JP2004143470A - 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】塗装焼付硬化性と常温遅時効性の良好な鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．２〜１．４％、Ｏ：０．００３〜０．０２０％、Ａｌ：０．００８％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板。固溶Ｃ＝０．００２０％以下、固溶Ｎ＝０．０００５％〜０．００４％であることが好ましい。極低炭素鋼に固溶Ｎを残存せしめ、ＣｒとＯを添加することで、高い塗装焼付硬化性能と常温遅時効性とを兼備した熱延および冷延鋼板、さらには溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を得ることができる。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．２〜１．４％、Ｏ：０．００３〜０．０２０％、Ａｌ：０．００８％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板。固溶Ｃ＝０．００２０％以下、固溶Ｎ＝０．０００５％〜０．００４％であることが好ましい。極低炭素鋼に固溶Ｎを残存せしめ、ＣｒとＯを添加することで、高い塗装焼付硬化性能と常温遅時効性とを兼備した熱延および冷延鋼板、さらには溶融亜鉛メッキ冷延鋼板を得ることができる。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、塗装焼付硬化性能（ＢＨ）、常温遅時効性、成形性を兼ね備えた鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
本発明が係わる鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などに使用されるものである。そして、表面処理をしない狭義の鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎメッキ、合金化溶融Ｚｎメッキ、電気Ｚｎメッキなどの表面処理を施した広義の鋼板を含む。本発明による鋼板は、塗装焼付硬化性能を有する鋼板であるので、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。
【０００３】
【従来の技術】
溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。この中でも、例えば特許文献１などに開示されているＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、きわめて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているので、重要な位置をしめつつある。しかしながら、そのＢＨ量は通常のＢＨ鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなるＢＨ量を付与しようとすると常温非時効性が確保できなくなるという欠点を有する。
【０００４】
高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼板に関する技術については、例えば、特許文献２がある。これは極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉを複合添加して焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との複合組織とし高ｒ値、高ＢＨ、高延性および常温非時効性を兼ね備えた冷延鋼板を得るものである。しかしながら、この技術には以下のような実操業上の問題点を有することがあきらかとなった。１）このような多量のＮｂ，ＢさらにはＴｉを含有する成分の鋼では、α→γ変態点が低下するわけではなく、複合組織を得るためには極めて高い温度の焼鈍が必須となり、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となること、２）α＋γの温度領域がきわめて狭いため、板幅方向に組織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数℃の焼鈍温度の変化によって複合組織になる場合とならない場合があり、製造がきわめて不安定となる。
【０００５】
また、特許文献３には、Ｎｂを添加した極低炭素冷延鋼板において焼鈍後の冷却速度を制御することによって粒界中の炭素濃度を高めて、高ＢＨと常温遅時効性との両立が可能であることが示されている。しかしながら、これによっても高ＢＨと常温遅時効性とのバランスは十分とは言えない。
【０００６】
さらに、従来のＢＨ鋼板では、ＢＨの熱処理条件が１７０℃−２０分であれば所定のＢＨ量を得ることができるが、この条件が１６０℃−１０分や１５０℃−１０分ではＢＨが低下してしまうという問題がある。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５９−３１８２７号公報
【特許文献２】
特公平３−２２２４号公報
【特許文献３】
特開平７−３００６２３号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上述の通り、従来のＢＨ鋼板は、安定的な製造が困難であったり、ＢＨ量を増加させると同時に常温遅時効性が失われるという欠点を有していた。また、塗装焼付の温度が現状の１７０℃に対して１６０℃ないし１５０℃のような低温になると十分なＢＨ量が得られないという問題がある。
【０００９】
本発明は、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、また、ＢＨの温度が低温となっても十分なＢＨ量を有する鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目標を達成するために、鋭意、研究を遂行し、以下に述べるような従来にはない知見を得た。
【００１１】
すなわち、固溶Ｎの残存する鋼にＣｒを添加し、さらにＯ（酸素）を添加することにより従来以上に優れたＢＨと常温遅時効性を有し、かつ塗装焼付条件が低温短時間となっても高ＢＨ性を確保することが可能であることを見いだしたものである。
【００１２】
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であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．２〜１．４％、Ｏ：０．００３〜０．０２０％、Ａｌ：０．００８％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１７０が４５ＭＰａ以上で、かつ２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１６０、および２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨ１５０がいずれも４０ＭＰａ以上であることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（２）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．００１〜１．０％を含有することを特徴とする（１）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（３）質量％で、さらに、Ｖ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％含有することを特徴とする（１）または（２）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（４）質量％で、さらに、固溶Ｃ：０．００２０％以下、固溶Ｎ：０．０００５％〜０．００４％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（５）質量％で、さらに、Ｃａを０．０００５〜０．０１％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（６）質量％で、さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００１５％を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（７）質量％で、さらに、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＺｎおよびＷの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０質量％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（８）フェライト単相組織からなり、結晶粒径が８μｍ以上であることを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（９）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、熱間圧延終了温度から６００℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、ついで７５０℃以下で巻き取ることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（１０）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃から４５０℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、さらに３００〜１００℃の温度域を平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（１１）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃から４５０℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、ついで１５０〜４５０℃で１２０秒間以上の過時効処理を行なうことを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（１２）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛メッキラインにて最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃以下亜鉛メッキ浴温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却したのち、３００℃から１００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
