JP5408314B2 - 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5408314B2
JP5408314B2 JP2012180436A JP2012180436A JP5408314B2 JP 5408314 B2 JP5408314 B2 JP 5408314B2 JP 2012180436 A JP2012180436 A JP 2012180436A JP 2012180436 A JP2012180436 A JP 2012180436A JP 5408314 B2 JP5408314 B2 JP 5408314B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
rolling
coil
value
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Active
Application number
JP2012180436A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2013100594A (ja
Inventor
英之 木村
康伸 長滝
金晴 奥田
健二 河村
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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
Priority to JP2012180436A priority Critical patent/JP5408314B2/ja
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to EP12839838.5A priority patent/EP2767604A4/en
Priority to US14/351,264 priority patent/US9297052B2/en
Priority to PCT/JP2012/005281 priority patent/WO2013054464A1/ja
Priority to CN201280050634.7A priority patent/CN103857817B/zh
Priority to TW101130631A priority patent/TWI456075B/zh
Priority to KR1020147009633A priority patent/KR101600731B1/ko
Publication of JP2013100594A publication Critical patent/JP2013100594A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5408314B2 publication Critical patent/JP5408314B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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

Description

本発明は、自動車車体の内外板パネル等に用いて好適な、深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全という観点から、CO2の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。また、これに加えて、車両衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心にした安全性の向上も要求されている。そして、このような要求に答えるべく、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で薄肉化することによる軽量化が効果的と言われており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板（素材である鋼板）には優れたプレス成形性を有していることが必要とされる。しかしながら、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べて成形性、特に深絞り性が大きく劣化するため、自動車の軽量化を進める上での課題として、引張強度TS≧440MPaであり、かつ良好な深絞り成形性を兼ね備えた鋼板の要求が高まっている。具体的には、深絞り性の評価指標であるランクフォード値（以下、r値と称す）で、平均r値≧1.20の高強度鋼板が要求される。
また、高強度鋼板は高強度化するために、各種合金元素が多量に添加されており、製造条件の変動によって、鋼中に存在する析出物の種類や量が多様に変化し、コイル内、特にコイル長手方向における材質のバラツキが大きくなりやすい。材質のバラツキが大きい場合、自動車の連続プレスラインにおいて、安定的にプレス成形を行うことが困難となり、作業性が大きく低下するため、コイル内の材質均一性が強く求められている。
上記を受けて、高r値を有しながら高強度化する手段として、例えば、特許文献1には極低炭素鋼板において、鋼中に固溶する炭素や窒素を固着するTiやNbを添加し、IF(Interstitial atom free)化した鋼をベースに、Si、Mn、Pなどの固溶強化元素を添加する方法が開示されている。
しかしながら、このような極低炭素鋼を素材として、固溶強化元素を添加する技術では、引張強度が440MPa以上の高強度鋼板を製造しようとすると、合金元素の添加量が多くなり、例えばSiの添加量が多くなると、連続焼鈍中に表面に濃化し、雰囲気中に存在する微量の水蒸気と反応して、表面でSi系の酸化物を形成し、化成処理性が著しく劣化する。また、Pの添加量が多くなると、Pが粒界に偏析して耐二次加工脆性が劣化する。Mnの添加量が多くなると、r値が低下し、高強度化を図るほどr値は低下してしまう問題がある。
次に、鋼板を高強度化する方法として、前述のような固溶強化法以外に組織強化法がある。軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる複合組織鋼板は、一般に延性が良好で優れた強度-延性バランスを有し、さらに降伏強度が低いという特徴を有している。このため、プレス成形性は比較的良好である。しかしながら、r値が低く深絞り性に劣る。これは、マルテンサイトの形成に必須である固溶Cが、高r値化に有効な{111}再結晶集合組織の形成を阻害するからと言われている。
このような複合組織鋼板のr値を改善する技術として、例えば、特許文献2には、冷間圧延後、再結晶温度〜Ac3変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため700〜800℃に加熱した後、焼入焼戻しを行う方法が開示されている。また、特許文献3には、所定のC量を含有し、組織中にベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトのうち、1種以上を体積率で合計3%以上有する平均r値が1.3以上の高強度鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献2、3に記載の技術はともにAlとNのクラスターや析出物を形成させることにより集合組織を発達させてr値を高める焼鈍と組織を作りこむための熱処理をそれぞれ必要としており、また、焼鈍工程では、箱焼鈍を基本とし、その保持時間が1時間以上という長時間保持を必要としている。このため、箱焼鈍が必要となり、連続焼鈍に比べて処理時間が長く、工程数が増加するため、効率や生産性が非常に劣り、製造コストの観点から経済性に劣るだけでなく、鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。
さらに、特許文献4では、C含有量とV含有量の適正化を図ることで複合組織鋼板のr値を改善する技術が開示されている。これは再結晶焼鈍前には鋼中のCをV系炭化物で析出させて固溶Cを極力低減させて高r値を図り、引き続きα−γの2相域で加熱することによりV系炭化物を溶解させてγ中にCを濃化させてその後の冷却過程でマルテンサイトを生成させるものである。
しかしながら、2相域焼鈍中にV系炭化物を溶解させる方法では、溶解速度のバラツキによる材質変動が懸念されるため、焼鈍温度や焼鈍時間に対して、高精度の管理が必要となり、実機製造での安定性に課題がある。
また、特許文献5には、質量%で、C含有量が0.010〜0.050%の範囲において、Nb含有量とC含有量が0.2≦(Nb/93)/(C/12)≦0.7となるように制御することで、高r値化と複合組織化を両立させる技術が開示されている。これは、熱延板の段階で、焼鈍後にマルテンサイト形成に必要な固溶Cを残存させるとともに、Nb添加による熱延板組織の微細化効果とNbCの析出による固溶C量低減効果により、高r値化を図るものである。
しかしながら、特許文献5に記載の技術は、Nb添加による熱延板組織の微細化効果とNbCの析出による固溶C量の低減効果によって高r値化を図る技術であり、Nbは非常に高コストであるだけでなく、オーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高いという課題がある。また、熱延板中に析出したNbCは、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、ロールへの負荷を大きくしてトラブル発生の危険性を増大させるとともに、生産性の低下、製造可能な製品幅の制約なども問題となる。さらに、上記C含有量範囲(0.010〜0.050%)では、熱延コイル内、特にコイル先後端部のNbCの析出状態を制御することが難しくなるため、この成分系を素材とした冷延鋼板ではコイル内の材質が長手方向で不均一なものとなり、コイル内の材質均一性に課題がある。
このような、冷延鋼板のコイル内の材質均一性を高める技術については、従来から多くの提案がなされている。例えば、特許文献6にはCを0.0070%以下に低減した鋼に、Ti、Nbを複合添加し、巻取り温度を620℃以上とする熱間圧延を行うことで、コイル内の材質を均質化する技術が開示されている。この技術では、材質バラツキの原因となるNを、AlNではなくTiNとして仕上げ圧延前に析出させ、また、Cは(Ti、Nb)Cの複合炭化物として析出させている。しかしながら、実操業では、巻取り温度が600℃以下となったり、あるいはコイル内において局部的に600℃以下となったりすることがあり、このような場合には、コイル内の析出挙動の変動により、材質のバラツキが大きくなるという問題がある。特に、Cに対するTi、Nbの原子比が低い場合には、Cの析出固定が不十分となり、比較的冷却されやすいコイル先後端部での材質劣化が大きくなる。
