JP4772497B2 - High-strength cold-rolled thin steel sheet excellent in hole expansibility and manufacturing method thereof - Google Patents

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Description

本発明は、建材、家電製品及び自動車等の用途に好適な穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法に関する。   The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in hole expansibility suitable for applications such as building materials, home appliances, and automobiles, and a method for producing the same.

近年、特に自動車車体においては、燃費向上及び耐久性向上の観点から、加工性が優れた高強度鋼板の需要が高まっている。特に、衝突安全性及びキャビンスペースの拡大のニーズから、レインフォース等の一部の部材には、引張強度にして７８０ＭＰａ級クラス以上の鋼板が使用されつつある。   In recent years, especially in automobile bodies, demand for high-strength steel sheets with excellent workability is increasing from the viewpoint of improving fuel efficiency and durability. In particular, steel sheets of a 780 MPa class or higher in tensile strength are being used for some members such as reinforcement because of the need for collision safety and expansion of cabin space.

このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性及び穴拡げ性等が重要となる。このため、従来、引張強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板においては、これらの特性を向上させるために種々の対策が講じられている（例えば、非特許文献１参照）。例えば、非特許文献１には、主相をベイナイトにすることにより穴拡げ性を向上させることができ、更に第２相に残留オーステナイトを生成させることにより、現行の残留オーステナイト鋼と同等の張り出し成形性が得られることが開示されている。また、非特許文献１には、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理して、体積率で２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張強度と穴拡げ率との積が最大となり、伸びフランジ性を改善できることも示されている。   When a member is assembled using such a high-strength material, ductility, bendability, hole expansibility, and the like are important. For this reason, conventionally, various measures have been taken to improve these properties in high-strength steel sheets having a tensile strength of up to about 590 MPa (for example, see Non-Patent Document 1). For example, in Non-Patent Document 1, the hole expandability can be improved by using bainite as the main phase, and by forming retained austenite in the second phase, the same stretched forming as that of the current retained austenitic steel. It is disclosed that the property can be obtained. Further, in Non-Patent Document 1, when austempering is performed at a temperature equal to or lower than the Ms temperature to generate a retained austenite having a volume ratio of 2 to 3%, the product of the tensile strength and the hole expansion ratio is maximized, and stretch flangeability is obtained. It has also been shown that it can be improved.

また、従来の高強度鋼板においては、一般に、高強度材の高延性化を図るため、複合組織を積極的に活用しているが、第２相をマルテンサイト又は残留オーステナイトにすると、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある。そこで、従来、主相をフェライトとすると共に、第２相をマルテンサイトとして、主相と第２相との硬度差を減少させることにより、穴拡げ性を向上させる技術が開示されている（例えば、非特許文献２参照。）。   Also, in conventional high strength steel sheets, in general, in order to increase the ductility of high strength materials, the composite structure is actively utilized. However, if the second phase is martensite or retained austenite, the hole expandability is improved. There is a problem that remarkably decreases. Therefore, conventionally, a technique has been disclosed for improving the hole expansibility by reducing the hardness difference between the main phase and the second phase by using ferrite as the main phase and martensite as the second phase (for example, Non-patent document 2).

更に、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板についても、穴拡げ性向上を図った開示例もある（例えば、特許文献１〜５参照。）。特許文献１に記載の方法では、熱間圧延時の仕上圧延温度をＡｒ１点〜Ａｒ３点の範囲とすると共に、冷延鋼板の焼鈍条件を加熱温度：Ａｃ１点〜８５０℃、加熱時間：１０秒以上、平均冷却速度：１０℃／秒以上とし、更に、めっき処理後の合金化温度を４５０〜６００℃の範囲とすることにより、オーステナイト相を硬質相に変態させて、製造される合金化溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板の引張り強さを６８０ＭＰａ（７０ｋｇｆ／ｍｍ２）以上、降伏比を０．５０以下にしている。 Furthermore, there are also disclosed examples in which the hole expandability is improved for high-strength steel sheets having a tensile strength of 900 MPa or more (see, for example, Patent Documents 1 to 5). In the method described in Patent Document 1, the finish rolling temperature during hot rolling is in the range of Ar 1 point to Ar 3 point, and the annealing conditions of the cold-rolled steel sheet are the heating temperature: Ac 1 point to 850 ° C., heating time. : 10 seconds or more, average cooling rate: 10 ° C./second or more, and further, the alloying temperature after plating is in the range of 450 to 600 ° C. to transform the austenite phase into a hard phase. The tensile strength of the alloyed hot-dip galvanized high-strength cold-rolled steel sheet is 680 MPa (70 kgf / mm 2 ) or more, and the yield ratio is 0.50 or less.

また、特許文献２に記載の方法では、鋼組成を規定すると共に、再結晶焼鈍加熱温度から亜鉛めっき温度までの冷却温度を制御することにより、Ｃ濃度が低いオーステナイトを、ベイナイトを主体とした微細均一なフェライト・ベイナイトの複合組織又はフェライト・ベイナイト・マルテンサイトの複合組織とし、引張強度が４９０ＭＰａ（５０ｋｇｆ／ｍｍ２）以上、特に、５８０〜１１７０ＭＰａ（６０〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ２）級の高強度鋼板における穴拡げ性を向上させている。 Further, in the method described in Patent Document 2, the steel composition is defined and the cooling temperature from the recrystallization annealing heating temperature to the galvanizing temperature is controlled, so that austenite having a low C concentration is finely composed mainly of bainite. High-strength steel sheet having a uniform ferrite-bainite composite structure or a ferrite-bainite-martensite composite structure, and a tensile strength of 490 MPa (50 kgf / mm 2 ) or more, particularly 580-1170 MPa (60-120 kgf / mm 2 ) class The hole expansibility is improved.

