WO2008062901A1 - Tôle d'acier ayant un degré de compaction du plan {222} élevé et procédé pour la production de celle-ci - Google Patents

Tôle d'acier ayant un degré de compaction du plan {222} élevé et procédé pour la production de celle-ci Download PDF

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Tooru Inaguma
Hiroaki Sakamoto
Youji Mizuhara
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet excellent in workability such as deep drawing, pressing, punching, and the like, and a method for producing the steel sheet.
  • the workability of the steel sheet depends on the texture of the a F e phase and the F e phase, and in particular, the workability is improved by increasing the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the crystal on the steel sheet surface. Can do. Therefore, several methods have been proposed to control the texture and improve the workability of steel.
  • Kaihei 6—2 0 6 9 discloses that in high-strength cold-rolled steel sheets and hot-dip galvanized steel sheets, the amounts of Si, M n, and P are set to ⁇ 2 2 2 ⁇ parallel to the steel sheet surface. It is disclosed that deep drawability is ensured by controlling based on a fixed relational expression between the ratio of the X-ray diffraction intensity of the surface and the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface.
  • the amount of Nb is defined by the amount of C, and the conditions for hot rolling and cold rolling are defined. It is disclosed that (1 1 1) the texture is controlled by specifying.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 10-180 0 1 discloses an alloyed hot-dip galvanized steel sheet and a method for producing the same in the X-ray diffraction intensity of the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane.
  • the ratio of strength to ⁇ 2 2 2 ⁇ surface strength, I (2 0 0) / I (2 2 2) is less than 0.17, the occurrence of streak defects on the plating surface is eliminated, and It is disclosed that when the finish rolling temperature of hot rolling is Ar 3 +30 ° C or higher, the X-ray diffraction intensity ratio, I (2 0 0) / 1 (2 2 2), is less than 0.17 Has been.
  • JP 1 1 1 3 5 0 0 7 2 discloses that in an ultra-low carbon cold-rolled steel sheet having a C content of 0.01% or less in steel, the total thickness is 1/10 from the surface of the steel sheet.
  • a is the ferrite grain size No. of the surface layer that occupies
  • b is the ferrite grain size No. of the inner layer that occupies 1/2 of the total thickness centered at the center of the thickness.
  • the surface of the steel sheet is 1/15 of the total thickness of 5.0 or more, and at the center of the steel sheet thickness of 12 or more, the rough surface of the steel sheet during press forming
  • a method for increasing the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the a F e phase and TF e phase has been devised in the past. Optimized rolling conditions, temperature conditions, etc.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2 Q 0 6-1 4 4 1 1 6 discloses that in a high A 1 content steel sheet having an A 1 content of 6.5 mass% or more and 10 mass% or less, the a F e crystal ⁇ 2 2 2 ⁇ It is disclosed that the degree of surface integration is 60% or more and 95% or less, or the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration degree is 0.0 1% or more and 15% or less to improve workability. ing.
  • the surface of the base steel sheet having an A1 content of 3.5 mass% or more and less than 6.5 mass% is melted. It is disclosed that A 1 alloy is deposited by A 1 plating method, cold rolled, and then diffusion heat treated. ing.
  • JP-A-3-2 7 7 7 3 9 the surface layer of the steel sheet is hardened so that the burrs at the time of shearing are extremely small, and the inside of the steel sheet has a soft hardness distribution and is pressed.
  • Steel sheets that do not impair the properties are disclosed. Specifically, a steel sheet having an r value (Rankford value) of 1.7 to 2 and a Paris height of 12 to 40 ⁇ m during punching is disclosed.
  • steel sheets with a ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree of the conventional level have poor punching workability in the machining process, and the plastic fluidity required for complex press work is insufficient, so We could not cope with the high efficiency of the machining process.
  • the steel sheet has burrs on the cut surface during punching.
  • the problem is that a chamfering process is necessary to remove the generated burrs.
  • the above steel plate has a problem that when it is pressed with a complicated die, the die surface and the steel plate do not slide sufficiently and cannot be processed into a more complicated shape than before.
  • the steel sheet disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 20 0 6-1 4 4 1 1 6 has a ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree that improves workability and is higher than before, and forms a honeycomb structure. In the first place, it has a high A1 content, so it can be used as an ordinary steel plate for processing, and it can be used for high-level processing and high-efficiency processing processes. It cannot be dealt with.
  • JP-A-6-2 069, JP-A-8-130081, JP-A-10-180011, and JP-A-11-3500 are also, JP-A-6-2 069, JP-A-8-130081, JP-A-10-180011, and JP-A-11-3500.
  • Gazette 2 is capable of accumulating the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface up to a certain ratio, but it is only possible to set the component conditions and conditions in conventional processes such as annealing. There is a limit to the improvement of integration.
  • ⁇ 2 2 2 ⁇ Increased surface integration.
  • the above method is a method for improving the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree only when a base material having an A 1 content of 3.5 mass% or more and less than 6.5 mass% is used. ., A1 It is difficult to simply apply to a steel sheet with a low content to increase or decrease the degree of integration on a specific surface.
  • Japanese Patent No. 8 50 has succeeded in reducing the occurrence of burrs caused by punching to a certain extent, but has not yet reached the point where chamfering for removing Paris can be omitted. Therefore, the present invention further examines a technique for controlling the texture by performing a treatment such as plating on the surface of the steel sheet, and has a high level of ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration, which is unprecedented, and is cut during punching.
  • the object is to provide "A 1 steel sheet with less than 6.5 mass%", which does not generate Paris on the surface and has excellent workability.
  • Another object of the present invention is to provide a production method for producing a “less than 6.5 mass% A 1 content steel sheet” having an unprecedented high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree.
  • the inventors set the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the (xl) Fe crystal to a high specific range, and Z or ( x2) It was found that when the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the Fe crystal was set to a specific range, excellent burrability was obtained, with no burrs formed on the cut surface during punching.
  • the present inventors as a technique for effectively accumulating a specific crystal plane at a high rate in a steel sheet having an A 1 content of less than 6.5 mass%, has a (yl) A 1 content of 3.5.
  • a second layer (the base steel plate is the first layer and the layer provided on the surface is called the second layer) is attached to the surface of the base steel plate of less than mass%, and then heat-treated to enhance the specific crystal plane.
  • the Cr content in the base steel sheet should be 12 mass% or less, and (y2) the second surface of the base steel sheet with an A1 content of less than 6.5 mass% It was found that applying the layer and then cold rolling, then removing the second layer and heat treating it was effective.
  • the gist of the present invention is described below.
  • the degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration of one or both of the Qi F e phase and the F e phase relative to the steel plate surface is 60% or more and 99% or less, and
  • a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by being one or both of the following.
  • the degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration in one or both of the a F e phase and the r F e phase is 60% or more and 99% or less
  • a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by being one or both of the following.
  • a steel sheet having a second layer formed on at least one side of the surface and alloying the second layer and the steel sheet at a part, and having an A1 content of less than 6.5 mass%.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of one or both of the a F e phase and the a F e phase with respect to the steel plate surface is 60% or more and 99% or less, and
  • the degree of ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration of one or both of the a F e phase and the r F e phase with respect to the steel plate surface is 0.0 1% or more and 15% or less
  • a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by being one or both of the following.
  • the degree of ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration of one or both of the u F e phase and the r F e phase relative to the steel plate surface is 0.0 1% or more and 15% or less
  • High ⁇ 2 2 2 ⁇ surface density characterized by being one or both of Steel plate with
  • the second layer includes Fe, A1, Co, Cu, Cr, Ga, Hf, Hg, In, Mn, Mo, Nb, Ni, Pb, Pd, Pt, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W, Zn, and Zr, containing one or more elements
  • a method for producing a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by comprising:
  • the A1 content of the steel sheet after alloying and recrystallization is less than 6.5 mass%.
  • One or both of the a F e phase and a F e phase against the steel plate surface ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration is 60% or more and 9 9% or less, and
  • the degree of ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration of one or both of the a F e phase and the r F e phase with respect to the steel plate surface is 0.0 1% or more and 15% or less
  • Control to be one or both of
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of one or both of the a F e phase and the r F e phase with respect to the steel plate surface is 60% or more and 95% or less
  • the degree of ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration of one or both of the a F e phase and the a F e phase relative to the steel plate surface is 0.0 1% or more and 15% or less
  • Control to be one or both of
  • the second layer is Fe, A1, Co, Cu, Cr, Ga, Hf, Hg, In, Mn, Mo, Nb, Ni, Pb, Pd, Pt, Sb, Si, Sn, Ta,
  • a method for producing a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by containing one or more elements of Ti, V, W, Zn, and Zr
  • a method for producing a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by comprising:
  • a method for producing a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by comprising:
  • a method for producing a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by comprising:
  • a method for producing a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration characterized by comprising:
  • the thickness of the steel plate as the base material is 10 m or more and 10 mm or less, wherein the thickness described in any one of (9) to (19) is high ⁇ 22 2 ⁇
  • a method for producing a steel sheet having a degree of surface integration is
  • the temperature of the preliminary heat treatment is in the range of 700 to 1100 ° C.
  • the steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree described in (2 2) is characterized in that Production method.
  • the atmosphere of the preliminary heat treatment is at least one of a vacuum, an inert gas atmosphere, and a hydrogen atmosphere, as described in (2 2) or (2 3)
  • a method for producing a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration is at least one of a vacuum, an inert gas atmosphere, and a hydrogen atmosphere, as described in (2 2) or (2 3).
  • the step of adhering the second layer to the steel plate is performed by a plating method.
  • the step of adhering the second layer to the steel sheet is based on a rolling cladding method, wherein the high ⁇ 2 in any one of (9) to (19) 2 2 ⁇ A method for producing a steel sheet having a degree of surface integration.
  • the heat treatment temperature in the step of performing the heat treatment is 60 ° C. or more and 100 ° C. or less and the heat treatment time is 30 seconds or more.
  • the manufacturing method of the steel plate which has a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree as described in any one of (19).
  • the steel sheet of the present invention having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree (the steel sheet of the present invention) has an A 1 content of less than 6.5 mass% and a high ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree, ⁇ 2 0 0 ⁇ Since the degree of surface integration is low, this is a steel plate with excellent workability that does not generate burrs on the cut surface during punching.
  • the steel sheet of the present invention can be easily processed from a conventional shape into various shapes including special shapes, such as automotive parts and home appliance parts that require complex-shaped press molding. It is useful for various structural materials and functional materials including outer panels.
  • the production method of the present invention is to increase the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree or reduce the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree in a steel sheet having an A1 content of less than 6.5 mass. It can be done easily and effectively.
  • the manufacturing method of the present invention allows existing equipment to be created without creating new equipment.
  • the present steel sheet having a high degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration can be manufactured easily and at a low cost simply by exchanging these processes.
  • the present inventors set the A1 content of the steel sheet to less than 6.5 mass%, and increased the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the (xl) Fe crystal phase to be 60% or more.
  • the present inventors have described that the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the Q! Fe phase is 60% or more and 95% or less, and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the aFe phase is 0.01. % 1 or more and 15% or less "A 1 content 6.5 mass% or more
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 0 06-1 4 4 1 1 6 discloses a high A 1 -containing steel sheet having a mass of 10 mass% or less.
  • the method for producing the steel sheet includes attaching A 1 alloy to at least one surface of a steel sheet containing A 1 in a range of 3.5 mass% or more and 6.51 ⁇ 33% or less, imparting a working strain in a cold state, It is characterized by heat treatment for diffusing A 1.
  • the present inventors used a base steel plate having an A 1 content of less than 3.5 mass%, and reduced the Cr content of the base steel plate to 1 2 mas s. %, And not only A 1 but also a second layer made of another metal is attached to the steel sheet, and then heat treated to recrystallize the steel sheet. We found that ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration can be increased by doing so.
  • the component system of the steel sheet is a component system in which the A 1 content after recrystallization is less than 6.5 maSs%, the frequency of occurrence of the recrystallization nuclei tends to increase. As a result, it is possible to obtain a steel plate having a higher ⁇ 2 2 2 ⁇ plane density.
  • the Cr content in the base steel sheet is preferably less than 10 mass%, and under this Cr content, the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree can be more easily increased. it can.
  • a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree can be obtained by heat treatment.
  • This phenomenon is also considered to occur basically based on the recrystallization nucleation mechanism described above.
  • the steel sheet of the present invention is composed of one or both of the Fe phase and the Fe phase at room temperature, and the A 1 content is less than 6.5 mass%.
  • the A 1 content is set to less than 6.5 mass%.
  • the A 1 content of the steel sheet of the present invention is preferably 0.001 mass% or more. If A 1 is not less than 0.0 0 1 niass%, the production yield is improved. More preferably, it is 0.1 1 mass% or more. When A 1 is 0.11 1 mass% or more, the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree becomes higher, and as a result, higher workability can be obtained.
  • the inventors have attached a second layer to at least one side of a base steel sheet having an A1 content of less than 3.5 mass%, and then heat-treated to recrystallize the steel sheet. It has been found that the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of one or both of the a F e phase and the r F e phase on the steel plate surface can be made extremely high.
  • the steel sheet of the present invention having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree (the steel sheet of the present invention) is excellent in workability such as deep drawing and punching.
  • the A 1 content of the base steel sheet is less than 3.5 mass%, even if A 1 is contained in the second layer, deformation such as shrinkage is unlikely to occur in the manufacturing process.
  • the A 1 content of the base steel sheet is preferably 0.001 mass% or more. When A 1 is 0.001 mass% or more, the production yield of the base steel sheet is improved.
  • the steel sheet of the present invention is composed of one or both of the Qi Fe phase and the r Fe phase.
  • the Qi Fe phase is an Fe crystal phase with a body-centered cubic structure
  • the r Fe phase is an Fe crystal phase with a face-centered cubic structure.
  • the Fe crystal phase includes those in which other atoms partially replace Fe or penetrate between Fe atoms. Yes.
  • the steel sheet of the present invention has an A 1 content of less than 6.5 mass%, and a ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of one or both of the a F e phase and the a F e phase is 60% or more and 9 9%
  • one or both of the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of one or both of the Fe phase and the Fe phase is 0.0 1% or more and 15% or less.
  • the average r value (Rankford value), which is an evaluation value of drawing workability, is 2.5 or more. It is possible to obtain an excellent additive property that does not occur.
  • the degree of surface integration was measured by X-ray diffraction using Mo Ka line.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the F e phase and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the a F e phase were obtained as follows.
  • ⁇ crystal of Fe parallel to the sample surface 1 1 surface ⁇ 1 1 0 ⁇ , ⁇ 2 0 0 ⁇ , ⁇ 2 1 1 ⁇ ⁇ ⁇ 3 1 0 ⁇ , ⁇ 2 2 2 ⁇ , ⁇ 3 2 1 ⁇ , ⁇ 4 1 1 ⁇ , ⁇ 4 2 0 ⁇ , ⁇ 3 3 2 ⁇ , ⁇ 5 2 1 ⁇ , and ⁇ 4 2 2 ⁇ , and ⁇ 4 4 2 ⁇ are measured in random directions. After dividing by the theoretical integrated intensity of the sample, the ⁇ 2 0 0 ⁇ intensity or the ratio to the ⁇ 2 2 2 ⁇ intensity was obtained as a percentage.
  • I (h k 1) Theoretical integral intensity of ⁇ h k 1 ⁇ plane in a sample with random orientation
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree can also be obtained separately by the E B S P (Electron Backscattering Diffraction Pattern, E B S P) method.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ area ratio with respect to the total area of the crystal plane that can be measured by the EBPS method is the ⁇ 2 2 2 ⁇ accumulation degree. Therefore, according to the EBSP method, in the steel sheet of the present invention, the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree is 60% or more 9 9% or less.
  • the values obtained by all the analysis methods do not have to satisfy the range specified in the present invention, and if the values obtained by one analysis method satisfy the range of the present invention, the present invention The effect is obtained.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane shift occurs with respect to the steel plate surface, but the shift is preferably within 30 °.
  • the deviation of the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane is observed in the L cross section, and the area ratio of the crystal grains with the deviation of the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane of 30 ° or less is preferably 80 to 99.9% .
  • the area ratio of crystal grains having a deviation of the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane in the L cross section of 0 to 10 ° is 40 to 98%.
  • the average r value means the average plastic strain ratio obtained from J I S Z 2 2 5 4 and is calculated by the following formula.
  • Average r value (r 0+ 2 r 45+ r 90) / 4 (3) where r 0, r 45, and r 90 are the test pieces for the rolling direction of the plate surface, respectively.
  • the integrated intensity of a sample with a random orientation may be obtained by preparing a sample and actually measuring it.
  • the degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration of one or both of the a: F e phase and the F e phase with respect to the steel sheet surface is 60% or more and 99% or less, and Z or
  • the degree of ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration of one or both of a; F e phase and a F e phase with respect to the steel plate surface is 0.0 1% or more and 15% or less.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration level is less than 60% and the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration level is more than 15%, cracks and fractures tend to occur during drawing, bending, and rolling. Also, burrs are generated on the cut surface during punching. If the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree is more than 99% and the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration degree is less than 0.0 1%, the effects of the present invention are saturated and manufacturing is difficult. Become.
  • the degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration of one or both of the aFe phase and the rFe phase with respect to the steel plate surface is preferably 60% or more and 95% or less. If the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration level is in the above range, the production becomes easier and the yield is improved.
  • the degree of ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration of one or both of the a F e phase and the r F e phase with respect to the steel plate surface is preferably 0.0 1% or more and 10% or less. If the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration level is in the above range, burrs will not occur on the cut surface during punching.
  • One method for producing the steel sheet of the present invention is to apply a second layer to at least one surface of a base steel sheet having an A1 content of less than 6.5%, and cold rolling the steel sheet to which the second layer is adhered.
  • the second layer is not attached to at least one side of the base steel plate, a high degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration cannot be obtained.
  • the second layer is attached to both surfaces of the steel sheet and subjected to cold rolling, the effect of the present invention can be further enhanced.
  • the second layer is not necessarily attached.
  • the second layer adhering to the steel plate may be removed before the heat treatment. For example, if the elements constituting the second layer diffuse into the steel plate during the heat treatment and adversely affect the mechanical properties, etc., removing the second layer before the heat treatment will result in ⁇ 2 2 2 ⁇ Only the improvement effect can be obtained.
  • a steel plate with a second layer adhering to at least one side of the surface, and the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree of one or both of the a F e phase and the a F e phase with respect to the steel plate surface is 60% or more 9 9% or less, and a steel sheet that has one or both of ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration of one or both of the a F e phase and the a F e phase relative to the steel plate surface of 0.0 1% or more and 15% or less Is included in the steel sheet of the present invention.
  • ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration level is less than 60% and the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration level is more than 15%, cracks and fractures tend to occur during drawing, bending, and rolling. , Burrs are generated on the cut surface during punching.
  • the steel plate when the second layer adheres to the steel plate, internal oxidation and corrosion of the steel plate can be prevented, and the steel plate can be made more functional.
  • the method of manufacturing this steel sheet includes a step of attaching a second layer to at least one surface of a base steel sheet having an A1 content of less than 3.5 mass%, and cold rolling with the second layer attached. And a step of subjecting the steel plate to a heat treatment to recrystallize the steel plate.
  • the effect of the present invention can be obtained even if the second layer adheres to at least one surface. Obtainable.
  • the effect of the present invention is further enhanced.
  • the second layer and the steel plate are partly alloyed, and the degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration in one or both of the Q! F e phase and the F e phase with respect to the steel plate surface is 60% or more and 9 9% or less
  • a steel sheet in which the degree of ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration of one or both of the i3 ⁇ 4 F e phase and the F e phase with respect to the steel sheet surface is one or both of 0.0 1% or more and 15% or less is also present. Included in invention steel plate.
  • ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration level is less than 60% and the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration level is more than 15%, cracks and fractures are likely to occur during drawing, bending, and rolling. In addition, when punching, Paris occurs on the cut surface.
  • the effects of the present invention will be saturated, and manufacturing will be difficult. . '
  • the second layer adheres to the surface of the steel sheet and a part of the second layer is alloyed with the steel sheet, it is possible to prevent internal oxidation and corrosion of the steel sheet and to prevent the second layer from peeling off. It is possible to make the steel plate more functional.
  • the meaning that the second layer and the steel plate are partly alloyed means that, for example, in the vicinity of the boundary between the second layer and the steel plate, it is partially aligned by mutual diffusion. It is that it is money.
  • the second layer and the steel plate are alloyed, and the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of one or both of the a F e phase and the F e phase with respect to the steel plate surface is 60% or more and 99% or less, and A steel plate having a ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of one or both of the Q! Fe phase and the Fe phase with respect to the steel plate surface is one or both of 0.01% or more and 15% or less. include.
  • ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration level is less than 60% and the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration level is more than 15%, cracks and fractures tend to occur during drawing, bending, and rolling. Also, burrs are generated on the cut surface during punching.
  • the mechanical properties or functionality of the steel plate is improved according to the elements constituting the second layer.
  • the element constituting the second layer is A 1
  • the high-temperature oxidation resistance and corrosion resistance of the steel plate are improved.
  • cold rolling can be performed on the base steel sheet with the second layer attached, and then the steel sheet can be heat treated and recrystallized. preferable.
  • the second layer is attached to at least one side of the base steel plate, and preferably on both sides. After that, through the heat treatment process, the second layer can be completely alloyed with the steel sheet to obtain a higher degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration.
  • the second layer is preferably a metal.
  • Desirable elements constituting the second layer are Fe, Al, Co, Cu, Cr, Ga, Hf, Hg, In, Mn, Mo, Nb, Ni, P b, P d, P t, S b, S i, Sn, Ta, T i, V, W, Z n, and Z r are at least one element.
  • These elements have the common feature that they are alloying elements with Fe. Particularly preferably, Q! Fe is a solid solution and tends to stabilize the ⁇ phase.
  • Al, Cr, Ga, Mo, Nb, P, Sb, Si, Sn, Ti , V, W, and Zn are at least one element.