また、特許文献7には、Cを0.0050%超0.010%以下とし、(Nb%×12)/(C%×93)=1.6〜2.4に制御することで、強度、伸びなどの機械的特性の巻取り温度依存性を小さくする技術が開示されている。しかしながら、この技術は、対象としている鋼板が、極低炭素鋼のIF鋼(Interstitial Free鋼)をベースとしたフェライト単相鋼であり、引張強度が440MPa以上の高強度鋼板について何ら言及していない。
特公昭57-57945号公報 特公昭55-10650号公報 特開2003−64444号公報 特開2002−226941号公報 特開2005-120467号公報 特公昭61-032375号公報 特開2000-303141号公報
以上のように、深絞り性に優れる軟鋼板を高強度化するにあたり、従来検討されてきた固溶強化による高強度化の方法には、多量の合金元素の添加が必要であり、これはコスト、化成処理性等に課題があり、また、r値向上そのものにも課題を抱えるものであった。
また、組織強化を活用した方法では、2回焼鈍法や高速冷却設備を必要とするため、製造工程上の問題があり、VとCを活用した方法も開示されているが、VとCの溶解速度のバラツキによる材質変動が懸念され、焼鈍温度や焼鈍時間に対して、高精度の管理が必要となり、実機製造における安定性に課題を抱えるものであった。
さらに、Nb添加による熱延板の微細化効果とNbCの析出による固溶C量の低減効果による複合組織鋼板の高r値化を図る技術が開示されているが、Nbは非常に高コストであるだけでなく、オーステナイトの再結晶を著しく遅延させるため、熱間圧延時の負荷が高く、さらに、熱延板中に析出したNbCは、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、安定した実機製造を困難にするものであった。さらに、コイル内の材質均一性に対しては、熱延コイル、特にコイル先後端部でNbC等の析出物の析出状態を制御することが困難となるため、コイル内の材質が長手方向で不均一なものであった。
本発明は、上述の問題を解決するためになされたもので、自動車車体の内外板パネル等に用いて好適な、深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
上記課題を解決するため、本発明者らは詳細な検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
本発明者らは、鋼板の高強度化と深絞り性、さらには鋼板を工業的に大量生産するうえでの生産性、コイル内材質均一性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、質量％で、C：0.010〜0.060%、N：0.0100%以下、Nb：0.010〜0.100%、Ti：0.015〜0.150%、S：0.010％以下の範囲で含み、かつ、NbをCとの関係で(Nb/93)/(C/12)：0.20未満に限定するとともに、NbおよびTiで固定されないC*(固溶C)量を所定範囲に調整し、さらに焼鈍加熱時に700〜800℃の温度範囲を平均昇温速度3℃/s未満の低速で加熱することで、鋼板組織が面積率で70%以上のフェライト相と面積率で3%以上のマルテンサイト相を有する組織とすることができ、引張強さ（以下、TSと称することもある）が440MPa以上、平均r値が1.20以上を有する深絞り性に優れた高強度冷延鋼板が製造可能であるという知見を得た。
また、コイル内の材質均一性に対しては、(Nb/93+Ti*/48)/(C/12) ≧0.150に限定するとともに、熱間圧延の仕上圧延における仕上圧延後段2パスの圧下率あるいはさらに仕上圧延後の冷却条件、巻取温度を制御することで、熱延コイル内の析出物の生成を均一化することができ、その結果、焼鈍後においても優れたコイル内の材質均一性が得られることを見出した。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、質量％でC:0.010〜0.060％、Si:0.5％超1.5％以下、Mn:1.0〜3.0％、P:0.005〜0.100％、S:0.010％以下、sol.Al：0.005〜0.500％、N:0.0100％以下、Nb:0.010〜0.100％、Ti：0.015〜0.150％を含有し、かつ下記式（１）、（２）および(３)の関係を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で70％以上のフェライト相と、3％以上のマルテンサイト相を有し、引張強さが440MPa以上、平均r値が1.20以上である深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
(Nb/93)/(C/12)<0.20・・・(1)
0.005≦C*≦0.025・・・(2)
(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)≧0.150・・・（3）
なお、式(1)、(2)および(3)中の、元素Mは元素Mの含有量（質量％）を示し、C*=C-(12/93)Nb-(12/48)Ti*であり、Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)Sである。ただし、Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0の場合は、Ti-(48/14)N-(48/32)S＝0とする。
［２］さらに、質量％で、Mo、CrおよびVのうちから選ばれる1種または2種以上を合計で0.50％以下含有することを特徴とする前記［1］に記載の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
［３］さらに、質量％で、Cu：0.30％以下、Ni：0.30％以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする前記［1］または［2］に記載の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
［４］さらに、質量%で、Sn:0.20％以下、Sb:0.20%以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする前記［1］〜［3］のいずれかに記載の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
［５］さらに、質量%で、Ta:0.01〜0.10%を含み、かつ、前記式（２）に代えて下記式（４）を満足することを特徴とする前記［1］〜［4］のいずれかに記載の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
0.005≦C*≦0.025・・・(4)
ここで、C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48)Ti*であり、Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)Sである。ただし、Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0の場合は、Ti-(48/14)N-(48/32)S=0とする。
［６］前記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍して高強度冷延鋼板を製造するに際し、前記熱間圧延では、仕上圧延における最終パスの圧下率を10％以上、前記最終パスの前パスの圧下率を15％以上とし、前記焼鈍工程では、700〜800℃の温度範囲を平均昇温速度3℃/s未満で800〜900℃の温度範囲まで加熱し、次いで、平均冷却速度5℃/s以上で500℃以下の冷却停止温度まで冷却することを特徴とする深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
［７］前記熱間圧延の仕上圧延終了後、3秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度40℃/s以上で720℃以下まで冷却し、500〜700℃の温度で巻取りした後、圧下率50％以上で冷間圧延することを特徴とする前記［6］に記載の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべて質量%である。
本発明によれば、引張強度(TS)が440MPa以上の高強度で、かつ高r値(平均r値≧1.20)による優れた深絞り性を有し、さらにコイル内において材質変動が小さい材質均一性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。さらに、本発明によれば、高価なNbの添加量をC含有量との関係で(Nb/93)/(C/12)：0.20未満に制限し、Tiを積極的に活用することで、TSが440MPa以上でかつ平均r値が1.20以上である深絞り性に優れる高強度冷延鋼板を安価にかつ安定して製造することが可能となる。
したがって、本発明の高強度鋼板を自動車内外板パネル部品に適用した場合には、これまでプレス成形が困難であった部材の高強度化が可能となるので、自動車車体の衝突安全性や軽量化に大きく貢献でき、さらにコイル内の材質均一性が良好であるため、プレス成形時における作業性の向上も期待できる。
以下、本発明について詳細に説明する。
一般に深絞り用冷延鋼板を高r値化する、すなわち{111}再結晶集合組織を発達させるためには、冷間圧延前および再結晶焼鈍前の固溶C量を極力低減することや熱延板組織を微細化することが有効な手段とされてきた。一方、前述した従来技術の複合組織鋼板(DP鋼板)では、マルテンサイトの形成に必要な固溶Cを必要とするため、母相の{111}再結晶集合組織が発達せず、r値が低いという欠点を有していた。
しかしながら、発明者らが鋭意研究を進めた結果、マルテンサイトが生成しても{111}再結晶集合組織が発達する、すなわち、マルテンサイトの生成と{111}再結晶集合組織の発達の両者を可能にする固溶C量の範囲が存在することを新たに見出した。すなわち、Cの含有量を、従来の低炭素鋼を素材としたDP鋼板よりも低く、かつ、従来の極低炭素鋼よりも多い、C:0.010〜0.060%の範囲に制御することに加えて、このC含有量に合わせて、NbとTi量を適正量添加し、固溶C量を適正量確保するとともに、焼鈍加熱時に700〜800℃の温度範囲を平均昇温速度3℃/s未満の低速で加熱することで、焼鈍後の{111}再結晶集合組織の発達を促進して高r値化し、焼鈍後の冷却時に適正量のマルテンサイトを生成させて高強度化を達成することを可能にした。
また、従来から知られているように、Nbは再結晶を遅延する効果があるため、熱延板を微細化するのに有効であり、さらに、鋼中においてNbは高い炭化物形成能を有しているため、熱延後の巻取り段階で鋼中にNbCとして析出し、冷間圧延前および再結晶焼鈍前の固溶C量を低減することができ、高ｒ値化に寄与する。しかしながら、Nbは高価な元素であり、さらに圧延負荷を増大させ、製造性を悪化させる元素でもある。そこで、本発明ではNbの含有量を熱延板の微細化に必要な最低限の量に制限し、固溶Cの低減にはNbと同様に高い炭化物形成能を有するTiを活用することとする。すなわち、本発明では、NbをC含有量との関係で、(Nb/93)/(C/12)：0.20未満に限定するとともに、NbやTiで固定されない固溶C量(C*)を0.005〜0.025の範囲に制御する。
