BR102012028655A2

BR102012028655A2 - HIGH-RESISTANCE COLD LAMINATED STEEL SHEET WITH EXCELLENT DEPTHING CAPACITY AND METHOD OF PRODUCTION

Info

Publication number: BR102012028655A2
Application number: BR102012028655A
Authority: BR
Inventors: Yoshimasa Funakawa
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2012-07-06
Filing date: 2012-11-08
Publication date: 2014-12-16
Also published as: RU2012147604A; MY177135A; RU2532563C2; JP2014015651A; ZA201208371B

Abstract

CHAPA DE AÇO LAMINADA A FRIO DE ALTA RESISTÊNCIA TENDO EXCELENTE CAPACIDADE DE ESTAMPAGEM PROFUNDA E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA. A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a frio tendo tal excelente capacidade de estampagem profunda de modo a permitir que uma boa capacidade de conformação possa ser realizada na conformação por prensagem atual, bem como um método de produção vantajoso da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda, compreendendo uma composição incluindo em % em massa, C: 0,005% ou menos, Si: 0,1% a 0,8%, Mn: 1,0% a 2,5%, P: 0,1% ou menos, S:0,02% ou menos, N: 0,01% ou menos, Al: 0,1% ou menos, pelo menos um tipo de elemento selecionado em Fe e as impurezas incidentais, em que ganhar diâmetro de ferrita é pelo menos 7 <109>m, a razão do comprimento do grão de ferrita na direção de laminação em relação ao comprimento do grão de ferrita na direção de espessura da chapa é 2,5 ou menos, e a proporção de bordas de grão de alto ângulo, nas quais a desorientação do cristal entre dois cristais que se faceiam com uma borda de grão entre eles é pelo menos 15<198>, é 50% ou mais em todas as bordas de grão de ferrita.HIGH RESISTANCE COLD LAMINATED STEEL SHEET WITH EXCELLENT DEPTHING CAPACITY AND PRODUCTION METHOD OF THE SAME. The present invention relates to a cold-rolled steel sheet having such excellent deep drawing ability to enable a good forming capacity to be realized in the actual pressing forming as well as an advantageous method of producing the sheet metal. high-strength cold-rolled steel having excellent deep drawing ability, comprising a composition including by weight%, C: 0.005% or less, Si: 0.1% to 0.8%, Mn: 1.0% to 2 , 5%, P: 0.1% or less, S: 0.02% or less, N: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, at least one element type selected from Fe and incidental impurities, where gyrite diameter is at least 7 <109> m, the ratio of the ferrite grain length in the rolling direction to the ferrite grain length in the plate thickness direction is 2.5 or least, and the proportion of high-angle grain edges, in which the crystal disorientation between two crystals that makes Supper with a grain edge between them is at least 15 <198>, is 50% or more on all ferrite grain edges.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "CHAPA DE AÇO LAMINADA A FRIO DE ALTA RESISTÊNCIA TENDO EXCELENTE CAPACIDADE DE ESTAMPAGEM PROFUNDA E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA".Report of the Invention Patent for "HIGH RESISTANCE COLD LAMINATED STEEL PLATE HAVING EXCELLENT PRINTING CAPACITY AND SAME PRODUCTION METHOD".

Campo da Invenção A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a frio tendo resistência à tração de pelo menos 440 MPa, com excelente capacidade de estampagem profunda, e adequada para um material de máquinas de transporte tais como peças de automóveis. A presente invenção também se refere a um método para produção da chapa de aço laminada a frio.Field of the Invention The present invention relates to a cold rolled steel sheet having tensile strength of at least 440 MPa, with excellent deep drawing ability, and suitable for a material of conveyor machines such as auto parts. The present invention also relates to a method for producing cold rolled steel sheet.

Deve ser notado que a chapa de aço laminada a frio da presente invenção inclui uma chapa de aço revestida tal como uma chapa de aço galvanizada.It should be noted that the cold rolled steel sheet of the present invention includes a coated steel sheet such as a galvanized steel sheet.

Descricão da Técnica Relativa A redução do peso dos automóveis tem avançado intensa e continuamente para melhorar o seu consumo de combustível. Para esse propósito, a espessura de uma chapa de aço para uso em automóveis deve ser reduzida porque a redução de peso do automóvel pode ser efetivamente alcançada pela redução da espessura da chapa de aço nele usada. A esse respeito foi estudada a aplicação de uma chapa de aço de alta resistência tendo uma resistência à tração da classe de 440 MPa a um membro que costumava ser feito de uma chapa de aço doce na técnica anterior, para manter um nível suficientemente alto de resistência do membro quando a espessura do membro for reduzida.Description of the Related Art Car weight reduction has been steadily and steadily advancing to improve its fuel consumption. For this purpose, the thickness of a sheet steel for automotive use should be reduced because the weight reduction of the automobile can be effectively achieved by reducing the thickness of the steel sheet used therein. In this regard, the application of a high strength steel plate having a tensile strength of 440 MPa class to a member which used to be made of a mild steel plate in the prior art was studied to maintain a sufficiently high level of strength. limb when the thickness of the limb is reduced.

Entretanto, surge o problema de que a capacidade de conformação de uma chapa de aço deteriora quando a resistência da chapa de aço é aumentada. Devido a esse problema, a redução de peso de uma chapa de aço pelo aumento da resistência do aço não foi completamente satisfatória. Portanto, há a demanda para o desenvolvimento de uma chapa de aço de alta resistência tendo tanto uma resistência à tração de 440 MPa quanto boa capacidade de conformação equivalente àquela de uma chapa de aço doce para resolver o problema.However, the problem arises that the forming capacity of a steel plate deteriorates when the strength of the steel plate is increased. Due to this problem, the weight reduction of a steel plate by increasing the strength of the steel was not completely satisfactory. Therefore, there is a demand for the development of a high strength steel sheet having both a tensile strength of 440 MPa and good forming capacity equivalent to that of a mild steel sheet to solve the problem.

Uma chapa de aço fina tendo resistência à tração da classe de 440 MPa e boa capacidade de conformação foi convencionalmente produzida através, por exemplo, de reforço do soluto com Si e/ou Mn ou reforço da precipitação com Cu de uma chapa de aço de baixo carbono ou de aço IF. A JP-B 07-056056, por exemplo, descreve uma técnica de aumentar a resistência de uma chapa de aço tendo um alto valor-r pelo ajuste da composição do aço para conter, em % em massa, s 0,01% de C e > 0,8% de Cu para fazer o Cu ser precipitado após a formação da microestrutura tendo boa capacidade de estampagem profunda na recristalizaçâo após a laminação a frio. Entretanto, a chapa de aço obtida pela técnica da JP-B 07-056056 é susceptível à geração de fraturas durante o processo de laminação devido à adição de Cu com um teor relativamente alto, embora a chapa de aço tenha um bom valor-r. Isto é, uma chapa de aço de alta resistência tendo um alto valor-r não pode ser obtida estavelmente em escala industrial conforme a JP-B 056056. A JP-B 3528716 descreve uma técnica de produção de uma chapa de aço laminada a frio tendo excelente capacidade de conformação por prensagem pelo ajuste da composição do aço para conter pelo menos C na faixa de 0,0040% em massa a 0,010% em massa, P, Mn e Nb de forma que a razão de teor de C/Nb esteja dentro de uma faixa específica e ajustando de maneira controlada o diâmetro o grão de ferrita para ser 10 pm ou menos.A thin steel sheet having 440 MPa class tensile strength and good conformability was conventionally produced by, for example, reinforcing the solute with Si and / or Mn or reinforcing the Cu precipitation of a low steel sheet. carbon or steel IF. JP-B 07-056056, for example, describes a technique of increasing the strength of a steel sheet having a high r-value by adjusting the steel composition to contain, by weight%, 0.01% C and> 0.8% Cu to cause Cu to be precipitated after microstructure formation having good deep printability on recrystallization after cold rolling. However, sheet steel obtained by the technique of JP-B 07-056056 is susceptible to fracture generation during the rolling process due to the addition of relatively high Cu content, although the sheet steel has a good r-value. That is, a high strength steel plate having a high r-value cannot be obtained stably on an industrial scale according to JP-B 056056. JP-B 3528716 describes a technique for producing a cold rolled steel plate having excellent press forming capability by adjusting the steel composition to contain at least C in the range from 0.0040 mass% to 0.010 mass%, P, Mn and Nb so that the C / Nb content ratio is within within a specific range and by adjusting the diameter of the ferrite grain in a controlled manner to be 10 pm or less.

Entretanto, a chapa de aço laminada a frio de alta resistência obtida pela técnica da JP-B 3528716 apresenta uma anisotropia significativamente forte no valor-r devido à adição de uma quantidade relativamente grande de Nb e assim uma irregularidade significativamente grande da espessura da chapa e variação na dimensão da flange após a conformação por prensagem, provocando assim um problema pelo fato de que a chapa de aço não é prontamente aplicável aos membros estruturais dos automóveis atuais.However, the high-strength cold-rolled steel plate obtained by the technique of JP-B 3528716 exhibits significantly strong r-value anisotropy due to the addition of a relatively large amount of Nb and thus a significantly large irregularity in sheet thickness and flange size variation after pressing forming, thus causing a problem by the fact that the steel plate is not readily applicable to the structural members of today's automobiles.

