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CN200780011684.3 硬质极薄钢板及其制造方法

技术领域


本发明涉及电机机器、电子部件、建材和金属容器中所用的包括表面处理钢板的板厚为0.400mm以下的薄钢板及其制造方法。


本申请为以日本专利申请特愿2006-102766号作为基础申请,援引其内容。


背景技术


板厚为0.400mm以下的薄钢板被应用到电机机器、电子部件、建材和金属容器等各种各样的用途中,但为了原材料的低成本化,一直在进行钢板的进一步薄型化。如果使原材料变薄,则使用其的部件的强度也会降低,因此一般在薄型化的同时还要求原材料的硬质化。在这样的极薄硬质材料中明显存在的问题之一是加工性的劣化。特别是薄材料与汽车等中所使用的厚型材料相比较的话,由于如果发生缩颈就会立即断裂,因此使其均匀变形是非常重要的。这是指,在作为钢板特性的评价而通常采用的拉伸试验中,不降低均匀伸长地进行硬质化。在这些薄型材料中,尤其对于进行深冲、减径、拉伸延伸等严格的加工的容器用钢板,为了确保加工性,公开有专利文献1~3中所述的方法。


然而,这些方法并不特别注重均匀伸长,虽说延展性(总伸长)高,但通过局部伸长而提高延展性的情况较多。因而,在实际应用中,并没有解决断裂或缩颈造成的表面性状的缺陷等本申请的课题。


专利文献1:特开平2-118026号


专利文献2:特开平3-257123号


专利文献3:特开平10-72640号


发明内容


本发明的课题在于抑制使用硬质极薄材料时成为问题的、均匀变形性不足造成的断裂、缩颈的发生。即,本发明的课题在于,由于材料硬质化而引起的延伸劣化中,通过使局部伸长的劣化优先进行来确保均匀伸长,即使是相同的总伸长,也能将局部变形(缩颈)的发生抑制到更高应变区域。而且,本发明的目的是,明确用于其的材料条件,提供一种适用此条件的钢板及其制造方法。


本发明者等进行了为使钢板硬质化而使各种第二相分散在钢板中的研究。这属于所谓的析出强化或组织强化的范畴,如果使第二相分散,材质就硬质化,当然,结果使延展性劣化,但在重复实验之中发现了,在将具有特定形态的第二相分散在钢板中时,在能抑制均匀伸长的劣化的状态进行硬质化。而且,对第二相的形态、数量和种类、及可得到优选的特性的钢板材质的范围也进行了详细研究,最终完成了本发明。本发明的要旨如下表示。


(1)第二相的形态的控制。形成各向异性强的针状的形态。


(2)第二相的尺寸的控制。与一般的析出物相比增大。


(3)第二相的数密度的控制。使其相对稀疏地分散。


(4)母相为Fe铁氧体相,相对于母相使第二相的方位配置在特定的方向。


本发明者等基于上述技术思想进行了潜心的研究,结果想到了本发明。作为其要旨如下述内容所述。


(1)一种硬质极薄钢板,其板厚为0.400mm以下,其特征在于,以质量%计含有:C:0%以上且0.800%以下、N:0%以上且0.600%以下、Si:0%以上且2.0%以下、Mn:0%以上且2.0%以下、P:0%以上且0.10%以下、S:0%以上且0.100%以下、Al:0%以上且3.0%以下、O:0%以上且0.200%以下,平均长径为0.10μm以上且平均短径为0.05μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相以体积分率计含有0.05%以上。


(2)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,以质量%计进一步含有Ti:0%以上且4.00%以下(包括0)、Nb:0%以上且4.00%以下(包括0)、REM:0%以上且4.00%以下(包括0)、B:0%以上且0.0300%以下(包括0)、Cu:0%以上且8.00%以下(包括0)、Ca:0%以上且1.00%以下(包括0)、Ni:0%以上且8.00%以下(包括0)、Cr:0%以上且20.00%以下(包括0)中的一种或二种以上。


(3)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,所述平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相的数密度为0.01个/μm2以上。


(4)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,所述平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相的数密度为0.001个/μm3以上。


(5)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,主相是Fe的铁氧体相,且体积率在80%以上。


(6)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相的平均长径的方向是该第二相相接的Fe相的<100>方位或<110>方位。


(7)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相是氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金属间化合物的单体或复合化合物。


(8)根据上述(7)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相是含有Fe、Mn、Si、Al、Cr、REM、Ti、Nb中的一种或二种的氧化物。


(9)根据上述(7)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相是含有Ti、Mn、Cu、Ca、REM中的一种或二种的硫化物。


(10)根据上述(7)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Si、Cr中的一种或二种的碳化物。


(11)根据上述(7)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Al、B、Cr中的一种或二种的氮化物。


(12)根据上述(7)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Al、Si、Mn中的一种或二种的金属间化合物。


(13)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相的体积率为(板厚表层1/8处的体积率)/(板厚中心层1/4处的体积率)≥10。


