得ることができるので、本発明の産業上の利用価値は大きい。
高価なＢの過剰添加を行わなくとも、高いｒ値を保持したまま、優れた耐二次加工割れ性を得ることができるので、本発明の産業上の利用価値は大きい。
本発明者等は、Ｂの粒界強化作用を利用することなく二次加工性を向上させるために、Ｔｉ添加極低炭素鋼が有する高いランクフォード値が深絞り成形に有利であることに着目し、素材鋼板のランクフォード値ｒの面内異方性の指標であるΔｒ値の二次加工性に及ぼす影響について詳細に検討した。
その結果、Δｒ値と耐二次加工割れ性に顕著な関係があり、Δｒ値の絶対値（本明細書中では「｜Δｒ値｜」と記す。）をある一定の値以下にすれば、Ｂを無添加又は極微量添加であっても優れた耐二次加工割れ性が得られるという、従来にない知見を得たものである。
ところで、ｒ値の面内異方性の低減の効果については、既に従来より材料歩留まりを改善する観点からは種々論じられている事柄ではある。しかし、本発明者等は、「耐二次加工割れ性向上」の観点から、ｒ値の面内異方性であるΔｒ値に制限を加えることで、二次加工割れの発生を抑制できるという知見を新たに見出したものである。
その結果、Δｒ値と耐二次加工割れ性に顕著な関係があり、Δｒ値の絶対値（本明細書中では「｜Δｒ値｜」と記す。）をある一定の値以下にすれば、Ｂを無添加又は極微量添加であっても優れた耐二次加工割れ性が得られるという、従来にない知見を得たものである。
ところで、ｒ値の面内異方性の低減の効果については、既に従来より材料歩留まりを改善する観点からは種々論じられている事柄ではある。しかし、本発明者等は、「耐二次加工割れ性向上」の観点から、ｒ値の面内異方性であるΔｒ値に制限を加えることで、二次加工割れの発生を抑制できるという知見を新たに見出したものである。
以下に本発明を具体的に説明する。
まず、本発明鋼の成分組成及びｒ値とその面内異方性について、整理して説明する。なお、各元素の含有量を示す「％」は、特に示さない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０.０００５〜０.００７０％
Ｃは、高いｒmean値を得るには極力少なくすることが好ましい。しかし、実用上、本発明の効果を損なわない範囲として０.０００５〜０.００７０％とした。
まず、本発明鋼の成分組成及びｒ値とその面内異方性について、整理して説明する。なお、各元素の含有量を示す「％」は、特に示さない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０.０００５〜０.００７０％
Ｃは、高いｒmean値を得るには極力少なくすることが好ましい。しかし、実用上、本発明の効果を損なわない範囲として０.０００５〜０.００７０％とした。
Ｓｉ：０.０１〜１.５％
Ｓｉは、伸びの低下が比較的小さいままで強度を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るには、０.０１％以上の添加が必要である。一方、１.５％を超えて多量に添加すると鋼の靭性が低下し、耐二次加工割れ性も大きく低下する。またコストの上昇を招くことになる。したがって、その上限は１.５％とする。
Ｍｎ：０.０５〜２.５％
Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元素である。その効果を得るためには０.０５％以上の添加が必要である。実用上、本発明の効果を損なわない範囲としてその上限は２.５％とした。
Ｓｉは、伸びの低下が比較的小さいままで強度を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るには、０.０１％以上の添加が必要である。一方、１.５％を超えて多量に添加すると鋼の靭性が低下し、耐二次加工割れ性も大きく低下する。またコストの上昇を招くことになる。したがって、その上限は１.５％とする。
Ｍｎ：０.０５〜２.５％
Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元素である。その効果を得るためには０.０５％以上の添加が必要である。実用上、本発明の効果を損なわない範囲としてその上限は２.５％とした。
Ｓ：０.００１〜０.０１０％
Ｓは、結晶粒界に偏析しやすく、粒界脆化によって熱間加工性を低下させる作用を呈する。Ｓ起因の悪影響を抑制するためは、極力少なくすることが好ましい。実用上、本発明の効果を損なわない範囲として０.００１〜０.０１０％とした。
