JPH0747796B2 - 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH0747796B2 JPH0747796B2 JP2321054A JP32105490A JPH0747796B2 JP H0747796 B2 JPH0747796 B2 JP H0747796B2 JP 2321054 A JP2321054 A JP 2321054A JP 32105490 A JP32105490 A JP 32105490A JP H0747796 B2 JPH0747796 B2 JP H0747796B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は鋼板のT.S45が28.5〜31.0kgf/mm2,r45が1.90以
上で鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0μｍの特性値を有する複
合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板、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。
上で鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0μｍの特性値を有する複
合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板、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63-210
243号公報、極めて高い値やr45及びElの鋼板の製造方
法として特開昭61-113724号公報がある。
全伸びが54％以上値が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63-210
243号公報、極めて高い値やr45及びEl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
めて高い値やr45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。
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
めて高い値やr45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.S45が28.5
〜31.0kgf/mm2，r45が1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2
〜1.0μｍの特性値を有する複合プレス成形性の極めて
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。
〜31.0kgf/mm2，r45が1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2
〜1.0μｍの特性値を有する複合プレス成形性の極めて
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、極め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。
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、極め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％,S≦0.020％,solAl≦0.080％,N≦0.0030％,T
i:0.025〜0.120％,Nb:0.003〜0.020％,B≦0.0004％，残
部不可避不純物及び鉄よりなり、鋼板の圧延方向と45°
方向の引張り強さ（以下T,S45と記す）が28.5〜31.0kgf
/mm2、圧延方向と45℃方向のｒ値（以下r45と記す）が
1.90以上で鋼板表面の中心線平均粗さ（以下Raと記す）
が0.2〜1.0μｍの複合プレス成形性の極めて優れた冷延
鋼板。
〜0.030％,S≦0.020％,solAl≦0.080％,N≦0.0030％,T
i:0.025〜0.120％,Nb:0.003〜0.020％,B≦0.0004％，残
部不可避不純物及び鉄よりなり、鋼板の圧延方向と45°
方向の引張り強さ（以下T,S45と記す）が28.5〜31.0kgf
/mm2、圧延方向と45℃方向のｒ値（以下r45と記す）が
1.90以上で鋼板表面の中心線平均粗さ（以下Raと記す）
が0.2〜1.0μｍの複合プレス成形性の極めて優れた冷延
鋼板。
（２） Ｃ≦0.0025％,Si≦0.05％,Mn≦0.30％,P:0.007
〜0.030％,S≦0.020％,solAl≦0.080％,N≦0.0030％,T
i: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50〜200℃/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い、0.3〜1.5％の調
質圧延を行うことを特徴とし、鋼板のT.S45が28.5〜31.
0kgf/mm2,r45が1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0μ
ｍの特性値を有する複合プレス成形性の極めて優れた冷
延鋼板の製造方法にある。
〜0.030％,S≦0.020％,solAl≦0.080％,N≦0.0030％,T
i: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50〜200℃/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い、0.3〜1.5％の調
質圧延を行うことを特徴とし、鋼板のT.S45が28.5〜31.
