JP2011140687A - Method for producing cold-rolled steel sheet - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、冷延鋼板の製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される高張力冷延鋼板の製造方法、特に、延性と伸びフランジ性とに優れた高張力冷延鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet. More specifically, the present invention relates to a method for producing a high-tensile cold-rolled steel sheet that is used after being formed into various shapes by press working or the like. About.
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形して使用される冷延鋼板についても、プレス形状の多様化に伴い、より優れた成形性が必要とされている。また、高い強度が要求されるようになり、高張力冷延鋼板の適用が検討されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高成形性高張力冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、より延性や伸びフランジ性に優れた鋼板が必要とされる。しかし、これらのプレス成形性と鋼板の高強度化とは、背反する特性であり、これらの特性を同時に満足させることは困難である。 Now that the industrial technology field is highly divided, materials used in each technical field are required to have special and high performance. For example, even cold-rolled steel sheets used by press forming are required to have better formability with the diversification of press shapes. In addition, high strength is required, and application of high-tensile cold-rolled steel sheets is being studied. In particular, regarding automotive steel sheets, the demand for thin-walled, high-formability, high-tensile cold-rolled steel sheets has been remarkably increasing in order to reduce the weight of the vehicle body and improve fuel efficiency in consideration of the global environment. In press molding, since the thinner the steel sheet used, the easier it is to crack and wrinkle, a steel sheet with better ductility and stretch flangeability is required. However, these press formability and high strength of the steel sheet are contradictory characteristics, and it is difficult to satisfy these characteristics at the same time.
これまでに、高張力冷延鋼板のプレス成形性を改善する方法として、ミクロ組織の微細粒化に関する技術が多く提案されている。例えば特許文献１には、熱間圧延工程においてＡｒ３点近傍の温度域で合計圧下率８０％以上の圧延を行う、極微細粒高強度熱延鋼板の製造方法が開示されており、特許文献２には、熱間圧延工程において、圧下率４０％以上の圧延を連続して行う、超細粒フェライト鋼の製造方法が開示されている。 Until now, as a method for improving the press formability of a high-tensile cold-rolled steel sheet, many techniques relating to micronization of the microstructure have been proposed. For example, Patent Document 1 discloses a method for producing an ultrafine-grained high-strength hot-rolled steel sheet that performs rolling with a total rolling reduction of 80% or more in a temperature range near the Ar 3 point in a hot rolling process. No. 2 discloses a method for producing ultrafine-grained ferritic steel in which rolling at a rolling reduction of 40% or more is continuously performed in the hot rolling step.
しかし、これらの技術の様に熱間圧延工程で大圧下を行う方法は、圧延機へ過度の負荷がかかるため、工業的生産に適用することは困難である。また、冷延鋼板を微細粒化する方法については何ら記載されておらず、本発明者らの検討によると、大圧下圧延によって得られた細粒熱延鋼板を母材として、冷間圧延および焼鈍を行うと結晶粒が容易に粗大化し、プレス成形性に優れた冷延鋼板を得ることが困難である。特に、Ａｃ１点以上の高温域で焼鈍することが必要な、フェライト相と低温変態生成相からなる金属組織を有する二相組織冷延鋼板の製造においては、結晶粒の粗大化が顕著であり、延性に優れるという二相組織冷延鋼板の利点を享受することができない。 However, methods such as these techniques in which large rolling is performed in the hot rolling process are difficult to apply to industrial production because an excessive load is applied to the rolling mill. In addition, there is no description about a method for finely granulating a cold-rolled steel sheet, and according to the study by the present inventors, a fine-grained hot-rolled steel sheet obtained by large rolling is used as a base material, and cold rolling and When annealing is performed, crystal grains are easily coarsened, and it is difficult to obtain a cold-rolled steel sheet having excellent press formability. In particular, in the production of a dual-phase cold-rolled steel sheet having a metal structure composed of a ferrite phase and a low-temperature transformation generation phase that needs to be annealed in a high temperature range of Ac 1 point or more, coarsening of crystal grains is remarkable. The advantage of the dual-phase cold-rolled steel sheet that is excellent in ductility cannot be enjoyed.
特許文献３には、熱間圧延工程において、動的再結晶域での圧下を５スタンド以上の圧下パスで行う、超微細粒を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、熱間圧延時の温度低下を極度に低減させる必要があり、通常の熱間圧延設備で実施することは困難である。また、熱間圧延後、冷間圧延および焼鈍を行った例が示されているが、引張強度と穴拡げ性のバランスが悪く、プレス成形性が不十分である。 Patent Document 3 discloses a method for producing a hot-rolled steel sheet having ultrafine grains, in which a reduction in a dynamic recrystallization region is performed by a reduction pass of 5 stands or more in a hot rolling process. However, it is necessary to extremely reduce the temperature drop during hot rolling, and it is difficult to carry out with normal hot rolling equipment. Moreover, although the example which performed cold rolling and annealing after hot rolling is shown, the balance of tensile strength and hole expansibility is bad, and press formability is inadequate.
冷延鋼板を微細粒化する方法に関しては、特許文献４に、ＴｉまたはＮｂを多量に含有させ、焼鈍工程でフェライトを細粒化する技術が開示されている。微細なフェライト中にマルテンサイトやベイナイトが分散する二相組織鋼板が得られ、降伏比が低く形状凍結性が改善され、さらに、強度と延性のバランス、および強度と伸びフランジ性のバランスのいずれかを向上させることができるとされているが、延性と伸びフランジ性の双方を同時に確保することは困難である。また、ＴｉおよびＮｂの添加により製造コストが上昇するばかりか、高温で焼鈍するとオーステナイト粒が粗大化するために焼鈍の適正温度範囲が狭く、製造安定性を確保し難い。 Regarding a method for finely granulating a cold-rolled steel sheet, Patent Document 4 discloses a technique of containing a large amount of Ti or Nb and finely pulverizing ferrite in an annealing process. A duplex steel sheet in which martensite and bainite are dispersed in fine ferrite is obtained, the yield ratio is low, the shape freezing property is improved, and the balance between strength and ductility, and the balance between strength and stretch flangeability However, it is difficult to ensure both ductility and stretch flangeability at the same time. In addition, the addition of Ti and Nb not only increases the production cost, but austenite grains become coarse when annealed at a high temperature, so that the appropriate temperature range for annealing is narrow and it is difficult to ensure production stability.
特許文献５には、冷間圧延後にＡｅ１点以上Ａｅ３点以下の温度に加熱した後急冷する前処理を少なくとも１回施し、さらにＡｅ１点以上Ａｅ３点以下の温度に保持し急冷する焼鈍を行い、二相型高張力鋼板を微細粒化する方法が開示されており、特許文献６には、熱延鋼板に６００℃以上Ａｃ１点以下の熱処理を施した後、冷延および焼鈍を行い、二相型高張力鋼板を微細粒化する方法が開示されている。これらの方法では、前処理または熱処理を行う工程が追加されるため、生産性の劣化および製造上コストの上昇が著しい。 Patent Document 5, subjected at least once before the process of rapid cooling after heating to cold rolling after Ae 1 point or more Ae 3 point or less of the temperature and further maintaining the temperature below 3 points or more 1 point Ae Ae quenching A method is disclosed in which a two-phase high-strength steel sheet is finely granulated by annealing, and in Patent Document 6, a hot-rolled steel sheet is subjected to heat treatment at 600 ° C. or higher and Ac one point or lower, and then cold-rolled and annealed. And a method of making a two-phase high-tensile steel sheet into a fine grain is disclosed. In these methods, since a step of performing pretreatment or heat treatment is added, productivity deterioration and production cost increase are significant.
特許文献７には、熱間圧延直後に７２０℃以下まで急冷し６００〜７２０℃の温度域に２秒間以上保持し、得られた熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施す、粒度分布の小さい微細粒組織を有する冷延鋼板の製造方法が開示されている。 In Patent Document 7, immediately after hot rolling, it is rapidly cooled to 720 ° C. or less and held in a temperature range of 600 to 720 ° C. for 2 seconds or more, and the obtained hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling and annealing and has a small particle size distribution. A method for producing a cold-rolled steel sheet having a fine grain structure is disclosed.
