WO2001092593A1 - Tole d'acier laminee a froid presentant d'excellentes proprietes de rheodurcissement par vieillissement, et procede de production - Google Patents

Tole d'acier laminee a froid presentant d'excellentes proprietes de rheodurcissement par vieillissement, et procede de production Download PDF

Info

Publication number
WO2001092593A1
WO2001092593A1 PCT/JP2001/001002 JP0101002W WO0192593A1 WO 2001092593 A1 WO2001092593 A1 WO 2001092593A1 JP 0101002 W JP0101002 W JP 0101002W WO 0192593 A1 WO0192593 A1 WO 0192593A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
cold
steel sheet
temperature
rolled
Prior art date
Application number
PCT/JP2001/001002
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Chikara Kami
Akio Tosaka
Original Assignee
Kawasaki Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kawasaki Steel Corporation filed Critical Kawasaki Steel Corporation
Priority to CA 2380377 priority Critical patent/CA2380377C/en
Priority to EP20010906127 priority patent/EP1291447B1/en
Priority to US10/031,742 priority patent/US6695932B2/en
Priority to DE2001610586 priority patent/DE60110586T2/de
Publication of WO2001092593A1 publication Critical patent/WO2001092593A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet suitable mainly for use in automobiles, and particularly to a tensile strength
  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet having excellent (TS) less than 440 MPa and excellent strain aging hardening properties, and a method for producing the same.
  • TS excellent
  • steel sheets for automobile bodies from so-called light working to ultra deep drawing
  • the cold rolled steel sheet of the present invention is used for applications where relatively low grade and appropriate workability are required. It is suitable.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention can be used in a wide range of applications from relatively light working such as forming into a pipe by mild bending or roll forming to relatively severe drawing. It is suitable for
  • the steel sheet in the present invention includes a steel strip.
  • excellent in strain aging hardening characteristics means that the amount of increase in deformation stress before and after this aging treatment after pre-deformation of 5% tensile strain and aging at a temperature of 170 for 20 minutes.
  • BH amount; BH i pre-deformation stress before yield stress treatment after aging treatment
  • tensile strength increase before and after strain aging treatment pre-deformation + aging treatment
  • a cold-rolled steel sheet for an outer panel is made of an ultra-low carbon steel material, and finally the amount of C remaining in a solid solution state is controlled to an appropriate range. ing.
  • This type of steel sheet is kept soft during press forming, ensures shape freezing and ductility, and yield stress using the strain age hardening phenomenon that occurs in the paint baking process at 170 ° C for about 20 minutes performed after press forming. The aim is to secure dent resistance by obtaining a rise in dent.
  • C forms a solid solution in the steel and is soft.On the other hand, after press forming, in the coating baking process, the dissolution introduced during press forming is fixed by solid solution C. The yield stress increases.
  • baking hardenability can be improved by using a steel sheet with a further increased bake hardening amount using solid solution N or a composite structure consisting of ferrite and martensite. Further improved steel plates have been proposed.
  • JP-A-60-52528 discloses that C: 0.02 to 0.15%, Mn: 0.8 to 3.5%, P: 0.02 to 0.15%, A1: 0. Hot rolling of steel containing 10% or less, N: 0.005 to 0.025% at a temperature of 550 ° C or less, and ductility and spot welding in which annealing after cold rolling is controlled cooling heat treatment.
  • a method for producing a high-strength thin steel sheet having both good properties is disclosed.
  • the steel sheet manufactured by the technique described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-52528 has a mixed structure composed of a low-temperature transformation product phase mainly composed of a fluoride and martensite, has excellent ductility, and has a positive effect. The purpose is to obtain high strength by using strain aging during baking of paint by N added to steel.
  • Japanese Patent Publication No. 5-24979 discloses that C: 0.08 to 0.20%, Mn: 1.5 to 3.5%, the composition of which consists of the balance Fe and unavoidable impurities.
  • a bake-hardenable high-tensile cold-rolled thin steel sheet composed of uniform bainite with a ferrite content of 5% or less or bainite partially containing martensite.
  • the structure of the cold-rolled steel sheet described in Japanese Patent Publication No. 5-24979 is obtained by rapidly cooling the temperature range of 400 to 200 ° C in the cooling process after continuous annealing, and then gradually cooling it after that. As an organization mainly composed of inat, it aims to obtain a higher bake hardening amount than ever before.
  • the present invention overcomes the limitations of the prior art described above, has moldability and stable quality characteristics, and after molding into an automobile part, has sufficient strength as an automobile part and is sufficiently reduced in weight of an automobile body. It is an object of the present invention to provide a cold-rolled steel sheet which can contribute to the steel sheet and has excellent strain aging hardening characteristics, and a method for manufacturing these steel sheets industrially at low cost.
  • Strain aging hardening characteristics are targeted at a BH amount of 80 MPa or more and a TS of 40 MPa or more under aging conditions of preserving 5% tensile strain and preserving 20ndn at a temperature of 170. Disclosure of the invention
  • the present inventors manufactured steel plates with various compositions and manufacturing conditions, and conducted many material evaluation experiments. As a result, by taking advantage of the large strain age hardening phenomenon developed by the action of N as a strengthening element, N, which has been rarely used so far in fields where high workability is required. In addition, they have found that it is possible to easily achieve both improvement in moldability and high strength after molding.
  • the present inventors have found that, in order to advantageously utilize the strain age hardening phenomenon due to N, the strain age hardening phenomenon due to N is advantageously combined with the baking conditions of automobiles or the heat treatment conditions after molding more positively. It has been found that it is effective to control the microstructure and the solute N content of the steel sheet within a certain range by optimizing the hot rolling conditions, cold rolling, and cold rolling annealing conditions. Was. We also found that it is important to control the A1 content according to the N content in terms of composition in order to stably develop the strain age hardening phenomenon due to N.
  • the present inventors have made the microstructure of the steel sheet into a main phase of graphite and an average grain size of 15 / zm or less, thereby eliminating the conventional problem of deterioration due to aging at room temperature and reducing N. I found that it can be fully utilized.
  • the present inventors use N as a strengthening element, control the A1 content in an appropriate range according to the N content, and optimize the hot rolling conditions, cold rolling, and cold rolling annealing conditions, By optimizing the visual structure and the solute N, the formability is much better than that of conventional solid-solution strengthened C-Mn-based steel sheets and precipitation-strengthened steel sheets. It has been found that a steel sheet having aging hardening characteristics can be obtained.
  • the steel sheet of the present invention has a higher strength after a paint baking treatment by a simple tensile test than a conventional steel sheet, and has a higher strength when subjected to plastic deformation according to actual pressing conditions. Small variation and stable component strength characteristics can be obtained.
  • the part where the plate thickness is reduced due to large strain tends to be more uniform than the other parts when evaluated by the load capacity of (plate thickness) X (strength), and the strength as a part is stable. It does.
  • the present invention has been completed based on the findings described above and further studied. That is, in the first invention, in mass%, C: 0.15% or less, Si: 0.4% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.02% or less, A1: 0.02% or less, N : Include 0.0050-0.025%, and replace Si, Mn and P with the following equation (1)
  • NZA1 is 0.3 or more
  • N in solid solution is 0.0010% or more
  • the balance is composed of Fe and unavoidable impurities, and is composed of a fluoride phase and a parity phase.
  • the ferrite phase has an area ratio of 90% or more and an average crystal grain size of 15 ⁇ m or less, and has a tensile strength of less than 440 MPa, a yield ratio of less than 70% YR, and strain aging. It is a cold-rolled steel sheet having excellent hardening characteristics, preferably having a thickness of 3.2 mm or less.
  • Group a One or two or more of Cu, Ni, Cr, Mo are less than 1.0% in total
  • Group b One or more of Nb, Ti, V are 0.1% or less in total
  • Group c Ca or RE 1 or 2 types in total 0.0010 to 0.010%
  • C 0.15% or less
  • Si 0.4% or less
  • Mn 2.0% or less
  • P 0.04% or less
  • S 0.02% or less
  • A1 0.02% or less
  • N 0.0050-0.025 including 5%
  • a hot rolling step of forming a rolled hot rolled sheet a cold rolling step of pickling and cold rolling the hot rolled sheet to form a cold rolled sheet; ⁇ Holding time at the following temperature: Annealing for 10 to 120 s, then cooling rate to the temperature range of 500 or less Cooling after annealing at 10 to 300 s, or even 350 to 500 ° C
  • temper rolling or leveler processing at an elongation of 1.0 to 15% subsequent to the cold rolling and sheet annealing steps.
  • C is an element that increases the strength of a steel sheet.
  • C is contained in an amount of 0.005% or more.
  • the carbide fraction in the steel sheet becomes excessive, and the ductility is remarkably reduced, the formability is deteriorated, and the spot is further reduced. Weldability, arc weldability, etc. are significantly reduced.
  • the content is preferably set to 0.08% or less, and to 0.05% or less for applications requiring better ductility.
  • Si is a useful element that can increase the strength of a steel sheet without remarkably reducing the ductility of the steel.
  • the content of Si is 0.005% or more.
  • Si is an element that significantly raises the transformation point during hot rolling and makes it difficult to ensure quality and shape, or has an adverse effect on the beauty of the steel sheet surface such as surface properties and chemical conversion properties. In the invention, it is limited to 0.4% or less. If the Si content is 0.4% or less, a remarkable increase in the transformation point can be suppressed by adjusting the amount of Mn added in combination, and good surface properties can be secured. In particular, when aesthetics are required, the content is preferably 0.2% or less.
  • Mn is an effective element for preventing hot cracking due to S, and is preferably added according to the amount of S contained. Further, Mn has a great effect on the refinement of crystal grains, which is an important component of the present invention, and it is preferable that Mn is positively added and used for improving the material quality. From the viewpoint of stably fixing S, Mn is preferably contained at 0.2% or more. Mn is an element that increases the strength of the steel sheet, and when relatively high strength is required, it is preferably contained at least 1.2%, more preferably at least 1.5%. Increasing the Mn content to this level reduces the variation in the mechanical properties and strain age hardening characteristics of the steel sheet due to changes in manufacturing conditions including hot rolling conditions, and is effective in stabilizing quality.
  • Mn has a function of lowering the transformation point during hot rolling, and by containing it together with Si, the rise of the transformation point due to the inclusion of Si can be offset. Particularly for products with a small thickness, the quality and shape change sensitively due to the change of the transformation point, so it is important to strictly balance the Mn and Si contents. For these reasons, it is more preferable that Mn / Si be equal to or greater than 3,0. On the other hand, when Mn is contained in a large amount exceeding 2.0%, the hot deformation resistance of the copper plate tends to increase. In addition, the spot weldability and the formability of the weld tend to deteriorate. Furthermore, since the generation of ferrite is suppressed, the ductility tends to be significantly reduced. Therefore, Mn was limited to 2.0% or less. In applications where better corrosion resistance and formability are required, Mn is desirably 1.7% or less.
  • P is a useful element as a solid solution strengthening element for steel.
  • % Is preferably contained, and the content is appropriately adjusted according to the desired strength.
  • the content In order to obtain a large increase in strength due to solid solution strengthening using P, it is desirable that the content be 0.015% or more.
  • P when P is contained excessively, it makes the steel embrittled, and further reduces the stretch flangeability of the steel sheet.
  • P has a strong tendency to segregate in steel, which results in embrittlement of the weld. Therefore, P was limited to 0.04% or less.
  • the content is preferably set to 0.02% or less.
  • S 0.02% or less
  • S is an element that exists as an inclusion in the steel sheet and causes the deterioration of the ductility and the corrosion resistance of the steel sheet.
  • S is limited to 0.02% or less.
  • the content is preferably 0.015% or less.
  • S is preferably set to 0.008% or less.
  • the content of 0.001% or more is desirable.
  • excessive A1 content deteriorates the steel sheet surface properties.
  • the amount of N in the solid solution state which is an important component of the present invention, is reduced, and the amount of dissolved N that contributes to the strain aging hardening phenomenon becomes insufficient. Become.
  • the A1 content is limited to as low as 0.02% or less. From the viewpoint of material stability, A1 is preferably set to 0.015% or less.
  • N is an element that increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and strain age hardening, and is the most important element in the present invention. N also has the function of lowering the transformation point of steel, and the inclusion of N is also useful for stabilizing the operation in situations where rolling, which is a thin material and greatly lowers the transformation point, is avoided. In the present invention, an appropriate amount of N is contained, and by controlling the production conditions, a necessary and sufficient amount of N in a solid solution state in a cold rolled product or a plated product is secured.
  • the bake hardening amount (BH amount) is 80 MPa or more, and the increase in tensile strength before and after strain aging treatment ⁇ TS
  • the mechanical property requirement of the steel sheet of the present invention of 40 MPa or more can be stably satisfied.
  • N is set in the range of 0.0050-0.025%. From the viewpoints of material stability and yield in consideration of the entire manufacturing process, N is more preferably in the range of 0.0070% to 0.0020%. If the N content is within the range of the present invention, there is no adverse effect on weldability such as spot welding and arc welding.
  • the amount of N in solid solution (also referred to as solid solution N) in steel is 0.0010% or more ( Concentration).
  • the amount of solute N is determined by subtracting the amount of precipitated N from the total amount of N in the steel.
  • the electrolytic extraction analysis method using the constant potential electrolysis method.
  • the electrolysis method can stably dissolve only ground iron without decomposing extremely unstable fine precipitates such as carbides and nitrides.
  • the result of measuring the amount of deposited N using the potentiostatic electrolysis method showed the best correspondence with the actual component strength.
  • the residue extracted by the potentiostatic electrolysis is subjected to chemical analysis to determine the amount of N in the residue, and this is defined as the amount of precipitated N.
  • the amount of solid solution N is preferably 0.0020% or more, and in order to obtain a higher value, it is preferably 0.0030% or more.
  • N ZA1 (Ratio between N content and A1 content): 0.3 or more
  • the solid solution N in the cold-rolled product and the plated product should be 0.0010% or more.
  • Group a One or two or more of Cu, Ni, Cr, Mo are less than 1.0% in total
  • Group b 0.1% or less in total of one or more of Nb, Ti, and V
  • Group c Ca and REM 1 or 2 in total 0.0010 to 0.010%
  • Group a elements Cu, Ni, Cr and Mo are all elements that contribute to an increase in strength without significantly reducing the ductility of the steel sheet.
  • the total of the elements of group a be 1.0% or less.
  • Group b elements Nb, Ti, and V are all elements that contribute to the refinement and uniformity of crystal grains. Nb: 0.002% or more, Ti: 0.002% or more, V: 0.002 %, The effect can be obtained, and it can be selected as necessary and contained alone or in combination. However, if the content is too large, the hot deformation resistance increases, and the chemical conversion property and the surface treatment properties in a broad sense deteriorate. For this reason, it is preferable that the total of the elements of group b be 0.1% or less.
  • Group c elements Ca and REM are both elements that are useful for controlling the morphology of inclusions, and when stretch flangeability is required, it is preferable to include them alone or in combination. In this case, if the total of the elements in group c is less than 0.0010%, the effect of controlling the morphology of the inclusions is insufficient, and if it exceeds 0.010%, the occurrence of surface defects becomes conspicuous. For this reason, it is preferable to limit the total of the elements of group c to the range of 0.0010 to 0.010%.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention is intended for use in automotive steel sheets and the like where high workability is required.
  • the structure is to include a ferrite phase in an area ratio of 90% or more. If the area ratio of the ferrite phase is less than 90%, it is difficult to secure the ductility required for an automotive steel sheet that requires high workability. Although the detailed mechanism is unknown, it is difficult to stably achieve high strain age hardening when the area ratio of the ferrite layer is less than 90%.
  • the phases other than the ferrite phase shall be the pearlite phase.
  • Average grain size of ferrite phase 15 ⁇ m or less
  • crystal grain size a value calculated by a quadrature method specified by ASTM from a cross-sectional structure photograph and a nominal particle size obtained by a cutting method specified by ASTM from a cross-sectional structure photograph (for example, Umemoto et al. 24 (1984), 33), whichever is larger.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention secures a predetermined amount of solid solution N as a product.
  • the amount of solid solution N is kept constant, ferrite + pearlite It was found that, when the average crystal grain size of the ferrite phase exceeded m, the strain aging hardening characteristics varied greatly. Also, the deterioration of mechanical properties when stored at room temperature becomes remarkable.
