WO2007116913A1 - 硬質極薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

硬質極薄鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Hidekuni Murakami
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Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate having a thickness of 0.400 mm or less, including a surface-treated steel plate used for electrical equipment, electronic parts, building materials and metal containers, and a method for producing the same.
  • Thin steel plates with a thickness of 0.400mm or less are used in various applications such as electrical equipment, electronic parts, building materials and metal containers. Sheer ⁇ is progressing. As the material becomes thinner, the strength of the material that uses it will also decrease, so it is generally required to make the material thinner and harder.
  • One of the problems that manifests itself with such ultra-thin hard materials is deterioration of workability. Compared to thick materials used for automobiles, thin materials in particular tend to break immediately when constriction occurs, so uniform deformation is extremely important. This means that in the tensile test that is generally applied as an evaluation of the steel sheet properties, it is hardened without reducing the uniform elongation.
  • Patent Documents 1 to 3 have been disclosed in order to ensure workability particularly in steel plates for containers in which severe processing such as drawing, ironing, and tensile elongation is performed.
  • Patent Document 1 JP-A-2-118026
  • Patent Document 2 JP-A-3-257123
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 10-72640
  • An object of the present invention is to prevent breakage and constriction due to lack of uniform deformability, which are problems when using a hard ultrathin material.
  • uniform elongation is ensured by giving priority to the degradation of local elongation in the degradation of elongation due to the hardening of the material, and even when the total elongation is the same, the occurrence of local deformation (necking) is suppressed to a higher strain range. It is an issue.
  • An object of the present invention is to clarify the material conditions for this purpose, and to provide a steel sheet to which the material conditions are applied and a method for manufacturing the steel sheet.
  • the present inventors conducted research to disperse various second phases in the steel sheet.
  • the parent phase is an Fe ferrite phase, and the orientation of the second phase is arranged in a specific direction relative to the parent phase.
  • the second phase having an average major axis Z average minor axis ⁇ 2.0 of 0.05 / zm or more is contained in a volume fraction of 0.05% or more.
  • the hard ultrathin steel sheet according to (1) wherein the average major axis is 0.5 m or more, the average minor axis is not less than 0.0, and the average major axis Z average minor axis ⁇ 2.0.
  • the two phases are simple substances or composite compounds of oxides, sulfides, carbides, nitrides, and intermetallic compounds.
  • the hard ultrathin steel sheet according to (7) above having an average major axis of 0.5 ⁇ m or more and an average minor axis of 0 or more, and further, an average major axis Z an average minor axis ⁇ 2.
  • the second phase which is 0 is an oxide containing one or two of Fe, Mn, Si, Al, Cr, REM, Ti and Nb.
  • the second phase is a sulfide containing one or two of Ti, Mn, Cu, Ca, and REM.
  • the second phase having a minor axis of 0.1 ⁇ m or more and an average major axis Z average minor axis ⁇ 2.0 is a carbide containing one or two of Fe, Ti, Nb, Si, and Cr.
  • the hard ultrathin steel sheet according to (7) above having an average major axis of 0.5 m or more and an average minor axis of 0.1 ⁇ m or more, and an average major axis Z average minor axis ⁇ 2.
  • the second phase which is 0 is a nitride containing one or two of Fe, Ti, Nb, Al, B and Cr.
  • the hard ultra-thin steel sheet described in (7) above having an average major axis of 0.5 ⁇ m or more and an average minor axis of 0.1 ⁇ m or more, and an average major axis Z average minor axis ⁇ 2.
  • the second phase that is 0 is an intermetallic compound containing one or two of Fe, Ti, Nb, Al, Si, and Mn.
  • (21) A method for producing a hard ultrathin steel sheet according to (11) above, wherein after cold rolling, simultaneously with or after recrystallization annealing, in a temperature range of 600 to 700 ° C, ⁇ (nitriding time (Second)) * (nitridation temperature (° C)) ⁇ Z ⁇ (nitriding gas concentration (%))) * (cooling rate during nitriding (° CZ seconds)) ⁇ ⁇ 20 And increase the amount of N by more than 0.0002%.
  • the present invention relates to a thin steel plate having a thickness of 0.400 mm or less and a method for producing the thin steel plate.
  • a method for producing a part of the enameled steel plate a heat treatment is used to control the form of oxide.
  • the oxide stretching in the present invention is completely different from the oxide stretch as a limitation of hot rolling conditions in the enameled steel sheet. Furthermore, as an extension technique for limiting the hot rolling conditions in enameled steel sheets, it has been extremely difficult to obtain the idea of using drawn oxides in the thin steel sheets targeted by the steel of the present invention. These are described in detail below.
  • the content of acid oxide is suppressed as being extremely undesirable. This is because the base material itself is becoming thinner, and the deformation concentration around the oxide is very sensitive to the fracture of the base material.
  • a prominent example is the flange formability in the can making process, and the steel used in this application is manufactured at a very low level, with the amount of oxide strictly controlled.
  • the negative effect of the acid on thin materials is not limited to the acid itself, but if the drawn oxide like the enamel steel plate is crushed in the cold rolling process and voids are formed around it. In addition, the void exhibits an effect like a notch, and the deformability of the base material further deteriorates.
  • the thin material targeted by the steel of the present invention has the idea of improving its properties by utilizing oxides and, moreover, stretched oxides that are crushed by cold rolling to form voids around them. That itself was impossible in the past.
  • oxides are temporarily stretched during the hot rolling stage, but in the subsequent cold rolling process, the oxides are crushed and a large amount of empty space around the crushed acidic products. This is to create gaps, and in the final product, each acid product is isotropically crushed.
  • the acid oxide is stretched at the final stage, and as one proposal, a hot rolling process is used.
  • the oxide stretched by hot rolling remains stretched without being crushed after cold rolling and annealing, and it is necessary to maintain an anisotropic shape until the final product.
  • This difference is basically caused by the difference in the composition of the oxide if the hot rolling conditions are the same.
  • enameled steel plates are preferably combined with a relatively soft Mn-containing oxide and hard Nb and B-containing oxides to promote crushing.
  • the oxide is uniform rather than a composite of oxides having different compositions, so that deformation during cold rolling is uniform and fracture is avoided.
  • the steel of the present invention is held with the oxide stretched in a specific form, its work hardening behavior changes dramatically, and local deformation is strongly suppressed, so that even a thin steel plate has practical ductility. It was newly discovered and invented that it acts preferably.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a portion of a hard ultrathin steel plate according to the present invention in the thickness direction of the steel plate.
  • the C amount is set to C: 0.800% or less in order to avoid deterioration of workability. Preferably it is 0.100% or less, more preferably 0.060% or less.
  • the content is preferably 0.0050 to 0.040%, more preferably 0.0008 to 0.030%.
  • the C content required from the viewpoint of securing the strength may be low.
  • the N content is set to C: 0.800% or less in order to avoid deterioration of workability. Preferably it is 0.100% or less, more preferably 0.060% or less.
  • the content is preferably 0.0050 to 0.040%, more preferably 0.0008 to 0.030%.
  • the N content required from the viewpoint of securing the strength may be low.
  • N Necessary strength can be ensured even if it is 0.0050% or less, 0.0030% or less may be sufficient, and 0.0015% or less is also possible. In order to improve the r value and maintain high drawability, the N amount is The lower one is preferable.
  • Si may need to be 1.5% or less, and further 1.0% or less.
  • Si content is low. 0.5% or less, further 0.1% or less, and further 0.07% or less improves the moldability.
  • the preferable range of Mn is 0.05-: L 0%. More preferably, it is 0.15 to 0.8%, and more preferably 0.25 to 0.7%.
  • the content is set to 0.10% or less to inhibit the carburizing and nitriding properties of the steel sheet. In order to keep the moldability high, a lower P content is preferable. 0.05% or less, and even 0.01% or less improves moldability.
  • S degrades hot ductility and becomes a hindering factor for hot rolling, so it is made 0.10% or less.
  • Mn, Cu, Ti, REM, etc. when a large amount of Mn, Cu, Ti, REM, etc. is added and these sulfides are used as the second phase required in the present invention, a useful element with little deterioration in hot ductility is used. But there is. Therefore, the preferable range of S is set to 0.015 to 0.080%. More preferably, it is 0.025 to 0.070%, and more preferably 0.035 to 0.060%.
  • A1 is high, forging is difficult and surface wrinkles increase.
  • A1 is a strong deoxidizing element, when using an oxide as the second phase in the steel of the present invention, it is difficult for oxygen to remain in the steel.
  • it may be necessary to make the value 0.005% or less, 0.002% or less, and 0.001% or less.
  • Force depending on the type and amount of metal elements that form a compound with A1 In this case, it is preferably 1.0% or more, more preferably 1.5% or more, and even more preferably 2.0% or more.
  • O does not use an oxide as the second phase characteristic of the present invention.
  • it is preferably deoxidized with Al, Si, Ti, or the like to 0.010% or less. . This is because if the oxide in the steel has no effect on the effect of the present invention and becomes isotropic (spherical), it is easy to start a crack. Even when an oxide is used as a useful second phase, an excess of the oxide tends to cause cracking, so the content is made 0.20% or less.
  • it is 0.010-0.100%, More preferably, it is 0.020-0.080%, More preferably, it is 0.030-0.050%.
  • Ti raises the recrystallization temperature of the steel sheet, and significantly deteriorates the annealability of the ultrathin steel sheet which is the subject of the present invention. For this reason, it will be 4.00% or less.
  • a Ti compound is not used as the second phase, which is a feature of the present invention, it is not necessary to add Ti, and the content is made 0.04% or less, more preferably 0.01% or less.
  • Ti oxides, sulfides, carbides, nitrides, and intermetallic compounds can be used as the second phase characteristic of the present invention, and depending on the type and amount of elements forming the compound, 0.06 If it is more than%, the effect is fully exhibited. More preferably, it is 0.100% or more.
  • Nb has the same effect as Ti, raises the recrystallization temperature, and remarkably deteriorates the annealability of the ultrathin steel sheet targeted by the present invention. For this reason, it shall be 4.00% or less.
  • Nb compound is not used as the second phase, which is a feature of the present invention, it is not necessary to add Nb, and the content is made 0.04% or less, more preferably 0.01% or less.
  • oxides, sulfides, carbides, nitrides, and intermetallic compounds of Nb can be used as the second phase that is characteristic of the present invention, and depending on the type and amount of elements forming the compound, 0 The effect is fully demonstrated when it is over 06%. More preferably, it is 0.100% or more.
  • REM is a powerful element that has the same effect as Ti and Nb. To do.
  • the REM compound is not used as the second phase, which is a feature of the present invention, it is not necessary to add REM, and the content is made 0.04% or less, more preferably 0.01% or less.
  • REM oxides, sulfides, carbides, nitrides, and intermetallic compounds can be used as the second phase that is characteristic of the present invention, and depending on the type and amount of elements forming the compound, 0 If the value is 06% or more, the effect will be fully exerted. More preferably, it is 0.100% or more.
  • [0030] B also has the same effect as Ti and Nb.
