JP2004211143A - Cold-rolled steel sheet having ultra-fine granular structure and excellent spot-weldability, and its producing method - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や家電、さらには機械構造用鋼としての用途に供して好適な冷延鋼板、とくに超微細粒組織を有し、強度、延性およびスポット溶接性に優れる高張力冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、強度および加工性といった機械的性質に優れていることが要求される。これらの機械的性質を総合的に向上させる手段としては、組織を微細化することが有効であることから、これまでにも微細組織を得るための製造方法が数多く提案されてきた。
【０００３】
また、近年、高張力鋼については、高機能特性と共に低コストを両立できる高張力鋼板の開発に目標が移行しつつある。さらに、自動車用鋼板においては、衝突時における乗員の保護の面から、高強度化に加えて耐衝撃性にも優れていることが要求されている。
【０００４】
さらに、鋼板を素材とする自動車用部品は、その多くがプレス加工により成形されるため、自動車部品用鋼板としては優れた成形性が要求される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ変形を多用した部品成形が行われることが多いため、このような用途に用いられる自動車部品用鋼板に対しては、高強度化と同時に良好な伸びフランジ性を有することも強く求められる。
【０００５】
このような情勢の下、高張力化に伴う延性、伸びフランジ性などの劣化を抑制する目的で、高張力鋼における組織の微細化が重要な課題となっている。
【０００６】
組織の微細化手段としては、従来から大圧下圧延法が知られている。この大圧下圧延法における組織の微細化機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えて、γ−α歪誘起変態を促進させることにある（例えば特許文献１参照）。
また、制御圧延法や制御冷却法を適用した場合などについても知られている（例えば特許文献２参照）。
【０００７】
その他、素材鋼について、少なくとも一部がフェライトからなる鋼組織としておき、これに塑性加工を付加しつつ変態点（Ａｃ１点）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡｃ１点以上の温度域に一定時間保持して、組織の一部または全部を一旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却して平均結晶粒径が５μｍ 以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織にする技術が提案されている（特許文献３）。
【０００８】
しかしながら、結晶粒成長の駆動力は粒径の逆数に比例するため、結晶粒が微細化すればするほど粒成長し易くなる傾向にあり、そのため、たとえ母材を微細化して良好なプレス成形性が得られたとしても、例えばそれに続く組立工程でスポット溶接のような入熱を受けると熱影響（ＨＡＺ）部で結晶が粗大化し、接合強度や耐久性が低下するという問題が生じる場合がある。
また、微細粒鋼といえども、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質第２相による組織強化を行った場合には、溶接時の入熱でＨＡＺ部の第２相が軟化し、やはり接合強度が低下するという問題が生じる場合がある。
【０００９】
従来の技術は、これらの点に対する配慮が完全に欠如しているため、ＨＡＺ軟化を生じない良好なスポット溶接性を有し、溶接部においても微細粒化の効果を発揮し得る高張力鋼板の開発が強く望まれていた。
【００１０】
【特許文献１】
特公平５−６５５６４ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開昭６３−１２８１１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平２−３０１５４０号公報（特許請求の範囲）
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、自動車用、家電用および機械構造用鋼板などとして用いられる冷延鋼板について、その超微細粒化を可能ならしめ、さらに強度、延性のみならず、上記したスポット溶接性に関する問題を効果的に解決した、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１２】
ここに、本発明における冷延鋼板の強度−延性バランスおよびスポット溶接性の目標値は次のとおりである。
・強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ １７０００ ＭＰａ・％
・スポット溶接部のせん断強度（ＴＳＳ） が、ＪＩＳ−Ａ級最小値以上で、かつＴＳＳ（ｋＮ）／ＴＳ（ＭＰａ） ×１００ が ３．０以上
ここに、ＪＩＳ−Ａ級とは、ＪＩＳ Ｚ ３１４０に記載された、特に強さを要する溶接部に適用される等級であり、母材の引張強さと板厚によってせん断荷重の最小値が決められているものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、合金元素を適正に調整して鋼板の再結晶温度とＡ１ およびＡ３ 変態温度を制御した上で、冷延後の再結晶焼鈍温度およびその後の冷却速度を適正化することにより、主相であるフェライトの平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下の超微細粒組織になると共に、第２相を最適化されて、スポット溶接性（ＨＡＺ軟化抵抗）が著しく向上することの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１４】
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：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、さらに平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下のフェライトを８５ ｖｏｌ％以上有し、かつ第２相としてセメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上有する組織になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板。
記
６３７．５ ＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ −−− （１）
Ａ３ ≦ ８６０ −−− （２）
［％Ｍｎ］ ＋ ［％Ｎｉ］≧ １．３ −−− （３）
ただし、
Ｔｉ＊ ＝ ［％Ｔｉ］− （４８／３２）・［％Ｓ］ − （４８／１４）・［％Ｎ］ −−− （４）
Ａ１ ＝ ７２７＋１４［％Ｓｉ］ −２８．４［％Ｍｎ］ −２１．６［％Ｎｉ］ −−− （５）
Ａ３ ＝ ９２０＋ ６１２．８［％Ｃ］２− ５０７．７［％Ｃ］ ＋ ９．８［％Ｓｉ］３− ９．５［％Ｓｉ］２＋ ６８．５［％Ｓｉ］＋２［％Ｍｎ］２− ３８［％Ｍｎ］＋ ２．８［％Ｎｉ］２− ３８．６［％Ｎｉ］＋１０２［％Ｔｉ］＋５１．７［％Ｎｂ］ −−− （６）
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％）
【００１５】
２．上記１において、冷延鋼板が、さらに質量％で、
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板。
【００１６】
３．上記１または２において、冷延鋼板が、さらに質量％で、
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板。
【００１７】
４．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記（６） 式で求められる温度Ａ３ （℃） 以上、（Ａ３ ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 ７００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで ６５０℃から ５００℃までの冷却時間を３０ｓ以上、 ４００ｓ以下とすることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板の製造方法。
記
６３７．５ ＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ −−− （１）
Ａ３ ≦ ８６０ −−− （２）
［％Ｍｎ］ ＋ ［％Ｎｉ］≧ １．３ −−− （３）
ただし、
Ｔｉ＊ ＝ ［％Ｔｉ］− （４８／３２）・［％Ｓ］ − （４８／１４）・［％Ｎ］ −−− （４）
Ａ１ ＝ ７２７＋１４［％Ｓｉ］ −２８．４［％Ｍｎ］ −２１．６［％Ｎｉ］ −−− （５）
Ａ３ ＝ ９２０＋ ６１２．８［％Ｃ］２− ５０７．７［％Ｃ］ ＋ ９．８［％Ｓｉ］３− ９．５［％Ｓｉ］２＋ ６８．５［％Ｓｉ］＋２［％Ｍｎ］２− ３８［％Ｍｎ］＋ ２．８［％Ｎｉ］２− ３８．６［％Ｎｉ］＋１０２［％Ｔｉ］＋５１．７［％Ｎｂ］ −−− （６）
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％）
【００１８】
５．上記４において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板の製造方法。
【００１９】
６．上記４または５において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上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：０．０３〜０．１６％
Ｃは、安価な強化成分であるだけでなく、セメンタイトを生成させて組織の高温安定性を高める上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が０．０３％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．１６％を超えて含有させると延性低下や溶接部の靱性低下を招くため、Ｃは０．０３〜０．１６％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｓｉ：２．０ ％以下
Ｓｉは、固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度を向上させるのに有効に寄与するが、過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、Ｓｉは ２．０％以下で含有させるものとした。なお、好ましくは０．０１〜０．６ ％の範囲である。
【００２２】
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下
ＭｎおよびＮｉはいずれも、オーステナイト安定化元素であり、Ａ１ ，Ａ３ 変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また第２相の形成を進展させる作用を通じて強度−延性バランスを高める作用を有する。しかしながら、多量の添加は鋼を硬質化し、却って強度−延性バランスを劣化させるので、いずれも ３．０％以下で含有させるものとした。
なお、Ｍｎは、有害な固溶ＳをＭｎＳとして無害化する作用も併せて有するので、０．１ ％以上含有させることが好ましい。また、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２３】
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下
