專利名稱：成形性和形狀凍結性優(yōu)良的冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及最適合作為制成電機、汽車、建材等領域的大型平板形狀的部件的構件的、成形性和形狀凍結性優(yōu)良的冷軋鋼板及其制造方法。
背景技術：
為了減少引起地球環(huán)境問題的CO2、削減用于降低成本的原材料的使用量，對于使鋼板薄壁化、削減鋼材的使用量的期望日益增加。但是，在使鋼板薄壁化時，會產(chǎn)生部件剛性降低、撓曲或凹坑等問題。而且，對于用于薄型電視等正在推進大型化的商品的鋼板而言，伴隨鋼板的薄壁化而來的容易進一步凹陷等問題日益嚴重。另外，為了確保鋼板的部件剛性，實施壓花或加強筋加工，考慮增大該壓花或加強筋的高度或將鋼板的端部彎曲等方法，但在該情況下，伴隨沖壓加工而產(chǎn)生裂紋或變形等新的問題。因此，對成形性和形狀凍結性優(yōu)良的鋼板的需求日益增加。以往，作為形狀凍結性優(yōu)良的鋼板，例如，專利文獻I中公開了一種通過使{100}面與{111}面之比為1.0以上來抑制彎曲加工時鋼板的回彈的技術。另外，作為兼顧成形性和形狀凍結性的鋼板，例如，專利文獻2中公開了如下技術將{100} < 011 > {223} < 100 >取向組的X射線隨機強度比的平均值(A)設定為4.0以上，且將{554} < 225 >、{111} < 112 >及{111} < 110 >這三個結晶取向的X射線隨機強度比的平均值(B)設定為3. 0以上，進而使I. 0 ( (A)/(B) ( 4. 0，并且將軋制方向及與其成直角的方向的r值中至少一個設定為0. 7以下，而且將r值的平均值設定為0. 8以上，由此兼顧加工性和形狀凍結性。現(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻I :國際公開第2000/6791號小冊子專利文獻2 :日本特開2004-131754號公報

發(fā)明內容
發(fā)明所要解決的問題但是，雖然專利文獻I及2中記載的鋼板在彎曲加工時都具有一定的形狀凍結性，但在進行例如脹形加工這樣需要高延展性的加工的情況下，存在不能得到充分的形狀凍結性的問題，在壓花加工或加強筋加工等使脹形高度進一步增大的加工的情況下，殘留有產(chǎn)生縮頸等問題。本發(fā)明的目的在于提供通過對鋼板的成分及鋼板的組織進行優(yōu)化而使成形性及形狀凍結性提高的冷軋鋼板及其制造方法。用于解決問題的方法發(fā)明人為了解決上述問題而反復進行了研究，結果得到如下所述的見解。(I)為了控制極低碳鋼中的鐵素體粒徑和織構，在熱軋、冷軋后的各工序中，需要在升溫中途的未再結晶的階段使AlN優(yōu)先析出在應變的蓄積大且容易再結晶的{111}周圍。(2)另外，在冷軋后的退火過程中，需要利用在均熱時以AlN為核析出的NbC來抑制{111}周圍的鐵素體的再結晶。(3)另外，促進{211}周圍的再結晶并同時控制鐵素體的粒徑是有效的?？芍?，通過滿足上述的條件，能夠兼顧低屈服強度(以下稱為YP)、高均勻伸長率和低r值。本發(fā)明基于上述見解而完成，其主旨構成如下。I. 一種成形性和形狀凍結性優(yōu)良的冷軋鋼板，作為其組成，以質量％計含有 C :0. OOl(H). 0030%、Si :0. 05% 以下、Mn :0. I 0. 5%、P :0. 05% 以下、S :0. 02% 以下、Al :0. 02 0. 10%、N 0. OOl(H). 0050% 及 Nb :0. 010 0. 035%,且 Al 含量和 N 含量滿足以下(I)式