  • the strength depending on the amount of addition When Ti and Nb are added at the same time as these elements for the purpose of forming carbides and nitrides as the second phase, the ability to form carbonitrides is small compared to Ti and Nb.
  • the recrystallization temperature of the steel sheet is increased, and the annealing passability of the ultrathin steel sheet targeted by the present invention is significantly deteriorated. Therefore, it is useful when the content of Ti and Nb is low.
  • the upper limit is set to 0.0300%.
  • the B compound When the B compound is not used as the second phase, which is a feature of the present invention, it is not necessary to add B, and it is 0.0010% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • the oxides, carbides, nitrides, and intermetallic compounds of B can be used as the second phase that is characteristic of the present invention, and the force depending on the type and amount of the elements forming the compound is 0.0040% or more. The effect is fully demonstrated. More preferably, it is 0.0100% or more.
  • the recrystallization temperature will rise remarkably and the surface properties will be deteriorated by force, and workability and plating properties will deteriorate.
  • a metallic Cu phase or an intermetallic compound phase can be used as the second phase.
  • the preferable range is set to 0.10 to 4.00%. More preferably, it is 0.20 to 3.00%, and more preferably 0.30 to 2.50%.
  • Ca is a useful element because it is easy to obtain a stretched sulfide when a sulfide is used as the second phase.
  • a preferable range is 0.01 to 0.50%. More preferably, it is 0.05 to 30%.
  • Ni is an expensive element and should be 8.00% or less.
  • intermetalization such as Ni A1
  • a compound forming element As a compound forming element, it has a favorable effect on the dispersion of the second phase required in the present invention. 1.0% or more, depending on the type and amount of metal elements that form a compound with Ni Is preferably 1.5% or more, more preferably 2.0% or more.
  • Cr is also an expensive element and should be 20.00% or less.
  • a Cr compound is not used as the second phase, which is a feature of the present invention, it is not necessary to add Cr, and it is 0.06% or less, more preferably 0.02% or less.
  • Cr oxides, sulfides, carbides, nitrides, and intermetallic compounds can be used as the second phase that is characteristic of the present invention, and depending on the type and amount of elements forming the compound, 0 The effect is fully demonstrated when it is 10% or more. More preferably, it is 0.50% or more, more preferably 1.50% or more, and further preferably 2.50% or more.
  • the content of the elements other than the above is not particularly limited, but Sn, Sb, Mo, Ta, V, and W are added to each element in an amount of 0.1% to 10% in order to impart characteristics not specified in the present invention.
  • the total content of 0.50% or less does not impair the effects of the present invention.
  • the content of each element is preferably 0.010% or less and the total is preferably 0.050% or less. More preferably, it is TO. 0020% or less for each element, the total is 0.0050% or less, more preferably 0.0010% or less for each element, and the total is 0.0003% or less.
  • the second phase observation method limited in the present invention is not particularly limited.
  • the form can be directly observed with a physical measuring instrument capable of observing the micro area such as an electron microscope. Observation with a high-magnification optical microscope is possible if it is relatively large.
  • a physical measuring instrument capable of observing the micro area
  • Observation with a high-magnification optical microscope is possible if it is relatively large.
  • SEM scanning electron microscope
  • TEM transmission electron microscope
  • TEM transmission electron microscope
  • a residue obtained by dissolving the parent phase by electrolytic extraction may be observed.
  • the identification of the observed second phase is a force that can be performed by EDX or electron diffraction patterns, etc. You can use it.
  • the point is that the shape, size and number density of the second phase, and if necessary, the type can be determined by a method that is recognized as appropriate. Depending on the type, it is a composite of various phases, and it may be difficult to distinguish completely.
  • the effect of the present invention can be obtained by dispersing the second phase in a specific form regardless of the type, and therefore, the type of which cannot be determined is also included in the present invention. Volume fractions and number densities will increase if finer nitrides are taken into account using more sophisticated analytical instruments, but more than 0.02 m using normal level physical instruments The effect of the present invention can be discriminated if the target is of a size of.
  • the average major axis is 0.10 m or more
  • the average minor axis is 0.05 m or more
  • the average major axis Z the average minor axis ⁇ 2.0.
  • the phase is contained in a volume fraction of 0.05% or more.
  • the size is preferably about 0.20 m or more with respect to the average major axis, more preferably 0.50 m or more, more preferably 1.00 m or more, more preferably 2.00 / zm or more, more preferably 5. 00 / zm or more.
  • an excessively large second phase is present, it becomes the starting point of fracture at the initial stage of processing, and the ductility may be significantly deteriorated.
  • the average major axis The average minor axis Z is preferably 3.0 or more, more preferably 5.0 or more, and still more preferably 8.0 or more. Further, the volume fraction is preferably 0.1% or more, more preferably 0.3% or more, further preferably 1.0% or more, and further preferably 2.0% or more. However, if the amount of the second phase is too large, it becomes a starting point of fracture at the initial stage of processing, and the ductility may be remarkably deteriorated. More preferably, it is 10% or less.
  • the second phase in the present invention is harder than the Fe phase, which is the parent phase, when the steel sheet is deformed, the deformation of the parent phase occurs preferentially. Furthermore, since the deformation of the parent phase is constrained by the second phase, the work hardening of the parent phase becomes significant. For this reason, it is considered that the strain propagation is improved, the deformation continues while taking on the deformation in a wider area, and the uniform elongation becomes higher. When the anisotropic second phase is dispersed, the parent phase constraint is considered to be greater than the general isotropic second phase.
  • the second phase with strong anisotropy is weakly bonded to the parent phase, and its interface slips along with the deformation, and further deforms by generating many voids. It is thought that it is. For this reason, the deformation of the base metal itself is suppressed to a higher strain region, and it is considered that the uniform deformation continues.
  • the steel of the present invention has a large work hardening amount and at the same time the local deformability is often lowered, but the mechanism that can fully explain the phenomenon is not clear.
  • this main phase is Fe.
  • this main phase is assumed to be a ferrite phase of Fe, and its volume fraction is preferably 80% or more.
  • pearlite, bainite, martensite phase, etc. are known as the phase mainly composed of Fe.
  • the increase in strength is achieved by the dispersion of the second phase. This is because a soft and uniform phase is preferred from the viewpoint of workability.
  • the volume ratio is preferably 85% or more, more preferably 90% or more in order to avoid ductile deterioration due to the generation of an excessive second phase.
  • the orientation relationship between the second phase and the main phase is also an important requirement.
  • the force mentioned in the above mechanism The effect of the present invention is related to the fact that it is considered to be due to the combined state of the Fe phase and the second phase, and the direction of the average major axis of the second phase is the Fe in contact with the second phase. It is preferred that the phase is 100> orientation or 110> orientation. This orientation relationship can be detected by ordinary electron beam diffraction. [0039] Next, the type of the second phase itself will be described. In the present invention, a remarkable effect can be obtained when the second phase is a simple substance or a composite compound of an oxide, a sulfide, a carbide, a nitride, or an intermetallic compound.
  • oxide it must be an oxide containing one or two of Fe, Mn, Si, Al, Cr, REM, Ti, Nb, and in the case of oxide, Ti, Mn, Cu It is a sulfide containing one or two of Ca, REM, and in the case of carbide, it is a carbide containing one or two of Fe, Ti, Nb, Si, Cr, and nitride. In the case of a nitride containing one or two of Fe, Ti, Nb, Al, B, Cr, and in the case of an intermetallic compound, one or two of Fe, Ti, Nb, Al, Si, Mn It is an intermetallic compound containing seeds.
  • the pearlite structure observed in general steels that is, the layered structure of ferrite phase and cementite formed by transformation from the austenite phase at high temperature is excluded because the effect of the present invention cannot be obtained at all.
  • the transformation intermetallic compounds include NiAl, Ni Al, Ni (Al, Ti), Ni TiAl, Ni Ti, Ni Mo, Ni Mo, Ni Nb, Co W, F
  • Intermetallic compounds are compounds that are generally observed in steel materials and need not be special, but it is also possible to form special compounds in a form within the scope of the invention.
  • the types are not limited to the above, but only representative elements are listed.
  • the present invention includes a case where two or more types of second phases existing in steel are not limited to one type. These may be present independently or may form a composite compound. Furthermore, a phase that is not included in the present invention may be present at the same time.
  • the morphological characteristics of the second phase are important. However, it is true that there is a slight difference in the magnitude of the effect depending on the second phase formed. This difference depends on the type and amount of the second phase that can be generated in the steel sheet, the difference in form that can be controlled by the manufacturing conditions described later, and the second phase itself that is also related to the bonding state with the parent phase. The kind of influence is also conceivable.
  • the types of preferred second phases and the elements forming the second phase can be classified as follows.
  • the types are: intermetallic compounds> carbides ⁇ nitrides>oxides> sulfates. However, this is the same form and quantity This order is only an estimate, because it may be difficult to secure the quantity and control the form depending on the type of production method and the second phase. Yes.
  • the following can be said as the effect of each element.
  • oxides those containing Fe, Mn, and REM are preferred.
  • Si, Al, Cr, Ti, and Nb are less effective.
  • Mn, Ca, and REM are preferred.
  • Ti and Cu are less effective.
  • Thinitride distribution on the front and back sides the present invention also covers such steel sheets with different front and back layers. This is also a force that can obtain the effect of improving the uniform deformability aimed by the present invention on only one side.
  • the second phase characteristic of the present invention may be unevenly distributed in the plate thickness direction, which need not be uniformly distributed as a whole when considering the distribution in the plate thickness direction of the steel plate. . Rather, it is more convenient for the effect of the present invention if a multi-layer structure can be formed alternately in layers in the thickness direction, with layers having a large number of second phases and layers having a small number of second phases. Although this mechanism is not clear, it is thought that the amount of work hardening increases and the local deformation is suppressed when the layer with a large amount of the second phase and the layer with a small amount of each other restrain the deformation of the other.
  • volume fraction of the second phase (volume fraction at the plate thickness surface layer 1Z8) Z (volume fraction at the plate thickness center layer 1Z4) ⁇ 10, or
  • the number density is preferably (number density in the plate thickness surface layer 1Z8) Z (number density in the plate thickness center layer 1Z4) ⁇ 10.
  • the present invention is limited to being applied to a steel plate having a thickness of 0.4 OO mm or less.
  • a technique limited to only uniform elongation as in the technique of the present invention does not make sense. Because it disappears.
  • the present technology demonstrates its usefulness with an ultra-thin steel sheet having a thickness of preferably 0.250 mm or less, more preferably 0.200 mm or less, and even more preferably 0.150 mm or less.
  • the maximum strength is ⁇ 400 MPa and the Rockwell hardness is HR30T ⁇ 57, more preferably the maximum strength is ⁇ 450 MPa and the Rockwell hardness is HR30T ⁇ 61.
  • the steel of the present invention is characterized by uniform elongation Z local elongation ⁇ 1.0 in the tensile test using the JIS No. 5 test piece. This ratio is preferably 1.5 or more, more preferably 2.0 or more, further preferably 3.5 or more, and further preferably 5.0 or more. Further, as described above, the steel of the present invention is also characterized by a large amount of work hardening.
