WO2013084478A1 - 耐時効性と焼付き硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

耐時効性と焼付き硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 Download PDF

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金晴 奥田
英之 木村
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet suitable for automobile panel parts and a method for producing the same, and in particular, has a tensile strength TS of 340 to 440 MPa, excellent anti-aging property and excellent bake hardening.
  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having both bake-hardening property (hereinafter also referred to as BH property) and a method for producing the same.
  • the “steel sheet” herein includes a steel sheet and a steel strip.
  • the “cold rolled steel sheet” includes a cold rolled steel sheet and a cold rolled steel sheet obtained by subjecting the cold rolled steel sheet to a surface treatment such as electroplating.
  • the plating process includes a pure zinc plating process, a zinc-based alloy plating process in which an alloy element is added with zinc as a main component, or an Al-based alloy plating process in which an alloy element is added with Al or Al as a main component.
  • a BH steel sheet is generally a low-carbon steel sheet containing Nb in an atomic ratio equal to or less than that of carbon, and solid solution strengthened with Mn or P, and a small amount of solid steel after annealing. Due to the presence of molten C, dislocations introduced by processing such as pressing are fixed in the coating baking process, yield strength is increased, and dent resistance is improved.
  • BH steel plate As such a bake hardened steel plate (BH steel plate), for example, in Patent Document 1, C: 0.002 to 0.015%, Si: 1.2% or less, Mn: 0.04 to 0.8%, P: 0.03 to 0.10%, Al : High-tensile cold-rolled steel sheet having 0.02% or more and N% ⁇ 4 or more, Nb: C% ⁇ 3 to ⁇ C% ⁇ 8 + 0.020% ⁇ , and the balance being substantially made of Fe Has been.
  • the high-tensile cold-rolled steel sheet described in Patent Document 1 hot-rolls a steel slab having the above composition at a total rolling reduction of 90% or more and a rolling speed of 40 m / min or more, and is wound at a temperature of 600 ° C. or more.
  • This cold-rolled steel sheet is said to be a steel sheet with excellent formability and anti-aging property with a tensile strength TS of 35 to 45 kgf / mm 2 grade.
  • Patent Document 1 has a problem that yield elongation appears due to reduction of Nb amount or aging in order to increase seizure curability. That is, there has been a problem that the conventional production methods that have been studied cannot have both aging resistance and seizure curability.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet that solves the problems of the prior art, has a tensile strength TS of 340 to 440 MPa, and has both aging resistance and bake hardenability (BH property).
  • the purpose is to provide.
  • excellent in aging resistance means that the yield elongation is as low as 0.8% or less after aging at room temperature.
  • excellent in seizure curability (BH property) means that a pre-strain: 2% is applied, a heat treatment (paint baking treatment) of 170 ° C. ⁇ 20 min is performed, and then the yield stress is predicted.
  • the increase amount (BH amount) with respect to the maximum stress due to strain is 30 MPa or more.
  • the present inventors have conducted a detailed examination on the influence of various factors on BH properties and aging resistance. As a result, in order to combine aging resistance and bake hardenability, it was found that control of solid solution C at room temperature and paint baking temperature is important. And in order to control solid solution C properly, in addition to Nb, Cr, Cu, Co, and Mo, such as Cr, Cu, Co, and Mo, properly select a trace additive element that is different from Nb, and make it an appropriate content.
  • the steel material is subjected to hot rolling at a finish rolling finish temperature of 900 ° C and a coiling temperature of 650 ° C to form a hot rolled sheet, and then the obtained hot rolled sheet is subjected to pickling and cold rolling to be cooled. It was a sheet. Then, the obtained cold-rolled sheet was heated to an annealing temperature: 840 ° C. and soaked, and then subjected to an annealing process of cooling up to 300 ° C. at an average cooling rate of 15 ° C./s to obtain a cold-rolled annealed sheet.
  • the obtained cold-rolled annealed sheet was subjected to temper rolling with various changes in the skin pass amount (elongation rate), followed by low-temperature heat treatment with various heat treatment temperatures Temp ranging from RT (25 ° C) to 170 ° C. .
  • the holding time at the heat treatment temperature Temp was 1 hour.
  • a tensile test was conducted to investigate the yield elongation. The obtained results are shown in FIG. 1 in relation to the yield elongation Y-El and the heat treatment temperature Temp.
  • the yield elongation Y-El is small until the heat treatment temperature Temp of the low-temperature heat treatment is about 120 ° C under the condition of a high skin pass amount (elongation rate) of 1.8%, but the yield increases when the heat treatment temperature Temp is further increased. Elongation Y-El occurs. This tendency is a well-known tendency.
  • skin pass amount (elongation rate): 0.5%) in which the yield elongation Y-El is slightly observed immediately after temper rolling when the heat treatment temperature Temp is about 70 to 140 ° C., the yield elongation Y-El is Reduced. The reason why the yield elongation is reduced is not clear at the present time, but it is considered that the yield elongation is reduced due to the interaction between carbon and dislocations introduced during temper rolling.
  • the present invention has been completed on the basis of such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. [1] By mass% C: 0.0010% or more and 0.0080% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.1% to 1.8%, P: 0.100% or less, S: 0.03% or less, sol.Al: 0.01% or more and 0.50% or less, N: 0.0050% or less, Nb: 0.005% or more and 0.050% or less, Nb content and C content satisfy the following formula (1), Co: 0.05% or less, Cu: 0.05% or less, Cr A steel material having a composition that satisfies the following formula (2) and contains the balance Fe and inevitable impurities is prepared for at least one selected from the group consisting of: 0.05% or less, Mo: 0.05% or less, The steel material is subjected to hot rolling at a finish rolling finish temperature of 860 ° C.
  • the cold rolled sheet is subjected to annealing at a temperature in the range of 760 to 900 ° C., and then subjected to annealing with an average cooling rate up to 300 ° C.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent aging resistance and bake hardenability including heat treatment for 10 minutes to 10 hours at a temperature in the range of 70 to 140 ° C.
  • [3] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to [1] or [2], wherein the cold rolling is cold rolling performed at a reduction rate of 50% to 85%.
  • [4] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to [1] to [3], wherein the cold-rolled annealed sheet has a ferrite single-phase structure.
  • [5] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to [1] to [4], wherein the cold-rolled annealed sheet is plated.
  • [6] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to [1] to [5], wherein the cold-rolled steel sheet is a cold-rolled steel sheet having a yield elongation of 0.8% or less after aging at room temperature.
  • [7] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to [1] to [6], wherein the cold-rolled steel sheet is a cold-rolled steel sheet having an increase in yield stress after bake hardening of 30 MPa or more.
  • [8] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to [1] to [7], wherein the cold-rolled steel sheet is a cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 340 to 440 MPa.