  • the detailed mechanism is unknown at present, one of the causes of the variation in strain age hardening characteristics is the crystal grain size, and the bias and precipitation of alloying elements at the grain boundaries, and the processing that affects them. It is presumed to be related to the effect of heat treatment.
  • the average crystal grain size of the ferrite phase is preferably 12 m or less.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention having the above-described composition and structure is a cold-rolled steel sheet having a tensile strength T S of less than 440 MPa and excellent strain aging hardening characteristics.
  • the amount of pre-strain is an important factor.
  • the present inventors have investigated the effect of the amount of pre-strain on the strain age hardening characteristics, assuming the deformation mode applied to the steel sheet for automobiles. In an actual part, this one-axis equivalent strain exceeds 5%, and the component strength is 5% pre-strain. It was found that the strength was well matched to the strength obtained after the strain aging treatment. For this reason, in the present invention, the pre-strain of the strain aging treatment is set to a tensile strain of 5%.
  • the conventional paint baking conditions are 170 ° C x 20 min as standard. If a strain of 5% or more is applied to the steel sheet of the present invention containing a large amount of solute N, hardening is achieved even with a milder (lower temperature) aging treatment, in other words, a wider aging condition is required. Is possible. In general, in order to increase the amount of hardening, it is advantageous to hold at a higher temperature and for a longer time as long as the material is not softened by excessive aging.
  • the lower limit of the heating temperature at which hardening becomes significant after pre-deformation is approximately 100 ° C.
  • the heating temperature exceeds 300, curing hardens, and when the heating temperature exceeds 400, it tends to soften slightly, and the occurrence of heat distortion and temper color becomes conspicuous.
  • the holding time is about 30 s or more at a heating temperature of about 200 ° C., almost sufficient curing can be achieved.
  • the holding time is preferably 60 s or more. However, holding for more than 20 min is not practical because further hardening cannot be expected and the production efficiency is significantly reduced.
  • the aging treatment conditions were evaluated at a heating temperature of 170 ° C. and a holding time of 20 min under the conventional paint baking treatment conditions. Even under the aging condition of low-temperature heating and short-time holding, in which sufficient hardening is not achieved with the conventional paint-baked steel sheet, large hardening is stably achieved in the steel sheet of the present invention.
  • the method of heating is not particularly limited. In addition to the atmosphere heating by a furnace used for normal paint baking, for example, induction heating, non-oxidizing flame, laser heating, plasma heating, and the like are preferable. Can be used.
  • the strength of automotive components needs to be able to withstand complex external stress loads, so that not only the strength characteristics in a small strain range but also the strength characteristics in a large strain range are important for a material steel sheet.
  • the present inventors set the BH amount of the steel sheet of the present invention, which is to be used as a material for automobile parts, at 80 MPa or more and the ATS amount at 40 MPa or more. Note that more More preferably, the BH amount should be lOOMPa or more, and ⁇ TS should be 50MPa or more.
  • set the heating temperature during aging to a higher temperature and / or set the holding time to a longer time.
  • the steel sheet of the present invention has an unprecedented advantage that the B # effective deterioration (phenomenon in which YS increases and E 1 (elongation) decreases) does not occur even if the steel sheet is left at room temperature for about one year without being formed. Is provided.
  • the effect of the present invention can be exhibited even when the product sheet thickness is relatively thick, but when the product sheet thickness exceeds 3.2 mm, it is necessary to secure a necessary and sufficient cooling rate in the cold-rolled sheet annealing process.
  • strain aging occurs during continuous annealing, making it difficult to obtain the desired strain aging hardening characteristics as a product. Therefore, the steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 3.2 nun or less.
  • the steel sheet of the present invention there is no problem even if the surface of the above-mentioned cold rolled steel sheet of the present invention is subjected to electric plating or melting plating. These plated steel sheets also show the same amount of T S, B H, and A T S as before plating.
  • any of electroplating, hot-dip galvanized, alloyed hot-dip galvanized, hot-dip aluminized, electro-tin-plated, electro-chrome-plated, electro-nickel-plated, and the like can be preferably applied.
  • the hot-rolled steel sheet is basically a hot rolling process in which a steel slab having a composition within the above-described range is heated and then roughly rolled to form a sheet par, and the sheet par is finish-rolled to form a rolled hot rolled sheet.
  • the slab used in the production method of the present invention is desirably produced by a continuous production method in order to prevent macroscopic segregation of components, but may be produced by an ingot molding method or a thin slab continuous method.
  • the slab is inserted directly into a heating furnace without cooling, or immediately after rolling after a slight heat retention. Energy saving processes such as running rolling can be applied without any problems.
  • solid solution Direct rolling in which the precipitation of N is delayed, is one of the useful techniques to effectively secure the N in the state.
  • the slab heating temperature should be 1000 ° C or higher in order to secure the necessary and sufficient amount of solid solution N in the initial state and to meet the target value of solid solution N in products (0.0010% or more). Is preferred.
  • the slab heating temperature is preferably set to 1280 or lower from the viewpoint of avoiding an increase in loss due to an increase in oxidation weight.
  • the slab heated under the conditions described above is converted into a sheet par by rough rolling.
  • the conditions for the rough rolling need not be particularly specified, and may be generally known conditions. However, from the viewpoint of securing the amount of solute N, it is desirable to perform the treatment in as short a time as possible.
  • the sheet par is finish-rolled into a hot-rolled sheet.
  • the successive sheet pars are joined between the rough rolling and the finish rolling, and the finish rolling is performed continuously.
  • the joining means it is preferable to use a pressure welding method, a laser welding method, an electron beam welding method, or the like.
  • the proportion of irregular portions (the front and rear ends of the material to be treated) that are likely to be disturbed in finish rolling and subsequent cooling is reduced, and the stable pressure is extended (continuous rolling under the same conditions).
  • Length and the stable cooling length (continuous length that allows cooling with tension applied) improve the product shape, dimensional accuracy, and yield.
  • the conventional single-rolling for each sheet par has made it difficult to carry out lubrication rolling on thin materials and wide widths, which has been difficult due to problems such as penetration and penetration, and reduced rolling load and roll surface pressure. As a result, the life of the roll is extended.
  • a sheet edge heater for heating the width end portion of the sheet par and a sheet per heater for heating the longitudinal end portion of the sheet bar are used between the rough rolling and the finish rolling. Then, it is preferable to uniform the temperature distribution in the width direction and the longitudinal direction of the sheet par. As a result, material variations within the steel sheet are further reduced. Can be done. It is preferable that the seat per edge heater and the seat per heater are of an induction heating type in terms of operational stability.
  • the heating amount at this time depends on the steel composition and the like, but is preferably set so that the temperature distribution range in the width direction at the finish rolling exit side is generally 20 or less.
  • the temperature difference in the longitudinal direction is compensated for by the sheet heater.
  • the amount of heating at this time is preferably set such that the temperature at the end of the length is higher by 20 to 4 (TC than the temperature at the center).
  • Finish rolling exit temperature 800 ⁇ or more
  • the finish rolling exit temperature F D T shall be 800 or more in order to make the structure of the steel sheet uniform and fine. If the FDT is less than 800, the structure becomes uneven, such as the occurrence of pearlite bands, and the processed structure may remain partially. Such a residue of the processed structure can be avoided by setting the winding temperature to a high temperature. However, if the winding temperature is increased, the crystal grains become coarse, the amount of solute N decreases, or the in-plane anisotropy of mechanical properties increases, which is not preferable. In order to further improve the mechanical properties, it is desirable that FDT is 820 or more.
  • Cooling after finish rolling After finishing rolling, quench at a cooling rate of 30 s or more Air cooling may be used after finish rolling, but quenching after finish rolling is desirable, and cooling at an average cooling rate of 30 ° CZ s or more desirable. By quenching under these conditions, the high temperature region where A1N precipitates can be quenched, and N in solid solution can be secured effectively.
  • Winding temperature 650 ° C or less
  • CT As the winding temperature CT decreases, the strength of the steel sheet increases, and solute N remains stable. In order to stably enhance the strain age hardening characteristics, it is preferable that CT is 650 or less. If the CT is less than 200, the shape of the steel sheet during winding is easily disturbed, and the uniformity of the material is deteriorated. For this reason, CT should be 200 or more. When more uniformity of the material is required, it is preferable that CT is 300 or more. The temperature is more preferably 400 ° C. or higher. Further, in the present invention, in finish rolling, lubricating rolling may be performed in order to reduce the hot rolling load, and finally to stabilize the strain hardening characteristics.
  • the coefficient of friction during lubricating rolling is preferably in the range of 0.25 to 0.10.
  • the combination of lubricating rolling and continuous rolling further stabilizes the operation of hot rolling.
  • the hot-rolled sheet that has been subjected to the above-described hot rolling step is then subjected to pickling and cold rolling in a cold-rolling step to become a cold-rolled sheet.
  • the conditions for pickling may be generally known conditions, and are not particularly limited. If the scale of the hot rolled sheet is extremely thin, cold rolling may be performed immediately without performing pickling.
  • the cold rolling conditions may be generally known conditions, and are not particularly limited. It is preferable that the cold rolling reduction is 40% or more from the viewpoint of ensuring the uniformity of the tissue.
  • the cold-rolled sheet is subjected to a cold-rolled sheet annealing step by continuous annealing, soaking and cooling, or further overaging.
  • the annealing temperature of the continuous annealing was equal to or higher than the recrystallization temperature.
  • the continuous annealing temperature is preferably set to 700 or more.
  • the continuous annealing temperature exceeds 950 ° C, the shape of the steel sheet will be significantly disturbed. For this reason, it is preferable that the continuous annealing temperature be equal to or higher than the recrystallization temperature and equal to or lower than 950 eC . Holding time at continuous annealing temperature: 10-120 s
  • the holding time at the continuous annealing temperature is preferably as short as possible from the viewpoint of refining the microstructure and securing the amount of solute N more than desired, but it should be at least 10 s from the viewpoint of operational stability. Is desirable. If the holding time exceeds 120 s, it will be difficult to refine the structure and secure the amount of dissolved N. Therefore, the holding time at the continuous annealing temperature is preferably in the range of 10 to 120 s. Cooling after soaking: Cooling rate to below 500 temperature range: 10 ⁇ 300 ° C / s
  • Cooling after soaking in continuous annealing is important from the viewpoint of refining the microstructure and securing the amount of solute N.
  • cooling after soaking is performed up to a temperature range of 500 or less.
  • Continuous cooling at a cooling rate of 10-300 ° C / s. If the cooling rate is less than 10 ° C. Z s, it is difficult to secure a uniform and fine texture and a desired amount of solid solution N or more.
  • the cooling rate exceeds 300 ° 0 / s, a large amount of solid solution C remains, the yield strength YS increases, the elongation E1 decreases remarkably, and the material in the width direction of the steel sheet decreases. Lack of uniformity. If the cooling stop temperature when cooling at a cooling rate of 10 to 300 ° C / s exceeds 500 ° C, microstructural refinement cannot be achieved.
  • overaging is not always necessary, it is possible to adjust the amount of solid solution C and thereby adjust the related materials (YS, El). For this reason, an overaging treatment may be performed as necessary to stabilize the material.
  • Overage treatment 20 s or more in the temperature range of 350 to 5003 ⁇ 4
  • the amount of solute C can be reduced while maintaining the amount of solute N.
  • either solid solution N or solid solution C is possible, but if a large amount of solid solution C is present, aging at room temperature becomes remarkable, and ductility, additivity, etc. The characteristic deterioration becomes remarkable.
  • strain-age hardening characteristics are mainly improved by solid solution N, and excellent mechanical characteristics are exhibited.
  • the overaging treatment temperature is lower than 350 ° C, the effect of reducing solid solution C is small.
  • it exceeds 500 the microstructure cannot be refined. The effect is small when the overaging time is less than 20 s.
  • the overaging treatment is preferably performed for 20 s or more in a temperature range of 350 to 500.
  • the overaging time is preferably 600 s or less due to the line length of the continuous annealing equipment and other restrictions.
  • temper rolling or leveling at an elongation of 1.5 to 15% may be further performed.
  • new free dislocations can be introduced, and the BH and ATS amounts can be reduced.
  • Such strain age hardening characteristics can be stably improved.
  • the elongation percentage in the temper rolling or leveling process is 1.5% or more in total. If the elongation is less than 1.5%, the improvement in strain age hardening properties is small, while if the elongation exceeds 15%, the YS of the steel sheet increases and the ductility decreases.
  • the working modes are different between the temper rolling and the leveler working, the present inventors have confirmed that there is no significant difference in the effect on the strain age hardening characteristics of the steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention may be further subjected to a plating treatment or an alloying treatment and applied as a plated steel sheet.
  • the heat cycle of the alloying treatment corresponds to the above-mentioned overaging treatment, and there is no deterioration due to aging at room temperature, and the strain aging hardening characteristics can be remarkably improved.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was smelted in a converter and made into a slab by a continuous casting method. These slabs were heated under the conditions shown in Table 2, rough-rolled to form sheet pars having the thickness shown in Table 2, and then hot-rolled by a hot rolling step of finish rolling under the conditions shown in Table 2. For some, lubrication rolling was performed by finish rolling. In addition, for a part, the sheet pars that were adjacent to each other on the entry side of the finish rolling after the rough rolling were joined by a melt pressure welding method and continuously rolled. For some parts, the sheet par temperature was adjusted using induction heating sheet par edge heaters and sheet par heaters at the width and length ends of the sheet par.
  • These hot rolled sheets were pickled by a cold rolling process comprising cold rolling under the conditions shown in Table 2.
  • the cold rolled sheets were subjected to continuous annealing in a continuous annealing furnace under the conditions shown in Table 2.
  • temper rolling was performed.
  • the annealing temperatures of the continuous annealing were all higher than the recrystallization temperature.
  • the amount of solute N was determined by subtracting the amount of precipitated N from the total amount of N in the steel determined by chemical analysis.
  • the amount of precipitated N was determined by an analytical method using the above-described potentiostatic electrolysis method.
  • a specimen is taken from each cold-rolled annealed plate, and the microstructure of the cross section (C cross section) orthogonal to the rolling direction is imaged using an optical microscope or a scanning electron microscope, and the tissue fraction is obtained using an image analyzer. And asked for the type.
  • the grain size of ferrite is the value calculated from the micrograph of the cross section (C cross section) perpendicular to the rolling direction by the quadrature method specified in ASTM or the nominal particle size determined by the cutting method specified in ASTM. The larger of the diameters was used.
  • a JIS No. 5 test piece was sampled from each cold-rolled annealed sheet in the rolling direction, a 5% tensile pre-strain was applied here as a pre-deformation, and a heat treatment equivalent to paint baking at 170 X 20 min was applied.
  • YS 5 % is the deformation stress when the product plate is pre-deformed by 5%
  • YS BH and TSBH are the pre-deformation-yield stress and tensile strength after paint baking treatment
  • TS is the tensile strength of the product plate. Strength.
  • All of the examples of the present invention have excellent ductility and excellent strain aging hardening characteristics, and exhibit a remarkably high BH content and ATS.
  • the pre-deformation-paint baking treatment has a yield stress of 80 MPa or more and a tensile strength of 40 MPa or more, and has high strain age hardening characteristics and high formability, both of which increase.
  • a highly versatile cold-rolled steel sheet can be manufactured at low cost and without disturbing the shape, which is extremely effective in industry.
  • the paint baking treatment increases the yield strength as well as the tensile strength, so that stable and high parts properties can be obtained.
  • the thickness of the steel plate used can be reduced, for example, from 2.0 band thickness to 1.6 ram thickness, which also has the effect of reducing the weight of the car body.
  • the present invention improves the strain age hardening characteristics by adding N, which has a small increase in hot deformation resistance, so that hot rolling of thin materials can be easily performed without increasing deformation resistance. This has an industrially remarkable effect.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

