JP5043248B1 - 高強度焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．００４０％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｐ：０．０１〜０．０７％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０２０％、及びＭｏ：０．００５〜０．０５０％を含有し、［Ｍｎ％］／［Ｐ％］が１．６以上４５以下、［Ｃ％］−（１２／９３）×［Ｎｂ％］が０．０００５％以上０．００２５％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、板厚の１／４厚の深さ位置における面に平行な｛２２２｝面、｛１１０｝面、及び｛２００｝面の各Ｘ線回折積分強度比Ｘ（２２２）、Ｘ（１１０）、及びＸ（２００）が、下記式を満たし、引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下である、焼付硬化性、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板を提供する。
Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１０）＋Ｘ（２００）｝≧３．０
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車の外板材等に使用される、引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下であり、焼付硬化性（ＢＨ性）、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板、及びその製造方法に関する。
本願は、２０１０年１１月２９日に、日本に出願された特願２０１０−２６４４４７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車の軽量化を目的として車体には高強度鋼板が使用されているが、近年、高強度鋼板に要求される特性として、薄手でありながらも高い耐デント性を有することが要求されている。このような要求に応えるために、焼付硬化型冷延鋼板が用いられている。
焼付硬化型冷延鋼板は軟質鋼板に近い降伏強度を有するため、プレス成形時には優れた成形性を発揮する。そして、プレス成形後に塗装焼付処理を行うことにより、降伏強度を上昇させる。すなわち、焼付硬化型冷延鋼板は、高い成形性と高強度とを共に実現することができる。
焼付硬化は、鋼中に固溶された侵入型元素である固溶炭素や固溶窒素により、変形する過程で生成された転位が固着されることにより発生する、一種のひずみ時効を利用している。このため、固溶炭素及び固溶窒素が増加すると焼付硬化量（ＢＨ量）は増加する。しかしながら、固溶元素が過度に増加すると、常温時効により成形性の悪化をもたらす。従って、適切な固溶元素の制御が重要である。
従来の焼付硬化型冷延鋼板は、強度を高めるために添加するＭｎ、Ｐや、常温耐時効性を高めるために添加するＭｏによって、深絞り加工性の指標となるｒ値（ランクフォード値）やその面内異方性を示す｜Δｒ｜値が変化することに注意が払われていなかった。
焼付硬化型冷延鋼板については、従来から種々の提案がなされている。例えば特許文献１や特許文献２には、Ｎｂ添加の極低炭素鋼においてＭｎとＰにより固溶強化を図り、Ｃ量とＮｂ添加量とのバランスで固溶Ｃ量を調節して焼付硬化性を付与し、Ｍｏ添加で常温耐時効性を付与した高強度焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法が記載されている。しかし組織を微細にすることで粒界Ｃを焼付硬化性発現に利用する思想からＡｌＮ分散を必須としており、これが焼鈍時の粒成長だけでなく再結晶自体も阻害し易く、またそもそもＡｌ添加量が高いため酸化物起因の表面欠陥ができ易いうえ、ｒ値などの深絞り加工性はもとよりその面内異方性については検討されていなかった。
また下記特許文献３には、自動車外板用の常温耐時効性を有する高強度焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法に関し、面内異方性を小さくするために、冷延率をＣ添加量の関数で規定している。しかし特許文献３の鋼板は極低炭素鋼ではなく、ミクロ組織はフェライトと低温変態相からなるＤＰ鋼のような複合組織であり、強度はかなり高いものと推定される。また、Ｍｏ添加の理由もＣｒ、Ｖを含め、低温変態相を得るためのオーステナイトの焼入性を上げるためのものであり、ｒ値自体が開示されておらず、深絞り加工性は不明であった。
日本国特表２００９−５０９０４６号公報 日本国特表２００７−０８９４３７号公報 日本国特許第４０４２５６０号公報
本発明は、前述の従来技術の問題点を解決し、引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下であり、焼付硬化性（ＢＨ性）、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
本発明は、上述の課題を解決するために以下の方策を採用する。
（１）本発明の第１の態様は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．００４０％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｐ：０．０１〜０．０７％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０２０％、及びＭｏ：０．００５〜０．０５０％を含有し、Ｍｎの含有量を［Ｍｎ％］、Ｐの含有量を［Ｐ％］として、［Ｍｎ％］／［Ｐ％］の値が１．６以上４５以下であり、Ｃの含有量を［Ｃ％］、Ｎｂの含有量を［Ｎｂ％］として、［Ｃ％］−(１２／９３)×［Ｎｂ％］で求められる固溶Ｃの量が０．０００５％以上０．００２５％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高強度焼付硬化型冷延鋼板であって、この高強度焼付硬化型冷延鋼板の板厚の１／４厚の深さ位置における面に平行な｛２２２｝面、｛１１０｝面、及び｛２００｝面の各Ｘ線回折積分強度比Ｘ（２２２）、Ｘ（１１０）、及びＸ（２００）が、下記式（１）を満たし、引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下であり、焼付硬化性、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板である。
Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１０）＋Ｘ（２００）｝≧３．０ ・・・式（１）
（２）上記（１）に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板では、前記化学成分が更に、質量で、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｗ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５００％、及びＲＥＭ：０．００１０〜０．０５００％から選択される少なくとも一種を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板は、少なくとも一方の表面に、めっき層が付与されていてもよい。
