JP4059050B2

JP4059050B2 - Cold rolled steel plate manufacturing base plate, high strength and high ductility cold rolled steel plate and methods for producing them

Info

Publication number: JP4059050B2
Application number: JP2002291888A
Authority: JP
Inventors: 達也中垣内; 哲雄清水; 坂田　　敬
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-10-05
Filing date: 2002-10-04
Publication date: 2008-03-12
Anticipated expiration: 2022-10-04
Also published as: JP2003183775A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用高強度冷延鋼板に係り、とくに、延性、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であるといわれており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって加工されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、高い延性と高い伸びフランジ性を確保することが肝要である。
延性に優れる高強度鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板（いわゆる、Dual Phase鋼：DP鋼）が開発されている。このような二相組織鋼板は、降伏点伸びがないこと、降伏比が低いこと、強度・伸びバランスが固溶強化型鋼板や析出強化型鋼板よりも優れていることが知られている。
【０００４】
また、強度と延性を兼備した鋼板を得るために、残留オーステナイトによる変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity ：TRIP）を利用した鋼板（TRIP鋼）が考えられている。例えば、特許文献１には、残留オーステナイトを含有する延性の良好な高強度鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された高強度鋼板の製造方法は、Ｃ：0.10〜0.45％を含み、Si,Mn,Al，Ｎ含有量を調整した鋼に、熱延・巻取り後、直接または一旦冷却したのち550 〜Ａc₁の温度域での１次焼鈍と、冷延後の（Ａc₃−80℃）〜Ａc₃の温度域での２次焼鈍とを行ったのち、350 〜550 ℃の温度域までの冷却と、その温度域での時効を行い、適量の残留オーステナイトを含む複合組織を得て、強度・伸びバランスを向上させるというものである。
【０００５】
また、特許文献２および特許文献３にも、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトを含む複合組織を有するTRIP鋼板の製造方法が提案されている。
【０００６】
【特許文献１】
特開昭62−182224号公報
【特許文献２】
特公平５−64215 号公報
【特許文献３】
特開平４−333524号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、DP鋼やTRIP鋼などの複合組織鋼板は一般的に伸びフランジ性が劣るといわれており、特許文献１に記載された技術で製造された高強度鋼板、あるいは特許文献２、特許文献３に記載された技術で製造された鋼板では、伸びフランジ性に劣るという問題があった。
【０００８】
そして、引張強さとＴＳと穴拡げ率λとの積、ＴＳ×λが60000MPa％以上の高い強度−穴拡げ率バランスを有する鋼板は得られなかった。
本発明では、残留オーステナイト相を含有し、延性に優れ、高い強度−延性バランスを有する鋼板であって、かつ、伸びフランジ性に優れ、ＴＳ×λが60000MPa％以上という高い強度−穴拡げ率バランスを有する高強度高延性冷延鋼板および高強度高延性冷延鋼板製造用母板ならびにそれらの製造方法を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、冷延鋼板の延性（伸び）、伸びフランジ性に影響する要因について鋭意検討した。その結果、鋼素材を加熱し、熱間圧延終了後、急冷し、低温巻取りを行い、組織をベイナイト、マルテンサイト主体の組織とした熱延板とし、ついで該熱延板に550 〜700 ℃の温度範囲に再加熱し、１〜30ｈ間保持し、セメンタイトを球状化させる再加熱処理を施し冷延鋼板製造用母板としたのち、該母板に冷間圧延、連続焼鈍を施すことにより、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる第２相の平均粒径が３μｍ以下と微細になり、伸びフランジ性が向上し、さらに、残留オーステナイト中のＣ濃度が高くなり延性が向上した冷延鋼板が得られ、従来のTRIP鋼を凌ぐ、高い伸び、伸びフランジ性を有する冷延鋼板が得られることを見出した。
【００１０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.5 〜3.0 ％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.050 ％以下、Al：0.01〜0.30％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相およびセメンタイト相とからなる組織を有し、かつ前記セメンタイト相の平均粒径が0.3 〜1.0 μｍであることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板製造用母板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.25％以下、Nb：0.1 ％以下のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板製造用母板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca、REM のうちの１種または２種を合計で0.0100％以下含有する組成とすることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板製造用母板。
（４）質量％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.5 〜3.0 ％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.050 ％以下、Al：0.01〜0.30％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とし、冷却速度：30℃/s以上で500 ℃以下まで冷却してから該熱延板を巻取る熱延工程と、該熱延板を再加熱し550 〜700 ℃の温度範囲で10〜30ｈ保持する再加熱工程と、を順次施すことを特徴とする高強度高延性冷延鋼板製造用母板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.25％以下、Nb：0.1 ％以下のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板製造用母板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca、REM のうちの１種または２種を合計で0.0100％以下含有する組成とすることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板製造用母板の製造方法。
（７）（１）に記載の高強度高延性冷延鋼板製造用母板に、冷間圧延、連続焼鈍を順次施して製造された高強度高延性冷延鋼板であって、質量％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.5 〜3.0 ％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.050 ％以下、Al：0.01〜0.30％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相を主相とし、鋼板全体に対する体積率で４％以上の残留オーステナイト相を含みさらに低温変態相を含む相を第２相とする複合組織を有し、前記第２相の平均粒径が３μｍ以下であり、かつ前記残留オーステナイト相の含有量Ｖγ、固溶Ｃ量Ｃγ、平均結晶粒径ｄγが、次（１）式
Ｖγ×Ｃγ／ｄγ≧６ ………（１）
（ここで、Ｖγ：残留オーステナイト相の含有量（体積％）、Ｃγ：残留オーステナイト相中の固溶Ｃ量（質量％）、ｄγ：残留オーステナイト相の平均結晶粒径（μｍ））
を満足することを特徴とする高強度高延性冷延鋼板。
（８）（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.25％以下、Nb：0.1 ％以下のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板。
（９）（７）または（８）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca、REM のうちの１種または２種を合計で0.0100％以下含有する組成とすることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板。
（１０）質量％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.5 〜3.0 ％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.050 ％以下、Al：0.01〜0.30％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とし、冷却速度：30℃/s以上で500 ℃以下まで冷却してから該熱延板を巻取る熱延工程と、該熱延板を再加熱し550 〜700 ℃の温度範囲で10〜30ｈ保持する再加熱工程と、該再加熱工程を経た熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板にＡc₁変態点以上850 ℃以下の温度で20〜200s保持する加熱処理を施したのち、該加熱処理の保持温度から、10℃/s以上の冷却速度で350 〜500 ℃の温度域に冷却し、該温度域に10〜600s保持した後室温まで冷却する連続焼鈍工程と、を順次施すことを特徴とする高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
（１１）（１０）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.25％以下、Nb：0.1 ％以下のうちの１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
（１２）（１０）または（１１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca、REM のうちの１種または２種を合計で0.0100％以下含有する組成とすることを特徴とする高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の冷延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記す。
Ｃ：0.05〜0.40％
Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オーステナイトの生成に寄与する有効な元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.40％を超える含有は、延性を低下させる。このため、本発明では、Ｃは0.05〜0.40％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.25％である。
【００１２】
Si：0.5 〜3.0 ％