明 細 書
歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およぴその製造方法 技術分野
本発明は、 主として自動車車 用として好適な冷延鋼板に係り、 とくに引張強さ
( T S ) 440MPa未満で歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板、 およびその製造方法に関 する。 自動車車体用鋼板としては、 いわゆる軽加工用から超深絞り加工用までさま ざまな等級の鋼板があるが、本発明の冷延鋼板は比較的低い等級で適切な加工性が 要求される用途に適するものである。 また、 本発明の冷延鋼板は、 軽度の曲げ加工 やロールフォーミングによりパイプに成形されるような比較的軽加工に供される ものから比較的厳しい絞り成形に供されるものまで、広範囲の用途に適するもので ある。 なお、 本宪明における鋼板とは、 鋼帯を含むものとする。
また、 本発明において、 「歪時効硬化特性に優れた」 とは、 引張歪 5 %の予変形 後、 170 の温度に 20min 保持する条件で時効処理したとき、 この時効処理前後の 変形応力増加量 （B H量と記す； B H i=時効処理後の降伏応力一時効処理前の予 変形応力） が 80MPa 以上であり、 かつ歪時効処理 （前記予変形 +前記時効処理） 前 後の引張強さ増加量 （A T Sと記す； A T S ==時効処理後の引張強さ一予変形前の 引張強さ） が 40MPa 以上であることを意味する。 背景技術
昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に関連し、 自動車における車体重量の軽 減は極めて重要な課題となっている。 自動車の車体重量軽減のためには、 多量に使 用されている鋼板の強度を増加させ、 すなわち高張力鋼板を適用して、鋼板を薄く するのが有効である。
しかし、鋼板の強度が高すぎると自動車部品を作る過程においてプレス成形した 場合に、 ①形状凍結性が低下する、
②延性が低下するため成形時に割れゃネッキングなどの不具合を生ずる、 といった問題が生じる。
これを打開するための手法として、 例えば外板パネル用の冷延鋼板では、 極低炭 素鋼を素材とし、最終的に固溶状態で残存する C量を適正範囲に制御した鋼板が知 られている。 この種鋼板は、 プレス成形時には軟質に保たれ、 形状凍結性、 延性を 確保し、 プレス成形後に行われる、 170 °C X 20分程度の塗装焼付工程で起こる歪時 効硬化現象を利用した降伏応力の上昇を得て、耐デント性を確保しようとするもの である。 この種の鋼板では、 プレス成形時には Cが鋼中に固溶して軟質であり、一 方、 プレス成形後には、 塗装焼付工程で、 プレス成形時に導入された転位を固溶 C が固着して、 降伏応力が上昇する。
しかし、 この種の鋼板では、 表面欠陥となる、 プレス成形時のス ト レーツチヤー ストレインの発生を防止する観点から、歪時効硬化による降伏応力上昇量は低く抑 えられている。 このため、 実際に部品の軽量化に寄与するところは小さい。
すなわち、 部品の軽量化には、 単に歪時効により降伏応力のみ上昇するのではな く、 さらに変形が進んだときの強度特性の上昇が必要である。 言い換えれば、 歪時 効後の引張強さの上昇が望まれている。
一方、 外観があまり問題にならない用途に対しては、 固溶 Nを用いて焼付硬化量 をさらに増加させた鋼板や、組織をフェライ トとマルテンサイ トからなる複合組織 とすることで焼付硬化性をより一層向上させた鋼板が提案されている。
例えば、特開昭 60- 52528号公報には、 C ： 0. 02~0. 15%、 Mn： 0. 8 〜3. 5 %、 P ： 0. 02〜0. 15%、 A1 : 0. 10%以下、 N ： 0. 005 〜0. 025 %を含む鋼を 550 °C以下の温 度で卷き取る熱間圧延と、冷延後の焼鈍を制御冷却熱処理とする延性およびスポッ ト溶接性がともに良好な高強度薄鋼板の製造方法が開示されている。特開昭 60-525 28号公報に記載された技術で製造された鋼板は、フユライ トとマルテンサイ トを主 体とする低温変態生成物相からなる混合組織を有し延性に優れるとともに、積極的 に添加された Nによる塗装焼付けの際の歪時効を利用して、高強度を得ようとする ものである。
しかしながら、 特 M昭 60 - 52528号公報に記載された技術では、 歪時効硬化による 降伏応力 Y Sの増加量は大きいが引張強さ T Sの増加量が少なく、 また、 降伏応力 Y Sの増加量も大きくばらつくなど機械的性質の変動も大きいため、現状で要望さ れている自動車部品の軽量化に寄与できるほどの鋼板を薄くできない。
また、 特公平 5-24979 号公報には、 C : 0. 08~0. 20%、 Mn： 1. 5 〜3. 5 %を含み 残部 Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織がフェライ ト量 5 %以 下の均一なべィナイ トもしくは一部マルテンサイ トを含むべィナイ トで構成され た焼付硬化性高張力冷延薄鋼板が開示されている。特公平 5-24979 号公報に記載さ れた冷延鋼板は、 連続焼鈍後の冷却過程で 400 〜200 °Cの温度範囲を急冷とし、 そ の後を徐冷とすることにより、 組織をべイナィ ト主体の組織として、 従来になかつ た高い焼付硬化量を得ようとするものである。
しかしながら、 特公平 5-24979 号公報に記載された鋼板では、 塗装焼付け後に降 伏強さが上昇し従来になかった高い焼付け硬化量が得られるものの、引張強さまで は上昇させることができず、 強度部材に適用した場合、 成形後の耐疲労特性、 耐衝 撃特性の向上が期待できない。 このため、 耐疲労特性、 耐衝撃性等が強く要求され る用途への適用ができないという問題が残されていた。
さらに、 上記した従来の鋼板では、 単純な引張試験による塗装焼付処理後の強度 評価では優れているものの、 実プレス条件にしたがって、 塑性変形させたときの強 度に大きなばらつきが存在し、信頼性が要求される部品に適用するには必ずしも十 分とはいえなかった。
本発明は、 上記した従来技術の限界を打破し、 成形性と、 安定した品質特性を有 し、 自動車部品に成形したのちに自動車部品として十分な強度が得られ自動車車体 の軽量化に充分に寄与できる、歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およびこれら鋼板 を工業的に安価に製造できる製造方法を提供することを目的とする。本発明におけ る歪時効硬化特性は、 引張歪 5 %の予変形後、 170 の温度に 20ndn保持する時効 条件で、 B H量が 80MPa 以上、 Δ T Sが 40MPa 以上を目標とする。 発明の開示
本発明者らは、 上記課題を達成するために、 組成および製造条件を種々変えて鋼 板を製造し、 多くの材質評価実験を行った。 その結果、 高加工性が要求される分野 では従来あまり積極的に利用されることがなかった Nを強化元素として、 この強化 元素の作用により発現する大きな歪時効硬化現象を有利に活用することにより、成 形性の向上と成形後の高強度化とを容易に両立させることができることを知見し た。
さらに、 本発明者らは、 Nによる歪時効硬化現象を有利に活用するためには、 N による歪時効硬化現象を自動車の塗装焼付け条件、あるいはさらに積極的に成形後 の熱処理条件と有利に結合させる必要があり、 そめために、 熱延条件や冷延、 冷延 焼鈍条件を適正化して、鋼板の微視組織と固溶 N量とをある範囲に制御することが 有効であることを見いだした。 また、 Nによる歪時効硬化現象を安定して発現させ るためには、 組成の面で、 特に A1含有量を N含有量に応じて制御することが重要で あることも見いだした。 また、 本発明者らは、 鋼板の微視組織を、 フヱライ トを主 相とし、 平均粒径を 15 /z m 以下とすることにより、 従来問題であった室温時効劣化 の問題もなく、 Nを充分に活用できることを見い出した。
すなわち、 本発明者らは、 Nを強化元素として用い、 A1含有量を N含有量に応じ て適正な範囲に制御するとともに、 熱延条件や冷延、 冷延焼鈍条件を適正化して、 微視組織と固溶 Nを最適化することにより、 従来の固溶強化型の C—Mn系鋼板、 析 出強化型鋼板に比べて格段に優れた成形性と、上記した従来の銅板にない歪時効硬 化特性とを有する鋼板が得られることを見いだしたのである。
また、 本発明の鋼板は、 単純な引張試験による塗装焼付処理後の強度が従来の鋼 板よりも高いうえ、 さらに実プレス条件にしたがって塑性変形させたときの強度の ばらつきが小さく、 安定した部品強度特性が得られる。 例えば、 歪が大きく加わり 板厚が減少した部分は、 他の部分より硬化代が大きく （板厚） X (強度） という載 荷重能力で評価すると均一化する方向であり、部品としての強度は安定するのであ る。
本発明は、 上記した知見に基づき、 さらに検討を加え完成されたものである。 すなわち、 第 1の本発明では、 mass%で、 C ： 0.15%以下、 Si： 0.4 %以下、 Mn： 2.0 %以下、 P ： 0.04%以下、 S ： 0.02%以下、 A1： 0.02%以下、 N： 0.0050〜0. 025 %を含み、 かつ Si、 Mn、 Pを次 （1) 式
Si+Mn/5+ΙΟΡ <0.44 (1)
(ここで、 Si、 Mn、 P ：各元素含有量 （mass%) )
を満足する範囲で含有し、 さらに NZA1が 0.3 以上で、 固溶状態の Nを 0.0010%以 上含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる組成と、 フユライ ト相とパーラ ィ ト相からなる組織とを有し、前記フェライ ト相が面積率で 90%以上でかつ平均結 晶粒径 15μ m以下であることを特徴とする引張強さ 440MPa未満、降伏比 YR70%未 満で、 歪時効硬化特性に優れた、 好ましくは板厚 3.2mm 以下の冷延鋼板であり、 ま た、 第 1の本発明では、 前記組成に加えてさらに、 mass%で、 次 a群〜 d群
a群： Cu、 Ni、 Cr、 Moの 1種または 2種以上を合計で 1· 0 %以下
b群： Nb、 Ti、 Vの 1種または 2種以上を合計で 0.1 %以下
c群： Ca、 RE の 1種または 2種を合計で 0.0010〜0.010 %
の 1群または 2群以上を含むことが好ましい。
また、 第 2の本発明では、 mass%で、 C ： 0.15%以下、 Si： 0.4 %以下、 Mn： 2. 0 %以下、 P ： 0.04%以下、 S ： 0.02%以下、 A1： 0.02%以下、 N： 0.0050-0.02 5 %を含み、 かつ Si、 Mn、 Pを次 （1) 式
Si+Mn/5 + 10P <0.44 (1)
(ここで、 Si、 Mn, P ：各元素含有量 （raass%) )
