TW202041692A - 中碳鋼板及其製造方法 - Google Patents

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日商日鐵日新製鋼股份有限公司
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Abstract

本發明提供軟質且r值的面內各異向性小的中碳鋼板及其製造方法。中碳鋼板含有C：0.10質量%以上且0.70質量%以下，屈服應力為400MPa以下，r值的面內各向異性指數Δr為-0.2以上且0.2以下，且rmax 與rmin 彼此之間的差為0.3以下。於此，Δr = (r0 -2r45 +r90 )／2； rmax 及rmin 分別為r0 、r45 、以及r90 當中的最大值及最小值。

Description

中碳鋼板及其製造方法
本發明係關於一種中碳鋼板及其製造方法，所述中碳鋼板適於作為例如深衝成型的材料。
作為深衝成型品的材料而使用的中・高碳鋼板，其要求：(i)為了減少深衝成型時的成型載重而要求為軟質；以及(ii)由於深衝成型品的縱向壁部之高度較佳為於成型品的周向上儘可能地均勻沒有偏差，因此一般來說要求蘭克福特值(Lankford value，r值)的面內各向異性小。因此，至此為止已研究了例如專利文獻1～4中的技術。
專利文獻1的技術當中，為了抑制深衝加工品中縱向壁部之高度的偏差，提供一種碳鋼板，其係包含以質量%計，C：0.15～2.0%；Si：0.40%以下；Mn：0.5%以下；P：0.03%以下；S：0.03%以下；Cr：2.0%以下，且其餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成，碳化物球化率為90%以上，且碳化物係分散於肥粒鐵當中使得平均碳化物粒徑為0.4μm以上。此碳鋼板的各向異性Δr為-1.0～1.0。
專利文獻2的技術當中，為了要提供成型為汽車組件等的高碳鋼板，尤其是圓筒狀組件成型後及熱處理之後尺寸精度良好的高碳鋼板，提供一種高碳鋼板，其包含以質量%計，C：0.25～0.60%；Mn：0.20～1.50%；Cr：0.60%以下，並且視所需進一步包含Ti：0.010～0.060%；B：0.0003～0.0050%。此高碳鋼板在(222)面與(200)面的X射線積分強度比，以及高碳鋼板之C含量之間的關係當中，係符合(222)／(200)＜5.5 – 5 × C (%)，藉此使成型品或淬火後的圓度良好。
專利文獻3的技術當中，為了要提供在成型加工中要求高尺寸精度，且可應用於施加有淬火、回火等的熱處理的組件的面內各向異性小的高碳鋼板及其製造方法，提供一種高碳鋼板，其具有：C：0.2%～1.5%；Si：0.10%～0.35%；Mn：0.1%～0.9%；P：0.03%以下；S：0.035%以下；Cu：0.03%以下；Ni：0.025%以下；Cr：0.3%以下的成分體系，且碳化物粒徑係小於0.5μm。此高碳鋼板的r值的面內各向異性指數Δr係大於-0.15～小於0.15。
專利文獻4的技術當中，鋼材所具有的鋼組成為C：0.25～0.75%；sol.Al：0.01～0.10%；N：0.0020～0.0100%；且符合2 ≦(sol.Al／N)≦ 20，以捲取溫度550～680℃對該鋼材進行熱軋、酸洗之後，以軋縮率20～80%進行冷軋，接著以650℃～Ac1範圍內的溫度進行箱式退火及調質軋壓，鋼中碳化物的平均粒徑為0.5μm以上，且符合球化率≧90%，並且於鋼帶的織構中(222)面與(200)面的X射線積分強度比、以及高碳鋼板的C含量之間的關係符合(222)／(200) ≧ 6-8.0 × C (%)的高碳冷軋鋼帶及其製造方法。此高碳鋼帶的平均r值≧0.80，且面內各向異性指數Δr係±0.020以內。
[先前技術文獻] [專利文獻] [專利文獻1] 日本公開專利公報「特開2018-141184號」 [專利文獻2] 日本公開專利公報「特開2005-097659號」 [專利文獻3] 日本公開專利公報「特開2003-089846號」 [專利文獻4] 日本公開專利公報「特開2000-328172號」
[發明所欲解決問題] 然而，近年，對於深衝成型品不僅是要求縱向壁部之高度於成型品之周向上儘可能地均勻(偏差小)，還要求縱向壁部之板厚於成型品之周方向上的變動也要小。因此，本發明一態樣係為提供一種中碳鋼板及其製造方法，作為具有適合於獲得這種深衝成型品的材料特性之材料，其係軟質且r值的面內各向異性小。
[解決問題之手段] 本案發明人致力研究，結果得出，針對包含C：0.10質量%以上且0.70質量%以下的中碳鋼板，可同時達成使其軟質化(屈服應力為400MPa以下)以及縮小r值的面內各向異性之手段，並且基於此新的見解而構思本發明。更詳細地說，本案發明人發現到，藉著於組織結構中累積應變之狀態下施加退火，能夠適當地使中碳鋼板軟質化，還可以有效地將具隨機取向的基底肥粒鐵造入至組織結構中，並具效果地縮小r值的面內各向異性，進而構思出本案發明。
也就是說，本案一態樣之中碳鋼板係含有C：0.10質量%以上且0.70質量%以下，屈服應力為400MPa以下，r值的面內各向異性指數Δr為-0.2以上且0.2以下，且rmax 與rmin 之間的差為0.3以下。於此，Δr=(r0 -2r45 +r90 )／2；r0 、r45 、r90 分別為相對於軋製方向為0°方向、45°方向、90°方向的蘭克福特值；此外，rmax 及rmin 分別為所述r0 、r45 、以及r90 當中的最大值及最小值。
