JP2004043884A

JP2004043884A - Thin steel sheet for processing with excellent low-temperature bake hardenability and aging resistance

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Publication number: JP2004043884A
Application number: JP2002202631A
Authority: JP
Inventors: Takashi Iwama; 岩間　隆史; Tetsuo Shimizu; 清水　哲雄; Takashi Sakata; 坂田　　敬
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-07-11
Filing date: 2002-07-11
Publication date: 2004-02-12
Anticipated expiration: 2022-07-11
Also published as: JP4176403B2

Abstract

【課題】優れた低温焼付硬化性および耐時効性を有し、かつ良好な加工性をも兼ね備える加工用薄鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００２０〜０．０１０　％、Ｓｉ：１．０　％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５　％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５　％以下、Ａｌ：１５×Ｎ（％）〜０．１０％およびＮｂ：０．５　×　（９３／１２）×Ｃ（％）　〜　（９３／１２）×〔Ｃ（％）　−０．００１　〕を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成にすると共に、鋼板の平均結晶粒径ｄを２〜１２μｍ　とし、かつ下記（１）　式で表される低温焼付硬化指数Ａを１０以下とする。
記
Ａ＝　（１２／９３）×（　Ｎｂ（％）／Ｃ（％）　）×ｄ（μｍ　）−１０×Ｃ^＊　（％）　−−−　（１）
但し、Ｃ^＊　（％）　＝Ｃ（％）　−　（１２／９３）×Ｎｂ（％）
【選択図】　　　　図１An object of the present invention is to provide a thin steel sheet for processing which has excellent low-temperature bake hardenability and aging resistance and also has good workability.
SOLUTION: In mass%, C: 0.0020 to 0.010%, Si: 1.0% or less, Mn: 0.05 to 1.5%, P: 0.05% or less, S: 0. 02% or less, N: 0.005% or less, Al: 15 × N (%) to 0.10% and Nb: 0.5 × (93/12) × C (%) to (93/12) × [ C (%)-0.001], the balance being Fe and unavoidable impurities, the average crystal grain size d of the steel sheet being 2 to 12 μm, and the low temperature represented by the following formula (1). The bake hardening index A is set to 10 or less.
A = (12/93) × (Nb (%) / C (%)) × d (μm) −10 × C ^* (%) (1)
However, C ^* (%) = C (%) − (12/93) × Nb (%)
[Selection diagram] Fig. 1

