JP2019073763A - Method for producing steel processed component - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、鋼加工部品及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a steel machined part and a method of manufacturing the same.
自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求はいっそう高まっており、自動車の衝撃吸収部材は、高強度化により、走行時に衝突した場合のエネルギー吸収特性に優れた鋼材が使用される。一方で、一般に高強度化に伴い、鋼板の変形能は低下するため、成形時に部品に割れが発生する。 The social demand for the improvement of the collision safety of a car is further increasing, and as a shock absorbing member of the car, a steel material excellent in the energy absorbing property in the case of collision at the time of traveling is used by strengthening. On the other hand, since the deformability of the steel plate generally decreases with the increase in strength, cracking occurs in parts during forming.
高強度鋼板の成形で発生する割れには、延性不足に起因する割れとブランク加工、穴打ち抜き加工のせん断面に発生する穴広げ起因の割れがある。これらの特性はいずれも強度の増加に伴い低下する。 The cracks generated during the formation of high strength steel plate include a crack caused by lack of ductility and a crack caused by hole expansion generated in a blanking process and a shear surface of hole punching process. All of these properties decrease with increasing strength.
鋼板の加工性を高めた高強度鋼材として、加工誘起変態型（ＴＲＩＰ型）鋼が知られている。ＴＲＩＰ鋼は、鋼材にオーステナイトを残留させ延性を向上させた鋼であり、衝突時に力が加わると、オーステナイトが硬いマルテンサイトに変わり、変形部分の強度が局部的に高まることで延性を高めることができる。 A processing induced transformation (TRIP type) steel is known as a high-strength steel material having improved workability of a steel sheet. TRIP steel is a steel that retains austenite in steel and improves ductility. When a force is applied during a collision, the austenite changes to hard martensite, and the ductility is enhanced by locally increasing the strength of the deformed portion. it can.
一方で、ＴＲＩＰ鋼はブランク加工、穴打ち抜き加工においてもマルテンサイト変態が生じるため、穴広げ加工においては、この硬いマルテンサイトと柔らかいフェライトの界面が割れの起点となり、穴広げ性は低い。同じく延性の高いＤＰ鋼は、もともとの組織にフェライト相とマルテンサイト相を含んでおり、同様の理由で穴広げ性が低い。 On the other hand, since TRIP steel also undergoes martensitic transformation even in blanking and hole punching, the interface between the hard martensite and the soft ferrite becomes a starting point of cracking in hole widening, and the hole expandability is low. The high ductility DP steel also contains a ferrite phase and a martensite phase in the original structure, and for the same reason, it has low hole expansibility.
特許文献１には、鋼組織が残留オーステナイトを面積％で３％以上有する、延性、伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板が開示されている。 Patent Document 1 discloses a high-tensile cold rolled steel sheet excellent in ductility and stretch flangeability, in which the steel structure has retained austenite in an area percentage of 3% or more.
特許文献２には、フェライト相とマルテンサイト相からなる、耐衝撃性が改善された２相鋼板が開示されている。 Patent Document 2 discloses a two-phase steel plate comprising a ferrite phase and a martensite phase and having improved impact resistance.
特許文献３は、所定の成分組成、組織を有する温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、及び上記鋼板を１００〜４００℃、好ましくは１５０〜２５０℃で温間加工することにより得られる高強度部材又は高強度部品を開示している。 Patent Document 3 warm-processes the steel plate at 100 to 400 ° C., preferably 150 to 250 ° C., having a predetermined component composition, a high strength steel plate having excellent elongation and stretch flangeability by warm working having a structure, and Discloses a high strength member or high strength component obtained by
高強度鋼板においては、特許文献１のように、鋼板だけで延性、伸びフランジ性の両立を担保することは十分ではない。 In the high strength steel plate, as in Patent Document 1, it is not sufficient to secure both the ductility and the stretch flangeability by only the steel plate.
