JPH0647706B2 - 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH0647706B2 JPH0647706B2 JP61183051A JP18305186A JPH0647706B2 JP H0647706 B2 JPH0647706 B2 JP H0647706B2 JP 61183051 A JP61183051 A JP 61183051A JP 18305186 A JP18305186 A JP 18305186A JP H0647706 B2 JPH0647706 B2 JP H0647706B2
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- rolled steel
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は，耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板
およびその製造方法に関する。
およびその製造方法に関する。
例えば，自動車のクォーターパネル，オイルパンおよび
異形エアクリーナーケースのような部材は，非常に苛酷
なプレス加工によって成形される。このような成形品の
製造に使用される冷延鋼板には，高い延性，超深絞り性
および非時効性が要求される。この要求に対し，炭窒化
物形成元素であるTi,NbおよびCrを単独または複合添加
することによって，鋼中のＣやＮを固定して延性を高め
且つ非時効性を確保すると共に，TiやNbの炭窒化物の作
用によって，深絞り性の向上に有効な{111}面方位の再
結晶集合組織を発達させた深絞り用非時効性冷延鋼板を
使用することが，既に提案されている。
異形エアクリーナーケースのような部材は，非常に苛酷
なプレス加工によって成形される。このような成形品の
製造に使用される冷延鋼板には，高い延性，超深絞り性
および非時効性が要求される。この要求に対し，炭窒化
物形成元素であるTi,NbおよびCrを単独または複合添加
することによって，鋼中のＣやＮを固定して延性を高め
且つ非時効性を確保すると共に，TiやNbの炭窒化物の作
用によって，深絞り性の向上に有効な{111}面方位の再
結晶集合組織を発達させた深絞り用非時効性冷延鋼板を
使用することが，既に提案されている。
例えば，特公昭44-18066号公報，特開昭59-67322号公報
および特開昭59-89727号公報は，Ti添加鋼を，特公昭54
-1245号公報，特公昭59-34778号公報および特開昭58-81
952号公報は，Nb添加鋼を，特公昭50-30572号公報およ
び特開昭58-18572号公報は，Ti-Cr添加鋼を，特開昭59-
67319号公報は，Ti-Nb添加鋼を，特開昭59-123720号公
報は，Ti-Nb-Cr添加鋼を，特開昭59-140333号公報は，T
i-B添加鋼を，そして特開昭59-193221号公報は，Ti-Nb-
B添加鋼をそれぞれ開示する。
および特開昭59-89727号公報は，Ti添加鋼を，特公昭54
-1245号公報，特公昭59-34778号公報および特開昭58-81
952号公報は，Nb添加鋼を，特公昭50-30572号公報およ
び特開昭58-18572号公報は，Ti-Cr添加鋼を，特開昭59-
67319号公報は，Ti-Nb添加鋼を，特開昭59-123720号公
報は，Ti-Nb-Cr添加鋼を，特開昭59-140333号公報は，T
i-B添加鋼を，そして特開昭59-193221号公報は，Ti-Nb-
B添加鋼をそれぞれ開示する。
前記の公報に記載された，炭窒化物形成元素により鋼中
のＣおよびＮを充分に固定した超深絞り用冷延鋼板のう
ち，Ｂを添加していないものには，非常に苛酷なプレス
成形後の二次加工の間に，脆性破断により割れる現象が
発生する問題がある。この脆性破断は，鋼中に固溶Ｃが
ないためフェライト粒界へのＣの偏析がなく，そのため
Ｐの粒界への偏析が促進され，結果として粒界が脆化す
ることによる。
のＣおよびＮを充分に固定した超深絞り用冷延鋼板のう
ち，Ｂを添加していないものには，非常に苛酷なプレス
成形後の二次加工の間に，脆性破断により割れる現象が
発生する問題がある。この脆性破断は，鋼中に固溶Ｃが
ないためフェライト粒界へのＣの偏析がなく，そのため
Ｐの粒界への偏析が促進され，結果として粒界が脆化す
ることによる。
前記の特開昭59-193221号公報および特開昭59-140333号
公報が開示するTi-B添加鋼およびTi-Nb-B添加鋼では，
添加したＢが粒界に偏析してＰの粒界への偏析を防止す
るため，苛酷なプレス成形後の二次加工に際して二次加
工割れが発生しにくいことが知られている。しかし，Ｂ
添加量が多くなり過ぎると，再結晶温度の上昇並びに多
量の固溶Ｂの存在により延性および深絞り性の劣化をき
たす。また多量にＢを含んだ鋼板は、表面処理，例え
ば，ユニクロメッキ処理を施した場合には，色ムラの原
因となるめっき不均一が生ずる傾向があるし，亜鉛めっ
き処理を施した場合には，めっきムラが生じたりする欠
点がある。逆に，Ｂ添加量か少な過ぎると，耐二次加工
割れ性改善の充分な効果が得られない。
公報が開示するTi-B添加鋼およびTi-Nb-B添加鋼では，
添加したＢが粒界に偏析してＰの粒界への偏析を防止す
るため，苛酷なプレス成形後の二次加工に際して二次加
工割れが発生しにくいことが知られている。しかし，Ｂ
