JPS58734B2 - 精密打抜き加工用低合金鋼板（帯）の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、近年著しく増加した精密打抜き加工に優れた
低合金鋼板もしくは鋼帯の製造法に関するものである。

カムや歯車など切口面を使用する機械部品は、鋼板（帯
）慣用の打抜きによって荒加工した上、切削ならびに研
削加工を施して必要な寸法精度に仕上げている。

これは、慣用の打抜きにおいては、切口面に破断面が生
ずるだけでなく、切口面の板面に対する直角度や寸法精
度も必要特性を満足できないためである。

しかし、精密打抜き法は、切口面が平滑なせん断面で仕
上り、直角度、寸法精度なども優れているので、切削や
研削などの仕上げ加工を必要としない等、技術的、経済
的に優れた加工技術であり、近年著しく普及してきた。

この精密打抜き法での金型は、破断面の原因となるクラ
ックを発生させずにせん断分離を終了させるため、被加
工材に静水圧が加えられるよう設計されているが、中厚
板の加工、あるいは歯車のように形状の複雑な機械部品
への加工においては、被加工材にも高延性が要求される
。

したがって、中厚板の精密打抜き用材料としては、従来
極軟鋼が主体であった。

しかし、最近は機械部品とじての性能向上を目的として
、低合金鋼や機械構造用鋼の中厚板も使用されろように
なってきた。

しかしながら、従来一般に製造されている低合金鋼の生
厚板熱延鋼板（帯）は、縞状組織を示し、またＭｎ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ等の炭化物安定化元素を含有しているため、焼
鈍において炭化物カー球状化し、かつ球状炭化物の成長
と分散の均一化を図ることはきわめて困難であり、この
ような材料の精密打抜き加工は工業的に成り立たない。

このような不完全球状炭化物が縞状に分布する焼鈍組織
が精密打抜き性に劣ることは、すでに申出、林らによっ
て明らかにされているところである。

（プレス技術Ｖｏｌ、８．１９７０．ｐ、４９）この焼
鈍組織に起因した精密打抜き性の劣化は、打抜き加工に
おけろ材料の加工がきわめて局所的で、かつ厳しいもの
であるため、ミクロ的な延性の不均質性が強く影響する
ためである。

さらに、従来一般に市販されている係合金鋼板（帯）の
第２の問題点は、異方性を自することである。

すなわち、カムあるいは歯車等の円形成品は、全周が平
滑なせん断面で仕上がらねばならないから、極軟鋼に比
較して著しく硬質で延性に欠ける低合金鋼中厚板の精密
打抜き加工では圧延方向に平行な切口面に破断面が生じ
、異方性が問題となるので材料に極度に等方性が要求さ
れる。

本発明者らは、従来一般の低合金鋼にみられる上記の欠
点を解決し、精密打抜き性に優れた低合金鋼を製造すべ
く、鋭意研究し、多数の実験を行なった結果、本発明製
造法を案出したものである３本発明によれば、０．１０
〜０，５０％のＣ１０，３５％以下のＳｉ、０．３０〜
１．５０％のＭｎ、０．０１０％以下のＳ、残部実質的
にＦｅよりなる溶鋼を、溶鋼１トンあたり０．１４〜０
．３８に９のＣａ−Ａｌ合金で処理した後、造塊してか
らスラブにするか連鋳スラブとし、該スラブを熱間圧延
し、その最終スタンドにおいて１５〜２５％の川下率で
圧延し、５００〜５７０℃の温度に冷却して巻取り、か
くして得られろ熱間圧延鋼板（帯）に通常の球状化焼鈍
を施すことからなる精密打抜き加工性に優れた低合金鋼
板（帯）の製法が提供される。

本発明によれば、さらに０．１０〜０．５０％のＣ０１
３５％以下のＳｉ、０．３０〜！、、５０％Ｍｎ１ｏ、
ｏｉｏ％の以下のＳと、２．００％以下のＮｉ。

１．２０％以下のＣｒ、０．３０％以下のＭｏ、０．３
０％以下のＶの１種または２種以上と、残部実質的にＦ
ｅよりなる溶鋼を、溶鋼１トンあたり０．１４〜０．３
８ｋｇのＣａ−Ａｌ合金で処理した後、造塊してからス
ラブにするか、連鋳スラブとし、該スラブを熱間圧延し
、その最終スタンドにおいて１５〜２５％の圧下率で圧
延し、５００〜５７０℃の温度に冷却して巻取り、かく
して得られる熱間圧延鋼板（帯）に通常の球状化焼鈍を
施すことからなる精密打抜き加工性に優れた低合金鋼板
（帯）の製法が供給されろ。