上述の特許文献７において開示される技術は、熱間圧延終了後、オーステナイトに蓄積された加工歪みを解放させず、加工歪みを駆動力としてフェライト変態させることにより、粒径分布の小さい微細粒組織が形成され、優れた延性および熱的安定性が得られる優れた発明である。しかし、本発明者らが検討を重ねた結果、鋼の化学組成および製造条件によっては、冷間圧延および焼鈍後に、高い強度と良好な延性と良好な伸びフランジ性を同時に確保することができない場合があることが判明した。 The technique disclosed in Patent Document 7 described above is a fine grain structure having a small particle size distribution by not subjecting the processing strain accumulated in austenite to the ferrite transformation after the hot rolling is completed, and by transforming the processing strain as a driving force. Is an excellent invention in which excellent ductility and thermal stability are obtained. However, as a result of repeated studies by the present inventors, depending on the chemical composition and production conditions of the steel, after cold rolling and annealing, high strength, good ductility and good stretch flangeability cannot be secured at the same time. Turned out to be.
本発明は、そのような問題点を解決するためになされたものであり、さらに具体的にはその課題は、優れた延性および伸びフランジ性を有する引張強度が５９０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板の製造方法を提供することである。 The present invention has been made to solve such problems, and more specifically, the problem is that of a high-tensile cold-rolled steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability and a tensile strength of 590 MPa or more. It is to provide a manufacturing method.
本発明者らは、高張力冷延鋼板の機械特性に及ぼす化学組成および製造条件の影響について詳細な調査を行った。なお、本明細書において、化学組成における各元素の含有量における「％」とはすべて質量％を意味する。 The present inventors conducted a detailed investigation on the influence of chemical composition and production conditions on the mechanical properties of high-tensile cold-rolled steel sheets. In this specification, “%” in the content of each element in the chemical composition means mass%.
一連の供試鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０％未満、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するものであった。 A series of test steels is mass%, C: less than 0.20%, Si: 2.0% or less, Mn: 1.50% or more and 3.50% or less, P: 0.10% or less, S: 0.010% or less, sol. It had a chemical composition consisting of Al: 0.10% or less, N: 0.010% or less, the balance Fe and impurities.
このような化学組成を有するスラブを、１２００℃に加熱した後、Ａｒ３点以上の温度範囲で板厚２．０ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延後、種々の冷却条件で７２０℃以下の温度域まで冷却し、５〜１０秒間空冷した後、９０℃／ｓ以下の冷却速度で種々の温度まで冷却してこれを巻取温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で炉冷却して巻取後の徐冷をシミュレートした。得られた熱延鋼板を酸洗し、５０％の圧延率で板厚１．０ｍｍまで冷間圧延した。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を種々の温度に加熱し、９５秒間保持する均熱処理を施した後、冷却する焼鈍を施した。 A slab having such a chemical composition is heated to 1200 ° C., and then hot-rolled to a sheet thickness of 2.0 mm in a temperature range of 3 or more points of Ar. After hot rolling, it is 720 ° C. or less under various cooling conditions. After cooling to the temperature range, air cooling for 5 to 10 seconds, cooling to various temperatures at a cooling rate of 90 ° C./s or less, setting this as the coiling temperature, and charging it into an electric heating furnace maintained at the same temperature Then, after holding for 30 minutes, the furnace was cooled at a cooling rate of 20 ° C./h to simulate slow cooling after winding. The obtained hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled to a sheet thickness of 1.0 mm at a rolling rate of 50%. Using the continuous annealing simulator, the obtained cold-rolled steel sheet was heated to various temperatures, subjected to soaking treatment for 95 seconds, and then subjected to annealing for cooling.
上記焼鈍を施した冷延鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において金属組織を観察した。また、圧延方向に平行に引張試験片を採取して引張試験を行った。さらに、伸びフランジ性を穴拡げ試験により評価した。穴拡げ試験では、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を開け、先端角６０°の円錐ポンチで打ち抜き穴を押し拡げ、板厚を貫通する割れが発生したときの穴の拡大率を測定した。 A specimen for structure observation was collected from the annealed cold-rolled steel sheet, and the longitudinal section parallel to the rolling direction was polished. Then, using a scanning electron microscope (SEM), 1/4 of the sheet thickness from the steel sheet surface. The metal structure was observed at the depth position. In addition, a tensile test piece was taken in parallel with the rolling direction to perform a tensile test. Furthermore, stretch flangeability was evaluated by a hole expansion test. In the hole expansion test, a punched hole with a diameter of 10 mm is formed with a clearance of 12.5%, the punched hole is expanded with a conical punch with a tip angle of 60 °, and the expansion rate of the hole when a crack that penetrates the plate thickness occurs is measured. did.
これらの予備試験の結果、次の（Ａ）ないし（Ｅ）のような知見を得た。
（Ａ）熱間圧延直後に水冷により急冷するいわゆる直後急冷プロセスを経て製造された熱延鋼板、具体的には、熱間圧延完了から０．４秒間以内に７２０℃以下の温度域まで急冷して製造された熱延鋼板を、冷間圧延し焼鈍すると、焼鈍温度の上昇に伴い、冷延鋼板の延性および伸びフランジ性が向上するが、焼鈍温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大化し、冷延鋼板の延性および伸びフランジ性が急激に劣化する場合がある。
As a result of these preliminary tests, the following findings (A) to (E) were obtained.
(A) A hot-rolled steel sheet manufactured through a so-called immediate quenching process in which water quenching is performed immediately after hot rolling, specifically, quenching to a temperature range of 720 ° C. or less within 0.4 seconds from completion of hot rolling. When the hot-rolled steel sheet manufactured by cold-rolling is annealed by cold rolling, the ductility and stretch flangeability of the cold-rolled steel sheet improve as the annealing temperature rises, but if the annealing temperature is too high, the austenite grains become coarse, The ductility and stretch flangeability of cold-rolled steel sheets may deteriorate rapidly.
（Ｂ）直後急冷後の巻取工程において、巻取温度を上昇させると、冷間圧延後高温で焼鈍した際、オーステナイト粒の粗大化が抑制される。この理由は明らかではないが、（ａ）巻取温度の上昇に伴い、熱延鋼板中の鉄炭化物の析出量が増加すること、（ｂ）鉄炭化物は、焼鈍中、フェライトからオーステナイトへの変態における核生成サイトとして機能するため、鉄炭化物の析出量が多いほど核生成頻度が上昇し、オーステナイトが細粒化すること、（ｃ）未固溶の鉄炭化物は、オーステナイトの粒成長を抑制するため、オーステナイトが細粒化すること、に起因すると推定される。 (B) Immediately after the rapid cooling, if the coiling temperature is increased, austenite grain coarsening is suppressed when annealing is performed at a high temperature after cold rolling. The reason for this is not clear, but (a) the precipitation amount of iron carbide in the hot-rolled steel sheet increases as the coiling temperature rises, and (b) iron carbide undergoes transformation from ferrite to austenite during annealing. As the amount of precipitation of iron carbide increases, the frequency of nucleation increases and austenite becomes finer. (C) Undissolved iron carbide suppresses austenite grain growth. For this reason, it is estimated that the austenite is refined.
（Ｃ）巻取温度の上昇に伴うオーステナイト粒の粗大化防止効果は、鋼中のＳｉ含有量が多いほど強くなる。この理由は明らかではないが、（ａ）Ｓｉ含有量の増加に伴い、鉄炭化物が微細化し数密度が増すこと、（ｂ）これにより、フェライトからオーステナイトへの変態における核生成頻度がさらに上昇すること、（ｃ）また、未固溶鉄炭化物による粒成長抑制が強くなること、に起因すると推定される。 (C) The effect of preventing coarsening of austenite grains accompanying an increase in the coiling temperature becomes stronger as the Si content in the steel increases. The reason for this is not clear, but (a) as the Si content increases, the iron carbide becomes finer and the number density increases. (B) This further increases the frequency of nucleation in the transformation from ferrite to austenite. (C) Moreover, it is estimated that it originates in that the grain growth suppression by undissolved iron carbide becomes strong.