Ｎ：０.００７％以下
Ｎは、Ｎは加工性に有害な元素であり、極力少なくすることが好ましい。そのため、実用上、本発明の効果を損なわない範囲として、０.００７％を上限とした。
Ｓは、結晶粒界に偏析しやすく、粒界脆化によって熱間加工性を低下させる作用を呈する。Ｓ起因の悪影響を抑制するためは、極力少なくすることが好ましい。実用上、本発明の効果を損なわない範囲として０.００１〜０.０１０％とした。
Ｎ：０.００７％以下
Ｎは、Ｎは加工性に有害な元素であり、極力少なくすることが好ましい。そのため、実用上、本発明の効果を損なわない範囲として、０.００７％を上限とした。
Ｐ：０.００２〜０.１％
Ｐは、粒界に偏析して粒界を脆化させる有害な成分である。本発明においても極力少なくする必要がある。しかし、０.１％までは許容される。実用上、本発明の効果を損なわない範囲として０.００２〜０.１％とした。
Ａｌ：０.０１〜０.１％
Ａｌは、酸素との親和力が強いため脱酸のために必要な元素である。脱酸を効果的に行うためには０.０１％以上の添加が必要である。しかし、０.１％を超えて過剰に添加してもその効果が飽和するとともにコストの上昇を招く。したがって、その上限は０.１％とした。
Ｐは、粒界に偏析して粒界を脆化させる有害な成分である。本発明においても極力少なくする必要がある。しかし、０.１％までは許容される。実用上、本発明の効果を損なわない範囲として０.００２〜０.１％とした。
Ａｌ：０.０１〜０.１％
Ａｌは、酸素との親和力が強いため脱酸のために必要な元素である。脱酸を効果的に行うためには０.０１％以上の添加が必要である。しかし、０.１％を超えて過剰に添加してもその効果が飽和するとともにコストの上昇を招く。したがって、その上限は０.１％とした。
Ｔｉ：０.００５〜０.２％
Ｔｉは、鋼中のＣ，Ｓ，Ｎを析出物として固定して固溶Ｃ，Ｓ，Ｎを無くし、深絞り性を改善するのに有効な元素である。その効果を得るためには０.００５％以上の添加が必要である。しかし、０.２％を超えて過剰に添加しても、その効果が飽和するばかりでなく、却って靭性の低下を招くことになる。
Ｎｂ：０.００５〜０.２％
Ｎｂは、本発明において重要な元素である。Ｎｂも、Ｃ，Ｎを析出物として固定する元素として知られているが、Ｎｂの添加は、ランクフォード値の平均値ｒmean値を大きくするとともに、｜Δｒ値｜を小さくすることが可能である。この効果を発揮させるためには０.００５％以上の添加が必要である。しかし、０.２％を超えて過剰に含有させるとその効果が飽和するばかりでなく、却って靭性の低下を招くことになる。
Ｔｉは、鋼中のＣ，Ｓ，Ｎを析出物として固定して固溶Ｃ，Ｓ，Ｎを無くし、深絞り性を改善するのに有効な元素である。その効果を得るためには０.００５％以上の添加が必要である。しかし、０.２％を超えて過剰に添加しても、その効果が飽和するばかりでなく、却って靭性の低下を招くことになる。
Ｎｂ：０.００５〜０.２％
Ｎｂは、本発明において重要な元素である。Ｎｂも、Ｃ，Ｎを析出物として固定する元素として知られているが、Ｎｂの添加は、ランクフォード値の平均値ｒmean値を大きくするとともに、｜Δｒ値｜を小さくすることが可能である。この効果を発揮させるためには０.００５％以上の添加が必要である。しかし、０.２％を超えて過剰に含有させるとその効果が飽和するばかりでなく、却って靭性の低下を招くことになる。
本発明鋼にあっては、高強度化を目的としてＶやＺｒを添加することもできる。また、耐食性の向上と高強度化に有効なＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ、あるいはさらに、粒界強度の向上に有効なＢを添加することもできる。
これらの限定理由は次の通りである。
Ｖ，Ｚｒ
ＶやＺｒは鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、１種又は２種を合計して０.００５％以上添加する必要がある。しかし、０.１％を超えて添加すると却って延性の低下が大きくなるとともにコストの上昇に繋がることになる。
これらの限定理由は次の通りである。
Ｖ，Ｚｒ
ＶやＺｒは鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、１種又は２種を合計して０.００５％以上添加する必要がある。しかし、０.１％を超えて添加すると却って延性の低下が大きくなるとともにコストの上昇に繋がることになる。
