JPH0318403A - 精密打抜き用鋼板の製造法 - Google Patents
精密打抜き用鋼板の製造法Info
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- JPH0318403A JPH0318403A JP15276690A JP15276690A JPH0318403A JP H0318403 A JPH0318403 A JP H0318403A JP 15276690 A JP15276690 A JP 15276690A JP 15276690 A JP15276690 A JP 15276690A JP H0318403 A JPH0318403 A JP H0318403A
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Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of 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】
本発明は．＊合成形加工性および短時間急速加熱焼入性
にすぐれた精密打抜き（以下ＦＢと略称することがある
）加工用鋼板の製造法に関する．最近のＦＢ加工におい
ては，コイニング，張出し．パーニング等に加味された
複合戒形加工に発達しつつある．また，部品によっては
，或形加工後に．誘電加熱．高周波焼入れ等の短時間熱
処理により，部品の寸法変化が少ない焼入れ処理を施し
，耐摩耗性を向上させる必要がある。
にすぐれた精密打抜き（以下ＦＢと略称することがある
）加工用鋼板の製造法に関する．最近のＦＢ加工におい
ては，コイニング，張出し．パーニング等に加味された
複合戒形加工に発達しつつある．また，部品によっては
，或形加工後に．誘電加熱．高周波焼入れ等の短時間熱
処理により，部品の寸法変化が少ない焼入れ処理を施し
，耐摩耗性を向上させる必要がある。
本発明は，このような背景から，複合威形性にすぐれか
つ短時間加熱焼入性にすぐれた安価な材料を提供するこ
とを目的とする。この目的のため，機械的性質について
は．素材（熱延材）が軟質でかつ延性にすぐれることに
加え．低歪み領域におけるｎ値の向上，衝撃特性の向上
および降伏比の低下をはかる観点から．また短時間加熱
特性については，焼入性の向上をはかりおよびオーステ
ナイトを容易にするという観点から，化学或分を選択バ
ランスさせかつ熱延条件を規制した。
つ短時間加熱焼入性にすぐれた安価な材料を提供するこ
とを目的とする。この目的のため，機械的性質について
は．素材（熱延材）が軟質でかつ延性にすぐれることに
加え．低歪み領域におけるｎ値の向上，衝撃特性の向上
および降伏比の低下をはかる観点から．また短時間加熱
特性については，焼入性の向上をはかりおよびオーステ
ナイトを容易にするという観点から，化学或分を選択バ
ランスさせかつ熱延条件を規制した。
かくして本発明は，重量でＣ：０．１０〜０．１９％，
Ｓ ｉ ： ０．５０％以下， Ｍｎ ： ０．７０
〜１．５０％， Ｃｒ：０．０５〜０，８０％，
Ｂ ： ０．０００５〜０．００５％およびＡｌ０．０
８％以下．場合によってはさらにＴｉ：０．０５％以下
を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
の鋼片をオーステナイト域温度に加熱し，熱間圧延工程
において仕上温度；８００〜９５０℃および巻取温度；
５３０〜６９０℃の温度制御下でこれを熱間圧延するこ
とを特徴とする複合成形加工性および短時間急速加熱焼
入性にすぐれた精密打抜き用ｍ板の製造法を提供する． 本発明における化学戒分限定および熱延条件規制の技術
的理由を説明する． Ｃは． ０．１９％を越えると鋼が硬質になりＦＢ性お
よびＦＢ複合威形性が阻害される．また，Ｃが０．ｌＯ