  • a 1 alloy, Zn alloy, Sn alloy and the like can be selected.
  • the second layer applied to the surface of the base steel sheet is also preferably a metal as described above.
  • Desirable elements constituting the second layer are Fe, Al, Co, Cu, Cr, Ga, Hf, Hg, In, Mn, Mo, Nb, Ni, P b, Pd, Pt, Sb, Si, Sn, Ta, T and at least one element of V, W, Zn, and Zr.
  • These elements have the common feature that they are alloying elements with Fe. Particularly preferably, A l, C r, G a, Mo, N b, P, S b, S i, S n, T i, which tend to dissolve in a F e and stabilize the a phase At least one element of V, W, and Zn.
  • A1 alloy, Zn alloy, and Sn alloy Etc. can be selected.
  • the desired A 1 content of the base steel sheet is less than 3.5 mass%. If the A1 concentration of the base steel sheet is 3.5 mass% or more and heat treatment is performed with the A1 alloy attached as the second layer, shrinkage occurs during heat treatment, and the dimensional accuracy is significantly reduced.
  • the A 1 content of the base steel sheet is less than 3.5 mass%.
  • the A1 content of the base steel plate shall be less than 6.5 mass%.
  • the manufacturing process is at least on one side, and the second layer is Fe, Co, Cu, Cr, Ga, Hf, Hg, In, Mn, Mo, Nb, Ni, Pb, P d, Pt, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W, Zn, and Zr, including the step of attaching one or more elements
  • the A1 content of the steel is 6.5 mass% or more, the tensile elongation at break of the obtained steel sheet is reduced, and sufficient workability can be obtained even if it has a high degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration. It becomes impossible to burr on the cut surface during punching.
  • the A 1 content of the base steel sheet when the second layer does not contain A 1 should be less than 6.5 mass%.
  • the A 1 content of the base steel plate is preferably less than 6.5 mass%.
  • a method for increasing the efficiency is also included in the present invention.
  • a method of manufacturing a steel sheet having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree is also included in the present invention.
  • the alloying region of the steel plate and the second layer is defined as follows.
  • the element with the highest content in the second layer is A, and the Fe content is 0.5 mass% higher than the Fe content of the second layer before alloying, and the A content is alloyed.
  • the region 0.1 l mas s% higher than the A content of the former base steel sheet is defined as the alloying region.
  • the ratio of alloying is the ratio of the alloying region to the entire region.
  • better workability can be obtained by forming an alloying region in accordance with the above definition.
  • the alloying ratio is determined by analyzing the content distribution of Fe and element A on the L cross section using, for example, EPMA, etc., specifying the alloying region, obtaining the area, and determining the total area of the specific region. The ratio to the area can be obtained.
  • the thickness of the steel sheet of the present invention is preferably 5 or more and 5 mm or less. This is the thickness including the second layer. If the thickness of the steel sheet is less than 5, the production yield decreases and it is not suitable for practical use.
  • the thickness of the steel plate is preferably 5 m or more and 5 mm or less.
  • the thickness of the steel plate is more preferably 100 m or more and 3 mm or less.
  • the thickness of the steel sheet is 3 mm or less, the effect of suppressing the occurrence of Paris on the cut surface becomes more pronounced during punching.
  • the thickness of the steel sheet is 100 m or more, the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree can be controlled more easily, and similarly, the burr generation suppression effect becomes more remarkable.
  • the thickness of the second layer is preferably from 0.0 1 ⁇ to 500 m. If the steel plate and the second layer are partially alloyed, the thickness of the alloyed portion is included in the thickness of the second layer. If the second layer is attached to both sides, it is the total thickness of both sides.
  • the second layer has a function of increasing the degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration during production, it can be used as a protective coating for steel sheets without being removed after production.
  • the thickness of the second layer exceeds 500 m, the possibility of peeling increases, so it is desirable that the thickness be 500 m or less. If the thickness of the second layer is less than 0.01 m, the coating is easily broken and the protective effect is reduced.
  • the thickness of the second layer is preferably 0.01 m or more. It is also preferable that the entire thickness of the steel plate is alloyed. In this case, it is considered that the second layer has disappeared.
  • the thickness of the base steel sheet is 10 ⁇ m or more and 1 Omm or less. If the thickness of the base steel sheet is less than 10 m, the production yield may be lowered in the processes after cold rolling, which may not be suitable for practical use.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree may not fall within the scope of the present invention.
  • the thickness of the base steel plate is preferably 10 or more and 1 Omm or less.
  • the thickness of the base steel plate is more preferably 1 30 ⁇ and 7 mm or less. In this thickness range, an efficient and sufficient increase in ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration can be expected, and the generation of burrs is further suppressed during punching. It becomes easy to manufacture a controllable steel sheet.
  • the thickness of the second layer attached to the base steel plate before cold rolling is preferably 0.05 m or more and 100 00 _t m or less.
  • the thickness of the alloyed part is included in the thickness of the second layer. If the second layer is attached to both sides, it is the total thickness of both sides. If the thickness of the second layer is less than 0.0, the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree becomes low and may not fall within the scope of the present invention, so 0.05 m or more is preferable.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree becomes low and may not fall within the scope of the present invention.
  • This preliminary heat treatment re-arranges the dislocations accumulated during the manufacturing process of the base steel sheet, and for that purpose it is desirable to cause recrystallization, but it is not always necessary to cause recrystallization. .
  • the preliminary heat treatment temperature is preferably 700 ° C. or higher and 1100 ° or lower. If the preliminary heat treatment temperature is less than 700, it is difficult for the dislocation structure to change in order to obtain a more excellent effect of the present invention. Therefore, the preliminary heat treatment temperature is set to 700 ° C. or higher.
  • the atmosphere for the preliminary heat treatment may be any of a vacuum, an inert gas atmosphere, a hydrogen atmosphere, and a weak oxidizing atmosphere.
  • the effect of the present invention can be obtained in any atmosphere, but it does not form an oxide film on the surface of the steel sheet that adversely affects the adhesion of the second layer after the pre-heat treatment and the cold rolling. Atmosphere is required.
  • the preliminary heat treatment time does not need to be specifically limited, but considering the manufacturability of the steel sheet, it is appropriate to be within several seconds to several hours.
  • the adhesion of the second layer to the steel sheet can be carried out by the fusion staking method, the electrical staking method, the dry process method or the cladding method. Whichever method is used, the effects of the present invention can be obtained. It is also possible to add a desired alloy element to the second layer to be deposited and simultaneously alloy it.
  • the rolling reduction is less than 30%, the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the steel sheet obtained after the heat treatment is low and may not reach the scope of the present invention. If the rolling reduction is more than 95%, the increase in surface integration is saturated and the manufacturing cost increases. Therefore, the rolling reduction should be 30% or more and 95% or less.
  • a mechanical removal method such as polishing or a chemical removal method by dissolving strong acid or strong aqueous solution can be applied as the removal method.
  • the steel sheet is immersed in caustic soda water to remove only the plating components.
  • the influence of the A 1 component can be eliminated in the heat treatment process.
  • the heat treatment for recrystallizing the steel sheet can be performed in a non-oxidizing atmosphere such as a vacuum atmosphere, an Ar atmosphere, a 1 "1 2 atmosphere, etc.
  • a non-oxidizing atmosphere such as a vacuum atmosphere, an Ar atmosphere, a 1 "1 2 atmosphere, etc.
  • the heat treatment temperature is 60 ° C. or higher and 100 ° 0 °. C or less, and the heat treatment time is preferably 30 seconds or more.
  • the heat treatment temperature is 600 ° C. or higher, the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree becomes higher and easily reaches the range of the present invention. If the heat treatment temperature is below 100 ° C and the heat treatment time is less than 30 seconds, then ⁇ 2 2 2 ⁇ The surface integration becomes higher and easily reaches the scope of the present invention. Therefore, the heat treatment temperature is preferably 600 or more and 100 ° or less, and the heat treatment time is preferably 30 seconds or more.
  • the heat treatment temperature is more than 100 ° C.
  • there is no restriction on the heat treatment time and a high degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration can be obtained.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree can be easily increased even with a heat treatment time of less than 30 seconds.
  • the heat treatment temperature is more preferably 1300 ° C. or lower.
  • the plate shape such as the flatness of the steel plate becomes more excellent.
  • the heating rate during the heat treatment is preferably 1 / min or more and 100 ° C./min or less.
  • the rate of temperature rise is 100 ° C./min or less, a higher ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree can be easily obtained. If the heating rate is 1 ° CZ or more, productivity will be significantly improved.
  • the rate of temperature increase is preferably 1 ° CZ min.
  • the heat treatment performed with the second layer attached is intended to diffuse the elements contained in the second layer into the steel in addition to recrystallizing the steel plate.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree is further improved, and the high-temperature oxidation resistance and mechanical properties are improved.
  • the diffusion of elements contained in the second layer is actively used.
  • the base steel plate preferably has a Cr content of 12 mass% or less under the above-described A 1 content.
  • the Cr content is more preferably less than 10 mass%.
  • the base steel plate is a steel plate with a C content of 2.0 mass% or less. It contains trace amounts of Mn, P, and S as impurities.
  • carbon steel is included in the base steel sheet of the present invention.
  • alloy steel containing alloy elements such as Ni and Cr in addition to .C is also included in the base steel sheet of the present invention.
  • the alloy elements that can be contained in the base steel plate are S i, A l, M o, W, V, T i, N b, B, Cu, Co, Z r, Y, H f, La, C e, N, and ⁇ etc.
  • the base steel sheet was manufactured with five different A 1 content component systems.
  • a 1 content is mass%, 3.0% (component A), 3.4% (component E), 4.0% (component B), 6.0% (component C), 7.5% (Component D), others are C: 0. 0 0 8%, S i: 0.2%, ⁇ ⁇ ⁇ 0.4%, C r: 2 0. 0%, Z r: 0. 0 8%, La: 0.0 8%, It was set as the component system containing remainder iron and inevitable impurities.
  • ingots were melted by vacuum melting, and the ingots were hot-rolled to try to reduce the thickness to 3.0 mm.
  • the main phase at room temperature of the steel sheets of components A, B, C and E was the Fe phase.
  • the a-Fe phase texture of the base steel sheet was measured by X-ray diffraction, and the surface integration degree was calculated in the same manner as described above.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration is 3 2% for component A, 3 1% for component B, 3 1% for component C, and 30% for component E. ⁇ 2 0 0 ⁇ It was confirmed that it was 16% for Component A, 15% for Component B, 16% for Component C, and 16% for Component E.
  • Each steel plate was subjected to heat treatment at 80 ° C. ⁇ 10 sec in a hydrogen atmosphere before forming the second layer. After that, the A1 alloy was adhered to the surface of the base steel plate using the fusion staking method.
  • the composition of the plating bath was mass%, 90% A1 and 110% Si, and the A1 alloy was deposited on both sides of the steel sheet.
  • Adhesion amount for the whole steel sheet, A1 content is mass%, 3.5% (component A), 4.5% (component B), 6.4% (component C), 6.4% It was controlled to become (component E).
  • Each steel plate was cold-rolled at a rolling reduction of 70% with the A1 alloy adhered to the second layer. Subsequently, the steel sheet was recrystallized by heat treatment in vacuum under the conditions of 100 ° C. X I 20 min. At this time, the steel sheets of components B and C contracted during the heat treatment, and the dimensional accuracy decreased significantly.
  • a 2 that does not contain A 1 in the base steel plate with A 1 content of 3.5% or more The layers were deposited and subjected to a similar heat treatment. In this case, no shrinkage occurred during the heat treatment.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the obtained steel sheet is 8 2% and 8 3%, respectively, and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree is And 0.5% and 0.8%, respectively, and both integration degrees were within the scope of the present invention.
  • the steel plate produced by the production method of the present invention has a ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of a ae phase parallel to the steel plate surface of 60% or more, or parallel to the steel plate surface. It was confirmed that the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration degree was within 15% of the present invention.
  • the composition of the base steel plate is mass%, A 1: 1.5%, C: 0.0 0 8%, S i: 0.1%, M n: 0.2%, C r: 18% , T i: 0.1%, a component system containing the balance iron and inevitable impurities.
  • the base steel plate is a steel plate made by melting the ingot by a vacuum melting method, hot rolling the ingot into a 3.8 mm thick steel plate, and then cold-rolling to a 0.8 mm thick steel plate. .
  • the main phase of the base steel sheet at room temperature was the a F e phase. Measure the texture of the aFe phase of the base steel sheet by X-ray diffraction and confirm that the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration is 3 6% and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration is 20% did.
  • Some base steel sheets were subjected to a heat treatment of 800 ° CX for 10 seconds in a hydrogen atmosphere before plating. Melting and sticking method on the surface of the base steel plate Used to deposit A1 alloy.
  • the composition of the plating bath was mass%, 90% A 1 — 10% S i, and the A 1 alloy was deposited on both sides of the steel sheet.
  • the thickness of the deposited A1 alloy was controlled to be uniform within the steel plate surface.
  • the steel sheet on which the A1 alloy was adhered was cold rolled. Thereafter, heat treatment was performed in a non-oxidizing atmosphere. Prior to heat treatment, the A1 alloy attached to the surface was removed as necessary.
  • the removal of the A 1 alloy was performed by immersing the steel plate in a heated 10% aqueous solution of caustic soda and dissolving the A 1 alloy in the solution.
  • Table 1 shows the alloying ratio of steel sheets manufactured under various conditions, the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree of the a F e phase, the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration degree of the a F e phase, and the A 1 content. showed that.
  • the degree of surface integration was measured using X-ray diffraction, and was calculated by the calculation method described above.
  • the alloying ratio of the steel sheet was determined as follows. In the L cross-section, the surface distribution of the Fe content and the surface distribution of the A1 content are measured using the EPMA (Electron Probe Micro-Analysis) method with a field of view of 1 mm X total thickness in the L direction. did.
  • EPMA Electro Probe Micro-Analysis
  • the alloying ratio was calculated by dividing the alloying area by the area of the total lmmx thickness in the L direction.
  • the adhesion amount of the A 1 alloy was controlled by adjusting the plating thickness so that the A 1 content of the entire steel sheet was 3.2%. Without passing through cold rolling after plating, the A1 alloy was removed, and further, the steel sheet was subjected to heat treatment under the condition of ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ to recrystallize the steel plate.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree were out of the scope of the present invention.
  • the A 1 content in the obtained steel plate was 1.5%, the same as the base steel plate, because the A 1 alloy was removed.
  • Comparative Example 2 of No. 2 the step of attaching the A1 alloy as the second layer was omitted.
  • the base steel sheet was cold-rolled at a rolling reduction of 50%, and then the steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions of 95 ° CX 10 min and recrystallized.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree were out of the scope of the present invention.
  • the coating amount of the A 1 alloy was controlled by adjusting the plating thickness so as to be 3.2% of the entire steel sheet. After mating, the steel sheet was cold rolled at a reduction rate of 50%, then the A1 alloy was removed, and the steel sheet was further heat treated under the condition of 9500 ° CX 0.1 lmin. To recrystallize the steel sheet.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree was out of the scope of the present invention, but the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree was within the scope of the present invention.
  • the A 1 content in the obtained steel sheet was 1.5%, which is the same as that of the base material since the A 1 alloy was removed.
  • Inventive example 3 of No. 6 is obtained by omitting the heat treatment before adhering the A 1 alloy from the inventive example of No. 5, but the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree and ⁇ 2 0 0 ⁇ It was confirmed that the degree of surface integration was all controlled within the scope of the present invention, and the A1 content was also within the scope of the present invention.
  • the A 1 content in the obtained steel plate was 1.5%, the same as that of the base steel plate, because the A 1 alloy was removed.
  • the A 1 alloy adhesion amount of No. 7 was controlled so that the A 1 content was 3.2% throughout the steel sheet.
  • the A 1 alloy adhesion amount of No. 8 was controlled so that the A 1 content was 6.0% throughout the steel sheet. Thereafter, both steel sheets were thinned by cold rolling at a reduction rate of 50%.
  • the removal of the A1 alloy was omitted, and the rolling oil on the surface of the steel sheet was removed, and then the steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions of 100 ° C. X 120 mm and recrystallized. By this heat treatment, the A 1 alloy deposited on the steel sheet surface was completely alloyed with the steel sheet.
  • the A 1 content of the steel sheet was 7.5%, exceeding the scope of the present invention.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of this steel sheet was considerably improved, but did not reach the scope of the present invention.
  • Comparative Example 5 of No. 10 the A 1 alloy was adhered to the steel plate surface so that the A 1 content was 3.2% in the entire steel plate. Cold rolling after attaching A1 alloy was omitted. After the A 1 alloy was adhered, the steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions of 1 0 5 0 ⁇ X 0. 17 m in to recrystallize the steel sheet.
  • Invention Example 6 of No. 11 the steel sheet was subjected to cold rolling at a reduction rate of 50% and thinned.
  • Invention Example 7 of No.12 the steel sheet was thinned by cold rolling at a rolling reduction of 75%.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree are both controlled within the scope of the present invention, and the A 1 content It was also confirmed that it was within the scope of the present invention.
  • the above steel sheet was tested for Paris resistance. Using a punch of 1 0. ⁇ and a die of 1 0.3 mm ⁇ i), punching was performed, and the burr height around the punched hole was measured with a point micrometer.
  • the height of Paris was at a high level of 23 to 65 mm in the comparative example, but was at a very low level of 4 to 9 m in the inventive example.
  • the average r value was measured for the steel plates of the above examples, it was confirmed that the average r value was at a high level of 2.5 or more for the steel plates of the invention examples. The r value was less than 2.5, or the measurement was not possible.
  • the steel sheet of the invention example has excellent drawing workability.
  • the steel sheet of the inventive example was subjected to an Erichsen test, the extruded surface was observed, and it was confirmed that it was excellent in press workability.
  • the steel plate produced by the production method of the present invention has a ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of a ae phase parallel to the steel plate surface of 60% or more, or parallel to the steel plate surface. It was confirmed that the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the aFe phase was within 15% of the present invention.
  • the steel sheet produced by the production method of the present invention has both excellent burr resistance and drawing workability.
  • the base steel sheet is mass% by vacuum melting method, A 1 content is 0.01%, other C: 0.05%, Si: 0.2%, Mn: 0.5 %, T i: 0.0 5%, Ingot of the component system containing the balance iron and inevitable impurities is melted to a thickness of 3.2 mm by hot rolling, and then 1.8 mm by cold rolling. It is a steel sheet rolled to a thickness.
  • the main phase of the base steel sheet at room temperature was the a F e phase.
  • X-ray diffraction measures the texture of the Fe-Fe phase of the base steel plate, and the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree is 28% and ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration degree is 19%. It was confirmed.
  • Some base steel sheets were heat treated at 7700C x 5 sec before plating in a hydrogen atmosphere.
  • the Zn alloy is adhered to the surface of the base steel plate using the electroplating method. It was.
  • the plating bath uses a sulfuric acid-based acid solution, and the deposited plating is a mass of 94% Zn— 6% Ni.
  • the thickness of the deposited Zn alloy was controlled to be uniform within the steel plate surface.
  • the steel sheet with the Zn alloy adhered was cold-rolled and then heat-treated in a non-oxidizing atmosphere. Before the heat treatment, the Zn alloy adhered to the steel sheet surface was removed as necessary. The removal of the Zn alloy was performed by immersing the steel sheet in a heated 10% aqueous hydrochloric acid solution and dissolving the Zn alloy in the solution.
  • Table 2 shows the alloying ratio of steel sheets manufactured under various conditions, the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree of the ot Fe phase, o; the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration degree of the Fe phase, and A 1 content Amount indicated.
  • the degree of surface integration was measured by X-ray diffraction and calculated by the calculation method described above.
  • the alloying ratio of the steel sheet was determined as follows. In the L cross section, the surface distribution of the Fe content and the surface distribution of the Zn content * were measured using the EPMA method in the field of view of the total thickness of 1 mm in the direction.
  • the alloying ratio was calculated by dividing the alloyed area by the area of 1 mm x total thickness in the L direction.
  • the steel sheet was tested for burr resistance. Using a 30.0 m ⁇ punch and a 30.6 mm ⁇ die, punching was performed, and the height of the Paris around the punched hole was measured with a point micrometer.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree are controlled within the scope of the present invention, and the A 1 content is also within the scope of the present invention. It was confirmed.
  • the removal of the Zn alloy was omitted, the rolling oil on the surface of the steel sheet was removed, and then the steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions of 150 ° CX 0.1 ml to recrystallize the steel sheet.
  • the alloying ratio was 30% for No. 17 and 60% for No. 18.
  • the obtained ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree are both controlled within the scope of the present invention, and the A 1 content also falls within the scope of the present invention. Confirmed that.
  • Comparative Example 8 of N o. 19 a Zn alloy having a thickness of 0.8 ⁇ m was adhered to the steel plate surface. Cold rolling after depositing the Zn alloy was omitted. After depositing the Zn alloy, the steel plate was heat-treated under the condition of 7 50 ⁇ X 1 O m in to recrystallize the steel plate.
  • the steel sheet was thinned by cold rolling at a rolling reduction of 30%.
  • the steel sheet was thinned by cold rolling at a reduction rate of 87%.
  • the removal of the A1 alloy was omitted, and the steel plate was subjected to heat treatment under the conditions of 75 ° C. and X 10 min to recrystallize the steel plate.
  • the Paris height was at a high level of 8 2 to 92 m, but it was confirmed that the steel plate of the invention example was at a very low level of 7 to 9 ⁇ m.
  • the steel sheet produced by the production method of the present invention was confirmed to be excellent in press workability by observing the extruded surface in an Erichsen test.
  • the steel plate produced by the production method of the present invention has a ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of a ae phase parallel to the steel plate surface of 60% or more, or parallel to the steel plate surface. It was confirmed that the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the aFe phase was within 15% of the present invention.