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、主に自動車の車体用として好適な低温焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板に関するものである。
すなわち、本発明は、曲げ加工やプレス成形加工、絞り成形加工などにおいて良好な特性を呈するだけでなく、特に低温での塗装焼付処理において高い焼付硬化性を示し、さらには耐時効性にも優れる加工用薄鋼板であり、表面処理鋼板などの用途にも有利に適合するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用鋼板の中で、ドアやフェンダー等の外板部品には、板厚が比較的薄い鋼板が使用されるため、耐デント性および張り剛性が要求される。そのため、プレス成形−塗装焼付処理後に降伏強度が上昇する焼付硬化型鋼板（ＢＨ鋼板）が多用されている。
現在、塗料の焼付処理温度は、通常　１７０℃であるが、エネルギーコストの削減や環境保護の観点から、焼付温度の低温化が検討され始めており、低温焼付型（１６０　℃程度）の塗料も開発されている。また、将来的には、さらに低温化することも予想されるため、それに対応した低温焼付硬化型鋼板の開発が必要となっている。
【０００３】
低温焼付硬化性を付与するには、ＢＨ量を上昇させる、すなわちＣ量の増加が有効であることは既に知られているが、単にＣ量を増加するだけでは、耐常温時効性が劣化するため、プレス成形時にストレッチャーストレインによるシワが発生し易くなり、外観を損ねるため、外板部品としては致命的である。
【０００４】
この観点から、従来より、鋼板の焼付硬化性と耐時効性を兼備させるために、各種の方法が提案されている。
例えば、特開平７−７５８０３　号公報、特開２００１−１４００３８号公報および特開２００１−２００３３７号公報などには、調質圧延における伸び率を高めて常温時効劣化を抑制する方法が、また特開２０００−３３６４３１号公報には、レーザー照射などにより鋼板表層に歪みを導入することで、常温時効の劣化を抑制する方法が提案されている。
【０００５】
一方、低温焼付硬化性を向上させる技術としては、例えば特許第２５６０１６８　号公報や特開平６−７３４９８　号公報には、鉄炭化物の析出物分布を制御する方法が、また特開平６−２９９２８９号公報には、熱延板のＮｂＣ析出を制御する方法が、さらに特許第２８７６９６６　号公報には、ＢとＯ添加量を適正化する方法がそれぞれ提案されており、いずれも優れた低温焼付硬化性を得られる旨が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記した特開平７−７５８０３　号公報、特開２００１−１４００３８号公報、特開２００１−２００３３７号公報および特開２０００−３３６４３１号公報に開示された既知技術で製造した冷延鋼板はいずれも、鋼板に歪み（可動転位）を導入することによって耐時効性の向上を図るものであるため、高ＢＨ化に従い、必要とされる歪量が大きくなる。
歪量を大きくするためには、調質圧延における伸び率を高める必要があるが、高張力鋼板では付与できる伸び率に限界があり、連続ラインでの製造は事実上困難となる。
それ故、高い焼付硬化性と優れた耐時効性とを同時に満足する鋼板は得られないという問題があった。
【０００７】
一方、低温焼付硬化性に関して、特許第２５６０１６８　号公報や特開平６−７３４９８　号公報に開示の技術は、低温での析出強化を利用して硬化する技術であり、耐デント性において必要な固溶Ｃ，Ｎと転位の固着により得られる降伏強度向上とは、技術内容が異なる。また、特開平６−２９９２８９号公報では、結晶粒内に固溶Ｃを多量に残存させることになるため、耐室温時効性の低下が懸念される。さらに、特許第２８７６９６６　号公報は、Ｂ添加により粒界に存在する固溶Ｃを減少させることで優れた低温焼付硬化性を得ようとするものであるが、これは結局、粒内の固溶Ｃを増加させることになるため、耐室温時効性を劣化させることになる。
【０００８】
本発明は、上記の問題を有利に解決したもので、優れた低温焼付硬化性を有し、かつ良好な耐時効性を備え、しかも優れた加工性をも併せ持つ加工用薄鋼板を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記したような課題認識の下で、その解決に向け鋭意研究を重ねた結果、鋼の成分組成を、各成分間の相互関係も含めて適正範囲に調整すると共に、冷間圧延条件、冷延板の焼鈍条件および焼鈍後の冷却条件等の製造条件を制御することによって、上記の課題が有利に解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．００２０〜０．０１０　％、
Ｓｉ：１．０　％以下、
Ｍｎ：０．０５〜１．５　％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００５　％以下、
Ａｌ：１５×Ｎ（％）　〜０．１０％および
Ｎｂ：０．５　×　（９３／１２）×Ｃ（％）　〜　（９３／１２）×〔Ｃ（％）　−０．００１　〕
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、さらに鋼板の平均結晶粒径ｄが２〜１２μｍ　で、かつ下記（１）　式で表される低温焼付硬化指数Ａが１０以下であることを特徴とする低温焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板。
記
Ａ＝　（１２／９３）×（　Ｎｂ（％）／Ｃ（％）　）×ｄ（μｍ　）−１０×Ｃ^＊　（％）　−−−　（１）
但し、Ｃ^＊　（％）　＝Ｃ（％）　−　（１２／９３）×Ｎｂ（％）
【００１１】
２．質量％で、
Ｃ：０．００２０〜０．０１０　％、
Ｓｉ：１．０　％以下、
Ｍｎ：０．０５〜１．５　％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００５　％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎｂ：０．５　×　（９３／１２）×Ｃ（％）　〜　（９３／１２）×〔Ｃ（％）　−０．００１　〕および
Ｔｉ：　（４８／１４）×Ｎ（％）　〜　（４８／１２）×〔Ｃ（％）　−　（１２／９３）×Ｎｂ（％）　−０．００１　〕＋　（４８／１４）×Ｎ（％）　＋　（４８／３２）×Ｓ（％）
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、さらに鋼板の平均結晶粒径ｄが２〜１２μｍ　で、かつ下記（１）　式で表される低温焼付硬化指数Ａが１０以下であることを特徴とする低温焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板。
記
Ａ＝　（１２／９３）×（　Ｎｂ（％）／Ｃ（％）　）×ｄ（μｍ　）−１０×Ｃ^＊　（％）　−−−　（１）
但し、Ｃ^＊　（％）　＝Ｃ（％）　−　（１２／９３）×Ｎｂ（％）　−　（１２／４８）×〔Ｔｉ（％）　−　（４８／１４）×Ｎ（％）　−　（４８／３２）×Ｓ（％）　〕
【００１２】
３．上記または２において、鋼板がさらに、質量％で
Ｂ：０．００３０％以下
を含有する組成になることを特徴とする低温焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板。
【００１３】
４．上記１〜３のいずれかにおいて、鋼板がさらに、質量％で
Ｃｒ：２．０　％以下、
Ｃｕ：２．０　％以下、
Ｎｉ：２．０　％以下および
Ｍｏ：１．０　％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする低温焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板。
【００１４】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明を由来するに至った実験について説明する。
表１に示す成分組成になる５種の鋼材を、連続焼鈍ヒートパターン（焼鈍後の冷却条件）を種々に変化させて製造した板厚：０．８　ｍｍの冷延鋼板について、低温焼付硬化指数Ａ（後述）と　１００℃，　１４０℃および　１７０℃での焼付硬化量（ＢＨ量）との関係について調査した。なお、上記の冷延鋼板は、表１に示した成分組成のシートバーを、１２５０℃に加熱・均熱後、Ａｒ_３変態点以上の仕上温度で熱間圧延を行い、６００　℃にて巻取り、続いて酸洗し、冷延圧下率：７５〜８０％の冷間圧延を行ったのち、　８５０℃の温度で連続焼鈍を施し、ついで冷却速度：２０〜２５℃／ｓの条件で冷却し、　４８０〜４３０　℃の温度に　２００〜２５０　秒保持後、１０〜２０℃／ｓの速度で冷却した後、　０．８±０．１　％の調質圧延を施して得たものである。