を満足する範囲で含有し、 さらに N/A1が 0.3 以上である組成を有する鋼スラブを、 スラブ加熱温度： 1000 以上に加熱し、 粗圧延してシートパーとし、 該シートパー に仕上圧延出側温度： 800 以上とする仕上圧延を施し、 卷取温度： 650。C以下で 巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延 板とする冷間圧延工程と、 該冷延板に再結晶温度以上 950 ¾以下の温度で保持時 間： 10~ 120 sとする焼鈍を行い、 ついで 500 以下の温度域まで冷却速度： 10〜 300 sで冷却する焼鈍後冷却と、 あるいはさらに 350 〜500 °Cの温度域で 20 s 以上滞留する過時効処理とを行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことを特徴とする 引張強さ 440MPa未満、降伏比 Y R 70%未満で歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板の製 造方法であり、 また、 第 2の本癸明では、 前記仕上げ圧延後、 冷却速度 30で 3以 上で急冷し、 前記卷き取りを行うことが好ましい。
また、第 2の本発明では、前記冷延,板焼鈍工程に続いてさらに伸び率： 1. 0〜15% の調質圧延またはレべラー加工を施すことが好ましい。
また、 第 2の本発明では、 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、 相前後するシート パー同士を接合することが好ましく、 また、 第 2の本発明では、 前記粗圧延と前記 仕上圧延の間で、 前記シートパーの幅端部を加熱するシートパーエッジヒータ、 前 記シートパーの長手方向端部おょぴまたは全長を加熱するシートパーヒータのい ずれか一方または两方を使用することが好ましい。 発明を実施するための最良の形態
まず、 本発明鋼板の組成限定理由について説明する。 なお、 mass%は、 以下、 単 に％と記す。
C ： 0. 15%以下
Cは、 鋼板の強度を増加する元素である。 本発明の重要な構成要件であるフェラ ィ トの平均結晶粒径 15 /z m 以下を達成し、 さらに所望の強度を確保するため、 Cは 0. 005 %以上含有するのが好ましい。 しかし、 Cが 0. 15%を超えると鋼板中の炭化 物分率が過大となり、 延性が顕著に低下し成形性が劣化するうえ、 さらにスポット 溶接性、 アーク溶接性などが顕著に低下する。 このような成形性および溶接性の観 点から Cは 0. 15%以下に限定した。 なお、 プレス成形性の観点からは 0. 08%以下、 さらに良好な延性が要求される用途では 0. 05%以下とするのが好ましい。
Si ： 0. 4 %以下
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく鋼板の強度を高めることができる有 用な元素であり、 その効果を得るには 0. 005 %以上含有させるのが好ましく、 所望 の強度に合わせて適宜含有量を調整する。 一方、 Siは、 熱間圧延時に変態点を大き く上昇させて品質、 形状の確保を困難にしたり、 あるいはまた表面性状、 化成処理 性など鋼板表面の美麗性に悪影響を与える元素であり、 本発明では 0. 4%以下に限 定した。 Siが 0. 4%以下であれば、 併合添加する Mnの量を調整することで変態点の 顕著な上昇を抑制することができ、 良好な表面性状も確保できる。 なお、 とくに美 麗性が要求される場合には 0. 2 %以下とするのが望ましい。
Mn： 2. 0 %以下
Mnは、 Sによる熱間割れを防止する有効な元素であり、 含有する S量に応じて添 加するのが好ましい。 また Mnは本発明の重要な構成要件である結晶粒の微細化に対 して大きな効果があり、 積極的に添加して材質改善に利用するのが好ましい。 Sを 安定して固定する観点からは、 Mnは 0. 2 %以上含有するのが好ましい。 また、 Mnは 鋼板強度を増加させる元素であり、 比較的高い強度が要求される場合には、 1. 2 % 以上、 より好ましくは 1. 5 %以上含有するのが好ましい。 Mn含有量をこのレベルま で高めると、 熱延条件を含め製造条件の変動に対する鋼板の機械的性質、 および歪 時効硬化特性のばらつきが小さくなり、 品質安定化に効果的である。
また、 Mnは熱間圧延時に変態点を下げる働きがあり、 Siとともに含有することに より、 Si含有による変態点の上昇を相殺することができる。 とくに板厚が薄い製品 では、 変態点の変動によって品質 ·形状が敏感に変わるため、 Mnと Siの含有量を厳 密にパランスさせることが肝腎となる。 このようなことから、 Mn/Si は 3, 0 以上と するのがより好ましい。 —方、 Mnを 2.0 %を超えて多量に含有すると、銅板の熱間変形抵抗が増加する傾 向となる。 またスポット溶接性、 および溶接部の成形性が劣化する傾向となる。 さ らに、 フェライ トの生成が抑制されるため、 延性が顕著に低下する傾向となる。 こ のため、 Mnは 2.0 %以下に限定した。 なお、 より良好な耐食性と成形性が要求され る用途では、 Mnは 1.7 %以下とするのが望ましい。
P ： 0.04%以下
Pは、 鋼の固溶強化元素として有用な元素であり、 その効果を得るには 0.001
%以上含有させるのが好ましく、 所望の強度に合わせて適宜含有量を調整する。 な お、 Pを用いて固溶強化による大きな強度増加を得るためには 0.015 %以上含有す るのが望ましい。 しかし Pが過剰に含有すると鋼を脆化させ、 さらに鋼板の伸ぴフ ランジ加工性を低下させる。 また、 Pは鋼中で偏析する傾向が強いためそれに起因 した溶接部の脆化をもたらす。 このため、 Pは 0.04%以下に限定した。 なお、 伸ぴ フランジ加工性や溶接部靱性が特に重要視される場合は 0.02%以下とするのが好 ましい。
Si、 Mn、 P ： (1) 式を満足する範囲
Si+ n/5 + 10P <0.44 (1)
(ここで、 Si、 Mn、 P ：各元素含有量 （mass%) )
Si、 Mn、 Pは、 いずれも固溶強化により強度を増加させる作用を有するため、 本 発明では、組織をフェライ ト相とパーライ ト相からなる組織に限定していることや、 引張強さを 440MPa未満と限定していることから、 Si、 Mn、 Pの含有量をそれぞれ上 記した範囲内でかつ （1) 式を満足する範囲に制限する。 （1) 式の左辺 （A = Si + Mn/5 + 10P) が 0.44以上となると、 強度が増加しすぎて所望の延性が確保できな くなり、 さらに、 鋼の溶接性、 鋼板表面の美麗性が低下する。
また、詳細な機構は不明であるが A値が 0.44以上となると時効硬化特性も低下し、 良好な歪時効硬化特性を確保するためにも A値を 0.44未満とする。
S ： 0.02%以下 Sは、 鋼板中では介在物として存在し、 鋼板の延性、 さらには耐食性の劣化をも たらす元素であり、 本発明では Sは 0. 02%以下に限定した。 なお、 特に良好な加工 性が要求される用途においては、 0. 015 %以下とするのが好ましい。 さらに伸ぴフ ランジ性の要求レベルが高い場合は、 Sは 0. 008 %以下とするのが好ましい。 また、 歪時効硬化特性を安定して高レベルに維持するためには、詳細な機構は不明である が、 Sを 0. 008 %以下まで低減するのが好ましい。
A1 ： 0. 02%以下
は、 脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、 さら に鋼板の組織を微細化する元素でもあり、本発明では 0. 001 %以上の含有が望まし い。 一方、 過剰の A1含有は、 鋼板表面性状を悪化させる。 さらに本発明の重要な構 成要件である固溶状態の Nを減少させ、歪時効硬化現象に寄与する固溶 Nの不足を 生じ、 本発明の特徴である歪時効硬化特性にばらつきが生じやすくなる。 このため、 本発明では、 A1含有量は 0. 02%以下と低く限定した。 なお、 材質安定性の観点から は、 A1は 0. 015 %以下とするのが好ましい。
N ： 0. 0050-0. 025 %
Nは、 固溶強化と歪時効硬化により鋼板の強度を増加させる元素であり、本発明 において最も重要な元素である。 また、 Nには鋼の変態点を下げる働きもあり、 N の含有は薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延が忌避される状況下での操業安定 化にも有用である。 本発明では、 適量の Nを含有し、 さらに製造条件を制御するこ とにより、冷延製品あるいはめっき製品で必要かつ十分な量の固溶状態の Nを確保 する。 それによつて固溶強化と歪時効硬化での強度 （Y S、 T S ) 上昇効果が十分 に発揮され、 焼付け硬化量 （B H量） 80MPa 以上、 歪時効処理前後での引張強さの 増加量 Δ T S 40MPa 以上という本発明鋼板の機械的性質要件を安定して満足する ことができる。
Nが 0. 0050%未満では、 上記の強度上昇効果が安定して現れにくい。 一方、 Nが 0. 025 %を超えると、鋼板の内部欠陥発生率おょぴ表面の欠陥発生率が高くなる。 また、 連続铸造時のスラブ割れなどが多発するようになる。 このため、 Nは 0. 0050 -0. 025 %の範囲とした。 なお、 製造工程全体を考慮した材質の安定性 ·歩留り向 上の観点からは、 Nは 0. 0070〜0. 020 %の範囲とするのがより好ましい。 なお、 本 発明範囲内の N量であれば、 スポット溶接、 アーク溶接等の溶接性への悪影響はな い。
固溶状態の N： 0. 0010%以上
冷延製品で十分な強度が確保され、 さらに Nによる歪時効硬化が十分に発揮され るには、 鋼中に固溶状態の N (固溶 Nともいう） が 0. 0010%以上の量 （濃度） で存 在する必要がある。
ここで、 固溶 N量は、 鋼中の全 N量から析出 N量を差し引いて求めるものとする。 なお、 析出 N量の分析法としては、 本発明者らが種々の分析法を比較検討した結果 によれば、 定電位電解法を用いた電解抽出分析法により求めるのが有効である。 な お抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法として、 酸分解法、 ハロゲン法おょぴ電解 法がある。 この中で、 電解法は炭化物、 窒化物などの極めて不安定な微細析出物を 分解させることなく、 安定して地鉄のみを溶解できる。 電解液としてはァセチル · アセトン系を用いて、 定電位にて電解する。 本発明では定電位電解法を用いて析出 N量を測定した結果が、 実際の部品強度と最もよい対応を示した。
このようなことから、本発明では、定電位電解法により抽出した残渣を化学分析 して残渣中の N量を求め、 これを析出 N量とする。
なお、 より高い B H量、 A T Sを得るためには、 固溶 N量は 0. 0020%以上、 さら に高い値を得るためには、 0. 0030%以上とするのが好ましい。
N ZA1 (N含有量と A1含有量の比） ： 0. 3 以上
製品状態で、 固溶 Nを 0. 0010%以上安定させて残留させるためには、 Nを強力に 固定する元素である A1の量を制限する必要がある。本発明の組成範囲内の N含有量 と A1含有量の組合せを広範囲に変えた鋼板について検討した結果、冷延製品および めっき製品での固溶 Nを 0. 0010%以上とするには、 A1量を 0. 02%以下と低く限定し た場合、 N ZAlを 0. 3 以上とする必要があることがわかった。 すなわち、 A1含有量 は （N含有量） Z0. 3 以下に制限される。
本発明では、 上記した組成に加えてさらに、 次 a群〜 c群
a群： Cu、 Ni、 Cr、 Moの 1種または 2種以上を合計で 1· 0 %以下
