JP3724298B2

JP3724298B2 - Cold-rolled steel sheet excellent in composite formability and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP3724298B2
Application number: JP33501999A
Authority: JP
Inventors: 毅藤田; 俊明占部; 学田野; 弘二松林; 賢一三塚; 勝己中島; 浩平長谷川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-11-25
Filing date: 1999-11-25
Publication date: 2005-12-07
Anticipated expiration: 2019-11-25
Also published as: JP2001152286A

Description

【発明の属する技術分野】
本発明は、フード、ドア、フェンダ、サイドパネル等の自動車パネルに用いられる鋼板に関し、特に、絞り成形や張出し成形等の複合成形において優れた成形性を有する冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
最近、自動車ボディ用鋼板に対しては、部品の一体成形化による部品点数の削減およびプレス工程の省略化の両方を満足させる極めて高いプレス成形性が要求されるようになってきている。特に、フロントフェンダやサイドパネルのように複雑な形状の部品を一体成形する場合には、絞り成形のみならず、絞り成形性と張出し成形性との複合成形性が重要となる。
【０００３】
プレス成形性を向上させるために鋼板のｒ値や伸びを高める技術は、従来より多数提案されている。例えば、特開平５−２７９７９７号公報には、極低炭素鋼板にＮｂ、Ｔｉを添加し、平均ｒ値を２．８以上、１０〜２０％の加工硬化指数（ｎ値）を０．２６以上とすることが提案されている。
【０００４】
また、特公平７−０６２２０９号公報には、極低炭素鋼板にＮｂ，Ｔｉを添加し、鋼板の圧延方向と４５°方向の引張り強さを２８．５〜３１．０ｋｇｆ／mm^２（２７９．３〜３０３．８ＭＰａ）とし、圧延方向と４５°方向のｒ値を１．９０以上とする技術が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、フロントフェンダやサイドパネルのように複雑な形状を有する複合成形部品では、上記のようなｒ値や伸びを高める技術が必ずしも効果的でなく、プレスワレが頻発することがある。
【０００６】
例えば、上記特開平５−２７９７９７号公報に開示された技術は、深絞り成形および高歪み域（１０〜２０％）の張出し成形に対しては有効であるが、低歪み域（１０％以下）における歪み伝播が十分でない場合には、プレス時のパンチ底近傍での歪み発生量が小さくなるとともに、パンチ側壁部で過大な歪みが発生してワレが生じてしまう。
【０００７】
また、上記特公平７−０６２２０９号公報に開示された技術は対象とする部品がホイルハウスインナーであり、このような部品を複合成形する場合に成形性を支配するのは絞りビード部および深い絞り成形部である。そのため、張出し部主体のワレに対しては必ずしも有効ではない。また、このプレス成形性は、ダイス肩Ｒ部における鋼板流入量の制御により決まるため、しわ押さえ力の調整が困難となり、成形可能領域が得られない場合がある。なお、このような成形様式では、流入の代わりにひずみ伝播を利用することで成形性を向上するとともに成形条件を緩和することもできるが十分ではない。
【０００８】
本発明は、以上の点に鑑みてなされたものであって、フード、ドア、フェンダ、サイドパネルといった自動車パネル等に要求される絞り、張出し等の複合成形における耐破断性に優れる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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、鋼板をフェンダやサイドパネル等に複合成形する際の成形性について詳細に検討を行った結果、絞りや張出し等の複合成形性に対しては、ｒ値を向上させることとともに、特に、プレス成形時における成形体側壁部のパンチやダイ肩近傍といった破断危険部における歪みの集中を回避することが有効であり、そのためには低歪み域でのｎ値を適正化し、側壁部の平面歪み領域での歪み伝播やパンチ底部における低歪み域での塑性流動（歪み伝播）を促進することが効果的であることを見出した。
【００１０】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（４）を提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）：１．３〜５．２（ただし、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓであり、Ｔｉ^＊≦０の場合にはＴｉ^＊＝０とし、Ｎｂ、Ｔｉ^＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％）であり、さらに、下記（１）式、（２）式を満足することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板。
１３．９≦ｒ＋５０．０（ｎ） ……（１）
２．６≦ｒ＋２．０（ｎ） ……（２）
ただし、ｒ：面内平均ｒ値、
ｎ：１〜１０％の引張り歪み域での平均加工硬化指数ｎ値
【００１１】
（２）質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、Ｃ＋Ｎ：０．００３０％以下、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）：２．２〜４．５（ただし、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓであり、Ｔｉ^＊≦０の場合にはＴｉ^＊＝０とし、Ｎｂ、Ｔｉ^＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％）であり、さらに、下記（１）式、（２）式を満足することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板。
１３．９≦ｒ＋５０．０（ｎ） ……（１）
２．６≦ｒ＋２．０（ｎ） ……（２）
ただし、ｒ：面内平均ｒ値、
ｎ：１〜１０％の引張り歪み域での平均加工硬化指数ｎ値
【００１２】
（３）上記（１）または（２）において、質量％で、Ｖ：０．０４％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、Ｂ：０．０００８％以下の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板。
【００１３】
（４）上記（１）から（３）のいずれかの冷延鋼板を製造するにあたり、鋼スラブに熱間圧延を施した後、ランナウトテーブルにおいて中間温度が７２０℃以下になるまで冷却してから、５６０〜６６０℃で巻き取り、その後、圧延率７０〜８５％で冷間圧延を行い、７８０〜８８０℃の焼鈍温度で連続焼鈍することを特徴とする複合成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について、成分組成、引張特性、製造条件に分けて具体的に説明する。
１．成分組成
