KR101164471B1 - Process for producing high-strength cold rolled steel sheet with low yield strength and with less material quality fluctuation - Google Patents

Process for producing high-strength cold rolled steel sheet with low yield strength and with less material quality fluctuation Download PDF

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히데유키 기무라
가네하루 오쿠다
다케시 후지타
미치타카 사쿠라이
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

YP 가 충분히 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판의 제조 방법을 제공한다. 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.01 ％ 초과 0.08 ％ 미만, Si : 0.2 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, sol.Al : 0.3 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 초과 2 ％ 이하를 함유하고, 또한 1.9 ＜ [Mneq] ＜ 3 및 0.34

Figure 112012003565455-pct00012
[％Cr] / [％Mn] 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 680 ～ 740 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도로 소둔하고, 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도역을 2 ～ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 650 ℃ 부터 (1) 식의 Tc ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Tc ℃ 부터 200 ℃ 까지의 온도역을 0.2 ～ 10 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법 ; Tc = 410 － 40 × [％Mn] － 30 × [％Cr] … (1), 여기서, [Mneq] 는 Mn 당량이고, [Mneq] = [％Mn] ＋ 1.3 × [％Cr] 을 나타내고, [％Mn], [％Cr] 은 각각 Mn, Cr 의 함유량을 나타낸다.Provided is a method for producing a high strength cold rolled steel sheet having sufficiently low YP and small material variation. As the component composition, C: greater than 0.01% and less than 0.08%, Si: 0.2% or less, Mn: 0.8% or more and less than 1.7%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, sol.Al: 0.3% N: 0.01% or less, Cr: more than 0.4% and 2% or less, and 1.9 <[Mneq] <3 and 0.34
Figure 112012003565455-pct00012
After satisfying [% Cr] / [% Mn] and hot-rolling and cold-rolling a steel made of residual iron and unavoidable impurities, the temperature range of 680 to 740 ° C is heated at an average heating rate of less than 3 ° C / sec. And annealing at an annealing temperature of more than 740 ° C and less than 820 ° C, cooling the temperature range from the annealing temperature to 650 ° C at an average cooling rate of 2 to 30 ° C / sec, and from 650 ° C to Tc ° C in the formula (1). Is cooled at an average cooling rate of 10 ° C / sec or more, and the temperature range from Tc ° C to 200 ° C is cooled at an average cooling rate of 0.2 to 10 ° C / sec. ; Tc = 410-40 x [% Mn]-30 x [% Cr]. (1), where [Mneq] is Mn equivalent, [Mneq] = [% Mn] + 1.3 x [% Cr], and [% Mn] and [% Cr] represent content of Mn and Cr, respectively. .

Description

항복 강도가 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판의 제조 방법{PROCESS FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET WITH LOW YIELD STRENGTH AND WITH LESS MATERIAL QUALITY FLUCTUATION}PROCESS FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET WITH LOW YIELD STRENGTH AND WITH LESS MATERIAL QUALITY FLUCTUATION}

본 발명은, 자동차, 가전 등에 있어서 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 프레스 성형용 고강도 냉연 강판의 제조 방법에 관한 것이다.TECHNICAL FIELD This invention relates to the manufacturing method of the high strength cold rolled sheet steel for press molding used through a press molding process in automobiles, home appliances, etc.

종래, 후드, 도어, 트렁크 리드, 백 도어, 펜더와 같은 내(耐)덴트성(dent resisrance)이 요구되는 자동차 외판 패널에는, 극저탄소강을 베이스로 Nb, Ti 등의 탄질화물 형성 원소를 첨가하여 고용 C 량을 제어한 인장 강도 TS : 340 MPa 클래스의 BH 강판 (베이크 경화형 강판, 이후 간단히 340BH 라고 한다) 이나 TS : 270 MPa 클래스의 IF 강판 (Interstitial Free 강판, 이후 간단히 270IF 라고 한다) 이 적용되어 왔다. 최근에는 차체 경량화 요구가 한층 더 높아지고 있는 점에서, 이들 외판 패널을 더욱 고강도화하여 내덴트성을 향상시키고, 강판을 박육화 (薄肉化) 하고자 하는 검토가 진행되고 있다. 또한, 현재 상황과 동일한 판두께로 고강도화에 의해 내덴트성의 향상을 도모하고자 하는 검토나 BH 가 부여되는 베이킹 도장 공정의 저온, 단시간화를 도모하고자 하는 검토도 진행되고 있다.Conventionally, carbonitride-forming elements, such as Nb and Ti, are added to a vehicle outer panel that requires dent resisrance such as hoods, doors, trunk lids, back doors, and fenders based on ultra low carbon steel. Tensile strength TS: 340 MPa class BH steel plate (baked hardened steel plate, hereinafter referred to simply as 340BH) or TS: 270 MPa class IF steel plate (Interstitial Free steel plate, hereinafter simply 270IF) Has been. In recent years, as the demand for weight reduction of the vehicle body is further increased, studies have been made to increase the strength of these outer panel panels to improve the dent resistance and to reduce the thickness of the steel sheet. Moreover, the examination which aims at the improvement of dent resistance by high strength with the same plate | board thickness as a present situation, and the examination which aims at low temperature and shortening of the baking coating process to which BH is given is also progressing.

그러나, 항복 강도 YP : 230 MPa 의 340BH 나 YP : 180 MPa 의 270IF 를 베이스로 추가로 Mn, P 등의 고용 강화 원소를 첨가하여 고강도화하고, 강판을 박육화시키고자 하면, 면 변형 (surface distortion) 의 문제가 발생한다. 여기서, 면 변형이란, YP 의 증가에 의해 발생하는 프레스 성형면의 미소한 주름, 물결 형상의 모양으로, 이 면 변형이 생기면 도어나 트렁크 리드 등의 의장성, 디자인성을 현저히 손상시킨다. 이 때문에, 이러한 용도에서는, 프레스 및 베이킹 도장 후의 항복 응력 YP 는 종래 이상으로 증가시키면서도, 프레스 성형 전에는 최대한 낮은 YP 를 가질 것이 요망된다.However, in order to increase the strength by adding solid solution strengthening elements, such as Mn and P, based on 340BH of yield strength YP: 230 MPa and 270IF of YP: 180 MPa, the thickness of surface distortion A problem arises. Here, the surface deformation is a minute wrinkle or wavy shape of the press-formed surface caused by the increase of YP. When this surface deformation occurs, the design and the design of the door and the trunk lid, etc. are significantly impaired. For this reason, in such applications, it is desired that the yield stress YP after press and bake coating be as low as possible before press molding, while increasing the yield stress YP more than conventionally.

이러한 배경에서, 예를 들어, 특허 문헌 1 에는, C : 0.005 ～ 0.15 ％, Mn : 0.3 ～ 2.0 ％, Cr : 0.023 ～ 0.8 ％ 를 함유하는 강의 소둔 후의 냉각 속도를 적정화하여, 주로 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합 조직을 형성시킴으로써, 낮은 YP, 높은 가공 경화 WH, 높은 BH 를 겸비한 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허 문헌 2 에는, C : 0.01 ～ 0.04 ％, Mn : 0.3 ～ 1.6 ％, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하를 함유하고, 1.3

Figure 112012003565455-pct00001
Mn ＋ 1.29Cr ＋ 3.29Mo
Figure 112012003565455-pct00002
2.1 ％ 를 만족하는 강을 소둔 후, 적어도 550 ℃ 이하의 온도 범위를 100 ℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하여, 강 중의 고용 C 를 증가시켜서, 높은 BH 를 갖는 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 특허 문헌 3 에는, C : 0.0025 ％ 이상 0.04 ％ 미만, Mn : 0.5 ～ 2.5 ％, Cr : 0.05 ～ 2.0 ％ 를 함유하는 강을 소둔 후, 650 ～ 450 ℃ 의 온도 범위를 15 ～ 200 ℃/sec 의 냉각 속도로 냉각하고, 다시 또 200 ～ 300 ℃ 부근의 온도 범위를 10 ℃/sec 미만의 냉각 속도로 냉각하여, 페라이트와 저온 변태상 (相) 으로 이루어지는 BH 가 높고 프레스 성형 후의 표면 품질이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.For this background, for example, Patent Document 1 discloses that the cooling rate after annealing of steel containing C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 2.0%, and Cr: 0.023 to 0.8% is appropriate, and mainly ferrite and martensite The method of obtaining the steel plate which has low YP, high work hardening WH, and high BH by forming the composite structure which consists of these is disclosed. Further, Patent Document 2 contains C: 0.01% to 0.04%, Mn: 0.3% to 1.6%, Cr: 0.5% or less, and Mo: 0.5% or less, and 1.3
Figure 112012003565455-pct00001
Mn + 1.29Cr + 3.29Mo
Figure 112012003565455-pct00002
After annealing the steel that satisfies 2.1%, a method for producing a high strength cold rolled steel sheet having a high BH is disclosed by cooling the temperature range of at least 550 ° C. or lower at a cooling rate of 100 ° C./sec or more to increase the solid solution C in the steel. It is. Patent Document 3 discloses a temperature range of 650 to 450 ° C for 15 to 200 ° C / sec after annealing steel containing C: 0.0025% or more and less than 0.04%, Mn: 0.5 to 2.5% and Cr: 0.05 to 2.0%. Cooling at a cooling rate, and further cooling the temperature range around 200 ~ 300 ℃ at a cooling rate of less than 10 ℃ / sec, high BH composed of ferrite and low temperature transformation phase, high surface quality after press molding A method for producing a cold rolled steel sheet is disclosed.