Além disso, a JP-B 3534023 descreve uma chapa de aço de alta resistência tendo resistência à tração da classe de 440 MPa produzida con-trolando-se ajustavelmente a composição do aço para conter pelo menos C na faixa de 0,0040% em massa a 0,010% em massa, ??, P e Nb de forma que NbC seja disperso por um grande teor dentro de cada grão de ferrita. Entretanto, a chapa de aço de alta resistência obtida pela técnica da JP-B 3534023, embora tenha um valor-r melhorado, apresenta uma anisotropia significativamente forte no valor-r devido à adição de uma quantidade relativamente maior de Nb e assim uma irregularidade significativamente maior da espessura da chapa e variação na dimensão da flange após a conformação por prensagem, provocando assim um problema pelo fato de que a chapa de aço não é prontamente aplicável aos membros estruturais dos automóveis atuais.In addition, JP-B 3534023 describes a high strength steel plate having 440 MPa class tensile strength produced by adjusting the steel composition to contain at least C in the range of 0.0040 mass%. at 0.010% by weight, ??, P and Nb so that NbC is dispersed over a large content within each ferrite grain. However, the high strength steel plate obtained by the JP-B 3534023 technique, although having an improved r-value, exhibits a significantly strong r-value anisotropy due to the addition of a relatively larger amount of Nb and thus a significantly irregularity. greater plate thickness and flange size variation after pressing forming, thus causing a problem because the steel plate is not readily applicable to the structural members of today's automobiles.

Sumário da Invenção Problemas a Serem Resolvidos pela Invenção É difícil obter uma chapa de aço de alta resistência tendo resistência à tração da classe de 440 MPa e excelente capacidade de estampa-gem profunda pelas técnicas convencionais descritas acima. A presente invenção visa resolver vantajosamente os problemas da técnica anterior mencionados acima e um de seus objetivos é fornecer uma chapa de aço laminada a frio tendo tal excelente capacidade de estampagem profunda de modo a tornar a chapa de aço prontamente aplicável à conformação por prensagem atual, bem como a um método vantajoso de produção da chapa de aço laminada a frio.Summary of the Invention Problems to be Solved by the Invention It is difficult to obtain a high strength steel plate having 440 MPa class tensile strength and excellent deep drawing ability by the conventional techniques described above. The present invention aims to advantageously solve the above-mentioned problems of the prior art and one of its objectives is to provide a cold rolled steel sheet having such excellent deep drawing ability to make the steel sheet readily applicable to current pressing forming, as well as an advantageous method of producing cold rolled steel sheet.

Meios para Resolver os Problemas Melhorar o valor-r (valor de Lankford) de uma chapa de aço fina é importante porque um maior valor-r resulta em uma melhor capacidade de estampagem profunda da chapa de aço. Entretanto, permitir que o valor-r de uma chapa de aço seja aumentado pelo aumento da anisotropia no plano das propriedades do valor-r, a chapa de aço pode sofrer com a variação significativa da espessura da chapa de aço dos membros após a conformação por prensagem real, o que resulta, dependendo da localização da variação, em uma variação significativa na espessura da chapa na porção da flange e possivelmente na geração de fraturas na porção da flange devido às variações. Em vista disso, os inventores da presente invenção fizeram um estudo intenso na formação da microestrutura após a recristalização e no aumento da resistência a ela associado com o propósito de alcançar um valor-r relativamente alto com a manutenção de sua anisotropia relativamente baixa.Means to Solve Problems Improving the r-value (Lankford value) of a thin sheet steel is important because a higher r-value results in better deep drawing capability of the sheet steel. However, by allowing the r-value of a steel plate to be increased by increasing anisotropy in the plane of r-value properties, the steel plate may suffer from significant variation in the thickness of the steel plate of the members after forming by actual pressing, which results, depending on the location of the variation, in a significant variation in plate thickness in the flange portion and possibly in the generation of fractures in the flange portion due to variations. In view of this, the inventors of the present invention have made an intensive study of microstructure formation after recrystallization and the increase of resistance associated with it for the purpose of achieving a relatively high r-value while maintaining its relatively low anisotropy.

Como resultado, os inventores descobriram que: Ti e Nb devem ser adicionados apenas para tornar o aço "interstitial free": uma adição excessiva de Si e Mn diminui o valor-r e o alongamento; Si e Mn tendem a ser atraídos por campos de estresse em torno de TiC e/ou NbC, falhando assim em provocar o efeito de reforço do nível de soluto teoricamente esperado desses Si e ??; o efeito de reforço do soluto pelo Si e Mn pode ser significativamente melhorado sem diminuir o valor-r e o alongamento pela otimização dos teores de Si e Mn; e Cu e FeTiP, diferente de TiC e NbC, não diminuem o efeito de reforço do soluto de Si e Mn. Além disso, os inventores da presente invenção descobriram que a anisotropia do valor-r (propriedades) pode ser reduzida ajustando-se a razão de aspecto do grão de ferrita, isto é, a razão do comprimento do grão de ferrita na direção de laminação da chapa em relação ao comprimento do grão de ferrita na direção da espessura, para ser 2,5 ou menos. Além disso, os inventores descobriram que o bom efeito mencionado acima provocado especificamente pelo ajuste da razão de aspecto do grão de ferrita é tornado mais confiável e assim a anisotropia do valor-r é também diminuída quando a proporção da borda d grão de alto ângulo, na qual a desorientação do cristal entre dois cristais que se faceiam com uma borda de grão entre eles é de pelo menos 15°, é 50% ou mais nas bordas de grão de toda a ferrita. A presente invenção foi completada com base nas descobertas anteriormente mencionadas, e suas principais características são como segue: (1) Uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda, compreendendo uma composição incluindo, em % em massa, C: 0,005% ou menos, Si: 0,1% a 0,8%, Mn: 1,0% a 2,5%, P: 0,1% ou menos, S: 0,02% ou menos, N: 0,01% ou menos, Al: 0,1% ou menos, pelo menos um tipo de elemento selecionado entre Ti: 0,005% a 0,05% e Nb: 0,01% a 0,08%, e o restante consistindo de Fe e as impurezas incidentals, onde o diâmetro de grão de ferrita é pelo menos 7 pm, a razão de comprimento do grão de ferrita na direção de lamina-ção em relação ao comprimento do grão de ferrita na direção da espessura da chapa é 2,5 ou menos, e a proporção da borda de grão de ângulo alto, na qual a desorientação entre dois cristais que se faceiam com uma borda de grão entre eles é de pelo menos 15°, é 50% ou mais de todas as bordas dos grãos de ferrita. (2) A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda do item (1) acima, onde a composição também inclui Cr: 0,3% em massa ou menos. (3) A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda do item (1) ou (2) acima, onde a composição também inclui B: 0,0025% em massa ou menos. (4) A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda de qualquer um dos itens (1) a (3) acima, onde a composição também inclui Cu: 0,3% em massa ou menos. (5) A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda de qualquer um dos itens (1) a (4) acima, onde a composição também inclui pelo menos um tipo de elemento selecionado entre Mo: 0,5% em massa ou menos, e Sb: 0,03% em massa ou menos. (6) A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda de qualquer um dos itens (1) a (5) acima, onde a composição também inclui pelo menos um tipo de elemento selecionado entre Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr, e Hf, de forma que seu teor total seja 1% em massa ou menos. (7) A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda de qualquer um dos itens (1) a (6) acima, também compreendendo uma camada de revestimento em ambas as suas superfícies. (8) Um método para produção de uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda, compreendendo: preparar um material de aço tendo uma composição de componentes de qualquer uma das características (1) a (6) acima; e submeter o material de aço à laminação a quente incluindo a laminação de acabamento, resfriamento, bobinamento, decapagem, laminação a frio e re-cozimento para produzir uma chapa de aço laminada a frio, caracterizada pelo fato de: aquecer o material de aço até a região da temperatura da fase única austenita antes da laminação a quente; completar a laminação a quente a uma temperatura de laminação de acabamento igual a ou maior que 890°C para obter uma chapa de aço laminada a quente; submeter a chapa de aço laminada a quente ao bobinamento à temperatura na faixa de 500°C a 750°C, à decapagem para remoção da carepa em ambas as superfícies da chapa de aço laminada a quente, e à laminação a frio a uma taxa de redução de pelo menos 40%; e recozer a chapa de aço laminada a frio a uma temperatura igual a ou maior que 700°C. (9) O método para produção de uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de estampagem profunda do item (8) acima, também compreendendo submeter a chapa de aço ao processo de revestimento após o recozimento.As a result, the inventors found that: Ti and Nb should be added only to make interstitial free steel: an excessive addition of Si and Mn decreases r-value and elongation; Si and Mn tend to be attracted by stress fields around TiC and / or NbC, thus failing to elicit the reinforcement effect of the theoretically expected solute level of these Si e ??; the reinforcement effect of the solute by Si and Mn can be significantly improved without decreasing the r-value and elongation by optimizing the Si and Mn contents; and Cu and FeTiP, unlike TiC and NbC, do not decrease the reinforcing effect of Si and Mn solute. Furthermore, the inventors of the present invention have found that r-value anisotropy (properties) can be reduced by adjusting the aspect ratio of the ferrite grain, i.e. the length ratio of the ferrite grain in the rolling direction of the ferrite. plate relative to the length of the ferrite grain in the direction of thickness to be 2.5 or less. Furthermore, the inventors have found that the good effect mentioned above caused specifically by adjusting the aspect ratio of the ferrite grain is made more reliable and thus the r-value anisotropy is also diminished when the edge ratio of the high angle grain, where the crystal disorientation between two crystals facing one grain edge between them is at least 15 °, it is 50% or more at the grain edges of the entire ferrite. The present invention has been completed on the basis of the aforementioned findings, and its main features are as follows: (1) A high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability, comprising a composition including, by weight%, C: 0.005% or less, Si: 0.1% to 0.8%, Mn: 1.0% to 2.5%, P: 0.1% or less, S: 0.02% or less, N : 0.01% or less, Al: 0.1% or less, at least one element type selected from Ti: 0.005% to 0.05% and Nb: 0.01% to 0.08%, and the remainder consisting of Fe and incidental impurities, where the diameter of ferrite grain is at least 7 pm, the length ratio of the ferrite grain in the rolling direction to the length of the ferrite grain in the direction of plate thickness is 2.5 or less, and the ratio of the high angle grain edge, in which the disorientation between two crystals facing one grain edge between them is at least 15 °, is 50% or more d and all the edges of the ferrite grains. (2) The high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability of item (1) above, where the composition also includes Cr: 0.3 mass% or less. (3) The high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability of item (1) or (2) above, where the composition also includes B: 0.0025% by weight or less. (4) The high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability of any of items (1) to (3) above, where the composition also includes Cu: 0.3% by weight or less. (5) The high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability of any of the above (1) to (4), wherein the composition also includes at least one element type selected from Mo: 0, 5 mass% or less, and Sb: 0,03 mass% or less. (6) The high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability of any of the above (1) to (5), wherein the composition also includes at least one element type selected from Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr, and Hf, so that their total content is 1% by mass or less. (7) The high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing ability of any of the above (1) to (6), also comprising a coating layer on both its surfaces. (8) A method for producing a high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability, comprising: preparing a steel material having a composition of components of any of the above characteristics (1) to (6) ; and subjecting the steel material to hot rolling including finishing, cooling, winding, stripping, cold rolling and re-rolling to produce a cold rolled steel sheet characterized by: heating the steel material to the temperature region of the austenite single phase before hot rolling; completing the hot rolling at a finishing rolling temperature of 890 ° C or higher to obtain a hot rolled steel sheet; subject the hot-rolled steel sheet to coiling at a temperature in the range of 500 ° C to 750 ° C, pickling to remove scale on both surfaces of the hot-rolled steel sheet, and cold rolling at a rate of reduction of at least 40%; and annealing the cold rolled steel sheet at a temperature of 700 ° C or greater. (9) The method for producing a high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability of item (8) above, further comprising subjecting the steel sheet to the coating process after annealing.