【００１５】
上記の特性値のうち、焼付硬化量（ＢＨ量）は、ＪＩＳ　５　号引張試験片を使用し、引張試験機にて　２．０％予ひずみ付加後、　１００℃、　１４０℃、　１７０℃の温度でそれぞれ２０分の熱処理を施した時の変形応力の上昇量を示したものである。本来は、１７０　℃で２０分の熱処理による応力上昇量をＢＨ量と呼ぶが、この実験では便宜上、　１００℃−ＢＨ、　１４０℃−ＢＨ、　１７０℃−ＢＨと呼ぶことにする。より低温でのＢＨ量が大きいほど低温焼付硬化性に優れていることを表す。また、ＢＨ量が３０ＭＰａ　以上であれば良好な焼付硬化性を有しているといえる。
また、これらの特性値を求めるに際して用いた引張試験片の引張方向は、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）とした。
さらに、圧延方向断面の結晶粒組織を光学顕微鏡により　４００倍にて撮影し、その写真から、切断法により平均結晶粒径ｄ（μｍ　）を算出した。
そして、これらの値より、低温焼付硬化指数Ａを次式（１）　により算出した。
Ａ＝　（１２／９３）×（　Ｎｂ（％）／Ｃ（％）　）×ｄ（μｍ　）−１０×Ｃ^＊　（％）　−−−　（１）
但し、Ｃ^＊　（％）　＝Ｃ（％）　−　（１２／９３）×Ｎｂ（％）
【００１６】
図１に、得られた結果を示す。
同図から明らかなように、低温焼付硬化指数Ａが低下すると共に、いずれの焼付け温度においても、ＢＨ量が増加する傾向にあることが分かる。
【００１７】
さらに、同様の実験を重ねることにより、　１００℃−ＢＨで３０　ＭＰａ以上を満足させるためには、低温焼付硬化指数Ａを１０以下とする必要があること、また鋼成分中とくにＮｂの含有量を　０．５×　（９３／１２）×Ｃ（％）　〜　（９３／１２）×〔Ｃ（％）　−０．００１　〕の範囲に調整する必要があることが判明した。
なお、焼鈍時における最高加熱温度は　８２０〜Ａｒ_３変態点の温度範囲とすることが望ましいことも判明した。
【００１８】
また、上記した成分の他、Ｔｉを適正量添加した鋼板は、加工性がさらに向上すること、またＢを適正量添加した鋼板は耐二次加工脆性がさらに向上すること、さらにＣｒ，　Ｎｉ，　ＭｏおよびＣｕのうちから選んだ１種または２種以上を適正量添加した鋼板は、加工性の劣化を抑制しつつ強度を向上させ得ることが、それぞれ見出された。
【００１９】
上述したように、成分組成および再結晶焼鈍条件などを制御することにより、低温焼付硬化性が改善される理由については、次のように考えられる。
すなわち、ＮｂをＣに対して化学量論的当量程度添加した冷延鋼板を適正条件下で焼鈍することにより、熱延時にＮｂ炭化物として析出固定されたＣが、Ｎｂ炭化物の分解により固溶Ｃとして生成する。ＮｂＣの析出および固溶Ｃの存在などにより結晶粒を微細化させることで、粒界からのＣ拡散距離が比較的短い場合（低焼付温度）でも、粒内の転位と相互作用（硬化）が得られる、すなわち、低温焼付けにおいても所望の焼付硬化性が得られると考えられる。
なお、結晶粒の微細化手法については、上記したＮｂＣ析出物の分散以外に、変態点制御による方法なども使用可能で、特に限定されるものではない。
【００２０】
また、製造過程において、高温域（約　６００℃以上）ではＰが結晶粒界に存在するため、通常固溶Ｃは結晶粒内へ存在し易くなるが、比較的少ないＰ添加量では結晶粒界へのＰ偏析が減少し、代わりにＣが粒界に偏析し易い状況になると考えられる。すなわち粒界においてＣとＰのサイトコンペティションが起こり、粒界への分布割合が増加するのである。
それにより、良好な耐常温時効性も兼ね備えるものと推定される。
【００２１】
つぎに、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．００２０〜０．０１０　％
Ｃは、含有量が多くなると、加工性とくにｒ値および伸びの劣化を招き、その影響は　０．０１０％を超えると顕著になるのでＣの上限は　０．０１０％とした。しかしながら、０．００２０％未満では十分な低温焼付硬化量が得られないので、Ｃ量の下限は０．００２０％とした。
【００２２】
Ｓｉ：１．０　％以下
Ｓｉは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、含有量が　１．０％を超えると深絞り性および耐食性を劣化させるので、１．０　％以下で含有させるものとした。なお、好ましい添加範囲はめっき性や化成処理性を考慮すると０．５０％以下である。
【００２３】
Ｍｎ：０．０５〜１．５　％
Ｍｎは、Ｓに起因する熱間脆性の防止および鋼の強化に有効に寄与する。この熱間脆性の防止効果は０．０５％以上で発現するが、１．５　％を超えて含有させると深絞り性が劣化するので、Ｍｎ量は０．０５〜１．５　％の範囲に限定した。なお、めっき性の観点からは　１．０％以下とするのが好適である。また、熱間脆性の防止の観点からは　Ｍｎ（％）／Ｓ（％）　≧１０とするのが好ましい。
【００２４】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、深絞り性をさほど劣化させずに鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加される。しかしながら、含有量が０．０５％を超えると耐常温時効性が劣化するだけでなく、粒界に多く偏析して脆化を引き起こすおそれがあるので、Ｐ量は０．０５％以下の範囲に限定した。
【００２５】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、熱間脆性の原因となる他、深絞り性にも悪影響を与えるので、少ないほど好ましい。これらの悪影響は含有量が０．０２％を超えると顕著になるので、Ｓは０．０２％以下に抑制するものとする。特に、プレス成形性の観点からは　０．００５％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ａｌ：１５×Ｎ（％）　〜０．１０％または０．０１〜０．０６％
Ａｌは、Ｔｉ無添加鋼では脱酸および鋼中Ｎの析出固定のために添加される。この時、Ａｌの添加量が１５×Ｎ（％）　未満では十分な加工性が得られず、一方０．１０％を超えるとやはり加工性を劣化させるばかりでなく、表面性状の劣化も招く。従って、Ａｌ量は１５×Ｎ（％）　〜０．１０％の範囲に限定した。好ましくはＮを　０．００３％以下としてＡｌ：２０×Ｎ（％）　〜０．０８％の範囲である。
また、Ｔｉ添加鋼では、Ｔｉ添加により鋼中のＮは析出固定されるため、Ａｌは脱酸のためだけに必要となり、この場合にはＡｌ量は０．０１〜０．０６％の範囲が好適である。
【００２７】
Ｎ：０．００５　％以下
Ｎは、深絞り性に悪影響を及ぼすだけでなく、多量のＮは多量のＡｌを必要とし表面性状を劣化させるので、その含有量は少ないほどよい。特にＮ量が　０．００５％を超えるとその悪影響が顕著になるので、Ｎは　０．００５％以下、好ましくは　０．００３％以下とする必要がある。
【００２８】
Ｎｂ：０．５　×　（９３／１２）×Ｃ（％）　〜　（９３／１２）×〔Ｃ（％）　−０．００１　〕
Ｎｂは、焼鈍前の固溶Ｃを減少させることによって加工性を向上させるので、少なくとも　０．５×　（９３／１２）×Ｃ（％）　を添加する必要がある。一方、焼付硬化性を得るためには必要量の固溶Ｃを鋼板中に存在させなければならない。そのためには、以下の（２）　式を満たす必要があり、この式を変形するとＮｂ量の上限は　（９３／１２）×〔Ｃ（％）　−０．００１　〕となる。
Ｃ^＊　（％）　＝Ｃ（％）　−　（１２／９３）×Ｎｂ（％）　≧　０．００１　　　−−−　（２）
【００２９】
Ｔｉ：　（４８／１４）×Ｎ（％）　〜　（４８／１２）×〔Ｃ（％）　−　（１２／９３）×Ｎｂ（％）　−０．００１　〕
＋　（４８／１４）×Ｎ（％）　＋　（４８／３２）×Ｓ（％）
Ｔｉは、ＮさらにはＳの析出固定のために添加するが、特にＮの析出固定力がＡｌよりも強いために、加工性をより一層向上させる効果がある。この効果を得るためには、Ｔｉの添加量は少なくともＮの化学量論的等量程度とする必要があるので、添加する場合には　（４８／１４）×Ｎ（％）　以上とした。一方、過剰に添加すると、Ｎｂと同様に固溶Ｃの確保ができなくなる。焼付硬化性を得るためには必要量の固溶Ｃを鋼板中に存在させなければならず、そのためには、以下の（３）　式を満たす必要があり、この式を変形するとＴｉ量の上限は　（４８／１２）×〔Ｃ（％）　−　（１２／９３）×Ｎｂ（％）　−０．００１　〕＋　（４８／１４）×Ｎ（％）　＋　（４８／３２）×Ｓ（％）　となる。