（１３）６００℃以下の鉛メッキ浴温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却したのち、４６０〜５５０℃で１秒以上の熱処理を行い、３００℃から１００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする（１２）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
ここに本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定する理由についてさらに説明する。
【００１４】
Ｃは安価に強度を増加させる元素であるので、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、Ｃを０．０００５％未満とするのは製鋼技術上困難でコストアップとなる。また、十分なＢＨ性を付与するためには少量のＣが存在している方が好ましいのでこれを下限とする。一方、Ｃ量が０．００２５％を超えると成形性の劣化を招くだけでなく、本発明で重要な高ＢＨ性と常温非時効性を両立することが困難となるのでこれを上限とする。０．０００７％以上０．００２０％未満がさらに好ましいＣの範囲である。
【００１５】
Ｓｉは固溶体強化元素として強度を増加させる働きがあることの他、マルテンサイトやベイナイトさらには残留γ等を含む組織を得るためにも有効であり、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２．０％超となるとプレス成形性が劣悪となったり、化成処理性の低下を招いたりするのでこれを上限とする。溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、メッキ密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので０．６％以下とする。自動車のドアやフード等の外板パネルなどの表面品位が特に重要な用途に対しては０．０５％を上限とする。下限は特に設けないが、０．００１％以下とするのは製造コストが高くなるのでこれが実質的な下限である。また、Ａｌ量の制御の観点でＡｌ脱酸を行うことが困難な場合には、Ｓｉで脱酸することもあり得る。この場合には０．０４％以上のＳｉが含有される。
【００１６】
Ｍｎは固溶体強化元素として有用である他、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したり、マルテンサイトやベイナイトさらには残留γ等を含む組織を得るためにも有効であるので必要に応じて添加する。さらにＭｎは固溶Ｎに起因する常温時効を抑制する効果を有するので０．３％以上添加することが好ましい。ただし、深絞り性を必要とする場合には、０．１５％以下、さらには０．１０％未満とすることが好ましい。一方、３．０％を超えると強度が高くなりすぎて延性が低下したり、亜鉛メッキの密着性が阻害されたりするのでこれを上限とする。
【００１７】
ＰはＳｉと同様に安価に強度を上昇する元素として知られており強度を増加する必要がある場合にはさらに積極的に添加する。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、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メッキ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、その上限値を０．１５％とする。
【００１８】
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これを上限とする。
【００１９】
Ｃｒは本発明において重要である。０．２％以上のＣｒ添加によって初めて高ＢＨ性と耐常温時効性とを両立することが可能となる。ＮはＣよりも拡散速度が大きいため、耐常温時効性を確保することが困難であることが知られている。このため自動車の外板パネル等、外観が重視される部材にはＮを活用したＢＨ鋼板は適用されていない。しかしながらＣｒを積極的に添加することで、ＢＨ性を損なうことなく常温遅時効性を得ることが可能であることを新たに見いだした。これらの元素によって耐常温時効性が向上する機構は必ずしも明らかではないが、以下のように推察される。常温付近では、これらの元素とＮとがペアやクラスターを形成し、Ｎの拡散を抑えるため耐常温時効性が確保されるのに対して、１５０〜１７０℃での塗装焼付処理においては、Ｎがこれらのペアやクラスターから脱出し、転位を固着するため高ＢＨ性が発現する。Ｃｒの上限は、加工性の確保、めっき密着性とコストの点から決定され、１．４％とする。０．４〜１．０％がより好ましい範囲である。
【００２０】
Ｏ（酸素）は本発明において特に重要な元素である。Ｏを所定の量に制御することによって上記したＣｒのＢＨと常温遅時効性との寄与が大きくなることを発見した。この理由は必ずしも明らかではないが、酸化物の周辺にＣｒとＮが優先的に偏析し、上述したように、Ｃｒが常温でＮの拡散を抑制する効果を助長しているためと推察される。Ｏ量は、０．００３％以上とすることでこのような効果が明確になるためこれを下限とする。一方で、Ｏが０．０２０％を超えるとこのような効果が飽和する傾向となるだけでなく、ｒ値や延性等の加工性が劣化するため０．０２０％を上限とする。０．００５〜０．０１５％がより好ましいＯの範囲である。Ｏは通常はＦｅの酸化物として存在するが、Ａｌ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｓｉなどの酸化物またはそれらの複合酸化物として存在しても構わない。ただし、Ａｌ系の酸化物では高ＢＨと常温遅時効性との両立に対する寄与が小さく、また表面性状を劣化させるので極力低減することが望まれる。また、酸化物の形態やサイズ、分布は特に限定しないが、表面積を大きくする観点で、球状が好ましく、その平均直径は１．０μｍ以下、また製品板の結晶粒界に存在する割合が体積率で２０％以下であることが好ましい。これらの要件はいずれもＣｒとＮの偏析に有効なサイトを極力増加させる観点に立つものである。同様の観点から酸化物のみならず、ＭｎＳ、ＣａＳ、ＣｕＳ等を微細分散させることも有効である。
【００２１】
Ａｌは脱酸調製剤として使用しても良い。ただし、ＡｌはＮと結合しＡｌＮを形成する結果、ＢＨ性が低下するので、その添加は製造技術上無理のない範囲で必要最小限にとどめることが望ましい。この観点から冷延鋼板の場合には上限を０．００８％未満とする。Ａｌ量が０．００８％超では、固溶Ｎを確保するために全Ｎ量を多量に添加せねばならず、製造コストや成形性の点で不利である。０．００５％未満がより好ましく、０．００３％未満がさらに好ましい上限である。
【００２２】
Ｎは本発明において重要である。すなわち、本発明においては、主としてＮによって高ＢＨ性を達成するものである。したがって、０．００１％以上の添加が必須である。一方でＮが多すぎると常温遅時効性を確保するために過剰のＣｒを添加しなくてはならなくなったり、加工性が劣化したりするので０．００５％を上限値とする。より好ましくは、０．００１〜０．００４％である。
【００２３】
さらに、ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成しやすいので、ＢＨに寄与するＮを確保するために、Ｎ−０．５２Ａｌ＞０を満たすことが好ましい。より好ましくは、Ｎ−０．５２Ａｌ＞０．０００５％とする。この式は化学量論的にＡｌよりもＮ量が多いことが必要条件であることから決められたものである。
【００２４】
Ｍｏは主に固溶強化元素として０．００１％以上含有しても良いこととした。また、多量添加では炭窒化物形成による強化も期待できる半面、延性劣化が著しいため上限を１．０％とした。
【００２５】
ＶはＣｒの存在下で添加すると常温遅時効性の確保に有効に作用するため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、下記のＺｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇと合わせ、これらの１種又は２種以上の合計で０．０２％超の添加は窒化物の形成を助長するのでこれを上限とする。
【００２６】
Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇは脱酸元素として有効で、かつ溶鋼中で浮上しにくいために鋼中に酸化物として残存しやすいので、ＣｒやＮの偏析サイトとして有効に働く。また、ＮｂやＴｉには加工性を向上せしめる効果があることは広く知られているので、単独添加の場合それぞれ０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、添加量が多すぎると窒化物を形成し、固溶Ｎの確保が困難となるので、前記のＶを含めこれらの１種又は２種類以上添加する際も合計で０．０２％以下とする。