De acordo com a presente invenção, é possível obter uma chapa de aço laminada a frio tendo resistência à tração suficientemente alta, bem como capacidade de estampagem profunda significativamente melhorada e com isso uma capacidade de conformação por prensagem significativamente melhorada se comparado com uma chapa de aço laminada a frio convencional, o que provoca um efeito significativamente vantajoso em termos industriais.According to the present invention, it is possible to obtain a cold rolled steel sheet having sufficiently high tensile strength as well as significantly improved deep drawing capability and thereby significantly improved press forming capability compared to a steel sheet. conventional cold-rolled, which has a significantly industrially beneficial effect.

Descricão de uma Configuração Preferida Uma configuração da presente invenção será descrita em detalhes daqui para a frente. Inicialmente serão descritas as razões porque a composição de componentes de uma chapa de aço laminada a frio deve ser restrita às faixas anteriormente mencionadas. Na presente invenção, "%" representa "% em massa" a menos que mencionado de forma diferente. C: 0,005% ou menos O carbono forma carbonetos no aço e um campo de estresse em torno do carboneto captura Si e Mn, diminuindo assim a capacidade de reforço do soluto de Si e Mn e tornando difícil para a chapa de aço resultante obter uma resistência à tração da classe de 440 MPa. Isto é, um maior teor de carbono precisa de quantidades maiores de adição de Si e/ou ??, o que diminui o valor-r e deteriora a capacidade de estampagem profunda da chapa de aço resultante. Consequentemente, o limite superior do teor de carbono no aço deve ser 0,005%, e preferivelmente 0,0035%.DESCRIPTION OF A PREFERRED EMBODIMENT An embodiment of the present invention will be described in detail hereinafter. Initially, the reasons will be described why the composition of components of a cold rolled steel sheet should be restricted to the aforementioned ranges. In the present invention, "%" represents "mass%" unless otherwise noted. C: 0.005% or less Carbon forms carbides in steel and a stress field around the carbide captures Si and Mn, thereby decreasing the reinforcement capacity of the Si and Mn solute and making it difficult for the resulting steel plate to obtain strength. tensile strength of 440 MPa. That is, a higher carbon content requires larger amounts of Si and / or ?? addition, which decreases the r-value and deteriorates the deep drawing capability of the resulting steel sheet. Accordingly, the upper limit of carbon content in steel should be 0.005%, and preferably 0.0035%.

Si: 0,1% a 0,8% Silício é um elemento reforçador de soluto e essencialmente necessário para obter a resistência desejada de uma chapa de aço na presente invenção. O limite inferior do teor de silício no aço deve ser 0,1% porque um teor de Si no aço menor que 0,1% torna difícil para a chapa de aço resultante obter uma resistência à tração da classe de 440 MPa. Entretanto, um teor de Si no aço excedendo 0,8% endurece os grãos de ferrita e evita a textura para garantir que um valor-r melhorado seja formado durante o processo de laminação a frio diminuindo, assim, eventualmente o valor-r da chapa de aço resultante. Consequentemente, o limite superior do teor de silício no aço no aço deve ser 0,8%, e preferivelmente 0,6%.Si: 0.1% to 0.8% Silicon is a solute reinforcing element and is essentially necessary to obtain the desired strength of a steel sheet in the present invention. The lower limit of silicon content in steel should be 0.1% because a Si content in steel less than 0.1% makes it difficult for the resulting steel plate to achieve a tensile strength of 440 MPa class. However, a Si content in steel exceeding 0.8% hardens ferrite grains and avoids texture to ensure that an improved r-value is formed during the cold rolling process, thus eventually decreasing the r-value of the sheet. resulting steel. Accordingly, the upper limit of the silicon content of steel to steel should be 0.8%, and preferably 0.6%.

Mn: 1,0% a 2,5% Manganês, como o silício, reforça o soluto do aço e portanto é um elemento essencialmente necessário para obter a resistência desejada da chapa de aço resultante na presente invenção. O limite inferior do teor de manganês no aço deve ser 1,0% porque um teor de Mn no aço inferior a 1,0% torna difícil para a chapa de aço resultante obter uma resistência à tração da classe de 440 MPa. Entretanto um teor de Mn no aço excedendo 2,5% endurece os grãos de ferrita e evita a textura para garantir que um valor-r melhorado durante o processo de laminação a frio seja formado, diminuindo assim eventualmente o valor-r da chapa de aço resultante. Além disso, um teor de Mn no aço excedendo 2,5% também provoca a ocorrência de segregação do Mn para afetar adversamente o valor-r melhorando o efeito da presente invenção. Consequentemente, o limite superior do teor de manganês no aço deve ser 2,5% e o teor de Mn no aço está preferivelmente na faixa de 1,3% a 2,0% P: 0,1% ou menos Fósforo é um elemento reforçador de soluto e essencialmente necessário para obter a resistência desejada de uma chapa de aço na presente invenção. Entretanto, adicionar fósforo ao aço de forma que seu teor no aço exceda 0,1% provoca a segregação do fósforo nas bordas dos grãos de ferrita, facilitando assim a fratura frágil nas bordas dos grãos de ferrita. Consequentemente., o limite superior do teor de fósforo no aço deve ser 0,1%. O teor de fósforo no aço está preferivelmente na faixa de 0,01% a 0,08% na presente invenção. S: 0,02% ou menos O enxofre é aglutinado ao titânio para formar TiS e TÍ4C2S2. Consequentemente, um teor muito alto de enxofre no aço resulta, naturalmente, em uma geração excessiva de TiS, TÍ4C2S2 brutos e seus compostos precipitados, que evita que a textura para melhorar o valor-r cresça durante a laminação a frio. Um teor de enxofre no aço excedendo 0,02% em particular deteriora a capacidade de estampagem profunda de uma chapa de aço resultante. Consequentemente, o teor de enxofre no aço deve ser 0,02% ou menos, e preferivelmente 0,015% ou menos na presente invenção. N: 0,01% ou menos Nitrogênio forma TiN bruto e assim evita que a textura para melhorar o valor-r durante o processo de laminação a frio cresça. O teor de nitrogênio no aço, portanto, deve ser reduzido tanto quanto possível. Um teor de nitrogênio no aço excedendo 0,01% em particular aumenta o TiN para deteriorar significativamente a capacidade de estampagem profunda da chapa de aço resultante. Consequentemente,, o teor de nitrogênio no aço deve ser 0,01% ou menos, e preferivelmente 0,005% ou menos.Mn: 1.0% to 2.5% Manganese, like silicon, strengthens the steel solute and is therefore an element essentially necessary to obtain the desired strength of the resulting steel sheet in the present invention. The lower limit of manganese content in steel should be 1.0% because a steel Mn content of less than 1.0% makes it difficult for the resulting steel plate to achieve a tensile strength of 440 MPa class. However an Mn content in steel exceeding 2.5% hardens ferrite grains and avoids texture to ensure that an improved r-value during the cold rolling process is formed, thus eventually decreasing the r-value of the steel plate. resulting. In addition, an Mn content in steel exceeding 2.5% also causes Mn segregation to occur to adversely affect the r-value improving the effect of the present invention. Accordingly, the upper limit of the manganese content in steel should be 2.5% and the Mn content in steel is preferably in the range of 1.3% to 2.0%. P: 0.1% or less Phosphorus is an element. solute reinforcer is essentially necessary to obtain the desired strength of a steel plate in the present invention. However, adding phosphorus to the steel so that its steel content exceeds 0.1% causes phosphorus to segregate at the edges of ferrite grains, thus facilitating fragile fracture at the edges of ferrite grains. Consequently, the upper limit of the phosphorus content in steel should be 0.1%. The phosphorus content in steel is preferably in the range of 0.01% to 0.08% in the present invention. S: 0.02% or less Sulfur is bonded to titanium to form TiS and Ti4C2S2. Consequently, a very high sulfur content in steel naturally results in an excessive generation of crude TiS, crude Ti4C2S2 and their precipitated compounds, which prevents the texture for improving r-value from growing during cold rolling. A sulfur content in steel exceeding 0.02% in particular degrades the deep drawing ability of a resulting steel sheet. Accordingly, the sulfur content in the steel should be 0.02% or less, and preferably 0.015% or less in the present invention. N: 0.01% or less Nitrogen forms crude TiN and thus prevents the texture to improve the r-value during the cold rolling process from growing. The nitrogen content in steel should therefore be reduced as much as possible. A nitrogen content in steel exceeding 0.01% in particular increases TiN to significantly deteriorate the deep drawing capability of the resulting steel sheet. Accordingly, the nitrogen content of the steel should be 0.01% or less, and preferably 0.005% or less.