従来、このような固溶Cの存在は{111}再結晶集合組織の発達を阻害するとされてきたが、本発明ではすべてのCをNbCあるいはTiCとして固定せずにマルテンサイトの形成に必要な固溶Cを存在させた上で、高r値化を達成している。このような効果が得られる理由は現時点では明確になっていないが、固溶C量を上記範囲とした場合には、固溶Cによる{111}再結晶集合組織形成に対する負の効果よりも、熱延板の微細化効果に加えて、マトリクス中に微細なNbCやTiCが析出し、冷間圧延時にこの析出物近傍に歪が蓄積して{111}再結晶粒発生の促進効果、さらに焼鈍加熱時における700〜800℃の温度範囲を平均昇温速度3℃/s未満の低速で加熱することによる{111}再結晶粒の発生を促進する効果などの正の効果が大きくなるためと考えられる。
以上より、本発明では、鋼の成分組成を適正範囲に制御することによって、固溶C量(C*)を0.005〜0.025の範囲に制御し、Nbの代替としてTiを積極的に活用することで、熱間圧延や冷間圧延の負荷を増大させる高価なNbの含有量を大幅に削減し、原料コストの上昇や生産性の低下を招くことなく、高r値を有する高強度冷延鋼板を工業的に安定して製造することが可能となる。
本発明では、さらに(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)を0.150以上に限定するとともに、熱間圧延での仕上げ圧延における最終パスの圧下率および最終パスの前パスの圧下率を適正範囲に制御し、さらに、仕上げ圧延後の冷却条件を適正に制御することにより、比較的冷却されやすい熱延コイルの先後端部におけるNbCやTiCの析出を促進し、高強度冷延鋼板のコイル長手方向の材質バラツキ、特にTSや平均r値のバラツキを低減することが可能となる。
次に、本発明における鋼の成分組成の限定理由について説明する。
C：0.010〜0.060%
Cは鋼を固溶強化し、また、フェライトを主相とし、マルテンサイトを含む第2相を有する複合組織の形成を促進して、高強度化を達成するのに必要な重要元素である。C含有量が0.010%未満では、十分な量のマルテンサイトを確保することが困難となり、本発明が所望とする440MPa以上のTSが得られなくなる。また、C含有量が0.010%未満では熱延巻取り後に比較的冷却されやすいコイル先端部で、NbCやTiCの析出が不十分となりやすく、コイル内の材質バラツキが増大する場合がある。一方、C含有量が0.060%を超えると、生成するマルテンサイト量が増加し、所望とする平均r値(1.20以上)が得られなくなる。よって、本発明では、Cは0.010〜0.060%の範囲とし、好ましくは0.020〜0.040%である。なお、TSを500MPa以上とするにはC含有量が0.015%以上とすることが好ましく、TSを590MPa以上とするにはC含有量は0.020%以上とすることが好ましい。
Si：0.5%超え1.5%以下
Siはフェライト変態を促進し、未変態オーステナイト中のC含有量を高めて、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織を形成しやすくするほか、固溶強化能にも優れる元素である。そこで、本発明では、440MPa以上のTSを確保するため、Si含有量は0.5%超えとする。一方、Si含有量が1.5%を超えると、鋼板表面にSi系酸化物が形成され、化成処理性や塗装密着性、塗装後耐食性が低下するようになる。よって本発明では、Siは0.5%超1.5%以下とする。なお、TSを500MPa以上とするには、Si含有量は0.8%超えが好ましく、さらにTSを590MPa以上とするには、Si含有量は1.0%以上とすることが好ましい。
Mn：1.0〜3.0%
Mnは鋼の焼入れ性を向上し、マルテンサイトの形成を促進する元素であるため、高強度化を図る上で有効な元素である。Mn含有量が1.0%未満では、所望量のマルテンサイトの形成が困難となり、440MPa以上のTSを確保することができなくなる場合がある。一方、Mn含有量が3.0%を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、r値および溶接性が劣化するようになる。よって、Mn含有量は1.0〜3.0%の範囲とする。なお、Mn含有量はTSを500MPa以上とするには1.2%以上、590MPa以上とするには1.5%以上添加するのが好ましい。
P：0.005〜0.100%
Pは、固溶強化能が高く、鋼の高強度化に有効な元素である。しかし、Pの含有量が0.005%未満では、その効果が十分ではなく、むしろ、製鋼工程での脱燐コストの上昇を招く。一方、Pの含有量が0.100%を超えると、Pが粒界に偏析し、耐二次加工脆性や溶接性の低下を招く。よって、P含有量は0.005〜0.100%の範囲とし、好ましくは0.010〜0.080%、より好ましくは0.010〜0.050%の範囲とする。
S：0.010%以下
Sは熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して、鋼板の加工性を低下させる有害な元素である。したがって、Sは極力低減するのが好ましく、本発明では、S含有量の上限は0.010%とする。好ましくは0.008%以下である。
sol.Al：0.005〜0.500%
Alは、脱酸剤として添加される元素であるが、固溶強化能を有するため、高強度化に有効に作用する。しかし、sol.AlとしてのAl含有量が0.005%未満では上記効果が得られない。一方、sol.AlとしてのAl含有量が0.500%を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、鋼板の表面欠陥を誘発する原因ともなる。よって、sol.AlとしてのAl含有量は0.005〜0.500%の範囲とする。好ましくは0.005〜0.100%である。
N：0.0100%以下
Nは含有量が0.0100%を超えると、鋼中に過剰な窒化物が生成することに起因して、延性や靭性の低下のほか、鋼板の表面性状の悪化も招く。よって、N含有量は0.0100%以下とする。
Nb：0.010〜0.100%
Nbは熱延板組織を微細化するとともに、熱延板中にNbCとして析出して鋼中に存在する固溶Cの一部を固定する作用を有し、これらの作用によって高r値化に寄与する、本発明においては極めて重要な元素である。この効果を得るためにはNbを0.010%以上添加する必要がある。一方、0.100%を超える過剰な含有は、原料コストの上昇を招くだけでなく、熱間圧延や冷間圧延における圧延負荷を高めるため、安定した製造を困難にする。また、後述するように、本発明においては、焼鈍後の冷却過程で、マルテンサイトを形成させるために所定量の固溶Cを必要とするが、Nbの過剰な添加は、鋼中のCのすべてをNbCとして固定してしまうため、マルテンサイトの形成を阻害することになる。よって、Nbの含有量は0.010〜0.100%とする。好ましくは0.010〜0.075%、さらに好ましくは0.010〜0.050%である。
Ti：0.015〜0.150%
TiはNbと同様、Cを固定し、TiCとして熱延板中に析出することによって、高r値化に寄与する、本発明における重要元素である。この効果を発現させるには、Tiを0.015%以上含有する必要がある。一方、0.150%を超える過剰な含有は、原料コストの上昇を招くとともに、冷間圧延時の変形抵抗を高くするため、安定した製造を困難にする。また、過剰なTiの添加は、Nbと同様に、固溶Cを低減し、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を阻害する。よって、Ti含有量は0.015〜0.150%の範囲とする。
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を満たすことに加えてさらに、C、Nb、Ti、NおよびSが下記の式(1)、式(2)および式(3)を満たして含有することが必要である。
(Nb/93)/(C/12)<0.20・・・(1)
0.005≦C*≦0.025・・・(2)
(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)≧0.150・・・（3）
ここで、C*=C-(12/93)Nb-(12/48)Ti*であり、Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)Sである。ただし、Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0の場合は、Ti-(48/14)N-(48/32)S＝0（Ti*=0）とする。
また、上記式中、元素Mは元素Mの含有量（質量％）を示す。
NbはTiに比べて高価な元素であるほか、熱間圧延の圧延負荷を増加して、製造安定性を害する原因のひとつとなっている。また、後述するように、本発明では、焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるために、NbやTiによって固定されない固溶C量(C*)を、所定量確保する必要がある。そのため、本発明においては、原料コスト、製造安定性、鋼板組織および鋼板特性の観点から、(Nb/93)/(C/12)およびC*を適正範囲に制御する必要がある。また、Cに対するTi、Nbの原子比が低い場合、熱延巻取り後に比較的冷却されやすいコイル先端部では、NbC、TiCなどの析出が不十分となり、コイル内材質バラツキが増大する場合があり、コイル内の材質均一性確保の観点から、(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)を適正に制御する必要がある。
したがって、(Nb/93)/(C/12)、C*および(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)を規定する式(1)、式(2)および式(3)は、本発明において最も重要な指標である。
(Nb/93)/(C/12)は、Cに対するNbの原子比であり、この値が0.20以上であると、高価なNb含有量が多くなりコスト面で不利になるうえ、熱間圧延時の負荷が増大する。したがって、(Nb/93)/(C/12)は0.20未満とする。
また、C*はNbやTiによって固定されない固溶C量を意味し、この値が0.005未満では、所定のマルテンサイト量を確保することができず、TS：440MPa以上を達成することが難しくなる。一方、C*が0.025を超えると、高r値化に有効なフェライト相の{111}再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなる。よって、C*は0.005〜0.025の範囲とする。なお、平均r値：1.30以上とするには、C*を0.020以下とすることが好ましく、また、平均r値：1.40以上とするには、C*を0.017未満とすることがさらに好ましい。
