JP4556363B2

JP4556363B2 - High-tensile cold-rolled steel sheet excellent in heat-treating ability and strength of deep drawing after forming and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP4556363B2
Application number: JP2001251604A
Authority: JP
Inventors: 琢也山崎; 才二松岡; 坂田　　敬
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-08-22
Filing date: 2001-08-22
Publication date: 2010-10-06
Anticipated expiration: 2021-08-22
Also published as: JP2003064445A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用鋼板等の使途に好適な高張力冷延鋼板に係り、とくに深絞り性と成形後強度上昇熱処理能とがともに優れた高張力冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全問題からの排出ガス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重要な課題となっている。さらに、衝突事故における乗員保護などの安全性確保も重要な課題の一つである。このようなことから、最近、車体重量の軽減と衝突安全性確保のために、自動車車体用として鋼板板厚を薄くすると同時に高強度化した高張力薄鋼板を使用することが検討されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されるため、使用される鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。プレス成形性向上のためには、鋼板の機械的特性として、高いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（伸びEl）を有することが必要となる。しかし、一般的には、鋼板を高強度化すると、ｒ値および延性が低下し、プレス成形性が劣化する傾向となる。
【０００４】
また、鋼板をプレス加工により自動車の車体用部品等のプレス成形体に成形するに際しては、プレス加工を容易にするため、鋼板は軟質であることが望まれる。一方、プレス成形体に塗装焼付け処理を施し、製品（部品）としたのちには、製品は高強度を有することが要求される。このようなプレス加工前の特性と加工後の特性を同時に満足できる鋼板として、ＢＨ鋼板が開発されている。このＢＨ鋼板は、プレス成形前には軟質で、プレス成形後の塗装焼付け処理により硬化して強度が上昇する特性を有する鋼板である。
【０００５】
プレス成形後の塗装焼付け処理により硬化する特性、いわゆる焼付け硬化性を向上させる方法として、たとえば、特開昭55−141526号公報には、鋼中の固溶Ｃ、Ｎ、Al含有量に応じてNbを添加し、at％でNb／（固溶Ｃ＋固溶Ｎ）を特定範囲内に制限すると共に、焼鈍後の冷却速度を制御することによって、鋼中の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を調整する方法が記載されている。また、特公昭61−45689 号公報には、TiとNbの複合添加によって焼付け硬化性を向上させる方法が提案されている。
【０００６】
しかしながら、上記した技術で製造された鋼板は、深絞り性に優れる材質とするために、素材鋼板の強度を低く設定しており、構造材料としては強度が必ずしも十分でないという問題があった。また、上記した技術で製造された鋼板では、鋼板中の微量な固溶Ｃ、固溶Ｎの働きにより成形ー塗装焼付け後の強度が上昇するが、良く知られているようにＢＨ鋼板の場合は降伏強さのみが上昇し、引張強さを上昇させるものではない。したがって、上記した技術で製造された鋼板では、部品の変形開始応力を高める効果はあるが、変形開始から変形終了までの変形全域にわたる変形に要する応力（成形後引張強さ）を高める効果は十分とは言えなかった。
【０００７】
一方、成形後に引張強さが上昇する冷延鋼板として、例えば特開平10-310847 号公報には、200 〜450 ℃の熱処理温度域で引張強さが60MPa 以上上昇する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。この鋼板は、重量百分率で、Ｃ：0.01〜0.08％、Mn：0.01〜3.0 ％を含有し、かつＷ，Cr, Moの１種または２種以上を合計で0.05〜3.0 ％含有し、また必要に応じてTi：0.005 〜0.1 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、Ｖ：0.005 〜0.1 ％の１種または２種以上を含有する組成になり、かつフェライトまたはフェライト主体からなるミクロ組織を有する鋼板である。
【０００８】
しかしながら、この技術は、成形後の熱処理により鋼板中で微細な炭化物を形成させ、プレス時に付与する歪に対し転位を効果的に増殖させて、歪量を増加させるものであるため、220 〜370 ℃の温度範囲で熱処理を行う必要があり、熱処理温度が一般的な塗装焼付け処理温度より高いという難点があった。
また、成形後に引張強さが上昇する熱延鋼板として、例えば特公平８−23048 号公報に、加工時には軟質で、加工後の焼付け塗装処理により疲労特性の改善に有効な引張強さを大幅に上昇させることができる、熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００９】
この技術では、Ｃ量を0.02％〜0.13mass％とし、Ｎを0.0080〜0.0250mass％と多量に添加した上で、仕上げ圧延温度および巻取り温度を制御して多量の固溶Ｎを鋼中に残存させ、金属組織をフェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織にすることで、成形後熱処理温度： 170℃にて、100MPa以上の引張強さの増加が達成されるとしている。
【００１０】
また、特開平10−183301号公報には、鋼成分のうち、とくにＣとＮをＣ：0.01〜0.12mass％、Ｎ：0.0001〜0.01mass％に制限すると共に、平均結晶粒径を８μｍ以下に制御することにより80MPa 以上の高ＢＨ量を確保するとともに、ＡＩ値を 45MPa以下に制御することが可能な、焼付け硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板が開示されている。
【００１１】
【発明の解決しようとする課題】
しかしながら、特公平８−23048 号公報、特開平10−183301号公報に記載された鋼板はいずれも熱延鋼板であることから、仕上圧延後のオーステナイト／フェライト変態によりフェライトの集合組織がランダム化するため、ｒ値はたかだか0.8 程度であり、自動車用鋼板として要求される、たとえば1.2 以上の高いｒ値を得ることは困難であり、十分な深絞り性を有しているとは言い難い。
【００１２】
しかも、これらの技術で得られた熱延鋼板を出発材として冷間圧延および再結晶焼鈍を行ったとしても、必ずしも熱延鋼板と同等の成形−熱処理後の引張強さ上昇が得られるとは限らない。というのは、鋼組織が、冷間圧延および再結晶焼鈍により熱延時とは異なるミクロ組織となるからである。また冷延前に固溶Ｃ、固溶Ｎを析出固定（ＩＦ化）するという発想がないため、冷間圧延時に多量の固溶Ｃ、固溶Ｎが残存し、十分に高いｒ値を有する鋼板を得ることはできない。
【００１３】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、優れた成形後強度上昇熱処理能と優れた深絞り性を有する高張力冷延鋼板および成形後強度上昇熱処理能と深絞り性がともに優れた冷延鋼板を安定して製造できる、高張力冷延鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
なお、本発明でいう「成形後強度上昇熱処理能に優れる」とは、引張歪10％の予変形後、170 ℃の温度に 20min保持する条件で熱処理（時効処理）したとき、この熱処理（時効処理）前後の引張強さ増加量（△ＴＳと記す；△ＴＳ＝（予変形熱処理後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ））が 50MPa以上であることをいうものとする。また、本発明でいう「深絞り性に優れる」とは、ｒ値が1.2 以上である場合をいうものとする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、冷延鋼板のミクロ組織および再結晶集合組織におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、従来は炭窒化物形成元素としてTiおよびNbが主に使用されてきたが、本発明者らは窒化物がTi窒化物やNb窒化物より低い温度で溶解しやすいＶに着目した。そして、Ｃ含有量を極低炭素域とし、適正範囲のＮとＶを含有することにより、再結晶焼鈍前には固溶Ｃ、固溶Ｎを極力低減させることができ、再結晶焼鈍時に、｛1 1 1 ｝再結晶集合組織が強く発達して、1.2 以上の高いｒ値が得られること、また焼鈍を行うことによりＶ系窒化物が溶解し、焼鈍後には多量の固溶Ｎを鋼板中に含有させることができ、成形後強度上昇熱処理能が向上すること、を見いだし、優れた成形後強度上昇熱処理能と優れた深絞り性を同時に満足できる高張力冷延鋼板が製造可能であるという知見を得た。