Ｔｉ， Ｎｂを添加することによって、ＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果がある。そのためには、それぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。そして、これらは各々単独で添加しても複合して添加してもよいが、いずれも ０．２％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、析出物が多くなりすぎてフェライトの延性の低下を招くので、いずれも ０．２％以下で含有させるものとした。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸の工程で添加することが望ましい。ここに、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 ０．１％を超えると効果は飽和し、むしろ製造コストの上昇を招くので、Ａｌは０．０１〜０．１ ％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｐ：０．１ ％以下
Ｐは、延性の大きな低下を招くことなく安価に高強度化を達成する上で有効な元素であるが、一方で多量の含有は加工性や靱性の低下を招くので、Ｐは ０．１％以下で含有させるものとした。なお、加工性や靱性に対する要求が厳しい場合には、Ｐは低減させることが好ましいので、この場合には０．０２％以下とすることが望ましい。
【００２６】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、熱延時における熱間割れの原因になるだけでなく、鋼板中にＭｎＳ等の介在物として存在し延性や伸びフランジ性の劣化を招くので、極力低減することが望ましいが、０．０２％までは許容できるので、本発明では０．０２％以下とした。
【００２７】
Ｎ：０．００５ ％以下
窒素は、時効劣化をもたらす他、降伏延びの発生を招くことから、０．００５ ％以下に抑制するものとした。
【００２８】
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。
Ｍｏ：１．０ ％以下およびＣｒ：１．０ ％以下のうちから選んだ一種または二種
Ｍｏ，Ｃｒはいずれも、強化成分として、必要に応じて含有させることができるが、多量の添加はかえって強度−延性バランスを劣化させるので、それぞれ １．０％以下で含有させることが望ましい。なお、上記の作用を十分に発揮させるには、Ｍｏ， Ｃｒはそれぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２９】
Ｃａ， ＲＥＭ およびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
Ｃａ， ＲＥＭ，Ｂはいずれも、硫化物の形態制御や粒界強度の上昇を通じて加工性を改善する効果を有しており、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、過剰な含有は清浄度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、合計で ０．００５％以下とするのが望ましい。なお、上記した作用を十分に発揮させるにはＣａ， ＲＥＭ，Ｂのうちから選んだいずれか一種または二種以上を０．０００５％以上含有させることが好ましい。
【００３０】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、Ｃ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂについては、下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲で含有させる必要がある。
記
６３７．５ ＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ −−− （１）
Ａ３ ≦ ８６０ −−− （２）
［％Ｍｎ］ ＋ ［％Ｎｉ］≧ １．３ −−− （３）
ただし、
Ｔｉ＊ ＝ ［％Ｔｉ］− （４８／３２）・［％Ｓ］ − （４８／１４）・［％Ｎ］ −−− （４）
Ａ１ ＝ ７２７＋１４［％Ｓｉ］ −２８．４［％Ｍｎ］ −２１．６［％Ｎｉ］ −−− （５）
Ａ３ ＝ ９２０＋ ６１２．８［％Ｃ］２− ５０７．７［％Ｃ］ ＋ ９．８［％Ｓｉ］３− ９．５［％Ｓｉ］２＋ ６８．５［％Ｓｉ］＋２［％Ｍｎ］２− ３８［％Ｍｎ］＋ ２．８［％Ｎｉ］２− ３８．６［％Ｎｉ］＋１０２［％Ｔｉ］＋５１．７［％Ｎｂ］ −−− （６）
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％）
【００３１】
なお、上記のＡ１ ， Ａ３ はそれぞれ、鋼のＡｃ１変態点温度（℃）、Ａｃ３変態点温度（℃）の予測値であり、発明者らの詳細な基礎実験から導出された成分回帰式である。この予測値温度（℃）は、２℃／ｓ以上、２０℃／ｓ以下の昇温速度で加熱する際に適用して特に好適である。
【００３２】
以下、上記の（１）， （２）， （３） 式の限定理由を順に説明する。
（１） 式は、Ｔｉ，Ｎｂの添加量を規定する条件であり、以下の知見に基づく。
一般に、Ｔｉ，Ｎｂを添加するとＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果があることが知られている。そこで、Ｔｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅの関係について詳細に調査したところ、Ｔｉ，Ｎｂをある量以上添加すると、再結晶温度は上記（６） 式で算出されるＡ３ と等価になることが判明した。
【００３３】
図１に、Ａ１ ＝７００ ℃、Ａ３ ＝８５５ ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。なお、ここで再結晶温度Ｔｒｅは、加熱温度を種々に変化させて連続焼鈍を実験室的に行い、硬度を測定すると共に組織を観察することにより決定した。また、Ｔｉ添加量はＴｉＣを析出させる上での有効Ｔｉ量としてＴｉ＊ を用い、Ｎｂ添加量はＴｉに換算するため ４８／９３・［％Ｎｂ］ を用いて、Ｔｉ， Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係について表わしている。
同図によれば、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝が ７００℃すなわちＡ１ 以上になると、再結晶温度Ｔｒｅは ８５５℃近傍すなわちＡ３ 近傍に急上昇し飽和することが分かる。
【００３４】
次に、図２に、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下において、Ａ３ （Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ， Ｎｉ等を変化させることで変動）を種々に変化させた場合におけるＡ３ と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、 ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下では、再結晶温度ＴｒｅはＡ３ と等価になっている。
【００３５】
この理由については、必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。
すなわち、Ｔｉ，Ｎｂが添加され、それらの微細炭化物のピン止め力により再結晶温度が上昇し、Ａ１ 未満のフェライト（α）域で再結晶できなくなった場合、未再結晶の加工αのまま（フェライト＋オーステナイト（γ））２相域温度になり、高転位密度部、不均一変形部などの優先核生成サイトにおいて、加工αからの再結晶α核生成とα→γ変態核生成の競合が生じる。この時、α→γ変態の駆動力の方が再結晶の駆動力よりも大きいため、再結晶α核生成より優先してγ核が次々と生成し、優先核生成サイトを占有すると考えられる。
このα→γ変態での原子再配列により歪み（転位）は消費され、転位密度の低い加工αのみ残留し、加工αの再結晶はますます困難となる。温度が上昇し、Ａ３ を超え、γ単相域になって初めて歪みが完全に解消され、見かけ上再結晶が完了する。これが、再結晶温度がＡ３ に一致し、飽和する機構と考えられる。
なお、この際のα→γ変態は、加工α（優先核生成サイトが多い）から核生成することになるので、再結晶が完了した高温でのγ粒は微細化する。従って、焼鈍中の高温γ粒微細化のために再結晶温度をＡ３ に調整することは極めて有効であるので、本発明では式（１） を満足するＴｉ， Ｎｂを添加することにしたのである。
【００３６】
次に、 （２）式は、Ａ３ を規定する条件である。
上述したとおり、 （１）式を満足する場合には、Ａ３ は実質的に再結晶温度になるため、Ａ３ 以上の温度で再結晶焼鈍を行う必要がある。ここに、Ａ３ が ８６０℃を超えた場合、再結晶焼鈍温度をより高温で施す必要が生じ、γ粒成長が激しく、結果として平均結晶粒径：３．５ μｍ 以下の微細粒は得られなかった。よって、Ａ３ ≦８６０ ℃を満足させる必要がある。なお、好ましくはＡ３ ≦ ８３０℃である。
【００３７】
次に、 （３）式は、ＭｎやＮｉすなわちオーステナイト安定化元素の添加量を規定する条件である。
オーステナイト安定化元素の増大により、ＣＣＴ 図におけるフェライトスタート線が低温側にシフトすることにより、焼鈍後の冷却過程におけるγ→α変態時の変態過冷度が増大してαが微細核生成することにより、α結晶粒が微細化する。ここに、平均結晶粒径：３．５ μｍ 以下の微細粒を得るためには、上掲した（１）， （２）式に加えて ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ １．３（％）とする必要があった。
なお、 ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ １．３（％）さえ満足していれば、ＭｎやＮｉは単独添加でも複合添加でもどちらでも良い。より好ましくは ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］ ≧ ２．０（％）の範囲である。
【００３８】
次に、鋼組織について説明する。
本発明では、鋼組織は、フェライト相の組織分率を体積率で８５％以上にすると共に、フェライトの平均結晶粒径を ３．５μｍ 以下とする。
というのは、セメンタイトを多量に析出させた組織にした上で、本発明で所期した強度、延性および強度−伸びバランスに優れた冷延鋼板とするには、微細フェライトを主体とする鋼組織とする必要があり、特に平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下の微細フェライト相の組織分率を８５ ｖｏｌ％以上とすることが重要だからである。
ここに、フェライトの平均結晶粒径が ３．５μｍ を超えると強度−伸びバランスが劣化し、また軟質なフェライトの組織分率が８５ ｖｏｌ％に満たないと延性が著しく低下し、加工性に乏しくなる。
【００３９】
また、フェライト以外の第２相組織としては、セメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上含有させることが重要である。
というのは、セメンタイトを微細に分散析出させることによって、スポット溶接時における熱影響部（ＨＡＺ部）のフェライト粒の粗大化、ひいては軟質化に伴う強度の低下を、効果的に抑制することができるからである。
しかしながら、セメンタイトの析出量が０．３ｖｏｌ％に満たないと、上記の効果が得難いので、セメンタイトは０．３ｖｏｌ％以上含有させることにした。但し、５．０ｖｏｌ％以上含有させようとすると、マルテンサイトなどの硬質第２相が出現し易くなるので、上限は５．０ｖｏｌ％程度が好適である。
【００４０】
なお、上記したフェライト相やセメンタイトの他、ベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト相等が析出する場合もあるが、これらは合計量が１０ ｖｏｌ％以下であれば、特に問題はない。
【００４１】
次に、製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材を、高温状態のまま、あるいは一旦冷却したのち、１２００℃以上に加熱してから、熱間圧延を施し、ついで冷間圧延後、温度Ａ３ （℃）以上、（Ａ３ ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 ７００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで ６５０℃から ５００℃までの冷却時間を３０ｓ以上、 ４００ｓ以下とする。
