CN102712982B - 成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有优良的成形性和形状冻结性的冷轧钢板及其制造方法。本发明的冷轧钢板，作为其组成，以质量%计，含有C：0.0010～0.0030%、Si：0.05%以下、Mn：0.1～0.5%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.02～0.10%、N：0.0010～0.0050%及Nb：0.010～0.035%，且Al含量和N含量满足以下(1)式的关系，余量为Fe及不可避免的杂质，其中，该冷轧钢板具有以平均粒径为8～20μm的铁素体晶粒为主体的组织，偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率为该组织的50%以上，[%Al]/[%N]≥10 …(1)其中，[%M]表示M元素的含量(质量%)。

Description

成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及最适合作为制成电机、汽车、建材等领域的大型平板形状的部件的构件的、成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
为了减少引起地球环境问题的CO2、削减用于降低成本的原材料的使用量，对于使钢板薄壁化、削减钢材的使用量的期望日益增加。但是，在使钢板薄壁化时，会产生部件刚性降低、挠曲或凹坑等问题。而且，对于用于薄型电视等正在推进大型化的商品的钢板而言，伴随钢板的薄壁化而来的容易进一步凹陷等问题日益严重。
另外，为了确保钢板的部件刚性，实施压花或加强筋加工，考虑增大该压花或加强筋的高度或将钢板的端部弯曲等方法，但在该情况下，伴随冲压加工而产生裂纹或变形等新的问题。因此，对成形性和形状冻结性优良的钢板的需求日益增加。
以往，作为形状冻结性优良的钢板，例如，专利文献1中公开了一种通过使{100}面与{111}面之比为1.0以上来抑制弯曲加工时钢板的回弹的技术。
另外，作为兼顾成形性和形状冻结性的钢板，例如，专利文献2中公开了如下技术：将{100}＜011＞~{223}＜100＞取向组的X射线随机强度比的平均值(A)设定为4.0以上，且将{554}＜225＞、{111}＜112＞及{111}＜110＞这三个结晶取向的X射线随机强度比的平均值(B)设定为3.0以上，进而使1.0≤(A)/(B)≤4.0，并且将轧制方向及与其成直角的方向的r值中至少一个设定为0.7以下，而且将r值的平均值设定为0.8以上，由此兼顾加工性和形状冻结性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2000/6791号小册子
专利文献2：日本特开2004-131754号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，虽然专利文献1及2中记载的钢板在弯曲加工时都具有一定的形状冻结性，但在进行例如胀形加工这样需要高延展性的加工的情况下，存在不能得到充分的形状冻结性的问题，在压花加工或加强筋加工等使胀形高度进一步增大的加工的情况下，残留有产生缩颈等问题。
本发明的目的在于提供通过对钢板的成分及钢板的组织进行优化而使成形性及形状冻结性提高的冷轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
发明人为了解决上述问题而反复进行了研究，结果得到如下所述的见解。
(1)为了控制极低碳钢中的铁素体粒径和织构，在热轧、冷轧后的各工序中，需要在升温中途的未再结晶的阶段使AlN优先析出在应变的蓄积大且容易再结晶的{111}周围。
(2)另外，在冷轧后的退火过程中，需要利用在均热时以AlN为核析出的NbC来抑制{111}周围的铁素体的再结晶。
(3)另外，促进{211}周围的再结晶并同时控制铁素体的粒径是有效的。
可知，通过满足上述的条件，能够兼顾低屈服强度(以下称为YP)、高均匀伸长率和低r值。
本发明基于上述见解而完成，其主旨构成如下。
1.一种成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板，作为其组成，以质量%计含有C：0.0010~0.0030%、Si：0.05%以下、Mn：0.1~0.5%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.02~0.10%、N：0.0010~0.0050%及Nb：0.010~0.035%，且Al含量和N含量满足以下(1)式的关系，余量为Fe及不可避免的杂质，其特征在于，该冷轧钢板具有以平均粒径为8~20μm的铁素体晶粒为主体的组织，偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率为该组织的50%以上，