Al: 0,1% ou menos Alumínio é um elemento que age como agente desoxidante. O teor de alumínio em uma chapa de aço é preferivelmente ajustado para ser pelo menos 0,001% para garantir esse efeito desoxidante. Entretanto um teor de Al no aço excedendo 0,1% aumenta a quantidade da inclusão AI2O3 e deteriora a capacidade de estampagem profunda a chapa de aço resultante. Consequente mente o teor de Al no aço é ajustado para ser 0,1% ou menos. O titânio e o nióbio são elementos importantes na presente invenção. A inclusão de pelo menos um elemento entre Ti e Nb provoca um efeito vantajoso na performance da chapa de aço resultante.Al: 0.1% or less Aluminum is an element that acts as a deoxidizing agent. The aluminum content in a steel plate is preferably adjusted to be at least 0.001% to ensure this deoxidizing effect. However an Al content in steel exceeding 0.1% increases the amount of AI2O3 inclusion and deteriorates the deep drawing ability of the resulting steel sheet. Consequently the Al content in the steel is adjusted to be 0.1% or less. Titanium and niobium are important elements in the present invention. The inclusion of at least one element between Ti and Nb has an advantageous effect on the performance of the resulting steel sheet.

Ti: 0,005% a 0,05% O titânio fixa o N, S e C em uma chapa de aço pela formação de seus precipitados, aumentando assim o valor-r de uma chapa de aço resultante. Entretanto, em um caso em que esses precipitados são precipitados finamente por quantidades muito grandes, a capacidade de estampagem profunda da chapa de aço resultante deteriora. Especificamente um teor de Ti no aço menor que 0,005% provoca um efeito insuficiente de fixação de N, S e C como precipitados, falhando assim em aumentar o valor-r de uma chapa de aço resultante. Um teor de Ti no aço excedendo 0,05% aumenta a anisotropia no plano do valor-r da chapa de aço resultante, deteriorando assim a capacidade de estampagem profunda da chapa de aço. Consequentemente o teor de Ti no aço deve estar na faixa de 0,005% a 0,05%.Ti: 0.005% to 0.05% Titanium fixes N, S and C on a steel plate by the formation of their precipitates, thereby increasing the r-value of a resulting steel plate. However, in a case where such precipitates are finely precipitated by very large quantities, the deep bending ability of the resulting steel sheet deteriorates. Specifically, a steel Ti content of less than 0.005% causes an insufficient clamping effect of N, S and C as precipitates, thus failing to increase the r-value of a resulting steel sheet. A Ti content in steel exceeding 0.05% increases the anisotropy in the plane of the r-value of the resulting steel sheet, thereby deteriorating the deep drawing capability of the steel sheet. Consequently the Ti content in the steel must be in the range from 0.005% to 0.05%.

Nb: 0,01% a 0,08% Nióbio, como o titânio, fixa o C e o N no aço como precipitados como NbC, Nb(C,N), etc., e portanto é preferivelmente adicionado ao aço. Em um caso em que o Ti não é adicionado e o teor de Nb no aço é menor que 0,01%, o carbono não pode ser completamente fixado como carbonetos, com o que o valor-r de uma chapa de aço resultante deteriora. Entretanto, um teor de Nb excedendo 0,08% aumenta a anisotropia no plano do valor-r de uma chapa de aço resultante, deteriorando assim a capacidade de estampagem profunda da chapa de aço. Consequentemente, o teor de Nb no aço deve estar na faixa de 0,01% a 0,08%.Nb: 0.01% to 0.08% Niobium, like titanium, fixes C and N on steel as precipitates like NbC, Nb (C, N), etc., and is therefore preferably added to steel. In a case where Ti is not added and Nb content in steel is less than 0.01%, carbon cannot be completely fixed as carbides, whereby the r-value of a resulting steel plate deteriorates. However, an Nb content exceeding 0.08% increases the anisotropy in the r-value plane of a resulting steel sheet, thereby deteriorating the deep drawing capability of the steel sheet. Consequently, the Nb content in steel should be in the range 0.01% to 0.08%.

Em adição aos componentes básicos descritos acima, a chapa de aço da presente invenção pode também conter quantidades adequadas dos elementos a seguir, de acordo com a necessidade.In addition to the basic components described above, the steel plate of the present invention may also contain suitable amounts of the following elements as required.

Cr: 0,3% ou menos O cromo é ligado ao C, N para aumentar o valor-r da chapa de aço resultante, embora a força de ligação do Cr ao C, N seja mais fraca que as forças de ligação do Ti e do Nb. Consequentemente, o cromo pode ser adicionado ao aço de forma que seu teor não exceda 0,3%. O teor de cromo no aço é preferivelmente pelo menos 0,1% de modo a obter o bom efeito de Cr mencionado anteriormente. B: 0,0025% ou menos Boro é preferivelmente adicionado ao aço para reforçar as bordas dos grãos limpas como resultado da formação de carbonetos e nitretos pelo Ti e/ou Nb. Entretanto, em um caso em que o teor de boro no aço excede 0,0025%, o valor-r da chapa de aço resultante deteriora. Consequentemente, o limite superior do teor de boro, quando o boro é adicionado, deve ser 0,0025%.Cr: 0.3% or less Chromium is bound to C, N to increase the r-value of the resulting steel plate, although the bond strength of Cr to C, N is weaker than the bonding forces of Ti and from Nb. Consequently, chromium may be added to steel so that its content does not exceed 0.3%. The chromium content in the steel is preferably at least 0.1% in order to obtain the good Cr effect mentioned above. B: 0.0025% or less Boron is preferably added to steel to reinforce clean grain edges as a result of the formation of carbides and nitrides by Ti and / or Nb. However, in a case where the boron content in steel exceeds 0.0025%, the r-value of the resulting steel sheet deteriorates. Therefore, the upper limit of boron content when boron is added should be 0.0025%.

Cu: 0,3% ou menos Cobre contribui para aumentar a resistência do aço através do reforço do soluto ou do reforço da precipitação. O cobre é preferivelmente adicionado no aço de forma que o seu teor seja 0,3% ou menos porque um teor de Cu no aço excedendo 0,3% torna o aço susceptível a fratura durante as operações de Iam inação.Cu: 0.3% or less Copper contributes to increase the strength of steel by reinforcing the solute or reinforcing precipitation. Copper is preferably added to steel so that its content is 0.3% or less because a Cu content in steel exceeding 0.3% makes the steel susceptible to fracture during rolling operations.

Mo: 0,5% ou menos Molibdênio é preferivelmente adicionado ao aço para reforçar as bordas dos grãos limpas como resultado da formação de carboneto e nitreto pelo Ti e/ou Nb. Entretanto, em um caso em que o teor de Mo no aço excede 0,5%, o valor-r da chapa de aço resultante deteriora. Consequentemente, o limite superior do teor de Mo, quando o Mo é adicionado, deve ser 0,5%.Mo: 0.5% or less Molybdenum is preferably added to steel to reinforce clean grain edges as a result of Ti and / or Nb formation of carbide and nitride. However, in a case where the Mo content in steel exceeds 0.5%, the r-value of the resulting steel sheet deteriorates. Therefore, the upper limit of Mo content when Mo is added should be 0.5%.