本発明における鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３５％を含有し、残部実質的にＦｅからなり、かつ、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）：１．３〜５．２（ただし、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓであり、Ｔｉ^＊≦０の場合にはＴｉ^＊＝０とし、Ｎｂ、Ｔｉ^＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％）を満足する。また、好ましくは、上記組成を有し、かつ、Ｃ＋Ｎ：０．００３０％以下、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）：２．２〜４．５を満足する。その限定理由は、以下のとおりである。
【００１５】
Ｃ：０．００２０％以下
Ｃは、低歪み域（１〜１０％）でのｎ値に影響をおよぼす元素であり、固溶状態では転位と相互作用をおよぼしｎ値を低下させ、ＮｂＣの状態では極めて微細な場合にｎ値を低下させる。このようなｎ値の低下は０．００２０％を超えると生じるため、ｎ値を向上させる観点からＣ含有量を０．００２０％以下とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは冷延鋼板の場合、０．０５％を超えて過剰に添加されると化成処理性が劣化し、溶融亜鉛めっきの場合はめっき密着性が劣化する。また、延性を高く維持するためには０．０５％以下とする必要がある。このため、Ｓｉ含有量を０．０５％以下とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．０５〜０．３５％
Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして析出させ、スラブの熱間割れを防止する元素である。本発明においては、ＴｉによりＳを固定しているので、Ｍｎ含有量は一般鋼より低くても問題はないが、０．０５％未満では溶銑予備処理コストが上昇する。一方、Ｍｎ含有量が０．３５％を超えると固溶強化により降伏強度が上昇し、ｎ値が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を０．０５〜０．３５％とする。
【００１８】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界脆化元素であり、その含有量は低く抑えるべきであるが、Ｐ含有量を低減するには脱Ｐコストがかかる。一方、Ｐは、Ｍｎと同様に固溶強化元素であり、０．０２５％を超える添加では降伏強度が上昇するため、ｎ値が低下する。以上の点を考慮して、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。
【００１９】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは不可避的不純物として鋼中に存在する。Ｓ含有量が増えると延性が劣化するとともに、ＴｉＳを形成するため、後述する有効Ｔｉ量（Ｔｉ^＊）が減少する。そのため、Ｓ含有量を０．０１５％以下とする。
【００２０】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％
ｓｏｌ．Ａｌは、ＮをＡｌＮとして固定するが、本発明においてはＴｉを添加してＮをＴｉＮとして固定するため、通常の場合に比較してＡｌ添加量を低減することができる。本発明では、Ａｌ脱酸することでＴｉの酸化を抑制して有効Ｔｉ量を確保するとともに、表面欠陥の発生を抑制するため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１〜０．０６％とする。
【００２１】
Ｎ：０．００２０％以下
Ｎは、Ｃと同様に低歪み域（１〜１０％）のｎ値に影響をおよぼす元素であり、固溶状態では転位と相互作用をおよぼしｎ値を低下させ、ＴｉＮの状態では極めて微細な場合にｎ値を低下させる。このようなｎ値の低下は０．００２０％を超えると生じるため、ｎ値を向上させる観点からＮ含有量を０．００２０％以下とする。
【００２２】
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％
Ｎｂは、固溶Ｃを固定し、ｎ値、ｒ値を向上させるため、重要な元素である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では、十分にＣを固定することができず、優れた複合成形性の鋼板が得られない。一方、０．０４０％を超えると固溶Ｎｂが増大し、ｎ値が低下する。このため、Ｎｂ含有量を０．０１０〜０．０４０％とする。
【００２３】
Ｔｉ：０．００３〜０．０３５％
Ｔｉは、固溶Ｎを固定し、ｎ値、ｒ値を向上させるため、重要な元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．００３％未満では十分にＮを固定することができず、優れた複合成形性の鋼板が得られない。一方、０．０３５％を超えるとＴｉＣの析出が顕著となり、ＮｂＣの形成が抑制されるため、粗大ＴｉＣと微細ＮｂＣが析出して析出物サイズが不均一となり、高いｎ値が安定して得られない。このため、Ｔｉ含有量は０．００３〜０．０３５％とする。
【００２４】
（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）：１．３〜５．２
Ｔｉ^＊は、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ（ただし、Ｔｉ^＊≦０の場合にはＴｉ^＊＝０とし、Ｎｂ、Ｔｉ^＊、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓは質量％である）で表される値であり、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）は、ｎ値を向上させるために重要な成分バランスである。上記の通り、ＮｂはＣを固定し、ＴｉはＣおよびＮを固定する元素であるが、鋼中のＣに対して十分な量のＮｂおよびＴｉを添加することによって、炭・窒化物を粗大化し、ｎ値を安定して向上することができる。図１は、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：〜０．０４％を含有する鋼について、上記（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）の値が低歪み域（１〜１０％）におけるｎ値におよぼす影響を調べた結果である。図１より、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）の値を１．３以上とすれば０．２４以上の高いｎ値が得られ、特に２．２〜４．５の範囲とすれば０．２６以上の極めて高いｎ値が得られていることが分かる。一方、５．２を超えると固溶Ｎｂの影響が顕著となり、ｎ値が著しく低下する。このため、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）の値は１．３〜５．２の範囲とし、より好ましい値を２．２〜４．５とする。
【００２５】
Ｃ＋Ｎ：０．００３０％以下
Ｃ、Ｎは、固溶状態において転位と相互作用を及ぼしｎ値を低下させるため、本発明においてはＮｂ、Ｔｉにより析出物として固定するが、この析出物の量もｎ値に影響を及ぼす。図２は、Ｃ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３０％以下を含有し、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）が２．２〜４．５の範囲にある鋼について、Ｃ＋Ｎが低歪み域（１〜１０％）におけるｎ値に及ぼす影響を調査した結果である。図２より、Ｃ＋Ｎが０．００４０％以下の領域ではｎ値が高くなっており、特にＣ＋Ｎが０．００３０％以下の領域において最も高いｎ値が得られていることが分かる。したがって、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）が２．２〜４．５の場合に、Ｃ＋Ｎが０．００３０％であることが好ましい。