添加量が多くなり過ぎると，再結晶温度の上昇並びに多
量の固溶Ｂの存在により延性および深絞り性の劣化をき
たす。また多量にＢを含んだ鋼板は、表面処理，例え
ば，ユニクロメッキ処理を施した場合には，色ムラの原
因となるめっき不均一が生ずる傾向があるし，亜鉛めっ
き処理を施した場合には，めっきムラが生じたりする欠
点がある。逆に，Ｂ添加量か少な過ぎると，耐二次加工
割れ性改善の充分な効果が得られない。
したがって，Ｂの添加により，延性および深絞り性を劣
化することなく，耐二次加工割れ性を効果的に改善する
ためには，Ｂ添加量を適正に制御する必要があるが，こ
れは，製鋼技術上，必ずしも容易なことではない。
化することなく，耐二次加工割れ性を効果的に改善する
ためには，Ｂ添加量を適正に制御する必要があるが，こ
れは，製鋼技術上，必ずしも容易なことではない。
本発明は，Ti単独またはTiに加えNbおよびCrの少なくと
も一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固定した鋼板
の耐二次加工割れ性を，Ｂ添加という手段によることな
く，改善することを目的とする。
も一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固定した鋼板
の耐二次加工割れ性を，Ｂ添加という手段によることな
く，改善することを目的とする。
本発明によれば，Ti単独またはTiに加えNbおよびCrの少
なくとも一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固定し
た冷延鋼板の耐二次加工割れ性は，当該鋼板の両表層部
に，しかるべき厚み，しかるべきＣ濃度の，非常に細粒
な浸炭層を形成することにより，改善できることが判っ
た。
なくとも一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固定し
た冷延鋼板の耐二次加工割れ性は，当該鋼板の両表層部
に，しかるべき厚み，しかるべきＣ濃度の，非常に細粒
な浸炭層を形成することにより，改善できることが判っ
た。
かくして，本発明は，Ti単独またはTiに加えNbおよびCr
の少なくとも一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固
定した冷延鋼板であって，両表層部に浸炭層を有し，全
浸炭層厚み対鋼板の板厚の比が1/4〜1/12，該浸炭層の
Ｃ濃度平均が0.02〜0.10重量％，該浸炭層のフェライト
粒度No.が9.5以上，そして板厚中心部のフェライト粒度
No.が6.0以上であることを特徴とする耐二次加工割れ性
の優れた深絞り用冷延鋼板を提供する。
の少なくとも一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固
定した冷延鋼板であって，両表層部に浸炭層を有し，全
浸炭層厚み対鋼板の板厚の比が1/4〜1/12，該浸炭層の
Ｃ濃度平均が0.02〜0.10重量％，該浸炭層のフェライト
粒度No.が9.5以上，そして板厚中心部のフェライト粒度
No.が6.0以上であることを特徴とする耐二次加工割れ性
の優れた深絞り用冷延鋼板を提供する。
本発明は，また，真空脱ガス処理により溶製した鋼中の
ＣおよびＮを固定するに充分なTi単独またはTiに加え少
なくとも一種を複合添加した極低炭素鋼を，常法に従
い，スラブとし，必要に応じスラブ手入れを行い，熱間
圧延し，酸洗いなとによりスケール除去後，トータル圧
延率60％以上の冷間圧延を施し，オープンコイル焼鈍を
行うに際し，露点を-70〜０℃とする雰囲気ガス条件
で，焼鈍加熱温度を再結晶温度以上830℃以下，焼鈍時
間を５時間以内として鋼板の両表層部に全浸炭層厚み対
板厚の比が1/4〜1/12の浸炭層を形成させることを特徴
とする耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板の製
造方法を提供する。
ＣおよびＮを固定するに充分なTi単独またはTiに加え少
なくとも一種を複合添加した極低炭素鋼を，常法に従
い，スラブとし，必要に応じスラブ手入れを行い，熱間
圧延し，酸洗いなとによりスケール除去後，トータル圧
延率60％以上の冷間圧延を施し，オープンコイル焼鈍を
行うに際し，露点を-70〜０℃とする雰囲気ガス条件
で，焼鈍加熱温度を再結晶温度以上830℃以下，焼鈍時
間を５時間以内として鋼板の両表層部に全浸炭層厚み対
板厚の比が1/4〜1/12の浸炭層を形成させることを特徴
とする耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板の製
造方法を提供する。
耐二次加工割れ性の改善という本発明の目的に対して
は、両浸炭層の合計厚み対鋼板の板厚の比が1/12以上で
あること，該浸炭層のＣ濃度平均が0.02重量％以上であ
ること該浸炭層のフェライト粒度No.が9.5以上であるこ
とおよび板厚中心部のフェライト粒度No.が6.0以上であ
ることが臨界的である。換言すれば、これらの諸条件が
満たされないと，耐二次加工割れ性の実質的な改善が得
られない。これに対し，両浸炭層の合計厚み対鋼板の板
厚の比の上限および浸炭層のＣ濃度平均の上限は，それ
程臨界的ではないが，両浸炭層の合計厚み対鋼板の板厚
の比が1/4を実質的に越えたり浸炭層のＣ濃度平均が0.1
0重量％を実質的に越えたりすると，製品の延性および
