JP2003321732A - High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent workability, production method thereof and working method thereof - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high tensile strength cold rolled steel sheet which is suitable for uses yielding complicated cross-sectional shape on pressing, can be galvanized, has excellent elongation and stretch-flanging properties serving as indexes of workability and has a tensile strength of ≥550 MPa, to provide a production method thereof, and to provide a working method thereof. <P>SOLUTION: The high tensile strength steel sheet has a composition containing, by weight, >0.01 to 0.1% C, ≤0.3% Si, 0.2 to 2.0% Mn, ≤0.04% P, ≤0.02% S, ≤0.1% Al, ≤0.006% N and 0.03 to 0.2% Ti, and containing one or more kinds of metals selected from ≤0.5% Mo and ≤1.0% W, and the balance substantially Fe. The steel sheet has a structure consisting substantially of a ferritic single phase, and carbides of <10 nm satisfying, by atom, 0.5≤C/(Ti+Mo+W)≤1.5 are dispersed therein. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車などの自走
機用部材の素材に適した加工性に優れた高張力冷延鋼板
ならびにその製造方法および加工方法に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability suitable for a material of a member for a self-propelled machine such as an automobile, and a manufacturing method and a processing method thereof.

【０００２】[0002]

【従来技術】環境保全につながる燃費向上の観点から、
自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。自
動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のも
のが多く、高強度でありながら加工性の指標である伸び
と伸びフランジ性がともに優れた材料が必要である。2. Description of the Related Art From the viewpoint of improving fuel efficiency leading to environmental protection,
There is a strong demand for high-strength, thin steel sheets for automobiles. Many automobile members have a complicated shape obtained by press molding, and a material having high strength and excellent elongation and stretch flangeability, which are indicators of workability, is required.

【０００３】従来、このような鋼板には、特開２００２
−６９５７４号公報に記載されているような、鋼板中に
ベイナイト、マルテンサイト、残留γ相などの硬質相を
分散させた鋼が提案されていた。しかしながら、このよ
うな鋼は７８０ＭＰａ級の強度で５５％の穴広げ率と伸
びフランジ性が十分ではなかった。また、単相組織で高
強度鋼板を実現した技術が特開平９−３０２４４０号公
報に開示されている。これは、鋼板を均一なベイナイト
とすることで、クラックの発生を抑制し、高強度と曲げ
性を良好なものとしたものである。しかしながら、ベイ
ナイト単相では、曲げ性は改善するものの、伸びが小さ
く、その適用範囲は狭い。さらに、特開平９−１１１３
９６号公報には、フェライトとマルテンサイトの粒径を
規定し、かつマルテンサイトの体積率を限定することで
耐衝撃性に優れた高張力鋼板が提案されている。しかし
ながら、この技術においても、硬質のマルテンサイト相
が亀裂の発生点となるため穴広げ率が低く、またマルテ
ンサイト生成のためにＳｉを多量に添加しなければなら
ず、溶融亜鉛めっきによる防食は不可能であった。Conventionally, such a steel sheet is disclosed in
A steel in which a hard phase such as bainite, martensite, and residual γ phase is dispersed in a steel sheet has been proposed, as described in Japanese Patent Publication No. 69574. However, such a steel has a strength of 780 MPa and a hole expansion ratio of 55% and stretch flangeability are not sufficient. Further, a technique for realizing a high-strength steel sheet with a single-phase structure is disclosed in JP-A-9-302440. This is because the steel sheet is made of uniform bainite so that the occurrence of cracks is suppressed and high strength and bendability are improved. However, although the bainite single phase improves the bendability, it has a small elongation and its application range is narrow. Furthermore, JP-A-9-1113
Japanese Patent Publication No. 96 proposes a high-strength steel sheet excellent in impact resistance by defining the grain sizes of ferrite and martensite and limiting the volume ratio of martensite. However, even in this technique, the hard martensite phase serves as a crack generation point, so that the hole expansion rate is low, and a large amount of Si must be added to form martensite, and thus corrosion prevention by hot dip galvanization is not possible. It was impossible.

【０００４】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、自動車部品のようにプレス時の断面形状が複
雑な用途に適しており、防食のための溶融亜鉛めっきが
可能であり、加工性の指標である伸びと伸びフランジ性
がともに優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高張力冷延
鋼板ならびにその製造方法および加工方法を提供するこ
とを目的とする。The present invention has been made in view of the above circumstances, and is suitable for applications such as automobile parts having a complicated cross-sectional shape at the time of pressing and capable of galvanizing for corrosion protection. It is an object of the present invention to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 550 MPa or more, which is excellent in both elongation and stretch-flangeability, which are indicators of properties, and a manufacturing method and a processing method thereof.

【０００５】[0005]

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得
た。 （ｉ）転位密度が低い組織とし、微細析出物で強化する
と、強度−伸びバランスが向上する。 （ii）実質的に単相組織とし、微細析出物で強化する
と、強度−伸びフランジ性バランスが向上する。 （iii）Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上を含む炭
化物は微細に析出する。 （iv）炭化物の組成を原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍ
ｏ＋Ｗ）≦１．５としたときに炭化物は微細化する。 （ｖ）上記炭化物は、熱延板中で析出すると冷延後焼鈍
時の再結晶温度を上昇させ、焼鈍で再結晶し難くなるこ
とから、熱延板では析出させず、冷延後焼鈍時の再結晶
後に析出させることにより、加工性と強度とを両立させ
ることができる。 （vi）上記炭化物による強化ではＳｉ添加は不要とな
り、防食を目的とした溶融亜鉛めっきが可能となる。Means for Solving the Problems The inventors of the present invention have earnestly studied in order to achieve the above object, and have obtained the following findings. (I) When the structure has a low dislocation density and is strengthened by fine precipitates, the strength-elongation balance is improved. (Ii) When the structure has a substantially single-phase structure and is strengthened by fine precipitates, the strength-stretch flangeability balance is improved. (Iii) Carbide containing Ti and at least one of Mo and W is finely precipitated. (Iv) The composition of carbide is 0.5 ≦ C / (Ti + M in atomic ratio
When o + W) ≦ 1.5, the carbide becomes fine. (V) If the above carbides precipitate in the hot-rolled sheet, they raise the recrystallization temperature during annealing after cold rolling, making it difficult to recrystallize in annealing. By precipitating after recrystallization, the workability and strength can be made compatible. (Vi) In the case of strengthening with the above-mentioned carbide, addition of Si is not necessary, and hot dip galvanizing for the purpose of anticorrosion becomes possible.

【０００６】本発明はこれらの知見に基づいて完成され
たものであり、以下の（１）〜（９）を提供する。The present invention has been completed based on these findings and provides the following (1) to (9).

【０００７】（１）重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．
１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅであり、組織が実質的にフェラ
イト単相で、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）
≦１．５を満たす１０ｎｍ未満の炭化物が分散している
ことを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。(1) C: 0.01% by weight to 0.
1%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.2 to 2.0%, P ≦
0.04%, S ≦ 0.02%, Al ≦ 0.1%, N ≦
0.006%, Ti: 0.03 to 0.2%, and at least one of Mo ≦ 0.5% and W ≦ 1.0%, the balance being substantially Fe, and a structure Is essentially a ferrite single phase and has an atomic ratio of 0.5 ≦ C / (Ti + Mo + W)
A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that carbides of less than 10 nm satisfying ≦ 1.5 are dispersed.