特許文献２で開示された２相鋼板は、前述のとおり、延性は高いが、フェライト相とマルテンサイト相を含むので、穴拡げ性が低い。 The two-phase steel sheet disclosed in Patent Document 2 has high ductility as described above, but contains a ferrite phase and a martensite phase, so has a low hole expansibility.
部品のプレス成型性を形状の工夫により下げる方法も考えられるが、形状の変更により変形能の消費を抑える方法は、形状の自由度の観点から限界になりつつある。 Although a method of lowering the press-formability of a part by devising the shape may be considered, a method of suppressing consumption of deformability by changing the shape is becoming a limit in terms of the degree of freedom of the shape.
また、特許文献３のように鋼板に温間加工を施す場合、温間では一般に、鋼板の成形性が高まるため、延性、穴広げ性（伸びフランジ性）とも高めることが可能であるが、温間での加工は金型の損傷が激しい点、スケールの噛み込みなどで、部品に疵が発生しやすい点に課題がある。 Moreover, when warm processing is performed on a steel plate as in Patent Document 3, the formability of the steel plate generally increases in the warm, so it is possible to improve both ductility and hole stretchability (stretch flangeability). There is a problem in that machining between parts is a point that breakage of the mold is severe and that parts tend to be wrinkled due to biting of scale and the like.
本発明は、上記の事情に鑑み、鋼板にせん断加工を施した後の穴広げ性を向上させ、後のプレス加工時の割れの発生を抑制できる鋼加工部品の製造方法を提供することを課題とする。 In view of the above-described circumstances, the present invention has an object to provide a method for producing a steel-worked part capable of improving the hole expansibility after shearing a steel plate and suppressing the generation of a crack at the time of the subsequent pressing. I assume.
本発明者らは、せん断加工を施した後プレス加工を施す鋼加工部品の製造方法において、せん断加工後の穴拡げ性（延性）を向上させ、プレス加工による割れを防止する方法について鋭意検討した。その結果、せん断加工後に適切な熱処理を施すことにより、せん断加工によって劣化した特性を回復し、穴拡げ性を向上させ、プレス加工による割れも防止できることを見出した。 The present inventors diligently studied a method of improving the hole expandability (ductility) after shear processing and preventing cracking by press processing in a method of manufacturing a processed steel part subjected to shear processing and then subjected to press processing. . As a result, it has been found that, by applying an appropriate heat treatment after shear processing, it is possible to recover properties deteriorated by shear processing, improve hole expandability, and also prevent cracking by press working.
本発明者らはさらに検討を重ね、本発明を完成した。その要旨は以下のとおりである。 The present inventors further studied and completed the present invention. The summary is as follows.
（１）鋼板にせん断加工を施し、加工された鋼板に２００〜６００℃で５分以下の加熱処理を施し、加熱処理後の鋼板をプレス加工することを特徴とする鋼加工部品の製造方法。 (1) A method of manufacturing a processed steel part characterized in that the steel plate is subjected to shear processing, the processed steel plate is subjected to heat treatment at 200 to 600 ° C. for 5 minutes or less, and the heat treated steel plate is pressed.
（２）前記加熱処理がせん断加工された箇所を局所的に加熱する処理であることを特徴とする前記（１）の鋼加工部品の製造方法。 (2) The method for producing a steel-worked part according to the above (1), wherein the heat treatment is a treatment for locally heating a sheared portion.
（３）前記局所的に加熱する処理は、加熱処理後のプレス加工において割れが生じやすい箇所を加熱することを特徴とする前記（２）の鋼加工部品の製造方法。 (3) The method of manufacturing a steel-worked part according to (2), wherein the locally heating process heats a location where a crack is likely to occur in press working after the heat treatment.
（４）前記加熱処理が炉加熱であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかの鋼加工部品の製造方法。 (4) The method for producing a steel-worked part according to any one of the above (1) to (3), wherein the heat treatment is furnace heating.