【００２６】
なお、本発明においては、上記以外の成分元素として、Ｃを固定するためにＶ，Ｚｒを０．０４％以下、Ｎを固定するためにＢを０．０００８％以下の範囲で、１種または２種以上を添加してもよい。
【００２７】
２．引張特性
本発明の鋼板は、下記（１）式、（２）式を満足する引張特性を有している。
１３．９≦ｒ＋５０．０（ｎ） ……（１）
２．６≦ｒ＋２．０（ｎ） ……（２）
ただし、ｒ：面内平均ｒ値、ｎ：１〜１０％の引張り歪み域での平均加工硬化指数ｎ値である。
【００２８】
ここで、面内平均ｒ値は、以下のようにして算出される。
［面内平均ｒ値］＝（［ｒ０］＋２［ｒ４５］＋［ｒ９０］）／４
ただし、［ｒ０］：鋼板圧延方向でのｒ値、［ｒ４５］：鋼板圧延方向に対し４５°方向でのｒ値、［ｒ９０］：鋼板圧延方向に対し９０°方向でのｒ値である。
【００２９】
また、平均加工硬化指数ｎ値は、以下のようにして算出される。
［平均加工硬化指数ｎ値］＝（［ｎ０］＋２［ｎ４５］＋［ｎ９０］）／４
ただし、［ｎ０］：鋼板圧延方向でのｎ値、［ｎ４５］：鋼板圧延方向に対し４５°方向でのｎ値、［ｎ９０］：鋼板圧延方向に対し９０°方向でのｎ値である。
【００３０】
なお、上記（１）式は絞り性、（２）式は張出し性に関するを評価するもので、これらの式のｒ値、ｎ値は、ＪＩＳ５号引張試験で得られる値である。このときのｒ値、ｎ値は、表面処理鋼板の場合はめっき剥離後の母材の特性値である。
【００３１】
また、ｎ値の歪み範囲は、従来の高歪み域（１０〜２０％）ではなく、１〜１０％の低歪み域である。これは、フロントフェンダやサイドパネル等の実部品の実態を詳細に調査した結果から知見したものである。図３は、図４に示す実部品スケールのフロントフェンダモデル成形品の破断危険部位近傍の相当歪み分布の一例を示す。図３に示すように破断危険部位は側壁部となっているが、パンチ底接触部に発生する歪みは０．１０以下となっている。
【００３２】
図５は横軸にｎ値をとり、縦軸にｒ値をとって、絞り性および張出し性に与えるこれらの影響を示すものである。図５より、上記（１）式を満足する引張特性の場合、ＪＳＣ２７０Ｆよりも優れた絞り成形性（ＬＤＲ）が得られ、上記（２）式を満足する引張特性の場合、パンチ側壁部に相当する平面歪み領域においてＪＳＣ２７０Ｆよりも高いハット成形高さが得られることがわかる。本発明鋼は、上記（１）式と上記（２）式を満足する引張特性を有しており、絞り成形性と張り出し成形性に優れているので、絞り成形や張出し成形等の複合成形によってフロントフェンダやサイドパネル等を一体成形しても、プレスワレが生じることはない。
【００３３】
なお、絞り成形性については５０mm径の円筒成形時の限界絞り値（ＬＤＲ）で評価し、張出し成形性については、実パネル成形をシミュレートして、図６に示すハット型成形試験により評価した。
【００３４】
３．製造条件
本発明においては、上記鋼板を製造するにあたり、上記組成の鋼スラブに熱間圧延を施した後、ランナウトテーブル（ホットランテーブル）において中間温度が７２０℃以下になるまで冷却（ランナウトテーブル冷却：スプレー方式またはラミナ方式）してから、５６０〜６６０℃で巻き取り、その後、圧延率７０〜８５％で冷間圧延を行い、７８０〜８８０℃の焼鈍温度で連続焼鈍する。
【００３５】
中間温度：７２０℃以下
中間温度は、ｒ値、ｎ値に影響を及ぼす重要な条件である。高いｒ値を得るには熱延板フェライト粒の微細化と炭・窒化物（析出物）の粗大化が有効であり、高いｎ値を得るには析出物を均一に粗大化することが重要である。フェライト粒の微細化には仕上圧延後の急冷が必要であり、ＮｂとＴｉの複合添加においては、中間温度が７２０℃以下となるように冷却することで、高いｒ値を得ることができる。一方、析出物の粗大化には（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）を高めることが大きく寄与するが、仕上熱延後の巻取りまでの冷却段階でのＮｂＣの析出において、適切に析出を制御しない場合、析出物のサイズ分布が不均一となり、高いｎ値を安定して得ることができない。すなわち、巻取りまでの冷却段階での析出を抑制し、巻取り後に均一に析出および粗大化させる。図７は、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）＝３．０の鋼について、中間温度が低歪み域（１〜１０％）のｎ値におよぼす影響を調査した結果である。図７より、中間温度が７２０℃以下で安定して高いｎ値が得られることが確認される。
【００３６】
巻取温度：５６０〜６６０℃
熱延の際の巻取り工程においては、析出物が粗大化され、鋼板のｒ値およびｎ値が向上する。しかし、巻取温度が５６０℃未満では析出物が十分に粗大化しないため、ｒ値およびｎ値の向上効果が得られない。一方、６６０℃を超える場合、結晶粒が粗大となり優れたｒ値が得られない。このため、巻取温度は５６０〜６６０℃とする。
【００３７】
冷間圧延時の圧延率：７０〜８５％
冷間圧延時の圧延率（冷圧率）はｒ値とｎ値に影響をおよぼし、冷圧率が７０％未満の場合、優れたｒ値が得られず、一方、８５％を超えるような高い冷圧率の場合、結晶粒が微細となり優れたｎ値が得られない。このため、冷圧率は７０〜８５％とする。
【００３８】
焼鈍温度：７８０〜８８０℃
連続焼鈍における焼鈍温度はｒ値とｎ値に影響をおよぼし、焼鈍温度が７８０℃未満の場合、ｒ値、ｎ値ともに十分な値が得られない。一方、８８０℃を超えるような場合、異常粒成長を生じて材質劣化を招くおそれがある。このため、焼鈍温度は７８０〜８８０℃の範囲とする。
【００３９】
本発明鋼板は、スラブの熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍などの一連の工程を経て製造され、必要に応じてめっき処理がなされる。熱延プロセスは、スラブ加熱後に圧延する方法、連続鋳造後に短時間の加熱を施してから圧延する方法、あるいは連続鋳造後に加熱工程を省略して直ちに圧延する方法のいずれでもよい。これらいずれの場合でも、優れた表面性状を付与するためには一次スケールのみならず熱間圧延時に生成する二次スケールについても十分に除去することが好ましい。なお、熱間圧延中においては、バーヒータにより加熱を行ってもよい。また、熱延仕上温度は材質確保のためＡｒ_３点以上とする。
【００４０】
本発明の冷延鋼板は、焼鈍後、その表面に電気めっきまたは亜鉛系めっきを施して亜鉛系めっき鋼板として使用することもでき、この場合にもパネル加工後に所望の表面品質と成形性を得ることができる。亜鉛系めっきとしては、純亜鉛めっき、合金化めっき（亜鉛めっき後に合金加熱処理して得られた亜鉛めっき）、亜鉛−Ｎｉ合金めっき等があげられる。また、めっき後に有機皮膜処理を施した鋼板においても同様の性能を付与することができる。
【００４１】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す鋼板Ｎｏ．１〜８の鋼（数字は質量％）を溶製後、連続鋳造によりスラブとし、１２５０℃に加熱後、仕上温度８８０〜９１０℃、中間温度６８０℃、巻取温度６４０℃で板厚３．２mmの熱延板とした後、板厚０．８０mmまで冷間圧延し、その後連続焼鈍（焼鈍温度：８５０℃）・溶融亜鉛めっきを実施した。連続焼鈍・溶融亜鉛めっきでは、焼鈍後４６０℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、直ちにインライン合金化処理炉で５００℃でめっき層の合金化処理を行なった。連続焼鈍・溶融亜鉛めっき後、圧下率０．７％の調質圧延を行なった。表２に、これらの鋼板のめっき剥離後の機械的特性、複合成形性の評価結果を示す。また、表２にｒ＋２．０（ｎ）およびｒ＋５０．０（ｎ）の値も併せて示す。複合成形性の評価は、限界絞り比（ＬＤＲ）とハット成形高さ（Ｈ）を求めて行なった。なお、表１中Ｒは、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）を示す。
