WO2004001084A1 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2004001084A1
WO2004001084A1 PCT/JP2003/007939 JP0307939W WO2004001084A1 WO 2004001084 A1 WO2004001084 A1 WO 2004001084A1 JP 0307939 W JP0307939 W JP 0307939W WO 2004001084 A1 WO2004001084 A1 WO 2004001084A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
rolled steel
strength cold
phase
Prior art date
Application number
PCT/JP2003/007939
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Katsumi Nakajima
Takayuki Futatsuka
Yasunobu Nagataki
Original Assignee
Jfe 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 Jfe Steel Corporation filed Critical Jfe Steel Corporation
Priority to CA002469022A priority Critical patent/CA2469022C/en
Priority to MXPA04007457A priority patent/MXPA04007457A/es
Priority to KR1020047010376A priority patent/KR100605355B1/ko
Priority to EP03733553A priority patent/EP1516937B1/en
Priority to US10/496,433 priority patent/US7559997B2/en
Priority to DE60319534T priority patent/DE60319534T2/de
Priority to JP2004515550A priority patent/JPWO2004001084A1/ja
Publication of WO2004001084A1 publication Critical patent/WO2004001084A1/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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet suitable for automobile interior and exterior panels, and particularly to a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch formability and a tensile strength of 370 to 590 MPa.
  • the present invention relates to a method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet.
  • Automated cold-rolled steel sheets for vehicle inner and outer panel panels must have properties such as excellent stretch formability, dent resistance, surface distortion resistance, secondary work brittleness resistance, aging resistance, and good surface properties.
  • properties such as excellent stretch formability, dent resistance, surface distortion resistance, secondary work brittleness resistance, aging resistance, and good surface properties.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 370-590MP3 which has such properties.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-78784 discloses a high-strength cold-rolled steel having a tensile strength of 350-500 MPa in which a large amount of solid solution strengthening elements such as Mn, Cr, and P are added to a Ti-added ultra-low carbon steel. Steel plates have been proposed.
  • the present invention provides a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 370 to 590 MPa applicable to an outer panel panel mainly manufactured by overstretching of a door or a hood of an automobile, and a method of manufacturing the same. The purpose is to do.
  • the purpose is to consist of a ferrite phase and a low-temperature transformation phase, the average grain size of the ferrite phase is 20 ⁇ or less, and the volume ratio of the low-temperature transformation phase is 0.1% or more: less than L0, and the in-plane anisotropy of the power r value This is achieved by using high-strength cold-rolled steel sheets with an absolute value I ⁇ r I of less than 0.15 and a thickness of 0.4 or more.
  • This high-strength cold-rolled steel sheet is, for example, substantially in mass, C: less than 0.05, Si: 2.0% or less, Mn: 0.6-3.0, P: 0.08 or less, S: 0.03 or less, A1: 0.01-0.1% , N: 0.01% or less, with the balance being Fe.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet includes, for example, a step of cold-rolling a hot-rolled steel sheet having such a component and containing a low-temperature transformation phase having a volume ratio of 60 or more at a rolling reduction of more than 60% and less than 85%, And then continuously annealing the steel sheet in the two-phase region of ⁇ + ⁇ .
  • FIGS. 1A and 1B are diagrams schematically showing microstructures of a high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention and a conventional DP steel sheet, respectively.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the interval 1 between adjacent low-temperature transformation phases M along the grain boundaries of the ferrite phase F.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the texture and the stretch formability.
  • Figure 4 is a diagram showing the relationship between the delta gamma after annealing and reduction ratio of cold rolling.
  • FIG. 5 is a continuous cooling transformation diagram for explaining the structure formation of the hot-rolled steel sheet according to the present invention.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the cooling rate in cooling after hot rolling and IA r
  • FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the cooling temperature width ⁇ in cooling after hot rolling and I ⁇ ⁇
  • FIG. 8 is a diagram illustrating the relationship between Ar and cooling conditions and annealing conditions after hot rolling.
  • MODES FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present invention and the like have repeatedly examined high-strength cold-rolled steel sheets having a tensile strength of 370 to 590 MPa, which are suitable for an outer panel of an automobile. As a result, the following (1) and (2) By doing so, it became clear that a cold rolled steel sheet excellent in stretch formability, dent resistance, surface strain resistance, secondary work brittleness resistance, aging resistance, and surface properties was obtained.
  • a low-temperature transformation phase mainly composed of a martensite phase is uniformly dispersed in a fine ferrite phase.
  • ferrite single-phase steel sheets have had to add a large amount of elements such as Si and P, which are harmful to automobile outer panels, in order to increase strength, achieving the object of the present invention. Can not.
  • the structure it is necessary to strengthen the structure by strengthening the structure, but simply forming a two-phase structure composed of the ferrite phase and the low-temperature transformation phase mainly composed of the martensite phase does not provide sufficient stretch formability. .
  • the average particle size It is necessary to uniformly disperse the low-temperature transformation phase mainly composed of martensite in the following ferrite phase at a volume ratio of 0.1% or more and less than 10%.
  • the low-temperature transformation phase precipitates at the grain boundaries of the ferrite phase.
  • the average particle size of the ferrite phase exceeds 20 m, the surface becomes rough, the surface properties are deteriorated, and the stretch formability is reduced. Therefore, the average particle size is 20 zm or less, more preferably 15 im or less, and further preferably the following.
  • the volume fraction of the low-temperature transformation phase mainly composed of martensite phase is less than 0.1% or 10 or more, sufficient stretch formability cannot be obtained. Therefore, the volume ratio is 0.1% or more and less than 10, more preferably 0.5% or more and less than 8.
  • the low-temperature transformation phase mainly composed of the manoletensite phase is 40% or less, in which the residual ⁇ phase, bainite phase, pearlite phase, and carbonite do not impair the effects of the present invention, in addition to the manoletensite phase. , Preferably 20 or less, more preferably 10 or less.
  • FIGS. 1A and 1B are diagrams schematically showing microstructures of a high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention and a conventional DP steel sheet, respectively. .
  • the fine low-temperature transformation phase M is uniformly dispersed in the uniform and fine ferrite phase F along the grain boundaries of the ferrite phase F.
  • the large low-temperature transformation phase M is unevenly dispersed along the grain boundaries of the ferrite phase F in the non-uniform and large ferrite phase F.
  • the average grain size of ferrite phase F is d (xm), and the average value of spacing 1 between adjacent low-temperature transformation phases M along the grain boundary of ferrite phase F is L
  • (/ im) is satisfied, if the following expression (1) is satisfied, YPE1 (yield point elongation) is easily lost, which is advantageous for low YP (yield point) and the aging resistance can be further improved.
  • the difference between the maximum value rmax and the minimum value rmin of r0, r45, and r90 is effective to set the difference between the maximum value rmax and the minimum value rmin of r0, r45, and r90 to 0.25 or less, more preferably 0.2 or less, and even more preferably 0.15 or less. It is. Further, it is more effective to set r90 to 1.3 or less, more preferably 1.25 or less, and further preferably 1.2 or less.
  • the r value is related to the texture of the steel sheet.
  • Figure 3 shows the relationship between the texture and the stretch formability.
  • the X-ray random intensity ratio of the orientation group ⁇ ill ⁇ ⁇ uvw> on the horizontal axis is 3.5 or more, and the maximum of the orientation group on the vertical axis is If the difference between the strength ratio and the minimum strength ratio is 0.9 or less, that is, if the steel sheet is more isotropic, it can be confirmed that excellent stretch formability can be obtained.
  • the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 111 ⁇ ⁇ UVW > orientation group and the difference between the maximum intensity ratio and the minimum intensity ratio of the orientation group can be calculated using, for example, RINT2000 series application software (a three-dimensional pole data processing program). Some values were obtained by the ODF analysis method.