특허 문헌 1 : 일본 특허공보 소62-40405호Patent Document 1: Japanese Patent Publication No. 62-40405

특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 2006-233294호Patent Document 2: Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-233294

특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 2006-52465호Patent Document 3: Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-52465

그러나, 상기 특허 문헌 1 ～ 3 에 기재된 제조 방법으로 제조된 고강도 냉연 강판에는, 다음과 같은 문제가 있다.However, the high strength cold rolled steel sheet manufactured by the manufacturing method of the said patent documents 1-3 has the following problems.

i) 저 YP 화가 충분치 않아, 도어 패널 등으로 프레스 성형하면, 340BH 와 비교하여 면 변형량이 여전히 크다.i) Low YP is not enough, and when press-molded with a door panel or the like, the amount of surface deformation is still large compared with 340BH.

ii) 이러한 복합 조직형의 고강도 냉연 강판에서는 강화를 위해 경질의 마르텐사이트 등의 제 2 상을 분산시키고 있기 때문에, 본질적으로 재료 특성의 변동이 생기기 쉽다. 예를 들어, 제 2 상의 비율은 강 중의 수 10 ppm 의 C 량이나 20 ～ 50 ℃ 의 소둔 온도의 변동에 의해 현저한 영향을 받기 때문에, 종래의 Mn, P 로 고용 강화시킨 340BH 나 270IF 와 비교하여 재질 변동이 매우 크다.ii) In the composite high-strength cold-rolled steel sheet, since a second phase such as hard martensite is dispersed for reinforcement, variations in material properties are likely to occur. For example, the ratio of the second phase is significantly affected by the amount of C of 10 ppm in the steel and the variation of the annealing temperature of 20 to 50 ° C., so that the ratio of the second phase is 340BH or 270IF solid-solution strengthened with conventional Mn and P. Material fluctuations are very large.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, YP 가 충분히 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.This invention is made | formed in view of such a situation, and an object of this invention is to provide the manufacturing method of the high strength cold rolled sheet steel which YP is low enough and material fluctuations are small.

본 발명자들은, 복합 조직형의 고강도 냉연 강판을 대상으로, 종래와 동등 이상의 높은 BH 를 확보하면서, 한층 더 YP 를 저감하고, 동시에 재질 변동을 작게 하는 방법에 대해 예의 검토한 결과, 다음의 지견을 알아내었다.MEANS TO SOLVE THE PROBLEM The present inventors earnestly examined about the method of reducing YP further and making material fluctuation | miniaturization at the same time, ensuring the high BH of equivalent or more conventionally, and having the following knowledge about the high-strength cold-rolled steel plate of a composite structure type. Figured out.

I) Mn 과 Cr 의 조성 범위를 적정히 제어하고, 또한 소둔시에 소정의 온도 범위를 서서히 가열함으로써, 제 2 상을 조대하고 또한 균일하게 분산시켜, 저 YP 화를 도모할 수 있음과 함께, 소둔 온도에 대한 YP 의 변동을 작게 억제할 수 있다.I) By appropriately controlling the composition range of Mn and Cr, and gradually heating a predetermined temperature range during annealing, the second phase can be coarse and uniformly dispersed to achieve low YP, The fluctuation of YP with respect to annealing temperature can be suppressed small.

II) 또, Mn 과 Cr 의 조성 범위를 적정화함으로써 고용 C 량의 과잉 감소가 억제되어, 높은 BH 가 얻어진다.II) Moreover, excessive decrease of the amount of solid solution C is suppressed by optimizing the composition range of Mn and Cr, and high BH is obtained.

본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.01 ％ 초과 0.08 ％ 미만, Si : 0.2 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, sol.Al : 0.3 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 초과 2 ％ 이하를 함유하고, 또한 1.9 ＜ [Mneq] ＜ 3 및 0.34

Figure 112012003565455-pct00003
[％Cr] / [％Mn] 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 680 ～ 740 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도로 소둔하고, 상기 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위를 2 ～ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 650 ℃ 부터 하기 (1) 식으로 주어지는 Tc ℃ 까지의 온도 범위를 10 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Tc ℃ 부터 200 ℃ 까지의 온도 범위를 0.2 ～ 10 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법을 제공한다.This invention was made based on the above knowledge, As a component composition, it is mass% more than C: 0.01% less than 0.08%, Si: 0.2% or less, Mn: 0.8% or more and less than 1.7%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, sol.Al: 0.3% or less, N: 0.01% or less, Cr: more than 0.4% and 2% or less, and 1.9 <[Mneq] <3 and 0.34
Figure 112012003565455-pct00003
After satisfying [% Cr] / [% Mn] and hot-rolling and cold-rolling a steel made of residual iron and unavoidable impurities, the temperature range of 680 to 740 ° C is heated at an average heating rate of less than 3 ° C / sec. By annealing at an annealing temperature of more than 740 ° C. and less than 820 ° C., and cooling the temperature range from the annealing temperature to 650 ° C. at an average cooling rate of 2 to 30 ° C./sec, given by the following formula (1). A high strength cold rolled steel sheet characterized by cooling the temperature range up to Tc ° C at an average cooling rate of 10 ° C / sec or more, and cooling the temperature range from Tc ° C to 200 ° C at an average cooling rate of 0.2 to 10 ° C / sec. It provides a method for producing.

Tc = 410 － 40 × [％Mn] － 30 × [％Cr] … (1) Tc = 410-40 x [% Mn]-30 x [% Cr]. (One)

여기서, [Mneq] 는 Mn 당량이고, [Mneq] = [％Mn] ＋ 1.3 × [％Cr] 을 나타내고, [％Mn], [％Cr] 은 각각 Mn, Cr 의 함유량을 나타낸다.Here, [Mneq] is Mn equivalent, [Mneq] = [% Mn] + 1.3 x [% Cr], and [% Mn] and [% Cr] represent content of Mn and Cr, respectively.

본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 소둔시에, 680 ～ 740 ℃ 의 온도 범위를 2 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하는 것이 바람직하다.In the manufacturing method of the high strength cold rolled sheet steel of this invention, it is preferable to heat the temperature range of 680-740 degreeC at the average heating rate of less than 2 degree-C / sec at the time of annealing.

또, 0.55

Figure 112012003565455-pct00004
[％Cr] / [％Mn] 을 만족하는 강을 사용하거나, 추가로, 질량％ 로, B : 0.005 ％ 이하를 함유시키는 것이 바람직하다. 또, 질량％ 로, Mo : 0.15 ％ 이하 및 V : 0.2 ％ 이하 중의 적어도 1 종을 함유시키는 것이 바람직하다. 그리고 또, 질량％ 로, Ti : 0.014 ％ 미만, Nb : 0.01 ％ 미만, Ni : 0.3 ％ 이하 및 Cu : 0.3 ％ 이하 중의 적어도 1 종을 함유시키는 것이 바람직하다.0.55
Figure 112012003565455-pct00004
It is preferable to use steel satisfy | filling [% Cr] / [% Mn] or to further contain B: 0.005% or less by mass%. Moreover, it is preferable to contain at least 1 sort (s) of Mo: 0.15% or less and V: 0.2% or less by mass%. Moreover, it is preferable to contain at least 1 sort (s) of less than Ti: 0.01%, Nb: 0.01%, Ni: 0.3% or less, and Cu: 0.3% or less by mass%.

본 발명에 의하면, YP 가 낮고, 재질 변동이 작은 고강도 냉연 강판을 제조할 수 있도록 되었다. 또한, 본 발명의 방법으로 제조되는 고강도 냉연 강판은, 우수한 내면변형성 및 내덴트성을 구비하고 있기 때문에, 자동차 부품의 고강도화, 박육화에 적합하다.According to the present invention, a high strength cold rolled steel sheet with low YP and small material variation can be produced. Moreover, since the high strength cold rolled sheet steel manufactured by the method of this invention is equipped with the outstanding surface deformation and dent resistance, it is suitable for high strength and thinning of automobile parts.