  • the composition of the base steel plate is mass%, A 1: 0.0 15%, C: 0.1 5%, S i: 0.1%, M n: 1.5%, M o: 0. It is a component system containing 5%, balance iron and inevitable impurities.
  • a steel plate having a thickness of 15 mm, 10 mm, and 3.8 mm was prepared by melting an ingot by vacuum melting and hot rolling the ingot. .
  • the 3.8 mm steel sheet was cold-rolled to a thickness of 2.0 mm, 1.0 mm, 0.1 mm, 0.0 1 mm, and 0.0 0 5 mm.
  • the rolled plate was also used as a base steel plate.
  • the main phase of the base steel sheet at room temperature was the a F e phase.
  • the texture of the aFe phase of the base steel sheet was measured, and ⁇ 2 2 2 ⁇ had a surface integration degree of 36 to 40%, and ⁇ 2 0 0 ⁇ had a surface integration degree of 17 to 2 Confirmed to be 2%.
  • the thickness of the Cu is changed by changing the thickness of the Cu plate to be bonded.
  • the energizing current and immersion time are changed.
  • the Cu thickness is changed. This was done by changing the sputtering time. A sulfuric acid solution was used for the plating bath.
  • the steel sheet to which Cu was adhered was cold-rolled, and then heat-treated on the steel sheet in a non-oxidizing atmosphere.
  • Table 3 shows the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the a F e phase and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the a F e phase of the steel sheets manufactured under various conditions.
  • the degree of surface integration was measured by X-ray diffraction and calculated by the calculation processing method described above.
  • Inventive examples 1 4 to 19 use the clad method, the electric plating method, or the spatter method on the base steel plate with a thickness of 2.0 mm. As shown, Cu was deposited with a thickness within the scope of the present invention.
  • the steel sheet was cold-rolled at a rolling reduction of 60% with Cu attached. Next, the removal of the second layer was omitted, and the steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions of 10 20 ° C. CX 0.3 m ⁇ n to recrystallize the steel sheet.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree was within the range of the present invention, but the thickness of the second layer when the second layer was deposited was N over 100 m. o. 2 2 and N o. 2 7 where the thickness of the second layer is less than 0.05 m, the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree is slightly reduced, and the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration degree is , Was over 15%.
  • the thickness of the second layer after production was more than 500 m, and it was in a state that it was somewhat easily peeled off.
  • the thickness of the second layer after production was less than 0.01 im, the film was easily broken, and was somewhat problematic in terms of fendering. .
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree was within the scope of the present invention, but the base steel sheet thickness when adhered was N o.
  • N o .3 3 ' where the thickness of the steel plate is less than 10, ⁇
  • the degree of 2 2 2 ⁇ surface integration slightly decreased, and the level of ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration exceeded 15%.
  • the steel sheet of the inventive example has excellent drawing workability.
  • the steel plate manufactured by the manufacturing method of the present invention has a 0; 6 phase ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of 60% or more parallel to the steel plate surface, or parallel to the steel plate surface. It was confirmed that the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the aFe phase was within 15% of the present invention.
  • the composition of the base steel plate is mass%, A 1: 0.0 2%, C: 0.0 6%, S i: 0.2%, M n: 0.4%, C r: 1 3. 1%, Ni: 1 1-2%, a component system containing the balance iron and inevitable impurities.
  • the base steel sheet is melted by an ingot using a vacuum melting method, and then the ingot is hot-rolled to a thickness of 3.0 mm and further cold-rolled to 0.8 mm. It is a steel sheet rolled to a thickness.
  • the main phase of the base steel sheet at room temperature was the r Fe phase.
  • the X-ray diffraction was used to measure the texture of the F e phase of the base steel sheet, and the surface integration degree was calculated in the same manner as described above. It was confirmed that ⁇ 2 2 2 ⁇ had a surface integration of 24% and ⁇ 2 0 0 ⁇ had a surface integration of 21%.
  • Some base steel sheets were subjected to heat treatment at 9500 ° C. ⁇ 10 sec in a hydrogen atmosphere before Cr plating.
  • the Cr was attached to the surface of the base steel plate using the electroplating method.
  • a chromium sulfate solution was used as the plating bath.
  • the thickness of the deposited Cr is 0 It was 6 m and was controlled to be uniform within the steel plate surface.
  • the steel sheet to which Cr was adhered was cold-rolled, and then the steel sheet was heat-treated in a non-oxidizing atmosphere. Before the heat treatment, Cr attached to the steel sheet surface was removed as necessary. The removal of Cr was performed by mechanical polishing.
  • Table 4 shows the alloying ratio of steel sheets manufactured under various conditions, the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the r F e phase, the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the r F e phase, and the A 1 content. showed that.
  • the degree of surface integration was measured by X-ray diffraction and calculated by the above calculation process.
  • the alloying ratio of the steel sheet was determined as follows. In the L cross section, the surface distribution of the Fe content and the surface distribution of the Cr content were measured using the EPMA method with a field of view of the total thickness of 1 mmX in the L direction.
  • the region of Fe ⁇ 0.5 mass% and Cr ⁇ 13.2 mass% was determined as the alloying region, and the area was determined to be the alloying area.
  • the alloying ratio was calculated by dividing the alloyed area by the area of the total lmmx thickness in the L direction. '
  • Comparative Example 9 of No. 34 Cr having a thickness of 0.6 m was adhered to the steel plate surface. Cold rolling was omitted, Cr was removed, and then the steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions of 1550 ° C. X 0.2 m in to recrystallize the steel sheet.
  • Comparative Example 10 of No. 35 the adhesion of Cr was omitted, and the steel sheet was cold-rolled at a reduction rate of 75% without any deposits. Thereafter, the steel sheet was subjected to heat treatment under the conditions of 1550 ° C. X 0.2 ni in and the steel sheet was recrystallized.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree were both out of the scope of the present invention.
  • the steel sheet was heat treated to recrystallize the steel sheet.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree are both controlled within the scope of the present invention, and the A 1 content also falls within the scope of the present invention. Confirmed that.
  • the steel plate produced by the production method of the present invention has a ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of 7 * Fe phase parallel to the steel plate surface of 60% or more, or with respect to the steel plate surface. It was confirmed that the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the parallel r Fe phase falls within the range of the present invention of 15% or less.
  • the composition of the base steel plate is mass%, A 1: 0.0 3 9%, C: 0.0 0 1 9%, S i: 0.0 1 1%, M n: 0.1 3%, N: 0.0 0 2%, T i: 0.0 6 1%, Cr: 0.0 0 2% or less, the balance containing iron and unavoidable impurities.
  • the base steel plate is a steel plate with a thickness of 3.0 mm that is manufactured by melting an ingot by vacuum melting and then hot rolling the ingot. The scale on the steel sheet surface was removed by pickling.
  • the main phase of the base steel sheet at room temperature was Qi Fe.
  • ⁇ 2 2 2 ⁇ had a surface integration of 19%
  • ⁇ 2 0 0 ⁇ had a surface integration of 17%.
  • the base steel plate was subjected to a heat treatment of XI 0 sec at 780 in a hydrogen atmosphere before plating.
  • the A1 alloy was adhered to the surface of the base steel plate by the fusion-bonding method.
  • the composition of the plating bath was mass%, 90% A 1-10% Si, and was deposited on both sides of the steel sheet.
  • the amount of plating was controlled by wiping nozzles blowing nitrogen onto the surface of the steel sheet before the plating solidified, and blowing off unnecessary plating.
  • the steel sheet with the A1 alloy adhered was cold-rolled to reduce the thickness to 0.8 mm. Thereafter, the steel sheet was heat-treated in a non-oxidizing atmosphere to recrystallize the steel sheet and to promote A 1 diffusion.
  • Table 5 shows the various production conditions, the alloying ratio of the manufactured steel sheet, the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration of Q! F e phase, the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration of Q! F e phase, and A 1 content was shown.
  • the degree of integration of each surface was measured by X-ray diffraction and calculated by the above calculation process.
  • the alloying ratio of the steel sheet was determined as follows. In the L cross section, the surface distribution of the Fe content and the surface distribution of the A 1 content were measured using the EPMA method with a field of view of the total thickness of 1 mmX in the L direction.
  • the region of Fe ⁇ 0.5 mass% and A 1 ⁇ 0.139 mass% was defined as the alloying region, and the area was determined to be the alloying area.
  • the alloying ratio was calculated by dividing the alloyed area by the area of 1 mm x total thickness in the L direction.
  • the burr resistance test was performed by punching with a punch of 1. ⁇ ⁇ ⁇ and a die of 1 0.3 ⁇ ⁇ and measuring the height of the Paris around the punched hole with a point micrometer. I went.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree are both out of the scope of the present invention.
  • the burr height showed a large value from 51 to 57 m.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree both fall within the scope of the present invention.
  • the height of the burr is 12 to 14 m, which is significantly reduced compared to the comparative example.
  • the steel plate produced by the production method of the present invention has a ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of a Fe phase parallel to the steel plate surface of 60% or more, or parallel to the steel plate surface. It was confirmed that the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the aFe phase was within the range of the present invention of 15% or less, and both excellent burr resistance and drawing workability were compatible.
  • the results of examining the manufacturability and the degree of ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration by changing the Cr content of the base steel sheet are shown.
  • the base steel sheet was manufactured with four different Cr content components. Cr content is mass%, 13.0% (component F), 1 1 9% (component G), 6.0% (component H), and 0.0 0 2% or less (detection) Below (limit) (component I), C: 0.0 8 3%, S i: 0.1 1%, M n: 0.2 3%, A 1: 0.0 0 2%, N: 0.03, component system including balance iron and inevitable impurities.
  • the ingot was melted by vacuum melting, hot rolled on the ingot, and thinned to a thickness of 3.5 mm. Subsequently, four types of steel sheets were cold rolled to a thickness of 1.3 mm.
  • the main phase at room temperature of the steel sheets of components F, G, H, and I was the Fe phase.
  • the a-Fe phase texture of the base steel sheet was measured by X-ray diffraction, and the surface integration degree was calculated in the same manner as described above.
  • the surface integration of ⁇ 2 2 2 ⁇ is 8% for component F, 9% for component G, 9% for component H, and 8% for component I.
  • the surface integration of ⁇ 2 0 0 ⁇ is component F It was confirmed that the component G was 28%, the component G was 30%, the component H was 31%, and the component I was 29%.
  • Sn was deposited as a second layer on the surface of the base steel plate using the electroplating method.
  • the plating bath was a sulfuric acid acid solution, and the surface area per side was controlled to 1 gZm 2, and plating was performed on both sides. No pre-heat treatment was performed before the electrical contact.
  • Each steel plate was cold-rolled at a rolling reduction of 40% with Sn being adhered to the second layer, to give a steel plate having a thickness of 0.78 mm.
  • cold rolling was performed at a rolling reduction of 40% even on a steel plate to which no Sn of the components F, G, H, and I was adhered.
  • the steel sheet was heat-treated in vacuum under the conditions of a heating rate of 100 ° C./minute and 1 100 ° C. 60 minutes, to recrystallize the steel sheet.
  • a heating rate 100 ° C./minute and 1 100 ° C. 60 minutes.
  • Sn on the steel plate surface diffuses into the steel. All alloyed.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of the eight types of steel sheets obtained were measured.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ area accumulation of the steel sheet with Sn is 65% for component F, 75% for component G, 79% for component H, 85% for component I, ⁇
  • the degree of surface integration was 12% for component F, 4% for component G, 2.5% for component H, and 1.4 for component I.
  • the area integration degree was included in the scope of the present invention. However, when the Cr content is less than 12.0% in mass%, a particularly high ⁇ 2 2 2 ⁇ area integration degree is obtained. I understood that I can get.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the steel sheet not adhered with Sn is 21% for component F, 12% for component G, 11% for component H, and 12 for component I.
  • the degree of ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration was 16% for component F, 17% for component G, 16% for component H, and 16% for component I.
  • burr resistance was performed by punching with a 1.0.0 mm punch and a 10.3 mm die, and measuring the burr height around the punched hole with a point ⁇ micrometer.
  • the Paris height of the steel plate with Sn attached is 9 ⁇ 111 for component F, ⁇ ii for component G, 6 m for component H, and 5 m for component I. Both steel plates have excellent properties It was confirmed.
  • the burr height of the steel plate not adhered with Sn was 4 6 ⁇ m for component F, 5 2 ⁇ m for component G, 6 3 m for component H, and 6 for component I. It was confirmed that large burrs were generated. Furthermore, when the average r value was measured for these steel sheets, it was confirmed that the average r value of the steel sheets to which Sn was adhered was at a high level of 2.5 or more. The average r value of the steel sheets not adhered with Sn is 1.1 It was about.
  • the steel plate produced by the production method of the present invention has a ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of oi Fe parallel to the steel plate surface of 60% or more, or parallel to the steel plate surface. It was confirmed that the ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree was within 15% or less of the present invention.
  • the base steel sheet was manufactured with four different A 1 content components.
  • a 1 content is mass%, 7.5% (component), 6.4% (component K), 3.4% (component L), and 0.002% or less (ICP detection limit) (Component M), and other components are C: 0.0 8 3%, S i: 0.1 1%, ⁇ : 0, 23%, C r: 0. 0 0 2% or less ( ICP analysis detection limit or less), N: 0.03, component system including balance iron and inevitable impurities.
  • Ingots of components K ', L, and M could easily be hot-rolled to a steel plate, but ingots of component J were frequently broken during hot rolling and Rolling could not be continued.
  • the main phase of the steel sheets of components L, M and M at room temperature was the aFe phase.
  • the texture of the aFe phase of the base material was measured by X-ray diffraction, and the surface integration degree was calculated in the same manner as described above.
  • the surface integration of ⁇ 2 2 2 ⁇ is 1 1% for component, 1 2% for component L, and 12% for component M, and the surface integration of ⁇ 2 0 0 ⁇ is 8% for component K, It was confirmed that component L was 7% and component M was 8%.
  • the base steel sheet was heat-treated at 7500C x 10sec in a hydrogen atmosphere before forming the second layer. After that, a Zn alloy was adhered to the surface of the base steel plate by using a fusion bonding method.
  • the composition of the plating bath was 95% Zn—5% Fe, and the Zn alloy was deposited on both sides of the steel plate.
  • the adhesion amount was 80 g / m 2 in total for the front and back sides, and the adhesion amount on the front and back sides was made as uniform as possible.
  • each steel plate was cold-rolled at a reduction rate of 50% to obtain a steel plate having a thickness of 0.80 mm.
  • steel sheets of components L, M, and Z, which are not attached with a Zn alloy were cold-rolled at a reduction rate of 50% to a thickness of 0.80 mm. .
  • the steel sheet was heat-treated in vacuum under the conditions of a heating rate of 10 ° C./min and 1 100 ° C. X 60 min. At this time, in any steel sheet, the Zn alloy on the surface of the steel sheet diffused into the steel and was all alloyed.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration of the steel sheet with the Zn alloy adhered is 78% for component K, 85% for component L, 90% for component M, and 85 for component I, ⁇
  • the degree of 2 0 0 ⁇ surface accumulation was 1.4% for component K, 0.6% for component L, and 0.4% for component M.
  • any degree of surface integration was included in the scope of the present invention. However, if the A 1 force i and mass% contained are below 3.5%, the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration is particularly high. It was found that the degree was obtained.
  • the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree of the steel sheet not adhered with the Zn alloy is 3 6% for component K, 3 2% for component L, and 25% for component M, ⁇ 2 0 0 ⁇
  • the degree of surface integration was 17% for component K, 19% for component L, and 16% for component M.
  • burr resistance was performed by punching using a 10. 0 ⁇ ⁇ punch and a 1 0.3 mm (i) die, and measuring the burr height around the punch hole with a point micrometer. It was.
  • the burr height of the steel sheet to which Zn was adhered was 7 mm for the component K, 5 for the component, and 5 im for the component M, and it was confirmed that all had excellent characteristics.
  • the burr height of the steel plate not adhered with the Zn alloy is 5 2 m for component K, 57 m for component L, and 65 m for component M. confirmed.
  • the average r value was measured for these steel sheets. It was confirmed that the average r value of the steel sheet with the Zn alloy adhered was at a high level of 2.5 or higher. The average r value of the steel sheets not adhered with the Zn alloy was about 1.1.
  • the steel plate produced by the production method of the present invention has a degree of 0:? 6 phase ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration parallel to the steel plate surface of 60% or more, or with respect to the steel plate surface. It was confirmed that the parallel ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree was within the range of 15% or less of the present invention.
  • a hot-rolled sheet having a thickness of 2.8 mm and having components K, L, and M used in Example 8 was used as a base steel sheet.
  • the steel plates with components K, L and M were cold rolled to a thickness of 0.4 mm.
  • the main phase at normal temperature of the steel sheets of components, L and M ′ was the a F e phase.
  • the a-Fe phase texture of the base steel sheet was measured by X-ray diffraction, and the surface integration degree was calculated in the same manner as described above.
  • the base steel plate Prior to sputtering for depositing the second layer, the base steel plate was subjected to a heat treatment at 620 ° C. X 60 ° sec in an Ar atmosphere. Using the sputtering method, Mo, Cr, Ge, Si, Ti, W, and V metals were adhered to the surface of the base steel sheet as the second layer.
  • metal target materials with a purity of 99.9% or more were prepared, and the thickness per side was controlled to l ⁇ m, and a film was formed on both sides.
  • a steel sheet with components K :, L, and M, to which a second layer made of each metal is not adhered is also cold-rolled at a rolling reduction of 62.5%, and the thickness was set to 0.15 mm.
  • the steel sheet was subjected to heat treatment in vacuum under the conditions of a heating rate of 500 ° C./minute and 1 15 50 ° C. X 15 sec, and the steel sheet was recrystallized.
  • the second layer metal on the steel plate surface diffused into the steel and was completely synthesized.
  • the same heat treatment was applied to the steel plate not attached with the second layer metal.
  • Table 6 shows the various production conditions, the alloying ratio of the manufactured steel sheet, the ⁇ 2 2 2 ⁇ surface integration of the a F e phase, the ⁇ 2 0 0 ⁇ surface integration of the a F e phase, and the A 1 content Amount indicated.
  • the degree of surface integration was measured by X-ray diffraction and calculated by the above calculation process.
  • the alloying ratio of the steel sheet was determined as follows. In the L cross section, using the E PMA method with a field of view of 0.5 mmX total thickness in the L direction, the surface distribution of the Fe content and Mo, Cr, Ge, S i, T i, W And, the surface distribution of the content of the metal element adhered to V was measured.
  • a burr resistance test was performed on the steel sheet. Punching was performed using a 1 0. 0 0 ⁇ punch and a 1 0, 1 5 ⁇ die, and the burr height around the punched hole was measured with a point micrometer.
  • Inventive examples 4 3 to 4 5 of No. 6 3 to 6 5 are obtained by attaching Mo metal as the second layer. ⁇ 2 2 2 ⁇ surface density and ⁇ 2 0 0 ⁇ The surface integration is within the scope of the present invention, and the height of Paris is
  • Inventive examples 4 6 to 4 8 of No. 6 6 to 6 8 are obtained by attaching Cr metal as the second layer.
  • Inventive examples 4 9 to 51 of No. 6 9 to Ma 1 have Si metal deposited as the second layer.
  • Inventive examples 5 2 to 5 4 of No. 7 2 to 7 4 are obtained by attaching Ge metal as the second layer.
  • Inventive examples 5 5 to 5 7 of No. 7 5 to 7 7 have Ti metal deposited as the second layer.
  • Inventive examples 5 8 to 60 of No. 78 to 80 are those in which W metal is adhered as the second layer.
  • Inventive examples 60 to 63 of No. 8 1 to 8 3 are obtained by attaching V metal as the second layer.
  • the average r value was measured for the steel plates of the above examples. In the steel plate of the example, it was confirmed that the average r value was at a high level of 2.5 or higher. In the comparative steel sheet, the result was less than 2.5.
  • the steel sheet of the inventive example has excellent drawability.
  • the steel plate produced by the production method of the present invention has a degree of integration of the ⁇ 2 2 2 ⁇ plane of the £ 3 ⁇ 4 Fe phase parallel to the steel plate surface of 60% or more, or with respect to the steel plate surface.
  • the parallel oi Fe phase has a ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree of 15% or less, and confirms that both excellent burr resistance and drawing workability are compatible. We were able to. Industrial applicability
  • the steel sheet according to the present invention has excellent workability that has not been achieved in the past, such as no burrs on the cut surface during the punching process. It can be easily processed into a simple shape.
  • the steel sheet of the present invention is useful for various structural materials, functional materials, and the like such as outer plates for automobile parts and home appliance parts that require complex-shaped press molding.
  • the production method of the present invention has a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree and / or a ⁇ 2 0 0 ⁇ plane integration degree even in a steel plate having an A 1 content of less than 6.5 inas s%. It is possible to easily and effectively lower the value.
  • a steel plate (invention steel plate) having a high ⁇ 2 2 2 ⁇ plane integration degree can be obtained by simply replacing the existing equipment process without creating a new facility. It is easy to manufacture at low cost; Therefore, the present invention has high applicability in the manufacturing industry using various structural materials and functional materials.