b群： Nb、 Ti、 Vの 1種または 2種以上を合計で 0. 1 %以下
c群： Ca、 REM の 1種または 2種を合計で 0. 0010〜0. 010 %
の 1群または 2群以上を含有するのが好ましい。
a群の元素： Cu、 Ni、 Cr、 Moは、 いずれも鋼板の延性を大きく低下させることな く強度上昇に寄与する元素であり、 Ni : 0. 01%以上、 Cr : 0. 01%以上、 Mo： 0. 01% 以上でその効果を得ることができ、必要に応じ選択して単独または複合して含有で きる。 しかし、 含有量が多すぎると熱間変形抵抗が増加し、 あるいは化成処理性や 広義の表面処理特性が悪化するうえ、 溶接部が硬化し溶接部成形性が劣化する。 こ のため、 a群の元素は合計で 1. 0 %以下とするのが好ましい。
b群の元素： Nb、 Ti、 Vは、 いずれも結晶粒の微細化 ·均一化に寄与する元素で あり、 Nb : 0. 002 %以上、 Ti : 0. 002 %以上、 V： 0. 002 %以上でその効果を得る ことができ、 必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。 しかし、 含有量 が多すぎると、 熱間変形抵抗が増加し、化成処理性や広義の表面処理特性が悪化す る。 このため、 b群の元素は合計で 0. 1 %以下とするのが好ましい。
c群の元素： Ca、 REM は、 いずれも介在物の形態制御に役立つ元素であり、 特に 伸びフランジ成形性の要求がある場合には、単独または複合して含有するのが好ま しい。 その場合、 c群の元素の合計で、 0. 0010%未満では介在物の形態制御効果が 不足し、 一方、 0. 010 %を超えると表面欠陥の発生が目立つようになる。 このため、 c群の元素は合計で 0. 0010〜0. 010 %の範囲に限定するのが好ましい。
次に、 本発明鋼板の組織について説明する。
フェライ ト相の面積率： 90%以上
本発明の冷延鋼板は、高度な加工性が要求される自動車用鋼板等の使途を目的と しており、 延性を確保するために、 フェライト相を面積率で 90%以上含む組織とす る。 フェライ ト相の面積率が 90%未満では、 高度な加工性が要求される自動車用鋼 板として必要な延性を確保することが困難となる。 また、 詳細な機構は不明である が、 フェライ ト層の面積率が 90%未満では安定して高い歪時効硬化を達成すること が困難である。 なお、 フェライト相以外の相は、 パーライ ト相とする。
フェライ ト相の平均結晶粒径： 15 μ m以下
本発明では結晶粒径として、断面組織写真から A S T Mに規定の求積法により算 出した値と、 断面組織写真から A S T Mに規定の切断法により求めた公称粒径 （例 えば梅本ら：熱処理， 24 ( 1984) ， 33 参照） のうち、 いずれか大きい方を採用す る。 ·
本発明の冷延鋼板は、 製品として所定量の固溶 Nを確保しているが、本発明者ら の実験 ·検討結果によれば、 固溶 N量を一定に保ってもフェライ ト +パーライ ト組 織においては、 フェライ ト相の平均結晶粒径が mを超えると歪時効硬化特性に 大きなばらつきが生じることが判明した。 また、 室温で保管した場合の機械的特性 の劣化も顕著となる。 この詳細な機構は現在のところ不明であるが、 歪時効硬化特 性のばらつきの原因の一つが結晶粒径にあり、結晶粒界への合金元素の偏祈と析出、 さらにはこれらに及ぼす加工、熱処理の影響に関係するものと推定される。 したが つて、 歪時効硬化特性の安定化を図るには、 フェライ ト相の平均結晶粒径を 以下とする必要がある。 なお、 B H量おょぴ Δ T S量のさらなる増加を、 安定して 得るためにはフェライ トの平均結晶粒径は 12 m以下とするのが好ましい。
上記した組成と組織を有する本発明の冷延鋼板は、引張強さ T Sが 440MPa未満で、 歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板である。
歪時効硬化特性を規定する場合、 予歪量 （予変形） が重要な因子となる。 本発明 者らは、 自動車用鋼板に適用される変形様式を想定して、 歪時効硬化特性におよぼ す予歪量の影響について調査し、 極めて深い絞り加工以外は、 概ね 1軸相当歪量で 整理でき、 実部品ではこの 1軸相当歪が 5 %を上回っており、 部品強度が予歪 5 % の歪時効処理後に得られる強度と良く対応していることを突き止めた。 このことか ら、 本発明では、 歪時効処理の予変形を引張歪 5 %に定めた。
従来の塗装焼付け処理条件は、 170 °C X 20min が標準として採用されている。 な お、 多量の固溶 Nを含む本発明鋼板に 5 %以上の歪が加わる場合は、 より緩やかな (低温側の） 時効処理でも硬化が達成され、 言い換えれば時効条件をより幅広くと ることが可能である。 また、 一般に、 硬化量を稼ぐには、 過度の時効で軟化させな い限りにおいて、 より高温で、 より長時間保持することが有利である。
具体的に述べると、 本発明鋼板では、 予変形後に硬化が顕著となる加熱温度の下 限は概ね 100 °Cである。 一方、加熱温度が 300 でを超えると硬化が頭打ちとなり、 加熱温度が 400 を越えると逆にやや軟化する傾向が現れるほか、 熱歪やテンパー カラーの発生が目立つようになる。 また、 保持時間については、 加熱温度 200 °C程 度のとき概ね 30 s程度以上とすればほぼ十分な硬化が達成される。 さらに大きな安 定した硬化を得るには保持時間 60 s以上とするのが好ましい。 しかし、 20min を超 える保持では、 さらなる硬化を望みえないばかり力、 生産効率も著しく低下して実 用的でない。
以上のことから、 本発明では、 時効処理条件として従来の塗装焼付処理条件の加 熱温度である 170 °C、保持時間を 20min で評価すると定めた。従来の塗装焼付け型 鋼板では十分な硬化が達成されない低温加熱 ·短時間保持の時効処理条件下でも、 本発明鋼板では大きな硬化が安定的に達成される。 なお、 加熱の仕方はとくに制限 されず、 通常の塗装焼付けに採用されている炉による雰囲気加熱のほか、 たとえば 誘導加熱や、 無酸化炎、 レ^"ザ、 プラズマなどによる加熱などのいずれも好ましく 用いうる。
自動車用の部品強度は外部からの複雑な応力負荷に抗しうる必要があり、それゆ え素材鋼板では小さな歪域での強度特性だけでなく大きな歪域での強度特性も重 要となる。 本発明者らはこの点に鑑み、 自動車部品の素材となすべき本発明鋼板の B H量を 80MPa 以上とするとともに、 A T S量を 40MPa 以上とする。 なお、 より好 ましくは、 B H量 lOOMPa以上、 Δ T S 50MPa 以上とする。 B H量と A T S量をより 大きくするには、 時効処理の際の加熱温度をより高温側に、 および/ または、 保持 時間をより長時間側に、 設定すればよい。
また、 本発明鋼板は、 成形加工されない状態では、 室温で 1年程度放置されても B#効劣化 （Y Sが増加しかつ E 1 (伸び） が減少する現象） は起こらないという、 従来にない利点が備わっている。
ところで、本発明の効果は製品板厚が比較的厚い場合でも発揮されうるが、製品 板厚が 3. 2瞧 を超える場合には、冷延板焼鈍工程で必要十分な冷却速度を確保する ことができず、 連続焼鈍時に歪時効が生じ、 製品として目標とする歪時効硬化特性 が得にく くなる。 したがって、 本発明鋼板の板厚は 3. 2 nun以下とするのが好ましい。 また、本発明では、上記した本発明冷延鋼板の表面に電気めつきまたは溶融めつ きを施しても何ら問題はない。 これらめつき鋼板も、 めっき前と同程度の T S、 B H量、 A T S量を示す。 めっきの種類としては、 電気亜鉛めつき、 溶融亜鉛めつき、 合金化溶融亜鉛めつき、 溶融アルミめつき、 電気錫めつき、 電気クロムめつき、 電 気ニッケルめっき等、 いずれも好ましく適用しうる。
次に、 本発明鋼板の製造方法について説明する。
本癸明鋼板は、 基本的に、 上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを加熱後粗圧 延してシートパーとし、 該シートパーに仕上圧延を施し、 巻き取り熱延板とする熱 間圧延工程と、該熱延板に酸洗およぴ冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、 該冷延板に連続焼鈍おょぴ過時効処理を行う冷延板焼鈍工程とを、順次施すことに より製造される。
本発明の製造方法で使用するスラブは、成分のマクロな偏析を防止すべく連続鑤 造法で製造することが望ましいが、 造塊法、 薄スラブ連铸法で製造してもよい。 ま た、スラブを製造後いつたん室温まで冷却して再度加熱する通常プロセスのほか、 冷却せず温片のままで加熱炉に挿入し、あるいは僅かの保熱を行った後に直ちに圧 延する直走圧延などの省エネルギープ ΰセスも問題なく適用できる。 とくに、 固溶 状態の Nを有効に確保するには、 Nの析出が遅延する直送圧延は有用な技術の一つ である。
まず、 熱間圧延工程条件の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度： 1000°C以上
スラブ加熱温度は、 初期状態として、 必要かつ十分な固溶 N量を確保し、 製品で の固溶 N量の目標値 （0. 0010%以上） を満たすために、 1000°C以上とするのが好ま しい。 なお、 酸化重量の増加に伴うロスの増大を避ける観点から、 スラブ加熱温度 は 1280 以下とするのが好ましい。
上記した条件で加熱されたスラブは、 粗圧延によりシートパーとされる。 なお、 粗圧延の条件はとくに規定する必要はなく、 通常公知の条件でよい。 しかし、 固溶 N量の確保という観点からはできるだけ短時間で処理するのが望ましい。
ついで、 シートパーを仕上圧延して熱延板とする。
なお、 本発明では、 粗圧延と仕上圧延の間で、 相前後するシートパー同士を接合 し、 連続的に仕上圧延することが好ましい。 接合手段としては、 圧接法、 レーザ溶 接法、 電子ビーム溶接法などを用いるのが好ましい。
これにより、仕上圧延およびその後の冷却において形状の乱れを生じやすい非定 常部 （被処理材の先端部および後端部） の存在割合が減少し、 安定圧延長さ （同一 条件で圧延できる連続長さ） および安定冷却長さ （張力をかけたまま冷却できる連 続長さ） が延長して、 製品の形状，寸法精度および歩留りが向上する。 また、 従 来のシートパー毎の単発圧延では通板性ゃ嚙込み性等の問題により実施が難しか つた薄物 ·広幅に対する潤滑圧延が容易に実施できるようになり、 圧延荷重および ロール面圧が低減してロールの寿命が延長する。
また、 本発明では、 粗圧延と仕上圧延の間で、 シートパーの幅端部を加熱するシ 一トパーエッジヒータ、シートバーの長手方向端部を加熱するシートパーヒータの いずれか一方または両方を使用して、 シートパーの幅方向およぴ長手方向の温度分 布を均一化することが好ましい。 これにより、 鋼板内の材質ばらつきをさらに小さ くすることができる。 シートパーエッジヒータ、 シートパーヒータは誘導加熱方式 のものとするのが操業安定性の点で好ましい。
使用手順は、まずシートパ エッジヒータにより幅方向の温度差を補償すること が望ましい。 このときの加熱量は、 鋼組成などにもよるが、 仕上圧延出側での幅方 向温度分布範囲が概ね 20 以下となるように設定するのが好ましい。次いでシート パーヒータにより長手方向の温度差を補償する。 このときの加熱量は、 長さ端部温 度が中央部温度よりも 20〜4(TC程度高くなるように設定するのが好ましい。
