TWI427162B - 成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板及其製造方法 Download PDF

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Description

成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板及其製造方法
本發明係關於電機、汽車、建材等領域中，最適於作為大型平板形狀之零件構件之成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板及其製造方法。
為了削減地球環境問題中的CO2 、和低成本化之削減素材使用量，將鋼板薄身化，且削減鋼材使用量的期望變大。但是，若鋼板薄身化，則零件鋼性降低，發生彎曲、凹陷等問題。更且，薄型電視等進行大型化的商品用鋼板，更加容易凹陷等鋼板薄身化所伴隨的問題變大。
又，為了確保鋼板的零件鋼性，考慮施行浮雕和焊珠加工，並且加大此浮雕和焊珠的高度，且將鋼板端部彎曲等方法，但於此情況，產生加壓加工所伴隨的裂開和變形等新問題。因此，對於成形性和形狀凍結性優異之鋼板的要求日益增大。
以往，作為形狀凍結性優異的鋼板，例如，於專利文獻1中，揭示將{100}面與{111}面之比設定為1.0以上，來抑制彎曲加工時之鋼板回彈的技術。
又，作為成形性和形狀凍結性兩相成立的鋼板，例如如專利文獻2所揭示般，揭示經由將{100}<011>~{223}<100>方位群之X射線無規強度比之平均值(A)設定為4.0以上，且，{554}<225>、{111}<112>及{111}<110>之3個結晶方位的X射線無規強度比之平均值(B)設定為3.0以上，更且設定為1.0≦(A)/(B)≦4.0，除此之外，將軋製方向及與其垂直方向之r值中之至少一者設定為0.7以下，更且r值的平均值設定為0.8以上，使加工性和形狀凍結性兩相成立的技術。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]　國際公開第2000/6791號說明書
[專利文獻2]　日本專利特開2004-131754號公報
但是，專利文獻1及2中記載的鋼板，雖然均於彎曲加工時具有一定的形狀凍結性者，但例如於需要突出加工般之高延性的加工情況，具有無法取得充分之形狀凍結性的問題，於浮雕加工和焊珠加工等突出高度更大的加工情況，殘留有發生變形等問題。
本發明之目的，在於藉由達到鋼板成分及鋼板組織的適切化，以提供成形性及形狀凍結性提高的冷軋鋼板及其製造方法。
發明者等人，為了解決上述問題重複檢討之結果，得到如下所述之發現。
(1)　於極低碳鋼中為了控制肥粒鐵粒徑和集合組織，於熱軋、冷軋後的各步驟中，以升溫途中之未再結晶階段，必須在應變蓄積大且易再結晶的{111}周圍優先析出AlN。
(2)　又，在冷軋後的退火過程中，必須抑制均熱時以AlN作為核析出之NbC所造成之{111}周圍的肥粒鐵再結晶。
(3)　更且，一邊促進{211}周圍的再結晶一邊控制肥粒鐵的粒徑為有效的。
可知滿足上述條件，使低屈服強度(以下，稱為YP)化、高均勻延伸度化、及低r值化可兩相成立。
本發明係根據此種發現而完成者，其要旨構成如下。