  • the present invention is limited to high-strength cold-rolled steel sheets that can be manufactured at a cold-rolling ratio of less than 85, that is, high-strength cold-rolled steel sheets having a thickness of 0.4 mm or more, and tinplate steel sheets are excluded from the present invention.
  • the components of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention are, for example, substantially raass, C: less than 0.05%, Si: 2.0% or less, Mn: 0.6-3.0, P: 0.08 or less, S: 0.03 Below, Al: 0.01-0.1%, N: 0.01% or less, and the balance of Fe force.
  • C is an element necessary for high strength steel sheet, but when its amount is 0.05 or more, the overhang formability is significantly reduced, and it is not preferable from the viewpoint of weldability. Therefore, the amount of C should be less than 0.05%. In addition, a low-temperature transformation phase having the above volume ratio is formed. Therefore, the amount of C is preferably 0.005 or more, and more preferably 0.007% or more.
  • S i S i weight surface properties deteriorate exceeds 2 ⁇ 0, also significantly inferior I arsenide coating adhesion. Therefore, the amount of Si is set to 2.0% or less, more preferably 1.0% or less, and further preferably 0.6% or less.
  • Mn is generally effective for precipitating S in steel as MnS to prevent slab hot cracking. Further, in the present invention, it is necessary to add 0.6 or more in order to stably form a low-temperature transformation phase. However, if the amount of Mn exceeds 3.0%, not only will the slab cost significantly increase, but also the formability will deteriorate. Therefore, the Mn content should be 0.6-3.03 ⁇ 4, more preferably 0.8 or more and less than 2.5.
  • the P content is set to 0.08 or less, more preferably 0.06% or less.
  • S is a harmful element that reduces hot workability and increases the susceptibility of the slab to ripping.
  • the S content is set to 0.03% or less, more preferably 0.02% or less, and further preferably 0.015 or less.
  • it is preferably 0.001 or more, more preferably 0.002 or more.
  • A1 contributes to the deoxidation of steel and precipitates unnecessary solute N in steel as A1N. This effect is not sufficient when A1 is less than 0.01%, and saturates when A1 exceeds 0.1. Therefore, the amount of A1 should be 0.01-0.1%.
  • the amount of N is preferably smaller. If the N content exceeds 0.01%, the ductility and toughness deteriorate due to the presence of an excessive nitride. Therefore, the N content is set to 0.01% or less, more preferably 0.007% or less, and further preferably 0.005% or less.
  • Cr and Mo are effective elements for improving hardenability and stably forming a low-temperature transformation phase. It is also effective in controlling the heat affected zone (HAZ) during welding. You.
  • HAZ heat affected zone
  • the amounts of Cr and Mo are each 1 or less, more preferably 0.8 or less, and further preferably 0.6 or less.
  • V is effective in suppressing HAZ softening during welding.
  • V is preferably added in an amount of 0.005% or more, more preferably 0.007% or more.
  • the V amount is set to 1 or less, more preferably 0.5% or less, and further preferably 0.3% or less.
  • B is an element effective for improving hardenability and stably forming a low-temperature transformation phase.
  • B it is preferable to add B in an amount of 0.0002% or more, more preferably 0.0003% or more.
  • the amount of e is set to 0.01% or less, more preferably 0.005 or less, and further preferably 0.003 or less.
  • Ti, Nb Ti and Nb form nitrides and have the function of reducing unnecessary solute N in steel. Improvement of formability can be expected by reducing solid solution N by Ti and Nb instead of A1.
  • High-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has the above components, the hot-rolled steel sheet comprising 60 or more low temperature transformation phase and cold rolling at a reduction rate 603 ⁇ 4 than 85 less than 3 ⁇ 4 by volume, of the alpha + gamma 2 It can be produced by continuous annealing in the phase region.
  • the requirements for obtaining a cold-rolled steel sheet with excellent stretch formability, dent resistance, surface strain resistance, secondary work brittleness resistance, aging resistance, and surface properties are as follows.
  • the hot-rolled steel sheet before cold rolling contains a low-temperature transformation phase of 60% or more, more preferably 70% or more, and more preferably 80 or more in volume ratio.
  • the fine carbides once melt into the ferrite phase during the heating process during annealing, and the two phases ⁇ + ⁇
  • a fine y-phase is uniformly and densely formed from the grain boundaries of the ferrite phase, so that the ferrite phase becomes uniform and fine-grained, and the low-temperature transformation phase is also finely and uniformly dispersed.
  • a transformation texture is formed. It has the same effect as strain imparting, and can reduce IA r
  • the low-temperature transformation phase of the hot-rolled steel sheet is a ferrite, a vanity-titanium ferrite phase, a bainite phase, a martensite phase, and a mixed phase thereof.
  • Fig. 4 shows the relationship between the reduction ratio and I ⁇ rI when the hot-rolled steel sheet containing such a low-temperature transformation phase was cold-rolled at different reduction ratios and continuously annealed in the OL + ⁇ two-phase region.
  • of less than 0.15 is obtained when the rolling reduction during cold rolling is more than 60 and less than 85%.
  • a steel slab having the above-described components of the present invention is prepared by rolling a steel slab having an Ar3 transformation point or more within 2 seconds after ripening. It can be obtained by starting cooling and cooling over a temperature range of 100 ° C or more at a cooling rate of 70 ° C / s or more. This means that in the continuous cooling transformation diagram shown in FIG. 5, rapid cooling is performed so as to suppress the formation of the ferrite phase.
  • the time until the start of cooling after hot rolling is more preferably within 1.5 seconds, and further preferably within 1.2 seconds. It is.
  • Figure 6 shows the relationship between the cooling rate during cooling after hot rolling and the IA r
  • the cooling temperature width ⁇ at this time was 150 ° C.
  • the cooling rate when the cooling rate is 70 ° C / s or more, IA r
  • Figure 7 shows the relationship between the cooling temperature range ⁇ during cooling after hot rolling and the I Ar
  • the cooling rate at this time was 150 ° C / s.
  • the temperature range ⁇ is preferably 13 p ° C or more, more preferably 160 ° C or more.
  • Figure 8 shows the relationship between Ar and cooling conditions and annealing conditions after hot rolling.
  • the hot rolling conditions as in the present invention are adopted, if continuous annealing is not performed in the ⁇ + y two-phase region, and if the hot rolling conditions as in the present invention are not adopted, the ⁇ + y two-phase region is not used. Even in continuous annealing, the ⁇ r value is large, and small Ar can be obtained at a normal rolling reduction only by combining the hot rolling conditions as in the present invention and continuous annealing in the two-phase region of ⁇ + ⁇ . I understand. This is the point of the book. In the production method of the present invention, when hot rolling a slab, the slab can be rolled after heating in a heating furnace, or can be directly rolled without heating.
  • the winding temperature after hot rolling may be such that a low-temperature transformation phase of 60% or more by volume is formed, and if the cooling conditions after hot rolling as in the present invention, the normal winding temperature Is enough.
  • the continuous annealing can be performed by a usual continuous annealing or a hot-dip galvanizing line.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention can be subjected to electro-zinc plating or hot-dip zinc plating. After the hot-dip zinc plating, an alloying treatment may be performed. Further, a coating treatment may be performed after the plating.
  • Some cold-rolled steel sheets were subjected to the electro-zinc plating line (EGL). Finally, the cold-rolled steel sheet was temper-rolled at a rolling reduction of 0.2 to 1.5%.
  • the microstructures of the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet were observed with a scanning electron microscope, and the grain size of the ferrite phase, the volume fraction of the low-temperature transformation phase, and the average interval between the low-temperature transformation phases were determined by image analysis.
  • r values and were calculated using JIS No. 5 tensile test pieces.
  • a tensile test was performed using a JI S5 tensile test piece to determine the strength TS and elongation E1 in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • a 200 iran X 200 mm test piece was stretched using a 150 m ⁇ ball-head punch to determine the limit overhang height.
  • the amount of the low-temperature transformation phase is within the scope of the present invention. , A sufficiently high limit overhang height cannot be obtained. This is probably because the cooling conditions after hot rolling differ greatly.