さらに(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)は、Cに対するTi、Nbの原子比であり、この値が0.150未満であると、熱延巻取り後に比較的冷却されやすいコイル先端部では、NbC、TiCなどの析出が不十分となり、コイル内で材質バラツキが増大する場合がある。したがって、(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)は0.150以上とする。
以上の必須添加元素で、本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、必要に応じて下記の元素を添加することができる。
本発明の鋼板は、上記基本組成に加えてさらに、要求される特性に応じて、Mo、CrおよびVのうちから選ばれる1種または2種以上および/またはCuおよびNiのうちから選ばれる1種または2種を含有することができる。
Mo、CrおよびVのうちから選ばれる1種または2種以上を合計で0.50%以下
Mo、CrおよびVは高価な元素であるが、Mnと同様、焼入性を向上させる元素であり、マルテンサイトを安定して生成させるのに有効な元素である。このような効果は、上記成分の合計含有量が0.10%以上で顕著に発現するので、0.10%以上添加するのが好ましい。一方、Mo、CrおよびVの合計含有量が0.50%を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、原料コストの上昇を招く。よって、これらの元素を添加する場合は、合計で0.50%以下とする。
Cu：0.30%以下およびNi：0.30%以下のうちから選ばれる1種または2種
Cuは熱間圧延時に割れを引き起こして、表面疵の発生原因となる有害元素である。しかし、本発明の冷延鋼板では、Cuによる鋼板特性への悪影響は小さいので、0.30%以下の含有量であれば許容できる。これにより、スクラップ等を使用し、リサイクル原料の活用が可能となるので原料コストの低減を図ることができる。
Niは、Cuと同様、鋼板特性に及ぼす影響は小さいが、Cu添加による表面疵の発生を防止する効果がある。上記効果は、Cu含有量の1/2以上含有することで発現させることができる。しかし、Niの含有量が過剰になると、スケールの不均一生成に起因した別の表面欠陥の発生を助長するので、添加する場合、Ni含有量の上限は0.30%とする。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、SnおよびSbのうちから選ばれる1種または2種および/またはTaを添加することができる。
Sn:0.20％以下、Sb:0.20%以下のうちから選ばれる1種または2種
SnやSbは鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制する観点から含有することが好ましい。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や表面品質が改善される。窒化や酸化を抑制する観点から、SnあるいはSbを含有する場合は0.01%以上とする。一方、0.20%を超えると靭性の劣化を招くので、0.20%以下とすることが好ましい。
Ta:0.01%以上0.10%以下、かつ、0.005≦C*≦0.025
C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48)Ti*であり、Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)Sである。ただし、Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0の場合は、Ti-(48/14)N-(48/32)S=0とする。
TaはNbやTiと同様に、熱延板中にTaCとして析出することによりCを固定する作用を有し、これらの作用によって高r値化に寄与する元素である。このような観点から、Taを0.01%以上含有することが好ましい。一方、0.10%を超える過剰のTaの含有は、コストの増加を招くだけでなく、NbやTiと同様に、焼鈍後の冷却過程におけるマルテンサイトの形成を妨げる可能性があり、さらに熱延板中に析出したTaCは、冷間圧延時の変形抵抗を高くし、安定した実機製造を困難にする場合がある。そのため、Taを含有する場合は、0.10%以下とする。
Taを添加する場合、Nb、Ta、Ti、NおよびSは、前述した式(2)に代えて、下記式（4）を満足するように含有する。
0.005≦C*≦0.025・・・(4)
ここで、C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48)Ti*であり、Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)Sである。ただし、Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0の場合は、Ti-(48/14)N-(48/32)S=0（Ti*=0）とする。
上記式(4)中のC*が0.005未満では所定のマルテンサイト量を確保することができず、440MPa以上の引張強さを得ることが難しくなる。一方、C*が0.025を超えると、高ｒ値に有効なフェライト相の｛111｝再結晶集合組織の形成を阻害し、良好な深絞り性が得られなくなる。したがって、C*は0.005〜0.025の範囲とする。なお、平均r値:1.30以上とするには、C*を0.020以下とすることが好ましく、また、平均r値:1.40以上とするには、C*を0.017未満とすることがさらに好ましい。
上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の効果を害しない範囲であれば、その他の成分の含有を拒むものではない。ただし、酸素(O)は非金属介在物を形成して鋼板品質に悪影響を及ぼすため、その含有量は0.003%以下に低減するのが好ましい。
次に、本発明の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板の組織について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、鋼板強度とプレス成形性(特に深絞り性)をともに満たすため、鋼板組織全体に対して、面積率で70%以上のフェライト相と、面積率で3%以上のマルテンサイト相を有することが必要である。なお、本発明の高強度冷延鋼板は、フェライト相とマルテンサイト相以外の残部組織として、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび炭化物等を含む場合があるが、これらは合計面積率で5%以下であれば許容できる。
フェライト相：面積率で70%以上
フェライト相は、鋼板のプレス成形性、特に深絞り性を確保するのに必要な軟質相であり、本発明においては、フェライト相の{111}再結晶集合組織を発達させることによって高r値化を図っている。フェライト相の面積率が70%未満では、平均r値：1.20以上を達成することが難しく、良好な深絞り性を得ることができない。よって、フェライト相の面積率は70%以上とする。なお、平均r値の更なる向上を図るうえでは、フェライト相の面積率は80%以上が好ましい。一方、フェライト相の面積率が97%を超えると、鋼板強度が低下し、TS：440MPa以上を確保するのが難しくなる。なお、本発明において、「フェライト」には、ポリゴナルフェライトのほか、オーステナイトから変態した転位密度の高いベイニティックフェライトも含まれる。
マルテンサイト相：面積率で3%以上
マルテンサイト相は、本発明の鋼板の強度を確保するのに必要な硬質相である。マルテンサイト相の面積率が3%未満では、鋼板強度が低下し、TS：440MPa以上を確保することが難しくなるので、マルテンサイト相の面積率は3%以上とする。なお、TSを500MPa以上あるいは590MPa以上とするには、マルテンサイト相は、面積率で5%以上とするのが好ましい。一方、マルテンサイト相の面積率が30%を超えると、r値を向上させるフェライト相の面積率が低下し、良好な深絞り性や焼付硬化性を確保することが難しくなる。よって、マルテンサイト相の面積率は30%以下とし、20%以下とするのが好ましい。
なお、上記面積率は鋼板のL断面(圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後、ナイタールで腐食し、SEM（走査型電子顕微鏡）で2000倍の倍率にて5視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して求めることができる。組織写真でフェライトはやや黒いコントラストの領域であり、パーライトは炭化物がラメラー状に生成している領域、ベイナイトは炭化物が点列状に生成している領域とし、マルテンサイトおよび残留オーステナイト（残留γ）は白いコントラストの付いている粒子とする。
以上からなる本発明の高強度冷延鋼板は以下の特性を有する。
TS≧440MPa
これまで軟鋼〜340MPaの強度レベルであった内外板パネル等に関して、軽量化と衝突安全性を両立するためには、素材強度を高強度化し、板厚を減ずることによる軽量化が効果的であり、この軽量化効果を得るため、本発明の高強度鋼板のTSを440MPa以上に限定する。
平均r値：1.20以上
TSが440MPa以上の高強度鋼板は、軟鋼板に比べてプレス成形性、特に深絞り性が大きく低下するので、内外板パネルや足回りなどの絞り成形主体の部材に対応するため、本発明鋼の平均r値を1.20以上に限定する。
次に本発明の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法（一実施形態）について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、前述の化学成分範囲に調整された鋼を溶製しスラブとし、次いで、仕上圧延における最終パスの圧下率を10％以上、前記最終パスの前パスの圧下率を15％以上として熱間圧延を行い、冷間圧延し、次いで、700〜800℃の温度範囲を平均昇温速度3℃/s未満で800〜900℃の温度範囲まで加熱し、平均冷却速度5℃/s以上で500℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍を行うことで製造される。
本発明の製造方法で使用する鋼スラブは成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造した後、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延、或いはわずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延、高温状態のまま加熱炉に装入して再加熱の一部を省略する方法(温片装入)などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