％よりも低いと，高周波焼入のような短時間加熱焼入で
十分な表面硬さが得られない傾向がある． Ｓｉは，ｍのＡＣ，点を高め，高周波加熱のような短時
間加熱における鋼のオーステナイト化を阻害する傾向に
ある．また，Ｓｔは，焼入性を高めるには有効であるが
Ｍｎには及ばず，母材の強度を高める作用が太き＜ＦＢ
性の観点からは不利である．それ故．上限を０．５０％
と規制した。
Ｓ ｉ ： ０．５０％以下， Ｍｎ ： ０．７０
〜１．５０％， Ｃｒ：０．０５〜０，８０％，
Ｂ ： ０．０００５〜０．００５％およびＡｌ０．０
８％以下．場合によってはさらにＴｉ：０．０５％以下
を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
の鋼片をオーステナイト域温度に加熱し，熱間圧延工程
において仕上温度；８００〜９５０℃および巻取温度；
５３０〜６９０℃の温度制御下でこれを熱間圧延するこ
とを特徴とする複合成形加工性および短時間急速加熱焼
入性にすぐれた精密打抜き用ｍ板の製造法を提供する． 本発明における化学戒分限定および熱延条件規制の技術
的理由を説明する． Ｃは． ０．１９％を越えると鋼が硬質になりＦＢ性お
よびＦＢ複合威形性が阻害される．また，Ｃが０．ｌＯ
％よりも低いと，高周波焼入のような短時間加熱焼入で
十分な表面硬さが得られない傾向がある． Ｓｉは，ｍのＡＣ，点を高め，高周波加熱のような短時
間加熱における鋼のオーステナイト化を阻害する傾向に
ある．また，Ｓｔは，焼入性を高めるには有効であるが
Ｍｎには及ばず，母材の強度を高める作用が太き＜ＦＢ
性の観点からは不利である．それ故．上限を０．５０％
と規制した。
Ｍｎは，一方においては鋼のＡＣ２点を低めるので鋼の
オーステナイト化に有利であり１他方においては焼入性
を高める有効な元素である。それ故０．７０％以上の添
加が必要である。だが， １．５０％を越えると，母材
強度の上昇が過大となり．引張り強さがしばしば５０ｋ
ｇ／ｍ−を越え．加工性およびＦＢ性が阻害されること
があるので，上限を１．５０％とした． Ｃｒは．ＳｌやＭｎにくらべ，母材強度をあまり上昇さ
せることなく，焼入性を向上させる有効な元素である．
本発明では，Ｍｎとの相乗的焼入性向上効果を意図して
Ｃｒを添加する。前記Ｍｎ量の範囲において，有意の相
乗効果を達或するためには０．０５％以上のＣｒが必要
であるが，Ｃｒ量が０．８０％を越えると，ＦＢ性およ
び加工性の劣化が生じやすくなるので．上限は０．８０
％とした。
オーステナイト化に有利であり１他方においては焼入性
を高める有効な元素である。それ故０．７０％以上の添
加が必要である。だが， １．５０％を越えると，母材
強度の上昇が過大となり．引張り強さがしばしば５０ｋ
ｇ／ｍ−を越え．加工性およびＦＢ性が阻害されること
があるので，上限を１．５０％とした． Ｃｒは．ＳｌやＭｎにくらべ，母材強度をあまり上昇さ
せることなく，焼入性を向上させる有効な元素である．
本発明では，Ｍｎとの相乗的焼入性向上効果を意図して
Ｃｒを添加する。前記Ｍｎ量の範囲において，有意の相
乗効果を達或するためには０．０５％以上のＣｒが必要
であるが，Ｃｒ量が０．８０％を越えると，ＦＢ性およ
び加工性の劣化が生じやすくなるので．上限は０．８０
％とした。
Ｂは．本発明において短時間加熱材の焼入性の観点から
極めて重要な元素である．ただし．含有量がｏ．ｏｏｏ
ｓ％よりも少ないとその効果は発揮されず，またｏ．ｏ
ｏｓｏ％を越えてもその効果は飽和し，かえって綱の清
浄性を害する不都合がある．Ａｌは鋼の脱酸剤として添
加するものであるが，Ａｌ量は０．０８％までにするこ
とが必要である。これを越す過量のＡｌは，Ｓの清浄性
を害する不都合がある。
極めて重要な元素である．ただし．含有量がｏ．ｏｏｏ
ｓ％よりも少ないとその効果は発揮されず，またｏ．ｏ
ｏｓｏ％を越えてもその効果は飽和し，かえって綱の清