（４）本発明の第２の態様は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．００１０〜０．００４０％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｐ：０．０１〜０．０７％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．０００３〜０．０２００％、及びＢ：０．０００１〜０．００１０％を含有し、Ｍｎの含有量を［Ｍｎ％］、Ｐの含有量を［Ｐ％］として、［Ｍｎ％］／［Ｐ％］の値が１．６以上４５以下であり、Ｎｂの含有量を［Ｎｂ％］、Ｔｉの含有量を［Ｔｉ％］として、［Ｎｂ％］／［Ｔｉ％］の値が０．２以上４０以下であり、Ｂの含有量を［Ｂ％］、Ｎの含有量を［Ｎ％］として、［Ｂ％］／［Ｎ％］の値が０．０５以上３以下であり、［Ｃ％］−(１２／９３)×［Ｎｂ％］−(１２／４８)×［Ｔｉ’％］で示される固溶Ｃが０．０００５％以上０．００２５％以下であり、前記［Ｔｉ’％］は、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］≧０の場合、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］であり、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］＜０の場合、０であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高強度焼付硬化型冷延鋼板であって、この高強度焼付硬化型冷延鋼板の板厚の１／４厚の深さ位置における面に平行な｛２２２｝面、｛１１０｝面、及び｛２００｝面の各Ｘ線回折積分強度比Ｘ（２２２）、Ｘ（１１０）、及びＸ（２００）が、下記式（１）を満たし、引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下であり、焼付硬化性、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板である。
Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１０）＋Ｘ（２００）｝≧３．０ ・・・式（１）
（５）上記（４）に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板では、前記化学成分が更に、質量で、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｃｒ：０．０１〜１．００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１００％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｗ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５００％、及びＲＥＭ：０．００１０〜０．０５００％から選択される少なくとも一種を含有してもよい。
（６）上記（４）又は（５）に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板は、少なくとも一方の表面に、めっき層が付与されていてもよい。
（７）本発明の第３の態様は、上記（１）、（２）、（４）、（５）の何れか一項に記載の化学成分を有するスラブを、１２００℃以上の加熱温度、９００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱延工程と；前記熱延鋼板を７００℃以上８００℃以下で巻き取る巻き取り工程と；巻き取られた前記熱延鋼板を、少なくとも４００℃から２５０℃に降下するまで０．０１℃／秒以下の冷却速度で、冷却する巻き取り後冷却工程と；酸洗後冷延する際の冷延率ＣＲ％が、Ｍｎの含有量を［Ｍｎ％］、Ｐの含有量を［Ｐ％］、Ｍｏの含有量を［Ｍｏ％］として、下記式（２）及び式（３）を満足する条件で冷延する冷延工程と；７７０℃以上８２０℃以下で連続焼鈍する連続焼鈍工程と；１．０％以上１．５％以下の調質圧延を施す調質圧延工程と；を備える高強度焼付硬化型冷延鋼板の製造方法である。
ＣＲ％≧７５−５×（［Ｍｎ％］＋８［Ｐ％］＋１２［Ｍｏ％］）・・・式（２）
ＣＲ％≦９５−１０×（［Ｍｎ％］＋８［Ｐ％］＋１２［Ｍｏ％］）・・・式（３）
（８）上記（７）に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板の製造方法では、前記調質圧延工程の前に、少なくとも一方の表面にめっき層を付与するめっき工程を更に備えてもよい。
上述の方策によれば、Ｍｎ、Ｐなどの合金添加の影響を明確化し、深絞り加工性に大きな影響を及ぼす冷延率を調整することにより、引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下であり、焼付硬化性（ＢＨ性）、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明の一実施形態に係る鋼板の冷延率ＣＲ％と成分との関係を示す図である。
本発明者等は、鋼板の成分及び製法について鋭意検討を行った結果、鋼板の化学成分を適切に制御した上で、所定の冷延率の冷延を施すことにより、引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下であり、焼付硬化性（ＢＨ性）、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板を得ることができることを見出した。
以下、上述の知見に基づきなされた本発明の一実施形態に係る高強度焼付硬化型冷延鋼板ついて詳細に説明する。
まず、本実施形態に係る強度焼付硬化型冷延鋼板の含有する化学成分について説明する。各化学成分の含有率は全て質量％である。
（Ｃ：０．００１０〜０．００４０％）
Ｃは、固溶強化と焼付硬化性を促す元素である。Ｃが０．００１０％未満の場合、非常に低い炭素含量により引張強度が低く、Ｎｂ添加による結晶粒の微細化効果を図っても鋼中に存在する絶対炭素含量が低いため、充分な焼付硬化性が得られない。一方、０．００４０％を越えると、鋼中の固溶Ｃ量が高まり焼付硬化性が非常に高くなるが、時効後ＹＰ−Ｅｌ≦０．３％の常温耐時効性が確保されず、プレス成形時にストレッチャーストレインが発生するため成形性が低下する。従ってＣは、０．００１０〜０．００４０％とし、更に、後述のように固溶Ｃを０．０００５〜０．００２５％とすることで３０ＭＰａ以上のＢＨ量の焼付硬化性と０．３％以下の時効後ＹＰ−Ｅｌの常温耐時効性を確保することができる。
Ｃの下限値は、０．００１２％であることが好ましく、０．００１４％であることが更に好ましい。Ｃの上限値は、０．００３８％であることが好ましく、０．００３５％であることが更に好ましい。
（Ｓｉ：０．００５〜０．０５％）
Ｓｉは、強度を増加させる元素で、添加量が増加するほど強度は増加するが、成形性の劣化が著しい。すなわち、Ｓｉは可能な限り低く添加することが有利であるため、上限を０．０５％とする。ただし、含有量を低下させるためのコストを考慮し、下限値を０．００５％とする。