深絞り性が劣化する傾向があるので，両浸炭層の合計厚
み対鋼板の板厚の比を1/12〜1/4そして浸炭層のＣ濃度
平均を0.02〜0.10重量％とした。
は、両浸炭層の合計厚み対鋼板の板厚の比が1/12以上で
あること，該浸炭層のＣ濃度平均が0.02重量％以上であ
ること該浸炭層のフェライト粒度No.が9.5以上であるこ
とおよび板厚中心部のフェライト粒度No.が6.0以上であ
ることが臨界的である。換言すれば、これらの諸条件が
満たされないと，耐二次加工割れ性の実質的な改善が得
られない。これに対し，両浸炭層の合計厚み対鋼板の板
厚の比の上限および浸炭層のＣ濃度平均の上限は，それ
程臨界的ではないが，両浸炭層の合計厚み対鋼板の板厚
の比が1/4を実質的に越えたり浸炭層のＣ濃度平均が0.1
0重量％を実質的に越えたりすると，製品の延性および
深絞り性が劣化する傾向があるので，両浸炭層の合計厚
み対鋼板の板厚の比を1/12〜1/4そして浸炭層のＣ濃度
平均を0.02〜0.10重量％とした。
本発明にしたがい，冷延鋼板の表層部に適正な浸炭層を
形成することによって，延性および深絞り性を劣化させ
ることなく，耐二次加工割れ性を改善できることの正確
な作用機構は，まだ解明されていないが，第１に，浸炭
により再結晶粒の成長が表層部で抑制され，表層部が非
常に細粒になること，そして第２に，浸炭した炭素のう
ちTiCとして析出しなかった１〜２ppm程度の炭素が粒界
に偏析してＰの粒界への偏析を阻止することが耐二次加
工割れ性を改善するものと考えられる。なお，本発明の
冷延鋼板は，浸炭焼鈍後も，非時効性であることから，
粒界に偏析しているＣ量は非常に少ないといえる。
形成することによって，延性および深絞り性を劣化させ
ることなく，耐二次加工割れ性を改善できることの正確
な作用機構は，まだ解明されていないが，第１に，浸炭
により再結晶粒の成長が表層部で抑制され，表層部が非
常に細粒になること，そして第２に，浸炭した炭素のう
ちTiCとして析出しなかった１〜２ppm程度の炭素が粒界
に偏析してＰの粒界への偏析を阻止することが耐二次加
工割れ性を改善するものと考えられる。なお，本発明の
冷延鋼板は，浸炭焼鈍後も，非時効性であることから，
粒界に偏析しているＣ量は非常に少ないといえる。
次に，本発明による耐二次加工割れ性の優れた深絞り用
冷延鋼板の製造方法について説明する。
冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明による耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼
板は，Ti単独またはTiに加えNbおよびCrの少なくとも一
種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固定した鋼からな
るトータル圧下率が60％以上の冷延鋼板を，所定の浸炭
層が形成されるような条件下で，オープンコイル焼鈍す
ることにより，好都合に製造できる。
板は，Ti単独またはTiに加えNbおよびCrの少なくとも一
種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固定した鋼からな
るトータル圧下率が60％以上の冷延鋼板を，所定の浸炭
層が形成されるような条件下で，オープンコイル焼鈍す
ることにより，好都合に製造できる。
鋼の化学成分に関しては，鋼中のＣおよびＮがTi単独添
加により，またはTiに加えNbおよびCrの少なくとも一種
の複合添加により固定されていること以外に特別な限定
はないが，高延性と深絞り性とを兼備した冷延鋼板を得
る目的からすれば，オープンコイル焼鈍前の冷延鋼板の
化学成分は，下記のような範囲とすることが好ましい。
加により，またはTiに加えNbおよびCrの少なくとも一種
の複合添加により固定されていること以外に特別な限定
はないが，高延性と深絞り性とを兼備した冷延鋼板を得
る目的からすれば，オープンコイル焼鈍前の冷延鋼板の
化学成分は，下記のような範囲とすることが好ましい。
Ｃは，その含有量か少ない程，冷延鋼板の延性が高くな
る。特に，Ｃ含有量が0.01％よりも実質的に多いと，炭
窒化物形成元素を多く必要とし、加えて炭窒化物の析出
量の増大がプレス成形性を劣化させる。他方，Ｃ含有量
を0.001％よりも実質的に低くすることは，実用規模の
製鋼炉において非実際的である。よって，好ましいＣ含
有量は，0.001〜0.01％である。
る。特に，Ｃ含有量が0.01％よりも実質的に多いと，炭
窒化物形成元素を多く必要とし、加えて炭窒化物の析出
量の増大がプレス成形性を劣化させる。他方，Ｃ含有量
を0.001％よりも実質的に低くすることは，実用規模の
製鋼炉において非実際的である。よって，好ましいＣ含
有量は，0.001〜0.01％である。
一般に，Siは溶鋼の脱酸を，そしてMnは熱間脆性の防止
をそれぞれ主目的として添加されるが，SiおよびMnはい
ずれも多量に添加しすぎると，延性を劣化させる。よっ
て，SiおよびMnは，通常の冷延鋼板に通常含まれる範囲
の量，Siは，0.1％以下，そしてMnは，0.5％以下である
のが好ましい。
をそれぞれ主目的として添加されるが，SiおよびMnはい
ずれも多量に添加しすぎると，延性を劣化させる。よっ
て，SiおよびMnは，通常の冷延鋼板に通常含まれる範囲
の量，Siは，0.1％以下，そしてMnは，0.5％以下である
のが好ましい。