(14)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,平均长径为0.5μm以上且平均短径为0.1μm以上、进而平均长径/平均短径≥2.0的第二相的数密度为(板厚表层1/8处的数密度)/(板厚中心层1/4处的数密度)≥10。


(15)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,下述拉伸试验中的最高强度≥350MPa,且洛氏(Rockwell)硬度HR30T≥54,该拉伸试验使用具有宽度为25mm、长度为60mm的平行部的拉伸试验片,评分间距为50mm,变形速度为5mm/分钟。


(16)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,在下述拉伸试验中,均匀伸长/局部伸长≥1.0,该拉伸试验使用具有宽度为25mm、长度为60mm的平行部的拉伸试验片,评分间距为50mm,变形速度为5mm/分钟。


(17)根据上述(1)所述的硬质极薄钢板,其中,在下述拉伸试验中,屈服应力/最高强度≤0.9,该拉伸试验使用具有宽度为25mm、长度为60mm的平行部的拉伸试验片,评分间距为50mm,变形速度为5mm/分钟。


(18)一种制造上述(8)所述的硬质极薄钢板的方法,其中,在用600℃以上的高温对板厚为50mm以上且钢坯中的氧化物的平均直径为10μm~25μm的钢坯进行轧制加工时,在进行了1000℃以上且应变率为1/秒以上的条件下的实际应变的总和为0.4以上的轧制后,进行1000℃以下且应变率为10/秒以上的条件下的实际应变的总和为0.7以上的轧制。


(19)一种制造上述(9)所述的硬质极薄钢板的方法,其中,在用600℃以上的高温对板厚为50mm以上且钢坯中的硫化物的平均直径为10μm~25μm的钢坯进行轧制加工时,在进行了1000℃以上且应变率为1/秒以上的条件下的实际应变的总和为0.4以上的轧制后,进行1000℃以下且应变率为10/秒以上的条件下的实际应变的总和为0.7以上的轧制。


(20)一种制造上述(10)所述的硬质极薄钢板的方法,其中,冷轧后,与重结晶退火同时或在其后,在600~700℃的温度区,在{(渗碳时间(秒))×(渗碳温度(℃))}/{(渗碳性气体浓度(%))×(渗碳处理时的冷却速度(℃/秒))}≥20的条件下进行渗碳处理,使C量增加0.0002%以上。


(21)一种制造上述(11)所述的硬质极薄钢板的方法,其特征在于,


冷轧后,与重结晶退火同时或在其后,在600~700℃的温度区,在{(氮化时间(秒))×(氮化温度(℃))}/{(氮化性气体浓度(%))×(氮化处理时的冷却速度(℃/秒))}≥20的条件下进行氮化处理,使N量增加0.0002%以上。


(22)一种制造上述(12)所述的硬质极薄钢板的方法,其中,在钢板制造工序中,在从900℃以上的温度开始的冷却过程中,以从900℃到500℃的冷却速度为20℃/秒以下进行冷却,使金属间化合物以体积率计增加2.0倍以上。


再有,本说明书中的符号“×”表示乘法。


再有,本发明涉及板厚为0.400mm以下的薄型钢板及其制造方法,但作为部分搪瓷钢板的制造方法,存在有为控制氧化物的形态而限定热轧条件的现有技术。


可是,本发明中的氧化物延伸与作为搪瓷钢板的热轧条件的限定的氧化物延伸是完全不同的。换句话讲,作为搪瓷钢板的热轧条件的限定的延长技术,在本发明钢为对象的薄型钢板中应用延伸氧化物,得到这一想法本身非常困难。下面对其进行详细的说明。


一般而言,在本发明这样的薄钢板中,氧化物作为极不优选的物质,其含有受到抑制。这是因为,由于母材本身变薄,因而在氧化物周围的变形集中对母材的断裂具有非常敏感的作用。


作为比较显著的例子,是制罐加工中的凸缘成形性,该用途中所用的钢材的氧化物量被严格管理,以非常低的含量进行制造。氧化物对薄型材料的不良影响不限于氧化物本身,如搪瓷钢板那样延伸之后的氧化物在冷轧工序中发生破碎而在其周围形成空隙时,则空隙发挥缺口这样的效果,使母材的变形能力进一步劣化。


因此,在本发明钢作为对象的薄材料中,应用氧化物以及因冷轧发生破碎而在周围形成空隙这样的延伸氧化物来提高特性,得到这一想法本身在以往是不可能的。


此外,作为搪瓷钢板的制造方法和本发明之间的技术上的不同之处,可列举以下的事项。


首先,在搪瓷钢板的制造中,在热轧阶段使氧化物暂时延伸,这是因为,在其后的冷轧工序中将氧化物破碎,在破碎之后的氧化物周围生成大量的空隙;而且在最终制品中各氧化物成为被微细破碎的各向同性的形状。


