JP4552314B2

JP4552314B2 - High strength and high ductility cold-rolled steel sheet with excellent press formability

Info

Publication number: JP4552314B2
Application number: JP2000368317A
Authority: JP
Inventors: 一典大澤; 坂田　　敬; 英治飯塚; 隆明比良
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-12-04
Filing date: 2000-12-04
Publication date: 2010-09-29
Anticipated expiration: 2020-12-04
Also published as: JP2002173737A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度冷延鋼板に係り、とくに、製造過程におけるスラブの縦割れ、横割れなどの欠陥発生を防止でき、自動車部品に代表される成形部品用として好適な、スポット溶接性が良好で、かつプレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板に関する。
【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、最近では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。とくに、自動車車体の軽量化のために、自動車部品用鋼板を高強度化し鋼板板厚を低減することが考えられている。
【０００３】
また、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成形されるため、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、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。また、自動車部品のプレス成形においては、伸びフランジ成形も多用される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ成形を多様した部品成形が行われることが多い。このため、自動車部品用鋼板には、高強度でかつ、優れた延性および伸びフランジ性を有することが強く求められている。
【０００４】
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が代表的である。また、近年では、例えば、日本鉄鋼協会講演論文集「材料とプロセス, vol.4(1991), p.1942 」に記載されているように、0.11％ＣにSi、Mnを適量添加し、残留オーステナイト（γ）に起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。
【０００５】
また、特開平10-130776 号公報には、Ｃ：0.06〜0.25％、Si：2.5 ％以下、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.1 〜2.5 ％、Ti：0.003 〜0.08％、Ｎ：0.01％以下を含み、かつTiが、(48/14)N≦Ti≦[(48/14)N+(48/32)S+0.01]を満足し、冷延−再結晶焼鈍後の組織が５％以上の残留γを含む組織である高延性型高張力冷延鋼板が開示されている。特開平10-130776 号公報に記載された技術では、炭化物生成の抑制と残留γの安定化元素としてAlを利用するとともに、Tiを含有することにより、連続鋳造時に発生する表面疵を防止し、表面性状および衝撃吸収性に優れる鋼板となるとしている。
【０００６】
また、特開平10-273752 号公報には、Ｃ：0.05〜0.20％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Si、Alの内の１種もしくは２種の合計量が0.5 〜4.0 ％、あるいはさらにNb：0.2 ％以下、Ti：0.2 ％以下、Ｂ：0.02％以下のうちの１種または２種以上、を含み、残部がFeを主成分とし、鋼板の５％成形加工後のミクロ組織で、残留γの占積率が３％以上であり、加工硬化指数が0.130 以上である耐衝突性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。また、特開平10-273752 号公報には、上記したミクロ組織とするために、連続焼鈍を、Ａc₁〜Ａc₃の温度で10秒以上保持し、700 〜500 ℃の平均冷却速度が10℃／秒以上の冷却を行い、500 ℃以下の温度で30秒以上保持する条件とすることが開示されている。しかし、特開平10-273752 号公報に記載された鋼板では、製造時スラブの縦割れや横割れなどの表面欠陥が発生し、安定した製造が困難であるという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平10-130776 号公報、特開平10-273752 号公報等に記載された高強度鋼板は、「鉄と鋼、vol.63(1982)No.9、p.110 」にも示されているように、材料強度の上昇とともに、プレス成形後のスプリングバックによる寸法不良が著しくなるという問題がある。スプリングバックによる寸法不良は、高強度鋼板を使う上で大きな問題であり、プレス成形後の形状凍結性に優れることが要求されている。
【０００８】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、連続鋳造工程におけるスラブの縦割れ、横割れなどの欠陥発生を防止し、自動車部品に代表される成形部品用として好適な、優れた延性、優れたスポット溶接性を有し、さらに伸びフランジ性、摺動性、形状凍結性等のプレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板を提案することを目的とする。なお、本発明における高強度高延性冷延鋼板は、連続焼鈍ラインを利用して製造されることが望ましい。
【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に、スラブ表面割れ、鋼板の延性、および伸びフランジ性、摺動性、形状凍結性等のプレス成形性におよぼす鋼組成、鋼板のミクロ組織の影響について、鋭意研究を重ねた。
その結果、
（１）Tiを含有し、さらにAl含有量を低減し、あるいはさらにTiをＮ含有量との関係で調整することによりスラブ表面割れが防止できる、
（２）Ｃ、Si、Mn等の合金元素量を所定の範囲内に調整するとともに、連続焼鈍条件を調整し、焼鈍後の鋼板組織を、フェライト、残留オーステナイト、低温変態相からなる複合組織とし、各相の存在比率を所定の比率とすることにより、冷延焼鈍板の延性を向上できる、
（３）Ti量を調整し、複合組織の主体となる、フェライトの結晶粒径を微細化することにより、高延性に加えて優れた伸びフランジ性を有する冷延焼鈍板とすることができる、
（４）鋼板表面に付加される歪み量を調整し、鋼板の表面直下の組織を、板厚中央部の組織に比べ残留γ量が少ない複合組織とすることにより、プレス成形時の摺動性、形状凍結性に優れた冷延焼鈍板とすることができる、
という知見を得た。
【００１０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え構成されたものである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.5 〜3.0 ％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.10％未満、Ｎ：0.0100％以下、Ti：0.009 〜0.20％を含み、さらにCa、REM のうちの１種または２種を合計で0.0010〜0.0500％含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、体積率で、前記フェライトを30％以上、前記残留オーステナイトを全板厚方向平均で３％以上含有し、かつ鋼板表面から板厚１／16位置までの領域における残留オーステナイト量が、板厚方向中心部における残留オーステナイト量に対し50％以下であり、前記フェライトの平均結晶粒径が、15μm 以下であることを特徴とするプレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板であり、また、本発明では、前記組成が、Ti／Ｎ：2.5 以上を満足することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ｖのうちの１種または２種を合計で0.001 〜0.30％含有することが好ましい。
【００１１】
また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Cr:1.5％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における％は、質量％を意味する。
Ｃ：0.05〜0.40％
Ｃは、鋼の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有し、本発明では不可欠の元素である。所望の高強度化を確保するために、本発明では0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.40％を超える含有は、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは0.05〜0.40％の範囲に限定した。より好ましくは0.10〜0.30％である。
【００１３】
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、延性が劣化する。このため、Siは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。より好ましくは1.0 〜2.5 ％である。
【００１４】