（５）前記局所的に加熱する処理は、レーザーによる加熱処理であることを特徴とする前記（２）又は（３）の鋼加工部品の製造方法。 (5) The method of manufacturing a steel-worked part according to (2) or (3), wherein the locally heating treatment is a laser heating treatment.
（６）前記せん断加工が打ち抜き加工及び／又は穴抜き加工であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかの鋼加工部品の製造方法。 (6) The method according to any one of the above (1) to (5), wherein the shearing is punching and / or punching.
（７）前記鋼板の組織が、オーステナイトを面積率で５％以上含有することを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかの鋼加工部品の製造方法。 (7) The method according to any one of the above (1) to (6), wherein the structure of the steel sheet contains austenite in an area ratio of 5% or more.
（８）前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜８．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜２．００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、及びＭｏ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかの鋼加工部品の製造方法。 (8) The chemical composition of the steel plate is, in mass%, C: 0.05 to 0.50%, Si: 0.10 to 3.00%, Mn: 1.00 to 8.00%, P: 0 .100% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.005 to 2.00%, N: 0.010% or less, O: 0.010% or less, Nb: 0 to 0.10%, Ti The composition is characterized in that it contains: 0 to 0.20%, Cr: 0 to 0.50%, and Mo: 0 to 0.50%, with the balance being Fe and unavoidable impurities. 7) The manufacturing method of steel processed parts in any one.
本発明の鋼加工部品の製造方法によれば、鋼板にせん断加工を施した後の穴広げ性を向上させ、後のプレス加工時の割れの発生を抑制することによって、難製造部品の加工が可能となる。 According to the method of manufacturing a machined steel part of the present invention, processing of a difficult-to-manufacture part is achieved by improving the hole expansibility after shearing the steel plate and suppressing the occurrence of cracking at the time of subsequent press processing. It becomes possible.
本実施形態の鋼加工部品の製造方法は、鋼板に打ち抜き加工、穴抜き加工等のせん断加工を施し、その後プレス加工により鋼加工部品を製造する方法において、せん断加工後に熱処理を施すことを特徴とする。熱処理は、具体的には、２００℃以上、６００℃以下、好ましくは４００℃超、６００℃以下の環境で、５分以下の時間で施す。 The method of manufacturing steel processed parts according to the present embodiment is characterized in that steel sheets are subjected to shear processing such as punching and punching and then heat treated after shear processing in a method of manufacturing steel processed parts by press processing. Do. Specifically, the heat treatment is performed in an environment of 200 ° C. or more and 600 ° C. or less, preferably 400 ° C. or more and 600 ° C. or less for 5 minutes or less.
オーステナイトを含む鋼板にせん断加工を施すと、切断面近傍は強加工を受けることとなり、鋼板中のオーステナイトは加工誘起変態によりマルテンサイトに変態し、プレス加工時に割れ発生の起点となる。 When a steel sheet containing austenite is subjected to shear processing, the vicinity of the cut surface is subjected to strong processing, and austenite in the steel sheet is transformed to martensite by work-induced transformation, and becomes a starting point of cracking during press processing.
本実施形態においては、上記の熱処理により、回復および、マルテンサイト相を焼戻し、あるいは、マルテンサイトをオーステナイトに逆変態させる。マルテンサイト相が焼き戻されると靭性が向上し、プレス加工による割れを抑制することができる。また、マルテンサイトをオーステナイトに逆変態させると、更に、伸びのよい結晶格子であるオーステナイト組織が鋼加工部品中に導入されるので穴拡げ性と延性が向上し、プレス加工による割れを抑制することができる。 In the present embodiment, recovery and tempering of the martensitic phase or reverse transformation of martensite to austenite are performed by the above heat treatment. When the martensitic phase is tempered, the toughness is improved, and cracking due to pressing can be suppressed. In addition, when martensite is reversely transformed to austenite, an austenite structure, which is a crystal lattice with good elongation, is introduced into the machined steel part, thereby improving hole expansibility and ductility, and suppressing cracking by press working. Can.
