JP5471837B2 - Bake-hardening cold-rolled steel sheet and method for producing the same - Google Patents
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本発明は、焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a bake curable cold rolled steel sheet and a method for producing the same.
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形して使用される鋼板については、プレス形状の多様化に伴い、より優れた成形性が必要とされている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させることが検討されており。これにより、薄肉高成形性鋼板の需要が著しく高まってきている。そして、プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、より高い深絞り性やより低い降伏応力などの成形性に優れた鋼板が必要とされる。 Now that the industrial technology field is highly divided, materials used in each technical field are required to have special and high performance. For example, steel sheets used by press forming are required to have better formability with the diversification of press shapes. In particular, for steel sheets for automobiles, consideration has been given to reducing the weight of the vehicle body and improving fuel efficiency in consideration of the global environment. As a result, the demand for thin high-formability steel sheets has increased significantly. In press forming, the thinner the steel sheet used, the easier it will be to crack and wrinkle.Therefore, steel sheets with higher formability such as higher deep drawability and lower yield stress are required. The
これまでに、自動車のアウターパネル等の用途に適した深絞り用冷延鋼板として、極低炭素鋼にＴｉやＮｂを添加した、いわゆるＩＦ鋼板について多くの提案がなされている。ＩＦ鋼板は、鋼中のＣおよびＮをＴｉＣやＴｉＮ等として析出固定し、固溶状態のＣやＮが鋼中に存在しない状態としている。このため、再結晶焼鈍時に深絞り性に好ましい集合組織が形成され、優れた成形性を得ることができる。 To date, many proposals have been made on so-called IF steel sheets obtained by adding Ti or Nb to ultra-low carbon steels as cold-rolled steel sheets for deep drawing suitable for applications such as outer panels of automobiles. In the IF steel sheet, C and N in the steel are precipitated and fixed as TiC, TiN or the like, and C or N in a solid solution state is not present in the steel. For this reason, a texture preferable for deep drawability is formed during recrystallization annealing, and excellent formability can be obtained.
一方、アウターパネルに供される鋼板には、プレス成形前における成形性のみならず、プレス成形後において外部から応力に対する凹みにくさを意味する耐デント性が要求される。耐デント性はアウターパネルに必須とされる性能である。耐デント性を高めるには、塑性変形が生じにくいようにすること、すなわち、降伏応力が高くすることが有効である。 On the other hand, the steel sheet used for the outer panel is required to have not only formability before press molding, but also dent resistance, which means difficulty in dents against stress from the outside after press molding. Dent resistance is an essential performance for outer panels. In order to increase the dent resistance, it is effective to make plastic deformation difficult to occur, that is, to increase the yield stress.
このようなプレス成形前における成形性とプレス成形後における耐デント性という要求に応える鋼板として焼付硬化性鋼板（以下、「ＢＨ鋼板」ともいう。）が知られている。例えば、特許文献１に提案されている。 Bake-hardening steel plates (hereinafter also referred to as “BH steel plates”) are known as steel plates that meet the requirements of such formability before press forming and dent resistance after press forming. For example, it is proposed in Patent Document 1.
ＢＨ鋼板は、歪時効硬化現象を利用するものであり、鋼中に固溶状態のＣ（以下、「固溶Ｃ」ともいう。）を含有させることにより、プレス成形前においては良好なプレス成形性を確保し、プレス成形後においては、塗装焼付処理を施すことにより、プレス成形により導入した転位に上記固溶Ｃを固着させて降伏応力を高め、これにより良好な耐デント性を確保するものである。 The BH steel sheet utilizes a strain age hardening phenomenon, and by including C in a solid solution state (hereinafter, also referred to as “solid solution C”) in the steel, good press forming before press forming is performed. After press molding, by applying paint baking treatment, the above solid solution C is fixed to the dislocations introduced by press molding to increase the yield stress, thereby ensuring good dent resistance. It is.
このようにＢＨ鋼板は、プレス成形前における成形性とプレス成形後における耐デント性という要求に応える鋼板として広く使用されている。
しかし、近年のさらなる高強度化のニーズの高まりにより以下の問題が生じている。
Thus, the BH steel sheet is widely used as a steel sheet that meets the requirements of formability before press forming and dent resistance after press forming.
However, the following problems have arisen due to the recent increasing needs for further strengthening.
すなわち、ＢＨ鋼板は、上述したように鋼中に固溶Ｃを含有させるものであるため、再結晶焼鈍における結晶粒の粒成長性が阻害されて結晶粒が細粒になる傾向にあり、その結果、降伏応力が高くなる傾向にある。降伏応力が高いと成型性が低下するので好ましくない。特に、ドアアウターパネル用途においては、降伏応力が高いと面歪が生じやすくなって外観性状を悪化させるため、降伏応力が低いことが要求される。 That is, since the BH steel sheet contains solid solution C in the steel as described above, the grain growth property of the crystal grains in the recrystallization annealing is hindered, and the crystal grains tend to become fine grains. As a result, the yield stress tends to increase. A high yield stress is not preferable because the moldability deteriorates. In particular, in door outer panel applications, if the yield stress is high, surface distortion tends to occur and the appearance properties are deteriorated, so that the yield stress is required to be low.
一方、近年のさらなる高強度化の要求に応えるには、ＭｎやＣｒ等の強化元素を含有させることにより鋼板強度を高めることが必要である。しかし、ＭｎやＣｒ等の強化元素を含有させると、降伏応力も増大してしまう。上述したように、ＢＨ鋼板は、元来降伏応力が高くなる傾向にあるため、降伏応力の上昇を抑制しつつＢＨ鋼板の強度を高めることは困難である。 On the other hand, in order to meet the recent demand for higher strength, it is necessary to increase the strength of the steel sheet by including a strengthening element such as Mn or Cr. However, when a strengthening element such as Mn or Cr is included, the yield stress also increases. As described above, since the yield stress of the BH steel sheet tends to be high originally, it is difficult to increase the strength of the BH steel sheet while suppressing the increase of the yield stress.
上述したように、特許文献１には焼付硬化性冷延鋼板が提案されているが、降伏応力の上昇による成形性の低下に関しては検討されておらず、成形性の良い鋼板を安定して得ることは困難である。 As described above, Patent Document 1 proposes a bake-hardening cold-rolled steel sheet, but it has not been studied for a decrease in formability due to an increase in yield stress, and a steel sheet with good formability can be stably obtained. It is difficult.
本発明は、上述した従来技術に鑑みてなされたものであり、プレス成形前においては降伏応力が低くプレス成形性に優れるとともに、プレス成形後においては塗装焼付処理等の熱処理が施されることにより降伏応力が高められて良好な耐デント性を発現しう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。 The present invention has been made in view of the above-described conventional technology, and has low yield stress before press molding and excellent press moldability, and is subjected to heat treatment such as paint baking after press molding. An object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet capable of increasing yield stress and exhibiting good dent resistance and a method for producing the same.
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。
その結果、鋼中に固溶Ｃを含有させるものであるために、再結晶焼鈍における結晶粒の粒成長性が阻害されて結晶粒が細粒になる傾向にあり、その結果、降伏応力が高くなる傾向にあるＢＨ鋼板について、降伏応力の上昇を抑制しつつ高強度化する方法を見出したのである。
The present inventors have intensively studied to solve the above problems.
As a result, since solid solution C is contained in the steel, the grain growth property of the crystal grains in the recrystallization annealing is hindered and the crystal grains tend to become fine grains. As a result, the yield stress is high. As a result, the inventors have found a method for increasing the strength of a BH steel sheet that tends to become high while suppressing an increase in yield stress.
以下に、上記検討の経過を説明する。
すなわち、プレス成形前の冷延鋼板段階における降伏応力を低下させるには、冷延鋼板の結晶粒径を粗大化させることが有効であり、冷間圧延後の再結晶焼鈍における粒成長を促進させることが有効である。
Hereinafter, the progress of the above examination will be described.
That is, in order to reduce the yield stress in the cold-rolled steel sheet stage before press forming, it is effective to increase the crystal grain size of the cold-rolled steel sheet, and promote grain growth in recrystallization annealing after cold rolling. It is effective.
そして、冷間圧延後の再結晶焼鈍において粒成長を促進させるには、再結晶焼鈍において粒成長を阻害する固溶Ｃを存在させないように化学組成を調整することが有効である。例えば、ＴｉやＮｂを含有させて、鋼中のＣをＴｉＣやＮｂＣとして固定することが有効である。 In order to promote the grain growth in the recrystallization annealing after the cold rolling, it is effective to adjust the chemical composition so that the solid solution C that inhibits the grain growth is not present in the recrystallization annealing. For example, it is effective to contain Ti or Nb and fix C in the steel as TiC or NbC.
しかし、プレス成形後において焼付硬化能を発現させるには、鋼中に固溶Ｃを存在させることが必要である。したがって、再結晶焼鈍において粒成長を阻害する固溶Ｃを存在させないように化学組成を調整する方法は採用できない。 However, in order to develop the bake hardenability after press forming, it is necessary to have solute C present in the steel. Therefore, a method of adjusting the chemical composition so that solid solution C that inhibits grain growth does not exist in recrystallization annealing cannot be adopted.