도 1 은 소둔시의 평균 가열 속도와 YP 의 관계를 나타내는 도면이다.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS It is a figure which shows the relationship of the average heating rate and YP at the time of annealing.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다. 또, 성분의 양을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail. In addition,% which shows the quantity of a component means the mass% unless there is particular notice.

1) 성분 조성 1) Component composition

C : 0.01 초과 0.08 ％ 미만 C: greater than 0.01 and less than 0.08%

C 는 소정량의 제 2 상을 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C 의 첨가량이 지나치게 적으면 충분한 양의 제 2 상을 확보할 수 없게 되고, 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 또한, 충분히 높은 BH 를 확보할 수 없게 됨과 동시에 내시효성도 열화된다. 충분한 양의 제 2 상을 확보하기 위해서는 C 는 0.01 ％ 를 초과하여 첨가할 필요가 있다. 한편, C 량이 0.08 ％ 이상이 되면 제 2 상의 비율이 지나치게 커져 YP 가 증가한다. 따라서, C 량의 상한은 0.08 ％ 미만으로 한다. 보다 낮은 YP 를 얻기 위해서는 C 량은 0.06 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 낮은 YP 를 얻기 위해서 C 량은 0.04 ％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.C is an element necessary for securing a predetermined amount of the second phase. When the amount of C added is too small, a sufficient amount of the second phase cannot be secured and a low YP cannot be obtained. In addition, while sufficiently high BH cannot be secured, aging resistance also deteriorates. In order to ensure a sufficient amount of the second phase, C needs to be added in excess of 0.01%. On the other hand, when C amount becomes 0.08% or more, the ratio of a 2nd phase will become large too much and YP will increase. Therefore, the upper limit of the amount of C is made into less than 0.08%. In order to obtain lower YP, the amount of C is preferably less than 0.06%, and in order to obtain even lower YP, the amount of C is more preferably less than 0.04%.

Si : 0.2 ％ 이하 Si: 0.2% or less

Si 는 미량 첨가함으로써 열간 압연에서의 스케일 생성을 지연시켜 표면 품질을 개선시키는 효과, 강판의 미크로 조직을 보다 균일, 조대화하는 효과, 프레스 성형시의 금형에 대한 눌어붙음 (mold galling) 을 개선하는 효과 등이 있으므로, 이러한 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Si 는 고용 강화능이 크고, YP 를 증가시키는 효과가 크기 때문에, Si 량은 YP 상승에 대한 영향이 작은 범위인 0.2 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.The addition of a small amount of Si delays the generation of scale in hot rolling, thereby improving the surface quality, making the microstructure of the steel sheet more uniform and coarse, and improving the mold galling to the mold during press forming. Since there exists an effect etc., it can add from this viewpoint. However, since Si has a high solid solution strengthening ability and a large effect of increasing YP, the amount of Si is made 0.2% or less, which is a range in which the influence on the YP rise is small. Preferably it is 0.1% or less.

Mn : 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만 Mn: 0.8% or more but less than 1.7%

Mn 은 담금질성을 높임과 함께, 그 양을 적정화함으로써, 고용 C 량을 소정 범위로 저감하여 저 YP 화와 고 BH 화를 가능하게 한다. Mn 량이 0.8 ％ 보다 적으면, 소둔시의 냉각 과정에서 고용 C 량이 지나치게 많아져, 400 ℃ 미만의 온도 범위에서 과시효 처리가 실시될 때에 다량의 고용 C 가 마르텐사이트 주위의 변형에 석출되어 충분히 저 YP 화하기가 곤란해진다. 또한, 고용 C 량이 지나치게 증가하면 내시효성도 열화된다. 한편, Mn 량이 1.7 ％ 이상이 되면 고용 C 량이 적어져 BH 가 저하된다. 또한, Mn 의 고용 강화 증가에 추가하여 제 2 상이 미세화되어 YP 의 상승이나 소둔 온도에 대한 YP 의 변동을 초래한다. 따라서, Mn 량은 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만으로 한다.Mn improves hardenability and optimizes the amount, thereby reducing the amount of solid solution C to a predetermined range, thereby enabling low YP and high BH. If the amount of Mn is less than 0.8%, the amount of solid solution C becomes too large during the cooling process at the time of annealing, and a large amount of solid solution C precipitates in the deformation around martensite when the overaging treatment is performed at a temperature range of less than 400 ° C. YP becomes difficult In addition, when the amount of solid solution C is excessively increased, aging resistance is also deteriorated. On the other hand, when Mn amount becomes 1.7% or more, the amount of solid solution C will become small and BH will fall. Further, in addition to the increase in the solid solution strengthening of Mn, the second phase is refined to cause an increase in the YP or a change in the YP with respect to the annealing temperature. Therefore, Mn amount is made into 0.8% or more and less than 1.7%.

P : 0.03 ％ 이하 P: 0.03% or less

P 는 고용 강화량이 커, 저 YP 화의 관점에서는 최대한 적게 하는 편이 좋다. 단, 강판의 미크로 조직을 보다 조대화하는 효과, 프레스 성형시의 금형에 대한 눌어붙음을 개선하는 효과 등이 있으므로, YP 상승에 대한 악영향이 작은 0.03 ％ 이하의 범위에서 첨가할 수 있다.P should be as little as possible from the perspective of low YP, with a large amount of employment strengthening. However, since the microstructure of the steel sheet is more coarsened, the effect of improving the adhesion to the mold during press molding, and the like, it can be added in the range of 0.03% or less having a small adverse effect on the rise of YP.

S : 0.02 ％ 이하 S: 0.02% or less

S 는 강 중에서 MnS 로서 석출되지만, 그 함유량이 많으면 강판의 연성을 저하시켜, 프레스 성형성을 저하시킨다. 또한, 슬래브를 열간 압연할 때에 열간 연성을 저하시켜, 표면 결함을 발생시키기 쉽게 한다. 이 때문에, S 량은 0.02 ％ 이하로 하는데, 적을수록 바람직하다.S precipitates as MnS in steel, but when the content is large, the ductility of the steel sheet is lowered and the press formability is lowered. In addition, when the slab is hot rolled, hot ductility is lowered, thereby making it easier to generate surface defects. For this reason, although the amount of S is made into 0.02% or less, the smaller it is, the more preferable.

sol.Al : 0.3 ％ 이하 sol.Al: 0.3% or less

Al 은 탈산 원소, 또는 N 을 AlN 으로서 고정시켜 내시효성을 향상시키는 원소로 이용되는데, 열간 압연 후의 권취시 또는 소둔시에 미세한 AlN 을 형성하여 페라이트의 입자 성장을 억제하고, 저 YP 화를 저해한다. 강 중의 산화물을 저감하거나, 혹은 내시효성을 향상시키는 관점에서는, Al 은 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, 입자 성장성을 향상시키는 관점에서는, 권취 온도를 620 ℃ 이상으로 함으로써 페라이트의 입자 성장성은 향상되지만, 미세한 AlN 은 적을수록 바람직하다. 그것을 위해서는, sol.Al 량을 0.15 ％ 이상으로 하여 AlN 을 권취시에 조대하게 석출시키는 것이 바람직하지만, 0.3 ％ 를 초과하면 비용 증가를 초래하기 때문에, sol.Al 량은 0.3 ％ 이하로 한다. 단, sol.Al 량이 0.1 ％ 를 초과하여 첨가되면, 주조성을 열화시켜, 표면 품질의 열화 원인이 되기 때문에, 표면 품질을 엄격 관리할 것이 요구되는 외판 패널 용도에서는, sol.Al 량은 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.Al is used as a deoxidation element or an element to fix N as AlN to improve the aging resistance.Al Al forms fine AlN during winding or annealing after hot rolling to suppress the growth of ferrite particles and to inhibit low YP formation. . In view of reducing the oxide in the steel or improving the aging resistance, Al is preferably added at 0.02% or more. On the other hand, from the viewpoint of improving grain growth, the grain growth of ferrite is improved by making the coiling temperature 620 ° C or higher, but the smaller the finer AlN, the more preferable. For this purpose, the amount of sol.Al is preferably set to 0.15% or more and AlN is coarse precipitated at the time of winding. However, if it exceeds 0.3%, the cost increases, so the amount of sol.Al is made 0.3% or less. However, when the amount of sol.Al is added in excess of 0.1%, the castability deteriorates and the surface quality is deteriorated. Therefore, the amount of sol.Al is 0.1% or less in the exterior panel application requiring strict control of the surface quality. It is preferable to set it as.