本發明一態樣之中碳鋼板的製造方法當中包含：冷軋步驟，對於包含C：0.10質量%以上且0.70質量%以下的熱軋鋼板或退火鋼板，施加軋製率為50%以上的冷軋以獲得冷軋板；退火步驟，於400℃至650℃間的溫度範圍內以30℃/h以上的升溫速度將所述冷軋板加熱之後，將其保持在650℃以上且小於Ac1變態點的退火溫度，藉此對所述冷軋板施加退火。
此外，本發明一態樣之中碳鋼板的製造方法當中包含：冷軋步驟，對於包含C：0.10質量%以上且0.70質量%以下的熱軋鋼板或退火鋼板，施加軋製率為50%以上的冷軋以獲得冷軋板；退火步驟，於400℃至650℃間的溫度範圍內以30℃/h以上的升溫速度將所述冷軋板加熱之後，將其保持在Ac1變態點以上的退火溫度，藉此對所述冷軋板施加退火：所述退火步驟中的所述退火溫度係為所述Ac1變態點以上，所述Ac1變態點+60℃以下。
[發明功效] 根據本發明一態樣，可提供一種軟質且r值的面內各向異性小的中碳鋼板及其製造方法，以作為適合於為了獲得深衝成型品的材料特性的材料。
以下，針對本發明的實施型態進行說明。此外，以下記載係為了促使充分理解發明主旨，在無特別指定前提下並不限制本發明。此外，於本案當中，「A～B」係表示A以上且B以下。
首先，如下說明本案發明人所發現之見解的概要。
首先，針對用於將中碳鋼板軟質化的方法進行說明。對於中碳鋼板，以650℃以上且小於Ac1變態點；或是Ac1變態點以上且Ac1變態點+60℃以下的退火溫度來施加球化退火，藉此來進行組織結構中的滲碳體的球化，且使回復或再結晶產生而增加基底肥粒鐵的晶粒尺寸。藉此可適當地軟質化中碳鋼板。
接著，針對用於降低中碳鋼板的蘭克福特值(以下稱r值)的面內各向異性的基本方法進行說明。通常，鋼板當中某個方向的r值，係取決於該鋼板之組織結構中大量存在的基底肥粒鐵的晶粒當中的各個晶粒的晶體取向之取向狀態(特定方向上的取向度)。藉由冷軋及再結晶退火來塑造鋼板之組織結構當中的所述晶粒的晶體取向。此時，當產生大量特定晶體取向的再結晶晶粒(具有織構)時，r值的面內各向異性變大。另一方面，當產生許多結晶取向為隨機的再結晶晶粒時，r值的面內各向異性變小。
中碳鋼板具有滲碳體分散於肥粒鐵中的金屬組織，當施加冷軋時，由冷軋所產生的應變主要係累積於肥粒鐵晶界或是肥粒鐵/滲碳體間界面。當對於冷軋後的中碳鋼板施加Ac1變態點以下的再結晶退火時，由累積了應變的肥粒鐵晶界或是肥粒鐵/滲碳體間界面產生無應變的再結晶肥粒鐵，再結晶肥粒鐵係隨著時間經過而生長。此時，由肥粒鐵晶界產生具有織構的再結晶肥粒鐵，由肥粒鐵/滲碳體間界面產生隨機取向的再結晶肥粒鐵。
因此，本案發明人發想出，若於中碳鋼板當中增加由肥粒鐵/滲碳體之間界面所產生的再結晶肥粒鐵之比例，可改善r值的面內各向異性。
[實施型態1] 以下針對本發明一實施型態進行說明。
＜中碳鋼板＞ 在針對根據上述見解而發想的本發明之一實施型態中的中碳鋼板的製造方法進行詳細說明之前，先針對本發明之一實施型態的中碳鋼板進行說明。
(鋼組成) 以下表示本實施型態之中碳鋼板的鋼組成(成分組成)。
於本發明當中，以鋼中的C(碳)含量為0.10質量%以上且0.70質量%以下的中碳鋼(碳含量對應所謂的亞共析鋼的鋼)為對象。C係為碳鋼當中最基本的合金元素，其含量使得滲碳體以及加熱至Ac1變態點以上時的金屬組織大幅地變動。於C含量小於0.10質量%的鋼當中，滲碳體的量少，於冷軋之後施加退火而產生再結晶時由肥粒鐵/滲碳體間界面產生的具隨機取向的肥粒鐵粒少。因此，難以改善中碳鋼板中r值的面內各向異性。
另一方面，當C含量大於0.70質量%時，金屬組織中的滲碳體含量變多，材料變成硬質。因此，當為了要在組織結構中的肥粒鐵/滲碳體間界面累積大量的應變而施加軋製率為50%以上的冷軋時，可能產生基於軋製道次次數顯著增加或是加工硬化所導致的邊緣破裂等缺陷。其結果為中碳鋼板的製造性・作業性變差。
因此，於本發明當中，以C含量為0.10質量%以上且0.70質量%以下範圍的鋼為對象。於要求更高加工性的用途當中，C含量係以0.50質量%以下為較佳。
矽(Si) Si係為具有脫氧劑之作用的合金元素。當Si含量小於0.02質量%時，無法充分獲得該作用。另一方面，Si係為對於退火鋼板的加工性有很大影響的元素之一。當過量地添加Si時，透過固溶強化作用而使得肥粒鐵硬化，成為在成型加工時產生破裂的原因。此外，當Si含量增加時，於製造步驟中容易於鋼板表面產生鏽皮缺陷，導致表面品質劣化。於是，添加Si時設定含量為0.50質量%以下。因此，Si含量係以0.02質量%以上且0.50質量%以下為較佳；以0.10質量%以下且0.40質量%以下為更佳。
錳(Mn) Mn係提升淬透性的合金元素，可根據所需而添加。當Mn含量大於2.0質量%時，鋼板會硬質化，使得加工性降低。Mn含量係以2.0質量%以下為較佳；又以0.1質量%以上且1.0質量%以下為更佳。
鉻(Cr) Cr係改善淬透性並且提升回火軟化阻抗的元素，可視所需而添加。然而，當含有超過1.6質量%的大量Cr時，即使施加退火也難以使其軟質化，使得淬火前的加工性劣化。因此，在添加Cr時希望使含量在1.6質量%以下的範圍內。較佳地，Cr含量係0.1質量%以上且1.2質量%以下。