  • the yield stress Z maximum strength ⁇ 0.9, more preferably 0.8 or less, more preferably 0.7 or less, and even more preferably 0.6 or less.
  • One of the preferred forms is a hot rolling process in which the acid oxide is stretched by rolling into a preferred form. It is something to change. For this purpose, a certain amount of processing is required, and it is preferable that the thickness of the steel slab after completion of forging be 50 mm or more. More preferably, it is 150 mm or more. In order to make the oxide have an appropriate size after stretching, the size of the oxide before being stretched is preferably 10 m to 25 m. Too fine ones that are difficult to stretch are not preferable for the effects of the present invention because the spatial dispersion after rolling becomes linear.
  • the acidic product becomes stretched, partially crushed, and the moderately acicular shaped acidic product is placed in the steel plate at an appropriate interval. Will be dispersed. In order to appropriately stretch and disperse in this way, it is also important to control the strain rate in order to control the temperature control during hot rolling, the amount of strain in each temperature range, and the softening of the work-hardened steel.
  • the second The preferred form of the phase is achieved, basically by anisotropically growing the carbides sufficiently at high temperature, for a long time and under slow cooling while suppressing the formation of carbide precipitation nuclei at low C concentrations.
  • C that has entered the steel from the surface of the plate reaches the center of the plate thickness due to diffusion, and the above-mentioned double phase is developed.
  • the force is 500 or less, more preferably 200 or less, etc.
  • the conditions of the atmosphere including the type of carburizing gas are generally known.
  • the carburizing method is not limited to the gas carburizing shown here, and it is possible to apply a generally known carburizing method. An amount of 0.00002% or more is a force that seems to be very small as the amount of increase. Considering the amount of increase in the surface layer of the steel sheet in an ultrathin material, it is a sufficient amount for manifesting the effect of the invention.
  • the carburizing conditions are the conditions in the case of applying nitride by nitriding as the second phase, it is possible to obtain a preferable effect similar to that of carbide. That is, after cold rolling, simultaneously with recrystallization annealing, or after that, in the temperature range of 600 to 700 ° C, ⁇ (nitriding time (seconds)) * (nitriding temperature (° C)) ⁇ Z ⁇ (nitriding gas Concentration (%)) * (Cooling rate in nitriding treatment (° CZ sec)) ⁇ nitriding is performed under the condition of ⁇ 20, and the N content is increased by more than 0.0002%
  • nitriding method is not limited to the gas nitriding shown here, and a generally known nitriding method can be applied, as in the case of carburizing.
  • an intermetallic compound When an intermetallic compound is used as the second phase, formation may proceed mainly by growth of the intermetallic compound by slowly cooling from a state in which all or most of the intermetallic compound is dissolved.
  • Preferred in the present invention is convenient for obtaining the second phase form.
  • the cooling rate from 900 ° C to 500 ° C is cooled in 20 ° CZ seconds or less in the cooling process at a temperature of 900 ° C or higher, and the intermetallic compound is reduced in volume ratio. 2. Try to increase more than 0 times. If the temperature before the start of cooling is too low, intermetallic compounds Insufficient dissolution occurs and subsequent growth does not occur. On the other hand, if the cooling rate is too fast, the nucleation frequency of intermetallic compounds increases, and anisotropic growth does not occur, and isotropic intermetallic compounds are formed in high density.
  • re-rolling may be performed after recrystallization annealing in order to adjust hardness or plate thickness.
  • This rolling reduction has been put to practical use from a few percent close to the skin pass used for shape adjustment to 50% or more, which is the same as cold rolling.
  • the effects of the present invention are not impaired at all.
  • the rolling reduction is excessively high, the absolute value of the uniform force elongation that is natural is reduced.
  • the amount of work hardening in the uniform elongation region is also reduced, and this is not an inherently preferred method in view of applying the effect of the present invention.
  • it is 30% or less, more preferably 20% or less, preferably 10% or less, preferably 3% or less.
  • the effect of the present invention does not depend on the heat history and the manufacturing history before the annealing after the component adjustment.
  • Slabs for hot rolling are not limited to manufacturing methods such as the ingot method and continuous forging method, and do not depend on the heat history until hot rolling, so the slab reheating method and the forged slab are reheated.
  • the effect of the present invention can also be obtained by CC-DR method in which hot rolling is performed directly without making a thin slab without rough rolling.
  • the effect of the present invention can be obtained by two-phase rolling in which the finishing temperature is ⁇ + ⁇ two-phase region or continuous hot rolling in which a rough bar is joined and rolled regardless of hot rolling conditions.
  • the steel of the present invention when used as a material having a welded portion, it is particularly preferable because uniform deformation at the heat-affected zone can be improved and necking can be suppressed.
  • the steel sheet of the present invention includes a case where it is used after being subjected to some surface treatment. If it is within the scope of the present invention, it is not damaged by the surface treatment by application.
  • surface treatment For metal plating, tin, chromium (tin-free), Ni, zinc, aluminum, etc. are applied as usual.
  • the effects of the present invention can be obtained with respect to an original sheet for a laminated steel sheet coated with an organic film that has been used in recent years.
  • Average major axis The second phase satisfying the condition that the average major axis is 0.10 m or more, the average minor axis is 0.05 / zm or more, the average major axis Z the average minor axis ⁇ 2.0 The average value when measuring a sufficient number so that there is no.
  • Average major axis Z Average minor axis Ratio of “average major axis” and “average minor axis”. It becomes an index indicating the degree of anisotropy of V, which is the root of the invention effect.
  • “Contained element” an element detected from the second phase showing the characteristics of the present invention.
  • Orientation The relationship between the direction of the average major axis of the second phase and the crystal orientation of the main phase in contact with the second phase. When the orientation is related, the crystal orientation of the main phase is indicated.
  • “Flange formability” Prepare 10,000 barrels of 3-piece can body that is made by rounding a flat plate into a cylindrical shape and welding. For these, flange molding is performed using a mold. As a result, if all can flanges can be molded without breaking, it will be accepted. If even one can breaks, it will be rejected.
  • Example 1 Table 2 shows the experimental results when the second phase is an oxide.
  • the form of the oxide was controlled mainly by the oxide size according to the forging conditions and the stretching amount according to the hot rolling conditions.
  • Acid The “number density” of the object was determined by cross-sectional observation with SEM. It can be confirmed that good uniform elongation can be obtained by controlling the state of the oxide within the range of the present invention.
  • Table 3 shows the experimental results when the second phase is a sulfate.
  • the form of the sulfide was controlled mainly by the sulfide size according to the forging conditions and the drawing amount by the hot rolling conditions.
  • the “number density” of the sulfide was determined by TEM observation. It can be confirmed that good uniform elongation can be obtained by controlling the state of the sulfide within the range of the present invention.
  • Example 3 shows the experimental results when the second phase is carbide or nitride.
  • the carbide or nitride morphology was controlled primarily by carburizing or nitriding conditions.
  • all the “base plates” are steel plates recrystallized and annealed at 700 ° C.
  • the characteristics are also shown for a material that has been hardened to the same degree as a carburized or nitrided plate by re-rolling without carburizing and nitriding. Carbide or nitride was observed at the plate thickness 1Z8 position and the plate thickness center.
  • the “number density” of carbide or nitride was determined by SEM observation of the residue when the plate thickness surface layer 1Z8 or plate thickness center layer 1Z4 was electrolyzed.
  • the values related to “volume fraction”, “number density”, and main phase in the second phase in Table 4 are for the plate thickness surface layer 1Z8. It can be confirmed that good uniform elongation is obtained by controlling the state of the carbide or nitride within the range of the present invention.
  • Table 5 shows the experimental results when the second phase was an intermetallic compound.
  • the intermetallic compound is Ni A1, and its form is mainly the solution due to recrystallization annealing conditions, especially the annealing temperature.
  • the present invention it is possible to obtain a hard ultrathin material having high uniform elongation even with the same strength and the same total elongation, and suppressing the occurrence of local deformation (necking) to a higher strain range.