Ｓｉの下限値は、０．０１％であることが好ましく、０．０２％であることが更に好ましい。Ｓｉの上限値は、０．０４％であることが好ましく、０．０３％であることが更に好ましい。
（Ｍｎ：０．１〜０．８％）
Ｍｎは、固溶強化元素として引張強度３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下の強度に寄与する元素である。Ｍｎが０．１％未満の場合には適切な引張強度を確保することができず、また０．８％を超えて添加される場合は、固溶強化により強度の急激な増加と共に成形性が劣化されるため、０．１〜０．８％とする。
Ｍｎの下限値は、０．１２％であることが好ましく、０．２４％であることが更に好ましい。Ｍｎの上限値は、０．６０％であることが好ましく、０．４５％であることが更に好ましい。
（Ｐ：０．０１〜０．０７％）
Ｐは、Ｍｎと同様に、固溶強化元素として引張強度３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下に寄与する元素である。Ｐが０．０１％未満の場合には適切な引張強度を確保することができず、また０．０７％を超えて添加される場合は、二次加工脆化を起こすため、０．０１〜０．０７％とする。
Ｐの下限値は、０．０１１％であることが好ましく、０．０１８％であることが更に好ましい。Ｐの上限値は、０．０５８％であることが好ましく、０．０５０％であることが更に好ましい。
上記ＭｎとＰはいずれも固溶強化元素であるが、Ｍｎ量とＰ量の比（Ｍｎ／Ｐ）が１．６未満または４５．０を超えると成形性が劣化する。従って、本実施形態に係る強度焼付硬化型冷延鋼板では、Ｍｎの含有量を［Ｍｎ％］、Ｐの含有量を［Ｐ％］として、［Ｍｎ％］／［Ｐ％］の値が１．６以上４５．０以下になるようにＭｎ量とＰ量が制御され、これにより成形性を損なわず引張強度３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下を確保する。
［Ｍｎ％］／［Ｐ％］の値の下限値は、４．０であることが好ましく、８．０であることが更に好ましい。［Ｍｎ％］／［Ｐ％］の値の上限値は、４０．０であることが好ましく、３５．０であることが更に好ましい。
（Ｓ：０．００１〜０．０１％）
Ｓは、含量が多い場合、過度な析出物による材質劣化が発生するため、その添加量を０．０１％以下とする。ただし、含有量を低下させるためのコストを考慮し、下限値を０．００１％とする。
Ｓの下限値は、０．００２％であることが好ましく、０．００３％であることが更に好ましい。Ｓの上限値は、０．００７％であることが好ましく、０．００６％であることが更に好ましい。
（Ａｌ：０．０１〜０．０８％）
Ａｌは、通常鋼の脱酸のために０．０１％以上添加するが、０．０８％を超えると酸化物起因の表面欠陥ができ易いため、０．０１〜０．０８％とする。
Ａｌの下限値は、０．０１９％であることが好ましく、０．０２８％であることが更に好ましい。Ａｌの上限値は、０．０６７％であることが好ましく、０．０５４％であることが更に好ましい。
（Ｎ：０．００１０〜０．００５０％）
Ｎは、固溶窒素の残存により降伏強度が増加するが、炭素に比べ拡散速度が非常に速い。従って、固溶窒素で存在する場合、固溶炭素に比べ常温耐時効性の劣化が非常に深刻である。このため、Ｎの範囲は０．００１０〜０．００５０％とする。
Ｎの下限値は、０．００１３％であることが好ましく、０．００１８％であることが更に好ましい。Ｎの上限値は、０．００４１％であることが好ましく、０．００３３％であることが更に好ましい。
（Ｎｂ：０．００２〜０．０２０％）
Ｎｂは、強力な炭窒化物形成元素で、鋼中に存在する炭素をＮｂＣ析出物として固定し、鋼中固溶炭素量を制御する役割をする。鋼中固溶炭素を残存させることによりこのような固溶炭素による焼付硬化性と耐時効性を同時に確保するためにはＮｂ含量を０．００２〜０．０２０％とし、後述のように固溶Ｃを０．０００５〜０．００２５％とする。これにより、３０ＭＰａ以上のＢＨ量の焼付硬化性と０．３％以下の時効後ＹＰ−Ｅｌの常温耐時効性に寄与する。
Ｎｂの下限値は、０．００３％であることが好ましく、０．００５％であることが更に好ましい。Ｎｂの上限値は、０．０１２％であることが好ましく、０．００８％であることが更に好ましい。
（Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％）
Ｍｏは、固溶状態で存在時、結晶粒界の結合力を増加させてＰによる結晶粒界の破壊を防止、即ち、耐二次加工脆性を改善し、また固溶炭素との親和力により炭素の拡散を抑えさせることにより耐時効性を向上させ、０．３％以下の時効後ＹＰ−Ｅｌの常温耐時効性に寄与する。このため、下限値は０．００５％とする。一方、製造費用及び添加量対比効果等を考慮して、上限値は０．０５０％とする。
Ｍｏの下限値は、０．００６％であることが好ましく、０．０１２％であることが更に好ましい。Ｍｏの上限値は、０．０４８％であることが好ましく、０．０３９％であることが更に好ましい。
残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなる。不可避不純物は、本発明による効果を阻害しない範囲の含有量であれば許容されるが、可能な限り少ないほうがよい。
（固溶Ｃ：０．０００５〜０．００２５％）
本実施形態に係る強度焼付硬化型冷延鋼板は、固溶Ｃを０．０００５〜０．００２５％含有する。固溶Ｃの下限値は、０．０００６％であることが好ましく、０．０００７％であることが更に好ましい。固溶Ｃの上限値は、０．００２０％であることが好ましく、０．００１５％であることが更に好ましい。本実施形態に係る強度焼付硬化型冷延鋼板が上述の成分組成からなる場合、固溶Ｃは[Ｃ％]−（１２／９３）×[Ｎｂ％]で求められる。ここで、［Ｃ％］及び［Ｎｂ％］は、Ｃ及びＮｂそれぞれの含有量を示す。
上記の成分組成を有する本実施形態に係る強度焼付硬化型冷延鋼板は、３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下の引張り強度と、平均ｒ値≧１．４の優れた深絞り加工性と、｜Δｒ｜≦０．５の小さな面内異方性と、３０ＭＰａ以上の焼付付硬化性と、時効後ＹＰ−Ｅｌ≦０．３％の常温耐時効性とを実現することができる。
なお、本実施形態に係る強度焼付硬化型冷延鋼板は、下記の化学成分を必要に応じて添加してもよい。
（Ｔｉ：０．０００３〜０．０２００％）
Ｔｉは、Ｎｂを補完する元素であり、Ｎｂと同じ理由で０．０００３〜０．０２００％の範囲で含有される。
Ｎｂ、Ｔｉ複合添加の場合、固溶Ｃは、［Ｃ％］−（１２／９３）×［Ｎｂ％］−（１２／４８）×［Ｔｉ’％］で求められる。ここで、［Ｃ％］及び［Ｎｂ％］は、Ｃ及びＮｂそれぞれの含有量を示す。また、［Ｔｉ’％］は、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］≧０の場合、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］であり、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］＜０の場合、０である。
この場合も固溶Ｃの含有量は、０．０００５〜０．００２５％であればよい。
Ｔｉの下限値は、０．０００５％であることが好ましく、０．００２０％であることが更に好ましい。Ｔｉの上限値は、０．０１５０％であることが好ましく、０．０１００％であることが更に好ましい。
