JP4325223B2

JP4325223B2 - Ultra-high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP4325223B2
Application number: JP2003056900A
Authority: JP
Inventors: 英尚川邉; 哲也妻鹿; 敬坂田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-03-04
Filing date: 2003-03-04
Publication date: 2009-09-02
Anticipated expiration: 2023-03-04
Also published as: JP2004263270A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主にプレス成形される自動車部品などに用いて好適な引張強さＴＳが 980 MPa以上という超高強度で、焼付け硬化性に優れ、さらには延性および伸びフランジ性にも優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
種々の強化方法により、材料強度は、目標とする強度を達成することは可能であるが、高強度化に伴い加工性は低下するのが実情であった。特に従来の高強度鋼板では、組織的不均一や硬質相と軟質相の局所的な混在などのために、伸びフランジ性を評価する穴拡げ試験時に亀裂の起点となる箇所が多数存在することになり、これが伸びフランジ性の低下を招くと言われている。しかも、このような加工性は、高強度鋼板になればなるほど大きく低下するのが一般的であった。
このため、従来の鋼板製造技術では、高強度化と焼付け硬化性、延性、曲げ性および伸びフランジ性などの加工性との両立は極めて難しかった。
【０００３】
上記の各種特性のうち、焼付け硬化性に優れる鋼板の技術としては、例えば特許文献１および特許文献２が知られている。
しかしながら、これらのいずれも、ＴＳレベル自体が低いだけでなく、本発明とは対象分野が異なる熱延鋼板についての開示しかない。
この点、特許文献３には、冷延鋼板について開示されてはいるが、この冷延鋼板は上記した熱延鋼板と同様、ＴＳレベルが低い。
また、これらの技術はいずれも、高いＮ含有量が技術思想のポイントであり、低いＮ量においても優れた焼付け硬化性が達成可能であることについて示唆するところはない。さらには、本発明の重要な特徴である、延性と伸びフランジ性との両立についての開示もない。
【０００４】
次に、伸びフランジ性の指標の一つである穴拡げ率（λ）に優れる高強度冷延鋼板としては、例えば特許文献４および特許文献５が知られている。
しかしながら、上記の特許文献４には、引張強さＴＳが 690 MPa以下の低レベルの鋼板の高λ化についてしか開示がなく、延び（Ｅｌ）と両立させるという知見は一切ない。加えて、フェライトを固溶強化する反面、延性を低下させるＰを多量に含有しているため、、TS×E1レベルは低い。さらに、肝心のTS×λバランスも十分なレベルとは言い難い。
また、特許文献５にも、高λ化については開示されているが、この特許文献５は、Mn含有量が少ないため、ＴＳレベルが 690 MPa止まりであり、本発明に比べると２グレード以上低いレベルでしかない。従って、TS×E1レベルが低いのは勿論のこと、El−λバランスとの両立について示唆するところはない。
さらに、これらの技術はいずれも、結晶粒径の微細化効果について何ら考慮が払われてなく、また各々の体積分率の影響についても不明である。
【０００５】
また、特許文献６には、微細なベイナイト組織を有するＴＳ：980 MPa 級の冷延鋼板が開示されている。
しかしながら、この特許文献６では、降伏比、ＴＳおよび弾性限について言及されているだけで、しかも本発明とは技術対象が異なるロール成形すなわち軽加工用途の薄鋼板についてしか開示がない。従って、特許文献６には、複雑なプレス部品形状を得るために極めて重要なＥｌやλに関する記述は一切なく、プレス加工性についてなんら示唆するところもない。なお、ＴＳが 980 MPa級レベルの実施例成分は低炭素鋼であり、またその製造方法は急冷のみ、等温保持処理なしであるため、鋼組織は連続冷却中に生成するベイナイト相であるが、このベイナイト相は一般に高転位密度であるため延性が悪いことが予想される。さらに、特許文献６では、結晶粒の均一微細化効果は、ＹＳと弾性限との開きが小さくなると言及されているに止まっている。
【０００６】
【特許文献１】
特開2000−297350号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開2002−47536 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開2002−53935 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開平９−263838号公報（表４，表５）
【特許文献５】
特開平10−60593 号公報（表３，表６，表７）
【特許文献６】
特開2000−273576号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したとおり、強度と加工性は相反する傾向を示すのが一般的であり、現状では、良好な加工性と引張強さ：980 MPa 以上を兼備した超高強度冷延鋼板は知られていない。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決するもので、超高強度で、焼付け硬化性に優れ、さらには延性および伸びフランジ性にも優れる超高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
ここに、本発明における板厚：0.8 〜2.5 mm程度の冷延鋼板についての強度および加工性の目標値は次のとおりである。
・引張強さ（ＴＳ）≧ 980 MPa
・焼付け硬化量
ＢＨＴ（引張り強さＴＳの上昇量）≧ 70 MPa
ＢＨＹ（降伏強さＹＳの上昇量）≧ 120 MPa
・強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ 17000 MPa・％
・強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ 65000 MPa・％
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋼成分、製造条件および金属組織などの面から鋭意実験を行い、かつ検討を重ねた。
その結果、成分組成を適正範囲に制御した上で、製造工程における加熱条件および冷却条件を適切に制御することによって、結晶粒径が制御された一定量のフェライト相と一定量のベイナイト相から構成される組織とし、かつフェライト相とベイナイト相の硬さおよびその分布を制御することによって初めて、優れた延性を有すると同時に局所的な変形能の差を解消してマクロ的に均一変形をさせることが可能となり、かくして非常に高い強度レベルの下で、従来にない優れた焼付け硬化性が得られ、また高い伸びおよび穴拡げ率、従って高い強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られ、ひいては優れたプレス成形性が得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で
Ｃ：0.12〜0.18％、
Si：0.2 〜0.8 ％、
Mn：2.2 〜3.0 ％、
Ｐ：0.018 ％以下、
Ｓ：0.0030％以下、
Al：0.05％以下、
Ｎ：0.0050％以下および
Ti：0.001 〜0.030 ％
を、下記式(1) を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の体積分率が10〜50 vol％、フェライト相の平均結晶粒径が 4.0μm 以下、ベイナイト相の体積分率が50〜80 vol％の鋼組織を有し、さらにベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈv(B)／Ｈv(F)）が 4.0以下で、かつフェライト相およびベイナイト相それぞれのビッカース硬さの平均値からのばらつき２σが15〜100 であることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
記
−100[Ｃ] ＋ 15 ≦ [Mn] ≦−100[Ｃ] ＋ 20 --- (1)
ここで、 [Ｃ], [Mn] はそれぞれＣ，Mnの含有量（質量％）
２．上記１において、冷延鋼板が、引張強さ（ＴＳ）≧ 980 MPa、ＢＨＴ（引張り強さＴＳの上昇量）≧ 70 MPa、ＢＨＹ（降伏強さＹＳの上昇量）≧ 120 MPa、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ 17000 MPa・％および強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ 65000 MPa・％を満足することを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１０】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに質量％で
Cu：0.01〜0.50％、
Ni：0.01〜0.50％、
Mo：0.01〜0.50％および
Cr：0.01〜0.50％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１１】
４．上記１，２または３において、鋼板が、さらに質量％で
Nb：0.001 〜0.050 ％
を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１２】
５．上記１〜４のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｖ：0.001〜0.300 ％および
Zr：0.001〜0.300 ％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１３】
６．上記１〜５のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ｂ：0.0001〜0.0050％
を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１４】
７．上記１〜６のいずれかにおいて、鋼板が、さらに質量％で
Ca：0.0001〜0.0050％および
REM：0.0001〜0.0050％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になることを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板。
【００１５】
８．上記１〜７のいずれかに記載の成分組成になる鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却後、1100〜1300℃に加熱したのち、仕上げ圧延終了温度：850 〜950 ℃にて熱間圧延し、圧延終了後、 450〜650 ℃で巻き取ったのち、冷間圧延し、ついで連続焼鈍を施すに際し、（焼鈍温度−10℃）までの昇温速度：70〜300 ℃／分、（焼鈍温度−10℃）から焼鈍温度までの昇温速度：５〜20℃／分の昇温速度条件下で、下記式(2) を満足する焼鈍温度に加熱し、焼鈍温度に到達後、等温保持することなく直ちに冷却を開始し、その冷却過程において、冷却速度：10〜100 ℃／秒で焼鈍温度から（Ms点−100 ℃）〜（Ms点＋50℃）の温度域まで冷却し、冷却終了後、鋼板温度を上昇させることなく（Ms点−100 ℃）〜（Ms点＋50℃）の温度域に60〜240 秒間保温することを特徴とする焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔ₁ ± 50 ℃（但し、Ｔ₁ ＝ 950− 150 [Ｃ]^1/2＋50[Si]−30[Mn]） ---(2)
ここで、 [Ｃ], [Si], [Mn] はそれぞれＣ, Si，Mnの含有量（質量％）
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明で目的とする優れた焼付け硬化性、伸びおよび伸びフランジ性（穴拡げ率を評価指標とするので、穴拡げ性ともいう）を得るためには、焼鈍中の２相分離の適度な抑制およびオーステナイト中へのＣ濃化の抑制を図ると共に、局所的に高転位密度であるのではなく、鋼板全体が高転位密度であること、ひずみ付与時のひずみの導入が不均一ではなく均一であること、固溶元素が均一に存在していることが重要である。また、フェライト相とベイナイト相の硬度差については、最高、最低硬さに差があっても２極化していなければ構わず、鋼板中で平準化していれば良い。
そして、成分範囲および製造条件は基本的に上記の考え方に基づいて決定される。
【００１７】
以下、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.12〜0.18％
Ｃは、低温変態相を利用して鋼を強化するための必須元素であって、980 MPa以上の引張強さを得るには少なくとも0.12％の含有が必要であるが、0.18％を超えて含有すると溶接性が著しく劣化する。また、Ｃ含有量が多くなると焼鈍中の２相分離が著しく促進され、オーステナイト中にＣが著しく濃化して鋼板中のＣ濃度ムラが大きくなり、焼付け硬化性にも悪影響を及ぼし、さらにはオーステナイト中のＣ濃度が高くなりすぎる結果、マルテンサイト変態点（Ｍs ）が低下し、加熱、冷却、保温工程後も硬質な残留オーステナイト相が存在して伸びフランジ性が低下するので、Ｃ量は0.12〜0.18％の範囲に限定した。
【００１８】
Si：0.2 〜0.8 ％
Siは、強度向上に寄与する有用元素であるが、その効果は含有量が0.2 ％未満では発揮されない。一方、0.8 ％を超えて含有させると、フェライト変態が促進され、低温変態相による強化が不十分となる。またSiは、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する効果が大きい元素であり、２相分離が促進されて鋼板中にＣ濃度ムラが生成されるだけでなく、ベイナイト相そのものが硬化すると共に、最終的に得られる鋼板中に硬質な残留オーステナイト相が存在し易くなることにより、焼付け硬化性および伸びフランジ性を低下させる。そこで、本発明ではSi量は 0.2〜0.8 ％の範囲に限定した。このように、本発明は、低Si含有量で高加工性を発揮させるものである。