スラブ加熱温度は、TiC等の析出物を粗大化させることにより{111}再結晶集合組織を発達させて深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が1000℃未満では圧延荷重が増大し熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、スラブ加熱温度は1000℃以上にすることが好ましい。なお、酸化量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。
上記により得られた鋼スラブに対して粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施す。まず、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行うことができる。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点からは、シートバーを加熱する所謂シートバーヒーターを活用することは有効な方法である。
次いで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。
本発明においては、仕上圧延の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率を適正範囲に制御する。すなわち、仕上圧延の最終パスの圧下率は10%以上とすることで、旧オーステナイト粒内にせん断帯を多数導入し、フェライト変態の核生成サイトを増大して熱延板の微細化を図るとともに、比較的冷却されやすい熱延コイルの先後端部におけるNbCやTiCの析出を促進する。この熱延板の微細化は冷延後の焼鈍時における{111}再結晶集合組織の優先核生成サイトを増大させるのでr値の向上に有効であり、また、NbCやTiCの析出促進は、コイル内の材質均一性の向上に有効である。一方、最終パス圧下率が10%未満ではフェライト粒の微細化効果やNbC、TiCの析出促進効果が不十分となり、上記の高r値効果やコイル内材質均一性効果が得られない恐れがある。よって、最終パスの圧下率は10%以上とする。好ましくは13%以上である。
さらに、高r値化やコイル内の材質均一化の効果をより高めるためには、上記最終パスの圧下率制御に加えて、最終パスの前パスの圧下率を15%以上とする。この最終パスの前パスの圧下率を制御することによって、歪蓄積効果がより高まって旧オーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、フェライト変態の核生成サイトがさらに増大して熱延板組織がより微細化する。さらに、NbCやTiCの析出促進にも効果的であり、高r値化やコイル内の材質均一化の効果がさらに向上する。最終パスの前パスの圧下率が15%未満では、フェライト粒の微細化効果やNbC、TiCの析出促進効果が不十分となり、上記の高r値効果やコイル内材質均一性効果が得られない恐れがある。よって、最終パスの前パスの圧下率は15%以上とする。好ましくは18%以上である。
なお、上記最終パスおよび最終パスの前パスの2パスの圧下率の上限は、圧延負荷の観点から、それぞれ40%未満とするのが好ましい。
また、最終パスおよび最終パスの前パスにおける圧延温度については、特に制限する必要はないが、最終パスの圧延温度は800℃以上が好ましく、830℃以上がより好ましい。また、最終パスの前パスの圧延温度は980℃以下が好ましく、950℃以下がより好ましい。
最終パスの圧延温度が800℃未満では、未再結晶オーステナイトからフェライトへの変態が多くなり、冷延焼鈍後の鋼板組織が熱延板組織の影響を受けて圧延方向に伸長した不均一な組織となり、加工性が低下する場合がある。
また、最終パスの前パスの圧延温度が980℃を超えると、回復によって歪の蓄積効果が不十分となるため、熱延板組織が微細化しにくくなるとともに、NbCやTiCの析出促進効果が低下するため、高r値化やコイル内の材質均一化の効果が得られなくなる恐れがある。
上記熱間圧延を終了した熱延板は、結晶粒微細化によるr値向上およびNbCやTiCの析出促進によるコイル内の材質均一化を図る観点から、仕上圧延終了後、3秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度40℃/s以上で720℃以下まで冷却し、500〜700℃の温度で巻き取ることが好ましい。
冷却を開始するまでの時間が3秒を超えたり、平均冷却速度が40℃/s未満、あるいは冷却停止温度が720℃より高い場合は、熱延板組織が粗大となり、高r値化効果が得られない場合がある。
また、巻取り温度が700℃を超えると、熱延板組織が粗大化し、冷延焼鈍後の強度の低下が懸念されるとともに、高r値化を阻害する恐れがある。一方、巻取り温度が500℃未満では、NbCやTiCの析出が困難となり、固溶Cが増加するため、高r値化に不利になるとともに、コイル内の材質均一化にも不利となる場合がある。
次いで、適宜酸洗を行い、冷間圧延を施し冷延板とする。
酸洗は必須ではなく、適宜行うことができる。また、酸洗を行う場合は、通常の条件にて行うことができる。
冷間圧延条件は所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は少なくとも50%以上とすることが好ましい。高r値化には高冷延圧下率が有効であり、圧下率が50%未満ではフェライト相の{111}再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を得ることが困難となる場合がある。一方、本発明では圧下率を高くするほどr値が上昇するが、90%を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、圧延時のロールへの負荷も高まり、通板トラブルが発生する恐れがあるため、上限は90%とすることが好ましい。
次に、本発明において重要な要件である焼鈍工程について詳細を説明する。
上記冷間圧延した鋼板は、その後、焼鈍して、所望とする強度と深絞り性を付与する。そのためには、700〜800℃の温度範囲を平均昇温速度3℃/s未満で800〜900℃の温度範囲まで加熱し、次いで、平均冷却速度5℃/s以上で500℃以下の冷却停止温度まで冷却することが必要である。
本発明では、熱延板の段階で、NbCやTiCを鋼中に析出させているため、冷間圧延後の鋼板の再結晶温度は、比較的高温となっている。このため、冷延板を加熱するに際しては、再結晶を促進させて、高r値化に有効な{111}再結晶集合組織を発達させる観点および均一な再結晶組織を得て材質バラツキを抑制する観点から、700〜800℃の温度範囲を平均昇温速度3℃/s未満の低速で加熱する必要がある。平均昇温速度が3℃/s以上では、{111}再結晶集合組織の発達が不十分となり、高r値化が困難となるばかりか、不均一組織に起因した加工性の低下や材質バラツキが生じる場合がある。なお、生産性を高める観点から、平均昇温速度は0.5℃/s以上とすることが好ましい。
本発明の焼鈍後の鋼板組織を、所望の面積率のフェライト相とマルテンサイト相を含む複合組織とするためには、焼鈍温度はフェライト相とオーステナイト相の2相域温度とする必要があり、さらに均一な再結晶組織を得て材質バラツキを抑制する必要がある。このため、焼鈍温度を800〜900℃の温度範囲とする。焼鈍温度が800℃未満では、焼鈍後の冷却後に所望のマルテンサイト量が得られない上、焼鈍中に再結晶が十分に完了しないため、フェライト相の{111}再結晶集合組織が発達せず、平均r値1.20以上を確保できない場合があり、さらに不均一組織に起因した加工性の低下や材質バラツキが生じる場合がある。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、オーステナイト単相域となるため、その後の冷却速度によっては、第2相(マルテンサイト相、ベイナイト相、パーライト相)が必要以上に増加して所望の面積率のフェライト相が得られず、良好なr値が得られなくなる。また、生産性の低下やエネルギーコストの増加を招くという問題もある。よって、焼鈍温度は800〜900℃の範囲とする。好ましくは820〜880℃の範囲である。
なお、焼鈍における均熱保持時間は、オーステナイトへのC等の元素の濃化を十分に進行させる観点、およびフェライト相の{111}再結晶集合組織の発達を十分に促進させる観点から、15秒以上とするのが好ましい。一方、均熱保持時間が300秒を超えると、結晶粒が粗大化し、強度の低下や鋼板表面性状の劣化等、鋼板の諸特性に悪影響を及ぼす恐れがある。よって、焼鈍での均熱保持時間は15〜300秒の範囲が好ましい。より好ましくは15〜200秒の範囲である。
冷延鋼板においては、上記焼鈍温度で再結晶が完了した鋼板は、その後、焼鈍温度から平均冷却速度5℃/s以上で500℃以下の冷却停止温度まで冷却することが必要である。平均冷却速度が5℃/s未満では、鋼板組織全体に対する面積率で3%以上のマルテンサイト相を確保することが困難となり、所望の強度(TS440MPa以上)が得られない。また、冷却停止温度が500℃を超えると、やはり、面積率で3%以上のマルテンサイト相を確保できない恐れがある。なお、平均冷却速度は8℃/s以上とすることが好ましく、10℃/s以上とすることがより好ましい。また、冷却停止温度は400〜450℃の範囲とすることが好ましい。なお、平均冷却速度が100℃/sを超えると水冷等の特別な設備が必要となり、製造コストの増加を招いたり、鋼板形状の悪化を招く恐れがあるため、平均冷却速度の上限は100℃/sとするのが好ましい。
なお、本発明においては、冷却停止温度以降の冷却条件については特に限定しないが、マルテンサイト相の焼戻しを適度に進行させて、延性や靭性を回復する観点から、冷却停止温度から200℃までの温度域を平均冷却速度0.2〜10℃/sで冷却するのが好ましい。すなわち、上記温度域の平均冷却速度が0.2℃/s未満であると、マルテンサイト相の焼戻しが過度に進行し、所望の強度が得られない恐れがある。一方、上記温度域の平均冷却速度が10℃/sを超えると、マルテンサイト相の焼戻しが十分に進行せず、延性や靭性の回復効果があまり期待できないからである。より好ましい平均冷却速度は0.5〜6℃/sの範囲である。
上記により製造された本発明の冷延鋼板は、その後、形状矯正や表面粗度調整等の目的で、調質圧延やレベラー加工等を施してもよい。なお、調質圧延を行う場合には、伸び率は0.3〜1.5%程度とすることが好ましい。
以上により、本発明の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。なお、本発明の鋼板は、電気めっきなどの表面処理を施すことができる。めっき処理としては、純亜鉛の他、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき処理、あるいはAlやAlを主成分として合金元素を添加したAl系合金めっき処理などが挙げられる。