本実施形態の熱処理においては、温度の低い範囲では、回復やマルテンサイト相の焼戻し、加工組織の回復による効果が中心であるが、温度が高くなると、マルテンサイトのオーステナイトへの逆変態による効果が中心となり、割れ改善効果はより顕著に表れる。前者の効果はＤＰ鋼などマルテンサイト相を含む鋼板においても効果を得ることができ、オーステナイト相を含む鋼においては、両者の効果を受けることができる。 In the heat treatment of this embodiment, in the low temperature range, the effects of recovery, tempering of the martensitic phase, and recovery of the worked structure are at the center, but when the temperature is high, the effect of reverse transformation of martensite to austenite is The crack improvement effect appears more prominently. The former effect can be obtained also in a steel plate containing a martensitic phase such as DP steel, and in a steel containing an austenite phase, both effects can be received.
熱処理の際の加熱速度は１℃／ｓ以上が好ましい。加熱速度が遅いとセメンタイトが生成し、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態が抑制される。加熱速度は、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。加熱速度の上限は特に限定されないが、現実的には、５００℃／ｓ程度である。 The heating rate in the heat treatment is preferably 1 ° C./s or more. When the heating rate is slow, cementite is formed and the reverse transformation from martensite to austenite is suppressed. The heating rate is more preferably 10 ° C./s or more. Although the upper limit of the heating rate is not particularly limited, it is practically about 500 ° C./s.
本実施形態の熱処理は、せん断加工により強加工を受けた箇所の組織を制御することを目的としている。したがって、鋼板全体を加熱しても構わないが、強加工を受けた箇所のみを局所加熱してもよい。また、後のプレス加工で割れが生じやすい箇所があらかじめ分かっている場合は、その箇所のみを局所加熱してもよい。 The heat treatment of the present embodiment aims to control the structure of a portion subjected to severe processing by shear processing. Therefore, although the entire steel plate may be heated, only a portion subjected to severe processing may be locally heated. Moreover, when the location which a crack tends to produce by subsequent press processing is known beforehand, you may heat only the location locally.
一般に加工組織の回復、マルテンサイトの焼戻し、逆変態によるオーステナイトの再生成は強度が低下するため、鋼板全体に熱を入れると、部品強度の観点で劣位である。また、加熱箇所が広いと生産性を下げることにもつながるため、上記の観点からは局部加熱が望ましい。 In general, since recovery of the worked structure, tempering of martensite, and regeneration of austenite by reverse transformation decrease in strength, when heat is applied to the entire steel sheet, it is inferior in terms of part strength. In addition, local heating is desirable from the above-mentioned point of view because it leads to lowering the productivity if the heating point is wide.
加熱方法は、特に限定されるものではなく、レーザー加熱、炉加熱等、公知の方法を使用することができる。レーザー加熱により局所加熱をする場合は、加工後直ちに加熱を行えるようにレーザーを配置すれば、炉を設置することなく、また、鋼板を炉に移動することなく直ちに局所加熱を開始できるので、生産性の面から有利である。 The heating method is not particularly limited, and known methods such as laser heating and furnace heating can be used. In the case of local heating by laser heating, if the laser is arranged so that heating can be performed immediately after processing, local heating can be started immediately without installing the furnace and without moving the steel plate to the furnace. It is advantageous from the aspect of sex.
加熱後の冷却速度、冷却方法は鋼加工部品の特性には影響しないので、特に問わない。 The cooling rate after heating and the cooling method are not particularly limited because they do not affect the characteristics of the processed steel part.
本実施形態の熱処理によれば、好ましくは、強加工を受けた箇所のオーステナイト面積率が、せん断加工前のオーステナイト面積率の６割以上に回復する。 According to the heat treatment of the present embodiment, preferably, the austenite area ratio of the portion subjected to severe working recovers to 60% or more of the austenite area ratio before shear processing.