【００１９】
Mn：2.2 〜3.0 ％
Mnは、フェライト変態を抑制し、転位密度の高いベイナイト組織を得るために重要な役割を担っている元素である。また、Ａr₃変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、強度−延性バランスを高める作用を有する。引張強さ確保の観点から安定して低温変態相であるベイナイト相を得るには2.2 ％以上のMn量が必要であるが、3.0 ％を超えて含有すると軟質なフェライト相の生成が過度に抑制され、またベイナイト相自身も硬質化するため、TS−E1バランスが著しく低下する。よって、Mn量は 2.2〜3.0 ％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｐ：0.018 ％以下
Ｐは、固溶強化能が高く、強度向上に有用な元素であるが、フェライト安定化元素であるＰを過多に含有させると、焼鈍中の２相分離が促進され焼付け硬化性が低下するだけでなく、組織の不均一化をもたらし、鋳造時の凝固偏析が顕著になり、内部割れや加工性の劣化を招くことになるので、Ｐ量は 0.018％以下に制限した。
【００２１】
Ｓ：0.0030％以下
Ｓは、鋼中で非金属介在物として存在し、伸びフランジ成形時の応力集中源となるため、その含有量は低いことが望まれる。とはいえ、Ｓ量が0.0030％以下の範囲では、高強度であっても、伸びフランジ性にさほどの悪影響を及ぼさないので、0.0030％を許容上限とした。より好ましくは0.0010％以下である。
【００２２】
Al：0.05％以下
Alは、脱酸および炭化物形成元素の歩留りを向上させるために有効な元素であり、0.01％以上含有させることが好ましいが、0.05％を超えて含有させても効果が飽和するのみならず、加工性や表面性状の劣化を招くので、Al量は0.05％以下に限定した。
【００２３】
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、AlＮ、固溶Ｎとして鋼中に存在し、多量に含有されるとフェライトの延性を低下させるため、その含有量は0.0050％以下に制限した。より好ましくは0.0030％以下である。
【００２４】
Ti：0.001 〜0.030 ％
Tiは、スラブ加熱段階でTiＣとして存在して、昇温加熱中のオーステナイト粒成長を抑制するだけでなく、それ以降の熱間圧延工程での動的再結晶を誘起し、組織の微細均一化をもたらし、伸び、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素であり、このためには少なくとも 0.001％の含有を必要とする。また、このTiを後述するNbと併用して含有させると、フェライト相が生成する臨界冷却速度が遅くなり、焼入れ性が向上するという効果がもたらされる。一方、0.030 ％を超えるTiを含有させると、硬質な炭化物などを形成し、伸びフランジ性を低下させるため、Ti量は 0.001〜0.030 ％の範囲に限定した。より好ましくは 0.005〜0.015 ％の範囲である。
【００２５】
さらに、本発明では、Ｃ量とMn量について次式(1) の範囲を満足させることが重要である。
−100[Ｃ] ＋ 15 ≦ [Mn] ≦−100[Ｃ] ＋ 20 --- (1)
ここで、 [Ｃ], [Mn] はそれぞれＣ，Mnの含有量（質量％）
というのは、ＣやMnは、強度に及ぼす影響が極めて大きいため、両者をバランス良く含有させることが必要だからである。ここに、Mn量が−100[Ｃ] ＋ 15 より少ないと十分な強度の確保が難しく、またフェライト生成により伸び（Ｅｌ）は大きくなるものの、穴拡げ率（λ）が低下する。一方、−100[Ｃ] ＋ 20 を超えて含有すると、フェライト生成が抑制され、伸び（Ｅｌ）が低下し、強度レベルが高くなりすぎる。
【００２６】
以上、基本成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％、Mo：0.01〜0.50％およびCr：0.01〜0.50％のうちから選んだ１種または２種以上
Cu，Ni，MoおよびCrはいずれも、伸びを大きく低下させることなしに強度を向上させるのに有効な元素であるが、0.01％未満ではその効果に乏しく、一方0.50％を超えて多量に含有させてもさらなる効果はなく、むしろ経済的に不利となるので、これらは単独添加または複合添加いずれの場合も0.01〜0.50％の範囲で含有させるものとした。より好ましくは0.01〜0.25％の範囲である。
【００２７】
Nb：0.001 〜0.050 ％
Nbは、NbＣなどの析出物の存在形態や再結晶温度に影響を及ぼす元素である。特に本発明では、Nbは、組織の微細均一化に有効に作用する他、フェライト−パーライトの生成を抑制し、低温変態相であるベイナイト主体の組織とすることにより、高強度にもかかわらず高い伸び、穴拡げ率をもたらすという効果を有している。このような効果は、Nbを 0.001％以上含有させることで発現するが、0.050 ％を超えて含有させると鋼中に硬質な析出物が多量に形成され、伸びフランジ性を低下させるので、Nb量は 0.001〜0.050 ％の範囲に限定した。より好ましくは 0.005〜0.020 ％の範囲である。
【００２８】
Ｖ：0.001 〜0.300 ％および／またはZr：0.001 〜0.300 ％
ＶおよびZrはそれぞれ、炭化物の形成による結晶粒径の粗大化抑制効果を通じて鋼板の強度を上昇させるのに有効な元素である。よって、Ｖ，Zrはそれぞれ、0.001 〜0.300 ％の範囲で含有させるものとした。なお、これらは単独でも複合して含有させても同様の挙動を示す。
【００２９】
Ｂ：0.0001〜0.0050％
Ｂも、強度上昇に有効な元素である。Ｂを含有させることにより、フェライトが生成する臨界冷却速度が遅くなるので、冷延後の焼鈍工程における連続冷却中に軟質なフェライト相の生成を抑制して低温変態相を形成させることが容易となる。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有させることが必要であるが、0.0050％を超えて含有させてもさらなる効果は得られないので、Ｂ量は0.0001〜0.0050％の範囲に限定した。
【００３０】
Ca：0.0001〜0.0050％および／または REM：0.0001〜0.0050％
CaおよびREM はいずれも、硫化物などの析出物、例えばMnＳなどを球状化して鋭角的な析出物を減少させ、応力集中を減少させることによって伸びフランジ性の低下を抑制する効果を有している。しかしながら、含有量がそれぞれ0.0001％未満では効果が小さく、一方0.0050％を超えて含有させても、その効果は飽和し、むしろコストの上昇を招く。そこで、Ca, REM はそれぞれ0.0001〜0.0050％の範囲で含有させるものとした。
【００３１】
次に、鋼組織を前記の範囲に限定した理由について説明する。
フェライト相の体積分率：10〜50 vol％
フェライト相の体積分率が10 vol％より少ないと、軟質相の絶対量が少なすぎて延性の低下を招き、一方50 vol％を超えて存在すると、軟質相が多くなりすぎて引張強さＴＳの確保が困難となる。さらに、鋼板中の硬度分布が２極化し、焼付け硬化性および伸びフランジ性が低下する。従って、フェライト相は体積分率で10〜50 vol％存在させるものとした。より好ましくは15〜35 vol％の範囲である。
【００３２】
フェライト相の平均結晶粒径：4.0 μm 以下
フェライト相の平均結晶粒径を 4.0μm 以下に細かくすることにより、硬質な低温変態相であるベイナイト相の体積分率が少なくても高強度化が可能となり、またそれによって軟質相を多く含むようになる結果、延性が向上する。さらに、結晶粒の微細化により鋼板組織の均一化が進むため、伸びフランジ性の改善も達成される。従って、フェライト相の平均結晶粒径は 4.0μm 以下とした。
【００３３】
ベイナイト相の体積分率：50〜80 vol％
ベイナイト相の体積分率が80 vol％を超えると高強度化し、またベイナイト相単相組織に近付き均一な組織となるため伸びフランジ性は向上する傾向にあるが、逆に延性は低下する。一方、50 vol％より少ないと引張強さＴＳの確保が困難となる。またこの場合、ＴＳを確保するには、ベイナイト相自身を強化する必要があり、必然的に硬度分布が２極化するため、伸びフランジ性は低下する。従って、ベイナイト相は体積分率で50〜80 vol％の範囲に限定した。より好ましくは60〜75 vol％の範囲である。
さらに、これらフェライト相とベイナイト相の特性を有利に発揮させるためには、両者の合計を組織全体に対する体積分率で90 vol％以上とすることが好ましい。
【００３４】
また、ここでいうベイナイト相とは、オーステナイトから所定の温度に冷却し、その後の保温工程において生成するフェライトと針状に析出した Fe₃Ｃから構成される低温変態相であり、例えばオーステナイトから水冷のような急速冷却を受け、その後の再加熱工程において生成する同じくフェライトと Fe₃Ｃから構成されてはいるが、棒状または楕円状の Fe₃Ｃとフェライトとから構成される焼き戻しマルテンサイト相や高温保持で生成するいわゆる上部ベイナイト、さらには Fe₃Ｃの析出を含まないベイニティックフェライトとは明瞭に区別される。
【００３５】
そして、かかるベイナイトは、変態生成するときの温度によってその強度が決定されるため、高い穴拡げ率（λ）を得るためには、連続冷却中に生成するベイナイトではなく、組織的に均一なベイナイトが得られる等温変態で生成させたベイナイトが有利である。従って、組織的に均一なベイナイトを得るためには、等温変態温度の制御が極めて重要である。
【００３６】
なお、上記したフェライト相およびベイナイト相以外にも、結晶粒界に沿って析出するセメンタイト、等温保持中にオーステナイトからベイナイトに変態する際に 100％変態せずに若干生成するマルテンサイトおよび残留オーステナイトなどが存在するが、フェライト相およびベイナイト相さえ、上記の範囲を満足していれば問題はなく、それぞれ数％程度存在しても構わない。
【００３７】
ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比（Ｈv(B)／Ｈv(F)）≦ 4.0
ベイナイト硬さの平均値であるＨv(B)とフェライト硬さの平均値であるＨv(F)の比が 4.0より大きいと、鋼板に硬度分布があっても、軟質相中に極度に硬質な部分が局所的に存在することになり、ひずみ導入時に変形能が異なり不均一な変形となるため、成形性が低下する。すなわち、ひずみの導入によりフェライトは変形するが、硬質なベイナイトの変形量は少ないため、両相の界面でボイドが容易に発生し、界面において亀裂の進展が容易に起こるため、穴拡げ率は低下する。従って、（Ｈv(B)／Ｈv(F)）と 4.0以下とした。
【００３８】
フェライト相および第２相それぞれのビッカース硬度の平均値からのばらつき２σ＝15〜100
ここで、２σとは、ｎ＝20の硬さの度数分布における標準偏差（σ）の２倍を意味する。
この２σが15未満であると、フェライトとベイナイトの硬度分布が２極化、すなわちフェライト相とベイナイト相の界面の強度差が大きくなり、加熱時に旧オーステナイト組織であったところに固溶Ｃ、Ｎが偏在することとなり、低いBHY, BHT特性しか得られない。一方、２σが 100を超えた場合には、BHY, BHT特性が飽和するだけでなく、極度に硬いベイナイト相が存在することになり、加工性全般が悪化する。従って、フェライト相とベイナイト相の硬度比が同じであっても、所望のBHY, BHT特性を得るためには、フェライト相およびベイナイト相ともビッカース硬度の平均値からのばらつき２σは15〜100 とする必要がある。
【００３９】
次に、本発明の製造方法において製造条件を前記の範囲に限定した理由について説明する。
なお、本発明では、前記した好適成分組成に調整した鋼スラブを、鋳造後、直ちにまたは一旦冷却後、後述するスラブ加熱温度に再加熱したのち、熱間圧延し、巻き取った後、冷間圧延し、ついで連続焼鈍を施す。
【００４０】
再加熱時におけるスラブ加熱温度（SRT)：1100〜1300℃
結晶粒の均一微細化のためには、スラブ加熱温度は1300℃以下のできるかぎり低温とすることが好ましい。というのは、スラブ加熱温度が低ければ低いほど加熱時の初期オーステナイト粒径が小さくなるため、最終的な製品粒径の微細化により、高い伸びフランジ性を得るのに有効であり、また細粒化効果により強度上昇を伴うため硬質なベイナイト相分率の低減が可能となり、延性も向上するからである。とはいえ、スラブ加熱温度が1100℃を下回ると、仕上げ圧延温度の確保が困難となるので、スラブ加熱温度は1100〜1300℃の範囲とした。好ましくは1200℃以下である。
【００４１】
仕上げ圧延終了温度：850 〜950 ℃
熱間圧延時の仕上げ圧延終了温度が 850℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、熱間圧延性が低下する。また組織の不均一化が起こり、フェライトとベイナイト相が層状すなわちバンド状の組織となり、冷延焼鈍後も不均一な組織が残存して、焼付け硬化性、伸びフランジ性および延性が共に低下する。一方 950℃より高温ではオーステナイトが粗大化し、均一微細な組織が得られなくなり、伸びフランジ性が低下する。よって、仕上げ圧延終了温度は 850〜950 ℃の範囲とした。
【００４２】
巻取り温度：450 〜650 ℃
巻取り温度が 450℃を下回ると、硬質なマルテンサイト相が生成して冷間圧延時の圧延負荷が増大し、また幅方向での鋼板強度がバラツキ、熱延後の冷間圧延性が低下する。一方、650 ℃を上回るとTiＣが粗大化し、均一な組織が得られなくなり、冷延焼鈍後の延性が不十分となる。また、フェライトとパーライト主体の層状組織となり、鋼板中にＣ濃度分布の高低が生じ、冷延、焼鈍後の組織も不均一となり、焼付け硬化性、伸びフランジ性および延性ともに悪影響を与える。よって、巻取り温度は 450〜650 ℃の範囲とする。
なお、巻取り後に行う冷間圧延は、通常どおりの条件で行えばよく、特にこの冷間圧延における圧下率は30〜70％程度とすることが好ましい。
【００４３】
（焼鈍温度−10℃）までの昇温速度（昇温速度(1) ）：70〜300 ℃／分