Mn：0.5 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、残留オーステナイトや低温変態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コストの上昇を招き、経済的に不利となる。このため、、Mnは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。より好ましくは1.0 〜2.0 ％である。
【００１５】
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、通常、高強度鋼板を得るのに有効な元素ではあるが、0.050 ％を超える含有はスポット溶接性を低下させる。
このため、本発明では、Ｐ含有量の上限を0.05％とした。なお、より好ましくは0.020 ％以下である。
【００１６】
Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、鋼中でMnS を形成し、鋼板の伸びフランジ性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。しかし、過度の低減は、精錬コストの増加を招くため、本発明ではＳ含有量の上限を0.005 ％に限定した。なお、より好ましくは0.003 ％以下である。
【００１７】
Al：0.10％未満
Alは、脱酸剤として作用し、穴拡げ性を低下させる非金属介在物をスラグとして分離する効果を有する。しかし、0.10％以上の含有は、介在物量が増加し伸びフランジ性が低下するとともに、合金コストが上昇し、経済的に不利となる。このため、本発明ではAlは0.10％未満とした。なお、好ましくは0.02〜0.09％の範囲である。
【００１８】
Ｎ：0.0100％以下
Ｎは、歪時効を起こす有害な元素であり、極力低減することが望ましいが、本発明では、Tiを含有するため、TiN の析出によって時効劣化の恐れは回避できる。しかしながら、0.0100％を超える含有は、それに対応するTiを含有しなければならなくなり、コスト高となる。このため、本発明ではＮは0.0100％以下に限定した。なお、より好ましくは0.0050％以下である。
Ti：0.009 〜0.20％
Tiは、連続焼鈍時の加熱段階でのフェライト相の成長を抑え、フェライト粒を微細化し、穴拡げ性を著しく向上させるのに有効な元素である。このような効果は、0.010 ％以上の含有で顕著となるが、0.20％を超える含有は、合金コストの高騰を招くとともに、TiC の析出量を増加させ、変態誘起塑性効果を発現させるための残留オーステナイトを減少させる。また、さらにTi量の増加により析出強化による強度増加が大きくなり、高延性が得られなくなる。このようなことから、Tiは0.20％以下に限定した。なお、好ましくは、0.10％以下である。
【００１９】
また、Tiは、スラブ冷却時、高温でTi系炭窒物、Ti系硫化物を析出し、比較的低温で生成するAlN や、結晶粒微細化の目的から添加されるNb，Ｖによって粒界に生成するNb系炭化物、Ｖ系炭化物の析出を抑制して、スラブ表面割れを防止する有効な元素である。このようなスラブ表面割れ防止効果を顕著に発現させるためには、Ti含有量は、Ｎ含有量との関係からTi/N：2.5 以上を満足することが好ましい。なお、Ti：0.10％以下でかつ、Ti/N：3.0 以上を満足することがより好ましい。
【００２０】
Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種：合計で：0.0010〜0.0500％
Ca、REM は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような効果は、Ca,REMのうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、0.0500％を超えると飽和する。このため、Ca,REMのうちの１種または２種の含有量は、合計で0.0500％以下に限定するのが好ましい。より好ましい範囲は0.001 〜0.03％である。
【００２１】
Nb，Ｖのうちから選ばれた１種または２種：合計で：0.001 〜0.30％
Nb，Ｖは、Tiと同様、炭化物：NbC,VCを生成し、連続焼鈍時の加熱段階でのフェライト相の成長を抑え、結晶粒を微細化し、穴拡げ性を著しく向上させるのに有効な元素であり、必要に応じ含有できる。このような効果は、Nb、Ｖの合計で、0.001 ％以上の含有で顕著となるが、Nb、Ｖの合計で0.30％を超える含有は、析出強化により降伏強さ（YS）を上昇させ、加工性を低下させるとともに、変態誘起塑性効果を発現させるための残留オーステナイトを減少させる。
【００２２】
また、生成するNb，Ｖの炭化物が、結晶粒界に優先的に析出すると、スラブの表面割れの原因になることから、本発明では、Nb，Ｖの含有量を0.001 〜0.30％とするのが好ましい。なお、より好ましくは、0.001 〜0.10％である。
Cr：1.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、MoおよびＢは、鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。このような作用は、Cr：0.2 ％以上、Mo：0.05％以上、Ｂ：0.0005％以上の含有で顕著となる。一方、Cr：1.5 ％、Mo：0.5 ％、Ｂ：0.01％をそれぞれ超えて含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Cr：1.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.01％以下のうちの１種または２種以上を含有するのが望ましい。なお、より好ましくは、Cr、Mo、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で0.0005〜1.0 ％である。
【００２３】
つぎに、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明鋼板は、フェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。
フェライト相：体積率で、30％以上
フェライトは、鉄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。本発明では、このようなフェライト相を、体積率で30％以上含有する。フェライト相の存在比率が30％未満では、顕著な延性向上が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は30％以上に限定した。なお、より好ましくは50％以上である。
【００２４】
フェライトの平均結晶粒径：15μm 以下
結晶粒径の微細化は鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。本発明の鋼板では、複合組織中のフェライトの平均結晶粒径は15μm 以下とすることが好ましい。フェライトの平均結晶粒径が15μm を超えると、伸びフランジ性の顕著な向上作用が期待できない。なお、より好ましくは10μm 以下である。
【００２５】
残留オーステナイト相：体積率で、全板厚方向の平均で、３％以上
残留オーステナイトは、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、鋼板の延性を向上する作用を有する。そのため、本発明では、残留オーステナイトを、３％（体積率）以上含有する。残留オーステナイトの含有量が、３％（体積％）未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量を３％以上に限定した。なお、好ましくは５％以上である。ここでいう残留オーステナイトの含有量は、全板厚方向（板厚断面）での平均（平均値）をいうものとする。
【００２６】
なお、全板厚方向（板厚断面）での平均残留オーステナイト量は、Ｘ線回折法により、鋼板の板厚断面の表面直下、板厚の１／16、１／８、１／４、１／２の各位置で、回析Ｘ線強度を測定し、オーステナイト相とフェライト相との回析Ｘ線強度比を算出して、全板厚方向での平均値とする。
（鋼板表面から板厚の１／16位置までの領域での残留オーステナイト量）／（鋼板の板厚中心部での残留オーステナイト量）：50％以下
本発明の鋼板では、鋼板表面から板厚１／16位置までの領域での平均残留オーステナイト量を、鋼板の板厚中心部での残留オーステナイト量に対して、50％以下とする。なお、鋼板の板厚中心部とは、板厚の１／４から１／２の領域をいうものとする。
【００２７】
また、鋼板表面から板厚の１／16位置までの領域での残留オーステナイト量は、鋼板の板厚断面を研磨し、表面直下、板厚の１／16の位置で、回析Ｘ線強度を測定し、オーステナイト相とフェライト相との回析Ｘ線強度比を算出し、これらの平均値から決定するものとする。
また、鋼板の板厚中心部での残留オーステナイト量は、板厚の１／４、板厚の１／２の各位置で、回析Ｘ線強度を測定し、オーステナイト相とフェライト相との回析Ｘ線強度比を算出し、これらの平均値から決定するものとする。
【００２８】
鋼板表面から板厚１／16位置までの領域での平均残留オーステナイト量を、鋼板の板厚中心部での残留オーステナイト量に対して、50％以下とすることにより、鋼板の表層域で、TiC などの析出強化が増大し高降伏点化が助長され、加工硬化係数（ｎ値）が低下して、鋼板の形状凍結性が向上するのである。ここで、「形状凍結性」は、図１に示したような形状（ハット型断面：破線）にプレス加工したのち、プレス金型から取りはずしたあとの形状の変化量：ΔＷで判定するものとする。
【００２９】
また、鋼板の表層域の組織を、残留オーステナイト相の存在比率を板厚中央部に比べ50％以下と少なくし、高降伏点を有する組織とすることにより、プレス成形時の摺動性が向上する。
一方、表面から板厚１／16位置までの領域での残留オーステナイト量が、中心部に対して50％を超える場合には、プレス加工後の形状凍結性が低下するとともに、プレス成形時の摺動性が低下する。
【００３０】