本実施形態の熱処理による温度の低い範囲では、回復が発生するが、これは一般的な鋼でも起こり得るので、特に対象となる鋼材は限定されず、マルテンサイト相を含む鋼板においてはこれに加えて、マルテンサイトの焼戻しの効果が加算される。 Recovery occurs in the low temperature range of the heat treatment according to the present embodiment, but this may also occur in general steels, so the steels to be targeted are not particularly limited, and in addition to this in steel plates containing a martensitic phase. The effect of temper on martensite is added.
温度の高い領域においては、前記に加え、逆変態が起こり得る。これについては、オーステナイト相を含む組織において、より起こりやすい現象であるが、一般的な鋼においても起こりうる現象であり、特に対象となる鋼材は限定されない。 In addition to the above, in the region of high temperature, reverse transformation may occur. This is a phenomenon that is more likely to occur in the structure including the austenite phase, but it is a phenomenon that can also occur in general steels, and the steels to be targeted are not particularly limited.
低温、短時間で逆変態を起こすためには、冷間でのプレス加工前の鋼材にオーステナイトが存在することが好ましい。オーステナイトが存在することにより逆変態温度が下がるので、より効果的に、組織の逆変態を起こすことが可能となる。 In order to cause reverse transformation at a low temperature for a short time, it is preferable that austenite be present in the steel before cold-pressing. Since the reverse transformation temperature is lowered by the presence of austenite, it is possible to more effectively cause the reverse transformation of the structure.
プレス加工前の鋼材のオーステナイトは面積率で５％以上あれば好ましい。１０％以上であればより好ましく、１５％以上であればさらに好ましい。たとえば、残留オーステナイトを５％以上含有するＴＲＩＰ鋼は、本実施形態の鋼材として好適である。 The austenite of the steel before pressing is preferably at least 5% in area ratio. 10% or more is more preferable, and 15% or more is more preferable. For example, TRIP steel containing 5% or more of retained austenite is suitable as the steel material of the present embodiment.
ここで、残留オーステナイトの面積分率は、例えば、電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction：ＥＢＳＤ）法又はＸ線回折法により測定することができる。Ｘ線回折法により測定する場合は、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、フェライトの（１１１）面の回折強度（α（１１１））、残留オーステナイトの（２００）面の回折強度（γ（２００））、フェライトの（２１１）面の回折強度（α（２１１））、及び残留オーステナイトの（３１１）面の回折強度（γ（３１１））を測定し、次の式から残留オーステナイトの面積分率（ｆＡ）を算出することができる。 Here, the area fraction of retained austenite can be measured by, for example, electron backscatter diffraction (EBSD) or X-ray diffraction. When measuring by the X-ray diffraction method, the diffraction intensity (α (111)) of the (111) plane of ferrite and the diffraction intensity (γ (200)) of the (200) plane of retained austenite using Mo-Kα rays And the diffraction intensity (α (211)) of the (211) plane of ferrite and the diffraction intensity (γ (311)) of the (311) plane of retained austenite, and the area fraction of retained austenite (fA) according to the following equation Can be calculated.
ｆＡ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（１１１）／γ（２００）＋１）｝
＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
fA = (2/3) {100 / (0.7 × α (111) / γ (200) +1)}
+ (1/3) {100 / (0.78 x α (211) / γ (311) + 1)}
本実施形態の組織の逆変態は、上述したとおり、一般的な鋼で起こりえるので、特に化学成分が限定されるものではない。以下、本実施形態において好適な鋼の成分組成の一例について説明する。 Since the reverse transformation of the structure of this embodiment can occur in general steel as described above, the chemical composition is not particularly limited. Hereinafter, an example of a component composition of steel suitable in this embodiment is demonstrated.