1.　一種成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板，其係依質量%計含有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含有量及N含有量滿足下述(1)式之關係，其餘部分為Fe及不可避免的雜質之組成所構成的冷軋鋼板，該冷軋鋼板具有以平均粒徑：8~20μm之肥粒鐵粒作為主體的組織，且由{211}起15°以內之肥粒鐵粒之板面中的面積率為該組織的50%以上，[%Al]/[%N]≧10　...(1)但，[%M]表示M元素的含有量(質量%)。
2.　如上述1記載之成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板，其中，上述冷軋鋼板進一步含有依質量%計B：0.0003~0.0015%。
3.　一種成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板之製造方法，其特徵係將上述1或2中記載之組成所成的鋼胚，以完工溫度：870~950℃完成熱軋，並以450~630℃之範圍捲取，接著酸洗後，以軋縮率：80%以下施行冷軋後，進行退火時，以滿足下述(2)式關係之速度v1 由600℃加熱至730~850℃均熱溫度為止，並於該均熱溫度域中保持30~200秒鐘後，以3℃/s以上之速度v2 冷卻至600℃為止。
v1 (℃/s)：([%Al]/[%N])/10~([%Al]/[%N])　...(2)
但，[%M]表示M元素的含有量(質量%)。
根據本發明，將極低碳鋼中添加Nb等之素材，於冷軋後的退火中，根據Al與N的質量比控制升溫速度，使鋼板的集合組織和粒徑最適化，可分別有效控制鋼板之YP、均勻延伸度及r值的結果，可有效改善成形性及形狀凍結性。
以下，具體說明關於本發明中，將鋼板成分限定於上述範圍的理由。
另外，於下述中，表示鋼中之成分的%表示，只要無特別限定則表示質量%。
C：0.0010~0.0030%
C在熱軋後以固熔體型式存在，於冷軋時，可促進於粒內導入剪切應變，且可抑制r值的上升。又，於冷軋後之退火過程中之保持均熱時，可與Nb形成微細的碳化物，控制肥粒鐵的粒成長，並且可使粒徑與集合組織最適化。為了獲得此種效果，C必須設定為0.0010%以上。另一方面，添加超過0.0030%之C之情況，C以碳化物型式存在之情況會導致YP上升及均勻延伸度降低，又，以固熔C型式存在之情況會因老化硬化導致YP進一步上升，故C必須設定為0.0030%以下。較佳為0.0020%以下。
Si：0.05%以下
Si若大量添加超過0.05%，則鋼板硬質化且加工性惡化，並且經由退火時生成Si氧化物使鍍敷性降低。又，施行熱軋時，因組織由沃斯田鐵變態成肥粒鐵的溫度上升，故難在沃斯田鐵域完成軋製。因此，Si必須設定為0.05%以下。
Mn：0.1~0.5%
Mn將有害之鋼中S以MnS型式無害化，故必須添加0.1%以上。另一方面，大量添加0.5%，則經由鋼板硬質化使加工性惡化、和抑制退火時之肥粒鐵粒的再結晶，故Mn必須設定為0.5%以下。較佳為0.3%以下。
P：0.05%以下
P在鋼板之結晶粒粒界偏析，使延性和靭性惡化，故必須設定為0.05%以下。較佳為0.03%以下。
S：0.02%以下
S使熱加工的延性顯著降低，而誘發熱裂開，且使表面性狀顯著惡化。更且，S不僅幾乎完全不參與鋼板強度的提高，並且以雜質元素型式形成粗大的MnS，使延性降低。因此，期望極力減低S量，若為0.02%以下則可容許。
Al：0.02~0.10%
Al於冷軋後的退火過程中，在升溫時形成氮化物，並以NbC的析出部位作用，故控制肥粒鐵的粒成長，且可使鋼板粒徑及集合組織最適化。又，形成氮化物可抑制固熔N所造成的老化硬化。為了獲得該等效果，Al必須設定為0.02%以上。
