JPH02118029A - 造形性の良好な冷延鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、精度の高い造形が可能で、複雑な形状を有
する成形部品用素材として好適な冷延鋼板の製造方法に
関するものである。

〈従来技術とその課題） 従来、自動車の外装パネルや内装パネル、或いはその他
の複雑形状成形部材の素材に供される超深絞り用鋼板は
、低炭素へ１キル）’Ｅ　（Ｃ：　０．０３〜０．０６
重重量）を冷間圧延した後、オープンコイル焼鈍炉で脱
炭焼鈍することにより製造されるのが−・ｍ的であった
。

ところが、近年、著しい精錬技術の発達に伴ってＮｂ等
の炭化物形成元素を添加した泪の製造が安価に行えるよ
うになったことを背景に、この種の炭化物形成元素を添
加した極イ１（炭素ｔＩＡが超；・′γ絞り用鋼板の主
流となる傾向を見せ始めてきた。そして、例えばｒＴｉ
及びＮｂを複合添加したＣ含仔里：０、００７重里％以
下の極低炭素鋼を冷間圧延し焼鈍することから成る超深
絞り用鋼板の製造方法」が特公昭６１−３２３７５号と
して提案されているように、この種の超深絞り川口を反
に係る研究（ｌ告や１２ｍも数多くべされている。

しかしながら、実際のプレス作業においては、改良が重
ねられた上述のような超深絞り用鋼板を使用したとして
もプレス加工時の“割れ”や“しわ”の発生を完全に防
止できなかったり、或いは所望の形状の付与が不完全と
なったりして、プレス型の修正や成品デザイン形状の変
更を余（ｋ無くされるとまう不都合な事態もしばしば生
じていた。

そこで、最近ではそのような成形部品にはプラスチック
スを素材として通用しようとの動きもあり、実際に乗用
車のスポイラ−、インストルメントパネル（計器板）、
フィン等においてはプラスチックス化が進んでいる。

しかしながら、上記プラスチックス化は生産性の悪化に
つながるものであるのでコストアップを招く（特に生産
量の多い乗用車の場合には著しい）ほか、周知のように
キズ付きやすさのための外観悪化や耐熱性不足と言った
問題が未解決であるので望ましい方向ではなかった。

従って、プラスチックスなみの“造形性”を示す鋼）反
が得られるならば、プラスチックスの（重用を余儀なく
されている多くの部品の低コスト化が可能となる一Ｆ、
それを適用する自動車等のデザイン選択の自由度が増す
ので極めて好ましいことであった・ ところで、一般に複雑な成形が施される超深絞り用鋼板
の性能は引張試験で測定されるｒ値の程度にて表現され
ることが多いが、“造形性（例えばシャープな形状部品
への形状凍結性等）”については十分に確立された評価
法が未だ存在していない。このことは、今後の高造形性
鋼板開発の上で大きな支障になるものと考えられた。

そこで、本発明者等は、第１図に示すような形状のポン
チ（円１（Ｃ台）１によって鋼板２を先端の尖った円惟
状に成形し、この際の成形可能高さ　＜　ｒＩｉ点周点
部辺部割れを生じることなく成形できる張り出し高さ）
により造形性を評価することを試みた。そして、その結
果を詳細に検討したところ、該評価結果は鋼板の造形性
と的確に対応しており、」二記方法は造形性の評価法と
して非常に適切なものであることが確認された。

第２図は、種々の試験によって高造形性を有し℃いるご
とが確認された鋼板と従来の“超深絞り用鋼板゛°と呼
ばれている日板につき、各種頂角のポンチを用いて第１
図に示す尖頭円１（Ｃ張り出し試験を実施した粘宋を示
しているか、ごの第２（ブ！からも、高造形性鋼板は尖
１７ｆｉ　ｌ■１ＳｉＣ張り出し成形↓こ倚れていて非
常に高い成形可能高さ（成形限界深さ）を示して造形性
の程度をｉｆ！Ｉ　’−：）Ｊに表わしていることか６
′ＩＩ：められた。一方、従来の“超深絞り用針、１仮
”と呼ばれでいるもの（ｒ値が高い）では成形可能高さ
がそれほど良好な値となっておらす、実際の成形試験に
よっても十分な造形性を有していないことが分かった。

これは、“超深絞り用１２１板”は高い「値（塑性歪比
）に裏付けられて深絞り加工時における板の流れ込みが
大きく、これに起因し良好な深絞り加工性が得られてい
るのに対して、前記第１図で示す尖頭円錐張り出し試験
のようにブランクの周囲をクランプして坂の流れ込のを
防止した成形においては、ｒ値よりも材料そのものの持
つ延性のようなものがその加工性を決めているものと思
われる。