【０００８】（２）重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．
１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち
１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであり、組織が実
質的にフェライト単相で、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ
＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満
の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れ
た高張力冷延鋼板。(2) C: more than 0.01% by weight% to 0.
1%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.2 to 2.0%, P ≦
0.04%, S ≦ 0.02%, Al ≦ 0.1%, N ≦
0.006%, Ti: 0.03 to 0.2%, and at least one of Mo ≦ 0.5% and W ≦ 1.0%, and V ≦ 0.15%, Nb. ≦ 0.08% of one or more types, the balance is substantially Fe, the structure is substantially a ferrite single phase, and the atomic ratio is 0.5 ≦ C / (Ti
+ Mo + W + V + Nb) ≦ 10 nm of carbides satisfying 1.5 are dispersed, which is a high-tensile cold-rolled steel sheet excellent in workability.

【０００９】（３） 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜
０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ
≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、か
つＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を
含み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で０．５≦Ｃ
／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、組織が実質的
にフェライト単相で、１０ｎｍ未満の炭化物が分散して
いることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。(3) C: more than 0.01% by weight%
0.1%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.2 to 2.0%,
P ≦ 0.04%, S ≦ 0.02%, Al ≦ 0.1%, N
≤ 0.006%, Ti: 0.03 to 0.2%, and at least one of Mo ≤ 0.5% and W ≤ 1.0%, the balance being substantially Fe, 0.5 ≦ C in atomic ratio
/(Ti+Mo+W)≦1.5, the structure is substantially a ferrite single phase, and carbides having a size of less than 10 nm are dispersed therein.

【００１０】（４）重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．
１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち
１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で
０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を
満たし、組織が実質的にフェライト単相で、１０ｎｍ未
満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優
れた高張力冷延鋼板。(4) C: more than 0.01% to 0.
1%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.2 to 2.0%, P ≦
0.04%, S ≦ 0.02%, Al ≦ 0.1%, N ≦
0.006%, Ti: 0.03 to 0.2%, and at least one of Mo ≦ 0.5% and W ≦ 1.0%, and V ≦ 0.15%, Nb. ≤0.08% of 1 type or more, the balance is substantially Fe, the atomic ratio of 0.5 ≤ C / (Ti + Mo + W + V + Nb) ≤ 1.5 is satisfied, the structure is substantially ferrite single phase A high-tensile cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that carbides of less than 10 nm are dispersed.

【００１１】（５）上記（１）から（４）のいずれかに
おいて、重量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦
０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦
０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％以下を含むことを
特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。(5) In any one of (1) to (4) above, in% by weight, B ≦ 0.001% and Cr ≦
0.5%, Cu ≦ 0.5%, Ni ≦ 0.5%, Ca ≦
A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized by containing 0.01% and a total of REM ≦ 0.1%.

【００１２】（６）上記（１）から（５）のいずれかに
おいて、表面粗さがＲａで１．５μｍ以下であることを
特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。(6) A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that in any of the above (1) to (5), the surface roughness Ra is 1.5 μm or less.

【００１３】（７）上記（１）から（５）のいずれかの
成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、６００℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、
冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で７０
０〜９００℃の温度で焼鈍することを特徴とする加工性
に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。(7) A steel having any one of the above-mentioned composition (1) to (5) is hot-rolled in the austenite single-phase region, wound at a temperature lower than 600 ° C., and further descaled.
Cold rolling is performed at a heating rate of 10 ° C / sec or more to 70
A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, which comprises annealing at a temperature of 0 to 900 ° C.

【００１４】（８）上記（１）から（６）のいずれかの
高張力鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記
部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に
加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板の加工方
法。(8) A first step of preparing a member made of the high-tensile steel plate according to any one of (1) to (6), and press-molding the member to form a press-formed product having a desired shape. The high-strength cold-rolled steel sheet processing method including a second step of

【００１５】（９）上記（８）において、プレス成形品
は、自動車用部品である高張力冷延鋼板の加工方法。(9) In the above (8), the press-formed product is a method for processing a high-strength cold-rolled steel sheet, which is an automobile part.

【００１６】（１０）上記（１）から（６）のいずれか
に記載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部
品。(10) An automobile part manufactured from the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (6) above.

【００１７】[0017]

【発明の実施の形態】以下、本発明について、金属組
織、化学成分組成、製造方法等に分けて具体的に説明す
る。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present invention will be specifically described below by dividing it into metal structures, chemical composition and manufacturing methods.

【００１８】［金属組織］本発明に係る高張力鋼板は、
実質的にフェライト単相組織であり、原子比で０．５≦
Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満
のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上を含む炭化物が
分散している。この析出物はこれらに加え、Ｎｂおよび
Ｖの１種以上を含んでいてもよく、その場合には、原子
比で、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦
１．５であることが好ましい。以下、これらについて説
明する。[Metal Structure] The high-strength steel sheet according to the present invention is
Substantially a ferrite single-phase structure with an atomic ratio of 0.5 ≦
Ti less than 10 nm that satisfies C / (Ti + Mo + W) ≦ 1.5 and carbide containing at least one of Mo and W are dispersed. In addition to these, this precipitate may contain one or more of Nb and V. In that case, the atomic ratio is 0.5 ≦ C / (Ti + Mo + W + V + Nb) ≦
It is preferably 1.5. These will be described below.

【００１９】・実質的にフェライト単相組織：マトリッ
クスを実質的にフェライト単相組織としたのは、伸びの
向上には転位密度の低いフェライトが有効であり、ま
た、伸びフランジ性の向上には単相組織とすることが有
効であり、特に延性に富むフェライト単相組織でその効
果が顕著であるためである。ただし、マトリックスは必
ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよく、実質
的にフェライト単相組織、好ましくは面積比率で９５％
以上フェライトであればよい。さらに好ましくは９８％
以上である。Substantially ferrite single-phase structure: The matrix has a substantially ferrite single-phase structure because ferrite having a low dislocation density is effective for improving elongation, and for improving stretch flangeability. This is because it is effective to have a single-phase structure, and the effect is particularly remarkable in a ferrite single-phase structure that is rich in ductility. However, the matrix does not necessarily have to have a completely ferrite single-phase structure, and substantially has a ferrite single-phase structure, preferably 95% in area ratio.
Any ferrite may be used. More preferably 98%
That is all.

