JPH04176843A - 複合プレス成形性の優れた冷延鋼板及びその製造方法 - 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） 本発明は鋼板のＴ、Ｓ、５が２８．５〜３１．０ｋｇｆ
／四２゜ｒ４ｉが１．９０以上の特性値を有する複合プ
レス成形性の優れた冷延鋼板、及びその鋼板を連続焼鈍
で製造する方法に関するものである。

（従来の技術） 冷延鋼板のプレス成形性を向上させる技術については、
全伸びが５４％以上Ｆ値が２．０以上の超加工性冷延鋼
板をステップ加熱を有する箱焼鈍による方法が特開昭６
３−２１０２４３号公報、極めて高いＦ値やｒ□及びＥ
ｌの鋼板の製造方法として特開昭６１−１１３７２４号
公報がある。

最近、自動車のプレス部品の中には例えばホイルハウス
インナーの様に複雑な形状を有する物も多くあり、その
成形性が極めて難しくなってきている。本発明者等も、
これらプレス部品に対し、先に本発明者等が発明した極
めて高いＦ値やｒ４ｇ及びＥｌの鋼板の製造方法の特開
昭６１−１１３７２４号公報の方法を適用して製造した
鋼板を自動車メーカーに供給してきたがプレス不良が多
発するという問題が生じてきている。

（本発明が解決しようとする課題） 本発明で解決しようとする課題は、鋼板のＴ、Ｓ４．が
２ｇ、５−３１．Ｏｋｇｆ／ｍ＋”、　　ｒ４．が１．
９０以上の特性値を有する複合プレス成形性の優れた冷
延鋼板、及びその鋼板を連続焼鈍で製造する方法を提供
することである。

（課題を解決するための手段） 本発明者等は、例えばホイルハウスインナーの様に複雑
な形状を有する深い絞り成形と張り出し成形及び絞りビ
ードを有するこれら部品（以下複合成形部品と記す）の
実プレスにおいて、優れたプレス成形性（以下複合プレ
ス成形性と記す。）が得られる冷延鋼板の開発と、その
鋼板を連続焼鈍で製造する方法について、鋭意検討し、
以下の結果を見いだしたものである。

本発明の要旨は下記の通りである。

（１）Ｃ≦０．００２５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦
０．３０％。

Ｐ　：　０．００７〜０．０３０％ｔＳ≦０．０２０％
、５ｏｌＡ１≦ｏ、ｏｇ。

％、　Ｎ≦０．００３０％、　Ｔｉ：０．０２５〜０．
１２０％、　　Ｎｂ：０．００３〜０．０２０％、Ｂ≦
０．０００４％、残部不可避的不純物及び鉄よりなり、
鋼板の４５°方向の引張り強さ（以下Ｔ、Ｓ４．と記す
）が２８．５〜３１．０ｋｇｆ／ｍｍ２゜４５°方向の
ｒ値（以下ｒ４にと記す）が１．９０以上の複合プレス
成形性の優れた冷延鋼板。

（２）Ｃ≦０．００２５％、　Ｓ　ｉ≦０，０５％、Ｍ
ｎ≦０．３０％。

Ｐ　：　０．００７−０．０３０％、Ｓ≦０．０２０％
、５ｏｌＡ１≦０．０８０％、　Ｎ≦０．００３０％、
　Ｔｉ　：　０．０２５−０．］２０％、　　Ｎｂ：０
．０（１３〜０．０２０ダ、Ｂ≦０．０００４％、残部
不可避的不純物及び鉄よりなる鋼片を、加熱し、８８０
〜９４０℃で熱間仕上げ圧延を終了し、１　、５ｓｅｃ
以内に急冷を開始し少なくとも８５０℃までを５０〜ｂ
却速度で急冷し、６８０〜７７０℃で巻き取り、熱延鋼
帯とし、７０％以上の冷延率で冷間圧延を行い、その後
、連続焼鈍にて７５０〜９００℃で再結晶焼鈍を行こな
うことを特徴とし、鋼板のＴ、Ｓ４５が２８．５〜３１
．０ｋｇｆ／ｍ”　ｖ　ｒ　４５　が１．９０以上の特
性値を有する複合プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造
方法。