また、板厚中心部の残留オーステナイト量に対して、残留オーステナイト量が50％以下である範囲が表面から板厚１／16位置を超える場合には、高延性の鋼板が得られ難くなる。
このようなことから、本発明では、表面から板厚１／16位置までの領域での残留オーステナイト量を、板厚中心部のそれに対し50％以下とした。なお、好ましくは、40％以下である。さらに、板厚中心部の残留オーステナイト量に対し、残留オーステナイト量が50％以下となる領域は、鋼板表面から板厚１／20位置までの領域とするのが好ましい。
【００３１】
本発明鋼板の組織は、上記したフェライト相と残留オーステナイト相以外の残部は低温変態相である。本発明でいう低温変態相とは、マルテンサイトあるいはベイナイトを指す。
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、変態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、このような効果を十分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。本発明において低温変態相の量は特に限定されない。鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。
【００３２】
次に、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鋼を通常公知の方法で溶製し、通常公知の方法で鋳造し鋼素材としたのち、次いで通常公知の方法で熱間圧延し熱延板とする。
得られた熱延板に、通常公知の方法で冷間圧延を施し冷延板とする。
ついで、これら冷延板に、焼鈍を施す。
【００３３】
焼鈍は、連続焼鈍ラインにて行うのが好ましい。焼鈍は、Ac₁変態点以上850 ℃以下に加熱する加熱処理を施したのち、該加熱温度から、１℃/s以上の冷却速度で300 〜500 ℃の温度域まで急冷し、ついで300 〜500 ℃の温度範囲に10ｓ以上滞留する処理とすることが好ましい。
加熱温度がAc₁変態点未満では、α＋γ二相域に加熱されず残留オーステナイトが得られないため、変態誘起塑性効果の発現がなく、延性の向上が望めない。一方、加熱温度が850 ℃を超えると、フェライト相の粒径が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。このようなことから、加熱温度は、Ac₁変態点以上850 ℃以下とするのが好ましい。、
加熱処理後の冷却速度が、１℃/s未満では、加熱によって生じたオーステナイトが冷却中にパーライトもしくはベイナイトに変態し、残留オーステナイトが残留せず、変態誘起塑性効果の発現がなく、延性の向上が望めない。このようなことから、冷却速度は１℃/s以上とするのが好ましい。なお、より好ましくは10℃/s以上である。
【００３４】
冷却停止温度を、300 ℃未満とすると、オーステナイトがほとんど全てマルテンサイトへ変態し、残留オーステナイトが残留せず、変態誘起塑性効果の発現がなく、延性の向上が望めない。一方、冷却停止温度が500 ℃を超えると、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、残留オーステナイトが残留せず、変態誘起塑性効果の発現がなく、延性の向上が望めない。このようなことから、冷却停止温度は300 〜500 ℃の範囲とするのが好ましい。なお、より好ましくは、370 〜450 ℃である。
【００３５】
急冷停止後、300 〜500 ℃の温度域に滞留させる時間が、10ｓ未満の短時間では、残留するオーステナイトの殆どが、マルテンサイトに変態して、残留オーステナイト量が所望の量確保できなくなり、プレス加工時に変態誘起塑性効果の発現がなくなる。一方、600 ｓを超える長時間保持すると、ベイナイト変態が起こり、残留オーステナイト量が減少する。このようなことから、300 〜500 ℃の温度域に滞留させる時間は10ｓ以上、より好ましくは60ｓ以上 600ｓ以下とするのが好適である。
【００３６】
上記した条件で冷延板を焼鈍処理することにより、微細なフェライト相と、所定量以上の残留オーステナイト相および低温変態相からなる複合組織とすることができる。
焼鈍後、さらに調質圧延を施して製品（冷延焼鈍板）とするのが好ましい。
なお、鋼板表面直下、すなわち表面から板厚１／16位置までの領域、の組織を所望の組織とするには、連続焼鈍での最終段階、すなわち鋼板温度が300 ℃以下の最終冷却過程で、鋼板に小径ロールによる曲げ戻しを負荷する曲げ戻し加工、あるいは張力付加なしの調質圧延、を施すのが好ましい。
【００３７】
この曲げ戻し加工により、鋼板表面直下の領域で、残留オーステナイトがマルテンサイトとなり、最終的に、この領域の組織が板厚中心部の組織に比べ、残留オーステナイト量の少ない組織となる。このような組織とするためには、曲げ戻し量を１％以上、曲げ戻し回数を１回以上とするのが好ましい。なお、曲げ戻し加工に使用する小径ロールは、50〜500 mmφのロールとするのが歪を付加する観点から好ましい。
【００３８】
また、張力付加なしの調質圧延により、鋼板表面直下の領域で、残留オーステナイトがマルテンサイトとなり、最終的に、この領域の組織が板厚中心部の組織に比べ、残留オーステナイト量の少ない組織となる。このような組織とするためには、調質圧延の圧下率を0.2 〜2.0 ％の範囲とするのが好ましい。調質圧延の伸び率が、0.2 ％未満では、所望の組織が得られない。一方、2.0 ％を超えると、延性（伸び）が劣化するという問題がある。また、本発明鋼板は電気めっき用鋼板として適用してもよいことは言うまでもない。電気めっきを施しても本発明鋼板の機械的特性には何ら変化がない。
【００３９】
【実施例】
つぎに、本発明を、実施例に基づき詳細に説明する。
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法にて鋳片（スラブ）とした。
ついで、得られた鋳片を、熱間圧延により板厚3.0mm の熱延板とした。、次いで、これら熱延板を酸洗した後、冷間圧延により板厚1.4mm の冷延板とした。
【００４０】
これら冷延板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す条件の、加熱処理、その後の急冷および300 〜500 ℃の温度域での滞留（徐冷）からなる連続焼鈍を施し、冷延焼鈍板とした。なお、連続焼鈍の最終段階設備である調質圧延機で、張力付与なしの調質圧延を施した。
得られた冷延焼鈍板について、鋼板のミクロ組織、引張特性、伸びフランジ性、スポット溶接性、摺動性、形状凍結性を調査した。調査方法は下記の通りである。
（１）ミクロ組織
各冷延焼鈍板から試験片を採取し、鋼板の板厚断面が観察面になるように樹脂に埋め込み観察用試験片とし、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡でミクロ組織を観察した。観察用試験片のエッチングは、「純水100ml に対してピロ亜硫酸ナトリウム１ｇ添加した水溶液」と「エタノール100ml に対してピクリン酸４ｇ添加した液」を１：１の割合で混合した液中に室温で120 秒間浸漬して行った。このエッチングにより、光学顕微鏡下では、フェライト相は黒色部として、それ以外の第２相は白色部として観察される。エッチング後、組織を倍率：×1000で撮像し、画像解析装置を用いて、フェライトの面積率を求め、体積率に換算した。また、フェライト粒径は、JIS Z 0552の規定に準拠して、結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。
【００４１】
また、各冷延焼鈍板の残留オーステナイト量は、各冷延焼鈍板から試験片を採取し、入射Ｘ線として、MoK α線を使用したＸ線回折法により、残留オーステナイト相からの回析Ｘ線強度を測定して求めた。オーステナイト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝、およびフェライト相の｛200 ｝、｛110 ｝、｛211 ｝面の回析Ｘ線強度を求め、次式
Ｖγ＝｛γ／（α＋γ）｝×100 ％
なお、γ＝〔I(111)γ／0.7387＋I(200)γ／0.3547＋I(220)γ／0.2083＋I(311)γ／0.2186〕／４
α＝〔I(110)α／1.0000＋I(200)α／0.1587＋I(211)α／0.2923〕／３
により、残留オーステナイト量（体積率）（Ｖγ（％））を算出した。
【００４２】
なお、全板厚方向での平均残留オーステナイト量は、測定面を表面、板厚の１／16、１／８、１／４、１／２として、上記の方法で各位置の残留オーステナイト量を求め、平均した。また、鋼板表面から板厚１／16位置までの領域における残留オーステナイト量は、測定面を表面、板厚の１／16として、上記の方法で同様に各位置の残留オーステナイト量を求め、平均した。また、板厚方向中心部における残留オーステナイト量は、測定面を板厚の１／４、１／２として、上記の方法で同様に各位置の残留オーステナイト量を求め、平均した。
（２）引張特性
各冷延焼鈍板より、圧延直角方向に採取したJIS Z 2204の規定に準拠したJIS ５号試験片を用いて、歪速度：７×10^-3/sの条件で引張試験を実施し、耐力（YS) 、引張強さ（TS) 、破断伸び（El) 、降伏伸び（YEl)を測定した。
（３）伸びフランジ性
各冷延焼鈍板より、試験片を採取し、JFS T 1001の規定に準拠して、穴拡げ率（λ）を測定した。
（４）スポット溶接性
各冷延焼鈍板について、先端径６φのドーム型電極を用い、electrode force:4.3kN 、welding current:8kA 、squeeze time:25cyc、setup time:3cyc 、welding time:13cyc、holding time:1cyc の溶接条件でスポット溶接を行い、スポット溶接継手サンプルを作製した。得られた各溶接継手サンプルについて、JIS Z 3136の規定に準拠した引張剪断試験により、引張荷重（TSS)を求めた。また、得られた各溶接継手について、JIS Z 3137の規定に準拠した十字形引張試験により、引張荷重（CTS)を求めた。得られた引張荷重（TSS)が、板厚1.4mm の場合の基準引張剪断荷重である11062N以上で、かつ延性比（CTS/TSS)が0.25以上のものを「優」とし、これらの値を満足しないものを「劣」として評価した。