磷(P)、硫(S) P及S係為使韌性降低的合金元素。因此，為了提高韌性，以儘可能地降低其量為較佳。在確保將被用來當作各種機械組件之中碳鋼組件的韌性時，P含量及S含量係分別不允許超過0.03質量%。P含量及S含量係分別各以0.025質量%以下為較佳；以0.02質量%以下為更佳。
本發明亦可基於改善淬透性或韌性等特性之目的而應用於添加了以下元素的鋼當中。在不損害成型性的範圍內，可添加的量為：Mo為0.5質量%以下；Cu為0.3質量%以下；Ni為2.0質量%以下；Al為0.1質量%以下；Ti為0.3質量%以下；V為0.3質量%以下；Nb為0.5質量%以下；B為0.01質量%以下。
上述成分以外的其餘部分係為Fe及不可避免的雜質。於此，不可避免的雜質係指O、N等難以除去的成分。此等成分係為熔煉鋼片(扁鋼胚)階段中不可避免地混入。
(特性) 本實施型態之中碳鋼板於室溫中的屈服應力為400MPa以下；蘭克福特值的面內各向異性指數Δr為-0.2以上且0.2以下；且rmax 與rmin 之間的差為0.3以下。如此的機械性質係透過以後述方法(條件)來製造本實施型態之中碳鋼板而使其具有由特定退火組織所構成的金屬組織(組織結構)來予以實現。
(i)屈服應力 於本實施型態之中碳鋼板的金屬組織當中，滲碳體粒子相對呈球狀且粗大，滲碳體粒子彼此的間隔相對較寬。滲碳體粒子彼此的間隔越寬(每單位體積的滲碳體粒子數量少)，軟質的肥粒鐵連續存在的部分就越寬，受到加工時就越容易變形。其結果為，本實施型態之中碳鋼板當中，於室溫(例如20℃～25℃)下的屈服應力為400MPa以下。屈服應力可藉由JIS Z2241的測試方法來進行測量。
(ii)蘭克福特值的面內各向異性指數 蘭克福特值(r值)係為用於評價金屬材料於加工期間在板寬方向及板厚方向上的變形各向異性的指標，亦稱為塑性加工應變比。具體地說，當使用板狀測試片來進行拉伸試驗時，根據拉伸試驗前後的板寬及板厚來求出該板狀試驗片的r值。惟，如鋼板般的薄板(例如板厚約1mm)其板厚之變化難以準確地掌握，因此基於塑性加工前後的體積為一定的假設下，以下述方式來求r值。
r = 1n (W／W0 ) ／ 1n (L0 ・W0 ／L・W) 於此，W0 及L0 分別為拉伸試驗前的板狀試驗片之平行部的板寬及標點間距離。此外，W及L係分別為拉伸試驗之後的板狀試驗片之平行部的板寬及標點間距離。
通常進行拉伸試驗，以使伸長應變為10～20%的方式來進行試驗，此時求到的r值稱為蘭克福特值。於本實施型態之中碳鋼板亦然，根據使拉伸試驗為10～20%的方式來進行拉伸試驗的結果來求出蘭克福特值。於本說明書中的以下說明中，r值係指蘭克福特值。
然後，藉由下述式來求出面內各向異性指數Δr。
Δr = (r0 -2r45 +r90 )／2 於此，本實施型態之中碳鋼板係藉由施加各種軋製處理及退火處理而製造。此軋製處理中的軋製方向(鋼板從旋轉軋製輥擠出的方向)為基準，於板面內，以相對軋製方向0°方向的r值為r0 。同樣地，r45 及r90 係分別為於板面內相對於軋製方向45°方向的r值及90°方向的r值。
於本實施型態之中碳鋼板的金屬組織當中，基底肥粒鐵係以具有隨機的結晶取向的方式存在，蘭克福特值的面內各向異性指數Δr為-0.2以上且0.2以下。上述Δr的值越趨近於0，代表著面內各向異性越小。
(iii)蘭克福特值的最大值、最小值 r0 、r45 及r90 的值依此順序增加時，例如，若r0 =0.8；r45 =1；且r90 =1.2，則所述Δr的值為0(-0.2以上且0.2以下範圍內)。然而，r0 、r45 及r90 當中的最大值；r0 、r45 及r90 當中的最小值之間的差為0.4，意味著面內各項異性實際上較大。因此，本實施型態之中碳鋼板當中，規範r0 、r45 及r90 當中的最大值；r0 、r45 及r90 當中的最小值彼此之間的差的絕對值為0.3以下。
＜中碳鋼板的製造方法＞ 關於本實施型態中，軟質且面內各向異性小的中碳鋼板的製造方法，係基於圖1來進行如下說明。圖1(a)係用於針對本實施型態之中碳鋼板的製造方法進行說明的圖，其表示退火循環的一例。圖1(a)當中的橫軸係表示時間t、縱軸係表示溫度TE。此外，圖1(a)所示的退火循環僅為一例，在符合後述條件範圍內，可適當地變更具體的退火條件(溫度控制)。於圖1當中，以虛線包圍的部分(1)、(2-1)、(2-2)係用來說明當時的狀態的參考編號。
如圖1(a)所示，本實施型態之中碳鋼板的製造方法係包含：冷軋步驟(S1)，對作為退火對象之熱軋鋼板或退火鋼板施加冷軋；升溫步驟(S2)，於加熱爐中將所述冷軋板加熱並升溫至Ac1變態點附近；第一溫度保持步驟(S3)，於升溫步驟之後加熱至650℃以上且小於Ac1變態點的退火溫度並保持均熱；冷卻步驟(S4)，使經過所述步驟S2及步驟S3而退火的退火板的溫度降低至室溫。關於此等各個步驟進行如下說明。另外，於本實施型態當中，將所述步驟S2～步驟S4統稱為退火步驟。
(冷軋步驟) 首先，準備於熱軋後進行酸洗而除去了鏽皮的熱軋鋼板；或者是準備對該熱軋鋼板施加一次退火而得的退火鋼板。此熱軋鋼板或是退火鋼板可為以通常方法所製造之物。通常，將熱軋鋼板或退火鋼板製成鋼捲。所述一次退火可為例如保持在小於Ac1變態點之溫度或是Ac1變態點以上的溫度來進行滲碳體球化之處理。熱軋鋼板及退火鋼板具有所述本實施型態之中碳鋼板中的鋼組成。