仕上圧延出側温度： 800 ^以上
仕上圧延出側温度 F D Tは、鋼板の組織を均一かつ微細とするために、 800 以 上とする。 F D Tが 800 でを下回ると、パーライ トパンドの発生など組織が不均一 となり、 一部に加工組織が残留することがある。 このような加工組織の残留は、 卷 取温度を高温とすることにより回避できる。 しかし、 卷取温度を高温にすると、 結 晶粒の粗大化、 また固溶 N量の低下、 あるいは機械的性質の面内異方性の増加など が顕著となり好ましくない。 なお、 機械的性質をさらに改善させるには、 F D Tは 820 以上とするのが望ましい。
仕上げ圧延後の冷却：仕上げ圧延終了後、 冷却速度 30 s以上で急冷 仕上圧延後は空冷でもよいが、 仕上げ圧延後急冷することが望ましく、 平均冷却 速度を 30°CZ s以上で冷却するのが望ましい。 このような条件で急冷することによ り、 A1N が析出する高温域を急冷でき、 固溶状態の Nを有効に確保できる。
卷取温度： 650 °C以下
卷取温度 C Tの低下につれて、 鋼板強度が増加し、 固溶 Nも安定して残留する。 歪時効硬化特性を安定して高めるためには、 C Tは 650 以下とするのが好ましい。 なお、 C Tが 200 未満では卷取り中の鋼板形状が乱れやすく、材質の均一性が低 下するので実操業上好ましくない。 このため、 C Tは 200 以上とするのが望まし い。 なお、 より材質の均一性が要求される場合には、 C Tは 300 で以上とするのが 好ましい。 なお、 より好ましくは 400 °C以上である。 また、 本発明では、 仕上圧延において、 熱間圧延荷重を低減するために、 また、 最終的に歪時劾硬化特性を安定させるために、 潤滑圧延を行ってもよい。 潤滑圧延 を行うことにより、 熱延板の形状 ·材質がより均一化されるという効果もある。 な お、 潤滑圧延の際の摩擦係数は 0. 25〜0. 10の範囲とするのが好ましい。 また、 潤滑 圧延と連続圧延とを組み合わせることによりさらに、 熱間圧延の操業も安定する。 上記した熱間圧延工程を施された熱延板は、 ついで、 冷間圧延工程により、 酸洗 および冷間圧延を施されて冷延板となる。
酸洗の条件は通常公知の条件でよく、 とくに限定されない。 なお、 熱延板のスケ ールが極めて薄い場合には、 酸洗を施すことなく直ちに冷間圧延を行ってもよい。 また、 冷間圧延条件は、 通常公知の条件でよく、 とくに限定されない。 なお、 組 織の均一性確保という観点から冷間圧下率は 40%以上とするのが好ましい。 つい で、 冷延板は、 連続焼鈍と、 均熱後冷却と、 あるいはさらに過時効処理とによる冷 延板焼鈍工程を施される。
連続焼鈍温度：再結晶温度以上で 950 以下
連続焼鈍の焼鈍温度は再結晶温度以上とした。
連続焼鈍温度が再結晶温度未満では、再結晶が完了せず、強度は目標を満足する ものの延性が低く、そのため成形性が低下し自動車用鋼板としては適用できない。 なお、成形性をより一層向上させるためには、 連続焼鈍温度は 700 以上とするの が好ましい。 一方、 連続焼鈍温度が 950 ¾を超えると、 鋼板の形状の乱れが顕著と なる。 このため、連続焼鈍温度は再結晶温度以上で 950 eC以下とするのが好ましい。 連続焼鈍温度での保持時間： 10〜120 s
連続焼鈍温度での保持時間は、 組織の微細化、所望以上の固溶 N量を確保する観 点から、 できるだけ短時間とするのが好ましいが、 操業の安定性からは 10 s以上と するのが望ましい。 保持時間が 120 sを超えると、 組織の微細化、 固溶 N量の確保 が困難となる。 このため、 連続焼鈍温度における保持時間は 10〜： 120 sの範囲とす るのが好ましい。 均熱後冷却： 500 以下の温度域まで冷却速度： 10〜300 °C / s
連続焼鈍における均熱後の冷却 （均熱後冷却） は、 組織の微細化、 固溶 N量の確 保の観点から重要であり、 本発明では均熱後冷却として、 500 以下の温度域まで 10-300 °C/ sの冷却速度で連続冷却する。 冷却速度が 10°C Z s未満では、均一で 微細な龃織と所望量以上の固溶 Nの確保が困難となる。 一方、 冷却速度が 300 °0/ sを超えると、 固溶 C量が多量に残存し、 降伏強さ Y Sが増加し、 伸び E 1が顕著 に低下するとともに、鋼板の幅方向での材質の均一性が不足する。 10~300 °C/ s の冷却速度で冷却した際の冷却停止温度が、 500 °C超えの温度では、組織の微細化 が達成できない。
均熱後冷却に続いて、 過時効処理を施すこともできる。 過時効処理は、 必ずしも 必要ではないが、 固溶 C量を調整することができ、 それにより関連する材質 （Y S、 E l ) を調整することができる。 このため、 材質の安定化の必要性に応じて、 過時 効処理を実施してもよい。
過時効処理： 350 〜500 ¾の温度域で 20 s以上
過時効処理を行うことで、 固溶 N量を維持したままで、 固溶 C量を低減すること ができる。 極めて大きな歪時効硬化特性を得るためには、 固溶 N、 固溶 Cどちらで も可能であるが、 固溶 Cが多量に存在すると室温での時効が顕著となり、 延性、 加 ェ性等の特性劣化が顕著となる。 本発明では、 主として、 固溶 Nにより歪時効硬化 特性を向上させ、 優れた機械的特性を発現する。 過時効処理温度が 350°C未満では、 固溶 Cの低減効果が小さく、 一方、 500 を超えると、組織の微細化が達成できな い。 過時効処理時間は 20 s未満ではその効果が小さい。 このため、 過時効処理は 35 0 〜500 の温度域で 20 s以上とするのが好ましい。 なお、過時効処理時間は連続 焼鈍設備のライン長やその他の制約のため 600 s以下とするのが好ましい。
さらに、 本発明では、 冷延板焼鈍工程に続いてさらに、 伸び率： 1. 5 〜15%の調 質圧延またはレべラー加工を施してもよい。冷延板焼鈍工程後に調質圧延またはレ ベラ一加工を施すことにより、 新たにフリー転位を導入でき、 B H量、 A T S量と いった歪時効硬化特性を安定して向上させることができる。調質圧延またはレベラ 一加工における伸び率は合計で 1. 5 %以上とするのが好ましい。伸び率が 1. 5 %未 満では歪時効硬化特性の向上が少なく、 一方、 伸び率が 15%を超えると、 鋼板の Y Sが増加し、 延性が低下する。 なお、 調質圧延とレベラ一加工ではその加工様式が 相違するが、 本発明者らは、 鋼板の歪時効硬化特性に対する効果には大きな相違が ないことを確認している。
なお、本発明の冷延鋼板は、 さらにめっき処理あるいはさらに合金化処理を施し めっき鋼板として適用してもよい。 合金化処理の熱サイクルが、 前記した過時効処 理に相当し、 室温時効劣化がなく、 歪時効硬化特性が顕著に向上できる。
実施例
表 1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鎳造法でスラブとした。 これらスラ ブを表 2に示す条件で加熱し、粗圧延して表 2に示す厚さのシートパーとし、 つい で表 2に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。 なお、 一部 については、 仕上圧延で潤滑圧延を行った。 また、 一部については、 粗圧延後で仕 上圧延入側で相前後するシートパー同士を溶融圧接法で接合して連続圧延した。 ま た、 一部については、 シートパーの幅端部、 長さ方向端部を誘導加熱方式のシート パーエッジヒータ、 シートパーヒータを使用してシートパーの温度を調節した。 これら熱延板を酸洗おょぴ表 2に示す条件の冷間圧延からなる冷間圧延工程に より冷延板とした。 ついで、 これら冷延板に表 2に示す条件で連続焼鈍炉による連 続焼鈍を行った。 また、 冷延板焼鈍工程につづいて、 調質圧延を施した。 なお、 連 続焼鈍の焼鈍温度はいずれも再結晶温度以上であった。
得られた冷延焼鈍板について、 固溶 N量、 微視組織、 引張特性、 歪時効硬化特性 を調査した。
( 1 ) '固溶 N量の調査
固溶 N量は、化学分析により求めた鋼中の全 N量から析出 N量を差し引いて求め た。 析出 N量は、 上記した定電位電解法を用いた分析法により求めた。 (2) 微視組織
各冷延焼鈍板から試験片を採取し、 圧延方向に直交する断面 （C断面） について、 光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を 用いて組織分率および種類を求めた。
また、 フェライ トの結晶粒径は、 圧延方向に直交する断面 （C断面） についての 組織写真から A S TMに規定の求積法により算出した値または A S TMに規定の 切断法により求めた公称粒径のうち、 いずれか大きい方を採用した。
(3) 引張特性
各冷延焼鈍板から JIS 5号試験片を圧延方向に採取し、 JIS Z 2241の規定に準拠 して初期歪速度： 3 X10— 3 Z s (クロスヘッド速度： 10龍 min —定） で引張試 験を実施し、 降伏強さ YS、 引張強さ TS、 伸ぴ E 1を求めた。
(4) 歪時効硬化特性
各冷延焼鈍板から JIS 5号試験片を圧延方向に採取し、 予変形としてここでは 5%の引張予歪を与えて、ついで 170 で X20min の塗装焼付処理相当の熱処理を施 したのち、 初期歪速度： 3 X10— 3/ sで引張試験を実施し、 予変形—塗装焼付処 理後の引張特性 （降伏応力 Y S BH、 引張強さ T S B H) を求め、 B H量 =Y S BH — Y S 5 %、 Δ T S =T S BH— T Sを算出した。 なお、 Y S 5 %は、 製品板を 5% 予変形したときの変形応力であり、 Y S B H、 T S B Hは予変形—塗装焼付処理後の 降伏応力、 引張強さであり、 T Sは製品板の引張強さである。
これらの結果を表 3に示す。
本発明例では、 いずれも優れた延性と、 優れた歪時効硬化特性を有し、 格段に高 い B H量、 A T Sを呈している。 産業上の利用可能性
本発明によれば、予変形一塗装焼付け処理により降伏応力が 80MPa 以上おょぴ引 張強さが 40MPa 以上と、 ともに増加する高い歪時効硬化特性と高い成形性とを有す る汎用性の高い冷延鋼板を、 安価にかつ形状を乱さずに製造でき、 産業上格段の効 果を奏する。 さらに本癸明の冷延鋼板を自動車部品に適用.した場合、 塗装焼付け処 理などにより降伏応力とともに引張強さも増加して安定した高い部品特性を得る ことができる。 使用する鋼板の板厚を、 例えば 2. 0匪 厚から 1. 6 ram厚と、 従来より 薄くすることを可能とし、 自動車車体を軽量化できるという効果もある。 また、 本 発明は、熱間変形抵抗の増加が少ない Nを添加して歪時効硬化特性の改善を図るた め、 薄物の熱間圧延において、 変形抵抗を増加させることなく熱間圧延を容易にす るという工業的に顕著な効果を有している。
表 1
Figure imgf000024_0001
表 2
t
Figure imgf000025_0001
*) 潤滑圧延実施
**) シー ト ノ ー ヒ ータ 、 エ ッ ジヒ ータ使用
表 3
t
Figure imgf000026_0001
* ) 表面性状の低下