（５）摺動性
各冷延焼鈍板から試験片（ｔmm×幅10mm×長さ300mm ）を採取し、図２に示すように、一対の平面工具（平面部長さ10mm）間に載置した。そして、試験片に市販の防錆油を片面当たり1.5g/m²塗油し、平面工具（接触長さ10mm）に面圧１kgf/mm²（9.8kN ／mm² ）を付加し、試験片を摩擦速度20mm/sで引き抜いたときの引抜力を求め、摩擦係数を算出した。摩擦係数μは、μ＝（引抜力）／（２×面圧）から計算した。
（６）形状凍結性
各冷延焼鈍板から、板厚ｔmm×幅100mm ×長さ300mm の試験片を採取した。これら試験片を板押さえ付きハット曲げ金型で、図１に示す開口部長さＷ（＝100mm ）のハット型断面形状の成形部品（点線）をプレス成形した。プレス成形後、金型からはずしたのちに、開口部長さの変化量ΔＷを測定した。このΔＷと鋼板の引張強さの比、ΔＷ／TSを形状凍結性の指数とした。
【００４３】
なお、鋳片（スラブ）について、表面状態を鋳片全長について観察し、表面割れの有無を調査した。また、各鋳片からJIS G 0567の規定に準拠したII-6形試験片を採取し、試験温度：900 ℃で高温引張を実施し、絞り値を求めた。
得られた結果を表３に示す。
【００４４】
【表１】

【００４５】
【表２】

【００４６】
【表３】

【００４７】
本発明例は、いずれも高温での絞り値が高く鋳片の表面割れが無いうえ、30％以上の伸びElと、24GPa ％以上の優れた強度−伸びバランス（TS×El) と、さらには40GPa ％以上の優れた強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）を示し、優れた伸びフランジ性を有している。また、本発明例は、摩擦係数が0.12以下と低く優れた摺動性を有し、また、ΔＷ／TSも低くプレス成形後のスプリングバックも少なく形状凍結性に優れ、さらに優れたスポット溶接性を有している。
【００４８】
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、強度−伸びバランス（TS×El) 、強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）のうちのいずれかまたは両方が低下し、さらには延性、伸びフランジ性のうちのいずれかまたは両方が低下しており、また、摺動性、形状凍結性も低下している。
【００４９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、連続鋳造時にスラブ横割れや縦割れを防止できるうえ、優れた延性を有し、さらに優れた伸びフランジ性、摺動性、形状凍結性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な、プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板を、安価にしかも安定的に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【００５０】
また本発明鋼板は、強度−伸びバランス（TS×El）、強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）も良好であり、自動車部品用として、自動車の軽量化、低燃費化に寄与すること大であり、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】形状凍結性を評価するための試験片のプレス加工形状と、プレス加工し金型から取りはずしたのちの形状を模式的に示す説明図である。
【図２】摺動性試験を模式的に示す説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet, and in particular, can prevent the occurrence of defects such as vertical cracks and horizontal cracks in slabs during the production process, and is suitable for use in molded parts typified by automobile parts, and has good spot weldability In addition, the present invention relates to a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet excellent in press formability.
[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 these reasons, the weight reduction of automobile bodies and the reinforcement of automobile bodies have been actively promoted recently. In particular, in order to reduce the weight of an automobile body, it is considered to increase the strength of a steel sheet for automobile parts and reduce the thickness of the steel sheet.
[0003]
Moreover, since many automobile parts made of steel plates are formed by press working, excellent press formability is required for steel sheets for automobile parts. In order to achieve excellent press formability, it is essential to ensure high ductility in the first place. In press molding of automobile parts, stretch flange molding is also frequently used. In particular, parts that constitute a member, reinforcement, or the like, which is a skeleton member for securing the strength of an automobile body, are often subjected to various parts molding such as stretch flange molding. For this reason, the steel sheet for automobile parts is strongly required to have high strength and excellent ductility and stretch flangeability.
[0004]
A typical example of a high-strength steel sheet having excellent ductility is a dual-phase steel sheet having a composite structure of ferrite and martensite. In recent years, for example, as described in the Japan Iron and Steel Institute Lecture Collection “Materials and Processes, vol. 4 (1991), p. 1942”, appropriate amounts of Si and Mn are added to 0.11% C, and the residual Highly ductile steel sheets using transformation-induced plasticity due to austenite (γ) have also been put to practical use.
[0005]
JP-A-10-130776 discloses C: 0.06 to 0.25%, Si: 2.5% or less, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.1 to 2.5%. , Ti: 0.003 to 0.08%, N: 0.01% or less, and Ti satisfies (48/14) N ≦ Ti ≦ [(48/14) N + (48/32) S + 0.01], cold A high ductility type high-tensile cold-rolled steel sheet is disclosed in which the structure after rolling-recrystallization annealing is a structure containing 5% or more of residual γ. In the technique described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-130776, while using Al as a stabilizing element of carbide generation and residual γ, by containing Ti, surface flaws that occur during continuous casting are prevented, The steel sheet has excellent surface properties and shock absorption.