一方、特許文献３には、Ｃ含有量を０．１〜０．２質量％、Ｍｎ含有量を２．０〜３．０質量％としてオーステナイト相を安定化させると共に、めっきラインにて再結晶温度以上で焼鈍した後、４８０〜５６０℃で低温保持して溶融亜鉛めっきすることにより、オーステナイト相を残留させて、溶融亜鉛めっき鋼板の強度及び加工性を向上させる方法が開示されている。   On the other hand, in Patent Document 3, the austenite phase is stabilized by setting the C content to 0.1 to 0.2% by mass and the Mn content to 2.0 to 3.0% by mass, and recrystallized in the plating line. A method for improving the strength and workability of a hot-dip galvanized steel sheet is disclosed by annealing at a temperature higher than that, and then maintaining the temperature low at 480 to 560 ° C. and hot-dip galvanizing to leave the austenite phase.

また、特許文献４に記載の高強度合金化溶融めっき鋼板は、鋼組成を規定すると共に、粒径が２０μｍ以下の結晶粒を８０％以上とし、更に組織をベイニティックフェライトの単相とすることにより、強度を４９０ＭＰａ以上、穴拡げ率を８０％以上にしている。この特許文献４の実施例では、例えば、Ｃ：０．０５質量％、Ｓｉ：０．５５質量％及びＭｎ：１．５９質量％に、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ及びＶ等を微量に添加し、穴拡げ率を９３％とした高強度合金化溶融めっき鋼板（試験番号２７）を得ている。   In addition, the high-strength galvannealed steel sheet described in Patent Document 4 defines the steel composition, has a crystal grain size of 20 μm or less at 80% or more, and further has a single phase of bainitic ferrite. Thus, the strength is set to 490 MPa or more and the hole expansion rate is set to 80% or more. In the example of Patent Document 4, for example, C: 0.05% by mass, Si: 0.55% by mass, and Mn: 1.59% by mass, and trace amounts of Mo, Ti, Cr, Nb, B, V, and the like are contained. To obtain a high-strength galvannealed steel sheet (test number 27) with a hole expansion ratio of 93%.

更に、特許文献５には、オーステナイト域でも安定に存在し得る炭化物を形成するＮｂ及びＴｉを適正量含有させることにより、焼鈍温度の適正範囲が広がり、製造条件の規制を緩和できること、オーステナイト安定化成分であるＭｎ、Ｃｒ及びＢを適正量含有させると、Ｓｉ等のフェライト変態を促進する成分を特に添加しなくても、５００℃前後の温度域に数分程度滞留させることにより、複合組織が得られること、更には滞留後の冷却速度を規制することにより、生成した第２相組織の必要以上の硬化を防止でき、結果として伸びフランジ性が向上することが開示されている。この特許文献５には、例えば、Ｃ：０．１６質量％、Ｍｎ：２．３質量％、Ｔｉ：０．０５質量％、Ａｌ：０．０３質量％に、Ｂ、Ｐ及びＳを微量に添加し、強度が１２１６ＭＰａ（１２４ｋｇｆ／ｍｍ２）、穴拡げ率が２３％である実施例（試料番号Ｎｏ．１０）が開示されている。 Furthermore, Patent Document 5 discloses that the proper range of annealing temperature can be expanded by containing appropriate amounts of Nb and Ti that can form carbides that can exist stably even in the austenite region, and the regulation of manufacturing conditions can be relaxed. When the components Mn, Cr and B are contained in proper amounts, the composite structure can be obtained by retaining the component in the temperature range of about 500 ° C. for several minutes without adding a component that promotes ferrite transformation such as Si. It is disclosed that by controlling the cooling rate after the retention and further retention, the generated second phase structure can be prevented from being hardened more than necessary, and as a result, stretch flangeability is improved. In Patent Document 5, for example, C: 0.16% by mass, Mn: 2.3% by mass, Ti: 0.05% by mass, Al: 0.03% by mass, and B, P, and S in trace amounts. In addition, an example (sample number No. 10) in which the strength is 1216 MPa (124 kgf / mm 2 ) and the hole expansion rate is 23% is disclosed.

特許第２６０７９５０号公報Japanese Patent No. 2607950 特許第２８６２１８７号公報Japanese Patent No. 2862187 特開平１−１９８４５９号公報JP-A-1-198459 特開２００１−３５５０４３号公報JP 2001-355043 A 特許第３０３７７６７号公報Japanese Patent No. 3037767 杉本公一、“ＴＲＩＰ型ベイナイト冷延鋼板の伸びフランジ性”、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、２０００年、第１３巻、ｐ．３９５−３９８Sugimoto Koichi, “Stretch Flangeability of TRIP Type Bainitic Cold Rolled Steel Sheet”, CAMP-ISIJ, 2000, Vol. 13, p. 395-398 中村展之、“超高強度冷延鋼板の伸びフランジ成形性に及ぼす組成の影響”、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、２０００年、第１３巻、ｐ．３９１−３９４Nobuyuki Nakamura, “Effect of Composition on Stretch Flange Formability of Ultra High Strength Cold Rolled Steel Sheet”, CAMP-ISIJ, 2000, Vol. 13, p. 391-394

しかしながら、前述の従来の技術には、以下に示す問題点がある。先ず、非特許文献１に記載の技術は、引張強度が５９０ＭＰa程度の鋼板を対象としており、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板に単純に適用しても同様の効果は得られない。一方、特許文献１及び特許文献２に記載の方法では、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られるが、複合組織を主体としているため、各相間に硬度差が生じ、穴拡げ率は３０％以下と低くなる。同様に特許文献５に記載の高強度合金化溶融めっき鋼板も、複合組織を基本としたものであるため、各相間に硬度差が生じ、穴拡げ率は最大でも４０％程度にとどまっている。   However, the conventional techniques described above have the following problems. First, the technique described in Non-Patent Document 1 is intended for a steel plate having a tensile strength of about 590 MPa, and the same effect cannot be obtained even if it is simply applied to a high-strength steel plate having a tensile strength of 900 MPa or more. On the other hand, in the methods described in Patent Document 1 and Patent Document 2, a high-strength steel sheet having a tensile strength of 900 MPa or more is obtained. However, since the main structure is a composite structure, a hardness difference occurs between the phases, and the hole expansion ratio is 30. % Or less. Similarly, since the high-strength galvannealed steel sheet described in Patent Document 5 is based on a composite structure, a difference in hardness occurs between the phases, and the hole expansion rate is only about 40% at the maximum.