[%Al]/[%N]≥10 …(1)
其中，[%M]表示M元素的含量(质量%)。
2.如上述1所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板以质量%计还含有B：0.0003~0.0015%。
3.一种成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将上述1或2所述组成的钢坯在870~950℃的终轧温度下结束热轧，在450~630℃的范围内进行卷取，接着进行酸洗，然后以80%以下的轧制率实施冷轧，之后进行退火时，从600℃开始至730~850℃的均热温度为止以满足以下(2)式的关系的速度v1进行加热，在该均热温度范围内保持30~200秒，然后，以3℃/秒以上的速度v2冷却至600℃，
v1(℃/秒)：([%Al]/[%N])/10~([%Al]/[%N]) …(2)
其中，[%M]表示M元素的含量(质量%)。
发明效果
根据该发明，通过对极低碳钢中添加有Nb等的原材料在冷轧后的退火中根据Al与N的质量比控制升温速度，能够使钢板的织构和粒径得到优化，并能够分别有效地控制钢板的YP、均匀伸长率及r值，结果，能够有效改善成形性和形状冻结性。
附图说明
图1是表示偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率与轧制方向、轧制45°方向、轧制直角方向的r值的关系的图。
图2是表示铁素体的平均粒径与YP的关系的图。
图3是表示铁素体的平均粒径与均匀伸长率的关系的图。
图4是表示“加热速度v1/(Al/N)”的值与偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率的关系的图。
图5是圆筒胀形试验用冲压机的截面图。
图6是冲压后的钢板的截面图。
具体实施方式
下面，对本发明中将钢板成分限定在上述范围内的理由进行具体说明。
需要说明的是，在以下说明中，表示钢中的成分的%在没有特别说明的情况下表示质量%。
C：0.0010~0.0030%
C在热轧后以固溶体的形式存在，由此，在冷轧时能够促进向晶粒内导入剪切应变，抑制r值增加。另外，在冷轧后的退火过程中的均热保持时，与Nb形成微细的碳化物，由此能够控制铁素体的晶粒生长，从而能够优化粒径及织构。为了得到这样的效果，需要使C为0.0010%以上。另一方面，在添加超过0.0030%的C的情况下，C以碳化物的形式存在时，导致YP上升以及均匀伸长率降低，另外，以固溶C的形式存在时，因时效硬化而导致YP进一步上升，因此，需要使C为0.0030%以下。优选为0.0020%以下。
Si：0.05%以下
Si在超过0.05%而大量添加时，钢板发生硬质化而使加工性变差，或者因退火时生成Si氧化物而使镀覆性降低。另外，在实施热轧时，组织从奥氏体相变为铁素体的温度升高，因此，难以在奥氏体区内结束轧制。因此，需要使Si为0.05%以下。
Mn：0.1~0.5%
Mn使钢中有害的S形成MnS而无害化，因此需要添加0.1%以上。另一方面，超过0.5%的大量添加，会由于钢板发生硬质化而导致加工性变差，或者抑制退火时铁素体晶粒的再结晶，因此，需要使Mn为0.5%以下。优选为0.3%以下。
P：0.05%以下
P在钢板的晶粒的晶界偏析，从而使延展性及韧性变差，因此，需要使P为0.05%以下。优选为0.03%以下。
S：0.02%以下
S使热加工中的延展性显著降低，由此，诱发热裂而使表面性状显著变差。而且，S不仅对提高钢板的强度几乎没有帮助，而且作为杂质元素而形成粗大的MnS，由此使延展性降低。因此，优选尽可能地降低S量，但只要在0.02%以下则可以容许。
Al：0.02~0.10%
Al在冷轧后的退火过程中的升温时形成氮化物，由此，作为NbC的析出位点发挥作用，因此，能够控制铁素体的晶粒生长，从而能够优化钢板的粒径及织构。另外，通过形成氮化物，能够抑制由固溶N引起的时效硬化。为了得到这些效果，需要使Al为0.02%以上。
另一方面，超过0.10%的大量Al会促进氮化物的析出，从而抑制铁素体晶粒在{111}周围的优先析出。而且，在热轧时，钢从奥氏体相变为铁素体的温度升高，因此，难以在奥氏体区内结束轧制。因此，需要使Al为0.10%以下。
N：0.0010~0.0050%
N在冷轧后的退火过程中的升温时与Al形成氮化物，由此，作为NbC的析出位点发挥作用，能够抑制铁素体的晶粒生长，从而能够优化粒径及织构。因此，需要使N为0.0010%以上。另一方面，当超过0.0050%而大量添加时，在热轧中可能会伴随钢坯裂纹而产生表面缺陷。另外，在退火后以固溶N的形式存在的情况下，会引起时效硬化。因此，需要使N为0.0050%以下。