  • High-strength cold-rolled steel sheet that combines the properties of steel can be manufactured easily and inexpensively, and has a remarkable industrial effect.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention can be applied to the inner and outer plates of an automobile body, and has the effect of sufficiently contributing to the reduction of the weight of the automobile body and the improvement of collision safety.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention can be applied as a home appliance or a pipe material.
  • FIG. 4 is a graph showing the effect of the amount of skin pass (skin pass elongation rate) on the relationship between yield elongation Y-El and heat treatment temperature Temp.
  • the present invention includes a hot rolling process in which a steel material is heated and hot-rolled to form a hot-rolled sheet, a cold-rolling process in which the hot-rolled sheet is cold-rolled to form a cold-rolled sheet, and the cold-rolled sheet
  • C 0.0010% or more and 0.0080% or less C is an important element in order to combine excellent aging resistance and excellent BH properties, and in order to ensure the desired BH properties, it needs to contain 0.0010% or more.
  • the content exceeds 0.0080%, it is necessary to increase the Nb content from the viewpoint of ensuring aging resistance, which causes a rise in material costs, and when the Nb content is low, normal temperature aging occurs. There is. For this reason, C was limited to the range of 0.0010% to 0.0080%.
  • it is less than 0.0080%, More preferably, it is 0.0060% or less, More preferably, it is 0.0040% or less.
  • Si 1.0% or less
  • Si is an element that increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and enhances work hardening ability.
  • the content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.1% or more.
  • a large content exceeding 1.0% tends to generate a red scale during hot rolling to deteriorate the surface appearance of the steel sheet, and further promotes non-plating during galvanization.
  • the above-described large amount of Si also reduces chemical conversion properties. For this reason, Si was limited to 1.0% or less. In addition, Preferably it is 0.5% or less.
  • Mn 0.1% to 1.8% Mn has a function of increasing the strength of the steel sheet by solid solution and fixing S as MnS to prevent hot cracking due to S. In order to obtain such an effect, a content of 0.1% or more is required. On the other hand, an excessive content exceeding 1.8% lowers the ductility and the r value. Therefore, Mn is limited to the range of 0.1 to 1.8%. In addition, Preferably it is 1.2% or less.
  • P 0.100% or less
  • P has the effect of solid-solution and strengthening the steel sheet, but segregates at the grain boundaries to deteriorate secondary work embrittlement resistance and weldability. Such an adverse effect of P becomes prominent with an excessive content exceeding 0.100%. For this reason, P was limited to 0.100% or less. In addition, Preferably it is 0.080% or less.
  • S 0.03% or less S causes hot cracking and exists as a sulfide-based inclusion and reduces ductility and the like. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce as much as possible, but 0.03% is acceptable. For these reasons, S is limited to 0.03% or less. In addition, Preferably it is 0.01% or less.
  • sol.Al 0.01% or more and 0.50% or less Al acts as a deoxidizer and forms nitrides to fix solute N and improve aging resistance. In order to acquire such an effect, 0.01% or more of content is required. On the other hand, a large content exceeding 0.50% raises the material cost (alloy cost) and causes frequent surface defects. Therefore, sol.Al is limited to the range of 0.01 to 0.50%. In addition, Preferably it is 0.30% or less.
  • N 0.0050% or less
  • N is an element that increases the strength of the steel by solid solution, but inclusion exceeding 0.0050% lowers the aging resistance. Therefore, in the present invention, N is limited to 0.0050% or less.
  • Nb 0.005% to 0.050%
  • Nb has a high carbide forming ability, fixes C, refines the hot-rolled structure and increases the r value, and contributes to improving the moldability. In order to acquire such an effect, 0.005% or more of content is required. On the other hand, an excessive content exceeding 0.050% increases the hot deformation resistance and increases the rolling load during hot rolling. Therefore, Nb is limited to the range of 0.005 to 0.050%.
  • Nb is contained in the above-mentioned range and adjusted to satisfy the following formula (1) from the meaning of fixing C. 0.3 ⁇ (Nb / 92.9) / (C / 12) ⁇ 0.9 (1) (Nb, C: content of each element (mass%)) (Nb / 92.9) / (C / 12) is the atomic ratio of Nb to C. If (Nb / 92.9) / (C / 12) is less than 0.3, C is not fixed enough and a stretcher is used when molding parts. Strain is generated and the surface quality is degraded. On the other hand, if it exceeds 0.9, the solid solution C is insufficient and the BH property is lowered. Therefore, (Nb / 92.9) / (C / 12) is limited to the range of 0.3 to 0.9. It is preferably 0.5 to 0.8.
  • Co, Cu, Cr, and Mo are all elements that are not as strong as Nb, but interact with C, and optionally contain one or more.
  • Co, Cu, Cr, and Mo trap C (catch) at room temperature and delay its diffusion.
  • Co, Cu, Cr, and Mo are separated from C and contribute to improvement of BH property at the time of coating baking. In order to obtain such an effect, it is desirable that each of Co, Cu, Cr, and Mo is contained by 0.01% or more.
  • Co, Cu, Cr, and Mo are contained within the above range and adjusted so as to satisfy the following formula (2).
  • (Co, Cu, Cr, Mo, C: content of each element (mass%)) (Co / 58.9) + (Cu / 63.5) + (Cr / 52.0) + (Mo / 95.9) ⁇ / (C / 12) is the atomic ratio of the total amount of Co, Cu, Cr, and Mo to C , (Co / 58.9) + (Cu / 63.5) + (Cr / 52.0) + (Mo / 95.9) ⁇ / (C / 12) is less than 0.5, C traps are insufficient and stretcher strain is applied when molding parts.
  • B 0.0050% or less
  • B is an element that segregates at the grain boundary and improves the secondary work embrittlement resistance.
  • it is desirable to contain 0.0003% or more. Even if the content exceeds 50%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, when it contains, it is preferable to limit B to 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0030% or less.
  • the balance other than the above components contains Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include Ca, REM, Sb, Sn, Zn, Ca: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, Sb: 0.01% or less, Sn: 0.1% or less, Zn: 0.01% or less it can.
  • the steel material having the above composition is subjected to a hot rolling process, a cold rolling process, an annealing process, and a temper rolling process in order to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the manufacturing method of the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter method or an electric furnace method, and a conventional method such as a continuous casting method is used. It is preferable to use a steel material such as a slab by the casting method.
  • the casting method of the steel material is desirably a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but there is no problem even with the ingot forming method or the thin slab casting method.
  • the steel for the hot rolling is installed in a heating furnace without being cooled to room temperature.
  • Energy-saving processes such as direct feed rolling and direct rolling, in which rolling is performed immediately after a small amount of heat is added, can also be applied without problems.
  • the hot rolling process is preferably a process in which a steel material is heated, subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to form a hot rolled sheet, and then wound.
  • the heating temperature of the steel material is preferably 1000-1300 ° C.