【００２７】
固溶Ｃ量は０．００２０％以下とすることが好ましい。本発明においては、主としてＮによって高ＢＨ性と常温遅時効性とを確保するので、固溶Ｃ量が多すぎると常温遅時効性を確保することが困難となる。固溶Ｃは０．００１５％未満とすることがより好ましい。固溶Ｃ量の調整は、全Ｃ量を上述の上限以下とすることによって行っても良いし、巻取温度や過時効処理条件によって所定のレベルまで低減しても良い。
【００２８】
固溶Ｎは合計で０．０００５〜０．００４％とすることが好ましい。ここで固溶Ｎとは単独でＦｅ中に存在するＮだけでなく、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｐなどの置換型固溶元素とペアやクラスターを形成するＮも含む。固溶Ｎ量は、全Ｎ量からＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮ、ＢＮ、ＺｒＮなどの化合物として存在するＮ量（抽出残査の化学分析から定量）を差し引いた値から求めることができる。また、内部摩擦法やＦＩＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｉｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）によって求めても良い。固溶Ｎが０．０００５％未満では十分なＢＨを得ることができない。また、０．００４％を超えてもＢＨ性は向上するが、常温遅時効性を得ることが困難となる。より好ましくは、０．０００８〜０．００２２％である。
【００２９】
Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏するので、０．０００５〜０．０１％の範囲で添加しても良い。０．０００５％未満では効果が十分でなく、０．０１％超添加すると加工性が劣化するのでこの範囲とする。
【００３０】
Ｂは２次加工脆化の防止に有効であるので必要に応じて添加する。添加量が０．０００１％未満では効果がほとんどなく、０．００１５％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、ＢＮが形成され易くなり、固溶Ｎを確保することが困難となる。０．０００１〜０．０００４％がより望ましい範囲である。
【００３１】
これらを主成分とする鋼に機械的強度の増加や疲労特性向上などのため、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＺｎおよびＷの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１％含有しても構わない。
【００３２】
本発明によって得られる熱延鋼板の組織は、フェライトを面積率最大の相とし、炭化物、窒化物、硫化物等の析出相を除くとフェライト１００％（フェライト単層組織）からなることが好ましい。本発明においてはフェライトが１００％であると、最も良好な延性およびＢＨと常温遅時効性とのバランスを得ることが可能である。ただし、鋼の強度等の要求特性を満たすためにベイナイトまたはアシキュラーフェライトを混在させても良い。フェライトの平均結晶粒径は８μｍ以上であることが望ましい。これによって良好な成形性が確保されるからである。１０μｍ超であればより好ましい。上限は特に設けないが、結晶粒径が大きすぎるとプレス後に肌荒れなどが生じやすいので５０μｍ未満であることが望ましい。
【００３３】
次に、製造条件の限定理由について述べる。
【００３４】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。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）のようなプロセスにも適合する。
【００３５】
熱延鋼板を最終製品とする場合には以下のように製造条件を限定する必要がある。すなわち、熱延の仕上げ温度は、（Ａｒ３−１００）℃以上とする。（Ａｒ３−１００）℃未満では、加工性を確保するのが困難であったり板厚精度の問題を生じたりする。Ａｒ３点以上がより好ましい範囲である。仕上げ温度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、ｒ値を確保するためには１０００℃以下とすることが好ましい。
【００３６】
なお、熱延の加熱温度は特に限定するものではないが、固溶Ｎを確保するために溶解させる必要のある場合には、１１５０℃以上とすることが望ましい。
【００３７】
熱延後は熱間圧延終了温度から少なくとも６００℃までは、平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となるように冷却する必要がある。これによって常温遅時効性が向上する。冷却速度が３０℃／ｓ以上で在れば、ＢＨ性と耐常温時効性に対してより一層好ましい。平均冷却速度の上限は特に定めないが、あまり高すぎると組織が不均一になりやすいので１０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００３８】
巻取温度は、７５０℃以下とする。下限は特に設けないが、良好な常温遅時効性を得るためには２００℃以上とすることが好ましい。
【００３９】
熱延後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。
【００４０】
つぎに冷延板を最終製品とする場合の製造条件について示す。
【００４１】
熱延の仕上げ温度は製品板の加工性を確保するという観点から（Ａｒ３−１００）℃以上とする必要がある。仕上げ温度の上限は熱延板と同様に、１０００℃以下とすることが好ましい。
【００４２】
冷間圧延の圧下率は９５％以下とする。９５％超とするのは設備への負荷が過大となるだけでなく、製品の機械的性質の異方性が大きくなる。好ましくは、８６％以下である。圧下率の下限は特に定めないが、加工性を確保するためには３０％以上とすることが好ましい。
【００４３】
焼鈍は、最高到達温度が６００℃〜１１００℃とする。焼鈍温度が６００℃未満では、再結晶が完了せず、加工性が劣悪となる。一方、焼鈍温度が１１００℃超では、組織が粗大化したり、加工性の低下を招く。６５０〜９００℃がより好ましい範囲である。
【００４４】
焼鈍後の冷却は、本発明において重要である。すなわち、焼鈍後の６００℃から４５０℃以下までの冷却速度を１０℃／ｓ以上とし、さらに３００℃から１００℃までの平均冷却速度を１５℃／ｓ以下とすることで高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼備した鋼板を製造することが可能となる。４５０℃までの冷却速度は３０℃／ｓ以上さらには５０℃／ｓ以上とすることがより一層好ましく、３００℃から１００℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以下とすることはより好ましい。ただし、過時効処理を施す場合にはこの限りではない。４５０℃までの冷却速度の上限は特に定めないが、板形状を均一にするためには２００℃／ｓ以下とすることが好ましく、３００℃から１００℃までの平均冷却速度の下限も特に定めないが、生産性を確保するために３℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００４５】
冷却後の過時効処理は常温遅時効性を向上せしめるのに有効である。このためには、過時効温度を１５０〜４５０℃とするのが良く、時間は１２０秒以上とする。過時効処理時間の上限は特に定めないが、長すぎると生産性を低下させるので１０００秒以下とすることが好ましい。
【００４６】
一方、溶融亜鉛メッキを施す場合には、焼鈍後、６００℃以下の亜鉛メッキ浴温度までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする。この場合にも高ＢＨ性と常温遅時効性とをさらに向上させるためには１０℃／ｓ以上さらには２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００４７】
平均冷却速度の上限は特に定めないが、良好な板形状を保つためには２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００４８】
その後、Ｚｎ−Ｆｅ合金化処理を必要とする場合には４６０℃〜５５０℃の範囲に１秒以上再加熱する。加熱時間の上限は特に定めないが、生産性確保の観点から４０秒以下とすることが好ましい。
【００４９】
その後、３００℃から１００℃以下までの平均冷却速度は１５℃／ｓ以下とする。平均冷却速度の下限は特に定めないが、生産性確保の観点から３℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００５０】
これらの条件が常温遅時効性の向上に好適であることの理由は必ずしも明らかではないが、酸化物の周辺にＣｒとＮが偏析することを助長しているものと推測される。
【００５１】
調質圧延は、常温遅時効性のさらなる向上、また、形状強制のために圧下率３％以下の範囲で行うのがよい。３％を超えると降伏強度が高くなったり、設備の負荷が大きくなるのでこれを上限とする。
【００５２】
本発明によって得られる冷延鋼板の組織は、フェライトを面積率最大の相とし、炭化物、窒化物、硫化物等の析出相を除くとフェライト１００％（フェライト単層組織）からなることが好ましい。本発明においてはフェライトが１００％であると、最も良好な延性およびＢＨと常温遅時効性とのバランスを得ることが可能である。ただし鋼の強度等の要求特性を満たすためにベイナイト、アシキュラーフェライト、マルテンサイトを混在させても良い。フェライトの平均結晶粒径は８μｍ以上であることが好ましい。これによって延性や深絞り性等の成形性に優れた鋼板を得ることができる。１０μｍ超であればなお好ましい。上限は特に設けないが、結晶粒径が大きすぎるとプレス後に肌荒れなどが生じやすいので５０μｍ未満であることが望ましい。