そこで、鋼中に固溶Ｃが存在することを前提として、冷間圧延後の再結晶焼鈍における粒成長を促進させることを鋭意検討した。
その結果、熱間圧延に供するスラブの加熱条件が鋼中の析出物の形態に大きく影響を及ぼし、該熱間圧延により得られる熱延鋼板および該熱延鋼板に冷間圧延と再結晶焼鈍とを施すことにより得られる冷延鋼板の鋼組織に大きく影響を及ぼし、該冷延鋼板の機械的特性に大きく影響を及ぼすことを見出したのである。
Therefore, on the premise that solid solution C exists in the steel, the inventors studied diligently to promote grain growth in recrystallization annealing after cold rolling.
As a result, the heating condition of the slab to be subjected to hot rolling greatly affects the form of precipitates in the steel, and the hot rolled steel sheet obtained by the hot rolling and the hot rolled steel sheet are subjected to cold rolling and recrystallization annealing. It has been found that it has a great influence on the steel structure of the cold-rolled steel sheet obtained by applying, and greatly affects the mechanical properties of the cold-rolled steel sheet.
すなわち、鋼中に既に析出していたＭｎＳの大半が再固溶する程度の高温域までスラブを加熱すると、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出し、この微細に再析出したＭｎＳによるピンニング効果により熱延鋼板の結晶粒が微細化する。このような結晶粒が微細化した熱延鋼板に冷間圧延を施して再結晶焼鈍を施すと、熱延鋼板において結晶粒が微細化したことが再結晶焼鈍後の鋼組織にまで影響を及ぼし、さらに、焼付硬化性を得るための固溶Ｃの存在と相俟って、再結晶焼鈍による粒成長が抑制される。その結果、再結晶焼鈍後の冷延鋼板の結晶粒も微細化してしまい、冷延鋼板の降伏応力が上昇してしまうことが判明したのである。 That is, when the slab is heated to a high temperature range where most of the MnS already precipitated in the steel is re-dissolved, the re-dissolved MnS is finely re-precipitated during hot rolling. The crystal grains of the hot-rolled steel sheet are refined by the pinning effect of the MnS. When such hot rolled steel sheets with refined crystal grains are cold-rolled and subjected to recrystallization annealing, the refinement of crystal grains in the hot rolled steel sheets affects the steel structure after recrystallization annealing. Furthermore, in combination with the presence of solid solution C for obtaining bake hardenability, grain growth due to recrystallization annealing is suppressed. As a result, it has been found that the crystal grains of the cold-rolled steel sheet after recrystallization annealing are also refined, and the yield stress of the cold-rolled steel sheet increases.
一方、鋼中に既に析出していたＭｎＳの大半が再固溶しない程度の低温域でスラブを加熱すると、再固溶したＭｎＳが再固溶せずに残存したＭｎＳを核として熱間圧延中に再析出する。このため、ＭｎＳは粗大となり、ＭｎＳによるピンニング効果は小さく、熱延鋼板の結晶粒は比較的粗大となる。このような結晶粒が比較的に粗大な熱延鋼板に冷間圧延を施して再結晶焼鈍を施すと、熱延鋼板において結晶粒が比較的粗大であったことが再結晶焼鈍後の鋼組織にまで影響を及ぼし、焼付硬化性を得るための固溶Ｃの存在があったとしても、再結晶焼鈍による粒成長が比較的促進される。その結果、再結晶焼鈍後の冷延鋼板の結晶粒も比較的粗大となり、冷延鋼板の降伏応力の上昇を抑制できることが判明したのである。 On the other hand, when the slab is heated in a low temperature range where most of the MnS that has already precipitated in the steel does not re-dissolve, the re-dissolved MnS does not re-dissolve and remains in the hot rolling with the remaining MnS as the core. Reprecipitate in For this reason, MnS becomes coarse, the pinning effect by MnS is small, and the crystal grain of a hot-rolled steel plate becomes comparatively coarse. When a hot rolled steel sheet with relatively coarse grains is cold-rolled and subjected to recrystallization annealing, the crystal structure in the hot rolled steel sheet is relatively coarse. Even if there is solid solution C for obtaining bake hardenability, grain growth by recrystallization annealing is relatively promoted. As a result, it has been found that the crystal grain of the cold-rolled steel sheet after recrystallization annealing becomes relatively coarse, and an increase in yield stress of the cold-rolled steel sheet can be suppressed.
一例として、Ｃ：０．００２０％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．４０％、Ｓ：０．００４％の化学組成を有する鋼材のＭｎＳの析出挙動を熱力学平衡計算によって推定した結果を図１に示す。すなわち、１０００℃以上とすることにより、ＭｎＳの一部は再固溶する可能性があるものの１２５０℃未満までは大半のＭｎＳは再固溶せずに残存し、１２５０℃以上とするとＭｎＳの再固溶が急激に進行する可能性が高くなる。 As an example, the result of estimating the precipitation behavior of MnS in a steel material having a chemical composition of C: 0.0020%, Si: 0.01%, Mn: 0.40%, S: 0.004% by thermodynamic equilibrium calculation Is shown in FIG. That is, by setting the temperature to 1000 ° C. or higher, a part of MnS may be re-dissolved, but most of MnS remains without re-dissolving until less than 1250 ° C., and if it is 1250 ° C. or higher, The possibility that the solid solution proceeds rapidly increases.
以上のように、鋼中に固溶Ｃが存在していても、熱間圧延に供するスラブの加熱条件を適切にすることによりＭｎＳの析出形態を制御でき、これにより再結晶焼鈍における粒成長を促進することができ、低い降伏応力を有するＢＨ鋼板を得ることができるのである。 As described above, even if solute C is present in the steel, the precipitation form of MnS can be controlled by making appropriate the heating conditions of the slab to be subjected to hot rolling, thereby enabling grain growth in recrystallization annealing. BH steel sheet having a low yield stress can be obtained.
以上の知見に基づいて完成された本発明は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５％以上２．０％以下、Ｐ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５％以上０．０８％以下およびＮ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライト面積率が９０％以上であり、鋼板断面を１００００倍の倍率で観察して得られた粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％以下であり、清浄度ｄが０．０５％以下である鋼組織を有し、降伏比が７５％以下である機械特性を有することを特徴とする焼付硬化性冷延鋼板。
The present invention completed based on the above knowledge is as follows.
(1) By mass%, C: 0.0005% or more and less than 0.030%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.05% or more and 2.0% or less, P: 0.005% or more, and 0.0. 06% or less, S: 0.020% or less, sol. Al: 0.0005% to 0.08% or less and N: 0.005% or less, having a chemical composition the balance being Fe and impurities, the ferrite area ratio is 90%, the steel sheet cross-section It has a steel structure in which the number ratio of MnS having a particle diameter of 0.20 μm or less obtained by observation at a magnification of 10,000 times is 10% or less, and the cleanliness d is 0.05% or less, and the yield ratio A bake hardenable cold-rolled steel sheet characterized by having a mechanical property of 75% or less.
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０８０％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０８０％以下を含有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の焼付硬化性冷延鋼板。
(2) The bake-hardening cold-rolled steel sheet according to (1), wherein the chemical composition contains, by mass%, Ti: 0.080% or less instead of a part of the Fe.
(3) The bake hardening according to (1) or (2) above, wherein the chemical composition contains Nb: 0.080% or less in mass% instead of a part of the Fe. Cold rolled steel sheet.
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。 (4) The chemical composition according to any one of (1) to (3) above, wherein the chemical composition contains Cr: 0.50% or less in mass% instead of part of the Fe. Bake-hardening cold-rolled steel sheet.
（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（４）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。 (5) The chemical composition according to any one of (1) to (4) above, wherein the chemical composition contains B: 0.0030% or less in mass% instead of part of the Fe. Bake-hardening cold-rolled steel sheet.
（６）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。 (6) The chemical composition is one or two selected from the group consisting of Mo: 1% or less, Cu: 1% or less, and Ni: 1% or less in mass% instead of part of the Fe The bake-curable cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (5) above, comprising the above.
（７）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（６）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。 (7) The chemical composition is mass% in place of part of the Fe, Ca: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, and Zr: 0.01 The bake-hardenable cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (6) above, which contains one or more selected from the group consisting of% or less.
（８）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．０５％以下およびＳｎ：０．０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（７）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。 (8) The chemical composition is selected from the group consisting of Bi: 0.05% or less, Sb: 0.05% or less, and Sn: 0.05% or less, in mass%, instead of a part of the Fe. The bake-curable cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (7) above, further comprising one or more kinds.
（９）フェライト結晶粒度番号が１１．０未満である鋼組織を有することを特徴とする上記（１）〜上記（８）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
（１０）鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする上記（１）〜上記（９）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板。
(9) The bake-curable cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (8) above, which has a steel structure having a ferrite crystal grain size number of less than 11.0.
(10) The bake-curable cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (9) above, wherein the steel sheet surface has a plating layer.