Ａｌは，一般に，溶鋼の脱酸を目的として添加される
が，その量が，鋼中のsol.Ａｌとして0.01％よりも実質
的に少ない量では，脱酸の目的が充分には達成されな
い。一方，sol.Ａｌか0.10％を越えるにつれ，脱酸効果
は飽和するとともに，非金属介在物が増加して表面疵の
原因になる。よって，sol.Ａｌは，0.01〜0.10％である
のが好ましい。
が，その量が，鋼中のsol.Ａｌとして0.01％よりも実質
的に少ない量では，脱酸の目的が充分には達成されな
い。一方，sol.Ａｌか0.10％を越えるにつれ，脱酸効果
は飽和するとともに，非金属介在物が増加して表面疵の
原因になる。よって，sol.Ａｌは，0.01〜0.10％である
のが好ましい。
Crは，Tiと，またはTiおよびNbと，複合添加することに
よって，深絞り性および張り出し性を向上する効果を発
揮する。この目的のためには，0.06％以上のCrが必要で
ある。だが，0.20％を越えるような量のCrを添加して
も，この効果が飽和し，製造原価を高めるだけである。
それ故，0.06〜0.20％範囲で，必要に応じ，Crを含有さ
せるのが好ましい。
よって，深絞り性および張り出し性を向上する効果を発
揮する。この目的のためには，0.06％以上のCrが必要で
ある。だが，0.20％を越えるような量のCrを添加して
も，この効果が飽和し，製造原価を高めるだけである。
それ故，0.06〜0.20％範囲で，必要に応じ，Crを含有さ
せるのが好ましい。
Ｐは，あまり多く添加すると，降伏強度および引張強度
を高めるようになり，また，粒界への偏析量が多くなっ
て，二次加工割れが促進される。よって，Ｐ含有量の上
限は，0.03％とするのが好ましい。
を高めるようになり，また，粒界への偏析量が多くなっ
て，二次加工割れが促進される。よって，Ｐ含有量の上
限は，0.03％とするのが好ましい。
Ｎ，ＳおよびＯは，Tiと強く結合してそれぞれ窒化物，
硫化物および酸化物を形成するので，それらの含有量が
多くなり過ぎると，Ｃを鋼中で固定するのに必要なTi添
加量が増加するのみならず，プレス成形性および表面性
状の劣化を招く不利がある。それ故，Ｎは，0.007％以
下，Ｓは，0.015％以下そしてＯは，0.01％以下とする
のが好ましい。
硫化物および酸化物を形成するので，それらの含有量が
多くなり過ぎると，Ｃを鋼中で固定するのに必要なTi添
加量が増加するのみならず，プレス成形性および表面性
状の劣化を招く不利がある。それ故，Ｎは，0.007％以
下，Ｓは，0.015％以下そしてＯは，0.01％以下とする
のが好ましい。
Tiは，ＣおよびＮを固定することによって冷延鋼板の非
時効性を確保するとともに，生成したTiCが深絞り性の
向上に有効な{111}面方位の再結晶粒集合組織を発達さ
せる。したがって，本発明の目的に対しては，窒化物，
硫化物および酸化物としてのTi量を全Ti量から差し引い
た有効Ti量が４×Ｃ％以上であることが必要である。だ
が，Ti量が0.40％を実質的に越えると，その効果が飽和
するばかりでなく，粒内強度を増すため耐二次加工割れ
性の劣化を促進する。よって，Ti量の上限は，0.40％と
するのが好ましい。
時効性を確保するとともに，生成したTiCが深絞り性の
向上に有効な{111}面方位の再結晶粒集合組織を発達さ
せる。したがって，本発明の目的に対しては，窒化物，
硫化物および酸化物としてのTi量を全Ti量から差し引い
た有効Ti量が４×Ｃ％以上であることが必要である。だ
が，Ti量が0.40％を実質的に越えると，その効果が飽和
するばかりでなく，粒内強度を増すため耐二次加工割れ
性の劣化を促進する。よって，Ti量の上限は，0.40％と
するのが好ましい。
Nbは，0.03％以上含有させると，冷延鋼板のｒ値の面内
異方性を改善する効果があるが，過剰のNbは延性の劣化
を招く。よって，Nbは，必要に応じて0.03〜0.10％の範
囲で添加するのが好ましい。
異方性を改善する効果があるが，過剰のNbは延性の劣化
を招く。よって，Nbは，必要に応じて0.03〜0.10％の範
囲で添加するのが好ましい。
本発明の冷延鋼板の製造にあたっては，常法どうり，製
鋼炉で鋼を溶製するが，造塊または連続鋳造前に，真空
脱ガス処理を行うのが好ましい。真空脱ガス処理に際し
ては，脱酸の目的でＡｌを添加することができる。
鋼炉で鋼を溶製するが，造塊または連続鋳造前に，真空
脱ガス処理を行うのが好ましい。真空脱ガス処理に際し
ては，脱酸の目的でＡｌを添加することができる。
真空脱ガス処理後，造塊および分塊圧延によってまたは
連続鋳造によってスラブを製造し，必要に応じてスラブ
手入れを行った後，熱間圧延を行う。別法としては，連
続鋳造後，一旦冷鋳片としたあと再加熱して熱間圧延を
行うか，または熱鋳片のまま加熱炉に装入して熱間圧延
を行ってもよい。
連続鋳造によってスラブを製造し，必要に応じてスラブ
手入れを行った後，熱間圧延を行う。別法としては，連
続鋳造後，一旦冷鋳片としたあと再加熱して熱間圧延を
行うか，または熱鋳片のまま加熱炉に装入して熱間圧延
を行ってもよい。
熱間圧延の実施に際しては，深絞り性向上の観点から，
熱延仕上温度をAr3点以上にするのが好ましい。また，
熱延巻取温度は，600〜750℃の範囲とするのが好まし
い。
熱延仕上温度をAr3点以上にするのが好ましい。また，
熱延巻取温度は，600〜750℃の範囲とするのが好まし
い。
熱延鋼板は，酸洗後，冷間圧延に付すが，この冷間圧延