加熱時における昇温速度が70℃／分を下回ると、昇温加熱中にフェライトとオーステナイトヘの２相分離が促進され、Ｃはオーステナイト中に濃化してＣの分配が起こり、鋼板中にムラが生じ、焼付け硬化性および穴拡げ率の低下を招く。一方、昇温速度が 300℃／分を超えて速くなると、その効果は飽和する傾向にある。従って、加熱時における（焼鈍温度−10℃）までの昇温速度は70〜300 ℃／分とする。
【００４４】
なお、加熱時における昇温速度は、上記したように一定の範囲で急速加熱とすることが重要である一方、ＴＳレベルを調整するためには加熱時の２相分率が重要であり、このため焼鈍温度近傍、特に（焼鈍温度−10℃）以上では、２相分率を制御するための調整が必要となる。そこで、上記した一定の範囲での急速加熱は（焼鈍温度−10℃）までとし、引き続く（焼鈍温度−10℃）から焼鈍温度までの昇温速度は、後述するように、別途制御するものとした。
【００４５】
図１に、焼付け硬化性（BHY, BHT）、伸び（El）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）に及ぼす焼鈍時における昇温速度(1) の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：0.140 ％，Si：0.45％，Mn：2.45％，Ｐ：0.015 ％，Ｓ：0.0007％, Al：0.040 ％, Ｎ：0.0028％およびTi：0.015 ％（Ｔ₁ ＝843 ℃、Ms＝414 ℃）を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：1185℃、仕上げ圧延温度：883 ℃、巻取り温度：610 ℃、冷延圧下率：50％、加熱時における昇温速度(1) : 40〜340 ℃／分、昇温速度(2) : ７℃／分、焼鈍温度：860 ℃、冷却速度：30℃／秒、冷却停止温度：355 ℃、保温温度：350 ℃、保温時間：130 秒の条件で処理した。
【００４６】
同図から明らかなように、加熱時における昇温速度(1) を70〜300 ℃／分の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性（BHY, BHT）が得られ、また延性および穴拡げ率も良好であり、その結果優れた強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）が得られた。
【００４７】
（焼鈍温度−10℃）から焼鈍温度までの昇温速度（昇温速度(2) ）：５〜20℃／分
上述したとおり、加熱に際し昇温速度は一定の範囲で急速に上げることが重要ではあるが、ＴＳレベルを調整するためには加熱時の２相分率が重要であり、従って加熱時には目標とする温度に正確に制御する必要がある。ここに、焼鈍温度に到達する直前の昇温速度が20℃／分を超えると、目標温度に制御することが困難となり、一方５℃／分より遅いとＣ濃化が促進され、焼付け硬化性および伸びフランジ性が劣化する。従って、（焼鈍温度−10℃）から焼鈍温度までの昇温速度は５〜20℃／分とする。
【００４８】
焼鈍温度：Ｔ₁ ±50℃（但し、Ｔ₁ ＝ 950− 150 [Ｃ]^1/2＋50[Si]−30[Mn])
ここで、Ｔ₁ は、Ａ₃ 変態点の目安となる温度である。
さて、焼鈍温度がＴ₁ −50℃より低いと、冷間圧延時の組織の影響を完全に除却することが困難なため、２相バンド状組織すなわち不均一な組織となって、穴拡げ率（λ）が低下する。一方、焼鈍温度がＴ₁ ＋50℃より高くなると、昇温工程においてオーステナイト粒径が急激に粗大化し、炭化物も粗大化および局在化し、微細均一な組織が得られなくなって、やはりλが低下する。また、フェライト変態が遅延し、延性も低下する。
従って、焼付け硬化性、延性と穴拡げ率をバランスさせるためには、焼鈍温度はＴ₁ ±50℃の範囲に制御する必要がある。
【００４９】
図２に、焼付け硬化性（BHY, BHT）、伸び（El）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）に及ぼす焼鈍温度の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：0.150 ％, Si：0.50％, Mn：2.81％, Ｐ：0.017 ％, Ｓ：0.0007％, Al：0.035 ％, Ｎ：0.0025％およびTi：0.015 ％（Ｔ₁ ＝833 ℃、Ms＝397 ℃）を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：1170℃、仕上げ圧延温度：905 ℃、熱延終了後の巻取り温度：520 ℃、冷延圧下率：50％、加熱時における昇温速度(1) : 150 ℃／分、昇温速度(2) : ７℃／分、焼鈍温度：（Ｔ₁ −68℃）〜（Ｔ₁ ＋65℃）、冷却速度：25℃／秒、冷却停止温度：370 ℃、保温温度：370 ℃、保温時間：180 秒の条件で処理した。
【００５０】
同図から明らかなように、焼鈍温度をＴ₁ ±50℃の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性だけでなく、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られた。
【００５１】
冷却処理：焼鈍温度に到達後、等温保持することなく直ちに冷却を開始し、この冷却過程における冷却速度：10〜100 ℃／秒
焼鈍温度に等温保持すると２相組織化が促進され、それに伴いオーステナイト中へのＣ濃化が進行して焼付け硬化性が低下する。また、冷却速度が10℃／秒より遅いと連続冷却中に過度にフェライトが生成してＴＳが低下し、またオーステナイト中へのＣ濃度が進行するため、焼付け硬化性が低下する。一方、100 ℃／秒を超える冷却速度で冷却してもその効果は飽和するため、冷却速度は10〜100℃／秒とする。好ましくは10〜50℃／秒程度である。
なお、加熱から冷却停止温度までの冷却速度は（冷却開始温度−冷却停止時の温度）／冷却時間（℃／秒）で定義される。
【００５２】
図３に、焼付け硬化性（BHY, BHT）、伸び（El）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）に及ぼす冷却速度（冷却速度(1) ）の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：0.155 ％，Si：0.45％, Mn：2.61％, Ｐ：0.012 ％, Ｓ：0.0008％, Al：0.037 ％, Ｎ：0.0029％およびTi：0.012 ％（Ｔ₁ ＝835 ℃、Ms＝401 ℃）を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：1180℃、仕上げ圧延温度：900 ℃、巻取り温度：550 ℃、冷延圧下率：50％、加熱時における昇温速度(1) ：180 ℃／分、昇温速度(2) ：12℃／分、焼鈍温度：840 ℃、冷却速度：５〜130 ℃／秒、冷却停止温度：350 ℃、保温温度：350 ℃、保温時間：150 秒の条件で処理した。
【００５３】
同図から明らかなように、冷却速度(1) を10〜100 ℃／秒の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性は勿論のこと、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られている。
【００５４】
冷却停止温度：（Ms点（鋼成分における平衡時のマルテンサイト変態点）−100℃）〜（Ms点＋50℃）
（Ms点−100 ℃）より低い温度で冷却を停止すると、ベイナイト相自体が硬質化するだけでなく、オーステナイトの一部が硬質なマルテンサイトに変態し、引張り強さは高くなるものの、延びが低下する。また、フェライトとベイナイト相の硬度分布が２極化し、穴拡げ率が低下する。さらに、予ひずみ過程においても不均一にひずみが導入されるため、焼付け硬化性も劣化する。一方、（Ms点＋50℃）を超える温度で冷却を停止すると、パーライトが生成したり、高温で生成したベイナイトが軟質化し、ＴＳ≧980 MPa を達成するのが困難となる。従って、冷却停止温度は（Ms点−100 ℃）〜（Ms点＋50℃）の温度範囲とする必要がある。
なお、マルテンサイト変態点温度であるMs点は、例えば次式
Ms点＝ 561−474[Ｃ] −33[Mn]
によって算出することができる。
【００５５】
図４に、焼付け硬化性（BHY, BHT）、伸び（El）および穴拡げ率（λ）、ひいては強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）に及ぼす冷却停止温度の影響について調べた結果を示す。
実験条件は次のとおりである。
Ｃ：0.171 ％，Si：0.35％， Mn：2.78％，Ｐ：0.015 ％, Ｓ：0.0007％, Al：0.045 ％, Ｎ：0.0025％およびTi：0.011 ％（Ｔ₁ ＝822 ℃、Ms＝388 ℃）を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるスラブを、スラブ加熱温度：1180℃、仕上げ圧延温度：900 ℃、巻取り温度：450 ℃、冷延圧下率：50％、加熱時における昇温速度(1) ：200 ℃／分、昇温速度(2) ：10℃／分、焼鈍温度：845 ℃、冷却速度：18℃／秒、冷却停止温度：（Ms−150 ℃）〜（Ms＋70℃）、保温温度＝冷却停止温度、保温時間：220 秒の条件で処理した。
【００５６】
同図から明らかなように、冷却停止温度を（Ms点−100 ℃）〜（Ms点＋50℃）の範囲に制御した場合には、高い焼付け硬化性は勿論のこと、優れた強度−伸びバランスおよび強度−伸びフランジ性バランスが得られている。
【００５７】
保温温度：（Ms点−100 ℃）〜（Ms点＋50℃）
冷却終了後、鋼板温度を上昇させることなく（Ms点−100 ℃）〜（Ms点＋50℃）の範囲に保持して、オーステナイトからベイナイトヘの変態を十分に行うことが重要である。ここに、保温温度が（Ms点−100 ℃）を下回ると、保温中にベイナイト変態が十分に進行せず、マルテンサイトが多量に生成し、またベイナイト相自体が硬質化することにより、第２相が硬質化して、高ＴＳ化し、延性が低下する。加えて、フェライトと硬質なベイナイトまたはマルテンサイトとの界面でのクラックの発生、進展が容易になり、穴拡げ率が低下する。また、フェライト相とベイナイト相の硬度分布が２極化し、固溶Ｃ，Ｎが偏在し、低いBHY, BHT特性しか得られない。
また、（Ms点−100 ℃）以上で、冷却終了時点での鋼板温度以下であれば十分フェライトとの硬度差の小さい低温変態相であるベイナイトが生成するため、十分な穴拡げ率を達成可能である。さらに、マルテンサイトより硬質ではないベイナイトとフェライトの混合組織となり、延性との両立が可能となる。従って、保温温度は（Ms点−100 ℃）〜（Ms点＋50℃）の範囲とする。
なお、本プロセスでは、急速冷却や冷却終了後の鋼板再加熱などの工程は不要であり、従って、高生産性かつ低い燃料原単位で、トータルエネルギーコストの低いレベルでの工業生産が可能となる。
【００５８】
保温時間：60〜240 秒
保温温度と同様に、オーステナイトからベイナイトヘの変態を十分に行うために重要であり、60秒に満たないとベイナイト変態が十分に進行せず、その後の冷却過程において硬質なマルテンサイトが生成してフェライトとの硬度差が増大し、フェライトとマルテンサイトの界面でのクラックの発生、進展が容易になり、穴拡げ率が低下する。一方 240秒を超えて保温してもその効果は飽和するので、保温時間は60〜240 秒とした。
保温処理終了後は、放冷または冷却速度：10〜60℃／分程度の冷却で 200℃程度まで冷却することが好ましく、またその後の冷却については、水冷、ミスト冷却、放冷など冷却方法および冷却速度に関する制限はない。
【００５９】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、表２に示す条件で処理して、板厚：1.0 〜1.8 mmの冷延鋼板を製造した。
かくして得られた冷延鋼板の鋼組織および各種機械的性質について調べた結果を表３に示す。
【００６０】
なお、各特性の評価方法および組織の測定方法は次のとおりである。
・引張特性：圧延方向と直交する方向を長手方向（引張り方向）とするJIS Z 2201の５号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張り試験を行って評価した。
・焼付け硬化性：引張りにて２％のひずみを付与した時の最高到達応力と、予ひずみに引き続き 170℃, 20分の熱処理後の降伏点との差を降伏点の上昇量(BHY)とし、また通常の引張試験時の最高到達応力と、引張りにて５％予ひずみを付与し、引き続き 170℃, 20分の熱処理後の再引張りにおける最高到達応力との差をTSの上昇量(BHT) とし、これらBHY, BHTの両者を焼付け硬化性の指標とした。
・穴拡げ率λ：日本鉄鋼連盟規格JFSTl001に基づき実施した。すなわち、初期直径ｄ_o ＝10mmの穴を打ち抜いたのち、60°の円錘ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチの上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、穴拡げ率λ＝〔（ｄ−ｄ_o ）／ｄ_o ) × 100（％）として算出した。
・曲げ特性：圧延方向を長手方向とする40mm幅×200 mm長さのJIS Z 2204に規定する試験片を用い、JIS Z 2248に準拠した押し曲げ法による密着曲げ試験を行って、評価した。
【００６１】
・フェライト相の結晶粒径
測定位置は板厚1/4 面近傍の3000倍の SEM像を基に画像解析にてフェライト相の面積およびフェライト相の個数を導出し、求積法にて算出した、ｎ＝３単純平均の値である。
・フェライト相体積分率およびベイナイト相体積分率：板厚1/4 面近傍の5000倍の SEM像を基に画像解析にて２階調化して面積率を求め、ｎ＝5 で単純平均した値である。この面積率をもって体積分率とした。
・ベイナイト相とフェライト相の平均硬さ：測定位置は板厚1/4 面近傍で、マイクロビッカース硬度計を用い、荷重：３ｇの試験値のｎ＝20単純平均である。
・フェライト相およびベイナイト相の硬さのばらつき２σ：測定位置は板厚1/4面近傍、マイクロビッカース硬度計を用い、荷重：３ｇの試験をｎ＝20で実施し、算出した値である。
【００６２】
【表１】