【００３０】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、耐二次加工脆性をより一層改善するために添加してもよい。しかしながら、０．００３０％を超えて添加すると加工性とくにｒ値を劣化させるので、Ｂ量の上限は０．００３０％とする。なお、耐二次加工脆性改善のためには、Ｂ量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００３〜０．００２０％の範囲である。
【００３１】
Ｃｒ：２．０　％以下、Ｃｕ：２．０　以下％、Ｎｉ：２．０　％以下およびＭｏ：１．０　％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Ｃｒ，Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏはいずれも、鋼板の強化に有効であり、強度に応じて必要量を添加するが、過剰に添加すると加工性を低下させるので、それぞれ上記の範囲で含有させてもよい。強度の向上効果を得るためには、好ましくはＣｒ：０．０３〜１．０　％、Ｎｉ：０．０３〜１．０　％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０３〜１．０　％の範囲である。また、これらの総量は２．０　％以下、より好ましくは　１．５％以下とすることが望ましい。
【００３２】
以上、本発明の好適成分組成範囲について説明したが、本発明は、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分で、結晶粒径を所定の範囲に制御することも重要である。
平均結晶粒径ｄ：２〜１２μｍ
平均結晶粒径は、本発明において重要な因子である。すなわち、焼付け温度の低温化によりＣの拡散距離が短くなること、耐常温時効性の観点から結晶粒界にＣを多く存在させること、結晶粒内の転位と固溶Ｃの相互作用が焼付け硬化に寄与することを考慮すると、結晶粒を微細化させることが重要である。
ここに、鋼板の平均結晶粒径ｄが１２μｍ　を超えると、低温での焼付硬化量が不十分となり、一方２μｍ　未満では、延性およびｒ値が低下するため、加工性が低下する。従って、鋼板の平均結晶粒径ｄは２〜１２μｍ　の範囲に限定した。
【００３３】
また、本発明では、次式で示す低温焼付硬化指数Ａを適正範囲に制御することも重要である。
低温焼付硬化指数Ａ＝　（１２／９３）×（　Ｎｂ（％）／Ｃ（％）　）×ｄ−１０×Ｃ^＊　（％）　≦１０
この低温焼付硬化指数Ａは、低温での焼付硬化能の指標として有効で、この指数Ａが１０超では、前掲図１に示したように十分満足いくほどの焼付硬化量（ＢＨ量）が得られない。
そこで、本発明では、上掲式で示される低温焼付硬化指数Ａを１０以下に制限したのである。
【００３４】
次に、本発明の好適製造条件について、その主要要件の限定理由と共に説明する。
まず、熱間圧延については、とくに限定する必要がないが、加工性の向上を目的として以下の製造方法とすることが好ましい。
すなわち、スラブ加熱温度は１１５０〜１２５０℃の温度範囲が好ましい。熱延仕上温度は、加工性の観点からはＡｒ_３変態点直上すなわちＡｒ_３〜（Ａｒ_３＋２０）℃程度とするのが好ましい。また、仕上圧延直後に急冷処理を施しても構わない。さらに、コイル巻取り温度は　６００℃以上が好ましい。なお、省エネルギーの観点から、連続鋳造スラブを再加熱または連続鋳造後Ａｒ_３変態点以下の温度に降温することなく、直ちにもしくは保温処理を施した後、粗圧延を行っても、何ら差し支えない。
【００３５】
冷間圧延圧下率：６０〜９０％
冷間圧延における圧下率が、６０％に満たないと十分な加工性が得らず、一方９０％を超えても加工性に好ましい集合組織が十分に発達せず、加工性の劣化を招くので、圧下率は６０〜９０％、好ましくは７５〜８５％の範囲とすることが望ましい。
【００３６】
焼鈍温度：最高加熱温度が　８２０〜Ａｃ_３変態点の温度範囲
焼鈍工程は、本発明において重要な工程であり、｛１１１｝再結晶集合組織を発達させｒ値を高めると共に、焼付硬化性の付与に大きな役割を果たす。すなわち、この焼鈍の最高加熱温度が　８２０℃未満では、熱延時に析出したＮｂ炭化物の分解が不十分となり、十分な焼付硬化性が得られない。一方、最高加熱温度がＡｃ_３変態点を超えると、加熱時に多量のオーステナイトを形成し、冷却過程においてオーステナイトからフェライトヘの変態が生じ、再結晶集合組織がランダム化するため、低いｒ値しか得られない。さらに、結晶粒の粗大化により十分な低温焼付硬化性が得られない。
従って、焼鈍温度は、最高加熱温度が　８２０〜Ａｃ_３変態点の温度範囲とするのが有利である。
【００３７】
焼鈍後の冷却：冷却速度２０℃／ｓ
焼鈍後の冷却工程も、本発明において重要な工程であり、上記の焼鈍により分解したＮｂ炭化物を再析出させないためには、少なく焼鈍後の冷却速度を２０℃／ｓ以上、好ましくは３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、上記の焼鈍に用いる設備については特に定める必要がないが、生産性やコストなどの面からは連続焼鈍ラインあるいは溶融亜鉛めっきラインが望ましい。
【００３８】
５００　〜１５０　℃の温度範囲に６０〜４００　ｓ保持
この工程が、本発明で最も重要な工程である。
すなわち、上記の温度範囲に適正時間保持することによって、粒界への固溶Ｃの拡散を促進し、粒界Ｃを増加させることで、耐室温時効性を向上させるという優れた効果を得ることができる。
より好ましくは　５００〜４００　℃の温度範囲で　１００〜３００　秒の処理である。なお、上記の保持処理において　Ｆｅ_３Ｃの析出温度域である　２００〜４００　℃の範囲は極力回避することが有利である。
【００３９】
調質圧延圧下率：０．３　〜１．５　％
上述した方法で製造した焼鈍−冷却後の冷延鋼板に調質圧延を行う。ここに、圧下率が　０．３％未満では降伏伸び防止効果が得られず、一方　１．５％を超えると伸びの低下など加工性の劣化を招くので、調質圧延における圧下率は　０．３〜１．５　％とするのが望ましい。好ましくは　０．６〜１．０　％の範囲である。
【００４０】
かくして得られた、この冷延鋼板は、電気めっきラインに通板しても、その材料特性は変化しないので、焼鈍後に各種の電気めっさを施してもよい。さらに、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性などの改善のために、特殊な処理を施しても構わない。
【００４１】
また、本発明の薄鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板の製造に適用しても材料特性は実質的に変化しないので、焼鈍後に溶融めっきおよび合金化溶融亜鉛めっさを施しても良い。この製造には、前述した溶融亜鉛めっきラインを利用するのが最も効率的である。さらに、この表面処理鋼板に、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性などの改善のために、特殊な処理を施しても構わない。
【００４２】
【実施例】
表２に示す成分組成になる鋼スラブを、１２００℃に加熱・均熱後、熱間粗圧延ついで熱間仕上圧延を行ったのち、６３０　℃でコイルに巻き取った。ついで、得られた熱延板を、酸洗後、表３に示す冷延圧下率にて冷間圧延し、各板厚としたのち、同じく表３に示す条件で再結晶焼鈍を行った。その後、さらに表３に示す条件で、　４００〜５００　℃の温度域での保持処理および調質圧延を施した。
かくして得られた薄鋼板の引張特性、ＢＨ量、平均結晶粒径、低温焼付硬化指数Ａおよび耐時効性について調べた結果を表４に示す。
【００４３】
ここに、引張特性はＪＩＳ　５　号引張試験片を使用して測定し、ランクフォード値（ｒ値）は１５％の引張予歪を与えたのち、３　点法にて測定した。ｒ値は、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し４５°の方向）およびＣ方向（圧延方向に対し９０°の方向）の平均値で表した。
また、　１７０℃−ＢＨおよび　１００℃−ＢＨ、平均結晶粒径、低温焼付硬化指数Ａについては、前述した実験と同じ方法に従って測定、算出した。
さらに、耐時効性の良否の判断のため、４０℃×２０日間（常温６ヶ月に相当）の促進時効処理後、上述と同じ引張試験を行い、Ｙ−Ｅｌを測定した。
【００４４】
【表１】