は，深絞り性に有利な{111}面方位の集合組織を発達さ
せる上で，60％以上のトータル冷延率で行うことが必要
である。
は，深絞り性に有利な{111}面方位の集合組織を発達さ
せる上で，60％以上のトータル冷延率で行うことが必要
である。
かくして得られた冷延鋼板の両表層部に，オープンコイ
ル焼鈍により，所定の浸炭層を形成するのであるが，そ
の際，諸条件，特に焼鈍温度，均熱時間および焼鈍雰囲
気を，所定の浸炭層が形成されるよう，以下において説
明する如く制御することが必要である。
ル焼鈍により，所定の浸炭層を形成するのであるが，そ
の際，諸条件，特に焼鈍温度，均熱時間および焼鈍雰囲
気を，所定の浸炭層が形成されるよう，以下において説
明する如く制御することが必要である。
焼鈍温度は，再結晶温度以上（好ましくは約730℃以
上）830℃以下範囲の温度とする。830℃よりも実質的に
高い温度で焼鈍を行うと，フェライト粒が粗大化し，耐
二次加工割れ性のよい製品が得られない。焼鈍時間は，
大抵の場合５時間以内とするのがよい。不当に長時間焼
鈍を行うと浸炭が過度になり，その結果浸炭層の厚みお
よび／または浸炭層のＣ濃度が過大になって，得られる
製品の延性や深絞り性が劣化する傾向がある。
上）830℃以下範囲の温度とする。830℃よりも実質的に
高い温度で焼鈍を行うと，フェライト粒が粗大化し，耐
二次加工割れ性のよい製品が得られない。焼鈍時間は，
大抵の場合５時間以内とするのがよい。不当に長時間焼
鈍を行うと浸炭が過度になり，その結果浸炭層の厚みお
よび／または浸炭層のＣ濃度が過大になって，得られる
製品の延性や深絞り性が劣化する傾向がある。
雰囲気ガスは，ＨＮＸガス（Ｈ２：３〜10％，Ｎ２：97
〜90％，ＣＯ２：0.2％以下，ＣＯ：0.2％以下）で置換
した後，高純度のＡＸガス（Ｈ２：75％，Ｎ２：25％）
とするのがよい。鋼板の表層部への浸炭は，雰囲気中に
含有される500〜1500ppm程度のＣＯにより進行する。そ
のＣＯ源としては，ＨＮＸガス中に存在する2000ppm程
度のＣＯが，バージ後ＡＸガス切換後も残存する場合
と，焼鈍炉内に不可避的に存在する塵埃や油分がＣＯ源
となる場合とがある。もっとも，パージガスとしてＨＮ
Ｘガスを使用するのは，全く経済的な理由によるもので
あり，Ｎ２ガスやＡＸガスをパージガスとして使用して
も，均熱中のＡＸガス雰囲気中には，500〜1200ppm程度
のＣＯが存在するため，浸炭を促進させるのに何等問題
でない。
〜90％，ＣＯ２：0.2％以下，ＣＯ：0.2％以下）で置換
した後，高純度のＡＸガス（Ｈ２：75％，Ｎ２：25％）
とするのがよい。鋼板の表層部への浸炭は，雰囲気中に
含有される500〜1500ppm程度のＣＯにより進行する。そ
のＣＯ源としては，ＨＮＸガス中に存在する2000ppm程
度のＣＯが，バージ後ＡＸガス切換後も残存する場合
と，焼鈍炉内に不可避的に存在する塵埃や油分がＣＯ源
となる場合とがある。もっとも，パージガスとしてＨＮ
Ｘガスを使用するのは，全く経済的な理由によるもので
あり，Ｎ２ガスやＡＸガスをパージガスとして使用して
も，均熱中のＡＸガス雰囲気中には，500〜1200ppm程度
のＣＯが存在するため，浸炭を促進させるのに何等問題
でない。
雰囲気の露点は，-70〜０℃の範囲で制御する必要があ
る。露点が０℃を実質的に越えると，雰囲気中にＣＯが
500〜1500ppm存在しても，雰囲気のもつ浸炭力が弱いた
め，所定の浸炭層が形成されないことがしばしばある。
一方，露点が低い程，雰囲気のもつ浸炭力は強くなる
が，商業的規模では-70℃が限度であり，露点を-70℃よ
りも低く制御することは経済的に得策ではない。
る。露点が０℃を実質的に越えると，雰囲気中にＣＯが
500〜1500ppm存在しても，雰囲気のもつ浸炭力が弱いた
め，所定の浸炭層が形成されないことがしばしばある。
一方，露点が低い程，雰囲気のもつ浸炭力は強くなる
が，商業的規模では-70℃が限度であり，露点を-70℃よ
りも低く制御することは経済的に得策ではない。
付図を参照するに，第１図は本発明による冷延鋼板の概
略断面図である。第１図に見られる如く，本発明の冷延
鋼板は，一方の表層側に厚さがt1の浸炭層を，そして他
方の表層側に厚さがt2の浸炭層を有する。冷延鋼板の板
厚をt0とすると，全浸炭層厚み対板厚の比tC＝(t1+t2)/
t0は1/12〜1/4の範囲である。
略断面図である。第１図に見られる如く，本発明の冷延
鋼板は，一方の表層側に厚さがt1の浸炭層を，そして他
方の表層側に厚さがt2の浸炭層を有する。冷延鋼板の板
厚をt0とすると，全浸炭層厚み対板厚の比tC＝(t1+t2)/
t0は1/12〜1/4の範囲である。
第２図は後記の試験No.２による本発明の冷延鋼板の一
方の表層側の板厚方向断面を示す金属組織写真（倍率：
100倍）であるが，この例の場合，金属組織写真から求
めた同写真に示した表層側の浸炭層の厚みt1は100μで
あった。
方の表層側の板厚方向断面を示す金属組織写真（倍率：
100倍）であるが，この例の場合，金属組織写真から求
めた同写真に示した表層側の浸炭層の厚みt1は100μで
あった。
第３図は同じく後記の試験No.２による本発明の冷延鋼
板の一方の表層側の板厚方向断面のＥＰＭＡによるＣ濃
度の線分析結果を示す図である。同図から求めた浸炭層
の厚みは，第２図の金属組織写真から求めた値と一致す
る。試験No.２の場合，t1＝t2＝100μ，t0＝1.2mmであ