【００６３】
【表２】

【００６４】
【表３】

【００６５】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、引張強さ（ＴＳ）≧ 980 MPa、強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ 17000 MPa・％、強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ 65000 MPa・％という目標値を満足し、機械的性質に優れるだけでなく、BHT ≧70 MPa、 BHY≧120 MPa という優れた焼付け硬化性も併せて得ることができた。
【００６６】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、高強度と良好な加工性を兼備し、優れたプレス成形性を有するだけでなく、焼付け硬化性にも優れた冷延鋼板を、安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼付け硬化性（BHY, BHT）、強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）に及ぼす焼鈍時における昇温速度(1)の影響を示した図である。
【図２】焼付け硬化性（BHY, BHT）、強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）に及ぼす焼鈍温度の影響を示した図である。
【図３】焼付け硬化性（BHY, BHT）、強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）に及ぼす冷却速度の影響を示した図である。
【図４】焼付け硬化性（BHY, BHT）、強度−伸びバランス（TS×El）および強度−伸びフランジ性バランス（TS×λ）に及ぼす冷却停止温度の影響を示した図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is an ultra-high strength with a tensile strength TS of 980 MPa or more suitable for use mainly in automobile parts that are press-molded, excellent in bake hardenability, and also excellent in ductility and stretch flangeability. The present invention relates to a strength cold-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
[0002]
[Prior art]
The material strength can achieve the target strength by various strengthening methods, but the actual condition is that the workability decreases as the strength increases. In particular, in conventional high-strength steel sheets, there are a number of locations where cracks originate in the hole expansion test for evaluating stretch flangeability due to structural inhomogeneity and local mixing of hard and soft phases. Thus, it is said that this causes a reduction in stretch flangeability. In addition, such workability generally decreases greatly as the strength of the steel plate increases.
For this reason, in the conventional steel plate manufacturing technology, it has been extremely difficult to achieve both high strength and workability such as bake hardenability, ductility, bendability and stretch flangeability.
[0003]
Among the various characteristics described above, Patent Document 1 and Patent Document 2, for example, are known as techniques for steel plates that are excellent in bake hardenability.
However, each of these not only has a low TS level itself, but also discloses only a hot-rolled steel sheet having a different subject field from the present invention.
In this regard, Patent Document 3 discloses a cold-rolled steel sheet, but this cold-rolled steel sheet has a low TS level as in the above-described hot-rolled steel sheet.
Further, in any of these techniques, high N content is a point of technical idea, and there is no suggestion that excellent bake hardenability can be achieved even with low N content. Furthermore, there is no disclosure of compatibility between ductility and stretch flangeability, which is an important feature of the present invention.
[0004]
Next, for example, Patent Document 4 and Patent Document 5 are known as high-strength cold-rolled steel sheets that are excellent in the hole expansion ratio (λ), which is one of the indexes of stretch flangeability.
However, the above-mentioned Patent Document 4 only discloses the increase in λ of a low level steel sheet having a tensile strength TS of 690 MPa or less, and there is no knowledge that it is compatible with elongation (El). In addition, while strengthening the solid solution of ferrite, it contains a large amount of P that lowers the ductility, so the TS × E1 level is low. Furthermore, it is hard to say that the essential TS × λ balance is sufficient.
Also, Patent Document 5 discloses the increase in λ, but since Patent Document 5 has a low Mn content, the TS level is only 690 MPa, which is two grades lower than the present invention. Only level. Therefore, there is no suggestion of coexistence with the El-λ balance as well as the TS × E1 level is low.
Furthermore, none of these techniques give consideration to the effect of refining the crystal grain size, and the influence of each volume fraction is unclear.
[0005]
Patent Document 6 discloses a TS: 980 MPa grade cold-rolled steel sheet having a fine bainite structure.
However, this Patent Document 6 only mentions the yield ratio, TS, and elastic limit, and discloses only a thin steel sheet for roll forming, that is, a light processing application, whose technical object is different from that of the present invention. Therefore, Patent Document 6 has no description regarding El and λ which are extremely important for obtaining a complicated pressed part shape, and does not suggest any press workability. In addition, since TS is a low carbon steel, an example component having a 980 MPa class level, and its manufacturing method is only rapid cooling and no isothermal holding treatment, the steel structure is a bainite phase generated during continuous cooling. Since this bainite phase generally has a high dislocation density, it is expected that the ductility is poor. Furthermore, Patent Document 6 only mentions that the effect of uniform refinement of crystal grains is that the difference between YS and the elastic limit is reduced.
[0006]
[Patent Document 1]
JP 2000-297350 A (Claims)
[Patent Document 2]
JP 2002-47536 A (Claims)
[Patent Document 3]
JP 2002-53935 A (Claims)
[Patent Document 4]
JP-A-9-263838 (Tables 4 and 5)
[Patent Document 5]
Japanese Patent Laid-Open No. 10-60593 (Table 3, Table 6, Table 7)
[Patent Document 6]
JP 2000-273576 A (Claims)
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
As mentioned above, it is common for strength and workability to show contradictory trends, and at present there is no known ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with good workability and tensile strength of 980 MPa or more. .
The present invention advantageously solves such problems of the prior art, and has an ultra-high strength cold-rolled steel sheet that is ultra-high strength, excellent in bake hardenability, and excellent in ductility and stretch flangeability. It aims at proposing together with various manufacturing methods.
Here, the target values of the strength and workability of the cold-rolled steel sheet having a thickness of about 0.8 to 2.5 mm in the present invention are as follows.
・ Tensile strength (TS) ≥ 980 MPa
・ Bake hardening amount
BHT (Amount of increase in tensile strength TS) ≥ 70 MPa
BHY (increased yield strength YS) ≥ 120 MPa
・ Strength-elongation balance (TS × El) ≧ 17000 MPa ・%
・ Strength-Stretch Flange Balance (TS × λ) ≧ 65000 MPa ・%
[0008]
[Means for Solving the Problems]
Now, in order to achieve the above-mentioned object, the inventors conducted intensive experiments from the viewpoints of steel components, production conditions, metal structures, and the like, and repeated studies.
As a result, it is composed of a certain amount of ferrite phase with a controlled crystal grain size and a certain amount of bainite phase by appropriately controlling the heating and cooling conditions in the manufacturing process after controlling the component composition within an appropriate range. Only by controlling the hardness and distribution of the ferrite phase and bainite phase, it has excellent ductility and at the same time eliminates the difference in local deformability and allows uniform deformation macroscopically. Thus, under a very high strength level, excellent bake hardenability is obtained, and high elongation and hole expansion ratio, and hence high strength-elongation balance and strength-stretch flangeability balance are obtained. As a result, the inventors have found that excellent press formability can be obtained.
The present invention is based on the above findings.
[0009]
  That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. In mass%
    C: 0.12 to 0.18%
    Si: 0.2 to 0.8%,
    Mn: 2.2-3.0%
    P: 0.018% or less,
    S: 0.0030% or less,
    Al: 0.05% or less,
    N: 0.0050% or less and
    Ti: 0.001 to 0.030%
In the range satisfying the following formula (1), the balance is the composition of Fe and inevitable impurities, the volume fraction of the ferrite phase is 10-50 vol%, the average grain size of the ferrite phase is 4.0 μm Hereinafter, it has a steel structure with a volume fraction of bainite phase of 50 to 80 vol%, and the ratio of Vickers hardness (Hv (B) / Hv (F)) of bainite phase to ferrite phase is 4.0 or less, and An ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability, characterized in that the variation 2σ from the average value of the Vickers hardness of each of the ferrite phase and the bainite phase is 15 to 100.
                        Record
    −100 [C] + 15 ≦ [Mn] ≦ −100 [C] +20 --- (1)
    Here, [C] and [Mn] are the contents of C and Mn (mass%), respectively.
2. In the above 1, the cold-rolled steel sheet has tensile strength (TS) ≧ 980 MPa, BHT (increased tensile strength TS) ≧ 70 MPa, BHY (increased yield strength YS) ≧ 120 MPa, strength-elongation An ultra-high strength cold-rolled steel sheet with excellent bake hardenability characterized by satisfying the balance (TS × El) ≧ 17000 MPa ·% and the strength-stretch flangeability balance (TS × λ) ≧ 65000 MPa ·%.
[0010]
3. Above 1Or 2In the steel plate,
    Cu: 0.01 to 0.50%,
    Ni: 0.01-0.50%,
    Mo: 0.01-0.50% and
    Cr: 0.01-0.50%
An ultra-high strength cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability characterized by having a composition containing one or more selected from among the above.
[0011]
4. Above 1, 2 or 3In the steel plate,
    Nb: 0.001 to 0.050%
A super-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability, characterized in that it has a composition that contains.
[0012]
5. 1 to above4In any of the above, the steel sheet is
    V: 0.001 to 0.300% and
    Zr: 0.001 to 0.300%
An ultra-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability characterized by having a composition containing at least one selected from the above.
[0013]
6. 1 to above5In any of the above, the steel sheet is
    B: 0.0001-0.0050%
A super-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability, characterized in that it has a composition that contains.
[0014]
7. 1 to above6In any of the above, the steel sheet is
    Ca: 0.0001 to 0.0050% and
   REM: 0.0001 to 0.0050%
An ultra-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability characterized by having a composition containing at least one selected from the above.
[0015]
8. 1 to above7A steel slab having the composition described in any of the above is immediately casted or once cooled and then heated to 1100 to 1300 ° C, and then hot-rolled at a finish rolling finish temperature of 850 to 950 ° C to finish rolling. Then, after winding at 450 to 650 ° C., cold rolling and then performing continuous annealing, the rate of temperature rise to (annealing temperature −10 ° C.): 70 to 300 ° C./min, (annealing temperature −10 ° C. ) To annealing temperature: Heating to an annealing temperature satisfying the following formula (2) under conditions of a heating rate of 5 to 20 ° C./min. Immediately after reaching the annealing temperature, without isothermal holding. Cooling is started, and in the cooling process, the cooling rate is 10 to 100 ° C./sec. From the annealing temperature to the temperature range from (Ms point −100 ° C.) to (Ms point + 50 ° C.). Characterized by keeping the temperature in the temperature range from (Ms point –100 ° C) to (Ms point + 50 ° C) for 60 to 240 seconds without increasing the temperature. Method for manufacturing ultra-high strength cold rolled steel sheet excellent in only curability.
                          Record
  T₁ ± 50 ° C (however, T₁ = 950-150 [C]^1/2+50 [Si] -30 [Mn]) --- (2)