【００２０】・原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋
Ｗ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満の炭化物：Ｔｉと、
ＭｏおよびＷのうちの１種以上とを含む炭化物は、鋼を
強化するのに有効である。従来は、先行技術にあるよう
に炭化物としてＴｉＣやＮｂＣを用いることが主流であ
ったが、Ｔｉ、Ｎｂは析出物形成傾向が強いため、Ｍｏ
やＷを含まない場合、粗大化しやすく、強化に対する効
果が低くなることから、必要な強化量を得るには加工性
を劣化させるまでの析出物が必要となる。これに対し、
Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物は
微細に析出し粗大化しにくいため加工性を劣化させずに
鋼を強化することができる。これは、ＭｏおよびＷの析
出物形成傾向がＴｉと比べて弱いため、これらを原子比
で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たすよ
うに含むと炭化物は安定的に微細に存在し、このため強
化に対する効果が高く、加工性を良好に維持できる析出
物量で必要な強化量が得られるためと考えられる。さら
に望ましくは０．８≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．２
である。この炭化物の平均粒径を１０ｎｍ未満とするこ
とで、析出物周囲の歪みが転位の移動の抵抗にとってよ
り効果的となり、良好な鋼の強度が得られるため、炭化
物の平均粒径１０ｎｍ未満とする。好ましくは、平均粒
径５ｎｍ以下である。なお、鋼組成において、原子比で
０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たすよう
にすれば、上記所望の炭化物を形成することが可能であ
る。Atom ratio 0.5 ≦ C / (Ti + Mo +
W) less than 10 nm carbide satisfying 1.5: Ti:
Carbides containing one or more of Mo and W are effective in strengthening steel. Conventionally, TiC and NbC were mainly used as carbides as in the prior art, but since Ti and Nb have a strong tendency to form precipitates, Mo is used.
In the case of not containing W or W, coarsening is likely to occur, and the effect on strengthening becomes low. Therefore, in order to obtain the necessary amount of strengthening, precipitates that deteriorate workability are required. In contrast,
A carbide containing Ti and at least one of Mo and W is finely precipitated and hardly coarsens, so that the steel can be strengthened without deteriorating the workability. This is because the tendency of precipitate formation of Mo and W is weaker than that of Ti. Therefore, if these are included so as to satisfy the atomic ratio of 0.5 ≦ C / (Ti + Mo + W) ≦ 1.5, the carbide is stably finely divided. It is considered that it exists and therefore has a high effect on strengthening, and the required amount of strengthening can be obtained with the amount of precipitates that can maintain good workability. More preferably 0.8 ≦ C / (Ti + Mo + W) ≦ 1.2
Is. By setting the average grain size of the carbide to less than 10 nm, the strain around the precipitate becomes more effective for the resistance to the movement of dislocations, and good steel strength can be obtained. Therefore, the average grain size of the carbide is set to less than 10 nm. . The average particle size is preferably 5 nm or less. In the steel composition, if the atomic ratio satisfies 0.5 ≦ C / (Ti + Mo + W) ≦ 1.5, it is possible to form the desired carbide.

【００２１】鋼成分としてＮｂおよびＶの１種以上を含
む場合には、ＮｂおよびＶの１種以上が含まれることに
なるが、これらが複合した炭化物もＴｉと、Ｍｏおよび
Ｗのうち１種以上とを含む炭化物と同様、安定的に微細
に存在できる。この場合には、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍ
ｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５とすること、さらには、
０．８≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．２と
することが望ましい。ただし、Ｎｂ、Ｖ量はＴｉ量の半
分以下が好ましい。When one or more kinds of Nb and V are contained as steel components, one or more kinds of Nb and V are contained, and the carbide compounded with these is also one kind of Ti, Mo and W. Like the carbide containing the above, it can exist stably and finely. In this case, 0.5 ≦ C / (Ti + M
o + W + V + Nb) ≦ 1.5, and further,
It is desirable that 0.8 ≦ C / (Ti + Mo + W + V + Nb) ≦ 1.2. However, the amount of Nb and V is preferably half or less of the amount of Ti.

【００２２】［化学成分組成］本発明では、上記金属組
織を実現するために、その成分組成を、重量％で、Ｃ：
０．０１％超〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．
２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ
≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．
２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％の
うち１種以上を含み、残部が実質的にＦｅからなるもの
とする。さらに、上述のように複合析出物にＮｂおよび
Ｖの１種以上を含有させる場合には、上記成分に加えＮ
ｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上を含有
し、残部が実質的にＦｅからなるものとする。以下、こ
れら各成分について説明する。[Chemical Component Composition] In the present invention, in order to realize the above metal structure, the component composition thereof in% by weight is C:
More than 0.01% to 0.1%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.
2 to 2.0%, P ≦ 0.04%, S ≦ 0.02%, Al
≦ 0.1%, N ≦ 0.006%, Ti: 0.03 to 0.
2%, at least one of Mo ≦ 0.5% and W ≦ 1.0%, and the balance substantially Fe. Further, in the case where the composite precipitate contains one or more of Nb and V as described above, in addition to the above components, N
At least one of b ≦ 0.08% and V ≦ 0.15% is contained, and the balance is substantially Fe. Hereinafter, each of these components will be described.

【００２３】Ｃ：０．０１％超〜０．１％ Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。し
かし、０．０１％以下では、鋼の強化が不十分であり、
０．１％を超えて添加するとパーライトが形成されるこ
とと析出物が粗大化しやすくなることから伸びと伸びフ
ランジ性を損なうおそれがある。このため、Ｃ含有量を
０．０１〜０．１％とした。引っ張り強度を５５０ＭＰ
ａとするためには、Ｃを０．０１５％以上とすることが
望ましい。C: more than 0.01% to 0.1% C forms carbides and is effective in strengthening steel. However, if it is 0.01% or less, strengthening of steel is insufficient,
If added in excess of 0.1%, pearlite is formed and precipitates are likely to be coarsened, which may impair the elongation and stretch flangeability. Therefore, the C content is set to 0.01 to 0.1%. Tensile strength of 550MP
In order to obtain a, it is desirable that C be 0.015% or more.

【００２４】Ｓｉ：０．３％以下 Ｓｉは固溶強化には有効な元素であるが、０．３％を超
えて添加すると、フェライトからのＣ析出が促進されて
粒界に粗大な鉄炭化物が析出しやすくなり、伸びフラン
ジ性の低下を招く。また、Ｓｉを０．３％以上添加した
場合には、亜鉛めっきのめっき密着性が劣化する。これ
らの理由により、Ｓｉ含有量を０．３％以下とした。Si: 0.3% or less Si is an effective element for solid solution strengthening, but if added in excess of 0.3%, precipitation of C from ferrite is promoted and coarse iron carbide is formed at grain boundaries. Tend to precipitate, resulting in a decrease in stretch flangeability. Further, when Si is added in an amount of 0.3% or more, the plating adhesion of zinc plating deteriorates. For these reasons, the Si content is set to 0.3% or less.

【００２５】Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｍｎは固溶強化により鋼を強化する観点からは０．２％
以上必要であるが、２．０％を超えて添加すると偏析
し、かつ硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下す
る。このため、Ｍｎの含有量を０．２〜２．０％とし
た。鋼を強化する観点から０．５％以上が好ましく、強
度の安定性を重視する場合には１．５％未満が好まし
い。Mn: 0.2-2.0% Mn is 0.2% from the viewpoint of strengthening steel by solid solution strengthening.
The above is required, but if added in excess of 2.0%, segregation occurs, a hard phase is formed, and stretch flangeability deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 0.2 to 2.0%. From the viewpoint of strengthening steel, 0.5% or more is preferable, and when importance is attached to the stability of strength, it is preferably less than 1.5%.

【００２６】Ｐ：０．０４％以下 Ｐは固溶強化に有効であるが、０．０４％を超えて添加
すると粒界に偏析して伸びフランジ性が低下するため、
０．０４％以下とした。P: 0.04% or less P is effective for solid solution strengthening, but if it is added in excess of 0.04%, segregation at grain boundaries reduces stretch flangeability.
It was set to 0.04% or less.

【００２７】Ｓ：０．０２％以下 Ｓは少ないほど好ましく、０．０２％を超えると伸びフ
ランジ性を低下させるため、０．０２％以下とした。好
ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．
００５％以下であり、望ましくは０．００３％以下であ
る。S: 0.02% or less S is preferably as small as possible, and if it exceeds 0.02%, stretch flangeability is deteriorated, so S was made 0.02% or less. It is preferably 0.01% or less, more preferably 0.
It is 005% or less, preferably 0.003% or less.

【００２８】Ａｌ：０．１％以下 Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．１％を超
えると伸びフランジ性と伸びがともに低下する傾向にあ
ることから、０．１％以下とした。Al: 0.1% or less Al is added as a deoxidizing agent. However, if it exceeds 0.1%, both stretch flange formability and elongation tend to decrease, so the content was made 0.1% or less.