[0006]
JP-A-10-273752 discloses that C: 0.05 to 0.20%, Mn: 0.5 to 2.0%, the total amount of one or two of Si and Al is 0.5 to 4.0%, or even Nb: 0.2% or less, Ti: 0.2% or less, B: One or more of 0.02% or less, the balance being Fe as the main component, the microstructure after 5% forming processing of the steel sheet, residual γ A high-strength steel sheet for automobiles having a space factor of 3% or more and a work hardening index of 0.130 or more and excellent in impact resistance and formability is disclosed. Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-273752 discloses continuous annealing in order to obtain the above microstructure.₁~ Ac_ThreeIt is disclosed that the temperature is maintained for 10 seconds or more, cooling is performed at an average cooling rate of 700 to 500 ° C. of 10 ° C./second or more, and the temperature is maintained at a temperature of 500 ° C. or less for 30 seconds or more. However, the steel sheet described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-273752 has a problem that surface defects such as vertical cracks and horizontal cracks of the slab are produced during production, and stable production is difficult.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, the high-strength steel sheets described in JP-A-10-130776, JP-A-10-273752, etc. are also shown in “Iron and Steel, vol. 63 (1982) No. 9, p. 110”. As described above, there is a problem that the dimensional defect due to the spring back after press forming becomes significant as the material strength increases. Dimensional failure due to springback is a major problem when using high-strength steel sheets, and is required to have excellent shape freezing properties after press forming.
[0008]
The present invention advantageously solves the problems of the prior art described above, prevents the occurrence of defects such as vertical cracks and horizontal cracks in the slab in the continuous casting process, and is excellent for molding parts typified by automobile parts. It is an object of the present invention to propose a high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet having ductility, excellent spot weldability, and excellent press formability such as stretch flangeability, slidability, and shape freezeability. In addition, as for the high intensity | strength high ductility cold-rolled steel plate in this invention, it is desirable to manufacture using a continuous annealing line.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors have developed a steel composition that influences the press formability such as slab surface cracking, steel sheet ductility, stretch flangeability, slidability, and shape freezeability, and the microstructure of the steel sheet We conducted extensive research on the impact.
as a result,
(1) It contains Ti, further reduces the Al content, or can further prevent slab surface cracking by adjusting Ti in relation to the N content.
(2) Adjust the amount of alloying elements such as C, Si, Mn, etc. within a predetermined range, adjust the continuous annealing conditions, and make the steel sheet structure after annealing a composite structure consisting of ferrite, residual austenite, and low-temperature transformation phase. By making the abundance ratio of each phase a predetermined ratio, the ductility of the cold-rolled annealed sheet can be improved.
(3) By adjusting the amount of Ti and making the crystal grain size of ferrite the main component of the composite structure, a cold-rolled annealed plate having excellent stretch flangeability in addition to high ductility can be obtained.
(4) Adjusting the amount of strain applied to the surface of the steel sheet, and making the structure immediately below the surface of the steel sheet a composite structure with a small amount of residual γ compared to the structure of the central part of the plate thickness, allows slidability during press forming. It can be a cold-rolled annealed plate with excellent shape freezing properties,
I got the knowledge.
[0010]
  The present invention has been further configured based on the above findings.
  That is, the present invention is, in mass%, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: less than 0.10%, N : 0.0100% or less, Ti:0.009 ~0.20%In addition, it contains one or two of Ca and REM in a total of 0.0010 to 0.0500%, and has a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities, and a composite structure composed of ferrite, residual austenite, and a low-temperature transformation phase The ferrite content is 30% or more in volume ratio, the residual austenite is 3% or more in average in the whole plate thickness direction, and the amount of residual austenite in the region from the steel plate surface to the plate thickness 1/16 position is the plate thickness direction. Less than 50% of retained austenite in the centerThe average crystal grain size of the ferrite is 15 μm or lessIn the present invention, it is preferable that the composition satisfies Ti / N: 2.5 or more, and in the present invention, the present invention is excellent in press formability. In addition to the above-mentioned compositions, it is preferable that 0.001 to 0.30% in total of one or two of Nb and V are contained in mass%.
[0011]
  In the present invention, in addition to each of the above-described compositions, the composition further contains one or more selected from Cr: 1.5% or less, Mo: 0.5% or less, and B: 0.01% or less in mass%. Is preferable.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the reasons for limiting the composition of the steel sheet of the present invention will be described. Hereinafter,% in the composition means mass%.
C: 0.05-0.40%
C is an element essential for increasing the strength of steel, and further has an action of promoting the formation of retained austenite and a low-temperature transformation phase, and is an essential element in the present invention. In order to ensure the desired high strength, the present invention needs to contain 0.05% or more. On the other hand, the content exceeding 0.40% causes deterioration of weldability. For this reason, C was limited to the range of 0.05 to 0.40%. More preferably, it is 0.10 to 0.30%.
[0013]
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 it exceeds 3.0%, ductility deteriorates. For this reason, Si was limited to the range of 0.5 to 3.0%. More preferably, it is 1.0 to 2.5%.
[0014]
Mn: 0.5-3.0%
Mn is an element that has the effect of strengthening steel by solid solution strengthening, improving the hardenability of the steel, and promoting the formation of retained austenite and low-temperature transformation phase. Such an effect is observed at a content of 0.5% or more. On the other hand, even if the content exceeds 3.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, resulting in an increase in cost and being economically disadvantageous. For this reason, Mn was limited to the range of 0.5 to 3.0%. More preferably, it is 1.0 to 2.0%.
[0015]
P: 0.050% or less
P is an element that strengthens the steel by solid solution strengthening, and is usually an element effective for obtaining a high-strength steel sheet, but inclusion exceeding 0.050% lowers spot weldability.
For this reason, in the present invention, the upper limit of the P content is set to 0.05%. More preferably, it is 0.020% or less.
[0016]
S: 0.005% or less
S is an element that forms MnS in steel and lowers the stretch flangeability of the steel sheet, and is desirably reduced as much as possible in the present invention. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so in the present invention the upper limit of S content is limited to 0.005%. More preferably, it is 0.003% or less.
[0017]
Al: Less than 0.10%
Al acts as a deoxidizer and has the effect of separating non-metallic inclusions that reduce hole expansibility as slag. However, if the content is 0.10% or more, the amount of inclusions increases, the stretch flangeability decreases, the alloy cost increases, and this is economically disadvantageous. Therefore, in the present invention, Al is made less than 0.10%. In addition, Preferably it is 0.02 to 0.09% of range.
[0018]
  N: 0.0100% or less
  N is a harmful element that causes strain aging, and it is desirable to reduce it as much as possible. However, in the present invention, since Ti is contained, the possibility of aging deterioration due to precipitation of TiN can be avoided. However, if the content exceeds 0.0100%, Ti corresponding to the content must be contained, which increases the cost. For this reason, in the present invention, N is limited to 0.0100% or less. More preferably, it is 0.0050% or less.
  Ti:0.009 ~0.20%
  Ti is an element effective in suppressing the growth of the ferrite phase in the heating stage during continuous annealing, refining the ferrite grains, and significantly improving the hole expandability. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.010% or more. However, if the content exceeds 0.20%, the alloy cost is increased, and the amount of TiC precipitated is increased, and the residual effect for increasing the transformation induced plasticity effect is exhibited. Reduce austenite. In addition, the increase in Ti increases the strength increase due to precipitation strengthening, and high ductility cannot be obtained. For these reasons, Ti is limited to 0.20% or less. In addition, Preferably, it is 0.10% or less.
