JP2001064750A - High strength cold rolled steel sheet and high strength galvanized cold rolled steel sheet excellent in bendability and deep drawability and production thereof - Google Patents
High strength cold rolled steel sheet and high strength galvanized cold rolled steel sheet excellent in bendability and deep drawability and production thereofInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、曲げ成形性と深絞
り成形性とを兼ね備えた冷延鋼板およびその製造方法に
関するものである。本発明の冷延鋼板は、自動車、家庭
電気製品、建物などに使用されるものであって、表面処
理をしない狭義の冷延鋼板と、防錆のために溶融亜鉛め
っき、電気めっきなどの表面処理を施した広義の冷延鋼
板を含むものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a cold rolled steel sheet having both bending formability and deep drawing formability, and a method for producing the same. The cold-rolled steel sheet of the present invention is used for automobiles, household electric appliances, buildings, and the like. Includes cold rolled steel sheets in a broad sense that have been treated.
【０００２】なお、ここで、亜鉛めっきとは、純亜鉛の
ほか、主成分が亜鉛である合金のめっきも含むものであ
る。[0002] Here, the zinc plating includes not only pure zinc but also plating of an alloy whose main component is zinc.
【０００３】[0003]
【従来の技術】地球環境問題が深刻化する中、自動車の
軽量化への要望は高まる一方である。自動車の軽量化を
推進するためには、現状用いられている自動車用部材を
さらに機械的強度の高い鋼板で置換して板厚を減少する
ことが、有効な方法の一つである。また、搭乗者の安全
確保のためにも、高強度鋼板の需要は増加してきてい
る。2. Description of the Related Art As global environmental problems become more serious, there is a growing demand for lighter vehicles. One of the effective ways to reduce the weight of automobiles is to reduce the thickness by replacing the currently used automobile members with steel sheets having higher mechanical strength. In addition, demand for high-strength steel sheets has been increasing in order to ensure passenger safety.
【０００４】しかしながら、高強度鋼板には、良好な形
状凍結性をいかに確保するかという課題がある。すなわ
ち、高強度鋼板を、加工治具を用いて自動車部品などの
所定の形状に成形すると、加工時具から離れて加工前の
形状に戻ろうとするスプリングバックと呼ばれる現象が
起こる。当然のことながら、スプリングバックが大きい
ほど形状凍結性は劣悪となり、加工後の形状において適
正な形状を得ることができない。[0004] However, high strength steel sheets have a problem how to ensure good shape freezing properties. That is, when a high-strength steel sheet is formed into a predetermined shape such as an automobile part using a processing jig, a phenomenon called springback occurs in which the high-strength steel sheet is separated from the processing tool and returns to the shape before processing. As a matter of course, the larger the springback, the worse the shape freezing property becomes, and it is impossible to obtain an appropriate shape after processing.
【０００５】従来より、形状凍結性を改善するための技
術は、いくつか提示されている。特開平2-118029号公報
には、鋼板の化学成分を高純度化することによって鋼板
強度を低下せしめ、形状凍結性を向上させる技術が開示
されている。しかしながら、このような鋼板は軟質であ
るため、現状の板厚に対して、板厚をさらに低減せしめ
るものではない。Conventionally, several techniques for improving shape freezing properties have been proposed. Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-118029 discloses a technique for reducing the strength of a steel sheet by improving the chemical composition of the steel sheet and improving the shape freezing property. However, since such a steel plate is soft, it does not further reduce the thickness of the steel sheet compared to the current thickness.
【０００６】特開昭55-28375号公報には、表面粗さを規
定し、さらに、鋼板の組織をフェライトとマルテンサイ
トの混合組織とすることでスプリングバックの小さい鋼
板を提供する技術が開示されている。このような混合組
織を有する鋼板は、降伏強度が小さいのでスプリングバ
ック量も小さいと考えられがちであるが、加工度の大き
な成形や曲げ成形時のスプリングバック量は、必ずしも
小さくなっていない。Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 55-28375 discloses a technique for providing a steel sheet with a small springback by defining the surface roughness and further making the structure of the steel sheet a mixed structure of ferrite and martensite. ing. Steel plates having such a mixed structure tend to be considered to have a small springback amount due to low yield strength, but the springback amount at the time of forming with a high degree of working or bending is not necessarily small.
【０００７】特開平10-237581 号公報には、複合組織熱
延鋼板において、鋼板表面におけるフェライト体積率と
フェライト粒径を増加させることによって、鋼板板厚の
表面層を中心層に比べて軟質として、形状凍結性を向上
させ得ることが開示されている。しかしながら、このよ
うに表面だけが軟質な熱延鋼板を製造するためには、製
造条件がかなりの程度限定されてしまい、所望の鋼板を
安定的に製造することは困難である。また、このような
製造方法には、板厚精度の問題もある。Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 10-237581 discloses that in a hot-rolled steel sheet with a composite structure, the surface layer of the steel sheet thickness is made softer than the center layer by increasing the ferrite volume ratio and the ferrite grain size on the steel sheet surface. It is disclosed that the shape freezing property can be improved. However, in order to produce a hot-rolled steel sheet having only a soft surface, production conditions are limited to a considerable extent, and it is difficult to produce a desired steel sheet stably. In addition, such a manufacturing method has a problem of plate thickness accuracy.
【０００８】一方で、特開平7-178460号公報に開示され
ている技術に代表されるように、部材を作るときの成形
方法を工夫することによって形状凍結性を改善しようと
いう試みも多数なされている。特開平10-72644号公報に
は、鋼板の集合組織を制御することによってスプリング
バック量を低減する技術が開示されている。しかし、こ
れはオーステナイト系ステンレス冷延鋼板に係る技術で
ある。オーステナイト（面心立方構造金属）は、加工を
受けた際の金属物理学的性質（たとえばすべり系）がフ
ェライト（体心立方構造金属）とは全く異なるものであ
るから、オーステナイトにおける形状凍結性改善技術
を、直ちに、フェライトに適用することはできない。On the other hand, as typified by the technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-178460, many attempts have been made to improve the shape freezing property by devising a molding method for producing a member. I have. Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-72644 discloses a technique for reducing the amount of springback by controlling the texture of a steel sheet. However, this is a technique related to austenitic stainless cold-rolled steel sheets. Since austenite (face-centered cubic structure metal) has completely different metal physics (for example, slip system) when processed, it is completely different from ferrite (body-centered cubic structure metal). Technology cannot be immediately applied to ferrites.
【０００９】また、特開平10-72644号公報開示の技術の
適用対象は、自動車部材ではなく、浴槽、鍋、食器、流
しなどである。さらに、同公報には、フェライト系鋼板
におけるスプリングバックを低減する方法については、
何ら記載されていないし、また、示唆するところもな
い。一方、本発明者らは、特願平10-225176 号出願にお
いて、曲げ成形時の形状凍結性を抜本的に改善する技術
を提示した。この技術は、鋼板板面と平行な｛100｝面
の集積度を高め、かつ、｛111 ｝面の集積度を低減する
もので、鋼板の曲げ成形性を高める点において優れてい
るものであるが、深絞り成形性には言及していないもの
である。しかしながら、鋼板を自動車用部品に加工する
際には、実際に、曲げ成形と絞り成形が同時に行われて
いる場合が多いから、自動車用の鋼板においては、良好
な曲げ成形性と絞り加工性がともに必要となる。The technology disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-72644 is not applied to automobile parts but to bathtubs, pots, dishes, sinks, and the like. Further, the same publication discloses a method of reducing springback in ferritic steel sheet,
Nothing is described and there is no suggestion. On the other hand, the present inventors have proposed in Japanese Patent Application No. 10-225176 a technique for drastically improving the shape freezing property during bending. This technology increases the degree of integration of the {100} plane parallel to the steel sheet surface and reduces the degree of integration of the {111} plane, and is excellent in improving the bending formability of the steel sheet. However, it does not mention the deep drawability. However, when a steel sheet is processed into automotive parts, in many cases, bending and drawing are actually performed at the same time. Therefore, in a steel sheet for automobiles, good bending formability and drawing workability are required. Both are required.
【００１０】[0010]
【発明が解決しようとする課題】上述のとおり、従来の
高強度鋼板は、曲げ加工や、加工度の大きな深絞り成形
や張り出し成形を行った場合には、形状凍結性が不十分
なものであるという問題点や、曲げ成形時の形状凍結性
には優れるものの深絞り成形性は考慮されていないとい
う問題点を有していた。さらに、従来の高強度鋼板の製
造方法においては、製造条件の制約から生産性に係る問
題点もあった。As described above, conventional high-strength steel sheets have insufficient shape freezing properties when subjected to bending or deep drawing or bulging with a high degree of working. However, there is a problem in that the shape drawability is excellent at the time of bending, but deep drawability is not considered. Furthermore, in the conventional method for manufacturing a high-strength steel sheet, there is a problem related to productivity due to restrictions on manufacturing conditions.
【００１１】本発明は、これらの問題点を抜本的に解消
し、曲げ成形性と深絞り成形性に優れたフェライト系冷
延鋼板およびその製造方法を提供するものである。The present invention is to solve these problems drastically and to provide a ferritic cold-rolled steel sheet excellent in bending formability and deep drawing formability and a method for producing the same.
【００１２】[0012]
【課題を解決するための手段】本発明者らは、形状凍結
性に及ぼす鋼板の結晶方位の影響について鋭意検討を行
った。その結果、鋼板の板面と平行な｛100 ｝面の存在
比率が高いほど、形状凍結性が向上することを見いだし
た。しかしながら、極低炭素鋼をベースとした冷延鋼板
において、板面と平行に｛100 ｝面が集積した集合組織
（以下「ND//<100> 集合組織」ともいう。なお、｛111
｝面に係るものについては同様に、「ND//<111> 集合
組織」ともいう。）を得ることは不可能と考えられてい
た。これは、極低炭素鋼を冷間圧延した後、これに再結
晶焼鈍を施すと、先鋭なND//<111>集合組織が形成され
てしまい、ND//<100> 集合組織は得られないからであ
る。Means for Solving the Problems The present inventors have intensively studied the influence of the crystal orientation of the steel sheet on the shape freezing property. As a result, it was found that the higher the abundance ratio of the {100} plane parallel to the sheet surface of the steel sheet, the more the shape freezing property was improved. However, in a cold rolled steel sheet based on ultra-low carbon steel, a texture in which {100} faces accumulate parallel to the sheet surface (hereinafter also referred to as “ND // <100> texture.