Siは、固溶強化により鋼を強化するとともに、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、0.5 ％以上の含有で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有すると、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させ表面品質を低下させる傾向となる。このため、Siは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。好ましくは1.0 〜2.5 ％である。
【００１３】
Mn：0.5 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する元素である。このような効果は、0.5 ％以上のMn含有で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済上不利となる。このため、Mnは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。好ましくは1.0 〜2.0 ％である。
【００１４】
Ｐ：0.050 ％以下
Ｐは、固溶強化により鋼を強化する元素であり、高強度鋼板を得るのに有効である。しかし、0.050 ％を超えて含有すると、スポット溶接性を低下させる。このため、本発明では、Ｐは0.050 ％以下に限定した。なお、好ましくは、0.020 ％以下である。
【００１５】
Al：0.01〜0.3 ％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、そのためには少なくとも0.01％の含有を必要とするが、0.3 ％を超えて含有してもその効果は飽和するうえ、むしろコスト面での不利が著しくなるため、Alは0.01〜0.3 ％の範囲に限定した。
以上の基本成分に加えて、本発明では、必要に応じ、強度改善成分としてのTiやNb、加工性改善成分としてのCaやREM を、以下に示す範囲で適宜含有させることができる。
【００１６】
Ti：0.25％以下、Nb：0.1 ％以下のうちの１種または２種
Ti、Nbは、いずれも、強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Ti：0.005 ％以上、Nb：0.003 ％以上含有することが好ましい。一方、Ti：0.25％、Nb：0.1 ％を超える過度の含有は延性の低下を招く。このため、含有する場合にはTi：0.25％、Nb：0.1 ％を上限とする。また、Ti、Nbは、中炭炭素鋼の熱間圧延時に発生しやすいエッジ部での粒界割れを防止するうえでも有効である。
【００１７】
Ca、REM のうちの１種または２種を合計で0.0100％以下
Ca、REM は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、加工性とくに伸びフランジ性の向上に有効に寄与する元素であり、必要に応じ選択して含有することができる。このような効果は、Ca、REM のうちの１種または２種を合計で、0.0010％以上の含有で認められるが、0.0100％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ca、REM のうちの１種または２種を合計で0.0100％を上限として含有してもよく、0.0010〜0.0100％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.001 〜0.005 ％である。
【００１８】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
なお、不可避的不純物としてのＳは、鋼中ではMnS 等の介在物（硫化物）を形成し、延性とくに、伸びフランジ性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましい。このため、Ｓの含有量は0.005 ％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.003 ％以下である。
【００１９】
つぎに、本発明の冷延鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明の冷延鋼板は、フェライトを主相とし、鋼板全体に対する体積率で４％以上の残留オーステナイトを含みさらに低温変態相を含む相を第２相とする複合組織を有する鋼板である。
主相であるフェライト相は、炭化物を含まない軟質な相であり高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。このため、本発明では、このようなフェライトを体積率で50％以上含有させる。フェライトが50％未満では顕著な延性向上効果が期待できない。なお、より好ましくは70％以上である。
【００２０】
本発明では、第２相は平均粒径を3.0 μｍ以下である必要がある。第２相の平均粒径が3.0 μｍを超えて大きくなると伸びフランジ性が低下し、強度−伸びフランジ性バランスの指標である引張強さＴＳ×穴拡げ率λ（MPa ％）の値が低下する。
なお、本発明で言う第２相とは、残留オーステナイトと低温変態相からなる相のことを言う。本発明者らは、微細に分散した球状化セメンタイトを逆変態させてオーステナイトとし、このオーステナイトを冷却・過時効処理により第２相とした場合、得られる第２相は平均粒径３μｍ以下の微細なものとなり、このような微細な第２相を有する鋼板は非常に良好な強度−伸びフランジ性バランスを示す。
【００２１】
図１に第２相の平均粒径（μｍ）とＴＳ×λ（MPa ％）との相関を示す。ここで、図１中のデータは、詳細は後述する表３−１、表３−２中、鋼組成が上記した範囲内にあり、かつ、残留オーステナイト量が上記した範囲内にあるもの（鋼板No. ３、15、16、19、20、23、26、27、３〜 37 を除外したもの) についてのデータであり、図１中の○印は冷延鋼板製造用母板（以下、単に冷延母板ともいう）の組織がフェライトと平均粒径0.3 〜1.0 μｍのセメンタイトからなる組織である場合を、●印は他の組織である場合を示す。図１から、冷延母板、すなわち、冷延・焼鈍前の組織がフェライトと平均粒径0.3 〜1.0 μｍのセメンタイトとからなる組織である場合、第２相の平均粒径が３μｍ以下となり、第２相の平均粒径が３μｍ以下であると高いＴＳ×λが得られることが分かる。このため、本発明では第２相の平均粒径を3.0 μｍ以下に限定した。
【００２２】
第２相を構成する一つの相である、残留オーステナイト相は、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる。このため、本発明では、このような残留オーステナイト相を体積率で４％以上含有させる。残留オーステナイト量が４％未満では顕著な延性の向上が期待できない。なお、残留オーステナイトの含有量の上限は、本発明の組成範囲では15％程度である。さらに、同一の残留オーステナイト量である場合においても、冷延・焼鈍前、すなわち、冷延母板の組織がフェライトと平均粒径0.3 〜1.0 μｍのセメンタイトとからなる場合には、他の組織である場合に比較して、強度−延性バランスの指標である引張強さＴＳ（MPa ）×伸びＥｌ（％）の値が高くなることがわかった。
【００２３】
図２に残留オーステナイト量（体積％）とＴＳ×Ｅｌ（MPa ％）との関係を示す。図２から、残留オーステナイトの量が多くなるに従ってＴＳ×Ｅｌの値が大きくなる傾向があり、さらに、冷延母板の組織がフェライトと平均粒径0.3 〜1.0 μｍのセメンタイトとからなる組織である場合（図２中の○印）は、他の組織である場合（図２中の△印）に比べてＴＳ×Ｅｌの値が高いことがわかる。
【００２４】
しかし、冷延鋼板中の残留オーステナイト量が同量である場合でも、ＴＳ×Ｅｌの値にばらつきが生じている。その原因について考察した結果、ＴＳ×Ｅｌの値は残留オーステナイトの粒径、残留オーステナイト中のＣ濃度にも影響されるであろうことに想到した。
そこで、残留オーステナイト相の粒径ｄγ（μｍ）が小さい方が高ＴＳ、高Ｅｌとなり、残留オーステナイト中のＣ濃度Ｃγ（wt％）が大きい方が、残留オーステナイト相が安定化して高Ｅｌとなり、結果としてＴＳ×Ｅｌの値が大きくなるという考えのもとに、残留オーステナイト相の含有量Ｖγ（体積％）、残留オーステナイト相中の固溶Ｃ量Ｃγ（質量％）、残留オーステナイト相の平均結晶粒径ｄγ（μｍ）から求められるＶγ×Ｃγ／ｄγを指標としてＴＳ×Ｅｌを整理した。図３にその結果を示す。
【００２５】
図３から、残留オーステナイト量Ｖγがいずれの値でも、Ｖγ×Ｃγ／ｄγの値が上昇するにしたがいＴＳ×Ｅｌが上昇するという強い相関がある。ＴＳ×Ｅｌが27000MPa％以上という高い値を示した冷延鋼板は、Ｖγ×Ｃγ／ｄγの値が６以上となっており、この値が６未満ではＴＳ×Ｅｌが急激に低下することがわかる。なお、図２、図３中のデータは、詳細は後述する表３−１、表３−２中、鋼組成が上記した範囲内にあり、かつ、残留オーステナイト量が上記した範囲内にあるもの（鋼板No. ３、15、16、19、20、23、26、27、３〜37を除外したもの）についてのデータである。
【００２６】
以上の知見に基づき、本発明における残留オーステナイト相は、上記した含有量範囲で、かつ残留オーステナイト相の含有量Ｖγ、固溶Ｃ量Ｃγ、平均結晶粒径ｄγが、次（１）式
Ｖγ×Ｃγ／ｄγ≧６ ………（１）
（ここで、Ｖγ：残留オーステナイト相の含有量（体積％）、Ｃγ：残留オーステナイト相中の固溶Ｃ量（質量％）、ｄγ：残留オーステナイト相の平均結晶粒径（μｍ））を満足する。Ｖγ、Ｃγ、ｄγが（１）式を満足しない場合には、伸び特性が低下する。このため、伸び特性向上のために残留オーステナイト相の含有量Ｖγ、固溶Ｃ量Ｃγ、平均結晶粒径ｄγを（１）式を満足するように限定した。より高い強度−延性バランスを得るためには、Ｖγ×Ｃγ／ｄγは７以上とすることが好ましい。
【００２７】
また、本発明の冷延鋼板では、第２相を構成する他の相として、低温変態相を含む。本発明でいう低温変態相は、べイナイト、あるいは、マルテンサイトとベイナイトとの混合組織を指す。マルテンサイト、ベイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、低温変態相は、生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、本発明では、低温変態相の含有量は特に限定せず、鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。引張強さ：780MPa級の冷延鋼板では低温変態相は20〜30％程度とすることが好ましい。
【００２８】
上記したような組成、組織を有する本発明の冷延鋼板は、引張強さＴＳと穴拡げ率λとの積、ＴＳ×λ、が60000MPa％以上を有する冷延鋼板である。ＴＳ×λが60000MPa％未満では前記した従来技術により得られるTRIP鋼と同レベルの強度−穴拡げ率バランスであり、高強度化した場合には伸びフランジ性が十分ではなく、伸びフランジ性を向上させた場合には高強度化が達成できないからである。また、強度−延性バランスにも優れている方が厳しい成形加工が施される高強度の部材への成形に有利であり、本発明の冷延鋼板は、引張強さＴＳと伸びＥｌとの積、ＴＳ×Ｅｌが27000MPa％以上を有する冷延鋼板となる。
【００２９】
つぎに、本発明の高強度高延性冷延鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する溶鋼を転炉等の通常公知の溶製方法で溶製したのち、連続鋳造法、造塊法等の通常の公知の方法で鋼素材とする。
ついで、上記した組成の鋼素材に、熱延工程と再加熱工程とを順次施して冷延鋼板製造用母板とする。得られた母板にさらに冷延工程と連続焼鈍工程とを順次施して、冷延鋼板とする。
【００３０】
まず、冷延鋼板製造用母板の製造方法について説明する。
冷延鋼板製造用母板の製造方法においてはまず、上記した組成の鋼素材を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。
熱間圧延は、通常公知の方法で所望の寸法形状が確保できればよく、特に限定されない。熱間圧延終了後、熱延板は、30℃/s以上の冷却速度で500 ℃以下まで冷却（急冷）してから低温で巻き取られ、熱延コイル（熱延板）とされる。
【００３１】
通常、熱延後放冷する熱延ままの状態では、熱延板の組織はフェライト＋パーライトあるいはフェライト＋ベイナイトとなっている。このような組織では、冷延後焼鈍に際し、加熱時にフェライト粒界から優先的にオーステナイトへの逆変態が起こるため、最終的に得られる第２相が粗大でかつ不均一分布となりやすい。本発明では、熱延後30℃/s以上の冷却速度で500 ℃以下まで急冷し500 ℃以下の低温で巻取り、熱延板の組織をベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とする。