（１１）下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を含むことを特徴とする上記（１）〜上記（９）のいずれかに記載の焼付硬化性冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（８）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；および
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程。
（１２）下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を含むことを特徴とする上記（１０）に記載の焼付硬化性冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（８）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ ３ 点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ ３ 点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程；および
（Ｆ）前記スキンパス圧延工程を経た鋼板にめっき処理を施してめっき層を形成するめっき工程。
(11) The method for producing a bake-curable cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (9) above , comprising the following steps (A) to (E):
(A) The slab having the chemical composition according to any one of the above (1) to (8) is held in a temperature range higher than 1150 ° C. and lower than 1250 ° C. for 100 minutes or more and 300 minutes or less and subjected to hot rolling, Ar 3 A hot rolling step in which hot rolling is completed in a temperature range of not less than 960 ° C. and not more than 960 ° C., and wound in a temperature range of 400 ° C. or more and less than 700 ° C. to form a hot-rolled steel sheet;
(B) Pickling step of pickling the hot-rolled steel sheet to obtain a pickled steel sheet;
(C) a cold rolling process in which the pickled steel sheet is cold rolled to form a cold rolled steel sheet;
(D) An annealing process in which the cold-rolled steel sheet is annealed in a temperature range from the recrystallization temperature to Ac 3 points; and (E) a skin pass rolling process in which the steel sheet subjected to the annealing process is rolled at an elongation of 2% or less.
(12) The method for producing a bake-curable cold-rolled steel sheet according to (10) above, comprising the following steps (A) to (F):
(A) The slab having the chemical composition according to any one of the above (1) to (8) is held in a temperature range higher than 1150 ° C. and lower than 1250 ° C. for 100 minutes or more and 300 minutes or less and subjected to hot rolling, Ar 3 A hot rolling step in which hot rolling is completed in a temperature range of not less than 960 ° C. and not more than 960 ° C., and wound in a temperature range of 400 ° C. or more and less than 700 ° C. to form a hot-rolled steel sheet;
(B) Pickling step of pickling the hot-rolled steel sheet to obtain a pickled steel sheet;
(C) a cold rolling process in which the pickled steel sheet is cold rolled to form a cold rolled steel sheet;
(D) An annealing process in which the cold-rolled steel sheet is annealed in a temperature range from the recrystallization temperature to Ac 3 points or less;
(E) a skin pass rolling step of rolling the steel plate that has undergone the annealing step at an elongation of 2% or less; and
(F) A plating process in which a steel sheet subjected to the skin pass rolling process is plated to form a plating layer.
本発明によれば、プレス成形前においては降伏応力が低く良好なプレス成形性を有し、プレス成形後においては塗装焼付処理等の熱処理が施されることにより降伏応力が効果的に高められ、良好な耐デント性を発現しうる焼付硬化性冷延鋼板およびその製造方法が提供される。本発明に係る焼付硬化性冷延鋼板は、自動車のアウターパネルに好適である。本発明に係る焼付硬化性冷延鋼板は、自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。 According to the present invention, the yield stress is low before press molding and has good press formability, and after press molding, the yield stress is effectively increased by heat treatment such as paint baking treatment, A bake-hardening cold-rolled steel sheet capable of exhibiting good dent resistance and a method for producing the same are provided. The bake curable cold rolled steel sheet according to the present invention is suitable for an outer panel of an automobile. The bake-hardening cold-rolled steel sheet according to the present invention greatly contributes to industrial development, such as being able to contribute to solving global environmental problems through weight reduction of automobile bodies.
以下、本発明に係る焼付硬化性冷延鋼板の化学組成および鋼組織ならびにその鋼板の好適な製造方法について詳述する。以下の説明において、化学組成を規定する「％」は特にことわりがない限り「質量％」である。 Hereinafter, the chemical composition and steel structure of the bake-hardenable cold-rolled steel sheet according to the present invention and a preferred method for producing the steel sheet will be described in detail. In the following description, “%” defining the chemical composition is “% by mass” unless otherwise specified.
１．化学組成
（１）Ｃ：０．０００５％以上０．０３０％未満
Ｃは、固溶状態で鋼中に存在することにより焼付硬化能を発揮する作用を有する。Ｃ含有量が０．０００５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．０３０％以上では、成形性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％未満とする。好ましくは０.０２５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
1. Chemical composition (1) C: 0.0005% or more and less than 0.030% C has an effect of exhibiting bake hardening ability when present in steel in a solid solution state. If the C content is less than 0.0005%, it is difficult to obtain the effect of the above action. Therefore, the C content is 0.005% or more. On the other hand, if the C content is 0.030% or more, the moldability may be significantly lowered. Therefore, the C content is less than 0.030%. Preferably it is 0.025% or less, More preferably, it is 0.010% or less.
（２）Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは、一般に不純物として含有される元素であるが、延性の低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な元素でもある。また、溶融めっきを施す場合には、適度に含有させることによりめっき密着性を高める作用を有する。したがって、積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉは易酸化元素であるため、Ｓｉ含有量が０．１％超では、非めっき鋼板の場合には化成処理性の低下が著しくなる場合があり、溶融めっき鋼板の場合にはめっき濡れ性の低下により不めっきが生じる場合がある。したがって、Ｓｉの含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
(2) Si: 0.1% or less Although Si is an element that is generally contained as an impurity, it is also an element that is effective in increasing strength while suppressing a decrease in ductility. Moreover, when performing hot-dipping, it has the effect | action which improves plating adhesiveness by making it contain moderately. Therefore, you may make it contain actively. However, since Si is an easily oxidizable element, if the Si content exceeds 0.1%, the chemical conversion treatment performance may be significantly reduced in the case of a non-plated steel sheet, and in the case of a hot-dip plated steel sheet, the plating wettability may occur. In some cases, non-plating may occur due to a decrease in property. Therefore, the Si content is 0.1% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.02% or less.
（３）Ｍｎ：０.０５％以上２．０％以下
Ｍｎは、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、固溶Ｓによる熱間脆性を防止する作用を有する。Ｍｎ含有量が０．０５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．０％超では、降伏応力の上昇が著しくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下である。
(3) Mn: 0.05% or more and 2.0% or less Mn combines with S in steel to form MnS and has an action of preventing hot brittleness due to solute S. If the Mn content is less than 0.05%, it is difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, the Mn content is 0.05% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.0%, the yield stress may be significantly increased. Therefore, the Mn content is 2.0% or less. Preferably it is 1.6% or less.
（４）Ｐ：０．００５％以上０．０６％以下
Ｐは、ｒ値の低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な元素である。Ｐ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０６％超では、耐二次加工脆性の低下が著しくなる。また、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化速度の低下が著しくなり、適正な合金化度を実現することが困難となる。したがって、Ｐの含有量は０.０６％以下とする。好ましくは０.０２５％以下である。
(4) P: 0.005% or more and 0.06% or less P is an element effective for increasing the strength while suppressing a decrease in the r value. If the P content is less than 0.005%, it is difficult to obtain the effect of the above action. Therefore, the P content is 0.005% or more. On the other hand, if the P content exceeds 0.06%, the secondary work brittleness resistance is significantly reduced. Moreover, when alloying hot dip galvanizing is applied to the steel sheet surface, the alloying speed is remarkably lowered, and it becomes difficult to achieve an appropriate degree of alloying. Therefore, the P content is 0.06% or less. Preferably it is 0.025% or less.
（５）Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不純物として含有され、粒界に偏析して鋼を脆化させる作用を有する。また、脆化を抑制するためにＭｎを含有させてＭｎＳとして固定したとしても、ＭｎＳの絶対量が過剰であると、ＭｎＳが起点となってプレス成形時に割れを誘発する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１２％未満である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限を限定する必要はないが、コストの観点からは０．００２％以上とすることが好ましい。
(5) S: 0.020% or less S is contained as an impurity, and has the effect of segregating at the grain boundaries to embrittle the steel. In addition, even if Mn is contained and fixed as MnS in order to suppress embrittlement, if the absolute amount of MnS is excessive, MnS starts as a starting point and induces cracking during press molding. Therefore, the S content is 0.020% or less. Preferably it is less than 0.012%. The lower the S content, the better. Therefore, it is not necessary to limit the lower limit.
（６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５以上０．０８％以下
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定することにより、固溶Ｎによる常温時効を抑制する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.０００５％以上とする。好ましくは０.０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０８％超としても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利になる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０６％以下である。
(6) sol. Al: 0.0005 or more and 0.08% or less Al has an action of making steel healthy by deoxidation. Moreover, it has the effect | action which suppresses normal temperature aging by solid solution N by fixing N in steel as AlN. sol. If the Al content is less than 0.0005%, it is difficult to obtain the effect by the above action. Therefore, sol. Al content shall be 0.0005% or more. Preferably it is 0.02% or more. On the other hand, sol. Even if the Al content exceeds 0.08%, the effect of the above action is saturated and disadvantageous in cost. Therefore, sol. The Al content is 0.08% or less. Preferably it is 0.06% or less.