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Abstract

　板厚が０．４００ｍｍ以下の硬質極薄鋼板であって、質量％で、Ｃ：０％以上かつ０．８００％以下、Ｎ：０％以上かつ０．６００％以下、Ｓｉ：０％以上かつ２．０％以下、Ｍｎ：０％以上かつ２．０％以下、Ｐ：０％以上かつ０．１０％以下、Ｓ：０％以上かつ０．１００％以下、Ａｌ：０％以上かつ３．０％以下、 　Ｏ：０％以上かつ０．２００％以下を含有し、平均長径が０．１０μｍ以上かつ平均短径が０．０５μｍ以上で、さらに平均長径／平均短径≧２．０である第二相が、体積分率で、０．０５％以上含有されている。

Description

硬質極薄鋼板およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、電機機器、電子部品、建材や金属容器に利用される表面処理鋼板を含 む、板厚が 0. 400mm以下の薄手鋼板と、その製造方法とに関する。
本出願は、特願 2006— 102766号を基礎出願とし、その内容を取り込むものとす る。
背景技術
[0002] 板厚が 0. 400mm以下の薄手の鋼板は、電機機器、電子部品、建材や金属容器 などの様々な用途で用いられているが、素材の低コストィ匕のために、鋼板のさらなる 薄手ィ匕が進行している。素材が薄くなると、それを使用した部材の強度も低下してし まうため、一般的には薄手化と同時に素材の硬質化も要求される。このような極薄硬 質材料で顕在化する問題の一つに、加工性の劣化がある。特に薄い材料は、自動 車用などで使用される厚手材と比較すると、くびれが発生すると直ちに破断にいたる ため、均一な変形をさせることが極めて重要になる。これは、鋼板特性の評価として 一般的に適用されている引張試験においては、均一伸びを落とさずに、硬質化する ことを意味する。これらの薄手材料の中でも、特に、絞り、しごき、引張伸びなどの厳 しい加工が行なわれる容器用鋼板では、加工性を確保するため、特許文献 1〜3の ような方法が開示されている。
[0003] しかし、これらの方法は、特に均一伸びに注目したものではなぐ延性 (全伸び）が 高いとは言え、局部伸びによって延性を高めている面が多い。よって、実用において は、破断やくびれによる表面性状の欠陥など、本願の課題を解決するには至ってい ない。
特許文献 1 :特開平 2—118026号
特許文献 2：特開平 3— 257123号
特許文献 3：特開平 10— 72640号
発明の開示 発明が解決しょうとする課題
[0004] 本発明は、硬質極薄手材を使用する際に問題となる、均一変形性の不足による破 断、くびれの発生抑止を課題としている。すなわち、材料の硬質化に伴う伸びの劣化 において、局部伸びの劣化を優先させることで均一伸びを確保し、同じ全伸びであ つても、局部変形 (くびれ)の発生をより高歪域まで抑えることを課題としている。そし て、本発明は、このための材料条件を明確にし、それを適用した鋼板およびその製 造方法を提供することを目的とする。
課題を解決するための手段
[0005] 本発明者らは、鋼板を硬質化するために、鋼板中に様々な第二相を分散させる研 究を行なった。これは、いわゆる析出強化や組織強化の範疇に属するもので、第二 相を分散させれば材質が硬質化し、当然の結果として延性を劣化させるものである 力 実験を重ねるうち、特定の形態をもつ第二相を鋼板中に分散させた場合は、均 一伸びの劣化を抑えたまま硬質ィ匕できることを知見した。さらに、第二相の形態、量、 および種類と、好ま 、特性が得られる鋼板材質の範囲にっ 、ても詳細に検討し、 本発明に至った。本発明の要旨を以下に示す。
(1)第二相の形態の制御。異方性の強い、針状ものとする。
(2)第二相のサイズの制御。一般的な析出物に比較して大きくする。
(3)第二相の数密度の制御。比較的まばらに分散させる。
(4)母相を Feフェライト相とし、第二相の方位を母相に対して特定の向きに配置させ る。
[0006] 本発明者等は、上記の技術思想に基づ 、て鋭意検討の結果、本発明に想到した。
その要旨とするところは下記内容の通りである。
(1)板厚が 0. 400mm以下の硬質極薄鋼板であって、 質量％で、 C : 0%以上かつ 0. 800%以下、？^ : 0%以上かっ0. 600%以下、 Si : 0%以上かつ 2. 0%以下、 Mn : 0%以上かつ 2. 0%以下、 P : 0%以上かつ 0. 10%以下、 S : 0%以上かつ 0. 100 %以下、 A1: 0%以上かつ 3. 0%以下、 0 : 0%以上かっ0. 200%以下を含有し、平 均長径が 0. 10 m以上かつ平均短径が 0. 05 /z m以上で、さらに平均長径 Z平均 短径≥2. 0である第二相が、体積分率で、 0. 05%以上含有されている。 (2)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、 Ti: 0%以上かつ 4. 00%以下 (0を 含む）、 Nb : 0%以上かつ 4. 00%以下（0を含む）、 REM : 0%以上かつ 4. 00%以 下（0を含む）、 B : 0%以上かつ 0. 0300%以下（0を含む）、 Cu: 0%以上かつ 8. 00 %以下（0を含む）、 Ca: 0%以上かつ 1. 00%以下（0を含む）、 Ni: 0%以上かつ 8. 00%以下（0を含む）、 Cr: 0%以上かつ 20. 00%以下（0を含む）、の一種または二 種以上をさらに含有する。
(3)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 m以上かつ平均 短径が 0. 1 m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相の数密度 力 0. 01個 Z μ m2以上である。
(4)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 m以上かつ平均 短径が 0. 1 m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相の数密度 力 0. 001個 Z μ m3以上である。
[0007] (5)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、主相が Feのフェライト相でかつ体積 率が 80%以上である。
(6)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 m以上かつ平均 短径が 0. 1 m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相の平均長 径の方向がこの第二相が接している Fe相のく 100 >方位またはく 110 >方位であ る。
(7)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 m以上かつ平均 短径が 0. 以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相が、酸ィ匕物 、硫化物、炭化物、窒化物、金属間化合物の単体または複合ィ匕合物である。
[0008] (8)上記（7)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均 短径が 0. 以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相が、 Fe、 M n、 Si、 Al、 Cr、 REM, Ti、 Nbの一種または二種を含有する酸化物である。
(9)上記（7)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 m以上かつ平均 短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相が、 Ti、 M n、 Cu、 Ca、 REMの一種または二種を含有する硫化物である。
(10)上記（7)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均 短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相が、 Fe、 Ti 、 Nb、 Si、 Crの一種または二種を含有する炭化物である。
[0009] (11)上記（7)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 m以上かつ平均 短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相が、 Fe、 Ti 、 Nb、 Al、 B、 Crの一種または二種を含有する窒化物である。
(12)上記（7)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均 短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相が、 Fe、 Ti 、 Nb、 Al、 Si、 Mnの一種または二種を含有する金属間化合物である。
(13)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 以上かつ平均 短径が 0. 1 m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相の体積率 力 （板厚表層 1Z8での体積率) / (板厚中心層 1Z4での体積率）≥ 10である。
[0010] (14)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、平均長径が 0. 5 m以上かつ平均 短径が 0. 1 m以上で、さらに平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相の数密度 力 （板厚表層 1Z8での数密度) Z (板厚中心層 1Z4での数密度）≥ 10である。
(15)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、幅 25mmで長さ 60mmの平行部を 有する引張試験片を用いて、評点間距離を 50mm、変形速度を 5mmZ分とする引 張試験における最高強度≥350MPa、かつ、ロックウェル硬度 HR30T≥ 54である。
(16)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、幅 25mmで長さ 60mmの平行部を 有する引張試験片を用いて、評点間距離を 50mm、変形速度を 5mmZ分とする引 張試験において、均一伸び Z局部伸び≥1. 0である。
[0011] (17)上記（1)に記載の硬質極薄鋼板であって、幅 25mmで長さ 60mmの平行部を 有する引張試験片を用いて、評点間距離を 50mm、変形速度を 5mmZ分とする引 張試験において、降伏応力 Z最高強度≤0. 9である。
(18)上記（8)に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、厚さ 50mm以上か っ鋼片中の酸化物の平均直径が 10 μ m〜25 μ mの鋼片を 600°C以上の熱間で圧 延加工する際に、 1000°C以上かつ歪速度 1Z秒以上の条件での真歪の総和が 0. 4以上の圧延を行なった後に、 1000°C以下かつ歪速度 10Z秒以上の条件での真 歪の総和が 0. 7以上の圧延を行なう。 (19)上記（9)に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、厚さ 50mm以上か っ鋼片中の硫化物の平均直径が 10 μ m〜25 μ mの鋼片を 600°C以上の熱間で圧 延加工する際に、 1000°C以上かつ歪速度 1Z秒以上の条件での真歪の総和が 0. 4以上の圧延を行なった後に、 1000°C以下かつ歪速度 10Z秒以上の条件での真 歪の総和が 0. 7以上の圧延を行なう。
[0012] (20)上記（10)に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、冷延後、再結晶焼 鈍と同時またはその後に、 600〜700°Cの温度域で、 { (浸炭時間（秒)） * (浸炭温 度 (°C)MZ{ (浸炭性ガス濃度 (％；) ) * (浸炭処理での冷却速度 (°CZ秒)） }≥20な る条件で浸炭処理を行い、 C量を 0. 0002%以上増加させる。