【００４２】
【表１】

【００４３】
【表２】

【００４４】
これらの表に示すように、本発明の成分組成を有し、かつ、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）、ｒ＋５０．０（ｎ）およびｒ＋２．０（ｎ）の値を本発明の範囲とすることによって、複合成形性の優れた冷延鋼板を得ることができることが確認された。また、Ｃ＋Ｎが０．００３０％以下の場合（鋼番４）の場合に、特に複合成形性に優れていることが確認された。
【００４５】
一方、比較鋼は、複合成形性が従来材レベルであるか、あるいはそれよりも劣っており、特に、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）の値（Ｒ値）が本発明範囲外となった場合にはｎ値が低くなり、優れたハット成形高さ（Ｈ）が得られない。また、ｒ＋５０．０（ｎ）やｒ＋２．０（ｎ）の値が本発明範囲外となった場合には、それぞれハット成形高さ（Ｈ）や限界絞り比（ＬＤＲ）が低くなり、優れた複合成形性が得られない。
【００４６】
［実施例２］
表１に示す鋼番１，４の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブとし、１２５０℃に加熱後、仕上温度８８０〜９１０℃、中間温度６６０〜７６０℃、巻取温度５００〜７００℃で板厚２．４〜６．０mmの熱延板とした後、圧延率６７〜８７％で冷間圧延し、板厚０．８０mmとした。その後、焼鈍温度７５０〜９００℃において連続焼鈍あるいは連続焼鈍・溶融亜鉛めっきを実施した。連続焼鈍・溶融亜鉛めっきでは、焼鈍後４６０℃で溶融亜鉛めっき処理を行い、直ちにインライン合金化処理炉で５００℃でめっき層の合金化処理を行なった。連続焼鈍・溶融亜鉛めっき後、圧下率０．７％の調質圧延を行なった。表３にこれらの鋼板のめっき剥離後の機械的特性、複合成形性の評価結果を示す。複合成形性の評価は、限界絞り比（ＬＤＲ）とハット成形高さ（Ｈ）を求めて行なった。
【００４７】
【表３】

【００４８】
表３に示すように、本発明の製造条件を満足し、かつ、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）、ｒ＋５０．０（ｎ）およびｒ＋２．０（ｎ）の値を本発明の範囲とすることによって、複合成形性の優れた冷延鋼板を得ることができることが確認された。また、Ｃ＋Ｎが０．００３０％以下の鋼番４においては、特に複合成形性に優れていることが確認された。
【００４９】
一方、本発明の製造条件を満足しない比較鋼は、複合成形性が従来材レベルあるいはそれよりも劣っており、特に、中間温度が高い、あるいは巻取温度が低い、冷延率が高い、焼鈍温度が低い場合には、ｎ値が低くなり、優れたハット成形高さの鋼板を得ることができない。また、ｒ＋５０．０（ｎ）やｒ＋２．０（ｎ）の値が本発明範囲外となった場合には、それぞれハット成形高さ（Ｈ）や限界絞り比（ＬＤＲ）が低くなり、優れた複合成形性が得られない。
【００５０】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、低歪み域での歪み伝播に影響をおよぼすＣ，Ｎ，Ｎｂ，Ｔｉおよびｒ値、ｎ値、熱延条件、冷延率、焼鈍条件を適切に制御することにより、絞り成形性と張出し成形性からなる複合成形性に優れ、プレスワレを生じることなくフロントフェンダやサイドパネル等の複雑な形状に複合成形することが可能な冷延鋼板を得ることができ、産業上極めて有意義である。
【図面の簡単な説明】
【図１】（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）とｎ値との関係を示すグラフ。
【図２】Ｃ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３０％以下を含有し、（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）が２．２〜４．５の範囲にある鋼について、Ｃ＋Ｎが低歪み域（１〜１０％）におけるｎ値に及ぼす影響を調査した結果を示すグラフ。
【図３】図４に示した実部品スケールのフロントフェンダモデル成形品の破断危険部位近傍の相当歪み分布の一例を示すグラフ。
【図４】フロントフェンダモデル成形品と、その破断危険部位を示す概略図。
【図５】ｎ値およびｒ値と、絞り成形性および張出し成形性との関係を示すグラフ。
【図６】ハット型成形試験の概略図。
【図７】（１２Ｎｂ）／（９３Ｃ）＋（１２Ｔｉ^＊）／（４８Ｃ）＝３．０の鋼について、中間温度が低歪み域（１〜１０％）のｎ値におよぼす影響を調査した結果を示すグラフ。BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel plate used for automobile panels such as hoods, doors, fenders, side panels, and more particularly to a cold-rolled steel plate having excellent formability in composite forming such as draw forming and stretch forming, and a method for manufacturing the same.
[ 0002 ]
[Prior art]
Recently, steel sheets for automobile bodies have been required to have extremely high press formability that satisfies both the reduction of the number of parts by integrating the parts and the omission of the pressing process. In particular, when a complicatedly shaped part such as a front fender or a side panel is integrally formed, not only draw forming but also composite formability of draw formability and stretch formability becomes important.
[ 0003 ]
Many techniques for increasing the r value and elongation of a steel sheet in order to improve press formability have been proposed. For example, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-279797, Nb and Ti are added to an extremely low carbon steel sheet, the average r value is 2.8 or more, and the work hardening index (n value) of 10 to 20% is 0.26 or more. Has been proposed.