（７）Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいのでＮ含有量の下限を規定する必要はない。ただし、過度に極低窒素化することは、製鋼コストの著しい上昇を伴う。したがって、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
(7) N: 0.005% or less N is an element inevitably contained in steel, and deteriorates ductility, deep drawability, and normal temperature aging resistance. For this reason, N content shall be 0.005% or less. Preferably it is 0.0035% or less. The smaller the N content, the better. Therefore, it is not necessary to define the lower limit of the N content. However, excessively low nitrogen is accompanied by a significant increase in steelmaking costs. Therefore, the N content is preferably 0.001% or more.
（８）Ｔｉ：０．０８０％以下
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、固溶Ｎによる常温時効を抑制するとともに、鋼板のｒ値を高める作用を有する。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０８０％超では、ＴｉＣの生成が著しくなり、再結晶焼鈍時の粒成長が阻害されてしまい、結晶粒が微細となって降伏比が上昇し、却って成形性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.００５％以上である。
(8) Ti: 0.080% or less Ti has the effect | action which raises the r value of a steel plate while suppressing normal temperature aging by solid solution N by fixing N in steel as TiN. Therefore, Ti may be included. However, if the Ti content exceeds 0.080%, the formation of TiC becomes remarkable, grain growth during recrystallization annealing is hindered, the crystal grains become finer, the yield ratio increases, and on the contrary, the formability is increased. May deteriorate. Therefore, the Ti content is 0.080% or less. Preferably it is 0.040% or less, More preferably, it is 0.025% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable to make Ti content into 0.003% or more. More preferably, it is 0.005% or more.
（９）Ｎｂ：０．０８０％以下
Ｎｂは、鋼中のＣを炭化物として固定して固溶Ｃ量を適度に調整することにより、常温時効を抑制しつつ焼付硬化能を確保することを容易にする作用を有する。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０８０％超では、再結晶焼鈍時の粒成長が著しく阻害されてしまい、結晶粒が微細化されて降伏比が上昇し、成形性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０.０８０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ含有量を０.００３％以上とすることが好ましい。
(9) Nb: 0.080% or less Nb is easy to ensure bake hardenability while suppressing normal temperature aging by fixing C in steel as carbide and adjusting the amount of solute C appropriately. Has the effect of Therefore, you may contain Nb. However, if the Nb content exceeds 0.080%, grain growth during recrystallization annealing is remarkably inhibited, the crystal grains are refined, the yield ratio increases, and formability may be deteriorated. Therefore, the Nb content is set to 0.080% or less. Preferably it is 0.040% or less, More preferably, it is 0.025% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable to make Nb content 0.003% or more.
（１０）Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、Ｃｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５０％超では、再結晶焼鈍時に鋼板の表層部に濃化して、非めっき鋼板の場合には化成処理性の低下が著しくなる場合があり、溶融めっき鋼板の場合にはめっき濡れ性の低下により不めっきが生じる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０.００５％以上とすることが好ましい。
(10) Cr: 0.50% or less Cr has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, Cr may be contained. However, if the Cr content exceeds 0.50%, the surface layer portion of the steel sheet is concentrated during recrystallization annealing, and in the case of a non-plated steel sheet, the chemical conversion processability may be significantly reduced. In some cases, non-plating may occur due to a decrease in plating wettability. Therefore, the Cr content is 0.50% or less. Preferably it is 0.04% or less, More preferably, it is 0.03% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable to make Cr content 0.005% or more.
（１１）Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、耐二次加工脆性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００３０％超では、再結晶温度の上昇により、深絞り性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上である。
(11) B: 0.0030% or less B has the effect of segregating at the grain boundaries to strengthen the grain boundaries and improving the resistance to secondary work embrittlement. Therefore, B may be contained. However, if the B content exceeds 0.0030%, the deep drawability may deteriorate significantly due to an increase in the recrystallization temperature. Therefore, the B content is 0.0030% or less. Preferably it is 0.0015% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable to make B content 0.0003% or more. More preferably, it is 0.0005% or more.
（１２）Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｍｏ：０．００３％以上、Ｃｕ：０．００３％以上およびＮｉ：０．００３％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
(12) Mo: 1% or less, Cu: 1% or less, and Ni: 1% or more selected from the group consisting of 1% or less Mo, Cu, and Ni act to increase the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. Have Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, even if it is contained exceeding the above range, the effect by the above action is saturated and disadvantageous in cost. Therefore, the content of each element is within the above range. In order to more reliably obtain the effect of the above action, it is preferable to satisfy one of Mo: 0.003% or more, Cu: 0.003% or more, and Ni: 0.003% or more.
（１３）Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、ＭｎＳの析出サイトとなる介在物を適度に分散させる作用を有し、該介在物を核としてＭｎＳが析出・粗大化するので、冷延鋼板のフェライト結晶粒の粗大化が促され、冷延鋼板の降伏応力を低下させるのに有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させると表面性状の劣化が著しくなる場合がある。したがって、各元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。本発明におけるＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
(13) One or more selected from the group consisting of Ca: 0.01% or less, Mg: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, and Zr: 0.01% or less Ca, Mg , REM and Zr have a function of appropriately dispersing inclusions that become MnS precipitation sites, and MnS precipitates and coarsens with the inclusions as nuclei, so that the ferrite crystal grains of the cold-rolled steel sheet are coarsened. It is an element that is effective in reducing the yield stress of cold-rolled steel sheets. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, when the content exceeds the above range, the surface properties may be significantly deteriorated. Therefore, the content of each element is within the above range. In addition, in order to acquire the effect by the said action more reliably, it is preferable to make content of any element 0.0001% or more. Here, REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid. In the case of lanthanoid, it is added industrially in the form of misch metal. The REM content in the present invention refers to the total content of these elements.
（１４）Ｂｉ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．０５％以下およびＳｎ：０．０５％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎは、鋳造工程において凝固界面に濃化し、デンドライト間隔を狭くして凝固偏析を小さくするので、鋼板の成形性を高める作用を有する。また、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合には、上記元素の融点が亜鉛よりも低いために、溶融亜鉛めっき工程において溶融亜鉛めっき浴に溶解する傾向にあり、これにより鋼板に対する溶融亜鉛めっきの濡れ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、上記範囲を超えて含有させると、結晶粒界に存在するＢｉ、ＳｂまたはＳｎが溶融することにより粒界脆化が著しくなる場合がある。したがって、Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎの含有量はそれぞれ０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ、ＳｂおよびＳｎのいずれかの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
(14) One or more selected from the group consisting of Bi: 0.05% or less, Sb: 0.05% or less, and Sn: 0.05% or less Bi, Sb, and Sn are solidified in the casting process Since it concentrates at the interface and narrows the dendrite interval to reduce solidification segregation, it has the effect of improving the formability of the steel sheet. In addition, when hot dip galvanizing is performed on the steel sheet surface, the melting point of the above elements is lower than that of zinc, so that the hot dip galvanizing process tends to dissolve in the hot dip galvanizing bath in the hot dip galvanizing process. Has the effect of improving wettability. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, if the content exceeds the above range, Bi, Sb, or Sn existing in the crystal grain boundary may melt and grain boundary embrittlement may become significant. Therefore, the contents of Bi, Sb, and Sn are each 0.05% or less. Preferably it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.0050% or less. In addition, in order to acquire the effect by the said action | operation more reliably, it is preferable that content of either Bi, Sb, and Sn shall be 0.0003% or more.
残部はＦｅおよび不純物である。
２．鋼組織
（１）フェライト面積率：９０％以上
フェライトは、軟質で加工性に富む相であり、降伏比を低下させ、延性および成形性を高める作用を有する。フェライト面積率が９０％未満では、上記作用が十分に得られない場合がある。したがって、フェライト面積率は９０％以上とする。フェライト面積率は高いほど好ましく、１００％であってもかまわない。
The balance is Fe and impurities.
2. Steel structure (1) Ferrite area ratio: 90% or more Ferrite is a soft and workable phase, and has the effect of lowering the yield ratio and improving ductility and formability. If the ferrite area ratio is less than 90%, the above effect may not be sufficiently obtained. Therefore, the ferrite area ratio is 90% or more. The higher the ferrite area ratio, the better, and it may be 100%.
フェライト面積率が１００％未満である場合、残部組織としては、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留γおよびセメンタイトが例示される。目的とする機械特性に応じて、これらの面積率を決定すればよい。例えば、降伏比を低下させつつ引張強度を高めるためにマルテンサイトやベイナイトの面積率を高めたり、延性を高めつつ引張強度を高めるために残留オーステナイトの面積率を高めたりしてもよい。ただし、上述したようにフェライト面積率を９０％以上とするため、これらの相および組織の合計面積率は１０％以下に抑える。 When the ferrite area ratio is less than 100%, examples of the remaining structure include martensite, bainite, pearlite, residual γ, and cementite. These area ratios may be determined in accordance with target mechanical characteristics. For example, the area ratio of martensite or bainite may be increased to increase the tensile strength while reducing the yield ratio, or the area ratio of retained austenite may be increased to increase the tensile strength while increasing ductility. However, since the ferrite area ratio is 90% or more as described above, the total area ratio of these phases and structures is suppressed to 10% or less.