浄性を害する不都合がある．Ａｌは鋼の脱酸剤として添
加するものであるが，Ａｌ量は０．０８％までにするこ
とが必要である。これを越す過量のＡｌは，Ｓの清浄性
を害する不都合がある。
Ｔｉは，Ｂの酸化および窒化による添加歩留の低下を防
ぐために添加する。このため，Ｔｉ無添加でもよいが，
Ｔｉを添加した方が焼入性は安定する．だがＴｉが０．
０５％を越えると，析出強化の作用が大き＜ＦＢ性とく
に型寿命性を害することになるので上限規制をした。
ぐために添加する。このため，Ｔｉ無添加でもよいが，
Ｔｉを添加した方が焼入性は安定する．だがＴｉが０．
０５％を越えると，析出強化の作用が大き＜ＦＢ性とく
に型寿命性を害することになるので上限規制をした。
本発明鋼板の製造に当っては．前記戒分の鋼の鋼片を常
法にしたがいたとえば１１００〜１３５０℃のオーステ
ナイト域温度に加熱した後熱間圧延に付す．熱延条件と
しては仕上温度を８００〜９５０℃の範囲とし，巻取温
度５３０〜６９０’Ｃの範囲としなければならない。
法にしたがいたとえば１１００〜１３５０℃のオーステ
ナイト域温度に加熱した後熱間圧延に付す．熱延条件と
しては仕上温度を８００〜９５０℃の範囲とし，巻取温
度５３０〜６９０’Ｃの範囲としなければならない。
第１図は，本発明！（ＭＥ）と比較鋼（鋼Ａ）とを，第
２表に示した熱延条件に付して得た熱延材の衝撃値，低
歪み域ｎ値．およびバーライト群間の距離（第２表参照
）と熱延条件（巻取温度）との関係を示したグラフであ
る。同図によれば，衝撃値および低歪み域ｎ値は，発明
鋼の方が比較鋼よりも高い値を示しており，−ｔ−取温
度を本発明が規定する５５０〜６９０℃の範囲とするこ
とにより明瞭な差異が現れている． 発明鋼が衝撃値において優れるのは，ボロン添加にとも
なって生戒した炭窒化物がバーライトのＦｅ．Ｃの発生
核となり，細かいパーライトの分布を呈することが一つ
の理由であろう。
２表に示した熱延条件に付して得た熱延材の衝撃値，低
歪み域ｎ値．およびバーライト群間の距離（第２表参照
）と熱延条件（巻取温度）との関係を示したグラフであ
る。同図によれば，衝撃値および低歪み域ｎ値は，発明
鋼の方が比較鋼よりも高い値を示しており，−ｔ−取温
度を本発明が規定する５５０〜６９０℃の範囲とするこ
とにより明瞭な差異が現れている． 発明鋼が衝撃値において優れるのは，ボロン添加にとも
なって生戒した炭窒化物がバーライトのＦｅ．Ｃの発生
核となり，細かいパーライトの分布を呈することが一つ
の理由であろう。
また，低歪み域ｎ値が優れるのは，ボロン添加により窒
素が固定されるために，歪みの伝播能が向上するためと
考える． ＦＢ性の観点からは．とくに１衝撃値が高く．複合或形
性からは低歪み域ｎ値が高いことが望ましい．また，い
ずれも降伏強度も低いことが必要である．このような．
発明鋼における優れた特性は．本発明が規定するように
．仕上温度を８００〜９５０℃の範囲としなければ得る
ことはできない。
素が固定されるために，歪みの伝播能が向上するためと
考える． ＦＢ性の観点からは．とくに１衝撃値が高く．複合或形
性からは低歪み域ｎ値が高いことが望ましい．また，い
ずれも降伏強度も低いことが必要である．このような．
発明鋼における優れた特性は．本発明が規定するように
．仕上温度を８００〜９５０℃の範囲としなければ得る
ことはできない。
仕上温度を８００℃以下とした場合には，熱間圧延にお
ける加工歪みが残留しやすく．降伏強度が増加し．低歪
み域ｎ値が低下することになる。また仕上温度を９５０
℃以上とした場合には．熱間圧延において表面の脱炭お
よび表面肌が不良となりやすいためである。
ける加工歪みが残留しやすく．降伏強度が増加し．低歪
み域ｎ値が低下することになる。また仕上温度を９５０
℃以上とした場合には．熱間圧延において表面の脱炭お
よび表面肌が不良となりやすいためである。