熱軋鋼板具有以層狀波來鐵及初析肥粒鐵為主體的組織結構。此外，退火鋼板當中係以基底肥粒鐵及球化滲碳體為主體的組織結構。熱軋鋼板及退火鋼板於組織結構中的應變累積較少。
於此，於以下說明中如下定義用語。將經過施加冷軋後的所述熱軋鋼板或退火鋼板的組織結構中的肥粒鐵稱為加工肥粒鐵。並且，將藉由對所述熱軋鋼板或是退火鋼板進行退火，而新產生於肥粒鐵晶界及肥粒鐵/滲碳體間界面上的晶粒稱為再結晶肥粒鐵。
再結晶肥粒鐵包含：(i)以使各個晶粒的晶體取向彼此具有隨機關係的方式而產生的肥粒鐵(以下稱為不規則肥粒鐵)；(ii)以使各個晶粒形成具有特定的晶體取向之織構的方式而產生的肥粒鐵(以下稱為取向性肥粒鐵)。
於本實施型態當中，退火後的中碳鋼板的基底肥粒鐵在當退火後的殘留加工肥粒鐵時，係包含加工肥粒鐵(至少維持加工肥粒鐵之結晶取向的晶相)及再結晶肥粒鐵。或者，退火後的中碳鋼板中的基底肥粒鐵透過退火而使得加工肥粒鐵全部消失的情況下，亦可僅由再結晶肥粒鐵構成。
本實施型態之中炭鋼板的製造方法當中，對於熱軋鋼板或是退火鋼板施加冷軋(精軋)。圖1(b)係為用於針對冷軋步驟S1進行說明的圖。
如圖1(b)所示，使用冷軋機2來對所述熱軋鋼板或是退火鋼板的鋼捲1施加軋製率(軋縮率)為50%以上的冷軋，以製造由冷軋板所構成的冷軋捲3。冷軋機2可為通常用於精軋者，例如森吉米爾冷軋機或熱連軋機。
於冷軋步驟S1中，當冷軋率低時，於肥粒鐵/滲碳體間界面上並未充分地累積應變，主體是累積至肥粒鐵晶界上的應變。另一方面，伴隨著軋製率的提升，累積於肥粒鐵/滲碳體間界面的應變量也增加。為了要使透過冷軋後的退火而由肥粒鐵/滲碳體間界面良好地產生及生長再結晶晶粒，必須施加軋製率為50%以上的冷軋。透過施加軋製率為50%以上的冷軋，可充分地於肥粒鐵/滲碳體間界面中累積充分的應變，因此，當再結晶產生於冷軋板中的組織結構時，可使由再結晶肥粒鐵/滲碳體間界面所產生的再結晶肥粒鐵(不規則肥粒鐵)的比例高於肥粒鐵晶界。
冷軋步驟S1中的軋製率的上限不需要特別設定，惟當大於90%時，加工硬化變得顯著，不僅是伴隨著冷軋的道次增加導致成本增加，根據情況還可能導致鋼板邊緣破裂等缺陷。
因此，冷軋步驟S1中的軋製率係以50%以上且90%以下為較佳。
(升溫步驟) 圖1(C)係為用於針對所述冷軋捲3(即冷軋板)的退火情況進行說明的圖。如圖1(c)所示，將冷軋捲3容納進加熱爐4內，透過將爐內加熱來進行冷軋捲3的箱式退火(間歇式退火)。也就是說，升溫步驟S2～冷卻步驟S4的處理係在加熱爐4中進行。以下將被施加退火的冷軋捲3(即冷軋板)稱為退火對象材料。
以下針對本實施型態之升溫步驟S2所規範的條件及退火對象材料的組織結構的狀態(2-1)間的關係進行說明。升溫步驟S2當中，於400至650℃間的溫度範圍中以30℃/h以上的升溫速度進行加熱。當400至650℃間的溫度範圍的升溫速度緩慢時，到再結晶為止都只有進行應變的恢復，由肥粒鐵/滲碳體間界面所產生的具有隨機取向的再結晶晶粒(不規則肥粒鐵)之產生會受到阻礙。藉著以30℃/h以上的升溫速度來升溫至650℃，使得來自肥粒鐵/滲碳體間界面的再結晶晶粒產生得比肥粒鐵晶界處的再結晶晶粒(取向性肥粒鐵)還要多。雖然中碳鋼板的再結晶溫度會受到加工應變的程度或是合金元素的影響，當加熱到650℃時，再結晶大致上已完成。
即使於升溫步驟S2與第一溫度保持步驟S3之間施加緩熱或是保持均熱，對改善各向異性的效果也沒有影響。因此，於升溫步驟S2當中，以30℃/h以上的升溫速度升溫至650℃之後，亦可包含緩熱、保持均熱等處理。
(第一溫度保持步驟) 以下針對本實施型態之第一溫度保持步驟S3所規範的條件及退火對象材料之組織結構的狀態(2-2)之間的關係進行說明。於第一溫度保持步驟S3當中，藉著保持均熱在650℃以上且小於Ac1變態點的退火溫度，使得滲碳體球化，且以具隨機取向方式產生的再結晶晶粒(不規則肥粒鐵)生長。隨著不規則肥粒鐵的生長，使得加工肥粒鐵被納入不規則肥粒鐵中，加工肥粒鐵的存在量降低。此外，由於所述升溫步驟S2當中取向性肥粒鐵的產生量少，使得在第一溫度保持步驟S3當中取向性肥粒鐵難以生長。而且，伴隨著不規則肥粒鐵的生長，可使得取向性肥粒鐵被納入不規則肥粒鐵中。
(冷卻步驟) 本實施型態的冷卻步驟S4當中，從650℃以上且小於Ac1變態點的退火溫度來進行冷卻。冷卻後的中碳鋼板之組織結構係與所述第一溫度保持步驟S3當中最終形成的組織結構相同。於冷卻步驟S4當中冷卻至室溫的中碳鋼板所具有金屬組織(組織結構)係以具隨機取向的不規則肥粒鐵為主體。
於本實施型態的冷卻步驟S4當中，降溫速度並無特別限制。於冷卻步驟S4當中，可對加熱爐4進行空冷或是放冷，亦可吹送冷卻氣體進行強制冷卻。
如上述般，於冷軋步驟S1～第一溫度保持步驟S3當中，可藉著適當地控制軋製率、升溫速度以及退火溫度，來獲得軟質且改善了r值的面內各向異性的中碳鋼板。
(發明之優點) 本實施型態之中碳鋼板的製造方法當中，於進行軋製率50%以上的冷軋之後的退火當中，於400℃至650℃間的溫度範圍內以30℃/h以上的升溫速度將所述冷軋板加熱之後，以650℃以上且小於Ac1變態點的退火溫度來施加退火。藉此可改善中碳鋼板當中的r值的面內各向異性。具體地說，可獲得屈服應力為400MPa以下，且r值的面內各向異性小的中碳鋼板。本實施型態之中碳鋼板當中，r值的面內各向異性指數Δr係為-0.2以上且0.2以下，且rmax 與rmin 之間的差係為0.3以下。藉著將本發明的中碳鋼板使用於深衝加工，可獲得厚度或直徑變動小的成型品。