Claims

請 求 の 範 囲
1. mass%で、
C ： 0.15%以下、
Si： 0.4 %以下、
Mn： 2.0 %以下、
P ： 0.04%以下、
S ： 0.02%以下、
A1： 0.02%以下、
N： 0.0050-0.025 %
を含み、 かつ
Si、 Mn、 Pを下記 （1) 式を満足する範囲で含有し、
さらに NZA1が 0.3 以上で、 固溶状態の Nを 0.0010%以上含有し、 残部が Feおよび 不可避的不純物からなる組成と、フェライ ト相とパーライ ト相からなる組織とを有 し、前記フ ライ ト相が面積率で 90%以上でかつ平均結晶粒径 以下であるこ とを特徴とする引張強さ 440MPa未満、 降伏比 YR 70%未満で、 歪時効硬化特性に優 れた冷延鋼板。
記
Si+Mn/5+ΙΟΡ <0.44 (1) ここで、 Si、 Mn、 P ：各元素含有量 （raass%)
2. 前記組成に加えてさらに、 mass%で、
下記 a群〜 c群の 1群または 2群以上を含むことを特徴とする請求項 1に記載の 冷延鋼板。 a群： Cu、 Ni、 Mo、 Crの 1種または 2種以上を合計で 1.0 %以下
b群： Nb、 Ti、 Vの 1種または 2種以上を合計で 0.1 %以下 c群： Ca、 REM の 1種または 2種を合計で 0.0010~0.010 %
3. raass%で、
C ： 0.15%以下、
Si： 0.4 %以下、
Mn： 2.0 %以下、
P ： 0.04%以下、
S ： 0.02%以下、
A1： 0.02%以下、
N ： 0.0050〜0.025 %
を含み、 かつ Si、 Mn、 Pを下記 （1) 式を満足する範囲で含有し、
さらに NZA1が 0.3 以上である組成を有する鋼スラブを、
スラブ加熱温度： 1000 以上に加熱し、 粗圧延してシートバーとし、
該シートパーに仕上圧延出側温度： 800 以上とする仕上圧延を施し、
卷取温度： 650 で以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、
該熱延板に酸洗およぴ冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、
該冷延板に再結晶温度以上 950 で以下の温度で保持時間： 10〜120 sとする焼鈍を 行い、 ついで 500 °C以下の温度域まで冷却速度： 10~300 ¾ sで冷却する焼鈍後 冷却と、 あるいはさらに 350 -500 の温度域で 20 s以上滞留する過時効処理とを 行う冷延板焼鈍工程とを、 順次施すことを特徴とする引張強さ 440MPa未満、 降伏比 YR70%未満で歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
記
Si + Mn/5 + 10P <0.44 ( 1 ) ここで、 Si、 Mn, P ：各元素含有量 （raass%)
4. 前記仕上げ圧延後、 冷却速度 30 / s以上で急冷し、 前記卷き取りを行うこ とを特徴とする請求項 3に記載の冷延鋼板の製造方法。
5. 前記冷延板焼鈍工程に続いてさらに、 伸び率： 1.0 ~15%の調質圧延または レべラー加工を施すことを特徴とする請求項 3または 4に記載の冷延鋼板の製造 方法。
PCT/JP2001/001002 2000-05-31 2001-02-14 Tole d'acier laminee a froid presentant d'excellentes proprietes de rheodurcissement par vieillissement, et procede de production WO2001092593A1 (fr)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CA 2380377 CA2380377C (en) 2000-05-31 2001-02-14 Cold-rolled steel sheets with superior strain-aging hardenability
EP20010906127 EP1291447B1 (en) 2000-05-31 2001-02-14 Cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same
US10/031,742 US6695932B2 (en) 2000-05-31 2001-02-14 Cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same
DE2001610586 DE60110586T2 (de) 2000-05-31 2001-02-14 Kaltgewalztes stahlblech mit ausgezeichneten reckalterungseigenschaftenund herstellungsverfahren für ein solches stahlblech