Sb: 0,02% ou menos Antimônio pode ser adicionado ao aço para reforçar as bordas dos grãos limpas como resultado da formação de carboneto e nitreto por Ti e/ou Nb. Entretanto, em um caso em que o teor de Sb no aço excede 0,02%, o valor-r da chapa de aço resultante deteriora. Consequentemente, o limite superior do teor de Sb, quando o Sb é adicionado, deve ser 0,02%.Sb: 0.02% or less Antimony can be added to steel to reinforce clean grain edges as a result of Ti and / or Nb formation of carbide and nitride. However, in a case where the Sb content in steel exceeds 0.02%, the r-value of the resulting steel sheet deteriorates. Consequently, the upper limit of the Sb content when Sb is added must be 0,02%.

Pelo menos um tipo de elemento selecionado do grupo consistindo de Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr e Hf: 1% ou menos no total Cada um entre Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr e Hf é um elemento útil em termos de melhorar a resistência à corrosão. Entretanto, no caso em que o teor total desses elementos no aço exceder 1%, a capacidade de dobramento da chapa de aço resultante deteriora. Consequentemente; o teor total desses elementos no aço é ajustado para ser 1% ou menos, e preferivelmente 0,5% ou menos, quer um desses elementos seja adicionado sozinho, quer os elementos sejam adicionados em combinação.At least one element type selected from the group consisting of Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr and Hf: 1% or less in total. Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr and Hf is a useful element in terms of improving corrosion resistance. However, where the total content of these elements in steel exceeds 1%, the bending capacity of the resulting steel sheet deteriorates. Consequently; the total content of these elements in the steel is adjusted to be 1% or less, and preferably 0.5% or less, whether one of these elements is added alone or the elements are added in combination.

Outros componentes na chapa de aço da presente invenção a-lém dos descritos acima são Fe e as impurezas incidentals.Other components in the steel plate of the present invention other than those described above are Fe and incidental impurities.

As faixas de composição dos componentes da chapa de aço da presente invenção foram explicadas em detalhes nas descrições anteriores. Entretanto, ajustar simplesmente os ajustes da composição dentro das faixas mencionadas anteriormente não é suficiente para obter o efeito pretendido da presente invenção e é criticamente importante controlar o diâmetro do grão de ferrita, a razão de aspecto do grão de ferrita, e a proporção da borda de grão de ângulo alto em todas as bordas de grão de ferrita de modo a que elas satisfaçam condições predeterminadas respectivamente.The composition ranges of the steel plate components of the present invention have been explained in detail in the foregoing descriptions. However, simply adjusting the composition adjustments within the aforementioned ranges is not sufficient to achieve the intended effect of the present invention and it is critically important to control the diameter of the ferrite grain, the aspect ratio of the ferrite grain, and the edge ratio. of high angle grain at all edges of ferrite grain so that they meet predetermined conditions respectively.

Diâmetro do Grão de Ferrita: pelo menos 7 um Um diâmetro de grão de ferrita de menos de 7 pm aumenta a a-nisotropia do valor-r e deteriora a capacidade de estampagem profunda de uma chapa de aço. Consequentemente, o diâmetro do grão de ferrita deve ser pelo menos 7 pm na presente invenção. "Diâmetro do grão de ferrita" na presente invenção é determinado por: fotografar a microestrutura do aço a x100; desenhar dez linhas na direção da espessura da chapa e na direção de laminação, respectivamente, com pelo menos 100 microns (comprimento real) de intervalo entre as linhas; contar o número de pontos de cruzamento das bordas dos grãos e das tinhas; dividir os comprimentos totais das linhas pelo número de pontos de cruzamento, para obter um quociente representando um comprimento de linha por grão de ferrita único; multiplicar o comprimento real da linha por grão de ferrita único assim obtido por 1,13; e considerar o valor resultante como "diâmetro do grão de ferrita".Ferrite Grain Diameter: At least 7 Âµm A ferrite grain diameter of less than 7 pm increases the r-value aisotropy and deteriorates the deep drawing capability of a steel sheet. Accordingly, the diameter of the ferrite grain should be at least 7 µm in the present invention. "Ferrite grain diameter" in the present invention is determined by: photographing the steel microstructure at x100; draw ten lines in the direction of plate thickness and in the direction of lamination, respectively, with at least 100 microns (actual length) between lines; count the number of crossing points of the edges of the beans and the tin; divide the total line lengths by the number of crossing points to obtain a quotient representing a line length per single ferrite grain; multiply the actual line length per single ferrite grain thus obtained by 1,13; and consider the resulting value as "ferrite grain diameter".

Razão de Aspecto do Grão de Ferrita: 2,5 ou menos A razão de aspecto do grão de ferrita deve ser 2,5 ou menos na presente invenção. Uma razão de aspecto excedendo 2,5 aumenta a aniso-tropia do valor-r e deteriora a capacidade de conformação por prensagem real da chapa de aço resultante.Ferrite Grain Aspect Ratio: 2.5 or less The ferrite grain aspect ratio should be 2.5 or less in the present invention. An aspect ratio exceeding 2.5 increases the r-value anisotropy and deteriorates the actual press forming capability of the resulting steel sheet.

Um método para medir a "razão de aspecto do grão de ferrita" da presente invenção inclui fotografar a microestrutura do aço x100; desenhar dez linhas na direção da espessura da chapa e na direção de lamina-ção, respectivamente, com pelo menos 100 microns (comprimento real) de intervalo entre as linhas; contar o número de pontos de cruzamento das bordas dos grãos e das linhas desenhadas na direção de laminação; contar o número de pontos de cruzamento das bordas dos grãos e das linhas desenhadas na direção de laminação; contar o número de pontos de cruzamento das bordas dos grãos e das linhas desenhadas na direção da espessura da chapa; dividir o comprimento total das linhas desenhadas na direção de laminação pelo número de pontos de cruzamento na direção de laminação, para obter um comprimento de linha na direção de laminação por unidade de grão de ferrita; dividir o comprimento total das linhas desenhadas na direção da espessura pelo número de pontos de cruzamento na direção da espessura da chapa para obter um comprimento de linha na direção da espessura da chapa por unidade de grão de ferrita; calcular a razão do comprimento da linha na direção de laminação por unidade de grão de ferrita em relação ao comprimento da linha na direção da espessura da chapa por unidade de grão de ferrita; e considerar a razão assim calculada como "razão de aspecto do grão de ferrita".One method for measuring the "ferrite grain aspect ratio" of the present invention includes photographing the x100 steel microstructure; draw ten lines in the direction of plate thickness and in the direction of lamination, respectively, with at least 100 microns (actual length) between lines; count the number of crossing points of the grain edges and the lines drawn in the rolling direction; count the number of crossing points of the grain edges and the lines drawn in the rolling direction; count the number of crossing points of the grain edges and the lines drawn in the direction of plate thickness; dividing the total length of the lines drawn in the rolling direction by the number of crossing points in the rolling direction to obtain a line length in the rolling direction per unit of ferrite grain; dividing the total length of lines drawn in the thickness direction by the number of crossing points in the direction of plate thickness to obtain a line length in the direction of plate thickness per unit of ferrite grain; calculate the ratio of line length in the rolling direction per unit of ferrite grain to the line length in the direction of plate thickness per unit of ferrite grain; and to consider the ratio thus calculated as "ferrite grain aspect ratio".

Proporção, em todas as bordas dos grãos de ferrita, de bordas de grão de alto ângulo na qual a desorientação do cristal (ângulo) entre dois cristais que se faceiam com uma borda de grão entre eles é pelo menos 15°: pelo menos 50%. A desorientação do cristal (ângulo) na borda do grão de ferrita é importante na presente invenção. Bordas de grão de baixo ângulo, nas quais a desorientação do cristal entre dois cristais adjacentes entre si nas bordas dos grãos de ferrita é menor que 15°, tem uma capacidade relativamente baixa como borda de grão e tende a ser deformada no processo de conformação de maneira similar aos grãos de ferrita adjacentes, aumentando assim a anisotropia do valor-r de uma chapa de aço. Em vista disso, a razão de abundância de bordas de grão de alto ângulo, na qual a desorientação do cristal entre dois cristais que se faceiam é pelo menos 15°, deve ser aumentada para reduzir a anisotropia do valor-r na presente invenção. Consequentemente, a proporção de bordas de grão com ângulo alto em relação a todas as bordas de grão de ferrita deve ser pelo menos 50% para reduzir a anisotropia do valor-r de uma chapa de aço da presente invenção.Proportion at all edges of ferrite grains of high angle grain edges in which the crystal disorientation (angle) between two crystals facing one grain edge between them is at least 15 °: at least 50% . The crystal disorientation (angle) at the edge of the ferrite grain is important in the present invention. Low angle grain edges, in which the crystal disorientation between two adjacent crystals at the ferrite grain edges is less than 15 °, has a relatively low grain edge capacity and tends to be deformed in the process of forming similar to adjacent ferrite grains, thereby increasing the r-value anisotropy of a steel plate. In view of this, the abundance ratio of high angle grain edges, in which the crystal disorientation between two facing crystals is at least 15 °, must be increased to reduce the anisotropy of the r-value in the present invention. Accordingly, the ratio of high angle grain edges to all ferrite grain edges should be at least 50% to reduce the r-value anisotropy of a steel sheet of the present invention.