[實施型態2] 以下針對本發明其他實施型態進行說明。另外，本實施型態當中所說明內容之外的構成係與所述實施型態1相同。
所述實施型態1之中碳鋼板的製造方法當中，藉由保持均熱於650℃以上且小於Ac1變態點的退火溫度，來對退火對象材料施加退火。相對於此，於本實施型態之中碳鋼板的製造方法當中，係以Ac1變態點以上的退火溫度來進行保持均熱。
針對本實施型態之中碳鋼板的製造方法，使用圖2來進行說明。圖2係用於針對本實施型態之中碳鋼板的製造方法進行說明的圖。圖2係用於針對本實施型態之中碳鋼板的製造方法進行說明的圖。圖2當中的橫軸係表示時間t；縱軸係表示溫度TE。另外，圖2所示的退火循環係為一例，於符合後述條件的範圍內，可適當地變更具體的退火條件(溫度控制)。圖2中，以虛線圈起的部分(1)～(5)係用來說明當時的狀態的參考編號。
另外，本實施型態之中碳鋼板的成分組成係與上述實施型態1相同。
如圖2所示，本實施型態之中碳鋼板的製造方法係包含：冷軋步驟(S11)，對退火對象之熱軋鋼板或是退火鋼板施加冷軋；第一升溫步驟(S12)，於加熱爐中將所述冷軋板加熱至Ac1變態點附近；第二升溫步驟(S13)，於第一升溫步驟之後將所述冷軋板升溫至Ac1變態點以上的退火溫度。而且，本實施型態之中碳鋼板的製造方法在所述步驟S13之後，進一步包含：第二溫度保持步驟(S14)，將所述冷軋板加熱至退火溫度並保持溫度；緩冷步驟(S15)，使經所述步驟S12～步驟S14而退火的退火板的溫度降低。於本實施型態當中，將所述步驟S12～步驟S15統稱為退火步驟。於所述步驟S15之後，藉著將所述退火板冷卻至室溫，可獲得本實施型態之中碳鋼板。根據本實施型態之中碳鋼板的製造方法，可促進滲碳體的球化及粗大化(伴隨滲碳體粒子的粗大化而增加滲碳體粒子的間隔)，可獲得更為軟質的中碳鋼板。以下針對此等各個步驟進行說明。
(冷軋步驟・第一升溫步驟) 冷軋步驟S11及第一升溫步驟S12係分別進行與所述實施型態1當中的冷軋步驟S1及升溫步驟S2相同的處理即可。因此省略其說明。
(第二升溫步驟) 以下針對本實施型態之第二升溫步驟S13之退火對象材料的組織結構的狀態(3)進行說明。於第二升溫步驟S13當中，加熱至Ac1變態點以上。通常，當將中碳鋼加熱至Ac1變態點以上時，由於滲碳體熔解使得沃斯田鐵產生。於本實施型態之第二升溫步驟S13當中，於升溫中再結晶時，由肥粒鐵/滲碳體間界面所產生的具隨機取向的不規則肥粒鐵係優先地變態成沃斯田鐵。
於此，已知由肥粒鐵變態為沃斯田鐵時，所產生的沃斯田鐵與原始的肥粒鐵間具有特定的晶體取向關係。因此，藉由本實施型態之第二升溫步驟S13所產生的沃斯田鐵係具有與具隨機取向的不規則肥粒鐵相同的取向關係(繼承了變態前的肥粒鐵的結晶取向)。將此沃斯田鐵稱為不規則沃斯田鐵。
(第二溫度保持步驟) 以下針對本實施型態之第二溫度保持步驟S14所規範的條件及退火對象材料的組織結構之狀態(4)之間的關係進行說明。於第二溫度保持步驟S14當中，透過保持均熱於Ac1變態點以上，使得在第二升溫步驟S13所產生的不規則沃斯田鐵隨著滲碳體的熔解而生長。而且，形成於肥粒鐵+沃斯田鐵中分散有未熔解的滲碳體的金屬組織。於此，於第二溫度保持步驟S14當中，設定均熱保持時間，使得滲碳體不全部溶解。
於此，於第一升溫步驟S12中再結晶時，即使由肥粒鐵晶界產生許多具有織構的取向性肥粒鐵，也不易產生與此取向性肥粒鐵具有晶體取向關係的沃斯田鐵。此乃由於所述不規則沃斯田鐵的生長，使得具有織構的取向性肥粒鐵被吸收進該不規則沃斯田鐵(以納入方式變態)的關係所致。
於第二溫度保持步驟S14當中，將保持均熱的Ac1變態點以上的溫度稱為退火溫度。本實施型態之第二溫度保持步驟S14當中的退火溫度係為Ac1變態點以上、Acl變態點+60℃以下。第二溫度保持步驟S14之後的未熔解滲碳體的存在狀態(密度)決定本實施型態之中碳鋼板當中的滲碳體粒子的尺寸。此乃由於在緩冷步驟S15當中，未熔解的滲碳體生長成球狀・粗大，並且變態為沃斯田鐵的關係所致。
由於退火後的滲碳體的量係由C含量來決定，因此，若確定滲碳體粒子的尺寸，則可確定滲碳體粒子的間隔(每單位體積的滲碳體粒子的數量)。滲碳體粒子的間隔越寬，軟質肥粒鐵的連續部分就越大，受到加工時就容易變形。也就是說，退火後的中碳鋼板當中的滲碳體粒子間隔越大就越軟質。
於第二溫度保持步驟S14當中，當退火溫度為高溫時，組織結構中的未熔解滲碳體消失，且肥粒鐵的存在量減少。當未熔解滲碳體消失時，必須於緩冷步驟S15中產生於緩冷中的相變態(由沃斯田鐵產生肥粒鐵+滲碳體)當中，以使新的滲碳體成核並且析出。因此，相較於有未熔解滲碳體的情況，於緩冷步驟S15當中的變態係在過冷的狀態下開始。於此情況下，變態的驅動力變大，產生在變態速度上有利的波來鐵組織。其結果為，退火後的金屬組織形成肥粒鐵+波來鐵組織。因此，當Ac1變態點以上的加熱溫度為高溫時，在退火之後無法獲得球狀的滲碳體組織，使得鋼板的成型性劣化(獲得硬質的鋼板)。
因此，由抑制滲碳體的球化及波來鐵的產生之觀點來看，第二溫度保持步驟S14當中的退火溫度必須為Ac1+60℃以下。
(緩冷步驟) 緩冷步驟S15當中，由Ac1變態點以上的加熱溫度進行緩冷。以下針對本實施型態之緩冷步驟S15所規範條件與退火對象材料之組織結構的狀態(5)之間的關係進行說明。
