JP3355970B2 - 打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、各種電機部品など
穴あけ加工が多数なされる冷延鋼板において、特に良好
な打ち抜き性を有する冷延鋼板及びその製造方法に関す
る。
穴あけ加工が多数なされる冷延鋼板において、特に良好
な打ち抜き性を有する冷延鋼板及びその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】極低炭素鋼にＴｉ，Ｎｂなどの炭窒化物
形成元素を添加したＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ
Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）は、優れたプレス成形性、深
絞り性を有するため、自動車用材料ならびに電機部品用
材料等に多く用いられている。特に、電機産業におい
て、用いられる冷延鋼板では、ねじ穴のための穴あけ加
工が多数なされる場合が多い。この際、穴あけは打ち抜
きによる場合がほとんどで、打ち抜きにより発生するバ
リが、電機機器における導電の問題やねじ切り作業上の
問題につながる場合がある。
形成元素を添加したＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ
Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ）は、優れたプレス成形性、深
絞り性を有するため、自動車用材料ならびに電機部品用
材料等に多く用いられている。特に、電機産業におい
て、用いられる冷延鋼板では、ねじ穴のための穴あけ加
工が多数なされる場合が多い。この際、穴あけは打ち抜
きによる場合がほとんどで、打ち抜きにより発生するバ
リが、電機機器における導電の問題やねじ切り作業上の
問題につながる場合がある。
【０００３】このような背景の下、冷延鋼板の打ち抜き
性改善方法として、特開平１−２３０７４８号公報のＳ
量の増加による鋼中のＭｎＳを利用する方法、特開平６
−７３４５７号公報のＳ量の増加によるＴｉＳを利用す
る方法、及び特開平８−７３９９２号公報のＮ量の増加
により鋼中に生成するＴｉＮを利用する方法、さらに鋼
板を高強度化する方法等が開示されている。
性改善方法として、特開平１−２３０７４８号公報のＳ
量の増加による鋼中のＭｎＳを利用する方法、特開平６
−７３４５７号公報のＳ量の増加によるＴｉＳを利用す
る方法、及び特開平８−７３９９２号公報のＮ量の増加
により鋼中に生成するＴｉＮを利用する方法、さらに鋼
板を高強度化する方法等が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記特開平１
−２３０７４８号公報、特開平６−７３４５７号公報、
及び特開平８−７３９９２号公報の技術はいずれの場合
もＳ，Ｎ量を増加することになり、鋼板の成形性は必ず
しも良好とはならない。また、鋼板の高強度化の対策に
ついては、こと電機部品用材料においては、成形後の形
状が重要であり、スプリングバックが問題となる。一
方、例えば、特開平３−２７７７３９号公報のように、
冷延鋼板の表層と中央部の成分を異成分とすることで、
表層部のみ硬化させて耐バリ性を向上させる技術も見ら
れるが、０．７〜１ｍｍ程度の板厚において鋼成分を異
ならせることは現在の薄鋼板製造技術上、現実的とは言
えず、コストアップにつながることは容易に想定され
る。
−２３０７４８号公報、特開平６−７３４５７号公報、
及び特開平８−７３９９２号公報の技術はいずれの場合
もＳ，Ｎ量を増加することになり、鋼板の成形性は必ず
しも良好とはならない。また、鋼板の高強度化の対策に
ついては、こと電機部品用材料においては、成形後の形
状が重要であり、スプリングバックが問題となる。一
方、例えば、特開平３−２７７７３９号公報のように、
冷延鋼板の表層と中央部の成分を異成分とすることで、
表層部のみ硬化させて耐バリ性を向上させる技術も見ら
れるが、０．７〜１ｍｍ程度の板厚において鋼成分を異
ならせることは現在の薄鋼板製造技術上、現実的とは言
えず、コストアップにつながることは容易に想定され
る。
【０００５】本発明の目的は、このような事情を考慮し
てなされたものであり、Ｔｉ−ＩＦ鋼の打ち抜き性を向
上させるミクロ組織に制御すること、及び該組織を得る
ための製造条件を明確にすることにより、打ち抜き性の
良好な冷延鋼板およびその製造方法を提供することにあ
る。
てなされたものであり、Ｔｉ−ＩＦ鋼の打ち抜き性を向
上させるミクロ組織に制御すること、及び該組織を得る
ための製造条件を明確にすることにより、打ち抜き性の
良好な冷延鋼板およびその製造方法を提供することにあ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明方法で得ようとする冷延鋼板は、重量％
で、Ｃ：０．００３％以下と、Ｓｉ：０．３％以下と、
Ｍｎ：０．０５〜０．５％と、Ｐ：０．０３％以下と、
Ｓ：０．００３〜０．０１５％と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０３〜０．０６％と、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％と、
Ｎ：０．００３％以下とを含有し、鋼板表面から板厚１
５％以内の表層部と鋼板表面から板厚１５％以内を除い
た板厚中心部（以下、この部分を板厚中心部と称す
る。）における平均フェライト粒径をそれぞれｄｓ、ｄ
ｂとするとき、ｄｓ／ｄｂが０．９５以下であることを
特徴とする打ち抜き性に優れる冷延鋼板である。 （２）本発明方法で得ようとする冷延鋼板は、さらに、
重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００１５％を含有す
ることを特徴とする上記（１）に記載の打ち抜き性に優