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000162498 2000-05-31
JP2000-162498 2000-05-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2001092593A1 true WO2001092593A1 (fr) 2001-12-06

Family

ID=18666389

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2001/001002 WO2001092593A1 (fr) 2000-05-31 2001-02-14 Tole d'acier laminee a froid presentant d'excellentes proprietes de rheodurcissement par vieillissement, et procede de production

Country Status (8)

Country Link
US (1) US6695932B2 (ja)
EP (1) EP1291447B1 (ja)
KR (1) KR100611541B1 (ja)
CN (1) CN1152970C (ja)
CA (1) CA2380377C (ja)
DE (1) DE60110586T2 (ja)
TW (1) TW500809B (ja)
WO (1) WO2001092593A1 (ja)

Families Citing this family (50)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE60127879T2 (de) * 2000-02-29 2007-09-06 Jfe Steel Corp. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Reckalterungseigenschaften
US20030015263A1 (en) * 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
JP4085583B2 (ja) * 2001-02-27 2008-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
DE10259230B4 (de) * 2002-12-17 2005-04-14 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlprodukts
DE102004044022A1 (de) * 2004-09-09 2006-03-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Beruhigter, unlegierter oder mikrolegierter Walzstahl mit Bake-hardening-Effekt und Verfahren zu seiner Herstellung
FR2876708B1 (fr) * 2004-10-20 2006-12-08 Usinor Sa Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese laminees a froid a hautes caracteristiques mecaniques, resistantes a la corrosion et toles ainsi produites
US7717976B2 (en) * 2004-12-14 2010-05-18 L&P Property Management Company Method for making strain aging resistant steel
US20080283157A1 (en) * 2005-03-30 2008-11-20 Makoto Katsube Method of Production of Hot Dipped Hot Rolled Steel Strip
US10071416B2 (en) * 2005-10-20 2018-09-11 Nucor Corporation High strength thin cast strip product and method for making the same
KR100711362B1 (ko) * 2005-12-07 2007-04-27 주식회사 포스코 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판 및 그제조방법
KR100711475B1 (ko) * 2005-12-26 2007-04-24 주식회사 포스코 용융아연도금특성이 우수한 고 가공성 고강도 강판의제조방법
JP5162924B2 (ja) 2007-02-28 2013-03-13 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
KR100928782B1 (ko) * 2007-12-26 2009-11-25 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법
KR100957962B1 (ko) 2007-12-26 2010-05-17 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법
BRPI0911139B1 (pt) * 2008-04-03 2018-03-13 Jfe Steel Corporation Chapa de aço de alta resistência para latas e método para produção da mesma
CN102112643B (zh) 2008-07-31 2013-11-06 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
CN103276291A (zh) 2009-01-30 2013-09-04 杰富意钢铁株式会社 耐hic性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
CA2749409C (en) 2009-01-30 2015-08-11 Jfe Steel Corporation Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof
JP5549307B2 (ja) * 2009-04-13 2014-07-16 Ｊｆｅスチール株式会社 時効性および焼付け硬化性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP5018935B2 (ja) * 2010-06-29 2012-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5728856B2 (ja) * 2010-09-07 2015-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 部材の製造方法
KR101033412B1 (ko) * 2011-01-04 2011-05-11 현대하이스코 주식회사 드럼재용 냉연강판의 상자소둔 열처리 방법
KR101033401B1 (ko) * 2011-01-04 2011-05-09 현대하이스코 주식회사 일반재용 냉연강판의 상자소둔 열처리 방법
CN102174685B (zh) * 2011-03-24 2013-01-02 武汉钢铁(集团)公司 800MPa级冷轧双相钢及其制造方法
RU2478729C2 (ru) * 2011-05-20 2013-04-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства стальной полосы (варианты)
JP5397437B2 (ja) 2011-08-31 2014-01-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた冷延鋼板用熱延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
JP2013060644A (ja) * 2011-09-14 2013-04-04 Jfe Steel Corp 加工性に優れた薄鋼板、めっき薄鋼板及びそれらの製造方法
JP2013064169A (ja) * 2011-09-15 2013-04-11 Jfe Steel Corp 焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板、めっき薄鋼板並びにそれらの製造方法
JP2013076132A (ja) * 2011-09-30 2013-04-25 Jfe Steel Corp 焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
CN104080938B (zh) 2012-01-31 2016-01-20 杰富意钢铁株式会社 发电机轮毂用热轧钢板及其制造方法
JP2013224477A (ja) * 2012-03-22 2013-10-31 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
JP5632904B2 (ja) 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2013209725A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Jfe Steel Corp 曲げ加工性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP2014015651A (ja) * 2012-07-06 2014-01-30 Jfe Steel Corp 深絞り加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
PL2684975T3 (pl) * 2012-07-10 2017-08-31 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Produkt stalowy płaski, walcowany na zimno i sposób jego wytwarzania
JP6058439B2 (ja) * 2013-01-10 2017-01-11 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板
JP6017341B2 (ja) * 2013-02-19 2016-10-26 株式会社神戸製鋼所 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
US20140261919A1 (en) * 2013-03-14 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof
JP5630523B2 (ja) * 2013-04-02 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 窒化処理用鋼板およびその製造方法
AU2013205082B2 (en) * 2013-04-13 2017-04-27 Infrabuild Construction Solutions Pty Ltd Steel product and method of producing the product
US10683560B2 (en) * 2014-10-09 2020-06-16 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Cold-rolled and recrystallization annealed flat steel product, and method for the production thereof
US10494693B2 (en) 2015-03-25 2019-12-03 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
CN107429355B (zh) * 2015-03-25 2020-01-21 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US10808293B2 (en) 2015-07-15 2020-10-20 Ak Steel Properties, Inc. High formability dual phase steel
KR101839227B1 (ko) 2016-09-12 2018-03-16 주식회사 포스코 피로저항성이 우수한 파이프용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 용접강관
MY197920A (en) * 2016-09-29 2023-07-25 Jfe Steel Corp Steel sheet for crown caps, method for manufacturing the same, and crown cap
KR102457019B1 (ko) * 2020-06-17 2022-10-21 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
CN112575248A (zh) * 2020-10-29 2021-03-30 江苏新核合金科技有限公司 一种核电堆内构件导向结构用合金材料及其制备方法
CN115852243A (zh) * 2021-09-24 2023-03-28 宝山钢铁股份有限公司 一种高耐蚀耐热预镀镍电池壳钢及其制造方法
US20230323522A1 (en) * 2022-04-11 2023-10-12 Cleveland-Cliffs Steel Properties Inc. Super cqht high temperature alloy-resistant aluminized steel with moderate formability

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06116682A (ja) * 1992-10-06 1994-04-26 Kawasaki Steel Corp 焼付け硬化性を有する高強度缶用薄鋼板及びその製造方法
EP0612857A1 (en) * 1992-09-14 1994-08-31 Nippon Steel Corporation Ferrite single phase cold rolled steel sheet or fused zinc plated steel sheet for cold non-ageing deep drawing and method for manufacturing the same
JPH0835039A (ja) * 1994-07-21 1996-02-06 Kawasaki Steel Corp 焼付け硬化性及び耐時効性に優れた高強度高加工性製缶用鋼板及びその製造方法
JPH08325670A (ja) * 1995-03-29 1996-12-10 Kawasaki Steel Corp 製缶時の深絞り性及びフランジ加工性と、製缶後の表面性状とに優れ、十分な缶強度を有する製缶用鋼板及びその製造方法
EP1028167A2 (en) * 1999-02-09 2000-08-16 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
JP6102816B2 (ja) * 2014-03-31 2017-03-29 ブラザー工業株式会社 成膜装置、成膜方法及び成膜プログラム

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61272323A (ja) * 1985-05-28 1986-12-02 Kawasaki Steel Corp 連続焼鈍による表面処理用原板の製造方法
JPH0823048B2 (ja) * 1990-07-18 1996-03-06 住友金属工業株式会社 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法
EP0556834B1 (en) * 1992-02-21 1997-06-11 Kawasaki Steel Corporation Method of producing high-strength steel sheet used for can
KR20000068896A (ko) * 1997-09-04 2000-11-25 에모토 간지 드럼통용 강판, 그의 제조방법 및 드럼통
JP3375554B2 (ja) * 1998-11-13 2003-02-10 川崎製鉄株式会社 強度一延性バランスに優れた鋼管

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0612857A1 (en) * 1992-09-14 1994-08-31 Nippon Steel Corporation Ferrite single phase cold rolled steel sheet or fused zinc plated steel sheet for cold non-ageing deep drawing and method for manufacturing the same
JPH06116682A (ja) * 1992-10-06 1994-04-26 Kawasaki Steel Corp 焼付け硬化性を有する高強度缶用薄鋼板及びその製造方法
JPH0835039A (ja) * 1994-07-21 1996-02-06 Kawasaki Steel Corp 焼付け硬化性及び耐時効性に優れた高強度高加工性製缶用鋼板及びその製造方法
JPH08325670A (ja) * 1995-03-29 1996-12-10 Kawasaki Steel Corp 製缶時の深絞り性及びフランジ加工性と、製缶後の表面性状とに優れ、十分な缶強度を有する製缶用鋼板及びその製造方法
EP1028167A2 (en) * 1999-02-09 2000-08-16 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
JP6102816B2 (ja) * 2014-03-31 2017-03-29 ブラザー工業株式会社 成膜装置、成膜方法及び成膜プログラム

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1291447A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
TW500809B (en) 2002-09-01
EP1291447B1 (en) 2005-05-04
KR100611541B1 (ko) 2006-08-10
KR20020036838A (ko) 2002-05-16
DE60110586T2 (de) 2005-12-01
CA2380377A1 (en) 2001-12-06
EP1291447A4 (en) 2004-05-19
DE60110586D1 (de) 2005-06-09
CN1152970C (zh) 2004-06-09
US20030047257A1 (en) 2003-03-13
CA2380377C (en) 2007-01-09
EP1291447A1 (en) 2003-03-12
US6695932B2 (en) 2004-02-24
CN1386141A (zh) 2002-12-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2001092593A1 (fr) Tole d&#39;acier laminee a froid presentant d&#39;excellentes proprietes de rheodurcissement par vieillissement, et procede de production
JP5163356B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4265545B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
KR100595946B1 (ko) 변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 냉연 강판 및 그제조 방법
JP4524850B2 (ja) 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法
EP2604715B1 (en) Method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent formability and crashworthiness
KR101528080B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
EP2589677B1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing same
JP3846206B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
KR101585311B1 (ko) 재질 안정성, 가공성 및 도금 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
EP3309273A1 (en) Galvannealed steel sheet and method for manufacturing same
EP3178955A1 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
EP3178953A1 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
EP3901293B1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method therefor
JP3812279B2 (ja) 加工性および歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4206642B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN113316656B (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
JP4839527B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP4665302B2 (ja) 高ｒ値と優れた歪時効硬化特性および常温非時効性を有する高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP4062961B2 (ja) 耐型かじり性および耐疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2003313636A (ja) 高延性かつ高強度の溶融めっき鋼板およびその製造方法
JP3870868B2 (ja) 伸びフランジ性、強度−延性バランスおよび歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP4556348B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4519373B2 (ja) 成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2009144251A (ja) 高張力冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): CA CN KR US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LU MC PT SE TR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 10031742

Country of ref document: US

Ref document number: 2380377

Country of ref document: CA

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2001906127

Country of ref document: EP

Ref document number: 1020027001333

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 01802260X

Country of ref document: CN

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1020027001333

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2001906127

Country of ref document: EP

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 2001906127

Country of ref document: EP