【００４２】
上記の工程において、スラブの加熱温度が１２００℃未満では、ＴｉＣなどが十分に固溶せずに粗大化し、後の再結晶焼鈍工程での再結晶温度上昇効果および結晶粒成長抑止効果が不十分となるため、スラブの加熱温度は１２００℃以上とする必要がある。
また、本発明において、熱間仕上げ圧延出側温度は特に限定されるものではないが、Ａｒ３変態点未満では、圧延中にαとγが生じて、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせる原因となる場合があるので、仕上げ圧延終了温度はＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。
【００４３】
熱延終了後の巻取り温度も特に限定されるものではないが、５００ ℃未満または６５０ ℃超えでは、窒素による時効劣化を抑制するためのＡｌＮの析出が不十分であり、材料特性が劣ることとなる。また、鋼板の組織を均一化し、その結晶粒径をなるべく微細で均一化するためにも、コイルの巻取り温度は ５００℃以上、 ６５０℃以下とすることが好ましい。
【００４４】
ついで、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延に供して、所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに、酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものでなく、常法に従えばよい。
なお、冷間圧延時の圧下率は、再結晶焼鈍時の核生成サイトを増やし、結晶粒の微細化を促すという観点から４０％以上とすることが望ましく、一方圧下率を上げすぎると鋼板の加工硬化によって操業が困難となるので、圧下率の上限は９０％以下程度とするのが好ましい。
【００４５】
ついで、得られた冷延鋼板を、前掲（６） 式に示した温度Ａ３（℃）以上、（Ａ３＋３０）（℃）以下に加熱して、再結晶焼鈍を施す。
前述のように成分調整した本発明の鋼素材では、Ａ３ が再結晶温度と等価となっているので、Ａ３ 未満の温度では再結晶が不十分となる。一方、（Ａ３ ＋３０）（℃）を超える温度では、焼鈍中のγ粒の成長が激しく、微細化に不適切である。この再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うことが好ましく、連続焼鈍する場合の焼鈍時間は再結晶が生じる１０秒から １２０秒程度とすることが好ましい。というのは、１０秒より短時間では再結晶が不十分であり、圧延方向に伸展したままの加工組織、再結晶していない回復組織が残存するために、十分な延性が確保できない場合があり、一方 １２０秒より長時間ではγ結晶粒の粗大化を招いて、所望の強度を得ることができないことがあるからである。
【００４６】
引き続き、焼鈍温度から ７００℃まで、冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で冷却する。なお、ここで冷却速度は、焼鈍温度から ７００℃までの平均冷却速度である。ここに、上記冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中におけるγ→α変態時の過冷度が小さく、結晶粒径が粗大化する。よって、焼鈍温度から ７００℃までの冷却速度は５℃／ｓ以上とする必要がある。
また、上記の制御冷却処理の終点温度を ７００℃としたのは、結晶粒の微細化にはγ→α変態が開始する ７００℃までが強く影響するからである。
【００４７】
さらに引き続き、 ６５０℃から ５００℃までの冷却時間（ ６５０℃から ５００℃まで冷却するのに要する滞留時間） を３０ｓ以上 ４００ｓ以下とする。上記の冷却時間が３０ｓ未満では、第２相がベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相となり易く、強度と延性は得られるものの、スポット溶接時の入熱によって容易に焼き戻されて、ＨＡＺ部が軟質化し、溶接強度が低下することとなる。また、冷却時間が ４００ｓよりも長い場合は、結晶粒が粗大化するだけでなく、第２相が脆いパーライトになり易く、延性および伸びフランジ加工性が劣化する。
【００４８】
この点、６５０ ℃から ５００℃までの冷却時間を３０ｓ以上 ４００ｓ以下とすることにより、第２相に粒状のセメンタイトを析出させることができる。セメンタイトは高温まで比較的安定に存在するため、スポット溶接程度の小さな入熱であれば、ＨＡＺ部の粒成長を効果的に抑制して、ＨＡＺ軟化を防止することができる。
かくして、上記の製造方法とすることにより、超微細粒組織を有し延性およびスポット溶接性に優れる冷延鋼板を得ることができるのである。
【００４９】
【実施例】
表１に示す成分組成になるスラブを、表２に示す条件でスラブ加熱後、常法に従い熱間圧延して４．０ｍｍ 厚の熱延板とした。なお、この際、巻取り温度は ５７０〜６３０ ℃とした。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延（圧下率：６０％）して、 １．６ｍｍ厚の冷延板としたのち、連続焼鈍ラインにて同じく表２に示す条件下で再結晶焼鈍を行い、製品板とした。
かくして得られた製品板の組織、引張特性およびスポット溶接性について調査した結果を表３に示す。
【００５０】
なお、組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて観察し、フェライトの平均結晶粒径を求めると共に、各組識の面積率を求めてこれを体積率とした。ここで、フェライトの平均結晶粒径はＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定される切断法に準拠して求めた。
引張特性（引張強さＴＳ、伸びＥＬ）は、鋼板の圧延方向から採収したＪＩＳ ５号試験片を用いた引張試験により測定した。
さらに、スポット溶接強度は、ＪＩＳ Ｚ ３１３６（スポット溶接継手の引張せん断試験方法）に準じて、溶接部のせん断強度（ＴＳＳ）を測定した。
【００５１】
【表１】
【表２】
【表３】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、８５％以上の分率を占めるフェライトの平均粒径が ３．２μｍ 以下と微細であり、特にＮｉ，Ｍｎ量を増量してＡ３ を低下させたＧ鋼を用いたＮｏ．１４ は、平均結晶粒径が ０．９μｍ と超微細粒となっている。また、発明例はいずれも、ＴＳ×ＥＬが １７０００ ＭＰａ・％以上と強度−延性バランスに優れ、さらにスポット溶接強度もＪＩＳ−Ａ級をはるかにしのいで高いレベルにあり、ＴＳＳ／ＴＳ×１００ の比も ３．０以上と高い数値であることが分かる。
【００５５】
これに対し、Ｎｏ．９は、スラブの加熱温度が低かったため、ＴｉＣが粗大化し、再結晶温度上昇効果が抑制されて鋼板の結晶粒微細化効果が得られず、結晶粒径が大きくなった。また、ＴＳ×ＥＬ値も小さくなっている。
Ｎｏ．１０ は、焼鈍温度が本発明の適正温度（８４６ ℃）を大きく超えたため、結晶粒成長が激しく、ＴＳ×ＥＬ値が劣っている。
Ｎｏ．１１ は、焼鈍温度が本発明の下限（８１６ ℃）に満たなかったため、再結晶が完了せず、加工組織が残留したため、ＴＳ×ＥＬ値が劣っている。
Ｎｏ．１２ は、焼鈍後の冷却速度が小さかったために、結晶粒が粗大化して強度が低下し、ＴＳ×ＥＬ値の劣化を招いた。
Ｎｏ．２１ は、ＴＸ がＡ１ 未満であるため、再結晶焼鈍によるα粒微細化効果が得られず、粗大粒となったため、十分な強度が得られなかった。
Ｎｏ．２２ は、Ａ３ が ８６０℃を超えたため、高温焼鈍が必要となり、その結果結晶粒が成長して、ＴＳ×ＥＬ値の低下を招いた。
Ｎｏ．２３ は、（Ｎｉ＋Ｍｎ）量が少ないために、焼鈍後冷却過程でのγ−α変態時の過冷度が小さく、αが微細核生成することができなかったため、結晶粒が粗大化した。
Ｎｏ．３は、焼鈍後の ６５０℃から５００ ℃までの冷却時間が不足したため、セメンタイトの析出が少なく、素材強度は高いものの、スポット溶接時の入熱でＨＡＺが軟質化し、ＴＳＳ／ＴＳ×１００ が ３．０未満まで低下した。
Ｎｏ．４は、焼鈍後の ６５０から５００ ℃までの冷却時間が長すぎたため、結晶粒が粗大化すると共に、セメンタイトの析出が少なく、延性およびスポット溶接強度（ＴＳＳ／ＴＳ ×１００）が低下した。
【００５６】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、超微細粒組織を有し、機械的特性なかでも強度−伸びバランスに優れ、さらにはスポット溶接性に優れる高張力冷延鋼板を、製造設備の大幅な改造を伴うことなしに安定して製造することができ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａ１ ＝７００ ℃、Ａ３ ＝８５５ ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係を示した図である。
【図２】６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ の条件下において、Ａ３ を種々に変化させた場合におけるＡ３ と再結晶温度Ｔｒｅとの関係を示した図である。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention is a cold-rolled steel sheet suitable for use as a steel for automobiles and home appliances, and further for mechanical structure, particularly a high-tensile cold-rolled steel sheet having an ultrafine grain structure, excellent strength, ductility and spot weldability, and It relates to the manufacturing method.
[0002]
[Prior art]
Steel materials used as steel plates for automobiles, home appliances, and mechanical structures are required to have excellent mechanical properties such as strength and workability. As a means for comprehensively improving these mechanical properties, it is effective to refine the structure, and a number of production methods for obtaining a fine structure have been proposed so far.
[0003]
In recent years, with respect to high-strength steels, the target is shifting to the development of high-strength steel sheets that can achieve both high performance characteristics and low cost. Further, steel sheets for automobiles are required to have not only high strength but also excellent impact resistance in order to protect occupants in the event of a collision.
[0004]