【００４５】
【表２】

【００４６】
【表３】

【００４７】
【表４】

【００４８】
表４から明かなように、本発明に従い得られた発明例はいずれも、平均結晶粒径が５〜１２μｍ　、低温焼付硬化指数Ａが１０以下で、しかも　１００℃−ＢＨで示される低温焼付硬化量が３０　ＭＰａ以上でかつ常温６ヶ月相当時効後のＹ−Ｅｌが　０．６以下と良好であった。また、ｒ値で代表される加工性にも優れていた。
これに対し、本発明の適正範囲を逸脱する比較例はいずれも、低温焼付硬化性が十分ではないか、耐時効性が十分ではなかった。
【００４９】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、　１００℃−ＢＨが３０　ＭＰａ以上、常温６ヶ月時効後のＹ−ＥＬが　０．６％以下、ｒ値が　１．６以上という、優れた低温焼付硬化性と耐時効性を有し、かつ良好な加工性を兼ね備える加工用薄鋼板を得ることができる。
従って、本発明によれば、自動車鋼板として、その軽量化および安全性の向上に大きく貢献する。
【図面の簡単な説明】
【図１】低温焼付硬化指数Ａと焼付硬化量（ＢＨ量）との関係を示した図である。[0001]
[Industrial applications]
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a thin steel sheet for processing which is excellent in low-temperature bake hardening property and aging resistance, which is suitable mainly for an automobile body.
That is, the present invention not only exhibits good properties in bending, press forming, drawing, and the like, but also exhibits high bake hardenability, particularly in paint baking at low temperatures, and is also excellent in aging resistance. It is a thin steel sheet for processing and is advantageously adapted for applications such as surface-treated steel sheets.
[0002]
[Prior art]
Among automotive steel plates, relatively thin steel plates are used for outer panel components such as doors and fenders, so that dent resistance and tension rigidity are required. For this reason, bake hardening steel sheets (BH steel sheets) whose yield strength increases after press forming-paint baking processing are frequently used.
At present, the baking treatment temperature of paint is usually 170 ° C. However, from the viewpoint of energy cost reduction and environmental protection, lowering the baking temperature has been studied, and a low-temperature baking type (about 160 ° C) paint has also been developed. Have been. Further, since it is expected that the temperature will be further reduced in the future, it is necessary to develop a low-temperature bake hardening type steel sheet corresponding to the temperature.
[0003]
It is already known that increasing the amount of BH, that is, increasing the amount of C, is effective in imparting low-temperature bake hardenability. However, simply increasing the amount of C deteriorates the aging resistance at room temperature. Therefore, wrinkles due to the stretcher strain are likely to occur during press molding, and the appearance is impaired, which is fatal as an outer plate part.
[0004]
From this point of view, various methods have conventionally been proposed in order to combine the bake hardenability and the aging resistance of the steel sheet.
For example, JP-A-7-75803, JP-A-2001-140038 and JP-A-2001-200377 disclose a method of increasing the elongation rate in temper rolling to suppress the deterioration at room temperature. Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-336431 proposes a method of suppressing the deterioration of normal-temperature aging by introducing distortion into the surface layer of a steel sheet by laser irradiation or the like.
[0005]
On the other hand, as a technique for improving the low-temperature bake hardenability, for example, Japanese Patent No. 2560168 and JP-A-6-73498 disclose a method of controlling the distribution of precipitates of iron carbide, and JP-A-6-299289. A method for controlling NbC precipitation in a hot-rolled sheet and a method for optimizing the amounts of B and O added have been proposed in Japanese Patent No. 2876966, each of which has excellent low-temperature baking hardenability. It is disclosed that it can be obtained.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, the cold rolled steel sheets manufactured by the known techniques disclosed in JP-A-7-75803, JP-A-2001-140038, JP-A-2001-200377 and JP-A-2000-336431 are all mentioned above. In addition, since the aging resistance is improved by introducing strain (movable dislocation) into the steel sheet, the required amount of strain increases as the BH increases.
In order to increase the amount of strain, it is necessary to increase the elongation rate in the temper rolling. However, the elongation rate that can be given to a high-strength steel sheet is limited, and production in a continuous line is practically difficult.
Therefore, there is a problem that a steel sheet satisfying both high bake hardenability and excellent aging resistance cannot be obtained.
[0007]
On the other hand, with respect to low-temperature bake hardenability, the techniques disclosed in Japanese Patent No. 2560168 and JP-A-6-73498 are techniques for hardening by utilizing precipitation strengthening at low temperatures, and require a solid solution necessary for dent resistance. The technical content is different from the improvement in yield strength obtained by fixing C and N and dislocations. Further, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-299289, since a large amount of solid solution C remains in the crystal grains, there is a concern that the room-temperature aging resistance may decrease. Further, Japanese Patent No. 2876966 is intended to obtain excellent low-temperature baking hardenability by reducing solid solution C present at the grain boundary by adding B, but this is ultimately due to solid solution in the grain. Since C is increased, the aging resistance at room temperature is deteriorated.
[0008]
The present invention advantageously solves the above-mentioned problems, has excellent low-temperature baking hardenability, and has good aging resistance, and further proposes a thin steel sheet for processing having excellent workability. With the goal.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
By the way, the inventors of the present invention have conducted intensive studies for solving the problem under the recognition of the above problems, and as a result, while adjusting the composition of the steel to an appropriate range including the mutual relationship between the components, The present inventors have found that the above problems can be advantageously solved by controlling production conditions such as cold rolling conditions, annealing conditions of a cold rolled sheet, and cooling conditions after annealing, and have completed the present invention.
[0010]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. In mass%,
C: 0.0020 to 0.010%,
Si: 1.0% or less,
Mn: 0.05-1.5%,
P: 0.05% or less,
S: 0.02% or less,
N: 0.005% or less,
Al: 15 × N (%) to 0.10% and Nb: 0.5 × (93/12) × C (%) to (93/12) × [C (%) − 0.001]
And the balance is composed of Fe and inevitable impurities. The average crystal grain size d of the steel sheet is 2 to 12 μm, and the low-temperature bake hardening index A represented by the following formula (1) is 10 or less. A thin steel sheet for processing that has excellent low-temperature bake hardenability and aging resistance.
A = (12/93) × (Nb (%) / C (%)) × d (μm) −10 × C ^* (%) (1)
However, C ^* (%) = C (%) − (12/93) × Nb (%)
[0011]
2. In mass%,
C: 0.0020 to 0.010%,
Si: 1.0% or less,
Mn: 0.05-1.5%,
P: 0.05% or less,
S: 0.02% or less,
N: 0.005% or less,
Al: 0.01 to 0.06%,
Nb: 0.5 × (93/12) × C (%) to (93/12) × [C (%) − 0.001] and Ti: (48/14) × N (%) to (48 / 12) × [C (%) − (12/93) × Nb (%) − 0.001] + (48/14) × N (%) + (48/32) × S (%)
And the balance is composed of Fe and inevitable impurities. The average crystal grain size d of the steel sheet is 2 to 12 μm, and the low-temperature bake hardening index A represented by the following formula (1) is 10 or less. A thin steel sheet for processing that has excellent low-temperature bake hardenability and aging resistance.
A = (12/93) × (Nb (%) / C (%)) × d (μm) −10 × C ^* (%) (1)
However, C ^* (%) = C (%) − (12/93) × Nb (%) − (12/48) × [Ti (%) − (48/14) × N (%) − (48 / 32) × S (%)]
[0012]
3. In the above or 2, the steel sheet for processing excellent in low-temperature bake hardenability and aging resistance, wherein the steel sheet further has a composition containing B: 0.0030% or less by mass%.
[0013]
4. In any one of the above 1 to 3, the steel sheet may further contain Cr: 2.0% or less by mass%;
Cu: 2.0% or less,
A thin film for processing excellent in low-temperature baking hardenability and aging resistance, characterized in that it has a composition containing one or more selected from Ni: 2.0% or less and Mo: 1.0% or less. steel sheet.
[0014]
Hereinafter, the present invention will be described specifically.
First, an experiment which led to the present invention will be described.
Low-temperature bake hardening index of a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.8 mm, which was produced by changing various continuous annealing heat patterns (cooling conditions after annealing) from five steel materials having the component compositions shown in Table 1. The relationship between A (described later) and bake hardening amounts (BH amounts) at 100 ° C., 140 ° C., and 170 ° C. was investigated. The above-mentioned cold-rolled steel sheet was heated and soaked at 1250 ° C., then hot-rolled at a finishing temperature not lower than the Ar ₃ transformation point, and rolled at 600 ° C. And then pickled, cold-rolled at a rolling reduction of 75 to 80%, and then continuously annealed at a temperature of 850 ° C., and then cooled at a cooling rate of 20 to 25 ° C./s. It is obtained by holding at a temperature of 480 to 430 ° C. for 200 to 250 seconds, cooling at a rate of 10 to 20 ° C./s, and then performing a temper rolling of 0.8 ± 0.1%.