[ 0004 ]
In Japanese Patent Publication No. 7-062209, Nb and Ti are added to an extremely low carbon steel plate, and the tensile strength in the rolling direction and 45 ° direction of the steel plate is 28.5 to 31.0 kgf / mm ² (279. 3 to 303.8 MPa), and a technique for setting the r value in the rolling direction and the 45 ° direction to 1.90 or more has been proposed.
[ 0005 ]
[Problems to be solved by the invention]
However, in a composite molded part having a complicated shape such as a front fender or a side panel, the technology for increasing the r value and the elongation as described above is not always effective, and press cracking may occur frequently.
[ 0006 ]
For example, the technique disclosed in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-279797 is effective for deep drawing and stretch forming in a high strain region (10 to 20%), but a low strain region (10% or less). When the propagation of strain is insufficient, the amount of strain generated in the vicinity of the punch bottom during pressing is reduced, and excessive strain is generated at the side wall of the punch, resulting in cracking.
[ 0007 ]
Further, in the technology disclosed in the above Japanese Patent Publication No. 7-062209, the target part is a wheel house inner, and when such a part is composite-molded, it is the squeeze bead portion and the deep squeeze that dominates the formability. It is a molding part. Therefore, it is not necessarily effective for cracks mainly made of the overhang portion. In addition, since this press formability is determined by controlling the amount of steel sheet inflow at the die shoulder R portion, it is difficult to adjust the wrinkle holding force, and the formable region may not be obtained. In such a molding mode, it is possible to improve moldability and relax molding conditions by using strain propagation instead of inflow, but it is not sufficient.
[ 0008 ]
The present invention has been made in view of the above points, and is a cold-rolled steel sheet excellent in fracture resistance in composite molding such as drawing and overhanging required for automobile panels such as hoods, doors, fenders, side panels, and the like. It aims at providing the manufacturing method.
[ 0009 ]
[Means for Solving the Problems]
The inventors of the present invention have studied in detail the formability when compositely forming a steel sheet into a fender, a side panel, etc. As a result of improving the r value for composite formability such as drawing and overhanging. In particular, it is effective to avoid concentration of distortion in a fracture risk part such as a punch or die shoulder near the side wall of the molded product during press molding. For this purpose, the n value in the low strain region is optimized and the side wall It has been found that it is effective to promote strain propagation in the plane strain region and plastic flow (strain propagation) in the low strain region at the bottom of the punch.
[0010]
The present invention has been completed based on the above findings, and provides the following (1) to (4).
(1) By mass%, C: 0.0020% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.05 to 0.35%, P: 0.025% or less, S: 0.015% or less, sol. Al: 0.01 to 0.06%, N: 0.0020% or less, Nb: 0.010 to 0.040%, Ti: 0.003 to 0.035%, and the remainder from Fe and inevitable impurities And (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C): 1.3 to 5.2 (where Ti ^* = Ti− (48/14) N− (48/32) S Yes, when Ti ^* ≦ 0, Ti ^* = 0, Nb, Ti ^* , Ti, C, N, and S are mass%), and further satisfy the following formulas (1) and (2) A cold-rolled steel sheet with excellent composite formability.
13.9 ≦ r + 50.0 (n) (1)
2.6 ≦ r + 2.0 (n) (2)
Where r: in-plane average r value,
n: Average work hardening index n value in a tensile strain range of 1 to 10%.
(2) By mass%, C: 0.0020% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.05 to 0.35%, P: 0.025% or less, S: 0.015% or less, sol. Al: 0.01 to 0.06%, N: 0.0020% or less, Nb: 0.010 to 0.040%, Ti: 0.003 to 0.035%, and the remainder from Fe and inevitable impurities And C + N: 0.0030% or less, (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C): 2.2 to 4.5 (where Ti ^* = Ti− (48/14) N -(48/32) S, when Ti ^* ≦ 0, Ti ^* = 0, Nb, Ti ^* , Ti, C, N, and S are mass%), and the following formula (1) A cold-rolled steel sheet excellent in composite formability characterized by satisfying the formula (2).
13.9 ≦ r + 50.0 (n) (1)
2.6 ≦ r + 2.0 (n) (2)
Where r: in-plane average r value,
n: Average work hardening index n value in a tensile strain range of 1 to 10%.
(3) In the above (1) or (2), by mass%, V: 0.04% or less, Zr: 0.04% or less, B: 0.0008% or less A cold-rolled steel sheet excellent in composite formability characterized by
[0013]
(4) In producing one of the cold-rolled steel sheet of (1) to (3), after performing hot rolling steel slab, was cooled to an intermediate temperature is 720 ° C. or less in the runout table A cold-rolled steel sheet excellent in composite formability, which is rolled up at 560 to 660 ° C., then cold-rolled at a rolling rate of 70 to 85% and continuously annealed at an annealing temperature of 780 to 880 ° C. Production method.
[ 0014 ]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be specifically described by dividing it into component compositions, tensile properties, and production conditions.
1. Component Composition The steel sheet in the present invention is in mass %, C: 0.0020% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.05 to 0.35%, P: 0.025% or less, S: 0 .015% or less, sol. Al: 0.01 to 0.06%, N: 0.0020% or less, Nb: 0.010 to 0.040%, Ti: 0.003 to 0.035% , the remainder substantially from Fe And (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C): 1.3 to 5.2 (where Ti ^* = Ti− (48/14) N− (48/32) S Yes, when Ti ^* ≦ 0, Ti ^* = 0, and Nb, Ti ^* , Ti, C, N, and S are mass %). Further, preferably, it has the above composition and satisfies C + N: 0.0030% or less and (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C): 2.2 to 4.5. The reason for limitation is as follows.
[ 0015 ]
C: 0.0020% or less C is an element that affects the n value in the low strain region (1 to 10%), and in the solid solution state, it interacts with dislocations to lower the n value, thereby reducing the NbC state. In this case, the n value is lowered in the case of extremely fine patterns. Since such a decrease in n value exceeds 0.0020%, the C content is set to 0.0020% or less from the viewpoint of improving the n value.
[ 0016 ]
Si: 0.05% or less In the case of a cold-rolled steel sheet, Si is excessively added in excess of 0.05%, and chemical conversion property deteriorates. In the case of hot dip galvanizing, plating adhesion deteriorates. Moreover, in order to maintain high ductility, it is necessary to make it 0.05% or less. For this reason, Si content shall be 0.05% or less.