与此相对,在本发明中,氧化物必须是在最终阶段延伸形成的,作为其一个方案是应用热轧工序。即,通过热轧而延伸的氧化物是在冷轧、退火后也不发生破碎的情况下延伸的状态,直到最终制品都必须维持具有各向异性的形状。如果热轧条件相同,基本上是因氧化物的组成不同而产生上述差异。也就是说,在搪瓷钢板中,比较软质的含有Mn的氧化物、和比较硬质的含有Nb、B的氧化物成为复合形态对于促进破碎具有良好的作用。另一方面,在本发明钢中,优选的是,并不是组成不同的氧化物复合而成的氧化物,而是通过形成均质的氧化物而使冷轧时的变形也变得均匀,避免破碎。


即使是如搪瓷钢板那样暂时延伸而成的的氧化物通过其后的破碎,氧化物的形状也成为各向同性的话,则在本发明中成为特征的加工硬化能力、作为结果的良好的均匀伸长即局部变形的抑制效果不能充分发挥出来。


如以上说明,即使已经认识了搪瓷钢板的制造技术,将使氧化物大量含有的技术应用于本发明的对象钢及用途中,并对其形态的影响进行研究,这一点对即使是本领域技术人员而言也是不容易的。


新发现有,只要使氧化物以特定的形态延伸,并在该状态下保持,其加工硬化行为就显著地发生变化,通过严格抑制局部变形,即使是薄钢板,对于实用上的延展性也有良好的作用,从而发明了本发明钢。


根据本发明,即使相同的强度、相同的总伸长,也能得到具有高度均匀伸长,甚至在更高的应变区域也可以抑制局部变形(缩颈)的发生的硬质极薄型材料。因此,可以抑制使用薄材时成为问题的、均匀变形性不足造成的断裂、缩颈的发生。


附图说明


图1是对本发明的硬质极薄钢板的钢板板厚方向的部位进行说明的图示。


具体实施方式


以下,对本发明进行详细说明。


首先,对成分进行说明。成分都是以质量%计。对于C量,为了避免加工性的劣化,规定为C:0.800%以下,优选为0.100%以下、更优选为0.060%以下。尤其在将碳化物用作本发明中成为特征的第二相时,优选为0.0050~0.040%、更优选为0.0080~0.030%。对于通过各种各样的第二相的分散来强化材料的本发明钢,从确保强度等观点考虑,必要的C含量即使低也可以。即使在C:0.0050%以下也能确保必要的强度,可以为0.0030%以下,也能够为0.0015%以下。如要提高r值以确保较高的深冲成形性,优选C含量低。


对于N量,也与C同样,为了避免加工性的劣化,规定为C:0.800%以下,优选为0.100%以下、更优选为0.060%以下。尤其在将氮化物用作本发明中成为特征的第二相时,优选为0.0050~0.040%、更优选为0.0080~0.030%。在通过各种第二相的分散来强化材料的本发明钢中,从确保强度等观点考虑,必要的N含量即使低也可以。即使在N:0.0050%以下也能确保必要的强度,可以为0.0030%以下,也可以为0.0015%以下。如要提高r值以确保较高的深冲成形性,优选N含量低。


对于Si,如果过多,则加工性、镀覆性劣化,因此规定为2.0%以下。但是,在本发明钢中,在作为第二相而利用氧化物时,如后述那样,在钢中难以残存氧,或难以得到对于本发明而言优选的延伸的氧化物。此外,在第二相的形成中利用渗碳或氮化时,侵入钢中的C或N在晶界形成粗大的Si碳化物或Si氮化物,有时还引起脆性的裂纹。如要避免以上的弊端,有时也需要将Si规定为1.5%以下,进一步为1.0%以下。尤其为了充分确保成形性,优选Si含量低,通过使Si含量为0.5%以下、进而为0.1%以下、进一步为0.07%以下,可提高成形性。


对于Mn,如果过多,加工性、镀覆性劣化,因此规定为2.0%以下。另一方面,在本发明钢中,在作为第二相而利用氧化物时,如后述那样,容易得到对于本发明而言优选的延伸的氧化物。此外,当在第二相的形成中利用硫化物时,由于容易得到延伸的硫化物,因此,其是有用的元素。因此,将Mn的优选的范围规定为0.05~1.0%,更优选为0.15~0.8%、进一步优选为0.25~0.7%。


对于P,如果过多,不仅加工性劣化,而且在第二相的形成中利用渗碳或氮化时,由于阻碍钢板的渗碳性、氮化性,因此规定为0.10%以下。如要充分确保成形性,优选P含量低,通过使P含量为0.05%以下、进而为0.01%以下,可提高成形性。


对于S,由于其使热轧性劣化,成为阻碍铸造或热轧的主要原因,因此规定为0.100%以下。但是,在大量添加Mn、Cu、Ti、REM等,作为在本发明中成为必要的第二相而利用这些硫化物时,高温延展性的劣化也小,其也是有用的元素。因此,将S的优选的范围规定为0.015~0.080%,更优选为0.025~0.070%、进一步优选为0.035~0.060%。