Furthermore, since many automotive parts made of steel sheets are formed by press working, excellent formability is required for steel parts for automotive parts. In particular, in the case of components constituting members such as skeletal members for ensuring the strength of an automobile body, reinforcement, and the like, parts are often formed using stretch flange deformation. It is strongly required that a steel sheet for parts have high strength and good stretch flangeability at the same time.
[0005]
Under such circumstances, miniaturization of the structure in high-strength steels has become an important issue for the purpose of suppressing deterioration of ductility, stretch flangeability, and the like due to higher tensile strength.
[0006]
As a means for refining the structure, a large rolling reduction method has been conventionally known. The gist of the mechanism for refining the structure in the large rolling reduction method is to apply a large reduction to austenite grains to promote γ-α strain-induced transformation (for example, see Patent Document 1).
Also, a case where a controlled rolling method or a controlled cooling method is applied is known (for example, see Patent Document 2).
[0007]
In addition, for the base steel, a steel structure at least partially composed of ferrite is set, and while being subjected to plastic working, the temperature is raised to a temperature range above the transformation point (Ac 1 point), or After maintaining at one or more temperature ranges for a certain period of time, a part or the whole of the structure is once transformed back into austenite, ultra-fine austenite grains appear, and then cooled to an average grain size of 5 μm or less. A technique for forming a structure mainly composed of anisotropic ferrite grains has been proposed (Patent Document 3).
[0008]
However, since the driving force for crystal grain growth is proportional to the reciprocal of the grain size, the grain size tends to grow more easily as the crystal grains become finer. Even if is obtained, for example, if heat input such as spot welding is applied in the subsequent assembling process, the crystal may be coarsened in the heat-affected (HAZ) portion, causing a problem that the bonding strength and durability are reduced. .
In addition, when the microstructure is strengthened by a hard second phase such as martensite or bainite even in the case of fine grain steel, the heat input during welding softens the second phase of the HAZ and also lowers the bonding strength. In some cases.
[0009]
Since the conventional technology completely lacks consideration of these points, it has a good spot weldability that does not cause HAZ softening, and a high-strength steel sheet capable of exhibiting the effect of fine graining even at the welded portion. Development was strongly desired.
[0010]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Publication No. 5-65564 (Claims)
[Patent Document 2]
JP-A-63-128117 (Claims)
[Patent Document 3]
JP-A-2-301540 (Claims)
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been developed in view of the above-mentioned current situation, and enables ultra-fine graining of cold-rolled steel sheets used for automobiles, home appliances, and steel sheets for machine structures, etc. In addition, an object of the present invention is to propose a cold-rolled steel sheet having an ultra-fine grain structure and excellent spot weldability, which effectively solves the above-mentioned problems relating to spot weldability, together with its advantageous production method.
[0012]
Here, the target values of strength-ductility balance and spot weldability of the cold rolled steel sheet in the present invention are as follows.
・ Strength-ductility balance (TS × El) ≧ 17000 MPa ·%
-The shear strength (TSS) of the spot welded part is JIS-A class minimum value or more, and TSS (kN) / TS (MPa) x 100 is 3.0 or more, where JIS-A class is JIS Z The grade described in 3140, which is particularly applied to a welded part requiring high strength, wherein the minimum value of the shear load is determined by the tensile strength and the thickness of the base material.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
Now, the inventors have found, after intensive studies to solve the above problems, after controlling the recrystallization temperature and A 1 and A 3 transformation temperature of the properly adjusted to steel alloying elements, cold rolled By optimizing the subsequent recrystallization annealing temperature and subsequent cooling rate, the ferrite, which is the main phase, has an ultrafine grain structure of 3.5 μm or less, and the second phase is optimized. It was found that the spot weldability (HAZ softening resistance) was significantly improved.
The present invention is based on the above findings.
[0014]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. In mass%,
C: 0.03 to 0.16%,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less and / or Ni: 3.0% or less,
Ti: 0.2% or less and / or Nb: 0.2% or less;
Al: 0.01 to 0.1%,
P: 0.1% or less,
S: 0.02% or less and N: 0.005% or less, and C, Si, Mn, Ni, Ti and Nb are contained in the ranges satisfying the following formulas (1), (2) and (3), respectively. The remainder has a composition of Fe and unavoidable impurities, and further has a structure having 85 vol% or more of ferrite having an average crystal grain size of 3.5 μm or less, and having 0.3 vol% or more of cementite as a second phase. A cold rolled steel sheet having an ultra fine grain structure and excellent spot weldability.