的關系，余量為Fe及不可避免的雜質，其特征在于，該冷軋鋼板具有以平均粒徑為SlOiim的鐵素體晶粒為主體的組織，偏離{211} 15°以內的鐵素體晶粒在板面中的面積率為該組織的50%以上，[%A1]/[%N]彡 10 ... (I)其中，[%M]表示M元素的含量(質量％)。2.如上述I所述的冷軋鋼板，其特征在于，所述冷軋鋼板以質量％計還含有B 0.0003 0. 0015%。3. 一種成形性和形狀凍結性優(yōu)良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，將上述I或2所述組成的鋼坯在87(T950°C的終軋溫度下結束熱軋，在45(T630°C的范圍內進行卷取，接著進行酸洗，然后以80%以下的軋制率實施冷軋，之后進行退火時，從600°C開始至73(T850°C的均熱溫度為止以滿足以下(2)式的關系的速度V1進行加熱，在該均熱溫度范圍內保持3(T200秒，然后，以3°C /秒以上的速度V2冷卻至600°C，V1 (°C / 秒)([%A1] / [%N])/10" ([%A1] / [%N]) ... (2)其中，[%M]表示M元素的含量(質量％)。發(fā)明效果根據(jù)該發(fā)明，通過對極低碳鋼中添加有Nb等的原材料在冷軋后的退火中根據(jù)Al與N的質量比控制升溫速度，能夠使鋼板的織構和粒徑得到優(yōu)化，并能夠分別有效地控制鋼板的YP、均勻伸長率及r值，結果，能夠有效改善成形性和形狀凍結性。


圖I是表示偏離{211} 15°以內的鐵素體晶粒在板面中的面積率與軋制方向、軋制45°方向、軋制直角方向的!■值的關系的圖。圖2是表示鐵素體的平均粒徑與YP的關系的圖。圖3是表示鐵素體的平均粒徑與均勻伸長率的關系的圖。圖4是表示“加熱速度V1Z^(AVN) ”的值與偏離{211} 15°以內的鐵素體晶粒在板面中的面積率的關系的圖。圖5是圓筒脹形試驗用沖壓機的截面圖。圖6是沖壓后的鋼板的截面圖。
具體實施例方式下面，對本發(fā)明中將鋼板成分限定在上述范圍內的理由進行具體說明。需要說明的是，在以下說明中，表示鋼中的成分的％在沒有特別說明的情況下表
示質量％。C :0. 0010 0. 0030%C在熱軋后以固溶體的形式存在，由此，在冷軋時能夠促進向晶粒內導入剪切應變，抑制r值增加。另外，在冷軋后的退火過程中的均熱保持時，與Nb形成微細的碳化物，由此能夠控制鐵素體的晶粒生長，從而能夠優(yōu)化粒徑及織構。為了得到這樣的效果，需要使C為0. 0010%以上。另一方面，在添加超過0. 0030%的C的情況下，C以碳化物的形式存在時，導致YP上升以及均勻伸長率降低，另外，以固溶C的形式存在時，因時效硬化而導致YP 進一步上升，因此，需要使C為0. 0030%以下。優(yōu)選為0. 0020%以下。Si :0. 05% 以下Si在超過0. 05%而大量添加時，鋼板發(fā)生硬質化而使加工性變差，或者因退火時生成Si氧化物而使鍍覆性降低。另外，在實施熱軋時，組織從奧氏體相變?yōu)殍F素體的溫度升高，因此，難以在奧氏體區(qū)內結束軋制。因此，需要使Si為0.05%以下。Mn 0. TO. 5%Mn使鋼中有害的S形成MnS而無害化，因此需要添加0. 1%以上。另一方面，超過0. 5%的大量添加，會由于鋼板發(fā)生硬質化而導致加工性變差，或者抑制退火時鐵素體晶粒的再結晶，因此，需要使Mn為0. 5%以下。優(yōu)選為0. 