また、特許文献３に記載の溶融亜鉛めっき鋼板は、オーステナイト相が残留しているため、不均一な複合組織になりやすく、穴拡げ率の向上は見込めない。更に、特許文献４に記載の高強度合金化溶融めっき鋼板は、従来品に比べてＭｎ含有量が少ないため、熱処理時の加熱温度が低い場合、及び熱処理後の冷却速度が低い場合等に不均一複合組織となってしまい、穴拡げ性が優れた鋼板を安定的に得ることは困難である。このように従来の技術は、主に、適当な相分率を持った複合組織を作りこむことに主眼が置かれているため、異なる相の間に硬度差が生じ、その結果穴拡げ率が高い鋼板が得られにくい。   Moreover, since the austenite phase remains in the hot dip galvanized steel sheet described in Patent Document 3, it tends to be a non-uniform composite structure, and an improvement in the hole expansion rate cannot be expected. Furthermore, the high-strength galvannealed steel sheet described in Patent Document 4 has a lower Mn content than conventional products, so it is not suitable when the heating temperature during heat treatment is low or when the cooling rate after heat treatment is low. It becomes a uniform composite structure, and it is difficult to stably obtain a steel sheet having excellent hole expansibility. As described above, the conventional technology mainly focuses on creating a composite structure having an appropriate phase fraction, so that a difference in hardness occurs between different phases, and as a result, the hole expansion rate is reduced. It is difficult to obtain a high steel plate.

一方、非特許文献２に記載の技術では、主相と第２相との硬度差を減少させることにより、穴拡げ性の向上を図っているが、この非特許文献２に記載の鋼板は、引張り強さが１０００〜１０７０ＭＰａであり、引張強度がそれ以上の鋼板でも同様の効果が得られるとは限らない。また、非特許文献２に記載の技術により得られる鋼板は、穴拡げ率が最大でも６５％程度であり、従来の高強度鋼板に比べて穴拡げ性を大幅に向上させることは期待できない。   On the other hand, in the technique described in Non-Patent Document 2, the hole expandability is improved by reducing the difference in hardness between the main phase and the second phase. Even if the tensile strength is 1000 to 1070 MPa and the steel sheet has a tensile strength higher than that, the same effect is not always obtained. In addition, the steel sheet obtained by the technique described in Non-Patent Document 2 has a hole expansion rate of about 65% at the maximum, and cannot be expected to greatly improve the hole expansion performance compared to conventional high-strength steel sheets.

従って、前述の従来の技術では、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、かつ穴拡げ率が４０％以上である冷延薄鋼板を、効率的に製造することは困難であるという問題点がある。   Therefore, the above-described conventional technique has a problem that it is difficult to efficiently produce a cold-rolled thin steel sheet having a tensile strength of 1100 MPa or more and a hole expansion ratio of 40% or more.

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、かつ穴拡げ率が４０％以上の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。   The present invention has been devised in view of the above-mentioned problems, a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in hole expansibility having a tensile strength of 1100 MPa or more and a hole expansion ratio of 40% or more, and its production It aims to provide a method.

本発明に係る穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％、及び残留オーステナイト：５体積％以下からなり、引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、かつ穴拡げ率が４０％以上であることを特徴とする。   The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in hole expansibility according to the present invention is mass%, C: 0.05 to 0.22%, Si: 0.001 to 0.8%, Mn: 2.0 to 3.0%, P: 0.001-0.1%, S: 0.0001-0.01%, Al: 0.001-0.2%, B: 0.0001-0.01%, Ti : 0.005 to 0.3%, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, microstructure is untransformed ferrite phase: 1 to 30% by volume, martensite phase: 50% by volume As described above, the bainite phase is 10 to 30% by volume and the retained austenite is 5% by volume or less, the tensile strength is 1100 MPa or more, and the hole expansion rate is 40% or more.

なお、本発明においては、厚さ３ｍｍ以下の鋼板を薄鋼板と定義している。また、本発明で規定している穴拡げ率λ（％）は、鉄鋼連盟規格に記載されている穴拡げ試験を行い、試験前の初期の穴の直径をｄ０、試験により亀裂が発生した時点の穴の直径をｄｆとしたとき、下記数式（１）により求められる値である。 In the present invention, a steel plate having a thickness of 3 mm or less is defined as a thin steel plate. In addition, the hole expansion rate λ (%) specified in the present invention was subjected to the hole expansion test described in the Steel Federation Standard, the diameter of the initial hole before the test was d 0 , and cracks were generated by the test. when the diameter of the point hole of a d f, is the value obtained by the following equation (1).

Figure 0004772497
Figure 0004772497

本発明に係る他の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すると共に、Ｃｒを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］としたとき、下記数式（２）を満たす組成を有し、ミクロ組織が、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％、及び残留オーステナイト：５体積％以下からなり、引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、かつ穴拡げ率が４０％以上であることを特徴とする。   The other high strength cold-rolled thin steel sheets excellent in hole expansibility according to the present invention are in mass%, C: 0.05 to 0.22%, Si: 0.001 to 0.8%, Mn: 1.%. 5-3.0%, P: 0.001-0.1%, S: 0.0001-0.01%, Al: 0.001-0.2%, B: 0.0001-0.01% , Ti: 0.005 to 0.3% and Cr, the balance being Fe and inevitable impurities, Mn content (%) [Mn], Cr content (%) [ Cr], the composition satisfies the following mathematical formula (2), and the microstructure is untransformed ferrite phase: 1 to 30% by volume, martensite phase: 50% by volume or more, bainite phase: 10 to 30 volume % And retained austenite: 5% by volume or less, the tensile strength is 1100 MPa or more, and the hole expansion rate is 4 Characterized in that at least%.

