JP6047983B2

JP6047983B2 - Method for producing high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability

Info

Publication number: JP6047983B2
Application number: JP2012168386A
Authority: JP
Inventors: 英尚川邉; 横田　毅; 毅横田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-08-19
Filing date: 2012-07-30
Publication date: 2016-12-21
Anticipated expiration: 2032-07-30
Also published as: JP2013060657A

Description

本発明は、複雑な形状にプレス成形されることが要求される自動車部品などに供して好適な高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特にNbやＶ，Cu，Ni，Cr，Moなどの高価な元素を積極的に添加することなしに、金属組織として、残留オーステナイトを活用し、またベイナイト相と自己焼戻しマルテンサイト相を主体としたポリゴナルフェライト相を含まない組織で、しかも焼戻しされていない硬質なマルテンサイト相の体積分率の少ない均一な組織とすることにより、伸び（El）および伸びフランジ性（通常、穴拡げ率（λ）で評価される）の向上を図ると同時に、引張強度（TS）：1180MPa以上という高強度を併せて実現しようとするものである。 The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet suitable for use in automobile parts and the like that are required to be press-formed into a complicated shape, and a method for producing the same, and in particular, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo Without actively adding expensive elements, the retained austenite is utilized as a metal structure, and it is a structure that does not contain a polygonal ferrite phase mainly composed of a bainite phase and a self-tempered martensite phase, and has been tempered. By forming a uniform structure with a small volume fraction of hard martensite phase, the elongation (El) and stretch flangeability (usually evaluated by the hole expansion ratio (λ)) are improved, and at the same time Strength (TS): It is intended to achieve a high strength of 1180 MPa or more.

近年、自動車車体の軽量化による燃費向上や衝突安全性の向上を目的として引張強度（TS）が590MPa以上の鋼板の自動車車体への適用が積極的に進められているが、最近ではさらに高強度の鋼板の適用が検討されている。
従来、TS：1180MPa級以上の高強度鋼板は軽加工部品に適用されることが多かったが、最近では、より一層の衝突安全性かつ車体軽量化による燃費向上を両立させるべく、複雑形状のプレス部品への適用が検討されており、加工性に優れる鋼板に対するニーズは高い。 In recent years, steel plates with a tensile strength (TS) of 590 MPa or more have been actively applied to automobile bodies for the purpose of improving fuel economy and collision safety by reducing the weight of automobile bodies. Application of steel sheets is being studied.
Conventionally, high-strength steel sheets of TS: 1180MPa class or higher were often applied to light-worked parts. Recently, however, presses with complex shapes are required to achieve both higher collision safety and improved fuel economy by reducing vehicle weight. Applications to parts are being studied, and there is a great need for steel sheets with excellent workability.

しかしながら、鋼板は、一般に、高強度化に伴い加工性が低下する傾向にあることから、プレス成形時における割れの回避が高強度鋼板の適用を拡大する上で大きな課題となっている。また、特にTS：1180MPa級以上に高強度化する場合、強度確保の観点からNb，Ｖ，Cu，Ni，CrおよびMoなどの極めて高価な希少元素の積極的な添加が必要とされることが多い。 However, since steel sheets generally tend to have lower workability with higher strength, avoiding cracks during press forming is a major issue in expanding the application of high-strength steel sheets. In particular, when increasing the strength beyond TS: 1180 MPa class, it is necessary to actively add very expensive rare elements such as Nb, V, Cu, Ni, Cr and Mo from the viewpoint of securing the strength. Many.

成形性に優れた高強度冷延鋼板に関する従来技術として、例えば特許文献１〜４に、伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板を得る技術が開示されている。 As a conventional technique related to a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent formability, for example, Patent Documents 1 to 4 disclose techniques for obtaining a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability.

特開２００４−３３２１００号公報JP 2004-332100 A 特開２００５−２９８９６４号公報JP 2005-298964 A 特開２００５−１７９７０３号公報JP 2005-179703 A 特開２０１１−１５７５８３号公報JP 2011-157583 A

しかしながら、特許文献１に記載の技術は、Cu、Ni、Cr、Mo、Nbなどの高価な元素を必須としているため、高コストである。また、残留オーステナイトを含まない単相組織であるため、高い穴拡げ率は得られているが、高伸び（El）化に関する知見はない。
特許文献２は、高価なMoを必須とし、フェライト相を主相とした伸びフランジ性に優れる鋼板について開示されている。しかしながら、伸び（El）のレベルが不十分なだけでなく、TS：1180MPa以上では十分な伸びフランジ性は得られてなく、また伸び−伸びフランジ性バランスの向上に関する知見はない。
特許文献３は、オーステナイト安定化元素として高価なNiやCu等を必須とする不利がある。また、残留オーステナイト相を活用してTS：780〜980MPaレベルで高いElを達成する知見は開示されているが、Ｃ量の多いTS：1180MPa以上で十分な伸びフランジ性は得られてなく、さらに曲げ性の向上に関する知見はない。
特許文献４は、高温域生成ベイナイト相、低温域生成ベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相を主相とした伸びフランジ性に優れる鋼板について開示されている。また、残留オーステナイト相を活用してTS：980〜1270MPaレベルで高いElを達成する知見が開示されている。しかしながら、特許文献４の技術は、組織の均一化を指向するものではなく、強度レベルの異なる複数の組織を必須とするものである。従って、加熱、冷却後の保持工程で、ステップ時間が必要な２段階冷却、または広い温度域にわたる徐冷処理が必要であるため、複数の温度保持設備を必要とするなど高コスト化が懸念される。また、ヒートパターンの高精度制御を必要とするのであるが、実際にはズレが生じ易く、かようなズレが生じた場合には、目標とする複数組織からのバラツキ、ひいてはこれに起因した材質のバラツキが懸念される。 However, since the technique described in Patent Document 1 requires expensive elements such as Cu, Ni, Cr, Mo, and Nb, it is expensive. Moreover, since it is a single phase structure which does not contain retained austenite, a high hole expansion rate is obtained, but there is no knowledge about high elongation (El).
Patent Document 2 discloses a steel sheet that has expensive Mo as an essential component and has a ferrite phase as a main phase and excellent stretch flangeability. However, not only the level of elongation (El) is insufficient, but also TS: 1180 MPa or more, sufficient stretch flangeability cannot be obtained, and there is no knowledge about improvement of stretch-stretch flangeability balance.
Patent Document 3 has a disadvantage of requiring expensive Ni, Cu or the like as an austenite stabilizing element. Moreover, although the knowledge which achieves high El in TS: 780-980MPa level using residual austenite phase is disclosed, sufficient stretch flangeability is not obtained by TS: 1180MPa or more with much C amount, There is no knowledge about improvement of bendability.
Patent Document 4 discloses a steel sheet that is excellent in stretch flangeability with a high-temperature region-generated bainite phase, a low-temperature region-generated bainite phase, and a tempered martensite phase as main phases. Moreover, the knowledge which achieves high El in TS: 980-1270MPa level using a retained austenite phase is disclosed. However, the technique of Patent Document 4 is not intended to make the tissue uniform, but requires a plurality of tissues having different strength levels. Therefore, in the holding process after heating and cooling, two-stage cooling that requires a step time or a slow cooling process over a wide temperature range is required. The In addition, high-precision control of the heat pattern is required, but in reality, deviation is likely to occur, and when such deviation occurs, the variation from the target multiple tissues, and hence the material resulting from this There is concern about the variation.

本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、高価な合金元素であるNbやＶ，Cu，Ni，Cr，Moを含有させることなく、金属組織の調整によって伸びおよび伸びフランジ性を向上させた高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。 The present invention advantageously solves the above problems, and improves elongation and stretch flangeability by adjusting the metal structure without containing expensive alloy elements such as Nb, V, Cu, Ni, Cr, and Mo. It is an object of the present invention to provide a high-strength cold-rolled steel sheet together with its advantageous production method.

さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究した結果、加工性、溶接性の観点から高価な希少金属を含有させなくても、金属組織中、特にオーステナイトから変態生成するベイナイト相の体積分率および自己焼鈍により軟質化した自己焼戻しマルテンサイト相の体積分率、さらには残留オーステナイト相および自己焼戻しされていないマルテンサイト相の体積分率を厳密に制御することにより、伸びおよび伸びフランジ性の向上と共に、引張強度（TS）：1180MPa以上の高強度化が達成できることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。 Now, as a result of earnest research to solve the above problems, the inventors have made a bainite phase that transforms from austenite, particularly in a metal structure, even if it does not contain an expensive rare metal from the viewpoint of workability and weldability. By strictly controlling the volume fraction of the self-tempered martensite phase softened by self-annealing and the volume fraction of the retained austenite phase and the non-self-tempered martensite phase, elongation and elongation are controlled. We obtained the knowledge that, along with the improvement in flangeability, the tensile strength (TS) can be increased to 1180 MPa or higher.
The present invention is based on the above findings.

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.16〜0.26％、
Si：0.8〜1.8％、
Mn：1.6〜2.6％、
Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.0030％以下、
Al：0.005〜0.08％、
Ｎ：0.008％以下、
Ti：0.001〜0.040％および
Ｂ：0.0001〜0.0020％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で、
ベイナイト相および自己焼戻しマルテンサイト相の合計：70〜90％、
マルテンサイト相：２〜10％および
残留オーステナイト相：４〜20％
と、合計で３％未満の不可避的に生成される相からなる組織を有することを特徴とする、伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板。 That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. % By mass
C: 0.16-0.26%
Si: 0.8-1.8%
Mn: 1.6-2.6%
P: 0.020% or less,
S: 0.0030% or less,
Al: 0.005-0.08%,
N: 0.008% or less,
Ti: 0.001 to 0.040% and B: 0.0001 to 0.0020%
The balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, and in volume fraction,
Total of bainite phase and self-tempered martensite phase: 70-90%,
Martensite phase: 2-10% and residual austenite phase: 4-20%
And a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability, characterized in that it has a structure consisting of phases inevitably generated of less than 3% in total .

２．前記鋼板が、質量％でさらに、
Sb：0.0001〜0.1％
を含有することを特徴とする、前記１に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板。 2. The steel sheet is further in mass%,
Sb: 0.0001 to 0.1%
2. A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation and stretch flangeability as described in 1 above.

３．前記１又は２に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延後、冷間圧延を行った
のち、Ｔ₁およびＴ₂を下記式(1)，(2)で示される温度とするとき、焼鈍温度：（Ｔ₁＋40℃）〜（Ｔ₁＋140℃）で焼鈍後、冷却速度：20〜120℃/秒の速度で冷却停止温度：（Ｔ₂−50℃）〜450℃まで冷却し、ついでこの温度域に100〜1000秒保持し、体積分率で、
ベイナイト相および自己焼戻しマルテンサイト相の合計：70〜90％、
マルテンサイト相：２〜10％および
残留オーステナイト相：４〜20％
と、合計で３％未満の不可避的に生成される相からなる組織とすることを特徴とする、伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔ₁＝910−203（[%Ｃ]）^1/2＋44.7[%Si]−30[%Mn]＋700[%Ｐ] --- (1)
Ｔ₂＝561−474[%Ｃ]−33[%Mn] --- (2)
ここで、[%Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％） 3. When a steel slab having the composition described in 1 or 2 above is hot-rolled and then cold-rolled, and then T ₁ and T ₂ are set to temperatures represented by the following formulas (1) and (2) Annealing temperature: After annealing at (T ₁ + 40 ° C.) to (T ₁ + 140 ° C.), cooling rate: 20 to 120 ° C./sec. Cooling stop temperature: (T ₂ −50 ° C.) to 450 ° C. , Then hold this temperature range for 100-1000 seconds , with volume fraction,
Total of bainite phase and self-tempered martensite phase: 70-90%,
Martensite phase: 2-10% and
Residual austenite phase: 4-20%
And a manufacturing method of a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability, characterized in that the structure is composed of a phase inevitably generated of less than 3% in total .
T ₁ = 910−203 ([% C]) ^1/2 +44.7 [% Si] −30 [% Mn] +700 [% P] --- (1)
T ₂ = 561−474 [% C] −33 [% Mn] --- (2)
Here, [% M] is the content of M element (mass%)

本発明によれば、高価な合金元素を含有させることなしに、伸びおよび伸びフランジ性に優れ、しかも引張強度が1180MPa以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。そして、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、特に厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適である。 According to the present invention, a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation and stretch flangeability and having a tensile strength of 1180 MPa or more can be obtained without containing an expensive alloy element. The high-strength cold-rolled steel sheet obtained by the present invention is suitable as an automobile part that is press-formed into a particularly severe shape.

本発明に従う、焼鈍・冷却後の保持工程におけるヒートパターンを例示した模式図である。It is the schematic diagram which illustrated the heat pattern in the holding process after annealing and cooling according to this invention.

以下、本発明を具体的に説明する。
さて、発明者らは、高強度冷延鋼板の加工性とくに伸びおよび伸びフランジ性の向上に関し、鋭意検討を重ねた結果、Nb，Ｖ，Cu，Ni，Cr，Moを含有しない成分系においても、ベイナイト相および自己焼戻しマルテンサイト相の合計の体積分率が70〜90％、自己焼戻しされていないマルテンサイト相の体積分率が２〜10％および残留オーステナイト相の体積分率が４〜20％を満たすように組織調整することにより、所期した目的が有利に達成されることを見出し、本発明を完成させたのである。
以下、本発明の成分組成および組織の限定理由について具体的に説明する。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。 Hereinafter, the present invention will be specifically described.
As a result of intensive investigations on the workability of high-strength cold-rolled steel sheets, particularly the improvement of elongation and stretch flangeability, the inventors have found that even in component systems that do not contain Nb, V, Cu, Ni, Cr, and Mo. The total volume fraction of the bainite phase and the self-tempered martensite phase is 70 to 90%, the volume fraction of the martensite phase not self-tempered is 2 to 10%, and the volume fraction of the retained austenite phase is 4 to 20 It was found that the intended purpose can be advantageously achieved by adjusting the structure so as to satisfy%, and the present invention has been completed.
Hereinafter, the reasons for limiting the component composition and structure of the present invention will be specifically described. The unit of the element content in the steel sheet is “mass%”, but hereinafter, it is simply indicated by “%” unless otherwise specified.

まず、本発明における鋼の成分組成の適正範囲およびその限定理由は以下のとおりである。
Ｃ：0.16〜0.26％
オーステナイトから低温で変態するベイナイト相およびマルテンサイト相（以下、単に低温変態相という。）の強度はＣ量に比例する傾向にあり、Ｃは低温変態相を利用して鋼を強化するために必要不可欠な元素である。ここに、Ｃ量が0.16％未満では必要な体積分率の低温変態相を得るのが難しく、一方0.26％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化するだけでなく、低温変態相が過度に硬質化して成形性、特に伸びフランジ性の低下を招く。従って、Ｃ量は0.16〜0.26％の範囲とする。 First, the appropriate range of the component composition of steel in the present invention and the reasons for limitation are as follows.
C: 0.16-0.26%
The strength of the bainite phase and martensite phase (hereinafter simply referred to as the low temperature transformation phase) transformed from austenite at low temperatures tends to be proportional to the amount of C, and C is necessary for strengthening steel using the low temperature transformation phase. It is an indispensable element. Here, if the C content is less than 0.16%, it is difficult to obtain a low temperature transformation phase having a required volume fraction. On the other hand, if it exceeds 0.26%, not only the spot weldability is remarkably deteriorated but also the low temperature transformation phase becomes excessively hard. As a result, moldability, particularly stretch flangeability, is reduced. Therefore, the C content is in the range of 0.16 to 0.26%.