(21)上記（11)に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、冷延後、再結晶焼 鈍と同時またはその後に、 600〜700°Cの温度域で、 { (窒化時間（秒)） * (窒化温 度 (°C)) }Z{ (窒化性ガス濃度（％) ) * (窒化処理での冷却速度 (°CZ秒)） }≥20な る条件で窒化処理を行い、 N量を 0. 0002%以上増加させる。
(22)上記（12)に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、鋼板製造工程に お!、て、 900°C以上の温度からの冷却過程にお!、て 900°Cから 500°Cまでの冷却速 度を 20°CZ秒以下で冷却し、金属間化合物を体積率で 2. 0倍以上増加させる。 なお。本明細書中における記号" * "は、かけ算（X )を示す。
[0013] なお、本発明は、板厚が 0. 400mm以下の薄手鋼板と、その製造方法とに関する ものであるが、ほうろう鋼板の一部の製法として、酸化物の形態を制御するために熱 延条件を限定する従来技術が存在して 、る。
しかし、本発明における酸化物延伸と、ほうろう鋼板における熱延条件の限定として の酸ィ匕物延伸とは全く異なったものである。さらに言うと、ほうろう鋼板における熱延 条件の限定の延長技術として、本発明鋼が対象とする薄手鋼板で延伸酸化物を活 用する発想を得ることそのものが極めて困難であった。これらについて、以下に詳細 に説明する。
[0014] 一般的に、本発明のような薄手鋼板では、酸ィ匕物は極めて好ましくないものとして その含有が抑制されている。これは、母材そのものが薄くなつているため、酸化物周 囲への変形集中が母材の破断に非常に敏感に作用するためである。 顕著な例としては、製缶加工でのフランジ成形性であり、この用途に用いられる鋼 材は、酸化物量が厳密に管理され、非常に低いレベルで製造されている。薄手材料 への酸ィ匕物の悪影響は、酸ィ匕物そのものにとどまらず、ほうろう鋼板のように延伸した 酸ィ匕物が冷延工程で破砕してその周囲に空隙を形成してしまうと、空隙が切り欠きの ような効果を発揮し、母材の変形能がさらに劣化してしまう。
このため、本発明鋼が対象とする薄手材料では、酸化物、ましてや、冷延で破砕し て周囲に空隙を形成するような延伸酸ィ匕物を活用して特性を向上させるという着想を 得ること自体が、従来では不可能であった。
[0015] また、ほうろう鋼板の製造方法と本発明との間における技術的相違点として、以下 のような事項が挙げられる。
まず、ほうろう鋼板の製造では、熱延段階で一時的に酸化物を延伸させるものの、 それはその後の冷延工程で酸ィ匕物を破砕し、破砕された酸ィ匕物の周囲に多量の空 隙を生成するためであり、最終製品ではそれぞれの酸ィ匕物は細力べ破砕された等方 的な形状となる。
[0016] これに対し本発明では、酸ィ匕物が最終段階で延伸したものである必要があり、その 一方案として熱延工程を活用している。つまり、熱延で延伸させた酸化物は、冷延、 焼鈍後も破砕せずに延伸したままであり、最終製品まで異方性を持った形状を維持 させることが必要となる。この差は、熱延条件が同じであれば、基本的には酸化物の 組成の違いで生ずる。すなわち、ほうろう鋼板では、比較的軟質な Mn含有の酸化物 と、硬質な Nb, B含有の酸ィ匕物とが複合した形態になっていることが破砕促進に好ま しく作用する。一方、本発明鋼では、酸化物が、組成が異なる酸ィ匕物が複合したもの ではなぐ均質なものとすることで、冷延時の変形も均一となり破砕を回避することが 好ましい。
[0017] ほうろう鋼板のように一時的に延伸したものであっても、その後の破砕により酸ィ匕物 の形状が等方的なものになってしまうと、本発明で特徴的な加工硬化能、結果として の良好な均一伸び、すなわち局部変形の抑制効果が全く発揮されない。
以上説明のように、ほうろう鋼板の製造技術を認識したとしても、酸化物を多量に含 有させる技術を本発明の対象鋼および用途に適用し、その形態の影響を検討しょう とすることは、たとえ同業者と言えども容易ではない。
本発明鋼は、酸化物を特定の形態に延伸したまま保持すれば、その加工硬化挙動 が劇的に変化し、局部変形を強く抑制することで、薄手鋼板であっても実用的な延性 に好ましく作用することを新規に知見し、発明されたものである。
発明の効果
[0018] 本発明によれば、同じ強度、同じ全伸びであっても、高い均一伸びを有し、より高歪 域まで局部変形 (くびれ)の発生を抑えた硬質極薄手材を得ることができる。このため 、薄手材を使用する際に問題となる、均一変形性の不足による破断、くびれの発生を 抑止することが可能となる。
図面の簡単な説明
[0019] [図 1]図 1は、本発明の硬質極薄鋼板の、鋼板板厚方向の部位を説明する図である。
発明を実施するための最良の形態
[0020] 以下、本発明を詳細に説明する。
まず、成分について説明する。成分はすべて質量％である。 C量は、加工性の劣化 を回避するため、 C : 0. 800%以下とする。好ましくは 0. 100%以下、さらに好ましく は 0. 060%以下である。特に炭化物を本発明で特徴となる第二相として利用する場 合は、好ましくは 0. 0050〜0. 040%、さらに好ましくは 0. 0080〜0. 030%である 。様々な第二相の分散により材料を強化する本発明鋼では、強度確保などの観点で 必要となる C含有量は低くても構わない。 C : 0. 0050%以下でも必要な強度確保が 可能であり、 0. 0030%以下でも構わないし、 0. 0015%以下も可能である。 r値を向 上させて絞り成形性を高く保つ意味では、 C量は低 、方が好ま 、。
[0021] N量も Cと同様、加工性の劣化を回避するため、 C : 0. 800%以下とする。好ましく は 0. 100%以下、さらに好ましくは 0. 060%以下である。特に、窒化物を本発明で 特徴となる第二相として利用する場合は、好ましくは 0. 0050〜0. 040%、さらに好 ましくは 0. 0080-0. 030%である。様々な第二相の分散により材料を強化する本 発明鋼では、強度確保などの観点で必要となる N含有量は低くても構わない。 N : 0. 0050%以下でも必要な強度確保が可能であり、 0. 0030%以下でも構わないし、 0 . 0015%以下も可能である。 r値を向上させ絞り成形性を高く保つ意味では、 N量は 低い方が好ましい。
[0022] Siは多すぎると加工性、めっき性が劣化するため、 2. 0%以下とする。ただし、本発 明鋼において、第二相として酸ィ匕物を利用する場合は、後述のように、鋼中への酸 素の残存が難しくなることや、本発明にとって好ましい、延伸した酸化物を得にくくな る。また、第二相の形成に浸炭や窒化を利用する場合は、鋼中に侵入した Cや Nが 結晶粒界で粗大な Si炭化物や Si窒化物を形成し、脆性的な割れを起こすこともある 。以上のような弊害を回避するには、 Siを 1. 5%以下、さらに 1. 0%以下にする必要 力 S生ずることもある。特に成形性を高く保つ意味では、 Si量は低い方が好ましぐ 0. 5%以下、さらには 0. 1%以下、さらには 0. 07%以下とすることで成形性が向上する
[0023] Mnは多すぎるとカ卩ェ性、めっき性が劣化するため、 2. 0%以下とする。一方、本発 明鋼において、第二相として酸ィ匕物を利用する場合は、後述のように、本発明にとつ て好ましい、延伸した酸化物を得やすくする。また、第二相の形成に、硫化物を利用 する場合も、延伸した硫ィ匕物が得やすいため、有用な元素である。このため、 Mnの 好ましい範囲を、 0. 05〜： L 0%とする。さらに好ましくは 0. 15〜0. 8%、さらに好ま しくは 0. 25〜0. 7%である。
Pは多すぎると加工性が劣化するば力りでなぐ第二相の形成に浸炭や窒化を利用 する場合は、鋼板の浸炭性、窒化性を阻害するため、 0. 10%以下とする。成形性を 高く保つ意味では P量は低い方が好ましぐ 0. 05%以下、さらには 0. 01%以下とす ることで成形性が向上する。
[0024] Sは熱間延性を劣化させ、铸造ゃ熱間圧延の阻害要因となるので、 0. 100%以下 とする。ただし、 Mn、 Cu、 Ti、 REMなどを多量に添加させ、これらの硫化物を、本発 明で必要とする第二相として利用する場合は、熱間延性の劣化も少なぐ有用な元 素でもある。このため、 Sの好ましい範囲を、 0. 015〜0. 080%とする。さらに好まし くは 0. 025〜0. 070%、さらに好ましくは 0. 035〜0. 060%である。
[0025] A1は高いと铸造が困難となる、表面の疵が増加するなどの害があるため、 3. 0%以 下とする。ただし、 A1は強脱酸元素であるため、本発明鋼において、第二相として酸 化物を利用する場合は、鋼中への酸素の残存が難しくなるので、 0. 010%以下、さ らに 0. 005%以下、さらに 0. 002%以下、さらに 0. 001%以下にする必要が生ずる こともある。一方で、 Ni A1などの金属間化合物の形成元素となり、本発明で必要とす
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る第二相の分散にとって好ましい効果を有する。 A1とともに化合物を形成する金属元 素の種類や量にもよる力 この場合は、 1. 0%以上、さらには 1. 5%以上、さらには 2 . 0%以上とすることが好ましい。
[0026] Oは本発明で特徴的な第二相として酸ィ匕物を利用しな 、場合は、 Al、 Si、 Ti等によ り脱酸し、 0. 010%以下とすることが好ましい。これは、鋼中での酸化物が本発明の 効果にとって効果をもたな 、等方的 (球状)な形態となった場合、割れの起点となりや すいためである。有用な第二相として酸化物を利用する場合でも、酸化物が過剰に なると割れの起点となりやすいので、 0. 200%以下とする。好ましくは 0. 010-0. 1 00%、さらに好ましくは 0. 020〜0. 080%、さらに好ましくは 0. 030〜0. 050%で ある。
[0027] 次に、必要に応じて添加できる元素について説明する。
Tiは鋼板の再結晶温度を上げ、本発明が対象とする極薄鋼板の焼鈍通板性を著 しく劣化させる。このため 4. 00%以下とする。本発明で特徴となる第二相として Tiィ匕 合物を利用しない場合は、 Tiを添加する必要はなぐ 0. 04%以下、さらに好ましくは 0. 01%以下とする。一方で、 Tiの酸化物、硫化物、炭化物、窒化物、金属間化合物 は本発明で特徴となる第二相として利用でき、化合物を形成する元素の種類と量に もよるが、 0. 06%以上とするとその効果が十分に発揮される。さらに好ましくは 0. 10 0%以上である。
[0028] Nbも Tiと同様の影響を有し、再結晶温度を上げ、本発明が対象とする極薄鋼板の 焼鈍通板性を著しく劣化させる。このため、 4. 00%以下とする。本発明で特徴となる 第二相として Nb化合物を利用しない場合は、 Nbを添加する必要はなぐ 0. 04%以 下、さらに好ましくは 0. 01%以下とする。一方で、 Nbの酸化物、硫化物、炭化物、 窒化物、金属間化合物は、本発明で特徴となる第二相として利用でき、化合物を形 成する元素の種類と量にもよるが、 0. 06%以上にするとその効果が十分に発揮され る。さらに好ましくは 0. 100%以上である。
[0029] REMも Ti、 Nbと同様の効果を有する力 高価な元素であるので、 4. 00%以下と する。本発明で特徴となる第二相として REM化合物を利用しない場合は、 REMを 添加する必要はなぐ 0. 04%以下、さらに好ましくは 0. 01%以下とする。一方で、 R EMの酸化物、硫化物、炭化物、窒化物、金属間化合物は、本発明で特徴となる第 二相として利用でき、化合物を形成する元素の種類と量にもよるが、 0. 06%以上に すると、その効果が十分に発揮される。さらに好ましくは 0. 100%以上である。
[0030] Bも Ti、 Nbと同様の効果を有する。ただし、添加量にもよる力 Tiや Nbと比較する と炭窒化物の形成能が小さぐ第二相として炭化物や窒化物を形成させる目的で、こ れらの元素と同時に添加した場合、鋼板の再結晶温度を上げ、本発明が対象とする 極薄鋼板の焼鈍通板性を著しく劣化させる。このため、 Ti, Nbの含有量が少ない場 合に有用となる。しかし過剰な添力卩は铸造時の铸片の割れが顕著になるため、上限 を 0. 0300%とする。本発明で特徴となる第二相として B化合物を利用しない場合は 、 Bを添加する必要はなぐ 0. 0020%以下、さらに好ましくは 0. 0010%以下とする 。一方で、 Bの酸化物、炭化物、窒化物、金属間化合物は本発明で特徴となる第二 相として利用でき、化合物を形成する元素の種類と量にもよる力 0. 0040%以上と するとその効果が十分に発揮される。さらに好ましくは 0. 0100%以上である。
