冲压加工性优异的极薄冷轧钢板、镀锌钢板及它们的制造方法

摘要

本发明涉及一种用于电子产品的部件及框架等中的冷轧钢板，更详细地，涉及一种冲压成型性优异的冷轧钢板、利用其的镀锌钢板及它们的制造方法。为此，本发明通过最优化合金的成分组成及制造条件来确保所预期的强度及延展性，从而能够提供一种没有表面缺陷且成型性优异的钢材。

说明书

技术领域

本发明涉及一种用于电子产品的部件及框架等中的冷轧钢板，更详 细地，涉及一种冲压成型性优异的冷轧钢板、利用其的镀锌钢板及它们 的制造方法。

背景技术

用于家电产品的部件的材料，尤其是用于面板类等的材料作为碳含 量为200～400ppm水平的低碳系列的钢材，它们一般会经过冲压而成型为 压纹部及弯曲部等的成型步骤，并且这样成型的材料能够起到支撑产品 的作用，因此需要一定水平以上的强度，并且需要具有用于一体化成型 的高成型性。

然而，近年来，对用于家电产品部件等的材料进行薄型化，并开始 采用比现有技术复杂的成型方法后，提出了在对现有的低碳类钢材进行 成型时会产生裂纹(crack)，或成型后会引起扭曲等问题。对此，要求开 发一种以成型性为中心的物理性质更加优异的钢材。

作为用于满足这种要求的一个方案，提出了在碳含量为40ppm以下 的极低碳类中，利用Mn、Si、P及Ti等的固溶强化及析出强化来同时确 保强度和成型性的方法，然而，进一步导致了材料的价格竞争力下降的 问题，并且生产产品时还产生了各种缺陷。对此，强烈要求开发出一种 在非极低碳类的现有低碳类中提高冲压成型性的方案。

发明内容

本发明要解决的技术问题

在本发明的一方面，欲提供一种极薄冷轧钢板、利用其的镀锌钢板 及它们的制造方法，所述极薄冷轧钢板由于冲压加工性优异，因此成型 时不会产生裂纹等缺陷，并且具有高的强度。

解决技术问题的技术手段

在本发明的一方面，提供一种冲压加工性优异的极薄冷轧钢板，所 述冷轧钢板以重量％计，包含0.010～0.025％的碳(C)、0.05～0.25％的 锰(Mn)、0.002～0.010％的硫(S)、0.0005～0.0024％的硼(B)、0.00 2～0.004％的氮(N)、0.030～0.045％的铝(Al)、余量的Fe及其它不可 避免的杂质，包含5％以下的碳化物及余量的铁素体作为微细组织，以面 积含量计，包含1.5～7％的MnS及BN析出物中的1种以上。

在本发明的另一方面，提供一种在所述极薄冷轧钢板上进行了镀锌 处理的冲压加工性优异的镀锌钢板。

在本发明的又一方面，提供一种冲压加工性优异的极薄冷轧钢板的 制造方法，所述极薄冷轧钢板的制造方法包括以下步骤：在1100℃以上， 对满足上述成分组成的钢锭进行再加热；在Ar₃以上，对上述经过加热的 钢锭进行热精轧，从而制造热轧钢板；以满足下述关系式2的温度(CT) 对所述热轧钢板进行收卷；以50～90％的压下率对上述经过收卷的热轧钢 板进行冷轧，从而制造冷轧钢板；以及在650～850℃下，对上述冷轧钢板 进行连续退火处理，

[关系式2]