另一方面，超過0.10%之大量Al，促進氮化物的析出，且抑制{111}周圍之肥粒鐵粒的優先析出。更且，於熱軋時，因組織由沃斯田鐵變態成肥粒鐵的溫度上升，故難在沃斯田鐵域完成軋製。因此，Al必須設定為0.10%以下。
N：0.0010~0.0050%
N於冷軋後的退火過程中，在升溫時與Al形成氮化物，以NbC的析出部位作用，可控制肥粒鐵的粒成長，且使粒徑及集合組織最適化。因此，N必須設定為0.0010%以上。另一方面，若大量添加超過0.0050%，則熱軋中伴隨鋼胚裂開，有發生表面瑕疵之虞。又，於退火後以固熔N型式存在之情況，引起老化硬化。因此，N必須設定為0.0050%以下。
Nb：0.010~0.035%
Nb在冷軋後之退火過程中之均熱時，形成碳化物，控制肥粒鐵的粒成長，且使粒徑及集合組織最適化。更且，於熱軋中，以固熔Nb型式存在，抑制沃斯田鐵的再結晶，於精軋後的冷卻中，促進由未再結晶沃斯田鐵變態成肥粒鐵，可使有利於低r值化的集合組織發達。為了獲得此種效果，Nb必須添加0.010%以上。
另一方面，大量添加超過0.035%之Nb，則導致Nb之碳氮化物和固熔Nb的增大，經由鋼板的硬質化導致延性之降低之同時，可抑制退火時肥粒鐵的再結晶，故退火溫度變高，變成無法控制集合組織。因此，Nb必須設定為0.035%以下。特佳之Nb量為0.012~0.030%之範圍。
以上，說明關於本發明之基本成分，但本發明中，以減低r值，且提高鋼板之形狀凍結性為目的，可進一步含有B：0.0003~0.0015%。
B：0.0003~0.0015%
B於熱軋中以固熔B型式存在，可抑制沃斯田鐵的再結晶，於精軋的冷卻時，促進由未再結晶沃斯田鐵變態成肥粒鐵，使有利於低r值化的集合組織發達。為了獲得此種效果，B必須添加0.0003%以上。
另一方面，B為大量存在超過0.0015%之情況，於冷軋後之退火時抑制肥粒鐵的再結晶，故產生提高退火溫度的需要，且無法控制鋼板的集合組織。因此，B必須設定為0.0015%以下。
[%Al]/[%N]≧10
又，若Al之含有量[%Al]相對於N之含有量[%N]少，則在冷軋後之退火過程中的升溫時，抑制AlN的析出。於是，本發明中，Al之含有量[%Al]相對於N之含有量[%N]必須設定為10倍以上。
但，上述的[%M]表示M元素的含有量(質量%)，以下，[%M]亦表示M元素的含有量(質量%)。
另外，本發明之冷軋鋼板之上述成分以外的其餘部分，由Fe及不可避免的雜質所構成。此處，所謂不可避免的雜質，係意指上述成分以外，只要不損害本發明之作用‧效果所含的微量元素。
其次，說明關於根據本發明的鋼板組織。
肥粒鐵之平均粒徑：8~20μm
根據本發明之鋼組織，以平均粒徑：8μm以上之肥粒鐵相作為主體，可使低YP和高均勻延伸度兩相成立。
另一方面，若肥粒鐵的粒徑變大超過20μm，不僅加壓加工時表面粗糙等之表面模樣顯著化，且亦難以控制集合組織，r值變高。因此，肥粒鐵的平均粒徑必須設定為20μm以下。
另外，於本發明中，肥粒鐵相以外的組織為碳化鐵相和貝氏體相等，本發明中，所謂以肥粒鐵相作為主體，以肥粒鐵佔有鋼板組織之面積率為90%以上的範圍。較佳為95%以上，更佳為100%。
由{211}起15°以內之肥粒鐵粒於板面的面積率：50%以上
將{211}起15°以內之肥粒鐵粒於板面的面積率加大，則對於軋製方向、軋製垂直方向等板面全部方向的r值可變小。特別是對於鋼板之組織全體，將上述的面積率設定為50%以上，則相對於板面全部方向的r值可設定成2.0以下。因此，本發明中，將{211}起15°以內之肥粒鐵粒於板面的面積率設定為50%以上。較佳為60%以上。