【００３２】
熱延後の冷却速度が30℃/s未満では、冷却中にポリゴナルフェライトの生成量が多くなり、熱延板の組織をベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とすることができない。また、熱延板の巻取り温度が、500 ℃を超えると、その後の冷却でオーステナイトがパーライトに変態し、熱延板の組織をベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とすることができない。
【００３３】
なお、巻取り温度がマルテンサイト変態点以上である場合には、巻取後に後述する再加熱工程までの間を10min 以上とすることが、ベイナイト相を生成させるために好ましい。
本発明の冷延鋼板製造用母板の製造方法においては、熱延板の組織をベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とする熱延工程に続いて、さらに熱延板を再加熱し550 〜700 ℃の温度範囲で10〜30ｈ保持する再加熱工程を施す。
【００３４】
この再加熱工程により、球状化セメンタイトが均一微細に分散する組織が得られる。熱延板の組織をベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とすることにより、多くの転位が導入される。このような組織を有する熱延板を再加熱し、550 〜700 ℃の温度で保持することにより、セメンタイトが球状化し均一微細に分散した組織となる。セメンタイトの球状化は転位上で優先的に起こりやすいため、多くの転位が導入されるベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織を再加熱することにより、球状化セメンタイトを均一微細に分散させることができる。このような球状化セメントは、冷延後の焼鈍時に溶解し、Ｃ濃度の高くなっているところで優先的にオーステナイトへの逆変態が起こり、最終的に得られる第２相が平均粒径３μｍ以下と均一微細になり、伸びフランジ性が向上すると考えられる。
【００３５】
また、最終的に得られる残留オーステナイト相中のＣ量が多くなるとともに、残留オーステナイト相の結晶粒径も微細となり、これにより残留オーステナイト相が安定化し、高延性にも寄与する。
再加熱工程における加熱温度が550 ℃未満では、セメンタイトの球状化が十分に起こらない。また、700 ℃を超えると、セメンタイトの粗大化が起こったり、フェライト＋オーステナイト二相域となり、セメンタイトが再固溶する。このため、伸びフランジ性向上に寄与し、ひいてはＴＳ×λが60000MPa％以上を達成するための微細な第２相を、冷延板の焼鈍後に得られなくなる。このようなことから、再加熱温度は550 〜700 ℃の範囲に限定することが好ましい。また、保持時間が10ｈ未満では、セメンタイトの生成が不充分となって固溶Ｃ量が高い残留オーステナイトの生成に寄与する程度のセメンタイトが得られない。一方、30ｈを超えると、球状化セメンタイトが粗大になり、その後の冷延後焼鈍時にセメンタイトが完全に固溶しにくくなる。このため、再加熱工程の加熱温度における保持時間を10〜30ｈに限定することが好ましい。
【００３６】
かくして得られた熱延板（冷延鋼板製造用母板）は、フェライト相およびセメンタイト相とからなり、かつセメンタイト相の平均粒径が0.3 〜1.0 μｍである球状化セメンタイト組織を有する熱延板となる。このような組織を有する熱延板を冷延鋼板製造用母板として、冷延・焼鈍を行うことで上記した（１）式の関係を満たす冷延鋼板が得られる。セメンタイト相の平均粒径が0.3 μｍ未満ではその後の連続焼鈍工程でＣの濃縮部が残留せず、残留オーステナイト相の固溶Ｃ量が低下する。一方、3.0 μｍを超えて大きくなると、その後の連続焼鈍工程でセメンタイト相が完全に固溶できなくなり、あるいは最終的に生成する第２相が粗大化する。なお、本発明の冷延鋼板製造用母板では、フェライト相とセメンタイト相とからなる組織を有していれば、フェライトの量（分率）は上記した鋼組成で生成し得る範囲では、どの程度であってもよいので、特に限定しない。
【００３７】
得られた熱延板（冷延鋼板製造用母板）は、ついで、冷延工程と連続焼鈍工程とを順次施されて冷延板（冷延鋼板）とされる。
再加熱工程を経た熱延板（冷延鋼板製造用母板）は、ついで、冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程を施される。冷間圧延条件については、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、とくに限定されない。
【００３８】
ついで冷延板は、連続焼鈍工程を施される。
冷延板は、まず、連続焼鈍ラインで、Ａc₁変態点以上850 ℃以下の温度で20〜200s保持する加熱処理を施される。
加熱処理前の組織を球状化セメンタイトを含む組織とすることにより、この加熱処理により、球状化したセメンタイトが溶解し、Ｃ濃度の高くなっているところで優先的にオーステナイトへの逆変態が起こり、非平衡でＣ濃度の高いオーステナイトが生成し、残留オーステナイトの生成に有利に働くと考えられる。そして、この非平衡で生成するＣ濃度の高いオーステナイトが最終的に残留オーステナイトとして鋼中に存在することで、高い延性が得られ、27000MPa％以上のＴＳ×Ｅｌも可能となる。これに対し、加熱処理前の組織が、フェライト＋パーライトあるいはフェライト＋ベイナイト組織では、この加熱処理に際して、フェライト粒界から優先的にオーステナイトへの逆変態が起こるが、フェライト粒界での逆変態により生成するオーステナイト中のＣ濃度はほぼ平衡濃度に近い値となる。
【００３９】
加熱処理温度がＡ_C1変態点未満では、α＋γの２相域に加熱されず、最終的に残留オーステナイト相が生成せず、TRIP効果の発現が認められなる。一方、加熱処理温度が850 ℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が粗大化し、球状化セメンタイトを均一微細に分散させた効果がなくなる。このため、加熱処理温度はＡc₁変態点以上850 ℃以下とすることが好ましい。
【００４０】
また、加熱処理の保持時間が、20s 未満では、オーステナイト（γ）への逆変態が不十分となる。一方、保持時間が200sを超えて長くなると、オーステナイト中に非平衡に濃化したＣが拡散し、オーステナイト中の固溶Ｃ量が平衡量まで減少してしまう。
加熱処理後、ついで、加熱処理の保持温度から、10℃/s以上の冷却速度で350 〜500 ℃の温度域に冷却（急冷）する。冷却速度が、10℃/s未満では、オーステナイトがパーライトもしくはベイナイトに変態し、オーステナイトの残留が認められなくなり、TRIP効果の発現が得られなくなる。なお、冷却速度は、鋼板形状に影響を与えない範囲の、100 ℃/s以下とすることがより好ましい。
【００４１】
また、急冷の終了温度が350 ℃未満では、オーステナイトがマルテンサイトに変態し、所望の残留オーステナイト量が確保できなくなる。一方、急冷の終了温度が500 ℃を超えて高くなると、オーステナイトのほとんどがパーライトもしくはベイナイトに変態し、所望の残留オーステナイト量が確保できなくなり、TRIP効果の発現が期待できなくなる。なお、より好ましい急冷終了温度の範囲は370 〜450 ℃である。
【００４２】
350 〜500 ℃の温度域に急冷された冷延板は、ついで、350 〜500 ℃の温度域に10〜600s保持する過時効処理が施されたのち室温まで冷却される。350 〜500 ℃の温度域に保持される時間が10s 未満では、保持時間が短時間すぎて、殆どのオーステナイトは350 ℃未満の温度域に到達するとマルテンサイトに変態し、残留オーステナイト量が少なくなり、プレス成形時にTRIP効果の発現が期待できなくなる。一方、保持時間が、600sを超える長時間となると、ベイナイト変態の過度の進行により、残留オーステナイト量が減少する。
【００４３】
次に、本発明について、さらに実施例により詳細に説明する。
【００４４】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片（スラブ）とした。得られた鋳片（スラブ）を鋼素材として、熱間圧延により板厚3.0 mmの熱延板とし、熱間圧延終了後、表２に示す冷却速度で急冷停止温度まで急冷したのち、表２に示す巻取り温度でコイル状に巻取りし、室温まで冷却する熱延工程を施した。その後、熱延板（熱延コイル）を表２に示す温度、保持時間の条件で再加熱する再加熱工程を施し、冷延鋼板製造用母板とした。
【００４５】
得られた冷延鋼板製造用母板について、ミクロ組織を調査した。ミクロ組織の調査は、得られた冷延鋼板製造用母板から、試験片を採取し、圧延方向断面について光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で組織を観察し、画像解析装置をもちいて、組織の同定およびセメンタイト相の平均粒径を求めた。得られた結果を表２に併記した。
【００４６】
次いで冷延鋼板製造用母板（熱延板）を酸洗した後、冷間圧延により板厚1.4 mmの冷延板とする冷延工程を施した。
次いで、これら冷延板に、連続焼鈍ラインにて、連続焼鈍工程を施した。連続焼鈍工程では、まず、表２に示す条件で加熱処理を施した後、表２に示す条件の急冷および350 〜500 ℃の温度域での保持を施し、その後室温まで冷却し、冷延焼鈍板とした。
【００４７】
得られた冷延鋼板について、ミクロ組織、引張特性、穴拡げ性を調査した。
（１）ミクロ組織
鋼板のミクロ組織は、得られた冷延鋼板から、試験片を採取し、圧延方向断面について光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で組織を観察し、画像解析装置をもちいて、組織の同定および各組織の組織分率、平均粒径を求めた。
【００４８】
なお、残留オーステナイト相の含有量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回析Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoK α線を使用し、フェライト相の｛110 ｝、｛200 ｝、｛211 ｝の各面の回析Ｘ線強度に対する、残留オーステナイト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝各面の回析Ｘ線強度比をもとめ、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。
【００４９】
また、残留オーステナイト相の平均粒径は、EBSP（Electron Back Scattering Pattern）装置を用いて、倍率5000倍で視野数：10で撮像し、得られた像から画像解析装置を用いて、オーステナイト粒の平均面積を測定して、得られた平均面積からオーステナイト粒の円相当径を換算し、平均粒径とした。
また、残留オーステナイト相の固溶Ｃ量は、回析Ｘ線強度測定により求めた残留オーステナイト相の（200 ）面のピーク角度θを求め、次式
ａ＝λ／｛２sin θ( ｈ²＋ｋ²＋ｌ²）^1/2｝
ここで、ａ：残留オーステナイト相の格子定数（Å）、
λ：入射Ｘ線の波長（Å）、
θ：（200 ）γのピーク角度（rad.）
ｈ、ｋ、ｌ：γの面指数（ｈ＝２，ｋ＝０，ｌ＝０）
からオーステナイトの格子定数ａを算出し、得られたオーステナイトの格子定数ａから次式
Ｃγ＝（ａ−3.5467）／0.0467
を用いて残留オーステナイト相の固溶Ｃ量Ｃγ（質量％）を算出した。
（２）引張特性
鋼板より圧延直角方向に、JIS Z 2204の規定に準拠した５号試験片を採取した。引張試験は、JIS Z 2241の規定に準拠して実施し、耐力（YS）、引張強さ（TS）、破断伸び（El）を測定した。
（３）穴拡げ性
鋼板から採取した試験片に直径10mmの円形の穴( 初期穴径：ｄ_i）を打抜き、この穴に頂角60°の円錐ポンチを押し当て穴拡げする穴拡げ試験を実施した。穴縁の亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄ_bを測定し、次式
λ（％）＝[(ｄ_b−ｄ_i）／ｄ_i] ×100
ここで、ｄ_i：初期穴径（mm）、ｄ_b：亀裂が板厚を貫通したときの穴径（mm）で定義される穴拡げ率を求めた。この穴拡げ率で、伸びフランジ性を評価した。得られた結果を表３に示す。
【００５０】
【表１】