［Ｃ：０．０５０〜０．５００％］
Ｃは、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトの含有量を調整し、本実施形態において必要なオーステナイト量を確保する。Ｃの含有量は、０．０５０％〜０．５００％とすることが好ましく、０．１００〜０．４００％がより好ましい。
[C: 0.050 to 0.500%]
C adjusts the content of ferrite, bainite, martensite and austenite to secure the amount of austenite necessary in the present embodiment. The C content is preferably 0.050% to 0.500%, and more preferably 0.100 to 0.400%.
［Ｓｉ：０．１０〜３．００％］
Ｓｉは固溶強化による鋼の強度向上、延性向上、また、炭化物（セメンタイト）の生成を抑制して、オーステナイトを残留させる効果を有する。Ｓｉの含有量は、０．１〜３．００％とすることが好ましく、０．５０〜２．００％がより好ましい。
[Si: 0.10 to 3.00%]
Si has the effect of improving the strength of the steel by solid solution strengthening, improving the ductility, and suppressing the formation of carbides (cementite) to leave austenite. The content of Si is preferably 0.1 to 3.00%, and more preferably 0.50 to 2.00%.
［Ｍｎ：１．００〜８．００％］
Ｍｎは変態挙動を制御し、変態相の量や硬さを制御する。動的強度も考慮して、Ｍｎ含有量は１．００〜８．００％が好ましく、１．５０〜３．００％がより好ましい。
[Mn: 1.00 to 8.00%]
Mn controls transformation behavior and controls the amount and hardness of transformation phase. In consideration of the dynamic strength, the Mn content is preferably 1.00 to 8.00%, and more preferably 1.50 to 3.00%.
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは不純物として鋼中に含有され、粒界に偏析して鋼を脆化させる。Ｐの含有量は少ないほど好ましく、０．１００％以下が好ましい。より好ましくは０．０５０％以下である。
[P: 0. 100% or less]
P is contained in the steel as an impurity and segregates at grain boundaries to embrittle the steel. The smaller the content of P, the better, and 0.100% or less is preferable. More preferably, it is 0.050% or less.
［Ｓ：０．０１０％以下］
Ｓは不純物として鋼中に含有され、硫化物系介在物を形成し、延性を低下させる。Ｓの含有量は少ないほど好ましく、０．０１０％以下が好ましい。より好ましくは、０．００５％以下である。
[S: 0.010% or less]
S is contained as an impurity in steel, forms sulfide inclusions, and reduces ductility. The smaller the content of S, the better, and 0.010% or less is preferable. More preferably, it is 0.005% or less.
［Ａｌ：０．００５〜２．０００％］
Ａｌは溶鋼を脱酸するために用いる。また、Ｓｉと同様にセメンタイトの生成を抑制し、オーステナイトを残留させる効果を有する。Ａｌの含有量は、０．００５〜２．０００％が好ましく、０．０５０〜１．０００％がより好ましい。
[Al: 0.005 to 2.000%]
Al is used to deoxidize the molten steel. Moreover, it has the effect of suppressing the formation of cementite and retaining austenite in the same manner as Si. 0.005 to 2.000% is preferable and 0.050 to 1.000% of the content of Al is more preferable.
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは不純物として鋼中に含有され、延性を劣化させる。Ｎの含有量は少ないほど好ましく、０．０１００％以下が好ましい。より好ましくは、０．００５０％以下である。
[N: 0.0100% or less]
N is contained in the steel as an impurity and degrades ductility. The smaller the content of N, the better, and 0.0100% or less is preferable. More preferably, it is 0.0050% or less.
［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏは酸化物を形成し、伸びを劣化させる。Ｏの含有量は少ないほど好ましく、０．０１００％以下が好ましい。より好ましくは、０．００５０％以下である。
[O: 0.0100% or less]
O forms an oxide and degrades elongation. The smaller the content of O, the better, and 0.0100% or less is preferable. More preferably, it is 0.0050% or less.