れる冷延鋼板である。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明方法で得ようとする冷延鋼板は、重量％
で、Ｃ：０．００３％以下と、Ｓｉ：０．３％以下と、
Ｍｎ：０．０５〜０．５％と、Ｐ：０．０３％以下と、
Ｓ：０．００３〜０．０１５％と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０３〜０．０６％と、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％と、
Ｎ：０．００３％以下とを含有し、鋼板表面から板厚１
５％以内の表層部と鋼板表面から板厚１５％以内を除い
た板厚中心部（以下、この部分を板厚中心部と称す
る。）における平均フェライト粒径をそれぞれｄｓ、ｄ
ｂとするとき、ｄｓ／ｄｂが０．９５以下であることを
特徴とする打ち抜き性に優れる冷延鋼板である。 （２）本発明方法で得ようとする冷延鋼板は、さらに、
重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００１５％を含有す
ることを特徴とする上記（１）に記載の打ち抜き性に優
れる冷延鋼板である。
【０００７】（３）本発明方法で得ようとする冷延鋼板
は、さらに、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に
記載の打ち抜き性に優れる冷延鋼板である。
は、さらに、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に
記載の打ち抜き性に優れる冷延鋼板である。
【０００８】（４）本発明の冷延鋼板の製造方法は、上
記（１）に記載の冷延鋼板を製造する方法において、連
続鋳造した鋼を１０００〜１２００℃に加熱する工程
と、加熱された鋼をＡｒ3 点以下の温度域で最終粗圧延
を行う工程と、粗圧延された鋼をＡｒ3 点以上（Ａｒ3
＋１００）℃未満の温度域まで加熱速度５℃／ｓ以上で
再加熱し、Ａｒ3 点以上で仕上げ圧延を行い、巻取る工
程と、巻取った熱延鋼板を冷延し、再結晶温度〜８５０
℃で焼鈍し、１．５％以下の調圧率で調質圧延を行う工
程と、を備えたことを特徴とする打ち抜き性に優れる冷
延鋼板の製造方法である。 （５）本発明の冷延鋼板の製造方法は、鋼板が、さら
に、重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００１５％を含
有していることを特徴とする上記（４）に記載の打ち抜
き性に優れる冷延鋼板の製造方法である。
記（１）に記載の冷延鋼板を製造する方法において、連
続鋳造した鋼を１０００〜１２００℃に加熱する工程
と、加熱された鋼をＡｒ3 点以下の温度域で最終粗圧延
を行う工程と、粗圧延された鋼をＡｒ3 点以上（Ａｒ3
＋１００）℃未満の温度域まで加熱速度５℃／ｓ以上で
再加熱し、Ａｒ3 点以上で仕上げ圧延を行い、巻取る工
程と、巻取った熱延鋼板を冷延し、再結晶温度〜８５０
℃で焼鈍し、１．５％以下の調圧率で調質圧延を行う工
程と、を備えたことを特徴とする打ち抜き性に優れる冷
延鋼板の製造方法である。 （５）本発明の冷延鋼板の製造方法は、鋼板が、さら
に、重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００１５％を含
有していることを特徴とする上記（４）に記載の打ち抜
き性に優れる冷延鋼板の製造方法である。
【０００９】（６）本発明の冷延鋼板の製造方法は、鋼
板が、さらに、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％を含有していることを特徴とする上記（４）または
（５）に記載の打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法
である。
板が、さらに、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％を含有していることを特徴とする上記（４）または
（５）に記載の打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法
である。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者は、Ｔｉ−ＩＦ鋼の打ち
抜き性を向上させるミクロ組織に制御すること、及び該
組織を得るための製造条件を明確にすることにより、打
ち抜き性の良好な冷延鋼板を得るために、冷延鋼板の鋼
成分、及び金属組織すなわちフェライト粒径と打ち抜き
性との関係について、鋭意研究を重ねた。その結果、鋼
板表面から板厚１５％以内の表層部と板厚中心部におけ
る平均フェライト粒径をそれぞれｄｓ、ｄｂとすると
き、ｄｓ／ｄｂを０．９５以下という限られた範囲に制
御することが、打ち抜き性の向上に有効であるという知
見を得た。また、ＢあるいはＮｂを微量添加することに
より、打ち抜き性がさらに向上するという知見も得た。
以上の知見に基づき、本発明者は、極低炭素Ｔｉ−ＩＦ
鋼をベースとし、さらにＢあるいはＮｂを微量添加し、
熱延条件、冷延後の焼鈍条件及び調質圧延条件を調整し
て、鋼板の金属組織を上記の範囲に制御するようにし
て、打ち抜き性に優れる本発明の冷延鋼板及びその製造
方法を見出し、本発明を完成した。
抜き性を向上させるミクロ組織に制御すること、及び該
組織を得るための製造条件を明確にすることにより、打
ち抜き性の良好な冷延鋼板を得るために、冷延鋼板の鋼
成分、及び金属組織すなわちフェライト粒径と打ち抜き
性との関係について、鋭意研究を重ねた。その結果、鋼
板表面から板厚１５％以内の表層部と板厚中心部におけ
る平均フェライト粒径をそれぞれｄｓ、ｄｂとすると
き、ｄｓ／ｄｂを０．９５以下という限られた範囲に制
御することが、打ち抜き性の向上に有効であるという知
見を得た。また、ＢあるいはＮｂを微量添加することに
より、打ち抜き性がさらに向上するという知見も得た。