N : 0.01 ％ 이하 N: 0.01% or less

N 은, 열간 압연 후의 권취시 또는 소둔시에 석출되어 미세한 AlN 을 형성하고, 입자 성장성을 저해한다. 이 때문에, N 량은 0.01 ％ 이하로 하지만, 적을수록 바람직하다. 또한, N 량이 증가하면 내시효성의 열화를 초래한다. 입자 성장성의 향상 및 내시효성의 향상 관점에서는, N 량은 0.008 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 나아가서는 0.005 ％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.N precipitates during winding or annealing after hot rolling to form fine AlN, and inhibits grain growth. For this reason, although N amount is 0.01% or less, it is so preferable that there is little. In addition, an increase in the amount of N results in deterioration of aging resistance. From the viewpoint of improving particle growth and improving aging resistance, the amount of N is preferably made less than 0.008%, more preferably less than 0.005%.

Cr : 0.4 ％ 초과 2 ％ 이하 Cr: more than 0.4% 2% or less

Cr 은 본 발명에서 가장 중요한 원소로, 고용 강화량이 작고, 또한 제 2 상인 마르텐사이트를 미세화하고, 담금질성을 높이는 효과가 있기 때문에, 저 YP 화 및 재질 변동의 저감에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 다음에 설명하는 Mn 당량이나 Mn 과의 조성비를 제어할 필요가 있지만, Cr 은 0.4 ％ 를 초과하여 첨가할 필요가 있다. 한편, Cr 량이 2 ％ 를 초과하면 비용 증가나 도금 강판의 표면 품질의 열화를 초래하기 때문에, Cr 량은 2 ％ 이하로 한다.Cr is the most important element in the present invention. Since the solid solution strengthening amount is small and the second phase is martensite, it is effective to refine the hardenability, and therefore, it is an effective element for low YP and reduction of material variation. In order to exert such an effect, it is necessary to control the composition ratio with Mn equivalents and Mn described next, but it is necessary to add Cr exceeding 0.4%. On the other hand, if the amount of Cr exceeds 2%, an increase in cost and deterioration of the surface quality of the coated steel sheet are caused. Therefore, the amount of Cr is made 2% or less.

1.9 < [Mneq] < 3 1.9 <[Mneq] <3

본 발명에서 정의한 Mn당량, 즉 상기 [Mneq] 를, 소둔시의 냉각 속도를 제어하고, 1.9 초과로 함으로써 고용 C 량이 적정 범위까지 저감됨과 함께, 펄라이트, 베이나이트의 생성이 억제되어 낮은 YP, 높은 BH 가 얻어진다. 또 YP 를 저감시키는 관점에서는 [Mneq] 는 2.1 초과로 하는 것이 바람직하고, 2.2 초과로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, [Mneq] 가 지나치게 증가되면 BH 의 저하나 비용 증가를 초래하기 때문에, [Mneq] 는 3 미만으로 한다.By controlling the cooling rate at the time of annealing, the Mn equivalent defined in the present invention, namely, [Mneq], is set to more than 1.9, so that the amount of solid solution C is reduced to an appropriate range, and the production of pearlite and bainite is suppressed, so that low YP and high BH is obtained. In terms of reducing YP, [Mneq] is preferably more than 2.1, and more preferably 2.2. On the other hand, if [Mneq] is excessively increased, it causes a decrease in BH and an increase in cost. Therefore, [Mneq] is made less than 3.

0.34

Figure 112012003565455-pct00005
[％C] / [％Mn] 0.34
Figure 112012003565455-pct00005
[% C] / [% Mn]

동일 [Mneq] 라도 Cr 량과 Mn 량의 비, 즉 [％Cr] / [％Mn] 을 0.34 이상으로 함으로써 제 2 상을 조대화하고, Mn 의 고용 강화도 저감할 수 있기 때문에, YP 를 저감하고, 재질 변동을 작게 할 수 있다. 또한 저 YP 화하고, 재질 변동을 작게 하기 위해서는, 0.55

Figure 112012003565455-pct00006
[％Cr] / [％Mn] 으로 하는 것이 바람직하다.Even in the same [Mneq], the ratio of Cr content and Mn content, that is, [% Cr] / [% Mn] is 0.34 or more, thereby making the second phase coarse and reducing the solid solution strengthening of Mn. The material variation can be reduced. In addition, in order to reduce YP and to reduce material variation, 0.55
Figure 112012003565455-pct00006
It is preferable to set it as [% Cr] / [% Mn].

잔부는 철 및 불가피적 불순물이지만, 추가로 이하의 원소를 소정량 함유시킬 수도 있다.The balance is iron and unavoidable impurities, but may further contain a predetermined amount of the following elements.

B : 0.005 ％ 이하 B: 0.005% or less

B 는 마찬가지로 담금질성을 높이는 원소이고, 또한, N 을 BN 으로서 고정시켜 입자 성장성을 향상시키는 작용이 있다. 그러나, B 를 과잉으로 첨가하면 잔존하는 고용 B 의 영향에 의해 제 2 상이 거꾸로 미세화되기 때문에, B 량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 발명 강에 있어서는, 0.001 ％ 를 초과하는 B 를 첨가함으로써, 페라이트의 입자 성장성의 향상 효과도 충분히 발휘되어, 매우 낮은 YP 를 얻을 수 있다. 따라서, B 는 0.001 ％ 초과하여 함유시키는 것이 바람직하다.B is an element which raises hardenability similarly, and has the effect | action which improves particle growth property by fixing N as BN. However, when B is excessively added, the second phase is inverted finely under the influence of the remaining solid solution B, so the amount of B is preferably made 0.005% or less. In the steel of the present invention, by adding B exceeding 0.001%, the effect of improving the grain growth of ferrite is also sufficiently exhibited, and a very low YP can be obtained. Therefore, it is preferable to contain B exceeding 0.001%.

Mo : 0.1 ％ 이하 Mo: 0.1% or less

Mo 는 Mn, Cr 과 마찬가지로 담금질성을 높이는 원소로, 담금질성을 향상시키는 목적에서 첨가할 수 있다. 그러나, 과잉으로 첨가되면, Mn 과 동일하게 제 2 상을 미세화, 경질화하여 YP 를 증가시키기 때문에, Mo 는 YP 상승에 대한 영향이 작은 0.1 ％ 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다. YP 및 ΔYP 를 한층 더 저감하는 관점에서는, Mo 량은 0.02 ％ 미만 (무첨가) 으로 하는 것이 바람직하다.Mo is an element which improves hardenability similarly to Mn and Cr, and can be added for the purpose of improving hardenability. However, when excessively added, since the second phase is refined and hardened in the same manner as Mn to increase YP, Mo is preferably added in the range of 0.1% or less having a small influence on the YP rise. From a viewpoint of further reducing YP and (DELTA) YP, it is preferable to make Mo amount less than 0.02% (no addition).

V : 0.2 ％ 이하 V: 0.2% or less

V 는 마찬가지로 담금질성을 높이는 원소인데, 0.2 ％ 를 초과하여 첨가하면 현저한 비용 상승을 초래하기 때문에, V 는 0.2 ％ 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다.Similarly, V is an element that improves hardenability, but if it is added in excess of 0.2%, a significant increase in cost is caused. Therefore, V is preferably added in a range of 0.2% or less.

Ti : 0.014 ％ 미만 Ti: less than 0.014%

Ti 는 N 을 고정시켜 내시효성을 향상시키는 효과나 주조성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 강 중에서 TiN, TiC, Ti(C,N) 등의 미세한 석출물을 형성하여 입자 성장성을 저해하기 때문에, 저 YP 화의 관점에서는 Ti 량은 0.014 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.Ti has the effect of fixing N and improving the aging resistance or the casting property. However, since fine precipitates, such as TiN, TiC, Ti (C, N), are formed in steel and the grain growth is inhibited, the amount of Ti is preferably made less than 0.014% from the viewpoint of low YP.

Nb : 0.01 ％ 미만 Nb: less than 0.01%

Nb 는 열간 압연에서의 재결정을 지연시켜 집합 조직을 제어하고, 압연 방향과 45 도 방향의 YP 를 저감시키는 효과를 갖는다. 그러나, 강 중에서 미세한 NbC, Nb(C,N) 을 형성하여 입자 성장성을 현저히 열화시키고 YP 를 증가시키기 때문에, Nb 는 YP 상승의 영향이 적은 0.01 ％ 미만의 범위에서 함유시키는 것이 바람직하다.Nb has the effect of delaying recrystallization in hot rolling, controlling the texture, and reducing the YP in the rolling direction and the 45 degree direction. However, since NbC, Nb (C, N) is formed in the steel to significantly deteriorate grain growth and increase YP, it is preferable to contain Nb in a range of less than 0.01% which is less affected by YP rise.