【００２９】Ｎ：０．００６％以下 Ｎは少ないほど好ましく、０．００６％を超えると粗大
な窒化物が増え、伸びフランジ性を低下させるため、
０．００６％以下とした。N: 0.006% or less N is preferably as small as possible, and if it exceeds 0.006%, coarse nitrides increase and the stretch flangeability deteriorates.
It was set to 0.006% or less.

【００３０】Ｍｏ：０．５％以下 Ｍｏは本発明において重要な元素であり、パーライト変
態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、または、Ｎｂお
よびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよび
Ｖの１種以上を含む微細な炭化物を形成し、優れた伸び
および伸びフランジ性を確保し、かつ鋼を強化すること
ができる。しかし、０．５％を超えると硬質相が形成さ
れ伸びフランジ性が低下する傾向にある。このため、Ｍ
ｏ含有量を０．５％以下とした。Ｗを添加しない場合に
は、このような効果を得るためにはＭｏが０．０５％以
上必要であることから、Ｍｏ含有量を０．０５％以上と
する。Mo: 0.5% or less Mo is an important element in the present invention, and Mo is contained in fine carbides with Ti while suppressing pearlite transformation, or Ti in the case of containing one or more of Nb and V. In addition, fine carbides containing at least one of Nb and V can be formed, excellent elongation and stretch flangeability can be secured, and steel can be strengthened. However, if it exceeds 0.5%, a hard phase is formed and the stretch flangeability tends to be deteriorated. Therefore, M
The o content was 0.5% or less. When W is not added, Mo is required to be 0.05% or more to obtain such an effect, so the Mo content is set to 0.05% or more.

【００３１】Ｗ：１．０％以下 ＷもＭｏと同様、本発明において重要な元素であり、パ
ーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な複合析出物、
または、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに
加えＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を形成
し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保し、かつ鋼
を強化することができる。しかし、１．０％を超えて添
加すると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下する傾
向にある。このため、Ｗの含有量を１．０％以下とし
た。Ｍｏを添加しない場合には、このような効果を得る
ためにはＷが０．１％以上必要であることから、Ｗ含有
量を０．１％以上とする。W: 1.0% or less W is also an important element in the present invention like Mo, and is a fine composite precipitate with Ti while suppressing pearlite transformation,
Or, in the case of containing one or more of Nb and V, in addition to Ti, form a fine carbide containing one or more of Nb and V to secure excellent elongation and stretch flangeability, and strengthen the steel. You can However, if it is added in an amount exceeding 1.0%, a hard phase is formed and the stretch flangeability tends to deteriorate. Therefore, the content of W is set to 1.0% or less. When Mo is not added, W is required to be 0.1% or more to obtain such an effect, so the W content is set to 0.1% or more.

【００３２】Ｔｉ：０．０３〜０．２％ Ｔｉは本発明において重要な元素である。ＭｏやＷと微
細炭化物を形成することで、優れた伸びおよび伸びフラ
ンジ性を確保しつつ、鋼を強化することができる。しか
し、０．０３％未満では、鋼を強化する効果が不十分で
あり、０．２％を超えると伸びフランジ性が低下する。
したがって、Ｔｉの含有量を０．０３〜０．２％とし
た。Ti: 0.03 to 0.2% Ti is an important element in the present invention. By forming fine carbides with Mo and W, it is possible to strengthen the steel while ensuring excellent elongation and stretch flangeability. However, if it is less than 0.03%, the effect of strengthening the steel is insufficient, and if it exceeds 0.2%, the stretch flange formability deteriorates.
Therefore, the content of Ti is set to 0.03 to 0.2%.

【００３３】Ｎｂ：０．０８％以下 Ｎｂは組織の細粒化に有効であり、かつＴｉとＭｏおよ
び／またはＷとともに微細炭化物を形成することから、
必要に応じて添加する。しかし、Ｎｂ量が０．０８％を
超えると結晶粒が一方向に伸び、伸びフランジ性が劣化
する傾向にあるため、Ｎｂを含有させる場合には０．０
８％以下とする。Ｎｂの組織微細化効果を得る観点から
は０．００５％以上が好ましい。Nb: 0.08% or less Nb is effective for grain refinement of the structure and forms fine carbide with Ti and Mo and / or W,
Add as needed. However, if the amount of Nb exceeds 0.08%, the crystal grains tend to expand in one direction and the stretch flangeability tends to deteriorate.
8% or less. From the viewpoint of obtaining the Nb structure refinement effect, 0.005% or more is preferable.

【００３４】Ｖ：０．１５％以下 Ｖの析出は遅いため、炭化物の析出タイミングを調整す
るために必要に応じて添加する。しかし、Ｖ含有量が
０．１５％を超えると粗大な炭化物が析出し、伸びフラ
ンジ性が劣化する傾向にあるため、Ｖを含有させる場合
には０．１５％以下とする。V: 0.15% or less V precipitates slowly, so it is added as necessary in order to adjust the timing of carbide precipitation. However, if the V content exceeds 0.15%, coarse carbides tend to precipitate, and the stretch flangeability tends to deteriorate. Therefore, when V is contained, the content is 0.15% or less.

【００３５】なお、本発明においては、耐二次加工脆
性、耐食性などの目的に応じて、Ｂ≦０．００１％、Ｃ
ｒ≦０．５、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦
０．０１％、ＲＥＭ≦０．１％の１種類以上を含んでい
ても特性上問題はない。In the present invention, B ≦ 0.001%, C depending on the purposes such as secondary work embrittlement resistance and corrosion resistance.
r ≦ 0.5, Cu ≦ 0.5%, Ni ≦ 0.5%, Ca ≦
There is no problem in characteristics even if it contains one or more of 0.01% and REM ≦ 0.1%.

【００３６】また、本発明では、鋼組成において、以上
の成分規定に加えて原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ
＋Ｗ）≦１．５を満たすことが好ましい。Ｃ、Ｔｉ、Ｍ
ｏ、Ｗに加え、ＶおよびＮｂの１種以上を添加する場合
には、０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦
１．５を満たすことが望ましい。これは、（Ｃ／１２）
／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８
４）｝あるいは（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍ
ｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／
５１）｝（ただし、これらの式中Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ，
Ｖ，Ｎｂは各成分の重量％を表す）の値が０．５〜１．
５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、さらにはＶ、Ｎ
ｂの各含有量を調整することにより、強度確保に対して
効果的にＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、さらにはＶ、Ｎｂを含む炭化
物が均質微細に分散析出しやすくなる。さらに、本発明
では、熱延板組織をフェライト単相とし、粗大なセメン
タイトやパーライトの析出を抑制する必要があるが、上
記原子比の値が０．５未満ではベイニティックフェライ
トが生成し、１．５を超えると熱延板粒界への粗大なセ
メンタイトやパーライトの生成を抑制することが困難と
なり、冷延板の加工性が劣化する。より好ましくは０．
８〜１．２である。Further, in the present invention, in the steel composition, in addition to the above compositional regulation, the atomic ratio is 0.5 ≦ C / (Ti + Mo).
+ W) ≦ 1.5 is preferably satisfied. C, Ti, M
In the case of adding one or more of V and Nb in addition to o and W, 0.5 ≦ C / (Ti + Mo + W + V + Nb) ≦
It is desirable to satisfy 1.5. This is (C / 12)
/ {(Ti / 48) + (Mo / 96) + (W / 18
4)} or (C / 12) / {(Ti / 48) + (M
o / 96) + (W / 184) + (Nb / 93) + (V /
51)} (where C, Ti, Mo, W,
V and Nb represent the weight% of each component) and the value is 0.5 to 1.
C, Ti, Mo, W, and then V, N
By adjusting the respective contents of b, it becomes easy to effectively and uniformly disperse and precipitate carbides containing Ti, Mo, W, and further V, Nb in order to secure the strength. Furthermore, in the present invention, it is necessary to make the structure of the hot-rolled sheet a ferrite single phase and suppress the precipitation of coarse cementite and pearlite, but when the value of the above atomic ratio is less than 0.5, bainitic ferrite is generated, If it exceeds 1.5, it becomes difficult to suppress the formation of coarse cementite or pearlite in the grain boundary of the hot rolled sheet, and the workability of the cold rolled sheet deteriorates. More preferably 0.
8 to 1.2.