【００５３】
本発明によって得られる鋼板は、ＢＨ１７０が４５ＭＰａ以上、ＢＨ１６０およびＢＨ１５０がいずれも４０ＭＰａ以上である。ＢＨ１７０が６０ＭＰａ以上、ＢＨ１６０およびＢＨ１５０が５０ＭＰａ以上がより好ましい範囲である。ＢＨの上限は特に限定しないが、ＢＨ１７０が１４０ＭＰａ、ＢＨ１６０およびＢＨ１５０が１２５ＭＰａを超えると耐常温時効性を確保することが困難となる。なお、ＢＨ１７０とは、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって、ＢＨ１６０は２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって、さらにＢＨ１５０は２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨを表す。
【００５４】
常温遅時効性は人工時効後の降伏点伸びによって評価される。本発明によって得られる鋼板は、１００℃にて１時間熱処理後の引張試験における降伏点伸びが０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。
【００５５】
次に本発明を実施例にて説明する。
【００５６】
【実施例】
〔実施例１〕
表１の鋼をスラブ加熱温度１２００℃、仕上げ温度９３０℃、巻取り温度６５０℃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、ついで連続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／ｓ、最高到達温度８００℃とする焼鈍を行い、その後表２中に示す種々の冷却速度で６００℃から４５０℃の範囲を冷却し、また過時効処理温度も変化させた。なお過時効処理時間は１８０秒一定とした。３００℃から５０℃までの冷却速度も変化させた。さらに１．０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取しＢＨ、人工時効後の降伏点伸びの測定を行った。
【００５７】
結果を表２に示す。これより明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で焼鈍した場合には、高ＢＨ性と常温遅時効性とを両立することができた。これに対してＯ量が本発明の範囲よりも少ないと常温遅時効性が劣化し、逆に多すぎると伸びやｒ値が劣化した。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
〔実施例２〕
表１の鋼のうちＢ，Ｇをスラブ加熱温度１１５０℃、仕上げ温度９１０℃、巻取り温度６５０℃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、ついで連続溶融亜鉛メッキ設備にて加熱速度１４℃／ｓ、最高到達温度８００℃とする焼鈍を行い、６００℃以下４６０℃までを種々の冷却速度で冷却し、４６０℃の亜鉛浴に浸漬させたのち、１５℃／ｓにて５００℃まで再加熱し、１５秒間保持を行った。３００℃から５０℃までの冷却速度も変化させた。その後、さらに０．８％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取しＢＨ、人工時効後の降伏点伸びの測定を行った。
【００６１】
結果を表３に示す。これより明らかなとおり、適正な条件で製造した場合には、高ＢＨ性と常温時遅効性とを両立することができた。
【００６２】
【表３】
【００６３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明は高ＢＨ性と常温時効性とを備え、またＢＨの温度が低温になっても十分なＢＨ量を有する鋼板を提供することが可能となる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、塗装焼付硬化性能（ＢＨ）、常温遅時効性、成形性を兼ね備えた鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
本発明が係わる鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などに使用されるものである。そして、表面処理をしない狭義の鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎメッキ、合金化溶融Ｚｎメッキ、電気Ｚｎメッキなどの表面処理を施した広義の鋼板を含む。本発明による鋼板は、塗装焼付硬化性能を有する鋼板であるので、使用に当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全に寄与できるものと考えられる。
【０００３】
【従来の技術】
溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。この中でも、例えば特許文献１などに開示されているＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、きわめて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れているので、重要な位置をしめつつある。しかしながら、そのＢＨ量は通常のＢＨ鋼板のレベルを超えるものではなく、さらなるＢＨ量を付与しようとすると常温非時効性が確保できなくなるという欠点を有する。
【０００４】
高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備えた鋼板に関する技術については、例えば、特許文献２がある。これは極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉを複合添加して焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との複合組織とし高ｒ値、高ＢＨ、高延性および常温非時効性を兼ね備えた冷延鋼板を得るものである。しかしながら、この技術には以下のような実操業上の問題点を有することがあきらかとなった。１）このような多量のＮｂ，ＢさらにはＴｉを含有する成分の鋼では、α→γ変態点が低下するわけではなく、複合組織を得るためには極めて高い温度の焼鈍が必須となり、連続焼鈍時に板破断等のトラブルの原因となること、２）α＋γの温度領域がきわめて狭いため、板幅方向に組織が変化し、結果として材質が大きくばらついたり、数℃の焼鈍温度の変化によって複合組織になる場合とならない場合があり、製造がきわめて不安定となる。
【０００５】
また、特許文献３には、Ｎｂを添加した極低炭素冷延鋼板において焼鈍後の冷却速度を制御することによって粒界中の炭素濃度を高めて、高ＢＨと常温遅時効性との両立が可能であることが示されている。しかしながら、これによっても高ＢＨと常温遅時効性とのバランスは十分とは言えない。
【０００６】
さらに、従来のＢＨ鋼板では、ＢＨの熱処理条件が１７０℃−２０分であれば所定のＢＨ量を得ることができるが、この条件が１６０℃−１０分や１５０℃−１０分ではＢＨが低下してしまうという問題がある。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５９−３１８２７号公報
【特許文献２】
特公平３−２２２４号公報
【特許文献３】
特開平７−３００６２３号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上述の通り、従来のＢＨ鋼板は、安定的な製造が困難であったり、ＢＨ量を増加させると同時に常温遅時効性が失われるという欠点を有していた。また、塗装焼付の温度が現状の１７０℃に対して１６０℃ないし１５０℃のような低温になると十分なＢＨ量が得られないという問題がある。
【０００９】
本発明は、高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼ね備え、また、ＢＨの温度が低温となっても十分なＢＨ量を有する鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目標を達成するために、鋭意、研究を遂行し、以下に述べるような従来にはない知見を得た。
【００１１】
すなわち、固溶Ｎの残存する鋼にＣｒを添加し、さらにＯ（酸素）を添加することにより従来以上に優れたＢＨと常温遅時効性を有し、かつ塗装焼付条件が低温短時間となっても高ＢＨ性を確保することが可能であることを見いだしたものである。
【００１２】
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であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．２〜１．４％、Ｏ：０．００３〜０．０２０％、Ａｌ：０．００８％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１７０が４５ＭＰａ以上で、かつ２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１６０、および２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨ１５０がいずれも４０ＭＰａ以上であることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（２）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．００１〜１．０％を含有することを特徴とする（１）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（３）質量％で、さらに、Ｖ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％含有することを特徴とする（１）または（２）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（４）質量％で、さらに、固溶Ｃ：０．００２０％以下、固溶Ｎ：０．０００５％〜０．００４％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（５）質量％で、さらに、Ｃａを０．０００５〜０．０１％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（６）質量％で、さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００１５％を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（７）質量％で、さらに、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＺｎおよびＷの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０質量％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（８）フェライト単相組織からなり、結晶粒径が８μｍ以上であることを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