Cu : 0.3 ％ 이하 Cu: 0.3% or less

Cu 는 스크랩 등을 적극 활용할 때에 혼입되는 원소로, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. 강판의 재질에 미치는 Cu 의 영향은 작지만, 과잉으로 혼입되면 표면 흠집의 원인이 되기 때문에, Cu 량은 0.3 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.Cu is an element that is mixed when actively utilizing scrap and the like. By allowing Cu to be mixed, recycled materials can be utilized as raw materials, and manufacturing costs can be reduced. Although the influence of Cu on the material of a steel plate is small, when it mixes excessively, it will cause surface damage, It is preferable to make Cu amount into 0.3% or less.

Ni : 0.3 ％ 이하 Ni: 0.3% or less

Ni 도 강판의 재질에 미치는 영향은 작지만, Cu 를 첨가하는 경우에 표면 흠집을 저감시키는 관점에서 첨가할 수 있다. 그러나, Ni 는 과잉으로 첨가하면 스케일의 불균일성에 기인한 표면 결함을 발생시키기 때문에, Ni 량은 0.3 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.Ni also has a small effect on the material of the steel sheet, but may be added from the viewpoint of reducing surface scratches when Cu is added. However, when Ni is excessively added, surface defects due to nonuniformity of the scale are generated, so the amount of Ni is preferably 0.3% or less.

2) 제조 조건 2) manufacturing conditions

본 발명의 제조 방법에서는, 전술한 바와 같이, 상기의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 680 ～ 740 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도로 소둔하고, 상기 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위를 2 ～ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 650 ℃ 부터 상기한 (1) 식으로 주어지는 Tc ℃ 까지의 온도 범위를 10 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Tc ℃ 부터 200 ℃ 까지의 온도 범위를 0.2 ～ 10 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각한다.In the manufacturing method of this invention, as above-mentioned, after hot-rolling and cold-rolling the steel slab which has said component composition, the temperature range of 680-740 degreeC is heated at the average heating rate of less than 3 degree-C / sec, Annealing at an annealing temperature of more than 740 ° C. and less than 820 ° C., cooling the temperature range from the annealing temperature to 650 ° C. at an average cooling rate of 2 to 30 ° C./sec, and giving Tc given by the formula (1) above from 650 ° C. The temperature range up to ° C is cooled at an average cooling rate of 10 ° C / sec or more, and the temperature range from Tc ° C to 200 ° C is cooled at an average cooling rate of 0.2 to 10 ° C / sec.

열간 압연 Hot rolling

강 슬래브를 열간 압연하기 위해서는, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등에 의해 실시할 수 있다. 열간 압연은 통상적인 방법에 따라서 실시하면 되며, 예를 들어, 슬래브 가열 온도는 1100 ～ 1300 ℃, 마무리 압연 온도는 Ar3 변태점 이상, 마무리 압연 후의 평균 냉각 속도는 10 ～ 200 ℃/sec, 권취 온도는 400 ～ 720 ℃ 로 하면 된다. 외판 패널용의 미려한 도금 표면 품질을 얻기 위해서는, 슬래브 가열 온도는 1200 ℃ 이하, 마무리 압연 온도는 850 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위해서 디스케일링 (descaling) 을 충분히 실시하는 것이 바람직하다. YP 저감의 관점에서는 권취 온도는 높은 쪽이 바람직하여, 640 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 특히 680 ℃ 이상의 권취 온도로 하면, 열연판의 상태에서 Mn 이나 Cr 을 충분히 제 2 상에 농화 (濃化) 시킬 수 있고, 그 후의 소둔 공정에서의 γ 의 안정성을 향상시켜, 저 YP 화에 기여한다. 또한, 강판의 r 값의 면내 이방성을 저감하거나, 압연 방향과 45 도의 방향의 YP 를 낮게 억제하기 위해서는, 마무리 압연 후의 냉각 속도를 40 ℃/sec 이상으로 크게 하는 것이 바람직하다.In order to hot-roll a steel slab, it can carry out by the method of rolling a slab after heating, the method of directly rolling the slab after continuous casting, without heating, the method of subjecting the slab after continuous casting to a short time heating process, and rolling. Hot rolling when performed according to conventional methods and, for instance, the slab heating temperature is 1100 ~ 1300 ℃, the finish rolling temperature is Ar 3 transformation point or more, an average cooling rate after finish rolling is 10 ~ 200 ℃ / sec, coiling temperature What is necessary is just to set it as 400-720 degreeC. In order to obtain the beautiful plating surface quality for an outer panel, it is preferable that slab heating temperature shall be 1200 degrees C or less, and finish rolling temperature shall be 850 degrees C or less. In addition, it is preferable to sufficiently descale in order to remove the primary and secondary scales generated on the steel sheet surface. From a viewpoint of YP reduction, it is preferable that a coiling temperature is higher, and it is preferable to set it as 640 degreeC or more. In particular, when the coiling temperature is 680 ° C. or higher, Mn and Cr can be sufficiently concentrated in the state of the hot rolled sheet, thereby improving the stability of γ in the subsequent annealing process and contributing to low YP. do. Moreover, in order to reduce in-plane anisotropy of the r value of a steel plate, or to suppress YP of a rolling direction and 45 degree | times direction low, it is preferable to enlarge the cooling rate after finishing rolling to 40 degreeC / sec or more.

냉간 압연 Cold rolled

냉간 압연에서는, 압연율을 50 ～ 85 ％ 로 하면 된다.In cold rolling, what is necessary is just to make a rolling rate into 50 to 85%.

소둔Annealed

소둔시의 평균 가열 속도 : 3 ℃/sec 미만Average heating rate during annealing: less than 3 ℃ / sec

소둔 후에 조대한 제 2 상을 균일하게 분산시키고, 저 YP 화를 도모함과 함께 재질 변동을 작게 하기 위해서는, 680 ℃ ～ 740 ℃ 의 온도 범위에 있어서의 가열 속도를 제어하는 것이 효과적이다. 이것은, [Mneq] 가 1.9 를 초과하는 성분계에서는, 소둔 후의 제 2 상이 미세화되기 쉽고, 이것은 Mn 이 높기 때문에 Ac1 변태점이 지나치게 낮아져 재결정이 완료되지 않은 동안에 미재결정 상태의 페라이트 입계면에 γ 입자가 형성되거나, 재결정이 완료되었다고 해도 재결정 직후의 미세한 페라이트 입자에 γ 입자가 형성되어, 강판의 YP 가 상승하기 쉬워지기 때문이다.It is effective to control the heating rate in the temperature range of 680 degreeC-740 degreeC, in order to uniformly disperse a coarse 2nd phase after annealing, to aim at low YP, and to reduce material fluctuations. This is because, in the component system having a [Mneq] of more than 1.9, the second phase after annealing tends to be fine, and since Mn is high, the Ac 1 transformation point becomes too low and the γ particles are present in the ferrite grain boundary in the unrecrystallized state while the recrystallization is not completed. This is because? Particles are formed on the fine ferrite particles immediately after the recrystallization even if they are formed or when the recrystallization is completed, and the YP of the steel sheet tends to rise.

C : 0.028 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 1.6 ％, P : 0.01 ％, S : 0.01 ％, sol.Al : 0.04 ％, Cr : 0.8 ％, N : 0.003 ％ 를 함유하는 강을 실험실에서 용제하여, 27 ㎜ 두께의 슬래브를 제조하였다. 이 슬래브를 1250 ℃ 로 가열하고, 마무리 압연 온도 830 ℃ 로 2.3 ㎜ 까지 열간 압연하고, 620 ℃ 에서 1 hr 의 권취 처리를 행하였다. 얻어진 열연판을 0.75 ㎜ 까지 압연율 67 ％ 로 냉간 압연하였다. 얻어진 냉연판을 소둔할 때에, 680 ～ 740 ℃ 온도 범위의 평균 가열 속도를 0.3 ～ 20 ℃/sec 로 변화시켜, 780 ℃ × 40 sec 의 균열 (均熱) 처리를 실시하고, 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도 7 ℃/sec 로 냉각하고, 650 ℃ 부터 300 ℃ 까지의 온도 범위를 25 ℃/sec 로 냉각하고, 그 후 300 ℃ 부터 200 ℃ 의 온도 범위를 0.5 ℃/sec 로 냉각하여 실온까지 공랭하였다. 얻어진 강판으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거, 인장 방향은 압연 방향과 직각 방향), SEM 에 의한 조직 관찰을 실시하였다.Steel containing C: 0.028%, Si: 0.01%, Mn: 1.6%, P: 0.01%, S: 0.01%, sol.Al: 0.04%, Cr: 0.8%, N: 0.003% in a laboratory , 27 mm thick slab was prepared. The slab was heated to 1250 ° C., hot rolled to 2.3 mm at a finish rolling temperature of 830 ° C., and the winding treatment was performed at 620 ° C. for 1 hr. The resulting hot rolled sheet was cold rolled to a rolling ratio of 67% to 0.75 mm. When annealing the obtained cold rolled sheet, the average heating rate in the 680-740 degreeC temperature range is changed to 0.3-20 degreeC / sec, the cracking process of 780 degreeC * 40 sec is performed, and it is 650 degreeC from annealing temperature. The temperature range up to is cooled at an average cooling rate of 7 ° C./sec, the temperature range from 650 ° C. to 300 ° C. is cooled to 25 ° C./sec, and then the temperature range from 300 ° C. to 200 ° C. is 0.5 ° C./sec. It cooled and air cooled to room temperature. The JIS No. 5 tensile test piece was extract | collected from the obtained steel plate, and the tensile test (according to JIS Z 2241, the tensile direction is a direction perpendicular to a rolling direction), and the structure observation by SEM were performed.