【００５１】
【表２】

【００５２】
【表３】

【００５３】
【表４】

【００５４】
【表５】

【００５５】
本発明例は、いずれも高い伸びと、高い穴拡げ率を示し、延性と伸びフランジ性に優れ、さらに、強度・伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が27000MPa％以上、強度・穴拡げ率バランス（ＴＳ×λ）が60000MPa％以上と、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×λのバランスの良好な高強度高延性冷延鋼板となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、残留オーステナイト量が少なく伸びが低いか、残留オーステナイト量を確保していたとしても熱延工程条件、再加熱工程条件のうちのいずれかが本発明の条件に適合しないため、残留オーステナイトが安定性に欠け、また、第２相が均一微細でなく、穴拡げ率が低いか、強度と延性、伸びフランジ性とのバランスを欠いた冷延鋼板となっている。
【００５６】
【発明の効果】
以上、詳述したように、本発明によれば、非常に優れた延性および伸びフランジ性を有し、ＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×λのバランスの良好な高張力冷延鋼板を、安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の冷延鋼板は、自動車部品に代表される成形品素材用として好適であり、自動車の軽量化、低燃費化、ひいては地球環境の改善に大きく貢献することができるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】第２相の平均粒径（μｍ）とＴＳ×λ（MPa ％）との相関を示すグラフである。
【図２】残留オーステナイト量（体積％）とＴＳ×Ｅｌ（MPa ％）との関係を示すグラフである。
【図３】Ｖγ×Ｃγ／ｄγとＴＳ×Ｅｌ（MPa ％）との相関を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet for automobiles, and more particularly to a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility and stretch flangeability.
[0002]
[Prior art]
In recent years, there has been a demand for improvement in fuel efficiency of automobiles from the viewpoint of conservation of the global environment. In addition, in order to protect passengers in the event of a collision, it is also required to improve the safety of automobile bodies. For this reason, the weight reduction of the automobile body and the reinforcement of the automobile body are being actively promoted. It is said that it is effective to increase the strength of component materials in order to satisfy the weight reduction and strengthening of the automobile body at the same time. Recently, high-strength steel sheets have been actively used for automobile parts.
[0003]
Since many automotive parts made of steel plates are processed by press working, steel plates for automotive parts are required to have excellent press formability. In order to achieve excellent press formability, it is important to ensure high ductility and high stretch flangeability.
As a high-strength steel sheet having excellent ductility, a dual-phase steel sheet having a composite structure of ferrite and martensite (so-called dual phase steel: DP steel) has been developed. Such a dual-phase steel sheet is known to have no yield point elongation, a low yield ratio, and a strength / elongation balance that is superior to a solid solution strengthened steel sheet and a precipitation strengthened steel sheet.
[0004]
Further, in order to obtain a steel plate having both strength and ductility, a steel plate (TRIP steel) using transformation induced plasticity (TRIP) due to retained austenite is considered. For example, Patent Document 1 proposes a method for manufacturing a high-strength steel sheet having good ductility and containing retained austenite. The method for producing a high-strength steel sheet described in Patent Document 1 includes C: 0.10 to 0.45%, and is directly or once cooled after being hot-rolled and coiled into steel with adjusted Si, Mn, Al, and N contents. After 550-Ac ₁ (Ac) after primary annealing in the temperature range of _Three -80 ° C) to Ac _Three After performing secondary annealing at a temperature range of 350 ° C, cooling to 350 to 550 ° C and aging at that temperature range, obtaining a composite structure containing an appropriate amount of retained austenite, strength and elongation It is to improve the balance.
[0005]
Patent Document 2 and Patent Document 3 also propose a method for producing a TRIP steel sheet having a composite structure containing ferrite, bainite, and retained austenite.
[0006]
[Patent Document 1]
JP-A-62-182224
[Patent Document 2]
Japanese Examined Patent Publication No. 5-64215
[Patent Document 3]
JP-A-4-333524
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, it is said that composite steel plates such as DP steel and TRIP steel are generally inferior in stretch flangeability, and are high strength steel plates manufactured by the technique described in Patent Document 1, or