对于Al,如果含量高,由于有难以铸造、表面缺陷增加等害处,因此规定在3.0%以下。但是,由于Al是强脱氧元素,因此在本发明钢中,在作为第二相利用氧化物时,由于钢中难以残存氧,因此有时还需要规定为0.010%以下、进而为0.005%以下、进一步为0.002%以下、再进一步为0.001%以下。另一方面,作为Ni3Al等金属间化合物的形成元素,对于在本发明中成为必要的第二相的分散而言具有优选的效果。虽然还取决于与Al一同形成化合物的金属元素的种类和数量,但在此种情况下,优选为1.0%以上、更优选为1.5%以上、进一步优选为2.0%以上。


对于O,在作为本发明中成为特征的第二相而不利用氧化物时,用Al、Si、Ti等进行脱氧,优选规定为0.010%以下。这是因为,在钢中的氧化物形成对于本发明的效果而言没有效果的各向同性(球状)的形态时,容易成为裂纹的起点。即使在作为有用的第二相而利用氧化物时,如果氧化物过剩,也容易成为裂纹的起点,因此规定为0.200%以下,优选为0.010~0.100%、更优选为0.020~0.080%、进一步优选为0.030~0.050%。


接着,对可根据需要添加的元素进行说明。


对于Ti,其可提高钢板的重结晶温度,但使本发明作为对象的极薄钢板的退火通板性(也称作穿引性)显著劣化,因此规定为4.00%以下。在作为本发明中成为特征的第二相而不利用Ti化合物时,不需要添加Ti,规定为0.04%以下,更优选规定为0.01%以下。另一方面,Ti的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金属间化合物可用作本发明中成为特征的第二相,尽管还取决于形成化合物的元素的种类和数量,但如果规定为0.06%以上,则能充分发挥其效果,更优选为0.100%以上。


对于Nb,也有与Ti同样的影响,重结晶温度升高,使本发明作为对象的极薄钢板的退火通板性显著劣化,因此规定为4.00%以下。在作为本发明中成为特征的第二相而不利用Nb化合物时,不需要添加Nb,规定为0.04%以下,更优选为0.01%以下。另一方面,Nb的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金属间化合物可用作本发明中成为特征的第二相,尽管还取决于形成化合物的元素的种类和数量,但如果规定为0.06%以上,则能充分发挥其效果,更优选为0.100%以上。


对于REM,其也有与Ti、Nb同样的效果,但由于是高价的元素,因此规定为4.00%以下。在作为本发明中成为特征的第二相而不利用REM化合物时,不需要添加REM,规定为0.04%以下,更优选为0.01%以下。另一方面,REM的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金属间化合物可用作本发明中成为特征的第二相,尽管还取决于形成化合物的元素的种类和数量,但如果规定为0.06%以上,则能充分发挥其效果,更优选为0.100%以上。


对于B,其也有与Ti、Nb同样的效果。但是,尽管还取决于添加量,与Ti或Nb相比较,碳氮化物的形成能低,为了作为第二相而形成碳化物或氮化物,在与这些元素同时添加时,钢板的重结晶温度升高,使本发明作为对象的极薄钢板的退火通板性显著劣化。因此,在Ti、Nb的含量低时是有用的。可是,由于过剩的添加使铸造时的铸坯的裂纹变得显著,因此将上限规定为0.0300%。在作为本发明中成为特征的第二相而不利用B化合物时,不需要添加B,规定为0.0020%以下,更优选为0.0010%以下。另一方面,B的氧化物、碳化物、氮化物、金属间化合物可用作本发明中成为特征的第二相,虽然还取决于形成化合物的元素的种类和数量,但如果规定为0.0040%以上,则能充分发挥其效果,更优选为0.0100%以上。


对于Cu,如果过多,不仅重结晶温度显著上升,而且也使表面性状劣化,因而加工性、镀覆性劣化,所以规定在8.00%以下。另一方面,在本发明钢中,作为第二相,还可利用金属Cu相或金属间化合物等。此外,在第二相的形成中利用硫化物时,由于容易得到延伸的硫化物,因此,其也是有用的元素。为此,将优选的范围规定为0.10~4.00%,更优选为0.20~3.00%、进一步优选为0.30~2.50%。


对于Ca,在本发明钢中,在作为第二相而利用硫化物时,由于容易得到延伸的硫化物,因此也是有用的元素。可是,由于富于反应性,一般很难使其大量含在钢中,因此规定为1.00%以下。优选的范围为0.01~0.50%,更优选为0.05~0.30%。


对于Ni,其是高价的元素,规定在8.00%以下。在本发明中,作为Ni3Al等金属间化合物的形成元素,对于本发明中作为必要的第二相的分散而言具有优选的效果。虽然还取决于与Ni形成化合物的金属元素的种类和数量,但优选规定在1.0%以上、更优选在1.5%以上、进一步优选2.0%以上。