  • the heating temperature is less than 1000 ° C.
  • the deformation resistance is high and the rolling load increases, and the risk of trouble occurring during hot rolling increases.
  • the scale loss increases as the oxidized weight increases.
  • the heated steel material is made into a sheet bar by rough rolling.
  • the conditions for rough rolling need not be particularly limited, and can be performed according to a conventional method. From the viewpoint of lowering the steel material heating temperature and preventing problems during hot rolling, it is an effective method to use a so-called sheet bar heater that heats the sheet bar.
  • the finish rolling finish temperature is 860 ° C. or higher. This is to obtain a fine hot-rolled sheet structure so that excellent deep drawability can be obtained after cold rolling and recrystallization annealing.
  • the finish rolling finish temperature is less than 860 ° C, the surface layer portion is below the transformation point and coarse grains are formed, the transformation texture from unrecrystallized ⁇ develops strongly, the texture does not develop after cold rolling annealing, The rolling load during hot rolling is increased. For this reason, the finish rolling finish temperature is limited to 860 ° C. or higher.
  • finish rolling finish temperature when the finish rolling finish temperature is higher than 980 ° C., the structure becomes coarse, which prevents formation and development of a recrystallized texture after cold rolling annealing, and a high r value may not be obtained. It is preferable to set it as below °C. Therefore, a more preferable finish rolling end temperature is 880 to 940 ° C.
  • lubrication rolling may be performed between some or all passes of finish rolling. Performing the lubrication rolling is effective from the viewpoint of homogenizing the shape of the steel plate and homogenizing the material.
  • the friction coefficient during the lubrication rolling is preferably in the range of 0.10 to 0.25.
  • the coiling temperature should be in the range of 550 to 720 ° C.
  • the coiling temperature is less than 550 ° C.
  • the precipitation of NbC becomes insufficient.
  • the crystal grains become coarse and the strength of the steel sheet is reduced.
  • the coiling temperature is higher than 720 ° C.
  • high r value after cold rolling annealing may be hindered and formability may be reduced.
  • the coiling temperature was limited to the range of 550 to 720 ° C. In addition, Preferably it is 660 degrees C or less.
  • the hot-rolled sheet that has finished the hot-rolling process is then subjected to a cold-rolling process.
  • pickling suitably before a cold rolling process.
  • any conventional method can be applied.
  • the rolling reduction of cold rolling is preferably 50% or more.
  • the rolling reduction ratio is less than 50%, the ⁇ 111 ⁇ recrystallized texture does not develop and deep drawing is performed. May decrease.
  • the r value increases.
  • the cold rolling reduction ratio is preferably 50% or more and 85% or less.
  • the cold-rolled sheet that has finished the cold-rolling process is subjected to an annealing process that is subjected to an annealing process to form a cold-rolled annealed sheet.
  • the annealing treatment is preferably a continuous annealing line, and the cold-rolled sheet is soaked at a temperature in the range of 760 to 900 ° C., and then the average cooling rate up to 300 ° C. is 10 ° C./s or more. As a cooling process.
  • the annealing temperature is less than 760 ° C., an unrecrystallized structure remains and ductility decreases.
  • the annealing temperature was limited to a temperature in the range of 760 to 900 ° C. In addition, Preferably it is 800 degreeC or more.
  • the cooling rate after soaking is an average cooling rate up to 300 ° C. and less than 10 ° C./s, cooling is too slow, so that the solid solution C is reprecipitated as cementite and the BH property is lowered. For this reason, the cooling rate after soaking was limited to 10 ° C./s or more at an average cooling rate up to 300 ° C. In addition, Preferably it is 40 degrees C / s or less.
  • the structure of the cold-rolled annealed sheet after the annealing process is a ferrite single-phase structure.
  • a second phase other than the ferrite phase such as a martensite phase
  • the aging resistance changes, and the subsequent production conditions for temper rolling and low-temperature heat treatment deviate from the optimum conditions in the present invention.
  • the cold-rolled annealed plate after the annealing process may be subjected to a plating process such as electroplating.
  • a plating process such as electroplating.
  • the plating treatment include pure zinc plating treatment, zinc-based alloy plating treatment with zinc as the main component and addition of alloy elements, or Al-based alloy plating treatment with addition of alloy elements as the main component of Al or Al.
  • the cold-rolled annealed plate that has been subjected to the annealing step or the cold-rolled annealed plate (plated plate) that has been subjected to a plating treatment is subjected to a temper rolling step.
  • temper rolling or leveler processing is performed on the cold-rolled annealed plate or the plated plate for the purpose of shape correction, surface roughness adjustment, and the like.
  • the elongation in temper rolling or leveler processing is in the range of 0.2 to 1.0%. If the elongation rate is less than 0.2%, the intended purpose of shape correction and surface roughness adjustment cannot be achieved.
  • the cold-rolled annealed plate or plated plate that has undergone the temper rolling process is further subjected to heat treatment at a low temperature.
  • the low-temperature heat treatment performed after the temper rolling step is important in order to combine both aging resistance and seizure curability.
  • the low-temperature heat treatment is a heat treatment that is held at a temperature in the range of 70 to 140 ° C. for 10 minutes to 10 hours. When the heat treatment temperature is less than 70 ° C., the yield elongation decreases little, while when it exceeds 140 ° C., the yield elongation occurs again.
  • the holding time is less than 10 min at a temperature within the above-described range, the interaction between C and the introduced dislocation does not sufficiently work, and the yield elongation remains, so that the surface quality after processing is deteriorated. To do.
  • the holding time is longer than 10 hours, the introduced dislocations are firmly fixed to C, so that the yield elongation increases again.
  • long-term holding impedes productivity.
  • the heat treatment after the temper rolling process is a treatment in which the temperature is maintained in the range of 70 to 140 ° C. and held for 10 minutes to 10 hours.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter, which is a conventional melting furnace, and made into a slab (steel material: wall thickness 250 mm) by a conventional continuous casting method. These slabs were heated to 1250 ° C. and roughly rolled into sheet bars. Then, these sheet bars were subjected to finish rolling under the conditions shown in Table 2 to form a hot rolled sheet and wound in a coil shape. Next, the hot-rolled sheet wound in a coil shape was subjected to pickling treatment to remove the surface scale, and then subjected to a cold-rolling step under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled sheet.
  • These cold-rolled sheets were further subjected to an annealing process using a continuous annealing line to obtain cold-rolled annealed sheets under the conditions shown in Table 2. Furthermore, these cold-rolled annealed plates were subjected to heat treatment under the conditions shown in Table 2 and subjected to heat treatment under the conditions shown in Table 2 and the conditions shown in Table 2.
  • Specimens were collected from the obtained cold-rolled annealed plates and subjected to a structure observation, a tensile test, a bake hardening test, and an aging test, and the microstructure, tensile characteristics, seizure hardenability, and aging resistance were investigated.