（２）粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合：１０％以下
ＭｎＳを粗大化させて０．２０μｍ超の粒径とすることにより、熱延鋼板の結晶粒径を粗大化させることができ、該熱延鋼板に冷間圧延および再結晶焼鈍を施すことにより得られる冷延鋼板の結晶粒径をも粗大化させることができ、これにより、冷延鋼板の降伏応力を低下させることができる。一方、粒径が０．２０μｍ以下のＭｎＳは、粒成長を阻害して冷延鋼板の結晶粒径の粗大化を困難にする。粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの全ＭｎＳに占める個数割合が１０％超では、冷延鋼板の降伏応力を低下させることが困難である。したがって、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合を１０％以下とする。
(2) Number ratio of MnS having a grain size of 0.20 μm or less: 10% or less By coarsening MnS to a grain size exceeding 0.20 μm, the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet is coarsened. The crystal grain size of the cold-rolled steel sheet obtained by subjecting the hot-rolled steel sheet to cold rolling and recrystallization annealing can be increased, thereby reducing the yield stress of the cold-rolled steel sheet. Can do. On the other hand, MnS having a grain size of 0.20 μm or less inhibits grain growth and makes it difficult to increase the crystal grain size of the cold-rolled steel sheet. If the number ratio of MnS having a particle diameter of 0.20 μm or less to the total MnS exceeds 10%, it is difficult to reduce the yield stress of the cold-rolled steel sheet. Therefore, the number ratio of MnS having a particle size of 0.20 μm or less is set to 10% or less.
（３）清浄度ｄ：０．０５％以下
上述したようにＭｎＳの粗大化により冷延鋼板の結晶粒径の粗大化を促すことが可能となるが、ＭｎＳの絶対量が過剰であるとＭｎＳが起点となってプレス成形時に割れを誘発する。ＪＩＳ Ｇ ０５５５で規定される清浄度ｄが０．０５％超では成形性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、清浄度ｄは０．０５％以下とする。好ましくは０．０３以下である。なお、清浄度ｄはＳ含有量により制御することができる。
(3) Cleanliness d: 0.05% or less As described above, the coarsening of MnS can promote the coarsening of the crystal grain size of the cold-rolled steel sheet, but if the absolute amount of MnS is excessive, MnS Will trigger cracks during press molding. If the cleanliness d defined by JIS G 0555 exceeds 0.05%, the moldability may be significantly deteriorated. Therefore, the cleanliness d is set to 0.05% or less. Preferably it is 0.03 or less. The cleanliness d can be controlled by the S content.
（４）フェライト結晶粒度番号：１１．０以下
フェライト結晶粒が粗大であるほど降伏応力が低減するので好ましい。したがって、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定されるフェライト結晶粒度番号で１１．０以下とすることが好ましい。下限は特に規定しないが、フェライト結晶粒を過度に粗大化すると、プレス成形時に肌荒れを生じる場合がある。このため、フェライト結晶粒度番号は７．８以上とすることが好ましい。
(4) Ferrite grain size number: 11.0 or less The coarser ferrite grains are preferred because the yield stress is reduced. Accordingly, the ferrite grain size number specified by JIS G 0552 is preferably 11.0 or less. The lower limit is not particularly specified, but if the ferrite crystal grains are excessively coarsened, rough skin may occur during press molding. For this reason, the ferrite grain size number is preferably 7.8 or more.
３．機械特性
（１）降伏比：７５％以下
降伏比は７５％以下とする。
3. Mechanical properties (1) Yield ratio: 75% or less Yield ratio is 75% or less.
降伏比が７５％超では、プレス成形時にしわや破断が生じたり、寸法精度が悪化したりする場合がある。また、ドアアウター等のパネルでは、面歪が生じて外観が悪化する場合がある。したがって、降伏比は７５％以下とする。好ましくは７０％以下である。 If the yield ratio exceeds 75%, wrinkles or breakage may occur during press forming, or the dimensional accuracy may deteriorate. Further, in a panel such as a door outer, surface distortion may occur and the appearance may deteriorate. Therefore, the yield ratio is 75% or less. Preferably it is 70% or less.
降伏比の下限は特に規定する必要はないが、耐常温時効性の観点から塗装焼付硬化量（ＪＩＳ Ｇ ３１３５で規定される塗装焼付硬化量試験方法により求められる圧延方向の値であり、以下、「ＢＨ量」ともいう。）の上限を制限することが好ましいことからすれば、プレス成形後において良好な耐デント性を得るには、プレス成形前の降伏応力はある程度必要である。このような観点から降伏比は５０％以上とすることが好ましい。
なお、降伏応力は３００ＭＰａ以下であることが好ましい。また、引張強さは６００ＭＰａ以下であることが好ましい。
The lower limit of the yield ratio does not need to be specified in particular, but from the viewpoint of normal temperature aging resistance, the amount of paint bake hardening (the value in the rolling direction determined by the paint bake hardening amount test method specified in JIS G 3135, In view of the fact that it is preferable to limit the upper limit of “BH amount”), a certain amount of yield stress before press forming is required in order to obtain good dent resistance after press forming. From such a viewpoint, the yield ratio is preferably 50% or more.
Note that the yield stress is preferably 300 MPa or less. Further, the tensile strength is preferably 600 MPa or less.
（２）塗装焼付硬化量（ＢＨ量）：５ＭＰａ以上７０ＭＰａ以下
ＢＨ量は５ＭＰａ以下７０ＭＰａ以上であることが好ましい。
(2) Bake hardening amount (BH amount): 5 MPa or more and 70 MPa or less The BH amount is preferably 5 MPa or less and 70 MPa or more.
ＢＨ量が５ＭＰａ未満では、塗装焼付処理等の熱処理による降伏応力の増加が小さいため、熱処理後において良好な耐デント性を確保することが困難となる場合がある。したがって、ＢＨ量は５ＭＰａ以上とすることが好ましい。好ましくは１５ＭＰａ超である。ＢＨ量を１５ＭＰａ超とすると、固溶Ｃによる結晶粒界の強化がより確実になり、耐二次加工脆性が一層向上する。 If the amount of BH is less than 5 MPa, the increase in yield stress due to heat treatment such as paint baking treatment is small, and it may be difficult to ensure good dent resistance after heat treatment. Therefore, the amount of BH is preferably 5 MPa or more. Preferably it is more than 15 MPa. When the amount of BH is more than 15 MPa, the strengthening of the crystal grain boundary due to the solid solution C becomes more reliable, and the secondary work brittleness resistance is further improved.
一方、ＢＨ量が７０ＭＰａ超では、常温時効が容易に進行するため、プレス成形時にストレッチャーストレインが発生しないように焼付硬化性冷延鋼板の保管期間や保管場所などを厳格に管理する必要が生じる。したがって、ＢＨ量は７０ＭＰａ以下とすることが好ましい。さらに好ましくは６０ＭＰａ以下である。 On the other hand, when the amount of BH exceeds 70 MPa, aging at room temperature easily proceeds, so that it is necessary to strictly control the storage period and storage location of the bake-hardening cold-rolled steel sheet so that stretcher strain does not occur during press forming. . Therefore, the amount of BH is preferably 70 MPa or less. More preferably, it is 60 MPa or less.
４．めっき層
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
4). Plating layer A plating layer may be provided on the surface of the steel sheet described above for the purpose of improving corrosion resistance. The plating layer may be an electroplating layer or a hot dipping layer. Examples of the electroplating layer include electrogalvanizing and electro-Zn—Ni alloy plating. Examples of the hot dip plating layer include hot dip galvanizing, alloyed hot dip galvanizing, hot dip aluminum plating, hot dip Zn-Al alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating, etc. The The amount of plating adhesion is not particularly limited, and may be the same as the conventional one. Further, it is possible to further improve the corrosion resistance by performing an appropriate chemical conversion treatment (for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution) after plating.
５．製造条件
本発明に係る冷延鋼板は、上記の化学組成および鋼組織を有し、上記の機械特性を満足する限り、いかなる方法により製造されてもよいが、次に説明する方法により製造すれば、安定的に製造することが実現される。
5. Manufacturing Conditions The cold-rolled steel sheet according to the present invention may be manufactured by any method as long as it has the above chemical composition and steel structure and satisfies the above mechanical properties, but if manufactured by the method described below, Thus, stable production is realized.
（１）熱間圧延工程
上記化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする。
(1) Hot rolling step The slab having the above chemical composition is held in a temperature range of more than 1150 ° C. and less than 1250 ° C. for 300 minutes or less and subjected to hot rolling, and hot rolled in a temperature range of Ar 3 to 960 ° C. Is completed and wound up in a temperature range of 400 ° C. or higher and lower than 700 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet.
熱間圧延に供するスラブを保持する温度が１１５０℃以下では、熱間圧延の圧延荷重が過大となり操業が困難となる場合がある。また、後述する熱間圧延完了温度を確保することが困難となる場合がある。したがって、熱間圧延に供するスラブを保持する温度は１１５０℃以上とする。好ましくは１１８０℃以上である。 If the temperature for holding the slab to be subjected to hot rolling is 1150 ° C. or lower, the rolling load of hot rolling may be excessive and operation may be difficult. Moreover, it may become difficult to ensure the hot rolling completion temperature mentioned later. Therefore, the temperature at which the slab used for hot rolling is held is 1150 ° C. or higher. Preferably it is 1180 degreeC or more.