637.5 +4930 {Ti * + (48/93) · [% Nb]} ≧ A 1 --- (1)
A 3 ≤ 860 --- (2)
[% Mn] + [% Ni] ≧ 1.3 −−− (3)
However,
Ti * = [% Ti]-(48/32)-[% S]-(48/14)-[% N] --- (4)
A 1 = 727 + 14 [% Si] −28.4 [% Mn] −21.6 [% Ni] (5)
A 3 = 920+ 612.8 [% C ] 2 - 507.7 [% C] + 9.8 [% Si] 3 - 9.5 [% Si] 2 + 68.5 [% Si] +2 [% Mn ] 2 - 38 [% Mn] + 2.8 [% Ni] 2 - 38.6 [% Ni] +102 [% Ti] +51.7 [% Nb] --- (6)
[% M] is the content of element M (% by mass).
[0015]
2. In the
Cold rolling excellent in spot weldability, having an ultrafine grain structure, characterized in that the composition contains one or two selected from Mo: 1.0% or less and Cr: 1.0% or less. steel sheet.
[0016]
3. In the above 1 or 2, the cold-rolled steel sheet further comprises,
A cold rolled steel sheet having an ultrafine grain structure and excellent spot weldability, characterized in that the composition contains one or more selected from Ca, REM and B in a total content of 0.005% or less.
[0017]
4. In mass%,
C: 0.03 to 0.16%,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less and / or Ni: 3.0% or less,
Ti: 0.2% or less and / or Nb: 0.2% or less;
Al: 0.01 to 0.1%,
P: 0.1% or less,
S: 0.02% or less and N: 0.005% or less, and C, Si, Mn, Ni, Ti and Nb are contained in the ranges satisfying the following formulas (1), (2) and (3), respectively. The remainder is a steel material having a composition of Fe and unavoidable impurities, heated to 1200 ° C. or more, hot-rolled, then cold-rolled, and then subjected to a temperature A 3 (° C.) determined by the following equation (6). As described above, recrystallization annealing is performed at (A 3 +30) (° C.) or less, and then cooling is performed to 700 ° C. at a rate of 5 ° C./s or more. Then, the cooling time from 650 ° C. to 500 ° C. is 30 s to 400 s. A method for producing a cold-rolled steel sheet having an ultrafine grain structure and excellent spot weldability.
637.5 +4930 {Ti * + (48/93) · [% Nb]} ≧ A 1 --- (1)
A 3 ≤ 860 --- (2)
[% Mn] + [% Ni] ≧ 1.3 −−− (3)
However,
Ti * = [% Ti]-(48/32)-[% S]-(48/14)-[% N] --- (4)
A 1 = 727 + 14 [% Si] −28.4 [% Mn] −21.6 [% Ni] (5)
A 3 = 920+ 612.8 [% C ] 2 - 507.7 [% C] + 9.8 [% Si] 3 - 9.5 [% Si] 2 + 68.5 [% Si] +2 [% Mn ] 2 - 38 [% Mn] + 2.8 [% Ni] 2 - 38.6 [% Ni] +102 [% Ti] +51.7 [% Nb] --- (6)
[% M] is the content of element M (% by mass).
[0018]
5. In the above item 4, the steel material further contains, by mass%,
Cold rolling excellent in spot weldability, having an ultrafine grain structure, characterized in that the composition contains one or two selected from Mo: 1.0% or less and Cr: 1.0% or less. Steel plate manufacturing method.
[0019]
6. In the above 4 or 5, the steel material further contains, by mass%,
A cold-rolled steel sheet having an ultrafine grain structure and excellent spot weldability, characterized in that the composition contains a total of 0.005% or less of one or more selected from Ca, REM and B. Production method.
[0020]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described specifically.
First, the reason why the composition of steel is limited 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: 0.03 to 0.16%
C is not only an inexpensive strengthening component, but also a useful element in generating cementite to enhance the high-temperature stability of the structure. However, if the content is less than 0.03%, the effect of the addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.16%, the ductility is reduced and the toughness of the welded portion is reduced. Limited to a range of 16%.
[0021]
Si: 2.0% or less Si, as a solid solution strengthening component, effectively contributes to improving strength while improving strength-elongation balance, but excessive addition deteriorates ductility, surface properties, and weldability. Therefore, the content of Si was set to 2.0% or less. Incidentally, the content is preferably in the range of 0.01 to 0.6%.
[0022]
Mn: 3.0% or less and / or Ni: 3.0% or less Both Mn and Ni are austenite stabilizing elements and contribute to the refinement of crystal grains through the action of lowering the A 1 and A 3 transformation points. In addition, it has the effect of enhancing the strength-ductility balance through the effect of promoting the formation of the second phase. However, the addition of a large amount hardens the steel and rather degrades the strength-ductility balance, so that the content of each was set to 3.0% or less.
Since Mn also has a function of detoxifying harmful solute S as MnS, it is preferable to contain Mn in an amount of 0.1% or more. Further, it is preferable that Ni is contained at 0.01% or more.
[0023]
Ti: 0.2% or less and / or Nb: 0.2% or less By adding Ti and Nb, TiC, NbC and the like are precipitated, and the recrystallization temperature of the steel sheet is increased. For that purpose, it is preferable to contain each in 0.01% or more. Each of these may be added alone or in combination, but adding any of them in excess of 0.2% not only saturates the effect, but also increases the amount of precipitates and increases the amount of ferrite. Therefore, the content of each of them is set to 0.2% or less.
[0024]
Al: 0.01 to 0.1%
Al acts as a deoxidizing agent and is an element effective for the cleanliness of steel, and is desirably added in the deoxidizing step. Here, if the Al content is less than 0.01%, the effect of the addition is poor, while if it exceeds 0.1%, the effect is saturated and rather increases the production cost. Limited to the 1% range.
[0025]
P: 0.1% or less P is an element effective in achieving high strength at low cost without causing a large decrease in ductility, but a large amount of P causes a decrease in workability and toughness. , P are contained at 0.1% or less. In the case where demands on workability and toughness are severe, it is preferable to reduce P. In this case, it is preferable that P is set to 0.02% or less.
[0026]
S: not more than 0.02% S not only causes hot cracking during hot rolling, but also exists as inclusions such as MnS in the steel sheet and causes deterioration of ductility and stretch flangeability. Is desirable, but up to 0.02% can be tolerated.
[0027]
N: 0.005% or less Nitrogen not only causes aging deterioration but also causes yield elongation, so that it is controlled to 0.005% or less.
[0028]
As described above, the basic components have been described. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
One or two types of Mo and Cr selected from Mo: 1.0% or less and Cr: 1.0% or less can be contained as a strengthening component, if necessary. On the contrary, since the strength-ductility balance is deteriorated, it is desirable to contain each in an amount of 1.0% or less. In order to sufficiently exhibit the above-mentioned effects, it is preferable that Mo and Cr are each contained in an amount of 0.01% or more.
[0029]
One or more selected from Ca, REM and B in total 0.005% or less Ca, REM and B all have the effect of improving workability by controlling sulfide morphology and increasing grain boundary strength. And can be contained as necessary. However, an excessive content may adversely affect the cleanliness. Therefore, the total content is desirably 0.005% or less. In order to sufficiently exhibit the above-described effects, it is preferable that one or more selected from Ca, REM, and B are contained in an amount of 0.0005% or more.
[0030]
Although the appropriate component composition range has been described above, in the present invention, it is not sufficient that each component simply satisfies the above composition range. For C, Si, Mn, Ni, Ti and Nb, the following ( It is necessary to include the formulas (1), (2), and (3) in a range satisfying each.