Si：0.8〜1.8％
Siは、固溶強化により強度向上に寄与するだけでなく、オーステナイト中へのＣ濃化を促進させ、残留オーステナイトを安定化するのに重要な元素である。上記作用を得るには0.8％以上含有させる必要があるが、1.8％を超えて添加するとその効果が飽和するばかりでなく、鋼板が脆くなって割れが生じ、成形性が低下する。また、過度に含有させると、熱延時に難剥離性のスケールが生成して鋼板の表面性状が劣化し、加えて鋼板表面や結晶粒界などに偏析、濃化することにより材質の劣化を招く。従って、Si量は0.8〜1.8％の範囲とする。好ましくは1.0〜1.6％の範囲である。 Si: 0.8-1.8%
Si not only contributes to strength improvement by solid solution strengthening, but also promotes C concentration in austenite and stabilizes retained austenite. In order to obtain the above action, it is necessary to contain 0.8% or more, but if added over 1.8%, not only the effect is saturated, but also the steel sheet becomes brittle and cracks occur, thereby lowering formability. Moreover, when it contains excessively, the scale of a hard-peeling property will produce | generate at the time of hot rolling, and the surface property of a steel plate will deteriorate, In addition, it will cause deterioration of a material by segregating and concentrating on a steel plate surface, a crystal grain boundary, etc. . Therefore, the Si content is in the range of 0.8 to 1.8%. Preferably it is 1.0 to 1.6% of range.

Mn：1.6〜2.6％
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度に寄与する低温変態相の確保を容易にする作用がある。上記作用を得るには1.6％以上含有させる必要がある。一方、2.6％を超えて含有させると過度に硬質化し、熱間での延性が不足し、スラブ割れが生じるおそれがある。また、Mnの偏析などに起因して部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相とマルテンサイト相がバンド状で存在する不均一化な組織となり、加工性の低下を招く。さらに、鋼板表面や結晶粒界などに偏析、濃化することにより材質を劣化させる。そのため、Mn量は1.6〜2.6％の範囲とする。
また、Siが鋼板表面や結晶粒界などに偏析、濃化することを低減し、材質の劣化を抑制するには、Si/Mn比を0.75以下とすることが好ましい。 Mn: 1.6-2.6%
Mn is an element that improves hardenability and has an effect of easily ensuring a low-temperature transformation phase that contributes to strength. In order to obtain the above action, it is necessary to contain 1.6% or more. On the other hand, if it exceeds 2.6%, it becomes excessively hard, resulting in insufficient hot ductility and slab cracking. In addition, a structure having partially different transformation points due to segregation of Mn or the like results in a heterogeneous structure in which a ferrite phase and a martensite phase are present in a band shape, resulting in a decrease in workability. Furthermore, the material is deteriorated by segregating and concentrating on the steel plate surface, crystal grain boundaries, and the like. Therefore, the Mn content is in the range of 1.6 to 2.6%.
Further, in order to reduce the segregation and concentration of Si on the steel sheet surface, crystal grain boundaries, etc., and to suppress the deterioration of the material, the Si / Mn ratio is preferably set to 0.75 or less.

Ｐ：0.020％以下
Ｐは、強度に寄与する元素であるが、一方でスポット溶接性に悪影響を及ぼすため、極力低減することが好ましいが、0.020％までは許容できる。このためＰ量は0.020％以下とする。なお、Ｐ量を過度に低減することは製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、Ｐ量の下限は0.001％程度とすることが好ましい。 P: 0.020% or less P is an element that contributes to strength. However, since it adversely affects spot weldability, it is preferable to reduce it as much as possible, but 0.020% is acceptable. Therefore, the P content is 0.020% or less. It should be noted that excessively reducing the amount of P lowers the production efficiency in the steel making process and increases the cost, so the lower limit of the amount of P is preferably about 0.001%.

Ｓ：0.0030％以下
Ｓ量が増加すると熱間赤熱脆性の原因となって製造工程上不具合を生じるだけでなく、MnSなどの硫化物系介在物を形成し、このMnSが冷間圧延により展伸し、板状の介在物として存在することにより、変形時の割れの起点となり、特に材料の極限変形能を低下させるため、Ｓは極力低減することが望ましいが、0.0030％までは許容できる。このためＳ量は0.0030％以下とする。なお、Ｓ量の過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加を招くので、Ｓ量の下限は0.0001％程度とすることが好ましい。 S: 0.0030% or less Increasing the amount of S not only causes hot red hot brittleness but also causes problems in the manufacturing process, and also forms sulfide inclusions such as MnS, which is expanded by cold rolling. However, since it exists as a plate-like inclusion, it becomes a starting point of cracking at the time of deformation. In particular, it is desirable to reduce S as much as possible in order to reduce the ultimate deformability of the material, but 0.0030% is acceptable. For this reason, the amount of S is made 0.0030% or less. In addition, since excessive reduction of the amount of S is industrially difficult and causes an increase in desulfurization cost in the steel making process, the lower limit of the amount of S is preferably about 0.0001%.

Al：0.005〜0.08％
Alは、製鋼工程において脱酸剤として有効であり、局部延性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離する点でも有用である。また、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイト相を生成させるのに有効であり、さらに強度−伸びバランスを向上させる上でも有用な元素である。上記の目的を達成するには0.005％以上の添加が必要であるが、0.08％を超えて含有されると、アルミナなどの介在物増加による加工性の劣化という問題が生じる。従って、Al量は0.005〜0.08％の範囲とする。好ましくは0.02〜0.06％の範囲である。 Al: 0.005-0.08%
Al is effective as a deoxidizer in the steelmaking process, and is also useful in separating non-metallic inclusions that reduce local ductility into the slag. Moreover, it is effective for suppressing the formation of carbides and generating a retained austenite phase, and is also an element useful for improving the strength-elongation balance. Addition of 0.005% or more is necessary to achieve the above object, but if it exceeds 0.08%, there is a problem of deterioration of workability due to an increase in inclusions such as alumina. Therefore, the Al content is in the range of 0.005 to 0.08%. Preferably it is 0.02 to 0.06% of range.

Ｎ：0.008％以下
組織強化鋼において材料特性に及ぼすＮの影響はあまり大きくはないが、0.008％以下であれば本発明の効果を損なわず、しかもフェライトの清浄化による加工性向上の観点からもＮ量は少ないほうが好ましい。また、Ｎは、耐時効性を劣化させる元素であり、Ｎ量が0.008％を超えると耐時効性の劣化が顕著になる。さらに、Ｂを含有する場合、Ｂと結合しＢＮを形成してＢを消費し、固溶Ｂによる焼入れ性を低下させ、所定の体積分率の低温変態相を確保することが困難となる。従って、Ｎ量は低いほうが好ましいが、0.008％までは許容できる。このためＮ量は0.008％以下とする。なお、Ｎ量の過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を招くので、Ｎ量の下限は0.0001％程度とすることが好ましい。 N: 0.008% or less The influence of N on material properties in structure-reinforced steel is not so great, but if it is 0.008% or less, the effect of the present invention is not impaired, and also from the viewpoint of improving workability by cleaning ferrite. A smaller amount of N is preferable. N is an element that deteriorates aging resistance. When the N content exceeds 0.008%, deterioration of aging resistance becomes remarkable. Furthermore, when it contains B, it combines with B, forms BN, consumes B, reduces the hardenability by solid solution B, and it becomes difficult to ensure the low temperature transformation phase of a predetermined volume fraction. Accordingly, a lower N content is preferable, but up to 0.008% is acceptable. Therefore, the N content is 0.008% or less. In addition, since excessive reduction of N amount causes the increase in the denitrification cost in a steelmaking process, it is preferable to make the minimum of N amount into about 0.0001%.