650<CT(℃)≤775-(3200×C(wt％))。

在本发明的又一方面，提供一种冲压加工性优异的镀锌钢板的制造 方法，所述制造方法包括以下步骤：在所述冷轧钢板上形成镀锌层。

发明的效果

根据本发明实施时，可以通过确保适当强度和伸长率来提供一种加 工性优异的极薄冷轧钢板，尤其是可以抑制弯曲加工时弯曲部中缺陷的 产生。

附图说明

图1示出了对满足(A)/不满足(B、C)本发明中提出的成分范围 的晶粒大小进行观察的结果。

图2示出了对本发明一实施例的钢材上形成的析出物进行观察的结 果。

图3示出了使用扫描电子显微镜(SEM)来对根据碳含量和收卷温 度的相互关系而变化的表面缺陷的有无进行观察的结果。

最佳实施方式

本发明涉及一种用于家电产品的部件等的材料(钢材)，本发明的 钢材具有能够支撑产品的程度的强度，尤其是为了防止产品的弯曲及凹 痕(dent)等，优选具有150MPa以上的屈服强度。然而，如果材料的强 度过高，则会使成型时成型部位中产生裂纹(crack)等缺陷的可能性增 加，并且存在成型后难以弥补扭曲的问题。因此，在本发明中，以屈服 强度为基准，钢材的强度不超过220MPa为优选。

特别地，本发明为了获得具有预期强度的钢材而使用了低碳钢，与 此同时，通过对所添加的成分及制造条件进行最优化，从而提供一种冲 压加工性优异的钢材。

在本发明中，上述提及的‘钢材’是指冷轧钢板，尤其是指极薄冷轧钢 板和对所述冷轧钢板进行镀锌处理的镀锌钢板。

下面，对本发明提供的钢材的成分组成进行详细说明。此时，在没 有另外特别记载的情况下，各成分的含量表示重量％。

C：0.010～0.025％

碳(C)为固溶于钢内而对提高强度有利的元素，如果该含量小于 0.01％，则由于固溶于钢内的C的含量小，因此会降低固溶强化效果，在 这种情况下，会存在钢材强度降低的问题。

另一方面，当C含量在0.010～0.025％范围时，随着C含量的增加， 会产生钢材的材质变化的区域，这是因为以0.020％为起点，钢材内会析 出碳化物。即，因碳化物析出和C固溶度的平衡，C含量在0.010～0.025％ 的范围是强度稳定变化的区域。

如果C的含量超过0.025％，则会因C含量的过度增加而使碳化物被 最大析出后，使固溶强化再次开始，从而使强度过度增加，并会显示出 时效指数增加的倾向。因此，优选将C含量的上限控制在0.025％。

Mn：0.05～0.25％

锰(Mn)是一种在钢中通过固溶强化而起到提高钢材强度的作用的 同时，与硫(S)结合而形成MnS析出物的元素。

如果这种Mn的含量过高，则会使形成的MnS析出物粗大，并且在 这种情况下，反而会导致降低钢材的强度的结果，因此，适当地调节Mn 的含量非常重要。

在本发明中，为了确保由Mn所带来的的强度，优选添加0.05％以上 的Mn。但是，如果该含量超过0.25％，则会形成中心偏析带，从而存在 热轧时产生缺陷的担忧，并且因形成非常粗大的MnS，从而难以期待与 后述的BN析出物的复合析出效果。

S：0.002～0.010％

硫(S)为与Mn一起形成MnS析出物的元素。如果这种S的含量 小于0.002％，则不能充分形成MnS析出物，从而难以得到与BN析出物 的复合析出效果，另一方面，如果该含量超过0.010％，则会析出粗大的 MnS，此外还会形成FeS，从而会使引起高温脆性的可能性变大。因此， 优选将S的含量限制为0.002～0.010％。

B：0.0005～0.0024％

硼(B)作为通过与钢内的氮(N)进行反应而形成BN析出物的元 素，是具有减少钢内固溶氮的效果的同时，使最终晶粒大小粗大地形成 的元素。

如果这种B的含量小于0.0005％(5ppm)，则形成的BN析出物的 量非常少，另一方面，如果该含量超过0.0024％(24ppm)，则与钢中N 结合后而剩下的B会偏析到晶界上，从而会使以自由硼(freeB)存在的 可能性变高。在这种情况下，制钢-连铸时可能会引起重皮(scabs)等， 并且最终会偏析到钢材的晶界而带来过度提高强度的相反效果。因此， 在本发明中，优选将B的含量限制为0.0005～0.0024％。