[0019]
Ti also precipitates Ti-based carbonitrides and Ti-based sulfides at high temperatures during slab cooling, and produces grain boundaries due to AlN produced at relatively low temperatures and Nb and V added for the purpose of grain refinement. It is an effective element that suppresses the precipitation of Nb-based carbides and V-based carbides generated in the slab and prevents cracking of the slab surface. In order to express such a slab surface crack prevention effect remarkably, it is preferable that the Ti content satisfies Ti / N: 2.5 or more from the relationship with the N content. In addition, it is more preferable to satisfy Ti: 0.10% or less and Ti / N: 3.0 or more.
[0020]
One or two selected from Ca and REM: Total: 0.0010-0.0500%
Ca and REM have the effect of controlling the form of sulfide inclusions, thereby improving the stretch flangeability of the steel sheet. Such an effect is saturated when the content of one or two selected from Ca and REM exceeds 0.0500% in total. For this reason, the content of one or two of Ca and REM is preferably limited to 0.0500% or less in total. A more preferable range is 0.001 to 0.03%.
[0021]
One or two selected from Nb and V: Total: 0.001 to 0.30%
Nb and V, like Ti, are effective in producing carbides: NbC and VC, suppressing the growth of ferrite phase in the heating stage during continuous annealing, refining crystal grains, and remarkably improving hole expansibility. It is an element and can be contained if necessary. Such an effect becomes remarkable when the total content of Nb and V is 0.001% or more. However, when the total content of Nb and V exceeds 0.30%, the yield strength (YS) is increased by precipitation strengthening. While reducing workability, the residual austenite for expressing a transformation induction plasticity effect is reduced.
[0022]
In addition, when the Nb and V carbides that are produced are preferentially precipitated at the grain boundaries, it causes surface cracks in the slab. Therefore, in the present invention, the Nb and V contents are set to 0.001 to 0.30%. Is preferred. In addition, More preferably, it is 0.001 to 0.10%.
One or more selected from Cr: 1.5% or less, Mo: 0.5% or less, B: 0.01% or less
Cr, Mo, and B are elements having an action of improving the hardenability of steel and promoting the generation of a low-temperature transformation phase, and can be contained as necessary. Such an effect becomes remarkable when the content of Cr is 0.2% or more, Mo is 0.05% or more, and B is 0.0005% or more. On the other hand, even if the content exceeds Cr: 1.5%, Mo: 0.5%, and B: 0.01%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, it is desirable to contain one or more of Cr: 1.5% or less, Mo: 0.5% or less, and B: 0.01% or less. More preferably, one or more of Cr, Mo and B is 0.0005 to 1.0% in total.
[0023]
Next, the structure of the steel sheet of the present invention will be described.
The steel sheet of the present invention is a steel sheet having a composite structure composed of ferrite, retained austenite and a low temperature transformation phase.
Ferrite phase: 30% or more by volume ratio
Ferrite is a soft phase that does not contain iron carbide, has high deformability, and improves the ductility of the steel sheet. In the present invention, such a ferrite phase is contained in a volume ratio of 30% or more. If the ferrite phase content is less than 30%, a significant improvement in ductility cannot be expected. For this reason, the ferrite content in the composite structure is limited to 30% or more. More preferably, it is 50% or more.
[0024]
Average grain size of ferrite: 15μm or less
Refinement of the crystal grain size has the effect of improving the stretch flangeability of the steel sheet. In the steel sheet of the present invention, the average crystal grain size of ferrite in the composite structure is preferably 15 μm or less. When the average crystal grain size of ferrite exceeds 15 μm, a significant improvement in stretch flangeability cannot be expected. More preferably, it is 10 μm or less.
[0025]
Residual austenite phase: 3% or more in volume ratio, average in all plate thickness directions
Residual austenite has a function of strain-induced transformation into martensite during processing, widely disperses locally applied processing strain, and improves the ductility of the steel sheet. Therefore, in this invention, a retained austenite is contained 3% (volume ratio) or more. If the content of retained austenite is less than 3% (volume%), a significant improvement in ductility cannot be expected. For this reason, the amount of retained austenite was limited to 3% or more. In addition, Preferably it is 5% or more. The content of retained austenite here means the average (average value) in the entire thickness direction (thickness cross section).
[0026]
In addition, the average amount of retained austenite in the entire plate thickness direction (plate thickness cross section) is 1/16, 1/8, 1/4, 1 of the plate thickness immediately below the surface of the plate thickness cross section of the steel plate by X-ray diffraction method. At each position of / 2, the diffraction X-ray intensity is measured, and the diffraction X-ray intensity ratio between the austenite phase and the ferrite phase is calculated to obtain an average value in the entire thickness direction.
(Residual austenite amount in the region from the steel sheet surface to 1/16 position of the plate thickness) / (Residual austenite amount in the center of the plate thickness of the steel plate): 50% or less
In the steel plate of the present invention, the average retained austenite amount in the region from the steel plate surface to the plate thickness 1/16 position is set to 50% or less with respect to the retained austenite amount at the plate thickness center portion of the steel plate. In addition, the plate | board thickness center part of a steel plate shall mean the area | region of 1/4 to 1/2 of plate | board thickness.
[0027]
In addition, the amount of retained austenite in the region from the steel sheet surface to the 1 / 16th position of the plate thickness is obtained by polishing the plate thickness section of the steel sheet, and the diffraction X-ray intensity at the position of 1 / 16th of the sheet thickness directly under the surface. The diffraction X-ray intensity ratio between the austenite phase and the ferrite phase is calculated and determined from the average value thereof.
The amount of retained austenite at the center of the plate thickness of the steel sheet is determined by measuring the diffraction X-ray intensity at each position of ¼ of the plate thickness and ½ of the plate thickness. The X-ray intensity ratio is calculated and determined from these average values.
[0028]
By setting the average retained austenite amount in the region from the steel plate surface to the 1 / 16th thickness position to 50% or less of the retained austenite amount at the center of the plate thickness of the steel plate, in the surface layer region of the steel plate, TiC Thus, precipitation strengthening such as increase in yield strength is promoted, work hardening coefficient (n value) decreases, and shape freezing property of the steel sheet improves. Here, the “shape freezing property” is determined by the amount of change in shape: ΔW after being pressed into a shape (hat cross section: broken line) as shown in FIG. 1 and then removed from the press die. To do.
[0029]
Also, the slidability during press forming is improved by making the structure of the surface layer area of the steel sheet a structure with a high yield point by reducing the abundance ratio of the retained austenite phase to 50% or less compared to the central part of the plate thickness. To do.
On the other hand, when the amount of retained austenite in the region from the surface to the 1 / 16th position of the plate exceeds 50% with respect to the center portion, the shape freezing property after press working is reduced and the sliding at the time of press forming is reduced. Mobility is reduced.
[0030]
Moreover, when the range in which the amount of retained austenite is 50% or less with respect to the amount of retained austenite at the center of the sheet thickness exceeds the position of 1 / 16th of the sheet thickness from the surface, it becomes difficult to obtain a highly ductile steel sheet.