Landscapes

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

Abstract

本発明は、フェライト相と低温変態相からなり、フェライト相の平均粒径が20μm以下、低温変態相の体積率が0.1%以上10%未満であり、かつr値の面内異方性の絶対値|Δr|が0.15未満、板厚が0.4mm以上の高強度冷延鋼板を提供する。本発明の高強度冷延鋼板は、370-590MPaの強度を有し、張出し成形性、耐デント性、耐面ひずみ性、耐二次加工脆性、耐時効性、表面性状に優れるので、自動車の外板パネルなどに好適である。

Description

明 細 書 高強度冷延鋼板およぴその製造方法 技術分野 本発明は、 自動車内外板パネルなどに適した高強度冷延鋼板、 特に張出し成形 性に優れ、 370- 590MPaの引張強度を有する高強度冷延鋼板おょぴその製造方法 に関する。 背景技術 近年、 環境問題への配慮から自動車用鋼板の軽量化が推進され、 自動車内外板 パネルには、 より高強度な冷延鋼板の使用が検討されている。 自.動車内外板パネ ル用の冷延鋼板には、 優れた張出し成形性、 耐デント性、 耐面ひずみ性、 耐二次 加工脆性、耐時効性、および良好な表面性状などの特性が必要とされるが、現在、 自動車メーカーからはこうした特性を具備した 370 - 590MP3 の引張強度を有す る高強度冷延鋼板が強く要望されている。
これまで、例えば特開平 5 - 78784号公報には、 Ti添加極低炭素鋼に Mn、 Cr、 、 Pなどの固溶強化元素を多量に添加した 350- 500MPaの引張強度を有する 高強度冷延鋼板が提案されている。 - また、 特開 2001-207237 号公報ゃ特開平 2002-322537 号公報には、 C: 0.010-0.06%^ Si: 0.5 以下、 Mn: 0.5 以上 2.0未満 、 P: 0.20%以下、 S: 0.01%以下、 A1: 0.005- 0.10 、 : 0.005%以下、 Cr: 1.0 以下、 つ Mn+1.3Cr: 1.9-2.3 の成分を有し、 フェライト相と面積率で 20¾以下のマル テンサイト相を 50¾以上含む第 2相（低温変態相）からなる 500MPa未満の引張強 度を有する溶融亜鉛めつき鋼板（2相組織鋼板： DP鋼板）が提案されている。 しかしながら、 特開平 5 - 78784号公報に記載された高強度冷延鋼板は、'耐時 効性に劣り、 Siが多量のため表面性状が劣悪でめっき上の問題を生じたり、 Pが 多量のため耐ニ ！ェ脆性に劣るなどの問題がある。
一方、特開 2001 - 207237号公報ゃ特開 2002-322537号公報に記載された DP 鋼板は、 組織強ィ匕のためこうした問題はないが、 本発明者が追試したところ、 張 出し成形性が必ずしも十分でなく、 自動車の外板パネルには常に適用できるとは 限らないことがわかった。 発明の開示 本癸明は、.自動車のドアやフードなどの主として張出し成形により製造される 外板パネルに適用可能な 370- 590MPa の引張強度を有する高強度冷延鋼板およ びその製造方法を提供することを目的とする。 この目的は、 フェライト相と低温変態相からなり、 フェライト相の平均粒径が 20μι 以下、 低温変態相の体積率が 0.1¾以上： L0,も未満であり、 力つ r値の面内 異方性の絶対値 I Δ r Iが 0.15未満、板厚が 0.4 以上の高強度冷延鋼板によつ て達成される。
この高強度冷延鋼板は、例えば、実質的に、 mass で、 C: 0.05 未満、 Si： 2.0% 以下、 Mn: 0.6- 3.0 、 P: 0.08 以下、 S: 0.03 以下、 A1： 0.01- 0.1%、 N:0.01% ¾下、 残部 Feからなる成分を有する。
この高強度冷延鋼板は、 例えば、 こうした成分を有し、 体積率で 60 以上の低 温変態相を含む熱延鋼板を圧下率 60%超え 85¾未満で冷間圧延する工程と、 冷間 圧延後の鋼板を α + γの 2相域で連続焼鈍する工程とを有する製造方法により製 造できる。 図面の簡単な説明 図 1A、 IBは、 それぞれ本発明の高強度冷延鋼板と従来の DP鋼板のミクロ組 織を模式的に示した図である。 図 2は、フェライト相 Fの粒界に沿った隣接低温変態相 M間の間隔 1を説明す る図である。
図 3は、 集合組織と張出し成形性との関係を示す図である。
図 4は、 冷間圧延時の圧下率と焼鈍後の Δ Γの関係を示す図である。
図 5は、 本発明である熱延鋼板の組織形成を説明するための連続冷却変態図で ある。
図 6は、 熱間圧延後の冷却における冷却速度と焼鈍後の I A r |との関係を示す 図である。
図 7は、 熱間圧延後の冷却における冷却温度幅 Δ Τと焼鈍後の I Δ Γ |との関係 を示す図である。
図 8は、熱間圧延後の冷却条件および焼鈍条件と A rとの関係を示す図である。 発明を実施するための形態 本発明等が、自動車の外板パネルに適した 370- 590MPaの引張強度を有する高 強度冷延鋼板について検討を重ねた結果、 次ぎの（1 )、 （2 )のようにすれば、 張 出し成形性、 耐デント性、 耐面ひずみ性、 耐二次加工脆性、 耐時効性、 表面性状 ともに優れた冷延鋼板の得られることが明らかになつた。
( 1 )微細なフェライト相中に主としてマルテンサイト相からなる低温変態相を均 ：に分散させる。
(2 ) r値の面内異方性の絶対値 I A r |を小さくする。
以下に、 その詳細を説明する。
1 .ミクロ組織
上述したように、 フェライト単相の鋼板では、 高強度化のために Siや Pなど の自動車の外板パネルにとつて有害な元素を多量に添加せざるを得ず、 本発明の 目的を達成できない。
そこで、 組織強化により高強度化を図る必要があるが、 ただ単にフエライト相 とマルテンサイト相を主体にした低温変態相とからなる 2相組織にしただけでは、 十分な張出し成形性は得られない。 十分な張出し成形性を得るには、 平均粒径が 以下のフェライト相中に主としてマルテンサイト相からなる低温変態相 を 0.1¾以上 10%未満の体積率で均一に分散させる必要がある。 なお、 こうした 低温変態相はフェライト相の粒界に析出している。
フェライト相の平均粒径が 20 mを超えると、肌荒れを引き起こし、表面性状 が劣化するとともに張出し成形性の低下を引き起こす。 したがって、 この平均粒 径は 20 zm以下、 より好ましくは 15 im以下、 さらに好ましくは 以下と する。
主としてマルテンサイト相からなる低温変態相の体積率が 0.1¾未満あるいは 10 以上になると、 十分な張出し成形性が得られない。 したがって、 この体積率 は 0.1%以上 10 未満、 より好ましくは 0.5%以上 8 未満とする。 なお、 主とし てマノレテンサイト相からなる低温変態相は、 マノレテンサイト相以外に残留 γ相、 べィナイト相、パーライト相、炭ィヒ物が本発明の効果を阻害しない範囲である 40¾ 以下、 好ましくは 20 以下、 さらに好ましくは 10 以下含まれてもよい。
図 1A、 IBは、 それぞれ本発明の高強度冷延鋼板と従来の DP鋼板のミクロ組 織を模式的に示した図である。 .
本癸明の鋼板では、均一で微細なフェライト相 F中に、 フェライト相 Fの粒界 に沿って微細な低温変態相 Mが均一に分散している。一方、従来の DP鋼板では、 不均一で大きなフェライト相 F中に、フェライト相 Fの粒界に沿って大きな低温 変態相 Mが不均一に分散している。
'：.いま、 図 2に示すように、 フェライト相 Fの平均粒径を d( xm)とし、 フェラ イト相 Fの粒界に沿った隣接低温変態相 M間の間隔 1の平均値を L ( /im)とした とき、下記の（1)式を満足させると、 YPE1 (降伏点伸び）が消失し易く低 YP (降伏 点）ィ匕に有利となったり、 耐時効性をより向上できる。
L<3.5Xd (1)
なお、 L<3.lXd、 さらに Lく 2.4Xdにすることがより効果的である。
2. I Ar I
上記のミクロ組織に加え、 r値の面内異方性の絶対値 I ΔΓ|を 0.15未満にす ることが、 張出し成形性の向上には極めて重要である。
r値の面内異方性の絶対値 1 ΔΓ|をこのように小さくすることは、 鋼板をより 等方的（圧延方向に対して 0° 、 45° 、 90° の r値 r0、 r45、 r90が 1)にする ことを意味し、 これにより 2軸引張領域での降伏強度を低下させるので張出し成 形性が向上すると考えられる。
鋼板の等方性をより向上させるには、 r0、 r45、 r 90のうちの最大値 rmaxと 最小値 rminの差を 0.25以下、より好ましくは 0.2以下、さらに好ましくは 0.15 以下にすることが有効である。 また、 r90を 1.3以下、 より好ましくは 1.25以 下、 さらに好ましくは 1.2以下にすることがさらに効果的である。