  Here, [C], [Si] and [Mn] are the contents (mass%) of C, Si and Mn, respectively.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In order to obtain the excellent bake hardenability, elongation and stretch flangeability (also referred to as hole expansion property since the hole expansion rate is used as an evaluation index), which is the object of the present invention, moderate suppression of two-phase separation during annealing In addition, the concentration of C in the austenite is suppressed and the dislocation density is not locally high, but the entire steel sheet has a high dislocation density, and the introduction of strain at the time of applying strain is not uniform but uniform. It is important that the solid solution elements exist uniformly. Further, regarding the difference in hardness between the ferrite phase and the bainite phase, even if there is a difference in the maximum and minimum hardness, it does not matter if it is bipolar, and it is only required to be leveled in the steel sheet.
And a component range and manufacturing conditions are determined based on said view fundamentally.
[0017]
Hereinafter, the reason why the component composition of steel is limited to the above range in the present invention will be described. Unless otherwise specified, “%” in relation to ingredients means mass%.
C: 0.12-0.18%
C is an essential element for strengthening steel using the low temperature transformation phase, and it is necessary to contain at least 0.12% in order to obtain a tensile strength of 980 MPa or more, but it exceeds 0.18%. Then, the weldability deteriorates remarkably. Further, when the C content is increased, two-phase separation during annealing is remarkably promoted, C is significantly concentrated in austenite, C concentration unevenness in the steel sheet is increased, and the bake hardenability is adversely affected. As a result, the martensite transformation point (Ms) is lowered as a result of excessively high C concentration in the steel, and a hard retained austenite phase is present after heating, cooling, and heat retaining steps, and the stretch flangeability is lowered. Limited to a range of ~ 0.18%.
[0018]
Si: 0.2 to 0.8%
Si is a useful element that contributes to strength improvement, but its effect is not exhibited when its content is less than 0.2%. On the other hand, if the content exceeds 0.8%, the ferrite transformation is promoted and the strengthening by the low temperature transformation phase becomes insufficient. Si is an element that has a large effect of promoting C concentration in austenite, and not only the two-phase separation is promoted and C concentration unevenness is generated in the steel sheet, but also the bainite phase itself is hardened, The hard retained austenite phase is likely to be present in the finally obtained steel sheet, thereby reducing the bake hardenability and stretch flangeability. Therefore, in the present invention, the Si content is limited to the range of 0.2 to 0.8%. Thus, the present invention exhibits high processability with a low Si content.
[0019]
Mn: 2.2 to 3.0%
Mn is an element that plays an important role in suppressing ferrite transformation and obtaining a bainite structure having a high dislocation density. Ar_ThreeIt contributes to refinement of crystal grains through the action of lowering the transformation point, and has the action of increasing the strength-ductility balance. In order to obtain a stable bainite phase that is a low-temperature transformation phase from the viewpoint of securing tensile strength, an Mn content of 2.2% or more is required, but if it exceeds 3.0%, the formation of a soft ferrite phase is excessively suppressed. In addition, since the bainite phase itself is hardened, the TS-E1 balance is significantly lowered. Therefore, the amount of Mn was limited to the range of 2.2 to 3.0%.
[0020]
P: 0.018% or less
P is an element that has a high solid solution strengthening ability and is useful for improving the strength. However, if P, which is a ferrite stabilizing element, is excessively contained, the two-phase separation during annealing is promoted and the bake hardenability is lowered. In addition, the structure becomes non-uniform, solidification segregation during casting becomes prominent, and internal cracks and deterioration of workability are caused. Therefore, the P content is limited to 0.018% or less.
[0021]
S: 0.0030% or less
Since S exists as non-metallic inclusions in steel and becomes a stress concentration source at the time of stretch flange forming, its content is desired to be low. However, when the amount of S is in the range of 0.0030% or less, even if the strength is high, the stretch flangeability is not so badly affected, so 0.0030% was set as the allowable upper limit. More preferably, it is 0.0010% or less.
[0022]
Al: 0.05% or less
Al is an element effective for improving the yield of deoxidation and carbide forming elements, and is preferably contained in an amount of 0.01% or more. However, if it exceeds 0.05%, the effect is not only saturated, but also the processing. The amount of Al was limited to 0.05% or less because of deterioration of properties and surface properties.
[0023]
N: 0.0050% or less
N is present in the steel as AlN and solute N, and if contained in a large amount, the ductility of ferrite is reduced, so its content is limited to 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0030% or less.
[0024]
Ti: 0.001 to 0.030%
Ti exists as TiC in the slab heating stage, and not only suppresses the growth of austenite grains during heating and heating, but also induces dynamic recrystallization in the subsequent hot rolling process, making the structure fine and uniform. It is an element effective for improving the elongation and hole expansibility, and for this purpose it needs to contain at least 0.001%. Further, when Ti is used in combination with Nb described later, the critical cooling rate at which the ferrite phase is generated is slowed, and the effect of improving the hardenability is brought about. On the other hand, when Ti exceeding 0.030% is contained, hard carbide and the like are formed, and stretch flangeability is deteriorated. Therefore, the Ti amount is limited to a range of 0.001 to 0.030%. More preferably, it is 0.005 to 0.015% of range.
[0025]
Furthermore, in the present invention, it is important to satisfy the range of the following formula (1) for the C content and the Mn content.
−100 [C] + 15 ≦ [Mn] ≦ −100 [C] +20 --- (1)
Here, [C] and [Mn] are the contents of C and Mn (mass%), respectively.
This is because C and Mn have an extremely large influence on the strength, so that it is necessary to contain them in a balanced manner. Here, if the amount of Mn is less than −100 [C] +15, it is difficult to ensure sufficient strength, and the elongation (El) increases due to the formation of ferrite, but the hole expansion rate (λ) decreases. On the other hand, if the content exceeds -100 [C] +20, the formation of ferrite is suppressed, the elongation (El) decreases, and the strength level becomes too high.
[0026]
The basic components have been described above. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
One or more selected from Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.50%, Mo: 0.01 to 0.50%, and Cr: 0.01 to 0.50%
Cu, Ni, Mo, and Cr are all effective elements for improving strength without greatly reducing the elongation. However, if less than 0.01%, the effect is poor, while more than 0.50% is contained in large amounts. Even if added, there is no further effect, but rather it is economically disadvantageous, so these are added in the range of 0.01 to 0.50% in either case of single addition or combined addition. More preferably, it is 0.01 to 0.25% of range.
[0027]
Nb: 0.001 to 0.050%
Nb is an element that affects the existence form of precipitates such as NbC and the recrystallization temperature. In particular, in the present invention, Nb effectively acts to make the structure fine and uniform, suppresses the formation of ferrite-pearlite, and has a high strength despite its high strength by forming a bainite-based structure that is a low-temperature transformation phase. It has the effect of elongating and providing a hole expansion rate. Such effects are manifested when Nb is contained in an amount of 0.001% or more, but if it exceeds 0.050%, a large amount of hard precipitates are formed in the steel and the stretch flangeability is lowered. Was limited to the range of 0.001 to 0.050%. More preferably, it is 0.005 to 0.020% of range.
[0028]
V: 0.001 to 0.300% and / or Zr: 0.001 to 0.300%
V and Zr are elements effective in increasing the strength of the steel sheet through the effect of suppressing the coarsening of the crystal grain size due to the formation of carbides. Therefore, V and Zr are each contained in the range of 0.001 to 0.300%. In addition, even if these contain alone or in combination, they exhibit the same behavior.
[0029]
B: 0.0001-0.0050%
B is also an element effective for increasing the strength. By containing B, the critical cooling rate at which ferrite is generated becomes slow, so that it is easy to form a low-temperature transformation phase by suppressing the formation of a soft ferrite phase during continuous cooling in the annealing process after cold rolling. Become. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.0001% or more, but even if it exceeds 0.0050%, no further effect is obtained, so the amount of B is limited to a range of 0.0001 to 0.0050%. did.
[0030]
Ca: 0.0001 to 0.0050% and / or REM: 0.0001 to 0.0050%
Both Ca and REM have the effect of suppressing the reduction in stretch flangeability by reducing the concentration of stress by reducing the stress concentration by spheroidizing precipitates such as sulfides, such as MnS. Yes. However, if the content is less than 0.0001%, the effect is small. On the other hand, if the content exceeds 0.0050%, the effect is saturated, and the cost is increased. Therefore, Ca and REM are each contained in the range of 0.0001 to 0.0050%.
[0031]
Next, the reason why the steel structure is limited to the above range will be described.
Volume fraction of ferrite phase: 10-50 vol%
If the volume fraction of the ferrite phase is less than 10 vol%, the absolute amount of the soft phase is too small and the ductility is lowered. On the other hand, if it exceeds 50 vol%, the soft phase becomes too much and the tensile strength TS It will be difficult to ensure. Furthermore, the hardness distribution in the steel sheet becomes bipolar, and the bake hardenability and stretch flangeability deteriorate. Accordingly, the ferrite phase is present in a volume fraction of 10 to 50 vol%. More preferably, it is the range of 15-35 vol%.
[0032]
Average grain size of ferrite phase: 4.0 μm or less
By reducing the average grain size of the ferrite phase to 4.0 μm or less, it is possible to increase the strength even if the volume fraction of the bainite phase, which is a hard low-temperature transformation phase, is small, so that it contains a lot of soft phase. As a result, ductility is improved. Furthermore, since the structure of the steel sheet is made uniform by refining the crystal grains, the stretch flangeability is also improved. Therefore, the average crystal grain size of the ferrite phase is set to 4.0 μm or less.
[0033]
Volume fraction of bainite phase: 50-80 vol%