【００３７】［表面粗さ］本発明の冷延鋼板は、表面粗
さをＲａで１．５μｍ以下にすることが好ましい。従来
の冷延鋼板では、組織に素地のフェライトよりも硬質の
第二相が存在していたため、プレス成形時の鋼板表面の
凹凸とプレス型とがこすれるときに、この硬質相が潤滑
剤となり、型かじりが生じなかった。しかし、フェライ
ト単相の本発明においては、この第二相がないため、こ
のような潤滑効果を期待することができない。このた
め、局部的な板表面の凹凸と型のこすれを防止する観点
から、表面粗さはＲａで１．５μｍ以下であることが好
ましい。望ましくは０．８μｍ以下である。[Surface Roughness] The cold rolled steel sheet of the present invention preferably has a surface roughness Ra of 1.5 μm or less. In the conventional cold-rolled steel sheet, the structure has a harder second phase than the base ferrite, so when the unevenness of the steel sheet surface during press forming and the press die are rubbed, this hard phase serves as a lubricant, There was no galling. However, in the present invention having a single ferrite phase, since there is no such second phase, such a lubricating effect cannot be expected. Therefore, from the viewpoint of preventing local unevenness of the plate surface and rubbing of the mold, the surface roughness Ra is preferably 1.5 μm or less. It is preferably 0.8 μm or less.

【００３８】［製造方法］本発明では、上記高張力冷延
鋼板を製造するに際し、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、６００℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、
冷間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で７０
０〜９００℃の温度で焼鈍することが好ましい。以下、
これら条件について説明する。[Manufacturing Method] In the present invention, when manufacturing the above high-strength cold-rolled steel sheet, it is hot-rolled in the austenite single-phase region, wound at a temperature of less than 600 ° C., and further descaled.
Cold rolling is performed at a heating rate of 10 ° C / sec or more to 70
It is preferable to anneal at a temperature of 0 to 900 ° C. Less than,
These conditions will be described.

【００３９】・仕上圧延終了温度 仕上圧延終了温度は伸びおよび伸びフランジ性に重要で
ある。オーステナイト単相域を維持することができない
温度で圧延を行うと粗大粒が発生して伸びフランジ性が
損なわれるので、仕上げ圧延終了までオーステナイト単
相域を維持する。Finishing Finishing Temperature The finishing rolling finishing temperature is important for elongation and stretch flangeability. When rolling is performed at a temperature that cannot maintain the austenite single phase region, coarse grains are generated and stretch flangeability is impaired, so the austenite single phase region is maintained until the end of finish rolling.

【００４０】・巻取温度６００℃未満 熱延板中で微細析出物が生成すると、冷間圧延後の焼鈍
で再結晶し難くなる。そのため、巻取り時にＴｉとＭｏ
および／またはＷとを含む微細炭化物が析出しないよう
にする必要がある。そのため、巻取温度を６００℃未満
とした。望ましくは５５０℃未満である。ただし、４０
０℃未満では、ベイナイトやマルテンサイトが生成して
冷延板の結晶粒が混粒化するおそれがあることから、４
００℃以上が好ましい。When a fine precipitate is formed in a hot rolled sheet having a coiling temperature of less than 600 ° C., it is difficult to recrystallize by annealing after cold rolling. Therefore, Ti and Mo during winding
It is necessary to prevent the precipitation of fine carbide containing and / or W. Therefore, the winding temperature is set to less than 600 ° C. It is preferably lower than 550 ° C. However, 40
If the temperature is lower than 0 ° C., bainite or martensite may be formed and the crystal grains of the cold-rolled sheet may be mixed.
It is preferably 00 ° C or higher.

【００４１】・１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で７００
〜９００℃の温度で焼鈍 焼鈍時の昇温速度を１０℃／ｓｅｃ以上としたのは、炭
化物が析出する前に再結晶させる必要があるためであ
る。１０℃／ｓｅｃ未満では、炭化物が再結晶前に析出
することから再結晶が抑制される。さらに望ましくは、
３０℃／ｓｅｃ以上である。また、焼鈍温度を７００〜
９００℃としたのは、７００℃未満では、再結晶前に炭
化物が多量に析出し再結晶が抑制され、未再結晶組織が
残存し加工性が劣化し、９００℃を超えるとオーステナ
イト変態してしまい炭化物が固溶して所望の強度が得ら
れなくなるとともに焼き入れ組織が生成してフェライト
単相組織が得られなくなるためである。700 at a heating rate of 10 ° C./sec or more
The reason why the temperature increase rate during annealing and annealing at a temperature of up to 900 ° C. is 10 ° C./sec or more is that it is necessary to recrystallize before carbide precipitation. If it is less than 10 ° C./sec, recrystallization is suppressed because carbide is precipitated before recrystallization. More preferably,
It is 30 ° C./sec or more. Further, the annealing temperature is 700 to
The reason for setting the temperature to 900 ° C. is that if it is lower than 700 ° C., a large amount of carbide is precipitated before recrystallization, recrystallization is suppressed, unrecrystallized structure remains and workability deteriorates, and if it exceeds 900 ° C., austenite transformation occurs. This is because the carbides form a solid solution and the desired strength cannot be obtained, and a quenching structure is generated and a ferrite single phase structure cannot be obtained.

【００４２】［めっき］本発明の高張力冷延鋼板は、表
面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき
鋼板とすることも可能である。溶融亜鉛系めっきを行っ
た後に、合金化反応を続けて行った合金化溶融亜鉛系め
っき鋼板も含む。溶融亜鉛系めっき鋼板を製造する際に
は、焼鈍後に連続的に、連続溶融亜鉛系めっきラインに
て溶融亜鉛系めっきを行うことが可能である。ここで、
溶融亜鉛系めっきとは、めっき皮膜が実質的にＺｎから
なる溶融めっき、またはＺｎを主体する溶融めっきであ
り、亜鉛の他にＣｒ、Ｍｎ等の合金元素が含まれていて
もよい。[Plating] The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention can be formed into a hot-dip galvanized steel sheet by forming a hot-dip galvanized coating film on the surface. It also includes an alloyed hot dip galvanized steel sheet obtained by performing an alloying reaction after hot dip galvanizing. When producing a hot-dip galvanized steel sheet, it is possible to continuously perform hot-dip galvanizing in a continuous hot-dip galvanizing line after annealing. here,
The hot-dip zinc-based plating is hot-dip plating in which the plating film is substantially made of Zn, or hot-dip plating mainly containing Zn, and alloy elements such as Cr and Mn may be contained in addition to zinc.

【００４３】本発明の高張力冷延鋼板は、加工性に優
れ、特に伸びフランジ性に優れているのでこれをプレス
成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特
にリーンフースメントのようなプレス時の断面形状が複
雑な補強部材を良好な品質で製造することができ、特
に、プレス成形品の軽量化に資することができる。以下
に具体的に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言
すればプレス成形品の製造方法について説明する。Since the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is excellent in workability and particularly excellent in stretch-flangeability, when it is press-molded, its characteristics are utilized, so that it can be used as a member for automobiles, especially lean-fuse. A reinforcing member having a complicated cross-sectional shape at the time of pressing can be manufactured with good quality, and in particular, it can contribute to weight reduction of a press-molded product. Hereinafter, a method for processing a high-strength steel sheet according to the present invention, in other words, a method for manufacturing a press-formed product will be specifically described.