上記ＮｂとＴｉはいずれも固溶Ｃ量を制御するために用いられるが、炭窒化物形成能の違いなどから固溶Ｃ量をより適切に制御するためには、Ｎｂの含有量を［Ｎｂ％］、Ｔｉの含有量を［Ｔｉ％］として、［Ｎｂ％］／［Ｔｉ％］の値が０．２以上４０以下となるようにＮｂ量とＴｉ量を制御してもよい。
［Ｎｂ％］／［Ｔｉ％］の値の下限値は、０．３であることが好ましく、０．４であることが更に好ましい。［Ｎｂ％］／［Ｔｉ％］の値の上限値は、３６．０であることが好ましく、１０．０であることが更に好ましい。
（Ｂ：０．０００１〜０．００１０％）
Ｂは、粒界に偏析して二次加工脆化防止のために添加する。しかし、一定量以上に添加する場合、強度の増加及び延性の著しい減少が引き起こる材質劣化が発生するため、適正範囲の添加が必要であり、０．０００１〜０．００１０％が好ましい範囲である。
Ｂの下限値は、０．０００２％であることが好ましく、０．０００３％であることが更に好ましい。Ｂの上限値は、０．０００８％であることが好ましく、０．０００６％であることが更に好ましい。
上記ＢとＮはＢＮを形成することで固溶Ｂによる粒界強化効果を低減する場合があり、それを抑制するために、Ｂの含有量を［Ｂ％］、Ｎの含有量を［Ｎ％］として、［Ｂ％］／［Ｎ％］の値が０．０５以上３以下となるようにＢ量とＮ量を制御してもよい。
［Ｂ％］／［Ｎ％］の値の下限値は、０．１０であることが好ましく、０．１５であることが更に好ましい。［Ｂ％］／［Ｎ％］の値の上限値は、２．５０であることが好ましく、２．００であることが更に好ましい。
さらに、本実施形態に係る強度焼付硬化型冷延鋼板では、靭性及び延性を向上させるために、上述の化学成分に加えてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭから選択される少なくとも一種を、以下の範囲で含有させてもよい。
（Ｃｕ：０．０１〜１．００％）
Ｃｕによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｃｕの含有量を０．０１〜１．００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に１．００％を超えるＣｕを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｃｕ含有量を安定的に０．０１％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｃｕの下限値は、０．０２％であることが好ましく、０．０３％であることが更に好ましい。Ｃｕの上限値は、０．５０％であることが好ましく、０．３０％であることが更に好ましい。
（Ｎｉ：０．０１〜１．００％）
Ｎｉによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｎｉの含有量を０．０１〜１．００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に１．００％を超えるＮｉを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｎｉ含有量を安定的に０．０１％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｎｉの下限値は、０．０２％であることが好ましく、０．０３％であることが更に好ましい。Ｎｉの上限値は、０．５０％であることが好ましく、０．３０％であることが更に好ましい。
（Ｃｒ：０．０１〜１．００％）
Ｃｒによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｃｒの含有量を０．０１〜１．００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に１．００％を超えるＣｒを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｃｒ含有量を安定的に０．０１％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｃｒの下限値は、０．０２％であることが好ましく、０．０３％であることが更に好ましい。Ｃｒの上限値は、０．５０％であることが好ましく、０．３０％であることが更に好ましい。
（Ｓｎ：０．００１〜０．１００％）
Ｓｎによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｓｎの含有量を０．００１〜０．１００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に０．１００％を超えるＳｎを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｓｎ含有量を安定的に０．００１％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｓｎの下限値は、０．００５％であることが好ましく、０．０１０％であることが更に好ましい。Ｓｎの上限値は、０．０５０％であることが好ましく、０．０３０％であることが更に好ましい。
（Ｖ：０．０２〜０．５０％）
Ｖによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｖの含有量を０．０２〜０．５０％の範囲とすることが望ましい。鋼板に０．５０％を超えるＶを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｖ含有量を安定的に０．０２％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｖの下限値は、０．０３％であることが好ましく、０．０５％であることが更に好ましい。Ｖの上限値は、０．３０％であることが好ましく、０．２０％であることが更に好ましい。
（Ｗ：０．０５〜１．００％）
Ｗによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｗの含有量を０．０５〜１．００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に１．００％を超えるＷを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｗ含有量を安定的に０．０５％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｗの下限値は、０．０７％であることが好ましく、０．０９％であることが更に好ましい。Ｗの上限値は、０．５０％であることが好ましく、０．３０％であることが更に好ましい。
（Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％）
Ｃａによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｃａの含有量を０．０００５〜０．０１００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に０．０１００％を超えるＣａを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｃａ含有量を安定的に０．０００５％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｃａの下限値は、０．００１０％であることが好ましく、０．００１５％であることが更に好ましい。Ｃａの上限値は、０．００８０％であることが好ましく、０．００５０％であることが更に好ましい。
（Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％）
Ｍｇによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｍｇの含有量を０．０００５〜０．０１００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に０．０１００％を超えるＭｇを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｍｇ含有量を安定的に０．０００５％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｍｇの下限値は、０．００１０％であることが好ましく、０．００１５％であることが更に好ましい。Ｍｇの上限値は、０．００８０％であることが好ましく、０．００５０％であることが更に好ましい。
（Ｚｒ：０．００１０〜０．０５００％）
Ｚｒによる靭性及び延性の向上効果を得るには、Ｚｒの含有量を０．００１０〜０．０５００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に０．０５００％を超えるＺｒを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、Ｚｒ含有量を安定的に０．００１０％未満に制御するには多大なコストを要する。
Ｚｒの下限値は、０．００３０％であることが好ましく、０．００５０％であることが更に好ましい。Ｚｒの上限値は、０．０４００％であることが好ましく、０．０３００％であることが更に好ましい。
（ＲＥＭ：０．００１０〜０．０５００％）
ＲＥＭ（レアアースメタル）による靭性及び延性の向上効果を得るには、ＲＥＭの含有量を０．００１０〜０．０５００％の範囲とすることが望ましい。鋼板に０．０５００％を超えるＲＥＭを含有させる場合には、寧ろ靭性及び延性が劣化する虞があり、また、ＲＥＭ含有量を安定的に０．００１０％未満に制御するには多大なコストを要する。
ＲＥＭの下限値は、０．００１５％であることが好ましく、０．００２０％であることが更に好ましい。ＲＥＭの上限値は、０．０３００％であることが好ましく、０．０１００％であることが更に好ましい。
本実施形態に係る高強度焼付硬化型冷延鋼板は、後述するように、冷延率を制御することにより、良好な深絞り加工性と面内異方性の低減を実現する。以下、このように冷延率を制御して得られる高強度焼付硬化型冷延鋼板の集合組織について説明する。
薄鋼板では板面に平行な｛１１１｝面が多いほどｒ値が高くなり、板面に平行な｛１００｝面や｛１１０｝面が多いほどｒ値が低くなることが知られている。
本実施形態に係る高強度焼付硬化型冷延鋼板では、その板厚の１／４厚の深さ位置における面に平行な｛２２２｝面、｛１１０｝面及び｛２００｝面の各Ｘ線回折積分強度比、Ｘ（２２２）、Ｘ（１１０）及びＸ（２００）が、
Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１０）＋Ｘ（２００）｝≧３．０ ・・・式（１）
を満たし、優れた平均ｒ値とΔｒを両立させている。
ここで、Ｘ線回折積分強度比とは無方向性標準試料のＸ線回折積分強度を基準とした時の相対的な強度である。Ｘ線回析はエネルギー分散型など通常のＸ線回折装置を用いればよい。
尚、Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１０）＋Ｘ（２００）｝の値は、４．０以上であることが好ましく、５．０以上であることがより好ましい。
尚、鋼板の少なくとも片面にはめっきが付与されていてもよい。めっきの種類としては、例えば電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきやアルミめっきが挙げられる。
次に、上述の本実施形態に係る高強度焼付硬化型冷延鋼板の製造方法について説明する。本実施形態に係る高強度焼付硬化型冷延鋼板の製造方法は、熱延工程と、巻き取り工程と、巻き取り後冷却工程と、冷延工程と、連続焼鈍工程と、調質圧延工程とを少なくとも備える。以下、各工程について詳細に説明する。
（熱延工程）
熱延工程では、上記の成分組成を有する鋼スラブを熱延し、熱延鋼板を製造する。加熱温度は熱間圧延前のオーステナイト組織が充分に均質化されることができる１２００℃以上、好ましくは１２２０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上に設定され、熱延仕上温度はＡｒ３温度である９００℃以上、好ましくは９２０℃以上、より好ましくは９５０℃以上に設定される。
（巻き取り工程）
巻き取り工程では、熱延鋼板を７００℃以上８００℃以下の巻き取り温度で巻き取る。
巻き取り温度が７００℃よりも低い場合、ＮｂＣなどの炭化物の析出が巻き取り後のコイル徐冷中に十分に起こらず、熱延板に過剰に固溶炭素が残存するため、続く冷延後の焼鈍時にｒ値の良好な集合組織が発達せず、深絞り加工性の劣化をもたらす。一方、巻き取り温度が８００℃よりも高い場合には、熱延組織が粗大化し、やはり続く冷延後の焼鈍時にｒ値の良好な集合組織が発達せず、深絞り加工性の劣化をもたらす。
このため、巻き取り温度の下限値は好ましくは７１０℃であり、より好ましくは７２０℃である。また、巻き取り温度の上限値は好ましくは７９０℃であり、より好ましくは７８０℃である。
（巻き取り後冷却工程）
巻き取り後冷却工程では、巻き取り後の熱延鋼板を０．０１℃／秒以下、好ましくは０．００８℃／秒以下、より好ましくは０．００６℃／秒以下の冷却速度で冷却する。この冷却速度での冷却は、少なくとも、鋼板温度が４００℃から２５０℃まで降下するまでの温度域で行えばよい。これは、この温度域では炭素の固溶限が十分に低くかつ炭素の拡散も十分に起こるので微量の固溶炭素も炭化物として析出させることができるためである。巻き取り後の冷却速度が０．０１℃／秒を超えると熱延板に過剰の固溶炭素が残存するため、続く冷延後の焼鈍時にｒ値の良好な集合組織が発達せず、深絞り加工性の劣化をもたらす虞がある。巻き取り後の冷却速度の下限については生産性を考慮して０．００１℃／秒以上、好ましくは０．００２℃／秒以上としてもよい。
（冷延工程）
冷延工程では、巻き取り及び酸洗後の熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を製造する。
冷延率ＣＲ％は、平均ｒ値≧１．４の優れた深絞り加工性と｜Δｒ｜≦０．５の小さな面内異方性を得るため、Ｍｎ、Ｐ、Ｍｏの量に応じて下記式（２）及び式（３）式を満足するように設定する。
ＣＲ％≧７５−５×（［Ｍｎ％］＋８［Ｐ％］＋１２［Ｍｏ％］）・・・式（２）
ＣＲ％≦９５−１０×（［Ｍｎ％］＋８［Ｐ％］＋１２［Ｍｏ％］）・・・式（３）
ここで、ＣＲ％は冷延率（％）、［Ｍｎ（％）］、［Ｐ（％）］、［Ｍｏ（％）］はそれぞれＭｎ、Ｐ、Ｍｏの質量％を示す。
式（２）式が平均ｒ値≧１．４を満足する条件、式（３）が｜Δｒ｜≦０．５を満足する条件であり、両者を満足する条件で面内異方性が小さく深絞り加工性良好な冷延鋼板を得ることができる。