0kgf/mm2,r45が1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0μ
ｍの特性値を有する複合プレス成形性の極めて優れた冷
延鋼板の製造方法にある。
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、極め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Vol.3
No.6 1990 P.1771に紹介したEl＝51.0,＝2.52,r45＝
2.40と極めて優れた材質を有する冷延鋼板を含め、El,
，r45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,＝2.52,r45＝2.40と極めて優れた材質を
有する冷延鋼板を含め、El,，r45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。
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、極め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Vol.3
No.6 1990 P.1771に紹介したEl＝51.0,＝2.52,r45＝
2.40と極めて優れた材質を有する冷延鋼板を含め、El,
，r45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,＝2.52,r45＝2.40と極めて優れた材質を
有する冷延鋼板を含め、El,，r45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
45が28.5〜31.0kgf/mm2,r45が1.90以上の特性値を有
し、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、更
に、鋼板表面粗さRasを0.2〜1.0μｍに調整した鋼板
は極めて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Vol.3 No.6 1
990 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、角筒形成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での複合プレス成形性が悪かっ
たものと思われる。
料特性値との関係を詳細に検討した結果、鋼板のT.S
45が28.5〜31.0kgf/mm2,r45が1.90以上の特性値を有
し、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、更
に、鋼板表面粗さRasを0.2〜1.0μｍに調整した鋼板
は極めて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Vol.3 No.6 1
990 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、角筒形成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での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/mm2,r45が1.90以上の特性
値を有し、Ｂ含有量が0.0004％以下、好ましくは0.00
02％以下である鋼板は優れた複合プレス成形性が得られ
ることがわかる。
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/mm2,r45が1.90以上の特性
値を有し、Ｂ含有量が0.0004％以下、好ましくは0.00
02％以下である鋼板は優れた複合プレス成形性が得られ
ることがわかる。
更に、第２図は、鋼板のT.S45が29.5kgf/mm2,r45が2.14
以上の特性値を有し、Ｂ含有量が0.0002％以下の鋼板を
製造し、0.8％の調質圧延を行い鋼板表面粗さRaを変え
た鋼板を試作し実プレスでの複合プレス成形性を調査し
た結果を示したものである。第２図より、鋼板表面粗さ
Raを0.2〜1.0μｍに調整した本発明の鋼板は極めて優れ
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りビードを有するこれら部
品の実プレスにおいて、極め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のがよくわかる。
尚、本発明の冷延鋼板を電気Znメッキ鋼板などの表面処
理鋼板の原板として用いる場合にも、原板の表面粗さが
本発明の範囲内であれば極めて優れた複合プレス成形性
が得られ、本発明の効果を得ることができる。
以上の特性値を有し、Ｂ含有量が0.0002％以下の鋼板を
製造し、0.8％の調質圧延を行い鋼板表面粗さRaを変え
た鋼板を試作し実プレスでの複合プレス成形性を調査し
た結果を示したものである。第２図より、鋼板表面粗さ
Raを0.2〜1.0μｍに調整した本発明の鋼板は極めて優れ
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りビードを有するこれら部
品の実プレスにおいて、極め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のがよくわかる。
尚、本発明の冷延鋼板を電気Znメッキ鋼板などの表面処
理鋼板の原板として用いる場合にも、原板の表面粗さが
本発明の範囲内であれば極めて優れた複合プレス成形性
が得られ、本発明の効果を得ることができる。
上述のように、本発明の鋼板が極めて優れた複合プレス
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。
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/mm2が不可欠とな
っている理由は、例えばホイルハウスインナーの様に複
雑な形成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の実プレスにおける成形限界
は、絞りビード部及び深い絞り成形部（ほとんどの深絞
り部品の最も厳しい深絞りを受けるのは鋼板の圧延方向
と45°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（T.S45）の大小
でほぼ決まるものと想定される。従って、T.S45が28.5k
gf/mm2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/mm2超で
は鋼板の延性が劣化するためと思われる。