Patent Documents

2 and 3 In the steel plate manufactured by the technique described in 1), there was a problem that the stretch flangeability was inferior.
[0008]
Further, a steel sheet having a high strength-hole expansion ratio balance in which the product of tensile strength, TS, and hole expansion ratio λ, TS × λ is 60000 MPa% or more was not obtained.
In the present invention, it is a steel sheet containing a retained austenite phase, excellent in ductility, and having a high strength-ductility balance, excellent in stretch flangeability, and high strength-hole expansion ratio balance in which TS × λ is 60000 MPa% or more. An object of the present invention is to propose a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet, a base plate for producing a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet, and a method for producing them.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-described problems, the present inventors diligently studied factors affecting the ductility (elongation) and stretch flangeability of cold-rolled steel sheets. As a result, the steel material is heated, and after the hot rolling is completed, it is rapidly cooled and subjected to low temperature winding to obtain a hot rolled sheet whose structure is mainly composed of bainite and martensite, and then the hot rolled sheet is heated to 550 to 700 ° C. By reheating to the temperature range of 1 and holding for 1 to 30 hours and applying a reheating treatment to spheroidize the cementite to obtain a cold rolled steel plate manufacturing base plate, the base plate is subjected to cold rolling and continuous annealing. A cold-rolled steel sheet in which the average particle size of the second phase consisting of retained austenite and a low-temperature transformation phase is as fine as 3 μm or less, the stretch flangeability is improved, and the C concentration in the retained austenite is increased and the ductility is improved. It was found that a cold-rolled steel sheet having higher elongation and stretch flangeability than conventional TRIP steel can be obtained.
[0010]
The present invention has been completed based on the above findings and further studies.
That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.050% or less, Al: 0.01 to 0.30%, the balance being Fe and inevitable A base plate for producing a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet having a composition comprising impurities, a structure comprising a ferrite phase and a cementite phase, and having an average particle size of the cementite phase of 0.3 to 1.0 μm .
(2) In (1), in addition to the above composition, the composition further comprises, in mass%, one or two of Ti: 0.25% or less and Nb: 0.1% or less. Base plate for manufacturing high-strength cold-rolled steel sheets.
(3) In (1) or (2), in addition to the above composition, the composition further contains, in mass%, one or two of Ca and REM in a total amount of 0.0100% or less. High strength, high ductility cold-rolled steel plate manufacturing base plate.
(4) By mass%, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.050% or less, Al: 0.01 to 0.30%, the balance being Fe and inevitable A steel material having a composition comprising impurities is hot-rolled to form a hot-rolled sheet, and a cooling rate: 30 ° C./s or more and cooling to 500 ° C. or less, and then rolling the hot-rolled sheet, A method for producing a base plate for producing a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet, comprising sequentially performing a reheating step of reheating the rolled sheet and holding it for 10 to 30 hours in a temperature range of 550 to 700 ° C.
(5) In (4), in addition to the above composition, the composition further comprises, in mass%, one or two of Ti: 0.25% or less and Nb: 0.1% or less. A method for producing a base plate for producing a high strength, ductile cold rolled steel sheet.
(6) In (4) or (5), in addition to the above-mentioned composition, the composition further contains, in mass%, one or two of Ca and REM in a total amount of 0.0100% or less. A method for producing a base plate for producing a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet.
(7) A high strength and high ductility cold rolled steel sheet produced by sequentially performing cold rolling and continuous annealing on the base plate for producing a high strength and high ductility cold rolled steel sheet according to (1), In mass%, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.050% or less, Al: 0.01 to 0.30%, the balance being Fe and inevitable impurities The composition and ferrite phase as the main phase, For the entire steel plate It has a composite structure in which a phase containing a residual austenite phase with a volume ratio of 4% or more and further including a low-temperature transformation phase is a second phase, the average particle size of the second phase is 3 μm or less, and the residual austenite phase The content Vγ, the solid solution C amount Cγ, and the average crystal grain size dγ are expressed by the following formula (1):
Vγ × Cγ / dγ ≧ 6 (1)
(Where Vγ: content of residual austenite phase (% by volume), Cγ: amount of dissolved C in residual austenite phase (mass%), dγ: average crystal grain size (μm) of residual austenite phase)
A high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet characterized by satisfying
(8) In (7), in addition to the above composition, the composition further comprises, in mass%, one or two of Ti: 0.25% or less and Nb: 0.1% or less. High-strength cold-rolled steel sheet.
(9) In (7) or (8), in addition to the above composition, the composition further comprises, in mass%, one or two of Ca and REM in a total amount of 0.0100% or less. High strength and high ductility cold rolled steel sheet.
(10) By mass%, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.050% or less, Al: 0.01 to 0.30%, the balance being Fe and inevitable A steel material having a composition comprising impurities is hot-rolled to form a hot-rolled sheet, and a cooling rate: 30 ° C./s or more and cooling to 500 ° C. or less, and then rolling the hot-rolled sheet, A reheating step of reheating the rolled sheet and holding it in a temperature range of 550 to 700 ° C. for 10 to 30 hours; a cold rolling process of cold rolling the hot rolled sheet that has undergone the reheating step to form a cold rolled sheet; Ac on cold-rolled sheet ₁ After performing a heat treatment for 20 to 200 s at a temperature not lower than the transformation point and not higher than 850 ° C., the temperature is lowered from the holding temperature of the heat treatment to a temperature range of 350 to 500 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more. A method for producing a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet, which is sequentially subjected to a continuous annealing step of cooling to room temperature after holding in a temperature range for 10 to 600 s.
(11) In (10), in addition to the above composition, the composition further comprises, in mass%, one or two of Ti: 0.25% or less and Nb: 0.1% or less. A method for producing a high-strength, highly ductile cold-rolled steel sheet.
(12) In (10) or (11), in addition to the above composition, the composition further contains, in mass%, one or two of Ca and REM in a total amount of 0.0100% or less. A method for producing a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet.
[0011]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the reason for limiting the composition of the cold-rolled steel sheet of the present invention will be described. Hereinafter, the mass% in the composition is simply referred to as%.
C: 0.05-0.40%
C is an effective element that not only effectively contributes to strengthening of steel but also contributes to the formation of retained austenite. In order to acquire such an effect, 0.05% or more of content is required. On the other hand, the content exceeding 0.40% lowers the ductility. For this reason, in this invention, C was limited to 0.05 to 0.40% of range. In addition, Preferably it is 0.10 to 0.25%.
[0012]
Si: 0.5-3.0%
Si is an element having an action of strengthening steel by solid solution strengthening, stabilizing austenite, and promoting the formation of residual austenite phase. Such an effect is observed at a content of 0.5% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, not only the ductility is lowered, but also the scale properties are lowered and the surface quality tends to be lowered. For this reason, Si was limited to the range of 0.5 to 3.0%. Preferably it is 1.0 to 2.5%.
[0013]
Mn: 0.5-3.0%
Mn is an element that has the effect of strengthening steel by solid solution strengthening and promoting the formation of retained austenite. Such an effect is recognized when the Mn content is 0.5% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, resulting in an economic disadvantage. For this reason, Mn was limited to the range of 0.5 to 3.0%. Preferably it is 1.0 to 2.0%.
[0014]
P: 0.050% or less
P is an element that strengthens steel by solid solution strengthening, and is effective in obtaining a high-strength steel sheet. However, if it exceeds 0.050%, spot weldability is lowered. For this reason, in the present invention, P is limited to 0.050% or less. In addition, Preferably, it is 0.020% or less.
[0015]
Al: 0.01 to 0.3%
Al is an element that acts as a deoxidizing agent. For this purpose, it needs to contain at least 0.01%. However, if it exceeds 0.3%, the effect is saturated and there is a disadvantage in terms of cost. Since it becomes remarkable, Al was limited to the range of 0.01 to 0.3%.
In addition to the basic components described above, in the present invention, Ti and Nb as strength improving components and Ca and REM as workability improving components can be appropriately contained within the following ranges as required.
[0016]
One or two of Ti: 0.25% or less, Nb: 0.1% or less
Ti and Nb are both elements that contribute to the improvement of strength, and can be selected and contained as necessary. In order to obtain such effects, it is preferable to contain Ti: 0.005% or more and Nb: 0.003% or more. On the other hand, excessive content exceeding Ti: 0.25% and Nb: 0.1% leads to a decrease in ductility. For this reason, when it contains, upper limit is Ti: 0.25% and Nb: 0.1%. Ti and Nb are also effective in preventing intergranular cracking at the edge that is likely to occur during hot rolling of medium carbon steel.
[0017]
0.0100% or less of one or two of Ca and REM
Ca and REM are elements that have an action of controlling the form of sulfide inclusions and contribute effectively to the improvement of workability, particularly stretch flangeability, and can be selected and contained as necessary. Such an effect is recognized when the total content of one or two of Ca and REM is 0.0010% or more, but even if the content exceeds 0.0100%, the effect is saturated and commensurate with the content. The effect cannot be expected. For this reason, one or two of Ca and REM may be contained up to a total of 0.0100%, preferably in the range of 0.0010 to 0.0100%. More preferably, the content is 0.001 to 0.005%.
[0018]
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
Note that S as an inevitable impurity is an element that forms inclusions (sulfides) such as MnS in steel and lowers ductility, particularly stretch flangeability, and is preferably reduced as much as possible. For this reason, the S content is preferably 0.005% or less. More preferably, it is 0.003% or less.
[0019]
Next, the reason for limiting the structure of the cold-rolled steel sheet of the present invention will be described.
The cold-rolled steel sheet of the present invention has ferrite as the main phase, For the entire steel plate It is a steel sheet having a composite structure in which a phase containing residual austenite of 4% or more by volume and further including a low-temperature transformation phase is a second phase.
The ferrite phase that is the main phase is a soft phase that does not contain carbides, has high deformability, and improves the ductility of the steel sheet. For this reason, in the present invention, such ferrite is contained by 50% or more by volume. If the ferrite content is less than 50%, a remarkable effect of improving ductility cannot be expected. More preferably, it is 70% or more.