以上の知見に基づき、本発明者は、極低炭素Ｔｉ−ＩＦ
鋼をベースとし、さらにＢあるいはＮｂを微量添加し、
熱延条件、冷延後の焼鈍条件及び調質圧延条件を調整し
て、鋼板の金属組織を上記の範囲に制御するようにし
て、打ち抜き性に優れる本発明の冷延鋼板及びその製造
方法を見出し、本発明を完成した。
【００１１】すなわち、本発明は、鋼組成、金属組織及
び製造条件を下記範囲に限定することにより、打ち抜き
性に優れる冷延鋼板を得ることができる。以下に本発明
の成分添加理由、成分限定理由、金属組織の限定理由及
び製造条件の限定理由について説明する。
び製造条件を下記範囲に限定することにより、打ち抜き
性に優れる冷延鋼板を得ることができる。以下に本発明
の成分添加理由、成分限定理由、金属組織の限定理由及
び製造条件の限定理由について説明する。
【００１２】（１）成分組成範囲 Ｃ：０．００３％以下 Ｃは鋼板の成形性を確保するために少ないほうが望まし
い。実用上、本発明のの効果を損なわない量として、上
限は０．００３％である。成形性向上に対し、望ましく
はその上限は０．００２５％である。
い。実用上、本発明のの効果を損なわない量として、上
限は０．００３％である。成形性向上に対し、望ましく
はその上限は０．００２５％である。
【００１３】Ｓｉ：０．３％以下 Ｓｉは固溶強化元素であるため、過度に添加すると鋼板
の強度が上昇し、加工性が劣化する。このため、上限は
０．３％であるが、好ましくは０．１５％以下である。
の強度が上昇し、加工性が劣化する。このため、上限は
０．３％であるが、好ましくは０．１５％以下である。
【００１４】Ｍｎ：０．０５〜０．５％ ＭｎもＳｉと同様、固溶強化元素であり、０．５％を超
えて添加すると鋼板の強度上昇に伴う材質の劣化が生じ
る。従って、上限は０．５％である。好ましくは０．２
％以下である。下限値については、０．０５％を下回る
ような鋼組成とする場合には、製鋼上のコストアップに
つながるため、０．０５％である。
えて添加すると鋼板の強度上昇に伴う材質の劣化が生じ
る。従って、上限は０．５％である。好ましくは０．２
％以下である。下限値については、０．０５％を下回る
ような鋼組成とする場合には、製鋼上のコストアップに
つながるため、０．０５％である。
【００１５】Ｐ：０．０３％以下 ＰはＳｉ，Ｍｎと同様、固溶強化元素であり、少量で鋼
板の強度を上昇させる。Ｐ量の上昇により、打ち抜き性
は改善されるものの、高強度化により成形性が劣化する
ため、上限は０．０３％であり、望ましくは０．０１５
％以下である。
板の強度を上昇させる。Ｐ量の上昇により、打ち抜き性
は改善されるものの、高強度化により成形性が劣化する
ため、上限は０．０３％であり、望ましくは０．０１５
％以下である。
【００１６】Ｓ：０．００３〜０．０１５％ Ｓは低減するのが望ましいが、０．００３％を下回る
と、熱延スケールの剥離性が低下する。一方、０．０１
５％を超えて含有すると、延性を低下させるため０．０
０３〜０．０１５％である。
と、熱延スケールの剥離性が低下する。一方、０．０１
５％を超えて含有すると、延性を低下させるため０．０
０３〜０．０１５％である。
【００１７】Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．０６％ Ａｌは脱酸に必要であり、その下限は０．０３％であ
る。また、多量に添加するとコストが上昇するため、
０．０６％以下である。好ましくは、０．０５％以下で
ある。
る。また、多量に添加するとコストが上昇するため、
０．０６％以下である。好ましくは、０．０５％以下で
ある。
【００１８】Ｎ：０．００３％以下 ＮはＩＦ鋼の高い成形性を確保するために、低いほうが
望ましく、その上限は０．００３％である。望ましくは
０．００２５％以下である。 Ｔｉ：０．０２〜０．０８％ Ｔｉは強力な炭窒化物形成元素であり、極低炭素鋼に添
加することにより、鋼板の成形性は向上する。Ｔｉ−Ｉ
Ｆ鋼特有の高い深絞り性を得るには、最低０．０２％は
必要であり、この値が下限である。一方、０．０８％を
超えて添加するとスラブコストが上昇するだけでなく、
冷延鋼板の表面性状が劣化しやすくなるので上限は０．
０８％である。
望ましく、その上限は０．００３％である。望ましくは
０．００２５％以下である。 Ｔｉ：０．０２〜０．０８％ Ｔｉは強力な炭窒化物形成元素であり、極低炭素鋼に添
加することにより、鋼板の成形性は向上する。Ｔｉ−Ｉ
Ｆ鋼特有の高い深絞り性を得るには、最低０．０２％は
必要であり、この値が下限である。一方、０．０８％を
超えて添加するとスラブコストが上昇するだけでなく、
冷延鋼板の表面性状が劣化しやすくなるので上限は０．
０８％である。
【００１９】Ｂ：０．０００２〜０．００１５％ ＢはＴｉと複合添加されることにより、打ち抜き性を向
上させる。また、副次的には耐縦割れ性を向上させるこ
とも可能であり、Ｔｉ−ＩＦ鋼の不可避的な耐二次加工
脆性の向上が可能となる。０．０００２％以上で、Ｂに
よる更なる鋼板表層の細粒化効果が認められるため、下
限値は０．０００２％である。また、０．００１５％を
超えて含有させると、鋼板自体の深絞り性が劣化しやす
くなるので、上限値は０．００１５％である。 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％ ＮｂもＴｉと同様炭窒化物形成元素であり、極低炭素鋼
に添加することにより、鋼板の成形性は向上すると共
に、Ｎｂによる鋼板表層の細粒化効果が期待されるた
め、Ｔｉ−ＩＦ鋼に比べ打ち抜き性を更に向上させる。
Ｔｉと複合添加する場合、過剰なＮｂ添加はスラブコス
トの上昇のみならず、延性の劣化につながるため、上限
値は０．０３％である。また、０．００５％を下回る添
加では、Ｎｂによる打ち抜き性の向上効果が得られなく
なるため、下限値は０．００５％である。
上させる。また、副次的には耐縦割れ性を向上させるこ
とも可能であり、Ｔｉ−ＩＦ鋼の不可避的な耐二次加工
脆性の向上が可能となる。０．０００２％以上で、Ｂに