っている理由は、例えばホイルハウスインナーの様に複
雑な形成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の実プレスにおける成形限界
は、絞りビード部及び深い絞り成形部（ほとんどの深絞
り部品の最も厳しい深絞りを受けるのは鋼板の圧延方向
と45°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（T.S45）の大小
でほぼ決まるものと想定される。従って、T.S45が28.5k
gf/mm2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/mm2超で
は鋼板の延性が劣化するためと思われる。
（２） r45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r45≦1.85では良好な複合プレス成形性が得ら
れない。
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r45≦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0.0002％
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、絞りビード部
や深絞り成形品のダイス肩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。
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、絞りビード部
や深絞り成形品のダイス肩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。
（４） 鋼板表面粗さRaを0.2〜1.0μｍに調整した鋼板
が極めて優れた複合プレス成形性が得られるのは、絞り
ビード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ながら工具によって
鋼板表面は高い圧縮応力を受け鋼板表面の凹凸の部分が
塑性変形し平滑にされる。この塑性変形に要したエネル
ギーが絞りビード部や深い絞り成形部のダイス肩Ｒ部を
鋼板が流入する時の抵抗となると考えられる。従って、
鋼板表面粗さRaが1.0μｍを越えるとこの塑性変形量が
多くなり鋼板が流入し難くなり実プレス性が劣化したも
のと考えられる。又、鋼板表面粗さRaが0.2μ未満では
潤滑油が鋼板表面に溜まる部分がなくなり油切れを生じ
摩擦抵抗が増え、鋼板が流入し難くなり実プレス性が劣
化したものと考えられる。
が極めて優れた複合プレス成形性が得られるのは、絞り
ビード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ながら工具によって
鋼板表面は高い圧縮応力を受け鋼板表面の凹凸の部分が
塑性変形し平滑にされる。この塑性変形に要したエネル
ギーが絞りビード部や深い絞り成形部のダイス肩Ｒ部を
鋼板が流入する時の抵抗となると考えられる。従って、
鋼板表面粗さRaが1.0μｍを越えるとこの塑性変形量が
多くなり鋼板が流入し難くなり実プレス性が劣化したも
のと考えられる。又、鋼板表面粗さRaが0.2μ未満では
潤滑油が鋼板表面に溜まる部分がなくなり油切れを生じ
摩擦抵抗が増え、鋼板が流入し難くなり実プレス性が劣
化したものと考えられる。
更に、上記（１），（２），（３），（４）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極めて
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％,solAl≦
0.100％,N≦0.0050％,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
る冷延鋼板としたのは、上記の特性を満足する複合プレ
ス成形性の極めて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。
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極めて
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％,solAl≦
0.100％,N≦0.0050％,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
る冷延鋼板としたのは、上記の特性を満足する複合プレ
ス成形性の極めて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極めて
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、調質圧延条件を特定条
件に規制し、鋼板のT.S45が28.5〜31.0kgf/mm2，r45が
1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0μｍの特性値を有
する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方
法を提供することである。
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極めて
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、調質圧延条件を特定条
件に規制し、鋼板のT.S45が28.5〜31.0kgf/mm2，r45が
1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0μｍの特性値を有
する複合プレス成形性の極めて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、r45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0.0025％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。
得る上で極めて重要な元素で、Ｃ含有量が0.0025％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r45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≦0.00
30％とした。
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≦0.00
30％とした。
Ｐは、0.007％未満では28.5kgf/mm2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。