[0031] Cuは多すぎると再結晶温度が顕著に上昇するば力りでなぐ表面性状を劣化させ 加工性、めっき性が劣化するため、 8. 00%以下とする。一方、本発明鋼において、 第二相として金属 Cu相や金属間化合物相なども利用できる。また、第二相の形成に 、硫化物を利用する場合も、延伸した硫ィ匕物が得やすいため有用な元素である。こ のため、好ましい範囲を、 0. 10〜4. 00%とする。さらに好ましくは 0. 20〜3. 00% 、さらに好ましくは 0. 30-2. 50%である。
Caは本発明鋼において、第二相として硫ィ匕物を利用する場合に、延伸した硫化物 が得やすいため有用な元素である。しかし反応性に富み、一般に鋼中に多量に含有 させることは困難なため、 1. 00%以下とする。好ましい範囲を、 0. 01〜0. 50%とす る。さら〖こ好ましくは 0. 05-0. 30%である。
[0032] Niは高価な元素であり、 8. 00%以下とする。本発明では、 Ni A1などの金属間化
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合物の形成元素として、本発明で必要とする第二相の分散にとって好ましい効果を 有する。 Niと化合物を形成する金属元素の種類や量にもよるが、 1. 0%以上、さらに は 1. 5%以上、さらには 2. 0%以上とすることが好ましい。
Crも高価な元素であり、 20. 00%以下とする。本発明で特徴となる第二相として Cr 化合物を利用しない場合は、 Crを添加する必要はなぐ 0. 06%以下、さらに好まし くは 0. 02%以下とする。一方で、 Crの酸化物、硫化物、炭化物、窒化物、金属間化 合物は本発明で特徴となる第二相として利用でき、化合物を形成する元素の種類と 量にもよるが、 0. 10%以上とするとその効果が十分に発揮される。さらに好ましくは 0 . 50%以上、さらに好ましくは 1. 50%以上、さらに好ましくは 2. 50%以上である。
[0033] 上記以外の元素についての含有量は特に限定しないが、本発明で規定していない 特性を付与するために、 Sn, Sb, Mo, Ta, V, Wを各元素について 0. 10%以下、 合計で 0. 50%以下含有することは、本発明の効果を何ら損ねるものではない。ただ し、これらの元素が粗大な等方的な形態を有する化合物を形成し、加工性を損ねる 場合があるため、注意が必要である。特に目的がない限り、各元素について 0. 010 %以下、合計で 0. 050%以下とすることが好ましい。さらに好ましくは各元素につい TO. 0020%以下、合計で 0. 0050%以下、さらに好ましくは各元素について 0. 00 10%以下、合計で 0. 0030%以下である。
[0034] 次に、本発明で最も重要な、第二相について説明する。まず、第二相の観測等に 関して記述する。本発明で限定される第二相の観察方法は特に限定されるものでは な 、。形態は電子顕微鏡などのミクロ領域を観測可能な物理測定機器での直接観 測が可能である。比較的大きなものであれば、高倍率の光学顕微鏡でも観測は可能 である。光学顕微鏡や、走査型電子顕微鏡 (SEM)であれば、鋼板断面を研磨した もの、さらにそれをエッチングしたものを適用できるし、透過型電子顕微鏡 (TEM)で あれば、薄膜でもよいし SPEED法によって得られた抽出レプリカ等を観察することも 可能である。さら〖こ、電解抽出により母相を溶解した残渣を観察してもよい。また、観 察された第二相の同定は、 EDXや電子線回折パターンなどで行なうことが可能であ る力 これらの手法に限定されるものではなぐ現在性能向上が著しいどのような分析 機器を使用しても構わない。要は、第二相の形状、サイズおよび数密度、必要に応じ てその種類が、妥当と認められる方法により決定できればよい。種類によっては、様 々な相の複合的なものとなっており、完全な判別が困難な場合もあると考えられるが 、本発明の効果は、その種類によらず第二相を特定の形態で分散させれば得られる ものであるから、種類が決定できないものも本発明に含まれる。体積分率や数密度は 、より高度な分析機器を使用してより微細な窒化物まで考慮すれば、これらの値は増 加するが、通常レベルの物理機器を用いて、 0. 02 m以上の大きさのものを対象と すれば本発明の効果を判別することが可能である。
[0035] このように観察される第二相につ 、て、平均長径が 0. 10 m以上、平均短径が 0 . 05 m以上で平均長径 Z平均短径≥ 2. 0である第二相を体積分率で、 0. 05% 以上含有することが本発明の特徴である。サイズは、平均長径について好ましくは、 0. 20 m以上、さら〖こ好ましくは 0. 50 m以上、さら〖こ好ましくは 1. 00 m以上、 さらに好ましくは 2. 00 /z m以上、さらに好ましくは 5. 00 /z m以上である。ただし、あ まりに大きな第二相を存在させると、加工初期にお 、て破断の起点となってしま 、、 延性を顕著に劣化させる場合があるので、 30 m以下とすることが好ましい。さらに 好ましくは 20 m以下である。ただし、粗大なものでも個数が非常に少ない場合は、 悪影響の程度は小さいので、これを超える粗大なものが存在すれば直ちに本発明を 外れるというものでもない。平均長径 Z平均短径は、好ましくは 3. 0以上、さらに好ま しくは 5. 0以上、さらに好ましくは 8. 0以上である。また、体積分率は、好ましくは 0. 1%以上、さらに好ましくは 0. 3%以上、さらに好ましくは 1. 0%以上、さらに好ましく は 2. 0%以上である。ただし、あまりに第二相の量が多いと、加工初期において破断 の起点となってしまい、延性を顕著に劣化させる場合があるので、 20%以下とするこ とが好ましい。さらに好ましくは 10 %以下である。
[0036] この第二相の数密度については、鋼板断面で観察した場合、 0. 01個/ / z m2以上 、抽出レプリカや透過型電子顕微鏡での薄膜観察等、空間的な分散を測定した場合 は、 0. 001個 Z m2以上とすることで、本発明の効果が顕著になる。断面観察の場 合、好ましくは 0. 03個 Z m2以上、さらに好ましくは 0. 1個 Zw m2以上、さらに好 ましくは 0. 3個 Z m2以上である。また、空間的な測定の場合、好ましくは 0. 003個 Zw m3以上、さらに好ましくは 0. 01個 Z m3以上、さらに好ましくは 0. 03個 m3以上である。これらの数密度は、上記のサイズや体積分率との関連しており、サイ ズゃ体積分率と同様に加工性を劣化させない範囲で、極端に大きくしたり小さくした りしな 、ように注意する必要がある。
[0037] このように第二相の形態を制御することにより局部変形の発生が抑制されるメカニズ ムは明確ではないが、以下に説明を試みる。
本発明における第二相は、母相である Fe相よりも硬質なものであるため、鋼板が変 形する場合、母相の変形が優先して起きる。さらに、第二相により母相の変形が拘束 されるため、母相の加工硬化は著しくなる。このため、歪の伝播性がよくなり、より広い 領域で変形を受け持ちながら変形が継続し、均一伸びが高くなるものと思われる。異 方性を有する第二相を分散させた場合、母相拘束の程度が一般的な等方的第二相 に比較して大きくなつていると考えられる。またはこれとは別に、異方性の強い第二相 は母相との結合状態が弱くなつており、変形に伴いその界面がすべり変形し、さらに は多くのボイドを生成することで変形を担っているとも考えられる。このため、より高い 歪領域まで母材そのものの変形が抑制されたような状態になっており、均一変形が 継続するものとも考えられる。本発明鋼は、大きな加工硬化量を持つと同時に、局部 変形能は低下することが多いが、これらを含め、現象を完全に説明できるメカニズム は明確になっていない。
[0038] 本発明鋼での均一変形が第二相ではなぐ母相すなわち体積的に一番多い主相 の変形によって担われていることは間違いない。この主相が Feであるのは当然である 力 本発明では、この主相は Feのフェライト相と想定し、その体積率は 80%以上とす ることが好ましい。一般に Feを主体とする相としては、パーライトやべイナイト、マルテ ンサイト相などが知られているが、本発明では、高強度化は第二相の分散によって達 成して 、るので、主相は軟質かつ均一な相が加工性の観点力 好まし 、ためである 。また、体積率は過剰な第二相の生成による延性劣化を回避するため、好ましくは 8 5%以上、さらに好ましくは 90%以上とする。
さらに第二相と主相の方位関係も重要な要件となる。上述のメカニズムでも触れた 力 本発明の効果は、 Fe相と第二相の結合状態によっていると考えられることと関係 し、第二相の平均長径の方向はその第二相が接している Fe相のく 100>方位また はく 110 >方位であることが好ましい。この方位関係については、通常の電子線回 折等で検知可能なものである。 [0039] 次に第二相そのものの種類について記述する。本発明では第二相が酸ィ匕物、硫ィ匕 物、炭化物、窒化物、金属間化合物の単体または複合ィ匕合物である場合に、顕著な 効果を得ることができる。酸化物の場合は Fe、 Mn、 Si、 Al、 Cr、 REM, Ti、 Nbの一 種または二種を含有する酸ィ匕物であること、硫ィ匕物である場合は Ti、 Mn、 Cu、 Ca、 REMの一種または二種を含有する硫ィ匕物であること、炭化物の場合は Fe、 Ti、 Nb 、 Si、 Crの一種または二種を含有する炭化物であること、窒化物である場合は Fe、 T i、 Nb、 Al、 B、 Crの一種または二種を含有する窒化物であること、金属間化合物で ある場合は Fe、 Ti、 Nb、 Al、 Si、 Mnの一種または二種を含有する金属間化合物で ある。炭化物に関しては、一般的な鋼で観察されるパーライト組織、すなわち高温で のオーステナイト相からの変態に伴い生成するフェライト相とセメンタイトの層状組織 は、本発明の効果が全く得られないため除外する。また、変態金属間化合物としては 、 NiAl、 Ni Al、 Ni (Al, Ti)、 Ni TiAl、 Ni Ti、 Ni Mo、 Ni Mo、 Ni Nb、 Co W、 F
3 3 2 3 3 4 3 3 e Mo、 Fe Ti、 Fe (Ni、 Co)などがある。上述の酸化物、硫化物、炭化物、窒化物、
2 2 2
金属間化合物は、一般的に鉄鋼材料中で観察される化合物であり、特殊なものであ る必要はないが、特殊な化合物を発明範囲内の形態で形成させることも可能である。 その種類は上記のものに限ったものではなぐあくまでも代表的な元素を挙げたにす ぎない。また、鋼中に存在する第二相は一種に限ったものではなぐ二種以上が存 在している場合も本発明に含まれる。これらは独立に存在していてもよぐ複合化合 物を形成していても構わない。さらには、形態的に本発明に包含されない相が同時 に存在して ヽても構わな 、。
[0040] 要は、第二相の形態的な特徴が重要である。とは言え、形成させた第二相によりそ の効果の大きさには少な力もざる差があるのは事実である。この差は、鋼板中に生成 させうる第二相の種類と量によるものや、後述のような製造条件によって制御できる 形態の差、さらには、母相との結合状態とも関連した第二相そのものの種類の影響も 考えられる。
[0041] これらの影響は完全には分離しきれてはいないが、現象的には、以下のように好ま しい第二相の種類および第二相を形成する元素を分類できる。種類としては、金属 間化合物 >炭化物 ^窒化物 >酸ィ匕物 >硫ィ匕物である。ただし、これは形態と量が同 一と仮定した時の効果を推定したものであり、製造法や第二相の種類によっては、量 の確保や形態の制御が困難となることもあるため、この順位は一応の目安にすぎな い。各元素の効果としては、以下のようなことが言える。酸化物の場合は Fe、 Mn、 R EMを含んだものが好ましぐ Si、 Al、 Cr、 Ti、 Nbは効果が小さい。硫化物である場 合は Mn、 Ca、 REMが好ましぐ Ti、 Cuの効果は小さい。炭化物の場合は Cr、 Ti、 S iが好ましぐ Fe、 Nbの効果は小さい。窒化物である場合は Fe、 Ti、 B、 Crが好ましく 、 Nb、 A1の効果は小さい。金属間化合物である場合は Fe、 Al、 Si、 Mnが好ましぐ Ti、 Nbは効果が小さい。