Figure 0004772497
Figure 0004772497

これらの穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板は、更に、質量％で、Ｍｏ：０．１１〜１．０％及びＮｂ：０．００３〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有していてもよい。   These high-strength cold-rolled steel sheets excellent in hole expansibility were further selected from the group consisting of Mo: 0.11 to 1.0% and Nb: 0.003 to 0.3% by mass%. One or two kinds of elements may be contained.

更に、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％及びＷ：０．０１〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することもできる。   Furthermore, it is also possible to contain one or two elements selected from the group consisting of Co: 0.01 to 1% and W: 0.01 to 0.3% by mass%.

更に、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜１％含有していてもよい。   Furthermore, 0.001 to 1% in total of one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, Ta, and V may be contained by mass%.

更に、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｒｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００１〜０．５％含有することもできる。   Further, it may contain 0.0001 to 0.5% in total of one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, and Rem in mass%.

本発明に係る他の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すると共に、Ｃｒを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］としたとき、下記数式（３）を満たす組成の鋳造スラブを、直接又は一旦１０００℃以下まで冷却した後で再度加熱して熱間圧延し、熱延コイルを得る工程と、前記熱延コイルを巻取り、酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、前記冷延鋼板を、最高到達温度を（Ａｃ３変態温度−３０℃）以上でかつＡｃ３変態温度未満の範囲にして熱処理した後、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で６８０〜７８０℃の第１の温度域まで冷却し、引き続き４０〜７０℃／秒の冷却速度で２５０〜３５０℃の第２の温度域まで冷却した後、この第２の温度域で１０〜５００秒間保持する工程と、を有することを特徴とする。 The manufacturing method of the other high strength cold-rolled thin steel sheet excellent in hole expansibility according to the present invention is mass%, C: 0.05 to 0.22%, Si: 0.001 to 0.8%, Mn : 1.5-3.0%, P: 0.001-0.1%, S: 0.0001-0.01%, Al: 0.001-0.2%, B: 0.0001-0 .01%, Ti: 0.005 to 0.3% and Cr, with the balance being Fe and inevitable impurities, Mn content (%) is [Mn], Cr content (% ) Is [Cr], a casting slab having a composition satisfying the following formula (3) is directly or once cooled to 1000 ° C. or less and then heated and hot-rolled to obtain a hot-rolled coil; After winding the hot-rolled coil, pickling, and cold-rolling to obtain a cold-rolled steel sheet, the cold-rolled steel sheet has a maximum temperature (Ac 3 After transformation temperature -30 ° C.) or more and in the range of less than Ac 3 transformation temperature heat treatment, is cooled to a first temperature range of six hundred and eighty to seven hundred eighty ° C. at a cooling rate of 0.1 to 20 ° C. / sec, subsequently 40 And cooling to a second temperature range of 250 to 350 ° C. at a cooling rate of −70 ° C./second, and then holding in the second temperature range for 10 to 500 seconds.

Figure 0004772497
Figure 0004772497

これらの穴拡げ性に優れた高強度鋼板の製造方法において、前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｍｏ：０．１１〜１．０％及びＮｂ：０．００３〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有していてもよい。   In these high-strength steel sheet manufacturing methods excellent in hole expansibility, the cast slab further comprises, in mass%, Mo: 0.11 to 1.0% and Nb: 0.003 to 0.3%. One or two elements selected from the group may be contained.

また、前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％及びＷ：０．０１〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することもできる。   Moreover, the said casting slab contains 1 type or 2 types of elements further selected from the group which consists of Co: 0.01-1% and W: 0.01-0.3% by the mass%. You can also.

更に、前記鋳造スラブは、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜１％含有することもできる。   Further, the cast slab can contain 0.001 to 1% in total of one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, Ta, and V in mass%.

更にまた、前記鋳造スラブは、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｒｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００１〜０．５％含有していてもよい。   Furthermore, the cast slab may contain 0.0001 to 0.5% in total of one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, and Rem in mass%.

本発明によれば、鋼組成を適正化すると共に、ミクロ組織における各相の体積分率を適正化しているため、引張強度が１１００ＭＰａで、かつ穴拡げ率が４０％である穴拡げ性が優れ、更には溶接熱影響部の軟化を抑制し、溶接部の疲労耐久性にも優れた高強度冷延薄鋼板が得られる。   According to the present invention, since the steel composition is optimized and the volume fraction of each phase in the microstructure is optimized, the hole expandability is excellent with a tensile strength of 1100 MPa and a hole expansion ratio of 40%. Furthermore, it is possible to obtain a high-strength cold-rolled thin steel sheet that suppresses softening of the weld heat-affected zone and is excellent in fatigue durability of the weld zone.

以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。穴拡げ率が高い高強度鋼板を得るためには、組織を単一相にして、硬度差のない均一な組織にすることが重要である。このような均一相を得る方法としては、例えば、冷間圧延後の鋼板をＡｃ３変態温度（例えば、Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著，幸田成康監訳，「鉄鋼材料学」，丸善，Ｐ２７３参照。）よりも高い温度で熱処理して、その組織を一旦均一なオーステナイト相とした後、この鋼板を急冷することにより、オーステナイト相を均一なマルテンサイトにする方法がある。 Hereinafter, the best mode for carrying out the present invention will be described in detail. In order to obtain a high-strength steel sheet with a high hole expansion rate, it is important to make the structure a single phase and a uniform structure with no hardness difference. As a method for obtaining such a homogeneous phase, for example, the steel sheet after cold rolling is subjected to an Ac 3 transformation temperature (for example, see W. C. Leslie, translated by Kouda Shigeyasu, “Steel Material Science”, Maruzen, P273). There is a method in which the austenite phase is made uniform martensite by heat-treating at a higher temperature to make the structure once a uniform austenite phase and then rapidly cooling the steel sheet.