When the volume fraction of the bainite phase exceeds 80 vol%, the strength is increased, and the bainite phase becomes close to the single-phase structure and becomes a uniform structure. Therefore, the stretch flangeability tends to be improved, but the ductility is decreased. On the other hand, if it is less than 50 vol%, it is difficult to ensure the tensile strength TS. In this case, in order to secure TS, it is necessary to strengthen the bainite phase itself, and the hardness distribution is inevitably dipolarized, so that the stretch flangeability is lowered. Therefore, the bainite phase was limited to a volume fraction of 50 to 80 vol%. More preferably, it is the range of 60-75 vol%.
Furthermore, in order to advantageously exhibit the properties of the ferrite phase and the bainite phase, it is preferable that the sum of both is 90 vol% or more in terms of the volume fraction with respect to the entire structure.
[0034]
In addition, the bainite phase here refers to Fe that precipitates in the form of ferrite and needles that are cooled from austenite to a predetermined temperature and then generated in the subsequent heat retaining step._ThreeA low-temperature transformation phase composed of C, for example, austenite that is rapidly cooled, such as water cooling, and is also produced in the subsequent reheating process, including ferrite and Fe._ThreeAlthough it is composed of C, it has a rod-like or elliptical Fe_ThreeTempered martensite phase composed of C and ferrite, so-called upper bainite formed by holding at high temperature, and Fe_ThreeIt is clearly distinguished from bainitic ferrite that does not contain C precipitation.
[0035]
And since the intensity | strength of such bainite is determined by the temperature at the time of transformation generation, in order to obtain a high hole expansion ratio (λ), it is not a bainite generated during continuous cooling, but a structurally uniform bainite. It is advantageous to use bainite produced by isothermal transformation to obtain Therefore, in order to obtain a structurally uniform bainite, control of the isothermal transformation temperature is extremely important.
[0036]
In addition to the ferrite and bainite phases described above, cementite that precipitates along the grain boundaries, martensite and residual austenite that are slightly produced without transformation 100% when transformed from austenite to bainite during isothermal holding, etc. However, there is no problem as long as the ferrite phase and the bainite phase satisfy the above-mentioned range.
[0037]
Ratio of Vickers hardness of bainite phase and ferrite phase (Hv (B) / Hv (F)) ≤ 4.0
If the ratio of Hv (B), which is the average value of bainite hardness, and Hv (F), which is the average value of ferrite hardness, is greater than 4.0, even if the steel sheet has a hardness distribution, it is extremely hard in the soft phase. A part will exist locally, and deformability will be different at the time of strain introduction, resulting in non-uniform deformation, and formability will deteriorate. In other words, ferrite is deformed by the introduction of strain, but the deformation amount of hard bainite is small, so voids are easily generated at the interface between both phases, and crack growth occurs easily at the interface, so the hole expansion rate is reduced. To do. Therefore, (Hv (B) / Hv (F)) is set to 4.0 or less.
[0038]
Variation from the average value of Vickers hardness of ferrite phase and second phase 2σ = 15-100
Here, 2σ means twice the standard deviation (σ) in the frequency distribution of hardness of n = 20.
If this 2σ is less than 15, the hardness distribution between ferrite and bainite is dipolarized, that is, the strength difference between the ferrite phase and bainite phase interface becomes large. Is unevenly distributed, and only low BHY and BHT characteristics can be obtained. On the other hand, when 2σ exceeds 100, not only the BHY and BHT characteristics are saturated, but an extremely hard bainite phase is present, and the workability in general deteriorates. Therefore, in order to obtain the desired BHY and BHT characteristics even if the hardness ratio of the ferrite phase and the bainite phase is the same, the variation 2σ from the average value of the Vickers hardness is set to 15 to 100 for both the ferrite phase and the bainite phase. There is a need.
[0039]
Next, the reason why the manufacturing conditions are limited to the above range in the manufacturing method of the present invention will be described.
In the present invention, the steel slab adjusted to the above-mentioned preferred component composition is cast, immediately or once cooled, then reheated to a slab heating temperature described later, hot rolled, wound, Rolled and then subjected to continuous annealing.
[0040]
Slab heating temperature (SRT) during reheating: 1100-1300 ° C
For uniform refinement of crystal grains, the slab heating temperature is preferably as low as possible at 1300 ° C. or lower. This is because the lower the slab heating temperature, the smaller the initial austenite grain size during heating, which is effective in obtaining high stretch flangeability by refinement of the final product grain size. This is because, due to the effect of increasing the strength, the hard bainite phase fraction can be reduced and the ductility is improved. However, if the slab heating temperature is below 1100 ° C., it becomes difficult to ensure the finish rolling temperature, so the slab heating temperature was set in the range of 1100 to 1300 ° C. Preferably it is 1200 degrees C or less.
[0041]
Finishing rolling finish temperature: 850-950 ° C
If the finish rolling finish temperature at the time of hot rolling is less than 850 ° C, the deformation resistance at the time of rolling is large and the hot rolling property is lowered. Further, the structure becomes non-uniform, and the ferrite and bainite phases become a layered or band-like structure, and the non-uniform structure remains even after cold rolling annealing, and both the bake hardenability, stretch flangeability and ductility are reduced. On the other hand, at a temperature higher than 950 ° C., austenite becomes coarse, a uniform fine structure cannot be obtained, and stretch flangeability deteriorates. Therefore, the finish rolling end temperature is set to a range of 850 to 950 ° C.
[0042]
Winding temperature: 450-650 ° C
When the coiling temperature is lower than 450 ° C, a hard martensite phase is generated, the rolling load during cold rolling increases, the steel sheet strength in the width direction varies, and the cold rolling property after hot rolling decreases. To do. On the other hand, when the temperature exceeds 650 ° C., TiC becomes coarse, a uniform structure cannot be obtained, and ductility after cold rolling annealing becomes insufficient. Moreover, it becomes a layered structure mainly composed of ferrite and pearlite, the level of C concentration distribution in the steel sheet is increased, the structure after cold rolling and annealing becomes non-uniform, and both the bake hardenability, stretch flangeability and ductility are adversely affected. Therefore, the coiling temperature is in the range of 450 to 650 ° C.
In addition, what is necessary is just to perform the cold rolling performed after coiling on the conditions as usual, and it is preferable to make the reduction rate in this cold rolling especially about 30 to 70%.
[0043]
Temperature increase rate (temperature increase rate (1)) up to (annealing temperature –10 ° C): 70-300 ° C / min
When the heating rate during heating is less than 70 ° C./min, two-phase separation of ferrite and austenite is promoted during heating and heating, C concentrates in austenite and C distribution occurs, causing unevenness in the steel sheet. This causes a decrease in bake hardenability and hole expansion rate. On the other hand, when the rate of temperature rise exceeds 300 ° C / min, the effect tends to saturate. Therefore, the heating rate up to (annealing temperature −10 ° C.) during heating is 70 to 300 ° C./min.
[0044]
As mentioned above, it is important that the heating rate during heating is rapid heating within a certain range as described above, while the two-phase fraction during heating is important for adjusting the TS level. Therefore, in the vicinity of the annealing temperature, particularly (annealing temperature −10 ° C.) or higher, adjustment for controlling the two-phase fraction is required. Therefore, rapid heating in the above-mentioned fixed range is made up to (annealing temperature −10 ° C.), and the rate of temperature rise from the subsequent (annealing temperature −10 ° C.) to the annealing temperature is separately controlled as described later. did.
[0045]
Fig. 1 shows the effects of bake hardenability (BHY, BHT), elongation (El) and hole expansion ratio (λ), and consequently strength-elongation balance (TS × El) and strength-stretch flangeability balance (TS × λ). The result of investigating the influence of the heating rate (1) at the time is shown.
The experimental conditions are as follows.
C: 0.140%, Si: 0.45%, Mn: 2.45%, P: 0.015%, S: 0.0007%, Al: 0.040%, N: 0.0028% and Ti: 0.015% (T₁ = 843 ° C, Ms = 414 ° C), with the balance being Fe and inevitable impurity composition, slab heating temperature: 1185 ° C, finish rolling temperature: 883 ° C, coiling temperature: 610 ° C, cold rolling Reduction ratio: 50%, heating rate during heating (1): 40 to 340 ° C / min, heating rate (2): 7 ° C / min, annealing temperature: 860 ° C, cooling rate: 30 ° C / sec, cooling The treatment was performed under the conditions of stop temperature: 355 ° C., heat retention temperature: 350 ° C., heat retention time: 130 seconds.
[0046]
As is clear from the figure, when the heating rate (1) during heating is controlled within the range of 70 to 300 ° C / min, high bake hardenability (BHY, BHT) can be obtained, and ductility and hole The expansion ratio was also good, and as a result, excellent strength-elongation balance (TS × El) and strength-stretch flangeability balance (TS × λ) were obtained.
[0047]
Temperature increase rate from (annealing temperature –10 ° C) to annealing temperature (temperature increase rate (2)): 5 to 20 ° C / min
As described above, it is important to rapidly increase the rate of temperature rise within a certain range during heating, but the two-phase fraction during heating is important for adjusting the TS level, and thus is the target during heating. It is necessary to precisely control the temperature. Here, if the rate of temperature rise immediately before reaching the annealing temperature exceeds 20 ° C./min, it becomes difficult to control to the target temperature, while if it is slower than 5 ° C./min, C concentration is promoted and bake hardenability. And stretch flangeability deteriorates. Accordingly, the rate of temperature increase from (annealing temperature −10 ° C.) to the annealing temperature is 5 to 20 ° C./min.
[0048]
Annealing temperature: T₁ ± 50 ° C (however, T₁ = 950-150 [C]^1/2+50 [Si] -30 [Mn])
Where T₁ A_Three This is a temperature that is a measure of the transformation point.
Now, the annealing temperature is T₁ If it is lower than −50 ° C., it is difficult to completely eliminate the influence of the structure during cold rolling, so that a two-phase band structure, that is, a non-uniform structure is formed, and the hole expansion rate (λ) is lowered. On the other hand, the annealing temperature is T₁ When the temperature is higher than + 50 ° C., the austenite grain size is rapidly coarsened in the temperature raising step, the carbides are also coarsened and localized, and a fine and uniform structure cannot be obtained, so that λ also decreases. Moreover, ferrite transformation is delayed and ductility is also reduced.
Therefore, in order to balance bake hardenability, ductility and hole expansion rate, the annealing temperature is T₁ It is necessary to control within the range of ± 50 ℃.