一方．短時間急速焼入性の観点からは．パーライト群間
距離が小さいことが望ましい。バーライト群間距離が小
さいと，短時間加熱における十一ステナイト中への炭素
の固溶が容易になり均質なオーステナイトが得られやす
い。第１図によれば，一般に高温巻取の場合低温巻取の
場合よりもパーライト群間距離が大きくなる傾向がある
が，本発明鋼では，巻取温度を高く設定しても，バーラ
イト群間距離は大きくなりにくい． 第２図に．パーライト群間距離の異なる試料すなわち，
１２３０℃に加熱したｗ４Ｈに対し．仕上温度８４０
’Ｃそして巻取温度６９０℃の熱延を施して得たバーラ
イト群間距離が９．８μの試料と仕上温度同じ＜８４０
℃そして巻取温度７３０℃の熱延を施して得たパーライ
ト群間距離が１５．４μの試料とについて， １００ｋ
Ｈｚ高周波焼入（回転端面の焼入）を行った場合の硬度
分布（端面からの深さと硬度との関係）を示す．本発明
の熱延条件によれば，パーライト群間距離が小さく，同
一加熱条件での均質オーステナイト深さおよび９０％マ
ルテンサイト深さが大きく，かつ硬度のバラツキが小さ
い。
距離が小さいことが望ましい。バーライト群間距離が小
さいと，短時間加熱における十一ステナイト中への炭素
の固溶が容易になり均質なオーステナイトが得られやす
い。第１図によれば，一般に高温巻取の場合低温巻取の
場合よりもパーライト群間距離が大きくなる傾向がある
が，本発明鋼では，巻取温度を高く設定しても，バーラ
イト群間距離は大きくなりにくい． 第２図に．パーライト群間距離の異なる試料すなわち，
１２３０℃に加熱したｗ４Ｈに対し．仕上温度８４０
’Ｃそして巻取温度６９０℃の熱延を施して得たバーラ
イト群間距離が９．８μの試料と仕上温度同じ＜８４０
℃そして巻取温度７３０℃の熱延を施して得たパーライ
ト群間距離が１５．４μの試料とについて， １００ｋ
Ｈｚ高周波焼入（回転端面の焼入）を行った場合の硬度
分布（端面からの深さと硬度との関係）を示す．本発明
の熱延条件によれば，パーライト群間距離が小さく，同
一加熱条件での均質オーステナイト深さおよび９０％マ
ルテンサイト深さが大きく，かつ硬度のバラツキが小さ
い。
かくして本発明によれば，コイニング，張出し等が組み
合わされた複合或形加工性に優れるように．降伏強度が
低く，低歪み域ｎ値が高いという特性を備え．かつ短時
間加熱において均質な焼入組織が得られる精密打抜き用
鋼板が製造できる。
合わされた複合或形加工性に優れるように．降伏強度が
低く，低歪み域ｎ値が高いという特性を備え．かつ短時
間加熱において均質な焼入組織が得られる精密打抜き用
鋼板が製造できる。
次に具体例を挙げ，本発明をさらに説明しよう。
第１表に供試鋼の化学戒分を示す。５０ＩＩｌ＋Ｉｌ（
板厚）Ｘ６Ｑ＋ｍ（幅） Ｘ １５０ｗ＋＋ｉ（長さ）
の小鋼片を１２３０℃の温度に加熱した後，小型熱延機
を用いて． ５０ｍｍ（元厚）→３２ｍｍ→２０．８ｍ
ｍ→１４．６ｎ＋ｍ→１０．Ｏｍｍ−７．０ｍｍに圧延
し，研削加工により６．’Ｏｍｍとした。圧延温度は，
１１５０℃， １１００℃． １０６０℃，１０２０
℃そして第２表に示した仕上温度であった。圧延後第２
表および第３表に示した巻取温度で巻取り，同温度のソ
ルトバス中に１時間保持した後徐冷した。
板厚）Ｘ６Ｑ＋ｍ（幅） Ｘ １５０ｗ＋＋ｉ（長さ）
の小鋼片を１２３０℃の温度に加熱した後，小型熱延機
を用いて． ５０ｍｍ（元厚）→３２ｍｍ→２０．８ｍ
ｍ→１４．６ｎ＋ｍ→１０．Ｏｍｍ−７．０ｍｍに圧延
し，研削加工により６．’Ｏｍｍとした。圧延温度は，
１１５０℃， １１００℃． １０６０℃，１０２０
℃そして第２表に示した仕上温度であった。圧延後第２
表および第３表に示した巻取温度で巻取り，同温度のソ
ルトバス中に１時間保持した後徐冷した。
第２表および第３表に．熱延材の機械的特性および高周
波表面焼入（９５０℃）特性を示す．第２表の実験番号