以下に本発明について詳細に述べる。

最初に、第一発明に付いて説明する。本発明者等は、例
えばホイルハウスインナーの様に複雑な形状を有する深
い絞り成形と張り出し成形及び絞リピートを有するこれ
ら部品（以下複合成形部品と記す）の実プレスにおいて
、優れたプレス成形性（以下複合プレス成形性と記す。

）が得られる冷延鋼板の開発を行うため、先ず最初に、
日本鉄鋼協会講演論文集Ｖｏ１．３　Ｎａ６１９９０　
Ｐ、ｌ７７１に紹介したＥ　ｌ＝　５１．０．　ｒ＝２
．５２．　ｒ　４．　：２．４０と極めて優れた材質を
有する冷延鋼板を含め、Ｅｌ、ｒ。

ｒ４６に優れた材質を有する冷延鋼板を複合成形部品に
適用し、実プレス成形性を調査した。その結果、上述の
Ｅｌ＝５１．０．　Ｆ＝２．５２．　ｒ４ｓ＝２．４０
と極めて優れた材質を有する冷延鋼板を含め、Ｅｌ、ｒ
。

ｒ４ｓの材質が良好であるにも関わらず実プレス成形性
が悪いものが多数発生したという従来の知見では考えら
れない結果となった。

そこで、本発明者等は、これらの複合プレス成形性と材
料特性値との関係を詳細に検討した結果、■鋼板のＴ、
Ｓ、、が２８．５〜３１．Ｏｋｇｆ／ｍ＋”　＊　ｒ　
４ｓ　が１．９０以上の特性値を有し、更に、■Ｂ含有
量が０．０００４％以下、好ましくは０．０００２％以
下である鋼板は優れた複合プレス成形性が得られること
がわかった。尚、前述の日本鉄鋼協会講演論文集Ｖｏ１
．３ＮＱ６１９９０　Ｐ、１７７１に紹介した冷延鋼板
は自動車のオイルパン用として試作したため、各筒成形
後の二次加工脆性を防止するためＢを０．０００８％含
有せしめた冷延鋼板であったので、上述の如く実プレス
複合プレス成形性が悪かったものと思われる。

第１図は、上述のこれらの複合プレス成形性と材料特性
値との関係を詳細に検討した結果を図示したもので、■
鋼板のＴ．Ｓ４５が２８．５−３１．０ｋｇｆ／１ｍｌ
”＋ｒ４ｓが１．９０以上の特性値を有し、更に、■Ｂ
含有量が０．０００４％以下、好ましくは０．０００２
％以下である鋼板は優れた複合プレス成形性が得られ、
本発明の鋼板が、例えばホイルハウスインナーの様に複
雑な形状を有する深い絞り成形と張り出し成形及び絞リ
ピートを有するこれら部品の実プレスにおいて、優れた
プレス成形性が得られ、その工業的価値が優れているこ
とがよくわかる。

上述のように１本発明の鋼板が優れた複合プレス成形性
が得られる理由は明確に解明することは困難であるが、
以下の如くと考えられる。

（１）鋼板のＴ．Ｓ４５が２８．５〜３１．０ｋｇｆ／
■２が不可欠となっている理由は１例えばホイルハウス
インナーの様に複雑な形状を有する深い絞り成形と張り
出し成形及び絞リピートを有するこれら部品の実プレス
における成形限界は、絞リピート部及び深い絞り成形部
（はとんどの深絞り部品の最も厳しい深絞りを受けるの
は鋼板の４５度方向に一致する）のダイス肩Ｒ部で鋼板
が流入するときの摩擦抵抗力と鋼板の破断耐力（’ｒ　
−ｓ　４ｓ）の大小でほぼ決まるものと想定される。従
って、Ｔ、Ｓ４．が２８．５ｋｇ　ｆ　／ｍ”以上が自
動車のこれらの複合成形部品には不可欠となったものと
思われる。