도 1 에, 소둔시에 있어서의 680 ～ 740 ℃ 온도 범위의 평균 가열 속도와 YP 의 관계를 나타낸다. 평균 가열 속도가 3 ℃/sec 미만에서 200 MPa 이하의 YP 가 얻어지고, 가열 속도가 2 ℃/sec 미만에서 195 MPa 이하의 YP 가 얻어진다. 또한, 이 때, 제 2 상이 보다 조대하고 균일 분산되어 있음이 SEM 에 의해 확인되었다. 그리고 여러 가지 가열 속도로 소둔한 강판에 관해서 재질 변동에 대한 영향을 조사하였다. 즉, 각 강판에 관해서 소둔 온도를 760 ～ 810 ℃ 에서 변화시켜, 소둔 온도를 50 ℃ 변동시켰을 때의 YP 의 변동량 ΔYP 를 조사한 결과, 소둔시의 680 ～ 740 ℃ 에서의 가열 속도가 20 ℃/sec 인 샘플에서는 ΔYP 가 20 MPa 인 데 반하여, 가열 속도가 3 ℃/sec 미만인 강판에서는 ΔYP 가 15 MPa 미만으로 저감되어 있음이 밝혀졌다. 이와 같이, 소정의 온도 범위의 가열 속도를 제어함으로써 YP 가 낮고, 소둔 온도에 대한 ΔYP 가 작은 강판이 얻어진다.1 shows the relationship between the average heating rate and YP in the temperature range of 680 to 740 ° C during annealing. YP of 200 MPa or less is obtained at an average heating rate of less than 3 ° C / sec, and YP of 195 MPa or less is obtained at a heating rate of less than 2 ° C / sec. In addition, SEM confirmed that the 2nd phase is coarse and uniformly dispersed at this time. In addition, the influence of material variation on the steel sheet annealed at various heating rates was investigated. That is, when the annealing temperature was changed at 760 to 810 ° C for each steel sheet and the variation amount YP of the YP when the annealing temperature was changed to 50 ° C was examined, the heating rate at 680 to 740 ° C at the time of annealing was 20 ° C / sec. It was found that the ΔYP was 20 MPa in the phosphorus sample, while the ΔYP was reduced to less than 15 MPa in the steel sheet having a heating rate of less than 3 ° C / sec. Thus, by controlling the heating rate in the predetermined temperature range, a steel sheet having a low YP and a small ΔYP with respect to the annealing temperature is obtained.

소둔 온도 : 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만 Annealing Temperature: Above 740 ℃ Below 820 ℃

소둔 온도가 740 ℃ 이하에서는 탄화물의 고용이 불충분해져, 안정적으로 제 2 상을 확보할 수 없다. 820 ℃ 이상에서는 소둔 중의 γ 의 비율이 지나치게 많아져서 γ 에 대한 Mn, C 등의 원소 농화가 불충분해져, 충분히 낮은 YP 를 얻을 수 없게 된다. 이것은, γ 에 대한 원소 농화가 불충분해짐으로써, 마르텐사이트 주위에 충분한 변형이 부여되지 않게 됨과 함께 소둔 후의 냉각 과정에서 펄라이트, 베이나이트 변태가 발생하기 쉬워지기 때문인 것으로 생각된다. 균열 시간은 통상적인 연속 소둔에서 실시되는 740 ℃ 초과의 온도 범위에서 20 sec 이상으로 하면 되고, 40 sec 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.If the annealing temperature is 740 ° C. or less, the solid solution of carbide becomes insufficient, and a second phase cannot be secured stably. At 820 degreeC or more, the ratio of (gamma) in annealing will become large too much, and element thickening of Mn, C, etc. with respect to (gamma) will become inadequate, and it becomes impossible to obtain YP low enough. This is considered to be due to insufficient elemental enrichment for gamma, which is not sufficient to impart sufficient strain around martensite and is likely to cause pearlite and bainite transformation in the cooling process after annealing. The cracking time should just be 20 sec or more in the temperature range exceeding 740 degreeC performed by normal continuous annealing, and it is more preferable to be 40 sec or more.

소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도 (1 차 냉각 속도) : 2 ～ 30 ℃/sec Average cooling rate (primary cooling rate) in the temperature range from annealing temperature to 650 ℃: 2 ~ 30 ℃ / sec

냉각 중의 γ 입자에 Mn 이나 C 를 농화시켜 담금질성을 높이고 저 YP 화를 도모하기 위해, 소둔 온도에서부터 650 ℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 2 ～ 30 ℃/sec 로 할 필요가 있다.In order to thicken Mn and C to γ particle in cooling, to improve hardenability, and to achieve low YP, the average cooling rate of the temperature range from annealing temperature to 650 degreeC needs to be 2-30 degreeC / sec.

650 ℃ 부터 상기 (1) 식으로 주어지는 Tc ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도 (2 차 냉각 속도) : 10 ℃/sec 이상Average cooling rate (secondary cooling rate) in the temperature range from 650 ° C to Tc ° C given by the above formula (1): 10 ° C / sec or more

펄라이트 및 베이나이트가 생성되기 쉬운 650 ℃ 부터 Tc ℃ 로 나타내는 Ms 점 근방의 온도 범위를 평균 냉각 속도 10 ℃/sec 이상으로 냉각함으로써, 펄라이트 및 베이나이트의 생성이 억제되어, 충분히 낮은 YP 가 얻어진다.By cooling the temperature range near the Ms point represented by Tc ° C to Tc ° C or more at which the pearlite and bainite tend to be formed at an average cooling rate of 10 ° C / sec or more, the production of pearlite and bainite is suppressed and a sufficiently low YP is obtained. .

Tc ℃ 에서 200 ℃ 까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도 (3 차 냉각 속도) : 0.2 ～ 10 ℃/sec Average cooling rate (third cooling rate) in the temperature range from Tc ℃ to 200 ℃: 0.2 ~ 10 ℃ / sec

Tc ℃ 에서 200 ℃ 까지의 온도 범위를 평균 냉각 속도 0.2 ～ 10 ℃/sec 로 냉각함으로써, 페라이트 중에 과잉으로 잔존하는 고용 C 를 석출시켜 저 YP 화 및 고연성화를 도모할 수 있다.By cooling the temperature range from Tc ° C to 200 ° C at an average cooling rate of 0.2 to 10 ° C / sec, excess solid solution C remaining in the ferrite can be precipitated to achieve low YP and high ductility.

본 발명의 제조 방법으로 제조된 고강도 냉연 강판은, 소둔한 채인 상태에서 YPE1 은 0.5 ％ 미만이고, YP 도 충분히 낮기 때문에, 그대로 프레스 성형용 강판으로서 사용할 수 있다. 그러나, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 통상 스킨패스 압연을 실시해도 된다. 그 경우에는, 저 YP, 고 El, 고 WH 화의 관점에서 신장률은 0.3 ～ 0.5 ％ 로 하는 것이 바람직하다.The high strength cold rolled steel sheet produced by the production method of the present invention can be used as a press-formed steel sheet as it is because YPE1 is less than 0.5% and YP is sufficiently low while being annealed. However, from the viewpoint of stabilizing press formability, such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape, skin pass rolling may be usually performed. In that case, it is preferable to make elongation rate 0.3 to 0.5% from a viewpoint of low YP, high El, and high WH.