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、高強度化だけでなく、耐食性を向上させるのにも有効な元素である。これらの効果を得るためには、１種又は２種以上を合計して０.０２％以上添加する必要がある。しかし、３.０％を超えて添加すると却って延性の低下を招くとともにコストの上昇に繋がることになる。
Ｂ
Ｂは、Ｃと同様に、粒界に偏析して粒界強度を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るためには、０.００００２％以上の添加が必要である。しかし、０.０００３％を超えて添加してもその効果は飽和するばかりでなく、却って延性の低下を招くことになる。
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、高強度化だけでなく、耐食性を向上させるのにも有効な元素である。これらの効果を得るためには、１種又は２種以上を合計して０.０２％以上添加する必要がある。しかし、３.０％を超えて添加すると却って延性の低下を招くとともにコストの上昇に繋がることになる。
Ｂ
Ｂは、Ｃと同様に、粒界に偏析して粒界強度を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るためには、０.００００２％以上の添加が必要である。しかし、０.０００３％を超えて添加してもその効果は飽和するばかりでなく、却って延性の低下を招くことになる。
次にランクフォード値に関する要件について説明する。
ｒ mean 値≧１.４，｜Δｒ値｜≦０.３
このｒmean値と｜Δｒ値｜を所定の範囲に規定することにより、本発明で規定した成分組成の鋼において、良好な深絞り性と耐二次加工割れ性を同時に確保することができる。深絞り成形時の製品形状の均一性を確保し、割れの発生を抑制するためには、ランクフォード値の平均値ｒmean値は大きく、１.４以上にする必要がある。また、二次加工割れを防ぐには、面内異方性の指標であるΔｒ値の絶対値｜Δｒ値｜は極力小さくすることが好ましい。｜Δｒ値｜が小さくなると耐二次加工割れ性が良好となる理由は必ずしも明らかではないが、深絞り加工時のフランジ部の縮み変形が均一化され、不均一なひずみが残存されなくなることに起因すると考えられる。このような効果は｜Δｒ値｜が０.３以下のときに現れる。
なお、圧延方向に対して０°方向，４５°方向及び９０°方向のランクフォード値をそれぞれｒ0，ｒ45及びｒ90としたとき、ｒmean値は（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４で表され、Δｒ値は（ｒ0−２ｒ45＋ｒ90）／２で表される。
ｒ mean 値≧１.４，｜Δｒ値｜≦０.３
このｒmean値と｜Δｒ値｜を所定の範囲に規定することにより、本発明で規定した成分組成の鋼において、良好な深絞り性と耐二次加工割れ性を同時に確保することができる。深絞り成形時の製品形状の均一性を確保し、割れの発生を抑制するためには、ランクフォード値の平均値ｒmean値は大きく、１.４以上にする必要がある。また、二次加工割れを防ぐには、面内異方性の指標であるΔｒ値の絶対値｜Δｒ値｜は極力小さくすることが好ましい。｜Δｒ値｜が小さくなると耐二次加工割れ性が良好となる理由は必ずしも明らかではないが、深絞り加工時のフランジ部の縮み変形が均一化され、不均一なひずみが残存されなくなることに起因すると考えられる。このような効果は｜Δｒ値｜が０.３以下のときに現れる。
なお、圧延方向に対して０°方向，４５°方向及び９０°方向のランクフォード値をそれぞれｒ0，ｒ45及びｒ90としたとき、ｒmean値は（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４で表され、Δｒ値は（ｒ0−２ｒ45＋ｒ90）／２で表される。
上記のようなｒ値の面内異方性を有する鋼板の製造方法について説明する。
加熱温度：１０００〜１２５０℃
熱間圧延するときの鋼片の加熱温度が低すぎると、具体的には１０００℃に満たないと、圧延時の荷重が増大して圧延機に負荷が掛かってしまう。このため１０００℃以上とする。しかし、１２５０℃を超えると、熱延板中にＴｉＣ等が微細に析出するようになり、その結果、ｒmean値の低下を招くことになる。
加熱温度：１０００〜１２５０℃