（Ｄ）オーステナイト粒の粗大化を抑制しながら（Ａｃ３点−４０℃）以上の温度域で均熱して冷却すると、微細な低温変態生成相を主相とし第二相としてフェライトが微細に分散する金属組織が得られる。 (D) While suppressing the coarsening of austenite grains and cooling them in a temperature range above (Ac 3 point-40 ° C) and cooling, ferrite is finely dispersed as the second phase with the fine low temperature transformation phase as the main phase To obtain a metallographic structure.
（Ｅ）この様な金属組織を有する冷延鋼板は、高強度でありながら良好な延性および良好な伸びフランジ性を示す。
以上の結果から、Ｓｉを一定量以上含有させた鋼を熱間圧延した後に直後急冷し、高温でコイル状に巻取り、冷間圧延し、（Ａｃ３点−４０℃）以上の温度で均熱して冷却することにより、主相が低温変態生成相であり第二相にフェライトを含む組織を備え、延性および伸びフランジ性に優れた冷延鋼板を製造することができる。
(E) A cold-rolled steel sheet having such a metal structure exhibits good ductility and good stretch flangeability while having high strength.
From the above results, a steel containing a certain amount or more of Si is hot-rolled and then immediately cooled, wound into a coil at a high temperature, cold-rolled, and averaged at a temperature of (Ac 3 point-40 ° C) or higher. By heating and cooling, a cold-rolled steel sheet having a main phase as a low-temperature transformation generation phase and a structure containing ferrite in the second phase and excellent in ductility and stretch flangeability can be produced.
以上の知見に基づき完成された本発明は次のとおりである。
（１）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を有することを特徴とする、主相が低温変態生成相であり第二相にフェライトを含む金属組織を備える冷延鋼板の製造方法：
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０２０％超０．２０％未満、Ｓｉ：０．１０％超２．０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有する化学組成を有するスラブに、Ａｒ３点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板を前記圧延の完了後０．４秒間以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、４００℃以上の温度域で巻取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に（Ａｃ３点−４０℃）以上の温度域で均熱処理を施す焼鈍工程。
The present invention completed based on the above knowledge is as follows.
(1) A method for producing a cold-rolled steel sheet comprising the following steps (A) to (C), wherein the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase has a metal structure containing ferrite:
(A) By mass%, C: more than 0.020% and less than 0.20%, Si: more than 0.10% and 2.0% or less, Mn: 1.50% or more and 3.50% or less, P: 0.00. 10% or less, S: 0.010% or less, sol. A slab having a chemical composition containing Al: 0.10% or less and N: 0.010% or less is subjected to hot rolling to complete rolling in a temperature range of Ar 3 points or more to obtain a hot-rolled steel sheet, A hot rolling step in which the hot-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 720 ° C. or lower within 0.4 seconds after completion of the rolling and wound in a temperature range of 400 ° C. or higher;
(B) a cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet; and (C) the cold-rolled steel sheet is subjected to a soaking process in a temperature range of (Ac 3 points-40 ° C) or higher. Annealing process.
（２）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０４０％未満、Ｎｂ：０．０３０％未満およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）に記載の冷延鋼板の製造方法。 (2) The chemical composition is one or more selected from the group consisting of Ti: less than 0.040%, Nb: less than 0.030%, and V: 0.50% or less in terms of mass%. The method for producing a cold-rolled steel sheet according to (1) above, characterized in that
（３）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下およびＢ：０．０１０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の冷延鋼板の製造方法。 (3) The chemical composition is one or more selected from the group consisting of Cr: 1.0% or less, Mo: 0.50% or less, and B: 0.010% or less in terms of mass%. The method for producing a cold-rolled steel sheet according to (1) or (2) above, characterized in that
（４）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下およびＢｉ：０．０５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）から上記（３）のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。 (4) The chemical composition is further selected from the group consisting of Ca: 0.010% or less, Mg: 0.010% or less, REM: 0.050% or less, and Bi: 0.050% or less in terms of mass%. The method for producing a cold-rolled steel sheet according to any one of the above (1) to (3), wherein the cold rolled steel sheet contains one or more kinds.
本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な延性および伸びフランジ性を有する高張力冷延鋼板が得られる。本発明は自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。 According to the present invention, a high-tensile cold-rolled steel sheet having sufficient ductility and stretch flangeability that can be applied to processing such as press forming can be obtained. The present invention greatly contributes to the development of industries, such as contributing to the solution of global environmental problems through weight reduction of automobile bodies.
本発明に係る高張力冷延鋼板における金属組織、化学組成およびその鋼板を効率的、安定的かつ経済的に製造しうる製造方法における圧延、焼鈍条件等について以下に詳述する。 The metallographic structure and chemical composition of the high-tensile cold-rolled steel sheet according to the present invention and the rolling and annealing conditions in the production method capable of producing the steel sheet efficiently, stably and economically will be described in detail below.
１．金属組織
本実施の形態の高張力冷延鋼板は、主相が微細な低温変態生成相であり第二相に微細なフェライトを含む複合組織を有する。これは、伸びフランジ性を損なうことなく高強度化するのに好適であるからである。ここで、低温変態生成相とは、マルテンサイトやベイナイト等といった低温変態により生成される相および組織をいう。これら以外に、アシキュラーフェライト、ベイニティックフェライトや焼戻しマルテンサイトが例示される。この低温変態生成相は、２種以上の相および組織、例えば、マルテンサイトとベイナイトとを含んでいてもよい。なお、主相とは体積率が最大である相または組織を意味し、第二相とは主相以外の相および組織を意味する。低温変態生成相が２種以上の相および組織を含む場合は、これらの相の体積率の合計を低温変態生成相の体積率とする。
1. Metal structure The high-tensile cold-rolled steel sheet of the present embodiment has a composite structure in which the main phase is a fine low-temperature transformation generation phase and the second phase contains fine ferrite. This is because it is suitable for increasing the strength without impairing stretch flangeability. Here, the low temperature transformation generation phase refers to a phase and structure produced by low temperature transformation such as martensite and bainite. Other than these, acicular ferrite, bainitic ferrite and tempered martensite are exemplified. This low temperature transformation product phase may contain two or more phases and structures, such as martensite and bainite. The main phase means a phase or structure having the maximum volume fraction, and the second phase means a phase and structure other than the main phase. When the low temperature transformation product phase includes two or more phases and structures, the sum of the volume fractions of these phases is defined as the volume fraction of the low temperature transformation product phase.
伸びフランジ性を向上させるために、低温変態生成相の体積率は６０．０％以上であることが好ましい。さらに好ましくは７０．０％以上、特に好ましくは８０．０％以上である。一方、低温変態生成相の体積率が過剰であると延性が劣化する。したがって、低温変態生成相の体積率は９５．０％未満であることが好ましい。さらに好ましくは９０．０％未満である。 In order to improve stretch flangeability, the volume ratio of the low-temperature transformation generation phase is preferably 60.0% or more. More preferably, it is 70.0% or more, and particularly preferably 80.0% or more. On the other hand, if the volume fraction of the low temperature transformation product phase is excessive, the ductility deteriorates. Therefore, the volume fraction of the low temperature transformation product phase is preferably less than 95.0%. More preferably, it is less than 90.0%.
また、延性を向上させるには、フェライトの平均結晶粒径は５．０μｍ未満とすることが好ましい。さらに好ましくは４．０μｍ未満、特に好ましくは３．０μｍ未満である。また、同様の観点から、フェライトの体積率は３．０％超とすることが好ましい。さらに好ましくは８．０％超、特に好ましくは１４．０％超である。 In order to improve ductility, the average crystal grain size of ferrite is preferably less than 5.0 μm. More preferably, it is less than 4.0 micrometers, Most preferably, it is less than 3.0 micrometers. From the same point of view, the ferrite volume fraction is preferably more than 3.0%. More preferably, it is more than 8.0%, particularly preferably more than 14.0%.