ｌ〜１０については，第ｔ図および第２図を参照して既
に説明した． 第３表の実験番号１１および１２では，供試１ｌＩ Ａ
（Ｓ１５Ｃ，比較鋼）およびＢ （Ｓ２０Ｃ．比較鋼
）を通常の熱延条件に付したが，得られた熱延材は高周
波短時間焼入性が劣り，９０％マルテンサイト深さは０
．３ｍｍ以下であった． 供試鋼Ｃ （ＳＣＲ４２０）を通常の熱延条件に付して
得た実験番号１３の熱延材は．良好な高周波短時間加熱
特性を示したが，引張強さは５０ｋｇ／ｍ−をまた降伏
強度は３０ｋｇ／ｍ＋ｗ”を実質的に越え，ＦＢ性とく
に型寿命に問題がある．また低歪み域ｎ値も低い．実験
番号１４では．用いた供試鋼Ｄが低炭素（０．０７％）
のボロン鋼であったため，熱延材は軟質で加工性成形性
に冨むが，高周波加熱焼入性が不十分である． 実験番号１５およびｌ６は，本発明の実施例であり，得
られた熱延材は，引張強さ５０ｋｇ／ａｍ”以下．降伏
強度３０ｋｇ／ｍｓ”以下，低歪み域ｎ｛１０．２０以
上で．加工性は良好であり，また高周波表面焼入特性も
良好であった． 実験番号１７については巻取温度が低いので低歪み域ｎ
値が低く所望の特性は得られていない。
波表面焼入（９５０℃）特性を示す．第２表の実験番号
ｌ〜１０については，第ｔ図および第２図を参照して既
に説明した． 第３表の実験番号１１および１２では，供試１ｌＩ Ａ
（Ｓ１５Ｃ，比較鋼）およびＢ （Ｓ２０Ｃ．比較鋼
）を通常の熱延条件に付したが，得られた熱延材は高周
波短時間焼入性が劣り，９０％マルテンサイト深さは０
．３ｍｍ以下であった． 供試鋼Ｃ （ＳＣＲ４２０）を通常の熱延条件に付して
得た実験番号１３の熱延材は．良好な高周波短時間加熱
特性を示したが，引張強さは５０ｋｇ／ｍ−をまた降伏
強度は３０ｋｇ／ｍ＋ｗ”を実質的に越え，ＦＢ性とく
に型寿命に問題がある．また低歪み域ｎ値も低い．実験
番号１４では．用いた供試鋼Ｄが低炭素（０．０７％）
のボロン鋼であったため，熱延材は軟質で加工性成形性
に冨むが，高周波加熱焼入性が不十分である． 実験番号１５およびｌ６は，本発明の実施例であり，得
られた熱延材は，引張強さ５０ｋｇ／ａｍ”以下．降伏
強度３０ｋｇ／ｍｓ”以下，低歪み域ｎ｛１０．２０以
上で．加工性は良好であり，また高周波表面焼入特性も
良好であった． 実験番号１７については巻取温度が低いので低歪み域ｎ
値が低く所望の特性は得られていない。
実験番号１８では．用いた供試鋼Ｇの炭素量が過大であ
ったため．熱延材の引張強さは５０ｋｇ／ｍｍ２を越え
，良好な戒形性は得られなかった。
ったため．熱延材の引張強さは５０ｋｇ／ｍｍ２を越え
，良好な戒形性は得られなかった。
実験番号１９では，用いた供試ＥＨのＳｉｉｌが高く．
熱延材の短時間加熱でのオーステナイト化が遅く，十分
な表面硬さは得られなかった．
熱延材の短時間加熱でのオーステナイト化が遅く，十分
な表面硬さは得られなかった．
第１図は．熱延材の諸特性と熱延条件との関係を示すグ
ラフであり．そして第２図は．パーライト群間距離が異
なる熱延材の高周波焼入特性を示すグラフである．
ラフであり．そして第２図は．パーライト群間距離が異
なる熱延材の高周波焼入特性を示すグラフである．
Claims (2)
- （１）重量でＣ：０．１０〜０．１９％、Ｓｉ：０．５
０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０
５〜０．８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％およ
びＡｌ：０．０８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼片をオーステナイト域温度に加
熱し、熱間圧延工程において仕上温度：８００〜９５０
℃および巻取温度：５３０〜６９０℃の温度制御下でこ
れを熱間圧延することを特徴とする精密打抜き用鋼板の