【００４４】図１は、本発明に係る高張力鋼板の加工方
法の作業フローの一例を示すフローチャートである。こ
の作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造するこ
とまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的
場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明
に係る高張力鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ
１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に
対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁
断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ
３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所
定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を
終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法
および形状のプレス成形品または被プレス加工部材とし
て切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の
工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め
考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（し
たがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施さ
れ、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形
品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多
段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多
い。FIG. 1 is a flow chart showing an example of the work flow of the method for processing a high-strength steel sheet according to the present invention. This work flow generally has a pre-process of manufacturing the steel sheet according to the present invention or transporting the manufactured steel sheet into a coil, for example, and transporting it to a target place. First, the high-tensile steel sheet according to the present invention is prepared. Start by doing (S0, S
1). Before this steel sheet is pressed, the steel sheet may be pre-processed (S2) or may be processed into a predetermined size or shape by a cutting machine (S2).
3). In the former step S2, for example, a press-formed product or a press-formed product having a predetermined size and shape is formed by cutting or punching at a predetermined position in the width direction of the steel sheet, and at a stage after the subsequent press working or in the process of the press working. Be prepared so that it can be separated as a member. In the latter step S3, the size, shape, etc. of the final press-formed product are taken into consideration in advance so that a steel plate member having a predetermined size and shape is processed (and thus cut). After that, the member that has gone through the steps of S2 and S3 is subjected to press working, and finally a desired press-formed product having a desired size and shape is manufactured (S4). This press working is usually carried out in multiple stages, often in three stages or more and seven stages or less.

【００４５】Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経
由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する
工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業
は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプ
レス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わ
ないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の
切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作
業であっても構わない。The step S4 may include a step of further cutting the member having undergone the steps S2 and S3 into a predetermined size and shape. The operation of "cutting" in this case is, for example, an operation of separating unnecessary portions from the final press-formed product such as the end portion of the member that has passed through the steps of S2 and S3 at least in the process of press working. Alternatively, it may be an operation of separating the member to be pressed along the widthwise cuts or perforations of the steel plate provided in the step S2.

【００４６】なお、図１中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、
部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による
搬送作業である場合がある。In FIG. 1, N1 to N3 are steel plates,
In some cases, the member and the press-formed product may be transported mechanically or by an operator.

【００４７】こうして製造されるプレス成形品は、必要
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調
整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納す
る工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成
形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工
程がある。The press-formed product manufactured in this manner is sent to the next step, if necessary. As the next step, for example,
The process of further machining the press-formed product to adjust the dimensions and shape, the process of transporting the press-formed product to a predetermined place and storing it, the step of surface-treating the press-formed product, and the automobile molding using the press-formed product. There is an assembly process for assembling such an object.

【００４８】図２は、図１に示した作業を実際に行う装
置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブ
ロック図である。この図においては、本発明に係る高張
力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によ
りプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレ
スを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定さ
れない。FIG. 2 is a block diagram showing the relationship between the apparatus for actually performing the work shown in FIG. 1 and the flow of steel plates, members, and press-formed products. In this figure, the high-tensile steel plate according to the present invention is prepared in a coil shape, and a press-formed product is manufactured by a press machine. The press machine is a model that performs multi-stage pressing, but the present invention is not limited to this.

【００４９】プレス加工機の前段に、裁断機その他の前
処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置さ
れる場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係
る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、こ
の部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定の
プレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を
施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機に
おいてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構
わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工
機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行わ
れ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が
製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図
１における裁断と同じである。There are cases where a cutting machine and other pretreatment machines are installed in front of the press machine (FIG. 2 (a)), and cases where they are not installed (FIG. 2 (b)). When a cutting machine is installed, a member having a required size or shape is cut from a long steel plate according to the present invention supplied from a coil, and this member is pressed by a press machine to obtain a predetermined press. It becomes a molded product. When a pretreatment machine for making notches and perforations in the width direction of the steel sheet is installed, cutting may be performed along the notches and perforations in the press machine. When the pretreatment machine is not installed, cutting is performed in the process of pressing the steel sheet by the press machine, and finally a press-formed product having a predetermined size and shape is manufactured. The meaning of “cutting” in FIG. 2 is the same as the cutting in FIG.

【００５０】こうして製造されるプレス成形品は、その
原材料として加工性に優れ、特に伸びフランジ性に優れ
ている本発明に係る高張力冷延鋼板を使用しているの
で、プレス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質
で製造することができ、軽量なものとなる。このような
特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にリーンフォ
ースメント・メンバー等の補強部材である場合に特に有
用である。The press-formed product thus produced uses the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention, which is excellent in workability and particularly stretch flangeability, as its raw material, and therefore has a cross-sectional shape at the time of pressing. Even if it is complicated, it can be manufactured with good quality and is lightweight. Such a feature is particularly useful when the press-formed product is a member for automobiles, particularly a reinforcing member such as a reinforcement member.

【００５１】[0051]

【実施例】（実施例１）表１に示す化学成分を有する鋼
を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９００℃、巻取温度
３７０〜５５０℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を
酸洗後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１ｍ
ｍとした。続いて、昇温速度を５〜５０℃／ｓｅｃで７
００〜８７０℃まで昇温した後冷却するパターンの焼鈍
を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子
顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化物寸法
を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（Ｅ
ＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行った。さ
らに、ピーク値より各元素の濃度を算出した。また、得
られた鋼板の表面粗さＲａを求めた。Example 1 A steel having the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1250 ° C. and hot rolled at a finishing temperature of 900 ° C. and a coiling temperature of 370 to 550 ° C. After pickling the obtained steel sheet, cold rolling is performed at a cold rolling rate of 75% to obtain a sheet thickness of 1 m.
m. Then, the heating rate is set to 5 to 50 ° C./sec for 7
The pattern was annealed by raising the temperature to 00 to 870 ° C. and then cooling it. The thin film produced from the obtained steel sheet was observed with a transmission electron microscope (TEM) to measure the size of the precipitated carbide. In addition, an energy dispersive X-ray spectrometer (E
The elemental analysis of the carbide was performed using DX). Furthermore, the concentration of each element was calculated from the peak value. Further, the surface roughness Ra of the obtained steel sheet was obtained.

【００５２】また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試
験片および穴広げ試験片を採取した。引張試験片は圧延
垂直方向から採取し、引張試験を行った。穴広げ試験
は、日本鉄鋼連盟規格に沿って行った。Also, JIS No. 5 tensile test pieces and hole expanding test pieces were sampled from the obtained steel sheet. Tensile test pieces were taken from the vertical direction of rolling and subjected to a tensile test. The hole expanding test was conducted according to the Japan Iron and Steel Federation Standard.

【００５３】表１に、製造条件、組織、析出物の大き
さ、析出物の組成比、表面粗さ、機械的性質を併せて示
す。Table 1 also shows the production conditions, structure, size of precipitates, composition ratio of precipitates, surface roughness, and mechanical properties.