Nb：0.010~0.035%
Nb在冷轧后的退火过程中进行均热时形成碳化物，由此，能够控制铁素体的晶粒生长，从而能够优化粒径及织构。而且，在热轧中以固溶Nb的形式存在，从而抑制奥氏体的再结晶，由此，在终轧后的冷却中，能够促进未再结晶奥氏体相变为铁素体，从而能够使对低r值化有利的织构发达。为了得到这样的效果，需要添加0.010%以上的Nb。
另一方面，超过0.035%的大量的Nb添加会导致Nb的碳氮化物和固溶Nb的增加，从而因钢板发生硬质化而导致延展性降低，并且抑制退火时铁素体的再结晶，因此，退火温度升高而无法控制织构。因此，需要使Nb为0.035%以下。特别优选的Nb量为0.012~0.030%的范围。
以上对本发明的基本成分进行了说明，但本发明中，为了降低r值而提高钢板的形状冻结性，可以进一步含有B：0.0003~0.0015%。
B：0.0003~0.0015%
B在热轧时以固溶B的形式存在，抑制奥氏体的再结晶，由此，在终轧后的冷却时，促进未再结晶奥氏体相变为铁素体，从而使对低r值化有利的织构发达。为了得到这样的效果，需要添加0.0003%以上的B。
另一方面，在B超过0.0015%而大量存在的情况下，在冷轧后的退火时抑制铁素体的再结晶，因此，需要提高退火温度，从而无法控制钢板的织构。因此，需要使B为0.0015%以下。
[%Al]/[%N]≥10
另外，在Al的含量[%Al]相对于N的含量[%N]少时，在冷轧后的退火过程中进行升温时，AlN的析出受到抑制。因此，本发明中，需要使Al的含量[%Al]相对于N的含量[%N]为10倍以上。
其中，上述的[%M]表示M元素的含量(质量%)，以下，[%M]也表示M元素的含量(质量%)。
需要说明的是，本发明的冷轧钢板的上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。在此，不可避免的杂质是指上述成分以外的、在不损害本发明的作用和效果的范围内含有的微量元素。
接下来，对本发明的钢板的组织进行说明。
铁素体的平均粒径：8~20μm
对于本发明的钢的组织而言，通过以平均粒径为8μm以上的铁素体相为主体，能够兼具低YP和高均匀伸长率。
另一方面，当铁素体的粒径大至超过20μm时，不仅在冲压加工时使表面粗糙等表面形貌变明显，而且也难以控制织构，从而使r值增大。因此，需要使铁素体的平均粒径为20μm以下。
需要说明的是，在本发明中，铁素体相以外的组织为渗碳体相、贝氏体相等，但本发明中所称的以铁素体相为主体是指铁素体以钢板组织的面积率计占90%以上的范围。优选为95%以上，更优选为100%。
偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率：50%以上
通过增大偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率，能够减小轧制方向、轧制直角方向等板面的所有方向的r值，特别是使上述面积率相对于钢板的全部组织为50%以上时，能够使板面的所有方向的r值为2.0以下。因此，本发明中，使偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率为50%以上。优选为60%以上。
需要说明的是，本发明中所称的偏离{211}15°以内的铁素体晶粒是指使用EBSD(电子背散射衍射，Electron Backscatter Diffraction)装置对钢板面求出的偏离{211}15°以内的铁素体晶粒。
以下，对本发明的各制造工序进行具体说明。
熔炼方法可以采用通常的转炉法、电炉法等现有公知的熔炼方法中的任意一种。将熔炼后的钢铸造成钢坯后，直接实施热轧或者在冷却、加热后实施热轧，终轧成热轧板，然后进行卷取。接着，进行酸洗，然后实施冷轧和退火。
热轧时的终轧温度：870~950℃
在热轧时的终轧的中途，钢板组织从奥氏体相变为铁素体相时，轧制载荷急剧降低，难以控制轧机的载荷。该情况下，在通板中会产生钢板断裂等危险。
另外，如果从上述终轧的最初开始在铁素体相的状态下进行通板，则能够避免这样的危险，但轧制温度降低，热轧板的组织变成未再结晶铁素体，从而产生冷轧时的载荷增大的问题。因此，重要的是使上述终轧在奥氏体相的状态下结束，因而需要在870℃以上结束。
另一方面，如果上述终轧的结束温度超过950℃，则会促进在奥氏体区的再结晶，在终轧后的冷却中，从未再结晶奥氏体向铁素体的相变受到抑制，因此，钢板的r值增大。因此，上述的终轧需要在950℃以下结束。优选的温度范围为880~920℃。需要说明的是，热轧后直至钢板的卷取为止的冷却速度没有特别限定，优选空冷以上的冷却速度。但是，也可以根据需要进行100℃/秒以上的急冷。
卷取温度：450℃~630℃
热轧后的卷取温度低时，因针状铁素体的生成而使钢板硬质化，之后的冷轧时的载荷变高，从而难以实际操作。因此，需要使卷取温度为450℃以上。