[0020]
In the present invention, the second phase needs to have an average particle size of 3.0 μm or less. When the average particle size of the second phase exceeds 3.0 μm, the stretch flangeability decreases, and the value of tensile strength TS × hole expansion ratio λ (MPa%), which is an index of strength-stretch flangeability balance, decreases. .
In addition, the 2nd phase said by this invention means the phase which consists of a retained austenite and a low temperature transformation phase. When the present inventors reversely transform finely dispersed spheroidized cementite into austenite, and this austenite is cooled and over-aged to form a second phase, the obtained second phase is a fine particle having an average particle size of 3 μm or less. Thus, a steel sheet having such a fine second phase exhibits a very good balance between strength and stretch flangeability.
[0021]
FIG. 1 shows the correlation between the average particle size (μm) of the second phase and TS × λ (MPa%). Here, the data in FIG. 1 are those in which the steel composition is in the above-described range and the amount of retained austenite is in the above-described range in Tables 3-1 and 3-2 (detailed later). No. 3, 15, 16, 19, 20, 23, 26, 27, 3 to 37). The circles in FIG. The structure of the cold-rolled mother board) is a structure composed of ferrite and cementite having an average particle diameter of 0.3 to 1.0 μm, and the mark ● represents the case of another structure. From FIG. 1, when the cold-rolled mother plate, that is, the structure before cold rolling / annealing is a structure composed of ferrite and cementite having an average particle diameter of 0.3 to 1.0 μm, the average particle diameter of the second phase is 3 μm or less, It can be seen that a high TS × λ can be obtained when the average particle size of the second phase is 3 μm or less. For this reason, in this invention, the average particle diameter of the 2nd phase was limited to 3.0 micrometers or less.
[0022]
The retained austenite phase, which is one phase constituting the second phase, undergoes strain-induced transformation into martensite during processing, widely disperses locally applied processing strain, and improves the ductility of the steel sheet. For this reason, in this invention, such a retained austenite phase is contained 4% or more by volume ratio. If the amount of retained austenite is less than 4%, a significant improvement in ductility cannot be expected. In addition, the upper limit of content of retained austenite is about 15% in the composition range of the present invention. Furthermore, even when the amount of retained austenite is the same, before cold rolling / annealing, that is, when the structure of the cold rolled base plate is composed of ferrite and cementite having an average particle size of 0.3 to 1.0 μm, It was found that the value of tensile strength TS (MPa) × elongation El (%), which is an index of strength-ductility balance, was higher than in some cases.
[0023]
FIG. 2 shows the relationship between the amount of retained austenite (volume%) and TS × El (MPa%). From FIG. 2, the value of TS × El tends to increase as the amount of retained austenite increases, and the structure of the cold-rolled mother plate is composed of ferrite and cementite having an average particle diameter of 0.3 to 1.0 μm. It can be seen that the value of TS × El is higher in the case (circle mark in FIG. 2) than in the case of other tissues (triangle mark in FIG. 2).
[0024]
However, even when the amount of retained austenite in the cold-rolled steel sheet is the same, the value of TS × El varies. As a result of considering the cause, it was conceived that the value of TS × El would be influenced by the grain size of retained austenite and the C concentration in retained austenite.
Therefore, the smaller the grain size dγ (μm) of the retained austenite phase becomes higher TS and higher El, and the larger the C concentration Cγ (wt%) in the retained austenite becomes stabilized and the higher austenite phase becomes higher El. As a result, based on the idea that the value of TS × El is increased, the content Vγ (volume%) of the retained austenite phase, the amount of solid solution Cγ (mass%) in the retained austenite phase, and the average crystal of the retained austenite phase TS × El was arranged using Vγ × Cγ / dγ obtained from the particle size dγ (μm) as an index. The result is shown in FIG.
[0025]
From FIG. 3, there is a strong correlation that TS × El increases as the value of Vγ × Cγ / dγ increases, regardless of the amount of retained austenite Vγ. The cold-rolled steel sheet showing a high value of TS × El of 27000 MPa% or more has a value of Vγ × Cγ / dγ of 6 or more, and it can be seen that if this value is less than 6, TS × El decreases rapidly. . The data in FIG. 2 and FIG. 3 are those in which the steel composition is in the above-described range and the amount of retained austenite is in the above-described range in Tables 3-1 and 3-2, which will be described in detail later. This is data on steel plates Nos. 3, 15, 16, 19, 20, 23, 26, 27, and 3-37.
[0026]
Based on the above knowledge, the retained austenite phase in the present invention has the above-described content range, and the retained austenite phase content Vγ, solute C content Cγ, and average crystal grain size dγ are expressed by the following formula (1):
Vγ × Cγ / dγ ≧ 6 (1)
(Where Vγ: content of residual austenite phase (% by volume), Cγ: amount of solid solution C in residual austenite phase (mass%), dγ: average crystal grain size (μm) of residual austenite phase) . When Vγ, Cγ, and dγ do not satisfy the formula (1), the elongation characteristics are degraded. For this reason, in order to improve the elongation characteristics, the content Vγ of the retained austenite phase, the solid solution C amount Cγ, and the average crystal grain size dγ are limited so as to satisfy the expression (1). In order to obtain a higher strength-ductility balance, Vγ × Cγ / dγ is preferably 7 or more.
[0027]
Moreover, in the cold-rolled steel sheet of this invention, a low temperature transformation phase is included as another phase which comprises a 2nd phase. The low temperature transformation phase referred to in the present invention refers to bainite or a mixed structure of martensite and bainite. Both martensite and bainite are hard phases and have the effect of increasing steel sheet strength by strengthening the structure. Moreover, since the low temperature transformation phase is accompanied by the generation of movable dislocations during generation, it also has the effect of reducing the yield ratio of the steel sheet. In the present invention, the content of the low temperature transformation phase is not particularly limited, and may be appropriately distributed according to the strength of the steel sheet. Tensile strength: In a 780 MPa grade cold rolled steel sheet, the low temperature transformation phase is preferably about 20 to 30%.
[0028]
The cold-rolled steel sheet of the present invention having the composition and structure as described above is a cold-rolled steel sheet having a product of tensile strength TS and hole expansion rate λ, TS × λ, of 60000 MPa% or more. When TS x λ is less than 60000 MPa%, the balance of strength and hole expansion ratio is the same level as the TRIP steel obtained by the above-mentioned conventional technology. When the strength is increased, the stretch flangeability is not sufficient and the stretch flangeability is improved. This is because it is not possible to achieve high strength. In addition, an excellent balance between strength and ductility is advantageous for forming into a high-strength member that is subjected to severe forming. The cold-rolled steel sheet of the present invention has a product of tensile strength TS and elongation El. , TS × El is a cold-rolled steel sheet having 27000 MPa% or more.
[0029]
Below, the manufacturing method of the high intensity | strength high ductility cold-rolled steel plate of this invention is demonstrated.
First, the molten steel having the above-described composition is melted by a generally known melting method such as a converter, and then made into a steel material by a generally known method such as a continuous casting method or an ingot forming method.
Next, a hot rolling step and a reheating step are sequentially performed on the steel material having the above composition to obtain a base plate for manufacturing a cold rolled steel sheet. The obtained base plate is further subjected to a cold rolling step and a continuous annealing step to obtain a cold rolled steel plate.
[0030]
First, the manufacturing method of the base plate for cold-rolled steel plate manufacture is demonstrated.
In the manufacturing method of the base plate for cold-rolled steel sheet production, first, a steel material having the above composition is heated and subjected to hot rolling to form a hot-rolled sheet.
Hot rolling is not particularly limited as long as a desired dimension and shape can be secured by a generally known method. After the hot rolling is completed, the hot rolled sheet is cooled (rapidly cooled) to 500 ° C. or lower at a cooling rate of 30 ° C./s or more, and then wound at a low temperature to form a hot rolled coil (hot rolled sheet).
[0031]
Usually, in the state of hot rolling that is allowed to cool after hot rolling, the structure of the hot rolled sheet is ferrite + pearlite or ferrite + bainite. In such a structure, during annealing after cold rolling, reverse transformation from a ferrite grain boundary to austenite occurs preferentially during heating, so that the finally obtained second phase tends to be coarse and have a non-uniform distribution. In the present invention, after hot rolling, the steel sheet is rapidly cooled to 500 ° C. or lower at a cooling rate of 30 ° C./s or higher, and wound at a low temperature of 500 ° C. or lower, and the hot rolled sheet has a bainite or martensite-based structure.
[0032]
If the cooling rate after hot rolling is less than 30 ° C./s, the amount of polygonal ferrite generated during cooling increases, and the structure of the hot rolled sheet cannot be made to be a structure mainly composed of bainite or martensite. If the coiling temperature of the hot-rolled sheet exceeds 500 ° C., austenite is transformed into pearlite by subsequent cooling, and the structure of the hot-rolled sheet cannot be made mainly of bainite or martensite.
[0033]
When the coiling temperature is equal to or higher than the martensitic transformation point, it is preferable to set the time between the coiling and the reheating step described later to 10 min or more in order to generate a bainite phase.
In the manufacturing method of the base plate for cold-rolled steel sheet production of the present invention, following the hot-rolling step in which the structure of the hot-rolled sheet is a bainite or martensite-based structure, the hot-rolled sheet is further reheated to 550 to 700 ° C. A reheating step is performed for 10 to 30 hours in the temperature range.
[0034]
By this reheating step, a structure in which spheroidized cementite is uniformly and finely dispersed is obtained. Many dislocations are introduced by making the structure of the hot-rolled sheet a bainite or martensite-based structure. When the hot-rolled sheet having such a structure is reheated and held at a temperature of 550 to 700 ° C., cementite is spheroidized and becomes a uniformly dispersed structure. Since spheroidization of cementite is likely to occur preferentially on dislocations, spheroidized cementite can be uniformly and finely dispersed by reheating the bainite or martensite-based structure into which many dislocations are introduced. Such spheroidized cement dissolves during annealing after cold rolling, and reverse transformation to austenite occurs preferentially where the C concentration is high, and the second phase finally obtained has an average particle size of 3 μm or less. It is thought that it becomes uniform and fine and stretch flangeability improves.