引張強度を高めるために、低温変態生成相はマルテンサイトを含むことが好ましい。この場合、組織全体に占めるマルテンサイトの体積率は３．０％以上とすることが好ましく、６．０％以上とすることがさらに好ましく、１０．０％以上とすることが特に好ましい。一方、マルテンサイトの体積率が過剰になると伸びフランジ性が劣化する。このため、組織全体に占めるマルテンサイトの体積率は５０．０％未満とすることが好ましく、３０．０％未満とすることがさらに好ましく、２０．０％未満とすることが特に好ましい。また、ベイナイトの体積率が過剰になっても高い引張強度を確保することが困難となり、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ等を多量に含有させることが必要となって素材コストの上昇を招く。したがって、組織全体に占めるベイナイトの体積率は８５．０％未満とすることが好ましく、８０．０％未満とすることがさらに好ましく、７５．０％未満とすることが特に好ましい。 In order to increase the tensile strength, the low temperature transformation generation phase preferably contains martensite. In this case, the volume ratio of martensite in the entire structure is preferably 3.0% or more, more preferably 6.0% or more, and particularly preferably 10.0% or more. On the other hand, when the volume ratio of martensite becomes excessive, stretch flangeability deteriorates. For this reason, the volume ratio of martensite in the entire structure is preferably less than 50.0%, more preferably less than 30.0%, and particularly preferably less than 20.0%. Moreover, even if the volume fraction of bainite becomes excessive, it becomes difficult to ensure high tensile strength, and it is necessary to contain a large amount of Mn, Ti, Nb, etc., resulting in an increase in material cost. Therefore, the volume fraction of bainite in the entire structure is preferably less than 85.0%, more preferably less than 80.0%, and particularly preferably less than 75.0%.
第二相としては、フェライト以外に残留オーステナイトを含んでいてもよい。残留オーステナイトが含まれると、延性が向上する。しかしながら、残留オーステナイトの体積率が過剰になると、伸びフランジ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積率は、１５．０％未満であることが好ましく、１１．０％未満であればさらに好ましく、９．０％未満であれば特に好ましい。残留オーステナイトによる延性向上作用をより確実に得るには、残留オーステナイトの体積率を２．０％超とすることが好ましく、３．０％超とすることがさらに好ましく、５．０％超とすることが特に好ましい。 The second phase may contain retained austenite in addition to ferrite. When retained austenite is included, ductility is improved. However, when the volume ratio of retained austenite becomes excessive, stretch flangeability deteriorates. For this reason, the volume ratio of retained austenite is preferably less than 15.0%, more preferably less than 11.0%, and particularly preferably less than 9.0%. In order to more reliably obtain the effect of improving ductility due to retained austenite, the volume ratio of retained austenite is preferably more than 2.0%, more preferably more than 3.0%, and more than 5.0%. It is particularly preferred.
なお、本実施の形態では、冷延鋼板の場合は鋼板表面から板厚の１／４深さ位置、めっき鋼板の場合は基材である鋼板とめっき層との境界から基材である鋼板の板厚の１／４深さ位置において、上述の金属組織を規定する。 In the present embodiment, in the case of a cold-rolled steel sheet, the position of a quarter depth of the sheet thickness from the surface of the steel sheet, and in the case of a plated steel sheet, the steel sheet that is the base material from the boundary between the steel sheet that is the base material and the plating layer. The above-described metal structure is defined at a position of a quarter depth of the plate thickness.
以上の金属組織上の特徴に基づいて実現されうる機械特性として、本実施の形態の鋼板は、衝撃吸収性を確保するために、５９０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有していることが好ましく、７８０ＭＰａ以上であればさらに好ましく、９８０ＭＰａ以上であれば特に好ましい。また、延性を確保するために、ＴＳは１１８０ＭＰａ未満であることが好ましい。また、プレス成形性の観点から、鋼板の全伸びをＥｌ、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して測定される穴拡げ率をλとしたとき、ＴＳ２×Ｅｌ×λの値が７．５×１０８ＭＰａ２％２以上であることが好ましく、８．０×１０８ＭＰａ２％２以上であることはさらに好ましく、８．５×１０８ＭＰａ２％２以上であれば特に好ましい。形状凍結性の観点からは、降伏比が８０％未満であることが好ましく、７５％未満であることはさらに好ましく、７０％未満であれば特に好ましい。 As a mechanical property that can be realized based on the above-described characteristics on the metal structure, the steel plate of the present embodiment preferably has a tensile strength (TS) of 590 MPa or more in order to ensure shock absorption. 780 MPa or more, more preferably 980 MPa or more. Moreover, in order to ensure ductility, it is preferable that TS is less than 1180 MPa. From the viewpoint of press formability, when the total elongation of the steel sheet is El and the hole expansion ratio measured according to the Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001 is λ, the value of TS 2 × E1 × λ is 7.5 ×. It is preferably 10 8 MPa 2 % 2 or more, more preferably 8.0 × 10 8 MPa 2 % 2 or more, and particularly preferably 8.5 × 10 8 MPa 2 % 2 or more. From the viewpoint of shape freezeability, the yield ratio is preferably less than 80%, more preferably less than 75%, and particularly preferably less than 70%.
２．鋼の化学組成
Ｃ：０．０２０％超０．２０％未満
Ｃ含有量が０．０２０％以下では上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０２０％超とする。好ましくは０．０６０％超、さらに好ましくは０．０８０％超、特に好ましくは０．１０％超である。一方、Ｃ含有量が０．２０％以上では鋼板の延性が損なわれるばかりか溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．２０％未満とする。好ましくは０．１７％未満、さらに好ましくは、０．１５％未満、特に好ましくは０．１３％未満である。
2. Chemical composition of steel C: more than 0.020% and less than 0.20% When the C content is 0.020% or less, it is difficult to obtain the above metal structure. Therefore, the C content is more than 0.020%. Preferably it is more than 0.060%, more preferably more than 0.080%, particularly preferably more than 0.10%. On the other hand, when the C content is 0.20% or more, not only the ductility of the steel sheet is impaired, but also the weldability deteriorates. Therefore, the C content is less than 0.20%. Preferably it is less than 0.17%, More preferably, it is less than 0.15%, Most preferably, it is less than 0.13%.
Ｓｉ：０．１０％超２．０％以下
Ｓｉは、焼鈍中のオーステナイト粒成長抑制を通じ、延性および伸びフランジ性を改善する作用を有する。Ｓｉ含有量が０．１０％以下では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０％超とする。好ましくは０．２５％超、さらに好ましくは０．５０％超、特に好ましくは０．６０％超である。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では鋼板の表面性状が劣化する。さらに、化成処理性およびめっき性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．５０％以下、さらに好ましくは１．２５％以下、特に好ましくは１．００％未満である。
Si: more than 0.10% and not more than 2.0% Si has an effect of improving ductility and stretch flangeability through suppression of austenite grain growth during annealing. When the Si content is 0.10% or less, it is difficult to obtain the effect by the above-described action. Therefore, the Si content is more than 0.10%. Preferably it is more than 0.25%, more preferably more than 0.50%, particularly preferably more than 0.60%. On the other hand, if the Si content exceeds 2.0%, the surface properties of the steel sheet deteriorate. Furthermore, chemical conversion property and plating property are remarkably deteriorated. Therefore, the Si content is 2.0% or less. Preferably it is 1.50% or less, More preferably, it is 1.25% or less, Most preferably, it is less than 1.00%.
Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．５０％未満では上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする。好ましくは２．１０％超、さらに好ましくは２．２０％超、特に好ましくは２．３０％超である。一方、Ｍｎ含有量が３．５０％超では、フェライトの体積率が過小となって延性が劣化するばかりか、Ｍｎの偏析により曲げ性が損なわれ、さらには、素材コストの上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。好ましくは３．００％未満、さらに好ましくは２．７０％未満、特に好ましくは２．５０％未満である。
Mn: 1.50% or more and 3.50% or less Mn has an effect of improving the hardenability of steel and is an effective element for obtaining the above metal structure. If the Mn content is less than 1.50%, it is difficult to obtain the above metal structure. Therefore, the Mn content is 1.50% or more. Preferably it is more than 2.10%, more preferably more than 2.20%, particularly preferably more than 2.30%. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.50%, the volume fraction of ferrite is too small and ductility deteriorates, and the bendability is impaired due to segregation of Mn, and further, the material cost increases. Therefore, the Mn content is 3.50% or less. Preferably it is less than 3.00%, more preferably less than 2.70%, particularly preferably less than 2.50%.