（９）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、熱間圧延終了温度から６００℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、ついで７５０℃以下で巻き取ることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（１０）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃から４５０℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、さらに３００〜１００℃の温度域を平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（１１）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃から４５０℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、ついで１５０〜４５０℃で１２０秒間以上の過時効処理を行なうことを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（１２）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛メッキラインにて最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃以下亜鉛メッキ浴温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却したのち、３００℃から１００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
（１３）６００℃以下の鉛メッキ浴温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却したのち、４６０〜５５０℃で１秒以上の熱処理を行い、３００℃から１００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする（１２）記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
ここに本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定する理由についてさらに説明する。
【００１４】
Ｃは安価に強度を増加させる元素であるので、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、Ｃを０．０００５％未満とするのは製鋼技術上困難でコストアップとなる。また、十分なＢＨ性を付与するためには少量のＣが存在している方が好ましいのでこれを下限とする。一方、Ｃ量が０．００２５％を超えると成形性の劣化を招くだけでなく、本発明で重要な高ＢＨ性と常温非時効性を両立することが困難となるのでこれを上限とする。０．０００７％以上０．００２０％未満がさらに好ましいＣの範囲である。
【００１５】
Ｓｉは固溶体強化元素として強度を増加させる働きがあることの他、マルテンサイトやベイナイトさらには残留γ等を含む組織を得るためにも有効であり、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２．０％超となるとプレス成形性が劣悪となったり、化成処理性の低下を招いたりするのでこれを上限とする。溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、メッキ密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずるので０．６％以下とする。自動車のドアやフード等の外板パネルなどの表面品位が特に重要な用途に対しては０．０５％を上限とする。下限は特に設けないが、０．００１％以下とするのは製造コストが高くなるのでこれが実質的な下限である。また、Ａｌ量の制御の観点でＡｌ脱酸を行うことが困難な場合には、Ｓｉで脱酸することもあり得る。この場合には０．０４％以上のＳｉが含有される。
【００１６】
Ｍｎは固溶体強化元素として有用である他、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したり、マルテンサイトやベイナイトさらには残留γ等を含む組織を得るためにも有効であるので必要に応じて添加する。さらにＭｎは固溶Ｎに起因する常温時効を抑制する効果を有するので０．３％以上添加することが好ましい。ただし、深絞り性を必要とする場合には、０．１５％以下、さらには０．１０％未満とすることが好ましい。一方、３．０％を超えると強度が高くなりすぎて延性が低下したり、亜鉛メッキの密着性が阻害されたりするのでこれを上限とする。
【００１７】
ＰはＳｉと同様に安価に強度を上昇する元素として知られており強度を増加する必要がある場合にはさらに積極的に添加する。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、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メッキ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、その上限値を０．１５％とする。
【００１８】
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これを上限とする。
【００１９】
Ｃｒは本発明において重要である。０．２％以上のＣｒ添加によって初めて高ＢＨ性と耐常温時効性とを両立することが可能となる。ＮはＣよりも拡散速度が大きいため、耐常温時効性を確保することが困難であることが知られている。このため自動車の外板パネル等、外観が重視される部材にはＮを活用したＢＨ鋼板は適用されていない。しかしながらＣｒを積極的に添加することで、ＢＨ性を損なうことなく常温遅時効性を得ることが可能であることを新たに見いだした。これらの元素によって耐常温時効性が向上する機構は必ずしも明らかではないが、以下のように推察される。常温付近では、これらの元素とＮとがペアやクラスターを形成し、Ｎの拡散を抑えるため耐常温時効性が確保されるのに対して、１５０〜１７０℃での塗装焼付処理においては、Ｎがこれらのペアやクラスターから脱出し、転位を固着するため高ＢＨ性が発現する。Ｃｒの上限は、加工性の確保、めっき密着性とコストの点から決定され、１．４％とする。０．４〜１．０％がより好ましい範囲である。
【００２０】
Ｏ（酸素）は本発明において特に重要な元素である。Ｏを所定の量に制御することによって上記したＣｒのＢＨと常温遅時効性との寄与が大きくなることを発見した。この理由は必ずしも明らかではないが、酸化物の周辺にＣｒとＮが優先的に偏析し、上述したように、Ｃｒが常温でＮの拡散を抑制する効果を助長しているためと推察される。Ｏ量は、０．００３％以上とすることでこのような効果が明確になるためこれを下限とする。一方で、Ｏが０．０２０％を超えるとこのような効果が飽和する傾向となるだけでなく、ｒ値や延性等の加工性が劣化するため０．０２０％を上限とする。０．００５〜０．０１５％がより好ましいＯの範囲である。Ｏは通常はＦｅの酸化物として存在するが、Ａｌ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｓｉなどの酸化物またはそれらの複合酸化物として存在しても構わない。ただし、Ａｌ系の酸化物では高ＢＨと常温遅時効性との両立に対する寄与が小さく、また表面性状を劣化させるので極力低減することが望まれる。また、酸化物の形態やサイズ、分布は特に限定しないが、表面積を大きくする観点で、球状が好ましく、その平均直径は１．０μｍ以下、また製品板の結晶粒界に存在する割合が体積率で２０％以下であることが好ましい。これらの要件はいずれもＣｒとＮの偏析に有効なサイトを極力増加させる観点に立つものである。同様の観点から酸化物のみならず、ＭｎＳ、ＣａＳ、ＣｕＳ等を微細分散させることも有効である。
【００２１】
Ａｌは脱酸調製剤として使用しても良い。ただし、ＡｌはＮと結合しＡｌＮを形成する結果、ＢＨ性が低下するので、その添加は製造技術上無理のない範囲で必要最小限にとどめることが望ましい。この観点から冷延鋼板の場合には上限を０．００８％未満とする。Ａｌ量が０．００８％超では、固溶Ｎを確保するために全Ｎ量を多量に添加せねばならず、製造コストや成形性の点で不利である。０．００５％未満がより好ましく、０．００３％未満がさらに好ましい上限である。