ぞして、更に実際の造形性の指数になると確認された前
記尖頭円錐成形品さ（成形限界深さ）を従来の引張試験
値を比較してみると第３図に示すような結果が得られ、
明確ではないものの、はぼｎ埴（加工硬化係数）の高い
鋼板はこの円堆成形高さも高い値を示すが、ｒ値と円Ｓ
ｆｔ成形高さとには相関のないことが確かめられた。

このようなことから、本発明者等は、前記第１図で示し
た尖頭円錐張り出し試験にて測定される成形可能高さ（
成形限界深さ）でもって造形性を評価しつつ、従来の趨
深絞り用鋼板とは異なって良好な造形性、中でもシャー
プな形状部品をも精確に成形することが可能な優れた形
状凍結性を有し、プラスチックスの使用を不必要とする
鋼板の安定製造を目脂して鋭意研究を重ねた。

く課題を解決するための手段〉 本発明は、前述した高造形性鋼板の安定な製造法を確立
すべくなされた研究を通しての知見事項等に基づいて完
成されたものであり、 ｒ　ｃ　：　０．００１５％以下（以降、成分割合を表
わす％は重量％とする）。

Ｍｎ　二〇、０３〜Ｏ，Ｆ３０％、　　ｓａｔ、　Ａｊ
！　：　０．１０％以下。

Ｎｂ　：　０．００３〜０．０１５％、　　Ｎ　：　０
．００２０％以下で、残部が実質的にＦｅより成る泪を
熱間圧延してから、まず６８０〜９５０℃で焼鈍し、そ
の後冷間圧延と焼鈍とを施すことによって、優れた造形
性を備えた冷延鋼板を安定に（汁産し得るようにした点
」 に特徴を有するものである。

このように、本発明は、従来の極低炭素鋼よりも更に炭
素量を低減（Ｃ：１５ｐｐｍ以下）した極低窒素（Ｎ：
２０ｐｐｍ以下）・微量ＩＪｂ添加泪を熱延した後、−
旦高温にて焼鈍し、次いで冷延と焼鈍とを施して冷延ｆ
２１板とすることを骨子としたものであるが、以下、冷
延鋼板の製造方法を前記構成とした理由をその作用にも
言及しながら説明する。

く作用〉 本発明によって造形性の良好な冷延鋼板が得られる機構
については不明な点が多いが、素材鋼の炭素量を著しく
低減すると共に、少■のＮｂを添加し、更に熱延板を高
温で焼鈍してから冷間圧延と焼鈍を施した場合には、素
ｖｒ口の純度が高いがために組成変形が容易となること
に加え、鋼板の結晶粒度が適度に調整されたり、更には
適度の固溶炭素やＮｂが存在するようになったりするこ
とが相乗されて高造形性が実現されるものと考えられる
。

これらの中でも、極低炭素（Ｃ：　１５ｐｐｍ以下）化
は鋼の高純度化と結晶粒度調整に、また微量Ｎｂの添加
や熱延後の一次焼鈍、冷延及び二次焼鈍は結晶粒度調整
と固溶炭素、　Ｎｂ含有■調整により強く係わるものと
推察される。

なお、本発明において、素材鋼の成分組成や一次焼鈍（
熱間圧延に続く焼鈍）条件を前記の如くに限定したのは
次の理由による。

八）素材鋼の成分組成 （Ａ）　　Ｃ Ｃ含有量が０．００１５％を超えると、セメンタイトが
形成されてＭ＋ｆｆｌの延性を害するためと考えられる
が、所望の造形性を確保できな（なる。従って、Ｃ含有
量は０．００１５％以下と定めた。

（ｂｌ　　　Ｍｎ Ｍｎは、基本的には綱に不可避的に含まれるところのＳ
による脆化を防止するために含有させられるものである
。そして、Ｍｎ含有量が０．０３％を下回ると前記脆化
防止効果が十分でなく、一方、０．６０％を超えて含有
させても該効果は飽和するだけでコストアップを招くこ
とから、ｉｎ含有量は０．０３〜０．６０％と定めた。

（ｃｌ　　ｓｏｌ、Ａｆ ｓｏ７．Ａβ成分は、鋼の脱酸とＮの固定のために添加
される。なぜなら、鋼の脱酸が不十分であると拙中に酸
化物が残って延性を害し、またＮが固溶状態であると時
効硬化を引き起こすこととなって、何れも造形性の悪化
につながるからである。ただ、０．１０％を超えるｓｏ
ｌ、へ１含有量としても上記効果は飽和してしまい、コ
ストアップとなるだけであるので、ｓｏｌ、Ａｊ！含有
量は０．１０％以下と定めた。