熱間圧延するときの鋼片の加熱温度が低すぎると、具体的には１０００℃に満たないと、圧延時の荷重が増大して圧延機に負荷が掛かってしまう。このため１０００℃以上とする。しかし、１２５０℃を超えると、熱延板中にＴｉＣ等が微細に析出するようになり、その結果、ｒmean値の低下を招くことになる。
仕上げ温度：Ａｒ 3 −２０〜９２０℃
熱間圧延の際の仕上げ温度は、熱延鋼板でのフェライト組織を決定する上で重要である。Ａｒ3変態点−２０℃を下回ったり、９２０℃を超えたりすると、混粒組織となったり、粒径が粗大化したりして、ｒmean値の低下や｜Δｒ値｜の増大を招くことになる。特に、９２０℃を超えると、熱延板の粒径が粗くなって、焼鈍時深絞り性に有効な集合組織の発達が不十分となるために不適である。
熱間圧延の際の仕上げ温度は、熱延鋼板でのフェライト組織を決定する上で重要である。Ａｒ3変態点−２０℃を下回ったり、９２０℃を超えたりすると、混粒組織となったり、粒径が粗大化したりして、ｒmean値の低下や｜Δｒ値｜の増大を招くことになる。特に、９２０℃を超えると、熱延板の粒径が粗くなって、焼鈍時深絞り性に有効な集合組織の発達が不十分となるために不適である。
巻取り温度：５００〜７３０℃
巻取り温度が５００℃未満では、フェライト中でのＴｉＣ等に析出・粗大化が十分ではなく、結果としてｒmean値が低下する。一方、７３０℃を超えると、フェライト粒が粗大化し、その結果、ｒmean値が低下するとともに、｜Δｒ値｜が大きくなる。
冷延率：６０〜９２％
冷延率が６０％未満では深絞り性の向上に好ましい集合組織が発達せず、高いｒmean値は得られない。そのため、冷延率の下限は６０％とした。一方、９２％を超える圧延率で圧延しても、ｒmean値の上昇には効果がなくなるばかりでなく、圧延機に対する負荷が過大となる。このため、冷延率の上限は９２％とした。
連続焼鈍における焼鈍温度は、深絞り用冷延鋼板として加工性を確保するために、再結晶温度以上とする。
巻取り温度が５００℃未満では、フェライト中でのＴｉＣ等に析出・粗大化が十分ではなく、結果としてｒmean値が低下する。一方、７３０℃を超えると、フェライト粒が粗大化し、その結果、ｒmean値が低下するとともに、｜Δｒ値｜が大きくなる。
冷延率：６０〜９２％
冷延率が６０％未満では深絞り性の向上に好ましい集合組織が発達せず、高いｒmean値は得られない。そのため、冷延率の下限は６０％とした。一方、９２％を超える圧延率で圧延しても、ｒmean値の上昇には効果がなくなるばかりでなく、圧延機に対する負荷が過大となる。このため、冷延率の上限は９２％とした。
連続焼鈍における焼鈍温度は、深絞り用冷延鋼板として加工性を確保するために、再結晶温度以上とする。
実施例１：
以下に、本発明を、実施例をもって詳細に説明する。
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、熱間鍛造してスラブとした後、１１８０℃に加熱して熱間圧延し、Ａｒ3点−２０〜９２０℃の仕上げ温度で２.５〜５.５ｍｍの板厚に仕上げた。仕上げた後、５００〜７３０℃でコイル巻取り相当の処理を施し、室温に冷却した。得られた熱延鋼板を酸洗デスケールした後、圧延率５５〜９０％の冷延を行い、板厚０.６ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に８５０℃×８０秒の焼鈍を施した。
各焼鈍板より、圧延方向に対して０°方向，４５°方向及び９０°方向にＪＩＳ５号試験片を切り出して引張試験を行った。ｒ値以外の特性については、０°方向（圧延方向）のみで評価した。
ｒ値は伸び１５％で評価し、圧延方向に対して０°方向，４５°方向及び９０°方向のｒ値を測定し、前記の関係式でｒmean値及び｜Δｒ値｜を算出した。
その結果を、表２に示す。
以下に、本発明を、実施例をもって詳細に説明する。
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、熱間鍛造してスラブとした後、１１８０℃に加熱して熱間圧延し、Ａｒ3点−２０〜９２０℃の仕上げ温度で２.５〜５.５ｍｍの板厚に仕上げた。仕上げた後、５００〜７３０℃でコイル巻取り相当の処理を施し、室温に冷却した。得られた熱延鋼板を酸洗デスケールした後、圧延率５５〜９０％の冷延を行い、板厚０.６ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に８５０℃×８０秒の焼鈍を施した。