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、本鋼の
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0.080％以下とした。
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0.080％以下とした。
Tiは、1.90以上のr45値を得る上で極めて重要な元素
で、Ti含有量が0.025％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.S45が31.0
kgf/mm2を越えるようになるので、Ti含有量を0.025％〜
0.120％に規制した。
で、Ti含有量が0.025％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.S45が31.0
kgf/mm2を越えるようになるので、Ti含有量を0.025％〜
0.120％に規制した。
Nbは、1.90以上のr45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.S45が31.0kgf/mm2
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。
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.S45が31.0kgf/mm2
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0.005％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0.0004％以下、好ましく
は0.0002％以下であることが必要である。
時に、前述の如く、Ｂを0.005％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0.0004％以下、好ましく
は0.0002％以下であることが必要である。
熱延条件は、ＣをTiでTiCとして無害化すると共に熱延
板の結晶粒を0.025％以上のTi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。
板の結晶粒を0.025％以上のTi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、11
00℃以下の加熱温度（SRTと記す）が好ましい。
れる加熱条件でよいが、より軟質な鋼板を得るには、11
00℃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、r45値が顕著に低下する。又、940℃超になっても
結晶粒が大きくなり過ぎ1.90以上のr45値が得られなく
なるので、880〜940℃とする必要がある。
なり、r45値が顕著に低下する。又、940℃超になっても
結晶粒が大きくなり過ぎ1.90以上のr45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TiCの析
出と粗大化を行い極めて優れたr45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
不足となり極めて優れたr45値が得られなくなる。又、7
70℃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。
出と粗大化を行い極めて優れたr45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
不足となり極めて優れたr45値が得られなくなる。又、7
70℃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少なくと
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r45
値が得られなくなる。
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r45
値が得られなくなる。
冷延率は、70％未満ではr45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。
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r45値が得られず、又900℃超の焼鈍温度で
は異常に結晶粒が大きくなり過ぎ28.5kgf/mm2のT.S45が
得難くなるので、焼鈍温度条件を750〜900℃と規制し
た。
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r45値が得られず、又900℃超の焼鈍温度で
は異常に結晶粒が大きくなり過ぎ28.5kgf/mm2のT.S45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（以下S.Pと記す）は、鋼板表面粗さRaが0.2〜
1.0μｍの鋼板を得る上で0.3％以上が必要である。連続
焼鈍で製造される鋼板は、連続焼鈍時に鋼帯がハースロ
ールに巻き付きながら通過していく際に鋼板の表面粗さ
が細かいと鋼帯とハースロールとの間の摩擦が小さくな
りスリップし、連続焼鈍の炉内を蛇行しながら通過し、
炉壁をこすったり、破断したりするので、冷間圧延時に
鋼板の表面粗さを粗くしている。従って、この様な表面
粗さの粗い焼鈍後の鋼板を調質圧延で鋼板表面粗さRaを
0.2〜1.0μｍにするためには、たとえ調質圧延ロールの
表面粗さを細かくしたとしても少なくとも0.3％以上の
調質圧延を施さなければ1.0μｍ以下の鋼板表面粗さRa
が得られないからである。又、1.5％超の調質圧延では
材質が硬質化し過ぎるので、上限を1.5％とした。尚、
鋼板表面粗さのコントロールは調質圧延ロールの表面粗
さと調質圧延率とによって行えばよい。
1.0μｍの鋼板を得る上で0.3％以上が必要である。連続
焼鈍で製造される鋼板は、連続焼鈍時に鋼帯がハースロ
ールに巻き付きながら通過していく際に鋼板の表面粗さ
が細かいと鋼帯とハースロールとの間の摩擦が小さくな
りスリップし、連続焼鈍の炉内を蛇行しながら通過し、
炉壁をこすったり、破断したりするので、冷間圧延時に
鋼板の表面粗さを粗くしている。従って、この様な表面
粗さの粗い焼鈍後の鋼板を調質圧延で鋼板表面粗さRaを
0.2〜1.0μｍにするためには、たとえ調質圧延ロールの
表面粗さを細かくしたとしても少なくとも0.3％以上の
調質圧延を施さなければ1.0μｍ以下の鋼板表面粗さRa
が得られないからである。又、1.5％超の調質圧延では