另外，本發明所謂由{211}起15°以內的肥粒鐵粒，係意指對於鋼板面，使用EBSD(Electron Backscatter Diffraction，電子反散射衍射)裝置求出之{211}起15°以內的肥粒鐵粒。
以下，具體說明關於本發明之各製造步驟。
熔製方法可適當應用通常的轉爐法、電爐法等先前公知的熔製方法。所熔製之鋼，鑄造成鋼胚後，直接，或者冷卻並加熱，施行熱軋加工成熱軋板後，捲取。接著，酸洗後，施行冷軋及退火。
熱軋時的完工溫度：870~950℃
於熱軋時之精軋途中，若鋼板組織由沃斯田鐵相變成肥粒鐵相，則軋製負載急劇降低且難以控制軋製機的負載。於此情況，於流通板內中產生鋼板斷裂等危險。
又，若由上述精軋最初以肥粒鐵相流通板內，雖可迴避此種危險，但軋製溫度降低，熱軋板的組織變成未再結晶肥粒鐵，產生冷軋時之負載增大的問題。因此，上述的精軋重要以沃斯田鐵相完成，必須以870℃以上完成。
另一方面，若上述精軋完成溫度超過950℃，則促進沃斯田鐵域的再結晶，於精軋後的冷卻中，抑制由未再結晶沃斯田鐵至肥粒鐵的變態，故鋼板的r值上升。因此，上述精軋必須以950℃以下完成。較佳的溫度範圍為880~920℃。另外，熱軋後，直到鋼板捲取為止的冷卻速度並無特別限定，較佳為空氣放冷以上的冷卻速度。但，視需要，亦可進行100℃/s以上的急冷。
捲取溫度：450℃~630℃
若熱軋後的捲取溫度低，則經由針狀肥粒鐵，使鋼板硬質化，且其後冷軋時的負載變高，使實際作業變得困難。因此，捲取溫度必須設定為450℃以上。
另一方面，若捲取溫度超過630℃，則熱軋捲材冷卻時，析出AlN和NbC，於冷軋後之退火過程中無法經由控制碳氮化物的析出而控制肥粒鐵粒徑和集合組織。更且，於熱軋階段促進碳化物的析出，若變成無固熔C，則在冷軋時，無法取得經由固熔C對鋼板結晶粒內導入剪切應變效果，r值上升。因此，捲取溫度必須設定為630℃以下。
軋縮率：80%以下
若冷軋時的軋縮率大，則鋼板的集合組織易發達且r值上升。因此，軋縮率必須設定為80%以下。另一方面，下限並無特別限定，但軋縮率小之情況，對於指定的製品厚度，必須接近熱軋板的板厚，故熱軋和酸洗的生產性降低。因此，軋縮率設定為50%以上為佳。
由600℃至均熱溫度為止之加熱速度v1 (℃/s)：([%Al]/[%N])/10~([%Al]/[%N])
於冷軋之升溫過程中，若由600℃至均熱溫度為止的加熱速度v1 小，則促進AlN的析出，不僅在{111}周圍，在{211}周圍亦析出AlN，故無法控制均熱溫度域的肥粒鐵再結晶。此種AlN的析出，在Al質量相對於N質量之比，即[%Al]/[%N]之值愈大愈顯著，故v1 使用[%Al]/[%N]之值，必須設定為([%Al]/[%N])/10℃/s以上。
另一方面，於加熱速度大之情況，於升溫途中不會引起AlN的析出且可進行均熱溫度域的再結晶，故變成無法控制肥粒鐵的粒徑和集合組織。此種AlN的析出抑制在[%Al]/[%N]之值愈小愈顯著，故v1 必須設定為([%Al]/[%N])℃/s以下。
另外，若將上述範圍以(v1 )/([%Al]/[%N])之值表示，則為0.1~1.0，特佳為(v1 )/([%Al]/[%N])：0.2~0.8。又，v1 為600℃至均熱溫度為止的平均加熱溫度。
均熱溫度：730~850℃
上述加熱後的均熱溫度，必須一邊析出NbC一邊使再結晶完成，控制肥粒鐵的粒徑和集合組織。因此，均熱溫度必須設定為730℃以上。