製造法。 - （２）重量でＣ：０．１０〜０．１９％、Ｓｉ：０．５
０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０
５〜０．８０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａ
ｌ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片をオース
テナイト域温度に加熱し、熱間圧延工程において仕上温
度：８００〜９５０℃および巻取温度：５３０〜６９０
℃の温度制御下でこれを熱間圧延することを特徴とする
精密打抜き用鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15276690A JPH0318403A (ja) | 1990-06-13 | 1990-06-13 | 精密打抜き用鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15276690A JPH0318403A (ja) | 1990-06-13 | 1990-06-13 | 精密打抜き用鋼板の製造法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57187353A Division JPS5976861A (ja) | 1982-10-27 | 1982-10-27 | 精密打抜き用鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0318403A true JPH0318403A (ja) | 1991-01-28 |
| JPH0514764B2 JPH0514764B2 (ja) | 1993-02-25 |
Family
ID=15547684
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15276690A Granted JPH0318403A (ja) | 1990-06-13 | 1990-06-13 | 精密打抜き用鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0318403A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102021493A (zh) * | 2009-09-21 | 2011-04-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种精密冲压用热轧钢板及其制造方法 |
| JP2012041638A (ja) * | 2011-09-28 | 2012-03-01 | Jfe Steel Corp | 耐磨耗鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-06-13 JP JP15276690A patent/JPH0318403A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102021493A (zh) * | 2009-09-21 | 2011-04-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种精密冲压用热轧钢板及其制造方法 |
| JP2012041638A (ja) * | 2011-09-28 | 2012-03-01 | Jfe Steel Corp | 耐磨耗鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0514764B2 (ja) | 1993-02-25 |
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