637.5 +4930 {Ti * + (48/93) · [% Nb]} ≧ A 1 --- (1)
A 3 ≤ 860 --- (2)
[% Mn] + [% Ni] ≧ 1.3 −−− (3)
However,
Ti * = [% Ti]-(48/32)-[% S]-(48/14)-[% N] --- (4)
A 1 = 727 + 14 [% Si] −28.4 [% Mn] −21.6 [% Ni] (5)
A 3 = 920+ 612.8 [% C ] 2 - 507.7 [% C] + 9.8 [% Si] 3 - 9.5 [% Si] 2 + 68.5 [% Si] +2 [% Mn ] 2 - 38 [% Mn] + 2.8 [% Ni] 2 - 38.6 [% Ni] +102 [% Ti] +51.7 [% Nb] --- (6)
[% M] is the content of element M (% by mass).
[0031]
The above A 1 and A 3 are predicted values of the Ac 1 transformation point temperature (° C.) and the Ac 3 transformation point temperature (° C.) of the steel, respectively, and are components derived from the inventors' detailed basic experiments. It is a regression equation. This predicted temperature (° C.) is particularly suitable for application when heating at a heating rate of 2 ° C./s or more and 20 ° C./s or less.
[0032]
Hereinafter, the reasons for limiting the expressions (1), (2), and (3) will be described in order.
Equation (1) is a condition for defining the addition amounts of Ti and Nb, and is based on the following knowledge.
In general, it is known that the addition of Ti and Nb precipitates TiC and NbC and has the effect of increasing the recrystallization temperature of a steel sheet. Therefore, Ti, was investigated in detail the relationship of the added amount of Nb and recrystallization temperature Tre, Ti, is added over a certain amount of Nb, the recrystallization temperature becomes equivalent to A 3 which is calculated by the equation (6) It has been found.
[0033]
FIG. 1 shows the relationship between the recrystallization temperature Tre and the amounts of Ti and Nb added when the amounts of Ti and Nb were variously changed in steel compositions adjusted to A 1 = 700 ° C. and A 3 = 855 ° C. The results are shown. Here, the recrystallization temperature Tre was determined by performing continuous annealing in a laboratory while changing the heating temperature variously, measuring the hardness, and observing the structure. The amount of Ti added was determined by using Ti * as an effective Ti amount for precipitating TiC, and the amount of Nb added was calculated by using 48/93 · [% Nb] to convert into Ti. It shows the relationship with the crystallization temperature.
According to the figure, 637.5 + 4930 {Ti * + (48/93) · [% Nb]} When is 700 ° C. That is A 1 or more, the recrystallization temperature Tre is soared near 855 ° C. vicinity i.e. A 3 saturated You can see that
[0034]
Next, variation in FIG. 2, in 637.5 + 4930 {Ti * + ( 48/93) · [% Nb]} conditions ≧ A 1, A 3 (C , Si, Mn, by changing the Ni or the like ) shows the results of examining the relationship between the recrystallization temperature Tre and a 3 in the case where a was variously changed.
As shown in the drawing, on the 637.5 + 4930 {Ti * + ( 48/93) · [% Nb]} conditions ≧ A 1, the recrystallization temperature Tre has become equivalent to A 3.
[0035]
The reason for this is not necessarily clear, but is considered as follows.
That, Ti, Nb are added, recrystallization temperature is increased by the pinning force of those fine carbides, when it becomes impossible to re-crystallization by A 1 below the ferrite (alpha) region, remains machining alpha of non-recrystallized (Ferrite + austenite (γ)) When the temperature reaches the two-phase region, competition of recrystallization α nucleation from processing α and α → γ transformation nucleation at preferential nucleation sites such as high dislocation density and uneven deformation Occurs. At this time, since the driving force of the α → γ transformation is larger than the driving force of the recrystallization, it is considered that the γ nuclei are generated one after another in preference to the generation of the recrystallized α nuclei and occupy the preferential nucleation site.
Due to the rearrangement of atoms in the α → γ transformation, strain (dislocation) is consumed, and only processed α having a low dislocation density remains, and recrystallization of processed α becomes more and more difficult. Temperature rises greater than A 3, is eliminated completely for the first time distortion becomes γ single phase region is apparently recrystallization is completed. This recrystallization temperature matches the A 3, is believed mechanism is saturated.
In this case, since the α → γ transformation involves nucleation from the processed α (there are many preferential nucleation sites), the γ grains at a high temperature after recrystallization are refined. Therefore, since adjusting the recrystallization temperature to the A 3 for high temperature γ grains finer during annealing is very effective, Ti in the present invention satisfying formula (1), since the addition of Nb is there.
[0036]
Next, (2) is a condition for defining the A 3.
As described above, in the case of satisfying the expression (1) is, A 3 is to become substantially the recrystallization temperature, it is necessary to perform recrystallization annealing at A 3 or higher. Here, when A 3 exceeds 860 ° C., it is necessary to perform the recrystallization annealing at a higher temperature, and γ grain growth is intense. As a result, fine grains having an average crystal grain size of 3.5 μm or less are obtained. Did not. Therefore, it is necessary to satisfy A 3 ≦ 860 ° C. Preferably, A 3 ≦ 830 ° C.
[0037]
Next, the expression (3) is a condition for defining the addition amount of Mn or Ni, that is, the austenite stabilizing element.
The ferrite start line in the CCT diagram shifts to the lower temperature side due to the increase of the austenite stabilizing element, and the degree of supercooling during the γ → α transformation in the cooling process after annealing increases, and α nucleates finely. Thereby, the α crystal grains are refined. Here, in order to obtain fine grains having an average crystal grain size of 3.5 μm or less, in addition to the above-described equations (1) and (2), [% Mn] + [% Ni] ≧ 1.3 ( %).
As long as [% Mn] + [% Ni] ≧ 1.3 (%) is satisfied, either Mn or Ni may be added alone or in combination. More preferably, it is in the range of [% Mn] + [% Ni] ≧ 2.0 (%).
[0038]
Next, the steel structure will be described.
In the present invention, the steel structure has a structure fraction of the ferrite phase of 85% or more by volume and an average crystal grain size of the ferrite of 3.5 μm or less.
This is because, after forming a structure in which a large amount of cementite is precipitated, in order to obtain a cold-rolled steel sheet excellent in strength, ductility and strength-elongation balance expected in the present invention, a steel structure mainly composed of fine ferrite is required. In particular, it is important that the structure fraction of the fine ferrite phase having an average crystal grain size of 3.5 μm or less be 85 vol% or more.
Here, if the average crystal grain size of ferrite exceeds 3.5 μm, the strength-elongation balance is deteriorated, and if the structure fraction of soft ferrite is less than 85 vol%, ductility is remarkably reduced and workability is poor. Become.
[0039]
It is important that the second phase structure other than ferrite contains cementite in an amount of 0.3 vol% or more.
That is, by finely dispersing and precipitating cementite, coarsening of ferrite grains in a heat-affected zone (HAZ portion) at the time of spot welding, and a decrease in strength due to softening can be effectively suppressed. Because.
However, if the precipitation amount of cementite is less than 0.3 vol%, the above effect is difficult to obtain, so that cementite is contained in 0.3 vol% or more. However, if the content is 5.0 vol% or more, a hard second phase such as martensite is likely to appear, so the upper limit is preferably about 5.0 vol%.
[0040]
In addition, a bainite phase, a martensite phase, a pearlite phase, and the like may be precipitated in addition to the above-described ferrite phase and cementite, but there is no particular problem as long as the total amount is 10 vol% or less.
[0041]
Next, the manufacturing conditions will be described.
The steel adjusted to the above preferred composition is melted in a converter or the like, and is made into a slab by a continuous casting method or the like. The steel material is kept in a high temperature state or once cooled, heated to 1200 ° C. or higher, subjected to hot rolling, and then cold rolled, and then to a temperature of A 3 (° C.) or higher, (A 3 +30) (° C.) or lower, recrystallization annealing is performed, and then cooled to 700 ° C. at a rate of 5 ° C./s or more, and then the cooling time from 650 ° C. to 500 ° C. is set to 30 s to 400 s.
[0042]
In the above process, if the heating temperature of the slab is less than 1200 ° C., TiC or the like does not sufficiently form a solid solution and becomes coarse, and the effect of raising the recrystallization temperature and the effect of inhibiting the growth of crystal grains in the subsequent recrystallization annealing step are insufficient. Therefore, the heating temperature of the slab needs to be 1200 ° C. or higher.