Similarly, those related to the surface are also referred to as “ND // <111> texture”. ) Was considered impossible to get. This is because, after cold rolling of ultra-low carbon steel, if this is subjected to recrystallization annealing, a sharp ND // <111> texture is formed, and the ND // <100> texture is obtained. Because there is no.
【００１３】このND//<111> 集合組織を弱くすること
は、ある程度可能である。例えば、鉄と鋼第66年(1980)
第1 号102-111 頁には、TiやNbを含有しない極低炭素鋼
を冷延後にα→γ→α変態させると、集合組織がランダ
ム化されることが記載されている。さらに、α→γ→α
変態させるときの加熱速度および冷却速度を極端に低下
させると、鋼板の表面に、弱いND//<100> 集合組織が形
成されることも同論文に示されている。しかしながら、
このような極端な徐加熱・徐冷却は、生産性や設備能力
の観点から、連続焼鈍プロセスや連続溶融亜鉛めっきプ
ロセスへの適用が不可能であるばかりでなく、このよう
にして得られるND//<100> のＸ線ランダム強度比は最高
でも3.0 程度であり、スプリングバックの低減には十分
ではない。It is possible to some extent to weaken the ND // <111> texture. For example, Iron and Steel 66 (1980)
No. 1, pp. 102-111, describes that when ultra-low carbon steel containing no Ti or Nb is subjected to α → γ → α transformation after cold rolling, the texture is randomized. Furthermore, α → γ → α
The same paper also shows that if the heating and cooling rates during transformation are extremely reduced, a weak ND // <100> texture is formed on the surface of the steel sheet. However,
Such extreme slow heating and slow cooling not only cannot be applied to the continuous annealing process and the continuous hot-dip galvanizing process from the viewpoint of productivity and equipment capacity, but also the ND / The X-ray random intensity ratio of / <100> is at most about 3.0, which is not enough to reduce springback.
【００１４】本発明においては、特定の化学成分を有す
る鋼であれば、連続焼鈍および連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおける加熱速度と冷却速度を速くしても、α→γ→
α変態によって、鋼板表面のND//<100> 集合組織を著し
く発達せしめることが可能であることを新たに見いだし
た。曲げ成形においては、鋼板表面に対する加工度が最
も大きいので、鋼板表面の集合組織をND//<100> に集積
せしめれば、曲げ成形性および曲げ成形時の形状凍結性
を改善することができる。また、本発明では、鋼板の板
厚中心層における集合組織は、ND//<111> に集積するた
め、深絞り成形性にも優れている。In the present invention, as long as the steel has a specific chemical composition, even if the heating rate and the cooling rate in the continuous annealing and continuous galvanizing line are increased, α → γ →
It has been newly found that α transformation can significantly improve the ND // <100> texture of the steel sheet surface. In bending, since the degree of work on the steel sheet surface is the largest, if the texture of the steel sheet surface is integrated in ND // <100>, it is possible to improve the bending formability and the shape freezing property during bending. . In the present invention, since the texture in the thickness center layer of the steel sheet accumulates at ND // <111>, it is excellent in deep drawability.
【００１５】本発明の提供する鋼板は、鋼板表層近傍の
加工度が高い成形、例えば、曲げ加工時の形状凍結性に
優れるのはもちろんのこと、深絞り成形性および深絞り
成形時の形状凍結性にも優れているものである。本発明
は、このような思想と新知見に基づいて構築された従来
にはない全く新しい鋼板およびその製造方法であり、そ
の要旨とするところは以下のとおりである。The steel sheet provided by the present invention has excellent workability in the vicinity of the surface layer of the steel sheet, for example, not only is excellent in shape freezing property in bending, but also in deep drawing formability and shape freezing in deep drawing. It is also excellent in nature. The present invention is a completely new steel plate and a method for manufacturing the same, which have not been heretofore constructed, based on such ideas and new findings. The gist of the present invention is as follows.
【００１６】（１）重量％で、C:0.0025% 以下、Si:1.5
% 以下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、
Al:0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下を含有し、か
つ、Si、MnおよびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、15≦Ｘ≦30を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる高強度冷延鋼板であ
って、該鋼板の板厚最表面における板面と平行な｛100
｝面のＸ線ランダム強度比が3.0 以上であるととも
に、同鋼板の板厚中心層における板面と平行な｛111 ｝
面のＸ線ランダム強度比が4.5 以上であり、かつ、板厚
が0.5mm 以上2.0mm 以下であることを特徴とする曲げ性
と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。(1) By weight%, C: 0.0025% or less, Si: 1.5%
% Or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less,
Al: 0.005 to 0.2% and N: not more than 0.005%, and Si, Mn and P are represented by X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%). ≦ X ≦ 30, the balance being a high-strength cold-rolled steel sheet composed of Fe and unavoidable impurities, wherein the steel sheet has a thickness of {100}
The X-ray random intensity ratio of the 鋼板 face is 3.0 or more, and the {111} parallel to the plate face in the thickness center layer of the steel sheet.
A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability, characterized in that the surface has an X-ray random strength ratio of 4.5 or more and a sheet thickness of 0.5 mm or more and 2.0 mm or less.
【００１７】（２）重量％で、C:0.0050% 以下、Si:1.5
% 以下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、
Al:0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下、さらに、Ti:
0.005〜0.15% 、Nb:0.005〜0.15% 、もしくは、Ti+Nb
（TiとNbの合計）：0.01〜0.15% を含有し、かつ、Si、
MnおよびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、9 ≦Ｘ≦25を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる高強度冷延鋼板であ
って、該鋼板の板厚最表面における板面と平行な｛100
｝面のＸ線ランダム強度比が5.0 以上であるととも
に、同鋼板の板厚中心層における板面と平行な｛111 ｝
面のＸ線ランダム強度比が6.0 以上であり、かつ、板厚
が0.5mm 以上2.0mm 以下であることを特徴とする曲げ性
と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。(2) By weight%, C: 0.0050% or less, Si: 1.5%
% Or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less,
Al: 0.005 to 0.2%, and N: 0.005% or less, and Ti:
0.005 to 0.15%, Nb: 0.005 to 0.15%, or Ti + Nb
(Total of Ti and Nb): 0.01 to 0.15%, Si,
Mn and P are contained in a relation of X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%) satisfying 9 ≦ X ≦ 25, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities. A high-strength cold-rolled steel sheet having a thickness of 100
The X-ray random intensity ratio of the 鋼板 face is 5.0 or more, and the {111}
A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability, characterized in that the surface has an X-ray random strength ratio of 6.0 or more and a sheet thickness of 0.5 mm or more and 2.0 mm or less.
【００１８】（３）前記高強度冷延鋼板の化学成分にお
いて、さらに、重量％で、B:0.0002〜0.004%、V:0.002
〜0.1%、W:0.002 〜0.1%、Mo:0.003〜0.4%、Sn:0.002〜
0.3%、Cu:0.005〜0.3%未満、Cr:0.005〜0.4%、Ni:0.005
〜0.3%のうち１種または２種以上を含有することを特徴
とする前記（１）または（２）に記載の曲げ性と深絞り
性に優れた高強度冷延鋼板。(3) In the chemical components of the high-strength cold-rolled steel sheet, B: 0.0002 to 0.004%, V: 0.002% by weight.
~ 0.1%, W: 0.002 ~ 0.1%, Mo: 0.003 ~ 0.4%, Sn: 0.002 ~
0.3%, Cu: 0.005 to less than 0.3%, Cr: 0.005 to 0.4%, Ni: 0.005
The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability according to the above (1) or (2), comprising one or more of 0.3% to 0.3%.
【００１９】（４）前記（１）、（２）または（３）に
記載の高強度冷延鋼板に亜鉛めっきを施したことを特徴
とする曲げ性と深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき冷延
鋼板。 （５）重量％で、C:0.0025% 以下、Si:1.5% 以下、Mn:
0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、Al:0.005〜
0.2%、および、N:0.005%以下を含有し、かつ、Si、Mnお
よびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、15≦Ｘ≦30を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延
し、圧下率50〜90% の冷間圧延を施し、連続焼鈍ライン
にて（(Ac1+Ac3)/2)℃以上の温度で焼鈍し、焼鈍温度が
Ac3 変態点以上の場合には、少なくともAr3 変態点から
(Ar3変態点-20)℃までの温度範囲を平均冷却速度2 ℃/s
以上10℃/s以下で冷却し、また、焼鈍温度が（(Ac1+A
c3)/2)℃以上Ac3 変態点未満の場合には、少なくとも焼
鈍温度から（焼鈍温度-20)℃までの温度範囲を平均冷却
速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却することを特徴とする
曲げ性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。(4) A high-strength galvanized steel sheet having excellent bendability and deep drawability, characterized in that the high-strength cold-rolled steel sheet according to the above (1), (2) or (3) is galvanized. Cold rolled steel sheet. (5) By weight%, C: 0.0025% or less, Si: 1.5% or less, Mn:
0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less, Al: 0.005 to
0.2% and N: 0.005% or less, and when Si, Mn and P are X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%), 15 ≦ X ≦ 30 The steel slab consisting of Fe and unavoidable impurities is hot-rolled, cold-rolled at a reduction rate of 50 to 90%, and subjected to a continuous annealing line ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) Anneal at a temperature of more than ℃.
If the temperature is above the Ac 3 transformation point, at least the Ar 3 transformation point
Temperature range up to (Ar 3 transformation point -20) ° C Average cooling rate 2 ° C / s
Cool at a temperature of 10 ° C / s or less and at an annealing temperature of ((Ac 1 + A
c 3 ) / 2) ° C or higher and lower than the Ac 3 transformation point, cool at least the temperature range from the annealing temperature to (annealing temperature -20) ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability.