[0035]
In addition, the amount of C in the finally obtained austenite phase is increased, and the crystal grain size of the retained austenite phase is also reduced. This stabilizes the retained austenite phase and contributes to high ductility.
When the heating temperature in the reheating step is less than 550 ° C., cementite spheroidization does not occur sufficiently. Further, when the temperature exceeds 700 ° C., cementite coarsens or becomes a ferrite + austenite two-phase region, and cementite re-dissolves. For this reason, it contributes to the improvement in stretch flangeability, and as a result, a fine second phase for achieving TS × λ of 60000 MPa% or more cannot be obtained after annealing of the cold-rolled sheet. For this reason, the reheating temperature is preferably limited to a range of 550 to 700 ° C. On the other hand, when the holding time is less than 10 hours, the cementite is insufficiently produced, and cementite that contributes to the production of retained austenite having a high amount of dissolved C cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 30 h, the spheroidized cementite becomes coarse, and it becomes difficult for the cementite to be completely dissolved in the subsequent annealing after cold rolling. For this reason, it is preferable to limit the holding time at the heating temperature in the reheating step to 10 to 30 hours.
[0036]
The hot-rolled sheet (base plate for cold-rolled steel sheet production) thus obtained comprises a ferrite phase and a cementite phase, and has a spheroidized cementite structure in which the average particle size of the cementite phase is 0.3 to 1.0 μm. It becomes. A cold-rolled steel sheet satisfying the above-described relationship (1) can be obtained by performing cold-rolling and annealing using a hot-rolled sheet having such a structure as a base plate for cold-rolled steel sheet production. If the average particle size of the cementite phase is less than 0.3 μm, the concentrated portion of C does not remain in the subsequent continuous annealing step, and the amount of solid solution C of the retained austenite phase decreases. On the other hand, if it exceeds 3.0 μm, the cementite phase cannot be completely dissolved in the subsequent continuous annealing process, or the second phase finally formed becomes coarse. In the cold-rolled steel sheet manufacturing base plate of the present invention, as long as it has a structure composed of a ferrite phase and a cementite phase, the amount (fraction) of ferrite is within the range that can be generated with the steel composition described above. Since it may be a degree, it is not particularly limited.
[0037]
The obtained hot-rolled sheet (base plate for cold-rolled steel sheet manufacturing) is then subjected to a cold-rolling process and a continuous annealing process in order to form a cold-rolled sheet (cold-rolled steel sheet).
The hot-rolled sheet (base plate for cold-rolled steel sheet manufacturing) that has undergone the reheating process is then subjected to a cold-rolling process that is cold-rolled to give a cold-rolled sheet. The cold rolling conditions are not particularly limited as long as a cold rolled sheet having a desired size and shape can be obtained.
[0038]
The cold-rolled sheet is then subjected to a continuous annealing process.
Cold-rolled sheet is first a continuous annealing line, Ac ₁ A heat treatment is performed at a temperature not lower than the transformation point and not higher than 850 ° C. for 20 to 200 seconds.
By making the structure before the heat treatment into a structure containing spheroidized cementite, the spheroidized cementite is dissolved by this heat treatment, and the reverse transformation to austenite occurs preferentially when the C concentration is high. It is considered that austenite having a high C concentration at equilibrium is produced, which is advantageous for the production of retained austenite. And since the austenite with high C density | concentration produced | generated by this non-equilibrium finally exists in steel as a retained austenite, a high ductility will be acquired and TS * El of 27000 MPa% or more will also be attained. On the other hand, when the structure before the heat treatment is a ferrite + pearlite or ferrite + bainite structure, reverse transformation from the ferrite grain boundary to austenite occurs preferentially during this heat treatment, but due to the reverse transformation at the ferrite grain boundary, The C concentration in the generated austenite is a value close to the equilibrium concentration.
[0039]
Heat treatment temperature is A _C1 Below the transformation point, the α + γ two-phase region is not heated, and finally a retained austenite phase is not generated, and the TRIP effect is observed. On the other hand, when the heat treatment temperature is higher than 850 ° C., the austenite grains become coarse and the effect of uniformly and finely dispersing the spheroidized cementite is lost. Therefore, the heat treatment temperature is Ac ₁ The transformation point is preferably set to 850 ° C. or lower.
[0040]
Further, when the heat treatment holding time is less than 20 s, reverse transformation to austenite (γ) becomes insufficient. On the other hand, when the holding time is longer than 200 s, C concentrated in a non-equilibrium state diffuses in austenite, and the amount of dissolved C in the austenite decreases to the equilibrium amount.
After the heat treatment, it is then cooled (rapidly cooled) from the holding temperature of the heat treatment to a temperature range of 350 to 500 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more. When the cooling rate is less than 10 ° C./s, austenite is transformed into pearlite or bainite, no austenite remains, and the TRIP effect cannot be obtained. The cooling rate is more preferably 100 ° C./s or less in a range that does not affect the steel plate shape.
[0041]
When the quenching end temperature is less than 350 ° C., austenite is transformed into martensite, and a desired retained austenite amount cannot be ensured. On the other hand, when the quenching end temperature exceeds 500 ° C., most of the austenite is transformed into pearlite or bainite, and the desired retained austenite amount cannot be secured, and the TRIP effect cannot be expected. A more preferable range of the quenching end temperature is 370 to 450 ° C.
[0042]
The cold-rolled sheet rapidly cooled to a temperature range of 350 to 500 ° C. is then cooled to room temperature after being subjected to an overaging treatment for 10 to 600 seconds in the temperature range of 350 to 500 ° C. If the time of holding in the temperature range of 350 to 500 ° C is less than 10s, the holding time is too short, and most austenite transforms to martensite when reaching the temperature range of less than 350 ° C, reducing the amount of retained austenite. The TRIP effect cannot be expected during press molding. On the other hand, when the holding time exceeds 600 s, the amount of retained austenite decreases due to excessive progress of bainite transformation.
[0043]
Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
[0044]
【Example】
Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and formed into a slab by a continuous casting method. The obtained slab (slab) was used as a steel material to form a hot rolled sheet having a thickness of 3.0 mm by hot rolling. After hot rolling, the steel sheet was rapidly cooled to the quenching stop temperature at the cooling rate shown in Table 2, and then Table 2 The coil was wound into a coil shape at a winding temperature shown in FIG. Then, the reheating process which reheats a hot-rolled sheet (hot-rolled coil) on the conditions of the temperature and holding time which are shown in Table 2 was given, and it was set as the base plate for cold-rolled steel plate manufacture.
[0045]
The microstructure of the obtained cold rolled steel sheet manufacturing base plate was examined. To investigate the microstructure, specimens were collected from the obtained cold rolled steel sheet manufacturing base plate, and the microstructure was observed with an optical microscope or a scanning electron microscope for the cross section in the rolling direction. Identification and the average particle size of the cementite phase were determined. The obtained results are also shown in Table 2.
[0046]
Next, after cold-rolling a mother board (hot-rolled sheet) for producing a cold-rolled steel sheet, a cold-rolling step was performed to form a cold-rolled sheet having a thickness of 1.4 mm by cold rolling.
Subsequently, these cold-rolled sheets were subjected to a continuous annealing process in a continuous annealing line. In the continuous annealing process, first, heat treatment is performed under the conditions shown in Table 2, followed by rapid cooling under the conditions shown in Table 2 and holding in a temperature range of 350 to 500 ° C., and then cooling to room temperature. A board was used.
[0047]
The obtained cold-rolled steel sheet was examined for microstructure, tensile properties, and hole expandability.
(1) Micro structure
The microstructure of the steel sheet is obtained by collecting a test piece from the obtained cold-rolled steel sheet, observing the structure with an optical microscope or a scanning electron microscope with respect to the cross section in the rolling direction, and using the image analyzer to identify the structure and each structure. The structure fraction and the average particle diameter were determined.
[0048]
The content of the retained austenite phase was determined by measuring the diffraction X-ray intensity at the center plane of the plate thickness after polishing the steel plate to the center plane in the plate thickness direction. MoK α rays are used as incident X-rays, and {111}, {200}, {200}, {200}, {200}, {200}, {200} 220}, {311} The diffraction X-ray intensity ratio of each surface was obtained, and the average value of these was taken as the volume ratio of the retained austenite phase.
[0049]
The average particle size of the retained austenite phase was measured using an EBSP (Electron Back Scattering Pattern) device at a magnification of 5000 and a field number of 10 and the obtained image was used to analyze the austenite grains. The average area was measured, and the equivalent circle diameter of the austenite grains was converted from the obtained average area to obtain the average particle diameter.
The amount of dissolved C in the retained austenite phase was determined by calculating the peak angle θ of the (200) plane of the retained austenite phase obtained by diffraction X-ray intensity measurement.
a = λ / {2sin θ (h ² + K ² + L ² ) ^1/2 }
Where: a: lattice constant of retained austenite phase (Å),
λ: wavelength of incident X-ray (Å),
θ: (200) γ peak angle (rad.)
h, k, l: surface index of γ (h = 2, k = 0, l = 0)
From the obtained austenite lattice constant a, the following equation is calculated:
Cγ = (a−3.5467) /0.0467
Was used to calculate the solid solution C amount Cγ (mass%) of the retained austenite phase.
(2) Tensile properties
A No. 5 test piece in accordance with JIS Z 2204 was collected in the direction perpendicular to the rolling direction from the steel plate. The tensile test was performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241, and the yield strength (YS), tensile strength (TS), and elongation at break (El) were measured.
(3) Hole expandability
A round hole with a diameter of 10 mm (initial hole diameter: d) _i ) Was punched out, and a hole expansion test was performed in which a conical punch with a vertex angle of 60 ° was pressed into the hole to expand the hole. Hole diameter d at the time when the crack at the hole edge penetrates the plate thickness _b Measure the following formula
λ (%) = [(d _b -D _i ) / D _i ] × 100
Where d _i : Initial hole diameter (mm), d _b : The hole expansion rate defined by the hole diameter (mm) when the crack penetrated the plate thickness was obtained. The stretch flangeability was evaluated based on the hole expansion rate. The obtained results are shown in Table 3.
[0050]
[Table 1]