【００５４】表１中、Ｎｏ．１〜８が本発明例であり、
Ｎｏ．９〜１１が比較例である。本発明例のうちＮｏ．
１，３，５，６，７，８は７８０ＭＰａ級冷延鋼板であ
る。これらはいずれもフェライト単相組織を有してお
り、その中に、Ｎｏ．１はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎ
ｏ．３はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物、Ｎｏ．５はＴ
ｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂを含む炭化物、Ｎｏ．６はＴｉ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｖを含む炭化物、Ｎｏ．７，８はＴｉ、Ｍｏを
含む炭化物が１０ｎｍ以下の大きさで微細に分散されて
おり、いずれも優れた伸びおよび伸びフランジ性を有し
ていた。Ｎｏ．７は耐二次加工脆性のためにＢ、伸びフ
ランジ性向上のためにＣａを添加した例であるが、本発
明の効果が得られている。Ｎｏ．８は耐食性向上を目的
にＣｕおよびＮｉを添加した例であるが、これらを添加
しても本発明の効果に影響を及ぼさないことが確認され
た。なお、Ｎｏ．８はこのように伸びおよび伸びフラン
ジ性が良好ではあるが表面粗さが大きいため型かじりが
多少懸念される。Ｎｏ．２，４は９８０ＭＰａ級冷延鋼
板の例であり、いずれもフェライト単相組織であり、Ｎ
ｏ．２はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．４はＴｉ、Ｍ
ｏ、Ｗを含む炭化物がフェライト中に析出しており、い
ずれも優れた伸び、伸びフランジ性を有していた。In Table 1, No. 1 to 8 are examples of the present invention,
No. 9 to 11 are comparative examples. Among the examples of the present invention, No.
1,3,5,6,7,8 are 780 MPa grade cold rolled steel sheets. All of them have a ferrite single-phase structure, in which No. 1 is a carbide containing Ti and Mo, N
o. No. 3 is a carbide containing Ti, Mo and W, No. 3 5 is T
Carbides containing i, Mo, W and Nb, No. 6 is Ti, M
Carbides containing o, W, V, No. In Nos. 7 and 8, carbides containing Ti and Mo were finely dispersed in a size of 10 nm or less, and all had excellent elongation and stretch flangeability. No. No. 7 is an example in which B is added for secondary work embrittlement resistance and Ca is added for improving stretch flangeability, and the effect of the present invention is obtained. No. No. 8 is an example in which Cu and Ni were added for the purpose of improving the corrosion resistance, but it was confirmed that the addition of these does not affect the effect of the present invention. In addition, No. No. 8 has good elongation and stretch-flangeability as described above, but has a large surface roughness, so that mold galling is somewhat concerned. No. Nos. 2 and 4 are examples of 980 MPa class cold-rolled steel sheets, both of which have a ferrite single-phase structure and N
o. 2 is a carbide containing Ti and Mo, No. 2 4 is Ti, M
Carbides containing o and W were precipitated in the ferrite, and both had excellent elongation and stretch flangeability.

【００５５】これに対して、比較例であるＮｏ．９は、
鋼組成は本発明の範囲内であるが、昇温速度が遅く、再
結晶前に炭化物が析出したため、冷間圧延組織が残留
し、加工性が劣化した。Ｎｏ．１０はＣが多く、従来の
析出強化鋼の例であるが、組織はフェライトに８％のパ
ーライトが含まれており、伸びフランジ性が悪かった。
Ｎｏ．１１は組織をベイナイト単相としたものであり、
伸びフランジ性は良好なものの伸びが低かった。On the other hand, No. 9 is
The steel composition was within the range of the present invention, but the rate of temperature increase was slow, and carbide was precipitated before recrystallization, so that the cold rolling structure remained and the workability deteriorated. No. 10 is a large amount of C, which is an example of a conventional precipitation-strengthened steel, but the structure has 8% pearlite in ferrite, and the stretch flangeability was poor.
No. 11 is a bainite single phase structure,
The stretch flangeability was good, but the elongation was low.

【００５６】[0056]

【表１】 [Table 1]

【００５７】（実施例２）表２に示す化学成分を有する
鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９００℃、巻取温
度５００℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を酸洗
後、冷間圧延率７５％で冷間圧延を行い、板厚１ｍｍと
した。続いて、昇温速度を５０℃／ｓｅｃで７５０〜８
５０℃まで昇温した後冷却するパターンの焼鈍を行っ
た。その後、ガス冷却し、溶融亜鉛ポットに浸漬し、溶
融亜鉛めっきを行った。得られた鋼板から作製した薄膜
を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出し
た炭化物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線
分光装置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析
を行った。さらに、ピーク値より各元素の濃度を算出し
た。Example 2 Steels having the chemical components shown in Table 2 were heated to 1250 ° C. and hot rolled at a finishing temperature of 900 ° C. and a winding temperature of 500 ° C. The obtained steel sheet was pickled and then cold-rolled at a cold rolling rate of 75% to have a sheet thickness of 1 mm. Subsequently, the temperature rising rate is 50 ° C./sec and 750 to 8
Annealing was performed in a pattern in which the temperature was raised to 50 ° C. and then cooled. Then, it gas-cooled, it immersed in the hot dip zinc pot, and the hot dip galvanization was performed. The thin film produced from the obtained steel sheet was observed with a transmission electron microscope (TEM) to measure the size of the precipitated carbide. In addition, elemental analysis of the carbide was performed using an energy dispersive X-ray spectrometer (EDX). Furthermore, the concentration of each element was calculated from the peak value.

【００５８】また、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試
験片および穴広げ試験片を採取した。引張試験片は圧延
垂直方向から採取し、引張試験を行った。穴広げ試験
は、日本鉄鋼連盟規格に沿って行った。めっき密着性に
ついては、めっき後密着曲げを行い、目視でめっき剥離
状況を判定した。JIS No. 5 tensile test pieces and hole expanding test pieces were sampled from the obtained steel sheet. Tensile test pieces were taken from the vertical direction of rolling and subjected to a tensile test. The hole expanding test was conducted according to the Japan Iron and Steel Federation Standard. Regarding the plating adhesion, adhesion bending was performed after plating, and the state of plating separation was visually determined.

【００５９】表２に、製造条件、組織、析出物の大き
さ、析出物の組成比、機械的性質、めっき密着性を併せ
て示す。Table 2 also shows the production conditions, structure, size of precipitates, composition ratio of precipitates, mechanical properties, and plating adhesion.

【００６０】表２中、Ｎｏ．２１〜２３が本発明例であ
り、Ｎｏ．２４が比較例である。Ｎｏ．２１は、フェラ
イト単相組織中にＴｉ、Ｍｏを含む炭化物を析出させた
合金化溶融亜鉛めっき材であり、良好な伸びおよび伸び
フランジ性と、良好なめっき密着性が得られた。Ｎｏ．
２２は９８０ＭＰａ級で、フェライト単相組織中にＴ
ｉ、Ｍｏを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２３は７
８０ＭＰａ級で、フェライト単相組織中にＴｉ、Ｍｏ、
Ｗを含む炭化物が析出していた。Ｎｏ．２２，２３とも
各強度に応じて優れた伸びおよび伸びフランジ性を示し
た。また、Ｎｏ．２２は溶融亜鉛めっき後合金化処理は
していないが、密着曲げによってもめっき剥離は生じ
ず、めっき密着性は良好であった。Ｎｏ．２３は合金化
溶融亜鉛めっきを行ったものであり、やはり同様に密着
曲げによってもめっき剥離は生じず、めっき密着性は良
好であった。In Table 2, No. Nos. 21 to 23 are examples of the present invention, and No. 24 is a comparative example. No. No. 21 is an alloyed hot-dip galvanized material in which carbides containing Ti and Mo are precipitated in the ferrite single-phase structure, and good elongation and stretch flangeability and good plating adhesion were obtained. No.
No. 22 is 980 MPa class, and T in the ferrite single phase structure
Carbides containing i and Mo were precipitated. No. 23 is 7
At 80 MPa grade, Ti, Mo,
Carbide containing W was precipitated. No. 22 and 23 showed excellent elongation and stretch-flangeability according to each strength. In addition, No. Although No. 22 was not alloyed after hot dip galvanizing, the plating peeling did not occur even by contact bending, and the plating adhesion was good. No. No. 23 was alloyed hot-dip galvanized. Similarly, peeling of the plating did not occur even by contact bending, and the plating adhesion was good.