3%以下。P :0. 05% 以下P在鋼板的晶粒的晶界偏析，從而使延展性及韌性變差，因此，需要使P為0. 05%以下。優(yōu)選為0.03%以下。S :0. 02% 以下S使熱加工中的延展性顯著降低，由此，誘發(fā)熱裂而使表面性狀顯著變差。而且，S不僅對提高鋼板的強度幾乎沒有幫助，而且作為雜質元素而形成粗大的MnS，由此使延展性降低。因此，優(yōu)選盡可能地降低S量，但只要在0. 02%以下則可以容許。Al :0. 02 0. 10%Al在冷軋后的退火過程中的升溫時形成氮化物，由此，作為NbC的析出位點發(fā)揮作用，因此，能夠控制鐵素體的晶粒生長，從而能夠優(yōu)化鋼板的粒徑及織構。另外，通過形成氮化物，能夠抑制由固溶N引起的時效硬化。為了得到這些效果，需要使Al為0.02%以上。另一方面，超過0. 10%的大量Al會促進氮化物的析出，從而抑制鐵素體晶粒在{111}周圍的優(yōu)先析出。而且，在熱軋時，鋼從奧氏體相變?yōu)殍F素體的溫度升高，因此，難以在奧氏體區(qū)內結束軋制。因此，需要使Al為0. 10%以下。N :0. 0010 0. 0050%N在冷軋后的退火過程中的升溫時與Al形成氮化物，由此，作為NbC的析出位點發(fā)揮作用，能夠抑制鐵素體的晶粒生長，從而能夠優(yōu)化粒徑及織構。因此，需要使NSO. 0010%以上。另一方面，當超過0.0050%而大量添加時，在熱軋中可能會伴隨鋼坯裂紋而產(chǎn)生表面缺陷。另外，在退火后以固溶N的形式存在的情況下，會引起時效硬化。因此，需要使N為0. 0050% 以下。Nb 0. 010 0. 035%Nb在冷軋后的退火過程中進行均熱時形成碳化物，由此，能夠控制鐵素體的晶粒生長，從而能夠優(yōu)化粒徑及織構。而且，在熱軋中以固溶Nb的形式存在，從而抑制奧氏體的再結晶，由此，在終軋后的冷卻中，能夠促進未再結晶奧氏體相變?yōu)殍F素體，從而能夠使對低r值化有利的織構發(fā)達。為了得到這樣的效果，需要添加0. 010%以上的Nb。另一方面，超過0. 035%的大量的Nb添加會導致Nb的碳氮化物和固溶Nb的增加，從而因鋼板發(fā)生硬質化而導致延展性降低，并且抑制退火時鐵素體的再結晶，因此，退火溫度升高而無法控制織構。因此，需要使Nb為0. 035%以下。特別優(yōu)選的Nb量為0. 012 0. 030%的范圍。以上對本發(fā)明的基本成分進行了說明，但本發(fā)明中，為了降低r值而提高鋼板的形狀凍結性，可以進一步含有B :0. 0003、. 0015%?！ :0. 0003 0. 0015%B在熱軋時以固溶B的形式存在，抑制奧氏體的再結晶，由此，在終軋后的冷卻時，促進未再結晶奧氏體相變?yōu)殍F素體，從而使對低r值化有利的織構發(fā)達。為了得到這樣的效果，需要添加0. 0003%以上的B。另一方面，在B超過0. 0015%而大量存在的情況下，在冷軋后的退火時抑制鐵素體的再結晶，因此，需要提高退火溫度，從而無法控制鋼板的織構。因此，需要使B為0. 0015%以下。[%A1] / [%N]彡 10另外，在Al的含量[%A1]相對于N的含量[%N]少時，在冷軋后的退火過程中進行升溫時，AlN的析出受到抑制。因此，本發(fā)明中，需要使Al的含量[%A1]相對于N的含量[%N]為10倍以上。其中，上述的[%M]表示M元素的含量(質量％),以下，[%M]也表示M元素的含量(質量%)。需要說明的是，本發(fā)明的冷軋鋼板的上述成分以外的余量由Fe及不可避免的雜質構成。