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Description

高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板およびその製造方法
技術分野
本発明は、 深絞り成型、 プレス加工、 打ち抜き加工等の加工性に 優れた鋼板、 および、 該鋼板の製造方法に関するものである。
明 背景技術 田 自動車用や家電用の鋼板には、 高強度と軽量化のニーズに加えて 、 プレス成型等の加工工程において割れやしわを発生させることな く加工できる、 優れた加工性が要求されている。
鋼板の加工性は、 a F e相やァ F e相の集合組織に依存し、 特に 、 鋼板面に、 結晶の { 2 2 2 } 面集積度を増加させることによって 、 加工性を向上することができる。 それ故、 集合組織を制御して、 鋼の加工性を高める方法が、 幾つか提案されている。
特.開平 6— 2 0 6 9号公報には、 高強度冷延鋼板および溶融亜鉛 めっき鋼板において、 S i、 M n、 および、 Pの各量を、 鋼板面に 平行な { 2 2 2 } 面と { 2 0 0 } 面による X線回折強度の比との一 定の関係式に基づいて制御して、 深絞り性を確保することが開示さ れている。
特開平 8— 1 3 0 8 1号公報には、 ほうろう用高強度冷延鋼板お よびその製造方法において、 C量で N b量を規定し、 さらに、 熱間 圧延と冷間圧延の条件を規定することにより、 （ 1 1 1 ) 集合組織 を制御することが開示されている。
特開平 1 0— 1 8 0 1 1号公報には、 合金化溶融亜鉛めつき鋼板 およびその製造方法において、 X線回折強度のうち、 { 2 0 0 } 面 強度と { 2 2 2 } 面強度の比、 I ( 2 0 0 ) / I ( 2 2 2 ) が、 0 . 1 7未満となると、 めっき表面に筋模様欠陥の発生がなくなるこ と、 および、 熱間圧延の仕上圧延温度を Ar 3 + 3 0 °C以上とすると 、 X線回折強度比、 I ( 2 0 0 ) / 1 ( 2 2 2 ) が 0. 1 7未満と なることが開示されている。
特開平 1 1 一 3 5 0 0 7 2号公報には、 鋼中の C含有量が 0. 0 1 %以下の極低炭素冷延鋼板において、 鋼板の表面より全板厚の 1 / 1 0を占める表層部のフェライ ト粒度 N o . を a、 板厚中心を中 心として全板厚の 1 / 2を占める内層部のフェライ ト粒度 N o . を bとして、 a— b≥ 0. 5、 a≥ 7. 0、 b≤ 7. 5を満足し、 さ らに、 { 2 2 2 } 面と { 2 0 0 } 面からの X線回折強度の比 I ( 2 2 2 ) / I ( 2 0 0 ) を、 鋼板の表面より全板厚の 1 / 1 5の部分 で 5. 0以上に、 かつ、 鋼板の板厚中心部で 1 2以上に制御すると 、 プレス成型時の鋼板の肌荒れを軽減できることが開示されている このように、 従来から、 鋼板の加工性を高めるため、 a F e相や T F e相の { 2 2 2 } 面集積度を高める手法が考案され、 鋼板成分 、 圧延条件、 温度条件等を最適化することが行われてきた。
さらに、 特開 2 Q 0 6— 1 4 4 1 1 6号公報には、 A 1含有量が 6. 5 mass%以上 1 0 mass%以下の高 A 1含有鋼板において、 a F e結晶の { 2 2 2 } 面集積度を 6 0 %以上 9 5 %以下に、 または、 { 2 0 0 } 面集積度を 0. 0 1 %以上 1 5 %以下にして、 加工性を 高めることが開示されている。
さらに、 上記公報には、 高 A 1含有鋼板において、 上記特定面の 面集積度を高める方法として、 A 1含有量が 3. 5mass%以上 6. 5mass%未満の母材鋼板の表面に、 溶融 A 1 めっき法で、 A 1 合金 を付着させ、 冷間圧延し、 その後、 拡散熱処理することが開示され ている。
また、 鋼板には、 打ち抜き加工時、 切断面に生じるバリが小さい ことが、 加工性の一つとして求められるので、 従来から、 バリの発 生を抑制する各種方法が提案されている。
特開平 3— 2 7 7 7 3 9号公報には、 鋼板の表層を硬化すること で、 せん断加工時のバリを極めて小さく し、 鋼板内部には、 軟らか い硬度分布を持たせて、 プレス加工性を損なわないようにした鋼板 が開示されている。 具体的には、 r値 （ランクフォード値） が 1. 7〜 2で、 打ち抜き加工時のパリ高さが 1 2〜 4 0 ^ mとなる鋼板 が開示されている。
特開平 8— 1 8 8 8 5 0号公報には、 極低炭素鋼に、 一定式を満 足するように、 Sを 0. 0 0 3〜 0. 0 3 %添加し、 深絞り性と打 ち抜き加工性を高めた冷延鋼板が開示されている。 具体的には、 r 値が 2. 2〜 2. 6で、 打ち抜き加工時のバリ高さが 3 0〜 8 0 mとなる鋼板が開示されている。 発明の開示
前述したように、 従来から、 鋼板成分、 圧延条件、 温度条件等を 最適化して、 a F e相や r F e相の { 2 2 2 } 面集積度を高める手 法が考案され、 鋼板の加工性向上のニーズに応えてきた。
しかしながら、 より高度な要求に対応するためには、 従来技術で は難しく、 新しい視点が必要である。
即ち、 { 2 2 2 } 面集積度が従来程度の鋼板では、 加工工程にお いて打ち抜き加工性が不良となり、 また、 複雑なプレス加工で必要 な塑性流動性が不十分で、 高度な加工や加工工程の高効率化に対応 することができなかった。
具体的には、 上記鋼板は、 打ち抜き加工時に、 切断面にバリが発 生し、 発生したバリを除去する面取り工程が必要となるという問題 を抱えている。
また、 上記鋼板は、 複雑な型でプレス加工する際、 型表面と鋼板 の滑りが十分でなく、 従来以上の複雑な形状に加工できないという 問題を抱えている。
特開 2 0 0 6— 1 4 4 1 1 6号公報に開示された鋼板は、 加工性 を高める { 2 2 2 } 面集積度が、 これまで以上に高く、 ハニカム構 造体を形成するような箔を製造することができる程の加工性を有す るものであるが、 そもそも A 1含有量が多いので、 通常の加工用鋼 板として、 高度な加工や、 加工工程の高効率化に対処することはで きない。
また、 特開平 6— 2 0 6 9号公報、 特開平 8— 1 3 0 8 1号公報 、 特開平 1 0 — 1 8 0 1 1号公報、 および、 特開平 1 1 — 3 5 0 0
7 2号公報に開示の方法は、 { 2 2 2 } 面を、 ある一定の割合まで 集積させることができるものであるが、 成分条件や、 焼鈍等の従来 工程における条件の設定だけでは、 面集積度の向上に限界がある。 特開 2 0 0 6— 1 4 4 1 1 6号公報に開示の方法においては、 従 来工程に、 母材表面に溶融 A 1 めっき法で A 1 合金を付着させるェ 程を加えることで、 { 2 2 2 } 面集積度を.高く している。
しかし、 上記方法は、 A 1含有量が 3. .5mass%以上 6. 5 mass %未満の母材を使用したときのみ、 { 2 2 2 } 面集積度が向上する 方法であり、 この方法を.、 A 1含有量が低い鋼板に、 単に適用して 、 特定面の集積度を高く、 または、 低くすることは難しい。
さらに、 特開平 3— 2 7 7 7 3 9号公報および特開平 8 - 1 8 8
8 5 0号公報に開示の方法は、 打ち抜き加工に伴うバリの発生を、 ある程度まで低減することに成功しているが、 パリを除去する面取 り加工を省略できるまでには至っていない。 そこで、 本発明は、 鋼板表面にめっき等の処理を施して集合組織 を制御する技術を、 さらに検討し、 従来にない高いレベルの { 2 2 2 } 面集積度を有し、 打ち抜き加工時に切断面にパリが発生しない 、 加工性に優れた " 6. 5 mass%未満の A 1含有量鋼板" を提供す ることを目的とする。
また、 本発明は、 従来にない高い { 2 2 2 } 面集積度を有する " 6. 5mass%未満の A 1含有量鋼板" を製造する製造方法を提供す ることを目的とする。
本発明者らは、 A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板において、 (xl) F e結晶の { 2 2 2 } 面集積度を高い特定範囲にする、 およ び Zまたは、 （x2) F e結晶の { 2 0 0 } 面集積度を低い特定範囲 にすると、 打ち抜き加工時に切断面にバリが発生しない、 従来にな い優れた加工性が得られることを見いだした。
さらに、 本発明者らは、 A 1含有量が 6. 5mass%未満の鋼板に おいて、 特定結晶面を高い割合で効果的に集積させる手法として、 (yl) A 1含有量が 3. 5 mass%未満の母材鋼板の表面に、 第二層 (母材鋼板を第一層、 その表面に設ける層を第二層という） を付着 させ、 その後、 熱処理して、 特定結晶面を高度に集積させるために は、 母材鋼板中の C r含有量を 1 2mass%以下にすること、 また、 (y2) A 1含有量が 6. 5 mass%未満の母材鋼板の表面に、 第二層 を付着させ、 次いで、 冷間圧延し、 その後、 第二層を除去して、 熱 処理すること、 が有効であることを見いだした。
以下に、 本発明の要旨を記載する。
( 1 ) A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板であって、
(1)鋼板面に対する Qi F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する a F e相おょぴァ F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板。
( 2 ) 表面の少なく とも片側に第二層が付着している、 A 1含有 量が 6. 5 mass%未満の鋼板であって、
(1)鋼板面に対する. a F e相および r F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する en F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板。
( 3 ) 表面の少なく とも片側に第二層が形成され、 第二層と鋼板 がー部で合金化している、 A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板で あって、
(1)鋼板面に対する a F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する a F e相および r F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板。
( 4) 表面の少なく とも片側に付着した第二層が鋼板と合金化し ている、 A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板であって、
(1)鋼板面に対する Q! F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する u F e相おょぴ r F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板。
( 5 ) 前記 { 2 2 2 } 面集積度が、 6 0 %以上 9 5 %以下である ことを特徴とする前記 （ 1 ) 〜 （4) のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板。
( 6 ) 前記第二層が、 F e、 A l 、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 Mn、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i、 V、 W、 Z n、 および、 Z rのうち の 1つ以上の元素を含有していることを特徴とする前記 （ 2 ) 〜 （ 5 ) のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板。.
( 7 ) 前記鋼板の厚さが、 5 m以上 5 mm以下であることを特 徵とする前記 （ 1 ) 〜 （ 6 ) のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面 集積度を有する鋼板。
( 8 ) 前記第二層の厚さが、 0. 0 1 m以上 5 0 0 以下で あることを特徴とする前記 （ 2 ) 〜 （ 7 ) のいずれかに記載の高い
{ 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板。
( 9 ) (a)母材としての A 1含有量が 6. 5mass%未満の鋼板の 少なく とも片面に、 第二層を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、
(c)冷間圧延後の鋼板から、 第二層を除去する工程、 および、
(d)第二層を除去した鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させ る工程
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
( 1 0 ) (a)母材としての A 1含有量が 3. 5 mass%未満の鋼板 の少なく とも片面に、 第二層を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させるェ 程、
を有し、
(d)再結晶後の鋼板の A 1含有量が 6. 5 iiass%未満である ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
( 1 1 ) (a)母材としての A 1含有量が 3. 5mass%未満の鋼板 の少なく とも片面に、'第二層を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 第二層の一部を合金化 するとともに、 鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
(d)合金化、 再結晶後の鋼板の A 1含有量が 6. 5 mass%未満で ある
ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
( 1 2 ) (a)母材としての A 1含有量が 3. 5 mass%未満の鋼板 の少なく とも片面に、 第二層を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 第二層を合金化すると ともに、 鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
(d)鋼板の A 1含有量が 6. 5 mass%未満である
ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
( 1 3 ) 前記 （ 9 ) 〜 （ 1 2 ) のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法において、
(1)鋼板面に対する a F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する a F e相および r F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下
の一方または両方であるように制御する
ことを特微とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
( 1 4 ) 前記 （ 9 ) 〜 （ 1 2 ) のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法において、
(1)鋼板面に対する a F e相および r F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 5 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する a F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下
の一方または両方であるように制御する
ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
( 1 5 ) 前記 （ 9 ) 〜 （ 1 2 ) のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法において、 第二層が、 F e、 A 1 、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 Mn、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V 、 W、 Z n、 および、 Z rのうちの 1つ以上の元素を含有している ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
( 1 6 ) (a)母材としての A 1含有量が 6. 5 a s s %未満の 鋼板の少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r 、 G a、 H f 、 H g、 I n、 Mn、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d 、 P t、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i、 V、 W、 Z n、 および、 Z rのうちの 1つ以上の元素を付着させる工程、 (b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、
(C)冷間圧延後の鋼板から、 第二層を除去する工程、 および、
(d)第二層を除去した鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させ る工程、
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
( 1 7 ) (a)母材としての A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板 の少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 Mn、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t、 S b、 S i、 S n、 T a、 T i 、 V、 W、 Z n、 および、 Z r のうちの 1つ以上の元素を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させるェ 程、
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
( 1 8 ) (a)母材としての A 1含有量が 6. 5 m a s s %未満の 鋼板の少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r 、 G a、 H f , H g、 I n、 Mn、 M o、 N b、 N し P b、 P d 、 P t、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V、 W、 Z n、 および、 Z rのうちの 1つ以上の元素を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 第二層の一部を合金化 するとともに、 鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
( 1 9 ) (a)母材としての A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板 の少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 M n、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t 、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V、 W、 Z n、 および、 Z r のうちの 1つ以上の元素を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 第二層を合金化すると ともに、 鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
( 2 0 ) 前記母材としての鋼板の厚さが、 1 0 m以上 1 0 mm 以下であることを特徴とする前記 （ 9 ) 〜 （ 1 9 ) のいずれかに記 載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
( 2 1 ) 前記第二層の厚さが、 0 . 0 5 m以上 Ι Ο Ο Ο ΠΙ以 下であることを特徴とする前記 （ 9 ) 〜 （ 1 9 ) のいずれかに記載 の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
( 2 2 ) 前記第二層を付着させる前に、 鋼板に、 予備熱処理を施 すことを特徴とする前記 （ 9 ) 〜 （ 1 9 ) のいずれかに記載の高い
{ 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
( 2 3 ) 前記予備熱処理の温度が、 7 0 0〜 1 1 0 0 °Cであるこ とを特徴とする前記 （ 2 2 ) に記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有 する鋼板の製造方法。
( 2 4 ) 前記予備熱処理の雰囲気が、 真空中、 不活性ガス雰囲気 中、 および、 水素雰囲気中の少なくとも一つであることを特徴とす る前記 （ 2 2 ) または （ 2 3 ) に記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を 有する鋼板の製造方法。
( 2 5 ) 前記鋼板に第二層を付着させる工程が、 めっき法による ものであることを特徴とする前記 （ 9.) 〜 （ 1 9 ) のいずれかに記 載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
( 2 6 ) 前記鋼板に第二層を付着させる工程が、 圧延クラッ ド法 によ.るものであることを特徴とする前記 （ 9 ) 〜 （ 1 9 ) のいずれ かに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
( 2 7 ) 前記冷間圧延を施す工程における圧下率が、 3 0 %以上 9 5 %以下であることを特徴とする前記 （ 9 ) 〜 （ 1 9 ) のいずれ かに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
( 2 8 ) 前記熱処理を施す工程における熱処理温度が、 6 0 0 °C 以上 1 0 0 0 °C以下であり、 かつ、 熱処理時間が 3 0秒以上である ことを特徴とする前記 （ 9 ) 〜 （ 1 9 ) のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
( 2 9 ) 前記熱処理を施す工程における熱処理温度が、 1 0 0 0 °C超であることを特徴とする前記 （ 9 ) 〜 （ 1 9 ) のいずれかに記 載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
本発明の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板 （本発明鋼板） は 、 6. 5 mass%未満の A 1含有量で、 かつ、 { 2 2 2 } 面集積度が 高いことや、 { 2 0 0 } 面集積度が低いことから、 打ち抜き加工時 に、 切断面にバリが発生しないという、 従来にない加工性に優れた 鋼板である。
それ故、 本発明鋼板は、 従来形状から特殊形状を含む様々な形状 に、 容易に加工することができるものであり、 例えば、 複雑形状の プレス成型が必要な自動車用部品や家電製品部品等の外板をはじめ とする各種構造材料、 機能材料等に有用である。
本発明の製造方法は、 A 1含有量が 6. 5 mass 未満の鋼板にお いて、 { 2 2 2 } 面集積度を高くすることや、 { 2 0 0 } 面集積度 を低くすることを、 容易にかつ効果的に行うことができるものであ る。 また、 本発明の製造方法は、 新設備を作らなくとも、 既存設備 の工程を入れ替えるだけで、 高い { 2 2 2 } 面集積度を有する本発 明鋼板を、 容易に、 低コス トで製造することが可能なものである。 発明を実施するための最良の形態
以下に、 本発明について、 詳細に説明する。
本発明者らは、 鋼板の A 1含有量を 6. 5 mass%未満として、 か つ、 （xl) F e結晶相の { 2 2 2 } 面集積度を高めて、 6 0 %以上
9 9 %以下にする、 およびノまたは、 (x2) { 2 0 0 } 面集積度を 低く して、 0. 0 1 %以上 1 5 %以下にすることで、 打ち抜き加工 時に、 切断面にパリが発生しない、 従来にない加工性に優れた鋼板 を提供できることを見いだした。
本発明者らは、 Q! F e相の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 5 %以下、 および、 a F e相の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下の一方または両方である "A 1含有量 6. 5 mass%以上
1 0 mas s%以下の高 A 1含有鋼板" を、 特開 2 0 0 6 - 1 4 4 1 1 6号公報で開示した。
上記鋼板の製造方法は、 A 1 を 3 . 5 mass%以上 6 . 51^33%以 下含有する鋼板の少なくとも片面に、 A 1合金を付着させ、 冷間で 加工歪みを付与し、 次いで、 A 1 を拡散させる熱処理を施すことを 特徴とする。
本発明者らは、 その後、 A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板に おいて、 { 2 2 2 } 面集積度をさらに高める技術の開発に、 鋭意取 り組み、 各種実験を行ってきた。
その結果、 特定結晶面を集積させる方法に関し、 本発明者らは、 A 1含有量が 3. 5 mass%未満の母材鋼板を使用し、 母材鋼板の C r含有量を 1 2 mas s%以下にし、 A 1 のみならず、 他の金属からな る第二層を鋼板に付着させ、 その後、 熱処理を施し、 鋼板を再結晶 させることにより、 { 2 2 2 } 面集積度を高めることができること を見いだした。
このことは、 特開 2 0 0 6 - 1 4 4 1 1 6号公報で開示した知見 、 「冷間圧延の際、 鋼板中に形成される特別な転位組織が、 効果的 に形成され、 熱処理により、 転位組織から、 { 2 2 2 } 面集合組織 を発達させる再結晶核が効率よく発生する」 ことに基づく ことであ る。 .
即ち、 本発明によれば、 鋼板の成分系が、 再結晶後の A 1含有量 が 6. 5 maSs%未満となる成分系であっても、 上記再結晶核の発生 頻度が高くなる傾向にあり、 結果として、 より高い { 2 2 2 } 面集 積度を有する鋼板を得ることができるということである。
なお、 本発明において、 母材鋼板中の C r含有量は、 1 0 mass% 未満が好ましく、 この C r含有量の下で、 { 2 2 2 } 面集積度を、 より容易に高めることができる。
A 1含有量が 6. 5 mass %未満の母材鋼板を使用する場合には、 鋼板表面に第二層を付着させて、 冷間圧延を施し、 次いで、 第二層 を除去し、 その後の熱処理で、 高い { 2 2 2 } 面集積度を得ること ができる。
この現象も、 基本的には、 上記の再結晶核発生メカニズムに基い て発現すると考えられる。
以下に、 本発明の詳細'について、 さらに説明する。
本発明鋼板は、 常温では、 ひ F e相おょぴァ F e相の一方または 両方で構成されていて、 A 1含有量は 6. 5 mass%未満である。
A 1含有量が 6. 5 mass %以上になると、 高い { 2 2 2 } 面集合 組織を、 容易に得ることができないばかりでなく,、 引張り破断伸び が低下して、 高い { 2 2 2 } 面集積度を有していても、 十分な加工 性を得ることができない。 即ち、 A 1含有量が 6. 5 mass %以上の鋼板では、 { 2 2 2 } 面 集積度を、 どのように高く しても、 また、 { 2 0 0 } 面集積度を、 どのように低く しても、 打ち抜き加工の際に、 切断面にバリが生じ てしまう。 したがって、 本発明鋼板では、 A 1含有量を、 6. 5 ma ss%未満とした。
本発明鋼板の A 1含有量は、 0. 0 0 1 mass%以上が好ましい。 A 1 が 0. 0 0 1 niass%以上であると、 製造時の歩留が向上する。 さらに好ましくは、 0. 1 1 mass%以上である。 A 1 が 0. 1 1 ma ss%以上であると、 { 2 2 2 } 面集積度がより高くなり、 その結果 、 より高い加工性を得ることができる。
本発明者らは、 A 1含有量が 3. 5 mass%未満の母材鋼板の少な く とも片側に、 第二層を付着させ、 その後、 熱処理を施して、 鋼板 を再結晶させることにより、 鋼板面に対する a F e相および r F e 相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度を極めて高くすることが できることを見いだした。
本発明の、 高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板 （本発明鋼板） は、 深絞り成型、 打ち抜き加工等の加工性に優れている。
母材鋼板の A 1含有量が 3. 5 mass%未満であるので、 第二層に A 1 が含まれていても、 製造過程において、 鋼板に収縮等の変形が 生じ難い。 母材鋼板の A 1含有量は、 0. 0 0 1 mass%以上が好ま しい。 A 1が 0. 0 0 1 mass %以上であると、 母材鋼板の製造歩留 が向上する。
本発明鋼板は、 Qi F e相および r F e相の一方または両方で構成 されている。
Qi F e相は、 構造が体心立方の F e結晶相であり、 r F e相は、 構造が面心立方の F e結晶相である。 F e結晶相は、 他の原子が、 F eを一部置換したり、 F e原子間に侵入したり したものを含んで いる。
本発明鋼板は、 A 1含有量が 6 . 5 mass%未満であって、 a F e 相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 % 以上 9 9 %以下、 および、 F e相およびァ F e相の一方または両 方の { 2 0 0 } 面集積度が 0 . 0 1 %以上 1 5 %以下の一方または 両方であることを特徴とする。
上記面集積度が、 本発明の範囲内にあると、 絞り加工性の評価値 である平均 r値 （ランクフォード値） が 2 . 5以上となり、 さらに 、 打ち抜き加工の際に、 切断面にバリが発生しないという優れた加 ェ性を得ることができる。
面集積度の測定は、 M o K a線による X線回折で行った。 F e 相の { 2 2 2 } 面集積度、 および、 a F e相の { 2 0 0 } 面集積度 は、 以下のように求めた。
試料表面に対して平行な、 F eの α結晶 1 1面 ： { 1 1 0 } 、 { 2 0 0 } 、 { 2 1 1 } ゝ { 3 1 0 } 、 { 2 2 2 } 、 { 3 2 1 } 、 { 4 1 1 } 、 { 4 2 0 } 、 { 3 3 2 } 、 { 5 2 1 } 、 および、 { 4 4 2 } の積分強度を測定し、 その測定値のそれぞれを、 ランダム方位 である試料の理論積分強度で除した後、 { 2 0 0 } 強度または { 2 2 2 } 強度との比率を、 百分率で求めた。
例えば、 { 2 2 2 } 強度との比率は、 以下の式 （ 1 ) で表される
{ 2 2 2 } 面集積度
= [ { i ( 2 2 2 ) / I ( 2 2 2 ) } / {∑ i ( h k 1 ) / I ( h k 1 ) } ] X 1 0 0 … （ 1 ) ただし、 記号は、 以下のとおりである。
i ( h k 1 ) ： 測定した試料における { h k 1 } 面の実測積分 強度 I (h k 1 ) ： ランダム方位をもつ試料における { h k 1 } 面 の理論積分強度
∑ ： a— F e結晶 1 1面についての和 同様に、 r F e相の { 2 2 2 } 面集積度、 および、 r F e相の { 2 0 0 } 面集積度は、 以下のように求めた。
試料表面に対して平行な、 F eの r結晶 6面 ： { 1 1 1 } 、 { 2 0 0 } 、 { 2 2 0 } 、 { 3 1 1 } 、 { 3 3 1 } 、 および、 { 42 0 } の積分強度を測定し、 その測定値のそれぞれを、 ランダム方位で ある試料の理論積分強度で除した後、 { 2 0 0 } 強度、 または、 { 2 2 2 } 強度との比率を、 百分率で求めた。
例えば、 { 2 2 2 } 強度との比率は、 以下の式 （2) で表される
{ 2 2 2 } 面集積度
= [ { i ( 1 1 1 ) / I ( 1 1 1 ) } / {∑ i (h k 1 ) / I ( h k 1 ) } ] X 1 0 0 ··· ( 2 ) ただし、 記号は、 以下のとおりである。
i (h k 1 ) ： 測定した試料における { h k 1 } 面の実測積分 強度
I (h k 1 ) ： ランダム方位をもつ試料における {h k 1 } 面 の理論積分強度
∑ ： ァー F e結晶 6面についての和
Fe結晶粒については、 別途、 E B S P (後方散乱電子回折像 [Electron Backseat tering Diffract ion Pattern、 E B S P] 法 によっても、 その { 2 2 2 } 面集積度を求めることができる。 .