【００６１】これに対して、Ｎｏ．２４はＣを多量に添
加した従来の鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施した例で
あるが、組織がフェライト＋パーライトであり、伸びフ
ランジ性が悪かった。また、密着曲げでめっき剥離が生
じ、めっき密着性も悪いことが確認された。On the other hand, in No. No. 24 is an example in which a conventional steel sheet to which a large amount of C was added was subjected to galvannealing, but the structure was ferrite + pearlite and the stretch flangeability was poor. In addition, it was confirmed that the plating peeled due to the contact bending, and the plating adhesion was poor.

【００６２】[0062]

【表２】 [Table 2]

【００６３】[0063]

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
加工性の指標である伸びおよび伸びフランジ性に優れた
高張力冷延鋼板を提供することができ、自動車部材の軽
量化に寄与する効果が顕著である。As described above, according to the present invention,
It is possible to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation and stretch-flangeability, which are indicators of workability, and the effect of contributing to weight reduction of automobile members is remarkable.

【図面の簡単な説明】[Brief description of drawings]

【図１】本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フロ
ーの一例を示すフローチャート。FIG. 1 is a flowchart showing an example of a work flow of a method for processing a high-strength steel sheet according to the present invention.

【図２】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。FIG. 2 is a block diagram showing the relationship between the apparatus for actually performing the work shown in FIG. 1 and the flow of steel plates, members, and press-formed products.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 冨田 邦和 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA09 EA11 EA13 EA15 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EA33 EA36 EB02 EB06 EB08 FA03 FC04 FE01 FE02 FE06 FH01 FJ01 FJ05 FJ06 GA05 JA06 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (51) Int.Cl. ⁷ Identification code FI theme code (reference) C22C 38/58 C22C 38/58 (72) Inventor Kunikazu Tomita 1-2-1, Marunouchi, Chiyoda-ku, Tokyo Date F-Term (Reference) within this steel pipe company

Claims (10)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅであり、組織が実質的にフェラ
イト単相で、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）
≦１．５を満たす１０ｎｍ未満の炭化物が分散している
ことを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。1. By weight%, C: more than 0.01% to 0.1.
%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.2 to 2.0%, P ≦
0.04%, S ≦ 0.02%, Al ≦ 0.1%, N ≦
0.006%, Ti: 0.03 to 0.2%, and at least one of Mo ≦ 0.5% and W ≦ 1.0%, the balance being substantially Fe, and a structure Is essentially a ferrite single phase and has an atomic ratio of 0.5 ≦ C / (Ti + Mo + W)
A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that carbides of less than 10 nm satisfying ≦ 1.5 are dispersed. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち
１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであり、組織が実
質的にフェライト単相で、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ
＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満
の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れ
た高張力冷延鋼板。2. By weight%, C: more than 0.01% to 0.1.
%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.2 to 2.0%, P ≦
0.04%, S ≦ 0.02%, Al ≦ 0.1%, N ≦
0.006%, Ti: 0.03 to 0.2%, and at least one of Mo ≦ 0.5% and W ≦ 1.0%, and V ≦ 0.15%, Nb. ≦ 0.08% of one or more types, the balance is substantially Fe, the structure is substantially a ferrite single phase, and the atomic ratio is 0.5 ≦ C / (Ti
+ Mo + W + V + Nb) ≦ 10 nm of carbides satisfying 1.5 are dispersed, which is a high-tensile cold-rolled steel sheet excellent in workability. 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で０．５≦Ｃ／
（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たし、組織が実質的に
フェライト単相で、１０ｎｍ未満の炭化物が分散してい
ることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。3. In weight%, C: more than 0.01% to 0.1.
%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.2 to 2.0%, P ≦
0.04%, S ≦ 0.02%, Al ≦ 0.1%, N ≦
0.006%, Ti: 0.03 to 0.2%, and at least one of Mo ≦ 0.5% and W ≦ 1.0%, the balance being substantially Fe, and an atom. 0.5 ≦ C /
A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that (Ti + Mo + W) ≦ 1.5 is satisfied, the structure is substantially a ferrite single phase, and carbides of less than 10 nm are dispersed. 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１
％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦
０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦
０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつ
Ｍｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含
み、さらに、Ｖ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち
１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであり、原子比で
０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≦１．５を
満たし、組織が実質的にフェライト単相で、１０ｎｍ未
満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優
れた高張力冷延鋼板。4. In weight%, C: more than 0.01% to 0.1.
%, Si ≦ 0.3%, Mn: 0.2 to 2.0%, P ≦
0.04%, S ≦ 0.02%, Al ≦ 0.1%, N ≦
0.006%, Ti: 0.03 to 0.2%, and at least one of Mo ≦ 0.5% and W ≦ 1.0%, and V ≦ 0.15%, Nb. ≤0.08% of 1 type or more, the balance is substantially Fe, the atomic ratio of 0.5 ≤ C / (Ti + Mo + W + V + Nb) ≤ 1.5 is satisfied, the structure is substantially ferrite single phase A high-tensile cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that carbides of less than 10 nm are dispersed. 【請求項５】 重量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、
Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃ
ａ≦０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％以下を含むこ
とを特徴とする、請求項１から請求項４のいずれか１項
に記載の加工性に優れた高張力冷延鋼板。5. In% by weight, further B ≦ 0.001%,
Cr ≦ 0.5%, Cu ≦ 0.5%, Ni ≦ 0.5%, C
A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability according to any one of claims 1 to 4, wherein a ≤ 0.01% and a total REM ≤ 0.1% are included. 【請求項６】 表面粗さがＲａで１．５μｍ以下である
ことを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項
に記載の加工性に優れた高張力冷延鋼板。6. The high-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability according to claim 1, wherein the surface roughness Ra is 1.5 μm or less. 【請求項７】 請求項１から請求項５のいずれかの成分
組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延
し、６００℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、冷
間圧延を行い、１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で７００
〜９００℃の温度で焼鈍することを特徴とする加工性に
優れた高張力冷延鋼板の製造方法。7. A steel having the composition of any one of claims 1 to 5 is hot-rolled in the austenite single-phase region, wound at less than 600 ° C., further scale-removed, and then cold-rolled. 700 at a heating rate of 10 ° C / sec or more
A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, which comprises annealing at a temperature of up to 900 ° C. 【請求項８】 請求項１から請求項６のいずれかに記載
の高張力鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前
記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品
に加工する第２の工程とを有する高張力冷延鋼板の加工
方法。8. A first step of preparing a member made of the high-strength steel sheet according to claim 1, and press-forming the member to form a press-formed product having a desired shape. The high-strength cold-rolled steel sheet processing method including a second step of 【請求項９】 前記プレス成形品は、自動車用部品であ
る請求項８に記載の高張力冷延鋼板の加工方法。9. The method for processing a high-strength cold-rolled steel sheet according to claim 8, wherein the press-formed product is an automobile part. 【請求項１０】 請求項１から請求項６のいずれかに記
載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。10. An automobile part manufactured from the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 6.