又、Ｔ．Ｓ４５が３１．０ｋｇｆ／閣２超では鋼板の延
性が劣化するためと思われる。　　。

（２）　　ｒ４ｇが１．９０以上の特性値が必要な理由
は、上述のように４５°方向の深絞り性が必要であるた
めであるが、例えば、特開昭６１−１１３７２４号公報
で開示されているレベルのｒ４ｇ≦１．８５では良好な
複合プレス成形性が得られない。

（３）Ｂ含有量が０．０００４％以下、好ましくはｏ、
ｏｏ。

２％以下であることが必要であるのは、その理由に付い
ては必ずしも明確になっていないが、本発明者等が種々
検討した結果では、　Ｂを０．０００５％以上含有する
冷延鋼板は、引っ張り試験の局部伸び値が同じＴ、Ｓ　
　もので比較しても低い値しか得られないものが多かっ
た。従って、この様な局部伸び値がＴ、Ｓの割には低い
鋼板は、絞リピート部や深い絞り成形部のダイス肩Ｒ部
を鋼板が流入する時、厳しい曲げ戻し加工を受け、局部
伸び値が低いので加工性の劣化が大きくなりプレス破断
が生じ易くなったのではないかと推定される。

更に、上記（１）、　（２）　、　（３）で説明した効
果は、各々の項目でも効果があるが、全てを満足して初
めて、本発明が目的とする複合プレス成形性の優れた冷
延鋼板となるのである。尚、Ｃ≦０．００４０％。

Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦０．３０％、Ｐ≦０．０３０
％、Ｓ≦０．０２５％、　５ｏＩＡ１≦０．１００％、
Ｎ≦０．００５０％、　Ｔｉ　：　０．０２５〜０．１
２０％、　　Ｎｂ　：　０．００３〜０．０２０％、　
Ｂ≦０．０００４％。

残部不可避的不純物及び鉄よりなる冷延鋼板としたのは
、上記の特性を満足する複合プレス成形性の優れた冷延
鋼板を工業的に経済的に得る上でのベース成分であるか
らである。

以下、第二発明に付いて説明する。第二発明は、第一発
明の冷延鋼板を連続焼鈍法で製造する方法である。第二
発明の方法のポイントは、■得られる冷延鋼板の特性値
を第一発明の特性値に合致するように製造条件を総合調
整し、第一発明条件を満足させた冷延鋼板を製造し、従
来にない複合プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法
を提供すること、■鋼の成分、熱延条件、冷延、連続焼
鈍条件を特定条件に規制し、鋼板のＴ、Ｓ、Ｓが２８．
５〜３１．Ｏｋｇｆ／閣ｊｒ４ｇが１．９０以上の特性
値を有する複合プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方
法を提供することである。

以下に製造条件について詳細に述べる。

Ｃは、ｒ４ｇが１．９０以上の特性値の冷延鋼板を連続
焼鈍で得る上で極めて重要な元素で、Ｃ含有量が０．０
０２５％超になるとこれらの特性値が得られなくなるの
でＣ含有量の上限を０．００２５％以下とした。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ及びＮは、何れも含有量が増えると、ｒ
４５が低下し、１．９０以上の特性値が得られ難くなる
ので、それぞれの含有量をＳｉ≦０．０５％。

Ｍｎ≦０．３０％、Ｓ≦０．０２０％、Ｎ≦０．００３
０％とした。

Ｐは、０．００７％未満では２８　、５　ｋｇ　ｆ／ｗ
ａ　”のＴ．Ｓ４５が得難くなる。又、０．０３０％超
になると二次加工性の劣化が大きくなり過ぎるので０．
０３０％以下とした。

ｓｏｌＡｌは、一般には脱酸剤として用いられるが、本
絹の場合はＴｉ脱酸をおこなっても何等差し支えがない
ので下限値を規定する必要がない、　　ｓｏｌＡｌの含
有量が増えるとｒ４ｇが低下し、　　１．９０以上の特
性値が得られ難くなるので、それぞれの含有量をｏ、ｏ
ａｏ％以下とした。