[0049]
Figure 2 shows annealing effects on bake hardenability (BHY, BHT), elongation (El) and hole expansion ratio (λ), and consequently strength-elongation balance (TS × El) and strength-stretch flangeability balance (TS × λ). The result of having investigated about the influence of temperature is shown.
The experimental conditions are as follows.
C: 0.150%, Si: 0.50%, Mn: 2.81%, P: 0.017%, S: 0.0007%, Al: 0.035%, N: 0.0025% and Ti: 0.015% (T₁ = 833 ° C, Ms = 397 ° C) with the balance being Fe and inevitable impurity composition, slab heating temperature: 1170 ° C, finish rolling temperature: 905 ° C, coiling temperature after hot rolling: 520 ° C, cold rolling reduction: 50%, heating rate during heating (1): 150 ° C / min, heating rate (2): 7 ° C / min, annealing temperature: (T₁ -68 ° C) to (T₁ + 65 ° C), cooling rate: 25 ° C / second, cooling stop temperature: 370 ° C, heat retention temperature: 370 ° C, heat retention time: 180 seconds.
[0050]
As is apparent from the figure, the annealing temperature is T₁ When controlled within the range of ± 50 ° C., not only high bake hardenability but also excellent strength-elongation balance and strength-stretch flangeability balance were obtained.
[0051]
Cooling treatment: After reaching the annealing temperature, cooling is started immediately without maintaining an isothermal condition. Cooling rate in this cooling process: 10 to 100 ° C / second
If the annealing temperature is kept isothermal, two-phase organization is promoted, and accordingly, C concentration in the austenite proceeds and the bake hardenability decreases. On the other hand, if the cooling rate is lower than 10 ° C./second, ferrite is excessively generated during continuous cooling, TS is lowered, and the C concentration in austenite is advanced, so that the bake hardenability is lowered. On the other hand, since the effect is saturated even when cooling at a cooling rate exceeding 100 ° C./sec, the cooling rate is set to 10-100 ° C./sec. Preferably it is about 10-50 degreeC / second.
The cooling rate from the heating to the cooling stop temperature is defined as (cooling start temperature−temperature at the time of cooling stop) / cooling time (° C./second).
[0052]
Fig. 3 shows the cooling effect on bake hardenability (BHY, BHT), elongation (El) and hole expansion ratio (λ), and consequently strength-elongation balance (TS × El) and strength-stretch flangeability balance (TS × λ). The result of investigating the influence of speed (cooling rate (1)) is shown.
The experimental conditions are as follows.
C: 0.155%, Si: 0.45%, Mn: 2.61%, P: 0.012%, S: 0.0008%, Al: 0.037%, N: 0.0029% and Ti: 0.012% (T₁ = 835 ° C, Ms = 401 ° C), with the balance being Fe and inevitable impurity composition, slab heating temperature: 1180 ° C, finishing rolling temperature: 900 ° C, winding temperature: 550 ° C, cold rolling Reduction ratio: 50%, heating rate during heating (1): 180 ° C / min, heating rate (2): 12 ° C / min, annealing temperature: 840 ° C, cooling rate: 5-130 ° C / sec, cooling The treatment was performed under the conditions of stop temperature: 350 ° C., heat retention temperature: 350 ° C., heat retention time: 150 seconds.
[0053]
As is apparent from the figure, when the cooling rate (1) is controlled within the range of 10 to 100 ° C./s, not only high bake hardenability but also excellent strength-elongation balance and strength-elongation flangeability Balance is obtained.
[0054]
Cooling stop temperature: (Ms point (martensitic transformation point at equilibrium in steel composition)-100 ° C)-(Ms point + 50 ° C)
When cooling is stopped at a temperature lower than (Ms point −100 ° C.), not only does the bainite phase itself harden, but also a part of austenite transforms into hard martensite, and the tensile strength increases, but the elongation increases. descend. In addition, the hardness distribution of the ferrite and bainite phases becomes bipolar, and the hole expansion rate decreases. Furthermore, since the strain is introduced non-uniformly in the pre-strain process, the bake hardenability is also deteriorated. On the other hand, when cooling is stopped at a temperature exceeding (Ms point + 50 ° C.), pearlite is generated or bainite generated at a high temperature is softened, making it difficult to achieve TS ≧ 980 MPa. Therefore, the cooling stop temperature needs to be in the temperature range of (Ms point−100 ° C.) to (Ms point + 50 ° C.).
The Ms point, which is the martensitic transformation point temperature, is, for example,
Ms point = 561−474 [C] −33 [Mn]
Can be calculated.
[0055]
Fig. 4 shows the cooling effect on bake hardenability (BHY, BHT), elongation (El) and hole expansion ratio (λ), and consequently strength-elongation balance (TS × El) and strength-stretch flangeability balance (TS × λ). The result of having investigated about the influence of stop temperature is shown.
The experimental conditions are as follows.
C: 0.171%, Si: 0.35%, Mn: 2.78%, P: 0.015%, S: 0.0007%, Al: 0.045%, N: 0.0025% and Ti: 0.011% (T₁ = 822 ° C, Ms = 388 ° C), with the balance being Fe and inevitable impurity composition, slab heating temperature: 1180 ° C, finishing rolling temperature: 900 ° C, winding temperature: 450 ° C, cold rolling Reduction ratio: 50%, heating rate during heating (1): 200 ° C / min, heating rate (2): 10 ° C / min, annealing temperature: 845 ° C, cooling rate: 18 ° C / sec, cooling stop temperature : (Ms-150 ° C.) to (Ms + 70 ° C.), heat retention temperature = cooling stop temperature, heat retention time: 220 seconds.
[0056]
As is apparent from the figure, when the cooling stop temperature is controlled within the range of (Ms point –100 ° C) to (Ms point + 50 ° C), not only high bake hardenability but also excellent strength-elongation balance is achieved. And strength-stretch flangeability balance is obtained.
[0057]
Insulation temperature: (Ms point – 100 ° C) to (Ms point + 50 ° C)
It is important that after the cooling is completed, the transformation from austenite to bainite is sufficiently performed by keeping the steel sheet temperature within the range of (Ms point−100 ° C.) to (Ms point + 50 ° C.). Here, when the heat retention temperature is lower than (Ms point −100 ° C.), the bainite transformation does not proceed sufficiently during the heat retention, a large amount of martensite is generated, and the bainite phase itself is hardened. The phase becomes hard, the TS increases, and the ductility decreases. In addition, cracks are easily generated and propagated at the interface between ferrite and hard bainite or martensite, and the hole expansion rate decreases. In addition, the hardness distribution of the ferrite phase and the bainite phase becomes bipolar, so that solid solutions C and N are unevenly distributed, and only low BHY and BHT characteristics can be obtained.
In addition, bainite, which is a low-temperature transformation phase with a sufficiently small hardness difference from ferrite, is generated if it is above (Ms point – 100 ° C) and below the steel plate temperature at the end of cooling, so that a sufficient hole expansion rate can be achieved. It is. Furthermore, it becomes a mixed structure of bainite and ferrite, which is harder than martensite, and it is possible to achieve both ductility. Accordingly, the heat retention temperature is in the range of (Ms point−100 ° C.) to (Ms point + 50 ° C.).
In addition, this process does not require steps such as rapid cooling or reheating of the steel plate after the end of cooling. Therefore, industrial production at a low level of total energy cost is possible with high productivity and low fuel consumption rate. .
[0058]
Insulation time: 60-240 seconds
As with the heat retention temperature, it is important for sufficient transformation from austenite to bainite, and if it is less than 60 seconds, the bainite transformation does not proceed sufficiently, and hard martensite is formed in the subsequent cooling process, resulting in ferrite. And the hardness difference between the ferrite and martensite is easily generated and propagated, and the hole expansion rate is reduced. On the other hand, since the effect is saturated even if the temperature is kept longer than 240 seconds, the heat keeping time is set to 60 to 240 seconds.
After completion of the heat retention treatment, it is preferable to cool or cool to about 200 ° C. at a cooling rate of about 10 to 60 ° C./min. For the subsequent cooling, a cooling method such as water cooling, mist cooling, or cooling There is no restriction on the cooling rate.
[0059]
【Example】
Steel slabs having various component compositions shown in Table 1 were processed under the conditions shown in Table 2 to produce cold-rolled steel sheets having a plate thickness of 1.0 to 1.8 mm.
Table 3 shows the results of examining the steel structure and various mechanical properties of the cold-rolled steel sheet thus obtained.
[0060]
In addition, the evaluation method of each characteristic and the measurement method of a structure | tissue are as follows.
-Tensile properties: Evaluation was performed by performing a tensile test based on JIS Z 2241 using a JIS Z 2201 No. 5 test piece having a longitudinal direction (tensile direction) perpendicular to the rolling direction.
-Bake hardenability: The difference between the highest ultimate stress when 2% strain is applied by tension and the yield point after heat treatment at 170 ° C for 20 minutes following pre-strain is the yield point increase (BHY) In addition, the difference between the maximum ultimate stress during normal tensile test and the maximum ultimate stress after re-tensioning after heat treatment at 170 ° C for 20 minutes after applying 5% pre-strain in tension is the amount of increase in TS (BHT ) And both BHY and BHT were used as indicators of bake hardenability.
-Hole expansion rate λ: Implemented based on the Japan Iron and Steel Federation Standard JFSTl001. That is, the initial diameter d_o ＝ After punching a 10mm hole, when the hole was widened by lifting the 60 ° circular punch, the punch was stopped when the crack penetrated the plate thickness, and the punched hole diameter d after the crack was measured Hole expansion ratio λ = [(d−d_o ) / D_o ) × 100 (%).
-Bending characteristics: Using a test piece defined in JIS Z 2204 having a width of 40 mm and a length of 200 mm with the rolling direction as the longitudinal direction, an adhesion bending test by a press bending method based on JIS Z 2248 was performed and evaluated.
[0061]
・ Grain size of ferrite phase
The measurement position was derived from the area of the ferrite phase and the number of ferrite phases by image analysis based on a 3000 times SEM image near the 1 / 4th of the plate thickness, and n = 3 simple average calculated by the quadrature method. Value.
-Ferrite phase volume fraction and bainite phase volume fraction: Based on a 5000 times SEM image in the vicinity of the 1 / 4th plane of the plate thickness, the area ratio was obtained by performing two gradations by image analysis, and a simple average was obtained at n = 5 Value. This area ratio was used as the volume fraction.
-Average hardness of bainite phase and ferrite phase: The measurement position is in the vicinity of the 1/4 thickness plate, using a micro Vickers hardness tester, load: n = 20 simple average of 3 g test value.
-Hardness variation of ferrite phase and bainite phase 2σ: The measurement position is a value obtained by carrying out a test of n = 20 with a load of 3 g using a micro Vickers hardness meter near a 1/4 thickness plate thickness.
[0062]
[Table 1]