Further, in the present invention, the hot finish rolling exit side temperature is not particularly limited, but below the Ar 3 transformation point, α and γ occur during rolling, and a band-like structure is easily generated on the steel sheet. Since such a band-like structure remains after cold rolling or annealing and may cause anisotropy in the material properties, the finish rolling end temperature is preferably set to the Ar 3 transformation point or higher.
[0043]
Although the winding temperature after the end of hot rolling is not particularly limited, if it is less than 500 ° C. or more than 650 ° C., precipitation of AlN for suppressing aging deterioration due to nitrogen is insufficient, and the material properties are inferior. It becomes. Further, in order to make the structure of the steel sheet uniform and to make the crystal grain size as fine and uniform as possible, it is preferable that the coil winding temperature be 500 ° C. or more and 650 ° C. or less.
[0044]
Next, preferably, the oxide scale on the surface of the hot-rolled steel sheet is removed by pickling and then subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet having a predetermined thickness. Here, the pickling conditions and the cold rolling conditions are not particularly limited, and may be in accordance with a conventional method.
The rolling reduction during cold rolling is desirably 40% or more from the viewpoint of increasing the number of nucleation sites during recrystallization annealing and promoting the refinement of crystal grains. Since the operation becomes difficult due to work hardening, the upper limit of the rolling reduction is preferably about 90% or less.
[0045]
Next, the obtained cold-rolled steel sheet is heated to a temperature not less than A 3 (° C.) and not more than (A 3 +30) (° C.) shown in the above formula (6) to perform recrystallization annealing.
The steel material of the present invention components adjusted as described above, the A 3 is in the recrystallization temperature equivalent, recrystallization is insufficient at temperatures below A 3. On the other hand, at a temperature exceeding (A 3 +30) (° C.), γ grains grow rapidly during annealing, which is inappropriate for miniaturization. This recrystallization annealing is preferably performed in a continuous annealing line, and the annealing time for continuous annealing is preferably about 10 seconds to 120 seconds at which recrystallization occurs. This is because recrystallization is insufficient in less than 10 seconds, and a sufficient workability may not be ensured because a processed structure that has been extended in the rolling direction and a recovered structure that has not been recrystallized remain. On the other hand, if the time is longer than 120 seconds, the γ crystal grains become coarse, and the desired strength may not be obtained.
[0046]
Subsequently, cooling is performed at a cooling rate of 5 ° C./s or more from the annealing temperature to 700 ° C. Here, the cooling rate is an average cooling rate from the annealing temperature to 700 ° C. If the cooling rate is less than 5 ° C./s, the degree of supercooling during the γ → α transformation during cooling is small, and the crystal grain size becomes coarse. Therefore, the cooling rate from the annealing temperature to 700 ° C. needs to be 5 ° C./s or more.
The reason why the end point temperature of the above-mentioned controlled cooling treatment is set to 700 ° C. is that up to 700 ° C. at which the γ → α transformation starts is strongly influenced in refining the crystal grains.
[0047]
Further, the cooling time from 650 ° C. to 500 ° C. (residence time required for cooling from 650 ° C. to 500 ° C.) is set to 30 s or more and 400 s or less. If the above cooling time is less than 30 s, the second phase is likely to be a hard phase such as bainite or martensite, and although strength and ductility are obtained, the temper is easily tempered by heat input during spot welding, and the HAZ portion is soft. And the welding strength is reduced. On the other hand, if the cooling time is longer than 400 s, not only the crystal grains become coarse, but also the second phase is liable to become brittle pearlite, and the ductility and stretch flangeability deteriorate.
[0048]
In this regard, by setting the cooling time from 650 ° C. to 500 ° C. to be 30 seconds or more and 400 seconds or less, granular cementite can be precipitated in the second phase. Since cementite exists relatively stably up to high temperatures, if heat input is as small as spot welding, grain growth in the HAZ can be effectively suppressed and HAZ softening can be prevented.
Thus, a cold-rolled steel sheet having an ultrafine grain structure and excellent in ductility and spot weldability can be obtained by adopting the above-described production method.
[0049]
【Example】
The slab having the component composition shown in Table 1 was heated under the conditions shown in Table 2 and then hot-rolled according to a conventional method to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 4.0 mm. At this time, the winding temperature was 570 to 630 ° C. The hot-rolled sheet is pickled, cold-rolled (rolling reduction: 60%) to form a 1.6-mm-thick cold-rolled sheet, and then recrystallized in a continuous annealing line under the same conditions as shown in Table 2. Annealing was performed to obtain a product plate.
Table 3 shows the results obtained by examining the structure, tensile properties and spot weldability of the product sheet thus obtained.
[0050]
The microstructure was observed by using an optical microscope or an electron microscope on the cross section in the rolling direction of the steel sheet, and the average crystal grain size of the ferrite was obtained, and the area ratio of each tissue was obtained, which was defined as the volume ratio. Here, the average crystal grain size of the ferrite was determined in accordance with the cutting method defined in JIS G 0552.
Tensile properties (tensile strength TS, elongation EL) were measured by a tensile test using JIS No. 5 test pieces collected from the rolling direction of the steel sheet.
Further, for the spot welding strength, the shear strength (TSS) of the welded portion was measured according to JIS Z 3136 (a tensile shear test method for spot welded joints).
[0051]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
As shown in Table 3, all of the invention examples, the average particle size of the ferrite occupying fraction of 85% or more is less and fine 3.2 .mu.m, reduce the A 3 particularly in increasing Ni, Mn content No. using steel G No. 14 is an ultrafine grain having an average crystal grain size of 0.9 μm. In each of the invention examples, TS × EL is excellent in strength-ductility balance of 17000 MPa ·% or more, and spot welding strength is at a high level far exceeding JIS-A class. It can be seen that the ratio is also a high value of 3.0 or more.
[0055]
On the other hand, no. In No. 9, since the heating temperature of the slab was low, TiC was coarsened, the effect of increasing the recrystallization temperature was suppressed, the effect of refining the crystal grains of the steel sheet was not obtained, and the crystal grain size was increased. Also, the TS × EL value is small.
No. In No. 10, since the annealing temperature greatly exceeded the appropriate temperature (846 ° C.) of the present invention, crystal grain growth was severe and the TS × EL value was inferior.
No. Sample No. 11 had an inferior TS × EL value because the annealing temperature was below the lower limit (816 ° C.) of the present invention, so that recrystallization was not completed and a processed structure remained.
No. In No. 12, since the cooling rate after annealing was low, the crystal grains were coarsened, the strength was reduced, and the TS × EL value was deteriorated.
No. 21, since T X is less than A 1, can not be obtained α grain refining effect by recrystallization annealing, since become coarse grains, sufficient strength can not be obtained.
No. In No. 22, since A 3 exceeded 860 ° C., high-temperature annealing was required, and as a result, crystal grains grew and the TS × EL value was reduced.
No. In No. 23, since the amount of (Ni + Mn) was small, the degree of supercooling during the γ-α transformation in the cooling process after annealing was small, and α could not be generated as fine nuclei, so that the crystal grains became coarse.
No. In No. 3, since the cooling time from 650 ° C. to 500 ° C. after annealing was insufficient, the precipitation of cementite was small and the material strength was high, but HAZ was softened by the heat input during spot welding, and TSS / TS × 100 was 3 2.0.
No. In Sample No. 4, since the cooling time from 650 to 500 ° C. after annealing was too long, the crystal grains became coarse, the precipitation of cementite was small, and the ductility and the spot welding strength (TSS / TS × 100) decreased.
[0056]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, a high-tensile cold-rolled steel sheet having an ultrafine grain structure, excellent in strength-elongation balance among mechanical properties, and further excellent in spot weldability, requires significant remodeling of manufacturing equipment. It can be manufactured stably without any problem, and is extremely useful in industry.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the recrystallization temperature and the amounts of Ti and Nb added when the amounts of Ti and Nb are variously changed in a steel composition adjusted to A 1 = 700 ° C. and A 3 = 855 ° C. It is.