Therefore, in the present invention, the amount of retained austenite in the region from the surface to the 1 / 16th position of the plate thickness is set to 50% or less with respect to that in the central portion of the plate thickness. In addition, Preferably, it is 40% or less. Furthermore, the region where the retained austenite amount is 50% or less with respect to the retained austenite amount in the center portion of the plate thickness is preferably a region from the steel plate surface to the plate thickness 1/20 position.
[0031]
In the structure of the steel sheet of the present invention, the remainder other than the ferrite phase and the retained austenite phase is a low-temperature transformation phase. The low temperature transformation phase referred to in the present invention refers to martensite or bainite.
Both martensite and bainite are hard phases and have the effect of increasing steel sheet strength by strengthening the structure. Moreover, since it involves the generation of movable dislocations during transformation, it also has the effect of reducing the yield ratio of the steel sheet. In order to sufficiently obtain such an effect, it is preferable that the low temperature transformation phase is martensite. In the present invention, the amount of the low temperature transformation phase is not particularly limited. What is necessary is just to distribute suitably according to the intensity | strength of a steel plate.
[0032]
Next, the manufacturing method of the high intensity | strength high ductility cold-rolled steel plate of this invention is demonstrated.
First, steel having the above-described composition is melted by a generally known method, cast into a steel material by a generally known method, and then hot-rolled by a generally known method to obtain a hot rolled sheet.
The obtained hot-rolled sheet is cold-rolled by a generally known method to obtain a cold-rolled sheet.
Then, these cold-rolled plates are annealed.
[0033]
Annealing is preferably performed in a continuous annealing line. Annealing is Ac₁After performing a heat treatment that heats to a temperature not lower than the transformation point and not higher than 850 ° C., it is rapidly cooled from the heating temperature to a temperature range of 300 to 500 ° C. at a cooling rate of 1 ° C./s or more and then to a temperature range of 300 to 500 ° C. It is preferable to set it as the process which retains for 10 s or more.
Heating temperature is Ac₁Below the transformation point, the α + γ two-phase region is not heated and no retained austenite is obtained, so that the transformation-induced plasticity effect is not manifested and ductility cannot be improved. On the other hand, when the heating temperature exceeds 850 ° C., the particle size of the ferrite phase increases and stretch flangeability deteriorates. Therefore, the heating temperature is Ac₁The transformation point is preferably set to 850 ° C. or lower. ,
When the cooling rate after heat treatment is less than 1 ° C / s, the austenite generated by heating transforms to pearlite or bainite during cooling, no residual austenite remains, no manifestation of transformation-induced plasticity effect, and improved ductility I can't hope. Therefore, the cooling rate is preferably 1 ° C./s or higher. More preferably, it is 10 ° C./s or more.
[0034]
When the cooling stop temperature is less than 300 ° C., almost all austenite is transformed into martensite, residual austenite does not remain, there is no expression of transformation-induced plasticity, and improvement in ductility cannot be expected. On the other hand, when the cooling stop temperature exceeds 500 ° C., austenite is transformed into pearlite or bainite, residual austenite is not retained, transformation-induced plasticity is not exhibited, and ductility cannot be improved. Therefore, the cooling stop temperature is preferably in the range of 300 to 500 ° C. In addition, More preferably, it is 370-450 degreeC.
[0035]
After the rapid cooling stop, the remaining time in the temperature range of 300 to 500 ° C is less than 10s, and most of the remaining austenite is transformed into martensite, and the desired amount of retained austenite cannot be secured. The transformation induced plasticity effect disappears during processing. On the other hand, if the holding time is longer than 600 s, bainite transformation occurs and the amount of retained austenite decreases. For this reason, it is preferable that the residence time in the temperature range of 300 to 500 ° C. is 10 s or more, more preferably 60 s or more and 600 s or less.
[0036]
By annealing the cold-rolled sheet under the conditions described above, a composite structure composed of a fine ferrite phase, a predetermined amount or more of retained austenite phase, and a low-temperature transformation phase can be obtained.
After annealing, it is preferable to further perform temper rolling to obtain a product (cold rolled annealed sheet).
In addition, in order to make the structure of the region immediately below the steel sheet surface, that is, the region from the surface to the plate thickness 1/16 position, the final stage in continuous annealing, that is, in the final cooling process where the steel sheet temperature is 300 ° C. or less, It is preferable to subject the steel sheet to a bending unwinding process in which bending unloading with a small-diameter roll is applied, or temper rolling without applying tension.
[0037]
By this unbending process, the retained austenite becomes martensite in the region immediately below the steel sheet surface, and finally the structure in this region becomes a structure having a smaller amount of retained austenite than the structure in the central part of the plate thickness. In order to obtain such a structure, it is preferable that the amount of bending back is 1% or more and the number of times of bending back is 1 or more. In addition, it is preferable from the viewpoint of adding distortion that the small-diameter roll used for the bending back process is a roll of 50 to 500 mmφ.
[0038]
Also, due to temper rolling without applying tension, the retained austenite becomes martensite in the region immediately below the steel sheet surface, and finally the structure in this region is a structure with a small amount of retained austenite compared to the structure in the center of the plate thickness. Become. In order to obtain such a structure, it is preferable that the rolling reduction of the temper rolling is in the range of 0.2 to 2.0%. If the elongation of temper rolling is less than 0.2%, a desired structure cannot be obtained. On the other hand, when it exceeds 2.0%, there is a problem that ductility (elongation) deteriorates. Moreover, it cannot be overemphasized that this invention steel plate may be applied as a steel plate for electroplating. Even if electroplating is performed, there is no change in the mechanical properties of the steel sheet of the present invention.
[0039]
【Example】
Below, this invention is demonstrated in detail based on an Example.
Steels having the compositions shown in Table 1 were melted in a converter and made into slabs by a continuous casting method.
Subsequently, the obtained slab was hot-rolled into a hot-rolled sheet having a thickness of 3.0 mm. Next, these hot-rolled sheets were pickled and then cold-rolled to form cold-rolled sheets having a thickness of 1.4 mm.
[0040]
These cold-rolled sheets were subjected to continuous annealing consisting of heat treatment, subsequent rapid cooling and residence in the temperature range of 300 to 500 ° C. (slow cooling) under the conditions shown in Table 2 in the continuous annealing line, A board was used. In addition, the temper rolling without tension | tensile_strength was given with the temper rolling mill which is the last stage equipment of continuous annealing.
The obtained cold-rolled annealed plate was investigated for the microstructure, tensile properties, stretch flangeability, spot weldability, slidability, and shape freezeability of the steel plate. The survey method is as follows.
(1) Micro structure
A test piece was collected from each cold-rolled annealed plate, embedded in a resin so that the thickness cross section of the steel plate became an observation surface, and the microstructure was observed with an optical microscope or a scanning electron microscope. Etching of the test specimen for observation was performed at room temperature in a solution in which “an aqueous solution in which 1 g of sodium pyrosulfite was added to 100 ml of pure water” and “a solution in which 4 g of picric acid was added to 100 ml of ethanol” were mixed at a ratio of 1: 1. Soaked for 120 seconds. By this etching, the ferrite phase is observed as a black portion and the other second phase is observed as a white portion under an optical microscope. After etching, the structure was imaged at a magnification of × 1000, and the area ratio of ferrite was obtained using an image analysis device and converted to a volume ratio. The ferrite grain size was measured in accordance with JIS Z 0552, and the crystal grain size was measured and converted to an average crystal grain size.