（ｄｌ　　Ｎｂ Ｎｂ成分は、最終製品の結晶粒の整粒化とＮｂＣの形成
のために添加されるものであり、これによって高い造形
性を確保できるようになる。しかしながら、Ｎｂ含有星
が０．００３％未満では所望の効果が得られず、一方、
０．０１５％を超えて含有させると１’Ｘｌ　溶Ｎ　ｂ
　債が増して鋼が硬化し、逆に造形性の劣化を招くこと
から、Ｎｂ含有璽は０．００３〜０．０１５％と定めた
。

（ｃ）　　Ｎ Ｎも、炭素と同様に少ないほど造形性にとって好ましい
。そして、Ｎ含有量が０．００２０％を超えた場合には
ＡｆＮとＮｂＮを多項に形成して鋼板の延性を害し、所
望の造形性を確保できなくなることから、Ｎ含有量を０
．００２０％以下と限定した。

ｔｆｌ　　その他の元素 一般に、ｓｉ、　　ｐ、　　ｓ、　　ｏ、　Ｃｒ、　Ｃ
ｕ等は鋼に不可避的に含まれる元素であるが、本発明に
おいてはこれらの含有量もできるだけ少ない方が好まし
く、できれば Ｓｉ：０．１％未満、　　　　Ｐ：０．０２％未満。

Ｓ：０．０１％未満、　　　Ｏ：　０．００５％未満。

Ｃｒ　：　０．１％未満、　　　Ｃｕ　：　０．１％未
満の目安でそれぞれ規制するのが良い。

Ｂ）　−次焼鈍（熱間圧延に続く焼鈍）条件通常の冷延
鋼板製造プロセスでは、熱間圧延で得た熱延鋼板を酸洗
して脱スケールした後そのまま冷間圧延するのが′ｇ通
である。

しかるに、本発明においては、熱間圧延後の熱延鋼板を
冷間圧延前に高温で焼鈍することを大きな特徴としてい
る。この高温焼鈍は、コイルのままのバッチ焼鈍（箱焼
鈍炉が使用できる）、或いはコイルをほぐしながらの連
続焼鈍（ステンレス綱等に用いられる“ＡＰライン”が
適用できる）の何れによっても差し支えない。また、こ
れら焼鈍は、スケール付の熱延板にそのまま施しても良
いしく本発明法では、鋼板のＣ含有量が１５ｐｐｍ以下
であるのでスケールによる脱炭は問題とならない）、−
旦脱スケールした熱延板に施しても良い。

何れにせよ、この高温焼鈍は、冷延前の鋼板中における
ＮｂＣやＡｆＮ等の析出状態、結晶粒及びその集合組織
を調整し、冷延−焼鈍後の組織が高造形性に好ましいＩ
ＪＩＷｉとなるようにするための準備工程として重要で
ある。

即ち、熱延綱板ではＮｂばＣと結合したＮｂＣの状態で
析出しているが、この高温焼鈍はＮｂＣの粗大化を防止
しつつＮｂＣ析出を更に十分ならしめ、続く冷延−焼鈍
後の細粒化や高ｒ値化を確実にするためのものである。

また、この高温焼鈍により鋼中の５ｏｌＪＩｌもＡｊＮ
析出物として殆んど析出してしまい、固溶Ｎを低下させ
る。つまり、ＮｂＣやＡＩＮの析出が不十分であると冷
延−焼鈍後の綱板は高ｒ値、高伸びとはならず、一方、
ＮｂＣの析出が粗大であると冷延−焼鈍後の鋼板が粗粒
Ｍｉ織となってやはり高造形性が得られない。

ところで、熱延板を焼鈍する代わりに熱延の巻取り温度
を調整することも考えられるが、実際にはコイルの全長
や全幅に亘る温度履歴が不均一であるため、該手段はＡ
ｆＮやＮｂＣの厳しい析出制御が必要な本発明が狙いと
する高造形性鋼板の製造には不適切である上、熱間圧延
の際の巻取りには自ずと温度及び時間に限界（巻取温度
でほぼ４００〜７５０℃９巻取時間で３０分〜１時間が
可能範囲）があり、どうしてもＡｊＮ及びＮｂＣの制御
が不十分となってしまう。

そして、この高温焼鈍の時間及び温度は鋼の成分及び要
求される造形性の程度により調整されるが、該焼鈍温度
が６８０℃未満では前述した効果が不十分となり、一方
、９５０℃を超える温度で焼鈍すると著しい結晶粒粗大
化が起こり、成品の肌荒れを生じることから、上記焼鈍
温度は６８０〜９５０℃と定めた。