r値は、鋼板の集合組織と関連していることは良く知られているところである。 図 3に集合組織と張出し成形性との闋係を示したが、横軸である {ill} <uvw> の方位群の X線ランダム強度比が 3.5以上、縦軸である同方位群の最大強度比と 最小強度比の差が 0.9以下であれば、すなわち鋼板がより等方的であれば、優れ た張出し成形性の得られることが確認できる。 ここで、 {111} <UVW>の方位群 の X線ランダム強度比や同方位群の最大強度比と最小強度比の差は、 例えば RINT2000 シリーズアプリケーションソフトウェア」 （三次元極点データ処理 プログラム）を用いた ODF解析法により求めた値 ある。 なお、 {111} く uvw> の方位群とは、 Bunge Type 出力の ψ =54.7° 、 2=45° の γファイバ一上の 方位群である。
I厶 r|を小さくするには、 ぶりき鋼板のように 85%を超える高い圧下率で冷間 圧延すれば可能になる場合もある。.しかし、 自動車の外板パネル用鋼板にはこう した高い圧下率は、 圧延性、 コスト、 品質の面から好ましくない。 したがって、 本発明は、 85 未満の冷延率で製造できる高強度冷延鋼板、すなわち板厚が 0.4mm 以上の高強度冷延鋼板に限定し、 ぶりき鋼板は本発明から除外する。
3.成分
本発明である高強度冷延鋼板の成分は、例えば、実質的に、 raassもで、 C: 0.05% 未満、 Si:2.0%以下、 Mn:0.6 - 3.0 、 P:0.08も以下、 S:0.03 以下、 Al:0.01— 0.1¾、 N:0.01%以下、 残部 Fe力 らなる。
C:Cは、鋼板の高強度ィ匕に必要な元素であるが、その量が 0.05 以上になると 張出し成形性の低下が著しく、 また溶接性の観点からも好ましくない。 したがつ て、 C量は 0.05%未満とする。 なお、 上記した体積率の低温変態相を形成させる ために、 C量は 0.005 以上に、 さらに 0.007¾以上にすることが好ましい。 S i： S i量が2 · 0 を超えると表面性状が劣化し、めっき密着性も著しく劣ィヒする。 したがって、 Si量は 2.0¾以下、 より好ましくは 1.0 以下、 さらに好ましくは 0.6%以下とする。
Mn: nは、 一般に鋼中の Sを MnSとして析出させてスラブの熱間割れを防止 するのに有効である。 また、 本発明では、 低温変態相を安定して形成させるため に、 0.6 以上添加することが必要である。 しかし、 Mn量が 3.0%を超えるとスラ ブコストの著しい上昇を招くだけでなく、成形性の劣化を招く。 したがって、 Mn 量は 0.6 - 3.0¾、 より好ま.しくは 0.8 以上 2.5 未満とする。
P： P量が 0.08 を超えると耐二次加工脆性を劣化させたり、亜鉛めつきの合金 化処理性を低下させる。 したがって、 P量は 0.08 以下、 より好ましくは 0.06¾ 以下とする。
S:Sは、 熱間加工性を低下させ、 スラブの熟間割れ感受性を高める有害な元素 である。 また、 その量が 0.03%を超えると微細な MnS として析出し成形性を劣 化させる。 したがって、 S量は 0.03%以下、 より好ましくは 0.02%以下、 さらに 好ましくは 0.015 以下とする。 なお、表面性状の観点から、 0.001 以上、 さら に 0.002 以上にすることが好ましい。
A1:A1は、 鋼の脱酸に寄与するとともに、 鋼中の不要な固溶 Nを A1Nとして 析出させる。 この効果は、 A1が 0.01%未満では十分ではなく、 0.1 を超えると 飽和する。 したがって、 A1量は 0.01- 0.1%とする。
N:Nは、 耐時効性の観点から固溶状態で残存させることは好ましくないので、 その量は少ない方がよい。 N量が 0.01¾を超えると過剰な窒ィ匕物の存在により延 性ゃ靭性が劣化する。 したがって、 N量は 0.01%以下、 より好ましくは 0.007¾ 以下、 さらに好ましくは 0.005%以下とする。
これらの元素に加え、 Cr:l¾以下、 Mo:l¾以下、 V:l¾以下、 B:0.01¾以下、 Ti: 0.1 以下、 Nb： 0.1¾以下のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素を添加 することは、 それぞれ以下の理由により有効である。
Cr、 Mo:Cr, o は、 焼入れ性を向上させ、 安定して低温変態相を形成させる のに有効な元素である。 また、 溶接時の熱影響部（HAZ)の軟ィ匕抑制にも効果があ る。 そのためには、 Cr、 Moの少なくとも一方を 0.005¾以上、 さらに 0.01¾以 上添加することが好ましい。 しかし、 それぞれの量が 1¾を超えると HAZの硬度 上昇が大きくなり過ぎるので、 Cr、 Moの量はそれぞれ 1も以下、 より好ましくは 0.8 以下、 さらに好ましくは 0.6 以下とする。 ''
V： Vは溶接時の HAZの軟化抑制に効果がある。 そのためには、 Vを 0.005% 以上、 さらに 0.007%以上添加することが好ましい。 しかし、 その量が 1 を超え ると HAZの硬度上昇が大きくなり過ぎるので、 V量は 1 以下、 より好ましくは 0.5%以下、 さらに好ましくは 0.3%以下とする。
B:Bは、 焼入れ性を向上させ、 安定して低温変態相を形成させるのに有効な元 素である。 そのためには、 Bを 0.0002%以上、 さらに 0.0003 以上添加するこ とが好ましい。 しかし、 その量が 0.01%を超えるとその効果は飽和するので、 e 量は 0.01%以下、 より好ましくは 0.005 以下、 さらに好ましくは 0.003 以下 とする。
Ti、 Nb:Ti、 Nbは、 窒ィヒ物を形成し、 鋼中の不要な固溶 Nを低減する働きが ある。 A1に代わりに、 Ti、 Nbにより固溶 Nを低減することにより成形性の向上 が期待できる。 そのためには、 Ti、 Nbの少なくとも一方を 0.005%以上、 さらに 0.008%以上添加することが好ましい。 し力 し、それぞれの量が 0.1 を超えると その効果は飽和するので、 Ti、Nb量はそれぞれ 0.1¾以下、より好ましくは 0.08% 以下とする。.ただし、 固溶 Nの低減に必要な量より過剰に Ti、 Nbを添加するこ は、 過剰 Ti、 Nbの炭ィヒ物が形成され、 低温変態相の安定形成を妨げるので好 ましくない。
4.製造条件
本発明の高強度冷延鋼板は、 上記の成分を有し、 体積率で 60 以上の低温変態 相を含む熱延鋼板を圧下率 60¾超え 85 ¾未満で冷間圧延し、 α + γの 2相域で連 続焼鈍すれば製造できる。 なお、 焼鈍後に低温変態相をより安定して形成させる には、 Acl変態点 -（Acl変態点 +80)°C、 より好ましくは Acl変態点 -（Acl変 態点 + 50 ) °Cの範囲で焼鈍する必要がある。
上述したように、 張出し成形性、 耐デント性、耐面ひずみ性、耐二次加工脆性、 耐時効性、 表面性状ともに優れた冷延鋼板を得るための要件である（1)微細なフ ェライト相中に主としてマ テンサイト相からなる低温変態相を均一に分散させ ることと（2 ) r値の面内異方性の絶対値 I Δ Γ |を小さくすることを実現させるに は、 冷間圧延前の熱延鋼板が体積率で 60¾以上、 より好ましくは 70¾以上、 さら' に好ましくは 80 以上の低温変態相を含むようにする必要がある。
そのメカニズムは必ずしも明らかでないが、 次ぎのように考えられる。
すなわち、 従来のフェライト相 +パーライト相からなる組織の熱延鋼板の場合 は、 a + γの 2相域での焼鈍時に炭化物の溶け残りが存在しゃすく、 また熱延鋼 板のパーライト相の分布を反映して、 粗大な y相が不均一に疎に存在する状態と なる。 その結果、 不均一に粗大化したフェライト相と比較的粗大で不均一に分散 した低温変態相からなる組織を形成する。
—方、 本発明のように低温変態相を体積率で 6 ( ^以上含む熱延鋼板の場合は、 焼鈍時の昇温過程で微細炭化物は一旦フェライト相中に溶け込み、 α + γの 2相 域での均熱時に、 フェライト相の粒界から均一に密に微細 y相が生成する。 その 結果、 フェライト相は均一で細粒となり、 低温変態相も微細に均一分散する。 そ して、 本発明のように低温変態相を含む熱延鋼板 場合は、 従来のフェライト相 +パーライト相からなる 2相組織の場合と異なり、変態集合組織が形成されるの で、 これが見かけ上冷間圧延の歪付与と同等な効果をもたらし、 後述するように 60- 85%の通常の圧下率でも I A r |を小さくできる。
なお、 熱延鋼板の低温変態相とは、 ァシキユラ一フェライトネ目、 ベィニテイツ タフェライト相、べィナイト相、マルテンサイト相およびそれらの混合相である。 図 4に、 こうした低温変態相を含む熱延鋼板を圧下率を変えて冷間圧延し、 OL + γの 2相域で連続焼鈍したときの圧下率と I Δ r Iの関係を示す。