【００１５】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.002 ％、Si：0.03％、Mn：1.0 ％、Ｐ：0.08％、Ｓ：0.004 ％、Al：0.011 ％、Ｎ：0.014 ％を含み、Ｖ：0.03〜0.35％と変化した組成を有する各シートバーを、1250℃に加熱−均熱した後、仕上圧延終了温度が 920℃となるように３パスの熱間圧延により板厚 4.0mmの熱延板とした。なお、仕上圧延終了後、これら熱延板には、コイル巻取り相当処理として 700℃×１ｈの保温処理を施した。ついで、これら熱延板に、圧下率：70％の冷間圧延を施して板厚 1.2mmの冷延板とした。ついで、これらの冷延板に、840 ℃で40ｓの再結晶焼鈍を施した後、30℃／ｓの冷却速度で冷却し、冷延焼鈍板とした。
【００１６】
得られた各冷延焼鈍板から、試験片を採取して、引張特性、成形後強度上昇熱処理能およびｒ値を求めた。
引張特性は、各冷延焼鈍板からJIS ５号引張試験片を採取し、引張特性を調査した。
また、採取した試験片に、引張歪10％の予変形後、170 ℃で 20min保持する条件で熱処理を施したのち、引張試験を実施し、熱処理後の引張強さを求めた。この熱処理前後の引張強さ増加量（△ＴＳと記す；△ＴＳ＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ））を成形後強度上昇熱処理能とした。
【００１７】
また、各冷延焼鈍板の、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に45度方向（Ｄ方向）、圧延方向に垂直方向（Ｃ方向）からJIS 号試験片を採取し、これらの試験片に％の単軸引張予歪を付与したときの各試験片の幅歪と板厚歪を求め、幅歪と板厚歪の比
ｒ＝ln( ｗ／ｗ₀）／ln（ｔ／ｔ₀）
ここで、ｗ₀、ｔ₀は試験前の試験片の幅, 板厚であり、ｗ、ｔは試験後の試験片の幅, 板厚である）
から各方向のｒ値（ｒ_L、ｒ_C、ｒ_D）をそれぞれ求め、次式
ｒ_mean＝（ｒ_L＋ｒ_C＋２×ｒ_D）／４
により平均ｒ値ｒ_meanを求めた。なお、本発明では、とくにことわらない限りｒ値とは平均ｒ値を意味する。
【００１８】
図１に、ｒ値と成形後強度上昇熱処理能（△ＴＳ）とにおよぼすＶ、Ｃ、Al、Ｎ含有量の影響を示す。なお、横軸は、パラメータ（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）とした。ここで、Ｖ、Ｃ、Al、Ｎは各元素の含有量 (質量％）である。
図１から、（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）が 0.5以上 3.0以下を満足する場合に、はじめて1.2 以上の高いｒ値と、ΔＴＳで50MPa 以上の高い成形後強度上昇熱処理能とが同時に満足されることがわかる。すなわち、（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）が 0.5以上 3.0以下となるように成分調整することにより、優れた深絞り性と優れた成形後強度上昇熱処理能を有する高張力冷延鋼板が製造可能となる。
【００１９】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.0050％未満、Si：0.005 〜 1.0％、Mn：0.01〜 1.5％、Ｐ： 0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005 〜0.03％、Ｎ： 0.005〜 0.040％、Ｖ：0.01〜 0.5％を含み、かつＣ、Al、Ｎ、Ｖを次 (１) 式および (２) 式
Ｖ/51 ーＣ/12 ≧０ ……（１）
0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0 ……（２）
（ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：各元素の含有量 (質量％））
を満足する条件下で含有し、さらに固溶状態のＮを0.0015％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする成形後強度上昇熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延鋼板であり、また, 本発明では、前記組成に加えてさらに, 質量％で、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で 2.0％以下含有することが好ましい。
【００２０】
また、本発明は、質量％で、Ｃ：0.0050％未満、Si：0.005 〜 1.0％、Mn：0.01〜 1.5％、Ｐ： 0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005 〜0.03％、Ｎ： 0.005〜 0.040％、Ｖ：0.01〜 0.5％を含み、かつＣ、Al、Ｎ、Ｖを次 (１) 式および (２) 式
Ｖ/51 ーＣ/12 ≧０ ……（１）
0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0 ……（２）
（ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：各元素の含有量 (質量％））
を満足する条件下で含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱温度： 900℃以上、仕上圧延終了温度： 800℃以上とする熱間圧延を施し、巻取温度：400 〜800 ℃として巻取ったのち、圧下率：60〜95％の冷間圧延を施し、ついで700 ℃以上の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする成形後強度上昇熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延延鋼板の製造方法であり、また、本発明では、前記組成に加えてさらに, 質量％で、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で 2.0％以下含有することが好ましい。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明の冷延鋼板は、優れた成形後強度上昇熱処理能と優れた深絞り性を有する高張力冷延鋼板である。
まず、本発明冷延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
【００２２】
Ｃ：0.0050％未満
Ｃは、鋼の強度を増加させるが延性を低下させ、プレス成形性、深絞り性を劣化させる。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、プレス成形性、深絞り性の向上という観点からＣは極低炭素レベルとすることが好ましく、具体的には0.0050％未満とする。なお、好ましくは、0.0030％以下である。
また、極端なコスト上昇を伴わずに達しうるＣ量の下限値は、現在の製造技術においては、0.0005％程度と考えられる。
【００２３】
Si：0.005 〜 1.0％
Siは、伸びの低下を抑制し、また、強度を向上させる有用な元素であるが、このような効果は0.005 ％以上の含有で認められるが、一方、 1.0％を超える含有は表面性状を悪化させ、延性の低下を招く。このため、Siは0.005 〜1.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは 0.005〜0.75％である。
【００２４】
Mn：0.01〜 1.5％
Mnは、鋼の強化成分として有効であるとともに、 MnSを形成しＳによる脆化を抑制する作用がある。このような効果は0.01％以上の含有で認められるが、1.5 ％を超える含有は表面性状の悪化や延性の低下を招く。このため、Mnは0.01〜1.5 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.75％である。
【００２５】
Ｐ：0.1 ％以下
Ｐは、固溶強化により鋼の強化に有効に寄与する元素であり、要求される強度レベルに応じ所定量含有できるが、0.1 ％を超えて添加すると深絞り性が低下する。このため、Ｐは0.1 ％以下に限定した。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では主として介在物 (硫化物）として存在し、延性の低下を招くため、極力低減することが望ましいが、0.01％までは許容される。
【００２６】
Al：0.005 〜 0.030％
Alは、脱酸剤として、また炭窒化物形成元素の歩留り向上のために含有させるが、含有量が 0.005％未満では十分な効果がなく、一方、0.030 ％を超える含有は、鋼中に含有すべきＮ量の増大を招き、製鋼時のスラブ欠陥が発生しやすくなる。
【００２７】
Ｎ：0.005 〜 0.040％
Ｎは、本発明では成形後強度上昇熱処理能を鋼板に付与する重要な役割を果たす重要な元素である。しかし、0.005 ％未満の含有では十分な成形後強度上昇熱処理能が得られない。一方、0.040 ％を超える含有は、プレス成形性を低下させる。このため、Ｎは0.005 〜 0.040％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.008 〜 0.015％である。
【００２８】
Ｖ：0.01〜 0.5％
Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、再結晶焼鈍前にはＶ窒化物として析出しＮを固定することにより固溶Ｎを低減させて、再結晶焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織を強く発達させ高いｒ値を得る作用を有する。さらに、析出したＶ窒化物は再結晶焼鈍時には再溶解し、再び固溶Ｎを増加させ、成形後強度上昇熱処理能を向上させる作用を有する。このような効果は、0.01％以上の含有で認められるが、0.5 ％を超えて含有すると、焼鈍時にＶ窒化物の再溶解が起こりにくくなり、優れた成形後強度上昇熱処理能が得られなくなる。このため、Ｖは0.01〜 0.5％の範囲に限定した。
【００２９】
本発明の冷延鋼板では、上記した範囲内の組成としたうえで、さらにＣ，Al, Ｎ，Ｖを、次 (１) 式および次 (２) 式を同時に満足する条件下で含有する。
Ｖ/51 ーＣ/12 ≧０ ……（１）
0.5 ≦（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）≦ 3.0 ……（２）
（ここで、Ｃ、Al、Ｎ、Ｖ：各元素の含有量 (質量％））
Ｃ含有量とＶ含有量の関係が、 (１) 式を満足しない場合には、固溶Ｃ量が増加し、再結晶時に所望の再結晶集合組織の発達が弱くなり、高ｒ値が得られない。また、Ｃ，Al, Ｎ，Ｖ含有量の関係が (２) 式を満足しない、すなわち、（Ｖ/51 −Ｃ/12 ＋ Al/27）／（Ｎ/14 ）が 0.5未満か、あるいは 3.0超えの場合には、固溶Ｎ量が多すぎるか, あるいは少なすぎて、図１に示すように、ｒ値と成形後強度上昇熱処理能 (ΔＴＳ）のうちいずれかが低下し、優れた深絞り性と優れた成形後強度上昇熱処理能を同時に満足できない。
【００３０】
固溶状態のＮ：0.0015％以上
本発明の冷延鋼板では、十分な強度を確保し、さらに優れた成形後強度上昇熱処理能を得るためには、固溶状態のＮ（固溶Ｎともいう）を0.0015％以上の量（濃度）で存在させることが必要となる。
ここで、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めるものとする。なお、析出Ｎ量の分析方法としては、本発明者らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、定電位電解法を用いた電解抽出分析法により求めるのが有効である。なお、抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法として、酸分解法、ハロゲン法、および電解法などがある。この中で、電解法は炭化物、窒化物などの不安定な析出物を分解させることなく、安定して地鉄のみを溶解できる。電解液としてはアセチルアセトン系を用いて、定電位にて電解する。本発明では定電位電解法を用いて析出Ｎ量を測定した結果が、実際の部品強度ともっとも良い対応を示した。
【００３１】
このようなことから、本発明では、定電位電解法により抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量を求め、これを析出Ｎ量とする。なお、より高い△ＴＳを得るためには、固溶Ｎ量は0.0030％以上、さらに高い値を得るためには0.0045％以上、さらにより高い値を得るためには0.0060％以上とするのが好ましい。
また、本発明では、上記した組成に加えてさらに、Cu、Ni、Cr、Moのうちの１種または２種以上を合計で 2.0％以下含有することが好ましい。
【００３２】
Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも鋼を強化する作用があり、必要に応じ選択して含有できる。これらの元素の含有量は、所望の強度に応じて適宜決定することができる。上記した効果を得るためには、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上、Cr：0.05％以上、Mo：0.05％以上含有することが望ましいが、過剰に含有すると深絞り性が劣化する。このため、Cu、Ni、Cr、Moは１種あるいは２種以上を合計で 2.0％以下とすることが好ましい。
【００３３】
なお、上記した成分以外の成分として、Ca、Zr、REM 等を含有してもなんら問題はない。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sb：0.01％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下が許容できる。
【００３４】
つぎに、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成を有する鋼を、転炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、通常公知の連続鋳造法、薄スラブ鋳造法あるいは造塊法を用いて鋼素材（スラブ）とする。成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造することが好ましい。ついで、鋼素材（スラブ）を、加熱温度：900 ℃以上に加熱したのち、仕上圧延終了温度： 800℃以上とする熱間圧延を施して、熱延板とし、巻取温度：400 〜800 ℃として巻取る。
【００３５】
なお、本発明では、鋼素材（スラブ）は、従来と同様に、いったん室温まで冷却し、その後再度900 ℃以上に加熱しても、あるいは、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入し、900 ℃以上に加熱する、あるいは鋼素材（スラブ）の温度が900 ℃以上であれば、わずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する、直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００３６】
加熱温度：900 ℃以上
鋼素材（スラブ）の加熱温度は、深絞り性向上のためには、固溶Ｃ、固溶Ｎを固定し、析出物として析出させることが｛１１１｝再結晶集合組織の発達に有利であり、そのためにはできるだけ低温とすることが望ましい。しかし、加熱温度が 900℃未満では、熱間圧延時の圧延荷重が増大し、圧延トラブルが発生する危険性が増大する。このため、鋼素材の加熱温度は900 ℃以上とすることが好ましい。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。
【００３７】
なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、有効な方法であることは言うまでもない。
仕上圧延終了温度：800 ℃以上
本発明では、仕上げ圧延の終了温度ＦＤＴを 800℃以上とすることが好ましい。ＦＤＴを 800℃以上とすることにより、均一な熱延母板組織を得ることができ、冷延・再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる。一方、ＦＤＴが 800℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時にトラブルが発生する危険性が増大する。このようなことから、熱間圧延のＦＤＴは 800℃以上とするのが好ましい。
【００３８】
巻取温度：400 ℃以上 800℃以下
巻取温度ＣＴが 800℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩溜りが低下する傾向となるとともに、熱延板結晶粒が粗大化し深絞り性が低下する。また、ＣＴが 400℃未満では、熱延板中でのＶＮの析出が不十分となり深絞り性が低下するとともに、鋼板形状の乱れが顕著となり、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大する。このため、ＣＴは 400℃以上 800℃以下とすることが好ましい。
【００３９】
なお、本発明では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25〜1.10の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが、熱間圧延の操業安定性の観点から望ましい。
【００４０】
ついで、熱延板は圧下率：60〜95％の冷間圧延を施され冷延板とされる。なお、熱延板は冷間圧延前に酸洗処理を施され、熱延スケールを除去されることが好ましい。
冷間圧下率：60〜95％
冷間圧延は、圧下率：60〜95％とすることが好ましい。圧下率が60％未満では｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、ｒ値が低く深絞り性の顕著な向上が期待できない。また圧下率が95％を超えるとｒ値がかえって低下する。
【００４１】
ついで、冷延板は、 700℃以上の温度で再結晶焼鈍を施され冷延焼鈍板とされる。
再結晶焼鈍温度： 700℃以上
再結晶焼鈍の焼鈍温度は、 700℃以上とすることが好ましい。再結晶焼鈍の焼鈍温度が 700℃未満では再結晶が十分に完了せず、また、ＶＮの再溶解も不十分となり、高いｒ値と高い成形後強度上昇熱処理能が得られない。なお好ましくは 800℃以上 900 ℃以下である。また、焼鈍温度での均熱時間（焼鈍時間）は５ｓ以上とすることが好ましい。焼鈍時間が５ｓ未満では再結晶が不十分であるか、あるいはＶＮの再溶解が不十分となる場合がある。このため, 焼鈍温度は５ｓ以上とすることが好ましい。また、再結晶焼鈍における均熱後の冷却速度はＶＮの再析出を抑制するため、焼鈍温度から 500℃以上の温度域を冷却速度：30℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは50℃／ｓ以上である。
【００４２】
また、再結晶焼鈍後に、形状矯正、表面粗さ等の調整のために、伸び率10％以下の調質圧延を加えてもよいことはいうまでもない。
なお、本発明の冷延鋼板は、加工用冷延鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板としても適用できる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろう等がある。
【００４３】
また、本発明の冷延鋼板には、亜鉛めっき後、化学処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善のために特殊な処理、例えば固形潤滑剤の塗布、Fe-P電気めっき等を施してもよい。
【００４４】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ (鋼素材）とした。ついで、これら鋼素材（スラブ）を表２に示す種々の温度に加熱したのち、表２に示す条件で熱間圧延を施し、板厚 4.0mmの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（冷延板）に酸洗処理を施し、表２に示す条件で冷間圧延を施し、板厚 1.2mmの冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ラインで、表２に示す焼鈍温度・時間で再結晶焼鈍を施し、冷延焼鈍鋼帯 (冷延焼鈍板）とした。なお、焼鈍後表２に示す条件で焼鈍温度から500 ℃まで冷却した。さらに、これら冷延焼鈍鋼帯 (冷延焼鈍板）に、さらに伸び率：0.8 ％の調質圧延を施した。
【００４５】
得られた冷延鋼帯から、試験片を採取し、下記に示す試験方法で、引張特性、ｒ値、成形後強度上昇熱処理能を測定した。なお、得られた冷延鋼帯の固溶Ｎ量は前記した方法で測定した。
（１）引張特性
得られた各冷延鋼帯からJIS 5 号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びElを求めた。
（２）ｒ値
得られた各冷延鋼帯の圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対し45゜方向（Ｄ方向）、および圧延方向に対し90゜方向（Ｃ方向）から採取した JIS 5号試験片に、15％の単軸引張予歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求め、幅歪と板厚歪の比、
ｒ＝１ｎ（ｗ／ｗ_o）／１ｎ（ｔ／ｔ_o）
（ここで、ｗ_o、ｔ_oは試験前の試験片の幅および板厚であり、ｗ、ｔは試験後の試験片の幅および板厚である。）
から各方向のｒ値を求め、次式
ｒ_mean＝（ｒ_L＋２ｒ_D＋ｒ_C）／４
により平均ｒ値ｒ_meanを求め、これをｒ値とした。ここで、ｒ_Lは圧延方向（Ｌ方向）のｒ値であり、ｒ_Dは圧延方向（Ｌ方向）に対し45゜方向（Ｄ方向）のｒ値であり、ｒ_Cは圧延方向（Ｌ方向）に対し90゜方向（Ｃ方向）のｒ値である。
（３）成形後強度上昇熱処理能
得られた各冷延鋼帯から、 JIS 5号試験片を圧延方向に採取し、10％の引張予歪を与えて、ついで 170℃× 20minの熱処理（時効処理）を施したのち、引張試験を実施し、予変形−熱処理（時効処理）後の引張強さＴＳ_HTを求め、△ＴＳ＝ＴＳ_HT−ＴＳを算出した。なお、ＴＳは予変形前の、すなわち得られた冷延鋼帯の引張強さである。
【００４６】
これらの結果を表３に示す。
【００４７】
【表１】

【００４８】
【表２】

【００４９】
【表３】

【００５０】
本発明例は、いずれも、El：35％以上の高い伸びElとΔＴＳ：50MPa 以上の高い成形後強度上昇熱処理能を有し、さらにｒ値：1.2 以上の高いｒ値を有して、成形後強度上昇熱処理能と深絞り成形性に優れた冷延鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、△ＴＳが低いか、あるいはｒ値が低下した鋼板となっている。
【００５１】
【発明の効果】
本発明によれば、ｒ値：1.2 以上という優れた深絞り成形性とΔＴＳ：50MPa 以上という高い成形後強度上昇熱処理能を有する冷延鋼板を、安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。さらに、本発明の冷延鋼板を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｒ値と成形後強度上昇熱処理能（△ＴＳ）とにおよぼすＶ、Ｃ、Al、Ｎ含有量の影響を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-tensile cold-rolled steel sheet suitable for use in automobile steel sheets and the like, and more particularly to a high-tensile cold-rolled steel sheet excellent in both deep drawability and post-forming strength increasing heat treatment ability.
[0002]
[Prior art]
In recent years, in connection with exhaust gas regulations due to global environmental conservation issues, the reduction of vehicle body weight has become a very important issue. In addition, ensuring safety such as occupant protection in a collision accident is also an important issue. For these reasons, recently, in order to reduce the weight of the vehicle body and ensure collision safety, it has been studied to use a high-strength thin steel plate having a reduced strength while simultaneously reducing the thickness of the steel plate.
[0003]
Since many automotive body parts made of steel sheets are formed by press working, the steel sheets used are required to have excellent press formability. In order to improve press formability, it is necessary that the steel sheet has a high Rankford value (r value) and a high ductility (elongation El) as mechanical properties of the steel sheet. However, generally, when the strength of a steel plate is increased, the r value and ductility are lowered, and the press formability tends to deteriorate.
[0004]
Further, when forming a steel sheet into a press-molded body such as a car body part of an automobile by pressing, it is desired that the steel sheet is soft in order to facilitate the pressing. On the other hand, the product is required to have high strength after the press-molded body is subjected to a paint baking process to obtain a product (part). A BH steel sheet has been developed as a steel sheet that can simultaneously satisfy such characteristics before pressing and characteristics after processing. This BH steel sheet is a steel sheet that has a characteristic that it is soft before press molding and is hardened by a coating baking process after press molding to increase the strength.
[0005]
As a method for improving the so-called bake hardenability, which is a characteristic that is hardened by a coating baking process after press molding, for example, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 55-141526, depending on the content of solid solution C, N, and Al in steel By adding Nb and limiting Nb / (Solution C + Solution N) to a specific range at at% and controlling the cooling rate after annealing, the amount of solute C and the amount of solute N in steel The method of adjusting is described. Japanese Patent Publication No. 61-45689 proposes a method for improving the bake hardenability by adding Ti and Nb in combination.
[0006]
However, the steel plate manufactured by the above-described technology has a problem that the strength of the material steel plate is set low in order to make the material excellent in deep drawability, and the strength is not necessarily sufficient as a structural material. Moreover, in the steel plate manufactured by the above-described technology, the strength after forming-paint baking is increased by the action of a small amount of solid solution C and solid solution N in the steel plate. Only increases the yield strength and does not increase the tensile strength. Therefore, the steel plate manufactured by the above-described technique has the effect of increasing the stress at the start of deformation of the part, but the effect of increasing the stress required for deformation over the entire deformation area from the start of deformation to the end of deformation (post-forming tensile strength) is sufficient. I couldn't say that.
[0007]
On the other hand, as a cold-rolled steel sheet whose tensile strength increases after forming, for example, JP-A-10-310847 discloses an alloyed hot-dip galvanized steel sheet whose tensile strength increases by 60 MPa or more in a heat treatment temperature range of 200 to 450 ° C. It is disclosed. This steel sheet contains C: 0.01 to 0.08%, Mn: 0.01 to 3.0% by weight percentage, and contains 0.05 to 3.0% of one or more of W, Cr and Mo in total, and is necessary. A steel sheet having a composition containing one or more of Ti: 0.005 to 0.1%, Nb: 0.005 to 0.1%, and V: 0.005 to 0.1%, and having a microstructure mainly composed of ferrite or ferrite. is there.
[0008]
However, this technique forms fine carbides in the steel sheet by heat treatment after forming, effectively increases the amount of strain by increasing the amount of strain by effectively increasing dislocations against the strain applied during pressing. Heat treatment needs to be performed in a temperature range of ° C., and there is a problem that the heat treatment temperature is higher than a general paint baking temperature.
Also, as a hot-rolled steel sheet whose tensile strength increases after forming, for example, in Japanese Patent Publication No. 8-23048, the tensile strength that is soft at the time of processing and effective in improving the fatigue characteristics by baking processing after processing is greatly increased. A method of manufacturing a hot-rolled steel sheet that can be raised is disclosed.
[0009]
In this technology, the amount of C is 0.02% to 0.13 mass%, N is added in a large amount of 0.0080 to 0.0250 mass%, and the finish rolling temperature and the coiling temperature are controlled to add a large amount of solute N into the steel. It is said that an increase in tensile strength of 100 MPa or more is achieved at a post-molding heat treatment temperature of 170 ° C. by making the metal structure a composite structure mainly composed of ferrite and martensite.
[0010]
JP-A-10-183301 discloses that, among steel components, C and N are particularly limited to C: 0.01 to 0.12 mass% and N: 0.0001 to 0.01 mass%, and the average crystal grain size is 8 μm or less. A hot-rolled steel sheet having excellent bake hardenability and room temperature aging resistance capable of ensuring a high BH amount of 80 MPa or more and controlling the AI value to 45 MPa or less by controlling is disclosed.
[0011]
[Problem to be Solved by the Invention]
However, since the steel sheets described in Japanese Patent Publication No. 8-23048 and Japanese Patent Laid-Open No. 10-183301 are both hot-rolled steel sheets, the ferrite texture is randomized by the austenite / ferrite transformation after finish rolling. Therefore, the r value is at most about 0.8, and it is difficult to obtain a high r value of 1.2 or more, which is required as a steel sheet for automobiles, and it is difficult to say that it has sufficient deep drawability.
[0012]
Moreover, even if cold rolling and recrystallization annealing are performed using the hot-rolled steel sheet obtained by these techniques as a starting material, an increase in the tensile strength after forming-heat treatment equivalent to that of the hot-rolled steel sheet is not necessarily obtained. Not exclusively. This is because the steel structure becomes a microstructure different from that during hot rolling due to cold rolling and recrystallization annealing. In addition, since there is no idea of precipitating and fixing solute C and solute N (IF) before cold rolling, a large amount of solute C and solute N remain at the time of cold rolling, and have a sufficiently high r value. A steel plate cannot be obtained.
[0013]
The present invention advantageously solves the above-mentioned problems of the prior art, and has a high strength cold-rolled steel sheet having excellent post-forming strength increasing heat-treating ability and excellent deep drawing ability, and both post-forming strength increasing heat-treating ability and deep drawing ability. It aims at proposing the manufacturing method of the high tension cold-rolled steel plate which can manufacture the excellent cold-rolled steel plate stably.
In the present invention, “excellent in heat treatment ability to increase strength after molding” means that after pre-deformation with a tensile strain of 10%, heat treatment (aging treatment) is performed at a temperature of 170 ° C. for 20 minutes. Treatment) The amount of increase in tensile strength before and after (denoted as ΔTS; ΔTS = (tensile strength after pre-deformation heat treatment)-(tensile strength before pre-deformation)) is 50 MPa or more. . In the present invention, “excellent deep drawability” refers to a case where the r value is 1.2 or more.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors have conducted intensive studies on the influence of alloy elements on the microstructure and recrystallization texture of cold-rolled steel sheets. As a result, Ti and Nb have been mainly used as carbonitride-forming elements in the past, but the present inventors have focused on V in which nitride is easily dissolved at a lower temperature than Ti nitride and Nb nitride. And by making C content into a very low carbon region and containing N and V in an appropriate range, solid solution C and solid solution N can be reduced as much as possible before recrystallization annealing, and during recrystallization annealing, {1 1 1} The recrystallized texture is strongly developed to obtain a high r value of 1.2 or more, and V-based nitride is dissolved by annealing, and a large amount of solid solution N is added to the steel plate after annealing. It is possible to produce a high-tensile cold-rolled steel sheet that can be contained in the steel and can improve the post-forming strength increasing heat treatment ability and satisfy both excellent post-forming strength increasing heat treatment ability and excellent deep drawability at the same time. I got the knowledge.
[0015]
First, basic experimental results performed by the present inventors will be described.
In mass%, C: 0.002%, Si: 0.03%, Mn: 1.0%, P: 0.08%, S: 0.004%, Al: 0.011%, N: 0.014%, V: changed from 0.03 to 0.35% Each sheet bar having the composition was heated and soaked to 1250 ° C., and then hot-rolled with a plate thickness of 4.0 mm by hot rolling for 3 passes so that the finish rolling finish temperature was 920 ° C. In addition, after finishing rolling, these hot-rolled sheets were subjected to a heat retention treatment of 700 ° C. × 1 h as a coil winding equivalent process. Subsequently, these hot-rolled sheets were cold-rolled at a reduction ratio of 70% to obtain cold-rolled sheets having a thickness of 1.2 mm. Then, these cold-rolled plates were subjected to recrystallization annealing at 840 ° C. for 40 s and then cooled at a cooling rate of 30 ° C./s to obtain cold-rolled annealed plates.
[0016]
Test pieces were sampled from the obtained cold-rolled annealed plates, and the tensile properties, post-molding strength increasing heat treatment ability and r value were determined.
For tensile properties, JIS No. 5 tensile test specimens were collected from each cold-rolled annealed plate, and the tensile properties were investigated.
In addition, after pre-deformation of 10% tensile strain, the collected specimens were heat treated under the condition of holding at 170 ° C. for 20 minutes, and then a tensile test was performed to determine the tensile strength after the heat treatment. The amount of increase in tensile strength before and after the heat treatment (denoted as ΔTS; ΔTS = (tensile strength after heat treatment) − (tensile strength before pre-deformation)) was defined as the post-molding strength increasing heat treatment ability.
[0017]
In addition, JIS test specimens were collected from each cold-rolled annealed sheet in the rolling direction (L direction), 45 degrees direction (D direction) in the rolling direction, and perpendicular direction (C direction) to the rolling direction. % Uniaxial tensile pre-strain, the width strain and the plate thickness strain of each specimen are obtained, and the ratio of the width strain and the plate thickness strain r = ln (w / w ₀ ) / ln (t / t ₀ )
(Where w ₀ and t ₀ are the width and thickness of the test piece before the test, and w and t are the width and thickness of the test piece after the test)
The r value (r _L , r _C , r _D ) in each direction is obtained from the following equation, and the following equation r _mean = (r _L + r _C + 2 × r _D ) / 4
The average r value r _mean was determined by In the present invention, the r value means an average r value unless otherwise specified.
[0018]
FIG. 1 shows the influence of the contents of V, C, Al, and N on the r value and the post-molding strength increasing heat treatment ability (ΔTS). The horizontal axis is parameter (V / 51−C / 12 + Al / 27) / (N / 14). Here, V, C, Al, and N are the contents (mass%) of each element.
From FIG. 1, when (V / 51-C / 12 + Al / 27) / (N / 14) satisfies 0.5 or more and 3.0 or less, for the first time, a high r value of 1.2 or more and a high molding of 50 MPa or more in ΔTS. It can be seen that the post-strength increasing heat treatment ability is satisfied at the same time. That is, by adjusting the components so that (V / 51-C / 12 + Al / 27) / (N / 14) is 0.5 or more and 3.0 or less, excellent deep drawability and excellent post-molding strength increasing heat treatment ability A high-tensile cold-rolled steel sheet having
[0019]
The present invention has been completed by further study based on the above findings.
That is, the present invention is mass%, C: less than 0.0050%, Si: 0.005 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.03%, N : 0.005 to 0.040%, V: 0.01 to 0.5%, and C, Al, N, and V are the following formulas (1) and (2): V / 51-C / 12 ≧ 0 (1)
0.5 ≦ (V / 51−C / 12 + Al / 27) / (N / 14) ≦ 3.0 (2)
(Here, C, Al, N, V: Content of each element (mass%))
Excellent in heat-treating ability after forming and deep drawing, characterized by having a composition comprising N in a solid solution state of 0.0015% or more and the balance Fe and unavoidable impurities. Further, in the present invention, in addition to the above composition, in addition to the above-mentioned composition, by mass%, one or more selected from Cu, Ni, Cr, and Mo are added in a total of 2.0%. It is preferable to contain below.
[0020]
Moreover, this invention is mass%, C: Less than 0.0050%, Si: 0.005-1.0%, Mn: 0.01-1.5%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005-0.03%, N : 0.005 to 0.040%, V: 0.01 to 0.5%, and C, Al, N, and V are the following formulas (1) and (2): V / 51-C / 12 ≧ 0 (1)
0.5 ≦ (V / 51−C / 12 + Al / 27) / (N / 14) ≦ 3.0 (2)
(Here, C, Al, N, V: Content of each element (mass%))
Is subjected to hot rolling at a heating temperature of 900 ° C. or higher and finish rolling finish temperature of 800 ° C. or higher, and the coiling temperature is applied to a steel material having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities. : After rolling at 400-800 ° C, cold rolling at a reduction ratio of 60-95%, followed by recrystallization annealing at a temperature of 700 ° C or more The present invention provides a method for producing a high-tensile cold-rolled steel sheet having excellent drawability, and in the present invention, in addition to the above composition, in addition to the above-mentioned composition, it is one kind selected from Cu, Ni, Cr, and Mo, or It is preferable to contain 2 or more types in total of 2.0% or less.
[0021]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The cold-rolled steel sheet of the present invention is a high-tensile cold-rolled steel sheet having excellent post-forming strength increasing heat treatment ability and excellent deep drawability.
First, the reason for limiting the composition of the cold-rolled steel sheet of the present invention will be described. The mass% is simply written as%.
[0022]
C: Less than 0.0050% C increases the strength of the steel but decreases the ductility and deteriorates the press formability and deep drawability. For this reason, although it is preferable to reduce as much as possible in the present invention, C is preferably set to an extremely low carbon level from the viewpoint of improving press formability and deep drawability, specifically, less than 0.0050%. In addition, Preferably, it is 0.0030% or less.
In addition, the lower limit value of the amount of C that can be reached without extreme cost increase is considered to be about 0.0005% in the current manufacturing technology.
[0023]
Si: 0.005 to 1.0%
Si is a useful element that suppresses the decrease in elongation and improves the strength, but such an effect is recognized with a content of 0.005% or more, while content exceeding 1.0% deteriorates the surface properties. Cause a drop in ductility. For this reason, Si was limited to the range of 0.005 to 1.0%. In addition, Preferably it is 0.005-0.75%.
[0024]
Mn: 0.01-1.5%
Mn is effective as a strengthening component of steel and has the effect of suppressing the embrittlement due to S by forming MnS. Such an effect is recognized when the content is 0.01% or more, but when the content exceeds 1.5%, surface properties are deteriorated and ductility is lowered. For this reason, Mn was limited to the range of 0.01 to 1.5%. In addition, Preferably it is 0.01 to 0.75%.
[0025]
P: 0.1% or less P is an element that effectively contributes to strengthening steel by solid solution strengthening, and can be contained in a predetermined amount according to the required strength level, but if it exceeds 0.1%, deep drawability decreases. . For this reason, P was limited to 0.1% or less.
S: 0.01% or less S is present mainly as inclusions (sulfides) in steel and causes a decrease in ductility. Therefore, it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.01% is acceptable.
[0026]
Al: 0.005 to 0.030%
Al is included as a deoxidizer and to improve the yield of carbonitride-forming elements, but if the content is less than 0.005%, there is no sufficient effect, while the content exceeding 0.030% is contained in the steel. The amount of N to be increased is increased, and slab defects are easily generated during steelmaking.
[0027]
N: 0.005 to 0.040%
N is an important element that plays an important role in imparting post-forming strength-increasing heat treatment ability to a steel sheet in the present invention. However, if the content is less than 0.005%, sufficient post-molding strength increasing heat treatment ability cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.040%, the press formability is lowered. For this reason, N was limited to the range of 0.005 to 0.040%. In addition, Preferably it is 0.008 to 0.015%.
[0028]
V: 0.01 to 0.5%
V is the most important element in the present invention. Before recrystallization annealing, V precipitates as V nitride and fixes N to reduce solute N, and {111} recrystallization texture during recrystallization annealing. Has the effect of obtaining a high r value. Further, the precipitated V nitride is re-dissolved during recrystallization annealing, and has the effect of increasing the solid solution N again and improving the strength-increasing heat treatment ability after forming. Such an effect is recognized when the content is 0.01% or more. However, when the content exceeds 0.5%, re-melting of the V nitride is difficult to occur during annealing, and excellent post-molding strength increasing heat treatment ability cannot be obtained. For this reason, V was limited to the range of 0.01 to 0.5%.