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、粒界に偏析して鋼を脆化させる。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％未満である。
P: 0.10% or less P is an element contained in steel as an impurity, and segregates at grain boundaries to embrittle the steel. For this reason, the smaller the P content, the better. Therefore, the P content is 0.10% or less. Preferably it is less than 0.020%, more preferably less than 0.015%.
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含有される元素であり、硫化物系介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％未満、特に好ましくは０．００１％以下である。
S: 0.010% or less S is an element contained in steel as an impurity, and forms sulfide inclusions to deteriorate stretch flangeability. For this reason, the smaller the S content, the better. Therefore, the S content is 0.010% or less. Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is less than 0.003%, Most preferably, it is 0.001% or less.
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する。本発明においては、Ａｌと同様に脱酸作用を有するＳｉを含有させるため、Ａｌは必ずしも含有させる必要はない。脱酸目的で含有させる場合には、ｓｏｌ．Ａｌとして０．１０％を超えて含有させても効果が飽和して不経済となるため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。Ａｌによる脱酸作用による効果をより確実に得るには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
sol. Al: 0.10% or less Al has a function of deoxidizing molten steel. In the present invention, since Si having a deoxidizing action is contained in the same manner as Al, Al is not necessarily contained. When it is contained for the purpose of deoxidation, sol. Even if the content of Al exceeds 0.10%, the effect is saturated and uneconomical. The Al content is 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.02% or less. In order to obtain the effect of deoxidation by Al more reliably, sol. The Al content is preferably 0.005% or more.
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、延性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
N: 0.010% or less N is an element contained in steel as an impurity, and deteriorates ductility. For this reason, the smaller the N content, the better. Therefore, the N content is 0.010% or less. Preferably it is 0.006% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
本実施の形態に係る鋼板は、以下に列記する元素を任意元素として含有してもよい。
Ｔｉ：０．０４０％未満、Ｎｂ：０．０３０％未満およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物または窒化物として析出し、焼鈍中のオーステナイトの粗大化を抑制し、延性および伸びフランジ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。そればかりか、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、伸びフランジ性も損なわれる。さらには、炭化物または窒化物の析出量が増し、降伏比が上昇し、形状凍結性も劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０４０％未満、Ｎｂ含有量は０．０３０％未満、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０２５％未満、さらに好ましくは０．０２０％未満であり、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０２０％未満、さらに好ましくは０．０１５％以下であり、Ｖ含有量は好ましくは０．３０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上およびＶ：０．０１０％以上のいずれかを満足させることが好ましい。Ｔｉを含有させる場合には、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上することがさらに好ましく、Ｎｂを含有させる場合には、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。
The steel plate according to the present embodiment may contain the elements listed below as optional elements.
One or more selected from the group consisting of Ti: less than 0.040%, Nb: less than 0.030% and V: 0.50% or less Ti, Nb and V precipitate as carbides or nitrides. , Has the effect of suppressing the austenite coarsening during annealing and improving ductility and stretch flangeability. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, even if it contains excessively, the effect by the said effect | action will be saturated and it will become uneconomical. In addition, the recrystallization temperature increases, the metal structure of the cold-rolled steel sheet becomes non-uniform, and the stretch flangeability is also impaired. Furthermore, the precipitation amount of carbide or nitride increases, the yield ratio increases, and the shape freezing property also deteriorates. Therefore, the Ti content is less than 0.040%, the Nb content is less than 0.030%, and the V content is 0.50% or less. The Ti content is preferably less than 0.025%, more preferably less than 0.020%, the Nb content is preferably less than 0.020%, more preferably 0.015% or less, and the V content is Preferably it is 0.30% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above action, it is preferable to satisfy any of Ti: 0.005% or more, Nb: 0.005% or more, and V: 0.010% or more. When Ti is contained, the Ti content is more preferably 0.010% or more, and when Nb is contained, the Nb content is more preferably 0.010% or more.
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下およびＢ：０．０１０％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｃｒ、ＭｏおよびＷは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下、Ｍｏ含有量は０．５０％以下、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは０．５０％以下であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、Ｂ含有量は好ましくは０．００３０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０．２０％以上、Ｍｏ：０．０５％以上およびＢ：０．００１０％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
One or more selected from the group consisting of Cr: 1.0% or less, Mo: 0.50% or less, and B: 0.010% or less Cr, Mo, and W improve the hardenability of steel. It is an element effective in obtaining the above metal structure. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, even if it contains excessively, the effect by the said effect | action will be saturated and it will become uneconomical. Therefore, the Cr content is 1.0% or less, the Mo content is 0.50% or less, and the B content is 0.010% or less. The Cr content is preferably 0.50% or less, the Mo content is preferably 0.20% or less, and the B content is preferably 0.0030% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above action, it is preferable to satisfy any of Cr: 0.20% or more, Mo: 0.05% or more, and B: 0.0010% or more.
Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下およびＢｉ：０．０５０％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは介在物の形状を調整することにより、Ｂｉは凝固組織を微細化することにより、ともに伸びフランジ性を改善する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ｃａ含有量は０．０１０％以下、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５０％以下、Ｂｉ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以下、Ｍｇ含有量は０．００２０％以下、ＲＥＭ含有量は０．００２０％以下、Ｂｉ含有量は０．０１０％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｃａ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．０００５％以上およびＢｉ：０．００１０％以上のいずれかを満足させることが好ましい。なお、ＲＥＭとは希土類元素を意味し、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。
Ca, Mg and REM selected from the group consisting of Ca: 0.010% or less, Mg: 0.010% or less, REM: 0.050% or less, and Bi: 0.050% or less By adjusting the shape of the inclusions, Bi has the effect of improving stretch flangeability by refining the solidified structure. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements. However, even if it contains excessively, the effect by the said effect | action will be saturated and it will become uneconomical. Therefore, the Ca content is 0.010% or less, the Mg content is 0.010% or less, the REM content is 0.050% or less, and the Bi content is 0.050% or less. Preferably, the Ca content is 0.0020% or less, the Mg content is 0.0020% or less, the REM content is 0.0020% or less, and the Bi content is 0.010% or less. In order to obtain the above action more reliably, it is preferable to satisfy any of Ca: 0.0005% or more, Mg: 0.0005% or more, REM: 0.0005% or more, and Bi: 0.0010% or more. . Note that REM means a rare earth element and is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the REM content is the total content of these elements.
３．製造条件
上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。本明細書では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として「スラブ」と総称する。熱間圧延に供するスラブの温度は、オーステナイトの粗大化を防止するために、１２５０℃未満とすることが好ましく、１２００℃以下とすればさらに好ましい。熱間圧延に供するスラブの温度の下限は特に限定する必要はなく、後述するように熱間圧延をＡｒ３点以上で完了することが可能な温度であればよい。
3. Manufacturing conditions The steel having the above-mentioned chemical composition is melted by a known means and then made into a steel ingot by a continuous casting method, or a method of rolling into pieces after making it into an ingot by any casting method, etc. It is made into a billet. In the continuous casting process, in order to suppress the occurrence of surface defects due to inclusions, it is preferable to cause an external additional flow such as electromagnetic stirring in the molten steel in the mold. The steel ingot or steel slab may be reheated once it has been cooled and subjected to hot rolling. The steel ingot in the high temperature state after continuous casting or the steel slab in the high temperature state after partial rolling is used as it is. Alternatively, it may be kept hot or subjected to auxiliary heating for hot rolling. In the present specification, such steel ingots and steel slabs are collectively referred to as “slabs” as materials for hot rolling. The temperature of the slab to be subjected to hot rolling is preferably less than 1250 ° C. and more preferably 1200 ° C. or less in order to prevent coarsening of austenite. The lower limit of the temperature of the slab to be subjected to hot rolling is not particularly limited as long as it is a temperature at which hot rolling can be completed at Ar 3 points or more as described later.
熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の組織を微細化するために、Ａｒ３点以上の温度域で完了させる。圧延完了の温度が低いと、熱延鋼板の集合組織が発達し、冷間圧延および焼鈍後における伸びフランジ性が劣化する。このため、熱間圧延は（Ａｒ３点＋２０℃）以上の温度で完了することが好ましい。（Ａｒ３点＋３０℃）以上の温度で完了することがさらに好ましい。また、熱間圧延の温度が低すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となるため、熱間圧延を７８０℃以上で完了することが好ましく、８００℃以上で完了することがさらに好ましい。 Hot rolling is completed in a temperature range of Ar 3 or more in order to refine the structure of the hot-rolled steel sheet by transforming austenite after completion of rolling. When the temperature at the completion of rolling is low, the texture of the hot-rolled steel sheet develops, and the stretch flangeability after cold rolling and annealing deteriorates. For this reason, it is preferable that the hot rolling is completed at a temperature of (Ar 3 points + 20 ° C.) or higher. It is more preferable to complete at a temperature of (Ar 3 points + 30 ° C.) or higher. Moreover, when the temperature of hot rolling is too low, the rolling load increases and rolling becomes difficult. Therefore, it is preferable to complete hot rolling at 780 ° C. or higher, and more preferably at 800 ° C. or higher.
なお、熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を１４０℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。 In addition, when hot rolling consists of rough rolling and finish rolling, in order to complete finish rolling at the said temperature, you may heat a rough rolling material between rough rolling and finish rolling. At this time, it is desirable to suppress the temperature fluctuation over the entire length of the rough rolled material at the start of finish rolling to 140 ° C. or lower by heating so that the rear end of the rough rolled material is higher than the front end. Thereby, the uniformity of the product characteristic in a coil improves.
粗圧延材の加熱方法は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。 The heating method of the rough rolled material may be performed using a known means. For example, a solenoid induction heating device is provided between the rough rolling mill and the finish rolling mill, and the heating temperature rise is controlled based on the temperature distribution in the longitudinal direction of the rough rolled material on the upstream side of the induction heating device. May be.
熱間圧延の圧下量は、オーステナイトに導入される加工歪み量を増大し、熱延鋼板の組織微細化を促進するために、高いほど好ましい。しかし、圧下量が高くなりすぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となる。したがって、熱間圧延の最終１パスの圧下量を板厚減少率で１５％超５０％未満とすることが好ましく、２０％超４０％未満とするとさらに好ましい。 The amount of hot rolling reduction is preferably as high as possible in order to increase the amount of processing strain introduced into austenite and promote the refinement of the structure of the hot-rolled steel sheet. However, if the reduction amount becomes too high, the rolling load increases and rolling becomes difficult. Therefore, it is preferable that the reduction amount of the final one pass of hot rolling is more than 15% and less than 50% in terms of sheet thickness reduction rate, and more preferably more than 20% and less than 40%.
熱間圧延後は、圧延完了後０．４秒間以内に７２０℃以下の温度域まで急冷する。これは、圧延によりオーステナイトに導入された加工歪みの解放を抑制し、加工歪みを駆動力としてオーステナイトを変態させ、熱延鋼板の組織を微細化し、冷間圧延および焼鈍後における延性および伸びフランジ性を向上させるためである。好ましくは、圧延完了後０．３秒間以内に７２０℃以下の温度域まで急冷することであり、さらに好ましくは、圧延完了後０．２秒間以内に７２０℃以下の温度域まで急冷することである。また、加工歪みの解放は、急冷中の平均冷却速度が速いほど抑制されるので、急冷中の平均冷却速度を４００℃／ｓ以上とすることが好ましく、これにより、熱延鋼板の組織を一層微細化することができる。急冷中の平均冷却速度を５００℃／ｓ以上とすればさらに好ましく、７００℃／ｓ以上とすれば特に好ましい。なお、圧延完了から急冷を開始するまでの時間および、その間の冷却速度は、特に規定する必要がない。 After hot rolling, it is rapidly cooled to a temperature range of 720 ° C. or less within 0.4 seconds after completion of rolling. This suppresses the release of processing strain introduced into austenite by rolling, transforms austenite using processing strain as a driving force, refines the structure of hot-rolled steel sheet, ductility and stretch flangeability after cold rolling and annealing It is for improving. Preferably, it is rapid cooling to a temperature range of 720 ° C. or less within 0.3 seconds after completion of rolling, and more preferably, it is rapidly cooled to a temperature range of 720 ° C. or less within 0.2 seconds after completion of rolling. . In addition, since release of processing strain is suppressed as the average cooling rate during rapid cooling increases, the average cooling rate during rapid cooling is preferably set to 400 ° C./s or more, thereby further increasing the structure of the hot-rolled steel sheet. It can be miniaturized. The average cooling rate during the rapid cooling is more preferably 500 ° C./s or more, and particularly preferably 700 ° C./s or more. Note that the time from the completion of rolling to the start of rapid cooling and the cooling rate during that time do not need to be specified.
急冷を行う設備は特に規定されないが、工業的には水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適であり、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、圧延板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射する方法が例示される。 The equipment for rapid cooling is not particularly defined, but industrially, it is preferable to use a water spray device with a high water density, and a water spray header is disposed between the rolling plate conveyance rollers, and sufficient from above and below the rolling plate. A method of injecting high-pressure water having a water density is exemplified.
急冷停止後は、鋼板を４００℃以上の温度域で巻取る。これは、巻取温度が４００℃を下回ると、熱延鋼板中に鉄炭化物が十分に析出せず、焼鈍工程でオーステナイトが粗大化し、冷間圧延および焼鈍後における延性および伸びフランジ性が損なわれるからである。巻取温度は５００℃超であることが好ましく、５５０℃超であるとさらに好ましく、６００℃以上であると特に好ましい。一方、巻取温度が高すぎると、スケール生成による歩留まりの低下が顕著となる。このため、巻取温度は７００℃未満とすることが好ましい。 After the rapid cooling stop, the steel plate is wound in a temperature range of 400 ° C. or higher. This is because when the coiling temperature is lower than 400 ° C., iron carbide is not sufficiently precipitated in the hot-rolled steel sheet, austenite is coarsened in the annealing process, and ductility and stretch flangeability after cold rolling and annealing are impaired. Because. The winding temperature is preferably higher than 500 ° C, more preferably higher than 550 ° C, and particularly preferably higher than 600 ° C. On the other hand, when the coiling temperature is too high, the yield decreases due to scale generation. For this reason, it is preferable that winding temperature shall be less than 700 degreeC.
急冷停止から巻取りまでの条件は特に規定しないが、急冷停止後、７２０〜６００℃の温度域で１秒間以上保持することが好ましい。これにより、微細なフェライトの生成が促進される。一方、保持時間が長くなりすぎると生産性が損なわれるので、７２０〜６００℃の温度域における保持時間は１０秒間以内とすることが好ましい。７２０〜６００℃の温度域で保持した後は、生成したフェライトの粗大化を防止するために、巻取温度まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。 The conditions from the rapid cooling stop to the winding are not particularly defined, but after the rapid cooling stop, it is preferable to hold at a temperature range of 720 to 600 ° C. for 1 second or more. Thereby, the production | generation of a fine ferrite is accelerated | stimulated. On the other hand, if the holding time becomes too long, the productivity is impaired. Therefore, the holding time in the temperature range of 720 to 600 ° C. is preferably within 10 seconds. After holding in the temperature range of 720 to 600 ° C., it is preferable to cool to the coiling temperature at a cooling rate of 20 ° C./s or more in order to prevent the generated ferrite from becoming coarse.
以上のようにして製造された熱延鋼板は、微細なフェライトを主体とし鉄炭化物を含む金属組織を有する。焼鈍中のオーステナイトの粗大化をより抑制し、冷延鋼板の延性および伸びフランジ性をさらに向上させるためには、熱延鋼板におけるフェライトの平均結晶粒径を３．０μｍ以下とすることが好ましく、２．０μｍ以下とするとさらに好ましい。 The hot-rolled steel sheet produced as described above has a metal structure mainly composed of fine ferrite and containing iron carbide. In order to further suppress the coarsening of austenite during annealing and further improve the ductility and stretch flangeability of the cold-rolled steel sheet, it is preferable that the average crystal grain size of ferrite in the hot-rolled steel sheet is 3.0 μm or less, More preferably, it is 2.0 μm or less.