於中碳鋼當中，殘留肥粒鐵的結晶取向大幅地影響退火後的晶體取向分布。關於此，以下根據緩冷步驟S15中的各個溫度範圍(階段)中的組織結構的狀態(推估狀態)來進行說明。於此，為了方便說明，將存在於所述狀態(4)當中的組織結構中的肥粒鐵稱為殘留肥粒鐵。殘留肥粒鐵主要為再結晶肥粒鐵。
(1)比Ac1變態點還高的溫度範圍：沃斯田鐵隨著溫度降低而減少(沃斯田鐵當中的C濃度上升)，使得再結晶肥粒鐵生長。藉此使得組織結構中，具有殘留肥粒鐵之晶體取向的肥粒鐵增加。
(2)Al變態(沃斯田鐵→肥粒鐵+滲碳體)當中：肥粒鐵的產生可考慮以下2種模式(i)及(ii)。
(2-i)沃斯田鐵/未熔解滲碳體界面處沒有新的肥粒鐵成核時，透過殘留肥粒鐵的生長來使Al變態進行。於此情況下，組織結構中，具有殘留肥粒鐵之晶體取向的肥粒鐵增加。
(2-ii)沃斯田鐵/未熔解滲碳體界面有新的成核時，於沃斯田鐵/未熔解滲碳體界面處肥粒鐵成核並生長。藉此使得變態進行，並於組織結構中產生不規則的肥粒鐵。
所述(2-i)及(2-ii)當中產生肥粒鐵，且滲碳體也以未溶解滲碳體生長的型態生長。
(3)比Ac1變態點還低的溫度範圍：殘留肥粒鐵生長(肥粒鐵界面減少，即肥粒鐵的晶粒尺寸增加)。
接著，於退火後的整個鋼板當中，由於殘留肥粒鐵的生長而使得所產生的肥粒鐵變多。
因此，於本實施型態之中碳鋼板的製造方法當中，較佳地，於所述第一升溫步驟S12當中充分地使不規則肥粒鐵產生。因此，於本實施型態之中碳鋼板的製造方法當中，規範於冷軋步驟S11當中施加50%以上的冷軋，並且於第一升溫步驟S12中在達650℃為止的升溫速度為30℃/h。
緩冷步驟S15之後的最終退火組織當中的基底肥粒鐵當中，具有許多具有隨機取向的肥粒鐵(不規則肥粒鐵)，其係於再結晶時產生；或是基於不規則沃斯田鐵的相變態而產生或生長。
透過緩冷直到上述般變態結束，可獲得球狀且粗大的滲碳體分散於基底肥粒鐵當中的組織，使得中碳鋼板軟質化。為了充分獲得滲碳體的球化，由加熱至所述Ac1變態點以上之後所作的冷卻，係以5～30℃/h緩冷至相變態完成為較佳。當冷卻速度小於5℃/h時，退火將花費很長時間，阻礙生產率。當冷卻速度大於30℃/h時，即使殘留充分的未熔解滲碳體，元素的擴散也可能追不上而產生波來鐵。由生產率及鋼板的加工性之觀點來看，緩冷步驟S15中的冷卻速度係以5～30℃/h為較佳。
如上述般，於利用加熱至Ac1變態點以上的退火當中，可藉著適當地控制軋製率、升溫速度、退火溫度及冷卻速度，以獲得改善了軋製率、r值的面內各向異性的中碳鋼板。
(本發明的優點) 於本實施型態之中碳鋼板的製造方法當中，於進行軋製率為50%以上的冷軋之後的退火當中，於400℃至650℃間的溫度範圍內以30℃/h以上的升溫速度進行加熱之後，以Ac1變態點以上、Ac1變態點+60℃以下的退火溫度來施加退火。而且，退火之後以5～30℃/h的冷卻速度緩冷。藉此使得於中碳鋼的鋼板當中改善r值的面內各向異性，並且使其更為軟質化。具體地說，可獲得屈服應力為400MPa以下，且r值的面內各向異性小的中碳鋼板。本實施型態之中碳鋼板當中，r值的面內各向異性指數Δr係為-0.2以上且0.2以下，且rmax 與rmin 之間的差為0.3以下。藉著將本發明之中碳鋼板用於深衝加工，可獲得厚度或直徑變動小的成型品。
[其他事項] 本發明並不限於上述各個實施型態，於請求項所示範圍內可進行各種變更，關於將不同實施形態中分別揭示的技術手段適當組合所得到的實施型態亦包含在本發明技術範圍內。
[實施例1] 表1表示經熔煉的測試材料鋼的化學成分及Ac1變態點。
[表1]
Figure 02_image001
針對具有表1成分的鋼，進行熱軋，將所得到的鋼板進行酸洗，以除去鏽皮。用以下條件對所得到的熱軋鋼板施加一次退火。其中一部分並不施加一次退火而施加下個步驟。 條件(a)：[Acl變態點-100℃～Ac1變態點] × 保持10～60h 條件(b)：[Ac1變態點～Ac1變態點+50℃] × 保持4～20h，其後以30℃/h以下的冷卻速度緩冷至Ac1變態點以下 此外，關於條件(b)，其係也包含於加熱並保持於Ac1變態點以上的前後，還進行保持在Ac1變態點以下溫度的情況。
此外，對於熱軋鋼板、以及以條件(a)、(b)進行退火的退火鋼板，施加各種軋製率的冷軋之後，以各種退火條件施加最終退火。最終冷軋當中的軋製率及最終退火的退火循環係如下表2所示。然後，測量所獲得的退火板的屈服應力及r值的面內各向異性。
拉伸試驗當中，製作L(軋製方向)、D(相對軋製方向為45°)、T(相對於軋製方向為90°)等3個方向的JIS5號拉伸試驗片，且在設定平行部分的標點間距離為50mm，板厚為1.0mm條件下來實施。於拉伸試驗當中，施予15%的拉伸，測量此時的標點之間的板寬，藉由下式來計算出r值。
r = 1n(WX ／W0 )／1n(L0 ・W0 ／LX ・WX ) 於此，W0 及L0 係為試驗前的板寬及標點間距離，WX 及LX 係表示施予15%拉伸之後的板寬及標點間距離。
作為r值的面內各向異性的指標，以下式計算各個測試材料的Δr值。 Δr值= (r0 -2r45 +r90 )／2 由於Δr值表示越接近0各向異性就越小，因此基於其絕對值｜Δr値｜來評價r值的面內各向異性。此外，rX 的X係表示相對於軋製方向的試驗片的切割方向。例如，r45 係為基於相對於軋製方向45°方向上取得的試驗片所測量到的r值。