실시예Example

표 1 에 나타내는 강 번호 A ～ BB 의 강을 용제 후, 230 ㎜ 두께의 슬래브로 연속 주조하였다. 이 슬래브를 1180 ～ 1250 ℃ 로 가열 후, 830 ℃ (강번 A ～ D, I, R ～ V, X ～ BB), 880 ℃ (강번 E ～ H, J ～ Q, W) 의 마무리 압연 온도에서 열간 압연을 실시하였다. 그 후, 20 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 540 ～ 640 ℃ 의 권취 온도로 감았다. 얻어진 열연판은 산세 후 67 ～ 78 ％ 의 압연율로 냉간 압연하여, 판두께 0.75 ㎜ 의 냉연판으로 하였다. 얻어진 냉연판은, 표 2, 3 에 나타내는 680 ～ 740 ℃ 온도 범위에 있어서의 평균 가열 속도, 소둔 온도, 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위의 1 차 평균 냉각 속도, 650 ℃ 에서 Tc ℃ 까지의 온도 범위의 2 차 평균 냉각 속도, Tc ℃ 에서 200 ℃ 까지의 온도 범위의 3 차 평균 냉각 속도로 소둔하였다. 얻어진 소둔한 상태 그대로의, 즉 스킨패스 압연되어 있지 않은 강판으로부터, 압연 방향 및 직각 방향에서 JIS 5 호 시험편을 채취하여 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하여, YP, TS 를 평가하였다. 또한, 각 성분 조성의 강판에 관해서 소둔 온도를 760 ～ 810 ℃ 의 범위에서 변화시켰을 때의 YP 의 최대치와 최소치의 차를 구하여, YP 의 변동량 ΔYP 로 하였다. 그리고, 상기와 동일한 시험편에 2 ％ 의 예비 변형을 부여하여, 170 ℃ 에서 20 min 의 열 처리를 실시한 후의 YP 의 증가량인 BH 를 구하였다.The steel of steel numbers A-BB shown in Table 1 was continuously cast into the slab of 230 mm thickness after a solvent. The slab was heated to 1180-1250 ° C. and then hot at the finish rolling temperature of 830 ° C. (Galvans A-D, I, R-V, X-BB) and 880 ° C (Galvans E-H, J-Q, W). Rolling was performed. Then, it cooled by the average cooling rate of 20 degreeC / sec, and wound up at the coiling temperature of 540-640 degreeC. The obtained hot rolled sheet was cold-rolled at the rolling ratio of 67 to 78% after pickling, and it was set as the cold rolled sheet of 0.75 mm in thickness. The obtained cold rolled sheet has the primary heating rate in the 680-740 degreeC temperature range shown in Table 2, 3, the primary average cooling rate of the temperature range from annealing temperature to 650 degreeC, and 650 degreeC to Tc degreeC. Annealing was carried out at a second average cooling rate in the temperature range and a third average cooling rate in the temperature range from Tc ° C to 200 ° C. From the steel sheet obtained in the annealed state as it is, that is, not skin-pass rolled, JIS No. 5 test piece was extract | collected from the rolling direction and a right angle direction, the tensile test (based on JIS Z 2241) was performed, and YP and TS were evaluated. Moreover, about the steel plate of each component composition, the difference of the maximum value and minimum value of YP when the annealing temperature was changed in the range of 760-810 degreeC was calculated | required, and it was set as the variation amount (DELTA) YP of YP. And 2% preliminary deformation was given to the same test piece as mentioned above, and BH which is an increase amount of YP after heat-processing 20min at 170 degreeC was calculated | required.

결과를 표 2, 3 에 나타낸다.The results are shown in Tables 2 and 3.

본 발명예의 강판은, 동일 TS 레벨의 재료와 비교하여 낮은 YP, 즉 낮은 YR 을 가지고 있다. 또한, 소둔 온도에 대한 ΔYP 도 작아, YP 의 안정성이 우수하다. 특히, [Mneq] 가 2.1 초과이고, 또한 [％Cr] / [％Mn] 이 0.55 이상으로 적정화되고, 또 소둔시의 가열 속도가 3 ℃/sec 미만으로 제어된 강판에서는, Mn 이나 고용 C 에 의한 고용 강화가 저감됨과 함께, 제 2 상이 균일하게 조대화되어 있기 때문에, YP 가 낮고, ΔYP 도 작다. 예를 들어, 강번 A 에 대하여 강번 B, C, D 의 강에서는 [Mneq] 가 증가되어 있지만, [％Cr] / [％Mn] 이 0.34 ～ 0.41 의 범위이기 때문에, [Mneq] 의 증가에 수반하여 펄라이트, 베이나이트의 생성이 제어됨과 함께, 고용 C 가 저감되는데, 제 2 상이 미세화되고 가열 속도 1.5 ℃/sec, 소둔 온도 780 ℃ 의 조건에서는, YP 는 191 ～ 197 MPa, 소둔 온도에 대한 ΔYP 는 7 ～ 9 MPa 의 범위에 있다. 이에 대하여, [Mneq] 를 2.1 초과로 증가시키면서 [％Cr] / [％Mn] 을 0.55 이상으로 조정한 강번 E, F, G, H 의 강 등에서는 강번 A, B, C, D 와 동일한 제조 조건에서는, YP 는 172 ～ 188 MPa, 소둔 온도에 대한 ΔYP 는 4 ～ 6 MPa 로 매우 낮다. 또한, C 를 증가시켰을 때의 YP 의 상승도 매우 작아, C 를 0.058 ％ 까지 증가시킨 강번 K 의 강은, 490 MPa 의 TS 에 대하여 208 MPa 의 매우 낮은 YP 를 갖고 있다. 또한, C 를 0.072 ％ 까지 증가시킨 강번 L의 강은, 541 MPa 의 TS 에 대하여 230 MPa 의 매우 낮은 YP 를 가지고 있다. 요컨대, 이 강에서는, C 를 변화시켜도 ΔYP 가 작고, YR 이 낮은 강판이 안정적으로 얻어진다. 그리고, Mn 과 Cr 의 조성 범위가 적정화되어 있기 때문에, YP 가 낮음에도 불구하고 높은 BH 를 갖고 있다.The steel sheet of the example of the present invention has a low YP, that is, a low YR, as compared with materials of the same TS level. Moreover, (DELTA) YP with respect to annealing temperature is also small and the stability of YP is excellent. In particular, in a steel sheet in which [Mneq] is greater than 2.1 and [% Cr] / [% Mn] is optimized to 0.55 or more, and the heating rate at the time of annealing is controlled to be less than 3 ° C / sec, In addition, since the solid solution strengthening is reduced and the second phase is uniformly coarsened, YP is low and ΔYP is also small. For example, [Mneq] is increased in the steels of steels B, C, and D with respect to steel A, but since [% Cr] / [% Mn] is in the range of 0.34 to 0.41, it is accompanied by an increase in [Mneq]. The production of pearlite and bainite is controlled, and the solid solution C is reduced, while the second phase is miniaturized and under conditions of a heating rate of 1.5 ° C./sec and an annealing temperature of 780 ° C., YP is 191 to 197 MPa and ΔYP to annealing temperature. Is in the range of 7 to 9 MPa. On the other hand, in the steels of steel grades E, F, G, and H, in which [% Cr] / [% Mn] was adjusted to 0.55 or more while increasing [Mneq] to more than 2.1, the same production as steel grades A, B, C, and D Under the conditions, YP is very low, 172-188 MPa, and ΔYP for annealing temperature is 4-6 MPa. Moreover, the rise of YP when C is increased is very small, and the steel of K steel which increased C to 0.058% has a very low YP of 208 MPa with respect to TS of 490 MPa. Moreover, the steel of the steel number L which increased C to 0.072% has the very low YP of 230 MPa with respect to TS of 541 MPa. In short, in this steel, even if C is changed, a steel plate having a small ΔYP and a low YR can be stably obtained. And since the composition range of Mn and Cr is optimized, it has high BH although YP is low.

이에 대하여, [Mneq], 소둔시의 가열 속도나 냉각 속도가 적정화되어 있지 않은 강에서는, 동일 TS 클래스의 본 발명 강과 비교하여 YR 이 높다. [Mneq] 가 소정 범위에 있어도, [％Cr] / [％Mn] 이 적정화되지 않은 강번 S, V 의 강에서는 제 2 상이 미세하고 Mn 의 고용 강화량도 크기 때문에, ΔYP 와 YP 의 양자가 높다. 또한, BH 도 낮다. Mo 가 첨가된 강번 T 의 강에서는, 제 2 상이 미세화되는 경향이 있어, YP 가 높고, ΔYP 가 크다. C 량이 소정 범위에 없고, 결과적으로서 제 2 상의 비율이 소정 범위에 없는 강번 U 의 강에서는, 낮은 YR 을 얻을 수 없다. P, Si 의 첨가량이 많은 강번 X, Y 의 강에서는, 제 2 상은 조대화되어 있지만 고용 강화량이 커져, 낮은 YP 가 얻어지지 않는다. 이와 같이, 종래 강에서는, 낮은 YP, 작은 ΔYP, 높은 BH 모두를 겸비한 강판이 얻어지지 않는다.On the other hand, in the steel in which the heating rate and cooling rate at the time of [Mneq] and annealing are not optimized, YR is high compared with this invention steel of the same TS class. Even if [Mneq] is in a predetermined range, in the steels of steel numbers S and V in which [% Cr] / [% Mn] is not optimized, the second phase is fine and the solid solution strengthening amount of Mn is large, so that both ΔYP and YP are high. . In addition, BH is also low. In the steel of steel number T to which Mo was added, the second phase tends to be fine, so that YP is high and ΔYP is large. In the steel of steel No. U in which the amount of C is not in the predetermined range and the ratio of the second phase is not in the predetermined range, low YR cannot be obtained. In steels X and Y having a large amount of P and Si added, the second phase is coarse, but the amount of solid solution strengthening is large, so that low YP cannot be obtained. As described above, in the conventional steel, a steel sheet having both low YP, small ΔYP, and high BH cannot be obtained.