[ 0017 ]
Mn: 0.05 to 0.35%
Mn is an element that precipitates S in steel as MnS and prevents hot cracking of the slab. In the present invention, since S is fixed by Ti, there is no problem even if the Mn content is lower than that of general steel, but if it is less than 0.05%, the hot metal preliminary treatment cost increases. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.35%, the yield strength increases due to solid solution strengthening, and the n value decreases. Therefore, the Mn content is set to 0.05 to 0.35%.
[ 0018 ]
P: 0.025% or less P is a grain boundary embrittlement element, and its content should be kept low. However, reducing the P content requires de-P cost. On the other hand, P is a solid solution strengthening element like Mn, and if added over 0.025%, the yield strength increases, so the n value decreases. Considering the above points, the P content is set to 0.025% or less.
[ 0019 ]
S: 0.015% or less S is present in steel as an inevitable impurity. When the S content increases, ductility deteriorates and TiS is formed, so that an effective Ti amount (Ti ^* ) described later decreases. Therefore, the S content is 0.015% or less.
[ 0020 ]
sol. Al: 0.01 to 0.06%
sol. Al fixes N as AlN, but in the present invention, Ti is added and N is fixed as TiN. Therefore, the amount of Al added can be reduced as compared with a normal case. In the present invention, by deoxidizing Al, the oxidation of Ti is suppressed to ensure an effective amount of Ti, and the occurrence of surface defects is suppressed. Al content shall be 0.01-0.06%.
[ 0021 ]
N: 0.0020% or less N is an element that affects the n value in the low strain region (1 to 10%) as in C. In the solid solution state, N affects the dislocation and decreases the n value. In the TiN state, the n value is lowered when it is extremely fine. Since such a decrease in the n value exceeds 0.0020%, the N content is set to 0.0020% or less from the viewpoint of improving the n value.
[ 0022 ]
Nb: 0.010 to 0.040%
Nb is an important element for fixing solute C and improving the n value and the r value. However, if the Nb content is less than 0.010%, C cannot be sufficiently fixed, and a steel sheet having excellent composite formability cannot be obtained. On the other hand, when it exceeds 0.040%, the solid solution Nb increases and the n value decreases. For this reason, Nb content shall be 0.010-0.040%.
[ 0023 ]
Ti: 0.003 to 0.035%
Ti is an important element for fixing solute N and improving the n value and the r value. However, if the Ti content is less than 0.003%, N cannot be sufficiently fixed, and a steel sheet having excellent composite formability cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.035%, TiC precipitation becomes remarkable and NbC formation is suppressed, so that coarse TiC and fine NbC are precipitated and the precipitate size becomes nonuniform, and a high n value is stably obtained. I can't. For this reason, Ti content is made into 0.003 to 0.035%.
[ 0024 ]
(12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C): 1.3-5.2
Ti ^* is Ti ^* = Ti− (48/14) N− (48/32) S (where Ti ^* = 0 when Ti ^* ≦ 0, Nb, Ti ^* , Ti, C, N, S is a mass %), and (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) is an important component balance in order to improve the n value. As described above, Nb fixes C, and Ti is an element that fixes C and N. By adding a sufficient amount of Nb and Ti to C in the steel, the carbon / nitride is coarsened. And the n value can be stably improved. FIG. 1 shows that the above (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) value is low strain for steel containing Nb: 0.005 to 0.05% and Ti: to 0.04%. It is the result of investigating the influence on the n value in the region (1 to 10%). From FIG. 1, when the value of (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) is set to 1.3 or more, a high n value of 0.24 or more can be obtained. It can be seen that an extremely high n value of 0.26 or more is obtained in the above range. On the other hand, when it exceeds 5.2, the effect of the solid solution Nb becomes remarkable, and the n value is remarkably lowered. For this reason, the value of (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) is set to a range of 1.3 to 5.2, and a more preferable value is set to 2.2 to 4.5.
[ 0025 ]
C + N: 0.0030% or less C and N are fixed as precipitates by Nb and Ti in the present invention because they interact with dislocations and lower the n value in the solid solution state. n value is affected. FIG. 2 contains C: 0.0030% or less, N: 0.0030% or less, and (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) is in the range of 2.2 to 4.5. It is the result of investigating the influence which C + N has on the n value in a low strain region (1 to 10%) for a certain steel. FIG. 2 shows that the n value is high in the region where C + N is 0.0040% or less, and in particular, the highest n value is obtained in the region where C + N is 0.0030% or less. Therefore, when (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) is 2.2 to 4.5, it is preferable that C + N is 0.0030%.
[ 0026 ]
In the present invention, as component elements other than the above, V and Zr are 0.04% or less for fixing C, and B is 0.0008% or less for fixing N, Two or more kinds may be added.
[ 0027 ]
2. Tensile properties The steel sheet of the present invention has tensile properties satisfying the following formulas (1) and (2).
13.9 ≦ r + 50.0 (n) (1)
2.6 ≦ r + 2.0 (n) (2)
However, r is an in-plane average r value, and n is an average work hardening index n value in a tensile strain region of 1 to 10%.
[ 0028 ]
Here, the in-plane average r value is calculated as follows.
[In-plane average r value] = ([r0] +2 [r45] + [r90]) / 4
However, [r0]: r value in the steel plate rolling direction, [r45]: r value in the 45 ° direction with respect to the steel plate rolling direction, and [r90]: r value in the 90 ° direction with respect to the steel plate rolling direction.
[ 0029 ]
The average work hardening index n value is calculated as follows.
[Average work hardening index n value] = ([n0] +2 [n45] + [n90]) / 4
However, [n0]: n value in the steel plate rolling direction, [n45]: n value in the 45 ° direction with respect to the steel plate rolling direction, and [n90]: n value in the 90 ° direction with respect to the steel plate rolling direction.
[ 0030 ]
The above formula (1) evaluates the drawability, and the formula (2) evaluates the stretchability. The r value and n value of these formulas are values obtained by the JIS No. 5 tensile test. In this case, the r value and the n value are characteristic values of the base material after plating peeling in the case of a surface-treated steel sheet.
[ 0031 ]
Further, the strain range of the n value is not a conventional high strain region (10 to 20%) but a low strain region of 1 to 10%. This is based on the results of detailed investigations of actual parts such as front fenders and side panels. FIG. 3 shows an example of the equivalent strain distribution in the vicinity of the risk of fracture of the actual part scale front fender model molded article shown in FIG. As shown in FIG. 3, the risk of breakage is a side wall portion, but the strain generated at the punch bottom contact portion is 0.10 or less.