一方、熱間圧延に供するスラブを保持する温度が１２５０℃以上では、鋼中に既に析出していたＭｎＳの大半が再固溶してしまい、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出し、この微細に再析出したＭｎＳによるピンニング効果により熱延鋼板の結晶粒が微細化する。このような結晶粒が微細化した熱延鋼板に冷間圧延を施して再結晶焼鈍を施すと、熱延鋼板において結晶粒が微細化したことが再結晶焼鈍後の鋼組織にまで影響を及ぼし、さらに、焼付硬化性を得るための固溶Ｃの存在と相俟って、再結晶焼鈍による粒成長が抑制される。その結果、再結晶焼鈍後の冷延鋼板の結晶粒も微細化してしまい、冷延鋼板の降伏応力が上昇してしまう。したがって、熱間圧延に供するスラブを保持する温度は１２５０℃未満とする。好ましくは１２３０℃以下である。 On the other hand, if the temperature at which the slab for hot rolling is held is 1250 ° C. or higher, most of the MnS that has already precipitated in the steel is re-dissolved, and the re-dissolved MnS becomes fine during the hot rolling. The crystal grains of the hot-rolled steel sheet are refined due to the re-precipitation and the pinning effect of the finely re-deposited MnS. When such hot rolled steel sheets with refined crystal grains are cold-rolled and subjected to recrystallization annealing, the refinement of crystal grains in the hot rolled steel sheets affects the steel structure after recrystallization annealing. Furthermore, in combination with the presence of solid solution C for obtaining bake hardenability, grain growth due to recrystallization annealing is suppressed. As a result, the crystal grains of the cold-rolled steel sheet after recrystallization annealing are also refined, and the yield stress of the cold-rolled steel sheet increases. Therefore, the temperature at which the slab for hot rolling is held is less than 1250 ° C. Preferably it is 1230 degrees C or less.
また、上記温度域に保持する時間もＭｎＳの再固溶挙動に影響を及ぼす。上記温度域に保持する時間が３００分超では、熱間圧延に供するスラブを保持する温度が１２５０℃以上である場合と同様の現象が生じる。したがって、上記温度域に保持する時間は３００分間以下とする。好ましくは２００分間以下である。上記温度域に保持する時間の下限は特に規定する必要はないが、スラブの温度の均一化を図る観点からは１００分間以上とすることが好ましい。 In addition, the time during which the temperature is maintained also affects the re-solution behavior of MnS. When the time for holding in the above temperature range exceeds 300 minutes, the same phenomenon as when the temperature for holding the slab to be subjected to hot rolling is 1250 ° C. or more occurs. Therefore, the time for maintaining the temperature range is 300 minutes or less. Preferably it is 200 minutes or less. The lower limit of the time to be held in the temperature range is not particularly required, but is preferably 100 minutes or more from the viewpoint of achieving uniform slab temperature.
熱間圧延完了温度がＡｒ３点未満では、熱延鋼板の結晶粒が微細化して、冷延鋼板の結晶粒も微細化してしまう。このため、冷延鋼板の降伏応力が上昇して、プレス成形前において良好な成形性を確保することが困難となる。したがって、熱間圧延完了温度はＡｒ３点以上とする。 When the hot rolling completion temperature is less than Ar 3 points, the crystal grains of the hot-rolled steel sheet are refined and the crystal grains of the cold-rolled steel sheet are also refined. For this reason, the yield stress of a cold-rolled steel sheet increases, and it becomes difficult to ensure good formability before press forming. Therefore, the hot rolling completion temperature is set to Ar 3 points or more.
一方、熱間圧延完了温度が９６０℃超では、スケール疵が発生しやすくなる。したがって、熱間圧延完了温度は９６０℃以下とする。
巻取温度が７００℃以上では、スケール生成が著しいために、後続する酸洗工程においてスケールの除去が困難となり、スケール疵が生じる場合がある。したがって、巻取温度は７００℃未満とする。好ましくは６８０℃以下である。
On the other hand, when the hot rolling completion temperature exceeds 960 ° C., scale flaws are likely to occur. Therefore, the hot rolling completion temperature is set to 960 ° C. or less.
When the coiling temperature is 700 ° C. or higher, scale formation is remarkable, so that it is difficult to remove scale in the subsequent pickling process, and scale wrinkles may occur. Therefore, the coiling temperature is less than 700 ° C. Preferably it is 680 degrees C or less.
一方、巻取温度が４００℃未満では、熱延鋼板の結晶粒が微細化して、冷延鋼板の結晶粒も微細化してしまうため、冷延鋼板の降伏応力が上昇して、プレス成形前において良好な成形性を確保することが困難となる。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは４５０℃以上である。 On the other hand, when the coiling temperature is less than 400 ° C., the crystal grains of the hot-rolled steel sheet are refined, and the crystal grains of the cold-rolled steel sheet are also refined. It becomes difficult to ensure good moldability. Therefore, the coiling temperature is 400 ° C. or higher. Preferably it is 450 degreeC or more.
また、熱間圧延工程が粗熱間圧延工程と仕上熱間圧延工程とからなる場合には、粗熱間圧延工程により得られる粗バーを加熱または保温することが、材質の均質化を図る観点から好ましい。この場合、加熱手段としては加熱炉を用いてもよいが、短時間で加熱が可能な誘導加熱装置や通電加熱装置を用いることが好ましい。また、保温手段としては、保温カバーやコイルボックスが例示される。また、粗熱間圧延は圧延荷重の軽減および熱間圧延完了温度確保の観点から１０００℃以上の温度域で行うことが好ましい。 In addition, when the hot rolling process is composed of a rough hot rolling process and a finishing hot rolling process, it is possible to heat or keep the rough bar obtained by the rough hot rolling process from the viewpoint of homogenizing the material. To preferred. In this case, a heating furnace may be used as the heating means, but it is preferable to use an induction heating device or an electric heating device capable of heating in a short time. Examples of the heat retaining means include a heat retaining cover and a coil box. Moreover, it is preferable to perform rough hot rolling in the temperature range of 1000 degreeC or more from a viewpoint of reduction of a rolling load and ensuring hot rolling completion temperature.
（２）酸洗工程および冷間圧延工程
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板には酸洗を施してスケール除去して酸洗鋼板とする。酸洗は常法にしたがって行えばよい。例えば、塩酸や硫酸を用いる。
(2) Pickling process and cold rolling process The hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling process is pickled and scaled to obtain a pickled steel sheet. Pickling may be performed according to a conventional method. For example, hydrochloric acid or sulfuric acid is used.
（３）冷間圧延工程
上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
冷間圧延は常法にしたがって行えばよい。冷間圧延の圧下率は特に規定しないが、圧下率を高めることにより冷延鋼板の深絞り性が向上する傾向にあるので７０％以上とすることが好ましく、８０％以上とすることがさらに好ましい。一方、圧下率が高すぎると圧延荷重が過大となって操業が困難になる場合があるので９０％以下とすることが好ましい。
(3) Cold rolling process Cold-rolled steel sheet is obtained by subjecting the pickled steel sheet obtained by the pickling process to cold rolling.
Cold rolling may be performed according to a conventional method. Although the rolling reduction of cold rolling is not particularly specified, it is preferably 70% or more and more preferably 80% or more because the deep drawing property of the cold-rolled steel sheet tends to be improved by increasing the rolling reduction. . On the other hand, if the rolling reduction is too high, the rolling load becomes excessive and the operation may become difficult, so 90% or less is preferable.
（４）焼鈍工程
上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施す。
(4) Annealing process The cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling process is annealed in a temperature range from the recrystallization temperature to Ac 3 points.
焼鈍温度が再結晶温度未満では、鋼組織が未再結晶組織からなるため著しく成形性に劣る。したがって、焼鈍温度は再結晶温度以上とする。好ましくは７５０℃以上である。
一方、焼鈍温度がＡｃ３点超では、マルテンサイトやベイナイト等の硬質な低温変態生成相の面積率が増大し、降伏応力が増大して成形性が低下する。したがって、焼鈍温度はＡｃ３点以下とする。好ましくは８５０℃以下である。
When the annealing temperature is lower than the recrystallization temperature, the steel structure is composed of an unrecrystallized structure, so that the formability is remarkably inferior. Accordingly, the annealing temperature is set to the recrystallization temperature or higher. Preferably it is 750 degreeC or more.
On the other hand, when the annealing temperature is more than Ac 3 points, the area ratio of hard low-temperature transformation generation phases such as martensite and bainite increases, yield stress increases, and formability decreases. Therefore, the annealing temperature is set to Ac 3 points or less. Preferably it is 850 degrees C or less.