N：0.002～0.004％

氮(N)为通过与所述B进行反应而形成BN析出物的元素。制造钢 材时，由于难以将N的含量控制为小于0.002％(20ppm)，因此，通常 包含20ppm以上。但是，如果该含量超过0.004％(40ppm)，则形成BN 析出物后剩下的氮，以固溶状态存在，从而会成为过度提高钢的强度的 原因，同时还会成为增加时效指数的原因。因此，在本发明中，优选将N 的含量限制为0.002～0.004％。

Al：0.030～0.045％

铝(Al)作为为了脱酸效果而添加的元素，如果其含量小于0.030％， 则会使脱酸能力降低。并且，在本发明中，为了防止N固溶而诱导低温 下的AlN的形成，而为了诱导低温下的AlN的形成，优选添加0.030％以 上的Al。但是，如果其含量超过0.045％，则会存在由Al引起的强化效 果和在高温下析出AlN的担忧。因此，在本发明中，优选将Al的含量限 制为0.030～0.045％。

在上述的合金成分中，优选使Mn、S、B及N的含量满足下述关系 式1：

5.3≤(Mn(wt％)×B(wt％))/(S(wt％)×N(wt％))≤100。

所述关系式1作为用于使MnS析出物和BN析出物容易复合析出的 含量关系式，此时如果通过所述关系式1导出的值小于5.3或超过100， 则复合析出物的量不充分，并且难以期待析出效果。满足所述关系式1 的Mn和S的原子量比为5～50，B和N的原子量比为0.62～1.2。

本发明的其余成分为铁(Fe)。但是，在通常的钢铁制造过程中， 会从原料或周围环境中不可避免地混入不希望混入的杂质，因此这些杂 质的混入是不可避免的。这些杂质对于本领域常规的铁钢制造过程的技 术人员来说是公知的，因此在本说明书中未特别记载关于杂质的所有内 容。

对于满足上述成分组成的本发明的钢材，作为其微细组织，优选在 铁素体单相组织中包含部分碳化物。

此时，以面积含量计，碳化物的含量优选为5％以下。如果碳化物的 面积含量超过5％，则会成为钢材内产生裂纹的起点，此外，在热处理时， 会存在因其温度而导致钢材劣化的问题。

另外，铁素体的晶粒大小优选为10～40μm。如果铁素体的晶粒大小 小于10μm而过于微细，则会存在比本发明所预期的强度过高的问题，另 一方面，如果超过40μm而变得粗大，则会存在加工后在加工部位产生桔 纹(orangepeel)等缺陷的可能性。

对于本发明的钢材，优选在所述微细组织内包含MnS及BN析出物。 此时，以面积含量计，所述MnS及BN析出物中的一种以上的面积含量 优选为1.5～7％。如果所述析出物的面积含量小于1.5％，则会因形成的析 出物的细化而引起析出强化，从而难以确保目标强度及加工性，另一方 面，如果其面积含量超过7％而过多，则与因粗大的析出物而引起的粗化 效果相比，会存在因析出强化而大大引起强度增加效果的担忧。

另外，所述MnS及BN析出物的平均大小优选为50～100nm。如果所 述析出物的平均大小小于50nm，则由于形成微细的析出物，从而不能得 到本发明中所预期的晶粒粗大化效果，另一方面，如果超过100nm而过 于粗大，则反而会使生成的总MnS的数量变少，从而不能起到作为BN 的充分的析出核的作用，同时会存在导致钢材的成型性降低的担忧，因 此不优选。

如上所述，满足成分组成及微细组织的本发明的钢材的屈服强度为 150～220MPa，其具有冲压成型性优异的优点。

在本发明中，以通过0.2％残余变形法(0.2％offset)方法测定的屈 服强度为基准，如果屈服强度小于150MPa，则由于强度过低而使得在作 为预期的用途使用时，会存在支撑产品的性能降低的问题，另一方面， 如果超过220MPa而过高，则会导致产品形状发生扭曲，以及在压纹部 位或弯曲部位产生裂纹的可能性变高。因此，当本发明的钢材的屈服强 度满足150～220MPa的范围时，可以适当地用于所预期的应用中。