[ 0032 ]
FIG. 5 shows these influences on the drawability and the overhang property, with the n value on the horizontal axis and the r value on the vertical axis. FIG. 5 shows that drawability (LDR) superior to JSC270F is obtained in the case of tensile properties satisfying the above formula (1), and corresponds to the punch side wall portion in the case of tensile properties satisfying the above formula (2). It can be seen that a hat forming height higher than that of JSC270F can be obtained in the plane strain region. The steel according to the present invention has tensile properties satisfying the above formulas (1) and (2) and is excellent in drawability and stretchability. Even if the front fender, the side panel, etc. are integrally formed, press cracking does not occur.
[ 0033 ]
The drawability was evaluated by a limit drawing value (LDR) at the time of forming a 50 mm diameter cylinder, and the stretch formability was evaluated by simulating actual panel forming and evaluated by a hat mold forming test shown in FIG. .
[0034]
3. In the manufacturing conditions present invention, in manufacturing the steel sheet, was subjected to hot rolling steel slab having the above composition, cooling the runout table (hot run table) to an intermediate temperature is 720 ° C. or less (runout table cooling: After spraying at 560 to 660 ° C., cold rolling is performed at a rolling rate of 70 to 85%, and continuous annealing is performed at an annealing temperature of 780 to 880 ° C.
[ 0035 ]
Intermediate temperature: 720 ° C. or less The intermediate temperature is an important condition that affects the r value and the n value. In order to obtain a high r value, refinement of hot-rolled sheet ferrite grains and coarsening of charcoal / nitrides (precipitates) are effective. To obtain a high n value, it is important to uniformly coarsen the precipitates. It is. Rapid refining after finish rolling is required for refinement of ferrite grains, and in the combined addition of Nb and Ti, a high r value can be obtained by cooling so that the intermediate temperature is 720 ° C. or lower. On the other hand, increasing the (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) greatly contributes to the coarsening of the precipitate, but the precipitation of NbC in the cooling stage until the winding after finish hot rolling ^. However, if the precipitation is not properly controlled, the size distribution of the precipitate becomes non-uniform, and a high n value cannot be obtained stably. That is, precipitation at the cooling stage until winding is suppressed, and precipitation and coarsening are uniformly performed after winding. FIG. 7 shows the results of investigating the influence of intermediate temperature on the n value in the low strain region (1 to 10%) for steel of (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) = 3.0. It is. From FIG. 7, it is confirmed that a high n value is stably obtained at an intermediate temperature of 720 ° C. or lower.
[ 0036 ]
Winding temperature: 560-660 ° C
In the winding process during hot rolling, precipitates are coarsened, and the r value and n value of the steel sheet are improved. However, when the coiling temperature is less than 560 ° C., the precipitates are not sufficiently coarsened, so that the effect of improving the r value and the n value cannot be obtained. On the other hand, when it exceeds 660 ° C., the crystal grains are coarse and an excellent r value cannot be obtained. For this reason, winding temperature shall be 560-660 degreeC.
[ 0037 ]
Rolling ratio during cold rolling: 70 to 85%
The rolling ratio (cold pressure ratio) during the cold rolling affects the r value and the n value, and when the cold pressure ratio is less than 70%, an excellent r value cannot be obtained, whereas it exceeds 85%. In the case of a high cold pressure ratio, the crystal grains become fine and an excellent n value cannot be obtained. For this reason, the cold pressure ratio is set to 70 to 85%.
[ 0038 ]
Annealing temperature: 780-880 ° C
The annealing temperature in the continuous annealing affects the r value and the n value, and when the annealing temperature is less than 780 ° C., sufficient values for both the r value and the n value cannot be obtained. On the other hand, when it exceeds 880 degreeC, there exists a possibility of producing abnormal grain growth and causing material deterioration. For this reason, annealing temperature shall be the range of 780-880 degreeC.
[ 0039 ]
The steel sheet of the present invention is manufactured through a series of steps such as hot rolling, pickling, cold rolling, and annealing of a slab, and is subjected to plating treatment as necessary. The hot rolling process may be any of a method of rolling after slab heating, a method of rolling after a short period of heating after continuous casting, or a method of rolling immediately after omitting the heating step after continuous casting. In any of these cases, it is preferable to sufficiently remove not only the primary scale but also the secondary scale generated during hot rolling in order to impart excellent surface properties. In addition, you may heat with a bar heater during hot rolling. In addition, the hot rolling finishing temperature is set at ₃ points or more for Ar to secure the material.
[ 0040 ]
The cold-rolled steel sheet according to the present invention can be used as a zinc-plated steel sheet by subjecting its surface to electroplating or zinc-based plating after annealing, and also in this case, the desired surface quality and formability are obtained after panel processing. be able to. Examples of the zinc-based plating include pure zinc plating, alloying plating (zinc plating obtained by alloy heat treatment after zinc plating), zinc-Ni alloy plating, and the like. Moreover, the same performance can be provided also in the steel plate which performed the organic film process after plating.
[ 0041 ]
【Example】
[Example 1]
Steel plate No. 1 shown in Table 1. After melting 1-8 steel (numbers are% by mass) , slab by continuous casting, heated to 1250 ° C, finished temperature 880-910 ° C, intermediate temperature 680 ° C, coiling temperature 640 ° C, plate thickness 3. After forming a 2 mm hot-rolled sheet, it was cold-rolled to a thickness of 0.80 mm and then subjected to continuous annealing (annealing temperature: 850 ° C.) and hot dip galvanization. In continuous annealing and hot dip galvanizing, hot dip galvanizing treatment was performed at 460 ° C. after annealing, and the alloying treatment of the plating layer was immediately performed at 500 ° C. in an in-line alloying treatment furnace. After continuous annealing and hot dip galvanization, temper rolling with a rolling reduction of 0.7% was performed. Table 2 shows the evaluation results of the mechanical properties and composite formability after plating peeling of these steel plates. Table 2 also shows the values of r + 2.0 (n) and r + 50.0 (n). The composite moldability was evaluated by obtaining a limit drawing ratio (LDR) and a hat molding height (H). In Table 1, R represents (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C).
[ 0042 ]
[Table 1]

[ 0043 ]
[Table 2]

[ 0044 ]
As shown in these tables, it has the component composition of the present invention and (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C), r + 50.0 (n) and r + 2.0 (n) It was confirmed that a cold-rolled steel sheet having excellent composite formability can be obtained by setting the value within the range of the present invention. Moreover, when C + N was 0.0030% or less (steel number 4), it was confirmed that the composite formability was particularly excellent.