对于Cr,其也是高价的元素,规定在20.00%以下。在作为本发明中成为特征的第二相而不利用Cr化合物时,不需要添加Cr,规定为0.06%以下、更优选规定为0.02%以下。另一方面,Cr的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金属间化合物可用作本发明中成为特征的第二相,虽然还取决于形成化合物的元素的种类和数量,但如果规定为0.10%以上,则能充分发挥其效果,更优选为0.50%以上、进一步优选在1.50%以上、更进一步优选在2.50%以上。


对于上述以外的元素的含量,没有特别限定,但为了赋予本发明没有规定的特性,对于Sn、Sb、Mo、Ta、V、W,对各元素而言,含有0.10%以下,以合计量计含有0.50%以下,上述含量对本发明的效果没有任何损害。但是,由于这些元素形成具有粗大的各向同性的形态的化合物,有时损害加工性,因此必须注意。只要没有特别的目的,优选将各元素规定为0.010%以下、以合计量计规定为0.050%以下,更优选各元素为0.0020%以下、以合计量计为0.0050%以下,进一步优选各元素为0.0010%以下、以合计量计为0.0030%以下。


接着,对本发明中最重要的第二相进行说明。首先,对第二相的观测等进行说明。本发明中限定的第二相的观察方法并未受到特别限定。可用电子显微镜等可观测微观(micro)区域的物理测定设备直接观测形态。如果比较大,则用高倍率的光学显微镜也能观测。如果是光学显微镜或扫描型电子显微镜(SEM),可采用对钢板截面进行研磨之后的试样、进一步将其刻蚀的试样,如果是透射型电子显微镜(TEM),还能够对薄膜进行观察,或对通过SPEED法得到的提取复型(extraction replica)等进行观察。而且,也可以通过电解提取观察溶解了母相的残渣。此外,关于被观察的第二相的鉴定,可通过EDX或电子束衍射图形等进行,但也不限定于这些方法,也可以使用现在性能提高显著的任何分析仪器。总之,关于第二相的形状、尺寸及数密度,根据需要用认为妥当的方法来确定其种类就可以。在根据种类,由多种各样的相复合而成,有时很难完全判别,但本发明的效果由于不依赖于其种类,只要以特定的形态使第二相分散就能得到,因此在本发明中也包含种类不能确定的情况。关于体积分率或数密度,如果使用更精密的分析设备,考虑到更微细的氮化物,则这些值增加,但如果采用通常级别的物理设备,以尺寸为0.02μm以上的物质作为对象,就可判别本发明的效果。


对于如此观察的第二相,本发明的特征是,平均长径为0.10μm以上、平均短径为0.05μm以上、且平均长径/平均短径≥2.0的第二相以体积分率计含有0.05%以上。作为尺寸,关于平均长径,优选为0.20μm以上、更优选为0.50μm以上、进一步优选为1.00μm以上、更进一步优选为2.00μm以上、再进一步优选为5.00μm以上。但是,如果存在太大的第二相,则在加工初期成为断裂的起点,有时使延展性显著劣化,因此优选规定为30μm以下,更优选为20μm以下。但是,即使尺寸粗大但个数非常少时,由于不良影响的程度低,因此如果存在超过其的粗大的第二相,也不能直接说是偏离了本发明。对于平均长径/平均短径,优选为3.0以上、更优选为5.0以上、进一步优选为8.0以上。此外,关于体积分率,优选为0.1%以上、更优选为0.3%以上、进一步优选1.0%以上、更进一步优选为2.0%以上。但是,如果第二相的量太多,则在加工初期成为断裂的起点,有时使延展性严重劣化,因此优选规定在20%以下,更优选在10%以下。


关于该第二相的数密度,在用钢板截面观察时规定为0.01个/μm2以上,在观察提取复型或用透射型电子显微镜观察薄膜等而测定空间分散时,将第二相的数密度规定为0.001个/μm2以上,由此可使本发明的效果变得显著。在截面观察时,优选为0.03个/μm2以上、更优选为0.1个/μm2以上、进一步优选为0.3个/μm2以上。此外,在空间测定时,优选为0.003个/μm3以上、更优选为0.01个/μm3以上、进一步优选为0.03个/μm3以上。这些数密度与上述的尺寸或体积分率有关联,与尺寸或体积分率同样必须注意,在不使加工性劣化的范围内,不要极端地增大或减小。


通过如此控制第二相的形态可抑制局部变形的发生的机理还不明确,试作以下说明。


本发明中的第二相由于是比母相即Fe相更硬质的相,所以在钢板变形时,母相的变形优先产生。而且,由于母相的变形受到第二相约束,因而母相的加工硬化变得显著。因此,应变的传播性变好,一边在更广的区域承担变形一边继续变形,从而认为均匀伸长提高。在使具有各向异性的第二相分散时,认为母相的约束程度比一般的各向同性的第二相提高。或与此不同,还认为各向异性强的第二相与母相的结合状态减弱,伴随变形其界面滑动变形,而且通过产生许多空隙来承担变形。因此,也可认为,直至更高的应变区域,才达到母材本身的变形被抑制的状态,均匀变形继续进行。本发明钢虽具有大的加工硬化量,同时局部变形能力下降的情况较多,但包括这些在内,能完全说明此现象的机理还不明确。