【００２２】
Ｎは本発明において重要である。すなわち、本発明においては、主としてＮによって高ＢＨ性を達成するものである。したがって、０．００１％以上の添加が必須である。一方でＮが多すぎると常温遅時効性を確保するために過剰のＣｒを添加しなくてはならなくなったり、加工性が劣化したりするので０．００５％を上限値とする。より好ましくは、０．００１〜０．００４％である。
【００２３】
さらに、ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成しやすいので、ＢＨに寄与するＮを確保するために、Ｎ−０．５２Ａｌ＞０を満たすことが好ましい。より好ましくは、Ｎ−０．５２Ａｌ＞０．０００５％とする。この式は化学量論的にＡｌよりもＮ量が多いことが必要条件であることから決められたものである。
【００２４】
Ｍｏは主に固溶強化元素として０．００１％以上含有しても良いこととした。また、多量添加では炭窒化物形成による強化も期待できる半面、延性劣化が著しいため上限を１．０％とした。
【００２５】
ＶはＣｒの存在下で添加すると常温遅時効性の確保に有効に作用するため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、下記のＺｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇと合わせ、これらの１種又は２種以上の合計で０．０２％超の添加は窒化物の形成を助長するのでこれを上限とする。
【００２６】
Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇは脱酸元素として有効で、かつ溶鋼中で浮上しにくいために鋼中に酸化物として残存しやすいので、ＣｒやＮの偏析サイトとして有効に働く。また、ＮｂやＴｉには加工性を向上せしめる効果があることは広く知られているので、単独添加の場合それぞれ０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、添加量が多すぎると窒化物を形成し、固溶Ｎの確保が困難となるので、前記のＶを含めこれらの１種又は２種類以上添加する際も合計で０．０２％以下とする。
【００２７】
固溶Ｃ量は０．００２０％以下とすることが好ましい。本発明においては、主としてＮによって高ＢＨ性と常温遅時効性とを確保するので、固溶Ｃ量が多すぎると常温遅時効性を確保することが困難となる。固溶Ｃは０．００１５％未満とすることがより好ましい。固溶Ｃ量の調整は、全Ｃ量を上述の上限以下とすることによって行っても良いし、巻取温度や過時効処理条件によって所定のレベルまで低減しても良い。
【００２８】
固溶Ｎは合計で０．０００５〜０．００４％とすることが好ましい。ここで固溶Ｎとは単独でＦｅ中に存在するＮだけでなく、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｐなどの置換型固溶元素とペアやクラスターを形成するＮも含む。固溶Ｎ量は、全Ｎ量からＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮ、ＢＮ、ＺｒＮなどの化合物として存在するＮ量（抽出残査の化学分析から定量）を差し引いた値から求めることができる。また、内部摩擦法やＦＩＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｉｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）によって求めても良い。固溶Ｎが０．０００５％未満では十分なＢＨを得ることができない。また、０．００４％を超えてもＢＨ性は向上するが、常温遅時効性を得ることが困難となる。より好ましくは、０．０００８〜０．００２２％である。
【００２９】
Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏するので、０．０００５〜０．０１％の範囲で添加しても良い。０．０００５％未満では効果が十分でなく、０．０１％超添加すると加工性が劣化するのでこの範囲とする。
【００３０】
Ｂは２次加工脆化の防止に有効であるので必要に応じて添加する。添加量が０．０００１％未満では効果がほとんどなく、０．００１５％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、ＢＮが形成され易くなり、固溶Ｎを確保することが困難となる。０．０００１〜０．０００４％がより望ましい範囲である。
【００３１】
これらを主成分とする鋼に機械的強度の増加や疲労特性向上などのため、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＺｎおよびＷの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１％含有しても構わない。
【００３２】
本発明によって得られる熱延鋼板の組織は、フェライトを面積率最大の相とし、炭化物、窒化物、硫化物等の析出相を除くとフェライト１００％（フェライト単層組織）からなることが好ましい。本発明においてはフェライトが１００％であると、最も良好な延性およびＢＨと常温遅時効性とのバランスを得ることが可能である。ただし、鋼の強度等の要求特性を満たすためにベイナイトまたはアシキュラーフェライトを混在させても良い。フェライトの平均結晶粒径は８μｍ以上であることが望ましい。これによって良好な成形性が確保されるからである。１０μｍ超であればより好ましい。上限は特に設けないが、結晶粒径が大きすぎるとプレス後に肌荒れなどが生じやすいので５０μｍ未満であることが望ましい。
【００３３】
次に、製造条件の限定理由について述べる。
【００３４】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。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）のようなプロセスにも適合する。
【００３５】
熱延鋼板を最終製品とする場合には以下のように製造条件を限定する必要がある。すなわち、熱延の仕上げ温度は、（Ａｒ３−１００）℃以上とする。（Ａｒ３−１００）℃未満では、加工性を確保するのが困難であったり板厚精度の問題を生じたりする。Ａｒ３点以上がより好ましい範囲である。仕上げ温度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、ｒ値を確保するためには１０００℃以下とすることが好ましい。
【００３６】
なお、熱延の加熱温度は特に限定するものではないが、固溶Ｎを確保するために溶解させる必要のある場合には、１１５０℃以上とすることが望ましい。
【００３７】
熱延後は熱間圧延終了温度から少なくとも６００℃までは、平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となるように冷却する必要がある。これによって常温遅時効性が向上する。冷却速度が３０℃／ｓ以上で在れば、ＢＨ性と耐常温時効性に対してより一層好ましい。平均冷却速度の上限は特に定めないが、あまり高すぎると組織が不均一になりやすいので１０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００３８】
巻取温度は、７５０℃以下とする。下限は特に設けないが、良好な常温遅時効性を得るためには２００℃以上とすることが好ましい。
【００３９】
熱延後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。
【００４０】
つぎに冷延板を最終製品とする場合の製造条件について示す。
【００４１】
熱延の仕上げ温度は製品板の加工性を確保するという観点から（Ａｒ３−１００）℃以上とする必要がある。仕上げ温度の上限は熱延板と同様に、１０００℃以下とすることが好ましい。
【００４２】
冷間圧延の圧下率は９５％以下とする。９５％超とするのは設備への負荷が過大となるだけでなく、製品の機械的性質の異方性が大きくなる。好ましくは、８６％以下である。圧下率の下限は特に定めないが、加工性を確保するためには３０％以上とすることが好ましい。
【００４３】
焼鈍は、最高到達温度が６００℃〜１１００℃とする。焼鈍温度が６００℃未満では、再結晶が完了せず、加工性が劣悪となる。一方、焼鈍温度が１１００℃超では、組織が粗大化したり、加工性の低下を招く。６５０〜９００℃がより好ましい範囲である。
【００４４】
焼鈍後の冷却は、本発明において重要である。すなわち、焼鈍後の６００℃から４５０℃以下までの冷却速度を１０℃／ｓ以上とし、さらに３００℃から１００℃までの平均冷却速度を１５℃／ｓ以下とすることで高ＢＨ性と常温遅時効性とを兼備した鋼板を製造することが可能となる。４５０℃までの冷却速度は３０℃／ｓ以上さらには５０℃／ｓ以上とすることがより一層好ましく、３００℃から１００℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以下とすることはより好ましい。ただし、過時効処理を施す場合にはこの限りではない。４５０℃までの冷却速度の上限は特に定めないが、板形状を均一にするためには２００℃／ｓ以下とすることが好ましく、３００℃から１００℃までの平均冷却速度の下限も特に定めないが、生産性を確保するために３℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００４５】
冷却後の過時効処理は常温遅時効性を向上せしめるのに有効である。このためには、過時効温度を１５０〜４５０℃とするのが良く、時間は１２０秒以上とする。過時効処理時間の上限は特に定めないが、長すぎると生産性を低下させるので１０００秒以下とすることが好ましい。
【００４６】