[0029]
In the cold-rolled steel sheet of the present invention, the composition falls within the above-described range, and further contains C, Al, N, and V under the conditions that satisfy the following expressions (1) and (2) at the same time.
V / 51 ー C / 12 ≧ 0 …… (1)
0.5 ≦ (V / 51−C / 12 + Al / 27) / (N / 14) ≦ 3.0 (2)
(Here, C, Al, N, V: Content of each element (mass%))
If the relationship between the C content and the V content does not satisfy the formula (1), the amount of dissolved C increases, and the development of a desired recrystallization texture is weakened during recrystallization, resulting in a high r value. I can't. Further, the relationship between the C, Al, N, and V contents does not satisfy the formula (2), that is, (V / 51−C / 12 + Al / 27) / (N / 14) is less than 0.5 or 3.0 In the case of exceeding, the amount of solute N is too much or too little, and as shown in FIG. The drawability and excellent post-molding strength increasing heat treatment ability cannot be satisfied at the same time.
[0030]
Solid solution N: 0.0015% or more In the cold-rolled steel sheet of the present invention, in order to secure sufficient strength and to obtain excellent heat-treating ability for increasing strength after forming, N in solid solution (also called solid solution N). ) In an amount (concentration) of 0.0015% or more.
Here, the solute N amount is obtained by subtracting the precipitated N amount from the total N amount in the steel. It should be noted that, as a method for analyzing the amount of precipitated N, it is effective to obtain by an electrolytic extraction analysis method using a constant potential electrolysis method according to the results of comparisons of various analysis methods by the present inventors. In addition, there are an acid decomposition method, a halogen method, an electrolysis method and the like as a method for dissolving the base iron used for the extraction analysis. Among these, the electrolytic method can stably dissolve only the ground iron without decomposing unstable precipitates such as carbides and nitrides. Electrolysis is performed at a constant potential using an acetylacetone system as the electrolytic solution. In the present invention, the result of measuring the amount of precipitated N using a constant potential electrolysis method showed the best correspondence with the actual component strength.
[0031]
For this reason, in the present invention, the residue extracted by the constant potential electrolysis method is chemically analyzed to determine the amount of N in the residue, which is used as the amount of precipitated N. In order to obtain a higher ΔTS, the amount of dissolved N is preferably 0.0030% or more, 0.0045% or more for obtaining a higher value, and 0.0060% or more for obtaining a higher value. .
Further, in the present invention, in addition to the above-described composition, it is preferable that one or more of Cu, Ni, Cr and Mo are further contained in a total of 2.0% or less.
[0032]
Cu, Ni, Cr, and Mo all have an action of strengthening steel, and can be selected and contained as necessary. The content of these elements can be appropriately determined according to the desired strength. In order to obtain the above effects, it is desirable to contain Cu: 0.05% or more, Ni: 0.05% or more, Cr: 0.05% or more, Mo: 0.05% or more, but if it is contained excessively, deep drawability deteriorates. For this reason, Cu, Ni, Cr, and Mo are preferably one or two or more in total to 2.0% or less.
[0033]
It should be noted that there is no problem if Ca, Zr, REM or the like is contained as a component other than the components described above.
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. As unavoidable impurities, Sb: 0.01% or less, Sn: 0.1% or less, Zn: 0.01% or less, Co: 0.1% or less are acceptable.
[0034]
Below, the manufacturing method of the cold-rolled steel plate of this invention is demonstrated.
The steel having the above composition is melted by a generally known melting method such as a converter and is made into a steel material (slab) using a generally known continuous casting method, thin slab casting method or ingot forming method. In order to prevent macro-segregation of the components, it is preferable to manufacture by a continuous casting method. Next, after heating the steel material (slab) to a heating temperature of 900 ° C or higher, it is hot-rolled to a finish rolling finish temperature of 800 ° C or higher to form a hot-rolled sheet, and a winding temperature of 400 to 800 ° C. Take up as.
[0035]
In the present invention, the steel material (slab) is once cooled to room temperature and then heated again to 900 ° C. or higher, or it is not cooled to room temperature, and it remains in the heating furnace. If the steel material (slab) temperature is 900 ° C or higher, it will be rolled immediately after a little heat retention. Applicable without any problem.
[0036]
Heating temperature: 900 ° C or higher The heating temperature of the steel material (slab) is to improve the deep drawability by fixing solid solution C and solid solution N and precipitating as a precipitate {111} recrystallized texture Therefore, it is desirable to make the temperature as low as possible. However, if the heating temperature is less than 900 ° C, the rolling load during hot rolling increases and the risk of occurrence of rolling trouble increases. For this reason, it is preferable that the heating temperature of a steel material shall be 900 degreeC or more. Note that the slab heating temperature is desirably 1300 ° C. or less because of an increase in scale loss accompanying an increase in oxidized weight.
[0037]
Needless to say, using a so-called sheet bar heater that heats the sheet bar from the viewpoint of lowering the slab heating temperature and preventing troubles during hot rolling is of course effective.
Finish rolling end temperature: 800 ° C. or higher In the present invention, the finish rolling end temperature FDT is preferably set to 800 ° C. or higher. By setting the FDT to 800 ° C. or more, a uniform hot-rolled mother board structure can be obtained, and excellent deep drawability can be obtained after cold rolling and recrystallization annealing. On the other hand, if the FDT is less than 800 ° C., the hot-rolled base metal structure becomes non-uniform, the rolling load during hot rolling increases, and the risk of trouble occurring during hot rolling increases. For this reason, the hot rolling FDT is preferably 800 ° C. or higher.
[0038]
Winding temperature: 400 ° C or more and 800 ° C or less When the coiling temperature CT exceeds 800 ° C, the scale increases and the yield tends to decrease due to the scale loss. descend. Also, if the CT is less than 400 ° C, the precipitation of VN in the hot-rolled sheet becomes insufficient and the deep drawability deteriorates, and the irregularity of the steel sheet becomes significant, increasing the risk of causing problems in actual use. . For this reason, CT is preferably set to 400 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
[0039]
In the present invention, part or all of finish rolling may be lubricated rolling in order to reduce the rolling load during hot rolling. Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material. In addition, it is preferable to make the friction coefficient in the case of lubrication rolling into the range of 0.25-1.10. Moreover, it is desirable from the viewpoint of the operational stability of hot rolling that a continuous rolling process is performed in which successive sheet bars are joined and finish-rolled continuously.
[0040]
Next, the hot-rolled sheet is subjected to cold rolling at a reduction ratio of 60 to 95% to obtain a cold-rolled sheet. In addition, it is preferable that a hot-rolled sheet is pickled before cold rolling, and a hot-rolled scale is removed.
Cold reduction rate: 60-95%
Cold rolling is preferably performed at a reduction ratio of 60 to 95%. If the rolling reduction is less than 60%, the {111} recrystallization texture does not develop, and the r value is low and a significant improvement in deep drawability cannot be expected. On the other hand, when the rolling reduction exceeds 95%, the r value decreases.
[0041]
Next, the cold-rolled sheet is subjected to recrystallization annealing at a temperature of 700 ° C. or higher to be a cold-rolled annealed sheet.