しかしながら、前述の方法で穴拡げ率が高い均一なマルテンサイト単相を得るためには、Ａｃ３変態温度よりも４０℃以上高い温度まで加熱する必要があり、このときの具体的な熱処理温度は、製造する鋼板の成分にもよるが、８６０〜１０００℃程度と高温になる。このような高温熱処理を行うと、エネルギーコストがかさみ、生産効率も低下する。また、高温熱処理後の急冷における到達温度も重要であり、急冷後にその到達温度で一定時間保持することにより、マルテンサイト変態が停止し、未変態の残留オーステナイトは、ベイナイト変態する。このとき、急冷時の到達温度が高いほうが、生成するベイナイト相の体積分率が大きくなる。 However, in order to obtain a uniform martensite single phase with a high hole expansion ratio by the above-described method, it is necessary to heat to a temperature higher by 40 ° C. than the Ac 3 transformation temperature, and the specific heat treatment temperature at this time is Depending on the components of the steel sheet to be manufactured, the temperature becomes as high as about 860 to 1000 ° C. When such a high-temperature heat treatment is performed, the energy cost increases and the production efficiency also decreases. In addition, the ultimate temperature in the rapid cooling after the high-temperature heat treatment is also important. By holding at the ultimate temperature for a certain time after the rapid cooling, the martensitic transformation stops, and the untransformed retained austenite undergoes bainite transformation. At this time, the volume fraction of the bainite phase to be generated increases as the temperature reached at the time of rapid cooling is higher.

更に、このような高温熱処理は、マルテンサイト組織を焼き戻す効果も同時に有する。従って、上述の方法で製造された鋼板は、本質的にマルテンサイト相の単一組織ではなく、焼き戻しマルテンサイト相とベイナイト相の混相組織が支配的となる。このような理由から、熱処理後の急冷における到達温度は、鋼板の機械的性質に重要な影響を与える。このため、到達温度が２００〜２９０℃程度と低温である場合は、強度は得られるが、マルテンサイト炭化物の生成等により組織の均一性が乱れ、ベイナイト相との間に硬度差が生じて、穴拡げ率が低下する。また、急冷する際の到達温度が低温であると、熱処理における最高到達温度との差が大きくなり、エネルギーコストがかさみ、生産効率へも悪影響を及ぼす。一方、急冷する際の到達温度を高くして生産効率向上を図ると、マルテンサイト相の硬度が低くなり、鋼板の強度が低下してしまう。更に、鋼板の厚さが１．６ｍｍ以上である場合は、その熱容量が大きくなるため充分な冷却速度が得られず、安定的に急冷することが困難となる。このため、部分的に緩冷却となり、この緩冷却された部分はマルテンサイト変態せずにベイナイト相等が生じ、その結果、均一組織が得られなくなる。   Furthermore, such high-temperature heat treatment has an effect of tempering the martensite structure at the same time. Therefore, the steel sheet produced by the above-described method is essentially not a single structure of martensite phase but a mixed structure of tempered martensite phase and bainite phase. For these reasons, the ultimate temperature in the rapid cooling after the heat treatment has an important influence on the mechanical properties of the steel sheet. For this reason, when the ultimate temperature is as low as about 200 to 290 ° C., the strength is obtained, but the uniformity of the structure is disturbed due to the formation of martensite carbide and the like, resulting in a hardness difference with the bainite phase, Hole expansion rate decreases. Further, if the ultimate temperature at the time of rapid cooling is low, the difference from the maximum ultimate temperature in the heat treatment becomes large, increasing the energy cost and adversely affecting the production efficiency. On the other hand, when the ultimate temperature at the time of rapid cooling is increased to improve the production efficiency, the hardness of the martensite phase is lowered and the strength of the steel sheet is lowered. Furthermore, when the thickness of the steel sheet is 1.6 mm or more, the heat capacity becomes large, so that a sufficient cooling rate cannot be obtained, and it is difficult to perform stable rapid cooling. For this reason, it becomes partly slowly cooled, and this slowly cooled part does not undergo martensitic transformation and a bainite phase or the like is generated, and as a result, a uniform structure cannot be obtained.

そこで、本発明者は、上述した問題点を解決するために、種々検討を行った結果、鋼組成に加えて、ミクロ組織を構成する各相の体積分率を適正化することにより、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、優れた穴拡げ性を有する高強度冷延薄鋼板が得られることを見出し、本発明に至った。   Therefore, the present inventor has conducted various studies to solve the above-described problems, and as a result, in addition to the steel composition, by optimizing the volume fraction of each phase constituting the microstructure, the tensile strength Is 1100 MPa or more, and found that a high-strength cold-rolled thin steel sheet having excellent hole expansibility can be obtained, leading to the present invention.

先ず、本発明の第１の実施形態に係る高強度冷延薄鋼板について説明する。なお、以下の説明においては、組成における質量％は、単に％と記載する。本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、板厚が３ｍｍ以下、引張強度が１１００ＭＰａ以上で、かつ穴拡げ率が４０％以上の薄鋼板である。そして、その組成は、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、そのミクロ組織は、未変態のフェライト相を１〜３０体積％、マルテンサイト相を５０体積％以上、ベイナイト相を１０〜３０体積％を含有し、残留オーステナイトは５体積％以下に規制されている。   First, the high-strength cold-rolled thin steel sheet according to the first embodiment of the present invention will be described. In the following description, mass% in the composition is simply described as%. The high-strength cold-rolled thin steel plate of this embodiment is a thin steel plate having a plate thickness of 3 mm or less, a tensile strength of 1100 MPa or more, and a hole expansion rate of 40% or more. And the composition is C: 0.05-0.22%, Si: 0.001-0.8%, Mn: 2.0-3.0%, P: 0.001-0.1%, S: 0.0001 to 0.01%, Al: 0.001 to 0.2%, B: 0.0001 to 0.01%, Ti: 0.005 to 0.3%, the balance being Fe And inevitable impurities. Further, the microstructure contains 1 to 30% by volume of the untransformed ferrite phase, 50% by volume or more of the martensite phase, 10 to 30% by volume of the bainite phase, and the residual austenite is regulated to 5% by volume or less. ing.

以下、本実施形態の高強度冷延薄鋼板における鋼成分の数値限定理由について説明する。   Hereinafter, the reason for limiting the numerical values of the steel components in the high-strength cold-rolled thin steel sheet of this embodiment will be described.