冷間圧延時の圧下率が 60 超え 85%未満で 0 . 15未満の I A r |が得られる。 体積率で 60も以上の低温変態相を含む熱延鋼板を製造するには、 例えば、 上記 した本発明範囲の成分を有する鋼スラブを、 Ar3変態点以上で熟間圧延後 2秒以 内に冷却を開始し、 かつ 70°C/s以上の冷却速度で 100°C以上の温度幅にわたつ て冷却すれば得られる。 これは、 図 5に示す連続冷却変態図において、 フェライ ト相の形成を抑制するように急冷することを意味する。 なお、 熱間圧延後の冷却 開始までの時間は、 より好ましくは 1 . 5秒以内、 さらに好ましくは 1 . 2秒以内 である。
図 6に、 熱間圧延後の冷却における冷却速度と焼鈍後の I A r |の関係を示す。 このときの冷却温度幅 Δ τは 150°Cとした。
冷却速度を 70°C/s以上にすると、 I A r |が 0 . 15未満になることがわかる。 なお、 冷却速度は、 100°C/s超え、 より好ましくは 130°C/s超えにすることが 効果的であ 。
図 7に、 熱間圧延後の冷却における冷却温度幅 Δ Τと焼鈍後の I A r |との関係 を示す。 このときの冷却速度は 150°C/sとした。
冷却温度幅 Δ Τを 100°C以上にすると、 I A r |が 0 . 15未満になることがわか る。 なお、 この温度幅 Δ Τは、 好ましくは 13p°C以上、 より好ましくは 160°C以 上である。
図 8に、 熱間圧延後の冷却条件および焼鈍条件と A rとの関係を示す。
本発明のような熱延条件を採用しても α + yの 2相域で連続焼鈍しないと、 ま た、本発明のような熱延条件を採用せずに α + yの 2相域で連続焼鈍しても、 Δ r 値は大きく、 本発明のような熱延条件とひ + γの 2相域での連続焼鈍とを組み合 わせて始めて通常の圧下率で小さな A.rの得られることがわかる。 これが本突明 のポイントである。 本発明の製造方法においては、 スラブを熱間圧延するにあたって、 加熱炉で加 熱後に圧延するか、 または加熱することなく直接圧延することができる。 また、 熱間圧延後の卷取温度は、 体積率で 60%以上の低温変態相を形成されればよく、 本発明のような熱間圧延後の冷却条件であれば、 通常の卷取温度で十分である。 連続焼鈍は通常の連続焼鈍や溶融亜鉛めつきラインで行うことができる。
本発明の高強度冷延鋼板には、 電気亜鉛系めつきや溶融亜鉛系めつきを行うこ とができる。 また、 溶融亜鉛系めつき後、 合金化処理を施してもよい。 さらに、 めつき後に被膜処理を施してもよい。 実施例
表 1に示す鋼 No . 1-15の鋼を溶製後、 連続鎳造によりスラブを製造した。 鋼 No . 1-11は、いずれも本発明範囲内の成分を有している。一方、鋼 No . 12 - 15 では、それぞれ C量、 Si量、 Mn量が本発明範囲外である？なお、本発明鋼 No . 1-11 の Ar3変態点は 820°C以上であり、 Acl変態点と Ac3変態点は 740- 850°Cの範 囲内にある。
これらのスラブを 1200°Cに加熱後、 表 2に示す仕上温度で熱間圧延後、 表 2 に示す冷却開始時間、 冷却速度、 冷却温度幅 Δ Τで冷却し、 通常の卷取温度で卷 取り、 熱延鋼板を製造した。 その後、 熱延鋼板を酸洗し、 表 2に示す圧下率で板 厚 0 . 75 に冷間圧延を行い、連続焼鈍ライン（CAL)あるいは連続溶融亜鉛めつ きライン（CGL)で連続焼鈍して引張強度カ 400ΜΡ3以下、 400MPa超え 500 Pa 以下、 5 O OMPa超えレベルの冷延鋼板 No . 1-30を製造した。 焼鈍は表 2に示す 均熱温度で行った。 一部の冷延鋼板には、 電気亜鉛めつきライン（EGL)でめつき 処理を施した。 こうした冷延鋼板を、 最後に圧下率 0 . 2- 1 . 5%で調質圧延した。 そして、 熱延鋼板と冷延鋼板のミクロ組織を走査型電子顕微鏡で観察し、 フエ ライト相の粒径、 低温変態相の体積率、 低温変態相間の平均間隔を画像解析して 求めた。 また、 JIS 5号引張試験片を用い、 r値や を計算した。 さらに、 JI S5 号引張試験片を用い引張試験を行い、 圧延方向と直交する方向の強度 TS と伸び E1を求めた。張出し成形性を評価するために、 200iranX 200mmの試験片を 150m Φの球頭ポンチを用いて張出し成形し、 限界張出し高さを求めた。
結果を、 表 3に示す。
-成分、 フェライト相の粒径、 低温変態相の体積率、 I厶2：|が全て本発明範囲内 にある鋼板 No . 1 - 5、 10、 15、 16、 18、 20、 22、 23、 25 - 28は、 同一強度レべ ルで比較すると、 こうした条件が本発明範囲外である比較例に比べて限界張出し 高さが高く、 張出し成形性に優れることがわかる。
なお、特開 2001-207237号公報ゃ特開平 2002 - 322537号公報の実施例と同 —条件で作製した比較例の鋼板 No . 7は、 低温変態相の量は本発明範囲内である が、 が大きいため十分に高い限界張出し高さが得られない。 これは熱間圧延 後の冷却条件が大きく異なっているためと考えられる。
Figure imgf000013_0001
Figure imgf000014_0001
表 3
熱延後の低温 低温変態相 低温変態相間
鋼板 TS El 限界張出し
目の x— rmin r90
No. 変態ネ 割合 の体積率 の平均間隔し 3.5 x d rma
(MPa) (%) 備
unm)
1 93 14.4 0.5 18.5 50.4 0.06 0.16 1.09 374 44.0 60.1 発明
2 83 15.9 0.4 32.1 55.7 -0.01 0.13 1.37 364 39.7 58.0 発明
3 100 10.8 1.4 11.5 37.8 0.04 0.09 1.06 391 42.7 59.2 発明
4 77 1 1.4 1.2 20.4 39.9 0.1 1 0.14 1.08 382 42.9 58.7 発明
5 62 13.3 0.9 28.2 46.6 0.14 0.19 1.12 371 43.2 58.2 発明
6 0 15.9 0.9 56.4 55.フ 0.48 0.63 1.41 377 38.6 54.8 比較
7 0 14.2 3.1 52.2 49.7 0.34 0.50 1.38 385 37.6 53.4
8 78 13.1 3.3 34.5 45.9 0.18 0.26 1.21 398 36.1 51.9 比較
9 15 17.3 0 一 ― 0.31 0.43 2.05 356 39.9 54.9 比較
10 92 7.9 2.4 9.1 27.7 0.03 0.05 1.03 442 39.6 56.7 発明
1 1 25 10.4 1.6 25.0 36.4 0.37 0.55 1.37 412 36.5 52.9 比較
12 10 9.2 1.3 28.6 32.2 0.54 0.68 1.43 422 35.9 51.7 比較
13 0 9.7 1.5 35.1 34.0 0.42 0.58 1.39 417 36.1 51.4 比較
14 0 1 1.3 1.8 40.3 39.6 -0.46 0.49 0.69 409 37.4 52.3 比較
15 95 6.7 2.6 7.9 23.5 0.06 0.09 1.05 460 38.4 55.7 発明
16 68 7.6 1.9 23.5 26.6 0.09 0.12 1.07 449 38.6 547 発明
17 87 6.5 0 — — 0.40 0.49 1.24 461 33.9 50.4 比較
18 91 6.4 3.4 8.2 22.4 0.06 0.23 1.14 477 37.1 55.2 発明
19 88 8.5 1.1 16.5 29.8 - 0.43 0.45 0.93 465 32.7 49.5 比較
20 69 6.5 4.1 9.3 22.8 0.09 0.22 1.15 489 36.4 54.1 発明
21 45 20.5 0.7 フ2.5 71.8 0.08 0.43 1.22 452 37.8 50.6 比較
22 79 6.2 4.4 14.5 21.7 0.12 0.23 1.21 515 34.8 51.8 発明
23 91 5.9 6.1 6.8 20.7 0.14 0.18 1.14 548 34.2 51.7 発明
24 89 8.2 5.9 16.0 28.7 -0.33 0.37 0.79 531 30.1 46.5 比較
25 88 6.2 6.2 6.6 21.7 0.00 0.04 1.01 545 34.4 51.6 発明
26 90 7.4 4.9 21.5 25.9 0.09 0.23 1.25 522 34.3 51.0 発明
27 98 5.1 7.9 5.6 17.9 0.07 0.10 1.06 572 33.3 50.2 発明
28 100 4.1 9.8 5.5 14.4 0.14 0.18 1.14 590 32.4 49.5 発明
29 100 5.2 10.8 5.1 18.2 0.31 0.47 1.38 609 29.2 44
30 91 4.8 14.3 4.3 16.8 0.48 0.66 1.45 645 28.3 42 比較