以下、実施例により本発明をさらに説明する。
表1に示す成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを1220℃に加熱後、熱間圧延し、コイルに巻き取って板厚：4.0mmの熱延板とした。なお、上記熱間圧延の仕上げ圧延における最終パスと最終パスの前パスの圧延温度および圧下率、仕上げ圧延終了後の冷却開始から720℃までの平均冷却速度、巻取り温度は表2に示す通りである。また、仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間は3秒以内とした。
次いで、上記により得られた熱延板に対して、酸洗した後、表2に示す条件で冷間圧延を行い板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。次いで、表2に示す条件にて連続焼鈍し、伸長率：0.5%の調質圧延を施し、冷延鋼板(製品)とした。
以上により得られた冷延鋼板に対して、コイル長手方向の中央部(M部)からサンプルを採取し、下記の方法で組織観察、引張試験を行い、鋼板組織の特定、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率、TS、伸び（以下、Elと称することもある）、平均r値を測定した。また、冷延鋼板のコイル長手方向の先端部(T部：コイル先端から2m位置)および後端部(B部：コイル後端から2m位置)からもサンプルを採取し、コイルT部、M部、B部のTSの最大値と最小値の差を求め、TSの変動量をΔTSとした。さらに、コイルT部、M部、B部の伸びの最大値と最小値の差をElの変動量ΔEl、コイルT部、M部、B部の平均r値の最大値と最小値の差を平均r値の変動量Δ平均r値とし、コイル内の材質均一性を評価した。
組織観察
得られた冷延鋼板から組織観察用試験片を採取し、L断面(圧延方向に平行な垂直断面)を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査電子顕微鏡(SEM)で倍率2000倍で撮影した組織写真(SEM写真)から、鋼板組織の特定とフェライト相およびマルテンサイト相の面積率を測定した。なお、上記組織写真からの鋼板組織の特定は、フェライトはやや黒いコントラストの領域、パーライトは炭化物がラメラー状に生成している領域、ベイナイトは炭化物が点列状に生成している領域とし、マルテンサイトおよび残留オーステナイト(残留γ)は白いコントラストのついている粒子とした。さらに、上記試験片に、250℃で4hrの焼戻し処理を施した後、同様にして組織写真を得て、炭化物がラメラー状に生成している領域を熱処理前にパーライト、炭化物が点列状に生成している領域を熱処理前にベイナイトもしくはマルテンサイトであった領域として再度その面積率を求め、白いコントラストのまま残存している微粒子を残留γとして測定し、焼戻し処理前の白いコントラストがついている粒子(マルテンサイトおよび残留γ)の面積率との差から、マルテンサイト相の面積率を求めた。なお、それぞれの相の面積率は、透明のOHPシートに各相ごとに層別して色付けし、画像を取り込み後、2値化を行い、画像解析ソフト(マイクロソフト社製Digital Image Pro Plus ver.4.0)にて求めた。
引張試験
得られた冷延鋼板から、圧延方向に対して90°方向(C方向)を引張方向とするJIS5号引張試験片(JIS Z 2201)を採取し、JIS Z 2241（1998年）の規定に準拠した引張試験を行い、TS、全伸びElを測定した。また、コイル長手方向でのTS、Elの最大値と最小値の差を求め、それぞれΔTS、ΔElとした。
平均r値
得られた冷延鋼板から、圧延方向に対して0°方向(L方向)、45°方向(D方向)、90°方向(C方向)を引張方向とするJIS5号引張試験片を採取し、これらの試験片に10%の単軸引張歪を付与したときの各試験片の幅方向真歪と厚さ方向真歪を測定し、これらの測定値から、JIS Z 2254（2008年）の規定に準拠して平均r値(平均塑性歪比)を算出した。また、コイル長手方向での平均r値の最大値と最小値の差を求め、Δ平均r値とした。得られた結果を表3に示す。
Figure 0005408314
Figure 0005408314
Figure 0005408314
表3より、No.3〜13、16〜22の鋼板は、鋼成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、TSが440MPa以上、平均r値が1.20以上で、強度と深絞り性をともに満足した冷延鋼板となっている。また、ΔTSが20MPa未満、ΔElが2.0%未満、Δ平均r値が0.20未満となっており、コイル長手方向の材質均一性に優れた冷延鋼板となっている。中でも、固溶C量(C*)が0.020以下であるNo.5、9、11、22は平均r値が1.30以上、さらに、C*が0.017未満であるNo.3、4、6〜8、12、13、16〜20は平均r値が1.40以上と極めて良好な深絞り性を示している。
これに対して、比較例のNo.1の鋼板はC、Si含有量およびC*が本発明の範囲を外れているため、所望のマルテンサイト量が得られず、TSが440MPaを下回り、さらにC含有量が0.010%未満のため、熱延巻取り後におけるNbCやTiCの析出量の変動により、コイル内の材質バラツキの指標であるΔTS、ΔElおよびΔ平均r値が本発明範囲を上回っている。また、比較例のNo.2の鋼板はMn含有量が本発明の範囲を外れているため、所望のマルテンサイト量が得られず、TSが440MPaを下回り、さらに、(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)が0.150未満のため、熱延巻取り後におけるNbCやTiCの析出量の変動により、コイル内の材質バラツキの指標であるΔTS、ΔElおよびΔ平均r値が本発明範囲を上回っている。また、比較例のNo.14、15の鋼板はC*が本発明の範囲を超えているため、高r値化に有効なフェライト相の面積率が低く、平均r値が1.20を下回り、さらにNo.15は(Nb/93+Ti*/48)/(C/12)が0.150未満のため、ΔTSおよびΔElが本発明範囲を上回っている。
表1に示す鋼D、GおよびLの成分組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。これらの鋼スラブを、1220℃に加熱後、熱間圧延し、コイルに巻き取って板厚：4.0mmの熱延板とした。なお、上記熱間圧延の仕上げ圧延における最終パスおよび最終パスの前パスの圧延温度および圧下率、仕上げ圧延終了後の冷却開始から720℃までの平均冷却速度および巻取り温度は表4に示す通りである。また、仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間は3秒以内とした。
次いで、得られた熱延板に対して、酸洗した後、表4に示す条件で冷間圧延を行い板厚：1.2mmの冷延鋼板とした。次いで、表4に示す条件にて連続焼鈍し、伸長率：0.5%の調質圧延を施し、冷延鋼板(製品)とした。
得られた冷延鋼板に対して、コイル長手方向の中央部(M部)から、実施例1と同様に試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト相、マルテンサイト相の面積率、TS、伸び、平均r値を測定した。また、コイル長手方向のTS、El、平均r値の変動量、ΔTS、ΔEl、Δ平均r値を評価した。
上記測定の結果を表5に示す。
Figure 0005408314
Figure 0005408314
表5から、本発明の製造条件を満たすNo.23〜33、36、37、39、40の発明例の鋼板は、TSが440MPa以上、平均r値が1.20以上で、かつ、ΔTSが20MPa未満、ΔElが2.0%未満、Δ平均r値が0.20未満であり、強度、深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた冷延鋼板となっている。
中でも、熱延板組織の微細化による高r値化を図る目的で仕上げ圧延終了後の平均冷却速度を40℃/s以上としたNo.25、26および30の鋼板は、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度を40℃/s未満とした他の鋼板よりも高い平均r値が得られ、さらにコイル内の材質バラツキの指標であるΔTS、ΔElおよびΔ平均r値が大幅に減少している。また、熱延板段階でのNbCやTiCの析出促進効果によるコイル内材質均一化を高める目的で、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率を、それぞれ10%以上、15%以上としたNo.23〜30、32、33、36、37、39および40の鋼板は、最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率を、それぞれ10%未満、15%未満であるNo.31よりもΔTS、ΔElおよびΔ平均r値が小さく、コイル内の材質均一性に優れている。さらに、最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率を、それぞれ13%以上、18%以上としたNo.23、25〜27、29、30、39はΔTS、ΔElおよびΔ平均r値がより小さく、コイル内の材質均一性が非常に優れている。
一方、比較例のNo.34の鋼板は焼鈍温度が本発明の範囲を下回るため、所望のマルテンサイト量が得られず、TSが440MPaを下回っている上、再結晶が完了していないため、高r値化に有効な{111}再結晶集合組織の発達が不十分となり、平均r値が1.20未満となり、さらに均一な再結晶組織が得られないため、コイル内の材質バラツキの指標であるΔTS、ΔElおよびΔ平均r値が本発明範囲を上回っている。
また、比較例のNo.35の鋼板は焼鈍温度が本発明の範囲を超えて、オーステナイト単相域での焼鈍となったため、その後の冷却過程で高r値化に有効なフェライト相が生成せず、平均r値が1.20未満となっている。
また、比較例のNo.38の鋼板は焼鈍温度から冷却停止温度までの平均冷却速度が本発明の範囲を下回るため、所望のマルテンサイト量が得られず、TSが440MPaを下回っている。さらに、比較例のNo.41の鋼板は、焼鈍加熱時の700〜800℃における平均昇温速度が本発明の範囲を超えているため、フェライト相の{111}再結晶集合組織の発達が不十分となり、平均r値が1.20未満となり、さらに均一な再結晶組織が得られないため、コイル内の材質バラツキの指標であるΔTS、ΔElおよびΔ平均r値が本発明範囲を上回っている。
本発明の高強度冷延鋼板は、自動車用部材に限定されるものではなく、高強度でかつ深絞り性が要求される他の用途においても好適に用いることができる。したがって、家電部品や鋼管等の素材としても好適である。