E B P S法で測定できる結晶面の総面積に対する { 2 2 2 } の面 積率が、 { 2 2 2 } 集積度となる。 したがって、 E B S P法によつ ても、 本発明鋼板においては、 { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下である。
本発明においては、 全ての分析手法で得られる値が、 本発明で規 定する範囲を満足する必要はなく、 1つの分析手法で得られる値が 、 本発明の範囲を満足すれば、 本発明の効果が得られる。
また、 E B P S法においては、 鋼板面に対して、 { 2 2 2 } 面の ずれが生じるが、 ずれは、 3 0 ° 以内であることが好ましい。
{ 2 2 2 } 面のずれを、 L断面で観察し、 { 2 2 2 } 面のずれが 3 0 ° 以下の結晶粒の面積割合が、 8 0〜 9 9. 9 %であることが 好ましい。
さらに、 L断面における { 2 2 2 } 面のずれが 0〜 1 0 ° の結晶 粒の面積割合が、 4 0〜 9 8 %であることが、 より好ましい。
平均 r値は、 J I S Z 2 2 5 4で求める平均塑性ひずみ比を 意味し、 以下の式で、 算出する値である。
平均 r値 = ( r 0+ 2 r 45+ r 90) / 4 … （ 3 ) ここで、 r 0、 r 45, および、 r 90は、 試験片を、 板面の圧延方 向に対し、 それぞれ、 0 ° 、 4 5 ° 、 および、 9 0 ° の方向にて採 取して測定した塑性ひずみ比である。
なお、 ランダム方位を持つ試料の積分強度は、 試料を用意して実 測して求めてもよい。
本発明鋼板においては、 （ i ) 鋼板面に対する a: F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 % 以下、 および Zまたは、 （ii) 鋼板面に対する a; F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下である。
{ 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %未満で、 かつ、 { 2 0 0 } 面集積度 が 1 5 %超であると、 絞り、 曲げ、 圧延加工時に、 割れや破断が生 じ易くなり、 また、 打ち抜き加工時に、 切断面にバリが発生する。 { 2 2 2 } 面集積度が 9 9 %超で、 かつ、 { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %未満であると、 本発明の効果が飽和し、 また、 製造も難 しくなる。
したがって、 本発明鋼板の集合組織については、 上記のように規 定した。
なお、 鋼板面に対する a F e相および r F e相の一方または両方 の { 2 2 2 } 面集積度は、 6 0 %以上 9 5 %以下が好ましい。 { 2 2 2 } 面集積度が、 上記範囲にあると、 製造が、 より容易になり、 歩留が向上する。
鋼板面に対する a F e相および r F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度は、 0. 0 1 %以上 1 0 %以下が好ましい。 { 2 0 0 } 面集積度が上記範囲にあると、 打ち抜き加工の際に、 切断面に バリが発生しない。
本発明鋼板を製造する一つの方法は、 A 1含有量が 6. 5 %未満 の母材鋼板の少なくとも片面に、 第二層を付着させる工程、 第二層 が付着した鋼板に冷間圧延を施す工程、 冷間圧延後の鋼板から第二 層を除去する工程、 および、 第二相を除去した鋼板に熱処理を施し て鋼板を再結晶させる工程、 から構成される。
高い { 2 2 2 } 面集積度を得るためには、 母材鋼板に、 第二層を 付着させた状態で、 冷間圧延を施すことが必須である。
この際、 第二層が、 少なく とも、 母材鋼板の片面に付着していな ければ、 高い { 2 2 2 } 面集積度を得ることはできない。 第二層を 、 鋼板の両面に付着させて、 冷間圧延を施すと、 本発明の効果を、 より高めることができる。
熱処理を施して、 鋼板を再結晶させる際、 第二層は、 必ずしも付 着している必要はない。 鋼板に付着している第二層を、 熱処理前に 除去してもよい。 例えば、 熱処理時に、 第二層を構成する元素が、 鋼板中に拡散し て、 機械特性等に悪影響を及ぼすような場合、 熱処理前に第二層を 除去すると、 { 2 2 2 } 面集積度の向上効果のみを得ることができ る。
表面の少なく とも片側に第二層が付着している鋼板であって、 鋼 板面に対する a F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、 鋼板面に対する a F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下の一方または両方である鋼板は、 本発明鋼板 に含まれる。
{ 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %未満で、 かつ、 { 2 0 0 } 面集積度 が 1 5 %超であると、 絞り、 曲げ、 圧延加工時に割れや破断が生じ 易くなり、 また、 打ち抜き加工時に、 切断面にバリが発生する。
{ 2 2 2 } 面集積度が 9 9 %超で、 かつ、 { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %未満であると、 本発明の効果は飽和し、 また、 製造も難 しくなる。
ここで、 鋼板に、 前記第二層が付着していると、 鋼板の内部酸化 や腐食等を防止することができ、 鋼板を、 より高機能化することが できる。
この鋼板を製造する方法は、 A 1含有量が 3 . 5 mass%未満の母 材鋼板の少なく とも片面に第二層を付着させる工程、 第二層を付着 させた状態で、 冷間圧延を施す工程、 および、 鋼板に熱処理を施し て鋼板を再結晶させる工程を含む。
より高い { 2 2 2 } 面集積度を得るためには、 母材鋼板に第二層 を付着させた状態で、 冷間圧延を施すことが好ましい。
その後の工程において、 熱処理を施して鋼板を再結晶させる際、 表面の少なく とも片面に第二層が付着していても、 本発明の効果を 得ることができる。 第二層が、 母材鋼板の両面に付着していると、 本発明の効果は、 さらに高くなる。
第二層と鋼板が一部で合金化して、 かつ、 鋼板面に対する Q! F e 相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 % 以上 9 9 %以下、 および、 鋼板面に対する i¾ F e相およびァ F e相 の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0 . 0 1 %以上 1 5 %以 下の一方または両方である鋼板も、 本発明鋼板に含まれる。
{ 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %未満で、 かつ、 { 2 0 0 } 面集積度 が 1 5 %超であると、 絞り、 曲げ、 圧延加工時に、 割れや破断が生 じ易くなり、 また、 打ち抜き加工時に、 .切断面にパリが発生する。
{ 2 2 2 } 面集積度が 9 9 %超で、 かつ { 2 0 0 } 面集積度が 0 . 0 1 %未満であると、 本発明の効果が飽和し、 また、 製造も難し くなる。 '
鋼板表面に第二層が付着し、 第二層の一部が鋼板と合金化してい ると、 鋼板の内部酸化や腐食等を防止することができるとともに、 第二層の剥離を防止することができ、 鋼板を、 より高機能化するこ とができる。
より高い { 2 2 2 } 面集積度を得るために、 母材鋼板に、 第二層 を、 少なく とも片面に付着させた状態で、 冷間圧延を施す工程を加 えるのが好ましい。 第二層が母材鋼板の両面に付着していると、 本 発明の効果は、 さらに高くなる。
その後の工程に'おいて、 熱処理を施して、 鋼板を再結晶させる必 要がある。 その際、 片面または両面に付着している第二層の一部が 、 母材鋼板と合金化して、 より高い { 2 2 2 } 面集積度を得ること ができる。 - ここで、 第二層と鋼板が一部で合金化するという意味は、 例えば 、 第二層と鋼板の境界付近において、 相互拡散により、 部分的に合 金化しているということである。
上記第二層と鋼板が合金化しており、 鋼板面に対する a F e相お よびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、 鋼板面に対する Q! F e相およびァ F e相の一 方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下の 一方または両方である鋼板も、 本発明鋼板に含まれる。
{ 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %未満で、 かつ、 { 2 0 0 } 面集積度 が 1 5 %超であると、 絞り、 曲げ、 圧延加工時に、 割れや破断が生 じ易くなり、 また、 打ち抜き加工時に、 切断面にバリが発生する。
{ 2 2 2 } 面集積度が 9 9 %超で、 かつ、 { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %未満であると、 本発明の効果が飽和し、 また、 製造も難 しくなる。
上記第二層が鋼板面に付着し、 第二層が鋼板と合金化していると 、 第二層を構成する元素に応じて、 鋼板の機械的性質、 または、 機 能性が向上する。 例えば、 第二層を構成する元素が A 1 の場合、 鋼 板の高温耐酸化性ゃ耐腐食性が向上する。
より高い { 2 2 2 } 面集積度を得るために、 母材鋼板に、 第二層 を付着させた状態で、 冷間圧延を施し、 その後、 鋼板に熱処理を施 して再結晶させることが好ましい。
冷間圧延時には、 第二層が、 少なく とも母材鋼板の片面に、 望ま しくは、 両面に付着している状態が必須である。 その後、 熱処理ェ 程を経て、 第二層が、 鋼板と完全に合金化して、 より高い { 2 2 2 } 面集積度を得ることができる。
第二層を有する本発明鋼板において、 第二層は、 金属であること が望ましい。
望ましい第二層を構成する元素は、 F e、 A l、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 M n、 M o、 N b、 N i、 P b、 P d、 P t 、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V、 W、 Z n、 および 、 Z rのなかの少なくとも 1つ以上の元素である。
以上の元素は、 F e との合金化元素であるという共通の特徴を持 つている。 特に好ましくは、 Q! F eに固溶し、 α相を安定化させる 傾向のある A l 、 C r、 G a、 M o、 N b、 P、 S b、 S i 、 S n 、 T i 、 V、 W、 および、 Z nのなかの少なく とも 1つ以上の元素 である。
そして、 更に好ましくは、 a F eに固溶し、 より α相を安定化さ せる傾向のある A l 、 C r、 M o、 S i 、 S n、 T i 、 V、 W、 お よび、 Z nのなかの少なくとも 1つ以上の元素である。 '
例えば、 第二層として、 A 1合金、 Z n合金、 および、 S n合金 等.を選択することができる。
また、 本発明鋼板の製造方法において、 母材鋼板の表面に施す第 二層についても、 上記と同様に、 金属であることが望ましい。
望ましい第二層を構成する元素は、 F e、 A l 、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 M n、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t 、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T し V、 W、 Z n、 および 、 Z rのなかの少なく とも 1つ以上の元素である。
以上の元素は、 F e との合金化元素であるという共通の特徴を持 つている。 特に好ましくは、 a F eに固溶し、 a相を安定化させる 傾向のある A l 、 C r、 G a、 M o、 N b、 P、 S b、 S i 、 S n 、 T i 、 V、 W、 および、 Z nのなかの少なく とも 1つ以上の元素 である。
そして、 更に好ましくは、 a F eに固溶し、 より α相を安定化さ せる傾向のある A l 、 C r、 M o、 S i 、 S n、 T i 、 V、 W、 お よび、 Z nのなかの少なく とも 1つ以上の元素である。
例えば、 第二層として、 A 1合金、 Z n合金、 および、 S n合金 等を選択することができる。
ここで、 第二層に A 1が含有されている場合、 母材鋼板の望まし い A 1含有量は、 3. 5 mass%未満である。 母材鋼板の A 1濃度が 3. 5mass%以上で、 第二層として A 1合金を付着させたままで熱 処理を施すと、 熱処理中に収縮を起こして、 寸法精度が著しく低下 する。
したがって、 本発明鋼板において、 第二層が A 1 を含有する場合 には、 母材鋼板の A 1含有量は、 3. 5mass%未満とする。
第二層が A 1 を含有しない場合には、 母材鋼板の A 1含有量は、 6. 5mass%未満とする。
製造工程が、 少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 Hg、 I n、 Mn、 Mo、 Nb、 N i、 P b、 P d、 P t、 S b、 S i、 S n、 T a、 T i、 V、 W、 Z n、 および、 Z rのなかの 1つ以上の元素を付着させる工程を含む場合 、 母材鋼板の A 1含有量が 6. 5 mass%以上であると、 得られる鋼 板の引張り破断伸びが低下し、 高い { 2 2 2 } 面集積度を有してい ても、 十分な加工性が得られなくなり、 打ち抜き加工時に、 切断面 にバリが発生する。
したがって、 第二層が A 1 を含有しない場合における母材鋼板の A 1含有量は、 6. 5 mass %未満とする。
なお、 第二層が A 1 を含有していても、 熱処理前に第二層を除去 すれば、 収縮は起こらない。 したがって、 熱処理前に第二層を除去 する場合、 母材鋼板の A 1含有量は、 6. 5 mass%未満が望ましい この製造方法のうち、 第二層を除去する工程を省略して、 作業効 率を上げる方法も、 本発明に含まれる。
また、 熱処理を施して、 第二層の一部または全部を合金化して、 高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板を製造する方法も、 本発明に 含まれる。
本発明において、 鋼板と第二層の合金化領域は、 次のように定義 する。
第二層において最も含有量の多い元素を Aとして、 F e含有量が 、 合金化前の第二層の F e含有量より 0 . 5 mas s %高く、 かつ、 A 含有量が、 合金化前の母材鋼板の A含有量よりも 0 . l mas s %高い 領域を、 合金化領域と定義する。
そして、 合金化の割合は、 合金化領域が、 全体の領域に占める比 率である。 本発明鋼板においては、 上記定義に従う合金化領域を形 成することにより、 より優れた加工性を得ることができる。
さらに、 F e含有量、 および または、 A含有量が多くなり、 金 属間化合物等が形成されると、 より高い本発明の効果を得ることが できる。
なお、 合金化割合は、 例えば、 E P M A等を用いて、 L断面で、 F e と元素 Aの含有量分布を分析して、 合金化領域を特定し、 その 面積を求め、 特定領域面積の全体面積に対する比率を求めることが できる。
本発明鋼板の厚さは、 5 以上 5 m m以下が好ましい。 これは 、 第二層を含めた厚さである。 鋼板の厚さが 5 未満であると、 製造歩留が低下して、 実用に適さない。
鋼板の厚さが 5 m mを超えると、 { 2 2 2 } 面集積度が、 本発明 の範囲に入らないことがある。 したがって、 鋼板の厚さは、 5 m 以上 5 m m以下が好ましい。
鋼板の厚さは、 1 0 0 m以上 3 m m以下が、 さらに好ましい。 鋼板の厚さが 3 mm以下になると、 打ち抜き加工の際、 切断面にお けるパリの発生を抑制する効果が、 より顕著になる。 鋼板の厚さが 1 0 0 m以上であると、 { 2 2 2 } 面集積度を、 より高く制御し易くなり、 同様に、 上記バリの発生抑制効果が、 よ り顕著になる。
本発明鋼板の厚さにおいて、 第二層の厚さは、 0. 0 1 Λ ΠΙ以上 5 0 0 m以下が望ましい。 鋼板と第二層が一部合金化している場 合、 合金化している部分の厚さは、 第二層の厚さに含める。 両面に 第二層が付着している場合には、 両面の厚さの合計である。
第二層は、 製造時には、 { 2 2 2 } 面集積度を高める機能を有す る一方、 製造後に除去せずに、 鋼板の防鲭保護皮膜として用いるこ とができる。
第二層の厚さが 5 0 0 m超であると、 剥離する可能性が高まる ので、 5 0 0 m以下が望ましい。 第二層の厚さが 0. 0 1 m未 満であると、 皮膜が破れ易くなり、 防鲭保護効果が低減する。
したがって、 第二層の厚さは、 0. 0 1 m以上が好ましい。 鋼 板の厚さ全体が合金化している場合も好ましく、 この場合は、 第二 層が消滅したと考える。
本発明鋼板の製造方法において、 母材鋼板の厚さは、 1 0 ^m以 上 1 Omm以下である。 母材鋼板の厚さが 1 0 m未満であると、 冷間圧延以降の工程において、 製造歩留が低下して、 実用に適さな いことがある。
母材鋼板の厚さが 1 0 mm超であると、 { 2 2 2 } 面集積度が、 本発明の範囲に入らなくなる可能性がある。
したがって、 母材鋼板の厚さは、 1 0 以上 1 Omm以下が好 ましい。
母材鋼板の厚さは、 1 3 0 Λ ΐη超 7 mm以下が、 さらに好ましい 。 この厚さ範囲において、 { 2 2 2 } 面集積度の効率的かつ十分な 増加を見込むことができ、 打ち抜き加工時に、 バリの発生をより抑 制できる鋼板を製造することが容易になる。
冷間圧延前に、 母材鋼板に付着させる第二層の厚さは、 0 . 0 5 m以上 1 0 0 0 _t m以下が好ましい。 鋼板と第二層が合金化して いる場合、 合金化している部分の厚さは、 第二層の厚さに含める。 両面に第二層が付着している場合は、 両面の厚さの合計である。 第二層の厚さが 0 . 0 未満であると、 { 2 2 2 } 面集積度 が低くなり、 本発明の範囲に入らなくなる可能性があるので、 0 . 0 5 m以上が好ましい。
第二層の厚さが 1 0 0 超の場合も、 { 2 2 2 } 面集積度が 低くなり、 本発明の範囲に入らなくなる可能性があるので、 1 0 0 0 m以下が好ましい。
さらに優れた本発明の効果を発現させるために、 第二層を付着さ せる前の母材鋼板に、 予備熱処理を施すことが好ましい。
この予備熱処理は、 母材鋼板の製造過程で蓄積された転位を再配 列させるもので、 そのためには、 再結晶を起こさせることが望まし いが、 必ずしも、 再結晶を起こさせる必要はない。
予備熱処理温度は、 7 0 0 °C以上 1 1 0 0 以下が好ましい。 予 備熱処理温度が 7 0 0 未満であると、 より優れた本発明の効果を 得るための転位構造の変化が起こり難いので、 予備熱処理温度は 7 0 0 °C以上とする。
予備熱処理温度が 1 1 0 0で超であると、 鋼板表面に好ましくな い酸化皮膜が形成され、 その後の第二層の付着、 および、 冷間圧延 に悪.影響を及ぼすので、 予備熱処理温度は 1 1 0 0 °C以下とする。 予備熱処理の雰囲気は、 真空、 不活性ガス雰囲気、 水素雰囲気、 弱酸化性雰囲気のいずれでもよい。 どの雰囲気においても、 本発明 の効果を得ることが.できるが、 予備熱処理後の第二層の付着、 およ び、 冷間圧延に悪影響を及ぼす酸化膜を、 鋼板表面に形成しない条 件の雰囲気が求められる。
予備熱処理時間は、 特別に限定する必要はないが、 鋼板の製造性 等を考慮すると、 数秒から数時間以内が適切である。
第二層の鋼板への付着は、 溶融めつき法、 電気めつき法、 ドライ プロセス法、 クラッ ド法等によって実施できる。 いずれの方法を用 いても、 本発明の効果を得ることができる。 また、 付着させる第二 層に、 所望の合金元素を添加し、 同時に、 合金化することも可能で ある。
冷間圧延は、 鋼板に第二層を付着させたままで実施し、 圧下率は
、 3 0 %以上 9 5 %以下である。
圧下率が 3 0 %未満であると、 熱処理後に得られる鋼板の { 2 2 2 } 面集積度が低く、 本発明の範囲に達しないことがある。 圧下率 が 9 5 %超であると、 面集積度の増加が飽和し、 製造コス トが増加 する。 したがって、 圧下率は、 3 0 %以上 9 5 %以下とする。
熱処理前に第二層を除去する場合、 除去法として、 研磨等による 機械的な除去法や、 強酸や強アル力リ水溶液溶解による化学的な除 去法を適用することができる。
例えば、 A 1 めっき鋼板の場合、 鋼板を、 苛性ソーダ水に浸漬し て、 めっき成分のみを除去する。 その結果、 熱処理工程において、 A 1 成分の影響を排除することができる。
鋼板を再結晶させる熱処理は、 真空雰囲気、 A r雰囲気、 1"1 2雰 囲気等の非酸化性雰囲気で行うことができる。 この際、 熱処理温度 は、 6 0 0 C以上 1 0 0 0 °C以下で、 かつ、 熱処理時間は 3 0秒以 上が好ましい。
熱処理温度が 6 0 0 °C以上であると、 { 2 2 2 } 面集積度は、 よ り高くなり、 容易に、 本発明の範囲に達する。 熱処理温度が 1 0 0 0 °C以下で、 熱処理時間が 3 0秒未満であると、 同じく、 { 2 2 2 } 面集積度は、 より高くなり、 容易に、 本発明の範囲に達する。 したがって、 熱処理温度は、 6 0 0で以上 1 0 0 0 °〇以下でぁり 、 かつ、 熱処理時間は、 3 0秒以上が好ましい。
熱処理温度が 1 0 0 0 °C超であると、 熱処理時間の制限はなく、 高い { 2 2 2 } 面集積度を得ることができる。 特に、 1 0 0 0 °C超 であると、 3 0秒未満の熱処理時間であっても、 { 2 2 2 } 面集積 度を、 容易に増加することができる。
なお、 熱処理温度は、 1 3 0 0 °C以下が、 より好ましい。 熱処理 温度が 1 3 0 0 以下であると、 鋼板の平坦性等の板形状が、 より 優れたものとなる。
熱処理時の昇温速度は、 1で/分以上 1 0 0 0 °C/分以下が好ま しい。 昇温速度が 1 0 0 0 °C /分以下であると、 より高い { 2 2 2 } 面集積度を、 容易に得ることができる。 昇温速度が 1 °CZ分以上 であると、 生産性が格段に向上する。
したがって、 昇温速度は、 1 °CZ分以上 1 0 0 0でノ分以下が好 ましい。
第二層を付着した状態で行う熱処理は、 鋼板を再結晶させること に加えて、 第二層に含まれている元素を、 鋼中へ拡散させることを 目的とする。
第二層に含まれている元素が、 鋼中に拡散すると、 より { 2 2 2 } 面集積度が向上し、 かつ、 高温耐酸化性や機械的特性が向上する ので、 本発明鋼板の製造方法においては、 第二層に含まれている元 素の拡散を、 積極的に利用する。
母材鋼板は、 前述した A 1含有量の下で、 C r含有量を 1 2 mass %以下とすることが好ましい。 C r含有量は、 1 0 mass%未満がさ らに好ましい。
また、 母材鋼板は、 C含有量が 2. 0 mass%以下の鋼板であり、 不純物として、 微量の M n、 P、 および、 S等を含むものである。 例えば、 炭素鋼は、 本発明の母材鋼板に含まれる。 さらに、 . Cの他 、 N iや C rなどの合金元素を含有する合金鋼も、 本発明の母材鋼 板に含まれる。
母材鋼板が含有し得る合金元素は、 S i 、 A l 、 M o、 W、 V、 T i 、 N b、 B、 C u、 C o、 Z r、 Y、 H f 、 L a、 C e、 N、 および、 〇等である。 実施例
以下、 実施例により、 本発明を、 さらに詳しく説明する。
(実施例 1 )
母材鋼板の A 1含有量を変更して、 製造性と、 { 2 2 2 } 面集積 度について調べた。
母材鋼板は、 5種類の異なる A 1含有量の成分系で製造した。 A 1含有量は、 mass%で、 3. 0 % (成分 A) 、 3. 4 % (成分 E) 、 4. 0 % (成分 B) 、 6. 0 % (成分 C) 、 7. 5 % (成分 D) であり、 その他は、 C : 0. 0 0 8 %、 S i ： 0. 2 %、 Μ η ·· 0 . 4 %、 C r ： 2 0. 0 %、 Z r ： 0. 0 8 %、 L a ： 0. 0 8 % 、 残部鉄および不可避的不純物を含む成分系とした。
これらの成分系において、 真空溶解でインゴッ トを溶製し、 イン ゴッ ドに熱間圧延を施し、 3. 0 mm厚への薄肉化を試みた。
成分 A、 B、 C、 および、 Eの場合は、 容易に、 3. 0 mm厚の 鋼板に熱間圧延することができたが、 成分 Dの場合は、 鋼板が、 熱 間圧延中、 頻繁に破断し、 熱間圧延を続けることができなかった。
このように、 母材鋼板の A 1含有量が、 本発明の範囲を超えて 6 • 5 %以上であると、 製造が困難となる。 それ故、 成分 Dの鋼板を 製造することは断念し、 引き続き、 成分 A、 B、 C、 および、 Eの 鋼板を、 0. 4 mm厚まで冷間圧延した。