另一方面，均熱溫度若變高超過850℃，則Nb和C的固熔量增加而使NbC的析出受到抑制，進行肥粒鐵的粒成長，因而無法控制集合組織之同時，若C未析出且直接以固熔存在，則變成老化硬化的原因。由此，均熱溫度必須設定為850℃以下。較佳為830℃以下。
均熱時間：30~200秒鐘
上述加熱後的均熱時間若短，則再結晶未完成，故鋼板的YP變高之同時，均勻延伸度降低且加工性顯著惡化，故均熱時間必須設定為30秒鐘以上。另一方面，若均熱時間變長超過200秒鐘，則進行肥粒鐵粒的成長，變得無法控制集合組織。因此，加熱時的均熱時間必須設定為200秒鐘以下。較佳為150秒鐘以下。
由均熱溫度至600℃為止的冷卻速度v2 ：3℃/s以上
鋼板冷卻時，特別至600℃為止的冷卻速度v2 若小，則促進肥粒鐵粒的成長，變得無法控制集合組織。因此，由均熱溫度至600℃為止的冷卻速度v2 必須設定為3℃/s以上。另一方面，上限並無特別限定，但由於以頗快的冷卻速度v2 ，需要特別的冷卻設備等不利成本，故較佳為30℃/s以下左右。另外，v2 為均熱溫度至600℃為止的平均冷卻溫度。
此處，低於600℃區域的冷卻速度並無特別限定。又，視需要，亦可在480℃附近以熔融鋅進行鍍敷。更且，鍍敷後，於500℃以上再加熱使鍍敷合金化亦可，且於冷卻途中亦可經過進行保持溫度等之熱履歷。
更且，視需要，亦可進行軋縮率：0.5~2%左右的調質軋製。又，於退火途中未施行鍍敷之情況，為了提高耐腐蝕性亦可進行電鍍鍍鋅等。更且，在冷軋鋼板和鍍敷鋼板上，亦可經由化成處理附加皮膜。
[實施例]
以下，說明關於實施例。將具有表1所示化學組成之鋼胚熔製後，以1200℃將鋼胚加熱1小時後，以同表所示之完工溫度(FT)和捲取溫度(CT)進行熱軋等。酸洗後，再以同表所示之條件進行冷軋、加熱、均熱及冷卻處理。另外，冷軋後之板厚設定為0.6~0.8mm。
此處，加熱速度v1 為600℃至均熱溫度為止的平均加熱速度，冷卻速度v2 為均熱溫度至600℃為止的平均冷卻速度。又，600℃以下，亦以v2 冷卻至室溫為止。更且，退火後進行軋縮率：1.0%的調質軋製，調查組織和機械特性。表1中，併記調查所得鋼板之組織及機械特性之結果。
另外，熱處理後的樣品，以軋縮率1%予以調質軋製後，由軋製方向(L方向)、軋製45°方向(D方向)、軋製垂直方向(C方向)分別採取JIS 5號拉伸試驗片，進行L方向的拉伸、及L、D、C方向的r值測定。又，以光學顯微鏡將L方向的剖面(軋製方向的板厚剖面)觀察組織之同時，以EBSD進行結晶方位的測定。
(評估)
肥粒鐵的平均粒徑根據切斷法求出。即，分別求出各供試鋼之軋製方向和板厚方向的平均切片長度，將軋製方向之平均切片長度視為X、板厚方向之平均切片長度視為Y，且求出2/(1/X+1/Y)之值視為各供試體之肥粒鐵的平均粒徑。
肥粒鐵的面積率由組織影像根據影像處理求出。
又，集合組織使用EBSD測定。首先，測定供試鋼之全板厚方向的方位，求出鋼板面起15°以內具有{211}之肥粒鐵粒的面積率。
關於拉伸特性，由軋製方向切出JIS 5號拉伸試驗片，並以拉伸速度：10mm/分鐘進行拉伸試驗(根據JIS Z2241)，測定YP及均勻延伸度之值。
由軋製方向(L方向)、軋製45°方向(D方向)、軋製垂直方向(C方向)之各方向切出JIS 5號拉伸試驗片，並以預應變15%測定r值。
圖1中，表示關於供試鋼No.1~11之鋼，由{211}起15°以內之肥粒鐵粒板面中的面積率、和軋製方向、軋製45°方向、軋製垂直方向各r值的關係，於圖2及圖3中，表示關於上述面積率為50%以上之供試鋼No.1~3、5、6、8、10，肥粒鐵之平均粒徑與YP及均勻延伸度的關係，於圖4中，示出加熱速度以外，關於本發明範圍內之供試鋼1~8，由{211}起15°以內之肥粒鐵粒板面中的面積率與「v1 /([%Al]/[%N])」的關係。