[ 0045 ]
On the other hand, the comparative steel has the composite formability at the level of the conventional material or inferior to that, and in particular, the value (R value) of (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C). When it is out of the range of the present invention, the n value becomes low and an excellent hat molding height (H) cannot be obtained. In addition, when the values of r + 50.0 (n) and r + 2.0 (n) are out of the range of the present invention, the hat molding height (H) and the limit drawing ratio (LDR) are reduced, respectively. Composite moldability cannot be obtained.
[ 0046 ]
[Example 2]
After melting steel Nos. 1 and 4 shown in Table 1, it was made into a slab by continuous casting, heated to 1250 ° C, finished temperature 880-910 ° C, intermediate temperature 660-760 ° C, coiling temperature 500-700 ° C After forming a hot rolled sheet having a sheet thickness of 2.4 to 6.0 mm, it was cold-rolled at a rolling rate of 67 to 87% to obtain a sheet thickness of 0.80 mm. Then, continuous annealing or continuous annealing / hot dip galvanization was performed at an annealing temperature of 750 to 900 ° C. In continuous annealing and hot dip galvanizing, hot dip galvanizing treatment was performed at 460 ° C. after annealing, and the alloying treatment of the plating layer was immediately performed at 500 ° C. in an in-line alloying treatment furnace. After continuous annealing and hot dip galvanization, temper rolling with a rolling reduction of 0.7% was performed. Table 3 shows the evaluation results of the mechanical properties and composite formability of these steel sheets after plating peeling. The composite moldability was evaluated by obtaining a limit drawing ratio (LDR) and a hat molding height (H).
[ 0047 ]
[Table 3]

[ 0048 ]
As shown in Table 3, the production conditions of the present invention were satisfied, and the values of (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C), r + 50.0 (n) and r + 2.0 (n) It was confirmed that a cold-rolled steel sheet having excellent composite formability can be obtained by making the range of the present invention. Further, it was confirmed that Steel No. 4 having C + N of 0.0030% or less is particularly excellent in composite formability.
[ 0049 ]
On the other hand, the comparative steel that does not satisfy the production conditions of the present invention has a composite formability that is at or lower than that of the conventional material, in particular, a high intermediate temperature, a low coiling temperature, a high cold rolling rate, or an annealing. When temperature is low, n value becomes low and the steel plate of the outstanding hat formation height cannot be obtained. In addition, when the values of r + 50.0 (n) and r + 2.0 (n) are out of the range of the present invention, the hat molding height (H) and the limit drawing ratio (LDR) are reduced, respectively. Composite moldability cannot be obtained.
[ 0050 ]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, C, N, Nb, Ti and r value, n value, hot rolling condition, cold rolling rate, and annealing condition that affect the strain propagation in the low strain region are appropriately set. By controlling, it is possible to obtain a cold-rolled steel sheet that has excellent composite formability consisting of draw formability and stretch formability, and can be formed into complex shapes such as front fenders and side panels without causing press cracks. It is very meaningful in industry.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing a relationship between (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) and an n value.
FIG. 2 contains C: 0.0030% or less, N: 0.0030% or less, and (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) is in the range of 2.2 to 4.5. The graph which shows the result of having investigated the influence which C + N has on n value in a low strain area (1-10%) about a certain steel.
3 is a graph showing an example of an equivalent strain distribution in the vicinity of a risk of fracture of the actual part scale front fender model molded article shown in FIG. 4;
FIG. 4 is a schematic view showing a molded product of a front fender and a risk of breakage thereof.
FIG. 5 is a graph showing a relationship between an n value and an r value, and drawability and stretch formability.
FIG. 6 is a schematic diagram of a hat mold forming test.
FIG. 7 shows the results of investigating the influence of intermediate temperature on the n value in the low strain region (1 to 10%) for steel with (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C) = 3.0. Graph showing.

Claims

In mass%, C: 0.0020% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.05 to 0.35%, P: 0.025% or less, S: 0.015% or less, sol. Al: 0.01 to 0.06%, N: 0.0020% or less, Nb: 0.010 to 0.040%, Ti: 0.003 to 0.035%, and the remainder from Fe and inevitable impurities And (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C): 1.3 to 5.2 (where Ti ^* = Ti− (48/14) N− (48/32) S Yes, when Ti ^* ≦ 0, Ti ^* = 0, Nb, Ti ^* , Ti, C, N, and S are mass%), and further satisfy the following formulas (1) and (2) A cold-rolled steel sheet with excellent composite formability.
13.9 ≦ r + 50.0 (n) (1)
2.6 ≦ r + 2.0 (n) (2)
Where r: in-plane average r value,
n: Average work hardening index n value in a tensile strain range of 1 to 10%

In mass%, C: 0.0020% or less, Si: 0.05% or less, Mn: 0.05 to 0.35%, P: 0.025% or less, S: 0.015% or less, sol. Al: 0.01 to 0.06%, N: 0.0020% or less, Nb: 0.010 to 0.040%, Ti: 0.003 to 0.035%, and the remainder from Fe and inevitable impurities And C + N: 0.0030% or less, (12Nb) / (93C) + (12Ti ^* ) / (48C): 2.2 to 4.5 (where Ti ^* = Ti− (48/14) N -(48/32) S, when Ti ^* ≦ 0, Ti ^* = 0, Nb, Ti ^* , Ti, C, N, and S are mass%), and the following formula (1) A cold-rolled steel sheet excellent in composite formability characterized by satisfying the formula (2).
13.9 ≦ r + 50.0 (n) (1)
2.6 ≦ r + 2.0 (n) (2)
Where r: in-plane average r value,
n: Average work hardening index n value in a tensile strain range of 1 to 10%

3. The composition further comprises one or more of V: 0.04% or less, Zr: 0.04% or less, and B: 0.0008% or less in mass%. Cold-rolled steel sheet with excellent composite formability as described in 1.

In producing the cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, after hot rolling the steel slab, the runout table is cooled to an intermediate temperature of 720 ° C or lower, and then 560-660. A method for producing a cold-rolled steel sheet excellent in composite formability, wherein the steel sheet is wound at a temperature of C and then cold-rolled at a rolling rate of 70 to 85% and continuously annealed at an annealing temperature of 780 to 880C.