JPH02118029A - 造形性の良好な冷延鋼板の製造法 - Google Patents
造形性の良好な冷延鋼板の製造法Info
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- JPH02118029A JPH02118029A JP27053788A JP27053788A JPH02118029A JP H02118029 A JPH02118029 A JP H02118029A JP 27053788 A JP27053788 A JP 27053788A JP 27053788 A JP27053788 A JP 27053788A JP H02118029 A JPH02118029 A JP H02118029A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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。
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。
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
。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
)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。
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。
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)。
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。
! : 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。
.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。
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
。
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。
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。
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。
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。
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。
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
。
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。
。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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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%。
、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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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)
- 【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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27053788A JPH02118029A (ja) | 1988-10-26 | 1988-10-26 | 造形性の良好な冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27053788A JPH02118029A (ja) | 1988-10-26 | 1988-10-26 | 造形性の良好な冷延鋼板の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02118029A true JPH02118029A (ja) | 1990-05-02 |
Family
ID=17487584
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27053788A Pending JPH02118029A (ja) | 1988-10-26 | 1988-10-26 | 造形性の良好な冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02118029A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05263184A (ja) * | 1991-12-24 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | スポット溶接部の疲労強度に優れた良加工性高強度冷延鋼板 |
-
1988
- 1988-10-26 JP JP27053788A patent/JPH02118029A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05263184A (ja) * | 1991-12-24 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | スポット溶接部の疲労強度に優れた良加工性高強度冷延鋼板 |
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