[Figure 2] 637.5 + 4930 {Ti * + ( 48/93) · [% Nb]} under the conditions of ≧ A 1, the relationship between the recrystallization temperature Tre and A 3 with changes in A 3 to various FIG.
Claims (6)
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、さらに平均結晶粒径が ３．５μｍ 以下のフェライトを８５ ｖｏｌ％以上有し、かつ第２相としてセメンタイトを０．３ｖｏｌ％以上有する組織になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板。
記
６３７．５ ＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ −−− （１）
Ａ３ ≦ ８６０ −−− （２）
［％Ｍｎ］ ＋ ［％Ｎｉ］≧ １．３ −−− （３）
ただし、
Ｔｉ＊ ＝ ［％Ｔｉ］− （４８／３２）・［％Ｓ］ − （４８／１４）・［％Ｎ］ −−− （４）
Ａ１ ＝ ７２７＋１４［％Ｓｉ］ −２８．４［％Ｍｎ］ −２１．６［％Ｎｉ］ −−− （５）
Ａ３ ＝ ９２０＋ ６１２．８［％Ｃ］２− ５０７．７［％Ｃ］ ＋ ９．８［％Ｓｉ］３− ９．５［％Ｓｉ］２＋ ６８．５［％Ｓｉ］＋２［％Ｍｎ］２− ３８［％Ｍｎ］＋ ２．８［％Ｎｉ］２− ３８．６［％Ｎｉ］＋１０２［％Ｔｉ］＋５１．７［％Ｎｂ］ −−− （６）
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％）In mass%,
C: 0.03 to 0.16%,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less and / or Ni: 3.0% or less,
Ti: 0.2% or less and / or Nb: 0.2% or less;
Al: 0.01 to 0.1%,
P: 0.1% or less,
S: 0.02% or less and N: 0.005% or less, and C, Si, Mn, Ni, Ti and Nb are contained in the ranges satisfying the following formulas (1), (2) and (3), respectively. The remainder has a composition of Fe and unavoidable impurities, and further has a structure having 85 vol% or more of ferrite having an average crystal grain size of 3.5 μm or less, and having 0.3 vol% or more of cementite as a second phase. A cold-rolled steel sheet having an ultra-fine grain structure and excellent spot weldability.
637.5 +4930 {Ti * + (48/93) · [% Nb]} ≧ A 1 --- (1)
A 3 ≤ 860 --- (2)
[% Mn] + [% Ni] ≧ 1.3 −−− (3)
However,
Ti * = [% Ti]-(48/32)-[% S]-(48/14)-[% N] --- (4)
A 1 = 727 + 14 [% Si] -28.4 [% Mn] -21.6 [% Ni] --- (5)
A 3 = 920+ 612.8 [% C ] 2 - 507.7 [% C] + 9.8 [% Si] 3 - 9.5 [% Si] 2 + 68.5 [% Si] +2 [% Mn ] 2 - 38 [% Mn] + 2.8 [% Ni] 2 - 38.6 [% Ni] +102 [% Ti] +51.7 [% Nb] --- (6)
[% M] is the content of element M (% by mass).
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板。In claim 1, the cold-rolled steel sheet further comprises,
Cold rolling excellent in spot weldability, having an ultrafine grain structure, characterized in that the composition contains one or two selected from Mo: 1.0% or less and Cr: 1.0% or less. steel sheet.
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板。The cold-rolled steel sheet according to claim 1 or 2, further comprising:
A cold-rolled steel sheet having an ultrafine grain structure and excellent spot weldability, characterized in that the composition contains a total of 0.005% or less of one or more selected from Ca, REM and B.
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：２．０ ％以下、
Ｍｎ：３．０ ％以下および／またはＮｉ：３．０ ％以下、
Ｔｉ：０．２ ％以下および／またはＮｂ：０．２ ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１ ％、
Ｐ：０．１ ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５ ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ， Ｍｎ， Ｎｉ， ＴｉおよびＮｂが下記（１）， （２）， （３） 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記（６） 式で求められる温度Ａ３ （℃） 以上、（Ａ３ ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 ７００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで ６５０℃から ５００℃までの冷却時間を３０ｓ以上、 ４００ｓ以下とすることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板の製造方法。
記
６３７．５ ＋４９３０｛Ｔｉ＊ ＋ （４８／９３）・［％Ｎｂ］ ｝≧Ａ１ −−− （１）
Ａ３ ≦ ８６０ −−− （２）
［％Ｍｎ］ ＋ ［％Ｎｉ］≧ １．３ −−− （３）
ただし、
Ｔｉ＊ ＝ ［％Ｔｉ］− （４８／３２）・［％Ｓ］ − （４８／１４）・［％Ｎ］ −−− （４）
Ａ１ ＝ ７２７＋１４［％Ｓｉ］ −２８．４［％Ｍｎ］ −２１．６［％Ｎｉ］ −−− （５）
Ａ３ ＝ ９２０＋ ６１２．８［％Ｃ］２− ５０７．７［％Ｃ］ ＋ ９．８［％Ｓｉ］３− ９．５［％Ｓｉ］２＋ ６８．５［％Ｓｉ］＋２［％Ｍｎ］２− ３８［％Ｍｎ］＋ ２．８［％Ｎｉ］２− ３８．６［％Ｎｉ］＋１０２［％Ｔｉ］＋５１．７［％Ｎｂ］ −−− （６）
また、［％Ｍ］ はＭ元素の含有量（質量％）In mass%,
C: 0.03 to 0.16%,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less and / or Ni: 3.0% or less,
Ti: 0.2% or less and / or Nb: 0.2% or less;
Al: 0.01 to 0.1%,
P: 0.1% or less,
S: 0.02% or less and N: 0.005% or less, and C, Si, Mn, Ni, Ti and Nb are contained in the ranges satisfying the following formulas (1), (2) and (3), respectively. The remainder is a steel material having a composition of Fe and unavoidable impurities, heated to 1200 ° C. or higher, hot-rolled, then cold-rolled, and then subjected to a temperature A 3 (° C.) obtained by the following equation (6). As described above, recrystallization annealing is performed at (A 3 +30) (° C.) or less, and then cooling is performed to 700 ° C. at a rate of 5 ° C./s or more, and then the cooling time from 650 ° C. to 500 ° C. is 30 s to 400 s. A method for producing a cold-rolled steel sheet having an ultra-fine grain structure and excellent spot weldability.
637.5 +4930 {Ti * + (48/93) · [% Nb]} ≧ A 1 --- (1)
A 3 ≤ 860 --- (2)
[% Mn] + [% Ni] ≧ 1.3 −−− (3)
However,
Ti * = [% Ti]-(48/32)-[% S]-(48/14)-[% N] --- (4)
A 1 = 727 + 14 [% Si] -28.4 [% Mn] -21.6 [% Ni] --- (5)
A 3 = 920+ 612.8 [% C ] 2 - 507.7 [% C] + 9.8 [% Si] 3 - 9.5 [% Si] 2 + 68.5 [% Si] +2 [% Mn ] 2 - 38 [% Mn] + 2.8 [% Ni] 2 - 38.6 [% Ni] +102 [% Ti] +51.7 [% Nb] --- (6)
[% M] is the content of element M (% by mass).
Ｍｏ：１．０ ％以下および
Ｃｒ：１．０ ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板の製造方法。The steel material according to claim 4, further comprising:
Cold rolling excellent in spot weldability, having an ultrafine grain structure, characterized in that the composition contains one or two selected from Mo: 1.0% or less and Cr: 1.0% or less. Steel sheet manufacturing method.
Ｃａ， ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で ０．００５％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有しスポット溶接性に優れる冷延鋼板の製造方法。The steel material according to claim 4 or 5, further comprising:
A cold rolled steel sheet having an ultrafine grain structure and excellent spot weldability, characterized in that it has a composition containing a total of 0.005% or less of one or more selected from Ca, REM and B. Production method.
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