成分 A、 B、 C、 および、 Eの鋼板の常温での主相は、 F e相 であった。 X線回折で、 母材鋼板の a F e相の集合組織を測定し、 前述と同様に、 面集積度を算出した。
{ 2 2 2 } 面集積度は、 成分 Aで 3 2 %、 成分 Bで 3 1 %、 成分 Cで 3 1 %、 成分 Eで 3 0 %であり、 { 2 0 0 } 面集積度は、 成分 Aで 1 6 %、 成分 Bで 1 5 %、 成分 Cで 1 6 %、 成分 Eで 1 6 %で あることを確認した。
各鋼板には、 第二層を形成する前に、 8 0 0 °C X 1 0 s e cの熱 処理を、 水素雰囲気中で施した。 その後、 溶融めつき法を用いて、 母材鋼板の表面に、 A 1合金を付着させた。
めっき浴の組成は、 mass%で、 9 0 % A 1 一 1 0 % S i であり、 A 1合金の付着は、 鋼板の両面に行った。
付着量は、 鋼板全体で、 A 1含有量が、 mass%で、 3. 5 % (成 分 A) 、 4 · 5 % (成分 B ) 、 6. 4 % (成分 C ) 、 6. 4 % (成 分 E) になるように制御した。
第二層に A 1合金を付着させたまま、 それぞれの鋼板に、 7 0 % の圧下率で、 冷間圧延を施した。 引き続き、 真空中で、 1 0 0 0 °C X I 2 0 m i nの条件で熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。 この時、 成分 Bおよび Cの鋼板は、 熱処理中に収縮を起こして、 寸法精度が著しく低下した。
第二層に A 1 が含有されている場合、 母材鋼板の A 1含有量が、 本発明の範囲外の 3. 5 %以上であると、 熱処理中に収縮が起こり 、 実用に供することが困難になることを確認した。
一方、 母材鋼板の A 1含有量が、 本発明の範囲内の 3. 5 %未満 であると、 収縮が起こらず、 実用に供することができる。
A 1含有量が 3. 5 %以上の母材鋼板に、 A 1 を含有しない第二 層を付着させて、 同様な熱処理を施した。 この場合、 熱処理中に、 収縮は起こらなかった。
成分 Aおよび Eの鋼板を母材鋼板とした場合、 得られた鋼板の { 2 2 2 } 面集積度は、 それぞれ、 8 2 %および 8 3 %であり、 { 2 0 0 } 面集積度は、 それぞれ、 0. 5 %および 0. 8 %であり、 両 集積度とも、 本発明の範囲に入っていた。
さらに、 これらの鋼板について、 平均 r値を測定し、 平均 r値が 2. 5以上の高いレベルにあることを確認した。 これらの鋼板は、 優れた絞り加工性を有するものである。
このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な a F e相の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼板表面に対して平行な { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以下の本発明 の範囲に入っていることを確認した。
(実施例 2 )
第二層として A 1合金を用いて、 高い { 2 2 2 } 面集積度を有す る鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板の成分は、 mass%で、 A 1 ： 1. 5 %、 C ： 0. 0 0 8 %、 S i ： 0. 1 %、 M n ： 0. 2 %、 C r : 1 8 %、 T i : 0. 1 %、 残部鉄および不可避的不純物を含む成分系である。
母材鋼板は、 真空溶解法でインゴッ トを溶製し、 インゴッ トに熱 間圧延を施し、 3. 8 mm厚の鋼板にし、 次いで、 冷間圧延で 0. 8 mm厚とした鋼板である。
母材鋼板の常温での主相は、 a F e相であった。 X線回折で、 母 材鋼板の a F e相の集合組織を測定し、 { 2 2 2 } 面集積度が 3 6 %、 { 2 0 0 } 面集積度が 2 0 %であることを確認した。
一部の母材鋼板には、 めっき前に、 8 0 0 °C X 1 0 s e cの熱処 理を、 水素雰囲気中で施した。 母材鋼板の表面に、 溶融めつき法を 用いて、 A 1合金を付着させた。
めっき浴の組成は、 mass%で、 9 0 %A 1 — 1 0 % S i であり、 A 1 合金の付着は、 鋼板の両面に行った。 付着させた A 1合金の厚 さは、 鋼板面内で均一になるように制御した。
A 1合金を付着させた鋼板に冷間圧延を施した。 その後、 非酸化 雰囲気中で熱処理を施した。 熱処理前に、 必要に応じて、 表面に付 着した A 1合金を除去した。
A 1合金の除去は、 鋼板を、 加熱した苛性ソーダ 1 0 %水溶液に 浸潰して、 A 1 合金を、 溶液中に溶解させて行った。
比較例として、 A 1合金を付着させた後に、 冷間圧延を施さない 場合についても検討した。
表 1
Figure imgf000035_0001
表 1に、 各種条件で製造した鋼板の合金化割合、 a F e相の { 2 2 2 } 面集積度、 a F e相の { 2 0 0 } 面集積度、 および、 A 1含 有量を示した。 面集積度は、 X線回折を用いて測定し、 前述した計 算処理法で算出した。
鋼板の合金化割合は、 次のように求めた。 L断面において、 L方 向 1 mm X全厚さの視野で、 E PMA (Electron Probe Micro-Ana lysis) 法を用いて、 F e含有量の面分布と、 A 1含有量の面分布 を測定した。
そして、 F e≥ 0. 5mass%で、 かつ、 A l≥ l . 6mass%とな る領域を合金化領域として、 その面積を求め、 合金化面積とした。 合金化割合は、， 合金化面積を、 L方向 lmmx全厚さの面積で除し て算出した。
N o . 1の比較例 1では、 A 1合金の付着量を、 鋼板全体の A 1 含有量が 3. 2 %となるように、 めっき厚さを調整して制御した。 めっき後の冷間圧延を経ることなく、 A 1合金を除去し、 さらに、 θ δ Ο Χ Ι Οπι ί ηの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再 結晶させた。
その結果、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は 、 本発明の範囲から外れていた。 得られた鋼板中の A 1含有量は、 A 1合金を除去しているので、 母材鋼板と同じ、 1. 5 %であった
N o . 2の比較例 2では、 第二層として、 A 1合金を付着させる 工程を省略した。 5 0 %の圧下率で、 母材鋼板に冷間圧延を施し、 その後、 9 5 0 °CX 1 0m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
この場合も、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度 は、 本発明の範囲から外れていた。 N o . 3の発明例では、 A 1 合金の付着量を、 鋼板全体の 3. 2 %となるように、 めっき厚さを調整して制御した。 めつき後に、 鋼 板に、 5 0 %の圧下率で、 冷間圧延を施し、 次いで、 A 1合金を除 去し、 さらに、 9 5 0 °C X 0. l m i nの条件で、 鋼板に熱処理を 施して、 鋼板を再結晶させた。
その結果、 { 2 2 2 } 面集積度は、 本発明の範囲から外れていた が、 { 2 0 0 } 面集積度は、 本発明の範囲に入っていた。 得られた 鋼板中の A 1含有量は、 A 1合金を除去しているので、 母材と同じ 1. 5 %であった。
N o . 4および 5の発明例 1および 2では、 鋼板に、 8 0 0 で 熱処理を施し、 その後、 A 1含有量が、 鋼板全体で 3. 2 %となる ように、 鋼板表面に、 A 1合金を付着させた。 その後、 鋼板に、 5 0 %の圧下率で、 冷間圧延を施して薄肉化した。
A 1合金を除去した後、 N o . 4では、 9 5 0 °C X l m i nの条 件で、 鋼板に熱処理を施し、 また、 N o . 5では、 9 5 0 °C X 1 0 m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施し、 それぞれの鋼板を再結晶さ せた。
その結果、 N o . 4および 5の発明例 1および 2とも、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の 範囲内に制御されていて、 A 1含有量も、 本発明の範囲に入ってい ることを確認した。 得られた鋼板中の A 1含有量は、 A 1合金を除 去しているので、 母材鋼板と同じ 1. 5 %であった。
N o . 6の発明例 3は、 N o . 5の発明例から、 A 1 合金を付着 させる前の熱処理を省略したものであるが、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲内に制御 されていて、 A 1含有量も、 本発明の範囲内に入っていることを確 認した。 得られた鋼板中の A 1含有量は、 A 1合金を除去しているので、 母材鋼板と同じ 1. 5 %であった。
N o . 7および 8の発明例 4および 5では、 A 1 合金を付着させ る前に、 鋼板に、 8 0 0 で熱処理を施し、 引き続き、 A 1合金を 付着させた。
N o . 7の A 1合金付着量は、 鋼板全体で、 A 1含有量が 3. 2 %となるように制御した。 N o . 8の A 1合金付着量は、 同じく、 鋼板全体で、 A 1含有量が 6. 0 %となるように制御した。 その後 、 両鋼板に、 5 0 %の圧下率で、 冷間圧延を施して薄肉化した。
A 1合金の除去を省略し、 鋼板表面の圧延油を除去した後に、 1 0 0 0 °C X 1 2 0 m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を 再結晶させた。 この熱処理によって、 鋼板表面に付着させた A 1合 金は、 完全に鋼板と合金化した。
得られた { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲内に制御されていて、 A 1含有量も、 本発 明の範囲に入っていることを確認した。
N o . 9の比較例 4では、 N o . 7および 8の発明例に比べ、 第 二層の付着量を多く した。 A 1合金付着量は、 鋼板全体で A 1含有 量が 7. 5 %となるように制御した。
その他の工程は、 N o . 7及び 8の発明例と同じであり、 熱処理 により、 鋼板表面に付着させた A 1合金は、 完全に鋼板と合金化し た。
その結果、 鋼板の A 1含有量は 7. 5 %となり、 本発明の範囲を 超えてしまった。 この鋼板の { 2 2 2 } 面集積度は、 かなり向上し たが、 本発明の範囲には達しなかった。
引張り試験を行った結果、 破断伸びは、 1 0 %以下であり、 靭性 が低いことが解った。 このことから、 N o . 9の鋼板は、 実用に適 さないことが解った。
N o . 1 0の比較例 5では、 A 1含有量が、 鋼板全体で 3. 2 % となるように、 鋼板表面に、 A 1 合金を付着させた。 A 1合金を付 着させた後の冷間圧延を省略した。 A 1合金を付着させた後、 鋼板 に、 1 0 5 0 ^ X 0. 1 7 m i nの条件で熱処理を施して、 鋼板を 再結晶させた。
その結果、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は 、 いずれも、 本発明の範囲から外れた。
N o . 1 1および 1 2の発明例 6および 7では、 A 1合金を付着 させる前に、 鋼板に、 8 0 0 °Cで熱処理を施し、 A 1含有量が鋼板 全体で 3. 2 %となるように、 鋼板表面に A 1合金を付着させた。
その後、 N o . 1 1の発明例 6では、 5 0 %の圧下率で、 鋼板に 冷間圧延を施して薄肉化した。 N o . 1 2の発明例 7では、 7 5 % の圧下率で、 鋼板に冷間圧延を施して薄肉化した。
A 1合金の除去を省略して、 1 0 5 0 °C X 0. 1 7 m i nの条件 で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
その結果、 いずれの鋼板においても、 { 2 2 2 } 面集積度、 およ び、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲内に制御され ていて、 A 1含有量も、 本発明の範囲内に入っていることを確認し た。
上記鋼板に対して、 耐パリ性の試験を行った。 1 0. Ο πιιηφの ポンチと、 1 0. 3 mm<i)のダイスを用いて、 打ち抜き加工を行つ て、 打ち抜き穴周辺のバリ高さを、 ポイントマイクロメ一夕で測定 した。
その結果、 パリの高さが、 比較例では、 2 3〜 6 5 ΠΙの高いレ ベルにあつたが、 発明例では、 4〜 9 mの極めて低いレベルにあ ることを確認した。 以上の実施例の鋼板について、 平均 r値を測定したところ、 発明 例の鋼板では、 平均 r値が 2. 5以上の高いレベルにあることを確 認したたが、 比較例の鋼板では、 平均 r値が 2. 5未満、 または、 測定不可との結果となった。
したがって、 発明例の鋼板は、 優れた絞り加工性を有するもので ある。 また、 発明例の鋼板については、 エリクセン試験を行い、 押 し出し表面を観察し、 プレス加工性にも優れていること確認した。 このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な a F e相の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼板表面に対して平行な a F e相の { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以 下の本発明の範囲に入っていることを確認した。
その結果、 本発明の製造方法で製造した鋼板においては、 優れた 耐バリ性と、 絞り加工性が両立していることを確認した。
(実施例 3 )
付着物 （第二層） として Z n合金を用いて、 高い { 2 2 2 } 面集 積度を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板は、 真空溶解法により、 mass%で、 A 1含有量を 0. 0 1 %、 その他、 C ： 0. 0 0 5 %、 S i ： 0. 2 %、 M n ： 0. 5 %、 T i : 0. 0 5 %、 残部鉄および不可避的不純物を含む成分系 のインゴッ トを溶製し、 熱間圧延で 3. 2 mm厚にし、 次いで、 冷 間圧延により 1. 8 mm厚まで圧延した鋼板である。
母材鋼板の常温での主相は、 a F e相であった。 X線回折で、 母 材鋼板のひ F e相の集合組織を測定し、 { 2 2 2 } の面集積度が 2 8 %、 { 2 0 0 } の面集積度が 1 9 %であることを確認した。
一部の母材鋼板には、 めっき前に、 7 7 0 °C X 5 s e cの熱処理 を、 水素雰囲気中で施した。
母材鋼板の表面に、 電気めつき法を用いて、 Z n合金を付着させ た。 めっき浴は、 硫酸系酸性溶液を用い、 付着させためっきは、 ma s s %で、 9 4 % Z n— 6 % N i の合金である。 付着させた Z n合金 の厚さは、 鋼板面内で均一になるように制御した。
Z n合金を付着させた鋼板に、 冷間圧延を施し、 その後、 非酸化 雰囲気中で、 熱処理を施した。 熱処理前に、 必要に応じて、 鋼板表 面に付着した Z n合金を除去した。 Z n合金の除去は、 鋼板を、 加 熱した塩酸 1 0 %水溶液に浸漬し、 Z n合金を、 溶液中に溶解させ て行った。
比較例として、 A 1合金を付着させた後に、 冷間圧延を施さない 場合についても検討した。
表 2
Figure imgf000042_0001
表 2に、 各種条件で製造した鋼板の合金化割合、 ot F e相の { 2 2 2 } 面集積度、 o; F e相の { 2 0 0 } 面集積度、 および、 A 1含 有量を示した。 なお、 面集積度は、 X線回折で測定し、 前述した計 算処理法で算出した。
鋼板の合金化割合は、 次のように求めた。 L断面において、 方 向 1 mm X全厚さの視野で、 E P MA法を用いて、 F e含有量の面 分布と、 Z n含有 *の面分布を測定した。
そして、 F e≥ 0. . 5 mass%で、 かつ、 Z n≥ 0. l mass%とな る領域を合金化領域として、 その面積を求め、 合金化面積とした。 合金化割合は、 合金化面積を、 L方向 1 mmx全厚さの面積で除し て算出した。
なお、 E B S P法によって、 別途、 鋼板面に対する { 2 2 2 } 面 のずれが 0〜 3 0 ° の結晶粒、 および、 鋼板面に対する { 2 2 2 } 面のずれが 0〜 1 0 ° の結晶粒について、 L断面で観察して得た面 積割合を記載した。
また、 上記鋼板について、 耐バリ性の試験を行った。 3 0. 0 m πι φのポンチと、 3 0. 6 mm φのダイスを用-いて、 打ち抜き加工 を行い、 打ち抜き穴周辺のパリ高さを、 ポイントマイクロメ一夕で 測定した。
N o . 1 3の比較例 6では、 鋼板表面に、 厚さ 0. 8 ^mの Z n 合金を付着させた。 冷間圧延を省略して、 Z n合金を除去し、 その 後、 1 0 5 0 °C X 0. l m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
その結果、 この鋼板の { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲から外れていた。
N o . 1 4の比較例 7では、 Z n合金の付着を省略し、 鋼板に、 7 0 %の圧下率で、 冷間圧延を施した。 その後、 1 0 5 0 °C X 0. l m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。 この場合も、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は 、 いずれも、 本発明の範囲から外れていた。
N o . 1 5の発明例 8では、 7 7 0 で熱処理を施した後に、 鋼 板表面に、 厚さ 0. 8 imの Z n合金を付着させた。 その後、 鋼板 に、 7 0 %の圧下率で、 冷間圧延を施して薄肉化した。 さらに、 Z n合金を除去した後に、 1 0 5 0 °C X 0. l m i nの条件で、 鋼板 に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
その結果、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は 、 本発明の範囲内に制御されていて、 A 1含有量も、 本発明の範囲 に入っていることを確認した。
N o . 1 6の発明例 9では、 N o . 1 5の発明例から、 Z n合金 を付着させる前の熱処理を省略したが、 { 2 2 2 } 面集積度、 およ び、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲内に制御され ていて、 A 1含有量も、 本発明の範囲に入っていることを確認した
N o . 1 7および 1 8の発明例 1 0および 1 1では、 Z n合金を 付着させる前に、 7 7 0 °Cで熱処理を施し、 引き続き、 Z n合金を 付着させた。
N o . 1 7では、 鋼板表面に、 厚さ 0. 8 μπιの Z n合金を付着 させた。 N o . 1 8では、 鋼板表面に、 厚さ 0. 4 ΠΙの Z n合金 を付着させた。 その後、 両鋼板に、 7 0 %の圧下率で、 冷間圧延を 施して薄肉化した。
Z n合金の除去を省略し、 鋼板表面の圧延油を除去した後、 1 0 5 0 °C X 0. l m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再 結晶させた。 この熱処理により、 鋼板表面に付着させた Z n合金は 、 一部が、 鋼板と合金化した。 合金化の割合は、 N o . 1 7で 3 0 %、 N o . 1 8で 6 0 %であ つた。 得られた { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度 は、 いずれも、 本発明の範囲内に制御されていて、 A 1含有量も、 本発明の範囲に入っていることを確認した。
N o . 1 9の比較例 8では、 鋼板表面に、 厚さ 0. 8 ^mの Z n 合金を付着させた。 Z n合金を付着させた後の冷間圧延を省略した 。 Z n合金を付着させた後、 7 5 0 ^ X 1 O m i nの条件で、 鋼板 に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
その結果、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は 、 いずれも、 本発明の範囲から外れていた。
N o . 2 0および 2 1の発明例 1 2および 1 3では、 Z n合金を 付着させる前に、 鋼板に、 7 7 0 で熱処理を施し、 引き続き、 鋼 板表面に、 厚さ 0. 8 の Z n合金を付着させた。
その後、 N o . 2 0では、 3 0 %の圧下率で、 鋼板に冷間圧延を 施して薄肉化した。 N o . 2 1では、 8 7 %の圧下率で、 鋼板に冷 間圧延を施して薄肉化した。
A 1合金の除去を省略して、 7 5 0 °C X 1 0 m i nの条件で、 鋼 板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
その結果、 いずれの鋼板においても、 { 2 2 2 } 面集積度、 およ. び、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲内に制御され ていて、 A 1含有量も、 本発明の範囲に入っていることを確認する ことができた。
比較例の鋼板では、 パリ高さが、 8 2〜 9 2 mの高いレベルに あつたが、 発明例の鋼板では、 7〜 9 ^ m.の極めて低いレベルであ ることを確認した。
以上の実施例の鋼板について、 平均 r値を測定したところ、 発明 例の鋼板では、 平均 r値が 2. 5以上の高いレベルにあることを確 認したが、 比較例の鋼板では、 2. 5未満との結果であった。
これらの結果から、 本発明の製造方法で製造した鋼板においては
、 優れた耐バリ性と、 絞り加工性が両立していることを確認した。
また、 本発明の製造方法で製造した鋼板について、 エリクセン試 験で、 押し出し表面を観察して、 プレス加工性にも優れていること を確認した。
このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な a F e相の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼板表面に対して平行な a F e相の { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以 下の本発明の範囲に入っていることを確認した。
(実施例 4)
付着物 （第二層） として C uを用いて、 高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板の成分は、 mass%で、 A 1 ： 0. 0 1 5 %、 C ： 0. 1 5 %、 S i ： 0. 1 %、 M n ： 1. 5 %、 M o ： 0. 5 %、 残部鉄 および不可避的不純物を含む成分系である。
母材鋼板として、 真空溶解法により、 インゴッ トを溶製し、 イン ゴッ トに熱間圧延を施して、 厚さ 1 5 mm、 1 0 mm、 および、 3 . 8 mmとした鋼板を用いた。
また、 3. 8 mmの鋼板に、 冷間圧延を施し、 厚さ 2. 0 mm、 1. 0 mm、 0. 1 mm、 0. 0 1 mm、 および、 0. 0 0 5 mm とした冷延板も、 母材鋼板として用いた。
母材鋼板の常温での主相は、 a F e相であった。 X線回折で、 母 材鋼板の a F e相の集合組織を測定し、 { 2 2 2 } の面集積度が 3 6〜 4 0 %、 { 2 0 0 } の面集積度が 1 7〜 2 2 %であることを確 認した。
母材鋼板には、 C uを付着させる前に、 8 5 0 °C X 1 0 s e cの 熱処理を、 水素雰囲気中で施した。 その後、 母材鋼板の両面に、 異 なる厚さの C uを付着させた。 C uの付着は、 クラッ ド法、 電気め つき法、 または、 スパッタ法を用いて行った。
C uの厚さの変更は、 クラッ ド法では、 張り合わせる C u板の厚 さを変えることで行い、 めっき法では、 通電電流と浸漬時間を変え ることで行い、 また、 スパッ夕法では、 スパッタ時間を変えること で行った。 めっき浴には、 硫酸系溶液を用いた。
C uを付着させた鋼板に、 冷間圧延を施し、 その後、 非酸化雰囲 気中で、 鋼板に、 熱処理を施した。
表 3
Figure imgf000048_0001