熱間圧延された鋼板は、酸洗等により脱スケールされた後に、常法に従って冷間圧延される。冷間圧延は、再結晶を促進して冷延鋼板の金属組織を均一化し、伸びフランジ性を向上させるために、冷圧率を４０％以上とすることが好ましい。冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となるため、冷圧率の上限を７０％未満とすることが好ましく、６０％未満とすることはさらに好ましい。 The hot-rolled steel sheet is descaled by pickling or the like and then cold-rolled according to a conventional method. In cold rolling, in order to promote recrystallization to make the metal structure of the cold-rolled steel sheet uniform and improve stretch flangeability, the cold pressure ratio is preferably set to 40% or more. If the cold pressure ratio is too high, the rolling load increases and rolling becomes difficult, so the upper limit of the cold pressure ratio is preferably less than 70%, and more preferably less than 60%.
冷間圧延後の鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理が施された後、焼鈍される。焼鈍における均熱温度は、（Ａｃ３点−４０℃）以上とする。これは、主相が低温変態生成相であって第二相にフェライトを含む金属組織を得るためである。低温変態生成相の体積率を増加させ、伸びフランジ性を向上させるために、均熱温度は（Ａｃ３点−２０℃）超とすることが好ましく、Ａｃ３点超とするとさらに好ましい。しかしながら、均熱温度が高くなり過ぎると、オーステナイトが過度に粗大化して延性および伸びフランジ性が劣化する。このため、均熱温度は（Ａｃ３点＋１００℃）未満とすることが好ましく、（Ａｃ３点＋５０℃）未満とするとさらに好ましい。 The steel sheet after cold rolling is annealed after being subjected to a treatment such as degreasing according to a known method, if necessary. The soaking temperature in annealing is set to (Ac 3 points−40 ° C.) or higher. This is to obtain a metal structure in which the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase contains ferrite. In order to increase the volume ratio of the low-temperature transformation generation phase and improve stretch flangeability, the soaking temperature is preferably (Ac 3 points−20 ° C.), more preferably Ac 3 points. However, if the soaking temperature is too high, austenite becomes excessively coarse and ductility and stretch flangeability deteriorate. Therefore, the soaking temperature is preferably less than (Ac 3 points + 100 ° C.), and more preferably less than (Ac 3 points + 50 ° C.).
焼鈍における均熱温度までの加熱速度は、７００℃以上の温度域を１０℃／ｓ未満とすることが好ましい。均熱温度到達までの加熱速度が速すぎると冷延鋼板の金属組織が不均一となり、伸びフランジ性の劣化を招くおそれがある。 As for the heating rate to the soaking temperature in annealing, the temperature range of 700 ° C. or higher is preferably less than 10 ° C./s. If the heating rate to reach the soaking temperature is too high, the metal structure of the cold-rolled steel sheet becomes non-uniform, and there is a possibility that the stretch flangeability is deteriorated.
焼鈍における均熱後の冷却過程では、微細なポリゴナルフェライトの生成を促進するため、７５０〜６５０℃の温度域のある温度まで５℃／ｓ未満の冷却速度で冷却してもよい。また、低温変態生成相を得るために、６５０〜４５０℃の温度範囲を１５℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することが好ましい。さらに好ましい冷却速度は３０℃／ｓ超１５０℃／ｓ未満であり、特に好ましい冷却速度は５０℃／ｓ超１３０℃／ｓ未満である。また、冷延鋼板の金属組織を調整するために、４５０〜２００℃の温度域で６０秒間以上保持しても良い。引張強度を高めるためには、保持温度を４００℃以下とすることが好ましい。一方、低温変態生成相とフェライトの硬度差を小さくし、伸びフランジ性を向上させるためには、保持温度を３００℃以上とすることが好ましく、３５０℃以上とすることはさらに好ましい。 In the cooling process after soaking in annealing, cooling may be performed at a cooling rate of less than 5 ° C./s to a temperature in the temperature range of 750 to 650 ° C. in order to promote the formation of fine polygonal ferrite. Moreover, in order to obtain a low temperature transformation production | generation phase, it is preferable to cool the temperature range of 650-450 degreeC with the cooling rate of 15 to 200 degreeC / s. A more preferable cooling rate is more than 30 ° C./s and less than 150 ° C./s, and a particularly preferable cooling rate is more than 50 ° C./s and less than 130 ° C./s. Moreover, in order to adjust the metal structure of the cold rolled steel sheet, it may be held for 60 seconds or more in a temperature range of 450 to 200 ° C. In order to increase the tensile strength, the holding temperature is preferably 400 ° C. or lower. On the other hand, in order to reduce the hardness difference between the low-temperature transformation generation phase and the ferrite and improve stretch flangeability, the holding temperature is preferably 300 ° C. or higher, and more preferably 350 ° C. or higher.
めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って電気めっきや溶融めっきを行えばよく、めっき方法やめっき被膜の化学組成、めっき後の合金化処理の有無には限定されない。電気めっきとしては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。 When manufacturing a plated steel sheet, the cold-rolled steel sheet manufactured by the above-described method may be electroplated or hot-plated according to a conventional method. The plating method, the chemical composition of the plating film, and the alloying treatment after plating are performed. It is not limited to the presence or absence. Examples of electroplating include electrogalvanizing and electro-Zn-Ni alloy plating. Examples of the hot dip plating include hot dip galvanizing, alloyed hot dip galvanizing, hot dip aluminum plating, hot dip Zn-Al alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating and the like. .
なお、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、焼鈍における均熱後の冷却過程では、６００〜４６０℃の温度域のある温度まで４℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、この温度域で１０秒間以上保持してから溶融亜鉛めっきを施すことが好ましい。これにより、低温変態生成相が得られやすくなる。また、塗装後の耐食性を向上させるために、溶融亜鉛めっき後再加熱して合金化処理することが好ましい。 In addition, when manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet, in the cooling process after soaking in annealing, the steel sheet is cooled at a cooling rate of 4 ° C./s or higher to a temperature in the temperature range of 600 to 460 ° C. It is preferable to perform hot dip galvanization after holding for 10 seconds or more. Thereby, it becomes easy to obtain a low temperature transformation production phase. Moreover, in order to improve the corrosion resistance after coating, it is preferable to reheat after hot dip galvanizing and alloying treatment.
このようにして得られた冷延鋼板およびめっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。しかし、調質圧延の伸び率が高いと延性の劣化を招く。そこで、調質圧延の伸び率は１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましい伸び率は０．５％以下である。 The cold-rolled steel sheet and the plated steel sheet thus obtained may be subjected to temper rolling according to a conventional method. However, when the elongation rate of temper rolling is high, ductility is deteriorated. Therefore, the elongation of temper rolling is preferably 1.0% or less. A more preferable elongation is 0.5% or less.
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
実験用真空溶解炉を用いて、表１に示される化学組成を有する鋼を溶解し鋳造した。これらの鋼塊を、熱間鍛造により厚さ３０ｍｍの鋼片とした。鋼片を、電気加熱炉を用いて１２００℃に加熱し６０分間保持した後、表２に示される条件で熱間圧延を行った。
The present invention will be described more specifically with reference to examples.
Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted and cast using a laboratory vacuum melting furnace. These steel ingots were made into steel pieces having a thickness of 30 mm by hot forging. The steel slab was heated to 1200 ° C. using an electric heating furnace and held for 60 minutes, and then hot rolled under the conditions shown in Table 2.
具体的には、実験用熱間圧延機を用いて、Ａｒ３点以上の温度域で６パスの圧延を行い、厚さ２ｍｍに仕上げた。最終１パスの圧下率は、板厚減少率で２２〜２５％とした。熱間圧延後、水スプレーを使用して種々の冷却条件で６５０℃まで冷却し、５〜１０秒間放冷した後、６０℃／ｓの冷却速度で種々の温度まで冷却してこれを巻取温度とし、同温度に保持された電気加熱炉中に装入して３０分間保持した後、２０℃／ｈの冷却速度で室温まで炉冷却して巻取後の徐冷をシミュレートした。 Specifically, using an experimental hot rolling mill, 6-pass rolling was performed in a temperature range of 3 or more points of Ar, and finished to a thickness of 2 mm. The reduction rate of the final pass was 22 to 25% in terms of plate thickness reduction rate. After hot rolling, it is cooled to 650 ° C. under various cooling conditions using water spray, allowed to cool for 5 to 10 seconds, and then cooled to various temperatures at a cooling rate of 60 ° C./s. The temperature was set in the electric heating furnace maintained at the same temperature and held for 30 minutes, and then the furnace was cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./h to simulate slow cooling after winding.