【００２０】（６）重量％で、C:0.0050% 以下、Si:1.5
% 以下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、
Al:0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下、さらに、Ti:
0.005〜0.15% 、Nb:0.005〜0.15% 、もしくは、Ti+Nb
（TiとNbの合計）：0.01〜0.15% を含有し、かつ、Si、
MnおよびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、9 ≦Ｘ≦25を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延
し、圧下率50〜90% の冷間圧延を施し、連続焼鈍ライン
にて（(Ac1+Ac3)/2)℃以上の温度で焼鈍し、焼鈍温度が
Ac3 変態点以上の場合には、少なくともAr3 変態点から
(Ar3変態点-20)℃までの温度範囲を平均冷却速度2 ℃/s
以上10℃/s以下で冷却し、また、焼鈍温度が（(Ac1+A
c3)/2)℃以上Ac3 変態点未満の場合には、少なくとも焼
鈍温度から（焼鈍温度-20)℃までの温度範囲を平均冷却
速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却することを特徴とする
曲げ性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。(6) By weight%, C: 0.0050% or less, Si: 1.5%
% Or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less,
Al: 0.005 to 0.2%, and N: 0.005% or less, and Ti:
0.005 to 0.15%, Nb: 0.005 to 0.15%, or Ti + Nb
(Total of Ti and Nb): 0.01 to 0.15%, Si,
Mn and P are contained in a relation of X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%) satisfying 9 ≦ X ≦ 25, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities. The steel slab is hot-rolled, cold-rolled at a reduction of 50 to 90%, and annealed at a temperature of ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) ° C or higher in a continuous annealing line.
If the temperature is above the Ac 3 transformation point, at least the Ar 3 transformation point
Temperature range up to (Ar 3 transformation point -20) ° C Average cooling rate 2 ° C / s
Cool at a temperature of 10 ° C / s or less and at an annealing temperature of ((Ac 1 + A
c 3 ) / 2) ° C or higher and lower than the Ac 3 transformation point, cool at least the temperature range from the annealing temperature to (annealing temperature -20) ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability.
【００２１】（７）重量％で、C:0.0025% 以下、Si:1.5
% 以下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、
Al:0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下を含有し、か
つ、Si、MnおよびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、15≦Ｘ≦30を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延
し、圧下率50〜90% の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛め
っきラインにて（(Ac1+Ac3)/2)℃以上の温度まで加熱
し、加熱温度がAc3変態点以上の場合には、少なくともA
r3 変態点から(Ar3変態点-20)℃までの温度範囲を平均
冷却速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却し、また、加熱温
度が（(Ac1+Ac3)/2)℃以上Ac3 変態点未満の場合には、
少なくとも加熱温度から（加熱温度-20)℃までの温度範
囲を平均冷却速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却し、その
後、亜鉛めっき浴中に浸漬することを特徴とする曲げ性
と深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。(7) By weight%, C: 0.0025% or less, Si: 1.5%
% Or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less,
Al: 0.005 to 0.2% and N: not more than 0.005%, and Si, Mn and P are represented by X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%). ≦ X ≦ 30, and the remainder is hot-rolled with a steel slab consisting of Fe and unavoidable impurities, subjected to cold rolling at a reduction ratio of 50 to 90%, and then subjected to a continuous hot-dip galvanizing line. Heat to a temperature of ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) ° C. or higher. If the heating temperature is higher than the Ac 3 transformation point, at least A
r Cool the temperature range from the 3 transformation point to the (Ar 3 transformation point -20) ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less, and if the heating temperature is ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) When the temperature is not lower than the Ac 3 transformation point
At least the temperature range from the heating temperature to (heating temperature -20) ° C is cooled at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less, and then immersed in a galvanizing bath. Manufacturing method of high strength galvanized cold rolled steel sheet with excellent deep drawability.
【００２２】（８）重量％で、C:0.0050% 以下、Si:1.5
% 以下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、
Al:0.005〜0.2%、および、N:0.0050% 以下、さらにTi:
0.005〜0.15% 、Nb:0.005〜0.15% 、もしくは、Ti+Nb
（TiとNbの合計）：0.01〜0.15% を含有し、かつ、Si、
MnおよびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、9 ≦Ｘ≦25を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延
し、圧下率50〜90% の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛め
っきラインにて（(Ac1+Ac3)/2)℃以上の温度まで加熱
し、加熱温度がAc3変態点以上の場合には、少なくともA
r3 変態点から(Ar3変態点-20)℃までの温度範囲を平均
冷却速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却し、また、加熱温
度が（(Ac1+Ac3)/2)℃以上Ac3 変態点未満の場合には、
少なくとも加熱温度から（加熱温度-20)℃までの温度範
囲を平均冷却速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却し、その
後、亜鉛めっき浴中に浸漬することを特徴とする曲げ性
と深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。(8) By weight%, C: 0.0050% or less, Si: 1.5%
% Or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less,
Al: 0.005 to 0.2%, and N: 0.0050% or less, and further Ti:
0.005 to 0.15%, Nb: 0.005 to 0.15%, or Ti + Nb
(Total of Ti and Nb): 0.01 to 0.15%, Si,
Mn and P are contained in a relation of X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%) satisfying 9 ≦ X ≦ 25, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities. The steel slab is hot-rolled, cold-rolled with a reduction of 50 to 90%, and heated to a temperature of ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) ° C or higher in a continuous hot-dip galvanizing line. In the case of Ac 3 transformation point or more, at least A
r Cool the temperature range from the 3 transformation point to the (Ar 3 transformation point -20) ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less, and if the heating temperature is ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) When the temperature is not lower than the Ac 3 transformation point
At least the temperature range from the heating temperature to (heating temperature -20) ° C is cooled at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less, and then immersed in a galvanizing bath. Manufacturing method of high strength galvanized cold rolled steel sheet with excellent deep drawability.
【００２３】（９）前記亜鉛めっき浴中への浸漬後、46
0 〜600 ℃までの温度範囲で、1s以上の熱処理を行うこ
とを特徴とする前記（７）または（８）に記載の曲げ性
と深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。 （10）前記鋼スラブの化学組成において、さらに、重量
％で、B:0.0002〜0.004%、V:0.002 〜0.1%、W:0.002 〜
0.1%、Mo:0.003〜0.4%、Sn:0.002〜0.3%、Cu:0.005〜0.
3%未満、Cr:0.005〜0.4%、Ni:0.005〜0.3%のうち1 種ま
たは2 種以上を含有することを特徴とする前記（５）、
（６）、（７）、（８）または（９）に記載の曲げ性と
深絞り性に優れた高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっ
き冷延鋼板の製造方法。(9) After immersion in the galvanizing bath, 46
Manufacturing a high-strength galvanized cold-rolled steel sheet excellent in bendability and deep drawability according to the above (7) or (8), wherein heat treatment is performed for 1 s or more in a temperature range of 0 to 600 ° C. Method. (10) In the chemical composition of the steel slab, in weight%, B: 0.0002 to 0.004%, V: 0.002 to 0.1%, W: 0.002 to
0.1%, Mo: 0.003-0.4%, Sn: 0.002-0.3%, Cu: 0.005--0.
(5) characterized by containing one or more of less than 3%, Cr: 0.005 to 0.4%, and Ni: 0.005 to 0.3%.
(6) The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet or a high-strength galvanized cold-rolled steel sheet according to (7), (8) or (9), which is excellent in bendability and deep drawability.
【００２４】[0024]
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する Ｃは、鋼板の板厚中心層における｛111 ｝面のＸ線強度
を決定する重要な元素である。炭化物形成元素であるTi
やNbを含有しない場合、Ｃが0.0025% 超となると、冷間
圧延前に残存する固溶Ｃの影響または固溶ＣとMnとの複
合体に起因する効果によって、板厚中心層における｛11
1 ｝面強度が極端に低下し、深絞り性を確保することが
困難になる。この観点から、TiやNbを含まない場合に
は、Ｃ量を0.0025% 以下とし、さらに、0.0020% 以下と
することが望ましい。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present invention will be described in detail below. C is an important element that determines the X-ray intensity of the {111} plane in the thickness center layer of a steel sheet. Ti, a carbide forming element
When C exceeds 0.0025% in the case where Nb or Nb is not contained, when C exceeds 0.0025%, due to the effect of solid solution C remaining before cold rolling or the effect due to the composite of solid solution C and Mn, the thickness of the steel sheet in the center layer of the thickness is reduced
1｝ The surface strength decreases extremely, making it difficult to ensure deep drawability. From this viewpoint, when no Ti or Nb is contained, the C content is preferably set to 0.0025% or less, and more preferably 0.0020% or less.
【００２５】TiやNbを含有する場合には、Ｃ量がある程
度まで多くなっても、板厚中央層の｛111 ｝面強度を確
保できるので、その上限を0.0050% とする。Ti、Nbを含
有する場合には、0.0030% 以下が好ましい範囲である。
Siは、安価に強度を増加させる元素として知られてお
り、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化す
るが、添加量が1.5 ％超となると、Ac1 およびAc 3 変態
温度が高くなりすぎて、冷間圧延後の加熱温度を非常に
高くせねばならず製造が困難となる。また、化成処理性
の低下を招くこともある。合金化溶融亜鉛めっきを施す
場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延によ
る生産性の低下などの問題が生じるので、0.6%以下とす
ることが好ましい。When Ti or Nb is contained, the C content increases
Even if the number increases, the {111}
Therefore, the upper limit is set to 0.0050%. Including Ti and Nb
If so, a preferred range is 0.0030% or less.
Si is known as an element that increases strength at low cost.
And the amount added depends on the intended strength level.
However, when the amount exceeds 1.5%, Ac1And Ac Threetransformation
The temperature is too high and the heating temperature after cold rolling is extremely high
It has to be high and the manufacture is difficult. In addition, chemical conversion
May be reduced. Apply alloyed hot-dip galvanizing
In some cases, the adhesion of the plating decreases and the alloying reaction delays.
To 0.6% or less, since problems such as reduced productivity may occur.
Preferably.
【００２６】Mnは、強度を増加させるのに有効な固溶体
強化元素である他、鋼板中心層の｛111 ｝面および表面
の｛100 ｝面におけるＸ線強度を高くするために有効な
元素である。また、Mnは、MnS を形成し熱延時のＳによ
る耳割れを抑制したり、熱延板組織を微細にするので、
0.7%以上を添加する。一方、2.5%を超えて添加すると強
度が高くなりすぎたり、亜鉛めっきの密着性が阻害され
たりするので、上限を2.5%とする。1.0%以上2.0%以下が
好ましい範囲である。Mn is a solid solution strengthening element effective for increasing the strength, and is also an element effective for increasing the X-ray intensity on the {111} plane of the steel sheet central layer and the {100} plane of the surface. . In addition, Mn forms MnS to suppress edge cracking due to S during hot rolling and to make the hot rolled sheet structure finer,
Add 0.7% or more. On the other hand, if added in excess of 2.5%, the strength becomes too high or the adhesion of zinc plating is impaired, so the upper limit is made 2.5%. A preferred range is from 1.0% to 2.0%.