ったことから，tC＝(t1+t2)/t0＝1/6と算出された。
板の一方の表層側の板厚方向断面のＥＰＭＡによるＣ濃
度の線分析結果を示す図である。同図から求めた浸炭層
の厚みは，第２図の金属組織写真から求めた値と一致す
る。試験No.２の場合，t1＝t2＝100μ，t0＝1.2mmであ
ったことから，tC＝(t1+t2)/t0＝1/6と算出された。
浸炭層のＣ濃度の平均は，このようにして求めたtCと，
浸炭後の全板厚平均Ｃ濃度（ｘ％）および浸炭前の全板
厚平均Ｃ濃度（ｙ％）とから次式 浸炭層のＣ濃度の平均 ＝〔ｘ％−（１−tC）ｙ％〕／tC にしたがい好都合に算出できるが，この値は， 0.02〜0.10％の範囲内である。
浸炭後の全板厚平均Ｃ濃度（ｘ％）および浸炭前の全板
厚平均Ｃ濃度（ｙ％）とから次式 浸炭層のＣ濃度の平均 ＝〔ｘ％−（１−tC）ｙ％〕／tC にしたがい好都合に算出できるが，この値は， 0.02〜0.10％の範囲内である。
また，浸炭層のフェライト粒度No.は，9.5以上であり，
板厚中心部のフェライト粒度No.は，6.0以上である。
板厚中心部のフェライト粒度No.は，6.0以上である。
実施例 180トン転炉および脱ガス処理設備によって，第１表に
示す化学成分値の鋼を成分調整し，各溶鋼を連続鋳造う
によってスラブとなし，各スラブから加熱温度1250〜12
70℃，熱延仕上温度900〜930℃，熱延巻取温度700〜730
℃の熱延条件で熱延コイルを得，酸洗のあと，第２表に
示す冷延率で板厚1.2mmまで冷間圧延した。各コイル
に，第２表に示す，焼鈍温度750〜850℃，焼鈍時間１〜
６時間，均熱時の露点-50〜+50℃の条件で，ＨＮＸガス
による置換後，ＡＸカスを雰囲気としてオープンコイル
焼鈍を施し，鋼板の両表層部に，細粒のフェライトから
なる浸炭層を形成した。
示す化学成分値の鋼を成分調整し，各溶鋼を連続鋳造う
によってスラブとなし，各スラブから加熱温度1250〜12
70℃，熱延仕上温度900〜930℃，熱延巻取温度700〜730
℃の熱延条件で熱延コイルを得，酸洗のあと，第２表に
示す冷延率で板厚1.2mmまで冷間圧延した。各コイル
に，第２表に示す，焼鈍温度750〜850℃，焼鈍時間１〜
６時間，均熱時の露点-50〜+50℃の条件で，ＨＮＸガス
による置換後，ＡＸカスを雰囲気としてオープンコイル
焼鈍を施し，鋼板の両表層部に，細粒のフェライトから
なる浸炭層を形成した。
各試験で得た冷延鋼板の機械的性質および耐二次加工割
れ限界温度を第２表に示す。
れ限界温度を第２表に示す。
耐二次加工割れ性試験では，試験材を90mmφにブランク
後，第１次絞り50φ，第２次絞り40φ，そして第３次絞
り３３φの３段絞り（総絞り比＝比2.7）で，カップ成
形し，得られたカップを40mmの高さにトリムした後，各
試験温度に調整した冷媒中にカップを置いて，頂角60°
の円錐コーン形のポンチを押し込み，縦割れと称される
脆性破壊の発生しない下限温度を測定し，この温度を耐
二次加工割れ限界温度とした。耐二次加工割れ限界温度
が-50℃よりも実質的に高いものは，耐二次加工割れ性
が不良であるとしなければならない。
後，第１次絞り50φ，第２次絞り40φ，そして第３次絞
り３３φの３段絞り（総絞り比＝比2.7）で，カップ成
形し，得られたカップを40mmの高さにトリムした後，各
試験温度に調整した冷媒中にカップを置いて，頂角60°
の円錐コーン形のポンチを押し込み，縦割れと称される
脆性破壊の発生しない下限温度を測定し，この温度を耐
二次加工割れ限界温度とした。耐二次加工割れ限界温度
が-50℃よりも実質的に高いものは，耐二次加工割れ性
が不良であるとしなければならない。
深絞り性の評価としては，全伸び（Ｔ．Ｅｌ）が45％以
上で且つ値が1.8以上であれば，深絞り性は良好であ
るといえる。これらいずれかの条件が満たされないな
ら，深絞り性は不良であるとしなければならない。
上で且つ値が1.8以上であれば，深絞り性は良好であ
るといえる。これらいずれかの条件が満たされないな
ら，深絞り性は不良であるとしなければならない。
第２表から明らかように，Ti添加鋼の供試鋼Ａで，本発
明例の試験No.２のものは，全伸びが48.3％と高いだけ
でなく，値が2.17と高く，且つ耐二次加工割れ限界温
度も-70℃と低く，延性，深絞り性および耐二次加工割
れ性が極めて良好である。これに対し，全浸炭層厚み対
板厚比が1/2と本発明の範囲外である試験No.１（比較
例）のものは，耐二次加工割れ性は良いが，全伸びが3
6.3％と，Ti添加鋼としては，非常に低い。また値に
より示される深絞り性も不満足である。雰囲気露点がそ
れぞれ+20℃および+50℃と高い試験Nos.３および４（比
較例）のものは，浸炭層が形成されず，耐二次加工割れ
性が劣る。
明例の試験No.２のものは，全伸びが48.3％と高いだけ
でなく，値が2.17と高く，且つ耐二次加工割れ限界温
度も-70℃と低く，延性，深絞り性および耐二次加工割
れ性が極めて良好である。これに対し，全浸炭層厚み対
板厚比が1/2と本発明の範囲外である試験No.１（比較
例）のものは，耐二次加工割れ性は良いが，全伸びが3
6.3％と，Ti添加鋼としては，非常に低い。また値に
より示される深絞り性も不満足である。雰囲気露点がそ
れぞれ+20℃および+50℃と高い試験Nos.３および４（比
較例）のものは，浸炭層が形成されず，耐二次加工割れ
性が劣る。