本発明による製造法は、ＪＩＳあるいはＪＩＳに類似の
規格に定められた構造用低合金鋼一般に適用できるので
、特に成分系を規定する必要はないが、炭素含有量あて
）いはＣｒ、Ｍｏ等の合金元素が増加すると熱間変形抵
抗が大きくなり、最終スタンドにおける川下率が十分取
れない等の設備に対する要求、およびシート・クラウン
の増大を招くので本製造法の適用が困難となる。

実用−し、本製造法の適用に好パましい成分範囲は次の
通りである。

まずＣ含有量は：Ｃ含有量の増加が延性を低下させるだ
けでなく、本製造法では５００〜５７０℃の低温巻取り
においても軟質なフェライト・パーライト組織とするた
め最終スタンドで比較的強圧下を加えるが、Ｃ含有量が
増えろと川下率の効果が小さく、また熱間変形抵抗が大
きくなるので上限を０．５０％とした。

また下限は、構造用低合金鋼として必要な強度を維持す
るため０．１０％とした。

Ｓｉ含有量は；溶製上脱酸剤と１〜で有効な元素である
が、鋼中残留含有量が増加すると延状が低下するので上
限を０．３５％とする。

Ｍｎ含有量は：安価で靭性の改善に有効な元素であるが
、含有量が増加−釘ると縞状組織が生じ易く、炭化物分
布の均質性が損われるので−１−限を１．５０％とした
。

また、下限は溶製」二の不可欠の脱酸剤として使用され
て鋼中に残留する０、３０％とした。

Ｓ含有量は；Ｓは硫化物を形成し、熱間圧延において伸
長して鋼板の異方性を大きくするので、Ｃａによる硫化
物の形状制御の点からも可能な限り低い方が望ましいが
、工業的な溶製上の制約から０．０１０％以下とした。

その他；２．００％以下のＮｉ、１．２０％以下のＣｒ
、０．３０％以下のＭｏ、０．３０％以下のｖ等の元素
は、鋼の使用目的に応じて鋼に靭性、機械的強度、焼入
性、浸炭性等を付与するため、１種または２種以上含有
せしめるものであるが、これらの元素は、上限を越える
と本製造法の巻取温度旋回において鋼組織をベイナイト
、あるいはマルテンサイトに変じて硬化させ、以後の焼
鈍においても十分に軟化しない等、本製造法の効果が減
少するので上記制限を設定した。

溶鋼のＣａ−Ａｌ合金による処理は、脱硫の促進と硫化
物の形状制御のためであるが、０．３８ｋｇ／ｌを越え
る添加は、経済性を損うばかりでなく、酸化物系介在物
の増加による表面性状の劣化を招くので上限を１．Ｏｋ
ｇ／ｌとした。

また０、１４ｋｇ／を以下では硫化物の形状制御効果が
不足するので下限を０．１４ｋｇ／ｌとした。

なおＣａ−Ａ１合金はＣａとＡＩが重量比で９．５〜６
：０．５〜４の組成を持つ２つの成分からなる金属粉末
を０．２朋程度の厚みで外径４．８〜１０．０ｍｍの軟
鋼パイプに充填した軟鋼テープで被覆したワイヤーを使
用するのが効果的である。

熱間圧延における要件のうち、最終スタンドにおける圧
下率は、オーステナイト結晶粒を微細化して、ベイナイ
トへの変態を抑制するためであり、低温において強圧下
を加えるほど効果が太きいが、タンデム、ミルにおいて
は、最終スタンドにおける強圧下には設備的な制限があ
り、また圧下率が太きいと熱延帯鋼の形状、シート・ク
ラウンが劣化する等の問題もあるので上限を２５％とし
た。

また、１５％未満の圧下率ではオーステナイト結晶粒の
微細化が十分でなく、ベイナイト変態の抑止力を失うの
で下限を１５％とした。

さらに、巻取温度の規制は、縞状組織の形成を防止し、
炭化物分布の均質性を保つために不可欠の要件である。

すなわち、本製造法を適用する低合金鋼は、１種または
２種以上の合金元素が添加されており、オーステナイト
のフェライト・パーライトへの変態に時間を要するが、
特に５７０℃を越える温度における変態所要時間は著し
く長く、縞状組織となり易いので上限を５７０℃とした
。

また、５００℃未満の低温では、オーステナイト結晶粒
の微細化を図ってもベイナイト変態を抑止することは困
難なばかりでなく、５００℃未満の温度にもたらすため
の急水冷による熱延帯鋼の形状劣化、ホットランテーブ
ル上でのカキ疵発生等の問題があるので下限を５００℃
とした。