Além disso, a chapa de aço laminada a frio da presente invenção pode ter uma camada de eletrodeposição (revestimento) em ambas as suas superfícies. A camada de revestimento formada em ambas as superfícies de uma chapa de aço laminada a frio melhora a resistência à corrosão da chapa de aço. Exemplos do revestimento (película) incluem revestimento galvanizado por imersão a quente, revestimento recozido galvanizado, revestimento eletrogalvanizado, revestimento eletrolítico de liga Zn-Ni, etc. A seguir será descrito um método para produção de um de uma chapa de aço laminada a frio da presente invenção. Na presente invenção, a chapa de aço laminada a frio é produzida por: inicialmente preparar um material de aço como uma placa obtida preferivelmente por lingotamento contínuo; e então submeter o material de aço à laminação a quente, ao resfriamento, ao bobinamento, à decapagem, à laminação a frio, e ao recozimento, nessa ordem. Mais especificamente o método para produção de uma chapa de aço laminada a frio da presente invenção inclui caracteristicamente: a-quecer o material de aço até a faixa de temperaturas da fase única austenita antes da laminação a quente; completar a laminação a quente a uma temperatura da laminação de acabamento igual a ou maior que 890°C para obter uma chapa de aço laminada a quente; submeter a chapa de aço laminada a quente ao bobinamento a uma temperatura na faixa de 500°C a 750°C, à decapagem para remoção de carepa em ambas as superfícies da chapa de aço laminada a quente, e à laminação a frio a uma taxa de redução de pelo menos 40% para obter uma chapa de aço laminada a frio; e recozer a chapa de aço laminada a frio a uma temperatura igual a ou maior que 700°C.In addition, the cold-rolled steel plate of the present invention may have an electroplating (coating) layer on both its surfaces. The coating layer formed on both surfaces of a cold rolled steel sheet improves the corrosion resistance of the steel sheet. Examples of the coating (film) include hot dip galvanized coating, galvanized annealed coating, electroplated coating, Zn-Ni alloy electrolytic coating, etc. In the following, a method for producing one of the cold rolled steel sheet of the present invention will be described. In the present invention, cold rolled steel sheet is produced by: initially preparing a steel material as a plate preferably obtained by continuous casting; and then subjecting the steel material to hot rolling, cooling, coiling, stripping, cold rolling, and annealing in that order. More specifically the method for producing a cold-rolled steel plate of the present invention characteristically includes: heating the steel material to the temperature range of the austenite single phase prior to hot rolling; completing the hot rolling at a finishing rolling temperature of 890 ° C or higher to obtain a hot rolled steel sheet; subject the hot-rolled steel sheet to coiling at a temperature in the range of 500 ° C to 750 ° C, pickling for removal of scale on both surfaces of the hot-rolled steel sheet, and cold rolling at a rate reduction of at least 40% to obtain a cold rolled steel sheet; and annealing the cold rolled steel sheet at a temperature of 700 ° C or greater.

No método de produção da presente invenção, um método de fusão para preparar o material de aço não é particularmente restrito e qualquer método de fusão conhecido tal como forno de indução, um conversor, um forno elétrico, etc., pode ser adequadamente empregado. O método de fusão também não e particularmente restrito. O lingotaménto contínuo pode ser adequadamente usado. Em relação à laminação a quente de uma placa, a placa pode ser laminada a quente ou após a placa ser reaquecida por um forno de aquecimento ou após a placa ser aquecida por um curto período por um forno de aquecimento a 1100°C ou mais com o propósito de compensação da temperatura. O material de aço assim obtido é submetido à laminação a quente. A laminação a quente pode incluir laminação de desbaste e laminação de acabamento ou ser constituída apenas de laminação de acabamento, omitindo a laminação de desbaste.In the production method of the present invention, a melting method for preparing the steel material is not particularly restricted and any known melting method such as induction furnace, a converter, an electric furnace, etc. may be suitably employed. The fusion method is also not particularly restricted. Continuous casting can be suitably used. In relation to the hot rolling of a plate, the plate may be hot rolled or after the plate is reheated by a heating oven or after the plate is heated for a short time by a heating oven at 1100 ° C or above. the purpose of temperature compensation. The steel material thus obtained is subjected to hot rolling. Hot rolling may include roughing lamination and finishing lamination or may consist only of finishing lamination, omitting the roughing lamination.

Temperatura de aquecimento da placa: região de temperaturas correspondente à fase única austenita A placa precisa ser aquecida até uma temperatura correspondente à região de fase única austenita (ponto Ar3 ou maior) porque quando a temperatura de aquecimento da placa é correspondente à região de duas fases ferrita-austenita, isto é, menor que a região de fase única austenita, a laminação a quente na região de duas fases ferrita-austenita resultaria na formação de uma microestrutura do tipo de grão misto e a laminação a quente na região de ferrita provocaria uma mudança desfavorável na textura do aço.Plate heating temperature: austenite single phase temperature region The plate needs to be heated to a temperature corresponding to the austenite single phase region (point Ar3 or higher) because when the plate heating temperature is corresponding to the two phase region austenite, that is, smaller than the austenite single phase region, hot rolling in the two phase ferrite-austenite region would result in the formation of a mixed grain type microstructure and hot rolling in the ferrite region would cause a unfavorable change in the texture of the steel.

Temperatura da Laminação de Acabamento: 890°C ou Mais Uma temperatura de laminação de acabamento inferior a 890°C provoca a geração de grãos de cristal alongados na direção de laminação, diminuindo assim o valor-r da chapa de aço laminada a frio. Consequentemente, a temperatura da laminação de acabamento é ajustada para ser 890°C ou mais na presente invenção. O limite superior da temperatura da laminação de acabamento pode ser ajustado em torno de 1000°C, que é suficientemente alto.Finishing Rolling Temperature: 890 ° C or Greater A finishing rolling temperature of less than 890 ° C causes elongated crystal grains to be generated in the rolling direction, thereby decreasing the r-value of cold rolled steel sheet. Accordingly, the temperature of the finishing lamination is set to be 890 ° C or higher in the present invention. The upper limit of the temperature of the finishing lamination can be set around 1000 ° C, which is high enough.

Temperatura de Bobinamento: 500oC a 750°CWinding Temperature: 500oC to 750 ° C

Uma temperatura de bobinamento menor que 500°C perturba a precipitação regular dos precipitados em uma chapa de aço laminada a quente e provoca a ocorrência de precipitação mais tarde, mas antes da recristali-zação quando a chapa de aço é recozida após a laminação a frio. Tal precipitação quase concorrente com a recristalízação suprime o crescimento regular dos grãos recristalizados, gerando grãos de cristal recristalizados alongados na direção de laminação após a recristalízação, aumentando assim a aniso-tropia no plano do valor-r e deteriorando a capacidade de estampagem profunda da chapa de aço laminada a frio como produto acabado. Consequentemente, o limite inferior da temperatura de bobinamento é ajustado para ser 500°C na presente invenção. Por outro lado, uma temperatura de bobinamento excedendo 750°C resulta em grãos de ferrita brutos e de dimensões mistas na etapa de laminação a quente, diminuindo assim o valor-r da chapa de aço laminada a frio como produto acabado. Especificamente, quando a temperatura de bobinamento excede 750°C, os grãos de ferrita de uma chapa de aço laminada a quente são passíveis de serem embrutecidos; tais grãos de ferrita embrutecidos na chapa de aço laminada a quente tendem a provocar uma orientação de cristal alinhada na microestrutura após a laminação a frio e o recozimento porque os núcleos da recristalízação originados da mesma borda de grão tendem a ter uma orientação de cristal similar; consequentemente, a diferença na orientação do cristal entre dois cristais adjacentes diminui e a proporção de bordas de grão de baixo ângulo, na qual a desorientação do cristal entre dois cristais adjacentes é menor que 15°, aumenta em todas as bordas de grão de ferrita. Em vista desses fatos, o limite superior da temperatura de bobinamento é ajustado para ser 750°C.A coiling temperature of less than 500 ° C disturbs regular precipitation of precipitates on a hot-rolled steel plate and causes precipitation to occur later, but before recrystallization when the steel plate is annealed after cold rolling. . Such almost concurrent precipitation with recrystallization suppresses the regular growth of the recrystallized grains, generating elongated recrystallized crystal grains in the direction of lamination after recrystallization, thereby increasing the r-value plane anisotropy and deteriorating the deep stamping ability of the plate. cold rolled steel as a finished product. Accordingly, the lower limit of the winding temperature is set to be 500 ° C in the present invention. On the other hand, a winding temperature exceeding 750 ° C results in raw and mixed sized ferrite grains in the hot rolling step, thereby decreasing the r-value of cold rolled steel sheet as the finished product. Specifically, when the winding temperature exceeds 750 ° C, the ferrite grains of a hot-rolled steel plate may be roughened; such ferrite grains embedded in the hot-rolled steel plate tend to cause an aligned crystal orientation in the microstructure after cold rolling and annealing because the recrystallization cores originating from the same grain edge tend to have a similar crystal orientation; consequently, the difference in crystal orientation between two adjacent crystals decreases and the proportion of low angle grain edges, in which the crystal disorientation between two adjacent crystals is less than 15 °, increases at all ferrite grain edges. In view of these facts, the upper limit of the winding temperature is set to be 750 ° C.