【００２７】Ｐは、Siと同様に安価に強度を増加させる
元素として知られており、狙いとする鋼板の強度レベル
に応じて添加する。また、Ｐは、熱延組織を微細にし、
加工性を向上する効果も有する。ただし、添加量が0.15
% を超えると、熱間圧延や冷間圧延時に割れが生ずる場
合がある。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応
が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、２次加工
性も劣化する。したがって、その上限を0.15% とする。P, like Si, is known as an element that increases strength at low cost and is added in accordance with the intended strength level of the steel sheet. P makes the hot-rolled structure finer,
It also has the effect of improving workability. However, the addition amount is 0.15
%, Cracks may occur during hot rolling or cold rolling. Further, the alloying reaction during continuous hot-dip galvanizing becomes extremely slow, and the productivity is reduced. Further, the secondary workability also deteriorates. Therefore, the upper limit is set to 0.15%.
【００２８】さらに、本発明においては、Si、Mnおよび
P を、Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%)で表され
るＸが、Ti、Nbを含有しない場合には15≦Ｘ≦30、Ti、
Nbを含有する場合には9 ≦Ｘ≦25となるように添加す
る。Ｘに関する前記の限定は、Ti、Nbを含有しない鋼
板、ならびに、Ti、Nbを含有する鋼板において、Si、Mn
およびP の添加量を系統的に変化させて、化学成分と鋼
板表面のND//<100> Ｘ線強度、さらには、曲げ成形時の
スプリングバック量との関係について調査した結果に基
づくものである。すなわち、Ｘを所定の範囲内に制御す
ることによって、初めて、鋼板の表層におけるND//<100
> 集合組織の形成が顕著に促進される。Further, in the present invention, Si, Mn and
X represented by X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%) is 15 ≦ X ≦ 30 when Ti and Nb are not contained,
When Nb is contained, it is added so that 9 ≦ X ≦ 25. The above-mentioned limitations on X include, in a steel sheet containing no Ti and Nb and a steel sheet containing Ti and Nb, Si, Mn
It is based on the results of investigations on the relationship between the chemical composition and the ND // <100> X-ray intensity of the steel sheet surface, and the amount of springback during bending, by systematically varying the amounts of P and P added. is there. That is, for the first time, by controlling X within a predetermined range, ND // <100
> Texture formation is remarkably promoted.
【００２９】Ｘに適正範囲が存在することの理由は必ず
しも明らかではないが、Si、MnおよびP が、表面エネル
ギーの結晶方位依存性に対して何らかの影響を及ぼすも
のと推察される。Ｘの好ましい範囲は、Ti、Nbを含有し
ない場合には18≦Ｘ≦27、Ti、Nbを含有する場合には14
≦Ｘ≦23である。Although the reason why there is an appropriate range for X is not necessarily clear, it is presumed that Si, Mn and P have some influence on the crystal orientation dependence of surface energy. The preferred range of X is 18 ≦ X ≦ 27 when not containing Ti and Nb, and 14 ≦ X ≦ 27 when it contains Ti and Nb.
≤X≤23.
【００３０】Ｓは、0.015%超では、熱間割れの原因とな
ったり、加工性を劣化させるので、上限を0.015%とす
る。Alは、脱酸調製に、および、Tiを添加しない場合に
はＮの固定に使用する元素であるが、0.005%未満の添加
ではその効果が不十分である。一方、0.2%超の添加にな
ると、コストアップを招いたり、表面性状の劣化を招く
ので、上限を0.2%とする。If S exceeds 0.015%, it causes hot cracking and deteriorates workability. Therefore, the upper limit is made 0.015%. Al is an element used for the preparation of deoxidation and for fixing N when Ti is not added, but its effect is insufficient if added less than 0.005%. On the other hand, if the addition exceeds 0.2%, the cost is increased or the surface properties are deteriorated, so the upper limit is made 0.2%.
【００３１】Ｎは、多すぎると、Ｎを固定するために多
量のTi、Nb、Alが必要になったり、加工性が劣化したり
するので、上限を0.005%とする。TiおよびNbは、本発明
において重要な元素である。TiおよびNbの１種以上を適
量添加すると、板厚中心層のND//<111> 集合組織が発達
するだけなく、板厚表層部におけるND//<100> 集合組織
も顕著に発達することが明らかとなった。この効果を発
現せしめるために、Tiを0.005%〜0.15% 、Nbを0.005%〜
0.15% 、もしくは、Ti+Nb(TiとNbの合計）：0.01〜0.15
% を添加する。Tiおよび／もしくはNbの添加量が少なす
ぎると、集合組織に対する効果が十分でなく、一方、Ti
および／もしくはNbの添加量が多すぎても、目的とする
集合組織の発達をむしろ妨げてしまうばかりでなく、再
結晶温度が著しく上昇したり、亜鉛めっきの密着性も阻
害される。Tiおよび／もしくはNbの好ましい範囲は、T
i:0.015〜0.10% 、Nb:0.005〜0.04% 、また、Ti+Nb:0.0
2〜0.10% である。If N is too large, a large amount of Ti, Nb, or Al is required to fix N, or workability is deteriorated. Therefore, the upper limit is made 0.005%. Ti and Nb are important elements in the present invention. When an appropriate amount of at least one of Ti and Nb is added, not only the ND // <111> texture of the center layer of the sheet thickness develops, but also the ND // <100> texture of the surface layer of the sheet thickness also significantly increases. Became clear. In order to achieve this effect, Ti should be 0.005% to 0.15% and Nb should be 0.005% to
0.15% or Ti + Nb (sum of Ti and Nb): 0.01 to 0.15
Add%. If the addition amount of Ti and / or Nb is too small, the effect on the texture is not sufficient.
If the addition amount of Nb and / or Nb is too large, it not only hinders the development of the target texture, but also significantly raises the recrystallization temperature and inhibits the adhesion of zinc plating. The preferred range of Ti and / or Nb is T
i: 0.015 to 0.10%, Nb: 0.005 to 0.04%, and Ti + Nb: 0.0
It is 2 to 0.10%.
【００３２】Ｂは、２次加工脆化の防止に有効であるほ
か、鋼板中心層のND//<111> 集合組織を得るのに有効な
元素であるので、必要に応じて0.0002% 以上添加する。
しかし、0.004%を超えて添加しても格段の効果がないば
かりか、鋼板の延性が劣悪となるので、上限を0.004%と
する。これらを主成分とする鋼に、V 、W 、Mo、Sn、C
u、Cr、Niのうち１種または２種以上を、V:0.002 〜0.1
%、W:0.002 〜0.1%、Mo:0.003〜0.4%、Sn:0.002〜0.3
%、Cu:0.005〜0.3%未満、Cr:0.005〜0.4%、Ni:0.005〜
0.3%の範囲で含有しても構わない。B is an element that is effective in preventing the embrittlement of secondary working and is effective in obtaining the ND // <111> texture of the central layer of the steel sheet. I do.
However, even if added in excess of 0.004%, not only is there no significant effect, but the ductility of the steel sheet becomes poor, so the upper limit is made 0.004%. V, W, Mo, Sn, C
One, two or more of u, Cr and Ni, V: 0.002 to 0.1
%, W: 0.002-0.1%, Mo: 0.003-0.4%, Sn: 0.002-0.3
%, Cu: less than 0.005 to 0.3%, Cr: 0.005 to 0.4%, Ni: 0.005 to
It may be contained in the range of 0.3%.
【００３３】本発明の冷延鋼板においては、Ti、Nbを含
有しない場合、良好な曲げ性を確保するために、鋼板最
表面の板面と平行な｛100 ｝面のＸ線ランダム強度比を
3.0以上とし、また、優れた深絞り性を得るために、鋼
板中心層の板面と平行な｛111 ｝面のＸ線ランダム強度
比を4.5 以上に限定する。また、本発明の冷延鋼板にお
いては、Ti、Nbを含有する場合、同様の理由により、鋼
板最表面の板面と平行な｛100 ｝面のＸ線ランダム強度
比を5.0 以上とし、また、鋼板中心層の板面と平行な
｛111 ｝面のＸ線ランダム強度比を6.0 以上に限定す
る。In the cold-rolled steel sheet of the present invention, when Ti and Nb are not contained, the X-ray random intensity ratio of the {100} plane parallel to the sheet surface of the outermost surface of the steel sheet is ensured in order to secure good bendability.
In order to obtain an excellent deep drawability of 3.0 or more, the ratio of the X-ray random intensity of the {111} plane parallel to the sheet surface of the central layer of the steel sheet is limited to 4.5 or more. In the cold-rolled steel sheet of the present invention, when Ti and Nb are contained, the X-ray random intensity ratio of the {100} plane parallel to the sheet surface of the outermost surface of the steel sheet is set to 5.0 or more for the same reason, Limit the X-ray random intensity ratio of the {111} plane parallel to the plane of the steel sheet central layer to 6.0 or more.
【００３４】そして、本発明の冷延鋼板の板厚は、0.5
〜2.0mm である。板厚が0.5mm 未満では、表面に発達し
たND//<100> 集合組織の影響が大きすぎて、深絞り性を
確保することが困難となる。一方、板厚が2.0mm を超え
ると、表面の寄与が小さくなりすぎて、曲げ性の確保が
困難となる。Ｘ線による面強度の測定は、例えば、新版
カリティＸ線回折要論（1986年発行、松村源太郎訳、株
式会社アグネ）290-292 頁に記載の方法に従って行えば
よい。Ｘ線測定用の試料調整は以下のようにして行う。The thickness of the cold rolled steel sheet of the present invention is 0.5
~ 2.0mm. If the plate thickness is less than 0.5 mm, the effect of the ND // <100> texture developed on the surface is too large, and it is difficult to ensure deep drawability. On the other hand, if the plate thickness exceeds 2.0 mm, the contribution of the surface becomes too small, and it becomes difficult to secure the bendability. The measurement of the surface intensity by X-rays may be carried out, for example, according to the method described in the new edition of Curity X-Ray Diffraction Guideline (published in 1986, translated by Gentaro Matsumura, Agne Co., Ltd.), pp. 290-292. The sample adjustment for X-ray measurement is performed as follows.