下面，对本发明的钢材的制造方法进行详细说明。此时，所述‘钢材’ 表示冷轧钢板，尤其表示极薄冷轧钢板和对所述冷轧钢板进行镀锌处理 的镀锌钢板。

首先，本发明的极薄冷轧钢板可以通过对满足本发明中提出的成分 组成的钢材进行再加热-热轧-收卷-冷轧-连续退火工序来制得，下面，对 所述各工序的条件进行详细说明。

(钢锭的再加热)

在本发明中，钢锭的再加热温度不受特别限定，为了后续热轧时稳 定地确保热精轧温度，优选将该温度限制为1100℃以上。

(经过再加热的钢锭的热轧)

对所述经过再加热的钢材进行热精轧，从而能够制造成热轧钢板。

在本发明中，热精轧优选在Ar3以上的温度下进行，这是为了在奥 氏体单相区中实施轧制，精轧温度更优选为Ar3～1000℃。

在本发明中，热精轧时的压下率和冷却条件不受特别限定。

(收卷)

可以对通过所述热轧而制得的热轧钢板进行收卷，此时，收卷温度 优选满足下述关系式2：

[关系式2]

650<CT(℃)≤775-(3200×C(wt％))。

所述关系式2作为添加的C含量和收卷温度的相互关系，为了得到 收卷后进行的冷轧时的轧制性，优选在650℃以上实施，另一方面，如果 收卷温度过高，则由于收卷中钢表面生成的氧化皮的氧和钢内的碳进行 反应，并在其表面产生不容易引起酸洗的氧化皮，从而最终可能会对镀 锌时的晶体取向产生影响。因此，在本发明中，收卷时的收卷温度优选 满足所述关系式2，更优选地，限制为650～770℃。

对于根据所述本发明进行收卷的热轧钢板，对其厚度没有特别的限 制，例如，优选为2.0～5.0mm。

(冷轧)

可以以50～90％的压下率对上述经过收卷的热轧钢板进行冷轧来制 造冷轧钢板。

此时，如果冷轧压下率小于50％，则难以以目标厚度确保冷轧钢板， 另一方面，如果超过90％，则会存在轧制性降低的问题。

(连续退火)

可以在连续退火机组上对根据上述方法制得的冷轧钢板进行连续退 火处理。

所述退火时的退火温度优选为650～850℃。如果退火温度低于650℃， 则由于钢材的再结晶没有充分进行，因此会存在因高的电势密度而使强 度及延展性相对较差的担忧。另一方面，如果超过850℃，则会存在容易 发生热瓢曲(heatbuckle)等的问题。

本发明可以对所述经过冷轧而得到的冷轧钢板进行熔融镀锌或电镀 锌等的施镀处理，从而最终使其产品化。

作为一例，在进行熔融镀锌时，优选在420～480℃的镀浴中进行。如 果镀浴的温度低于420℃，则会因锌没有充分熔解而存在施镀不均匀的担 忧，另一方面，如果超过480℃，则镀浴会挥发，并且在冷却中，镀浴会 与钢板充分地结合而阻碍完整组织的形成，并且会存在施镀过程中钢板 发生融解的担忧。

作为另一例，在进行电镀锌时，在施镀后进行耐指纹树脂涂覆处理， 此时，涂覆的干燥温度优选为100～180℃。如果施镀后的涂覆温度低于 100℃，则会存在涂覆树脂的干燥形成不均匀的问题，另一方面，如果超 过180℃，则会在干燥过程中发生时效现象，从而存在由屈服点伸长而引 起的屈服点上升的问题。

此外，本发明的特征为，进行冷轧后对最终钢材进一步进行调质轧 制。

对于根据本发明制得的钢材，因固溶C、N等的存在而发生屈服点伸 长现象时，会产生屈服强度增加的问题，因此，在本发明中，优选通过 控制调质伸长率来抑制屈服点伸长现象的发生。

在本发明中，调质轧制时的调质伸长率优选限制为钢材的最终厚度 的±0.5％，如果调质伸长率过低，则会存在因屈服点伸长现象的发生而 使伸长率下降的担忧。另一方面，如果过高，则会存在因加工固化而引 起材质固化及伸长率降低的担忧。另外，本发明的钢材的最终厚度优选 满足0.5～3.0mmt的范围，此外，在所述厚度范围内的调质伸长率优选适 当地控制在0.2～3.5％的范围内。