Figure 112012003565455-pct00007
Figure 112012003565455-pct00007

Figure 112012003565455-pct00008
Figure 112012003565455-pct00008

Figure 112012003565455-pct00009
Figure 112012003565455-pct00009

Claims (6)

성분 조성으로서, 질량％ 로, C : 0.01 ％ 초과 0.08 ％ 미만, Si : 0% 초과 0.2 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 1.7 ％ 미만, P : 0% 초과 0.03 ％ 이하, S : 0% 초과 0.02 ％ 이하, sol.Al : 0% 초과 0.3 ％ 이하, N : 0% 초과 0.01 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 초과 2 ％ 이하를 함유하고, 또한 1.9 ＜ [Mneq] ＜ 3 및 0.34
Figure 112012003565455-pct00010
[％Cr] / [％Mn] 을 만족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 680 ～ 740 ℃ 의 온도 범위를 3 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하여, 740 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도로 소둔하고, 상기 소둔 온도에서부터 650 ℃ 까지의 온도 범위를 2 ～ 30 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 650 ℃ 부터 하기 (1) 식으로 주어지는 Tc ℃ 까지의 온도 범위를 10 ℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 상기 Tc ℃ 부터 200 ℃ 까지의 온도 범위를 0.2 ～ 10 ℃/sec 의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법 ;
Tc = 410 － 40 × [％Mn] － 30 × [％Cr] … (1)
여기서, [Mneq] 는 Mn 당량이고, [Mneq] = [％Mn] ＋ 1.3 × [％Cr] 을 나타내고, [％Mn], [％Cr] 은 각각 Mn, Cr 의 함유량을 나타낸다.As the component composition, C: greater than 0.01% and less than 0.08%, Si: greater than 0% and 0.2% or less, Mn: 0.8% or more and less than 1.7%, P: greater than 0% and 0.03% or less, S: greater than 0% and 0.02% % Or less, sol.Al: more than 0% and 0.3% or less, N: more than 0% and 0.01% or less, Cr: more than 0.4% and 2% or less, and 1.9 <[Mneq] <3 and 0.34
Figure 112012003565455-pct00010
After satisfying [% Cr] / [% Mn] and hot-rolling and cold-rolling a steel made of residual iron and unavoidable impurities, the temperature range of 680 to 740 ° C is heated at an average heating rate of less than 3 ° C / sec. By annealing at an annealing temperature of more than 740 ° C. and less than 820 ° C., and cooling the temperature range from the annealing temperature to 650 ° C. at an average cooling rate of 2 to 30 ° C./sec, given by the following formula (1). A high strength cold rolled steel sheet characterized by cooling the temperature range up to Tc ° C at an average cooling rate of 10 ° C / sec or more, and cooling the temperature range from Tc ° C to 200 ° C at an average cooling rate of 0.2 to 10 ° C / sec. Manufacturing method of;
Tc = 410-40 x [% Mn]-30 x [% Cr]. (One)
Here, [Mneq] is Mn equivalent, [Mneq] = [% Mn] + 1.3 x [% Cr], and [% Mn] and [% Cr] represent content of Mn and Cr, respectively. 제 1 항에 있어서,
소둔시에, 680 ～ 740 ℃ 의 온도 범위를 2 ℃/sec 미만의 평균 가열 속도로 가열하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.The method of claim 1,
At the time of annealing, the temperature range of 680-740 degreeC is heated at the average heating rate of less than 2 degree-C / sec, The manufacturing method of the high strength cold rolled sheet steel characterized by the above-mentioned. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
0.55
Figure 112012003565455-pct00011
[％Cr] / [％Mn] 을 만족하는 강을 사용하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.The method according to claim 1 or 2,
0.55
Figure 112012003565455-pct00011
A method for producing a high strength cold rolled steel sheet, characterized by using steel that satisfies [% Cr] / [% Mn]. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, B : 0% 초과 0.005 ％ 이하를 함유하는 강을 사용하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.The method according to claim 1 or 2,
Furthermore, the manufacturing method of the high strength cold rolled sheet steel characterized by using the steel which contains B: more than 0% and 0.005% or less by mass%. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Mo : 0% 초과 0.1 ％ 이하 및 V : 0% 초과 0.2 ％ 이하 중의 적어도 1 종을 함유하는 강을 사용하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.The method according to claim 1 or 2,
Furthermore, the manufacturing method of the high strength cold rolled sheet steel characterized by using the steel which contains at least 1 sort (s) of Mo: more than 0% and 0.1% or less and V: more than 0% and 0.2% or less. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Ti : 0% 초과 0.014 ％ 미만, Nb : 0% 초과 0.01 ％ 미만, Ni : 0% 초과 0.3 ％ 이하 및 Cu : 0% 초과 0.3 ％ 이하 중의 적어도 1 종을 함유하는 강을 사용하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연 강판의 제조 방법.The method according to claim 1 or 2,
Further, steel containing at least one of Ti: more than 0% and less than 0.014%, Nb: more than 0% and less than 0.01%, Ni: more than 0% and 0.3% or less and Cu: more than 0% and 0.3% or less in mass%. Method for producing a high strength cold rolled steel sheet characterized in that it is used.
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4623233B2 (en) 2009-02-02 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
JP4811528B2 (en) 2009-07-28 2011-11-09 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
PL2500445T3 (en) 2009-11-09 2020-08-10 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet having excellent processability and paint bake hardenability, and method for producing of high-strength steel sheet
JP5703632B2 (en) * 2010-08-31 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 Warm press molding material and panel manufacturing method
CN102409252A (en) * 2010-09-21 2012-04-11 鞍钢股份有限公司 Ultrahigh-strength cold-rolled steel plate and manufacturing method thereof
CN102011056A (en) * 2010-09-30 2011-04-13 广州珠江钢铁有限责任公司 High-strength cold-rolled steel with yield strength of 550MPa level and preparation method thereof
CN103469089B (en) * 2013-09-11 2016-01-27 马鞍山市安工大工业技术研究院有限公司 A kind of cheese crystal grain deep-draw dual phase sheet steel and preparation method thereof
KR101795918B1 (en) 2015-07-24 2017-11-10 주식회사 포스코 Hot dip galvanized and galvannealed steel sheet having higher bake hardening and aging properties, and method for the same
WO2020121034A1 (en) * 2018-12-13 2020-06-18 Arcelormittal Steels for laser cutting

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5623230A (en) 1979-07-31 1981-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd Production of high strength cold-rolled steel plate of good workability
US20030111144A1 (en) 2000-04-07 2003-06-19 Saiji Matsuoka Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production
JP2006052465A (en) 2004-07-06 2006-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd Production method for high-tensile cold-rolled steel sheet

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS55122821A (en) 1979-03-15 1980-09-20 Kawasaki Steel Corp Manufacture of alloyed zinc-plated high tensile steel sheet with high workability
JPH03277743A (en) * 1990-03-27 1991-12-09 Kawasaki Steel Corp Ultrahigh tensile strength cold rolled steel sheet and its manufacture
CN1300362C (en) * 1998-12-07 2007-02-14 杰富意钢铁株式会社 High strength cold rolled steel sheet
TW200604352A (en) * 2004-03-31 2006-02-01 Jfe Steel Corp High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
JP4525383B2 (en) 2005-02-25 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 Low yield ratio high strength steel sheet with excellent bake hardening characteristics and method for producing the same

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5623230A (en) 1979-07-31 1981-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd Production of high strength cold-rolled steel plate of good workability
US20030111144A1 (en) 2000-04-07 2003-06-19 Saiji Matsuoka Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production
JP2006052465A (en) 2004-07-06 2006-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd Production method for high-tensile cold-rolled steel sheet

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