なお、高温焼鈍に引き続く冷延−焼鈍は、従来から実施
されていた超深絞り鋼板製造の際と同様条件（冷延圧下
率＝５０〜９０％、焼鈍温度：６５０”Ｃ以上）にて実
施される。勿論、この際の焼鈍（二次焼鈍）もハツチ焼
鈍或いは連続焼鈍の何れによっても差し支えはなく、溶
融メンキによる焼鈍効果を利用しても良い。

また、冷延−焼鈍の後、必要に応して伸び率が最大１．
５％までの調質圧延（スキンパス）を施したり、各種の
表面処理等を施して良いことも言うまでもない。

続いて、本発明を実施例により具体的に説明する。

（実施例〉 実施例　！ まず、Ｃ：　２〜３８ｐｐｍ、　Ｓｉ　：　０．０１％
、Ｍｎ：０，１２％。

Ｐ　：０．００４％、　　Ｓ　：　０．００２％、　ｓ
ｏｌ、　ＡＮ　：　０．０２５％、　Ｎｂ：０．００７
　％、　　　Ｎ　　二　０．００１０．　　Ｃｕ　　：
　　０．０２　％、　　Ｃｒ　　：　　０．０４　％を
含み、残部が実質的にＦｅより成る鋼を溶製した後、こ
れにスラブ加熱温度：１１００℃、圧駐仕上温度＝９０
０℃１巻取温度ニア００℃の条件で熱間圧延を施し、３
，２鰭厚の熱延鋼板を得た。

次いで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、種々の温度で
２時間のバッチ焼鈍（−次焼鈍）を施して徐冷した。

次に、これら各熱延鋼板を０．８龍厚にまで圧下率ニア
５％で冷間圧延し、再度８５０℃に４０秒間保持の連続
焼鈍（二次焼鈍）を施した。

そして、このようにして得られた各冷延鋼板について前
記第１、図で示した尖頭円錐張り出し試験（ポンチ頂角
：　９５　”）を行い、破断に至るまでの成形高さを測
定した。

これらの結果を第４図に示す。

第４図に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件通りに製造された鋼板は尖頭円錐張り出し
成形高さ：２７龍以上の良好な造形性を有していて、苛
酷な成形加工にも割れを生じることなく円滑に成形がな
されるのに対して、製造条件が本発明の規定条件から外
れたものは十分な造形性を示さないことが分かる。

実施例　２ 第１表に示される如き成分組成の鋼を溶製した後、実施
例１の場合と同様条件にて熱間圧延、焼鈍、冷間圧延、
及び再度の焼鈍をこの順序で施し、厚さ：３．２ｓｍ厚
の冷延鋼板を製造した。ただ、熱延後の焼鈍条件は第１
表に示すように変化させた。

次に、これらの鋼板につき、実施例１におけると同様の
尖頭円錐張り出し試験及び通常の引張試験を行った。

これらの結果を第１表に併せて示す。

第１表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件通りに製造されたｔｍ板は尖頭円錐張り出
し成形高さ：２７龍以上を示し、造形性にイ３れている
ことが分かる。また、この第１表に示される結果からも
、尖頭円錐張り出し成形高さで評価される造形性が引張
試験で得られるｎ値にほぼ対応し、［尖頭円錐張り出し
成形高さ２２７ｍｍ以上」は引張試験値での「ｎ値：０
．２８０以上」にほぼ相当することが確かめられる。

く効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、プラス千ノク
スなみの優れた造形性を有した鋼板を安定して製造する
ことが可能となり、鋼板を素材とする成形部品に係るデ
ザインの自由度が増す上、該成形部品の生産性を著しく
向上できるようになるなど、産業上極めて有用な効果が
もたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、尖頭円錐張り出し試験に使用する工具形状を
説明した概略図である。 第２図は、尖頭円錐張り出しポンチの頂角と成形限界深
さ（成形可能高さ）との関係を、高造形性！ＩＩＦｉ、
と従来の超深絞り用鋼板とについて示したグラフである
。 第３図は、ｎ値及びｒ値と尖頭円錐張り出し試験におけ
る成形限界深さ（成形可能高さ）との関係を示したグラ
フである。 第４図は、実施例で製造された鋼板の造形性を炭素含有
量と一次焼鈍温度との関係で示すグラフである。 図面において、 ｌ・・・ポンチ、　　　　　２・・・鋼板。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量割合にて Ｃ：０．００１５％以下、Ｍｎ：０．０３〜０．６０％
   、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０％
   以下で、残部が実質的にＦｅより成る鋼を熱間圧延して
   から、まず６８０〜９５０℃で焼鈍し、その後冷間圧延
   と焼鈍とを施すことを特徴とする、造形性の良好な冷延
   鋼板の製造法。