材質が硬質化し過ぎるので、上限を1.5％とした。尚、
鋼板表面粗さのコントロールは調質圧延ロールの表面粗
さと調質圧延率とによって行えばよい。
尚、本発明は、冷延鋼板のみならず、電気亜鉛メッキ、
錫メッキ等の各種の電気メッキ鋼板の原板、有機皮膜を
被覆した鋼板等の各種の表面処理鋼板の原板の製造方法
としても適用できる。尚、これらの表面処理鋼板の材質
特性値は、鋼板の表面にメッキされる金属或いは合金の
硬さなどの材質特性値とメッキ厚さの影響を受け、通常
はY,P,T,S,が高くなりEl,r値が低下するが、しかし、そ
の表面処理鋼板のプレス成形性は、表皮を含んだメッキ
鋼板の特性値ではなく、その鋼板の母材の材質で決ま
る。即ち、表面処理鋼板のプレス成形性は、その表面処
理鋼板の原板の特性値（材質及び表面粗さ）が本発明の
条件を満足しておれば、極めて優れた複合プレス成形性
が得られる。従って、複合プレス成形性の極めて優れた
表面処理鋼板を製造するには本発明の冷延鋼板を原板と
して用いればよい。
錫メッキ等の各種の電気メッキ鋼板の原板、有機皮膜を
被覆した鋼板等の各種の表面処理鋼板の原板の製造方法
としても適用できる。尚、これらの表面処理鋼板の材質
特性値は、鋼板の表面にメッキされる金属或いは合金の
硬さなどの材質特性値とメッキ厚さの影響を受け、通常
はY,P,T,S,が高くなりEl,r値が低下するが、しかし、そ
の表面処理鋼板のプレス成形性は、表皮を含んだメッキ
鋼板の特性値ではなく、その鋼板の母材の材質で決ま
る。即ち、表面処理鋼板のプレス成形性は、その表面処
理鋼板の原板の特性値（材質及び表面粗さ）が本発明の
条件を満足しておれば、極めて優れた複合プレス成形性
が得られる。従って、複合プレス成形性の極めて優れた
表面処理鋼板を製造するには本発明の冷延鋼板を原板と
して用いればよい。
（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4.0mmの熱延鋼板を製造し、冷
間圧延した0.8mmの冷延鋼板を連続焼鈍で820℃×60sec
の再結晶焼鈍し室温まで冷却した後、調質圧延を施し冷
延鋼板を得た。
げ温度は910〜930℃）で4.0mmの熱延鋼板を製造し、冷
間圧延した0.8mmの冷延鋼板を連続焼鈍で820℃×60sec
の再結晶焼鈍し室温まで冷却した後、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,El45,r
45値）及び鋼板表面粗さRaを測定し、その結果を第２表
に示す。
45値）及び鋼板表面粗さRa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。
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。
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。
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5,6,8は、本発明の方法の実施例で、何れも、複合
プレス成形性が極めて優れた冷延鋼板として必要なT.S
45が28.5〜31.0kgf/mm2,r45が1.90以上で鋼板表面粗さR
aが0.2〜1.0μ ｍの特性値が得られ、プレス不良率
も0.2％以下の極めて優れた成績が得られた。
プレス成形性が極めて優れた冷延鋼板として必要なT.S
45が28.5〜31.0kgf/mm2,r45が1.90以上で鋼板表面粗さR
aが0.2〜1.0μ ｍの特性値が得られ、プレス不良率
も0.2％以下の極めて優れた成績が得られた。
試料1,2,3,4,7,9,10,11は、従来例又は比較例で、何れ
もプレス不良率も0.6％以上の成績しか得られなかっ
た。
もプレス不良率も0.6％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.S45及びr45が不
足しており、プレス不良率が100％と全く絞られなかっ
た。
系の従来例である。得られた特性値はT.S45及びr45が不
足しており、プレス不良率が100％と全く絞られなかっ
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El45もr45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.S45が28.5〜31.0kgf/mm2,r45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。
較例で、得られた特性値は機械的性質はEl45もr45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.S45が28.5〜31.0kgf/mm2,r45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は、鋼板の成分、熱延条件及び機械的性質は本
発明の範囲内にはいるが、鋼板表面粗さRaが本発明の範
囲から外れた比較例である。鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0
μｍから外れた試料3,4はプレス不良率が0.7％,0.6％と
本発明の実施例で機械的性質が同じである試料５のプレ
ス不良率の0.1％と比較すると大幅に複合プレス成形性
が落ちており、鋼板表面粗さRaを0.2〜1.0μｍに規制す
ることの重要さがよくわかる。
発明の範囲内にはいるが、鋼板表面粗さRaが本発明の範
囲から外れた比較例である。鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0
μｍから外れた試料3,4はプレス不良率が0.7％,0.6％と
本発明の実施例で機械的性質が同じである試料５のプレ
ス不良率の0.1％と比較すると大幅に複合プレス成形性
が落ちており、鋼板表面粗さRaを0.2〜1.0μｍに規制す
ることの重要さがよくわかる。
試料5,6,8,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極
めて優れた冷延鋼板として必要なT.S45が28.5〜31.0kgf
/mm2,r45が1.90以上の特性値が得られ、鋼板表面粗さRa
を0.2〜1.0μｍが規制すれば、鋼板のプレス不良率が0.
2％以下の極めて優れた成績が得られており、本発明の
有益性がよくわかる。
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極
めて優れた冷延鋼板として必要なT.S45が28.5〜31.0kgf
/mm2,r45が1.90以上の特性値が得られ、鋼板表面粗さRa
を0.2〜1.0μｍが規制すれば、鋼板のプレス不良率が0.