如上所述，本发明可以通过排除高价的Nb、Ti、P及Mn等的元素， 同时使相对低价的B、Mn及S等元素的合金含量进行最优化来降低冲压 成型中使用的钢材的屈服强度及提高延展性，从而可以确保优异的冲压 加工性。

具体实施方式

下面，将通过实施例更加具体地说明本发明。但下述实施例仅是为 了更详细地说明本发明而例示的，并非用于限定本发明的权利范围。本 发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推测出的内容 所决定的。

(实施例)

使用下述表2中示出的条件，对具有下述表1中所示的成分组成的 钢锭进行再加热-热轧-收卷-冷轧-连续退火-调质轧制，从而制造出最终的 钢材。尤其是对表面缺陷产生影响的收卷温度进行了多种设定。

之后，测定了所制得的上述钢材的析出物的面积含量及粒度和晶粒 大小，并测定了除此之外的物理性质(屈服强度、伸长率)，并示于下 述表3中。

此时，通过使用透射电子显微镜(TEM)进行观察来测定了析出物 的含量、粒度及晶粒大小。

另外，观察最终钢材的表面，并将是否产生表面缺陷和V型弯曲 (V-bending)加工试验的结果一起示于下述表3中。

此时，发生表面缺陷的情况用‘○’表示，没有发生的情况用‘X’表示， 在V型弯曲加工试验后加工部位上产生裂纹的情况用‘○’表示,没有产 生裂纹的情况用‘X’表示。

此外，在常规的条件下实施V型弯曲加工试验，尤其是将钢材置于 V型模具(die)中，并将模具的移动速度控制在5mm/分钟内。

表1

表2

表3

(所述表3中，YS表示屈服强度，El表示伸长率。)

如上述表1至3中所示，当利用满足本发明提出的成分范围的发明 钢1，并分别通过制造法1和2来制造时，均确保了目标强度，但是通过 收卷温度低的制造法1来制造时，随着热轧材料的微细组织没有充分生 长，在加工时产生了缺陷。

另一方面，当通过制造法4来制造发明钢1时，因晶粒充分生长而 确保了目标强度，但是由于使用了比根据钢中含有的碳和收卷温度间的 相互关系的收卷温度高的收卷温度，因此在钢材表面产生了表面缺陷。 此时，表面缺陷为氧化皮缺陷，其主要发生在钢材中心部，并且不会在 钢带卷的前段部和后段部出现。这种结果可以视为示出了收卷温度和钢 内部C之间的相关性。

因此，可以知道使用满足本发明提出的关系式2的收卷温度非常重 要。

另一方面，本发明人为了找到适合的调质轧制率的范围，利用发明 钢2，并通过只有调质轧制率不同的制造法2、5及6来分别制造后，观 察了其物理性质。

其结果为，通过调质轧制率为1.0％的制造法2来制造时，预期的物 理性质均得到了满足，另一方面，通过较低的0.5％的调质轧制率来制造 时(制造法5)，可以确认与通过所述制造法2来制造时相比，强度略有 上升。可以判断出这是由于低的调质轧制率引起了屈服点的伸长现象的 结果。另一方面，通过2.0％的高调质轧制率来制造时(制造法6)，除 了强度略有上升以外，去除屈服点伸长现象后也因高的伸长率而发生了 加工固化，从而发生了加工缺陷。

因此，可以知道为了确保本发明的目标成型性，应将调质轧制率控 制在适当范围内。

此外，利用比较钢1，并通过制造法2来制造的结果为，获得了屈服 强度较高的220MPa的水平，虽然认为也能够满足本发明的预期，但是 确认到在加工时产生了裂纹，可以推测出导致该问题的主要原因在于， 由于钢材中的微细的MnS的面积含量低，并因B的含量过高而导致B以 游离(free)B的形态析出到晶界上，同时因AlN的微细析出而使晶粒减 少。