表 3に、 各種条件で製造した鋼板の a F e相の { 2 2 2 } 面集積 度、 および、 a F e相の { 2 0 0 } 面集積度を示した。 なお、 面集 積度は、 X線回折で測定し、 前述した計算処理法で算出した。
N o. 2 2〜 2 7の発明例 1 4〜 1 9では、 厚さ 2. 0mmの母 材鋼板に、 クラッ ド法、 電気めつき法、 または、 スパッ夕法を用い て、 表 3に示すように、 本発明の範囲内の厚さで、 C uを付着させ た。
C uを付着させたまま、 鋼板に、 圧下率 6 0 %で、 冷間圧延を施 した。 次に、 第二層の除去を省略して、 1 0 2 0 °CX 0. 3 m ί n の条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
いずれの鋼板においても、 { 2 2 2 } 面集積度は、 本発明の範囲 に入っていたが、 第二層を付着させた際の第二層の厚さが 1 0 0 0 m超の N o . 2 2と、 第二層の厚さが 0. 0 5 m未満の N o . 2 7では、 { 2 2 2 } 面集積度が、 やや低下し、 { 2 2 2 } 面集積 度は、 1 5 %を超えていた。
N o. 2 2の発明例 1 4では、 製造後の第二層の厚さが 5 0 0 m超であり、 やや剥離しやすい状態であった。 N o. 2 7の発明例 1 9では、 製造後の第二層の厚さが 0. 0 1 im未満であり、 皮膜 が破れ易く、 防鯖の点で、 やや問題のある状態であった。
No. 2 8〜 3 3の発明例 2 0〜 2 5では、 厚さ 0. 0 0 5〜 1 5mmの母材鋼板に、 電気めつき法で、 2 mの C uを付着させた 。 次に、 C uを付着させたまま、 鋼板に、 圧下率 5 0 %で、 冷間圧 延を施した。 第二層の除去を省略して、 9 0 0t x 6 0 m i nの条 件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
いずれの鋼板においても、 { 2 2 2 } 面集積度は、 本発明の範囲 に入っていたが、 付着させた際の母材鋼板の厚さが 1 0mm超の N o . 2 8と、 母材鋼板の厚さが 1 0 未満の N o . 3 3'では、 { 2 2 2 } 面集積度が、 やや低下し、 さらに、 { 2 2 2 } 面集積度は 、 1 5 %を超えていた。
以上の発明例の鋼板について、 平均 r値を測定したところ、 発明 例の鋼板は、 平均 r値が 2. 5以上の高いレベルにあることを確認 した。 したがって、 発明例の鋼板は、 優れた絞り加工性を有するも のである。
このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な 0； 6相の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼板表面に対して平行な a F e相の { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以 下の本発明の範囲に入っていることを確認した。
, (実施例 5)
付着物 （第二層） として C rを用いて、 高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板の成分は、 mass%で、 A 1 ： 0. 0 2 %、 C ： 0. 0 6 %、 S i ： 0. 2 %、 M n ： 0. 4 %、 C r ： 1 3. 1 %、 N i ： 1 1 - 2 %、 残部鉄および不可避的不純物を含む成分系である。 母材鋼板は、 真空溶解法で、 インゴッ トを溶製し、 その後、 イン ゴッ トに、 熱間圧延を施して、 3. 0 mm厚にし、 さらに、 冷間圧 延で、 0. 8 mm厚まで圧延した鋼板である。
母材鋼板の常温での主相は、 r F e相であった。 X線回折で、 母 材鋼板のァ F e相の集合組織を測定し、 前述と同様に、 面集積度を 算出した。 { 2 2 2 } の面集積度が 24 %、 { 2 0 0 } の面集積度 が 2 1 %であることを確認した。
一部の母材鋼板には、 C rめっきの前に、 9 5 0 °C X 1 0 s e c の熱処理を、 水素雰囲気中で施した。
母材鋼板の表面に、 電気めつき法を用いて、 C rを付着させた。 めっき浴は、 硫酸クロム溶液を用いた。 付着させた C rの厚さは 0 . 6 mであり、 鋼板面内で均一になるように制御した。
C r を付着させた鋼板に、 冷間圧延を施し、 その後、 非酸化雰囲 気中で、 鋼板に熱処理を施した。 熱処理前に、 必要に応じて、 鋼板 表面に付着した C r を除去した。 C rの除去は、 機械的研磨によつ て行った。
表 4
Figure imgf000052_0001
表 4に、 各種条件で製造した鋼板の合金化割合、 r F e相の { 2 2 2 } 面集積度、 r F e相の { 2 0 0 } 面集積度、 および、 A 1含 有量を示した。 なお、 面集積度は、 X線回折で測定し、 上記計算処 理で算出した。
鋼板の合金化割合は、 次のように求めた。 L断面において、 L方 向 1 mmX全厚さの視野で、 E PMA法を用いて、 F e含有量の面 分布と、 C r含有量の面分布を測定した。
そして、 F e≥ 0. 5mass%で、 かつ、 C r≥ 1 3. 2mass%の 領域を合金化領域として、 その面積を求め、 合金化面積とした。 合 金化割合は、 合金化面積を、 L方向 lmmx全厚さの面積で除して 算出した。 '
N o . 34の比較例 9では、 鋼板表面に、 厚さ 0. 6 mの C r を付着させた。 冷間圧延を省略して、 C rを除去し、 その後、 1 0 5 0 °C X 0. 2m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再 結晶させた。
その結果、 この鋼板の { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲から外れていた。
N o . 3 5の比較例 1 0では、 C rの付着を省略し、 付着物なし で、 鋼板に、 7 5 %の圧下率で、 冷間圧延を施した。 その後、 1 0 5 0 °C X 0. 2ni i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再 結晶させた。
この場合も、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度 は、 いずれも、 本発明の範囲から外れていた。
N o . 3 6の発明例 2 6では、 9 5 0 °Cで熱処理を施した後に、 鋼板表面に、 厚さ 0. 6 mの C rを付着させた。 その後、 鋼板に 、 7 5 %の圧下率で、 冷間圧延を施して薄肉化した。
さらに、 C rを除去した後に、 1 0 5 0 °CX 0. 2m i nの条件 で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
その結果、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は 、 いずれも、 本発明の範囲内に制御されていて、 A 1含有量も、 本 発明の範囲に入っていることを確認した。
また、 引張り試験により、 発明例 2 6の鋼板については、 高い靭 性を有することを確認した。
N o . 3 7の発明例 2 7では、 N o . 3 6の発明例から、 C rを 付着させる前の熱処理を省略したが、 { 2 2 2 } 面集積度、 および 、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範匪内に制御されて いて、 A 1含有量も、 本発明の範囲に入っていることを確認した。
N o . 3 8の比較例 1 1では、 C r を付着させる前に、 鋼板に 9 5 0 °Cで熱処理を施し、 引き続き、 C r を付着させ、 そのまま、 7 5 %の圧下率で、 冷間圧延を施して薄肉化した。
C rの除去を省略し、 鋼板表面の圧延油を除去した後、 4 0 0で X 0. 2 m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施した。 この時、 鋼板を 再結晶させなかった。
その結果、 得られた { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面 集積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入らなかった。
N o . 3 9〜 4 1の発明例 2 8〜 3 0では、 C r を付着させる前 に、 鋼板に 9 5 0 °Cで熱処理を施し、 引き続き、 C r を付着させた 。 いずれも、 7 5 %の圧下率で、 鋼板に冷間圧延を施して薄肉化し た。
C rの除去を省略し、 鋼板表面の圧延油を除去した後、 N o . 3 9では、 1 0 5 0 °C X 0. 2 m i nの条件で、 N o . 4 0では、 1 1 0 0 °C X 0. 2 m i nの条件で、 また、 N o . 4 1では、 1 1 5 0 °C X 0. 2 pi i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結 晶させた。 付着させた C rは、 一部が、 鋼板と合金化した。 合金化の割合は 、 N o . 3 9で 1 0 %、 N o . 4 0で 3 0 %、 N o . 4 1で 6 0 % であった。
得られた { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲内に制御されていて、 A 1含有量も、 本発 明の範囲に入っていることを確認した。
以上の実施例の鋼板について、 平均 r値を測定したところ、 発明 例の鋼板では、 平均 r値が 2. 5以上の高いレベルにあることを確 認したが、 比較例の鋼板では、 2. 5未満との結果であった。
その結果、 発明例の鋼板は、 優れた絞り加工性を有することが解 つた。
このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な 7* F e相の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼板表面に対して平行な r F e相の { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以 下の本発明の範囲内に入っていることを確認した。
(実施例 6 )
第二層として A 1合金を用い、 第二層目の厚さを変えて、 高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板を製造した結果を示す。
母材鋼板の成分は、 mass%で、 A 1 ： 0. 0 3 9 %、 C ： 0. 0 0 1 9 %、 S i ： 0. 0 1 1 %, M n ： 0. 1 3 %, N ： 0. 0 0 2 %、 T i ： 0. 0 6 1 %、 C r ： 0. 0 0 2 %以下、 残部鉄およ び不可避的不純物を含む成分系である。
母材鋼板は、 真空溶解法でインゴッ トを溶製した後、 インゴッ ト に、 熱間圧延を施して製造した厚さ 3. 0 mmの鋼板である。 なお 、 酸洗により、 鋼板表面のスケールを除去した。
母材鋼板の常温での主相は、 Qi F eであった。 X線回折で、 母材 鋼板の a F e相の集合組織を測定し、 前述と同様に面集積度を算出 した。 その結果、 { 2 2 2 } の面集積度が 1 9 %、 { 2 0 0 } の面 集積度が 1 7 %であることを確認した。
この母材鋼板に、 めっき前に、 7 8 0で X I 0 s e cの熱処理を 、 水素雰囲気中で施した。 母材鋼板の表面に、 溶融めつき法で、 A 1合金を付着させた。 めっき浴の組成は、 mass%で、 9 0 %A 1 - 1 0 % S iであり、 鋼板の両面に付着させた。
めっき付着量の制御は、 めっきが凝固する前に、 ワイピングノズ ルで、 窒素を鋼板表面に吹き付けて、 不要なめっきを吹き飛ばして 行った。
A 1合金を付着させた鋼板に、 冷間圧延を施して、 0. 8 mmま で薄肉化した。 その後、 この鋼板に、 非酸化雰囲気中で熱処理を施 して、 鋼板を再結晶させるとともに、 A 1拡散を進行させた。
表 5
Figure imgf000057_0001
表 5に、 各種製造条件と、 製造した鋼板の合金化割合、 Q! F e相 の { 2 2 2 } 面集積度、 Q! F e相の { 2 0 0 } 面集積度、 および、 A 1含有量を示した。 各面集積度は、 X線回折で測定し、 上記計算 処理で算出した。
鋼板の合金化割合は、 次のように求めた。 L断面において、 L方 向 1 mmX全厚さの視野で、 E P MA法を用いて、 F e含有量の面 分布と、 A 1含有量の面分布を測定した。
そして、 F e ≥ 0 . 5 mass%で、 かつ、 A 1 ≥ 0 . 1 3 9 mass% の領域を合金化領域として、 その'面積を求め、 合金化面積とした。 合金化割合は、 合金化面積を、 L方向 1 mm X全厚さの面積で除し て算出した。
なお、 E B S P法によって、 別途、 鋼板面に対する { 2 2 2 } 面 のずれが 0〜 3 0 ° の結晶粒、 および、 鋼板面に対する { 2 2 2 } 面のずれが 0〜 1 0 ° の結晶粒について、 L断面で観察して求めた 面積割合を記載した。
耐バリ性の試験は、 1 0 . Ο πιιη φのポンチと、 1 0 . 3 πιπι φ のダイスを用いて打ち抜き加工を行い、 打ち抜き穴周辺のパリ高さ を、 ポイントマイクロメ一夕で測定して行った。
N o . 4 2〜 4 4の比較例 1 2〜 1 4では、 A 1合金を付着させ る工程を省略し、 付着物なしで、 鋼板に、 7 3 %の圧下率で、 冷間 圧延を施した。 その後、 7 0 0〜 1 0 1 0 °Cの条件で、 鋼板に熱処 理を施して、 鋼板を再結晶させた。
この場合、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は 、 いずれも、 本発明の範囲から外れている。 バリ高さは、 5 1〜 5 7 mで大きな値を示した。
N o . 4 5〜 4 7の発明例 3 1〜 3 3では、 表裏合計で、 5 m 厚の A 1合金を付着させた。 そして、 厚さ 0 . 8 mmまで、 冷間圧 延を施し、 その後、 7 0 0〜 1 0 1 0 °Cの条件で、 鋼板に熱処理を 施して、 鋼板を再結晶させた。
この場合、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は 、 いずれも、 本発明の範囲に入っていた。 バリの高さは、 1 2〜 1 4 mで、 比較例に比べて、 著しく減少している。
N o . 4 8〜 5 7の発明例 3 4〜 4 0では、 表裏合計で、 1 0〜 4 0 mの A 1 合金を付着させた。 そして、 0. 8 mmまで、 冷間 圧延を施し、 その後、 7 0 0〜 1 0 1 0での条件で、 鋼板に熱処理 を施して、 鋼板を再結晶させた。 この時、 昇温速度を変化させた。 いずれの場合も、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集 積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入っていた。 パリの高さは、 5 〜 8 mで、 著しく小さな値を示した。
以上の実施例の鋼板について、 平均 r値を測定したところ、 発明 例の鋼板では、 平均 r値が 2. 5以上の高いレベルにあることを確 認したが、 比較例の鋼板では、 2. 5未満との結果であった。
その結果、 発明例の鋼板は、 優れた絞り加工性を有することが解 つた。
また、 エリクセン試験を行い、 押し出し表面を観察し、 発明例の 鋼板は、 プレス加工性にも優れていることを確認した。
このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な a F e相の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼板表面に対して平行な a F e相の { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以 下の本発明の範囲内に入っていて、 優れた耐バリ性と絞り加工性が 両立していることを確認した。
(実施例 7 )
母材鋼板の C r含有量を変更して、 製造性と { 2 2 2 } 面集積度 について調べた結果を示す。 母材鋼板は、 4種類の異なる C r含有量の成分系で製造した。 C r含有量は、 mass%で、 1 3. 0 % (成分 F) 、 1 1 · 9 % (成分 G) 、 6. 0 % (成分 H) 、 および、 0. 0 0 2 %以下 （検出限界 以下） （成分 I ) であり、 その他は、 C ： 0. 0 8 3 %, S i ： 0 . 1 1 % , M n ： 0. 2 3 %, A 1 ： 0. 0 0 2 %, N ： 0. 0 0 3、 残部鉄および不可避的不純物を含む成分系とした。
これらの成分系で、 真空溶解によって、 インゴッ トを溶製し、 ィ ンゴッ トに熱間圧延を施し、 3. 5 mm厚へ薄肉化した。 引き続き 、 4種類の鋼板を、 1. 3 mm厚まで冷間圧延した。
成分 F、 G、 H、 および、 I の鋼板の常温での主相は、 ひ F e相 であった。 X線回折で、 母材鋼板の a F e相の集合組織を測定し、 前述と同様にして、 面集積度を算出した。
{ 2 2 2 } の面集積度は、 成分 Fで 8 %、 成分 Gで 9 %、 成分 H で 9 %、 成分 Iで 8 %であり、 { 2 0 0 } の面集積度は、 成分 Fで 2 8 %、 成分 Gで 3 0 %、 成分 Hで 3 1 %、 成分 I で 2 9 %である ことを確認した。
電気めつき法を用いて、 母材鋼板の表面に、 第二層として、 S n を付着させた。 めっき浴は、 硫酸酸性溶液であり、 片面当たりの目 付け量が 1 gZm2となるように制御し、 両面に、 めっきした。 電 気めつきの前に、 予備熱処理は施さなかった。
第二層に S nを付着させたままで、 それぞれの鋼板に、 4 0 %の 圧下率で、 冷間圧延を施し、 厚さ 0. 7 8 mmの鋼板とした。 比較 のために、 成分 F、 G、 H、 および、 I の S nを付着させていない 鋼板にも、 4 0 %の圧下率で冷間圧延を施した。
引き続き、 真空中で、 昇温速度 1 0 0 °C/分、 1 1 0 0 °C X 6 0 m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。 こ の時、 いずれの鋼板においても、 鋼板表面の S nは、 鋼中に拡散し て全て合金化した。
比較のために、 S nを付着させていない鋼板にも、 同様な熱処理 を施した。
得られた 8種類の鋼板の { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度を測定した。 S nを付着させた鋼板の { 2 2 2 } 面積集 積度は、 成分 Fで 6 5 %、 成分 Gで 7 5 %、 成分 Hで 7 9 %、 成分 Iで 8 5 %であり、 { 2 0 0 } 面集積度は、 成分 Fで 1 2 %、 成分 Gで 4 %、 成分 Hで 2. 5 %、 成分 Iで 1. 4であった。
いずれも、 面集積度は、 本発明の範囲内に含まれていたが、 含有 する C rが、 mass %で、 1 2. 0 %を下回ると、 特に高い { 2 2 2 } 面集積度を得ることができることが解った。
一方、 S nを付着させていない鋼板の { 2 2 2 } 面集積度は、 成 分 Fで 2 1 %、 成分 Gで 1 2 %、 成分 Hで 1 1 %、 成分 Iで 1 2で あり、 { 2 0 0 } 面集積度は、 成分 Fで 1 6 %、 成分 Gで 1 7 %、 成分 Hで 1 6 %、 成分 Iで 1 6 %であった。
耐バリ性の評価は、 1.0. 0 mm のポンチと、 1 0. 3 mm のダイスを用いて打ち抜き加工を行い、 打ち抜き穴周辺のバリ高さ を、 ポイン卜マイクロメータで測定して行った。
S nを付着させた鋼板のパリ高さは、 成分 Fで 9 ^ 111、 成分 Gで Ί ii , 成分 Hで 6 m、 成分 Iで 5 mであり、 いずれの鋼板も 、 優れた特性を有することを確認した。
S nを付着させなかった鋼板のバリ高さは、 成分 Fで 4 6 ^ m、 成分 Gで 5 2 ^ m、 成分 Hで 6 3 m、 成分 Iで 6 であり、 いずれの鋼板においても、 大きなバリが発生することを確認した。 さらに、 これら鋼板について、 平均 r値を測定したところ、 S n を付着させた鋼板の平均 r値は、 2. 5以上の高いレベルにあるこ とを確認した。 S nを付着させなかった鋼板の平均 r値は、 1. 1 程度であつた。
このことから、 S nを付着させた鋼板が、 優れた絞り加工性を有 することが解った。 また、 エリクセン試験を行い、 押し出し表面を 観察した結果、 S nを付着させた鋼板は、 プレス加工性にも優れて いることを確認した。
このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な oi F eの { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼 板表面に対して平行な { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以下の本発明の 範囲内に入っていることを確認した。
(実施例 8 )
. 母材鋼板の A 1含有量を変更して、 製造性と { 2 2 2 } 面集積度 について調べた結果を示す。
母材鋼板は、 4種類の異なる A 1含有量の成分系で製造した。 A 1含有量は、 mass%で、 7. 5 % (成分】） 、 6. 4 % (成分 K) 、 3. 4 % (成分 L) 、 および、 0. 0 0 2 %以下 （ I C P検出限 界以下） （成分 M) であり、 その他は、 C : 0. 0 8 3 %、 S i ： 0. 1 1 %、 Μη : 0， 2 3 %、 C r : 0. 0 0 2 %以下 （ I C P 分析検出限界以下） 、 N ： 0. 0 0 3、 残部鉄および不可避的不純 物を含む成分系とした。
これらの成分系で、 真空溶解によって、 インゴッ トを溶製し、 ィ ンゴッ 卜に熱間圧延を施し、 2. 8 mm厚へ薄肉化することを試み た。
成分 K'、 L、 および、 Mのインゴッ トは、 容易に、 鋼板まで熱間 圧延することができたが、 成分 Jのインゴッ トは、 熱間圧延中、 頻 繁に破断して、 熱間圧延を続けることができなかった。
このように、 母材鋼板の A 1含有量が本発明の範囲を超える 6. 5 %以上であると、 製造が困難であり、 成分 Jの鋼板を製造するこ とは断念した。 引き続き、 成分 、 L、 および、 Mの鋼板を、 1. 6 mm厚まで冷間圧延した。
成分 、 L、 および、 Mの鋼板の常温での主相は、 a F e相であ つた。 X線回折で、 母材の a F e相の集合組織を測定し、 前述と同 様にして、 面集積度を算出した。 { 2 2 2 } の面集積度は、 成分 で 1 1 %、 成分 Lで 1 2 %、 成分 Mで 1 2 %であり、 { 2 0 0 } の 面集積度は、 成分 Kで 8 %、 成分 Lで 7 %、 成分 Mで 8 %であるこ とを確認した。
この母材鋼板には、 第二層を形成する前に、 7 5 0 °C X 1 0 s e cの熱処理を、 水素雰囲気中で施した。 その後、 溶融めつき法を用 いて、 母材鋼板の表面に、 Z n合金を付着させた。
めっき浴の組成は、 9 5 % Z n— 5 % F eであり、 Z n合金の付 着は、 鋼板の両面に行った ·。 付着量は、 表裏合計で、 8 0 g /m2 となるようにし、 表裏の付着量が、 できるだけ均等になるようにし た。
第二層に Z n合金を付着させたままで、 ぞれぞれの鋼板に、 5 0 %の圧下率で、 冷間圧延を施し、 厚さ 0. 8 0 mmの鋼板を得た。 比較のために、 成分 、 L、 および、 Mの、 Z n合金を付着して いない鋼板にも、 5 0 %の圧下率で、 冷間圧延を施し、 厚さを 0. 8 0 m mにした。
引き続き、 真空中で、 昇温速度 1 0 °C/分、 1 1 0 0 °C X 6 0 m i nの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。 この 時、 いずれの鋼板においても、 鋼板表面の Z n合金は、 鋼中に拡散 して、 全て合金化した。
比較のために、 2： n合金を付着させていない鋼板にも、 同様な熱 処理を施した。
得られた 8種類の鋼板の { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度を測定した。 Z n合金を付着させた鋼板の { 2 2 2 } 面 集積度は、 成分 Kで 7 8 %、 成分 Lで 8 5 %、 成分 Mで 9 0 %、 成 分 Iで 8 5であり、 { 2 0 0 } 面集積度は、 成分 Kで 1. 4 %、 成 分 Lで 0. 6 %、 成分 Mで 0. 4 %であった。
いずれの面集積度も、 本発明の範囲内に含まれていたが、 含有す る A 1 力 i、 mass%で、 3. 5 %を下回っていると、 特に高い { 2 2 2 } 面集積度が得られることが解った。