【００３５】鋼板最表面における｛100 ｝面のＸ線強度
を測定する場合は、本発明によって得られる冷延鋼板の
表面に、スケールや錆のないことが前提となるので、試
料に特段の処理を行わないが、油等の汚れがある場合に
は脱脂を行う。鋼板に亜鉛めっきを施してある場合に
は、適当な方法によって亜鉛めっき層を剥離してから測
定する。亜鉛めっき層の剥離には、例えば、鉄インヒビ
ターを添加した５％塩酸水溶液などを用いればよい。When measuring the X-ray intensity of the {100} plane at the outermost surface of the steel sheet, it is assumed that there is no scale or rust on the surface of the cold-rolled steel sheet obtained according to the present invention. Is not performed, but if there is dirt such as oil, degreasing is performed. When the steel sheet is galvanized, the measurement is performed after the galvanized layer is peeled off by an appropriate method. For peeling of the galvanized layer, for example, a 5% hydrochloric acid aqueous solution to which an iron inhibitor is added may be used.
【００３６】鋼板中心層における｛111 ｝面のＸ線強度
を測定する場合には、機械研磨や化学研磨などによって
板厚中心付近まで研削し、バフ研磨によって鏡面に仕上
げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると
同時に、板厚中心層が測定面となるように調整する。な
お、鋼板の板厚中心層に偏析帯が認められる場合には、
板厚の３／８から５／８の範囲で偏析帯のない場所につ
いて測定すればよい。When measuring the X-ray intensity of the {111} plane in the central layer of the steel sheet, it is ground to the vicinity of the center of the sheet thickness by mechanical polishing or chemical polishing, finished to a mirror surface by buff polishing, and then subjected to electrolytic polishing or chemical polishing. At the same time as removing the distortion by polishing, adjustment is made so that the center layer of the plate thickness becomes the measurement surface. When a segregation zone is observed in the thickness center layer of the steel sheet,
What is necessary is just to measure about the place where there is no segregation zone in the range of 3/8 to 5/8 of the plate thickness.
【００３７】次に、製造条件の限定理由について述べ
る。熱間圧延に供するスラブは特に限定されるものでは
ない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター
などで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ち
に熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）の
ようなプロセスも採用し得る。熱間圧延における粗圧延
後は、シートバーを接合して連続的に熱間仕上げ圧延を
行ってもよい。Next, the reasons for limiting the manufacturing conditions will be described. The slab to be subjected to hot rolling is not particularly limited. That is, it may be any one manufactured with a continuous cast slab or a thin slab caster. Further, a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting may be employed. After the rough rolling in hot rolling, the sheet bars may be joined and hot finish rolling may be continuously performed.
【００３８】熱間圧延の際の加熱温度は特に限定される
ものではないが、熱間圧延時の変形抵抗を小さくするた
めに、900 ℃以上とし、一方、表面スケールの過度の生
成を抑制するために、1350℃以下とすることが好まし
い。熱間圧延における仕上げ温度は特に限定されるもの
ではない。すなわち、通常のAr3 変態温度以上のγ相単
相域で行ってもよいし、Ar3 点未満のα＋γ２相域また
はα単相域で行ってもよい。いずれの場合にも、潤滑を
施しても構わない。The heating temperature at the time of hot rolling is not particularly limited, but is set to 900 ° C. or more in order to reduce deformation resistance at the time of hot rolling, while suppressing excessive generation of surface scale. Therefore, the temperature is preferably set to 1350 ° C. or lower. The finishing temperature in the hot rolling is not particularly limited. That is, it may be performed in a γ-phase single-phase region at or above the normal Ar 3 transformation temperature, or may be performed in an α + γ2 phase region or an α-single-phase region below the Ar 3 point. In any case, lubrication may be performed.
【００３９】熱間圧延後の冷却は、冷却条件が限定され
るものではないが、熱間圧延の仕上げをAr3 点以上で行
った場合には、圧延後1.5 秒以内に冷却を開始し、巻取
温度までの平均冷却速度を30℃/s以上とすることが、冷
延焼鈍板の板厚中心層におけるND//<111> 集合組織を発
達しやすくするという点で好適である。巻取り温度は特
に限定されないが、TiやNbを添加しないときには、650
〜800℃とすることが望ましい。これによって、AlN の
形成、成長が促され、良好な成形性が確保される。Tiや
Nbを添加する際には、Ｎは巻取前に固定されるので、巻
取温度は室温から800 ℃とすればよい。巻取り温度の上
限が800 ℃であることは、コイル両端部での材質劣化に
起因する歩留低下を防止すること、また、熱延組織の粗
大化を防止する観点から決定される。Cooling conditions after hot rolling are not limited to cooling conditions. However, when finishing of hot rolling is performed at three or more Ar points, cooling is started within 1.5 seconds after rolling. It is preferable that the average cooling rate up to the winding temperature is 30 ° C./s or more, since the ND // <111> texture in the central thickness layer of the cold-rolled annealed sheet is easily developed. The winding temperature is not particularly limited, but when Ti or Nb is not added, 650
It is desirable to set it to 800 ° C. Thereby, formation and growth of AlN are promoted, and good formability is ensured. Ti and
When Nb is added, since N is fixed before winding, the winding temperature may be from room temperature to 800 ° C. The upper limit of the winding temperature of 800 ° C. is determined from the viewpoint of preventing the yield from being reduced due to the deterioration of the material at both ends of the coil and preventing the hot-rolled structure from becoming coarse.
【００４０】冷間圧延は、通常の条件で行ってよいが、
焼鈍後の深絞り性を確保する目的から、その圧下率を、
50% 以上とする。一方、圧下率が90% を超えると、深絞
り性が劣化するので、上限を90% とする。連続焼鈍ある
いはライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備におけ
る焼鈍温度は、本発明において特に重要である。すなわ
ち、本発明で目的とする板厚最表面および板厚中心層の
集合組織は、焼鈍時の加熱中に起こるα→γ変態、およ
び、焼鈍後の冷却中に起こるγ→α変態を介して形成す
るものであるから、焼鈍温度を((Ac1+Ac3 ）/2）℃以上
としなければならない。The cold rolling may be performed under ordinary conditions.
For the purpose of ensuring deep drawability after annealing,
50% or more. On the other hand, if the rolling reduction exceeds 90%, the deep drawability deteriorates, so the upper limit is set to 90%. The annealing temperature in the continuous galvanizing equipment of the continuous annealing or the in-line annealing method is particularly important in the present invention. That is, the texture of the sheet thickness outermost surface and the sheet thickness center layer aimed at in the present invention, α → γ transformation that occurs during heating during annealing, and γ → α transformation that occurs during cooling after annealing Therefore, the annealing temperature must be set to ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) ° C. or more.
【００４１】((Ac1+Ac3)/2）℃未満の温度では、α→γ
変態率が十分でなく、鋼板表面のND//<100> 集合組織の
発達が不十分となる。鋼板表面のND//<100> 集合組織を
さらに発達させるためには、焼鈍温度をAc3 変態温度以
上とすることが好ましい。焼鈍温度の上限は、特に限定
されるものではないが、焼鈍温度が高すぎると連続焼鈍
ラインや連続溶融亜鉛めっきライン内で板破断などが発
生したり、製品の表面性状が劣悪となるので、1100℃以
下とすることが好ましい。At a temperature lower than ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) ° C., α → γ
Insufficient transformation rate causes insufficient development of ND // <100> texture on the steel sheet surface. In order to further develop the ND // <100> texture of the steel sheet surface, it is preferable that the annealing temperature be equal to or higher than the Ac 3 transformation temperature. The upper limit of the annealing temperature is not particularly limited, but if the annealing temperature is too high, a sheet breakage or the like occurs in a continuous annealing line or a continuous hot-dip galvanizing line, or the surface properties of the product become poor, The temperature is preferably set to 1100 ° C. or lower.
【００４２】焼鈍後の冷却条件も重要である。すなわ
ち、この条件を適切にすることによって、特に、鋼板表
面におけるND//<100> 集合組織を高めることができる。
焼鈍温度がAc3 変態点以上の場合には、少なくとも、Ar
3 変態点から(Ar3-20)℃の温度範囲を、また、焼鈍温度
が((Ac1+Ac3)/2) ℃以上Ac3 変態温度未満の場合には、
少なくとも、焼鈍温度から( 焼鈍温度-20)℃の温度範囲
を、2 ℃/s〜10℃/sの平均冷却速度で冷却する。すなわ
ち、少なくとも、変態の初期段階における冷却速度を制
御する必要がある。The cooling conditions after annealing are also important. That is, by appropriately setting these conditions, the ND // <100> texture on the steel sheet surface can be particularly increased.
When the annealing temperature is higher than the Ac 3 transformation point, at least Ar
From the 3 transformation point to the temperature range of (Ar 3 -20) ° C, and if the annealing temperature is ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) ° C or more and less than the Ac 3 transformation temperature,
At least the temperature range from the annealing temperature to (annealing temperature -20) ° C is cooled at an average cooling rate of 2 ° C / s to 10 ° C / s. That is, it is necessary to control at least the cooling rate in the initial stage of the transformation.
【００４３】冷却速度が10℃/sを超えると、鋼板表面の
ND//<100> 集合組織が弱まり、ND//<100> 以外の結晶方
位が増加してしまう。一方、冷却速度が２℃/s未満で
は、鋼板の板厚中心層のND//<111> 集合組織および同表
面のND//<100> 集合組織が発達しないので、下限を２℃
/sとする。このように冷却速度が鋼板表面における集合
組織形成に影響を及ぼす理由については、必ずしも明ら
かではないが、以下のように推察できる。When the cooling rate exceeds 10 ° C./s, the steel sheet surface
The texture of ND // <100> weakens, and the crystal orientation other than ND // <100> increases. On the other hand, if the cooling rate is less than 2 ° C / s, the lower limit is 2 ° C because the ND // <111> texture of the thickness center layer of the steel sheet and the ND // <100> texture of the same surface do not develop.
/ s. Although the reason why the cooling rate affects the texture formation on the steel sheet surface is not necessarily clear, it can be inferred as follows.