另一方面，C的含量为极低碳类范围的比较钢2的情况下，屈服强度 和伸长率的水平满足本发明的目标程度，但是，在极低碳类钢的情况下 难以确保热轧温度，因此需要在高温下进行热轧，由此使得以痕量元素 (traceelement)存在的Ni容易浓缩到钢板表面，从而使得酸洗时不容 易被去除，因此酸洗后会直接残留到钢板表面，在之后可以确认生成了 在轧制方向上以长长地延伸的形态产生的缺陷(称为‘V型标记缺陷(V -markdefect)’)。这种缺陷是与中碳类或低碳类相比，在超低碳类中因 高的轧制温度而产生的现象。

没有添加B的比较钢3的情况下，可以确认在钢材内部形成了大量 微细的AlN，由此使晶粒变得微细而导致强度过度增加，从而使得加工 时在加工部位产生了裂纹。

C的含量过高的比较钢4的情况下，认为因C引起的强度过度上升， 从而使得加工时在加工部位产生了裂纹。并且，比较钢4完全没有满足 碳含量和收卷温度间的相互关系。即，C的含量过高完全无法进行关系 式2的计算。

Mn和B的含量过高的比较钢5的情况下，可以确认由于粗大的Mn S的析出而使晶粒大小变小，由此根据强度的上升而使得加工时在加工部 位产生了裂纹。

另一方面，Al的含量过低的比较钢6的情况下，由于AlN没有充分 形成而形成BN后，剩下的N引起固溶强化效果的同时，引起了屈服点 伸长现象，由此使得强度过高，从而使得加工时在加工部位产生了裂纹。

此外，利用退火温度低的制造法7来制造发明钢2和比较钢7的情 况下，由于退火时没有充分引起再结晶而导致伸长率低，并且由于没有 引起再结晶的晶粒和晶粒内的高的电势密度而导致强度大幅度增加，从 而在加工部位产生了裂纹。

从上述结果中可以确认，制得的钢材的屈服强度越高，伸长率越低， V型弯曲加工试验时产生裂纹的频率越高。此时，高的屈服强度和低的 伸长率最终与存在于钢材内部的MnS和BN析出物的比具有相关性。即， 如果MnS、BN及MnS+BN复合析出物的面积含量小于1.5％，则随着没 有充分地生成粗大的析出物而最终会妨碍晶粒的生长，由此导致屈服强 度升高且伸长率降低。

实际上，在所述实施例中，当析出物的面积含量小于1.5％时，可以 确认其晶粒大小小于析出物含量为1.5％以上时的晶粒大小。但是，析出 物的面积含量以7％以上大量存在的情况下，可以确认反而导致晶粒大小 变小，并且随着固溶强化效果引起的强度增加和相对较差的伸长率，从 而使得加工时发生裂纹的可能性变大。

换言之，为了得到本发明的预期效果，在调节成分组成的同时，适 当地组合制备条件，能够确保目标物理性质，从而可以提供没有表面缺 陷且加工时不会产生裂纹的钢材。

另外，本发明人利用制造法2来制造了发明钢1和比较钢2、3，观 察了制得的钢材的组织并将其结果示于图1中。

如图1中所示，可以确认当满足本发明的成分组成及制造条件时 (A)，示出了23μm左右的粗大的晶粒大小，另一方面，当利用比较钢 2(B)或3(C)时，示出了分别为13μm、8μm的微细的晶粒大小。认 为这种晶粒大小的差异是导致最终屈服强度差异的原因。

另外，观察了本发明的钢材(发明钢1)中存在的析出物，并将其结 果示于图2中。

如图2中所示，可以确认大量存在50～100nm大小的析出物。

此外，当收卷时的温度不能满足本发明名中提出的与碳的相互关系 时(利用发明钢1，并通过制造法4来制造)，将通过SEM观察收卷后 的钢材的表面的结果示于图3中。

如图3的(B)中所示，可以确认由纯Fe形成的表面缺陷，这是由 于在退火过程中，氧化皮的氧层(oxygenlayer)被还原而显示出来的， 其在酸洗时没有被去除，最终施镀后会诱发表面缺陷。

另一方面，可以确认当通过本发明中提出的相互关系来进行收卷时 (A)(利用发明钢2，并通过制造法2来制备)没有产生表面缺陷。