（５）スキンパス圧延工程
上記焼鈍工程を経た鋼板、すなわち、上記焼鈍工程により得られた鋼板またはその鋼板に後述するめっき工程が施された鋼板に対して、通常、平坦矯正や表面粗さの調整のためにスキンパス圧延が施されるが、本発明では、ストレッチャーストレインの抑制の観点からスキンパス圧延を施す。しかしながら、スキンパス圧延の伸び率が２％を超えると、降伏応力の上昇が著しくなる。したがって、スキンパス圧延の伸び率は２％以下とする。好ましくは１．６％以下である。なお、ストレッチャーストレインの抑制の観点からは、０．４％以上とすることが好ましく、０．６％以上とすることがさらに好ましい。
(5) Skin pass rolling process For the steel sheet that has undergone the annealing process, that is, the steel sheet obtained by the annealing process or the steel sheet that has been subjected to the plating process to be described later, the flatness correction and the adjustment of the surface roughness are usually performed. However, in the present invention, skin pass rolling is performed from the viewpoint of suppressing stretcher strain. However, if the elongation rate of skin pass rolling exceeds 2%, the yield stress increases significantly. Therefore, the elongation rate of skin pass rolling is set to 2% or less. Preferably it is 1.6% or less. In addition, from a viewpoint of suppression of stretcher strain, the content is preferably 0.4% or more, and more preferably 0.6% or more.
（６）めっき工程
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき処理を施してめっき層を備えさせてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。
(6) Plating step The surface of the steel plate described above may be provided with a plating layer by performing a plating treatment for the purpose of improving corrosion resistance or the like. The plating layer may be an electroplating layer or a hot dipping layer.
溶融めっきを施す場合には、上記焼鈍工程後であって上記スキンパス圧延工程前に溶融めっきを施すことが好ましく、連続溶融めっき設備を用いて上記焼鈍工程と連続させることが好ましい。溶融めっきが合金化溶融亜鉛めっきである場合には溶融亜鉛めっきの後に合金化処理を施し、めっき層中のＦｅ濃度が５質量％以上１３質量％以下になるようにすることが好ましい。Ｆｅ濃度が５質量％未満では、めっき層が軟質すぎて摺動性に劣る場合があり、１３％超では、めっき層が脆くなり剥離しやすいからである。また、合金化処理後に、めっき表層に潤滑処理やＦｅめっき処理などの後処理を施してよい。電気めっきを施す場合には、上記スキンパス圧延工程後に電気めっきを施すことが好ましい。各めっき処理は常法にしたがえばよい。 When hot-dip plating is performed, hot-dip plating is preferably performed after the annealing step and before the skin pass rolling step, and is preferably made continuous with the annealing step using a continuous hot-dip plating facility. When the hot dip galvanizing is galvannealed, it is preferable that an alloying treatment is performed after the hot dip galvanizing so that the Fe concentration in the plating layer is 5 mass% or more and 13 mass% or less. This is because if the Fe concentration is less than 5% by mass, the plating layer may be too soft and poor in slidability, and if it exceeds 13%, the plating layer becomes brittle and easily peels off. Further, after the alloying treatment, the plating surface layer may be subjected to post-treatment such as lubrication treatment or Fe plating treatment. When electroplating is performed, it is preferable to perform electroplating after the skin pass rolling step. Each plating process may be performed according to a conventional method.
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成の鋼を試験転炉で溶製し、連続鋳造試験機にて２５０ｍｍ厚のスラブを製造した。得られたスラブを加熱して熱間圧延試験機を用いて４．０ｍｍ厚まで熱間圧延した。スラブ加熱条件として、スラブを加熱炉から抽出した際の温度（加熱炉抽出温度）と加熱炉内において１１５０℃超の温度に保持した時間（１１５０℃超在炉時間）とを、熱間圧延条件として、熱間圧延完了温度と巻取温度とを、表２に示す。
The present invention will be described more specifically with reference to examples.
Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a test converter, and a 250 mm thick slab was manufactured using a continuous casting tester. The obtained slab was heated and hot rolled to a thickness of 4.0 mm using a hot rolling tester. As the slab heating conditions, the temperature when the slab was extracted from the heating furnace (heating furnace extraction temperature) and the time during which the slab was maintained at a temperature exceeding 1150 ° C. in the heating furnace (1150 ° C. in-furnace time) Table 2 shows the hot rolling completion temperature and the coiling temperature.
得られた熱延鋼板を塩酸酸洗によりスケール除去した後に０．６５ｍｍ厚まで冷間圧延した。
得られた冷延鋼板を表２に示すＡｃ３点以下の焼鈍温度で焼鈍し、表２に示す伸び率でスキンパス圧延した。
The obtained hot-rolled steel sheet was scale-removed by hydrochloric acid pickling and then cold-rolled to a thickness of 0.65 mm.
The obtained cold-rolled steel sheet was annealed at an annealing temperature of 3 points or less of Ac shown in Table 2, and skin pass rolled at the elongation shown in Table 2.
一部の鋼板については、焼鈍後の冷却途中で４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、めっき後に加熱して合金化処理を行った。この際のめっき付着量は４５ｇ／ｍ２とし、めっき層中のＦｅ濃度は９．５質量％とした。 Some steel sheets were immersed in a hot dip galvanizing bath at 460 ° C. during cooling after annealing, and were subjected to hot dip galvanizing, followed by heating and alloying treatment. The plating adhesion amount at this time was 45 g / m 2, and the Fe concentration in the plating layer was 9.5% by mass.
また、一部の鋼板については、スキンパス圧延後の鋼板に電気めっきを施した。この際のめっき付着量は７０ｇ／ｍ２とした。
得られた鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、エッチングせずに、鋼板表層部、板厚の１／４深さ位置および板厚中心位置を走査型電子顕微鏡により１００００倍の倍率で観察した。各板厚位置について１０視野ずつ観察し、各々のＭｎＳの粒径を求め、０．２０μｍ以下の個数比率を求めた。 ここで、粒径は、析出物を画像解析することでそれらの実面積を求め、この実面積を円に置き換え、その円の直径を算出することにより求めた。
Moreover, about some steel plates, the electroplating was performed to the steel plate after skin pass rolling. In this case, the plating adhesion amount was 70 g / m 2 .
The cross section in the rolling direction of the obtained steel sheet was mirror-polished and etched without observing the surface layer portion of the steel sheet, the 1/4 depth position of the sheet thickness, and the center position of the sheet thickness with a scanning electron microscope at a magnification of 10,000 times. Ten fields of view were observed for each plate thickness position, the particle size of each MnS was determined, and the number ratio of 0.20 μm or less was determined. Here, the particle size was obtained by image-analyzing the precipitates to determine their actual areas, replacing the actual areas with circles, and calculating the diameters of the circles.
また、清浄度ｄをＪＩＳ Ｇ ０５５５の規定に準拠して測定した。
また、得られた鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液を用いてエッチングしてフェライト結晶粒を現出させた後、鋼板表層部、板厚の１／４深さ位置および板厚中心位置を光学顕微鏡により１０００倍の倍率で観察した。各板厚位置について１０視野ずつ観察し、得られた画像をもとにフェライトの面積率とフェライト結晶粒度番号を求めた。フェライトの結晶粒度番号はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して求めた。
Further, the cleanliness d was measured in accordance with JIS G 0555.
Further, the cross section in the rolling direction of the obtained steel plate is mirror-polished and etched using a nital corrosive solution to reveal ferrite crystal grains, and then the steel plate surface layer portion, 1/4 depth position and plate thickness of the plate thickness. The center position was observed with an optical microscope at a magnification of 1000 times. Ten field-of-views were observed for each plate thickness position, and the area ratio of ferrite and the ferrite grain size number were determined based on the obtained images. The crystal grain size number of the ferrite was determined according to JIS G 0552.
また、圧延方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＹＳ）および降伏比（ＹＲ）を求めた。
また、圧延方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ ３１３５で規定される塗装焼付硬化量試験方法により、塗装焼付硬化量（ＢＨ量）を求めた。
さらに、得られた鋼板の表面を目視で観察し、その外観を評価した。
Moreover, a JIS No. 5 tensile test piece was collected from the rolling direction, and a tensile test was performed to obtain a yield stress (YS), a tensile strength (YS), and a yield ratio (YR).
Further, a JIS No. 5 tensile test piece was taken from the rolling direction, and the paint bake hardening amount (BH amount) was determined by a paint bake hardening amount test method defined in JIS G 3135.
Furthermore, the surface of the obtained steel plate was visually observed to evaluate its appearance.
評価結果を表２に示す。なお、表１および２における、化学組成、製造条件、組織特性および機械特性を示す数値に下線が付されたものは、本発明の規定の範囲外であることを示している。 The evaluation results are shown in Table 2. In Tables 1 and 2, numerical values indicating chemical composition, production conditions, structure characteristics, and mechanical characteristics are underlined, indicating that they are out of the scope of the present invention.