另一方面，如果卷取温度超过630℃，则在热轧卷材冷却时，AlN、NbC析出，不能通过控制冷轧后的退火过程中的碳氮化物的析出来控制铁素体的粒径和织构。而且，当在热轧阶段碳化物的析出得到促进而固溶C消失时，在冷轧时，无法得到由固溶C带来的向钢板晶粒内引入剪切应变的效果，从而r值增大。因此，需要使卷取温度为630℃以下。
轧制率：80%以下
冷轧时的轧制率大时，钢板的织构容易发达而使r值增大。因此，需要使轧制率为80%以下。另一方面，下限没有特别限定，但在轧制率小的情况下，需要使热轧板的板厚接近预定的制品厚度，因此，热轧或酸洗时的生产率降低。因此，优选使轧制率为50%以上。
从600℃开始至均热温度为止的加热速度v1(℃/秒)：[%Al]/[%N])/10~([%Al]/[%N])
冷轧后的升温过程中，如果从600℃开始至均热温度为止的加热速度v1小，则会促进AlN的析出，不仅在{111}周围析出AlN，而且在{211}周围也析出AlN，因此，无法控制均热温度范围内的铁素体再结晶。Al的质量相对于N的质量的比即[%Al]/[%N]的值越大，这种AlN的析出越显著，因此，需要使v1以使用[%Al]/[%N]的值计为([%Al]/[%N])/10℃/秒以上。
另一方面，在加热速度大的情况下，在升温中途不会引起AlN的析出而在均热温度范围内进行再结晶，因此，无法控制铁素体的粒径、织构。[%Al]/[%N]的值越小，这种AlN的析出抑制越显著，因此，需要使v1为([%Al]/[%N])℃/秒以下。
需要说明的是，将上述的范围用(v1)/([%Al]/[%N])的值表示时为0.1~1.0，特别优选(v1)/([%Al]/[%N])：0.2~0.8。另外，v1为600℃至均热温度的平均加热速度。
均热温度：730~850℃
在上述加热后的均热温度下，需要在析出NbC的同时完成再结晶，并控制铁素体的粒径和织构。因此，需要使均热温度为730℃以上。
另一方面，均热温度高至超过850℃时，Nb和C的固溶量增加，由此抑制NbC的析出，铁素体的晶粒生长进行，由此，无法控制织构，并且，在C不析出而以固溶的状态存在时，成为时效硬化的原因。因此，需要使均热温度为850℃以下。优选为830℃以下。
均热时间：30~200秒
如果上述加热后的均热时间短，则无法完成再结晶，因此，钢板的YP变高，并且均匀伸长率降低而使加工性显著变差，因此，需要使均热时间为30秒以上。另一方面，如果均热时间延长至超过200秒，则铁素体晶粒的生长进行而无法控制织构。因此，需要使加热时的均热时间为200秒以下。优选为150秒以下。
从均热温度开始至600℃为止的冷却速度v2：3℃/秒以上
如果钢板冷却时、特别是冷却至600℃为止的冷却速度v2小，则会促进铁素体晶粒的生长，从而无法控制织构。因此，需要使从均热温度开始至600℃为止的冷却速度v2为3℃/秒以上。另一方面，上限没有特别限定，但由于过快的冷却速度v2需要特別的冷却设备等，在成本方面不利，因此，优选约为30℃/秒以下。需要说明的是，v2是从均热温度开始至600℃为止的平均冷却温度。
在此，在低于600℃的范围内的冷却速度没有特别限定。另外，可以根据需要在480℃附近通过热镀锌进行镀覆。而且，也可以在镀覆后再加热到500℃以上而使镀层合金化，也可以采取在冷却中途进行温度保持等的热历程。
而且，还可以根据需要进行轧制率为约0.5%~约2%的表面光轧。另外，在退火中途未实施镀覆的情况下，为了提高耐腐蚀性，可以进行电镀锌等。而且，还可以在冷轧钢板、镀覆钢板上通过化学转化处理等赋予被膜。
实施例
下面，对实施例进行说明。在将具有表1所示化学组成的钢坯熔炼后，在1200℃下进行1小时的钢坯加热，然后，在该表所示的终轧温度(FT)和卷取温度(CT)下进行热轧等。在酸洗后，进一步在该表所示的条件下进行冷轧、加热、均热及冷却处理。需要说明的是，使冷轧后的板厚为0.6~0.8mm。
在此，加热速度v1为从600℃开始至均热温度为止的平均加热速度，冷却速度v2为从均热温度开始至600℃为止的平均冷却速度。另外，在600℃以下也以v2冷却至室温。进而，退火后进行轧制率为1.0%的表面光轧，调查组织和机械特性。表1中一并记载了对所得到的钢板的组织和机械特性进行调查而得到的结果。
需要说明的是，对于热处理后的试样而言，以1%的轧制率进行表面光轧，然后，从轧制方向(L方向)、轧制45°方向(D方向)、轧制直角方向(C方向)上分别裁取JIS5号拉伸试验片，进行L方向的拉伸测定、以及L、D、C方向的r值测定。另外，利用光学显微镜对L方向的截面(轧制方向的板厚截面)进行组织观察，同时利用EBSD进行晶体取向的测定。
(评价)
铁素体的平均粒径通过剪切法而求出。即，分别求出各供试钢的轧制方向和板厚方向的平均切片长度，将轧制方向的平均切片长度设为X，将板厚方向的平均切片长度设为Y，求出2/(1/X＋1/Y)的值，作为各供试体的铁素体的平均粒径。