Claims

請求 の 範 囲
1. フェライト相と低温変態相からなり、 前記フェライト相の平均粒径が 20 u m以下、 前記低温変態相の体積率が 0.1%以上 10%未満であり、 かつ r値の面内 異方性の絶対値 I Δ r Iが 0.15未満、 板厚が 0.4mm以上の高強度冷延鋼板。
2.フェライト相の平均粒径を d (； zm)としたとき、 前記フェライト相の粒界に 沿った隣接低温変態相間の間隔の平均値 L (^m)が下記の（1)式を満足する請求 の範囲 1の高強度冷延鋼板。
. L<3.5Xd (1)
3. 圧延方向に対して 0° 、 45° 、 90° の r値、 r0、 r45、 r90のうちの最大 値 rmaxと最小値 rminの差が 0.25以下である請求の範囲 1の高強度冷延鋼板。
4. 圧延方向に対して 0° 、 45° 、 90° の r値、 r0、 r45、 r90のうちの最大 値 rmaxと最小値 rminの差が 0.25以下である請求の範囲 2の高強度冷延鋼板。
5. 圧延方向に対して 90° の r値 r90が 1.3以下である請求の範囲 1の高強 度冷延鋼板。
6. 圧延方向に対して 90° の r値 r90が 1.3以下である請求の範囲 2の高強 度冷延鋼板。
7. 実質的 ίこ、 mass で、 C: 0.05 未満、 Si: 2.0 以下、 Mn:0.6— 3.0%、 P: 0.08¾以下、 S: 0.03 以下、 A1: 0.01-0.1%, N: 0.01 以下、残部 Fe力 らな る請求の範囲 1の高強度冷延鋼板。
8. 実質的に、 mass で、 C: 0.05 未満、 Si: 2.0も以下、 Mn: 0.6-3.0%、 P: 0.08¾以下、 S: 0.03 以下、 A1: 0.01-0.1%, N: 0.01%以下、残部 Feからな る請求の範囲 2の高強度冷延鋼板。
■9. 実質的 ίこ、 mass で、 C:0.05 未満、 Si:2.0%以下、 Mn:0.6-3.0%, P:0.08 以下、 S:0.03 以下、 A1: 0.01-0.1%, N:0.01%以下、残部 Fe力 らな る請求の範囲 3の高強度冷延鋼板。
10. 実質的に、 mass¾で、 C: 0.05 未満、 Si :2.0 以下、 Mn:0.6-3.0%, Ρ:0.08¾·¾下、 S:0.03%以下、 A1: 0.01-0.1%, N:0.01 以下、残部 Fe力 らな る請求の範囲 4の高強度冷延鋼板。
11. 実質的 ίこ、 mass¾で、 C:0.05¾未満、 Si:2.0 以下、 Mn:0.6— 3.0%、 P: 0.08 以下、 S: 0.03 以下、 Al:0.01- 0.1¾、 N: 0.01%以下、残部 Fe力 らな る請求の範囲 5の高強度冷延鋼板。
12. 実質的 Iこ、 mass¾で、 C: 0.05 未満、 Si:2.0¾以下、 Mn: 0.6-3.0%, P:0.08%以下、 S:0.03 以下、 Al:0.01— 0.1%、 N:0.01%以下、残部 Fe力 らな る請求の範囲 6の高強度冷延鋼板。
13. さらに、 Cr:l 以下、 Mo:l%以下、 V:l 以下、 B:0.01%以下、 Ti:0.1% 以下、 Nb： 0.1¾以下のなかから攀ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求 の範囲 7の高強度冷延鋼板。
14. さらに、 Cr:l 以下、 Mo:l%以下、 V:l 以下、 B: 0.01%以下、 Ti:0.1 以下、 Nb： 0.1 以下のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求 の範囲 8の高強度冷延鋼板。
15. さらに、 Cr:l 以下、 Mo:l%以下、 V:l 以下、 B:0.01 以下、 Ti:0.1¾ 以下、 Nb： 0.1 以下のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求 の範囲 9の高強度冷延鋼板。
16. さらに、 Cr:l%以下、 Mo:l¾以下、 V:l%以下、 B: 0.01 以下、 Ti： 0.1¾ 以下、 ： 0.1¾以下のなかから選ばれた少'なくとも 1種の元素を含有する請求 の範囲 10の高強度冷延鋼板。
17. さらに、 Cr:l 以下、 Mo:l¾以下、 V:l 以下、 B: 0.01%以下、 Ti:0.1¾ 以下、 ： 0.1 以下のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求 の範囲 11の高強度冷延鋼板。
18. さらに、 Cr:l%以下、 Mo:l 以下、 V:l¾以下、 B:0.01%以下、 Ti:0.1 以下、 Nb： 0.1%以下のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請求 の範囲 12の高強度冷延鋼板。
19. 請求の範囲 7から 18のいずれか一つの成分を有し、 体積率で 60 以上の 低温変態相を含む熱延鋼板を、 圧下率 60%超え 85も未満で冷間圧延する工程と、 前記冷間圧延後の鋼板を、 a + yの 2相域で連続焼鈍する工程と、 を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
20.熱延鋼板が、 Ar3変態点以上で熟間圧延後 2秒以内に冷却が開始され、 力 つフ0で /s以上の冷却速度で 100°C以上の温度幅にわたって冷却された熱延鋼板 である請求の範囲 19の高強度冷延鋼板の製造方法。
PCT/JP2003/007939 2002-06-25 2003-06-23 高強度冷延鋼板およびその製造方法 WO2004001084A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CA002469022A CA2469022C (en) 2002-06-25 2003-06-23 High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
MXPA04007457A MXPA04007457A (es) 2002-06-25 2003-06-23 Hoja de acero laminada en frio de alta resistencia y proceso para la produccion de la misma.
KR1020047010376A KR100605355B1 (ko) 2002-06-25 2003-06-23 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
EP03733553A EP1516937B1 (en) 2002-06-25 2003-06-23 High-strength cold rolled steel sheet and process for producing the same
US10/496,433 US7559997B2 (en) 2002-06-25 2003-06-23 High-strength cold rolled steel sheet and process for producing the same
DE60319534T DE60319534T2 (de) 2002-06-25 2003-06-23 Hochfestes kaltgewalztes stahlblech und herstellunsgverfahren dafür
JP2004515550A JPWO2004001084A1 (ja) 2002-06-25 2003-06-23 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2002185093 2002-06-25
JP2002-185093 2002-06-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2004001084A1 true WO2004001084A1 (ja) 2003-12-31

Family

ID=29996722

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2003/007939 WO2004001084A1 (ja) 2002-06-25 2003-06-23 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US7559997B2 (ja)
EP (1) EP1516937B1 (ja)
JP (1) JPWO2004001084A1 (ja)
KR (1) KR100605355B1 (ja)
CN (1) CN100408711C (ja)
AT (1) ATE388249T1 (ja)
CA (1) CA2469022C (ja)
DE (1) DE60319534T2 (ja)
MX (1) MXPA04007457A (ja)
TW (1) TW573022B (ja)
WO (1) WO2004001084A1 (ja)

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007162082A (ja) * 2005-12-15 2007-06-28 Jfe Steel Kk 耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板の製造方法
KR100831449B1 (ko) * 2004-03-11 2008-05-21 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성 및 구멍 확장성이 우수한 용융 아연 도금 복합고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2009108364A (ja) * 2007-10-30 2009-05-21 Jfe Steel Corp 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2009263713A (ja) * 2008-04-24 2009-11-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板ならびにこれらの製造方法。
JP2011140688A (ja) * 2010-01-06 2011-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP2011140687A (ja) * 2010-01-06 2011-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP2011140686A (ja) * 2010-01-06 2011-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP2012031466A (ja) * 2010-07-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2012052150A (ja) * 2010-08-31 2012-03-15 Jfe Steel Corp 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US8137487B2 (en) 2004-10-06 2012-03-20 Nippon Steel Corporation Method of production of high strength thin-gauge steel sheet excellent in elongation and hole expandability