Ｃ：０．０５〜０．２２％
Ｃは、マルテンサイト相の体積分率を制御し、鋼板の強度と穴拡げ性とのバランスを良好にするために添加する。また、Ｃは、素地の微細均一化についても影響を与える。しかしながら、Ｃ含有量が０．０５％未満の場合、十分な強度が得られない。また、Ｃ含有量が０．２２％を超えると、穴拡げ性が低下すると共に溶接部の強度が劣化しやすくなる。よって、Ｃ含有量は０．０５〜０．２２％とする。なお、Ｃ含有量は、０．０８％以上にすることが好ましく、より好ましくは、０．１〜０．１６％である。 C: 0.05 to 0.22%
C is added to control the volume fraction of the martensite phase and to improve the balance between the strength of the steel sheet and the hole expandability. C also affects the uniform fineness of the substrate. However, when the C content is less than 0.05%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, when the C content exceeds 0.22%, the hole expansibility decreases and the strength of the welded portion tends to deteriorate. Therefore, the C content is set to 0.05 to 0.22%. Note that the C content is preferably 0.08% or more, and more preferably 0.1 to 0.16%.

Ｓｉ：０．００１〜０．８％
Ｓｉは、鋼板の強度と延性とのバランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．８％を超えると、めっき性が著しく劣化すると共に、溶接性にも悪影響が出る。一方、Ｓｉ含有量を０．００１％未満にするような極低Ｓｉ化は、製造コストの高騰を招く。よって、Ｓｉ含有量は０．００１〜０．８％とする。なお、Ｓｉ含有量は、０．６％以下にすることが好ましく、これにより表面性状を良好にすることができる。 Si: 0.001 to 0.8%
Si is added for the purpose of suppressing the formation of relatively coarse carbides that deteriorate the balance between the strength and ductility of the steel sheet. However, if the Si content exceeds 0.8%, the plating property is remarkably deteriorated and the weldability is also adversely affected. On the other hand, ultra-low Si such that the Si content is less than 0.001% leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the Si content is set to 0.001 to 0.8%. In addition, it is preferable that Si content shall be 0.6% or less, and thereby surface property can be made favorable.

Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制する効果があり、Ｍｎを適量添加することにより、体積分率が最大の相である主相をマルテンサイトにして、均一組織を得ることができる。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．０％未満の場合、強度低下及び穴拡げ性劣化を招く炭化物の析出及びパーライトの生成を抑制する効果が得られない。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、具体的には、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、偏析等が生じ、延性及び穴拡げ性が著しく低下する。よって、Ｍｎ含有量は２．０〜３．０％とする。なお、Ｍｎ含有量は、２．３％以上にすることが好ましく、２．４％以上にすることがより好ましい。 Mn: 2.0 to 3.0%
Mn has an effect of suppressing ferrite transformation, and by adding an appropriate amount of Mn, the main phase, which is the phase with the largest volume fraction, can be converted into martensite and a uniform structure can be obtained. However, when the Mn content is less than 2.0%, the effect of suppressing the precipitation of carbides and the formation of pearlite that causes a decrease in strength and deterioration of hole expansibility cannot be obtained. On the other hand, when Mn is added excessively, specifically, when the Mn content exceeds 3.0%, segregation or the like occurs, and ductility and hole expandability are remarkably lowered. Therefore, the Mn content is set to 2.0 to 3.0%. The Mn content is preferably 2.3% or more, and more preferably 2.4% or more.

Ｐ：０．００１〜０．１％
Ｐは、鋼板を高強度化する強化元素である。しかしながら、Ｐ含有量が０．１％を超える程の多量添加は、溶接性、鋳造時及び熱延時の製造性、並びに穴拡げ性に悪影響を及ぼす。一方、Ｐ含有量を低減すると、穴拡げ性が向上するが、Ｐ含有量を０．００１％未満にするような極低Ｐ化は、経済的にも不利である。よって、Ｐ含有量は０．００１〜０．１％とする。 P: 0.001 to 0.1%
P is a strengthening element that increases the strength of the steel sheet. However, the addition of such a large amount that the P content exceeds 0.1% adversely affects weldability, manufacturability during casting and hot rolling, and hole expandability. On the other hand, when the P content is reduced, hole expansibility is improved, but extremely low P such that the P content is less than 0.001% is also economically disadvantageous. Therefore, the P content is set to 0.001 to 0.1%.

Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、不可避的不純物であり、Ｓ含有量が０．０１％を超えると、穴拡げ性が劣化する。一方、Ｓ含有量を低減する低Ｓ化は、穴拡げ性向上に有効であるが、Ｓ含有量を０．０００１％未満にするような極低Ｓ化は経済的に不利である。よって、Ｓ含有量は０．０００１〜０．０１％とする。なお、Ｓ含有量は、０．００３％以下とすることが好ましい。 S: 0.0001 to 0.01%
S is an unavoidable impurity, and if the S content exceeds 0.01%, the hole expandability deteriorates. On the other hand, lowering the S content to reduce the S content is effective for improving the hole expansibility, but extremely lower S to make the S content less than 0.0001% is economically disadvantageous. Therefore, the S content is set to 0.0001 to 0.01%. The S content is preferably 0.003% or less.

Ａｌ：０．００１〜０．２％
Ａｌは、脱酸元素として有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．００１質量％未満では、その効果が得られない。一方、Ａｌを過剰に添加すると、具体的には、Ａｌ含有量が０．２％を超えると、穴拡げ性、溶接性及びめっき濡れ性が損なわれる。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．２％とする。なお、Ａｌ含有量は、０．００５〜０．０８％の範囲にすることが望ましい。 Al: 0.001 to 0.2%
Al is an effective element as a deoxidizing element. However, if the Al content is less than 0.001% by mass, the effect cannot be obtained. On the other hand, when Al is added excessively, specifically, when the Al content exceeds 0.2%, hole expansibility, weldability and plating wettability are impaired. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.2%. The Al content is preferably in the range of 0.005 to 0.08%.