【００４４】すなわち、冷却速度が１０℃/sを超えると
γ→α変態の駆動力が大きくなる結果、γ→α変態中
に、鋼板表面にND//<100> 以外の方位を持つα粒が多数
核生成し、ND//<100> の集積度が低下する。一方で、冷
却速度が２℃/s未満となると、鋼板の内部（最表面以外
の場所）で形成したND//<100> 以外の結晶方位を有する
結晶粒が成長する結果、その一部が表面まで達し、ND//
<100> の集積度が弱くなる。That is, when the cooling rate exceeds 10 ° C./s, the driving force of the γ → α transformation increases, and as a result, during the γ → α transformation, α grains having an orientation other than ND // <100> Nucleates in large numbers, and the degree of accumulation of ND // <100> decreases. On the other hand, when the cooling rate is less than 2 ° C / s, as a result of the growth of crystal grains having a crystal orientation other than ND // <100> formed inside the steel sheet (at places other than the outermost surface), some of them are grown. Reaching the surface, ND //
The degree of <100> accumulation is weakened.
【００４５】冷却後の過時効処理は集合組織の形成には
影響しないので、必要に応じて行えばよい。連続溶融亜
鉛めっきを施す場合には、冷却後めっき浴に浸漬し、さ
らに、亜鉛めっきをFeと合金化する必要があれば、460
〜600 ℃の温度で１s 以上熱処理を行う。加熱温度が46
0 ℃未満では、合金化が十分に進行せず、一方、600 ℃
超では、合金化が進行し過ぎて、プレス加工により自動
車用部材とする際にパウダダリングなどの問題が発生す
る。それ故、合金化温度を460 〜600 ℃の範囲とする。
合金化時間は特に限定する必要がないが、生産効率の観
点から、60s 以内とすることが好ましい。Since the overaging treatment after cooling does not affect the formation of the texture, it may be performed as needed. When performing continuous hot-dip galvanizing, immerse in a plating bath after cooling, and if it is necessary to alloy zinc plating with Fe, 460
Heat treatment at a temperature of ~ 600 ° C for 1s or more. Heating temperature is 46
Below 0 ° C, alloying does not proceed sufficiently, while 600 ° C
If it is excessive, alloying proceeds excessively, and problems such as powdering occur when a member for an automobile is formed by press working. Therefore, the alloying temperature is in the range of 460-600 ° C.
The alloying time is not particularly limited, but is preferably within 60 s from the viewpoint of production efficiency.
【００４６】焼鈍時の雰囲気は、特に限定されるもので
はないが、鋼板表面を酸化させない雰囲気にしなくては
ならない。すなわち、10% 以下の水素と窒素との混合気
体などが好適である。これは、焼鈍過程におけるα→γ
およびγ→α変態あるいは変態中に鋼板表面に酸化物が
形成されると、鋼板表面のND//<100> 集合組織の形成が
妨げられるからである。The atmosphere during annealing is not particularly limited, but it must be an atmosphere that does not oxidize the steel sheet surface. That is, a mixed gas of hydrogen and nitrogen of 10% or less is suitable. This is because α → γ in the annealing process
This is because the formation of an ND // <100> texture on the steel sheet surface is hindered when the oxide is formed on the steel sheet surface during the γ → α transformation or during the transformation.
【００４７】焼鈍後は形状矯正や耐時効性の確保のため
にスキンパス圧延を施してもよい。本発明によって得ら
れる冷延鋼板は曲げ性と深絞り性とを兼備し、成形後の
形状凍結性に優れる高強度鋼板である。次に本発明を実
施例にて説明する。After annealing, skin pass rolling may be performed to correct the shape and secure aging resistance. The cold-rolled steel sheet obtained by the present invention is a high-strength steel sheet having both bending properties and deep drawability and having excellent shape freezing properties after forming. Next, the present invention will be described with reference to examples.
【００４８】[0048]
【実施例】＜実施例１＞表１に示す組成を有する鋼（表
１中、A-1 〜A-10およびC-1 〜C-10は、本発明の化学成
分に合致するものであり、B-1 〜B-7 およびD-1 〜D-8
は、同化学成分に合致せず、それぞれ、A-1 〜A-10およ
びC-1 〜C-10に対する比較成分となるものである。）を
溶製し、スラブ加熱温度1250℃、仕上げ温度930 ℃、巻
取り温度700 ℃で熱間圧延し、4.0mm 厚の鋼帯とした。
酸洗後、80% の圧下率の冷間圧延を施し0.8mm 厚の冷延
板とし、次いで、連続焼鈍設備にて10℃/sで加熱し、γ
単相域で40s の焼鈍後、焼鈍温度から(Ar3-40)℃の温度
範囲を５℃/sで冷却し、(Ar3-40)℃未満の温度を15℃/s
で冷却した。得られた冷延鋼板からJIS5号引張試験片を
採取しｒ値(10%引張) を測定することにより深絞り性の
評価を行った。また、引張強度、降伏強度、全伸びもJI
S5号引張試験片を用いて評価した。さらに、曲げ加工試
験を中川威雄監修の「プレス成形難易ハンドブック第２
版」（日刊工業新聞社発行、１９９７）の482 〜483 頁
に記載されているハット曲げ試験方法に準拠して行っ
た。なお、パンチ肩Ｒおよびダイ肩Ｒは５mmとした。曲
げ成形後の形状凍結性の指標としては、90°曲げ後の開
口角度から90°を差し引いた値を用いた。さらに、鋼板
表面における｛100 ｝面のＸ線ランダム強度比および鋼
板中心層における｛111 ｝面のＸ線ランダム強度比を測
定した。EXAMPLES <Example 1> Steel having the composition shown in Table 1 (in Table 1, A-1 to A-10 and C-1 to C-10 correspond to the chemical components of the present invention). , B-1 to B-7 and D-1 to D-8
Are not the same as the chemical components and are comparative components for A-1 to A-10 and C-1 to C-10, respectively. ) Was hot-rolled at a slab heating temperature of 1250 ° C, a finishing temperature of 930 ° C, and a winding temperature of 700 ° C to obtain a 4.0 mm thick steel strip.
After pickling, cold-rolled with a rolling reduction of 80% to give a 0.8 mm-thick cold-rolled sheet, and then heated at 10 ° C / s in a continuous annealing facility to obtain γ
After annealing for 40 s in the single-phase region, the temperature range from the annealing temperature to (Ar 3 -40) ° C is cooled at 5 ° C / s, and the temperature below (Ar 3 -40) ° C is reduced to 15 ° C / s
And cooled. JIS No. 5 tensile test pieces were sampled from the obtained cold-rolled steel sheets, and the r-value (10% tensile) was measured to evaluate deep drawability. In addition, tensile strength, yield strength and total elongation
Evaluation was performed using an S5 tensile test piece. In addition, bending test was conducted by Takeo Nakagawa in "Press Forming Difficulty Handbook 2
Version "(published by Nikkan Kogyo Shimbun, 1997), pages 482 to 483, in accordance with the hat bending test method. The punch shoulder R and the die shoulder R were 5 mm. As an index of the shape freezing property after bending, a value obtained by subtracting 90 ° from the opening angle after bending at 90 ° was used. Furthermore, the X-ray random intensity ratio of the {100} plane on the steel sheet surface and the X-ray random intensity ratio of the {111} plane in the central layer of the steel sheet were measured.
【００４９】結果を表２、図１および図２に示す。ここ
で、図１は、Ti、Nbを添加していない場合の引張強度と
スプリングバック量との関係を、また、図２は、Ti、Nb
を添加した場合の引張強度とスプリングバック量との関
係を表す。これらから明らかなように、Mnの添加量を0.
7%以上、さらには、Ｘ=7×Si(%)+6 ×Mn(%)+110 ×P(%)
で表すＸを、Ti、Nbを添加しない場合には15≦Ｘ≦30と
し、Ti、Nbを添加する場合には9 ≦Ｘ≦25とすることに
よって、同一引張強度レベルの比較材に比べて、曲げ成
形時の形状凍結性と深絞り性に優れた冷延鋼板を得るこ
とができる。また、Ｘの値は適正であるが、Ti、Nbの添
加量が十分でない比較例D-1 〜D-4 は、Ti、Nb無添加の
本発明例と同程度のスプリングバック量となっている。The results are shown in Table 2, FIG. 1 and FIG. Here, FIG. 1 shows the relationship between the tensile strength and the amount of springback when Ti and Nb were not added, and FIG. 2 shows the relationship between Ti and Nb.
Represents the relationship between the tensile strength and the amount of springback when is added. As is clear from these, the amount of Mn added was set to 0.
7% or more, furthermore, X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%)
X is represented by 15 ≦ X ≦ 30 when Ti and Nb are not added, and 9 ≦ X ≦ 25 when Ti and Nb are added. Thus, a cold-rolled steel sheet excellent in shape freezing property and deep drawability during bending can be obtained. Comparative examples D-1 to D-4 in which the value of X was appropriate but the amounts of Ti and Nb were not sufficient were similar to those of the inventive examples without Ti and Nb added. I have.
【００５０】[0050]
【表１】 [Table 1]
【００５１】[0051]
【表２】 ＜実施例２＞表１に示す鋼A-1 、C-1 およびC-2 を用い
て、スラブ加熱温度1200℃、仕上げ温度900 ℃、巻取り
温度550 ℃で熱間圧延し、3.5mm 厚の鋼帯とした。酸洗
後、80% の圧下率の冷間圧延を施し0.7mm 厚の冷延板と
し、次いで、連続焼鈍設備にて10℃/sで加熱し、α単相
からγ単相まで焼鈍温度を変化させた。その後、700℃
まで3.5 ℃/sの平均冷却速度で冷却し、さらに、700 ℃
より400 ℃まで平均冷却速度を50℃/sとし、次いで、40
0 ℃にて150sの過時効処理を行った。さらに、1.0%の圧
下率の調質圧延をし、実施例１と同様の方法で、引張試
験、Ｘ線による面強度の測定、および、曲げ試験を行っ
た。[Table 2] <Example 2> Using steels A-1, C-1 and C-2 shown in Table 1, hot rolling was performed at a slab heating temperature of 1200 ° C, a finishing temperature of 900 ° C, and a winding temperature of 550 ° C, and a thickness of 3.5 mm. Steel strip. After pickling, cold-rolled at a rolling reduction of 80% to give a 0.7 mm-thick cold-rolled sheet, and then heated at 10 ° C / s in a continuous annealing facility to raise the annealing temperature from α single phase to γ single phase. Changed. Then 700 ° C
Cool at an average cooling rate of 3.5 ° C / s to 700 ° C
To an average cooling rate of 50 ° C / s to 400 ° C,
Overage treatment was performed at 0 ° C for 150s. Further, temper rolling was performed at a rolling reduction of 1.0%, and a tensile test, measurement of surface strength by X-ray, and a bending test were performed in the same manner as in Example 1.