在此，不可避免的雜質是指上述成分以外的、在不損害本發(fā)明的作用和效果的范圍內含有的微量兀素。接下來，對本發(fā)明的鋼板的組織進行說明。鐵素體的平均粒徑8 20 U m對于本發(fā)明的鋼的組織而言，通過以平均粒徑為Sym以上的鐵素體相為主體，能夠兼具低YP和高均勻伸長率。另一方面，當鐵素體的粒徑大至超過20 ii m時,不僅在沖壓加工時使表面粗糙等表面形貌變明顯，而且也難以控制織構，從而使r值增大。因此，需要使鐵素體的平均粒徑為20 u m以下。需要說明的是，在本發(fā)明中，鐵素體相以外的組織為滲碳體相、貝氏體相等，但本發(fā)明中所稱的以鐵素體相為主體是指鐵素體以鋼板組織的面積率計占90%以上的范圍。優(yōu)選為95%以上，更優(yōu)選為100%。偏離{211} 15°以內的鐵素體晶粒在板面中的面積率50%以上
通過增大偏離{211} 15°以內的鐵素體晶粒在板面中的面積率，能夠減小軋制方向、軋制直角方向等板面的所有方向的r值，特別是使上述面積率相對于鋼板的全部組織為50%以上時，能夠使板面的所有方向的r值為2.0以下。因此，本發(fā)明中，使偏離{211} 15°以內的鐵素體晶粒在板面中的面積率為50%以上。優(yōu)選為60%以上。需要說明的是，本發(fā)明中所稱的偏離{211}15°以內的鐵素體晶粒是指使用EBSD (電子背散射衍射，Electron Backscatter Diffraction)裝置對鋼板面求出的偏離{211} 15°以內的鐵素體晶粒。 以下，對本發(fā)明的各制造工序進行具體說明。熔煉方法可以采用通常的轉爐法、電爐法等現(xiàn)有公知的熔煉方法中的任意一種。將熔煉后的鋼鑄造成鋼坯后，直接實施熱軋或者在冷卻、加熱后實施熱軋，終軋成熱軋板，然后進行卷取。接著，進行酸洗，然后實施冷軋和退火。
熱軋時的終軋溫度87(T950°C在熱軋時的終軋的中途，鋼板組織從奧氏體相變?yōu)殍F素體相時，軋制載荷急劇降低，難以控制軋機的載荷。該情況下，在通板中會產(chǎn)生鋼板斷裂等危險。另外，如果從上述終軋的最初開始在鐵素體相的狀態(tài)下進行通板，則能夠避免這樣的危險，但軋制溫度降低，熱軋板的組織變成未再結晶鐵素體，從而產(chǎn)生冷軋時的載荷增大的問題。因此，重要的是使上述終軋在奧氏體相的狀態(tài)下結束，因而需要在870°C以上結束。另一方面，如果上述終軋的結束溫度超過950°C，則會促進在奧氏體區(qū)的再結晶，在終軋后的冷卻中，從未再結晶奧氏體向鐵素體的相變受到抑制，因此，鋼板的r值增大。因此，上述的終軋需要在950°C以下結束。優(yōu)選的溫度范圍為88(T920°C。需要說明的是，熱軋后直至鋼板的卷取為止的冷卻速度沒有特別限定，優(yōu)選空冷以上的冷卻速度。但是，也可以根據(jù)需要進行100°C /秒以上的急冷。卷取溫度450°C^630°C熱軋后的卷取溫度低時，因針狀鐵素體的生成而使鋼板硬質化，之后的冷軋時的載荷變高，從而難以實際操作。因此，需要使卷取溫度為450°C以上。另一方面，如果卷取溫度超過630°C，則在熱軋卷材冷卻時，AIN、NbC析出，不能通過控制冷軋后的退火過程中的碳氮化物的析出來控制鐵素體的粒徑和織構。而且，當在熱軋階段碳化物的析出得到促進而固溶C消失時，在冷軋時，無法得到由固溶C帶來的向鋼板晶粒內引入剪切應變的效果，從而r值增大。因此，需要使卷取溫度為630°C以下。軋制率80%以下冷軋時的軋制率大時，鋼板的織構容易發(fā)達而使!■值增大。因此，需要使軋制率為80%以下。