一方、 Z n合金を付着させていない鋼板の { 2 2 2 } 面集積度は 、 成分 Kで 3 6 %、 成分 Lで 3 2 %、 成分 Mで 2 5 %であり、 { 2 0 0 } 面集積度は、 成分 Kで 1 7 %、 成分 Lで 1 9 %、 成分 Mで 1 6 %であった。
耐バリ性の評価は、 1 0. Ο πιπιφのポンチと、 1 0. 3 mm(i) のダイスを用いて打ち抜き加工を行い、 打ち抜き穴周辺のバリ高さ をポイントマイクロメータで測定して行った。
Z nを付着させた鋼板のバリ高さは、 成分 Kで 7 ΠΙ、 成分 で 5 , 成分 Mで 5 imであり、 いずれも、 優れた特性を有するこ とを確認することができた。
Z n合金を付着させなかった鋼板のバリ高さは、 成分 Kで 5 2 m、 成分 Lで 5 7 m、 成分 Mで 6 5 ^ mであり、 いずれにおいて も、 大きなパリが発生することを確認した。
さらに、 これらの鋼板について、 平均 r値を測定した。 Z n合金 を付着させた鋼板の平均 r値は、 2. 5以上の高いレベルにあるこ とを確認した。 Z n合金を付着させなかった鋼板の平均 r値は、 1 . 1程度であった。
このことから、 Z n合金を付着させた鋼板は、 優れた絞り加工性 を有することが解った。
また、 上記鋼板について、 エリクセン試験を行い、 押し出し表面 を観察し、 Z n合金を付着させた鋼板は、 プレス加工性にも優れて いることを確認した。
このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な 0： ? 6相の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼板表面に対して平行な { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以下の本発明 の範囲内に入っていることを確認した。
(実施例 9 )
第二層の付着物として、 M o、 C r、 G e、 S i 、 T i、 W、 お
6 .
よび、 V金属を用いて、 高い { 2 42 2 } 面集積度を有する鋼板を製 造した結果を示す。
実施例 8で使用した成分 K、 L、 および、 Mの厚さ 2. 8 mmの 熱延板を、 母材鋼板として用いた。 成分 K、 L、 および、 Mの鋼板 は、 0. 4 mm厚まで、 冷間圧延した。
成分 、 L、 および、 M'の鋼板の常温での主相は、 a F e相であ つた。 X線回折で、 母材鋼板の a F e相の集合組織を測定し、 前述 と同様にして、 面集積度を算出した。
{ 2 2 2 } 面集積度は、 成分 Kで 1 5 %、 成分 Lで 1 7 %、 成分 Mで 1 6 %であり、 { 2 0 0 } 面集積度は、 成分 Kで 7 %、 成分 で 6 %、 成分 Mで 8 %であることを確認した。
第二層を付着させるためのスパッタを行う前に、 母材鋼板に、 6 2 0 °C X 6 0 s e cの熱処理を、 A r雰囲気中で施した。 スパッ夕 法を用いて、 母材鋼板の表面に、 第二層として、 M o、 C r、 G e 、 S i 、 T i 、 W、 および、 V金属を付着させた。
それぞれ、 純度 9 9. 9 %以上の金属ターゲッ ト材を用意して、 片面当たりの厚さが l ^mとなるように制御し、 両面に皮膜を形成 した。
各金属からなる第二層を付着させたままで、 それぞれの鋼板に、 7072997
6 2. 5 %の圧下率で冷間圧延を施し、 厚さ 0. 1 5 mmの鋼板を 得た。
比較のために、 各金属からなる第二層を付着させていない、 成分 K：、 L、 および、 Mの鋼板にも、 6 2. 5 %の圧下率で、 冷間圧延 を施し、 厚さを 0. 1 5 mmとした。
引き続き、 真空中で、 昇温速度 5 0 0 °C/分、 1 1 5 0 °C X 1 5 s e cの条件で、 鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させた。
この時、 いずれの鋼板においても、 鋼板表面の第二層金属は、 鋼 中に拡散して、 全て合^化した。 比較のために、 第二層金属を付着 させていない鋼板にも、 同様な熱処理を施した。
表 6
Figure imgf000067_0001
表 6に、 各種製造条件と、 製造した鋼板の合金化割合、 a F e相 の { 2 2 2 } 面集積度、 a F e相の { 2 0 0 } 面集積度、 および、 A 1含有量を示した。 面集積度は、 X線回折で測定して， 前記の計 算処理で算出した。
鋼板の合金化割合は、 次のように求めた。 L断面において、 L方 向 0. 5 mmX全厚さの視野で、 E PMA法を用いて、 F e含有量 の面分布と、 M o、 C r、 G e、 S i 、 T i 、 W、 および、 Vのう ち付着させた金属元素の含有量の面分布を測定した。
そして、 F e≥ 0 , 5mass%で、 かつ、 M o、 C r、 G e、 S i 、 T i 、 W、 および、 Vのうちの付着させた金属元素の含有量≥ 0 . 1 mass%の領域を合金化領域として、 その面積を求め、 合金化面 積とした。 合^化割合は、 合金化面積を、 L方向 0. 5 mmX全厚 さの面積で除して算出した。
なお、 E B S P法によって、 別途、 鋼板面に対する { 2 2 2 } 面 のずれが 0〜 3 0 ° の結晶粒、 および、 鋼板面に対する { 2 2 2 } 面のずれが 0〜 1 0 ° の結晶粒について、 L断面の観察に基づいて 算出した面積割合を記載した。
また、 上記鋼板に対して、 耐バリ性の試験を行った。 1 0. 0 0 πιπιφのポンチと、 1 0 , 1 5 πιπιφのダイスを用いて打ち抜き加 ェを行い、 打ち抜き穴周辺のバリ高さをポイントマイクロメータで 測定した。
N o . 6 0〜 6 2の比較例 1 5〜 1 7は、 第二層の金属の付着を 省略したものである。 この場合、 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲から外れており、 バ リ高さは、 4 2〜 6 3 mで大きな値を示した。
N o . 6 3〜 6 5の発明例 4 3〜 4 5は、 第二層として M o金属 を付着させたものである。 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入っており、 パリ高さは
、 8〜 9 jLi mで、 比較例に比べて、 著しく減少していた。
N o . 6 6〜 6 8の発明例 4 6〜 4 8は、 第二層として C r金属 を付着させたものである。 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入っており、 バリ高さは 、 7〜 8 μ mで、 比較例に比べて、 著しく減少していた。
N o . 6 9〜マ 1の発明例 4 9〜 5 1は、 第二層として S i 金属 を付着させたものである。 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入っており、 バリ高さは 、 7〜 8 ^mで、 比較例に比べて、 著しく減少していた。
N o . 7 2〜 7 4の発明例 5 2〜 5 4は、 第二層として G e金属 を付着させたものである。 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入っており、 パリ高さは 、 8〜 9 111で、 比較例に比べて、 著しく減少していた。
N o . 7 5〜 7 7の発明例 5 5〜 5 7は、 第二層として T i金属 を付着させたものである。 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入っており、 バリ高さは 、 7〜 8 imで、 比較例に比べて、 著しく減少していた。
N o . 7 8〜 8 0の発明例 5 8〜 6 0は、 第二層として W金属を 付着させたものである。 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入っており、 バリ高さは、 7〜 9 111で、 比較例に比べて、 著しく減少していた。
N o . 8 1〜 8 3の発明例 6 0〜 6 3は、 第二層として V金属を 付着させたものである。 { 2 2 2 } 面集積度、 および、 { 2 0 0 } 面集積度は、 いずれも、 本発明の範囲に入っており、 パリ高さは、 6〜 8 mで、 比較例に比べて、 著しく減少していた。
以上の実施例の鋼板について、 平均 r値を測定したところ、 発明 例の鋼板では、 平均 r値が、 2 . 5以上の高いレベルにあることを 確認することができた。 比較例の鋼板では、 2 . 5未満との結果で あった。
したがって、 発明例の鋼板は、 優れた絞り加工性を有することが 解った。
このように、 本発明の製造方法で製造した鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な £¾ F e相の '{ 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上、 または、 鋼板表面に対して平行な oi F e相の { 2 0 0 } 面集積度が 1 5 %以 下の本発明の範囲内に入っており、 優れた耐バリ性と絞り加工性が 両立していることを確認することができた。 産業上の利用可能性
前述したように、 本発明鋼板は、 打ち抜き加工の際、 切断面にバ リが発生しないという、 従来にない優れた加工性を有するものであ るので、 従来の形状から特殊形状をも含む様々な形状に容易に加工 し得るものである。
それ故、 本発明鋼板は、 例えば、 複雑形状のプレス成型が必要な 自動車用部品や家電製品部品などの外板をはじめとする各種構造材 料、 機能材料等に有用なものである。
また、 本発明の製造方法は、 A 1含有量が 6 . 5 inas s %未満の鋼 板においても、 { 2 2 2 } 面集積度を高く、 および/または、 { 2 0 0 } 面集積度を低くすることを、 容易にかつ効果的に行うことが できるものである。
それ故、 本発明の製造方法によれば、 新設備を作らなく とも、 既 存設備の工程を入れ替えるだけで、 高い { 2 2 2 } 面集積度を有す る鋼板 （本発明鋼板） を、 容易に、 低コス トで製造する；!：とが可能 である。 よって、 本発明は、 各種構造材料および機能材料を利用する製造 産業において利用可能性が高いものである。

Claims

1. A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板であって、
(1)鋼板面に対する oi F e相および r F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する Qi F e相および ^ F e相の一方または両方の 青
{ 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板。
2. 表面の少なくとも片側に第二層が付着している、 A 1含有量 が 6. 5 mass %未満の鋼板であって、 囲
(1)鋼板面に対する o! F e相および r F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する a F e相および r F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下、
の一方または両方であることを特徵とする高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板。
3. 表面の少なく とも片側に第二層が形成され、 第二層と鋼板が 一部で合金化している、 A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板であ つて、
(1)鋼板面に対する F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6.0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する a F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0.1 %以上 1 5 %以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板。
4. 表面の少なく とも片側に付着した第二層が鋼板と合金化して いる、 A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板であって、
(1)鋼板面に対する Qi F e相および r F e相の一方または両方の · { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する a; F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下、
の一方または両方であることを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度 を有する鋼板。
5. 前記 { 2 2 2 } 面集積度が、 6 0 %以上 9 5 %以下であるこ とを特徴とする請求の範囲 1〜 4のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板。
6. 前記第二層が、 F e、 A l 、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 Mn、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t、 S b 、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V、 W、 Z n、 および、 Z rのうちの 1つ以上の元素を含有していることを特徴とする請求の範囲 2〜 5 のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板。
7. 前記鋼板の厚さが、 5 ^ m以上 5 mm以下であることを特徴 とする請求の範囲 1〜 6のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積 度を有する鋼板。
8. 前記第二層の厚さが、 0. 0 1 m以上 5 0 0 m以下であ ることを特徴とする請求の範囲 2〜 7のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板。
9, (a)母材としての A 1含有量が 6 . 5 mass%未満の鋼板の少 なく とも片面に、 第二層を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、
(c)冷間圧延後の鋼板から、 第二層を除去する工程、 および、
(d)第二層を除去した鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させ る工程 を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
1 0. (a)母材としての A 1含有量が 3. 5 mass%未満の鋼板の 少なく とも片面に、 第二層を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させるェ 程、
を有し、 ，
(d)再結晶後の鋼板の A 1含有量が 6. 5 niass%未満である ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
1 1 . (a)母材としての A 1含有量が 3. 5 mass%未満の鋼板の 少なく とも片面に、 第二層を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 第二層の一部を合金化 するとともに、 鋼板を再結晶させる工程、
を有し、
(d)合金化、 再結晶後の鋼板の A 1含有量が 6. 5 mass%未満で ある
ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
1 2. (a)母材としての A 1含有量が 3. 5 mass%未満の鋼板の 少なく とも片面に、 第二層を付着させる工程、
' (b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 第二層を合金化すると ともに、 鋼板を再結晶させる工程、
を有し、 (d)鋼板の A 1含有量が 6. 5 mass%未満である
ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
1 3. 請求の範囲 9〜 1 2のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面 集積度を有する鋼板の製造方法において、
(1)鋼板面に対する Q( F e相および T F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 9 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する a F e相および r F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下
の一方または両方であるように制御する
ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
1 4. 請求の範囲 9〜 1 2のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面 集積度を有する鋼板の製造方法において、
(1)鋼板面に対する en F e相およびァ F e相の一方または両方の { 2 2 2 } 面集積度が 6 0 %以上 9 5 %以下、 および、
(2)鋼板面に対する oi F e相および r F e相の一方または両方の { 2 0 0 } 面集積度が 0. 0 1 %以上 1 5 %以下
の一方または両方であるように制御する
ことを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法
1 5. 請求の範囲 9〜 1 2のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面 集積度を有する鋼板の製造方法において、 第二層が、 F e、 A l 、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 M n、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V、 W 、 Z n、 および、 Z rのうちの 1つ以上の元素を含有していること を特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
1 6. (a)母材としての A 1含有量が 6. 5 m a s s %未満の鋼 板の少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 Mn、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V、 W、 Z n、 および、 Z rのうちの 1つ以上の元素を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、
(c)冷間圧延後の鋼板から、 第二層を除去する工程、 および、
(d)第二層を除去した鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させ る工程、
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
1 7. (a)母材としての A 1含有量が 6. 5mass%未満の鋼板の 少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r、 G a 、 H f 、 H g、 I n、 Mn、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t 、 S b、 S i 、 S n、 T a T i 、 V、 W、 Z n、 および、 Z rの うちの 1つ以上の元素を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 鋼板を再結晶させるェ 程、
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
1 8. (a)母材としての A 1含有量が 6. 5 m a s s %未満の鋼 板の少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r、 G a、 H f 、 H g、 I n、 M n、 M o、 N b、 N i、 P b、 P d、 P t、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V、 W、 Z n、 および、 Z rのうちの 1つ以上の元素 ¾付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、 (C)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 第二層の一部を合金化 するとともに、 鋼板を再結晶させる工程、
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
1 9. (a)母材としての A 1含有量が 6. 5 mass%未満の鋼板の 少なく とも片面に、 第二層として、 F e、 C o、 C u、 C r、 G a 、 H f 、 H g、 I n、 M n、 M o、 N b、 N i 、 P b、 P d、 P t 、 S b、 S i 、 S n、 T a、 T i 、 V、 W、 Z n、 および、 Z rの うちの 1つ以上の元素を付着させる工程、
(b)第二層が付着した鋼板に、 冷間圧延を施す工程、 および、
(c)冷間圧延後の鋼板に熱処理を施して、 第二層を合金化すると ともに、 鋼板を再結晶させる工程
を有することを特徴とする高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の 製造方法。
2 0. 前記母材としての鋼板の厚さが、 1 0 m以上 1 0 mm以 下であることを特徴とする請求の範囲 9〜 1 9のいずれかに記載の 高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
2 1. 前記第二層の厚さが、 0. 0 5 m以上 1 0 0 0 m以下 であることを特徴とする請求の範囲 9〜 1 9のいずれかに記載の高 い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
2 2. 前記第二層を付着させる前に、 鋼板に、 予備熱処理を施す ことを特徴とする請求の範囲 9〜 1 9のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
2 3. 前記予備熱処理の温度が、 7 0 0〜 1 1 0 0 °Cであること を特徴とする請求の範囲 2 2に記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有 する鋼板の製造方法。
2 4. 前記予備熱処理の雰囲気が、 真空中、 不活性ガス雰囲気中 、 および、 水素雰囲気中の少なくとも一つであることを特徴とする 請求の範囲 2 2または 2 3に記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有す る鋼板の製造方法。
2 5 . 前記鋼板に第二層を付着させる工程が、 めっき法によるも のであることを特徴とする請求の範囲 9〜 1 9のいずれかに記載の 高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
2 6 . 前記鋼板に第二層を付着させる工程が、 圧延クラッ ド法に よるものであることを特徴とする請求の範囲 9〜 1 9のいずれかに 記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
2 7 . 前記 間圧延を施す工程における圧下率が、 3 0 %以上 9 5 %以下であることを特徴とする請求の範囲 9〜 1 9のいずれかに 記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
2 8 . 前記熱処理を施す工程における熱処理温度が、 6 0 0 °C以 上 1 0 0 0 °C以下であり、 かつ、 熱処理時間が 3 0秒以上であるこ とを特徴とする請求の範囲 9〜 1 9のいずれかに記載の高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
2 9 . 前記熱処理を施す工程における熱処理温度が、 1 0 0 0 °C 超であることを特徴とする請求の範囲 9〜 1 9のいずれかに記載の 高い { 2 2 2 } 面集積度を有する鋼板の製造方法。
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