よる更なる鋼板表層の細粒化効果が認められるため、下
限値は０．０００２％である。また、０．００１５％を
超えて含有させると、鋼板自体の深絞り性が劣化しやす
くなるので、上限値は０．００１５％である。 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％ ＮｂもＴｉと同様炭窒化物形成元素であり、極低炭素鋼
に添加することにより、鋼板の成形性は向上すると共
に、Ｎｂによる鋼板表層の細粒化効果が期待されるた
め、Ｔｉ−ＩＦ鋼に比べ打ち抜き性を更に向上させる。
Ｔｉと複合添加する場合、過剰なＮｂ添加はスラブコス
トの上昇のみならず、延性の劣化につながるため、上限
値は０．０３％である。また、０．００５％を下回る添
加では、Ｎｂによる打ち抜き性の向上効果が得られなく
なるため、下限値は０．００５％である。
【００２０】（２）金属組織 本発明の金属組織は、鋼板表面から板厚１５％以内の表
層部と板厚中心部における平均フェライト粒径をそれぞ
れｄｓ、ｄｂとするとき、ｄｓ／ｄｂが０．９５以下で
ある。ｄｓ／ｄｂが０．９５を超えると、良好な打ち抜
き特性が得られない。
層部と板厚中心部における平均フェライト粒径をそれぞ
れｄｓ、ｄｂとするとき、ｄｓ／ｄｂが０．９５以下で
ある。ｄｓ／ｄｂが０．９５を超えると、良好な打ち抜
き特性が得られない。
【００２１】本発明においては、冷延鋼板の打ち抜き性
を改善するための焼鈍後の鋼板のミクロ組織として、鋼
板表層部のＴｉＣの析出形態として微細析出させること
及び表層近傍のフェライト組織を内層より微細組織にす
ることで、材質的に表層部を内層より硬化させることに
より、打ち抜き性を向上させようとするものである。
を改善するための焼鈍後の鋼板のミクロ組織として、鋼
板表層部のＴｉＣの析出形態として微細析出させること
及び表層近傍のフェライト組織を内層より微細組織にす
ることで、材質的に表層部を内層より硬化させることに
より、打ち抜き性を向上させようとするものである。
【００２２】従って、板厚の１５％以内の表層部と板厚
中心部における平均フェライト粒径をそれぞれｄｓ、ｄ
ｂとするとき、ｄｓ／ｄｂが０．９５以下であることが
重要である。ｄｓ／ｄｂの下限値については、特に規定
されるものではないが、現実的に本発明によって得られ
るｄｓ／ｄｂの最小値は０．４前後の値である。
中心部における平均フェライト粒径をそれぞれｄｓ、ｄ
ｂとするとき、ｄｓ／ｄｂが０．９５以下であることが
重要である。ｄｓ／ｄｂの下限値については、特に規定
されるものではないが、現実的に本発明によって得られ
るｄｓ／ｄｂの最小値は０．４前後の値である。
【００２３】ｄｓ／ｄｂの重要性については、本発明の
実験により明らかとなった。すなわち、請求項１に記載
した鋼組成を満足する鋼を用いて、請求項４に記載の方
法および常法にて、熱間圧延後冷間圧延し、連続焼鈍イ
メージの熱処理を施した冷延鋼板を作製し、ｄｓ／ｄｂ
を種々変化させた冷延鋼板が得た。この冷延鋼板を用い
て冷延鋼板の打ち抜き性とｄｓ／ｄｂの関係について、
調査を行った。なお、打ち抜き性の評価方法としては、
１０ｍｍφのポンチと１０．３ｍｍφのダイス径の打ち
抜き治具にて、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板に打ち抜き加
工を施し、打ち抜き穴周辺のバリ高さをポイントマイク
ロメーターにて測定し、バリ高さの大小により、打ち抜
き性を評価した。図１は、ｄｓ／ｄｂとバリ高さとの関
係を示す図である。図１に示すように、ｄｓ／ｄｂを
０．９５以下に制御すれば打ち抜き性の向上が達成でき
ることがわかる。
実験により明らかとなった。すなわち、請求項１に記載
した鋼組成を満足する鋼を用いて、請求項４に記載の方
法および常法にて、熱間圧延後冷間圧延し、連続焼鈍イ
メージの熱処理を施した冷延鋼板を作製し、ｄｓ／ｄｂ
を種々変化させた冷延鋼板が得た。この冷延鋼板を用い
て冷延鋼板の打ち抜き性とｄｓ／ｄｂの関係について、
調査を行った。なお、打ち抜き性の評価方法としては、
１０ｍｍφのポンチと１０．３ｍｍφのダイス径の打ち
抜き治具にて、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板に打ち抜き加
工を施し、打ち抜き穴周辺のバリ高さをポイントマイク
ロメーターにて測定し、バリ高さの大小により、打ち抜
き性を評価した。図１は、ｄｓ／ｄｂとバリ高さとの関
係を示す図である。図１に示すように、ｄｓ／ｄｂを
０．９５以下に制御すれば打ち抜き性の向上が達成でき
ることがわかる。
【００２４】上記の成分組成範囲及び金属組織に調整す
ることにより、打ち抜き性に優れる冷延鋼板を得ること
が可能となる。このような特性の鋼は以下の製造方法に
より製造することができる。
ることにより、打ち抜き性に優れる冷延鋼板を得ること
が可能となる。このような特性の鋼は以下の製造方法に
より製造することができる。
【００２５】（３）鋼板製造工程 上記の成分組成範囲に調整した鋼を転炉にて溶製した
後、連続鋳造によりスラブにし、１０００〜１２００℃
に加熱する。
後、連続鋳造によりスラブにし、１０００〜１２００℃
に加熱する。
【００２６】１２００℃を超える加熱温度では、スラブ
中のＴｉＣ，ＴｉＳ，Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 析出物がほぼ全量
固溶し、その後の熱延でいかなる工程を施しても、冷延
鋼板で良好な深絞り性は得られない。また、１０００℃
未満の加熱温度では、ＴｉＣ，ＴｉＳ，Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2
析出物が加熱段階で再固溶することなく、スラブ凝固時
に析出したままの粗大析出物のままであるため、良好な
深絞り性は得られるものの、ＩＦ鋼の不可避的な欠点と
される打ち抜き性は何ら改善されない。従って、加熱温
度は１０００〜１２００℃であり、一部の析出物では粗