Ti：0.001〜0.040％
Tiは、鋼中で炭窒化物や硫化物を形成することにより、熱延板組織ならびに焼鈍後の鋼板組織の細粒化および析出強化による強度向上に有効に寄与する。また、Ｂを添加する場合、ＮをTiＮとして固定することによりＢＮの形成を抑制し、Ｂによる焼入れ性を発現させる上でも有効な元素である。これらの効果を得るには0.001％以上含有させる必要があるが、Ti量が0.040％を超えると、フェライト相中に過度に析出物が生成し、過度の析出強化により、伸びの低下を招く。従って、Ti量は0.001〜0.040％の範囲とする。好ましくは0.010〜0.030％の範囲である。 Ti: 0.001 to 0.040%
Ti forms carbonitrides and sulfides in steel, thereby effectively contributing to strength improvement by refinement and precipitation strengthening of the hot-rolled sheet structure and the steel sheet structure after annealing. Moreover, when adding B, it is an element effective also in suppressing the formation of BN and fixing the hardenability by B by fixing N as TiN. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.001% or more. However, if the Ti content exceeds 0.040%, excessive precipitates are generated in the ferrite phase, and excessive precipitation strengthening causes a decrease in elongation. Therefore, the Ti amount is in the range of 0.001 to 0.040%. Preferably it is 0.010 to 0.030% of range.

Ｂ:0.0001〜0.0020％
Ｂは、焼入れ性を高めて焼鈍冷却過程で起こるフェライトの生成を抑制し、所望のベイナイト相、自己焼戻しマルテンサイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相を確保するのに有効に寄与し、優れた強度−伸びバランスを得るために有用な元素である。この効果を得るためには、Ｂを0.0001％以上含有させる必要があるが、Ｂ量が0.0020％を超えると、上記の効果は飽和する。従って、Ｂ量は0.0001〜0.0020％の範囲とする。 B: 0.0001-0.0020%
B enhances the hardenability and suppresses the formation of ferrite that occurs during the annealing and cooling process, effectively contributes to securing the desired bainite phase, self-tempered martensite phase, martensite phase and residual austenite phase, and is excellent It is an element useful for obtaining a strength-elongation balance. In order to obtain this effect, it is necessary to contain B in an amount of 0.0001% or more. However, if the amount of B exceeds 0.0020%, the above effect is saturated. Therefore, the B content is in the range of 0.0001 to 0.0020%.

以上、基本成分について説明したが、本発明では、さらにSbを以下に述べる範囲で含有させることもできる。
Sb：0.0001〜0.1％
Sbは、昇温加熱、均熱焼鈍など熱処理中の鋼板内部からの脱炭を抑制する効果がある。かような脱炭が生じると表層が粗大フェライトとなり、成形後の肌荒れや表面性状の不良の原因となり、また過度に脱炭されると強度（ＴＳ）が不足する原因となる。特にSbは、本発明のようにＣ含有量が0.15％を超える場合、および焼鈍温度が（Ｔ₁＋40℃）〜（Ｔ₁＋140℃）と極めて高温の場合に脱炭抑制効果が顕著となる（Ｔ_１の定義については、後に述べる）。これら効果を得るためには、Sb量は0.0001％以上の添加を必要とするが、Sb量が0.1％を超えると、上記効果は飽和する。従って、Sb量は0.0001〜0.1％の範囲とする。 Although the basic components have been described above, in the present invention, Sb can be further contained within the range described below.
Sb: 0.0001 to 0.1%
Sb has an effect of suppressing decarburization from the inside of the steel plate during heat treatment such as temperature rising heating and soaking. When such decarburization occurs, the surface layer becomes coarse ferrite, which may cause rough skin after molding and poor surface properties, and excessive decarburization may cause insufficient strength (TS). In particular, Sb has a significant decarburization suppression effect when the C content exceeds 0.15% as in the present invention, and when the annealing temperature is extremely high (T ₁ + 40 ° C.) to (T ₁ + 140 ° C.). (for a definition of _{T 1,} described later). In order to obtain these effects, the Sb content needs to be 0.0001% or more. However, when the Sb content exceeds 0.1%, the above effects are saturated. Therefore, the Sb content is in the range of 0.0001 to 0.1%.

なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。 In the steel sheet of the present invention, components other than those described above are Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the inclusion of components other than those described above is not rejected.

次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼組織の適正範囲およびその限定理由について説明する。
本発明では、オーステナイト単相域から急冷し、転位密度の低いポリゴナルフェライトの生成を極力抑制し、好ましくはマルテンサイト変態開始温度（Ms点）以下まで冷却してマルテンサイト相を生成させ、引き続きMs点以下で保持することによりマルテンサイトの一部を自己焼戻しマルテンサイト相にすると共に、オーステナイト相からベイナイト変態を進行させ、オーステナイト相へのＣ濃化を促進させ、引き続き保持後に室温まで冷却して、最終的に残留オーステナイト相を所定量確保する。加えて、保持後の冷却過程において生成する硬質なマルテンサイト量を調整することにより、ベイナイト相および自己焼戻しマルテンサイト相が主体でありながら、高い伸び、さらには高い伸びフランジ性を達成している。 Next, the appropriate range of the steel structure, which is one of the important requirements for the present invention, and the reason for the limitation will be described.
In the present invention, quenching from the austenite single-phase region to suppress the formation of polygonal ferrite with a low dislocation density as much as possible, preferably cooling to below the martensite transformation start temperature (Ms point) to produce a martensite phase, By maintaining below the Ms point, part of the martensite becomes a self-tempered martensite phase, and the bainite transformation proceeds from the austenite phase to promote C enrichment to the austenite phase. Finally, a predetermined amount of retained austenite phase is secured. In addition, by adjusting the amount of hard martensite generated in the cooling process after holding, high elongation and even high stretch flangeability are achieved while the bainite phase and the self-tempered martensite phase are the main components. .