Claims (5)

  1. 成分組成は、質量％でC:0.010〜0.060％、Si:0.5％超1.5％以下、Mn:1.0〜3.0％、P:0.005〜0.100％、S:0.010％以下、sol.Al：0.005〜0.500％、N:0.0100％以下、Nb:0.010〜0.100％、Ti：0.015〜0.150％を含有し、かつ下記式（１）、（２）および(３)の関係を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    組織は、面積率で70％以上のフェライト相と、3％以上のマルテンサイト相を有し、
    引張強さが440MPa以上、平均r値が1.20以上である深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
    (Nb/93)/(C/12)<0.20・・・(1)
    0.005≦C*≦0.025・・・(2)
    (Nb/93+Ti*/48)/(C/12)≧0.150・・・（3）
    なお、式(1)、(2)および(3)中の、元素Mは元素Mの含有量（質量％）を示し、C*=C-(12/93)Nb-(12/48)Ti*であり、Ti*=Ti-(48/14)N-(48/32)Sである。ただし、Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0の場合は、Ti-(48/14)N-(48/32)S＝0とする。
  2. さらに、質量％で、Mo、CrおよびVのうちから選ばれる1種または2種以上を合計で0.50％以下含有することを特徴とする請求項1に記載の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
  3. さらに、質量％で、Cu：0.30％以下、Ni：0.30％以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍して高強度冷延鋼板を製造するに際し、前記熱間圧延では、仕上圧延における最終パスの圧下率を10％以上、前記最終パスの前パスの圧下率を15％以上とし、前記焼鈍工程では、700〜800℃の温度範囲を平均昇温速度3℃/s未満で800〜900℃の温度範囲まで加熱し、次いで、平均冷却速度5℃/s以上で500℃以下の冷却停止温度まで冷却することを特徴とする深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  5. 前記熱間圧延の仕上圧延終了後、3秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度40℃/s以上で720℃以下まで冷却し、500〜700℃の温度で巻取りした後、圧下率50％以上で冷間圧延することを特徴とする請求項４に記載の深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
JP2012180436A 2011-10-13 2012-08-16 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 Active JP5408314B2 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012180436A JP5408314B2 (ja) 2011-10-13 2012-08-16 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US14/351,264 US9297052B2 (en) 2011-10-13 2012-08-23 High strength cold rolled steel sheet with excellent deep drawability and material uniformity in coil and method for manufacturing the same
PCT/JP2012/005281 WO2013054464A1 (ja) 2011-10-13 2012-08-23 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN201280050634.7A CN103857817B (zh) 2011-10-13 2012-08-23 深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
EP12839838.5A EP2767604A4 (en) 2011-10-13 2012-08-23 HIGH-RESISTANT COLD-ROLLED STEEL PLATE WITH EXCELLENT DEEP-DRAWN CAPACITY AND MATERIAL UNIFORMITY ON COIL AS WELL AS MANUFACTURING METHOD THEREFOR
TW101130631A TWI456075B (zh) 2011-10-13 2012-08-23 深擠壓性及鋼卷內材質均勻性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法
KR1020147009633A KR101600731B1 (ko) 2011-10-13 2012-08-23 딥드로잉성 및 코일내 재질 균일성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011225429 2011-10-13
JP2011225429 2011-10-13
JP2012180436A JP5408314B2 (ja) 2011-10-13 2012-08-16 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2013100594A JP2013100594A (ja) 2013-05-23
JP5408314B2 true JP5408314B2 (ja) 2014-02-05