另一方面，下限沒有特別限定，但在軋制率小的情況下，需要使熱軋板的板厚接近預定的制品厚度，因此，熱軋或酸洗時的生產(chǎn)率降低。因此，優(yōu)選使軋制率為50%以上。從600°C開始至均熱溫度為止的加熱速度V1 (V /秒)[%A1]/[%N])/1(T([%A1]/[%N])冷軋后的升溫過程中，如果從600°C開始至均熱溫度為止的加熱速度V1小，則會促進AlN的析出，不僅在{111}周圍析出A1N，而且在{211}周圍也析出A1N，因此，無法控制均熱溫度范圍內的鐵素體再結晶。Al的質量相對于N的質量的比即[%A1]/[%N]的值越大，這種AlN的析出越顯著，因此，需要使V1以使用[%A1]/[%N]的值計為([%A1]/[%N])/10°C/秒以上。另一方面，在加熱速度大的情況下，在升溫中途不會引起AlN的析出而在均熱溫度范圍內進行再結晶，因此，無法控制鐵素體的粒徑、織構。[%A1]/[%N]的值越小，這種AlN的析出抑制越顯著，因此，需要使V1為([%A1] / [%N]) °C /秒以下。需要說明的是，將上述的范圍用(Vl)/([%A1]/[%N])的值表示時為0.廣1.0，特別優(yōu)選(ViVayoAlVRN]) :0. 2、. 8。另外，V1為600°〇至均熱溫度的平均加熱速度。均熱溫度73(T850°C在上述加熱后的均熱溫度下，需要在析出NbC的同時完成再結晶，并控制鐵素體的粒徑和織構。因此，需要使均熱溫度為730°C以上。 另一方面，均熱溫度高至超過850°C時，Nb和C的固溶量增加，由此抑制NbC的析出，鐵素體的晶粒生長進行，由此，無法控制織構，并且，在C不析出而以固溶的狀態(tài)存在時，成為時效硬化的原因。因此，需要使均熱溫度為850°C以下。優(yōu)選為830°C以下。均熱時間30 200秒如果上述加熱后的均熱時間短，則無法完成再結晶，因此，鋼板的YP變高，并且均勻伸長率降低而使加工性顯著變差，因此，需要使均熱時間為30秒以上。另一方面，如果均熱時間延長至超過200秒，則鐵素體晶粒的生長進行而無法控制織構。因此，需要使加熱時的均熱時間為200秒以下。優(yōu)選為150秒以下。從均熱溫度開始至600°C為止的冷卻速度V2 3°C /秒以上如果鋼板冷卻時、特別是冷卻至600°C為止的冷卻速度V2小，則會促進鐵素體晶粒的生長，從而無法控制織構。因此，需要使從均熱溫度開始至600°C為止的冷卻速度V2為3°C /秒以上。另一方面，上限沒有特別限定，但由于過快的冷卻速度V2需要特別的冷卻設備等，在成本方面不利，因此，優(yōu)選約為30°C/秒以下。需要說明的是，V2是從均熱溫度開始至600°C為止的平均冷卻溫度。在此，在低于600°C的范圍內的冷卻速度沒有特別限定。另外，可以根據(jù)需要在480°C附近通過熱鍍鋅進行鍍覆。而且，也可以在鍍覆后再加熱到500°C以上而使鍍層合金化，也可以采取在冷卻中途進行溫度保持等的熱歷程。而且，還可以根據(jù)需要進行軋制率為約0. 59T約2%的表面光軋。另外，在退火中途未實施鍍覆的情況下，為了提高耐腐蝕性，可以進行電鍍鋅等。而且，還可以在冷軋鋼板、鍍覆鋼板上通過化學轉化處理等賦予被膜。