[0042] ここで、本明細書中で用いる鋼板板厚方向の部位について、図 1を用いて記述す る。「板厚表層 1Z8」、「板厚中心層 1Z4」とは、図 1中の対応領域を表す。なお、「 板厚表層 1Z8」に対応する領域は、鋼板の両表面について存在するが、本発明で はそのどちらか一面についてでも本発明の限定範囲に該当するものを対象とする。 製造法を工夫し、表と裏の窒化物分布を変化させることは比較的容易であるが、本 発明ではそのような表裏異表層の鋼板についても対象とする。これは片面のみでも 本発明が目的とする均一変形性の向上効果を得ることが可能だ力もである。また、上 記の体積率や数密度は、測定値が異常値ではな 、と言える程度のデータを採取し、 表層 1Z8内、中心層 1Z4内それぞれの特定箇所で本発明の条件を満たしていれ ば十分である。なお、「板厚 1/8位置」も「板厚表層 1/8」に含まれる。
[0043] 本発明で特徴的な第二相は、鋼板の板厚方向での分布を考えた場合、全体に均 一に分散している必要はなぐ板厚方向に偏在していても構わない。むしろ、板厚方 向に層状に、第二相が多い層と少ない層とを交互に複層構造を形成させることがで きれば、その方が、本発明の効果にとっては都合がよい。このメカニズムは明確では ないが、第二相が多い層と少ない層とが、お互いに他方の変形を拘束し合うことで、 加工硬化量が増大し、局部変形が抑制されるためと考えられる。これは、上述の、第 二相と母相の間での拘束関係に似たような効果力 マクロな空間で生じているものと も考えられる。特に、第二相を鋼板表層部に集中的に分布させることで、本発明の効 果の大きな部分を得ることが可能である。すなわち、第二相の体積率について、（板 厚表層 1Z8での体積率) Z (板厚中心層 1Z4での体積率）≥10、または第二相の 数密度について、（板厚表層 1Z8での数密度) Z (板厚中心層 1Z4での数密度）≥ 10とすることが好ましい。これらの比は、好ましくは 20以上、さらに好ましくは 50以上 、さらに好ましくは 100以上、さらに好ましくは 200以上である。ただし、あまりに多くの 第二相を表層部に形成すると、表面欠陥ともなり、破断しやすくなる場合もあるので、 注意を要する。
[0044] 次に本発明が対象とする鋼板の特性等について記す。まず、本発明は板厚が 0. 4 OOmm以下の鋼板に適用されることと限定する。これより板厚が厚い鋼板では力卩ェに おいては、くびれが発生した後もある程度まで局部延性により成形が進行するため、 本発明技術のように均一伸びのみに限定した技術は意味をなさなくなるからである。 本技術は、より好ましくは 0. 250mm以下、さらに好ましくは 0. 200mm以下、さらに 好ましくは 0. 150mm以下の極薄鋼板でその有用性が発揮される。
[0045] また、薄手材であっても、軟質材においてはそれなりの均一伸びを付与することが 可能であることから、本技術の適用範囲は硬質材とする。これは本発明の特徴である 第二相によって少な力 ず硬質ィ匕してしまう結果でもある。好ましい適用材 ίお IS5号 試験片による弓 I張試験（すなわち、幅 25mmで長さ 60mmの平行部を有する弓 |張試 験片を用いて、評点間距離を 50mm、変形速度を 5mmZ分とする引張試験）にお ける最高強度≥350MPa、かつ、ロックウェル硬度 HR30T≥ 54である鋼板である。 さらに好ましくは最高強度≥400MPa、かつ、ロックウェル硬度 HR30T≥ 57、さらに 好ましくは最高強度≥450MPa、かつ、ロックウェル硬度 HR30T≥ 61である。また、 本発明鋼は前言 6JIS5号試験片による引張試験において、均一伸び Z局部伸び≥1 . 0となることが特徴である。この比は好ましくは 1. 5以上、さらに好ましくは 2. 0以上 、さらに好ましくは 3. 5以上、さらに好ましくは 5. 0以上である。また、前述のように本 発明鋼は加工硬化量が大きいことも特徴である。前言 6JIS5号試験片による引張試験 において、降伏応力 Z最高強度≤0. 9、さらに好ましくは 0. 8以下、さらに好ましく は 0. 7以下、さらに好ましくは 0. 6以下である。
[0046] 以下に、本発明鋼の第二相の種類別に好ましい製造法の一例を示す。
まず、特徴的な第二相として酸化物を利用する場合を示す。
好ましい形態の一つは酸ィ匕物を熱延工程で、圧延により延伸し好ましい形態へと 変化させるものである。このためには、ある程度の加工量が必要であり、铸造を完了 した鋼片の厚さを 50mm以上としておくことが好ましい。さらに好ましくは 150mm以 上である。また、酸化物が延伸後に適当なサイズを有するようにするため、延伸される 前の酸化物のサイズは、 10 m〜25 mとすることが好ましい。あまりに微細なもの は延伸しにくぐ粗大なものは圧延後の空間的な分散状態が直線的となり、本発明の 効果にとって好ましくない。そして熱間での圧延カ卩ェにおいて 1000°C以上かつ歪速 度 1Z秒以上の条件で真歪の総和で 0. 4以上の圧延を行なった後、 1000°C以下か つ歪速度 10Z秒以上の条件で真歪の総和で 0. 7以上の圧延を行なうことが効果的 である。このメカニズムは明確ではないが、以下のように考えられる。 1000°C以上の 高温域では、酸化物も軟化しており、加工硬化した地鉄との硬度差が小さくなるため 圧延により酸化物は延伸し、本発明にとって好ましい針状の酸ィ匕物を得ることができ る。そして 1000°Cより低温、約 900°C以下になると酸ィ匕物は延伸しに《なり、部分 的に破砕し、適度に針状の形態をもつ酸ィ匕物が鋼板中に適当な間隔をおいて分散 することになる。このように適度に延伸かつ分散させるには、熱延時の温度制御およ び各温度域での歪量、さらに加工硬化した地鉄の軟化を制御するため歪速度の制 御も重要となる。
この温度、歪量および歪速度条件を硫化物にも適用することで、酸化物と同様の好 ま 、効果を得ることが可能である。
次に、特徴的な第二相として炭化物を利用する場合を示す。
この場合は、あら力じめ鋼中に含有させた Cと添加元素から、製造工程の熱処理等 により好ましい形態を有する炭化物を生成させることが可能であるが、本明細書では より好ましい形態として浸炭を活用した方法について示す。浸炭によれば、前述のよ うに、鋼板の表面のみに特徴的な第二相を分散させることが可能で、 C濃度が徐々 に高まっていくため、優先的な方位に成長した異方的な形態を持つ炭化物を形成さ せやすい。その条件としては、冷延後、再結晶焼鈍と同時、またはその後に、 600°C 〜700°Cの温度域で、 { (浸炭時間 (秒) ) * (浸炭温度 (°C) ) }/{ (浸炭性ガス濃度（ %) ) * (浸炭処理での冷却速度 (°CZ秒)） }≥20なる条件で浸炭処理を行い、 C量 を 0. 0002%以上増力！]させる。温度がこの範囲を外れると、低温側では浸炭効率が 低下し、逆に高すぎると炭化物の形態が等方的なものになりやすくなる。 { (浸炭時間
(秒)） * (浸炭温度 (°C)) }Z{ (浸炭性ガス濃度 (％；) ) * (浸炭処理での冷却速度（ °CZ秒) Mが 20以上の場合には、第二相の好ましい形態が達成される。基本的には 、低 C濃度で炭化物の析出核の生成を抑制しながら、高温、長時間および緩冷却の 処理で炭化物を十分に成長させることで、異方性を有する第二相の発達が顕著にな る。ただし、高温かつ長時間の浸炭を行うと、板の表面から鋼中に侵入した Cが拡散 により板厚の中心まで到達し、前述の複層構造による発明効果の増進効果が消失し てしまう。このため、浸炭処理条件に応じて、表層部のみが浸炭されるように上の式 の値を制御することが好ましい。この値は板厚等にもよる力 500以下、さらには 200 以下とすることが好ましい。浸炭性ガスの種類を含めた雰囲気の条件は一般的に知 られている条件を用いればよい。また、浸炭方法はここに示したガス浸炭に限定され るものではなぐ一般的に知られている浸炭方法を適用することが可能である。また、 Cの増加量、 0. 0002%以上は増加量としては非常に小さく見える力 極薄材にお ける鋼板表層での増加量を考えると発明の効果の発現には十分な量である。
[0048] また、この浸炭条件は、第二相として窒化による窒化物を適用する場合の条件とす ることで、炭化物と同様の好ましい効果を得ることが可能である。すなわち、冷延後、 再結晶焼鈍と同時、またはその後に、 600〜700°Cの温度域で、 { (窒化時間（秒)） * (窒化温度 (°C)) }Z{ (窒化性ガス濃度（％) ) * (窒化処理での冷却速度 (°CZ秒 ) ) }≥20なる条件で窒化処理を行い、 N量を 0. 0002%以上増加させる。窒化性ガ スの種類を含めた雰囲気の条件は、一般的に知られている条件を用いればよい。ま た、窒化方法は、ここに示したガス窒化に限定されるものではなぐ一般的に知られ ている窒化方法を適用することが可能であることは浸炭の場合と同様である。
[0049] 第二相として金属間化合物を利用する場合は、金属間化合物の全部または大部 分が溶解した状態から緩冷却とすることで、主として金属間化合物の成長により形成 を進行させることが本発明で好まし 、第二相形態を得るためには好都合である。この ためには、鋼板製造工程において、 900°C以上の温度力もの冷却過程において 90 0°Cから 500°Cまでの冷却速度を 20°CZ秒以下で冷却し、金属間化合物を体積率 で 2. 0倍以上増加させるようにする。冷却開始前の温度が低すぎると金属間化合物 の溶解が不十分となり、その後の成長が起きなくなる。また、冷却速度が速すぎると、 金属間化合物の核生成頻度が高くなり、異方性を持った成長がおきず、等方的な金 属間化合物が高密度に形成されることとなる。
ここで示した各種の第二相についての製造方法は、対象とする第二相を形成する 元素やその量により異なることは当然であり、上記の範囲に限定されるものでないこと は言うまでもない。第二相を形成する元素の種類、形成させる第二相の種類、量およ び制御すべき形態の方向性がわ力つていれば、適当な条件を見出すことは一般のメ タラジーの範疇であり、当業者であれば数度の試行の後にそれを確定することはさほ ど困難なことではない。
[0050] 薄手鋼板の製造においては、硬度調整や板厚調整のために再結晶焼鈍の後に再 冷延を行なう場合がある。この圧下率は、形状調整のために行なわれるスキンパスに 近い数％程度から、冷延と同様の 50%以上までが実用化されている。本発明に再冷 延法を適用する場合、本発明の効果は何ら損なわれるものではない。ただし、圧下 率が過度に高いと当然ではある力 均一伸びの絶対値は小さくなる。均一伸び領域 における加工硬化量も小さくなり、本発明効果を適用することを考えれば本来好まし い方法ではない。好ましくは 30%以下、さらに好ましくは 20%以下、好ましくは 10% 以下、好ましくは 3%以下とする。
[0051] 本発明の効果は、成分調整以降、焼鈍前の熱履歴、製造履歴によらない。熱延を 行う場合のスラブはインゴット法、連続铸造法などの製造法には限定されず、また熱 延に至るまでの熱履歴にもよらないため、スラブ再加熱法、铸造したスラブを再加熱 することなく直接熱延する CC— DR法、さらには粗圧延などを省略した薄スラブ铸造 によっても本発明の効果を得ることができる。また熱延条件にもよらず、仕上げ温度を α + γの二相域とする二相域圧延や、粗バーを接合して圧延する連続熱延によって も本発明の効果が得られる。
[0052] また、本発明鋼を、溶接部を有する素材として用いる場合には、熱影響部での均一 変形性を向上させ、くびれの発生を抑止できるため、特に好ましい。
本発明鋼板は、何らかの表面処理を行って使用される場合も含む。本発明の範囲 内であれば、適用により表面処理により損なわれるものではない。表面処理としては 、金属めつきについては通常適用されている、錫、クロム (ティンフリー）、 Ni、亜鉛、 アルミなどが施される。また、近年使用されるようになっている有機皮膜を被覆したラミ ネート鋼板用の原板に関しても、本発明の効果を得ることが可能となる。
用途としては、電機機器、電子部品、建材や金属容器全般に使用可能であり、これ 以外の分野でも何らかの用途において上述と同様の課題がある場合には適用が可 能であることは言うまでもな!/、。
実施例