Family

ID=48081536

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2012180436A Active JP5408314B2 (ja) 2011-10-13 2012-08-16 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9297052B2 (ja)
EP (1) EP2767604A4 (ja)
JP (1) JP5408314B2 (ja)
KR (1) KR101600731B1 (ja)
CN (1) CN103857817B (ja)
TW (1) TWI456075B (ja)
WO (1) WO2013054464A1 (ja)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5765116B2 (ja) * 2010-09-29 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および伸びフランジ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
JP5825481B2 (ja) * 2010-11-05 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
EP3246425B1 (en) * 2015-01-16 2019-12-04 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US10760142B2 (en) 2015-01-16 2020-09-01 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
JP6554397B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP2017008368A (ja) * 2015-06-22 2017-01-12 株式会社神戸製鋼所 溶接性と成形性に優れた高強度冷延鋼板
EP3421633B1 (en) * 2016-03-31 2020-05-13 JFE Steel Corporation Thin steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, method for producing thin steel sheet, and method for producing plated steel sheet
KR102162785B1 (ko) * 2016-03-31 2020-10-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박 강판 및 도금 강판, 그리고, 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박 강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
KR102165051B1 (ko) * 2016-03-31 2020-10-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 도금 강판, 그리고, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
US11136643B2 (en) 2016-08-10 2021-10-05 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
EP3473346B1 (en) * 2016-08-19 2020-01-08 JFE Steel Corporation Method for cold rolling steel sheet, and method for manufacturing steel sheet
US11345974B2 (en) 2018-02-28 2022-05-31 Jfe Steel Corporation Cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP7049142B2 (ja) * 2018-03-15 2022-04-06 日鉄ステンレス株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法並びにばね部材

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5510650B2 (ja) 1973-12-29 1980-03-18
JPS5510650A (en) 1978-07-10 1980-01-25 Hitachi Ltd Interface monitor system
JPS5741349A (en) * 1980-08-27 1982-03-08 Nippon Steel Corp Cold rolled steel plate with high strength and deep drawability
JPS5757945A (en) 1980-09-26 1982-04-07 Aisin Warner Ltd Hydraulic pressure control unit to automatic transmission
JPS58107414A (ja) 1981-12-22 1983-06-27 Nippon Steel Corp 超深絞り用鋼板の製造方法
JPS6132375A (ja) 1984-07-24 1986-02-15 石川島播磨重工業株式会社 電気炉保護装置
US5853903A (en) * 1996-05-07 1998-12-29 Nkk Corporation Steel sheet for excellent panel appearance and dent resistance after panel-forming
ATE353985T1 (de) * 1998-12-07 2007-03-15 Jfe Steel Corp Hochfestes, kaltgewalztes stahlblech und verfahren zu dessen herstellung
JP3508654B2 (ja) 1999-02-15 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 コイル内材質均一性に優れたプレス成形用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4010131B2 (ja) 2000-11-28 2007-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り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
CN1193110C (zh) * 2000-11-28 2005-03-16 川崎制铁株式会社 高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法
JP4041296B2 (ja) 2001-08-24 2008-01-30 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板および製造方法
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
CN100360698C (zh) * 2003-04-21 2008-01-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
JP4635525B2 (ja) 2003-09-26 2011-02-23 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN1833042A (zh) * 2003-09-26 2006-09-13 杰富意钢铁株式会社 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法
JP4384523B2 (ja) * 2004-03-09 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4301045B2 (ja) * 2004-03-17 2009-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびめっき鋼板ならびにそれらの製造方法
JP4555693B2 (ja) 2005-01-17 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4735552B2 (ja) * 2007-01-22 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板および高強度めっき鋼板の製造方法
JP5262372B2 (ja) * 2008-07-11 2013-08-14 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2010074458A2 (ko) 2008-12-24 2010-07-01 주식회사 포스코 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
JP5655475B2 (ja) * 2010-03-24 2015-01-21 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5765116B2 (ja) * 2010-09-29 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および伸びフランジ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
JP5825481B2 (ja) * 2010-11-05 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
JP5532088B2 (ja) * 2011-08-26 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り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

Also Published As

Publication number Publication date
US9297052B2 (en) 2016-03-29
KR101600731B1 (ko) 2016-03-07
CN103857817B (zh) 2015-11-25
JP2013100594A (ja) 2013-05-23
TW201315819A (zh) 2013-04-16
KR20140068183A (ko) 2014-06-05
TWI456075B (zh) 2014-10-11
US20140290810A1 (en) 2014-10-02
WO2013054464A1 (ja) 2013-04-18
EP2767604A4 (en) 2016-02-17
CN103857817A (zh) 2014-06-11
EP2767604A1 (en) 2014-08-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5408314B2 (ja) 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5884714B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6179461B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
JP5825481B2 (ja) 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
KR101264574B1 (ko) 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
JP5765116B2 (ja) 深絞り性および伸びフランジ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
JP5532088B2 (ja) 深絞り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
JP5655475B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4407449B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20160075620A (ko) 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP5251207B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR101813914B1 (ko) 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP5397141B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2014009377A (ja) 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
JP5655436B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4301045B2 (ja) 高強度鋼板およびめっき鋼板ならびにそれらの製造方法
JP5440370B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4525386B2 (ja) 形状凍結性と深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法
JP4930393B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP2019059963A (ja) 低降伏比を有する鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20130304

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20130424

A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20130516

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20130528

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20130723

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20131008

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20131021

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5408314

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250