Ｔｉは、１．９０以上のｒ４ｓ値を得る上で極めて重要
な元素で、　Ｔｉ含有量が０．０２錦未満になるとこの
特性値が得られなくなる。又、Ｔｉ含有量が０．１２０
％超ではＴ、８４ｇが３１　、０　ｋｇ　ｆ　／ｗｍ　
’を越えるようになるので、　Ｔｉ含有量をｏ、ｏｚｓ
％〜０，１２０％に規制した。

Ｎｂは、１．９０以上のｒ４ｓ値を得る上でＴｉ以上に
極めて重要な元素で、　Ｎｂ含有量が０．００３％未満
になるとこの特性値が得られなくなる。又、　Ｎｂ含有
量が０．０２０％超では再結晶温度が高くなり結晶粒が
細粒化しＴ、８４ｇが３１　、０　ｋｇ　ｆ　／　ｍ　
”を越えるようになるので、　Ｎｂ含有量を０．００３
％〜０．０２０％に規制した。

Ｂは、二次加工性を顕著に向上させる元素であるが、同
時に、前述の如く、　Ｂを０．０００５％以上含有する
冷延鋼板は、引っ張り試験の局部伸び値が、同じＴ、Ｓ
もので比較しても低い値しか得られず、良好な複合プレ
ス成形性が得られなくなるので、Ｂ含有量は０．０００
４％以下、好ましくは０．０００２％以下であることが
必要である６ 熱延条件は、ＣをＴ　ｉ　’ｔ’　Ｔ　ｉ　Ｃとして無
害化すると共に熱延板の結晶粒を０．０２５％以上のＴ
ｉ及び０．００３％以上のＮｂの複合添加効果とによっ
て細粒化する工程である。

熱延前の加熱条件は、特に規制する必要がなく通常行わ
れる加熱条件でよいが、より軟質な鋼板を得るには、１
１００℃以下の加熱温度（ＳＲＴと記す）が好ましい。

熱間圧延の仕上げ温度は、８８０℃未満では粗大結晶粒
となり、？”４ｃ値が顕著に低下する５又、９４０℃超
になっても結晶粒が大きくなり過ぎ１．９０以上のｒ□
値が得られなくなるので、８８０〜９４０℃とする必要
がある。

巻き取り温度（以下Ｃ，Ｔと記す）は、　より多くのＴ
ｉＣの析出と粗大化を行い優れたｒＩｓ値を得る上で重
要な工程である。６８０℃未満の温度ではＴｉＣの析出
と粗大化が不足となり優れたｒＡｓ値が得られなくなる
。又、７７０℃超になると結晶粒の粗大化が発生するよ
うになり１．９０以上のｒ４５値が得られなくなるので
、６８０〜７７０℃とする必要がある。

又、熱延板の結晶粒の細粒化には仕上げ圧延後食なくと
も１　、５ｓｅｃ以内に且つ５０℃／Ｓ以上の冷却速度
で少なくとも８５０℃までを急冷する必要がある。

この条件より、急冷開始時間が遅かったり、急冷の温度
範囲や冷却速度が不足である場合には、結晶粒が大きく
なり１．９０以上のｒ９．値が得られなくなる。

冷延率は、７０％未満ではｒＩｓ値が低下し、本願が目
的とする冷延鋼板が得られなくなるので、冷延率は７０
％以上とした。

連続焼鈍条件は、焼鈍温度が７５０℃〜９００℃で再結
晶焼鈍を行えば本願が目的とする冷延鋼板が製造でき、
特に他の条件を規制する必要がない。焼鈍温度が７５０
℃未満では１．９０以上のｒ４ｓ値が得られず、又９０
０℃超の焼鈍温度では異常に結晶粒が大きくなり過ぎ２
８　、５　）ｃｇ　ｆ　／　ｗａｒ　”のＴ、、８．５
が得難くなるので、焼鈍温度条件を７５０〜９００℃と
規制した。