實施例下面，對實施例進行說明。在將具有表I所示化學組成的鋼坯熔煉后，在1200°C下進行I小時的鋼坯加熱，然后，在該表所示的終軋溫度(FT)和卷取溫度(CT)下進行熱軋等。在酸洗后，進一步在該表所示的條件下進行冷軋、加熱、均熱及冷卻處理。需要說明的是，使冷軋后的板厚為0. 6^0. 8mm。在此，加熱速度V1為從600°C開始至均熱溫度為止的平均加熱速度，冷卻速度V2為從均熱溫度開始至600°C為止的平均冷卻速度。另外，在600°C以下也以V2冷卻至室溫。進而，退火后進行軋制率為I. 0%的表面光軋，調查組織和機械特性。表I中一并記載了對所得到的鋼板的組織和機械特性進行調查而得到的結果。需要說明的是，對于熱處理后的試樣而言，以1%的軋制率進行表面光軋，然后，從軋制方向(L方向)、軋制45°方向(D方向)、軋制直角方向(C方向)上分別裁取JIS5號拉伸試驗片，進行L方向的拉伸測定、以及L、D、C方向的r值測定。另外，利用光學顯微鏡對L方向的截面(軋制方向的板厚截面)進行組織觀察，同時利用EBSD進行晶體取向的測定。
權利要求
1.一種成形性和形狀凍結性優(yōu)良的冷軋鋼板，作為其組成，以質量％計含有C:0.0010 0. 0030%、Si :0. 05% 以下、Mn :0. I 0. 5%、P :0. 05% 以下、S :0. 02% 以下、Al :0.02 0. 10%、N 0. OOl(H). 0050% 及 Nb :0. 010 0. 035%,且 Al 含量和 N 含量滿足以下(I)式的關系，余量為Fe及不可避免的雜質，其特征在于，該冷軋鋼板具有以平均粒徑為SlOiim的鐵素體晶粒為主體的組織，偏離{211} 15°以內的鐵素體晶粒在板面中的面積率為該組織的50%以上， [%A1]/[%N]≥ 10 ... (I) 其中，[%M]表示M元素的含量(質量％)。
2.如權利要求I所述的成形性和形狀凍結性優(yōu)良的冷軋鋼板，其特征在于，所述冷軋鋼板以質量％計還含有B :0. 0003、. 0015%。
3.一種成形性和形狀凍結性優(yōu)良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，將權利要求I或2所述組成的鋼坯在87(T950°C的終軋溫度下結束熱軋，在45(T630°C的范圍內進行卷取，接著進行酸洗，然后以80%以下的軋制率實施冷軋，之后進行退火時，從600°C開始至73(T850°C的均熱溫度為止以滿足以下(2)式的關系的速度V1進行加熱，在該均熱溫度范圍內保持3(T200秒，然后，以3°C /秒以上的速度V2冷卻至600°C，V1 (°C / 秒)([%A1] / [%N])/10" ([%A1] / [%N]) ... (2) 其中，[%M]表示M元素的含量(質量％)。
全文摘要
本發(fā)明提供具有優(yōu)良的成形性和形狀凍結性的冷軋鋼板及其制造方法。本發(fā)明的冷軋鋼板，作為其組成，以質量%計，含有C0.0010～0.0030%、Si0.05%以下、Mn0.1～0.5%、P0.05%以下、S0.02%以下、Al0.02～0.10%、N0.0010～0.0050%及Nb0.010～0.035%，且Al含量和N含量滿足以下(1)式的關系，余量為Fe及不可避免的雜質，其中，該冷軋鋼板具有以平均粒徑為8～20μm的鐵素體晶粒為主體的組織，偏離{211}15°以內的鐵素體晶粒在板面中的面積率為該組織的50%以上，[%Al]/[%N]≥10…(1)其中，[%M]表示M元素的含量(質量%)。
文檔編號C22C38/12GK102712982SQ20118000623
公開日2012年10月3日 申請日期2011年1月7日 優(yōu)先權日2010年1月15日
發(fā)明者古賀秀晴, 安原英子, 木津太郎, 熊谷正敏, 田原健司, 花澤和浩, 藤田耕一郎, 高城重宏 申請人:杰富意鋼鐵株式會社