ベイナイト相および自己焼戻しマルテンサイト相の合計体積分率：70〜90％
ベイナイト相は、同じくオーステナイトからの低温変態相であるマルテンサイト相よりも高温で変態し、マルテンサイト相より軟質である。従って、強度を確保しつつ伸びフランジ性および曲げ性を確保することができ、またベイナイト変態を進行させることによりオーステナイト相中へのＣ濃化が促進され、最終的に伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが可能となる。
また、硬質なマルテンサイト相を自己焼戻しして得られる自己焼戻しマルテンサイト相は強度の向上に寄与する。所望のTSを確保するには、ベイナイト相と自己焼戻しマルテンサイト相の合計体積分率を70％以上とする必要がある。しかしながら、ベイナイト相と自己焼戻しマルテンサイト相の合計体積分率が過度に多い場合には過度に高強度化するだけでなく、所定量の残留オーステナイトを確保することが困難となって伸びが低下するため、ベイナイト相と自己焼戻しマルテンサイト相の合計体積分率は90％以下にする必要がある。なお、自己焼戻しマルテンサイト相は、相内に炭化物が析出しているので、焼戻しされていないマルテンサイト相と識別することができる。
ベイナイト相と自己焼戻しマルテンサイト相の両者を、合計体積分率：70〜90％の範囲で含有する組織とすることで、強度、伸びおよび伸びフランジ性が良好な材質バランスを得ることができる。
なお、ベイナイト変態の進行に伴うオーステナイト中へのＣ濃化を通じ、所望量の残留オーステナイト相を得ることにより達成される高伸び化には、組織の均一化も寄与しており、この均一な組織を得るには、冷却後の保持温度および保持時間を制御する必要がある。
また、複数の構成相の存在や組織の不均一化に起因する破断位置の不安定化（JIS Z 2241で規定する破断伸びの測定におけるＢ部又はＣ部での破断）を回避し、安定的に高い伸びを得るには、ベイナイト変態温度域で等温保持して均一な組織とし、複数の構成相を生成させないことが好ましい。 Total volume fraction of bainite phase and self-tempered martensite phase: 70-90%
The bainite phase is transformed at a higher temperature than the martensite phase, which is also a low temperature transformation phase from austenite, and is softer than the martensite phase. Therefore, stretch flangeability and bendability can be ensured while ensuring strength, and C concentration in the austenite phase is promoted by advancing the bainite transformation, which ultimately contributes to elongation. It is possible to secure a predetermined amount.
Further, the self-tempered martensite phase obtained by self-tempering a hard martensite phase contributes to the improvement of strength. In order to secure the desired TS, the total volume fraction of the bainite phase and the self-tempered martensite phase needs to be 70% or more. However, when the total volume fraction of the bainite phase and the self-tempered martensite phase is excessively large, not only is the strength increased excessively, but it becomes difficult to secure a predetermined amount of retained austenite, and the elongation decreases. Therefore, the total volume fraction of the bainite phase and the self-tempered martensite phase needs to be 90% or less. The self-tempered martensite phase can be distinguished from the untempered martensite phase because carbides are precipitated in the phase.
By making the structure containing both the bainite phase and the self-tempered martensite phase in the range of the total volume fraction of 70 to 90%, a material balance with good strength, elongation and stretch flangeability can be obtained.
In addition, the homogenization of the structure contributes to the high elongation achieved by obtaining a desired amount of retained austenite phase through the C concentration in the austenite accompanying the progress of the bainite transformation. In order to obtain the above, it is necessary to control the holding temperature and holding time after cooling.
In addition, the instability of the fracture position due to the presence of multiple constituent phases and non-uniform structure (breaking at B or C in the measurement of elongation at break specified in JIS Z 2241) is avoided and stable. In order to obtain a high elongation, it is preferable to keep isothermally in the bainite transformation temperature range to obtain a uniform structure and not to generate a plurality of constituent phases.

マルテンサイト相の体積分率：２〜10％
冷却後の保持工程を経たのち、室温まで冷却する過程で生成するマルテンサイト相は焼戻しされてなく極めて硬質化しているので、TSの向上に寄与する。かかる効果を得るためには２％以上のマルテンサイト相を必要とするが、一方で10％を超えて存在すると硬質なマルテンサイト相と他の相の界面が成形時にボイド発生や割れの起点となるため、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。従って、マルテンサイト相の体積分率は２〜10％の範囲とする。 Volume fraction of martensite phase: 2-10%
After passing through the holding step after cooling, the martensite phase generated in the process of cooling to room temperature is not tempered and is extremely hardened, which contributes to the improvement of TS. In order to obtain such an effect, a martensite phase of 2% or more is required. On the other hand, if it exceeds 10%, the interface between the hard martensite phase and other phases is the origin of voids and cracks during molding. Therefore, the stretch flangeability is adversely affected. Therefore, the volume fraction of the martensite phase is in the range of 2 to 10%.

残留オーステナイト相の体積分率：４〜20％
残留オーステナイト相は、歪誘起変態すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで、変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより延性を向上させる効果があり、高延性化のためには４％以上の残留オーステナイト相を含有させる必要がある。しかしながら、残留オーステナイト相はＣ濃度が高く硬質なため、鋼板中に20％を超えて過度に存在すると、局所的に硬質な部分が存在するようになり、伸びフランジ成形時の材料の均一な変形を阻害する要因となることから、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保することが困難となる。特に伸びフランジ性の観点からは、残留オーステナイトは少ないほうが好ましい。よって、残留オーステナイト相の体積分率は４〜20％の範囲とする。
上記した相以外の残部として、不可避的に生成されるフェライト相などが認められることがあるが、このような不可避的に生成される相の合計が体積分率で３％未満であれば、本発明の効果に影響はない。 Volume fraction of retained austenite phase: 4-20%
Residual austenite phase has the effect of improving ductility by strain-induced transformation, that is, when the material is deformed, the strained part transforms into the martensite phase, the deformed part becomes hard, and strain concentration is prevented. In order to increase ductility, it is necessary to contain 4% or more of retained austenite phase. However, since the residual austenite phase is hard with a high C concentration, if it is excessively present in the steel sheet in excess of 20%, a local hard part will be present, and uniform deformation of the material during stretch flange molding will occur. Therefore, it is difficult to ensure excellent elongation and stretch flangeability. In particular, from the viewpoint of stretch flangeability, it is preferable that the retained austenite is small. Therefore, the volume fraction of the retained austenite phase is in the range of 4 to 20%.
As the balance other than the above-mentioned phase, an inevitablely generated ferrite phase may be recognized. If the total of such inevitablely generated phases is less than 3% in volume fraction, The effect of the invention is not affected.

次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造条件およびその限定理由について説明する。
本発明において、熱間仕上げ圧延前の工程に関しては常法に従って行えばよく、例えば、上記の成分組成範囲に調製した鋼を溶製、鋳造して得られた鋼スラブを用いることができる。また、本発明においては、連続鋳造スラブ、造塊−分塊スラブは勿論のこと、厚み：50〜100mm程度の薄スラブを用いることができ、特に薄スラブの場合は、再加熱なしに直接熱間圧延工程に供することができる。 Next, the manufacturing conditions of the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention and the reasons for limitation will be described.
In the present invention, the process before hot finish rolling may be performed in accordance with a conventional method. For example, a steel slab obtained by melting and casting steel prepared in the above component composition range can be used. In the present invention, not only continuous casting slabs and ingot-splitting slabs, but also thin slabs with a thickness of about 50 to 100 mm can be used. Especially in the case of thin slabs, direct heating without reheating is possible. It can use for a hot rolling process.

熱間圧延についても特に制限はなく、従来公知の方法に従って行えばよい。好適条件を述べると次のとおりである。
熱間圧延時の加熱温度は1100℃以上にすることが好ましい。スケール生成を軽減、燃料原単位の低減の観点から上限は1300℃とすることが好ましい。熱間圧延における仕上げ温度は、フェライト相とパーライト相の層状組織を回避すべく、850℃以上とするのが好ましい。また、スケール生成の軽減、結晶粒径粗大化の抑制による組織の微細均一化の観点から上限は950℃とするのが好ましい。
熱間圧延終了後の巻取り温度は、冷間圧延性、表面性状の観点から450〜600℃とするのが好ましく、巻取り後の鋼板は、常法に従い酸洗後、冷間圧延工程を経て次の工程に供される。 The hot rolling is not particularly limited, and may be performed according to a conventionally known method. The preferred conditions are as follows.
The heating temperature during hot rolling is preferably 1100 ° C. or higher. The upper limit is preferably set to 1300 ° C. from the viewpoint of reducing scale generation and reducing fuel consumption. The finishing temperature in the hot rolling is preferably 850 ° C. or higher so as to avoid the layer structure of the ferrite phase and the pearlite phase. In addition, the upper limit is preferably set to 950 ° C. from the viewpoint of reduction of scale formation and fine homogenization of the structure by suppressing coarsening of the crystal grain size.
The coiling temperature after completion of hot rolling is preferably 450 to 600 ° C. from the viewpoint of cold rollability and surface properties, and the steel sheet after winding is subjected to cold rolling after pickling according to a conventional method. After that, it is used for the next step.