［Ｎｂ：０〜０．１００％］
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び再結晶の抑制を通じた転位強化により鋼板の強度上昇に寄与するので、必要に応じて含有させてもよい。Ｎｂは少しでも存在すれば強度の上昇に寄与する。より効果的に強度を上昇させるためには、０．００５％以上含有させるのが好ましい。含有量が多すぎると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、０．１００％以下とするのが好ましく、０．０５０％以下がより好ましい。
[Nb: 0 to 0.100%]
Nb may be contained as necessary because it contributes to increase in strength of the steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening through suppression of recrystallization. If any Nb is present, it contributes to the increase in strength. In order to raise strength more effectively, it is preferable to contain 0.005% or more. If the content is too large, precipitation of carbonitrides will increase and the formability will deteriorate, so the content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less.
［Ｔｉ：０〜０．２００％］
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び再結晶の抑制を通じた転位強化により鋼板の強度上昇に寄与するので、必要に応じて含有させてもよい。Ｔｉは少しでも存在すれば強度の上昇に寄与する。より効果的に強度を上昇させるためには、０．００５％以上含有させるのが好ましい。含有量が多すぎると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するので、０．２００％以下とするのが好ましく、０．０５０％以下がより好ましい。
[Ti: 0 to 0.200%]
Ti may be contained as necessary because it contributes to increase in strength of the steel sheet by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening through suppression of recrystallization. Ti, if any, contributes to the increase in strength. In order to raise strength more effectively, it is preferable to contain 0.005% or more. If the content is too large, precipitation of carbonitrides will increase and the formability will deteriorate, so the content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.050% or less.
［Ｃｒ：０〜０．５００％］
Ｃｒは強化元素であり、焼入れ性を向上するので、必要に応じて含有させてもよい。Ｃｒが少しでも存在すれば、これらの効果は得られる。より効果的に含有の効果を得るためには、含有量を０．０５０％以上とするのが好ましい。含有量が多すぎると製造性に悪影響をおよぼすので、０．５００％以下とするのが好ましい。
[Cr: 0 to 0.500%]
Cr is a strengthening element and improves hardenability, and may be contained as necessary. These effects can be obtained if any Cr is present. In order to obtain the effect of the content more effectively, the content is preferably 0.050% or more. If the content is too large, the productivity is adversely affected, so the content is preferably 0.500% or less.
［Ｍｏ：０〜０．５００％］
Ｍｏは強化元素であり、焼入れ性を向上するので、必要に応じて含有させてもよい。Moが少しでも存在すれば、これらの効果は得られる。より効果的に含有の効果を得るためには、含有量を０．０５０％以上とするのが好ましい。含有量が多すぎると製造性に悪影響をおよぼすので、０．５００％以下とするのが好ましい。
[Mo: 0 to 0.500%]
Mo is a strengthening element and improves hardenability, and may be contained as necessary. These effects can be obtained if Mo is even present. In order to obtain the effect of the content more effectively, the content is preferably 0.050% or more. If the content is too large, the productivity is adversely affected, so the content is preferably 0.500% or less.
鋼の化学組成の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。 The balance of the chemical composition of steel is Fe and unavoidable impurities.
表１に示す化学成分を有する鋼板Ａ〜Ｈを用いて、打ち抜き加工、又は穴抜き加工を施し、加工を施した鋼板を熱処理し、加工、熱処理後の鋼板について、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠した穴拡げ試験、及びプレス加工を施すことによるプレス割れの評価を行った。熱処理はレーザー加熱、炉加熱の２通りで試験を行った。 A steel sheet having chemical components shown in Table 1 is subjected to punching or punching, and the processed steel sheet is heat-treated, and the steel sheet after processing and heat treatment is a hole conforming to JIS Z 2256. Evaluation of the press crack by giving a spreading test and press processing was performed. The heat treatment was tested in two ways, laser heating and furnace heating.