[0015]
Of the above characteristic values, the bake hardening amount (BH amount) was measured at 100 ° C, 140 ° C, and 170 ° C after applying 2.0% prestrain with a tensile tester using a JIS No. 5 tensile test piece. 3 shows the amount of increase in the deformation stress when heat treatment was performed for 20 minutes. Originally, the amount of stress increase due to the heat treatment at 170 ° C. for 20 minutes is referred to as the BH amount, but in this experiment, it is referred to as 100 ° C.-BH, 140 ° C.-BH, and 170 ° C.-BH for convenience. The higher the BH amount at lower temperatures, the better the low-temperature bake hardenability. When the BH amount is 30 MPa or more, it can be said that the film has good bake hardenability.
The tensile direction of the tensile test piece used for obtaining these characteristic values was a direction perpendicular to the rolling direction (C direction).
Further, the grain structure of the cross section in the rolling direction was photographed at 400 times with an optical microscope, and the average crystal grain size d (μm) was calculated from the photograph by a cutting method.
From these values, the low-temperature bake hardening index A was calculated by the following equation (1).
A = (12/93) × (Nb (%) / C (%)) × d (μm) −10 × C ^* (%) (1)
However, C ^* (%) = C (%) − (12/93) × Nb (%)
[0016]
FIG. 1 shows the obtained results.
As is clear from the figure, the low temperature bake hardening index A decreases and the BH amount tends to increase at any baking temperature.
[0017]
Further, by repeating similar experiments, it is necessary to set the low-temperature bake hardening index A to 10 or less in order to satisfy 30 MPa or more at 100 ° C.-BH. It was found that it was necessary to adjust the range of 0.5 × (93/12) × C (%) to (93/12) × [C (%) − 0.001].
In addition, it turned out that the maximum heating temperature at the time of annealing was desirably in the temperature range of 820 to Ar ₃ transformation point.
[0018]
Further, in addition to the above-mentioned components, a steel sheet to which an appropriate amount of Ti is added further improves workability, and a steel sheet to which an appropriate amount of B is added further improves secondary work brittleness resistance. Further, Cr, Ni, It has been found that a steel sheet to which one or more selected from Mo and Cu has been added in an appropriate amount can improve strength while suppressing deterioration in workability.
[0019]
As described above, the reason why the low-temperature bake hardenability is improved by controlling the component composition and the recrystallization annealing conditions is considered as follows.
That is, by annealing a cold-rolled steel sheet to which Nb is added in a stoichiometric equivalent to C under appropriate conditions, C precipitated and fixed as Nb carbide at the time of hot rolling becomes solid solution C by decomposition of Nb carbide. Is generated as By refining the crystal grains by precipitation of NbC and the presence of solid solution C, even when the C diffusion distance from the grain boundary is relatively short (low baking temperature), the dislocation and interaction (hardening) within the grains are suppressed. It is considered that the desired bake hardenability can be obtained even in low-temperature baking.
In addition, as a method of refining the crystal grains, other than the above-described dispersion of NbC precipitates, a method using transformation point control or the like can be used, and is not particularly limited.
[0020]
Also, in the manufacturing process, P exists in the crystal grain boundary in a high temperature region (about 600 ° C. or higher), so that usually, solid solution C easily exists in the crystal grain. It is considered that P segregation to C decreases, and instead, C tends to segregate at grain boundaries. That is, site competition of C and P occurs at the grain boundary, and the distribution ratio to the grain boundary increases.
Thereby, it is presumed that it also has good room temperature aging resistance.
[0021]
Next, the reason for limiting the steel composition to the above range in the present invention will be described. In addition, "%" display about a component shall mean the mass% unless there is particular notice.
C: 0.0020 to 0.010%
When the content of C is increased, the workability, particularly the r value and the elongation are deteriorated, and the effect becomes significant when the content exceeds 0.010%. Therefore, the upper limit of C is set to 0.010%. However, if the amount is less than 0.0020%, a sufficient low-temperature bake hardening amount cannot be obtained, so the lower limit of the C content is set to 0.0020%.
[0022]
Si: 1.0% or less Si has the effect of strengthening steel and is added in a necessary amount depending on the desired strength. However, if the content exceeds 1.0%, deep drawability and corrosion resistance are deteriorated. , 1.0% or less. In addition, a preferable addition range is 0.50% or less in consideration of plating properties and chemical conversion treatment properties.
[0023]
Mn: 0.05-1.5%
Mn effectively contributes to prevention of hot brittleness caused by S and strengthening of steel. The effect of preventing hot brittleness is exhibited at 0.05% or more. However, if the content exceeds 1.5%, the deep drawability deteriorates. Therefore, the Mn content is in the range of 0.05 to 1.5%. Limited. Note that, from the viewpoint of plating properties, the content is preferably 1.0% or less. From the viewpoint of prevention of hot brittleness, it is preferable that Mn (%) / S (%) ≧ 10.
[0024]
P: 0.05% or less P has the effect of strengthening the steel without significantly deteriorating the deep drawability, and is added in a necessary amount according to the desired strength. However, if the content exceeds 0.05%, not only the normal temperature aging resistance is deteriorated, but also there is a possibility that segregation may occur at grain boundaries and embrittlement may occur, so that the P content is in a range of 0.05% or less. Limited.
[0025]
S: 0.02% or less S causes hot brittleness and also has an adverse effect on deep drawability. Since these adverse effects become remarkable when the content exceeds 0.02%, S is to be suppressed to 0.02% or less. Particularly, from the viewpoint of press formability, it is preferably 0.005% or less.
[0026]
Al: 15 x N (%)-0.10% or 0.01-0.06%
Al is added for deoxidation and precipitation fixation of N in steel in the steel without Ti. At this time, if the amount of Al added is less than 15 × N (%), sufficient workability cannot be obtained, while if it exceeds 0.10%, not only does the workability deteriorate, but also the surface properties deteriorate. Therefore, the amount of Al was limited to the range of 15 × N (%) to 0.10%. Preferably, the content of N is 0.003% or less, and the range is Al: 20 × N (%) to 0.08%.
In addition, in Ti-added steel, N in the steel is precipitated and fixed by the addition of Ti, so that Al is necessary only for deoxidation. In this case, the Al content is in the range of 0.01 to 0.06%. It is suitable.
[0027]
N: 0.005% or less N not only adversely affects the deep drawability, but also a large amount of N requires a large amount of Al and deteriorates the surface properties. Therefore, the smaller the content, the better. In particular, when the amount of N exceeds 0.005%, its adverse effect becomes remarkable. Therefore, it is necessary to set N to 0.005% or less, preferably 0.003% or less.
[0028]
Nb: 0.5 × (93/12) × C (%) to (93/12) × [C (%) − 0.001]
Nb improves workability by reducing solid solution C before annealing, so it is necessary to add at least 0.5 × (93/12) × C (%). On the other hand, in order to obtain bake hardenability, a required amount of solid solution C must be present in the steel sheet. For this purpose, it is necessary to satisfy the following equation (2). When this equation is modified, the upper limit of the Nb amount becomes (93/12) × [C (%) − 0.001].
C ^* (%) = C (%) − (12/93) × Nb (%) ≧ 0.001 (2)
[0029]
Ti: (48/14) × N (%) to (48/12) × [C (%) − (12/93) × Nb (%) − 0.001]
+ (48/14) x N (%) + (48/32) x S (%)
Ti is added for the precipitation and fixation of N and S. However, since the precipitation fixation force of N is stronger than that of Al, Ti has the effect of further improving the workability. In order to obtain this effect, it is necessary that the amount of Ti added is at least about the stoichiometric equivalent of N. Therefore, the amount of Ti added is set to (48/14) × N (%) or more. On the other hand, if it is added excessively, it becomes impossible to secure solid solution C like Nb. In order to obtain bake hardenability, a required amount of solute C must be present in the steel sheet. For this purpose, the following equation (3) must be satisfied. Is (48/12) × [C (%) − (12/93) × Nb (%) − 0.001] + (48/14) × N (%) + (48/32) × S (%) It becomes.