本发明钢中的均匀变形并非由第二相的变形承担,而是由母相即体积上最多的主相的变形承担,这一点是肯定的。当然该主相是Fe,但在本发明中,该主相假设为Fe的铁氧体相,优选将其体积率规定在80%以上。一般而言,对于作为以Fe为主体的相,已知有珠光体相或贝氏体相、马氏体相等,但在本发明中,由于通过第二相的分散来实现高强度化,因此从加工性的观点考虑,优选主相是软质且均匀的相。此外,关于体积率,为了避免过剩的第二相的生成造成的延展性劣化,优选在85%以上、更优选在90%以上。


另外,第二相和主相的方位关系也是重要的条件。虽然其在上述的机理中也被涉及到,但本发明的效果还是与可以认为依赖于Fe相和第二相的结合状态有关系,第二相的平均长径的方向优选是该第二相相接的Fe相的<100>方位或<110>方位。关于该方位的关系,可用通常的电子束衍射等检测。


接着,对第二相本身的种类进行说明。在本发明中,在第二相是氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金属间化合物的单体或复合化合物时,能够得到显著的效果。在是氧化物时,是含有Fe、Mn、Si、Al、Cr、REM、Ti、Nb中的一种或二种的氧化物;在是硫化物时,是含有Ti、Mn、Cu、Ca、REM中的一种或二种的硫化物;在是碳化物时,是含有Fe、Ti、Nb、Si、Cr中的一种或二种的碳化物;在是氮化物时,是含有Fe、Ti、Nb、Al、B、Cr中的一种或二种的氮化物;在是金属间化合物时,是含有Fe、Ti、Nb、Al、Si、Mn中的一种或二种的金属间化合物。关于碳化物,在普通钢中观察的贝氏体组织、即伴随高温下的从奥氏体相的相变生成的铁氧体相和渗碳体的层状组织由于完全得不到本发明的效果,因此将其除外。此外,作为相变金属间化合物,有NiAl、Ni3Al、Ni3(Al、Ti)、Ni2TiAl、Ni3Ti、Ni3Mo、Ni4Mo、Ni3Nb、Co3W、Fe2Mo、Fe2Ti、Fe2(Ni、Co)等。上述的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金属间化合物是一般在钢铁材料中可观察到的化合物,不需要是特殊的化合物,但也可以在发明范围内的方案内形成特殊的化合物。其种类不局限于上述的种类,上述只是列举了有代表性的元素。此外,存在于钢中的第二相也不局限于一种,在本发明中也包括存在二种以上的情况。它们可以独立存在,也可以形成复合化合物。而且,也可以同时存在在形态上不包括在本发明之中的相。


总之,第二相的形态上的特征是重要的。换句话讲,事实上,根据所形成的第二相,其效果的大小存在不小的差。该差可以认为是:由可在钢板中生成的第二相的种类和数量而引起的,或通过后述的制造条件可控制的形态之差、以及和与母相的结合状态关联的第二相本身的种类的影响。


这些影响不能完全分离开,在现象上,可按以下对优选的第二相的种类和形成第二相的元素进行分类。作为种类,是金属间化合物>碳化物≒氮化物>氧化物>硫化物。但是,这是对假设为形态和量相同时的效果进行推断而得出的,由于因制造方法或第二相的种类的不同,有时量的确保或形态的控制也变得困难,因此上述顺序只不过是大致的标准。作为各元素的效果认为如下。在是氧化物时,优选含有Fe、Mn、REM,Si、Al、Cr、Ti、Nb的效果低。在是硫化物时,优选含有Mn、Ca、REM,Ti、Cu的效果低。在是碳化物时,优选含有Cr、Ti、Si,Fe、Nb的效果低。在是氮化物时,优选含有Fe、Ti、B、Cr,Nb、Al的效果低。在是金属间化合物时,优选含有Fe、Al、Si、Mn,Ti、Nb的效果低。


这里,对本说明书中采用的钢板板厚方向的部位采用图1进行说明。所谓“板厚表层1/8”、“板厚中心层1/4”表示图1中的对应区域。再有,与“板厚表层1/8”对应的区域在钢板的两个表面都存在,但在本发明中,以无论其哪一面只要符合本发明的限定范围就以其为对象。对制造方法进行研究,使表面和背面的氮化物分布变化是比较容易的,但在本发明中对于这样的表面和背面不同的表层钢板也作为对象。这是因为,即使只是通过一面也能得到本发明作为目的的均匀变形性的提高效果。此外,关于上述体积率或数密度,采用测定值不是异常值的程度的数据,只要在表层1/8内、中心层1/4内各自的特定位置满足本发明的条件就行。再有,“板厚1/8位置”也包含在“板厚表层1/8”中。