[0041]
Also, the amount of retained austenite of each cold-rolled annealed plate is determined by analyzing the X-ray diffraction from the retained austenite phase by taking an X-ray diffraction method using MoK α-ray as an incident X-ray. The line strength was measured and determined. The diffraction X-ray intensity of the {111}, {200}, {220}, {311} of the austenite phase and the {200}, {110}, {211} face of the ferrite phase is obtained by the following formula:
Vγ = {γ / (α + γ)} × 100%
Γ = [I (111) γ / 0.7387 + I (200) γ / 0.3547 + I (220) γ / 0.2083 + I (311) γ / 0.2186] / 4
α = [I (110) α / 1.000 + I (200) α / 0.1587 + I (211) α / 0.2923] / 3
Thus, the amount of retained austenite (volume ratio) (Vγ (%)) was calculated.
[0042]
The average amount of retained austenite in the entire thickness direction is defined as 1/16, 1/8, 1/4, 1/2 of the thickness of the measurement surface, and the amount of retained austenite at each position is determined by the above method. Obtained and averaged. The amount of retained austenite in the region from the steel sheet surface to the plate thickness 1/16 position was obtained by averaging the amount of retained austenite at each position in the same manner as described above, with the measurement surface as the surface and 1/16 of the plate thickness. . The amount of retained austenite at the center in the thickness direction was averaged by determining the amount of retained austenite at each position in the same manner as described above, with the measurement surface set to 1/4 and 1/2 of the plate thickness.
(2) Tensile properties
From each cold-rolled annealed plate, using a JIS No. 5 test piece taken in the direction perpendicular to the rolling and conforming to the provisions of JIS Z 2204, strain rate: 7 × 10^-3A tensile test was conducted under the conditions of / s, and the yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation at break (El), and yield elongation (YEl) were measured.
(3) Stretch flangeability
Test specimens were collected from each cold-rolled annealed plate, and the hole expansion rate (λ) was measured in accordance with JFS T 1001 regulations.
(4) Spot weldability
Each cold-rolled annealed plate uses a dome-shaped electrode with a tip diameter of 6φ, welding conditions of electrode force: 4.3kN, welding current: 8kA, squeeze time: 25cyc, setup time: 3cyc, welding time: 13cyc, holding time: 1cyc Spot welding was performed to prepare a spot welded joint sample. About each obtained welded joint sample, the tensile load (TSS) was calculated | required by the tensile shear test based on prescription | regulation of JISZ3136. Moreover, about each obtained welded joint, the tensile load (CTS) was calculated | required by the cross-shaped tension test based on prescription | regulation of JISZ3137. When the obtained tensile load (TSS) is 11062N or more, which is the standard tensile shear load when the plate thickness is 1.4mm, and the ductility ratio (CTS / TSS) is 0.25 or more, it is determined as “excellent”. Those who were not satisfied were evaluated as “poor”.
(5) Sliding property
A test piece (tmm × width 10 mm × length 300 mm) was taken from each cold-rolled annealed plate and placed between a pair of flat tools (planar portion length 10 mm) as shown in FIG. Then, commercially available rust preventive oil is applied to the test piece at 1.5 g / m per side.²Lubricate and apply to a flat tool (contact length 10mm) with a surface pressure of 1kgf / mm²(9.8kN / mm² ) Was added, the pulling force when the test piece was pulled at a friction speed of 20 mm / s was obtained, and the friction coefficient was calculated. The friction coefficient μ was calculated from μ = (pulling force) / (2 × surface pressure).
(6) Shape freezing property
From each cold-rolled annealed plate, a specimen having a thickness of tmm × width of 100 mm × length of 300 mm was collected. These test specimens were press-molded with a hat-bending mold with a plate holder, and a molded part (dotted line) having an opening length W (= 100 mm) having a sectional shape of a hat shown in FIG. After press molding, after removing from the mold, the amount of change ΔW in the opening length was measured. The ratio of ΔW to the tensile strength of the steel sheet, ΔW / TS, was used as an index of shape freezing property.
[0043]
In addition, about the cast piece (slab), the surface state was observed about the cast piece full length, and the presence or absence of the surface crack was investigated. In addition, II-6 type test pieces conforming to the provisions of JIS G 0567 were collected from each slab and subjected to high-temperature tension at a test temperature of 900 ° C. to obtain a drawing value.
The obtained results are shown in Table 3.
[0044]
[Table 1]

[0045]
[Table 2]

[0046]
[Table 3]

[0047]
In each of the examples of the present invention, the drawing value at high temperature is high and there is no surface crack of the slab, and the elongation El is 30% or more and the excellent strength-elongation balance (TS × El) is 24 GPa% or more. Excellent strength-hole expansion ratio balance (TS x λ) of 40GPa% or more and excellent stretch flangeability. In addition, the present invention example has an excellent sliding property with a friction coefficient of 0.12 or less, a low ΔW / TS, little spring back after press molding, excellent shape freezing property, and excellent spot weldability have.
[0048]
On the other hand, the comparative example which is out of the scope of the present invention, either or both of the strength-elongation balance (TS × El) and the strength-hole expansion rate balance (TS × λ) are reduced, and further, ductility, Either or both of the stretch flangeability is lowered, and the slidability and the shape freezing property are also lowered.
[0049]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to prevent slab transverse cracks and vertical cracks during continuous casting, as well as excellent ductility, and excellent stretch flangeability, slidability, and shape freezing properties. A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in press formability, which is really suitable as a molded product material typified by automobile parts, can be produced stably at low cost, and has a remarkable industrial effect.
[0050]
The steel sheet of the present invention also has good strength-elongation balance (TS x El) and strength-hole expansion ratio balance (TS x λ), and contributes to reducing the weight and fuel consumption of automobiles for automotive parts. As a result, it can greatly contribute to the improvement of the global environment.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory view schematically showing a pressed shape of a test piece for evaluating shape freezing property and a shape after being pressed and removed from a mold.
FIG. 2 is an explanatory view schematically showing a slidability test.

Claims

% By mass
C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.5 to 3.0%,
Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.05% or less,
S: 0.005% or less, Al: less than 0.10%,
N: 0.0100% or less, Ti: 0.009 to 0.20%
In addition, it contains 0.0010 to 0.0500% of one or two of Ca and REM in total, and has a composition composed of the remaining Fe and inevitable impurities, and a composite structure composed of ferrite, residual austenite, and a low-temperature transformation phase. In addition, the ferrite content is 30% or more in volume ratio, the residual austenite is 3% or more in the whole sheet thickness direction average, and the amount of residual austenite in the region from the steel plate surface to the plate thickness 1/16 position is the plate thickness. A high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet excellent in press formability, characterized in that it is 50% or less with respect to the amount of retained austenite in the central portion in the direction, and the average crystal grain size of the ferrite is 15 μm or less.

The high-strength, high-ductility cold-rolled steel sheet according to claim 1, wherein the composition satisfies Ti / N ≧ 2.5.

3. In addition to the above composition, the composition further contains one or two of Nb and V in a mass percentage of 0.001 to 0.30% in total, and has excellent press formability according to claim 1 or 2. High strength and high ductility cold-rolled steel sheet.

In addition to the above composition, the composition further contains one or more selected from Cr: 1.5% or less, Mo: 0.5% or less, and B: 0.01% or less in terms of mass%. The high strength and high ductility cold-rolled steel sheet according to any one of 1 to 3 .