以下実施例を示す。

その化学組成を第１表に示す鋼を真空脱ガス溶製し、Ａ
試料を得るためにＣａ：Ａｌ＝６０．２５：３９．７５
の割のＣａ−Ａｌ合金を軟鋼テープで被覆したＣａ−Ａ
１合金（合金と軟鋼被覆の比は４１．５：５８．５）ワ
イヤーを溶鋼中に溶鋼１トン当り０．３５〜０．９１ｋ
ｇ、即ちＣａ−Ａｌ合金としては溶鋼１トン当り０．１
４〜０．３８ｋｇを添加した後、Ａｒガスでシールして
造塊してからスラブとした。

Ｂ試料を得るためにはＣａ−Ａｌ合金による処理を施す
ことなく上記と同様に処理してスラブとした。

Ａ、Ｂ両試料ともそれぞれ第２表に示す条件で圧延、焼
鈍し最終的鋼板試料を得た。

第１表にはまた本製造方法を構成するＣａ−Ａｌによる
処理の効果が同−Ｓレベルの比較材と対比して示されて
いる。

Ｃａ−Ａｔ合金による処理により、Ｓは熱間圧延におい
て伸長しないＣａＳ系の介在物となるのでＭｎＳを主体
とずろＡ系介在物は著しく減少している。

この結果、圧延方向に平行（Ｌ方向）に採取１−だ衝撃
試験片のアッパー・シェルフ・エネルギーと直角（Ｃ方
向）に採取した試験片のそれの比を異方性の指標とする
と、Ｃ方向特性が改善されろことによる比率の向上が明
らかである。

さらに第１図は、ＢＮＣＭ２１の最終圧下率と巻取温度
によるポットコイルの硬さの変化を示１〜だものである
。

図中（・）印で示す本製造法の圧下率を採用したホット
コイル硬さと（○）印で示した従来の圧下率１．０〜１
４％のものでは、５７０℃以下の温度における硬さに明
瞭な差が生じており、従来法によるホットコイル硬さは
５００〜５７０℃の巻取り温度範囲でＨＶ２６０〜２２
０に対し、本製造法ではＨｖ２１０前後の安定した硬さ
を示す。

ホットコイル硬さは５８０℃以上の巻取温度においては
最終圧下率の影響が認められず、同−硬さを示し、しか
も巻取温度の上昇とともに軟化している。

第２図はＳＮＣＭ２１試料をそれぞれ図中記載の条件で
処理した場合の熱延組織を示す顕微鏡写真（Ｘ４００）
であるが、５８０℃以上では最終圧下率が１５〜２５％
でも縞状組織を示しており、本製造法の目的とする炭化
物分布の均一性が損われている。

また、同様に第２図の左下の写真から、従来の最終圧下
率では本製造法の巻取温度範囲を採用すると熱延組織が
ベイナイト変態していることも明らかである。

第３図は、最終圧下率とポットコイル硬さの関係をＳＮ
ＣＭ２１について巻取温度５５１〜５６５℃で調べた結
果を示すものである。

最終圧下率は大きいほど軟化するのが明らかであるが、
圧下率を増加するとシート・クラウンが大きくなり、ま
た形状も劣化するので最大２５％としたのである。

圧下率の下限は第２図の写真に示す組織から１５％を定
めた。

第４図は、ＳＮＣＭ２１についてホットコイルの硬さと
焼鈍（７１０℃Ｘ２０ｈｒ）後の硬さを対比したもので
ある。

ホットコイルの硬さくホットコイルの硬化は前述のよう
ベイナイト変態にもとづく）が約２３０ＨＶを越えると
ホットコイルの硬化が焼鈍硬さの上昇に直接影響するこ
とを示しており、本願方法においてポットコイルにおけ
るベイナイト変態を抑制することの重安性を物語ってい
る。

第５図は、熱延巻取すしたＳＮＣＭ２１鋼板を７１０℃
×２０ｈｒで焼鈍した後の機械的性質に及ぼす最終圧下
率と巻取温度の影響を示したものである。

本製造法を適用する、即ち最終段階圧下率を１５〜２５
％とすることにより、軟質で延性に富み、巻取温度の低
下にともなう材質の硬化（延性低下）も認められず、か
つ異方性が改善されていることも明らかである。