Ｂ：０．０００１〜０．０１％及びＴｉ：０．００５〜０．３％
Ｂ及びＴｉは、本発明の高強度冷延薄鋼板にとって極めて重要な元素である。具体的には、Ｂは、粒界の強化及び鋼材の高強度化に有効な元素であると共に、焼入れ性を向上させてベイナイト相等の生成を強く抑制し、マルテンサイト単一相の生成に寄与する元素でもある。また、Ｔｉは、鋼中に不可避的に存在するＮとＢとが結合することによりＢの添加効果が失われて、焼入れ性が低下することを防止する効果がある。更に、Ｔｉには、主相をマルテンサイトとし、フェライト変態を抑制する効果もある。そこで、本発明においては、Ｂ及びＴｉを複合添加し、更に前述したようにＭｎ含有量を２．０％以上とすることにより、穴拡げ性を良好にしている。 B: 0.0001 to 0.01% and Ti: 0.005 to 0.3%
B and Ti are extremely important elements for the high-strength cold-rolled thin steel sheet of the present invention. Specifically, B is an element effective for strengthening grain boundaries and increasing the strength of steel materials, and improves hardenability and strongly suppresses the formation of bainite phase and the like, contributing to the formation of a martensite single phase. It is also an element. Further, Ti has an effect of preventing the effect of addition of B from being lost due to the combination of N and B which are inevitably present in the steel, and the hardenability being lowered. Furthermore, Ti has the effect of suppressing the ferrite transformation by using martensite as the main phase. Therefore, in the present invention, B and Ti are added in combination, and the Mn content is set to 2.0% or more as described above to improve the hole expandability.

しかしながら、Ｂ含有量が０．０００１％未満の場合、前述した添加効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱間加工性が低下する。また、Ｔｉ含有量が０．００５％未満の場合、焼入れ性の低下防止及びフェライト変態抑制の効果が得られない。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、具体的には、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、穴拡げ性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．０００１〜０．０１％とし、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．３％とする。   However, when the B content is less than 0.0001%, the above-described addition effect cannot be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.01%, not only the effect is saturated but also the hot workability is lowered. On the other hand, when the Ti content is less than 0.005%, the effect of preventing the deterioration of hardenability and suppressing the ferrite transformation cannot be obtained. On the other hand, when Ti is added excessively, specifically, when the Ti content exceeds 0.3%, the hole expandability deteriorates. Therefore, the B content is 0.0001 to 0.01%, and the Ti content is 0.005 to 0.3%.

また、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、上記各成分に加えて、Ｍｏ及び／又はＮｂを添加することができる。これにより、強度と穴拡げ性とのバランスを更に向上させることができる。また、Ｍｏは、焼入れ性を向上させると共に、溶接時に熱影響部の軟化を防止する効果もある。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．１１％未満の場合、前述した添加効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、製造コストが上昇する。更に、Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効な元素でもある。更にまた、Ｎｂは、フェライト変態を遅滞させ、ベイナイト及びベイニティックフェライトの生成を助長し、更には、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００３％未満の場合、前述した効果が得られない。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、具体的には、Ｎｂ含有量が０．３％を超えると、延性及び熱間加工性が劣化する。よって、Ｍｏ及び／又はＮｂを添加する場合は、Ｍｏ含有量を０．１１〜１．０％、Ｎｂ含有量を０．００３〜０．３％とする。   Moreover, the high-strength cold-rolled thin steel sheet of this embodiment can add Mo and / or Nb in addition to the above components. Thereby, the balance between strength and hole expandability can be further improved. Mo also has the effect of improving the hardenability and preventing softening of the heat affected zone during welding. However, when the Mo content is less than 0.11%, the above-described addition effect cannot be obtained. On the other hand, when the Mo content exceeds 1.0%, the manufacturing cost increases. Furthermore, Nb is a very effective element for strengthening steel sheets by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides. Furthermore, Nb delays the ferrite transformation, promotes the formation of bainite and bainitic ferrite, and is effective in suppressing softening of the weld heat affected zone. However, when the Nb content is less than 0.003%, the above-described effects cannot be obtained. On the other hand, when Nb is added excessively, specifically, when the Nb content exceeds 0.3%, ductility and hot workability deteriorate. Therefore, when adding Mo and / or Nb, the Mo content is 0.11 to 1.0% and the Nb content is 0.003 to 0.3%.

更に、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、上記各成分に加えて、Ｃｏ及び／又はＷを含有していてもよい。Ｃｏは、ベイナイト変態を制御し、強度と穴拡げ性とのバランスを良好にする効果がある。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｃｏ含有量の上限は特に限定する必要はないが、Ｃｏは高価な元素であり、多量に添加すると経済性が損なわれるため、Ｃｏ含有量は１．０％以下にすることが望ましい。また、Ｗは、鋼の強度を高める強化元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｗ含有量が０．３％を超えると、加工性が劣化する。よって、Ｃｏ及び／又はＷを添加する場合は、Ｃｏ含有量を０．０１〜１．０％、Ｗ含有量を０．０１〜０．３％とする。   Furthermore, the high-strength cold-rolled thin steel sheet of this embodiment may contain Co and / or W in addition to the above components. Co has the effect of controlling the bainite transformation and improving the balance between strength and hole expansibility. However, when the Co content is less than 0.01%, the effect cannot be obtained. On the other hand, the upper limit of the Co content is not particularly limited, but Co is an expensive element, and if added in a large amount, the economic efficiency is impaired. Therefore, the Co content is preferably 1.0% or less. W is a strengthening element that increases the strength of the steel. However, when the W content is less than 0.01%, the effect cannot be obtained. On the other hand, when the W content exceeds 0.3%, workability deteriorates. Therefore, when adding Co and / or W, the Co content is 0.01 to 1.0% and the W content is 0.01 to 0.3%.