ついで、焼鈍を施すが、本発明では、この焼鈍工程以降が重要である。
焼鈍温度：（Ｔ₁＋40℃）〜（Ｔ₁＋140℃）
但し、Ｔ₁は、次式(1)
Ｔ₁＝910−203（[%Ｃ]）^1/2＋44.7[%Si]−30[%Mn]＋700[%Ｐ] --- (1)
ここで、[%Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
で示される値であり、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社、1985年、p.273）にて示されるＡｃ₃点（℃）を求める式に基づき、本発明において影響が大きい元素について求めたオーステナイト単相となる温度である。
低転位密度のポリゴナルフェライトの生成を抑制するためには、オーステナイト単相の高温焼鈍によりオーステナイト粒径を粗大化し、フェライトの生成サイトを減らしておくことが重要であり、焼鈍温度が（Ｔ₁＋40℃）以上であれば、ガスジェット冷却で得られる冷却速度レベルにおいてもフェライトの生成が抑制される。また、焼鈍温度が（Ｔ₁＋40℃）より低い場合、冷却中にフェライト相が生成し、最終的に得られる組織におけるフェライト相の体積分率が多くなって、TS：1180MPaの確保が困難となる。さらに、冷却中にオーステナイト相へのＣ濃化が促進され、ベイナイト相、自己焼戻しマルテンサイト相およびマルテンサイト相が過度に硬質化して、伸びフランジ性が低下する。一方、焼鈍温度の上限はとくに限定されるものではないが、高コスト、加熱炉の損傷などの観点から（Ｔ₁＋140℃）とした。 Next, annealing is performed. In the present invention, the steps after the annealing step are important.
Annealing temperature: (T ₁ + 40 ° C.) to (T ₁ + 140 ° C.)
Where T ₁ is the following formula (1)
T ₁ = 910−203 ([% C]) ^1/2 +44.7 [% Si] −30 [% Mn] +700 [% P] --- (1)
Here, [% M] is the content of M element (mass%)
Based on the formula for obtaining Ac ₃ point (° C) shown in “Leslie Steel Material Science” (Maruzen Co., Ltd., 1985, p.273), the element having a great influence in the present invention is obtained. The temperature at which the austenite single phase is obtained.
To suppress the formation of polygonal ferrite having a low dislocation density, coarsened austenite grain size by high-temperature annealing of the single-phase austenite, it is important to keep reducing the ferrite site, annealing temperature (T ₁ If it is + 40 ° C. or higher, the formation of ferrite is suppressed even at the cooling rate level obtained by gas jet cooling. In addition, when the annealing temperature is lower than (T ₁ + 40 ° C), ferrite phase is generated during cooling, and the volume fraction of ferrite phase in the finally obtained structure increases, and it is difficult to secure TS: 1180 MPa. Become. Furthermore, C concentration to the austenite phase is promoted during cooling, and the bainite phase, the self-tempered martensite phase and the martensite phase are excessively hardened, and the stretch flangeability is deteriorated. On the other hand, the upper limit of the annealing temperature is not particularly limited, but is set to (T ₁ + 140 ° C.) from the viewpoints of high cost and heating furnace damage.

冷却速度：20〜120℃/秒
焼鈍後の冷却速度は所望量のベイナイト相、自己焼戻しマルテンサイト相およびマルテンサイト相を得るために重要である。この冷却速度が平均で20℃/秒未満の場合、ポリゴナルフェライト相が生成し、所定のベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相およびマルテンサイト相の確保が困難となり、軟質化するため、強度の確保が困難となる。一方、冷却速度が平均で120℃/秒を超えても材質上は問題ないが、冷却停止温度域での過冷却などの制御性の観点から、上限を120℃/秒とした。
なお、この場合の冷却は、ガス冷却とすることが好ましいが、その他、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却および水冷などの方法を用いることができ、またはそれらを組み合わせて使用することも可能である。 Cooling rate: 20 to 120 ° C./second The cooling rate after annealing is important for obtaining the desired amount of bainite phase, self-tempered martensite phase and martensite phase. When this cooling rate is less than 20 ° C / second on average, a polygonal ferrite phase is formed, and it becomes difficult to secure the predetermined bainite phase, tempered martensite phase and martensite phase, and softening makes it possible to secure strength. It becomes difficult. On the other hand, even if the cooling rate exceeds 120 ° C./second on average, there is no problem with the material, but the upper limit is set to 120 ° C./second from the viewpoint of controllability such as supercooling in the cooling stop temperature range.
The cooling in this case is preferably gas cooling, but other methods such as furnace cooling, mist cooling, roll cooling, and water cooling can be used, or a combination thereof can also be used. .

冷却停止温度：（Ｔ₂−50℃）〜450℃
但し、Ｔ₂は、次式(2)
Ｔ₂＝561−474[%Ｃ]−33[%Mn] --- (2)
ここで、[%Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
で示される値であり、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社、1985年、p.231）にて示されるMs点（℃）を求める式に基づき、本発明において影響が大きい元素について求めたマルテンサイト変態開始温度を示す値である。
冷却停止温度が（Ｔ₂−50℃）を下回る場合、マルテンサイト変態開始温度に対し過度に低温まで冷却することになるため、冷却停止時に過度のマルテンサイト相すなわち保持後の自己焼戻しマルテンサイト相の体積分率が過剰に生成するだけでなく、未変態のオーステナイト相の体積分率が減少するため、保持中のベイナイト変態の進行に伴う残留オーステナイト相の体積分率を所望量確保することが困難となり、伸びの確保が困難となる。一方、冷却停止温度が450℃超の場合、ベイナイト変態の開始、終了が長時間側となり、ベイナイト変態進行に伴う残留オーステナイトの生成が遅延し、所望の体積分率確保が困難となり、優れた延性を得ることが困難となる。また、未変態のオーステナイト相が保持後の冷却過程においてマルテンサイト相へ変態するため過度に高強度化し、伸び、伸びフランジ性が低下する。焼戻しマルテンサイト相とベイナイト相を主体とし、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御し、TS：1180MPa級以上の強度を確保すると共に、伸びおよび伸びフランジ性をバランス良く得るためには、冷却停止温度は（Ｔ₂−50℃）〜450℃の範囲とする必要がある。
なお、冷却停止温度が高い場合、ベイナイト変態の開始、終了温度が長時間側となり、また冷却停止直後はオーステナイト相が未変態のままであることから、より一層ベイナイト変態を促進させ、残留オーステナイト相を安定して確保することにより、良好な伸びを得るには、冷却停止温度は400℃以下とすることが好ましい。
また、冷却停止温度が低くなりすぎた場合には、硬質なマルテンサイト相の体積分率が増加し、所望のベイナイト相、残留オーステナイト相が得られず、良好な伸びを得ることが困難となるので、冷却停止温度は（Ｔ₂−30℃）以上とすることが好ましい。 Cooling stop temperature: (T ₂ -50 ° C) to 450 ° C
However, T ₂ is the following formula (2)
T ₂ = 561−474 [% C] −33 [% Mn] --- (2)
Here, [% M] is the content of M element (mass%)
Based on the formula for obtaining the Ms point (° C.) shown in “Leslie Steel Materialology” (Maruzen Co., Ltd., 1985, p.231), the element having a great influence in the present invention was obtained. It is a value indicating the martensitic transformation start temperature.
When the cooling stop temperature is lower than (T ₂ -50 ° C.), it will be cooled to an excessively low temperature with respect to the martensite transformation start temperature. Therefore, an excessive martensite phase at the time of cooling stop, that is, a self-tempered martensite phase after holding. In addition to the excessive generation of the volume fraction, the volume fraction of the untransformed austenite phase decreases, so that the desired volume fraction of the retained austenite phase can be secured as the bainite transformation proceeds. It becomes difficult and it becomes difficult to secure the elongation. On the other hand, when the cooling stop temperature is higher than 450 ° C, the start and end of bainite transformation is on the long side, the generation of retained austenite with the progress of bainite transformation is delayed, and it becomes difficult to secure the desired volume fraction, and excellent ductility It becomes difficult to obtain. Further, since the untransformed austenite phase is transformed into a martensite phase in the cooling process after being retained, the strength is excessively increased and elongation and stretch flangeability are deteriorated. In order to maintain the strength of TS: 1180MPa class or higher and to obtain a good balance of elongation and stretch flangeability, mainly comprising tempered martensite phase and bainite phase, controlling the ratio of martensite phase and residual austenite phase. The cooling stop temperature needs to be in the range of (T ₂ −50 ° C.) to 450 ° C.
When the cooling stop temperature is high, the start and end temperatures of the bainite transformation are on the long side, and since the austenite phase remains untransformed immediately after the cooling stop, the bainite transformation is further promoted and the residual austenite phase In order to obtain good elongation by ensuring the stability, the cooling stop temperature is preferably 400 ° C. or lower.
Also, if the cooling stop temperature is too low, the volume fraction of the hard martensite phase increases, the desired bainite phase and residual austenite phase cannot be obtained, and it becomes difficult to obtain good elongation. Therefore, the cooling stop temperature is preferably set to (T ₂ -30 ° C.) or higher.