表２にせん断加工、及びプレス加工前の鋼板の材質を示す。表２中のγ量はオーステナイト面積率であり、鋼板の１／４厚さの面を観察面としてＸ線回析を行い、ｂｃｃとｆｃｃのピーク面積比から算出した。ＴＳは引張強度、λは穴拡げ率である。本実施例では、成分組成が同じスラブから、製造方法を変えることで、異なるオーステナイト量、機械特性を有する鋼板を製造し、加工に供した。 Table 2 shows the material of the steel plate before shearing and pressing. The amount of γ in Table 2 is the austenite area ratio, X-ray diffraction was performed with the surface of 1⁄4 thickness of the steel plate as the observation surface, and calculated from the peak area ratio of bcc and fcc. TS is tensile strength and λ is hole expansion ratio. In this example, steel sheets having different amounts of austenite and mechanical properties were manufactured from the slabs having the same component composition by changing the manufacturing method, and subjected to processing.
表３に、せん断加工後、レーザー加熱により、局所加熱、又は全体加熱を行った実験例を、表４に、せん断加工後、炉加熱により、局所加熱、又は全体加熱を行った実験例を示す。本発明の熱処理を施した実験例では、穴拡げ率λが増加し、プレス割れは生じないことが確認できた。 Table 3 shows an experimental example in which local heating or total heating was performed by laser heating after shearing, and in Table 4 an experimental example in which local heating or total heating was performed by furnace heating after shearing . In the experimental example subjected to the heat treatment of the present invention, it was confirmed that the hole expansion ratio λ was increased and no press cracking occurred.
Claims (8)
加工された鋼板に２００〜６００℃で５分以下の加熱処理を施し、
加熱処理後の鋼板をプレス加工する
ことを特徴とする鋼加工部品の製造方法。 Shearing the steel plate,
Heated the processed steel plate at 200 to 600 ° C for 5 minutes or less,
A manufacturing method of a steel processed part characterized by pressing a steel plate after heat treatment.
Ｃ ：０．０５０〜０．５００％、
Ｓｉ：０．１０〜３．００％、
Ｍｎ：１．００〜８．００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５〜２．０００％、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜０．２０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、及び
Ｍｏ：０〜０．５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である
ことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼加工部品の製造方法。 The chemical composition of the steel plate is in mass%,
C: 0.050 to 0.500%,
Si: 0.10 to 3.00%,
Mn: 1.00 to 8.00%,
P: 0.100% or less,
S: 0.0100% or less,
Al: 0.005 to 2.000%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Nb: 0 to 0.10%,
Ti: 0 to 0.20%,
Cr: 0 to 0.50%, and Mo: 0 to 0.50%
The method according to any one of claims 1 to 7, wherein the balance is Fe and unavoidable impurities.
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Cited By (2)
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| JPWO2019131289A1 (en) * | 2017-12-25 | 2019-12-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Manufacturing method of press-formed product |
| WO2020175486A1 (en) * | 2019-02-27 | 2020-09-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Method for manufacturing steel sheet for cold press and method for manufacturing press component |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000080418A (en) * | 1998-09-03 | 2000-03-21 | Nippon Steel Corp | Production of thin steel sheet for working |
| WO2016164788A1 (en) * | 2015-04-10 | 2016-10-13 | The Nanosteel Company, Inc. | Improved edge formability in metallic alloys |
-
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Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000080418A (en) * | 1998-09-03 | 2000-03-21 | Nippon Steel Corp | Production of thin steel sheet for working |
| WO2016164788A1 (en) * | 2015-04-10 | 2016-10-13 | The Nanosteel Company, Inc. | Improved edge formability in metallic alloys |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2019131289A1 (en) * | 2017-12-25 | 2019-12-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Manufacturing method of press-formed product |
| US11511330B2 (en) | 2017-12-25 | 2022-11-29 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing press formed product |
| WO2020175486A1 (en) * | 2019-02-27 | 2020-09-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Method for manufacturing steel sheet for cold press and method for manufacturing press component |
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