調質圧延は、必要に応じ行えばよいので特に規制する必
要がない。

尚１本発明は、冷延鋼板のみならず、電気亜鉛メツキ、
錫メツキ、アルミメツ、キ、ターンメツキなどの表面処
理鋼板の原板の製造方法としても適用できる。更に、本
発明を通常行われている連続焼鈍溶融亜鉛メツキ法に適
用しても溶融亜鉛メツキ前の再結晶焼鈍条件が本発明の
条件範囲であれば鋼板のＴ、Ｓ４５が２８．５〜３１．
０ｋｇｆ／ｍａ＋”　、　ｒ　、ｓ　が１．９０以上の
特性値を有する複合プレス成形性の優れた溶融亜鉛メツ
キ鋼板が製造できる。尚、これらの表面処理鋼板の材質
特性値は、鋼板の表面にメツキされる金属或いは合金の
硬さなどの材質特性値とメツキ厚さの影響を受け、通常
はＹ、Ｐ。

Ｔ、Ｓが高くなり、Ｅｌ、ｒ値が低下する。しかし、そ
の表面処理鋼板のプレス成形性は、表皮を含んだメツキ
鋼板の特性値ではなく、その鋼板の母材の材質で決まる
。従って１本発明は、メツキ剥離後の特性値が本発明の
冷延鋼板の条件を満足する必要があり、その様な場合に
於いて、優れた複合プレス成形性が得られる。

（実施例） 以下に本発明の効果を実施例により説明する。

第１表に示す成分、第２表に示す熱延条件（但し、仕上
げ温度は９１０〜９３０℃）で４．０１の熱延鋼帯を製
造し、冷間圧延した０、８ｍの冷延鋼板を連続焼鈍で８
２０℃Ｘ　６０ｓｅｃの再結晶焼鈍し室温まで冷却した
後、０．８％の調質圧延を施し冷延鋼板を得た。

得られた冷延鋼板の機械的性質の特性値（Ｔ．Ｓ４５、
Ｅ１４ｓ、ｒ４．値）を測定し、その結果を第２表に示
す。

又、複合成形部品の実プレス成形性を調査するため、ホ
イルハウスインナーの実プレステストを行い、そのプレ
ス不良率を調査し、その結果を第２表に示した。

尚、試料＆１０は、Ｚｎ−Ｎｉの電気メツキ（３０ｇ／
ｍ１２）を行った本発明例で、機械的性質はメツキを剥
離した後の特性値を示す。

鋼Ａ、Ｂ、Ｅは本願の発明の方法の範囲外の成分の鋼で
、鋼Ｃ，Ｄ、Ｆは本願の発明の方法の成分範囲内の製造
条件のものである。

試料３，４，６．１０は、本発明の方法の実施例で、何
れも、複合プレス成形性が優れた冷延鋼板として必要な
Ｔ．Ｓ４５が２８．５〜３１．Ｏｋｇｆ／■９　ｒ４Ｋ
が１．９０以上の特性値が得られ、プレス不良率も０．
５％以下の優れた成績が得られた。

試料１，２，５，７，８，９は、従来例又は比較例で、
何れもプレス不良率も２．２％以上の成績しか得られな
かった。

試料１はＮｂを含まない通常のＴｉ添加の極低炭素鋼の
成分系の従来例である。得られた特性値はＴ、Ｓ４．及
びｒ４ｓが不足しており、プレス不良率が１００％と全
く絞れなかった。

試料２はＰが０．００３％と本発明の範囲を外れた成分
の比較例で、得られた特性値は機械的性質はＥｌ□もｒ
４ｓも実施例の中で最も優れた特性値が得られた。しか
し、ホイルハウスインナーの実プレスのプレス不良率は
４．２％と悪いプレス成績となった。これはホイルハウ
スインナーの様な複合成形部品の実プレス性は、本願の
発明の鋼板のようにＴ、Ｓ４．が２８．５〜３１．０ｋ
ｇｆ／−９ｒ４ｓが１．９０以上の特性値とすることが
不可欠であることがよくわかる。

試料３，４．６は第１表及び第２表に示すように成分、
熱延条件を本発明の範囲内で変化させた実施例である。

本発明の範囲内の製造条件であれば、複合プレス成形性
が優れた冷延鋼板として必要なＴ、Ｓ４５が２８．５〜
３１．０ｋｇｆ／ｍ”　、　　ｒ　ａｓが１．９０以上
の特性値が得られ、　その鋼板のプレス不良率も０．５
２以下の優れた成績が得られることがわかる。