  • the test method was as follows.
  • Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained cold-rolled annealed plate, a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is polished, Nital corrosion is performed, and an optical microscope (magnification: 400 times) is used. The structure was observed, imaged, and the area ratio of the ferrite phase was determined by image analysis to obtain the volume ratio. In the optical structure photograph, the ferrite phase grains are not corroded and white. When a second phase that is corroded black other than the ferrite phase exists, the structure was observed with a scanning electron microscope (magnification: 3000 times), imaged, and the volume fraction of the second phase was determined by image analysis. .
  • Each of the inventive examples has a ferrite single phase structure, a tensile strength TS of 340 to 440 MPa class, an elongation El of 40% or more, excellent workability, and an excellent BH amount of 30 MPa or more. It is a high-strength cold-rolled steel sheet that exhibits hardenability, has a low yield elongation after aging treatment of 0.8% or less, and has excellent aging resistance.
  • the r value was investigated separately and it was confirmed that the average r value has secured the high value of 1.6 or more.
  • the structure contains a lot of second phases other than the ferrite phase, and the elongation El is low and the moldability is lowered, or the BH content is less than 30 MPa, and the seizure curability is lowered.
  • the yield elongation exceeding 0.8% occurs after aging treatment, and the aging resistance is lowered.

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Abstract

　耐時効性と焼付き硬化性とを兼備した高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：0.0010～0.0080％、Si：1.0％以下、Mn：0.1～1.8％、Ｐ：0.100％以下、sol.Al：0.01～0.50％、Ｎ：0.0050％以下を含み、さらにNb：0.005～0.050％を、（Nb/92.9）/（Ｃ/12）：0.3～0.9　を満足するように含有し、さらに、Co：0.05％以下、Cu：0.05％以下、Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下のうちの１種または２種以上を［（Co/58.9）+（Cu/63.5）+（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）］/（Ｃ/12）：0.5～5.0 を満足するように調整して含有する組成の鋼素材を、1000～1300℃の範囲の温度に加熱したのち、仕上圧延終了温度：860℃以上とし、550～720℃の範囲の巻取温度で巻き取る熱間圧延を施し、ついで冷間圧延を施し、さらに760～900℃の範囲の温度で均熱し、10℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を施す。焼鈍後、伸長率：0.2～1.0％の調質圧延を施し、引続き、70～140℃の範囲の温度で、10min～10ｈ間保持する熱処理を施す。

Description

耐時効性と焼付き硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
　本発明は、自動車パネル部品向けとして好適な冷延鋼板およびその製造方法に係り、とくに、引張強さTSが340～440MPa級で、優れた耐時効性（anti-aging property）と優れた焼付け硬化性（bake-hardening property）（以下、ＢＨ性（BH property）ともいう）とを兼備した高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
　なお、ここでいう「鋼板（steel sheet）」には、鋼板（steel sheet）、鋼帯（steel strip）を含むものとする。また、「冷延鋼板」には、冷延鋼板と、該冷延鋼板に、電気めっきなどの表面処理を施した冷延鋼板をも含む。めっき処理としては、純亜鉛めっき処理、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を含むものとする。
　近年、地球環境の保全という観点から、炭酸ガスCO２の排出量低減のために、自動車の燃費向上が強く要望されている。またさらに、最近では、車両衝突時の乗員の安全を確保するために、自動車車体の衝突特性向上を中心とした安全性向上が要求されている。
　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とを同時に満足させるためには、使用する素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で薄肉化することが効果的であるといわれており、最近では、自動車部品用として高張力鋼板が積極的に使用されている。
　このような自動車車体の軽量化の要望に対して、例えば内板および外板のパネル用材料としては、引張強さTSが390MPa以上の強度を有する鋼板が使用される傾向となっている。一方、ドアやフードなどのパネル部品用としては、耐デント性（dent resistance strength）に優れることが要求されるため、塗装焼付け後に降伏強さが上昇する、いわゆる焼付け硬化型鋼板（bake-hardened steel sheet）（ＢＨ鋼板（BH steel sheet））が、使用されるようになっている。
　ＢＨ鋼板としては、極低炭素系で、炭素と原子比で等量またはそれ以下の量のNbを含有させ、MnやＰで固溶強化した鋼板が一般的であり、焼鈍処理後に少量の固溶Ｃを存在させることで、プレス等の加工により導入された転位を、塗装焼付け処理過程で固着させ、降伏強さを高くして、耐デント性を向上させている。
　このような焼付け硬化型鋼板（ＢＨ鋼板）としては、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.002～0.015％、Si：1.2％以下、Mn：0.04～0.8％、Ｐ：0.03～0.10％、Al：0.02％以上でかつＮ％×４以上、Nb：Ｃ％×３～｛Ｃ％×８＋0.020％｝を含み、残部実質的にFeよりなる成形性の優れた高張力冷延鋼板が記載されている。特許文献１に記載された高張力冷延鋼板は、上記した組成の鋼スラブを、全圧下率を90％以上で圧延速度を40ｍ/min以上として熱間圧延し、600℃以上の温度で巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに700～900℃で10ｓ～5min間保持する連続焼鈍を施し、500℃までを60℃/min以上の冷却速度で冷却することにより得られるとしている。この冷延鋼板は、引張強さTSが35～45kgf/mm２級の遅時効性（anti-aging property）で成形性（formability）に優れた鋼板であるとしている。
日本国特許公開公報JP56－139654号公報
　しかしながら、特許文献１に記載された技術では、焼付き硬化性を高めるために、Nb量を低減したり、時効により、降伏伸びが出現するという問題があった。すなわち、従来、検討されてきた製造方法では、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備させることができないという問題があった。
　本発明では、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さTSが340～440MPa級で、耐時効性と焼付き硬化性（ＢＨ性）とを兼備した、高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう「耐時効性に優れた」とは、常温での時効後に降伏伸びが0.8％以下と少ないことを言うものとする。また、ここでいう「焼付き硬化性（ＢＨ性）に優れた」とは、予歪：２％を付与し、170℃×20minの熱処理（塗装焼付け処理）を施したのち、降伏応力の予歪での最高応力に対する増加量（ＢＨ量）が30MPa以上である場合をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するため、ＢＨ性、耐時効性に及ぼす各種要因の影響について詳細な検討を行った。その結果、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備させるためには、常温と塗装焼付け温度での固溶Ｃの制御が重要であるという知見を得た。そして、固溶Ｃの制御を適正に行うために、Nbに加え、Cr、Cu、Co、Moといった、Ｃとの相互作用がNbとは異なる微量添加元素を適正に選択し、適正含有量に調整して含有する組成とすること、および調質圧延後に低温での熱処理を施すこと、を組み合わせることが重要であり、これにより、常温時効後の降伏伸びが小さく、焼付き硬化量（ＢＨ量）が高くなる、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備した冷延鋼板を得ることができることを知見した。
　つぎに、降伏伸びに及ぼす調質圧延後の熱処理温度の影響について、本発明者らが行った実験結果について説明する。　
　質量％で、0.0026％Ｃ－0.01％Si－0.4％Mn－0.051％Ｐ－0.003％Ｓ－0.037％Al－0.0030％Ｎ－0.011％Nb－0.018％Cr－残部鉄および不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、仕上圧延終了温度：900℃、巻取温度：650℃で熱間圧延を施して熱延板とし、ついで得られた熱延板に、酸洗と冷間圧延を施して冷延板とした。そして、得られた冷延板に、焼鈍温度：840℃に加熱し均熱したのち、300℃までを平均冷却速度15℃/sで冷却する焼鈍処理を施し、冷延焼鈍板とした。
　得られた冷延焼鈍板に、スキンパス量（伸長率）を種々変化した調質圧延を施し、ついで、熱処理温度TempをRT（25℃）～170℃の範囲で種々変化した低温熱処理を施した。なお、熱処理温度Tempでの保持時間は１時間とした。調質圧延と低温の熱処理を施したのち、引張試験を実施し降伏伸びを調査した。得られた結果を、降伏伸びY-Elと熱処理温度Tempとの関係で、図１に示す。
　図１から、スキンパス量（伸長率）が1.8％と高い伸長率条件では、低温熱処理の熱処理温度Tempが約120℃までは降伏伸びY-Elが小さいが、熱処理温度Tempがさらに高くなると、降伏伸びY-Elが発生している。この傾向は従来からよく知られた傾向である。また、調質圧延直後に降伏伸びY-Elが多少認められる伸長率条件（例えばスキンパス量（伸長率）：0.5％）では、熱処理温度Tempが約70～140℃では、降伏伸びY-Elが低減している。降伏伸びが低減する理由については、現時点では明確にはなっていないが、炭素と調質圧延時に導入された転位との相互作用により、降伏伸びが低下したものと考えられる。
　本発明は、かかる知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
［１］　質量％で、
Ｃ：0.0010％以上0.0080％以下、　　　　　Si：1.0％以下、
Mn：0.1％以上1.8％以下、　　　　　　　　Ｐ：0.100％以下、
Ｓ：0.03％以下、　　　　　　　　　　sol.Al：0.01％以上0.50％以下、
Ｎ：0.0050％以下、　　　　　　　　　　　Nb：0.005％以上0.050％以下
を含有し、Nb含有量およびC含有量が下記（１）式を満足し、さらに、Co：0.05％以下、Cu：0.05％以下、Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下からなる群から選択された少なくとも１種を下記（２）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物を含む組成を有する鋼素材を準備し、
該鋼素材に、仕上圧延終了温度：860℃以上とし、550～720℃の範囲の巻取温度で巻き取る熱間圧延を施して熱延板とし、
該熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
該冷延板に、焼鈍温度：760～900℃の範囲の温度で均熱したのち、300℃までの平均冷却速度を10℃/ｓ以上として冷却する焼鈍を施して冷延焼鈍板とし、
該冷延焼鈍板に、伸長率：0.2～1.0％で調質圧延またはレベラー加工を施し、
70～140℃の範囲の温度で、10min～10ｈ保持する熱処理を施すことを含む、耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
0.3　≦（Nb/92.9）/（Ｃ/12）≦ 0.9　　‥‥（１）
0.5　≦［(Co/58.9)＋(Cu/63.5)＋(Cr/52.0)＋(Mo/95.9)］/(Ｃ/12)≦ 5.0　‥‥（２）
ここで、Nb、Ｃ、Co、Cu、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
［２］　前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0050％以下を含有する[1]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
［３］　前記冷間圧延が、圧下率50％以上85％以下で施される冷間圧延である[1]あるいは[2]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
［４］　前記冷延焼鈍板が、フェライト単相組織を有する[1]ないし[3]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
［５］　前記冷延焼鈍板に、めっき処理を施す[1]ないし[4]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
［６］　前記冷延鋼板が、常温での時効後の降伏伸びが0.8％以下の冷延鋼板である[1]ないし[5]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
［７］　前記冷延鋼板が、焼付硬化後の降伏応力増加量が30MPa以上の冷延鋼板である[1]ないし[6]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
［８］　前記冷延鋼板が、引張強さが340～440MPaの冷延鋼板である[1]ないし[7]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、自動車車体のパネル部品用として好適な、引張強さTSが340～440MPa級で低降伏比で、伸びも高く成形性に優れ、さらに優れた耐時効性と優れた焼付け硬化性とを兼備した高強度冷延鋼板を、容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度冷延鋼板は、自動車車体の内外板用としても適用でき、自動車車体の軽量化、衝突安全性の向上に十分寄与できるという効果もある。また、本発明になる高強度冷延鋼板は、家電製品あるいはパイプ用素材としても適用できる。
降伏伸びY-Elと熱処理温度Tempとの関係に及ぼすスキンパス量（スキンパス伸長率）の影響を示すグラフである。
　本発明は、鋼素材に、加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、該冷延焼鈍板に調質圧延またはレベラー加工を施す調圧工程と、を順次施し、優れた耐時効性と優れた焼付け硬化性（ＢＨ性）とを兼備した高強度冷延鋼板を得る、高強度冷延鋼板の製造方法である。
　まず、出発素材として使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。以下、組成についての質量％は、とくに断わらない限り単に％で記す。
　Ｃ：0.0010％以上0.0080％以下
Ｃは、優れた耐時効性と優れたＢＨ性を兼備させるために、重要な元素であり、所望のＢＨ性を確保するうえでは、0.0010％以上の含有を必要とする。一方、0.0080％を超える多量の含有は、耐時効性の確保という観点から、Nb含有量を高くする必要があり材料コストの高騰を招くとともに、Nb含有量が少ない場合には常温時効が生じる場合がある。このため、Ｃは0.0010％以上0.0080％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0080％未満、より好ましくは0.0060％以下、さらにより好ましくは0.0040％以下である。
　Si：1.0％以下
Siは、固溶強化により鋼板の強度を増加させるとともに、加工硬化能を高める元素である。このような効果を得るためには0.01％以上の含有が望ましく、さらには0.1％以上の含有が好ましい。一方、1.0％を超える多量の含有は、熱延時に赤スケールを発生させ鋼板の表面外観を低下させやすく、さらに亜鉛めっき時には不めっきの発生を助長する。また、上記したようなSiの多量含有は、化成処理性をも低下させる。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.5％以下である。
　Mn：0.1％以上1.8％以下
Mnは、固溶して鋼板の強度を増加させるとともに、ＳをMnSとして固定しＳによる熱間割れを防止する作用を有する。このような効果を得るためには0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.8％を超える過度の含有は、延性、ｒ値を低下させる。このため、Mnは0.1～1.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.2％以下である。
　Ｐ：0.100％以下
Ｐは、固溶して鋼板を強化する作用を有するが、粒界に偏析して耐二次加工脆化、溶接性を低下させる。このようなＰの悪影響は、0.100％を超える過剰の含有で顕著となる。このため、Ｐは0.100％以下に限定した。なお、好ましくは0.080％以下である。
　Ｓ：0.03％以下
Ｓは、熱間割れを生じさせるとともに、硫化物系介在物として存在し、延性等を低下させる。このため本発明では、できるだけ低減することが望ましいが、0.03％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。
　sol.Al：0.01％以上0.50％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、窒化物を形成して固溶Ｎを固定し、耐時効性を向上させる。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える多量の含有は、材料コスト（合金コスト）を高騰させ、さらには表面欠陥の多発を招く。このため、sol.Alは0.01～0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.30％以下である。
　Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であるが、0.0050％を超える含有は、耐時効性を低下させる。このため、本発明では、Ｎは0.0050％以下に限定した。
　Nb：0.005％以上0.050％以下
Nbは、炭化物形成能が高く、Ｃを固定するとともに、熱延組織を微細化させ、ｒ値を高くする作用を有し、成形性向上に寄与する。このような効果を得るためには0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.050％を超える過剰の含有は、熱間変形抵抗を増加させ、熱延時の圧延負荷を増大させる。このため、Nbは0.005～0.050％の範囲に限定した。
　なお、Nbは上記した範囲で、かつＣを固定する意味から、次（１）式を満足するように調整して含有する。
0.3　≦（Nb/92.9）／（Ｃ/12）≦　0.9　‥‥（１）
（ここで、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
（Nb/92.9）／（Ｃ/12）は、NbとＣの原子比であり、（Nb/92.9）／（Ｃ/12）が0.3未満では、Ｃの固定が不十分で部品成形時にストレッチャーストレインを発生し、表面品質が低下する。一方、0.9を超えると、固溶Ｃが不足してＢＨ性が低下する。このため、（Nb/92.9）／（Ｃ/12）は0.3～0.9の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5～0.8である。
　Co：0.05％以下、Cu：0.05％以下、Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下のうちの１種または２種以上
Co、Cu、Cr、Moはいずれも、Nbほど強くはないが、Ｃと相互作用を有する元素であり、選択して１種または２種以上を含有する。Co、Cu、Cr、Moは、常温ではＣをトラップ（捕獲）してその拡散を遅滞させ、一方、塗装焼付け処理時には、Ｃと乖離して、ＢＨ性向上に寄与する。このような効果を得るためにはCo、Cu、Cr、Moはそれぞれ0.01％以上含有することが望ましい。一方、Co、Cu、Cr、Mo がそれぞれ0.05％を超える多量の含有は、Ｃを固定しすぎてＢＨ性が低下する。このため、Coは0.05％以下、Cuは0.05％以下、Crは0.05％以下、Mo：0.05％以下に、それぞれ限定した。　なお、このような効果は、調質圧延後に低温での熱処理を施すことにより、さらに顕著となる。
　なお、本発明では、Co、Cu、Cr、Moは、上記した範囲で、かつ次（２）式を満足するように調整して含有する。
0.5　≦｛（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12） ≦ 5.0 ‥‥（２）
（Co、Cu、Cr、Mo、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12）は、Co、Cu、Cr、Moの合計量とＣとの原子比であり、（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12）が0.5未満では、Ｃのトラップが不十分で部品成形時にストレッチャーストレインを発生させやすくし、表面品質を低下させる可能性がある。一方、5.0を超えると、固溶Ｃが不足してＢＨ性が低下する。このため、｛（Co/58.9）＋（Cu/63.5）＋（Cr/52.0）＋（Mo/95.9）｝／（Ｃ/12）を0.5～5.0の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0～3.0である。
　上記した成分が基本の成分であるが、基本成分に加えて、さらに選択元素として、Ｂ：0.0050％以下を含有することができる。
Ｂ：0.0050％以下
Ｂは、粒界に偏析して、耐二次加工脆化性を向上させる元素であり、このような効果を確保するためには0.0003％以上含有することが望ましいが、0.0050％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、経済的に不利となる。このため、含有する場合はＢは0.0050％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0030％以下である。
　上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物を含む。不可避的不純物としては、Ca、REM、Sb、Sn、Znが挙げられ、Ca：0.01％以下、REM：0.01％以下、Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下が許容できる。
　本発明では、上記した組成の鋼素材に、熱延工程と、冷延工程と、焼鈍工程と、さらに調質圧延工程とを順次施して、冷延鋼板とする。
　なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要がないが、上記した組成の溶鋼を、転炉法、電炉法等の常用の溶製方法で、溶製し、連続鋳造法等の、常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。鋼素材の鋳造方法は、成分のマクロな偏析を防止すべく連続鋳造法とすることが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によってもなんら問題はない。
　熱延工程では、熱間圧延のための加熱は、鋼素材（スラブ）をいったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法に加えて、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　熱延工程は、鋼素材に、加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し熱延板とし、ついで巻き取る工程とすることが好ましい。
　鋼素材の加熱温度は、1000～1300℃とすることが好ましい。加熱温度が1000℃未満では、変形抵抗が高く圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険度が増大する。一方、1300℃を超える高温では、酸化重量の増加に伴いスケールロスが増大する。
　加熱された鋼素材は、粗圧延によりシートバーとされる。粗圧延の条件はとくに限定する必要はなく、常法にしたがって行うことができる。なお、鋼素材加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止する観点からは、シートバーを加熱するいわゆるシートバーヒータを併用することは有効な方法である。
　ついで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。このとき、仕上圧延終了温度は860℃以上とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られるように微細な熱延板組織を得るためである。仕上圧延終了温度が860℃未満では、表層部が変態点以下となり粗大粒が形成されたり、未再結晶γからの変態集合組織が強く発達し、冷延焼鈍後に集合組織が発達せず、さらに熱間圧延時の圧延負荷が高くなる。このようなことから、仕上圧延終了温度は860℃以上に限定した。一方、仕上圧延終了温度が980℃を超えて高温となると、組織が粗大化し、冷延焼鈍後の再結晶集合組織の形成および発達を妨げ、高ｒ値が得られない場合があるため、980℃以下とすることが好ましい。したがって、より好ましい仕上圧延終了温度は、880～940℃である。
　なお、熱間圧延時の圧延荷重の低減のため、仕上圧延の一部あるいは全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10～0.25の範囲とすることが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合して、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスとすることは、熱間圧延の操業安定性の観点から望ましい。
　仕上圧延終了後、熱延板は巻き取られる。巻取温度は、550～720℃の範囲の温度とする。巻取温度が550℃未満では、NbCの析出が不十分となる。一方、720℃を超える高温では、結晶粒が粗大化し鋼板強度の低下を招く。またさらに、巻取温度を720℃を超える高温とすると、冷延焼鈍後の高ｒ値化を妨げ成形性が低下する場合がある。このため、巻取温度は550～720℃の範囲に限定した。なお、好ましくは660℃以下である。
　熱延工程を終了した熱延板は、ついで冷延工程を施される。
なお、冷延工程の前には、適宜酸洗を施すことが好ましい。酸洗方法は常用の方法がいずれも適用できる。
　冷延工程では、所望寸法の冷延板とすることができればよく、その条件はとくに限定する必要はないが、冷間圧延の圧下率は、50％以上とすることが好ましい。ｒ値が高く、成形性の良好な鋼板を得るためには高冷延圧下率とすることが有効であり、圧下率が50％未満では｛111｝再結晶集合組織が発達せず、深絞り性が低下する場合がある。一方、冷延圧下率を高くすればするほど、ｒ値は上昇するが、冷延圧下率が85％を超えるとその効果が飽和し、さらにロールへの圧延負荷が増加する。このため、冷延圧下率は50％以上85％以下とすることが好ましい。
　冷延工程を終了した冷延板は、焼鈍処理を施され冷延焼鈍板とする焼鈍工程を施される。本発明では、焼鈍処理は、好ましくは連続焼鈍ラインで、冷延板を、焼鈍温度：760～900℃の範囲の温度で均熱したのち、300℃までの平均冷却速度を10℃／ｓ以上として冷却する処理とする。
焼鈍温度が、760℃未満では、未再結晶組織が残留し延性が低下する。一方、900℃を超える高温では、焼鈍時にオーステナイト相が生成し、冷却後の低温変態相を生成したり、固溶Ｃ量を増加させて、耐時効性を低下させる。このため、焼鈍温度は760～900℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは800℃以上である。
また、均熱後の冷却速度が、300℃までの平均冷却速度で10℃/s未満では、冷却が遅すぎて、固溶Ｃがセメンタイトとして再析出し、ＢＨ性が低下する。このため、均熱後の冷却速度は300℃までの平均冷却速度で10℃/s以上に限定した。なお、好ましくは40℃/s以下である。
　なお、焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板の組織は、フェライト単相組織となる。フェライト相以外の、例えばマルテンサイト相などの第二相が存在すると、耐時効性が変化するため、その後の、調質圧延や低温熱処理の製造条件が本発明における最適条件から外れることになる。
　焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板には、電気めっきなどのめっき処理を施してもよい。めっき処理としては、純亜鉛めっき処理、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。
　ついで、焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板あるいはさらにめっき処理を施された冷延焼鈍板（めっき板）は、調質圧延工程を施される。
調質圧延工程では、冷延焼鈍板またはめっき板に、形状矯正、表面粗さの調整等を目的とした調質圧延またはレベラー加工が施される。調質圧延またはレベラー加工における伸長率は0.2～1.0％の範囲とする。伸長率が0.2％未満では、形状矯正、表面粗さの調整という所期の目的が達成できない。一方、伸長率が1.0％を超えて多くなると、降伏点が増加し、例えば外板パネルに成形した際に面歪などの表面品質が低下する。このため、調質圧延における伸長率は0.2～1.0％に限定した。なお、調質圧延とレベラー加工では、加工形式が相違するが、その効果は大きく相違がないことを確認している。
　調質圧延工程を経た冷延焼鈍板またはめっき板は、さらに低温での熱処理を施される。調質圧延工程後に施される低温の熱処理は、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備させるために重要である。
本発明では、低温の熱処理は、70～140℃の範囲の温度で、10min～10ｈ間保持する熱処理とする。
熱処理温度が70℃未満では、降伏伸びの低下が少なく、一方、140℃を超えると、再び降伏伸びが発生する。上記した範囲の調質圧延では、調質圧延直後には多少の降伏伸びが存在しているが、70～140℃の温度範囲で熱処理を施すことにより、降伏伸びは低減する。この現象の詳細な機構については、現在までには明確にはなっていないが、本発明者らは、Ｃと、調質圧延時に導入された転位との相互作用により、降伏伸びが低下したものと推定している。
　本発明では、上記した範囲内の温度で、保持時間が10min未満では、Ｃと導入された転位との相互作用が十分に作用せず、降伏伸びが残存するため、加工後の表面品質が低下する。一方、10ｈを超えて長時間保持とすると、導入された転位がＣに強固に固着されるため、降伏伸びが再度大きくなる。また、長時間の保持は生産性を阻害する。このようなことから、調質圧延工程後の熱処理は70～140℃の範囲の温度で、10min～10ｈ保持する処理とした。
　以下、さらに実施例に基づいて、本発明を詳細に説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を、常用の溶製炉である転炉で溶製し、常用の連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚250mm）とした。これらスラブを1250℃に加熱し、粗圧延してシートバーとした。ついでこれらシートバーに、表２に示す条件で仕上圧延を施し熱延板としコイル状に巻き取った。ついで、コイル状に巻き取った熱延板に、酸洗処理を施し表面スケールを除去したのち、さらに表２に示す条件の冷延工程を施し冷延板とした。
　これら冷延板に、さらに表２に示す条件で、連続焼鈍ラインによる焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程を施した。さらにこれら冷延焼鈍板に、表２に示す条件で、調質圧延を施す調質圧延工程と、さらに表２に示す条件で、熱処理を施した。
　得られた冷延焼鈍板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、焼付け硬化試験、時効試験を実施し、微視組織、引張特性、焼付き硬化性、耐時効性を調査した。試験方法はつぎのとおりとした。
　（１）組織観察
得られた冷延焼鈍板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：400倍）で組織を観察し、撮像して画像解析により、フェライト相の面積率を求め、体積率とした。光学組織写真では、フェライト相の粒内は腐食されず白色を呈する。フェライト相以外の黒く腐食される第二相が存在する場合には、走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）で組織を観察し、撮像して画像解析により、第二相の体積率を求めた。走査型電子顕微鏡組織写真では、フェライト相はやや黒いコントラストを呈し、マルテンサイト相は白いコントラストを呈する粒子として、また炭化物がラメラー状若しくは点列状に生成している領域をパーライトおよびベイナイト相とした。但し、直径0.2μm以下の細かい第二相は除外した。
　（２）引張試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、伸びEl）を求めた。
　（３）焼付け硬化試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、該試験片に２％の予歪を付与したのち、170℃×20minの塗装焼付け相当処理を施した。そして、再引張を行って、熱処理後の上降伏点（降伏応力）を求めた。得られた熱処理後の上降伏点と予歪での最高応力との差を求め、焼付け硬化量（ＢＨ量）とした。
　（４）時効試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、時効温度（38℃）で６ヶ月間保持した。保持後、（２）引張試験と同様に引張試験を実施し、降伏伸びを求めた。降伏伸びが0.8％以下の場合を耐時効性に優れるとして○と評価した。それ以外の場合を×とした。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
本発明例はいずれも、フェライト単相組織を有し、引張強さTSが340～440MPa級で、40％以上の伸びElを有し加工性に優れ、さらにＢＨ量が30MPa以上と優れた焼付け硬化性を示し、さらに時効処理後の降伏伸びが0.8％以下と少なく、耐時効性に優れた、高強度冷延鋼板となっている。なお、本発明例については、別途、r値の調査を行い、平均r値で1.6以上の高い値が確保できていることを確認した。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、組織がフェライト相以外の第二相を多く含み、伸びElが低く成形性が低下しているか、ＢＨ量が30MPa未満で焼付き硬化性が低下しているか、時効処理後に0.8％を超える降伏伸びが生じ、耐時効性が低下している。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：0.0010％以上0.0080％以下、　　　Si：1.0％以下、
    　Mn：0.1％以上1.8％以下、　　　　　　Ｐ：0.100％以下、
    　Ｓ：0.03％以下、　　　　　　　　sol.Al：0.01％以上0.50％以下、
    　Ｎ：0.0050％以下、　　　　　　　　　Nb：0.005％以上0.050％以下