由圖1可知，關於供試鋼No.1~11，由{211}起15°以內之肥粒鐵粒板面中的面積率為50%以上之情況，軋製方向、軋製45°方向、軋製垂直方向之任一方向中，r值均為2.0以下。
由圖2及圖3分別可知，將肥粒鐵的平均粒徑設定為8μm以上，可達成YP為230MPa以下之低屈服強度化、均勻延伸度為22%以上的高均勻延伸度化。
由圖4可知，”v1 /([%Al]/[%N])”之值設定為0.1~1.0之範圍，可將{211}起15°以內之肥粒鐵板面中的面積率設定成50%以上。
突出加工時之形狀凍結性的評估以圓筒突出試驗進行。圖5中表示加壓的剖面。
衝壓機徑：30mm、衝壓機肩之半徑：5mm、型板徑：45mm、型板肩之半徑：1mm。樣品使用機械加工成100mmΦ 者。押皺力設定為200kN，進行8mm高度的突出。加壓後的剖面表示於圖6。
突出後的扭轉以目視進行形狀凍結性的評估，無扭轉者視為○，稍微扭轉者視為△，大扭轉者視為╳。
結果併記於表1，本發明鋼可知無形狀不良且可加壓成形。
[產業上之可利用性]
若根據本發明，可提供相比於先前的冷軋鋼板，具備優異之成形性及形狀凍結性之冷軋鋼板及其製造方法。
圖1表示由{211}起15°以內之肥粒鐵粒板面中的面積率與軋製方向、軋製45°方向、軋製垂直方向之r值關係圖。
圖2表示肥粒鐵之平均粒徑與YP之關係圖。
圖3表示肥粒鐵之平均粒徑與均勻延伸度之關係圖。
圖4表示「加熱速度v1 /(Al/N)」之值與{211}起15°以內之肥粒鐵粒板面中的面積率關係圖。
圖5係圓筒突出試驗用加壓的剖面圖。
圖6係加壓後之鋼板的剖面圖。

Claims (3)

  1. 一種成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板，其係依質量%計含有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含有量及N含有量滿足下述(1)式之關係，其餘部分為Fe及不可避免的雜質之組成所構成的冷軋鋼板，該冷軋鋼板具有以平均粒徑：8~20μm之肥粒鐵粒作為主體的組織，且由{211}起15°以內之肥粒鐵粒之板面中，面積率為該組織的50%以上，[%Al]/[%N]≧10　...(1)但，[%M]表示M元素的含有量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項之成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板，其中，上述冷軋鋼板進一步含有依質量%計B：0.0003~0.0015%。
  3. 一種成形性和形狀凍結性優異之冷軋鋼板之製造方法，其特徵係將申請專利範圍第1或2項之組成所成的鋼胚，以完工溫度：870~950℃完成熱軋，並以450~630℃之範圍捲取，接著酸洗後，以軋縮率：80%以下施行冷軋後，進行退火時，以滿足下述(2)式關係之速度v1 由600℃加熱至730~850℃均熱溫度為止，並於該均熱溫度域中保持30~200秒鐘後，以3℃/s以上之速度v2 冷卻至600℃為止，v1 (℃/s)：([%Al]/[%N])/10~([%Al]/[%N])　...(2)但，[%M]表示M元素的含有量(質量%)。
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