对于在本发明中成为特征的第二相,在考虑钢板的厚度方向的分布时,不需要整体上均匀分散,也可以在板厚方向偏在。如果能够在板厚方向以层状形成第二相多的层和少的层交替的多层结构,其对于本发明的效果是合适的。其机理不明确,但可认为是由于第二相多的层和少的层通过彼此约束另一方的变形,而使加工硬化量增大,从而抑制局部变形。这也认为是以巨大的空间产生上述的类似于第二相和母相之间的约束关系的效果。尤其是,通过使第二相集中地分散在钢板表层部,可得到本发明的大部分效果。也就是说,关于第二相的体积率,优选设定为(板厚表层1/8处的体积率)/(板厚中心层1/4处的体积率)≥10,或关于第二相的数密度,设定为(板厚表层1/8处的数密度)/(板厚中心层1/4处的数密度)≥10。它们的比值,优选在20以上、更优选在50以上、进一步优选在100以上、更进一步优选在200以上。但是,如果在表层部形成太多的第二相,由于有时成为表面缺陷并容易断裂,因此需要注意。


接着对本发明作为对象的钢板的特性等进行记述。首先,限定为本发明适用板厚为0.400mm以下的钢板。这是因为,如果是板厚比其厚的钢板,其在加工中,发生缩颈后,由于局部延展性而使成形进行到某种程度,所以如本发明技术那样只限定于均匀伸长的技术显示不出意义。本技术在更优选0.250mm以下、进一步优选0.200mm以下、更进一步优选0.150mm以下的极薄钢板中可发挥其有用性。


此外,由于即使是薄型材料,在软质材料中也能附加相应的均匀伸长,因此本技术的适用范围规定为硬质材。这也是通过本发明的成为特征的第二相而大大硬质化的结果。优选的适用材是下述钢板,即,在采用JIS5号试验片的抗拉试验(即,使用具有宽度为25mm、长度为60mm的平行部的拉伸试验片,评分间距为50mm,变形速度为5mm/分钟的抗拉试验)中的最高强度≥350MPa、且洛氏硬度HR30T≥54。更优选最高强度≥400MPa、且洛氏硬度HR30T≥57,进一步优选最高强度≥450MPa、且洛氏硬度HR30T≥61。此外,本发明钢在采用前述JIS5号试验片的抗拉试验中,其特征是,均匀伸长/局部伸长≥1.0。该比值优选在1.5以上、更优选在2.0以上、进一步优选在3.5以上、更进一步优选在5.0以上。此外,如前所述本发明钢的加工硬化量大也是特征。在采用所述JIS5号试验片的抗拉试验中,屈服应力/最高强度≤0.9、更优选为0.8以下、进一步优选为0.7以下、再进一步优选为0.6以下。


以下,表示本发明钢的第二相的各种类优选的制造方法的一个例子。


首先,表示作为特征的第二相而利用氧化物时的情况。


优选的形态之一是在对氧化物进行热轧的工序中,通过轧制使氧化物延伸,使其向优选的形态变化。为此,需要某种程度的加工量,优选将铸造后的钢坯的厚度规定在50mm以上,更优选在150mm以上。此外,为了使氧化物在延伸后具有适当的尺寸,优选将延伸前的氧化物的尺寸规定为在10μm~25μm。尺寸太微细的氧化物难以延伸,粗大的氧化物在轧制后的空间上的分散状态成直线,对于本发明的效果而言不优选。而且,在高温下的轧制加工中在以1000℃以上且应变率为1/秒以上的条件下以实际应变的总和计进行了0.4以上的轧制后,以1000℃以下且应变率为10/秒以上的条件下以实际应变的总和计进行0.7以上的轧制是有效的。其机理不明确,但可认为如下。在1000℃以上的高温区,氧化物也软化,与加工硬化了的铁氧体的硬度差减小,因此通过轧制,氧化物延伸,可得到对于本发明而言优选的针状的氧化物。而且如果达到低于1000℃的低温,大约900℃以下,则氧化物难以延伸,部分破碎,适度具有针状的形态的氧化物在钢板中相隔适当的间隔而分散。这样要适度地使氧化物延伸且分散,热轧时的温度控制及各温度区的应变量、以及为控制加工硬化了的铁氧体的软化而进行应变率的控制也很重要。