大な析出形態を保ちつつ、冷延鋼板での打ち抜き性を改
善するために、一部の析出物を該加熱により再固溶させ
ることが重要となる。
中のＴｉＣ，ＴｉＳ，Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 析出物がほぼ全量
固溶し、その後の熱延でいかなる工程を施しても、冷延
鋼板で良好な深絞り性は得られない。また、１０００℃
未満の加熱温度では、ＴｉＣ，ＴｉＳ，Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2
析出物が加熱段階で再固溶することなく、スラブ凝固時
に析出したままの粗大析出物のままであるため、良好な
深絞り性は得られるものの、ＩＦ鋼の不可避的な欠点と
される打ち抜き性は何ら改善されない。従って、加熱温
度は１０００〜１２００℃であり、一部の析出物では粗
大な析出形態を保ちつつ、冷延鋼板での打ち抜き性を改
善するために、一部の析出物を該加熱により再固溶させ
ることが重要となる。
【００２７】凝固後そのまま熱間圧延を施す直送圧延の
場合、鋼中に析出するＴｉＣ，ＴｉＳ，Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2
などＴｉＮ以外の析出物は全体的に微細になりやすく、
その結果ＩＦ鋼特有の良好な深絞り性が得られなくなる
ため、このスラブ加熱処理は必須条件である。なお、打
ち抜き性を向上させるための連続鋳造後の加熱温度の望
ましい範囲は１０００〜１１５０℃である。
場合、鋼中に析出するＴｉＣ，ＴｉＳ，Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2
などＴｉＮ以外の析出物は全体的に微細になりやすく、
その結果ＩＦ鋼特有の良好な深絞り性が得られなくなる
ため、このスラブ加熱処理は必須条件である。なお、打
ち抜き性を向上させるための連続鋳造後の加熱温度の望
ましい範囲は１０００〜１１５０℃である。
【００２８】次に、加熱された鋼をＡｒ3 点以下の温度
域で最終粗圧延を行う、スラブ加熱の際再固溶したＴｉ
Ｃは、粗圧延最終パスをＡｒ3 点以下の温度域で圧延す
ることにより、Ａｒ3 点以下の温度となった粗圧延スラ
ブ表層部で、圧延歪による歪誘起微細析出する。この微
細析出したＴｉＣにより、スラブ表層部で微細フェライ
ト組織を得ることができる。このため、粗圧延後単にα
域に冷却することは、歪誘起析出が起こらないため、微
細析出に対して無意味である。
域で最終粗圧延を行う、スラブ加熱の際再固溶したＴｉ
Ｃは、粗圧延最終パスをＡｒ3 点以下の温度域で圧延す
ることにより、Ａｒ3 点以下の温度となった粗圧延スラ
ブ表層部で、圧延歪による歪誘起微細析出する。この微
細析出したＴｉＣにより、スラブ表層部で微細フェライ
ト組織を得ることができる。このため、粗圧延後単にα
域に冷却することは、歪誘起析出が起こらないため、微
細析出に対して無意味である。
【００２９】その後、粗圧延された鋼をＡｒ3 点以上
（Ａｒ3 ＋１００）℃未満の温度域まで加熱速度５℃／
ｓ以上で望ましくは温度差３０℃以上再加熱し、Ａｒ3
点以上で仕上げ圧延を行い、巻取る。
（Ａｒ3 ＋１００）℃未満の温度域まで加熱速度５℃／
ｓ以上で望ましくは温度差３０℃以上再加熱し、Ａｒ3
点以上で仕上げ圧延を行い、巻取る。
【００３０】加熱温度を（Ａｒ3 ＋１００）℃以上とし
た場合および加熱速度を５℃／ｓ未満とした時は、いず
れの場合も微細析出したＴｉＣが再び固溶してしまう。
このため、熱延板中のＴｉＣの析出形態を表層部のみ微
細析出状態とすることが出来ず、表層部が微細なフェラ
イト組織にならず、本発明の効果は十分得られない。
た場合および加熱速度を５℃／ｓ未満とした時は、いず
れの場合も微細析出したＴｉＣが再び固溶してしまう。
このため、熱延板中のＴｉＣの析出形態を表層部のみ微
細析出状態とすることが出来ず、表層部が微細なフェラ
イト組織にならず、本発明の効果は十分得られない。
【００３１】なお、加熱での制御性等に問題がない限
り、加熱速度の上限はとくに規定されるものではない。
また、粗圧延後の加熱における温度上昇量は３０℃以上
が望ましい。これは、３０℃未満とした場合には、表層
部のみαからγへ再変態させる作用が十分でなく、結果
的に表層部を微細なフェライト組織とすることが出来な
い場合があり、本発明の効果が小さくなることがあるた
めである。
り、加熱速度の上限はとくに規定されるものではない。
また、粗圧延後の加熱における温度上昇量は３０℃以上
が望ましい。これは、３０℃未満とした場合には、表層
部のみαからγへ再変態させる作用が十分でなく、結果
的に表層部を微細なフェライト組織とすることが出来な
い場合があり、本発明の効果が小さくなることがあるた
めである。
【００３２】最後に、Ａｒ3 点以上で仕上げ圧延を終了
することに対しては、Ａｒ3 点未満で仕上げた場合、Ｉ
Ｆ鋼特有の良好な深絞り性が得られないため、Ａｒ3 点
以上で仕上げ圧延を終了する必要がある。
することに対しては、Ａｒ3 点未満で仕上げた場合、Ｉ
Ｆ鋼特有の良好な深絞り性が得られないため、Ａｒ3 点
以上で仕上げ圧延を終了する必要がある。
【００３３】以上に述べた限定した条件により、粗圧延
材の表層のみをγからαへ変態させ、５℃／ｓ以上の加
熱速度によりＡｒ3 点以上に再加熱することにより、表
層部のみαからγへ再変態させる。この粗圧延材表層の
受けるγ→α→γ変態と微細ＴｉＣを表層部に集中して
析出させることにより、冷延鋼板における表層部を微細
なフェライト組織とすることが可能となる。
材の表層のみをγからαへ変態させ、５℃／ｓ以上の加
熱速度によりＡｒ3 点以上に再加熱することにより、表
層部のみαからγへ再変態させる。この粗圧延材表層の
受けるγ→α→γ変態と微細ＴｉＣを表層部に集中して
析出させることにより、冷延鋼板における表層部を微細
なフェライト組織とすることが可能となる。
【００３４】巻取り温度については、特に規定されるも