[0053] 表 1に示す各成分の鋼について、熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍、再冷延を行 つて各種鋼板を製造し、各種の評価試験を行った。第二相は、 SEMおよび TEMを 用いて鋼板の断面、鋼板薄膜、抽出レプリカおよび電解抽出残渣により観察した。ま た、 EDXを用いて第二相に含まれる元素を定性分析した。材質特性は、圧延方向の JIS5号引張試験片による引張試験およびロックウェル表面硬度によって測定した。 測定結果および評価は、表 2〜表 5に示す。各表中の用語の意味を以下に示す。 「平均長径」、「平均短径」：平均長径が 0. 10 m以上、平均短径が 0. 05 /z m以 上、平均長径 Z平均短径≥2. 0を満たす第二相について、偏りのないように十分な 数について測定した際の、各々の平均値。
「平均長径 Z平均短径」：「平均長径」、「平均短径」の比。発明効果の根源となって V、る酸ィ匕物の異方性の程度を示す指標となる。
「含有元素」：本発明の特徴を示す第二相から検出された元素。
「方位」：第二相の平均長径の方向と、その第二相が接している主相の結晶方位と の関係。方位に関連がある場合、主相の結晶方位を示す。
「フランジ成形性」：平板を円筒形状に丸めて溶接した 3ピース缶の胴部を 10000 缶分用意する。そして、これらに対して金型を用いてフランジ成形を行い、その結果、 破断せずに全缶フランジ成型できた場合に合格、 1缶でも破断した場合に不合格と する。
「評価」：通常レベル: C、優れる： B、著しく優れる: A。 Aと Bを本発明とする。
[0054] (実施例 1)第二相を酸化物とした場合の実験結果を、表 2に示す。酸化物の形態は 、主として、铸造条件による酸化物サイズと熱延条件による延伸量で制御した。酸ィ匕 物の「数密度」は SEMでの断面観察により求めた。酸化物の状態を本発明の範囲内 に制御することで、良好な均一伸びが得られて ヽることが確認できる。
(実施例 2)第二相を硫ィ匕物とした場合の実験結果を表 3に示す。硫化物の形態は、 主として、铸造条件による硫化物サイズと熱延条件による延伸量で制御した。硫ィ匕物 の「数密度」は TEM観察により求めた。硫ィ匕物の状態を本発明の範囲内に制御する ことで、良好な均一伸びが得られて 、ることが確認できる。
[0055] (実施例 3)第二相を炭化物または窒化物とした場合の実験結果を表 4に示す。炭化 物または窒化物の形態は、主として、浸炭または窒化条件で制御した。本実施例で「 素板」はすべて 700°Cで再結晶焼鈍した鋼板である。比較材として、浸炭'窒化を行 わず再冷延により、浸炭または窒化した板と同程度の硬さにしたものについても特性 を示している。炭化物または窒化物は、板厚 1Z8位置と板厚中心で観察した。炭化 物または窒化物の「数密度」は、板厚表層 1Z8または板厚中心層 1Z4を電解した 際の残渣を SEM観察して求めた。表 4中の第二相に関する「体積分率」、「数密度」 、および主相に関する値は、板厚表層 1Z8についてのものである。炭化物または窒 化物の状態を本発明の範囲内に制御することで、良好な均一伸びが得られているこ とが確認できる。
(実施例 4)第二相を金属間化合物とした場合の実験結果を表 5に示す。金属間化合 物を Ni A1とし、その形態は、主として、再結晶焼鈍条件、特に焼鈍温度による溶体
3
化の程度とその後の冷却過程による核生成 *成長で制御した。本実施例で「素板」は すべて冷延したままの鋼板である。 Ni A1の「数密度」は TEM観察により求めた。例 1
3
〜例 4に示した本発明外の鋼板と比較すれば、金属間化合物の状態を本発明の範 囲内に好ましく制御することで、良好な特性が得られることが確認できる。
[0056] [表 1] 〔0057
Figure imgf000023_0001
〔〕0058
Figure imgf000024_0001
* 1 :1000°C以上かつ歪速度 1/秒以上の条件での真歪の総和 * 2: 1000 以下かつ歪速度 10 秒以上の条件での真歪の総和
〔〕0059
Figure imgf000025_0001
* 1： 1000°C以上かつ歪速度 1/秒以上の条件での真歪の総和 * 2: 1000¾以下かつ歪速度 10/秒以上の条件での真歪の総和
s〔sa006
Figure imgf000026_0001
* 1： ((¾炭時間（秒)） * (浸炭温度 /【（浸 1¾性ガス滾度（％)) * (浸炭処理での冷却速度 (¾ 秒)） 1 *2: (板厚表層 1ノ 8での体積率) (板厚中心層 1ノ 4での体積率）
*3: (板厚表餍 1/8での数密度）/ (板厚中心層 1/4での数密度）
Figure imgf000027_0001
* 1：再結晶焼鈍前後での体積分率増加比
産業上の利用可能性
本発明によれば、同じ強度、同じ全伸びであっても、高い均一伸びを有し、より高歪 域まで局部変形 (くびれ)の発生を抑えた硬質極薄手材を得ることができる。

Claims

請求の範囲
[1] 板厚が 0.400mm以下の硬質極薄鋼板であって、
質量％で、
じ：0%以上かっ0.800%以下、
?^:0%以上かっ0.600%以下、
Si :0%以上かつ 2.0%以下、
Mn:0%以上かつ 2.0%以下、
：0%以上かっ0.10%以下、
3:0%以上かっ0. 100%以下、
A1:0%以上かつ 3.0%以下、
0:0%以上かっ0.200%以下を含有し、
平均長径が 0.10 m以上かつ平均短径が 0.05 m以上で、さらに平均長径 平均短径≥2.0である第二相が、体積分率で、 0.05%以上含有されている ことを特徴とする硬質極薄鋼板。
[2] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
Ti:0%以上かつ 4.00%以下、
Nb:0%以上かつ 4.00%以下、
REM :0%以上かつ 4.00%以下、
:0%以上かっ0.0300%以下、
Cu:0%以上かつ 8.00%以下、
じ&:0%以上かっ1.00%以下、
Ni:0%以上かつ 8.00%以下、
Cr:0%以上かつ 20.00%以下、
の一種または二種以上をさらに含有する。
[3] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0.5 μ m以上かつ平均短径が 0.1 μ m以上で、さらに平均長径 Z 均短径≥2.0である第二相の数密度力 0.01個 Z m2以上である。
[4] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、 平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相の数密度力 0. 001個 Z m3以上である。
[5] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
主相が Feのフェライト相でかつ体積率が 80%以上である。
[6] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相の平均長径の方向がこの第二相が接している Fe相のく 100 >方位またはく 110 >方位である。
[7] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相が、酸化物、硫化物、炭化物、窒化物、金属間化合物の 単体または複合ィ匕合物である。
[8] 請求項 7に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相が、 Fe、 Mn、 Si、 Al、 Cr、 REM, Ti、 Nbの一種または 二種を含有する酸化物である。
[9] 請求項 7に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相が、 Ti、 Mn、 Cu、 Ca、 REMの一種または二種を含有 する硫ィ匕物である。
[10] 請求項 7に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相が、 Fe、 Ti、 Nb、 Si、 Crの一種または二種を含有する炭 化物である。
[11] 請求項 7に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相が、 Fe、 Ti、 Nb、 Al、 B、 Crの一種または二種を含有す る窒化物である。
[12] 請求項 7に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相が、 Fe、 Ti、 Nb、 Al、 Si、 Mnの一種または二種を含有 する金属間化合物である。
[13] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相の体積率が、（板厚表層 1Z8での体積率) Z (板厚中心 層 1Z4での体積率）≥ 10である。
[14] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
平均長径が 0. 5 μ m以上かつ平均短径が 0. 1 μ m以上で、さらに平均長径 Z平 均短径≥2. 0である第二相の数密度が、（板厚表層 1Z8での数密度) Z (板厚中心 層 1Z4での数密度）≥ 10である。
[15] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
幅 25mmで長さ 60mmの平行部を有する引張試験片を用いて、評点間距離を 50 mm、変形速度を 5mmZ分とする引張試験における最高強度≥350MPa、かつ、口 ックウエノレ硬度 HR30T≥ 54である。
[16] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
幅 25mmで長さ 60mmの平行部を有する引張試験片を用いて、評点間距離を 50 mm、変形速度を 5mmZ分とする引張試験において、均一伸び Z局部伸び≥1. 0 である。
[17] 請求項 1に記載の硬質極薄鋼板であって、
幅 25mmで長さ 60mmの平行部を有する引張試験片を用いて、評点間距離を 50 mm、変形速度を 5mmZ分とする引張試験において、降伏応力 Z最高強度≤0. 9 である。
[18] 請求項 8に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、
厚さ 50mm以上かつ鋼片中の酸化物の平均直径が 10 μ m〜25 μ mの鋼片を 60 0°C以上の熱間で圧延加工する際に、
1000°C以上かつ歪速度 1Z秒以上の条件での真歪の総和が 0. 4以上の圧延を 行なった後に、
1000°C以下かつ歪速度 ΙΟΖ秒以上の条件での真歪の総和が 0. 7以上の圧延を 行なう
ことを特徴とする硬質極薄鋼板の製造方法。
[19] 請求項 9に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、
厚さ 50mm以上かつ鋼片中の硫化物の平均直径が 10 μ m〜25 μ mの鋼片を 60 0°C以上の熱間で圧延加工する際に、
1000°C以上かつ歪速度 1Z秒以上の条件での真歪の総和が 0. 4以上の圧延を 行なった後に、
1000°C以下かつ歪速度 10Z秒以上の条件での真歪の総和が 0. 7以上の圧延を 行なう
ことを特徴とする硬質極薄鋼板の製造方法。
[20] 請求項 10に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、
冷延後、再結晶焼鈍と同時またはその後に、 600〜700°Cの温度域で、 { (浸炭時 間 (秒) ) * (浸炭温度 (°C) ) }/{ (浸炭性ガス濃度 (％) ) * (浸炭処理での冷却速度
(°CZ秒)） }≥20なる条件で浸炭処理を行い、 C量を 0. 0002%以上増加させる ことを特徴とする硬質極薄鋼板の製造方法。
[21] 請求項 11に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、
冷延後、再結晶焼鈍と同時またはその後に、 600〜700°Cの温度域で、 { (窒化時 間 (秒) ) * (窒化温度 (°C) ) }/{ (窒化性ガス濃度 (％) ) * (窒化処理での冷却速度
(°CZ秒)） }≥20なる条件で窒化処理を行い、 N量を 0. 0002%以上増加させること を特徴とする硬質極薄鋼板の製造方法。
[22] 請求項 12に記載の硬質極薄鋼板を製造する方法であって、
鋼板製造工程にお 、て、 900°C以上の温度力もの冷却過程にぉ 、て 900°Cから 5
00°Cまでの冷却速度を 20°CZ秒以下で冷却し、金属間化合物を体積率で 2. 0倍 以上増加させる
ことを特徴とする硬質極薄鋼板の製造方法。
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