Recrystallization annealing temperature: 700 ° C. or higher The recrystallization annealing temperature is preferably 700 ° C. or higher. When the annealing temperature for recrystallization annealing is less than 700 ° C., recrystallization is not sufficiently completed, and remelting of VN is insufficient, and a high r value and high post-molding strength increasing heat treatment ability cannot be obtained. It is preferably 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower. The soaking time (annealing time) at the annealing temperature is preferably 5 s or more. If the annealing time is less than 5 s, recrystallization may be insufficient, or VN remelting may be insufficient. For this reason, it is preferable that an annealing temperature shall be 5 s or more. Moreover, in order to suppress the reprecipitation of VN, the cooling rate after soaking in the recrystallization annealing is preferably set to a cooling rate of 30 ° C./s or more in the temperature range from the annealing temperature to 500 ° C. More preferably, it is 50 ° C./s or more.
[0042]
Needless to say, after recrystallization annealing, temper rolling with an elongation of 10% or less may be added to adjust the shape correction, surface roughness, and the like.
The cold-rolled steel sheet of the present invention can be applied not only as a cold-rolled steel sheet for processing but also as an original sheet of a surface-treated steel sheet for processing. Examples of the surface treatment include galvanization (including alloy system), tin plating, enamel and the like.
[0043]
Also, the cold-rolled steel sheet of the present invention is specially treated for improving chemical processability, weldability, press formability, corrosion resistance, etc. after galvanization, such as application of solid lubricant, Fe-P electroplating, etc. May be applied.
[0044]
【Example】
Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab (steel material) by a continuous casting method. Subsequently, these steel materials (slabs) were heated to various temperatures shown in Table 2, and then hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain hot-rolled steel strips (hot-rolled plates) having a thickness of 4.0 mm. Subsequently, these hot-rolled steel strips (cold-rolled sheets) were pickled and cold-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain cold-rolled steel strips (cold-rolled sheets) having a thickness of 1.2 mm. Then, these cold-rolled steel strips (cold-rolled sheets) were subjected to recrystallization annealing at the annealing temperature and time shown in Table 2 in a continuous annealing line to obtain cold-rolled annealed steel bands (cold-rolled annealed plates). In addition, it cooled from annealing temperature to 500 degreeC on the conditions shown in Table 2 after annealing. Furthermore, these cold-rolled annealed steel strips (cold-rolled annealed sheets) were further subjected to temper rolling with an elongation of 0.8%.
[0045]
Test pieces were collected from the obtained cold-rolled steel strips and measured for tensile properties, r value, and post-strength strength increasing heat treatment ability by the following test methods. In addition, the amount of solute N of the obtained cold-rolled steel strip was measured by the method described above.
(1) Tensile properties JIS No. 5 tensile test specimens were taken from each of the obtained cold rolled steel strips and subjected to a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241. Yield stress YS, tensile strength TS, and elongation El Asked.
(2) r value JIS 5 taken from the rolling direction (L direction) of each cold-rolled steel strip, 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction, and 90 ° direction (C direction) with respect to the rolling direction. The width strain and plate thickness strain of each test piece when 15% uniaxial tensile pre-strain was applied to the No. test piece, and the ratio of the width strain to the plate thickness strain,
r = 1n (w / w _o ) / 1 n (t / t _o )
(Here, w _o and t _o are the width and thickness of the specimen before the test, and w and t are the width and thickness of the specimen after the test.)
The r value in each direction is obtained from the following equation: r _mean = (r _L + 2r _D + r _C ) / 4
The average r value r _mean was obtained by this, and this was used as the r value. Here, r _L is the r value in the rolling direction (L direction), r _D is the r value in the 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction (L direction), and r _C is the rolling direction (L direction). ) In the 90 ° direction (C direction).
(3) Strengthening heat treatment ability after forming From each cold-rolled steel strip obtained, a JIS No. 5 specimen was taken in the rolling direction and given a 10% tensile pre-strain, followed by heat treatment (aging at 170 ° C x 20 min) after subjected to a treatment), the tensile test was performed, predeforming - calculated tensile strength TS _HT after heat treatment (aging treatment), were calculated △ TS = TS _HT -TS. TS is the tensile strength of the cold-rolled steel strip before pre-deformation, that is, obtained.
[0046]
These results are shown in Table 3.
[0047]
[Table 1]

[0048]
[Table 2]

[0049]
[Table 3]

[0050]
Each of the inventive examples has a high elongation El of 35% or more and a high post-molding strength-increasing heat treatment ability of ΔTS: 50 MPa or more, and a high r value of 1.2 or more. It is a cold-rolled steel sheet with excellent post-strength heat treatment ability and deep drawability. On the other hand, in the comparative example outside the scope of the present invention, the steel sheet has a low ΔTS or a low r value.
[0051]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is possible to stably manufacture a cold-rolled steel sheet having excellent deep drawing formability of r value: 1.2 or more and high post-forming strength increasing heat treatment ability of ΔTS: 50 MPa or more. There is a remarkable effect. Furthermore, when the cold-rolled steel sheet of the present invention is applied to automobile parts, there is an effect that press forming is easy and it can sufficiently contribute to weight reduction of the automobile body.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the influence of the contents of V, C, Al, and N on r value and post-molding strength increasing heat treatment ability (ΔTS).

Claims

C: less than 0.0050% by mass%, Si: 0.005-1.0%,
Mn: 0.01 to 1.5%, P: 0.1% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.03%,
N: 0.005-0.040%, V: 0.01-0.5%
And containing C, Al, N, and V under the conditions satisfying the following formula (1) and the following formula (2), further containing 0.0015% or more of N in a solid solution state, the balance Fe and inevitable A high-tensile cold-rolled steel sheet excellent in post-forming strength-increasing heat treatment ability and deep drawability, characterized by having a composition comprising impurities.
V / 51 ー C / 12 ≧ 0 (1)
0.5 ≦ (V / 51−C / 12 + Al / 27) / (N / 14) ≦ 3.0 (2)
Here, C, Al, N, V: Content of each element (mass%)

2. The high content according to claim 1, further comprising, in addition to the composition, 2.0% or less in total of one or more selected from Cu, Ni, Cr, and Mo by mass%. Tensile cold-rolled steel sheet.

C: less than 0.0050% by mass%, Si: 0.005-1.0%,
Mn: 0.01 to 1.5%, P: 0.1% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.03%,
N: 0.005-0.040%, V: 0.01-0.5%
And a steel material containing C, Al, N, and V under the conditions satisfying the following formula (1) and the following formula (2), and having the balance Fe and unavoidable impurities: After hot rolling at 900 ° C or higher and finish rolling finish temperature: 800 ° C or higher, winding at a coiling temperature of 400-800 ° C, cold rolling at a rolling reduction of 60-95%, then 700 A method for producing a high-tensile cold-rolled steel sheet excellent in post-forming strength-increasing heat treatment ability and deep drawability, characterized by performing recrystallization annealing at a temperature of ℃ or higher.
V / 51 ー C / 12 ≧ 0 (1)
0.5 ≦ (V / 51−C / 12 + Al / 27) / (N / 14) ≦ 3.0 (2)
Here, C, Al, N, V: Content of each element (mass%)

4. The high content according to claim 3, further comprising, in addition to the composition, 2.0% or less in total of one or more selected from Cu, Ni, Cr, and Mo by mass%. A method for producing a tension cold-rolled steel sheet.