一方、溶融亜鉛メッキを施す場合には、焼鈍後、６００℃以下の亜鉛メッキ浴温度までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする。この場合にも高ＢＨ性と常温遅時効性とをさらに向上させるためには１０℃／ｓ以上さらには２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００４７】
平均冷却速度の上限は特に定めないが、良好な板形状を保つためには２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００４８】
その後、Ｚｎ−Ｆｅ合金化処理を必要とする場合には４６０℃〜５５０℃の範囲に１秒以上再加熱する。加熱時間の上限は特に定めないが、生産性確保の観点から４０秒以下とすることが好ましい。
【００４９】
その後、３００℃から１００℃以下までの平均冷却速度は１５℃／ｓ以下とする。平均冷却速度の下限は特に定めないが、生産性確保の観点から３℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００５０】
これらの条件が常温遅時効性の向上に好適であることの理由は必ずしも明らかではないが、酸化物の周辺にＣｒとＮが偏析することを助長しているものと推測される。
【００５１】
調質圧延は、常温遅時効性のさらなる向上、また、形状強制のために圧下率３％以下の範囲で行うのがよい。３％を超えると降伏強度が高くなったり、設備の負荷が大きくなるのでこれを上限とする。
【００５２】
本発明によって得られる冷延鋼板の組織は、フェライトを面積率最大の相とし、炭化物、窒化物、硫化物等の析出相を除くとフェライト１００％（フェライト単層組織）からなることが好ましい。本発明においてはフェライトが１００％であると、最も良好な延性およびＢＨと常温遅時効性とのバランスを得ることが可能である。ただし鋼の強度等の要求特性を満たすためにベイナイト、アシキュラーフェライト、マルテンサイトを混在させても良い。フェライトの平均結晶粒径は８μｍ以上であることが好ましい。これによって延性や深絞り性等の成形性に優れた鋼板を得ることができる。１０μｍ超であればなお好ましい。上限は特に設けないが、結晶粒径が大きすぎるとプレス後に肌荒れなどが生じやすいので５０μｍ未満であることが望ましい。
【００５３】
本発明によって得られる鋼板は、ＢＨ１７０が４５ＭＰａ以上、ＢＨ１６０およびＢＨ１５０がいずれも４０ＭＰａ以上である。ＢＨ１７０が６０ＭＰａ以上、ＢＨ１６０およびＢＨ１５０が５０ＭＰａ以上がより好ましい範囲である。ＢＨの上限は特に限定しないが、ＢＨ１７０が１４０ＭＰａ、ＢＨ１６０およびＢＨ１５０が１２５ＭＰａを超えると耐常温時効性を確保することが困難となる。なお、ＢＨ１７０とは、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって、ＢＨ１６０は２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって、さらにＢＨ１５０は２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨを表す。
【００５４】
常温遅時効性は人工時効後の降伏点伸びによって評価される。本発明によって得られる鋼板は、１００℃にて１時間熱処理後の引張試験における降伏点伸びが０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。
【００５５】
次に本発明を実施例にて説明する。
【００５６】
【実施例】
〔実施例１〕
表１の鋼をスラブ加熱温度１２００℃、仕上げ温度９３０℃、巻取り温度６５０℃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、ついで連続焼鈍設備にて加熱速度１０℃／ｓ、最高到達温度８００℃とする焼鈍を行い、その後表２中に示す種々の冷却速度で６００℃から４５０℃の範囲を冷却し、また過時効処理温度も変化させた。なお過時効処理時間は１８０秒一定とした。３００℃から５０℃までの冷却速度も変化させた。さらに１．０％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取しＢＨ、人工時効後の降伏点伸びの測定を行った。
【００５７】
結果を表２に示す。これより明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で焼鈍した場合には、高ＢＨ性と常温遅時効性とを両立することができた。これに対してＯ量が本発明の範囲よりも少ないと常温遅時効性が劣化し、逆に多すぎると伸びやｒ値が劣化した。
【００５８】
【表１】
【表２】
〔実施例２〕
表１の鋼のうちＢ，Ｇをスラブ加熱温度１１５０℃、仕上げ温度９１０℃、巻取り温度６５０℃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、ついで連続溶融亜鉛メッキ設備にて加熱速度１４℃／ｓ、最高到達温度８００℃とする焼鈍を行い、６００℃以下４６０℃までを種々の冷却速度で冷却し、４６０℃の亜鉛浴に浸漬させたのち、１５℃／ｓにて５００℃まで再加熱し、１５秒間保持を行った。３００℃から５０℃までの冷却速度も変化させた。その後、さらに０．８％の圧下率の調質圧延をし、ＪＩＳ５号引張試験片を採取しＢＨ、人工時効後の降伏点伸びの測定を行った。
【００６１】
結果を表３に示す。これより明らかなとおり、適正な条件で製造した場合には、高ＢＨ性と常温時遅効性とを両立することができた。
【００６２】
【表３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明は高ＢＨ性と常温時効性とを備え、またＢＨの温度が低温になっても十分なＢＨ量を有する鋼板を提供することが可能となる。
Claims (13)
- 質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．２〜１．４％、Ｏ：０．００３〜０．０２０％、Ａｌ：０．００８％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、２％引張変形後１７０℃にて２０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１７０が４５ＭＰａ以上で、かつ２％引張変形後１６０℃にて１０分間の熱処理を施すことによって評価されるＢＨ１６０、および２％引張変形後１５０℃にて１０分間の熱処理で評価されるＢＨ１５０がいずれも４０ＭＰａ以上であることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｍｏ：０．００１〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｖ，Ｚｒ，Ｃｅ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｇのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０２％含有することを特徴とする請求項１または２記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
- 質量％で、さらに、固溶Ｃ：０．００２０％以下、固溶Ｎ：０．０００５％〜０．００４％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｃａを０．０００５〜０．０１％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｂ：０．０００１〜０．００１５％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｓｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，ＺｎおよびＷの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．０質量％含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
- フェライト単相組織からなり、結晶粒径が８μｍ以上であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた鋼板。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、熱間圧延終了温度から６００℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、ついで７５０℃以下で巻き取ることを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃から４５０℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、さらに３００〜１００℃の温度域を平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃から４５０℃以下まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、ついで１５０〜４５０℃で１２０秒間以上の過時効処理を行なうことを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の化学成分を有するスラブを（Ａｒ３点−１００）℃以上で熱間圧延を行い、９５％以下の圧下率で冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛メッキラインにて最高到達温度が６００℃以上１１００℃以下となるように焼鈍し、６００℃以下亜鉛メッキ浴温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却したのち、３００℃から１００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