[0030]
As described above, the basic components have been described. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
B: 0.0030% or less B may be added to further improve the resistance to secondary working brittleness. However, if added in excess of 0.0030%, the workability, particularly the r value, is degraded, so the upper limit of the B content is made 0.0030%. In addition, in order to improve the secondary working brittleness resistance, the B content is preferably 0.0002% or more. More preferably, it is in the range of 0.0003 to 0.0020%.
[0031]
Cr, Cu, Ni and Mo selected from one or more selected from Cr: 2.0% or less, Cu: 2.0% or less, Ni: 2.0% or less and Mo: 1.0% or less Any of them is effective for strengthening the steel sheet, and a necessary amount is added depending on the strength. However, if added excessively, the workability is reduced. Therefore, each may be contained in the above range. In order to obtain the effect of improving the strength, preferably, Cr: 0.03 to 1.0%, Ni: 0.03 to 1.0%, Mo: 0.03 to 0.50%, Cu: 0.03% １．０1.0%. Further, it is desirable that the total amount thereof is 2.0% or less, more preferably 1.5% or less.
[0032]
Although the preferred component composition range of the present invention has been described above, it is not enough to limit the component composition to the above range, and it is also important to control the crystal grain size within a predetermined range.
Average grain size d: 2 to 12 μm
The average grain size is an important factor in the present invention. That is, the diffusion distance of C is shortened by lowering the baking temperature, a large amount of C is present in the crystal grain boundaries from the viewpoint of aging resistance at normal temperature, and the interaction between dislocations in the crystal grains and solid solution C is bake hardening. It is important to make the crystal grains finer, considering that it contributes to
Here, if the average crystal grain size d of the steel sheet exceeds 12 μm, the amount of bake hardening at a low temperature becomes insufficient, while if it is less than 2 μm, the ductility and the r value decrease, so that the workability decreases. Therefore, the average crystal grain size d of the steel sheet was limited to the range of 2 to 12 μm.
[0033]
In the present invention, it is also important to control the low-temperature bake hardening index A represented by the following equation within an appropriate range.
Low temperature bake hardening index A = (12/93) × (Nb (%) / C (%)) × d−10 × C ^* (%) ≦ 10
The low-temperature bake hardening index A is effective as an index of bake hardening ability at a low temperature. When the index A exceeds 10, a sufficiently satisfactory bake hardening amount (BH amount) is obtained as shown in FIG. I can't.
Therefore, in the present invention, the low-temperature bake hardening index A represented by the above formula is limited to 10 or less.
[0034]
Next, preferred production conditions of the present invention will be described together with the reasons for limiting the main requirements.
First, hot rolling is not particularly limited, but the following production method is preferably used for the purpose of improving workability.
That is, the slab heating temperature is preferably in a temperature range of 1150 to 1250 ° C. From the viewpoint of workability, the hot-rolling finishing temperature is preferably set to just above the Ar ₃ transformation point, that is, about Ar ₃ to (Ar ₃ +20) ° C. Also, a quenching treatment may be performed immediately after the finish rolling. Further, the coil winding temperature is preferably 600 ° C. or higher. From the viewpoint of energy saving, rough rolling can be performed immediately or after performing a heat retaining treatment without reheating the continuous casting slab or lowering the temperature to the Ar ₃ transformation point or lower after continuous casting.
[0035]
Cold rolling reduction: 60-90%
If the rolling reduction in cold rolling is less than 60%, sufficient workability cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 90%, a texture preferable for workability does not sufficiently develop, leading to deterioration in workability. The rolling reduction is desirably in the range of 60 to 90%, preferably 75 to 85%.
[0036]
Annealing temperature: temperature range in which the maximum heating temperature is 820 to Ac ₃ transformation point The annealing step is an important step in the present invention, and develops {111} recrystallized texture to increase the r value and imparts bake hardenability. Play a big role. That is, if the maximum heating temperature of this annealing is less than 820 ° C., the decomposition of Nb carbide precipitated during hot rolling becomes insufficient, and sufficient bake hardenability cannot be obtained. On the other hand, when the maximum heating temperature exceeds the Ac ₃ transformation point, a large amount of austenite is formed during heating, transformation from austenite to ferrite occurs in the cooling process, and the recrystallization texture is randomized, so that only a low r value is obtained. I can't. Furthermore, sufficient low-temperature baking hardenability cannot be obtained due to coarsening of crystal grains.
Therefore, the annealing temperature, maximum heating temperature is advantageously a temperature range of 820～Ac ₃ transformation point.
[0037]
Cooling after annealing: Cooling rate 20 ° C / s
The cooling step after annealing is also an important step in the present invention. In order not to reprecipitate the Nb carbide decomposed by the above-mentioned annealing, the cooling rate after annealing should be as low as 20 ° C / s or more, preferably 30 ° C / s. It is preferably at least s. The equipment used for the above-mentioned annealing does not need to be particularly defined, but a continuous annealing line or a hot-dip galvanizing line is desirable from the viewpoint of productivity and cost.
[0038]
Maintaining the temperature in the range of 500 to 150 ° C. for 60 to 400 seconds This step is the most important step in the present invention.
That is, by maintaining the above temperature range for an appropriate period of time, the diffusion of solid solution C to the grain boundaries is promoted, and by increasing the grain boundaries C, an excellent effect of improving the aging resistance at room temperature is obtained. Can be.
More preferably, the treatment is performed at a temperature of 500 to 400 ° C. for 100 to 300 seconds. In the above-described holding treatment, it is advantageous to avoid the range of 200 to 400 ° C., which is the precipitation temperature range of Fe ₃ C, as much as possible.
[0039]
Temper rolling reduction: 0.3 to 1.5%
Temper rolling is performed on the cold-rolled steel sheet after annealing and cooling manufactured by the method described above. If the rolling reduction is less than 0.3%, the effect of preventing yield elongation cannot be obtained, while if it exceeds 1.5%, workability such as reduction in elongation is deteriorated. It is desirable to set it to 3 to 1.5%. Preferably, it is in the range of 0.6 to 1.0%.
[0040]
The thus obtained cold-rolled steel sheet does not change its material properties even when it is passed through an electroplating line, and may be subjected to various types of electric plating after annealing. Further, a special treatment may be performed for improving the chemical conversion property, weldability, press formability, corrosion resistance and the like.
[0041]
Further, since the material properties of the thin steel sheet of the present invention do not substantially change even when applied to the production of a hot-dip galvanized steel sheet, hot-dip galvanizing and galvannealing may be performed after annealing. For this production, it is most efficient to use the hot-dip galvanizing line described above. Further, the surface-treated steel sheet may be subjected to a special treatment in order to improve the chemical conversion property, weldability, press formability, corrosion resistance and the like.
[0042]
【Example】
The steel slab having the composition shown in Table 2 was heated and soaked at 1200 ° C., subjected to hot rough rolling and then hot finish rolling, and then wound around a coil at 630 ° C. Next, the obtained hot-rolled sheet was pickled and then cold-rolled at a cold rolling reduction shown in Table 3 to obtain each sheet thickness. After that, recrystallization annealing was performed under the same conditions as shown in Table 3. Thereafter, under the conditions shown in Table 3, a holding treatment in a temperature range of 400 to 500 ° C. and a temper rolling were performed.
Table 4 shows the results obtained by examining the tensile properties, the BH content, the average crystal grain size, the low-temperature baking hardening index A, and the aging resistance of the thin steel sheet thus obtained.
[0043]
Here, the tensile properties were measured using a JIS No. 5 tensile test piece, and the Rankford value (r value) was measured by a three-point method after applying a 15% tensile prestrain. The r value was represented by an average value in the L direction (rolling direction), the D direction (direction at 45 ° to the rolling direction), and the C direction (direction at 90 ° to the rolling direction).
Further, 170 ° C.-BH and 100 ° C.-BH, the average crystal grain size, and the low-temperature baking hardening index A were measured and calculated according to the same method as the above-described experiment.
Furthermore, in order to judge the quality of aging resistance, after the accelerated aging treatment at 40 ° C. × 20 days (corresponding to normal temperature of 6 months), the same tensile test as described above was performed to measure Y-El.
[0044]
[Table 1]