CN103993147A (zh) * 2014-05-12 2014-08-20 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
US9816153B2 (en) 2011-09-28 2017-11-14 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and method of manufacturing the same
WO2018147211A1 (ja) 2017-02-13 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板とその製造方法
JP2018528323A (ja) * 2015-07-24 2018-09-27 ポスコＰｏｓｃｏ 耐時効性及び焼付硬化性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びその製造方法
WO2020166231A1 (ja) * 2019-02-15 2020-08-20 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20070181232A1 (en) * 2004-03-25 2007-08-09 Posco Cold rolled steel sheet and hot dipped steel sheet with superior strength and bake hardenability and method for manufacturing the steel sheets
US8273117B2 (en) * 2005-06-22 2012-09-25 Integran Technologies Inc. Low texture, quasi-isotropic metallic stent
JP4461112B2 (ja) * 2006-03-28 2010-05-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板
WO2008075444A1 (ja) * 2006-12-20 2008-06-26 Jfe Steel Corporation 冷延鋼板およびその製造方法
CN101956133B (zh) * 2010-10-29 2012-09-05 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 一种低屈服强度耐时效连退冷轧钢板及其生产方法
US9702031B2 (en) * 2010-11-29 2017-07-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Bake-hardenable high-strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR101638715B1 (ko) * 2012-01-31 2016-07-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 발전기 림용 열연 강판 및 그 제조 방법
TWI468534B (zh) 2012-02-08 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度冷軋鋼板及其製造方法
TWI488979B (zh) * 2012-07-31 2015-06-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Cold-rolled steel sheet, zinc-based galvanized cold-rolled steel sheet, molten galvanized cold-rolled steel sheet, alloyed hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, and the like
CN103060703B (zh) 2013-01-22 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法
CN103451507B (zh) * 2013-08-29 2017-07-21 鞍钢股份有限公司 一种降低冷轧汽车板夹杂缺陷率的方法
TWI507542B (zh) * 2014-08-08 2015-11-11 China Steel Corp 細晶低碳鋼材之製造方法及其應用
KR102556444B1 (ko) * 2020-12-29 2023-07-18 현대제철 주식회사 우수한 내덴트 특성을 가지는 내덴트성 냉연강판, 내덴트성 도금강판 및 그 제조방법
TWI768666B (zh) * 2021-01-20 2022-06-21 中國鋼鐵股份有限公司 高成形性冷軋鋼材及其製造方法
KR20230043353A (ko) 2021-09-24 2023-03-31 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
KR20230044048A (ko) 2021-09-24 2023-04-03 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
KR20230043352A (ko) 2021-09-24 2023-03-31 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0218363B2 (ja) * 1984-05-22 1990-04-25 Kawasaki Steel Co
EP0432498A2 (en) * 1989-11-16 1991-06-19 Kawasaki Steel Corporation High tensile cold rolled steel sheet and high tensile not dip galvanized steel sheet having improved stretch flanging property and process for producing same
JPH08176735A (ja) * 1994-12-20 1996-07-09 Kawasaki Steel Corp 缶用鋼板とその製造方法
JP2001073077A (ja) * 1999-03-19 2001-03-21 Nkk Corp 面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1307956C (en) * 1988-05-10 1992-09-29 Raymond G. Spain Method for making 3d fiber reinforced metal/glass matrix composite article
CN1025224C (zh) * 1989-11-16 1994-06-29 川崎制铁株式会社 拉伸翻边特性优良的高强度冷轧钢板及熔融镀锌钢板以及它们的制造方法
JP3016636B2 (ja) 1991-09-12 2000-03-06 新日本製鐵株式会社 成形性の良好な高強度冷延鋼板
JP2669231B2 (ja) * 1991-10-26 1997-10-27 住友金属工業株式会社 面内異方性の小さい高ｒ値冷延鋼板の製造法
DE69325791D1 (de) 1992-09-14 1999-09-02 Nippon Steel Corp Ferristisch einphasiges kaltgewalztes Stahlblech oder zinkplattiniertes Stahlblech zum Tiefziehen ohne Kaltalterungserscheinungen und Verfahren zu dessen Herstellung
JPH0741903A (ja) * 1993-08-02 1995-02-10 Nippon Steel Corp 加工性に優れ異方性の小さい深絞り用熱延鋼板およびその製造方法
JP2772237B2 (ja) * 1994-03-29 1998-07-02 川崎製鉄株式会社 面内異方性が小さいフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
CA2271639C (en) * 1997-09-11 2006-11-14 Kawasaki Steel Corporation Hot rolled steel sheet having ultra fine grains with improved formability, and production of hot rolled or cold rolled steel sheet
JPH11343538A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Kawasaki Steel Corp 高密度エネルギービーム溶接に適した冷延鋼板およびその製造方法
JP2000239786A (ja) * 1999-02-18 2000-09-05 Kawasaki Steel Corp 冷延用母板および面内異方性の小さい深絞り用冷延鋼板ならびにその製造方法
JP3750789B2 (ja) 1999-11-19 2006-03-01 株式会社神戸製鋼所 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CA2368504C (en) 2000-02-29 2007-12-18 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof
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
DE60121233T2 (de) 2000-05-26 2006-11-09 Jfe Steel Corp. Hochfestes Kaltgewalztes Stahlblech mit hoch r-Wert, exzellenter Reckalterungseigenschaften und Alterungsbeständigkeit sowie Verfahren zur dessen Herstellung
JP4665302B2 (ja) * 2000-11-02 2011-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 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
US6543078B1 (en) 2000-07-24 2003-04-08 Eastman Kodak Company Apparatus and method for cleaning object having generally irregular surface features
JP3907963B2 (ja) 2001-04-25 2007-04-18 株式会社神戸製鋼所 延性および張り出し成形性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN1318438A (zh) * 2001-06-05 2001-10-24 宁波宝新不锈钢有限公司 铁素体、马氏体不锈钢带的冷轧加工