2％以下の極めて優れた成績が得られており、本発明の
有益性がよくわかる。
試料７は、Ｂが0.0008％と高い比較例で、得られた鋼板
のT.S45とr45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のが大きな原因であると
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。
のT.S45とr45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のが大きな原因であると
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9,10,11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９はtQが、試料10はα
が、試料11はC.Tが外れており、何れもr45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。
の範囲を外れた比較例で、試料９はtQが、試料10はα
が、試料11はC.Tが外れており、何れもr45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。
試料No.12は、本発明例の冷延鋼板を原板として用いたZ
n−Niの電気メッキ（30g/mm2）を行った本発明例で、原
板の特性値が本発明の鋼板の条件を満たしておれば、極
めて優れた複合プレス成形性が得られることがわかる。
n−Niの電気メッキ（30g/mm2）を行った本発明例で、原
板の特性値が本発明の鋼板の条件を満たしておれば、極
めて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）
の冷延鋼板は極めて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.S45が28.5〜31.0kgf/m
m2,r45が1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0μｍの特
性値を有する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板
の製造が可能となり、その工業的価値は大である。
の冷延鋼板は極めて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.S45が28.5〜31.0kgf/m
m2,r45が1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2〜1.0μｍの特
性値を有する複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板
の製造が可能となり、その工業的価値は大である。
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。第２図は、複合プレス成形性（不良率）と鋼板表
面粗さRaとの関係を示す図である。
す図。第２図は、複合プレス成形性（不良率）と鋼板表
面粗さRaとの関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 濃野 通博 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日本 製鐵株式会社広畑製鐵所内 (72)発明者 久保 弘 兵庫県姫路市広畑区富士町１番地 新日本 製鐵株式会社広畑製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−76848（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−278232（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ≦0.0025％,Si≦0.05％,Mn≦0.30％,P:
0.007〜0.030％,S≦0.020％,solAl≦0.080％,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、鋼板の圧延方
向と45°方向の引張り強さ（以下T,S45と記す）が28.5
〜31.0kgf/mm2，圧延方向と45°方向のｒ値（以下r45と
記す）が1.90以上で鋼板表面の中心線平均粗さ（以下Ra
と記す）が0.2〜1.0μｍの複合プレス成形性の極めて優
れた冷延鋼板。 - 【請求項２】Ｃ≦0.0025％,Si≦0.05％,Mn≦0.30％,P:
0.007〜0.030％,S≦0.020％,solAl≦0.080％,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50〜200℃/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い、0.3〜1.5
％の調質圧延を行うことを特徴とし、鋼板のT.S45が28.
5〜31.0kgf/mm2,r45が1.90以上で鋼板表面粗さRaが0.2
〜1.0μｍの特性値を有する複合プレス成形性の極めて
優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2321054A JPH0747796B2 (ja) | 1990-11-27 | 1990-11-27 | 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
| EP91119058A EP0484960B9 (en) | 1990-11-09 | 1991-11-08 | Cold-rolled steel strip having excellent combined press formability and method of producing same |
| AT91119058T ATE135414T1 (de) | 1990-11-09 | 1991-11-08 | Kaltgewalztes stahlband mit hervorragender pressverformbarkeit und verfahren zur herstellung |
| DE69117876T DE69117876T3 (de) | 1990-11-09 | 1991-11-08 | Kaltgewalztes Stahlband mit hervorragender Pressverformbarkeit und Verfahren zur Herstellung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2321054A JPH0747796B2 (ja) | 1990-11-27 | 1990-11-27 | 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04191349A JPH04191349A (ja) | 1992-07-09 |
| JPH0747796B2 true JPH0747796B2 (ja) | 1995-05-24 |
Family
ID=18128287
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2321054A Expired - Lifetime JPH0747796B2 (ja) | 1990-11-09 | 1990-11-27 | 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0747796B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6743306B2 (en) | 2000-06-20 | 2004-06-01 | Nkk Corporation | Steel sheet and method for manufacturing the same |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62278232A (ja) * | 1986-05-26 | 1987-12-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 直送圧延法による非時効深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6376848A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り用冷延鋼板及びその製造方法 |
-
1990
- 1990-11-27 JP JP2321054A patent/JPH0747796B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6743306B2 (en) | 2000-06-20 | 2004-06-01 | Nkk Corporation | Steel sheet and method for manufacturing the same |
| US7252722B2 (en) | 2000-06-20 | 2007-08-07 | Nkk Corporation | Steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04191349A (ja) | 1992-07-09 |
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