Ti-Nb-Cr添加鋼の供試鋼Ｂで，本発明例の試験Nos.６，
７，８および13のものは，全伸びが49.3〜50.3％と高
く，値も2.05〜2.18と良好であり，さらに，耐二次加
工割れ限界温度は，-50〜-70℃と低く，耐二次加工割れ
性が優れている。試験Nos.10および11のもの（比較例）
は，細粒なフェライトからなる浸炭層が形成されていな
いため，耐二次加工割れ限界温度が-30〜-40℃と比較的
高く，耐二次加工割れ性が劣っている。また，試験No.1
2（比較例）のものは，焼鈍温度が高過ぎるため，板厚
中心部のフェライト粒度No.が4.0と本発明の範囲外であ
り，全伸びが比較的低く，耐二次加工割れ限界温度は-1
0℃と耐二次加工割れ性が非常に劣っている。試験No.14
〜16は，熱延板の厚さを変えることにより，冷延率の影
響を調べたものであるが，冷延率が50％と低い試験No.1
4（比較例）では，値が1.53と低く目標とする深絞り
性が得られない。これに対し，本発明例である試験No.1
5および16では，目標とする特性が得られている。
７，８および13のものは，全伸びが49.3〜50.3％と高
く，値も2.05〜2.18と良好であり，さらに，耐二次加
工割れ限界温度は，-50〜-70℃と低く，耐二次加工割れ
性が優れている。試験Nos.10および11のもの（比較例）
は，細粒なフェライトからなる浸炭層が形成されていな
いため，耐二次加工割れ限界温度が-30〜-40℃と比較的
高く，耐二次加工割れ性が劣っている。また，試験No.1
2（比較例）のものは，焼鈍温度が高過ぎるため，板厚
中心部のフェライト粒度No.が4.0と本発明の範囲外であ
り，全伸びが比較的低く，耐二次加工割れ限界温度は-1
0℃と耐二次加工割れ性が非常に劣っている。試験No.14
〜16は，熱延板の厚さを変えることにより，冷延率の影
響を調べたものであるが，冷延率が50％と低い試験No.1
4（比較例）では，値が1.53と低く目標とする深絞り
性が得られない。これに対し，本発明例である試験No.1
5および16では，目標とする特性が得られている。
本発明にしたがい，Ti単独を，またはTiに加えNbおよび
Crの少なくとも一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを
固定した冷延鋼板をオープンコイル焼鈍するに際して，
鋼板中心部のフェライト粒度を適正に制御するととも
に，鋼板の両表層部に適正な浸炭層を形成するなら，耐
二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板を得ることが
可能である。
Crの少なくとも一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを
固定した冷延鋼板をオープンコイル焼鈍するに際して，
鋼板中心部のフェライト粒度を適正に制御するととも
に，鋼板の両表層部に適正な浸炭層を形成するなら，耐
二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板を得ることが
可能である。
第１図は本発明による冷延鋼板の概略断面図，第２図は
試験No.２による本発明の冷延鋼板の一方の表層側の板
厚方向断面の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率：100
倍），そして第３図は同じく試験No.２による本発明の
冷延鋼板の一方の表層側の板厚方向断面のＥＰＭＡによ
るＣ濃度の線分析結果を示す図である。
試験No.２による本発明の冷延鋼板の一方の表層側の板
厚方向断面の金属組織を示す顕微鏡写真（倍率：100
倍），そして第３図は同じく試験No.２による本発明の
冷延鋼板の一方の表層側の板厚方向断面のＥＰＭＡによ
るＣ濃度の線分析結果を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 8/22 7516−4Ｋ (72)発明者 高木 一宇 大阪府堺市石津西町５番地 日新製鋼株式 会社阪神製造所内 (72)発明者 臼杵 哲 大阪府堺市石津西町５番地 日新製鋼株式 会社阪神製造所内
Claims (2)
- 【請求項１】Ti単独またはTiに加えNbおよびCrの少なく
とも一種を複合添加して鋼中のＣおよびＮを固定した冷
延鋼板であって，両表層部に浸炭層を有し，全浸炭層厚
み対板厚の比が1/4〜1/12，該浸炭層のＣ濃度平均が0.0
2〜0.10重量％，該浸炭層のフェライト粒度No.が9.5以
上，そして板厚中心部のフェライト粒度No.が6.0以上で
あることを特徴とする耐二次加工割れ性の優れた深絞り
用冷延鋼板。 - 【請求項２】真空脱ガス処理により溶製した鋼中のＣお
よびＮを固定するに充分なTi単独またはTiに加えNbおよ
びCrの少なくとも一種を複合添加した極低炭素鋼を，常
法に従い，スラブとし，熱間圧延し，スケール除去後，
トータル圧延率60％以上の冷間圧延を施し，オープンコ
イル焼鈍を行うに際し，露点を-70〜０℃とする雰囲気
ガス条件で，焼鈍加熱温度を再結晶温度以上830℃以
下，焼鈍時間を５時間以内として鋼板の両表層部に全浸
炭層厚み対板厚の比が1/4〜1/12の浸炭層を形成させる