另外，還計算各個方向的r值的最大值rmax 與最小值rmin 之間的差rmax -rmin ，並評價r值的面內各向異性。此外，測量屈服應力以作為軟質化的指標。
表2係表示最終冷軋的軋製率、最終退火條件及退火材料的r值的面內各向異性及屈服強度。於本實施例當中，設定400～650℃間的升溫速度為80℃/h。
[表2]
No. 鋼種 一次退火 最終冷軋的軋縮率(%) 最終退火循環 ｜Δr値｜ rmax -rmin 屈服應力(MPa) 區分
1 A 條件(a) 70 [710℃ × 15h] 0.35 0.45 252 比較例
2 B 無 30 [710℃ × 10h] 0.27 0.39 274 比較例1
3 65 0.18 0.19 279 本發明例
4 條件(a) 40 [650℃ × 5h]→[750℃ × 5h] →15℃/h→630℃ 0.35 0.53 267 比較例1
5 70 0.08 0.15 276 本發明例
6 70 [630 ℃ × 15h] 0.17 0.22 435 比較例2
7 C 條件(b) 35 [700℃ × 15h] 0.30 0.41 295 比較例1
8 60 0.16 0.19 304 本發明例
9 80 0.11 0.18 298 本發明例
10 D 條件(a) 45 [720℃ × 25h] 0.28 0.40 362 比較例1
11 65 0.11 0.13 363 本發明例
12 70 [750℃ × 5h]→25℃/h→650℃ 0.14 0.16 326 本發明例
13 80 [600 ℃ × 40h] 0.03 0.13 449 比較例2
14 E 無 55 [620 ℃ × 5h] 0.23 0.27 431 比較例2
15 55 [690℃ × 40h] 0.17 0.23 359 本發明例
16 條件(a) 35 [710℃ × 20h] 0.26 0.46 346 比較例1
17 50 [600 ℃ × 20h] 0.30 0.36 456 比較例2
18 70 [710℃ × 20h] 0.10 0.19 354 本發明例
19 F 無 30 [760℃ × 15h] →[5℃/5h]→[670℃ × 10h] 0.28 0.41 353 比較例1
20 70 0.15 0.17 357 本發明例
21 條件(b) 40 [695℃ × 55h] 0.32 0.44 369 比較例1
22 60 0.16 0.18 371 本發明例
23 90 0.06 0.08 376 本發明例
24 G 條件(a) 70 [630 ℃ × 20h] 0.16 0.19 443 比較例2
25 70 [740℃ × 20h]→10℃/h→660℃ 0.13 0.17 332 本發明例
26 條件(b) 45 [710℃ × 15h] 0.30 0.39 355 比較例1
27 50 0.17 0.21 341 本發明例
28 80 0.04 0.16 350 本發明例
29 H 條件(b) 30 [680℃ × 60h] 0.32 0.43 383 比較例1
30 65 0.13 0.18 378 本發明例
31 I 條件(a) 30 [770℃ × 4h]→5℃/h→670℃ 0.23 0.37 360 比較例1
32 50 0.15 0.25 353 本發明例
33 70 [700℃ × 20h] 0.16 0.20 380 本發明例
底線：本發明規範範圍外
如表2所示，鋼種A的C含量低於本發明範圍，於使用鋼種A的No.1當中，即使施加本發明範圍內的冷軋及退火，Δr為0.35；rmax -rmin 為0.45；r值的面內各向異性還是大。
關於冷軋的軋製率小於50%的比較例1(No.2, 4, 7, 10, 16, 19, 21, 26, 29, 31)的鋼，其｜Δr値｜為0.2以上，rmax -rmin 為0.3以上，r值的面內各向異性相較於他者較大。此外，即使最終冷軋的軋製率為50%以上，最終退火的加熱溫度比本發明範圍還低的比較例2(No.6, 13, 14, 17, 24)也還是比起施加了同一鋼種且施加有本發明所規範的最終退火的例子還要硬質。
相對於此，C含量為本發明所規範0.10～0.70%範圍內的鋼當中，於施加了本發明規範的最終冷軋的軋製率及最終退火的本發明例(No. 3, 5, 8, 9, 11, 12, 15, 18, 20, 22, 23, 25, 27, 28, 30, 32, 33)當中，相較於比較例1，其r值的面內各向異性較小，此外，相較於相同鋼種的比較例2較為軟質。可知，如上述般，可藉由應用本發明而獲得軟質且r值的面內各向異性小的中碳鋼板。
[實施例2] 以下示出使用表1的B～I鋼，針對最終退火時於400～650℃的升溫速度的影響進行研究而得的例子，其影響及於r值的面內各向異性。對由B～I鋼所形成的熱軋板施加700℃×20h的退火，並且施加軋製率65%的冷軋之後，改變400～650℃間的升溫速度，以650℃以上的溫度施加最終退火。
表3表示此等試驗結果及最終退火條件。
[表3]
No. 鋼種 最終退火 ｜Δr値｜ rmax -rmin 屈服應力(MPa) 區分
400～650℃的升溫速度(℃/h) 退火循環
41 B 10 [700℃ × 5h] 0.26 0.37 290 比較例
42 60 0.14 0.19 292 本發明例
43 140 0.10 0.18 295 本發明例