铁素体的面积率由组织图像通过图像处理而求出。
另外，织构使用EBSD测定。首先，测定供试钢的所有板厚方向的取向，求出具有偏离钢板面15°以内的{211}的铁素体晶粒的面积率。
对于拉伸特性，从轧制方向上切下JIS5号拉伸试验片，以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验(依据JIS Z 2241)，测定YP和均匀伸长率的值。
就r值而言，从轧制方向(L方向)、轧制45°方向(D方向)、轧制直角方向(C方向)各方向上切下JIS5号拉伸试验片，以15%的预应变进行测定。
图1中示出了供试钢No.1~11的钢的偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率与轧制方向、轧制45°方向、轧制直角方向各自的r值的关系，图2中示出了上述面积率为50%以上的供试钢No.1~3、5、6、8、10的铁素体的平均粒径与YP的关系，图3中示出了上述面积率为50%以上的供试钢No.1~3、5、6、8、10的铁素体的平均粒径与均匀伸长率的关系，图4中示出了除加热速度以外均在本发明的范围内的供试钢1~8的偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率与“v1/([%Al]/[%N])”的关系。
由图1可知，对于供试钢No.1~11的钢而言，在偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率为50%以上的情况下，在轧制方向、轧制45°方向、轧制直角方向中的任一方向上，r值均为2.0以下。
由图2和图3分别可知，通过使铁素体的平均粒径为8μm以上，能够实现YP为230MPa以下的低屈服强度、均匀伸长率为22%以上的高均匀伸长率。
由图4可知，通过使“v1/([%Al]/[%N])”的值为0.1~1.0的范围，能够使偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率为50%以上。
胀形加工时的形状冻结性的评价通过圆筒胀形试验来进行。图5中示出了冲压机的截面。
设定冲头直径：30mm、冲头肩半径：5mm、冲模直径：45mm、冲模肩半径：1mm。试样使用机械加工成的试样，将压边力设定为200kN，进行高度为8mm的胀形。图6中示出了冲压后的截面。
形状冻结性的评价中，通过目视观察胀形后的扭曲，将无扭曲的情况记为○，将稍微扭曲的情况记为△，将严重扭曲的情况记为×。
将结果一并记于表1中。可知，对于本发明钢而言，能够在不产生形状不良的情况下进行冲压成形。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供具有比现有的冷轧钢板更优良的成形性和形状冻结性的冷轧钢板及其制造方法。

Claims (3)

1.一种成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板，作为其组成，以质量%计含有C：0.0010～0.0030%、Si：0.05%以下、Mn：0.1～0.5%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.02～0.10%、N：0.0010～0.0050%及Nb：0.010～0.035%，且Al含量和N含量满足以下(1)式的关系，余量为Fe及不可避免的杂质，其特征在于，该冷轧钢板具有以平均粒径为8～20μm的铁素体晶粒为主体的组织，偏离{211}15°以内的铁素体晶粒在板面中的面积率为该组织的50%以上，
[%Al]/[%N]≥10…(1)
其中，[%M]表示M元素的质量%含量。
2.如权利要求1所述的成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板以质量%计还含有B：0.0003～0.0015%。
3.一种成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将权利要求1或2所述组成的钢坯在870～950℃的终轧温度下结束热轧，在450～630℃的范围内进行卷取，接着进行酸洗，然后以80%以下的轧制率实施冷轧，之后进行退火时，从600℃开始至730～850℃的均热温度为止以满足以下(2)式的关系的速度v1进行加热，在该均热温度范围内保持30～200秒，然后，以3℃/秒以上的速度v2冷却至600℃，
v1：([%Al]/[%N])/10～([%Al]/[%N])…(2)
其中，[%M]表示M元素的质量%含量，v1的单位为℃/秒。
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