尚、図１は本実施形態に係る鋼板の冷延率ＣＲ％と成分との関係を示す。
（連続焼鈍工程）
連続焼鈍工程では、冷延鋼板を７７０℃以上８２０℃以下で連続焼鈍する。
前述のように本実施形態に係る高強度焼付硬化型冷延鋼板はＮｂ添加極低炭素鋼（Ｎｂ−ＳＵＬＣ）のため、Ｔｉ添加極低炭素鋼（Ｔｉ−ＳＵＬＣ）より再結晶温度が高く再結晶を完了させるため７７０℃以上８２０℃以下に設定する。
連続焼鈍温度の下限値は、７８０℃であることが好ましく、７９０℃であることが更に好ましい。連続焼鈍温度の上限値は、８１０℃であることが好ましく、８００℃であることが更に好ましい。
（調質圧延工程）
調質圧延工程では、連続焼鈍後の冷延鋼板を１．０％以上１．５％以下の圧延率で調質圧延を施し、高強度焼付硬化型冷延鋼板を製造する。
上記の製造方法により製造された焼付硬化型冷延鋼板を利用して固溶Ｃを有することによるプレス成形時のストレッチャーストレイン発生を防止するため調質圧延率は通常の極低炭素鋼（ＳＵＬＣ）より高めの１．０％以上１．５％以下とする。
調質圧延率の下限値は、１．０５％であることが好ましく、１．１０％であることが更に好ましい。調質圧延率の上限値は、１．４％であることが好ましく、１．３％であることが更に好ましい。
（めっき工程）
尚、連続焼鈍工程と調質圧延工程との間に、鋼板の少なくとも片面にめっきを行うめっき処理工程を導入してもよい。めっきの種類としては、例えば電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきやアルミめっきが挙げられ、その条件などは特に制限されるものではない。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。下記の表１、表２の成分範囲の鋼スラブＡ〜Ｕを表３に示す条件で熱延、巻き取り巻き取り後冷却、酸洗後冷延、連続焼鈍、及び調質圧延を施し、試料１〜２９を製造した。表４には、試料１〜２９について、引張強度（ＭＰａ）、ＢＨ値（ＭＰａ）、平均ｒ値、｜Δｒ｜、及び時効後ＹＰ−Ｅｌ（％）の測定結果を示す。
ＢＨ（％）は焼付硬化性を示し、ＢＨ試験の予変形量は２％、塗装焼付処理に対応する時効条件は１７０℃の温度条件下で２０分間とし、再引張時において上部降伏点で評価したＢＨ量を測定した。時効後ＹＰ−Ｅｌ（％）は常温時効性の評価指標であり、１００℃の温度条件下で１時間の熱処理を施した後に引張試験をした際の、降伏点伸びである。
冷延鋼板のＬ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向と４５°をなす方向）及びＣ方向（圧延方向と９０°をなす方向）からそれぞれＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片を切出し、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠してそれぞれのｒ値（ｒＬ，ｒＤ，ｒＣ）を求め、下記式（４）及び式（５）に従い平均ｒ値と面内異方性（Δｒ値）を算出した。なお、付与した塑性歪は規定どおり均一伸びの範囲内で１５％とした。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４ ・・・式（４）
Δｒ値＝（ｒＬ−２×ｒＤ＋ｒＣ）／２ ・・・式（５）
エネルギー分散型Ｘ線回折装置を用いて、鋼板の１／４厚の深さ位置における面に平行な｛２２２｝面、｛１１０｝面及び｛２００｝面の各Ｘ線回折積分強度比、Ｘ（２２２）、Ｘ（１１０）及びＸ（２００）を測定し、Ｔ＝Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１０）＋Ｘ（２００）｝の値（Ｔ値）を求めた。
Figure 0005043248
Figure 0005043248
Figure 0005043248
Figure 0005043248
表１〜４に示すように、本発明の条件を満足しない比較例は、引張強度、ＢＨ、平均ｒ値、｜Δｒ｜値、時効後ＹＰ−Ｅｌのいずれかの値が劣っているが、本発明の条件を満足する本発明例は、引張強度、ＢＨ、平均ｒ値、｜Δｒ｜値、時効後ＹＰ−Ｅｌとも良好であることが確認された。以上の実施例により、本発明の効果が確認された。
本発明によれば、優れた焼付硬化性、常温耐時効性を有し、かつ面内異方性が小さく深絞り加工性良好な高強度焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法を提供することができる。

Claims (8)

  1. 化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．００１０〜０．００４０％、
    Ｓｉ：０．００５〜０．０５％、
    Ｍｎ：０．１〜０．８％、
    Ｐ：０．０１〜０．０７％、
    Ｓ：０．００１〜０．０１％、
    Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
    Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、
    Ｎｂ：０．００２〜０．０２０％、及び
    Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％
    を含有し、
    Ｍｎの含有量を［Ｍｎ％］、Ｐの含有量を［Ｐ％］として、［Ｍｎ％］／［Ｐ％］の値が１．６以上４５以下であり、
    Ｃの含有量を［Ｃ％］、Ｎｂの含有量を［Ｎｂ％］として、［Ｃ％］−（１２／９３）×［Ｎｂ％］で求められる固溶Ｃの量が０．０００５％以上０．００２５％以下であり、
    残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高強度焼付硬化型冷延鋼板であって、
    この高強度焼付硬化型冷延鋼板の板厚の１／４厚の深さ位置における面に平行な｛２２２｝面、｛１１０｝面、及び｛２００｝面の各Ｘ線回折積分強度比Ｘ（２２２）、Ｘ（１１０）、及びＸ（２００）が、下記式（１）を満たし、
    引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下である
    ことを特徴とする、焼付硬化性、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板。
    Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１０）＋Ｘ（２００）｝≧３．０ ・・・式（１）
  2. 前記化学成分が更に、質量で、
    Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
    Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
    Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
    Ｓｎ：０．００１〜０．１００％、
    Ｖ：０．０２〜０．５０％、
    Ｗ：０．０５〜１．００％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、
    Ｚｒ：０．００１０〜０．０５００％、及び
    ＲＥＭ：０．００１０〜０．０５００％