通过在硫化物中应用此温度、应变量及应变率条件,也能得到与氧化物同样的优选的效果。


接着,表示成为特征的第二相而利用碳化物时的情况。


在此种情况下,可从预先含在钢中的C和添加元素,通过制造工序中的热处理等生成具有优选的形态的碳化物,但在本说明书中作为更优选的方案,示出了应用渗碳的方法。通过渗碳,如上所述,可使成为特征的第二相只分散在钢板表面,由于C浓度缓慢提高,因此容易形成具有生长于优先的方位的各向异性的形态的碳化物。作为其条件,在冷轧后,与重结晶退火同时或在其后,在600℃~700℃的温度区,以{(渗碳时间(秒))×(渗碳温度(℃))}/{(渗碳性气体浓度(%))×(渗碳处理时的冷却速度(℃/秒))}≥20的条件,进行渗碳处理,使C量增加0.0002%以上。如果温度超出此范围,则在低温侧渗碳效率下降,相反如果温度过高,则碳化物的形态容易形成各向同性的形态。在{(渗碳时间(秒))×(渗碳温度(℃))}/{(渗碳性气体浓度(%))×(渗碳处理时的冷却速度(℃/秒))}在20以上的情况下,可实现第二相的优选的形态。基本上,通过以低C浓度抑制碳化物的析出核的生成,同时通过高温、长时间及缓冷却的处理使碳化物充分生长,具有各向异性的第二相的发展变得显著。但是,如果进行高温且长时间的渗碳,则从钢板表面侵入到钢中的C通过扩散到达板厚的中心,所述的多层结构产生的发明效果的增进效果消失。因此,为了根据渗碳处理条件,以只有表层部渗碳的方式控制上式的值是优选的。此值虽然还取决于板厚等,但优选规定在500以下、更优选规定在200以下。作为含有渗碳性气体种类的气氛的条件,只要采用一般所知的条件就可以。此外,关于渗碳法,并不限定于此处所示的气体渗碳,也可以使用一般所知的渗碳方法。此外,C的增加量以0.0002%以上作为增加量看起来非常小,但如果看作是极薄材中的钢板表层中的增加量,对于体现本发明的效果而言是足够的量。


此外,通过将该渗碳条件规定为作为第二相而利用由氮化形成的氮化物时的条件,可得到与碳化物同样的优选的效果。也就是说,在冷轧后,与重结晶退火同时或在其后,在600℃~700℃的温度区,以{(氮化时间(秒))×(氮化温度(℃))}/{(氮化性气体浓度(%))×(氮化处理时的冷却速度(℃/秒))}≥20的条件,进行氮化处理,使N量增加0.0002%以上。作为含有氮化性气体种类的气氛的条件,只要采用一般所知的条件就可以。此外,作为氮化方法,与渗碳时一样,并不限定于此处所示的气体氮化,也可以使用一般所知的氮化方法。


在作为第二相而利用金属间化合物时,从全部或大部分金属间化合物熔化的状态规定为缓冷却,由此主要利用金属间化合物的生长来促进形成是非常适合得到本发明中优选的第二相形态。为此,在钢板制造工序中,在从900℃以上的温度开始的冷却过程中,以从900℃到500℃的冷却速度为20℃/秒以下冷却,以体积率计使金属间化合物增加2.0倍以上。如果冷却开始前的温度过低,则金属间化合物的熔化不充分,不能引起其后的生长。此外,如果冷却速度过快,则金属间化合物的核生成频率提高,不产生具有各向异性的生长,高密度地形成各向同性的金属间化合物。


这里所示的有关各种第二相的制造方法,当然因形成作为对象的第二相的元素或其量而异,不被上述范围所限定。只要知道形成第二相的元素的种类、形成的第二相的种类、数量及应控制的形态的方向性,就能找出适当的条件,这是一般的冶金学范畴,本领域技术人员能在几次试行后确定适当的条件并不是那么困难。


在薄钢板的制造中,为了调整硬度或调整板厚,有时在重结晶退火后进行再次冷轧。其压下率已从接近为调整形状而进行的光整冷轧的百分之几左右实用化到与冷轧同样的50%以上。在本发明中在利用再冷轧法时,对本发明的效果没有任何损害。但是,如果压下率过度高,则必然使均匀伸长的绝对值减小。均匀伸长区域的加工硬化量也减小,如果考虑到应用本发明效果,则不是原本优选的方法。优选规定在30%以下、更优选规定在20%以下、进一步更优选规定在3%以下。


本发明的效果不取决于成分调整后、退火前的热过程、制造过程。进行热轧时的板坯不限定于铸锭法、连续铸造法等制造方法,此外由于也不取决于直至热轧的热过程,因此通过板坯再加热法、不对所铸造的板坯进行再加热而直接热轧的CC-DR法、以及省略了粗轧等的薄板坯铸造,也能得到本发明的效果。此外,也不取决于热轧条件,通过精加工温度为α+γ的二相区的二相区轧制、或接合粗棒而轧制的连续热轧也能得到本发明的效果。


此外,在作为具有焊接部的原材料而采用本发明钢的情况下,由于可提高热影响部的均匀变形性,抑制缩颈的发生,因此特别优选。


本发明钢板也包括对表面进行了任何表面处理后使用的情况。只要在本发明的范围内,通过适当使用就不会因进行表面处理而受损。作为表面处理,关于金属镀膜,可实施通常采用的镀锡、镀铬(铬酸处理)、镀镍、镀锌、镀铝等。此外,对于近年来所使用的被覆了有机覆膜的叠层钢板用的原板,也能得到本发明的效果。


作为用途,可用于遍及电机机器、电子部件、建材或金属容器等领域,即使在其以外的领域、在任何用途中、在具有与上述同样的问题的情况下也能够应用。

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