    を含有し、Nb含有量およびC含有量が下記（１）式を満足し、さらに、Co：0.05％以下、Cu：0.05％以下、Cr：0.05％以下、Mo：0.05％以下からなる群から選択された少なくとも１種を下記（２）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物を含む組成を有する鋼素材を準備し、
    　該鋼素材に、仕上圧延終了温度：860℃以上とし、550～720℃の範囲の巻取温度で巻き取る熱間圧延を施して熱延板とし、
    　該熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし、
    　該冷延板に、焼鈍温度：760～900℃の範囲の温度で均熱したのち、300℃までの平均冷却速度を10℃/ｓ以上として冷却する焼鈍を施して冷延焼鈍板とし、
    　該冷延焼鈍板に、伸長率：0.2～1.0％で調質圧延またはレベラー加工を施し、
    　70～140℃の範囲の温度で、10min～10ｈ保持する熱処理を施すことを含む、耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    　　　0.3　≦（Nb/92.9）/（Ｃ/12）≦ 0.9　‥‥（１）
    　　　0.5　≦［(Co/58.9)＋(Cu/63.5)＋(Cr/52.0)＋(Mo/95.9)］/(Ｃ/12)≦ 5.0　‥‥（２）
    ここで、Nb、Ｃ、Co、Cu、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
  2. 　前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0050％以下を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  3. 　前記冷間圧延が、圧下率50％以上85％以下で施される冷間圧延である請求項１あるいは２に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  4. 　前記冷延焼鈍板が、フェライト単相組織を有する請求項１ないし３に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  5. 　前記冷延焼鈍板に、めっき処理を施す請求項１ないし４に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  6. 　前記冷延鋼板が、常温での時効後の降伏伸びが0.8％以下の冷延鋼板である請求項１ないし５に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  7. 　前記冷延鋼板が、焼付硬化後の降伏応力増加量が30MPa以上の冷延鋼板である請求項１ないし６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
  8. 　前記冷延鋼板が、引張強さが340～440MPaの冷延鋼板である請求項１ないし７に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101607011B1 (ko) * 2014-09-26 2016-03-28 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법
CN106906419A (zh) * 2015-12-23 2017-06-30 本钢板材股份有限公司 一种汽车用220bh冷轧烘烤硬化高强钢
CN106906417A (zh) * 2015-12-23 2017-06-30 本钢板材股份有限公司 一种汽车用220bh冷轧烘烤硬化高强钢的加工方法
CN106906418A (zh) * 2015-12-23 2017-06-30 本钢板材股份有限公司 一种汽车用180bh冷轧烘烤硬化高强钢的加工方法
CN106906416A (zh) * 2015-12-23 2017-06-30 本钢板材股份有限公司 一种汽车用180bh冷轧烘烤硬化高强钢
CN106756554A (zh) * 2016-12-19 2017-05-31 本钢板材股份有限公司 一种耐时效冷轧烘烤硬化钢180bh及其生产方法
CN106702266A (zh) * 2016-12-19 2017-05-24 本钢板材股份有限公司 一种耐时效冷轧烘烤硬化钢220bh及其生产方法
KR102064962B1 (ko) * 2017-12-24 2020-02-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 내식성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102031449B1 (ko) * 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 상온내시효성 및 소부경화성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR101988773B1 (ko) * 2017-12-26 2019-06-12 주식회사 포스코 내시효성 및 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
TWI655294B (zh) * 2018-02-07 2019-04-01 中國鋼鐵股份有限公司 降低分條鋼板之弧形值的方法
CN110643894B (zh) * 2018-06-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
CN109161814B (zh) * 2018-08-30 2020-10-02 唐山钢铁集团有限责任公司 一种超低碳烘烤硬化钢板及其生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07278654A (ja) * 1994-04-08 1995-10-24 Nippon Steel Corp 成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法
JP2004043884A (ja) * 2002-07-11 2004-02-12 Jfe Steel Kk 低温焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板
JP2009509046A (ja) * 2005-09-23 2009-03-05 ポスコ 耐時効性に優れた高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融メッキ鋼板及び冷間圧延鋼板の製造方法。
JP2009102673A (ja) * 2007-10-22 2009-05-14 Jfe Steel Corp 高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
WO2012073538A1 (ja) * 2010-11-29 2012-06-07 新日本製鐵株式会社 高強度焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5940215B2 (ja) 1980-03-31 1984-09-28 川崎製鉄株式会社 成形性の優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JPH04131357A (ja) * 1990-09-21 1992-05-06 Nippon Steel Corp 焼付硬化性に優れた非時効性の深絞り用薄鋼板およびその製造方法
JP2682351B2 (ja) * 1992-09-30 1997-11-26 日本鋼管株式会社 耐常温時効性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法
TW515847B (en) * 1997-04-09 2003-01-01 Kawasaki Steel Co Coating/baking curable type cold rolled steel sheet with excellent strain aging resistance and method for producing the same

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07278654A (ja) * 1994-04-08 1995-10-24 Nippon Steel Corp 成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法
JP2004043884A (ja) * 2002-07-11 2004-02-12 Jfe Steel Kk 低温焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板
JP2009509046A (ja) * 2005-09-23 2009-03-05 ポスコ 耐時効性に優れた高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融メッキ鋼板及び冷間圧延鋼板の製造方法。
JP2009102673A (ja) * 2007-10-22 2009-05-14 Jfe Steel Corp 高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
WO2012073538A1 (ja) * 2010-11-29 2012-06-07 新日本製鐵株式会社 高強度焼付硬化型冷延鋼板及びその製造方法

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