    から選択される少なくとも一種を含有する
    ことを特徴とする、請求項１に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板。
  3. 少なくとも一方の表面に、めっき層が付与されている
    ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板。
  4. 化学成分が、質量％で：
    Ｃ：０．００１０〜０．００４０％、
    Ｓｉ：０．００５〜０．０５％、
    Ｍｎ：０．１〜０．８％、
    Ｐ：０．０１〜０．０７％、
    Ｓ：０．００１〜０．０１％、
    Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
    Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、
    Ｎｂ：０．００２〜０．０２０％、
    Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｔｉ：０．０００３〜０．０２００％、及び
    Ｂ：０．０００１〜０．００１０％、
    を含有し、
    Ｍｎの含有量を［Ｍｎ％］、Ｐの含有量を［Ｐ％］として、［Ｍｎ％］／［Ｐ％］の値が１．６以上４５以下であり、
    Ｎｂの含有量を［Ｎｂ％］、Ｔｉの含有量を［Ｔｉ％］として、［Ｎｂ％］／［Ｔｉ％］の値が０．２以上４０以下であり、
    Ｂの含有量を［Ｂ％］、Ｎの含有量を［Ｎ％］として、［Ｂ％］／［Ｎ％］の値が０．０５以上３以下であり、
    ［Ｃ％］−（１２／９３）×［Ｎｂ％］−（１２／４８）×［Ｔｉ’％］で示される固溶Ｃが０．０００５％以上０．００２５％以下であり、
    前記［Ｔｉ’％］は、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］≧０の場合、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］であり、［Ｔｉ％］−（４８／１４）×［Ｎ％］＜０の場合、０であり、
    残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高強度焼付硬化型冷延鋼板であって、
    この高強度焼付硬化型冷延鋼板の板厚の１／４厚の深さ位置における面に平行な｛２２２｝面、｛１１０｝面、及び｛２００｝面の各Ｘ線回折積分強度比Ｘ（２２２）、Ｘ（１１０）、及びＸ（２００）が、下記式（１）を満たし、
    引張強度が３００ＭＰａ以上４５０ＭＰａ以下である
    ことを特徴とする、焼付硬化性、常温耐時効性、及び深絞り加工性に優れ、且つ面内異方性が小さい高強度焼付硬化型冷延鋼板。
    Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１０）＋Ｘ（２００）｝≧３．０ ・・・式（１）
  5. 前記化学成分が更に、質量で、
    Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
    Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
    Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
    Ｓｎ：０．００１〜０．１００％、
    Ｖ：０．０２〜０．５０％、
    Ｗ：０．０５〜１．００％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、
    Ｚｒ：０．００１０〜０．０５００％、及び
    ＲＥＭ：０．００１０〜０．０５００％
    から選択される少なくとも一種を含有する
    ことを特徴とする、請求項４に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板。
  6. 少なくとも一方の表面に、めっき層が付与されている
    ことを特徴とする、請求項４又は５に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板。
  7. 請求項１、２、４、５の何れか一項に記載の化学成分を有するスラブを、１２００℃以上の加熱温度、９００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、熱延鋼板を得る熱延工程と；
    前記熱延鋼板を７００〜８００℃で巻き取る巻き取り工程と；
    巻き取られた前記熱延鋼板を、少なくとも４００℃から２５０℃に降下するまで０．０１℃／秒以下の冷却速度で、冷却する巻き取り後冷却工程と；
    酸洗後冷延する際の冷延率ＣＲ％が、Ｍｎの含有量を［Ｍｎ％］、Ｐの含有量を［Ｐ％］、Ｍｏの含有量を［Ｍｏ％］として、下記式（２）及び式（３）を満足する条件で冷延する冷延工程と；
    ７７０℃以上８２０℃以下で連続焼鈍する連続焼鈍工程と；
    １．０％以上１．５％以下の調質圧延を施す調質圧延工程と；
    を備えることを特徴とする高強度焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
    ＣＲ％≧７５−５×（［Ｍｎ％］＋８［Ｐ％］＋１２［Ｍｏ％］）・・・式（２）
    ＣＲ％≦９５−１０×（［Ｍｎ％］＋８［Ｐ％］＋１２［Ｍｏ％］）・・・式（３）
  8. 前記調質圧延工程の前に、少なくとも一方の表面にめっき層を付与するめっき工程を更に備えることを特徴とする、請求項７に記載の高強度焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5310919B2 (ja) * 2011-12-08 2013-10-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐時効性と焼付き硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
WO2015012176A1 (ja) * 2013-07-24 2015-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 容器用鋼板
CN103757535A (zh) * 2013-12-18 2014-04-30 武汉钢铁(集团)公司 一种具有烘烤硬化特性的冷轧深冲钢及生产方法
CN104946974B (zh) * 2015-05-13 2017-08-08 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 超低碳烘烤硬化钢板坯固溶碳含量的控制方法
CN107287512A (zh) * 2016-04-13 2017-10-24 Posco公司 拉拔性优异的烘烤硬化钢及其制造方法
CN109844159B (zh) 2016-10-17 2021-09-07 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 用于涂漆零件的钢
MX2019004458A (es) * 2016-10-17 2019-06-17 Tata Steel Ijmuiden Bv Sustrato de acero para partes pintadas.