【００５２】結果を表３に示す。これより明らかなよう
に、焼鈍温度が適正な範囲にない場合には、鋼板表面の
｛100 ｝面強度が低くなるため、曲げ成形時のスプリン
グバック量が大きくなっている。これに対して、焼鈍を
適正な温度範囲で行った場合には、曲げ成形時の形状凍
結性と深絞り性に優れた冷延鋼板を得ることができる。Table 3 shows the results. As is clear from this, when the annealing temperature is not in the proper range, the {100} plane strength of the steel sheet surface is low, and the amount of springback during bending is large. On the other hand, when annealing is performed in an appropriate temperature range, a cold-rolled steel sheet excellent in shape freezing property and deep drawability during bending can be obtained.
【００５３】[0053]
【表３】 ＜実施例３＞実施例２と同様にして、鋼A-1 、C-1 およ
びC-2 を、スラブ加熱温度1200℃、仕上げ温度900 ℃、
巻取り温度550 ℃で熱間圧延し、3.5mm 厚の鋼帯とし
た。酸洗後、80% の圧下率の冷間圧延を施し0.7mm 厚の
冷延板とし、次いで、連続焼鈍設備にて10℃/sで加熱
し、910 ℃で40s の焼鈍を行った。その後、700 ℃まで
種々の冷却速度で冷却し、さらに、700 ℃より室温まで
平均冷却速度を80℃/sで冷却した。このようにして得ら
れた冷延鋼板について、実施例１および２と同様にし
て、引張試験、Ｘ線による面強度の測定、および、曲げ
試験を行った。[Table 3] <Example 3> In the same manner as in Example 2, steels A-1, C-1 and C-2 were heated at a slab heating temperature of 1200 ° C, a finishing temperature of 900 ° C,
It was hot-rolled at a winding temperature of 550 ° C. to obtain a steel strip having a thickness of 3.5 mm. After pickling, cold rolling was performed at a rolling reduction of 80% to form a cold-rolled sheet having a thickness of 0.7 mm. Then, the sheet was heated at 10 ° C./s in a continuous annealing facility, and annealed at 910 ° C. for 40 seconds. Thereafter, it was cooled at various cooling rates to 700 ° C., and further cooled from 700 ° C. to room temperature at an average cooling rate of 80 ° C./s. The cold-rolled steel sheet thus obtained was subjected to a tensile test, a measurement of surface strength by X-ray, and a bending test in the same manner as in Examples 1 and 2.
【００５４】結果を表４に示す。これより明らかなよう
に、冷却速度を適正な範囲とした場合には、曲げ成形時
の形状凍結性と深絞り性に優れた冷延鋼板を得ることが
できるが、冷却速度を本発明の範囲外とすると、鋼板表
面の｛100 ｝面強度が低くなるため、曲げ成形時のスプ
リングバック量が大きくなっている。Table 4 shows the results. As is clear from this, when the cooling rate is in an appropriate range, a cold-rolled steel sheet excellent in shape freezing property and deep drawability during bending can be obtained, but the cooling rate is within the range of the present invention. If it is outside, the {100} surface strength of the steel sheet surface will be low, and the amount of springback during bending will be large.
【００５５】[0055]
【表４】 ＜実施例４＞表１の試料C-1 、C-8 、D-1 およびD-8
を、実施例１と同じ条件で熱間圧延、冷間圧延を行っ
た。次いで、連続溶融亜鉛めっきラインにて加熱速度15
℃/s、最高到達温度をγ単相域、最高到達温度から(Ar3
-30)℃までを4 ℃/sで冷却し、さらに、500 ℃まで10℃
/sで冷却し、460 ℃のめっき浴に浸漬し、再加熱して、
520 ℃で20s の合金化熱処理を行った。これらの結果を
表５に示す。これより、化学成分と製造条件を適正な範
囲に制御することで、曲げ性と深絞り性に優れた溶融亜
鉛めっき冷延鋼板を得ることができることがわかる。[Table 4] <Example 4> Samples C-1, C-8, D-1 and D-8 shown in Table 1
Was subjected to hot rolling and cold rolling under the same conditions as in Example 1. Next, the heating rate was 15 at the continuous hot-dip galvanizing line.
° C. / s, the maximum temperature single-phase region gamma, from the highest temperature (Ar 3
Cool down to -30) ℃ at 4 ℃ / s, and further up to 500 ℃ at 10 ℃
/ s, immerse in 460 ° C plating bath, reheat,
The alloying heat treatment was performed at 520 ° C for 20 s. Table 5 shows the results. From this, it can be seen that by controlling the chemical composition and the production conditions within an appropriate range, a hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet excellent in bendability and deep drawability can be obtained.
【００５６】[0056]
【表５】 [Table 5]
【００５７】[0057]
【発明の効果】本発明により、鋼板表層近傍の加工度が
高い成形、例えば、曲げ加工時の形状凍結性に優れるの
はもちろんのこと、深絞り成形性および深絞り成形時の
形状凍結性にも優れた冷延鋼板と溶融亜鉛めっき冷延鋼
板を得ることができる。このように、本発明の冷延鋼板
は、強度と加工性を兼ね備えた鋼板であるので、使用に
当たっては今までの冷延鋼板より板厚を減少でき、例え
ば、自動車の車体の軽量化を可能とするものである。し
たがって、本発明は、地球環境保全にも寄与できるもの
である。According to the present invention, it is possible to obtain not only a shape having a high degree of working near the surface layer of a steel sheet, for example, a shape freezing property at the time of bending, but also a deep drawing formability and a shape freezing property at the time of deep drawing. Also excellent cold rolled steel sheets and hot-dip galvanized cold rolled steel sheets can be obtained. As described above, since the cold-rolled steel sheet of the present invention is a steel sheet having both strength and workability, in use, the thickness of the cold-rolled steel sheet can be reduced from that of the conventional cold-rolled steel sheet, and, for example, the weight of an automobile body can be reduced It is assumed that. Therefore, the present invention can also contribute to global environmental protection.
【図１】Ti、Nbを添加していない場合の引張強度と曲げ
成形時のスプリングバック量との関係を表す図である。FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the tensile strength when Ti and Nb are not added and the amount of springback during bending.
【図２】Ti、Nbを添加した場合の引張強度と曲げ成形時
のスプリングバック量との関係を表す図である。FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the tensile strength when Ti and Nb are added and the amount of springback during bending.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28 (72)発明者 吉田 亨 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 秋末 治 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB28 AB42 AC12 AC18 AC73 AE12 AE18 4K037 EA00 EA01 EA02 EA04 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA33 EB01 EB05 EB09 FA01 FA02 FA03 FD04 FE03 FE05 FH01 FJ01 FJ06 FK02 FK03 FK08 FL02 FM02 GA05 GA07 JA06 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. 7 Identification symbol FI Theme coat ゛ (Reference) C23C 2/06 C23C 2/06 2/28 2/28 (72) Inventor Toru Yoshida 20 Shintomi, Futtsu-shi, Chiba -1 Within Nippon Steel Corporation Technology Development Headquarters (72) Inventor Osamu Akizue 20-1 Shintomi, Futtsu-shi, Chiba F-term in Nippon Steel Corporation Technology Development Headquarters (reference) 4K027 AA02 AA23 AB28 AB42 AC12 AC18 AC73 AE12 AE18 4K037 EA00 EA01 EA02 EA04 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32.
Claims (10)
下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、Al:
0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下を含有し、かつ、S
i、MnおよびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、15≦Ｘ≦30を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる高強度冷延鋼板であ
って、該鋼板の板厚最表面における板面と平行な｛100
｝面のＸ線ランダム強度比が3.0 以上であるととも
に、同鋼板の板厚中心層における板面と平行な｛111 ｝
面のＸ線ランダム強度比が4.5 以上であり、かつ、板厚
が0.5mm 以上2.0mm 以下であることを特徴とする曲げ性
と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。[Claim 1] By weight%, C: 0.0025% or less, Si: 1.5% or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less, Al:
0.005 to 0.2%, and N: 0.005% or less, and S
i, Mn and P are contained in a relationship of X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%) satisfying 15 ≦ X ≦ 30, and the balance is Fe and unavoidable impurities. A high-strength cold-rolled steel sheet comprising:
The X-ray random intensity ratio of the 鋼板 face is 3.0 or more, and the {111} parallel to the plate face in the thickness center layer of the steel sheet.
A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability, characterized in that the surface has an X-ray random strength ratio of 4.5 or more and a sheet thickness of 0.5 mm or more and 2.0 mm or less.
下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、Al:
0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下、さらに、Ti:0.00
5〜0.15% 、Nb:0.005〜0.15% 、もしくは、Ti＋Nb（Ti
とNbの合計）：0.01〜0.15% を含有し、かつ、Si、Mnお
よびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、9 ≦Ｘ≦25を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる高強度冷延鋼板であ
って、該鋼板の板厚最表面における板面と平行な｛100
｝面のＸ線ランダム強度比が5.0 以上であるととも
に、同鋼板の板厚中心層における板面と平行な｛111 ｝
面のＸ線ランダム強度比が6.0 以上であり、かつ、板厚
が0.5mm 以上2.0mm 以下であることを特徴とする曲げ性
と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。2. In% by weight, C: 0.0050% or less, Si: 1.5% or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less, Al:
0.005 to 0.2%, and N: 0.005% or less, and Ti: 0.00
5 to 0.15%, Nb: 0.005 to 0.15%, or Ti + Nb (Ti
And Nb): 0.01 to 0.15%, and Si, Mn and P are expressed as follows: X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%), 9 ≦ X ≦ 25 Is a high-strength cold-rolled steel sheet composed of Fe and unavoidable impurities, the balance being 平行 100 parallel to the sheet surface at the outermost surface of the sheet thickness.
The X-ray random intensity ratio of the 鋼板 face is 5.0 or more, and the {111}
A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability, characterized in that the surface has an X-ray random strength ratio of 6.0 or more and a sheet thickness of 0.5 mm or more and 2.0 mm or less.