Taxa de Redução na Laminação a frio: pelo menos 40% Uma taxa de redução na laminação a frio menor que 40% resulta em estrutura de grãos mista de grãos de ferrita, que perturbam o crescimento regular da textura para melhorar o valor-r de uma chapa de aço resultante e eventualmente deteriora a capacidade de estampagem profunda da chapa de aço. Além disso, uma baixa taxa de redução na laminação a frio resulta em rotação de cristal insuficiente em uma chapa de aço laminada a quente pela laminação a frio, facilitando assim a formação de núcleos de recristali-zação tendo orientações similares na mesma área durante o recozimento após a laminação a frio e aumentando assim a proporção de borda de grão de baixo ângulo, na qual a desorientação do cristal entre dois cristais adjacentes é menor que 15°, em todas as bordas dos grãos de ferrita. Consequentemente, a razão de redução na laminação a frio é ajustada para ser pelo menos 40% na presente invenção. O limite superior da taxa de redução pode ser ajustado em torno de 90%, que é suficientemente alta.Cold Rolling Reduction Rate: at least 40% A cold rolling reduction rate of less than 40% results in mixed grain structure of ferrite grains, which disrupt regular texture growth to improve the r-value of a resulting steel plate and eventually deteriorates the deep drawing capability of the steel plate. In addition, a low rate of cold rolling reduction results in insufficient crystal rotation in a hot rolled steel plate by cold rolling, thus facilitating the formation of recrystallization cores having similar orientations in the same area during annealing. after cold rolling and thus increasing the low angle grain edge ratio, in which the crystal disorientation between two adjacent crystals is less than 15 °, at all edges of the ferrite grains. Accordingly, the reduction ratio in cold rolling is adjusted to be at least 40% in the present invention. The upper limit of the reduction rate can be set around 90%, which is high enough.

Temperatura de recozimento: 700°C ou mais Uma temperatura de recozimento inferior a 700°C permite que grãos de ferrita alongados na direção de laminação permaneçam em uma chapa de aço, deteriorando assim a capacidade de estampagem profunda da chapa de aço. Consequentemente, a temperatura de recozimento é ajustada para ser 700°C ou mais. O limite superior da temperatura de recozimento pode ser ajustado em torno de 900°C, que é suficientemente alto. A execução de um tratamento de envelhecimento após o recozimento não afeta adversamente o efeito da presente invenção e não causa problemas. Uma chapa de aço submetida ao tratamento de envelhecimento está, portanto, incluída dentro do escopo da presente invenção.Annealing Temperature: 700 ° C or higher An annealing temperature of less than 700 ° C allows elongated ferrite grains in the rolling direction to remain in a steel plate, thereby deteriorating the deep drawing capability of the steel plate. Accordingly, the annealing temperature is set to be 700 ° C or higher. The upper limit of annealing temperature can be set around 900 ° C, which is high enough. Performing an aging treatment after annealing does not adversely affect the effect of the present invention and does not cause problems. A steel plate subjected to the aging treatment is therefore included within the scope of the present invention.

Na presente invenção, a camada de revestimento pode ser formada em ambas as superfícies de uma chapa de aço laminada a frio produzida conforme escrito acima submetendo-se a chapa de aço a um processo de eletrodeposição. Exemplos de processos de eletrodeposição incluem: formar um revestimento galvanizado em ambas as superfícies de uma chapa de aço pela sujeição da chapa de aço a um processo de galvanização por imersão a quente; e formar um revestimento recozido galvanizado em am- bas as superfícies de uma chapa de aço pela sujeição da chapa de aço a um processo de galvanização por imersão a quente e então a um processo de recozimento. O processo de galvanização e o processo de recozimento podem ser executados em uma de uma única linha. Além disso, a camada de revestimento pode ser formada em uma chapa de aço por eletrodeposição tal como um revestimento eletrolítico de =liga Zn-Ni.In the present invention, the coating layer may be formed on both surfaces of a cold rolled steel sheet produced as written above by subjecting the steel sheet to an electroplating process. Examples of electroplating processes include: forming a galvanized coating on both surfaces of a steel plate by subjecting the steel plate to a hot dip galvanizing process; and forming a galvanized annealed coating on both surfaces of a steel plate by subjecting the steel plate to a hot dip galvanizing process and then to an annealing process. The galvanizing process and annealing process can be carried out in one line. In addition, the coating layer may be formed on an electroplating sheet steel such as an electrolytic coating of = Zn-Ni alloy.

Exemplos A presente invenção será descrita em mais detalhes pelos E-xemplos e Exemplos Comparativos a seguir.Examples The present invention will be described in more detail by the following Examples and Comparative Examples.

Amostras de aço fundido tendo as respectivas composições de componentes mostradas na Tabela 1 foram submetidas a lingotamento contínuo para se obter placas (materiais de aço) tendo, cada uma, uma espessura de 280 mm. Cada uma das placas assim obtidas foi aquecida até a temperatura de aquecimento de placa correspondente à região de fase única austenita igual a ou maior que o ponto Ar3 mostrada na Tabela 1, sofreu la-minação de acabamento a uma temperatura de laminação de acabamento mostrada na Tabela 2 e então submetida ao bobinamento a uma temperatura de bobinamento mostrada na Tabela 2, com o que foi obtida uma chapa de aço laminada a quente tendo espessura de 2,8 mm. A chapa de aço laminada a quente foi submetida à decapagem, remoção de carepas em ambas as superfícies da chapa de aço, à laminação a frio a uma taxa de redução mostrada na Tabela 2, e recozimento nessa ordem, com o que foi obtida uma amostra de chapa de aço laminada a frio. Algumas das amostras de chapa de aço laminada a frio assim obtidas foram também processadas em chapas de aço galvanizadas por: imersão de cada uma das chapas de aço em um banho de galvanização (0,1% Al-Zn) a 490°C de forma que uma camada de revestimento foi formada por galvanização em ambas as superfícies da chapa de aço por 45 g/m2 por superfície; e então submeter a chapa de aço a um processo de ligação a 530°C.Cast steel samples having the respective component compositions shown in Table 1 were subjected to continuous casting to obtain plates (steel materials) each having a thickness of 280 mm. Each of the plates thus obtained was heated to the plate heating temperature corresponding to the austenite single phase region equal to or greater than the Ar3 point shown in Table 1, underwent finishing to a finishing lamination temperature shown in Table 2 and then subjected to winding at a winding temperature shown in Table 2, whereby a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.8 mm was obtained. The hot-rolled steel plate was subjected to pickling, scale removal on both surfaces of the steel plate, cold rolling at a reduction rate shown in Table 2, and annealing in that order, with which a sample was obtained. cold rolled sheet steel. Some of the cold rolled steel sheet samples thus obtained were also processed into galvanized steel sheets by: immersing each of the steel sheets in a galvanizing bath (0.1% Al-Zn) at 490 ° C whereas a coating layer was formed by galvanizing on both steel plate surfaces at 45 g / m2 per surface; and then subjecting the steel plate to a bonding process at 530 ° C.

Um corpo de prova foi coletado de cada uma das chapas de aço laminadas a frio assim obtidas. O corpo de prova foi submetido à observação de microestrutura e análise nas suas propriedades mecânicas. (1) Observação da microestrutura Uma seção transversal na direção da espessura da chapa cortada em paralelo à direção de laminação, do corpo de prova de cada a-mostra de chapa de aço laminada a frio, foi polida espelhadamente e causticada com solução nital, de modo que os grãos de ferrita ficaram expostos. O "diâmetro de grão da ferrita" foi então determinado por: fotografar a microestrutura dos grãos de ferrita assim expostos a x100; desenhar dez linhas tendo comprimentos na direção da espessura da chapa e na direção de laminação da chapa, respectivamente, com intervalos de pelo menos 100 microns (comprimento real) entre as linhas; contar o número de pontos de cruzamento das bordas dos grãos e das linhas; dividir os comprimentos totais das linhas pelo número de pontos de cruzamento, para obter um quociente representando um comprimento de linha por grão unitário de ferrita; e multiplicar o comprimento da linha por grão unitário de ferrita por 1,13 para calcular "diâmetro de grão da ferrita ASTM". Os diâmetros de grão de ferrita das amostras assim calculados estão mostrados na Tabela 3.A specimen was collected from each of the cold-rolled steel sheets thus obtained. The specimen was submitted to microstructure observation and analysis in its mechanical properties. (1) Microstructure Observation A cross section in the direction of the thickness of the cut sheet parallel to the rolling direction of the specimen of each cold-rolled sheet steel specimen has been mirror-polished and etched with nital solution. ferrite grains were exposed. The "ferrite grain diameter" was then determined by: photographing the microstructure of the ferrite grains thus exposed to x100; draw ten lines having lengths in the direction of plate thickness and in the direction of plate rolling, respectively, with intervals of at least 100 microns (actual length) between the lines; count the number of crossing points of the grain edges and lines; divide the total line lengths by the number of crossing points to obtain a quotient representing one line length per unit ferrite grain; and multiply the line length per unit ferrite grain by 1.13 to calculate "ASTM ferrite grain diameter". The ferrite grain diameters of the samples thus calculated are shown in Table 3.