のではないが、ＩＦ鋼特有の高深絞り性を確保するため
に、６００〜７００℃とすることが望ましい。次に、巻
取った熱延鋼板を冷延し、再結晶温度〜８５０℃で焼鈍
し、１．５％以下の調圧率で調質圧延を行う。焼鈍につ
いては再結晶温度〜８５０℃以下で連続焼鈍する。８５
０℃を超えると、γ相へのＣの再固溶を生じ、伸びの低
下を招く。一方、再結晶温度未満では、結晶粒が細か
く、良好な集合組織が発達せず、ｒ値が低くなり、成形
性が悪くなる。また、調質圧延は、冷延鋼板の表面粗さ
制御を目的とし、１．５％以下の調圧率にて行う。ここ
で、調圧率が１．５％を超えると伸び等の材質が劣化す
るため、調圧率は１．５％以下である。
のではないが、ＩＦ鋼特有の高深絞り性を確保するため
に、６００〜７００℃とすることが望ましい。次に、巻
取った熱延鋼板を冷延し、再結晶温度〜８５０℃で焼鈍
し、１．５％以下の調圧率で調質圧延を行う。焼鈍につ
いては再結晶温度〜８５０℃以下で連続焼鈍する。８５
０℃を超えると、γ相へのＣの再固溶を生じ、伸びの低
下を招く。一方、再結晶温度未満では、結晶粒が細か
く、良好な集合組織が発達せず、ｒ値が低くなり、成形
性が悪くなる。また、調質圧延は、冷延鋼板の表面粗さ
制御を目的とし、１．５％以下の調圧率にて行う。ここ
で、調圧率が１．５％を超えると伸び等の材質が劣化す
るため、調圧率は１．５％以下である。
【００３５】また、０．０００２〜０．００１５％のＢ
および０．００５〜０．０３％のＮｂの複合添加によ
り、鋼中の固溶Ｂ，Ｎｂ、場合によっては微細析出Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ）により、冷延後再結晶段階での鋼板表層の細
粒化が一層進むため、Ｂ及びＮｂの複合添加は、打ち抜
き性の更なる向上に効果的である。
および０．００５〜０．０３％のＮｂの複合添加によ
り、鋼中の固溶Ｂ，Ｎｂ、場合によっては微細析出Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ）により、冷延後再結晶段階での鋼板表層の細
粒化が一層進むため、Ｂ及びＮｂの複合添加は、打ち抜
き性の更なる向上に効果的である。
【００３６】なお、本発明の鋼板は連続焼鈍後、各種電
気めっき処理やそれに加えて有機被覆処理を行った鋼板
ならびに冷間圧延後の鋼板を連続溶融亜鉛めっき処理な
どして、耐食性を向上させた表面処理鋼板などを含み、
これらの鋼板においても十分本発明の効果が得られる。
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証す
る。
気めっき処理やそれに加えて有機被覆処理を行った鋼板
ならびに冷間圧延後の鋼板を連続溶融亜鉛めっき処理な
どして、耐食性を向上させた表面処理鋼板などを含み、
これらの鋼板においても十分本発明の効果が得られる。
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証す
る。
【００３７】
（実施例１）表１に実験室溶解炉で出鋼した本発明鋼
（Ｎｏ．１〜１５）及び比較鋼（Ｎｏ．１６〜２１）の
組成を示す。これらの鋼から、実験室熱間圧延用スラブ
を作製し、通常の方法で熱延、酸洗、冷延、連続焼鈍を
行い、冷延鋼板を得た。これらの冷延鋼板から組織観察
用サンプル及び打ち抜き評価用サンプルを採取し、組織
観察、打ち抜き性及びｍｅａｎ−ｒ値を調査した。打ち
抜き性の評価方法は上記に記載の方法と同一とした。
（Ｎｏ．１〜１５）及び比較鋼（Ｎｏ．１６〜２１）の
組成を示す。これらの鋼から、実験室熱間圧延用スラブ
を作製し、通常の方法で熱延、酸洗、冷延、連続焼鈍を
行い、冷延鋼板を得た。これらの冷延鋼板から組織観察
用サンプル及び打ち抜き評価用サンプルを採取し、組織
観察、打ち抜き性及びｍｅａｎ−ｒ値を調査した。打ち
抜き性の評価方法は上記に記載の方法と同一とした。
【００３８】ｍｅａｎ−ｒ値は、ＪＩＳ５号引張試験片
を鋼板の圧延方向、圧延方向に対して４５度方向、９０
度方向に採取し、それぞれのｒ値、ｒ0 、ｒ45、ｒ90を
１５％の予歪みを加えて測定した後に、ｍｅａｎ−ｒ＝
（ｒ0 ＋２ｒ45＋ｒ90）／４により算出した。
を鋼板の圧延方向、圧延方向に対して４５度方向、９０
度方向に採取し、それぞれのｒ値、ｒ0 、ｒ45、ｒ90を
１５％の予歪みを加えて測定した後に、ｍｅａｎ−ｒ＝
（ｒ0 ＋２ｒ45＋ｒ90）／４により算出した。
【００３９】表１に鋼成分に加えて、組織観察結果（ｄ
ｓ／ｄｂ）、バリ高さ及びｍｅａｎ−ｒ値を示す。表１
から、本発明の鋼組成を満足し、かつフェライト粒径を
満足させる本発明鋼Ｎｏ．１〜１５においては、バリ高
さが０．０３ｍｍ以下の良好な打ち抜き性が得られると
同時に良好な深絞り特性も付与される。
ｓ／ｄｂ）、バリ高さ及びｍｅａｎ−ｒ値を示す。表１
から、本発明の鋼組成を満足し、かつフェライト粒径を
満足させる本発明鋼Ｎｏ．１〜１５においては、バリ高
さが０．０３ｍｍ以下の良好な打ち抜き性が得られると
同時に良好な深絞り特性も付与される。
【００４０】一方、比較鋼Ｎｏ．１６は本発明の組成を
満足するもののｄｓ／ｄｂ値が０．９５を超えるため、
打ち抜き性は良好でない。また、Ｎｏ．１７〜２１の比
較鋼はＣ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂの各元素が本発明の範囲を満
たしていない。この場合には、フェライト組織は全板厚
にわたり均一になるため、ｄｓ／ｄｂ値は０．９５を上
回り、打ち抜き性が劣化する。また、深絞り性について
はＴｉ添加量の多い鋼Ｎｏ．１８を除きＩＦ鋼特有の高
いｍｅａｎ−ｒ値が得られないことがわかる。
満足するもののｄｓ／ｄｂ値が０．９５を超えるため、
打ち抜き性は良好でない。また、Ｎｏ．１７〜２１の比
較鋼はＣ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂの各元素が本発明の範囲を満
たしていない。この場合には、フェライト組織は全板厚
にわたり均一になるため、ｄｓ／ｄｂ値は０．９５を上
回り、打ち抜き性が劣化する。また、深絞り性について
はＴｉ添加量の多い鋼Ｎｏ．１８を除きＩＦ鋼特有の高
いｍｅａｎ−ｒ値が得られないことがわかる。
【００４１】
【表１】
【００４２】（実施例２）表１に示した本発明鋼の中の
鋼Ｎｏ．１，４，８，１２の４種を選び、これらの成分
を有する実験室鋳造スラブを用い、種々の条件にて熱間
圧延を実施した。その後、常法に従って、酸洗、冷間圧
延を行った後、８３０℃にて連続焼鈍をシミュレートし
た熱処理を施し、最後に１％の調質圧延を行った。その
後、得られた冷延鋼板から、組織観察用サンプル、打ち
抜き性評価用サンプルを採取して、各種確性試験を実施
した。
鋼Ｎｏ．１，４，８，１２の４種を選び、これらの成分
を有する実験室鋳造スラブを用い、種々の条件にて熱間
圧延を実施した。その後、常法に従って、酸洗、冷間圧
延を行った後、８３０℃にて連続焼鈍をシミュレートし
た熱処理を施し、最後に１％の調質圧延を行った。その
後、得られた冷延鋼板から、組織観察用サンプル、打ち
抜き性評価用サンプルを採取して、各種確性試験を実施
した。
【００４３】表２に示すとおり、（１）スラブ加熱温度
が１０００〜１１５０℃、（２）粗圧延最終パスがＡｒ
3 点以下、（３）粗圧延材の加熱速度が５℃／ｓ以上、
（４）粗圧延材の加熱到達温度がＡｒ3 点以上（Ａｒ3
＋１００）℃未満、（５）仕上圧延温度がＡｒ3 点以上
の本発明の各製造条件のいずれか１つを満足しない条件
である比較例Ｎｏ．２〜５，７〜１０，１２〜１５，１
７〜２０では、ｄｓ／ｄｂの値は０．９５以下を満足し
ない。このため、バリ高さは０．０４ｍｍを超える高い
値となり、打ち抜き性は良好でない。一方、上記（１）
〜（５）の全ての条件を満足する本発明例Ｎｏ．１，
６，１１，１６では、ｄｓ／ｄｂ値が０．９５以下であ
り、バリ高さが０．０３ｍｍ以下という極めて優れた打
ち抜き性を有する冷延鋼板が得られることは明らかであ
る。
が１０００〜１１５０℃、（２）粗圧延最終パスがＡｒ
3 点以下、（３）粗圧延材の加熱速度が５℃／ｓ以上、
（４）粗圧延材の加熱到達温度がＡｒ3 点以上（Ａｒ3
＋１００）℃未満、（５）仕上圧延温度がＡｒ3 点以上
の本発明の各製造条件のいずれか１つを満足しない条件
である比較例Ｎｏ．２〜５，７〜１０，１２〜１５，１
７〜２０では、ｄｓ／ｄｂの値は０．９５以下を満足し
ない。このため、バリ高さは０．０４ｍｍを超える高い
値となり、打ち抜き性は良好でない。一方、上記（１）
〜（５）の全ての条件を満足する本発明例Ｎｏ．１，
６，１１，１６では、ｄｓ／ｄｂ値が０．９５以下であ
り、バリ高さが０．０３ｍｍ以下という極めて優れた打
ち抜き性を有する冷延鋼板が得られることは明らかであ
る。
【００４４】以上から、上記（１）〜（５）の本発明の
各製造条件を全て満たすことは、ＩＦ鋼冷延鋼板に優れ
た打ち抜き性を付与するための重要な製造因子であるこ
とを示している。
各製造条件を全て満たすことは、ＩＦ鋼冷延鋼板に優れ
た打ち抜き性を付与するための重要な製造因子であるこ
とを示している。
【００４５】
【表２】
【００４６】
【発明の効果】本発明によれば、鋼組成、金属組織及び
製造条件を特定することにより、材質が劣化することな
く、優れた打ち抜き特性を有する各種ＩＦ鋼冷延鋼板を
提供することができ、工業上優れた効果がもたらされ
る。
製造条件を特定することにより、材質が劣化することな
く、優れた打ち抜き特性を有する各種ＩＦ鋼冷延鋼板を
提供することができ、工業上優れた効果がもたらされ
る。
【図１】本発明の実施の形態に係るｄｓ／ｄｂとバリ高
さとの関係を示す図。
さとの関係を示す図。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−258796（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−38556（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−81080（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−158783（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−188850（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−228944（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−120242（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−310149（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−31597（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．００３％以下と、Ｓ
ｉ：０．３％以下と、Ｍｎ：０．０５〜０．５％と、
Ｐ：０．０３％以下と、Ｓ：０．００３〜０．０１５％
と、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．０６％と、Ｔｉ：
０．０２〜０．０８％と、Ｎ：０．００３％以下とを含
有し、鋼板表面から板厚１５％以内の表層部と鋼板表面
から板厚１５％以内を除いた板厚中心部における平均フ
ェライト粒径をそれぞれｄｓ、ｄｂとするとき、ｄｓ／
ｄｂが０．９５以下である打ち抜き性に優れる冷延鋼板
を製造するに際し、 連続鋳造した鋼を１０００〜１２００℃に加熱する工程
と、加熱された鋼をＡｒ3 点以下の温度域で最終粗圧延
を行う工程と、粗圧延された鋼をＡｒ3 点以上（Ａｒ3
＋１００）℃未満の温度域まで加熱速度５℃／ｓ以上で
再加熱し、Ａｒ3 点以上で仕上げ圧延を行い、巻取る工
程と、巻取った熱延鋼板を冷延し、再結晶温度〜８５０