JP6428986B1 (ja) * 2017-04-19 2018-11-28 新日鐵住金株式会社 絞り缶用冷延鋼板、及びその製造方法
JP6702356B2 (ja) * 2017-06-29 2020-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比型高強度鋼板およびその製造方法
JP6702357B2 (ja) * 2017-06-29 2020-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比型高強度鋼板およびその製造方法
ES2921013T3 (es) 2017-09-28 2022-08-16 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Producto plano de acero y procedimiento para su fabricación
CN109440006B (zh) * 2018-11-22 2020-11-03 唐山钢铁集团有限责任公司 一种汽车外板用烘烤硬化钢及其生产方法
CN110117758B (zh) * 2019-05-31 2021-05-04 张家港扬子江冷轧板有限公司 耐低温冲击的仪表外壳零件及其制备方法
CN114411055A (zh) * 2021-12-31 2022-04-29 河钢股份有限公司 一种220MPa级烘烤硬化高强钢及其生产方法
CN115418549A (zh) * 2022-09-13 2022-12-02 攀钢集团研究院有限公司 一种低成本烘烤硬化冷轧钢板的生产方法及冷轧钢板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07188856A (ja) * 1993-12-28 1995-07-25 Nippon Steel Corp 常温遅時効性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板
JPH10130733A (ja) * 1996-10-22 1998-05-19 Kawasaki Steel Corp 時効劣化の少ない焼き付け硬化性鋼板の製造方法
JP2000017386A (ja) * 1998-06-30 2000-01-18 Nippon Steel Corp 焼付硬化性に優れた冷延鋼板
JP2002012920A (ja) * 2000-04-28 2002-01-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐常温時効性、加工性、塗装焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0572666B1 (en) * 1991-02-20 1998-05-06 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and galvanized cold-rolled steel sheet which are excellent in formability and baking hardenability, and production thereof
KR0128986B1 (ko) * 1992-09-14 1998-04-16 다나까 미노루 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간 강판 및 가고우치성 저항과 벗겨짐에 대한 내성이 우수한 인발성형용 열간침지 아연도금 합금 및 그것의 제조방법
TW515847B (en) * 1997-04-09 2003-01-01 Kawasaki Steel Co Coating/baking curable type cold rolled steel sheet with excellent strain aging resistance and method for producing the same
JP3589036B2 (ja) * 1997-08-05 2004-11-17 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN100408711C (zh) * 2002-06-25 2008-08-06 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP4042560B2 (ja) 2002-12-18 2008-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性に優れ、かつ面内異方性の小さい自動車外板パネル部品用冷延鋼板およびその製造方法
CN1833042A (zh) 2003-09-26 2006-09-13 杰富意钢铁株式会社 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法
ES2391164T3 (es) * 2003-09-30 2012-11-22 Nippon Steel Corporation Chapa delgada de acero laminado en frío, de alta resistencia, con alto límite de elasticidad, y superior ductilidad y soldabilidad, chapa delgada de acero galvanizado por inmersión en caliente, de alta resistencia, con alto límite de elasticidad, chapa delgada de acero galvanizado y recocido por inmersión en caliente, de alta resistencia, con alto límite de eleasticidad, y métodos para la producción de las mismas
WO2006001583A1 (en) 2004-03-25 2006-01-05 Posco Cold rolled steel sheet and hot dipped steel sheet with superior strength and bake hardenability and method for manufacturing the steel sheets
KR100685037B1 (ko) 2005-09-23 2007-02-20 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 고장력 소부경화형 냉간압연강판,용융도금강판 및 냉연강판의 제조방법
WO2007111188A1 (ja) * 2006-03-16 2007-10-04 Jfe Steel Corporation 冷延鋼板およびその製造方法、電池及びその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07188856A (ja) * 1993-12-28 1995-07-25 Nippon Steel Corp 常温遅時効性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板
JPH10130733A (ja) * 1996-10-22 1998-05-19 Kawasaki Steel Corp 時効劣化の少ない焼き付け硬化性鋼板の製造方法
JP2000017386A (ja) * 1998-06-30 2000-01-18 Nippon Steel Corp 焼付硬化性に優れた冷延鋼板
JP2002012920A (ja) * 2000-04-28 2002-01-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐常温時効性、加工性、塗装焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法

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