- ６００℃以下の鉛メッキ浴温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却したのち、４６０〜５５０℃で１秒以上の熱処理を行い、３００℃から１００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする請求項１２記載の塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
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Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006206954A (ja) * | 2005-01-27 | 2006-08-10 | Nippon Steel Corp | プレス成形性とプレス成形時の被膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2006088223A1 (ja) * | 2005-02-18 | 2006-08-24 | Nippon Steel Corporation | 表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板および極低炭素鋳片の製造方法 |
| WO2007043168A1 (ja) * | 2005-10-05 | 2007-04-19 | Nippon Steel Corporation | 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2007254766A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-10-04 | Nippon Steel Corp | 低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板及びその製造方法 |
| JP2010053451A (ja) * | 2003-11-10 | 2010-03-11 | Posco | 加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP2011246767A (ja) * | 2010-05-27 | 2011-12-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法 |
| KR101917464B1 (ko) * | 2016-12-22 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| CN109778080A (zh) * | 2019-01-22 | 2019-05-21 | 宋鑫 | 一种超高强度超高低温冲击压裂泵泵头体 |
| KR20190078406A (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 고온 특성과 상온 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
-
2002
- 2002-10-04 JP JP2002292572A patent/JP2004143470A/ja active Pending
Cited By (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010053451A (ja) * | 2003-11-10 | 2010-03-11 | Posco | 加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法 |
| US9297057B2 (en) | 2003-11-10 | 2016-03-29 | Posco | Cold rolled steel sheet having aging resistance and superior formability, and process for producing the same |
| JP2010077536A (ja) * | 2003-11-10 | 2010-04-08 | Posco | 加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP2006206954A (ja) * | 2005-01-27 | 2006-08-10 | Nippon Steel Corp | プレス成形性とプレス成形時の被膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP4486518B2 (ja) * | 2005-01-27 | 2010-06-23 | 新日本製鐵株式会社 | プレス成形性とプレス成形時の被膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2006088223A1 (ja) * | 2005-02-18 | 2006-08-24 | Nippon Steel Corporation | 表面性状、加工性および成形性に優れた極低炭素鋼板および極低炭素鋳片の製造方法 |
| CN101278066B (zh) * | 2005-10-05 | 2011-12-14 | 新日本制铁株式会社 | 烤漆硬化性能和常温延迟时效性优异的冷轧钢板及其制造方法 |
| US9290835B2 (en) | 2005-10-05 | 2016-03-22 | Nippon Steel & Summitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet excellent in paint bake hardenability and ordinary-temperature non-aging property and method of producing the same |
| EP1932932A1 (en) * | 2005-10-05 | 2008-06-18 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet excellent in coating curability in baking and cold slow-aging property and process for producing the same |
| WO2007043168A1 (ja) * | 2005-10-05 | 2007-04-19 | Nippon Steel Corporation | 塗装焼付硬化性能と常温遅時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| EP1932932A4 (en) * | 2005-10-05 | 2009-12-23 | Nippon Steel Corp | COLD LAMINATED STEEL SHEET EXCELLENT IN CAPACITY TO HARDEN COATING DURING COOKING AND SLOW COLD AGING PROPERTY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME |
| KR101099774B1 (ko) | 2005-10-05 | 2011-12-28 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 도장 소부 경화 성능과 상온 지시효성이 우수한 냉연 강판및 그 제조 방법 |
| JP2007254766A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-10-04 | Nippon Steel Corp | 低温焼付硬化性と常温非時効性に優れた深絞り用鋼板及びその製造方法 |
| JP2011246767A (ja) * | 2010-05-27 | 2011-12-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法 |
| KR101917464B1 (ko) * | 2016-12-22 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR20190078406A (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 고온 특성과 상온 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR102045654B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-11-15 | 주식회사 포스코 | 고온 특성과 상온 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| CN111527228A (zh) * | 2017-12-26 | 2020-08-11 | Posco公司 | 高温特性和常温加工性优异的冷轧钢板及其制造方法 |
| CN111527228B (zh) * | 2017-12-26 | 2021-12-21 | Posco公司 | 高温特性和常温加工性优异的冷轧钢板及其制造方法 |
| US11578379B2 (en) | 2017-12-26 | 2023-02-14 | Posco | Cold-rolled steel sheet having excellent high-temperature properties and room-temperature workability |
| CN109778080A (zh) * | 2019-01-22 | 2019-05-21 | 宋鑫 | 一种超高强度超高低温冲击压裂泵泵头体 |
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