Além disso, a razão do comprimento da linha do grão de ferrita na direção de laminação em relação ao comprimento da linha do grão de ferrita na direção da espessura da chapa foi determinada, com base nas linhas desenhadas em um padrão tipo treliça descrito acima, por: contar o número de pontos de cruzamento das bordas dos grãos e das linhas desenhadas na direção de laminação; contar o número de pontos de cruzamento das bordas dos grãos e das linhas desenhadas na direção da espessura da chapa; dividir o comprimento total das linhas desenhadas na direção da laminação pelo número de pontos de cruzamento na direção de laminação, para obter o comprimento de linha na direção de laminação por unidade de grão de ferrita; dividir o comprimento total das linhas desenhadas na direção da espessura da chapa pelo número de pontos de cruzamento na direção da espessura da chapa para obter o comprimento de linha na direção da espessura da chapa por unidade de grão de ferrita; calcular a razão do comprimento de linha na direção de laminação por unidade de grão de ferrita em relação ao comprimento da linha na direção da espessura por unidade de grão de ferrita; e considerar a razão assim calculada como "razão de aspecto do grão de ferrita".In addition, the ratio of the ferrite grain line length in the rolling direction to the ferrite grain line length in the plate thickness direction was determined based on the lines drawn in a lattice pattern described above by : count the number of crossing points of the grain edges and the lines drawn in the rolling direction; count the number of crossing points of the grain edges and the lines drawn in the direction of plate thickness; divide the total length of the lines drawn in the rolling direction by the number of crossing points in the rolling direction to obtain the line length in the rolling direction per unit of ferrite grain; dividing the total length of the lines drawn in the direction of plate thickness by the number of crossing points in the direction of plate thickness to obtain the line length in the direction of plate thickness per unit of ferrite grain; calculate the ratio of line length in the rolling direction per unit of ferrite grain to the line length in the direction of thickness per unit of ferrite grain; and to consider the ratio thus calculated as "ferrite grain aspect ratio".

Ainda além disso, as orientações de cristal de 3.000 grãos de ferrita expostos na seção transversal foram medidos por EBSD (electron backscatter diffraction) e a desorientação de cristal entre dois cristais adjacentes que se faceiam com uma borda de grão entre eles foram medidos, respectivamente. O comprimento das bordas dos grãos em cada um das desorientações de cristal foi 15° ou mais foi dividido pelo comprimento do total das bordas dos grãos e a razão (%) assim obtida foi considerada como a proporção de bordas de grão de alto ângulo. (2) Teste de Tracão Um corpo de prova da JIS n° 5 (JIS Z 2201), cuja direção de tração coincidiu com a direção paralela à direção de laminação, foi coletada de cada uma das amostras de chapa de aço laminada a frio obtidas conforme descrito acima. O corpo de prova de tração foi submetido a um teste de tração conforme as prescrições da JIS Z 2241 para medir a resistência à tração (TS) e o alongamento (EL) dos espécimes. Os resultados da medição estão mostrados NBA Tabela 3. Em relação à resistência à tração, TS igual a ou maior que 440 MPa foram avaliadas como sendo satisfatórias. (3) Medição do valor-r Corpos de prova de tração da JIS n° 5 foram coletados de cada uma das amostras de chapa de aço laminada a frio de modo que as direções de tração do espécime coincidissem com a direção de laminação (0o) e a direção ortogonal (90°), respectivamente. Cada um dos espécimes de teste foi então submetido à pré-tensão: 12% e a espessura da chapa, a largura da chapa e o seu valor-r foram medidos. O valor-r médio e ? Ar foram calculados conforme as fórmulas de cálculo mostradas abaixo. Os resultados dos cálculos estão mostrados na Tabela 3. R - valor de pelo menos 1,5 e ?? de 0,8 ou menos representam excelente capacidade de estampagem profunda, r = (ro + 2r45 + ???)/4 ?? — (R0 + rgo)/2 — ?45 É entendido dos resultados mostrados na Tabela 3 que as a-mostras da chapa de aço dos Exemplos conforme a presente invenção a-presentaram unanimemente bons resultados para cada uma das propriedades mecânicas. Em contraste, as amostras das chapas de aço dos Exemplos Comparativos falharam em alcançar os efeitos desejados para pelo menos uma das propriedades mecânicas.In addition, the crystal orientations of 3,000 ferrite grains exposed in the cross section were measured by electron backscatter diffraction (EBSD) and the crystal disorientation between two adjacent crystals facing one grain edge between them was measured, respectively. The grain edge length in each of the crystal disorientations was 15 ° or more was divided by the total grain edge length and the ratio (%) thus obtained was considered as the proportion of high angle grain edges. (2) Tensile Testing A specimen from JIS No. 5 (JIS Z 2201), whose tensile direction coincided with the direction parallel to the rolling direction, was collected from each of the cold-rolled steel sheet samples obtained. as described above. The tensile specimen was subjected to a tensile test according to JIS Z 2241 requirements to measure tensile strength (TS) and elongation (EL) of specimens. Measurement results are shown NBA Table 3. Regarding tensile strength, TS equal to or greater than 440 MPa were assessed as satisfactory. (3) Measurement of r-value JIS No. 5 tensile specimens were collected from each of the cold-rolled steel sheet samples so that the specimen tensile directions coincided with the rolling direction (0o) and the orthogonal direction (90 °), respectively. Each of the test specimens was then pre-tensioned: 12% and the plate thickness, plate width and its r-value were measured. The average r-value is? Ar were calculated according to the calculation formulas shown below. The results of the calculations are shown in Table 3. R - value of at least 1.5 and ?? 0.8 or less represent excellent deep stamping capability, r = (ro + 2r45 + ???) / 4 ?? - (R0 + rgo) / 2-45 It is understood from the results shown in Table 3 that the steel plate samples of the Examples according to the present invention unanimously showed good results for each of the mechanical properties. In contrast, the steel sheet samples from the Comparative Examples failed to achieve the desired effects for at least one of the mechanical properties.

Aplicabilidade Industrial De acordo com a presente invenção, é possível obter uma chapa de aço laminada a frio tendo uma resistência à tração suficientemente alta, bem como uma capacidade de estampagem profunda significativamente melhorada, e assim uma capacidade de conformação por prensagem significativamente melhorada se comparado com a chapa de aço laminada a frio convencional, o que provoca um efeito significativamente vantajoso em termos industriais.Industrial Applicability According to the present invention, it is possible to obtain a cold-rolled steel sheet having sufficiently high tensile strength as well as significantly improved deep drawing capacity, and thus significantly improved press forming capacity compared to conventional cold rolled steel sheet, which has a significantly advantageous effect in industrial terms.

Claims

1. High-strength cold-rolled steel plate having excellent deep drawing capability, comprising a composition including by weight C: 0,005% or less Si: 0,1% to 0,8% Mn: 1 , 0% to 2.5% P: 0.1% or less S: 0.02% or less N: 0.01% or less Al: 0.1% or less at least one element type selected from Ti: 0.005% to 0.05% and Nb: 0.01% to 0.08%, and the remainder consisting of Fe and the inevitable impurities, where gaining ferrite diameter is at least 7 pm, the grain length ratio of ferrite in the rolling direction relative to the length of the ferrite grain in the plate thickness direction is 2.5 or less, and the proportion to the high angle grain edges, in which the crystal disorientation between two crystals facing each other A grain border between them is at least 15 °, it is 50% or more on all ferrite grain edges.

High strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing ability according to claim 1, wherein the composition also includes Cr: 0.3 wt% or less.

High strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing ability according to claim 1 or 2, wherein the composition also includes B: 0.0025 mass% or less.

High-strength cold-rolled steel sheet having excellent deep drawing ability according to any one of claims 1 to 3, wherein the composition also includes Cu: 0.3% by weight or less.

High strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing ability according to any one of claims 1 to 4, wherein the composition also includes at least one element type selected from Mo: 0.5% by weight or less and Sb: 0.02 mass% or less.

High strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing ability according to any one of claims 1 to 5, wherein the composition also includes at least one element type selected from Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ja, REM, V, Cs, Zr and Hf so that their total content is 1% by mass or less.

High-strength cold-rolled steel sheet having excellent deep drawing ability according to any one of claims 1 to 6, also comprising a coating layer on both of its surfaces.

A method for producing high strength cold rolled steel plate having excellent deep drawing ability, comprising: preparing a steel material having a component composition according to any one of claims 1 to 6; and subjecting the steel material to hot rolling including finishing, cooling, coiling, stripping, cold rolling and annealing to produce a cold rolled steel sheet, characterized by: heating the steel material to austenite single phase temperature region prior to hot rolling; completing the hot rolling at a finishing temperature of 890 ° C or higher to obtain a hot rolled steel sheet; subject the hot-rolled steel sheet to coiling at a temperature in the range of 500 ° C to 750 ° C, stripping to remove scale on both surfaces of the hot-rolled steel sheet, and cold rolling to a reduction rate of at least 40%; and annealing the cold rolled steel sheet at a temperature of 700 ° C or greater.

A method for producing high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing capability according to claim 8, further comprising subjecting the steel sheet to a coating process after annealing.