得られた鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、圧下率５０〜６０％で冷間圧延を施し、厚さ１．０〜１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、１０℃／ｓの加熱速度で５５０℃まで加熱した後、２℃／ｓの加熱速度で表２に示される種々の温度まで加熱して９５秒間保持する均熱処理を施し、その後、７００℃からの平均冷却速度を６０℃／ｓとして表２に示される種々の冷却停止温度まで冷却し、その温度に３３０秒間保持した後、室温まで冷却する焼鈍を施した。 The obtained steel plate was pickled to obtain a cold rolled base material, and cold rolled at a reduction rate of 50 to 60% to obtain a cold rolled steel plate having a thickness of 1.0 to 1.2 mm. Using the continuous annealing simulator, the obtained cold rolled steel sheet was heated to 550 ° C. at a heating rate of 10 ° C./s, and then heated to various temperatures shown in Table 2 at a heating rate of 2 ° C./s. Apply soaking for 95 seconds, then cool to various cooling stop temperatures shown in Table 2 at an average cooling rate from 700 ° C. of 60 ° C./s, hold at that temperature for 330 seconds, then cool to room temperature To be annealed.
得られた熱延鋼板から、ＳＥＭ観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察し、画像処理により、フェライトの平均結晶粒径を測定した。 From the obtained hot-rolled steel sheet, a specimen for SEM observation was collected, and after polishing a longitudinal section parallel to the rolling direction, the metal structure at the 1/4 depth position of the sheet thickness was observed from the steel sheet surface, and image processing was performed. Thus, the average crystal grain size of ferrite was measured.
また、上記焼鈍を施した冷延鋼板から、ＳＥＭ観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察し、画像処理により、低温変態生成相とフェライトの体積分率および、フェライトの平均結晶粒径を測定した。また、Ｘ線回折用試験片を採取し、Ｘ線回折により、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における残留オーステナイト量を測定した。 In addition, a specimen for SEM observation was collected from the annealed cold-rolled steel sheet, and after polishing the longitudinal section parallel to the rolling direction, the metal structure at the 1/4 depth position of the plate thickness was observed from the steel sheet surface. Then, the low temperature transformation generation phase, the volume fraction of ferrite, and the average crystal grain size of ferrite were measured by image processing. Moreover, the test piece for X-ray diffraction was extract | collected and the amount of retained austenite in the 1/4 depth position of plate | board thickness from the steel plate surface was measured by X-ray diffraction.
降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）は、上記焼鈍を施した冷延鋼板から、圧延方向に沿ってＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより求めた。 Yield stress (YS), tensile strength (TS), and total elongation (El) are obtained by taking a JIS No. 5 tensile specimen along the rolling direction from the annealed cold-rolled steel sheet and conducting a tensile test. It was.
伸びフランジ性は、以下の方法で穴拡げ率（λ）を測定することにより評価した。上記焼鈍を施した冷延鋼板から１００ｍｍ角の正方形素板を採取し、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を開け、先端角６０°の円錐ポンチでダレ側から打ち抜き穴を押し拡げ、板厚を貫通する割れが発生したときの穴の拡大率を測定し、これを穴拡げ率とした。 Stretch flangeability was evaluated by measuring the hole expansion rate (λ) by the following method. A 100 mm square plate is collected from the annealed cold rolled steel sheet, a punched hole with a diameter of 10 mm is formed with a clearance of 12.5%, and the punched hole is expanded from the sag side with a conical punch with a tip angle of 60 °. The expansion rate of the hole when a crack penetrating the plate thickness was measured, and this was defined as the hole expansion rate.
表３に冷延鋼板の金属組織観察結果および性能評価結果を示す。 Table 3 shows the metal structure observation results and performance evaluation results of the cold-rolled steel sheet.
本発明が規定する範囲内の鋼板についての試験結果（試番１、４、７〜９、１１〜１５）は、いずれも、ＴＳ２×Ｅｌ×λの値が９．０×１０８ＭＰａ２％２以上であり、良好な延性および伸びフランジ性を示した。なお、冷延鋼板の金属組織は、いずれも低温変態生成相が主相であり、低温変態生成相はベイナイトおよびマルテンサイトを含んでいた。 As for the test results (trial numbers 1, 4, 7-9, 11-15) for the steel plates within the range defined by the present invention, the value of TS 2 × E1 × λ is 9.0 × 10 8 MPa 2. % 2 or more, showing good ductility and stretch flangeability. Note that the metal structure of each cold-rolled steel sheet was mainly composed of a low-temperature transformation generation phase, and the low-temperature transformation generation phase contained bainite and martensite.
鋼組成または製造方法が、本発明の規定する範囲から外れる鋼板についての試験結果（試番２、３、５、６、１０）は、いずれも、ＴＳ２×Ｅｌ×λの値が５．３×１０８ＭＰａ２％２以下であり、延性および伸びフランジ性が劣っていた。 The test results (trial numbers 2 , 3, 5, 6, 10) for steel plates whose steel composition or manufacturing method deviates from the range specified by the present invention are all TS 2 × E1 × λ values of 5.3. × 10 8 MPa 2 % 2 or less, and the ductility and stretch flangeability were inferior.
具体的には、鋼Ａを用いた試験（試番２）および鋼Ｂを用いた試験（試番５）は、熱間圧延完了から急冷停止までの時間が長すぎるために、冷延鋼板のフェライトが粗大であり、延性および伸びフランジ性が悪い。鋼Ａを用いた試験（試番３）は、焼鈍中の均熱温度が低すぎるために低温変態生成相を主相とする金属組織が得られておらず、冷延鋼板のフェライトが粗大であり、延性および伸びフランジ性が悪い。鋼Ｂを用いた試験（試番６）は、巻取温度が低すぎるために、冷延鋼板のフェライトが粗大であり、延性および伸びフランジ性が悪い。鋼Ｆを用いた試験（試番１０）は、鋼中のＳｉ含有量が少ないために、冷延鋼板のフェライトが粗大であり、延性および伸びフランジ性が悪い。 Specifically, in the test using Steel A (Trial No. 2) and the test using Steel B (Trial No. 5), the time from the completion of hot rolling to the rapid cooling stop is too long. Ferrite is coarse and ductility and stretch flangeability are poor. In the test using Steel A (Trial No. 3), since the soaking temperature during annealing was too low, a metal structure having a low-temperature transformation generation phase as a main phase was not obtained, and the ferrite of the cold-rolled steel sheet was coarse. Yes, ductility and stretch flangeability are poor. In the test using steel B (Trial No. 6), since the coiling temperature is too low, the ferrite of the cold-rolled steel sheet is coarse and the ductility and stretch flangeability are poor. In the test using steel F (trial number 10), since the Si content in the steel is small, the ferrite of the cold-rolled steel sheet is coarse and the ductility and stretch flangeability are poor.
Claims (4)
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０２０％超０．２０％未満、Ｓｉ：０．１０％超２．０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有する化学組成を有するスラブに、Ａｒ３点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板を前記圧延の完了後０．４秒以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、４００℃以上の温度域で巻取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に（Ａｃ３点−４０℃）以上の温度域で均熱処理を施す焼鈍工程。 A method for producing a cold-rolled steel sheet comprising the following steps (A) to (C), wherein the main phase is a low-temperature transformation generation phase and the second phase has a metal structure containing ferrite:
(A) By mass%, C: more than 0.020% and less than 0.20%, Si: more than 0.10% and 2.0% or less, Mn: 1.50% or more and 3.50% or less, P: 0.00. 10% or less, S: 0.010% or less, sol. A slab having a chemical composition containing Al: 0.10% or less and N: 0.010% or less is subjected to hot rolling to complete rolling in a temperature range of Ar 3 points or more to obtain a hot-rolled steel sheet, A hot rolling step in which the hot-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 720 ° C. or lower within 0.4 seconds after completion of the rolling and wound in a temperature range of 400 ° C. or higher;
(B) a cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet; and (C) the cold-rolled steel sheet is subjected to a soaking process in a temperature range of (Ac 3 points-40 ° C) or higher. Annealing process.
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