各焼鈍板より、圧延方向に対して０°方向，４５°方向及び９０°方向にＪＩＳ５号試験片を切り出して引張試験を行った。ｒ値以外の特性については、０°方向（圧延方向）のみで評価した。
ｒ値は伸び１５％で評価し、圧延方向に対して０°方向，４５°方向及び９０°方向のｒ値を測定し、前記の関係式でｒmean値及び｜Δｒ値｜を算出した。
その結果を、表２に示す。
また、二次加工性を評価するために、落重試験を行った。落重試験には、プレス成形したカップ状試験片を用いた。
まず、焼鈍板から、６５ｍｍのブランクを打抜いた後、ダイス肩Ｒ３.０ｍｍφ、ポンチ径３３ｍｍφの条件にて深絞り成形機を用いて、底面がφ３０ｍｍの円筒状カップに深絞り成形した。カップ成形後のカップ縁の状態の影響を除くため、３０ｍｍの一定高さになるように砥石にてカップ先端を切断した後、＃６００のエメリー紙で仕上げた。得られたカップ試験片を耐二次加工割れ性の試験に供した。
まず、焼鈍板から、６５ｍｍのブランクを打抜いた後、ダイス肩Ｒ３.０ｍｍφ、ポンチ径３３ｍｍφの条件にて深絞り成形機を用いて、底面がφ３０ｍｍの円筒状カップに深絞り成形した。カップ成形後のカップ縁の状態の影響を除くため、３０ｍｍの一定高さになるように砥石にてカップ先端を切断した後、＃６００のエメリー紙で仕上げた。得られたカップ試験片を耐二次加工割れ性の試験に供した。
図１に、耐二次加工割れ性の試験を行う落重試験の方法を概略的に示す。
この試験では、２ｍの高さから質量６.３ｋｇの重錘４を、パイプ５をガイドにして落下させている。試験機下部に、冷媒槽２中で所定温度に保持したカップ試験片１をおき、その上部に頂角６０度の円錐ポンチ３をセットした後、このポンチ３上に重錘４を落下・衝突させることで、カップ試験片１に衝撃荷重を加えている。重錘の落下・衝突により拡管方向への衝撃歪を加えて、カップ側壁部に脆性割れが発生するか否かを調査した。
冷媒には、メタノール又はイソペンタンにドライアイス又は液体窒素を加えたものを用いた。試験片とポンチは、冷媒中に約１０分間浸漬して均熱化を図った。試験の温度については、１０℃の間隔で設定し、同温度で３個の試験片について行い、３個とも割れない最低温度を臨界温度として求めた。その結果を表２に併せて示す。なお、臨界温度が−４０℃以下のものを良好と評価した。
この試験では、２ｍの高さから質量６.３ｋｇの重錘４を、パイプ５をガイドにして落下させている。試験機下部に、冷媒槽２中で所定温度に保持したカップ試験片１をおき、その上部に頂角６０度の円錐ポンチ３をセットした後、このポンチ３上に重錘４を落下・衝突させることで、カップ試験片１に衝撃荷重を加えている。重錘の落下・衝突により拡管方向への衝撃歪を加えて、カップ側壁部に脆性割れが発生するか否かを調査した。
冷媒には、メタノール又はイソペンタンにドライアイス又は液体窒素を加えたものを用いた。試験片とポンチは、冷媒中に約１０分間浸漬して均熱化を図った。試験の温度については、１０℃の間隔で設定し、同温度で３個の試験片について行い、３個とも割れない最低温度を臨界温度として求めた。その結果を表２に併せて示す。なお、臨界温度が−４０℃以下のものを良好と評価した。
表２に示される結果から明らかなように、本発明により得られた冷延鋼板は、深絞り性と強い相関性があるｒmean値と｜Δｒ値｜の両方が請求項に記載の要件を満たし、二次加工割れ限界温度が低くなっている。なかでも、Ｂを微量添加した発明鋼Ｎｏ．５〜７においてはさらに優れた耐二次加工割れ性を有していることがわかる。
これに対して、比較鋼のＮｏ．８〜１２では、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐが本発明範囲を外れているために、所定の条件で熱延，冷延を施しても、ｒmean値と｜Δｒ値｜のいずれかが請求項に規定した数値から外れるか、もしくは耐二次加工割れ性に劣るものしか得られていない。なお、耐二次加工割れ性に有害なＰやＳｉを過剰に含むＮｏ．８，１０の鋼では、耐二次加工割れ性が劣っている。
これに対して、比較鋼のＮｏ．８〜１２では、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐが本発明範囲を外れているために、所定の条件で熱延，冷延を施しても、ｒmean値と｜Δｒ値｜のいずれかが請求項に規定した数値から外れるか、もしくは耐二次加工割れ性に劣るものしか得られていない。なお、耐二次加工割れ性に有害なＰやＳｉを過剰に含むＮｏ．８，１０の鋼では、耐二次加工割れ性が劣っている。
実施例２：