保持時間：100〜1000秒
上記の冷却後、上記した冷却停止温度域（保持温度域でもある）で保持するが、この温度域での保持時間が100秒に満たない場合、保持中のベイナイト変態の進行に伴うオーステナイト相へのＣ濃化が進行する時間が不十分となり、最終的に所望の残留オーステナイト体積分率を得ることが難しく、また保持終了後の冷却過程において未変態のオーステナイトから過度にマルテンサイト相が生成して高強度化し、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。一方、1000秒を超えて保持しても残留オーステナイト量は増加せず、伸びの顕著な向上は認められない。従って、保持時間は100〜1000秒の範囲とする。特に、より一層ベイナイト変態を促進させ、残留オーステナイト相を安定して確保することにより、良好な伸びを得るには、保持時間は長いほうが好ましく、保持時間は150〜1000秒の範囲とすることが好ましい。
ここに、保持温度が（Ｔ₂−50℃）〜450℃の温度範囲であれば、図１（ａ）、（ｂ）にそれぞれ示すように、冷却停止温度と同じであっても、冷却停止温度より低くても構わないが、冷却停止温度よりも低い温度で保持する場合には、冷却停止温度と保持温度との温度差は40℃未満とすることが好ましい。
なお、ベイナイト変態を促進させ、残留オーステナイト相を安定して確保し、良好な伸びを得る観点からは、保持温度を変化させるステップ冷却ではなく、図１（ａ）、（ｂ）に示したような、保持温度を一定に制御する等温保持とすることが好ましい。
また、冷却停止後の鋼板を上記保持温度域に保持する手段としては、例えば、焼鈍後の冷却設備の下流工程に保温装置等を設けて、鋼板の温度を上記保持温度に調整する手段等が挙げられる。さらに、保持後の鋼板は、従来公知の任意の方法により所望の温度に冷却される。 Holding time: 100 to 1000 seconds After the above cooling, hold in the above-mentioned cooling stop temperature range (also the holding temperature range), but if the holding time in this temperature range is less than 100 seconds, the bainite transformation during holding The time for the C concentration to the austenite phase to progress with the progress of the steel becomes insufficient, and it is difficult to finally obtain the desired retained austenite volume fraction, and in the cooling process after the end of the holding, it is excessive from the untransformed austenite. In this case, a martensite phase is formed to increase the strength, and elongation and stretch flangeability are deteriorated. On the other hand, even if retained for more than 1000 seconds, the amount of retained austenite does not increase, and no significant improvement in elongation is observed. Accordingly, the holding time is in the range of 100 to 1000 seconds. In particular, in order to further promote the bainite transformation and stably secure the retained austenite phase, it is preferable that the holding time is long and the holding time is in the range of 150 to 1000 seconds in order to obtain good elongation. preferable.
Here, if the holding temperature is in the temperature range of (T ₂ -50 ° C.) to 450 ° C., as shown in FIGS. Although it may be lower than the temperature, in the case of holding at a temperature lower than the cooling stop temperature, the temperature difference between the cooling stop temperature and the holding temperature is preferably less than 40 ° C.
From the viewpoint of promoting the bainite transformation, stably securing the retained austenite phase, and obtaining good elongation, as shown in FIGS. 1A and 1B, not step cooling that changes the holding temperature. It is preferable that the holding temperature is controlled to be constant temperature.
In addition, as a means for holding the steel plate after cooling in the holding temperature range, for example, a means for adjusting the temperature of the steel plate to the holding temperature by providing a heat holding device or the like in the downstream process of the cooling equipment after annealing, etc. Can be mentioned. Furthermore, the steel plate after holding is cooled to a desired temperature by any conventionally known method.

上記のようにして得られた冷延鋼板に、形状矯正や表面粗度調整の目的から調質圧延（スキンパス圧延）を行ってもかまわないが、過度にスキンパス圧延をすると鋼板に歪が導入されるため、結晶粒が展伸されて圧延加工組織となり、延性が低下するおそれがある。そのため、スキンパス圧延の圧下率は0.05％以上0.5％以下程度とすることが好ましい。 The cold-rolled steel sheet obtained as described above may be subjected to temper rolling (skin pass rolling) for the purpose of shape correction and surface roughness adjustment. However, excessive skin pass rolling introduces strain into the steel sheet. For this reason, the crystal grains are expanded to form a rolled structure, and the ductility may be reduced. Therefore, the rolling reduction of skin pass rolling is preferably about 0.05% to 0.5%.

表１に示す成分組成になる鋼を溶製してスラブとし、1250℃に加熱後、仕上げ圧延機出側温度：910℃で熱間圧延を施し、圧延終了後、80℃／秒の速度で冷却して、450℃で巻取り、ついで塩酸酸洗後、冷間圧延を施して板厚：1.6mmの冷延鋼板に仕上げたのち、表２に示す条件で焼鈍処理を施した。
得られた冷延鋼板について、以下に示す材料試験により材料特性を調査した。
得られた結果を表３に示す。 Steel with the composition shown in Table 1 is melted to form a slab, heated to 1250 ° C, hot rolled at the finishing mill exit temperature: 910 ° C, and after rolling, at a rate of 80 ° C / sec. After cooling and winding at 450 ° C., and then pickling with hydrochloric acid, cold rolling was performed to finish a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.6 mm, and then annealing treatment was performed under the conditions shown in Table 2.
About the obtained cold-rolled steel sheet, the material characteristic was investigated by the material test shown below.
The obtained results are shown in Table 3.