試料５は、Ｂがｏ、ｏｏｏｇ％と高い比較例で、得られ
た鋼板のＴ、Ｓ４５とｒ４Ｎは本発明の鋼板の機械的性
質の範囲内にはいるが、プレス不良率は３．８％と極め
て悪い結果となっている。これは、Ｂが０．０００８％
と高いので鋼板の引っ張り試験の局部伸び値が低下した
ためと思われる。従って、Ｂ含有量を０．０００４％以
下とすることも重要であることがわかる。

試料７，８．９は、第２表に示すように熱延条件が本発
明の範囲を外れた比較例で、試料７はｔＱが、試料８は
αが、試料９はＣ，Ｔが外れており、何れもｒ４ｓ値が
１．９０未満と不足している。プレス不良率も２．２％
以上と悪い。これらの実験結果を総合的に示したのが第
１図である。、第１図によれば本発明の範囲（斜線部分
）はＴ、Ｓ４５が２８．５〜３１．Ｏｋｇｆ　／　１１
１１　”　ｔ　ｒ　４５　が１．９０以上の特性値が得
られ、その鋼板のプレス不良率も０．５％以下の優れた
範囲であるが、Ｂの高い十印のものはＴ、Ｓ４．とｒ４
には本発明を満足するがプレス不良率が高く本発明には
属さない。

試料Ｎｎ１Ｏは、Ｚｎ−Ｎｉの電気メツキ（３０ｇ／ｍ
ｍ２４５）を行った本発明例で、メツキを剥離後の特性
値が本発明の鋼板の条件を満たしておれば、優れた複合
プレス成形性が得られることがわかる。

（発明の効果） 以上に本発明について詳細に説明したが、本発明（１）
の冷延鋼板は優れた複合プレス成形性が得られ、本発明
（２）によれば、鋼板のＴ、Ｓ４Ｓが２８．５〜３１．
’Ｏｋｇｆ／ｍ”、　ｒ、、が１．９０以上の特性値を
有する複合プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造が可能
となり、その工業的価値は大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、複合プレス成形性と材料特性値との関係を示
す図である。 第１図 ４Ｊ

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ≦０．００２５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦
   ０．３０％、Ｐ：０．００７〜０．０３０％、Ｓ≦０．
   ０２０％、ｓｏｌＡｌ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００３
   ０％、Ｔｉ：０．０２５〜０．１２０％、Ｎｂ：０．０
   ０３〜０．０２０％、Ｂ≦０．０００４％、残部不可避
   的不純物及び鉄よりなり、鋼板の４５゜方向の引張り強
   さ（以下Ｔ．Ｓ＿４＿５と記す）が２８．５〜３１．０
   ｋｇｆ／ｍｍ＾２４５゜方向のｒ値（以下ｒ＿４＿５と
   記す）が１．９０以上の複合プレス成形性の優れた冷延
   鋼板。
2. （２）Ｃ≦０．００２５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ≦
   ０．３０％、Ｐ：０．００７〜０．０３０％、Ｓ≦０．
   ０２０％、ｓｏｌＡｌ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００３
   ０％、Ｔｉ：０．０２５〜０．１２０％、Ｎｂ：０．０
   ０３〜０．０２０％、Ｂ≦０．０００４％、残部不可避
   的不純物及び鉄よりなる鋼片を、加熱し、８８０〜９４
   ０℃で熱間仕上げ圧延を終了し、１．５ｓｅｃ以内に急
   冷を開始し少なくとも８５０℃までを５０〜２００℃／
   ｓｅｃの冷却速度で急冷し、６８０〜７７０℃で巻き取
   り、熱延鋼帯とし、７０％以上の冷延率で冷間圧延を行
   い、その後、連続焼鈍にて７５０〜９００℃で再結晶焼
   鈍を行こなうことを特徴とし、鋼板のＴ．Ｓ＿４＿５が
   ２８．５〜３１．０ｋｇｆ／ｍｍ＾２ｒ＿４＿５が１．
   ９０以上の特性値を有する複合プレス成形性の優れた冷
   延鋼板の製造方法。