表３に示す化学成分の鋼を溶製し、連続鋳造ラインにて鋳造して得たスラブを、１１５０℃まで加熱して条件を種々に変えた熱間圧延を施した。酸洗でデスケールした後、板厚０.６ｍｍに冷延し、連続焼鈍、又は溶融めっきを施して冷延鋼板又は溶融めっき鋼板を製造した。各鋼板の製造条件を表４に示す。
得られた冷延鋼板及び溶融めっき鋼板より、実施例１と同じ試験片を採取し、引張試験と耐二次加工割れ性試験を行った。その結果を、表４に示す。
表３に示す化学成分の鋼を溶製し、連続鋳造ラインにて鋳造して得たスラブを、１１５０℃まで加熱して条件を種々に変えた熱間圧延を施した。酸洗でデスケールした後、板厚０.６ｍｍに冷延し、連続焼鈍、又は溶融めっきを施して冷延鋼板又は溶融めっき鋼板を製造した。各鋼板の製造条件を表４に示す。
得られた冷延鋼板及び溶融めっき鋼板より、実施例１と同じ試験片を採取し、引張試験と耐二次加工割れ性試験を行った。その結果を、表４に示す。
表５からも明らかなように本発明範囲内によって製造された冷延鋼板や溶融めっき鋼板は、本発明範囲内によって製造されたラボ材と同様に、優れたｒmean値と｜Δｒ値|を有しており、二次加工割れ限界温度にも優れていた。
これに対して、本発明範囲外の条件で製造された場合、ｒmean値と｜Δｒ値|のいずれか、もしくは双方が規定の範囲内に入らず、深絞りを行うに十分な材質が得られないか、あるいは二次加工割れ限界温度が−３０℃よりも高くなって、耐二次加工割れ性に劣っている。
これに対して、本発明範囲外の条件で製造された場合、ｒmean値と｜Δｒ値|のいずれか、もしくは双方が規定の範囲内に入らず、深絞りを行うに十分な材質が得られないか、あるいは二次加工割れ限界温度が−３０℃よりも高くなって、耐二次加工割れ性に劣っている。
Claims (5)
- Ｃ：０.０００５〜０.００７０質量％，Ｓｉ：０.０１〜１.５質量％，Ｍｎ：０.０５〜２.５質量％，Ｓ：０.００１〜０.０１０質量％，Ｎ：０.００７質量％以下，Ｐ：０.００２〜０.１質量％，Ａｌ：０.０１〜０.１質量％を含み、さらにＴｉ：０.００５〜０.２質量％及びＮｂ：０.００５〜０.２質量％の１種又は２種を含み、残部が実質的にＦｅの組成をもち、面内全方向に沿って測定したランクフォード値ｒの平均値ｒmean値が１.４以上で、しかも｜Δｒ値｜が０.３以下であることを特徴とする耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板。
- さらに、Ｖ，Ｚｒの１種又は２種を合計で０.００５〜０.１質量％含むものである請求項１に記載の耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板。
- さらに、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏの１種又は２種上を合計で０.０２〜３.０質量％含むものである請求項１又は２に記載の耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板。
- さらに、Ｂ：０.００００２〜０.０００３質量％を含むものである請求項１〜３のいずれか１に記載の耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板。
- 請求項１〜４のいずれか１に記載の成分組成を有する鋳片に、加熱温度：１０００〜１２５０℃，仕上げ温度：Ａｒ3点−２０〜９２０℃，巻取り温度：５００〜７３０℃なる条件で熱間圧延を施した後、得られた熱延鋼板に、６０〜９２％の圧下率で冷間圧延とその後の再結晶温度以下の焼鈍を施すことを特徴とする耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。
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| JP2004191261A JP2006009124A (ja) | 2004-06-29 | 2004-06-29 | 耐二次加工割れ性に優れた深絞り用冷延鋼板及びその製造方法 |
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-
2004
- 2004-06-29 JP JP2004191261A patent/JP2006009124A/ja active Pending
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