第６図には第１表に示す成分の各鋼種を第２表の圧延条
件ならびに焼鈍条件で処理した熱延組織（第６図−ａ）
と焼鈍組織（第６図−ｂ）を従来法のものと対比して示
す。

本製造法を適用することによりいずれの鋼種においても
炭化物分布の均質性が改善され、球状化も良好になるこ
とが判る。

さらに第３表は、第６図−ｂの写真に示す各鋼種の機械
的性質を示したものであるが、延靭性の向上、異方性の
改善が顕著である。

第４表は、ＳＣＭ２２５．２ｍｍ材ザンゾルＡ１の本願
方法による材料と従来法による材料のサンプルＢ１を精
密打抜き法でラッチに打抜いた際の型寿命を示したもの
である。

試験機は下部駆動式８０トン精密打抜き機であり、打抜
き条件は、打抜きカニ５５トン、板押えカニ９トン、逆
折え力；５トンである。

なお、ここでいう型寿命はパリ高さ０．１５ｍｍ以下の
打抜ケ数とした。

本製造法の適用により金型寿命は著しく改善されること
が明らかである。

第７図は、サンプルＡ４、Ｂ４のＳＮＣＭ２１６．０ｍ
ｍ材を歯車に精密打抜きした際の歯先における有効せん
断面比率を比較したものであるが、本製造法の適用によ
り、特に圧延方向と平行な切口面における有効せん断面
比率の改善が大きいことが判る。

ここにいう有効せん断面比率とは理想切口面面積（板厚
全体にわたる面積）から破断面積を差し引いたものを理
想切口面面積で割った値の百分率である。

本製造法は、精密打抜きにおける切口面の改善型寿命の
向上に特に有効であるが、中厚板の慣用打抜きにおいて
も切口面に生ずるせん断割れ防止に有効である。

【図面の簡単な説明】

第１図は同一成分の鋼板を本発明方法の条件で圧延した
場合と、従来法の条件で圧延した場合の巻取温度とホッ
トコイルの硬さの変化を比較して示す図である。 第２図は同一成分の熱延ホットコイルの熱延組織と最終
段階圧下率および巻取温度との関係を示す図である。 各写真は倍率４００倍の顕微鏡写真である。 第３図は一定の（５５１〜５６５℃）の巻取温度で巻き
取ったホットコイルの最終段階圧下率と硬さの関係を示
す図である。 第４図はホットコイルを同じ焼鈍条件で焼鈍する場合の
、焼鈍前ホットコイル硬さと焼鈍後硬さの関係を示す図
である。 第５図は同一成分の鋼板を本発明方法の条件で圧延した
場合と従来法の条件で圧延した場合の、焼鈍後の板の圧
延方向とそれと直角方向の引張強さ、降伏点、伸びと巻
取温度の関係を示す図である。 第６図は種々の鋼試料を本願方法によって鋼板に製造し
たものと、従来法によって鋼板に製造したものの熱延組
織および焼鈍組織を比較して示す図である。 各写真は倍率４００倍の顕微鏡写真である。 第７図は本発明方法によって製造された鋼板と従来法に
よって製造された鋼板を精密打抜きした際の歯先におけ
る有効せん断面積比率を比較して示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １０．１０〜０．５０％のＣ，０，３５％以下のＳｉ、
   ０．３０〜１．５０％のＭｎ１０．０１０％以下のＳ、
   残部実質的にＦｅよりなる溶鋼を、溶鋼１トンあたり０
   ．１４〜０．３８ｋｇのＣａ−Ａｌ合金で処理した後、
   造塊してからスラブにするか、連鋳スラブとし、該スラ
   ブを熱間圧延し、その最終スタンドにおいて１５〜２５
   ％の圧下率で圧延し、５００〜５７０℃の温度に冷却し
   て巻取り、かくして得られる熱間圧延鋼板（帯）に通常
   の球状化焼鈍を施すことからなる精密打抜き加工性に優
   れた低合金鋼板（帯）の製法。 ２０．１０〜０．５０％のＣ１０，３５％以下のＳｉ。 ０．３０〜１．５０％のＭｎ、０．０１０％以下のＳと
   、２．００％以下のＮｉ、１．２０％以下のＣｒ、０．
   ３０％以下のＭｏ、０．３０％以下のＶの１種または２
   種以上と、残部実質的にＦｅよりなる溶鋼を、溶鋼１ト
   ンあたり０．１４〜０．３８ｋｇのＣａ−Ａｌ合金で処
   理した後、造塊してからスラブにするか、連鋳スラブと
   し、該スラブを熱間圧延し、その最終スタンドにおいて
   １５〜２５％の圧下率で圧延し、５００〜５７０℃の温
   度に冷却して巻取り、か（して得られる熱間圧延鋼板（
   帯）に通常の球状化焼鈍を施すことからなる精密打抜き
   加工性に優れた低合金鋼板（帯）の製法。