℃で焼鈍し、１．５％以下の調圧率で調質圧延を行う工
程と、を備えたことを特徴とする打ち抜き性に優れる冷
延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 鋼板は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０
００２〜０．００１５％を含有していることを特徴とす
る請求項１に記載の打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造
方法。 - 【請求項３】 鋼板は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．
００５〜０．０３％を含有していることを特徴とする請
求項１または２に記載の打ち抜き性に優れる冷延鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32964996A JP3355970B2 (ja) | 1996-12-10 | 1996-12-10 | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32964996A JP3355970B2 (ja) | 1996-12-10 | 1996-12-10 | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002155489A Division JP2003041342A (ja) | 2002-05-29 | 2002-05-29 | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10168544A JPH10168544A (ja) | 1998-06-23 |
| JP3355970B2 true JP3355970B2 (ja) | 2002-12-09 |
Family
ID=18223712
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32964996A Expired - Fee Related JP3355970B2 (ja) | 1996-12-10 | 1996-12-10 | 打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法 |
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| KR20230035624A (ko) | 2020-08-27 | 2023-03-14 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 |
| KR20240038998A (ko) | 2021-09-08 | 2024-03-26 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0647706B2 (ja) * | 1986-08-04 | 1994-06-22 | 日新製鋼株式会社 | 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 |
| JPH0737659B2 (ja) * | 1990-09-11 | 1995-04-26 | 新日本製鐵株式会社 | プレス成形時の耐バリ性、絞り性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2848148B2 (ja) * | 1992-08-31 | 1999-01-20 | 日本鋼管株式会社 | 疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板 |
| JPH07228944A (ja) * | 1993-12-20 | 1995-08-29 | Nkk Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP3358136B2 (ja) * | 1994-03-23 | 2002-12-16 | 新日本製鐵株式会社 | 極低炭素細粒熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2998582B2 (ja) * | 1995-01-10 | 2000-01-11 | 住友金属工業株式会社 | 深絞り性、打ち抜き加工性に優れた冷延鋼板とその製造方法 |
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| JPH09310149A (ja) * | 1996-05-21 | 1997-12-02 | Kobe Steel Ltd | 深絞り性、スポット溶接性、および打抜き性に優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP3755218B2 (ja) * | 1996-12-06 | 2006-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | プレス成形性及び耐肌荒れ性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
-
1996
- 1996-12-10 JP JP32964996A patent/JP3355970B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10168544A (ja) | 1998-06-23 |
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| JP3300639B2 (ja) | 加工性に優れる冷延鋼板およびその製造方法 |
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