44 20 [740℃ × 15h]→10℃/h→[660℃ × 5h] 0.37 0.45 263 比較例
45 50 0.14 0.26 265 本發明例
46 C 25 [720℃ × 15h] 0.26 0.34 324 比較例
47 100 0.08 0.22 322 本發明例
48 5 [780℃ × 5h]→25℃/h→700℃ 0.27 0.40 314 比較例
49 70 0.11 0.21 311 本發明例
50 D 10 [700℃ × 55h] 0.25 0.43 351 比較例
51 35 0.14 0.26 355 本發明例
52 50 [730℃ × 15h] 0.16 0.20 347 本發明例
53 135 0.13 0.15 344 本發明例
54 5 [720℃ × 10h]→[780℃ × 5h] →10℃/h→690℃ 0.31 0.38 321 比較例
55 60 0.15 0.22 323 本發明例
56 E 15 [710℃ × 20h] 0.35 0.37 336 比較例
57 80 0.10 0.19 337 本發明例
58 F 25 [680℃ × 60h] 0.26 0.37 355 比較例
59 75 0.14 0.21 361 本發明例
60 G 20 [760℃ × 5h]→25℃/h→[660℃ × 45h] 0.26 0.32 338 比較例
61 65 0.12 0.25 336 本發明例
62 H 15 [690℃ × 15h] 0.22 0.34 364 比較例
63 90 0.13 0.20 366 本發明例
64 50 [750℃ × 5h]→30℃/h→650℃ 0.11 0.25 343 本發明例
65 110 0.09 0.20 339 本發明例
66 I 10 [675℃ × 25h] 0.26 0.32 364 比較例
67 35 0.05 0.17 367 本發明例
底線：本發明規範範圍外
由上可知，最終退火當中於400～650℃間的升溫速度低於30℃/h的比較例(No.41, 44, 46, 48, 50, 54, 56, 58, 60, 62, 66)的鋼當中，｜Δr値｜係為0.2以上，rmax -rmin 為0.3以上，r值的面內各向異性大於其他例子。相對於此，最終退火當中，於400～650℃間的升溫速度在本發明的規定範圍內的本發明例(No. 42, 43, 45, 47, 49, 51, 52, 53, 55, 57, 59, 61, 63, 64, 65, 67)的鋼當中，r值的面內各向異性係小於比較例。
1:鋼捲 2:冷軋機 2-1:狀態 2-2:狀態 3:冷軋捲 4:加熱爐 (1)～(5):狀態 Ac1:Ac1變態點 S1～S4:步驟 S11～S15:步驟
［圖1］(a)係為用於說明本發明之實施型態1當中的中碳鋼板的製造方法的圖；(b)係為用於說明冷軋步驟的圖；(c)係為用於說明冷軋捲的退火狀態的圖。 ［圖2］係為用於說明本發明之實施型態2當中的中碳鋼板的製造方法的圖。
1:鋼捲
2:冷軋機
2-1:狀態
2-2:狀態
3:冷軋捲
4:加熱爐
Ac1:Ac1變態點
S1~S4:步驟

Claims (5)

  1. 一種中碳鋼板，其含有C：0.10質量%以上且0.70質量%以下， 屈服應力為400MPa以下，r值的面內各向異性指數Δr為-0.2以上且0.2以下，且rmax 與rmin 之間的差為0.3以下， (於此， Δr = (r0 -2r45 +r90 )／2 r0 ：相對於軋製方向為0°方向的蘭克福特值； r45 ：相對於軋製方向為45°方向的蘭克福特值； r90 ：相對於軋製方向為90°方向的蘭克福特值； rmax ：所述r0 、r45 、以及r90 當中的最大值；且 rmin ：所述r0 、r45 、以及r90 當中的最小值)。
  2. 如請求項1所述之中碳鋼板，其包含以質量%計，Si：0.02%以上且0.50%以下、Mn：2.0%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、且Cr：1.6%以下。
  3. 一種中碳鋼板的製造方法，其包含： 冷軋步驟，對於包含C：0.10質量%以上且0.70質量%以下的熱軋鋼板或退火鋼板，施加軋製率為50%以上的冷軋以獲得冷軋板； 退火步驟，於400℃至650℃間的溫度範圍內以30℃/h以上的升溫速度將所述冷軋板加熱之後，將其保持在650℃以上且小於Ac1變態點的退火溫度，藉此對所述冷軋板施加退火。
  4. 一種中碳鋼板的製造方法，其包含： 冷軋步驟，對於包含C：0.10質量%以上且0.70質量%以下的熱軋鋼板或退火鋼板，施加軋製率為50%以上的冷軋以獲得冷軋板； 退火步驟，於400℃至650℃間的溫度範圍內以30℃/h以上的升溫速度將所述冷軋板加熱之後，將其保持在Ac1變態點以上的退火溫度，藉此對所述冷軋板施加退火： 所述退火步驟中的所述退火溫度係為所述Ac1變態點以上，所述Ac1變態點+60℃以下。
  5. 如請求項3或4所述之中碳鋼板的製造方法，其中，所述熱軋鋼板或退火鋼板包含以質量%計，Si：0.02且0.50%以下；Mn：2.0%以下；P：0.03%以下；S：0.03%以下；且Cr：1.6%以下。
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