（１）鋼板の組織
圧延方向断面で、板厚の1/4位置の面を走査型電子顕微鏡（SEM）で観察することにより調査した。観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。炭化物が生成しているベイナイト相および自己焼戻して炭化物が生成している自己焼戻しマルテンサイト相の合計体積分率とマルテンサイト相の体積分率は、倍率：2000倍の断面組織写真を用い、画像解析により、任意に設定した50μm×50μm四方の正方形領域内に存在する各相の占有面積を求め、これを各相の体積分率とした。
残留オーステナイト相の量は、MoのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚1/4付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の（２１１）面および（２２０）面とフェライト相の（２００）面および（２２０）面のピーク強度から残留オーステナイト相の体積率を算出した。
マルテンサイト相の判定はSEM観察により行い、比較的平滑な表面を有し塊状な形状として観察された組織が残留オーステナイト相を含むマルテンサイト相となると見做して判定した。ベイナイト相と自己焼戻しマルテンサイト相はどちらもフェライト中の炭化物が生成した組織となっており、特性上区別する必要はないが、組織上の特徴としては、炭化物が微細な点状または球状に観察される組織を自己焼戻しマルテンサイト相とし、その他をベイナイト相とした。
各相の体積分率は、最初にベイナイト相と自己焼戻しマルテンサイト相の合計と残留オーステナイト相を含むマルテンサイト相の２つに区別し、次にＸ線により残留オーステナイトの体積分率を決定し、ついで残留オーステナイト相を含むマルテンサイト相から残留オーステナイト相の体積分率の差分をマルテンサイトと判断した。 (1) Structure of steel plate The cross section in the rolling direction was examined by observing a surface at 1/4 position of the plate thickness with a scanning electron microscope (SEM). The observation was carried out at N = 5 (5 observation fields). The total volume fraction of the bainite phase in which carbide is generated and the self-tempered martensite phase in which carbide is generated by self-tempering and the volume fraction of the martensite phase are obtained by using a cross-sectional structure photograph at a magnification of 2000 times. By analysis, the occupied area of each phase existing in a square area of 50 μm × 50 μm square set arbitrarily was determined, and this was used as the volume fraction of each phase.
The amount of residual austenite phase was determined by X-ray diffraction using Mo Kα rays. That is, using a test piece having a surface near a thickness of 1/4 of the steel sheet as a measurement surface, the peaks of the (211) surface and (220) surface of the austenite phase and the (200) surface and (220) surface of the ferrite phase The volume ratio of the retained austenite phase was calculated from the strength.
The martensite phase was determined by SEM observation, and was determined by assuming that the structure observed as a lump shape having a relatively smooth surface becomes a martensite phase including a retained austenite phase. Both the bainite phase and the self-tempered martensite phase have a microstructure in which carbides in ferrite are formed and do not need to be distinguished from each other in terms of properties, but as a structural feature, the carbides are observed as fine dots or spheres. The resulting structure was the self-tempered martensite phase and the others were the bainite phase.
The volume fraction of each phase is first classified into two: the sum of the bainite phase and the self-tempered martensite phase and the martensite phase including the retained austenite phase, and then the volume fraction of retained austenite is determined by X-rays. Then, the difference in the volume fraction of the retained austenite phase from the martensite phase containing the retained austenite phase was determined to be martensite.

（２）引張特性
圧延方向と90°の方向を長手方向（引張方向）とするJIS Z 2201に記載の５号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行って評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×El≧20000MPa・％以上（TS：引張強度（MPa）、El：全伸び（％））を良好とした。 (2) Tensile properties Evaluation was performed by conducting a tensile test based on JIS Z 2241 using No. 5 test piece described in JIS Z 2201 with the rolling direction and 90 ° as the longitudinal direction (tensile direction). The evaluation criteria for tensile properties were TS × El ≧ 20,000 MPa ·% or more (TS: tensile strength (MPa), El: total elongation (%)).

（３）穴拡げ率
日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき実施した。初期直径ｄ₀＝10mmの穴を打抜き、頂角：60°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチの上昇を停止して、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、次式
穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ₀）/ｄ₀）× 100
で算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、伸びフランジ性（TS×λ）の評価基準はTS×λ≧36000MPa・％以上を良好とした。 (3) Hole expansion rate This was carried out based on the Japan Iron and Steel Federation standard JFST1001. When a hole with an initial diameter of d ₀ = 10 mm was punched and the conical punch with an apex angle of 60 ° was raised to widen the hole, when the crack penetrated the plate thickness, the rise of the punch was stopped. The punching hole diameter d is measured, and the following formula: Hole expansion rate (%) = ((d−d ₀ ) / d ₀ ) × 100
Calculated with Three tests were performed on the same number of steel plates, and the average value (λ) of the hole expansion rate was obtained. The evaluation standard for stretch flangeability (TS × λ) was TS × λ ≧ 36000 MPa ·% or more.

表３から明らかなように、No.１〜５の発明例はいずれも、TS≧1180MPaで、かつTS×El≧20000MPa・％以上、TS×λ≧40000MPa・％を満足する伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板が得られている。
これに対し、鋼成分が本発明の適正範囲外であるNo.６は、マルテンサイト相の体積分率が多く、伸びフランジ性に劣り、溶接性も良好ではなかった。
焼鈍温度が低いNo.７および冷却速度が遅いNo.８はいずれも、ベイナイト相および自己焼き戻しマルテンサイト相の合計量が少なく、またフェライト相が生成し、いずれもTS：1180MPaを満足していない。
冷却停止温度が低いNo.９および保持温度が低いNo.11はいずれも、ベイナイト相および自己焼戻しマルテンサイト相の合計量が多く、また残留オーステナイト量が少ないため、伸びひいてはTS×Elバランスに劣る。
冷却停止温度が高いNo.10、保持温度が高いNo.12および保持時間が短いNo.13はいずれも、硬質なマルテンサイト相の体積分率が多すぎるため、強度が過度に高く、伸びおよび伸びフランジ性に劣る。 As is apparent from Table 3, all of the inventive examples Nos. 1 to 5 have an elongation and stretch flangeability satisfying TS ≧ 1180 MPa, TS × El ≧ 20000 MPa ·%, and satisfying TS × λ ≧ 40000 MPa ·%. A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent strength is obtained.
On the other hand, No. 6 whose steel component was outside the proper range of the present invention had a large volume fraction of martensite phase, was inferior in stretch flangeability, and was not weldable.
Both No. 7 with a low annealing temperature and No. 8 with a slow cooling rate have a small total amount of bainite phase and self-tempered martensite phase, and a ferrite phase is formed, both satisfying TS: 1180 MPa. Absent.
No. 9 with a low cooling stop temperature and No. 11 with a low holding temperature both have a large total amount of bainite phase and self-tempered martensite phase, and a small amount of retained austenite. .
No. 10 with a high cooling stop temperature, No. 12 with a high holding temperature, and No. 13 with a short holding time are both too high in strength, stretched and stretched because the volume fraction of the hard martensite phase is too high. Inferior to stretch flangeability.

本発明に従い、鋼板中にNbやＶ，Cu，Ni，Cr，Moなどの高価な元素を積極的に含有させずとも、ベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相各々の体積分率を適正に制御することにより、安価でかつ優れた伸びおよび伸びフランジ性を有し、しかも引張強度（TS）が1180MPa以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度冷延鋼板は、自動車部品として好適であり、それ以外にも、建築および家電分野など厳しい寸法精度、加工性が必要とされる用途にも有用である。 According to the present invention, the volume fraction of each of the bainite phase, the martensite phase and the retained austenite phase is appropriately adjusted without actively including expensive elements such as Nb, V, Cu, Ni, Cr, and Mo in the steel sheet. By controlling, it is possible to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet that is inexpensive, has excellent elongation and stretch flangeability, and has a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more. Moreover, the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is suitable as an automobile part, and is also useful for applications that require strict dimensional accuracy and workability, such as in the field of architecture and home appliances.

Claims

% By mass
C: 0.16-0.26%
Si: 0.8-1.8%
Mn: 1.6-2.6%
P: 0.020% or less,
S: 0.0030% or less,
Al: 0.005-0.08%,
N: 0.008% or less,
Ti: 0.001-0.040% and
B: 0.0001-0.0020%
After the steel slab having a component composition consisting of Fe and inevitable impurities is hot-rolled and cold-rolled, T ₁ and T ₂ are expressed by the following formulas (1) and (2) When the indicated temperature is used, the annealing temperature: (T ₁ + 40 ° C.) to (T ₁ + 140 ° C.) and then the cooling rate: 20 to 120 ° C./sec. Cooling stop temperature: (T ₂ −50 ° C.) Cool to ~ 450 ° C, then hold in this temperature range for 100 to 1000 seconds, with volume fraction,
Total of bainite phase and self-tempered martensite phase: 70-90%,
Martensite phase: 2-10% and residual austenite phase: 4-20%
And a manufacturing method of a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability, characterized in that the structure is composed of a phase inevitably generated of less than 3% in total.
T ₁ = 910−203 ([% C]) ^1/2 +44.7 [% Si] −30 [% Mn] +700 [% P] --- (1)
T ₂ = 561−474 [% C] −33 [% Mn] --- (2)
Here, [% M] is the content of M element (mass%)

The component composition is further in mass%,
Sb: 0.0001 to 0.1%
The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation and stretch flangeability according to claim 1, comprising: