JP5764498B2 - 深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents

深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びこれらの製造方法 Download PDF

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本発明は、自動車の内外板材として用いられることができる冷延鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びそれらの製造方法に関し、より詳細には、降伏比が60%以上であって、耐デント性及び耐久性に優れ、r値が1.4以上であって、絞り性に優れ、そして490MPa以上の高引張強度を有する、残留オーステナイトを少量含有する、TRIP(Transformation Induced Plasticity:変体誘起塑性)現象を活用する冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びそれらの製造方法に関する。
ここで、r値は、深絞り性を示す指標であって、通常、塑性異方性と呼ばれ、方向により異なる値を有することが知られている。通常、r値は、圧延方向、圧延垂直方向及び圧延対角線方向におけるr値がr0、r90及びr45と表現され、その平均値が下記の式で求められることが一般的である。
r(平均)(=rm値)=(r0+2×r45+r90)/4
以下、本発明では、r(平均)をr値で一般化して示す。
近年、地球環境保存の観点から、COの排出量を規制するために、自動車の燃費改善への要求が次第に増加している。また、衝突時に乗客の安全を確保するために、自動車車体の衝突特性を中心にした安定性の向上も要求されている。このような自動車車体の軽量化と安定性とを共に達成する方向に技術開発が進行されており、このため、高強度鋼板の加工性の向上のための努力が行われている。
用いる鋼板の降伏強度と引張強度が高ければ高いほど軽量化効果が大きくなるため、自動車業界では、高強度鋼板を採用しようとする努力が持続的に行われており、最近では、引張強度490MPa級の複合組織鋼板までが外板パネルに適用されている。一方、内外板に適用される複合組織鋼板の場合、優れたプレス成形性が必要とされ、このためには、鋼板の深絞り性の向上が要求される。
一般的に、高強度鋼板に高r値(塑性異方性指数)を与える方法としては、Ti、Nb等の炭窒化物形成元素が添加された極低炭素鋼、即ち、IF(Interstitial Free)鋼にSi、Mn、P等の固溶強化元素を添加する方法がある。
日本国特開昭56−139654号には、重量%で、C:0.002〜0.015%、Nb:C×3〜C×8+0.02%、Si:1.2%以下、Mn:0.04〜0.8%、P:0.03〜0.1%の組成を有し、引張強度340〜440MPa級の、非時効性を有する、平均r値が1.7の高強度冷延鋼板を製造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440MPa以上の高強度冷延鋼板を製造しようとすると、合金元素添加量が大きくなり、表面外観上の問題や、メッキ性の劣化、2次加工脆性の劣化等の問題が生じることになる。さらに、C含有量を0.01%以下の極低炭素域まで減少させるためには、製鋼工程で真空脱ガス等を行わなければならないため、製造原価の上昇等の問題が生じる。
このような問題を解決するために複合組織(Dual Phase、DP)型の高強度鋼板が提案されているが、この複合組織鋼板は、硬質な第2相のマルテンサイトによってr値が低下する問題があり、及び二相(Dual Phase)構造の特性によって降伏強度が低下する問題があるため、構造部材への適用に限界がある。
日本国特公昭55−10650号には、低炭素鋼を冷間圧延した後、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に700〜800℃に加熱した後、焼き戻しを行う方法が開示されている。しかしながら、このような方法では、箱焼鈍後に連続焼鈍を行う等、2回の焼鈍を行うため、製造コストが増加する問題がある。
また、日本国特開昭55−100934号には、高r値を得るために、冷間圧延後、まず箱焼鈍を行い、この際の温度をフェライト−オーステナイトの2相域とし、その後、連続焼鈍を行う技術が開示されている。この技術では、箱焼鈍工程でフェライト相からオーステナイト相にMnを濃化させ、その後の連続焼鈍工程でMn濃化相を優先的にオーステナイト相に変化させることにより、次の冷却工程で複合組織が得られる。しかしながら、この方法では、箱焼鈍工程でMn濃化のために比較的高温で長時間の焼鈍作業が必要であり、工程数が多くなって製造コストの面で経済性が劣り、鋼板間の密着、テンパーカラー(temper color)の発生及び炉体インナーカバーの寿命低下等の問題が生じることがある。
なお、複合組織鋼板におけるr値の向上のために最近開発された技術を、以下に示す。
日本国特公平1−35900号には、C含有量との関係でV含有量の適正化を図ることでr値を改善する技術が開示されている。これは、再結晶焼鈍前に鋼中のCをV系炭化物として析出させて固溶強化を極力減少させて高r値を図り、引き続きフェライト−オーステナイトの2相域で加熱することで、再度V系炭化物を溶解させてオーステナイト系のC含有量を増加させ、冷却によってマルテンサイト相を確保するものである。しかしながら、Vは、非常に高価であるため、製造コストの格段の上昇を招くという問題がある。
日本国特開2003−64444号には、所定の炭素を含有し、平均r値が1.3以上であり、且つ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種以上を合計で3%以上含有する高強度鋼板を得る技術が開示されており、その製造方法は、冷間圧延率を30〜95%とし、次いで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るものである。しかしながら、この方法では、冷間圧延後、良好なr値を得るための焼鈍と、組織を作るための熱処理をそれぞれ必要とするため、生産性が劣化するという問題がある。また、変態組織鋼の特性上、降伏比が低いため、構造部材への適用に限界がある。
韓国特開2006−0137001号にも、高r値を有する複合組織鋼板の製造方法が開示されているが、2相組織鋼の特性上、降伏強度が低いため、構造部材への適用に限界がある。
本発明の目的は、上述した問題点を解決し、r値に及ぼす固溶(solute)N及び固溶(solute)Cの影響を導き出すことにより変態組織鋼のr値を改善すると共に高降伏比が得られるように炭窒化物元素を微細に制御することにより、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板及びそれらの製造方法を提供することである。
本発明は、重量%で、C:0.02〜0.05%、Mn:1.0〜3.0%、Si:0.5〜2.0%、P:0.05%以下、N:0.006%以下、Al:0.01〜0.1%、S:0.012%以下、Nb:0.04〜0.15%、及びTi、B及びZrからなる群から選択される1種以上であって、下記のEq_N値が0.001以下であり且つEq_C値が0.03以下であることを満足する元素、並びに残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、残留オーステナイトを5%以下の分率で含有する、深絞り性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板を提供する。
Eq_N=N−14×(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)
Eq_C=C−12/92.9×Nb<Ti、Zr未添加>
Eq_C=C−12×(Nb/92.9+(Ti−47.9/14×N)/47.9+(Zr−91.2/14×N)/91.2)<Ti、Zr添加>
(ここで、Ti−47.9/14×N<0の場合は、Ti−47.9/14×N=0とみなし、Zr−91.2/14×N<0の場合は、Zr−91.2/14×N=0とみなす。)
また、本発明は、上記組成及び条件を満足する鋼スラブを再加熱しAr3変態点以上の温度で仕上げの熱間圧延を行う段階と、上記熱間圧延が行われた熱延鋼板を冷却し600〜750℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を63〜90%の圧下率で冷間圧延する段階と、上記冷間圧延された冷延鋼板を780〜880℃の温度範囲で連続焼鈍する段階とを含む、深絞り性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
本発明は、自動車の内外板材の軽量化に寄与可能な降伏比(YR)が60%以上であって、耐デント性及び耐久性に優れ、r値が1.4以上であって、絞り性が要求される成形に適しており、そして引張強度が490MPa以上である高強度鋼板を提供することができる。
Eq_C値とr値との関係を示すグラフである。 Eq_N値とr値との関係を示すグラフである。 発明鋼4の微細組織を観察した写真である。
以下、本発明を詳述する。
本発明の組成範囲に関する詳細は、下記の通りである(単位:重量%)。
炭素(C)の含有量は、0.02〜0.05%とする。上記Cは、変態組織鋼の形成、即ち、残留オーステナイトの安定化においてはその含有量が多ければ多いほど良いが、r値においては固溶C量が少なければ少ないほど良い。したがって、C含有量が0.02%未満であると、変態組織鋼を製造することが困難となり、C含有量が0.05%を超えると、過量の第2相、即ち、残留オーステナイトとマルテンサイト等が形成されるためr値が低くなるという問題がある。
マンガン(Mn)の含有量は、1.0〜3.0%とする。上記Mnは、鋼の製造工程中に必然的に含有されるSとFeとが結合されたFeSの形成による赤熱脆性を防止するために添加されるが、その添加量が少なすぎると、赤熱脆性が発生し、その添加量が多すぎると、中心偏析又は微少偏析等の偏析の発生がひどくなる。本発明の第一の目標は、変態組織鋼を構成することであり、このためにはMnの多量添加が必要である。即ち、第2相のマルテンサイトと残留オーステナイトの形成のためには、少なくとも1.0%以上のMnの添加が必要であり、3.0%を超えて添加される場合には、第2相分率の増加による強度の増加及び成形性の劣化が生じ、溶融メッキ鋼板の製造時の焼鈍工程でMnO等の酸化物が鋼板の表面に多量生成されてメッキの密着性が劣化し、縞等のメッキ欠陥が多量発生して製品の品質が劣化するという問題がある。
シリコン(Si)の含有量は、0.5〜2.0%とする。上記Siは、フェライトの変態を促進させ未変態オーステナイト中のC含有量を増加させて最終製品の残留オーステナイトの分率を向上させるため、鋼中に積極的に添加される必要がある元素である。本発明のように残留オーステナイトを含有する変態組織鋼の生成のためには、Siが必須に添加されなければならない。また、Siは、フェライト中のCをオーステナイトに移動させてフェライトの集合組織の発達を促進させるため本発明のように絞り性の向上のためには積極的に添加されなければならないことからその下限を0.5%に制限し、冷間圧延性の低下を防ぐためにその上限を2.0%に制限する。
燐(P)の含有量は、0.05%以下(0は除外)とする。上記Pは、固溶強化効果が最も大きい合金元素で、面内異方性を改善し強度を向上させる役割をするが、その添加量が0.05%を超えると、強度の増加と共に当該Pが粒界に偏析して2次加工脆性及び溶接性を劣化させるため、本発明ではその添加量を0.05%以下に制限する。
窒素(N)の含有量は、0.006%以下(0は除外)とする。上記Nは、焼鈍前又は焼鈍後に固溶状態で存在することにより鋼の成形性を劣化させることが知られているが、通常の鋼に含有される範囲(0.01%以下)では変態組織鋼の機械的性質に大きく影響を与えないことが知られている。N含有量が0.006%を超える場合は、窒化物形成元素の添加量の増加による製鋼の原単位上昇及び析出物の総量の増加によるr値の低下の恐れがあるため、本発明ではその上限を0.006%とした。なお、N含有量は、最小化する必要があるため、その下限は制限されない。
アルミニウム(Al)の含有量は、0.01〜0.1%とする。上記Alは、二つの目的で添加され、一つは、鋼中に存在する酸素を除去して凝固時に非金属介在物の形成を防止することであり、もう一つは、本発明のように窒化物形成元素が添加される場合は効果が弱いが、鋼中に存在する窒素をAlNとして固定して結晶粒のサイズを微細化することである。したがって、Alもまた適正な範囲で添加されなければならず、その含有量が低すぎると、上述した添加目的を成し遂げることができず、本発明のようにNの安定的な制御のために窒化物形成元素が添加される場合にその添加量が多すぎると、非金属介在物の除去のための窒化物形成元素の過剰添加による製鋼の原単位上昇の問題が生じるため、本発明ではその含有量を0.01〜0.1%に制限する。
硫黄(S)の含有量は、0.012%以下(0は除外)とする。上記Sは、MnSの形態で析出が行われて析出物の量を増加させる不純物となるため、その含有量を低くすることが好ましく、本発明ではその上限を0.012%に制限する。
ニオブ(Nb)の含有量は、0.04〜0.15%とする。上記Nbは、炭化物形成によって固溶Cの量を低くし、析出強化による降伏強度の向上のために添加される。また、本発明のように残留オーステナイトを用いる場合には、当該残留オーステナイトの安定化にも寄与する。Nb含有量が0.04%未満の場合は、析出強化の効果が弱く、Nb含有量が0.15%を超える場合は、製鋼の原単位上昇及び微細炭化物の多量形成による延伸率低下の問題が生じるため、本発明ではその上限を制限する。
本発明は、チタニウム(Ti)、ジルコニウム(Zr)及びボロン(B)からなる群から選択される1種以上を含み、これらのうちボロン(B)は、窒化物形成元素であって、本発明によると、固溶Nを除去(scavenging)することによりr値を向上させる重要な窒化物形成元素である、また、チタニウム(Ti)、ジルコニウム(Zr)は、固溶Nを除去することによりr値を確保する役割をすると共に、固溶Cを適量(0.03%)以下にするための重要な元素で、このためには、下記のEq_N値が0.001以下であり且つEq_C値が0.03以下であることを満足するようにパラメータの値を設定すべきである。
Eq_N=N−14×(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)
Eq_C=C−12/92.9×Nb<Ti、Zr未添加>
Eq_C=C−12×(Nb/92.9+(Ti−47.9/14×N)/47.9+(Zr−91.2/14×N)/91.2)<Ti、Zr添加>
(ここで、Ti−47.9/14×N<0の場合は、Ti−47.9/14×N=0とみなし、Zr−91.2/14×N<0の場合は、Zr−91.2/14×N=0とみなす。)
本発明では、上記式によるEq_Nの値が0.001%以下となるように規定している。固溶(solute)Nがr値に及ぼす影響を検討したところ、当該固溶Nが0.001%以下で存在する場合、r値が向上することが明らかになったためである。しかしながら、製鋼工程技術を活用するだけではNを0.001%以下に低めることができないため、本発明では窒化物形成元素を用いて固溶状態を最小化する方法が提案されている。なお、本発明では、Eq_N値は0未満であってよい。これは、Ti、Zr及びBが全てNと結合してからも余剰として残ることを意味する。
本発明では、上記式によるEq_Cの値が0.03%以下となるように規定している。通常、C含有量が多ければ多いほどr値は減少し、C含有量が少なければ少ないほどr値は増加する傾向があり、特に、r値が非常に高い鋼を製造するためにC含有量を0.01%以下に低くしなければならないということは周知のことである。しかしながら、C含有量が0.01%以下の場合は、変態組織であるベイナイト及び残留オーステナイトの形成が非常に困難となるため、高強度化が不可能であるという短所がある。本発明では、Eq_Nが0.001%以下且つEq_Cが0.03%以下となるように制御する場合、満足できるr値の確保が可能であることが確認された。
本発明は、さらにアンチモン(Sb)を0.04%以下で含むことができる。上記Sbは、Mn、Si等の表面酸化物の表面濃化を抑制することにより、亜鉛メッキ時にぬれ性を向上させる長所がある。但し、その含有量が0.04%を超えると、上述した長所の効果が弱くなり、製鋼の原単位が上昇するため、その上限を制限することが好ましい。
なお、残部は、Fe及び不可避不純物からなる。
本発明の製造方法に関する詳細は、下記の通りである。
まず、上記組成及び条件を満足する鋼スラブを通常の方法で再加熱し熱間圧延を行う。この際、仕上げの熱間圧延温度は、Ar3変態点以上に制限する。仕上げの熱間圧延温度をAr3変態点以上に制限する理由は、2相域圧延が行われることを防止するためである。2相域圧延が行われると、不均一な結晶粒組織の発生及び変形されたフェライトの存在によってr値が低下するためである。
次に、上記熱間圧延が行われた熱延鋼板を冷却し、600〜750℃の温度範囲で巻き取る。巻取温度を制限する理由は、600℃未満の場合は、フェライトへの変態が抑制され、Ti、Nb、Zr、B等による炭化物及び窒化物の安定的な析出が困難となり、750℃を超える場合は、厚い酸化層が形成されて収率が低下するためである。
次いで、上記熱間圧延が終了され巻き取られた熱延鋼板を通常の方法で酸洗した後、63〜90%の圧下率で冷間圧延する。冷間圧下率が63%未満の場合は、焼鈍時に再結晶集合組織の発達の極大化が困難となり、冷間圧下率が90%を超える場合は、冷間圧延性が低下するため、上記の範囲に制限する。
上記冷間圧延が終了された冷延鋼板を780〜880℃の温度範囲で通常の方法で連続焼鈍する。焼鈍温度を制限する理由は、本発明鋼で要求される降伏強度とr値とを共に確保するためであり、780℃未満の場合は、{111}集合組織の発達の阻害及び再結晶の遅延による延伸率低下の問題があり、880℃を超える場合は、炭化物及び窒化物の過度の溶解による降伏強度の低下及び焼鈍操業性の劣化の問題があるためである。
本発明によると、上記焼鈍が終了された後、通常の製造条件により溶融亜鉛メッキ又は合金化溶融亜鉛メッキを行うことにより溶融亜鉛メッキ鋼板又は合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することができる。
本発明で残留オーステナイトの分率を5%以下と規定する理由は、5%以上の残留オーステナイトを確保するためには多量のC、即ち、Eq_C値が0.03超でなければならず、これによりr値が低下するためである。
本発明により製造された冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は、490MPa以上の引張強度及び1.4以上のr値を有し、降伏比(YR)が60%以上である。
以下、本発明の実施例を詳述する。
下記表1の組成(単位:重量%)を用いて表4のEq_N値及びEq_C値を有する鋼塊を厚さ90mm、幅175mmで製造し、1200℃で1時間再加熱した後、熱延厚さが4mmとなるように熱間圧延を行った。熱間圧延の仕上げ温度はAr3変態点以上とし、冷却後に500℃〜700℃に予め加熱された炉に装入して1時間保持した後、炉冷させることにより熱延巻取を模擬した。熱間圧延された板材を再度50〜80%の圧下率で冷間圧延を行った後、750〜860℃で焼鈍を行った。
Figure 0005764498
本発明者らは、上記表1に示す多様な成分系の鋼種に対し、巻取温度、冷間圧下率、焼鈍温度等を変化させた後に得られる機械的性質を表2及び表3に示した。本発明鋼で目標とする機械的性質は、YR比が60%以上、引張強度が490MPa以上、r値が1.4以上である。
Figure 0005764498
Figure 0005764498
上記表3は、上記表2の一部の鋼種に対し、巻取温度及び焼鈍温度の変化に伴う機械的性質の変化をさらに示したものである。本発明のように炭窒化物形成元素が添加されながら焼鈍温度が低い場合、再結晶が遅延されるため、延伸率が急激に低くなり成形性が劣化する。表3に示すように、750℃で焼鈍を行うと、延伸率が16.31%と非常に低くなるため本発明では焼鈍温度を780℃以上に制限しており、焼鈍温度を860℃まで高めると、引張強度は一部低下するが、機械的性質は本発明の基準を満足する。しかしながら、880℃以上の温度で焼鈍を行うと、本発明で制限する490MPa以上の引張強度の確保が不確実となり、また、通常CAL、CGL操業においてストリップ(strip)温度860℃以上での操業が非常に困難となるため、本発明では880℃を上限に制限した。
本発明のように、高r値を有する鋼では、冷間圧下率の役割が重要であるが、冷間圧下率が63%未満である表3の発明鋼3−比較1の場合は、r値が目標値に達していない。
また、表3の発明鋼3−比較2に示すように、巻取温度を低くすると、本発明で制限する1.4以上のr値が得られない。これは、巻取温度が低い場合、炭化物の析出が抑制されることにより熱延板での固溶Cの量が増加し、後続する冷間圧延後の再結晶焼鈍時に{111}集合組織の発達が抑制されるためであると考えられる。
一般に、低炭素鋼及びIF(Interstitial Free)鋼でのr値は、固溶Cと密接な関係があることが知られている。また、韓国特許2006−0137001に開示されているように、Moによる炭化物の溶解及び析出の制御によって複合組織鋼のr値の向上が可能であることが知られている。しかしながら、本発明鋼のように強度及び残留オーステナイトの確保のためにSiを多量添加する場合は、比較鋼1及び2のようにMoを添加すると同様にr値が低いことが分かる。
前述したEq_Cパラメータを用いて表4のEq_C値を計算し、この値とr値との関係を図1に示した。
Figure 0005764498
Eq_C値の場合、図1に示すように、r値とは特別な相関性がないものと見られる。即ち、Eq_C値が0.03以上の場合は、r値が低いが、Eq_C値が0.03未満の場合は、r値が高値から低値まで多様に分布している。
発明鋼の場合、表2、表3及び図1に示すように高r値の確保が可能であり、上述したようにCが低いことが重要であるが、Cのみでr値が決められないことは図1からも確認することができる。本発明者らは、固溶(solute)状態で存在するNがr値と密接な関連があることを、上述したEq_Nパラメータを用いて図2に示した。
図2に示すように、Eq_N値が0.001以下の場合は、r値が1.4以上であるが、Eq_N値が0.001以上の場合は、r値が1.3未満である。しかしながら、図2に示すように、比較鋼8、9、10、14、15及び16の場合は、r値が1.3以上と高いが、Siが非常に低いことから強度の確保及び残留オーステナイトの確保が不可能である。Eq_N値が0.001以下であるにもかかわらずr値が1.2未満の2つの点は、Cが非常に高い比較鋼11及び12であって、Eq_C値が0.03以上の2つの点であることを表2及び表4から確認することができる。
即ち、Eq_N値が0.001以下であり且つEq_C値が0.003%以下であることを満足してこそ、r値が1.3以上であることを満足することができる。
図3は、発明鋼4の微細組織を示す写真であり、残留オーステナイトが観察される。残留オーステナイトの確保のためにSiを添加する場合、表2の比較鋼16と発明鋼14、15との物性の比較から分かるように、Siの添加量が0.5%以上であると、r値が1.4以上であることを満足する。これは、Siがフェライト中のCの活動度を高めて残留オーステナイトへのCの移動を促進させ、フェライト中のCの濃度を低めることによりフェライトの集合組織をより発達させるためであると考えられる。図3からは、残留オーステナイトの分率が2%以下であることが分かる。

Claims (9)

  1. 重量%で、C:0.02〜0.05%、Mn:1.0〜3.0%、Si:0.57〜2.0%、P:0.05%以下、N:0.006%以下、Al:0.01〜0.1%、S:0.012%以下、Nb:0.04〜0.15%、及びTi、B及びZrからなる群から選択される1種以上であって、下記のEq_N値が0.001以下であり且つEq_C値が0.03以下であることを満足する元素、並びに残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、かつ残留オーステナイトを0%超、5%以下の分率で含有し、降伏比が60%以上であり、r(塑性異方性指数)値が1.4以上である、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板:
    Eq_N=N−14×(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)
    Eq_C=C−12/92.9×Nb<Ti、Zr未添加>
    Eq_C=C−12×(Nb/92.9+(Ti−47.9/14×N)/47.9+(Zr−91.2/14×N)/91.2)<Ti、Zr添加>
    (ここで、Ti−47.9/14×N<0の場合は、Ti−47.9/14×N=0とみなし、Zr−91.2/14×N<0の場合は、Zr−91.2/14×N=0とみなす。)。
  2. 前記組成がSb:0.04%以下をさらに含む、請求項1に記載の深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
  3. 前記冷延鋼板は、引張強度が490MPa以上である、請求項1に記載の深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
  4. 請求項1から3のいずれか一項に記載の前記冷延鋼板に溶融亜鉛メッキ層を含む、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。
  5. 請求項4に記載の前記亜鉛メッキ鋼板を熱処理することにより合金化亜鉛メッキ層を含む、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
  6. 重量%で、C:0.02〜0.05%、Mn:1.0〜3.0%、Si:0.57〜2.0%、P:0.05%以下、N:0.006%以下、Al:0.01〜0.1%、S:0.012%以下、Nb:0.04〜0.15%、及びTi、B及びZrからなる群から選択される1種以上であって、下記のEq_N値が0.001以下であり且つEq_C値が0.03以下であることを満足する元素、並びに残部Fe及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱し、Ar3変態点以上の温度で仕上げの熱間圧延を行う段階と、
    前記熱間圧延が行われた熱延鋼板を冷却し、600〜750℃の温度範囲で巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を63〜90%の圧下率で冷間圧延する段階と、
    前記冷間圧延された冷延鋼板を780〜880℃の温度範囲で連続焼鈍する段階と、
    を含み、降伏比が60%以上であり、r(塑性異方性指数)値が1.4以上である、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
    Eq_N=N−14×(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)
    Eq_C=C−12/92.9×Nb<Ti、Zr未添加>
    Eq_C=C−12×(Nb/92.9+(Ti−47.9/14×N)/47.9+(Zr−91.2/14×N)/91.2)<Ti、Zr添加>
    (ここで、Ti−47.9/14×N<0の場合は、Ti−47.9/14×N=0とみなし、Zr−91.2/14×N<0の場合は、Zr−91.2/14×N=0とみなす。)
  7. 前記組成がSb:0.04%以下をさらに含む、請求項6に記載の深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
  8. 請求項6又は7に記載の方法で製造された冷延鋼板に溶融亜鉛メッキを行って溶融亜鉛メッキ層を形成する段階を含む、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
  9. 請求項8に記載の方法で製造された溶融亜鉛メッキ鋼板に熱処理を行って合金化溶融亜鉛メッキ層を形成する段階を含む、深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
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
KR102031452B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
CN110093491B (zh) * 2019-05-17 2020-12-22 中冶赛迪工程技术股份有限公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN115491583B (zh) * 2021-06-18 2023-09-05 上海梅山钢铁股份有限公司 一种超深冲冷轧热镀铝锌钢板及其制造方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3698049B2 (ja) * 2000-11-02 2005-09-21 Jfeスチール株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP4718682B2 (ja) * 2000-12-29 2011-07-06 新日本製鐵株式会社 めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4313591B2 (ja) * 2003-03-24 2009-08-12 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4507851B2 (ja) * 2003-12-05 2010-07-21 Jfeスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4500124B2 (ja) * 2004-07-23 2010-07-14 新日本製鐵株式会社 ホットプレス用めっき鋼板の製造方法
CN100507053C (zh) * 2004-11-29 2009-07-01 宝山钢铁股份有限公司 一种800MPa冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
KR100711358B1 (ko) * 2005-12-09 2007-04-27 주식회사 포스코 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
JP4752522B2 (ja) * 2006-01-25 2011-08-17 Jfeスチール株式会社 深絞り用高強度複合組織型冷延鋼板の製造方法
KR20080061853A (ko) * 2006-12-28 2008-07-03 주식회사 포스코 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금용 강판 및 그 제조방법
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
JP5251207B2 (ja) * 2008-03-28 2013-07-31 Jfeスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

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