ことを特徴とする耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61183051A JPH0647706B2 (ja) | 1986-08-04 | 1986-08-04 | 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61183051A JPH0647706B2 (ja) | 1986-08-04 | 1986-08-04 | 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6338556A JPS6338556A (ja) | 1988-02-19 |
| JPH0647706B2 true JPH0647706B2 (ja) | 1994-06-22 |
Family
ID=16128877
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61183051A Expired - Lifetime JPH0647706B2 (ja) | 1986-08-04 | 1986-08-04 | 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0647706B2 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0784618B2 (ja) * | 1989-09-05 | 1995-09-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0784620B2 (ja) * | 1989-11-02 | 1995-09-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 |
| JPH07116521B2 (ja) * | 1989-08-09 | 1995-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 薄鋼板の製造方法 |
| JPH0784622B2 (ja) * | 1989-09-05 | 1995-09-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0784619B2 (ja) * | 1989-09-05 | 1995-09-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 深絞り性と耐２次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0784621B2 (ja) * | 1989-11-03 | 1995-09-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0832952B2 (ja) * | 1989-12-28 | 1996-03-29 | 川崎製鉄株式会社 | 化成処理性，溶接性，打ち抜き性および摺動性の極めて優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
| JP2542535B2 (ja) * | 1991-02-28 | 1996-10-09 | 新日本製鐵株式会社 | 耐デント性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH09213458A (ja) * | 1996-02-06 | 1997-08-15 | Denso Corp | ヒーターユニット |
| JP3355970B2 (ja) * | 1996-12-10 | 2002-12-09 | 日本鋼管株式会社 | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法 |
| DE10325795B4 (de) * | 2003-06-05 | 2005-07-28 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen von aufgekohlten Stahlbändern |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5967319A (ja) * | 1982-10-08 | 1984-04-17 | Nippon Steel Corp | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JPH0757892B2 (ja) * | 1983-01-28 | 1995-06-21 | 新日本製鐵株式会社 | ２次加工性と表面処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS59193221A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60149729A (ja) * | 1984-01-11 | 1985-08-07 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-08-04 JP JP61183051A patent/JPH0647706B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6338556A (ja) | 1988-02-19 |
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