[0063]
[Table 2]

[0064]
[Table 3]

[0065]
As shown in Table 3, all of the inventive examples have tensile strength (TS) ≧ 980 MPa, strength-elongation balance (TS × El) ≧ 17000 MPa ·%, strength-stretch flangeability balance (TS × λ) ≧ In addition to satisfying the target value of 65000 MPa ·%, not only excellent mechanical properties, but also excellent bake hardenability of BHT ≧ 70 MPa and BHY ≧ 120 MPa were obtained.
[0066]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, it is possible to stably obtain a cold-rolled steel sheet having not only high strength and good workability but also excellent press formability and excellent bake hardenability.
[Brief description of the drawings]
Fig. 1 shows the effect of heating rate (1) during annealing on bake hardenability (BHY, BHT), strength-elongation balance (TS × El), and strength-stretch flangeability balance (TS × λ) FIG.
FIG. 2 is a graph showing the influence of annealing temperature on bake hardenability (BHY, BHT), strength-elongation balance (TS × El), and strength-stretch flangeability balance (TS × λ).
FIG. 3 is a graph showing the influence of cooling rate on bake hardenability (BHY, BHT), strength-elongation balance (TS × El), and strength-stretch flangeability balance (TS × λ).
FIG. 4 is a graph showing the influence of cooling stop temperature on bake hardenability (BHY, BHT), strength-elongation balance (TS × El) and strength-stretch flangeability balance (TS × λ).

Claims

% By mass C: 0.12 to 0.18%,
Si: 0.2 to 0.8%,
Mn: 2.2-3.0%
P: 0.018% or less,
S: 0.0030% or less,
Al: 0.05% or less,
N: 0.0050% or less and
Ti: 0.001 to 0.030%
In the range satisfying the following formula (1), the balance is the composition of Fe and inevitable impurities, the volume fraction of the ferrite phase is 10-50 vol%, the average grain size of the ferrite phase is 4.0 μm Hereinafter, it has a steel structure with a volume fraction of bainite phase of 50 to 80 vol%, and the ratio of Vickers hardness (Hv (B) / Hv (F)) of bainite phase to ferrite phase is 4.0 or less, and An ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability, characterized in that the variation 2σ from the average value of the Vickers hardness of each of the ferrite phase and the bainite phase is 15 to 100.
-100 [C] + 15 ≤ [Mn] ≤ -100 [C] + 20 --- (1)
Here, [C] and [Mn] are the contents of C and Mn (mass%), respectively.

In claim 1, the cold-rolled steel sheet has tensile strength (TS) ≧ 980 MPa, BHT (increased tensile strength TS) ≧ 70 MPa, BHY (increased yield strength YS) ≧ 120 MPa, strength− An ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with excellent bake hardenability, characterized by satisfying the elongation balance (TS × El) ≧ 17000 MPa ·% and the strength-stretch flangeability balance (TS × λ) ≧ 65000 MPa ·%.

In Claim 1 or 2 , a steel plate is further in mass%.
Cu: 0.01 to 0.50%,
Ni: 0.01-0.50%,
Mo: 0.01-0.50% and
Cr: 0.01-0.50%
An ultra-high strength cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability characterized by having a composition containing one or more selected from among the above.

In Claim 1 , 2, or 3 , a steel plate is further in the mass%.
Nb: 0.001 to 0.050%
A super-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability, characterized in that it has a composition that contains.

In any one of Claims 1-4 , a steel plate is further mass%. V: 0.001-0.300% and
Zr: 0.001 to 0.300%
An ultra-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability characterized by having a composition containing at least one selected from the above.

In any one of Claims 1-5 , a steel plate is further mass%. B: 0.0001-0.0050%
A super-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability, characterized in that it has a composition that contains.

In any one of Claims 1-6 , a steel plate is further in the mass%.
Ca: 0.0001 to 0.0050% and
REM: 0.0001 to 0.0050%
An ultra-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bake hardenability characterized by having a composition containing at least one selected from the above.

The steel slab having the component composition according to any one of claims 1 to 7 is heated to 1100 to 1300 ° C immediately after casting, or after being cooled, and then finished at a finish rolling finish temperature of 850 to 950 ° C. After rolling and winding at 450 to 650 ° C after completion of rolling, when performing cold rolling and then performing continuous annealing, the rate of temperature increase to (annealing temperature-10 ° C): 70 to 300 ° C / min, ( Heating rate from annealing temperature-10 ° C) to annealing temperature: Heating to annealing temperature satisfying the following formula (2) under the temperature rising rate condition of 5-20 ° C / min, and after reaching the annealing temperature, isothermal Cooling is started immediately without being held, and in the cooling process, cooling is performed at a cooling rate of 10 to 100 ° C / second from the annealing temperature to a temperature range of (Ms point – 100 ° C) to (Ms point + 50 ° C). After finishing, keep the temperature in the temperature range from (Ms point – 100 ° C) to (Ms point + 50 ° C) for 60 to 240 seconds without increasing the steel plate temperature. A method for producing an ultra-high strength cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability.
T ₁ ± 50 ° C (However, T ₁ = 950-150 [C] ^1/2 +50 [Si] -30 [Mn]) --- (2)
Here, [C], [Si] and [Mn] are the contents (mass%) of C, Si and Mn, respectively.