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0218363B2 (ja) * 1984-05-22 1990-04-25 Kawasaki Steel Co
EP0432498A2 (en) * 1989-11-16 1991-06-19 Kawasaki Steel Corporation High tensile cold rolled steel sheet and high tensile not dip galvanized steel sheet having improved stretch flanging property and process for producing same
JPH08176735A (ja) * 1994-12-20 1996-07-09 Kawasaki Steel Corp 缶用鋼板とその製造方法
JP2001073077A (ja) * 1999-03-19 2001-03-21 Nkk Corp 面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板およびその製造方法

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100831449B1 (ko) * 2004-03-11 2008-05-21 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성 및 구멍 확장성이 우수한 용융 아연 도금 복합고강도 강판 및 그 제조 방법
US8137487B2 (en) 2004-10-06 2012-03-20 Nippon Steel Corporation Method of production of high strength thin-gauge steel sheet excellent in elongation and hole expandability
JP4715496B2 (ja) * 2005-12-15 2011-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板の製造方法
JP2007162082A (ja) * 2005-12-15 2007-06-28 Jfe Steel Kk 耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板の製造方法
JP2009108364A (ja) * 2007-10-30 2009-05-21 Jfe Steel Corp 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2009263713A (ja) * 2008-04-24 2009-11-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力冷延鋼板および高張力めっき鋼板ならびにこれらの製造方法。
JP2011140688A (ja) * 2010-01-06 2011-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP2011140687A (ja) * 2010-01-06 2011-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP2011140686A (ja) * 2010-01-06 2011-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP2012031466A (ja) * 2010-07-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2012052150A (ja) * 2010-08-31 2012-03-15 Jfe Steel Corp 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US9816153B2 (en) 2011-09-28 2017-11-14 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and method of manufacturing the same
CN103993147A (zh) * 2014-05-12 2014-08-20 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
CN103993147B (zh) * 2014-05-12 2016-06-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
JP2018528323A (ja) * 2015-07-24 2018-09-27 ポスコＰｏｓｃｏ 耐時効性及び焼付硬化性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びその製造方法
US10907233B2 (en) 2015-07-24 2021-02-02 Posco Hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet with excellent aging resistance properties and bake hardenability, and method for manufacturing same
WO2018147211A1 (ja) 2017-02-13 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板とその製造方法
US11453927B2 (en) 2017-02-13 2022-09-27 Jfe Steel Corporation Cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
WO2020166231A1 (ja) * 2019-02-15 2020-08-20 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP1516937A1 (en) 2005-03-23
CN1625608A (zh) 2005-06-08
US7559997B2 (en) 2009-07-14
JPWO2004001084A1 (ja) 2005-10-20
DE60319534T2 (de) 2009-03-26
KR20040066935A (ko) 2004-07-27
KR100605355B1 (ko) 2006-07-31
CN100408711C (zh) 2008-08-06
EP1516937A4 (en) 2005-06-22
TW200401040A (en) 2004-01-16
DE60319534D1 (de) 2008-04-17
CA2469022A1 (en) 2003-12-31
TW573022B (en) 2004-01-21
US20040261919A1 (en) 2004-12-30
CA2469022C (en) 2008-08-26
MXPA04007457A (es) 2005-07-13
EP1516937B1 (en) 2008-03-05
ATE388249T1 (de) 2008-03-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2004001084A1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
US10526679B2 (en) Method for manufacturing a hot dip galvanized and galvannealed steel sheet having excellent elongation properties
US10941467B2 (en) Cold-rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof
CN114015933A (zh) 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法
JP5865516B2 (ja) 溶接性及び曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法
EP3730636A1 (en) High-strength steel sheet having excellent processability and method for manufacturing same
EP3009527A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP2013177673A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2762581A1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for producing same
KR20120113791A (ko) 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
JP2013122072A (ja) 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法
JP2010013700A (ja) 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR102098482B1 (ko) 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP2023554277A (ja) 延性及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2009068039A (ja) エネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2013227635A (ja) 高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度冷延鋼板の製造方法、及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2005171319A (ja) 延性および伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
KR101505252B1 (ko) 성형성이 우수한 저항복비 특성을 갖는 자동차 외판재용 냉연강판 및 그 제조 방법
JP5655436B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4428075B2 (ja) 伸びフランジ成形性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101657835B1 (ko) 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP4517629B2 (ja) 耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板、めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP4396007B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた高張力高加工性熱延鋼板およびその製造方法
JP5246283B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2023534825A (ja) 成形性及び加工硬化率に優れた鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): CA CN JP KR MX US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LU MC NL PT RO SE SI SK TR

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: 10496433

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2469022

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2003733553

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020047010376

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2004515550

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 20038028603

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: PA/a/2004/007457

Country of ref document: MX

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2003733553

Country of ref document: EP

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 2003733553

Country of ref document: EP