て、さらに、重量％で、B:0.0002〜0.004%、V:0.002 〜
0.1%、W:0.002 〜0.1%、Mo:0.003〜0.4%、Sn:0.002〜0.
3%、Cu:0.005〜0.3%未満、Cr:0.005〜0.4%、Ni:0.005〜
0.3%のうち１種または２種以上を含有することを特徴と
する請求項１または２に記載の曲げ性と深絞り性に優れ
た高強度冷延鋼板。3. The chemical composition of the high-strength cold-rolled steel sheet further includes, by weight%, B: 0.0002 to 0.004%, and V: 0.002 to 0.002%.
0.1%, W: 0.002-0.1%, Mo: 0.003-0.4%, Sn: 0.002--0.
3%, Cu: 0.005 to less than 0.3%, Cr: 0.005 to 0.4%, Ni: 0.005 to
The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability according to claim 1 or 2, wherein one or more of 0.3% is contained.
延鋼板に亜鉛めっきを施したことを特徴とする曲げ性と
深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき冷延鋼板。4. A high-strength galvanized cold-rolled steel sheet excellent in bendability and deep drawability, characterized in that the high-strength cold-rolled steel sheet according to claim 1, 2 or 3 is galvanized.
下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、Al:
0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下を含有し、かつ、S
i、MnおよびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、15≦Ｘ≦30を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延
し、圧下率50〜90% の冷間圧延を施し、連続焼鈍ライン
にて（(Ac1+Ac3)/2)℃以上の温度で焼鈍し、焼鈍温度が
Ac3 変態点以上の場合には、少なくともAr3 変態点から
(Ar3変態点-20)℃までの温度範囲を平均冷却速度2 ℃/s
以上10℃/s以下で冷却し、また、焼鈍温度が（(Ac1+A
c3)/2)℃以上Ac3 変態点未満の場合には、少なくとも焼
鈍温度から（焼鈍温度-20)℃までの温度範囲を平均冷却
速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却することを特徴とする
曲げ性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。5. In% by weight, C: 0.0025% or less, Si: 1.5% or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less, Al:
0.005 to 0.2%, and N: 0.005% or less, and S
i, Mn and P are contained in a relationship of X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%) satisfying 15 ≦ X ≦ 30, and the balance is Fe and unavoidable impurities. Steel slab is hot-rolled, cold-rolled at a reduction of 50 to 90%, and annealed at a temperature of ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) ° C or higher in a continuous annealing line.
If the temperature is above the Ac 3 transformation point, at least the Ar 3 transformation point
Temperature range up to (Ar 3 transformation point -20) ° C Average cooling rate 2 ° C / s
Cool at a temperature of 10 ° C / s or less and at an annealing temperature of ((Ac 1 + A
c 3 ) / 2) ° C or higher and lower than the Ac 3 transformation point, cool at least the temperature range from the annealing temperature to (annealing temperature -20) ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability.
下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、Al:
0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下、さらに、Ti:0.00
5〜0.15% 、Nb:0.005〜0.15% 、もしくは、Ti+Nb （Ti
とNbの合計）：0.01〜0.15% を含有し、かつ、Si、Mnお
よびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、9 ≦Ｘ≦25を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延
し、圧下率50〜90% の冷間圧延を施し、連続焼鈍ライン
にて（(Ac1+Ac3)/2)℃以上の温度で焼鈍し、焼鈍温度が
Ac3 変態点以上の場合には、少なくともAr3 変態点から
(Ar3変態点-20)℃までの温度範囲を平均冷却速度2 ℃/s
以上10℃/s以下で冷却し、また、焼鈍温度が（(Ac1+A
c3)/2)℃以上Ac3 変態点未満の場合には、少なくとも焼
鈍温度から（焼鈍温度-20)℃までの温度範囲を平均冷却
速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却することを特徴とする
曲げ性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。6. In weight%, C: 0.0050% or less, Si: 1.5% or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less, Al:
0.005 to 0.2%, and N: 0.005% or less, and Ti: 0.00
5 to 0.15%, Nb: 0.005 to 0.15%, or Ti + Nb (Ti
And Nb): 0.01 to 0.15%, and Si, Mn and P are expressed as follows: X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%), 9 ≦ X ≦ 25 The steel slab consisting of Fe and unavoidable impurities is hot-rolled, cold-rolled at a reduction rate of 50 to 90%, and subjected to a continuous annealing line ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) Anneal at a temperature of more than ℃.
If the temperature is above the Ac 3 transformation point, at least the Ar 3 transformation point
Temperature range up to (Ar 3 transformation point -20) ° C Average cooling rate 2 ° C / s
Cool at a temperature of 10 ° C / s or less and at an annealing temperature of ((Ac 1 + A
c 3 ) / 2) ° C or higher and lower than the Ac 3 transformation point, cool at least the temperature range from the annealing temperature to (annealing temperature -20) ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and deep drawability.
下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、Al:
0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下を含有し、かつ、S
i、MnおよびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、15≦Ｘ≦30を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延
し、圧下率50〜90% の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛め
っきラインにて（(Ac1+Ac3)/2)℃以上の温度まで加熱
し、加熱温度がAc3変態点以上の場合には、少なくともA
r3 変態点から(Ar3変態点-20)℃までの温度範囲を平均
冷却速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却し、また、加熱温
度が（(Ac1+Ac3)/2)℃以上Ac3 変態点未満の場合には、
少なくとも加熱温度から（加熱温度-20)℃までの温度範
囲を平均冷却速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却し、その
後、亜鉛めっき浴中に浸漬することを特徴とする曲げ性
と深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。7. In% by weight, C: 0.0025% or less, Si: 1.5% or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less, Al:
0.005 to 0.2%, and N: 0.005% or less, and S
i, Mn and P are contained in a relationship of X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%) satisfying 15 ≦ X ≦ 30, and the balance is Fe and unavoidable impurities. Hot rolled steel slab, cold-rolled at a reduction rate of 50 to 90%, and heated to a temperature of ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) ° C or higher in a continuous galvanizing line. If the temperature is above the Ac 3 transformation point, at least A
r Cool the temperature range from the 3 transformation point to the (Ar 3 transformation point -20) ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less, and if the heating temperature is ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) When the temperature is not lower than the Ac 3 transformation point
At least the temperature range from the heating temperature to (heating temperature -20) ° C is cooled at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less, and then immersed in a galvanizing bath. Manufacturing method of high strength galvanized cold rolled steel sheet with excellent deep drawability.
下、Mn:0.7〜2.5%、P:0.15% 以下、S:0.015%以下、Al:
0.005〜0.2%、および、N:0.005%以下、さらに、Ti:0.00
5〜0.15% 、Nb:0.005〜0.15% 、もしくは、Ti+Nb （Ti
とNbの合計）：0.01〜0.15% を含有し、かつ、Si、Mnお
よびP を、 Ｘ=7×Si(%) ＋6 ×Mn(%) ＋110 ×P(%) において、9 ≦Ｘ≦25を満たす関係の下で含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延
し、圧下率50〜90% の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛め
っきラインにて（(Ac1+Ac3)/2)℃以上の温度まで加熱
し、加熱温度がAc3変態点以上の場合には、少なくともA
r3 変態点から(Ar3変態点-20)℃までの温度範囲を平均
冷却速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却し、また、加熱温
度が（(Ac1+Ac3)/2)℃以上Ac3 変態点未満の場合には、
少なくとも加熱温度から（加熱温度-20)℃までの温度範
囲を平均冷却速度2 ℃/s以上10℃/s以下で冷却し、その
後、亜鉛めっき浴中に浸漬することを特徴とする曲げ性
と深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき冷延鋼板の製造方
法。8. In% by weight, C: 0.0050% or less, Si: 1.5% or less, Mn: 0.7 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.015% or less, Al:
0.005 to 0.2%, and N: 0.005% or less, and Ti: 0.00
5 to 0.15%, Nb: 0.005 to 0.15%, or Ti + Nb (Ti
And Nb): 0.01 to 0.15%, and Si, Mn and P are expressed as follows: X = 7 × Si (%) + 6 × Mn (%) + 110 × P (%), 9 ≦ X ≦ 25 Steel slab consisting of Fe and unavoidable impurities is hot-rolled, cold-rolled at a reduction of 50 to 90%, and then continuously galvanized ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) Heat to a temperature of at least C. If the heating temperature is at or above the Ac 3 transformation point, at least A
r Cool the temperature range from the 3 transformation point to the (Ar 3 transformation point -20) ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less, and if the heating temperature is ((Ac 1 + Ac 3 ) / 2) When the temperature is not lower than the Ac 3 transformation point
At least the temperature range from the heating temperature to (heating temperature -20) ° C is cooled at an average cooling rate of 2 ° C / s or more and 10 ° C / s or less, and then immersed in a galvanizing bath. Manufacturing method of high strength galvanized cold rolled steel sheet with excellent deep drawability.
600 ℃までの温度範囲で、1s以上の熱処理を行うことを
特徴とする請求項7 または8 に記載の曲げ性と深絞り性
に優れた高強度亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。9. After immersion in the galvanizing bath, 460 to
9. The method for producing a high-strength galvanized cold-rolled steel sheet excellent in bendability and deep drawability according to claim 7, wherein heat treatment is performed for 1 s or more in a temperature range up to 600 ° C.
らに、重量％で、B:0.0002〜0.004%、V:0.002 〜0.1%、
W:0.002 〜0.1%、Mo:0.003〜0.4%、Sn:0.002〜0.3%、C
u:0.005〜0.3%未満、Cr:0.005〜0.4%、Ni:0.005〜0.3%
のうち1 種または2 種以上を含有することを特徴とする
請求項5 、6 、7 、8 または9 に記載の曲げ性と深絞り
性に優れた高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき冷延
鋼板の製造方法。10. In the chemical composition of the steel slab, B: 0.0002 to 0.004%, V: 0.002 to 0.1% by weight%,
W: 0.002-0.1%, Mo: 0.003-0.4%, Sn: 0.002-0.3%, C
u: less than 0.005 to 0.3%, Cr: 0.005 to 0.4%, Ni: 0.005 to 0.3%
10. A high-strength cold-rolled steel sheet or a high-strength galvanized cold sheet having excellent bendability and deep drawability according to claim 5, characterized in that it contains one or more of these. Manufacturing method of rolled steel sheet.
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