[0051]
[Table 2]

[0052]
[Table 3]

[0053]
[Table 4]

[0054]
[Table 5]

[0055]
The examples of the present invention all show high elongation and high hole expansion ratio, and are excellent in ductility and stretch flangeability. Furthermore, the strength / elongation balance (TS × El) is 27000 MPa% or more, and the strength / hole expansion ratio balance (TS × λ) is 60000 MPa% or more, and a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet having a good balance of TS × El and TS × λ.
On the other hand, in the comparative example outside the scope of the present invention, either the amount of retained austenite is small and the elongation is low, or even if the amount of retained austenite is secured, either the hot rolling process condition or the reheating process condition is Because it does not meet the conditions, the retained austenite lacks stability, the second phase is not uniform and fine, and the hole expansion rate is low, or the cold rolled steel sheet lacks the balance between strength, ductility and stretch flangeability. ing.
[0056]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the present invention, a high-tensile cold-rolled steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability and a good balance of TS × El and TS × λ can be manufactured at low cost and stably. Can be manufactured, and has a remarkable industrial effect. Further, the cold-rolled steel sheet of the present invention is suitable for use as a molded product material typified by automobile parts, and has the effect that it can greatly contribute to the reduction in weight and fuel consumption of automobiles and, in turn, the improvement of the global environment. .
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing a correlation between an average particle size (μm) of a second phase and TS × λ (MPa%).
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the amount of retained austenite (% by volume) and TS × El (MPa%).
FIG. 3 is a graph showing the correlation between Vγ × Cγ / dγ and TS × El (MPa%).

Claims

% By mass
C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%,
Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.050% or less,
Al: 0.01-0.30%
In which the balance is composed of Fe and unavoidable impurities, and the structure is composed of a ferrite phase and a cementite phase, and the cementite phase has an average particle size of 0.3 to 1.0 μm. Base plate for manufacturing high-strength cold-rolled steel sheets.

The high-strength and high-strength composition according to claim 1, wherein the composition further comprises one or two of Ti: 0.25% or less and Nb: 0.1% or less in addition to the composition. Base plate for manufacturing ductile cold-rolled steel sheet.

The high strength and high ductility according to claim 1 or 2, further comprising, in addition to the composition, 0.0100% or less in total of one or two of Ca and REM in mass%. Base plate for cold-rolled steel sheet manufacturing.

% By mass
C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%,
Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.050% or less,
Al: 0.01-0.30%
Steel, the balance of which consists of Fe and inevitable impurities, hot-rolled into a hot-rolled sheet, cooled to a temperature of 30 ° C / s to 500 ° C and then hot-rolled A high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet, which is sequentially subjected to a hot-rolling step of winding the steel sheet and a re-heating step of re-heating the hot-rolled sheet and holding it in a temperature range of 550 to 700 ° C. Manufacturing method for mother board.

The high-strength and high-strength composition according to claim 4, wherein the composition further contains one or two of Ti: 0.25% or less and Nb: 0.1% or less in addition to the composition. A method for producing a base plate for producing a ductile cold-rolled steel sheet.

The high strength and high ductility according to claim 4 or 5, further comprising, in addition to the above composition, one or two of Ca and REM in a total of 0.0100% or less in terms of mass%. A method for producing a cold-rolled steel plate.

A high strength and high ductility cold rolled steel sheet produced by sequentially performing cold rolling and continuous annealing on the high strength and high ductility cold rolled steel sheet manufacturing base plate according to claim 1, wherein the mass percentage is:
C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%,
Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.050% or less,
Al: 0.01-0.30%
And a composition comprising the balance of Fe and inevitable impurities, a ferrite phase as a main phase, a residual austenite phase with a volume ratio of 4% or more with respect to the whole steel sheet, and a phase including a low-temperature transformation phase as a second phase The average particle size of the second phase is 3 μm or less, and the residual austenite phase content Vγ, the solid solution C amount Cγ, and the average crystal particle size dγ are expressed by the following formula (1): A high strength and high ductility cold-rolled steel sheet characterized by satisfaction.
Record
Vγ × Cγ / dγ ≧ 6 (1)
Where Vγ: content of residual austenite phase (% by volume),
Cγ: solid solution C amount (% by mass) in the retained austenite phase,
dγ: average crystal grain size of retained austenite phase (μm))

The high-strength and high-strength composition according to claim 7, wherein the composition further contains one or two of Ti: 0.25% or less and Nb: 0.1% or less in addition to the composition. Ductile cold rolled steel sheet.

The high strength and high ductility according to claim 7 or 8, further comprising, in addition to the above composition, a total of 0.0100% or less of one or two of Ca and REM by mass%. Cold rolled steel sheet.

% By mass
C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%,
Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.050% or less,
Al: 0.01-0.30%
Steel, the balance of which consists of Fe and inevitable impurities, hot-rolled into a hot-rolled sheet, cooled to a temperature of 30 ° C / s to 500 ° C and then hot-rolled A hot rolling process for rewinding the steel sheet, a reheating process for reheating the hot rolled sheet for 10 to 30 hours in a temperature range of 550 to 700 ° C, and cold rolling the hot rolled sheet that has undergone the reheating process. After performing the cold rolling process to make a rolled sheet and heat treatment for 20 to 200 seconds at a temperature not lower than the AC1 transformation point and not higher than 850 ° _C , the cold rolled sheet has a temperature of 10 ° C / s or higher. A continuous annealing step of cooling to a temperature range of 350 to 500 ° C. at a cooling rate of 10 to 600 s and then cooling to room temperature in the temperature range, Production method.

The high-strength and high-strength composition according to claim 10, wherein the composition further comprises one or two of Ti: 0.25% or less and Nb: 0.1% or less in addition to the composition. A method for producing a ductile cold-rolled steel sheet.

The high-strength and high-ductility composition according to claim 10 or 11, further comprising, in addition to the composition, 0.0100% or less in total of one or two of Ca and REM in mass%. A method for producing a cold-rolled steel sheet.