本発明に係る鋼板は、いずれも、降伏比、フェライト結晶粒度番号、ＢＨ量、ＭｎＳのサイズおよび比率、清浄度は規定範囲内であり自動車外板パネルの製品としての品質（外観）も良好で、成形性に優れた鋼板が得られた。 All of the steel plates according to the present invention have a yield ratio, ferrite grain size number, BH amount, MnS size and ratio, cleanliness within specified ranges, and the quality (appearance) of an automobile outer panel is good. A steel sheet having excellent formability was obtained.
化学組成が本発明の規定を満足するにおいても、製造条件が本発明の規定から外れる場合には降伏比が過度に高くなり、成形性に優れる鋼板は得られなかった。
具体的には、Ｎｏ．５は熱間圧延完了温度がＡｒ３点未満であったため、熱延鋼板および冷延鋼板の結晶粒が微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。
Even when the chemical composition satisfies the provisions of the present invention, when the manufacturing conditions deviate from the provisions of the present invention, the yield ratio becomes excessively high, and a steel sheet having excellent formability cannot be obtained.
Specifically, no. In No. 5, since the hot rolling completion temperature was less than Ar 3 , the crystal grains of the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet became fine, and the yield ratio exceeded 75%.
Ｎｏ．６は、熱間圧延に供するスラブの加熱温度が１２５０℃以上であった。このため、ＭｎＳの大半が再固溶してしまい、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出して、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％超となった。この微細に再析出したＭｎＳにより熱延鋼板の結晶粒が微細化し、冷延鋼板の結晶粒も微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。 No. In No. 6, the heating temperature of the slab used for hot rolling was 1250 ° C. or higher. For this reason, most of the MnS is re-dissolved, the re-dissolved MnS is finely re-precipitated during hot rolling, and the number ratio of MnS having a particle size of 0.20 μm or less is more than 10%. became. The finely reprecipitated MnS refined the crystal grains of the hot-rolled steel sheet, and the crystal grains of the cold-rolled steel sheet also became fine, and the yield ratio exceeded 75%.
Ｎｏ．７は、スキンパス圧延の伸び率が２％を超えていたため、降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．９は、熱間圧延に供するスラブの１１５０℃超１２５０℃未満の温度域における保持時間が３００分間を超えてしまった。このため、ＭｎＳの大半が再固溶してしまい、再固溶したＭｎＳが熱間圧延中に微細に再析出して、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％超となった。この微細に再析出したＭｎＳにより熱延鋼板の結晶粒が微細化し、冷延鋼板の結晶粒も微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。
No. In No. 7, the yield ratio exceeded 75% because the elongation rate of skin pass rolling exceeded 2%.
No. In No. 9, the holding time in the temperature range of more than 1150 ° C. and less than 1250 ° C. of the slab used for hot rolling exceeded 300 minutes. For this reason, most of the MnS is re-dissolved, the re-dissolved MnS is finely re-precipitated during hot rolling, and the number ratio of MnS having a particle size of 0.20 μm or less is more than 10%. became. The finely reprecipitated MnS refined the crystal grains of the hot-rolled steel sheet, and the crystal grains of the cold-rolled steel sheet also became fine, and the yield ratio exceeded 75%.
Ｎｏ．１８は、Ｓ含有量が０．０２０％を超えていたため、粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％超となった。この微細に再析出したＭｎＳにより熱延鋼板の結晶粒が微細化し、冷延鋼板の結晶粒も微細となってしまい、降伏比が７５％を超えた。さらに、清浄度ｄが０．０５％を超えていた。 No. In No. 18, since the S content exceeded 0.020%, the number ratio of MnS having a particle size of 0.20 μm or less exceeded 10%. The finely reprecipitated MnS refined the crystal grains of the hot-rolled steel sheet, and the crystal grains of the cold-rolled steel sheet also became fine, and the yield ratio exceeded 75%. Furthermore, the cleanliness d exceeded 0.05%.
化学組成が本発明の規定を満足しない場合には、特定の成分の含有量が不適切であったことに基づき、品質や機械特性の劣化が認められた。
具体的には、Ｎｏ．１９は、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えていたため、めっき濡れ性の低下により不めっきが生じた。
When the chemical composition did not satisfy the provisions of the present invention, deterioration of quality and mechanical properties was recognized based on the inappropriate content of specific components.
Specifically, no. In No. 19, since the Cr content exceeded 0.50%, non-plating occurred due to a decrease in plating wettability.
Ｎｏ．２０は、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えていたため、再結晶焼鈍時の粒成長が著しく阻害されてしまい、結晶粒が微細化されて、降伏比が７５％を超えた。
Ｎｏ．２１は、Ｔｉ含有量が０．０８０％を超えていたため、ＴｉＣの生成が著しくなり、再結晶焼鈍時の粒成長が阻害されてしまい、結晶粒が微細となって降伏比が７５％を超えた。
No. In No. 20, since the Nb content exceeded 0.080%, the grain growth during recrystallization annealing was remarkably inhibited, the crystal grains were refined, and the yield ratio exceeded 75%.
No. No. 21, since the Ti content exceeded 0.080%, the generation of TiC became remarkable, the grain growth during recrystallization annealing was inhibited, the crystal grains became fine, and the yield ratio exceeded 75%. It was.
Ｎｏ．２２は、Ｍｎ含有量が高いため、結晶粒が微細化され、鋼板強度が６００ＭＰａ超となったのみならず、降伏応力も３００ＭＰａを超えた。このような鋼板は、プレス成形したときに面歪が発生することが懸念されるため、自動車アウターパネルへの適用は困難である。 No. In No. 22, since the Mn content was high, the crystal grains were refined, the steel sheet strength exceeded 600 MPa, and the yield stress exceeded 300 MPa. Such a steel plate is difficult to be applied to an automobile outer panel because there is a concern that surface distortion may occur when press forming.
Claims (12)
フェライト面積率が９０％以上であり、鋼板断面を１００００倍の倍率で観察して得られた粒径が０．２０μｍ以下であるＭｎＳの個数割合が１０％以下であり、清浄度ｄが０．０５％以下である鋼組織を有し、降伏比が７５％以下である機械特性を有することを特徴とする焼付硬化性冷延鋼板。 In mass%, C: 0.0005% or more and less than 0.030%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.05% or more and 2.0% or less, P: 0.005% or more and 0.06% or less , S: 0.020% or less, sol. Al: 0.0005% or more and 0.08% or less and N: 0.005% or less, the balance having a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The number ratio of MnS having a ferrite area ratio of 90% or more, a particle size of 0.20 μm or less obtained by observing the steel sheet cross section at a magnification of 10,000 times is 10% or less, and the cleanliness d is 0.00. A bake-hardenable cold-rolled steel sheet having a steel structure of 05% or less and a mechanical property of a yield ratio of 75% or less.
（Ａ）請求項１〜８のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ３点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ３点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；および
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程。 The manufacturing method of the bake hardenable cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 9, comprising the following steps (A) to (E):
(A) The slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 8 is held in a temperature range of more than 1150 ° C. and less than 1250 ° C. for 100 minutes or more and 300 minutes or less and subjected to hot rolling, Ar 3 points or more and 960 A hot rolling step in which hot rolling is completed in a temperature range of not higher than ℃ and wound into a hot rolled steel sheet in a temperature range of not lower than 400 ° C and lower than 700 ° C;
(B) Pickling step of pickling the hot-rolled steel sheet to obtain a pickled steel sheet;
(C) a cold rolling process in which the pickled steel sheet is cold rolled to form a cold rolled steel sheet;
(D) An annealing process in which the cold-rolled steel sheet is annealed in a temperature range from the recrystallization temperature to Ac 3 points; and (E) a skin pass rolling process in which the steel sheet subjected to the annealing process is rolled at an elongation of 2% or less.
（Ａ）請求項１〜８のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃超１２５０℃未満の温度域に１００分間以上３００分間以下保持して熱間圧延に供し、Ａｒ(A) Holding the slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 8 in a temperature range of more than 1150 ° C. and less than 1250 ° C. for 100 minutes or more and 300 minutes or less, and subjecting the slab to hot rolling, Ar ３3 点以上９６０℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上７００℃未満の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；A hot rolling process in which hot rolling is completed in a temperature range of not less than 960 ° C. and not more than 960 ° C., and is wound in a temperature range of 400 ° C. or more and less than 700 ° C. to form a hot rolled steel sheet;
（Ｂ）前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程；(B) Pickling step of pickling the hot-rolled steel sheet to obtain a pickled steel sheet;
（Ｃ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；(C) a cold rolling process in which the pickled steel sheet is cold rolled to form a cold rolled steel sheet;
（Ｄ）前記冷延鋼板に再結晶温度以上Ａｃ(D) Ac above the recrystallization temperature on the cold-rolled steel sheet ３3 点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程；An annealing process for annealing in a temperature range below the point;
（Ｅ）前記焼鈍工程を経た鋼板を２％以下の伸び率で圧延するスキンパス圧延工程；および(E) a skin pass rolling step of rolling the steel plate that has undergone the annealing step at an elongation of 2% or less; and
（Ｆ）前記スキンパス圧延工程を経た鋼板にめっき処理を施してめっき層を形成するめっき工程。(F) A plating process in which a steel sheet subjected to the skin pass rolling process is plated to form a plating layer.
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