[0045]
[Table 2]

[0046]
[Table 3]

[0047]
[Table 4]

[0048]
As is clear from Table 4, all of the inventive examples obtained according to the present invention have an average crystal grain size of 5 to 12 μm, a low-temperature bake hardening index A of 10 or less, and a low-temperature bake hardening of 100 ° C.-BH. The amount was 30 MPa or more, and the Y-El after aging corresponding to ordinary temperature for 6 months was as good as 0.6 or less. Also, the workability represented by the r value was excellent.
On the other hand, all the comparative examples which deviate from the proper range of the present invention did not have sufficient low-temperature bake hardenability or insufficient aging resistance.
[0049]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, excellent low-temperature bake hardenability and resistance, such as 100 ° C.-BH of 30 MPa or more, Y-EL after aging at room temperature for 6 months of 0.6% or less, and r value of 1.6 or more, are obtained. It is possible to obtain a working thin steel sheet having aging properties and good workability.
Therefore, according to the present invention, as an automobile steel plate, it greatly contributes to weight reduction and improvement of safety.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a relationship between a low-temperature bake hardening index A and a bake hardening amount (BH amount).

Claims

In mass%,
C: 0.0020 to 0.010%,
Si: 1.0% or less,
Mn: 0.05-1.5%,
P: 0.05% or less,
S: 0.02% or less,
N: 0.005% or less,
Al: 15 × N (%) to 0.10% and Nb: 0.5 × (93/12) × C (%) to (93/12) × [C (%) − 0.001]
And the balance is composed of Fe and inevitable impurities. The average crystal grain size d of the steel sheet is 2 to 12 μm, and the low-temperature bake hardening index A represented by the following formula (1) is 10 or less. A thin steel sheet for processing that has excellent low-temperature bake hardenability and aging resistance.
A = (12/93) × (Nb (%) / C (%)) × d (μm) −10 × C ^* (%) (1)
However, C ^* (%) = C (%) − (12/93) × Nb (%)

In mass%,
C: 0.0020 to 0.010%,
Si: 1.0% or less,
Mn: 0.05-1.5%,
P: 0.05% or less,
S: 0.02% or less,
N: 0.005% or less,
Al: 0.01 to 0.06%,
Nb: 0.5 × (93/12) × C (%) to (93/12) × [C (%) − 0.001] and Ti: (48/14) × N (%) to (48 / 12) × [C (%) − (12/93) × Nb (%) − 0.001] + (48/14) × N (%) + (48/32) × S (%)
And the balance is composed of Fe and inevitable impurities. The average crystal grain size d of the steel sheet is 2 to 12 μm, and the low-temperature bake hardening index A represented by the following formula (1) is 10 or less. A thin steel sheet for processing that has excellent low-temperature bake hardenability and aging resistance.
A = (12/93) × (Nb (%) / C (%)) × d (μm) −10 × C ^* (%) (1)
However, C ^* (%) = C (%) − (12/93) × Nb (%) − (12/48) × [Ti (%) − (48/14) × N (%) − (48 / 32) × S (%)]

The thin steel sheet for processing according to claim 1 or 2, wherein the steel sheet further has a composition containing 0.0030% or less of B by mass%.

The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, further comprising Cr: 2.0% or less in mass%.
Cu: 2.0% or less,
A thin film for processing excellent in low-temperature baking hardenability and aging resistance, characterized in that it has a composition containing one or more selected from Ni: 2.0% or less and Mo: 1.0% or less. steel sheet.