更にまた、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、上記各成分に加えて、強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加してもよい。これにより、強度と穴拡げ性とのバランスを更に向上させることができる。なお、これらの元素の総含有量が０．００１％未満の場合、前述した添加効果が得られない。一方、これらの元素の総含有量が１．０％を超えると、延性及び熱間加工性が劣化する。よって、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及び／又はＶを添加する場合は、その総含有量が０．００１〜１．０％になるようにする。   Furthermore, the high-strength cold-rolled steel sheet of the present embodiment includes one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, Ta, and V, which are strong carbide forming elements, in addition to the above components. May be added. Thereby, the balance between strength and hole expandability can be further improved. In addition, when the total content of these elements is less than 0.001%, the above-described addition effect cannot be obtained. On the other hand, when the total content of these elements exceeds 1.0%, ductility and hot workability deteriorate. Therefore, when adding Zr, Hf, Ta and / or V, the total content is made 0.001 to 1.0%.

更にまた、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、上記各成分に加えて、Ｃａ、Ｍｇ及びＲｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。Ｃａ、Ｍｇ及びＲｅｍは、適量添加により介在物制御することができ、特に、介在物の微細分散化に寄与する。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ及びＲｅｍの総含有量が０．０００１％未満の場合、その添加効果が得られない。一方、これらの元素を過剰に添加すると、鋳造性及び熱間加工性等の製造性、並びに鋼板製品の延性が低下する。よって、Ｃａ、Ｍｇ及び／又はＲｅｍを添加する場合は、その総含有量が０．０００１〜０．５％になるようにする。   Furthermore, the high-strength cold-rolled thin steel sheet of the present embodiment may contain one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, and Rem, in addition to the above components. Ca, Mg, and Rem can control inclusions by adding appropriate amounts, and particularly contribute to fine dispersion of inclusions. However, when the total content of Ca, Mg and Rem is less than 0.0001%, the addition effect cannot be obtained. On the other hand, when these elements are added excessively, the manufacturability such as castability and hot workability, and the ductility of the steel sheet product are lowered. Therefore, when adding Ca, Mg and / or Rem, the total content is made 0.0001 to 0.5%.

なお、本実施形態の高強度冷延薄鋼板における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。この不可避的不純物としては、例えば、Ｎ及びＳｎ等が挙げられ、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は、これら元素を合計で０．２％以下の範囲で含有しても前述した効果が損なわれることはない。   Note that the balance of the high-strength cold-rolled thin steel sheet of the present embodiment is Fe and inevitable impurities. Examples of the inevitable impurities include N and Sn. The high-strength cold-rolled thin steel sheet of the present embodiment has the above-described effects even when these elements are contained in a total range of 0.2% or less. It will not be damaged.

次に、本実施形態の高強度冷延薄鋼板におけるミクロ組織の定義について説明する。鋼を加熱してゆくと、Ａｃ1変態温度でオーステナイト相に変態し始め、Ａｃ３変態温度において全ての組織がオーステナイト相に変態する。従って、Ａｃ１変態温度とＡｃ３変態温度との間で昇温を停止すると、その昇温停止温度で決まる量の未変態フェライト相が鋼中に存在することになる。また、マルテンサイト相及びベイナイト相は、冷却によって、オーステナイト相が変態して生成する相である。具体的には、マルテンサイト相は、冷却過程においてマルテンサイト開始温度（本実施形態の高強度冷延薄鋼板においては、２９０〜３００℃近傍）以下で生成し、冷却終了又は終了以前に生成終了する。一方、ベイナイト相は、冷却過程において、前述のマルテンサイト開始温度よりも高い温度で生成するか、又は、時効処理において生成する。しかしながら、本発明の範囲においては、冷却過程におけるベイナイト変態は完全に抑制されている。従って、本実施形態の高強度冷延薄鋼板に含まれるベイナイト相は、時効処理において生成するもののみである。また、変態しきらずに残るオーステナイト相は、残留オーステナイト相である。 Next, the definition of the microstructure in the high-strength cold-rolled thin steel sheet of this embodiment will be described. As the steel is heated, it begins to transform to the austenite phase at the Ac 1 transformation temperature, and all structures transform to the austenite phase at the Ac 3 transformation temperature. Therefore, when the temperature rise is stopped between the Ac 1 transformation temperature and the Ac 3 transformation temperature, an amount of untransformed ferrite phase determined by the temperature rise stop temperature is present in the steel. Further, the martensite phase and the bainite phase are phases formed by transformation of the austenite phase by cooling. Specifically, the martensite phase is generated at or below the martensite start temperature (around 290 to 300 ° C. in the high-strength cold-rolled thin steel sheet of the present embodiment) during the cooling process, and the generation ends before or after the cooling ends. To do. On the other hand, the bainite phase is generated at a temperature higher than the aforementioned martensite start temperature in the cooling process, or is generated in the aging treatment. However, in the scope of the present invention, the bainite transformation during the cooling process is completely suppressed. Therefore, the bainite phase contained in the high-strength cold-rolled thin steel sheet of the present embodiment is only generated in the aging treatment. The austenite phase that remains without being transformed is a retained austenite phase.

次に、本実施形態の高強度冷延薄鋼板のミクロ組織における各相の数値限定理由について説明する。   Next, the reason for limiting the numerical value of each phase in the microstructure of the high-strength cold-rolled thin steel sheet of this embodiment will be described.

未変態フェライト相：１〜３０体積％
冷間圧延後の焼鈍温度がＡｃ３変態温度未満である場合は、必然的に未変態フェライトを含むこととなる。フェライト相は、基本的に鋼板の引張強度の低下をもたらすが、本願発明者は、本発明の鋼板に含まれる未変態フェライトは、通常の鋼板の未変態フェライトに比べて硬く、鋼板の強度を大きく低下させないことを見出した。また、フェライト相には、延性が改善される効果もある。しかしながら、未変態フェライト相が多すぎると、具体的には、未変態フェライト相が３０体積％を超えて含まれていると、引張強度が低下すると共に、硬度の均一性も低下し、穴拡げ性が低下する。一方、焼鈍温度をＡｃ３変態温度以上にすることで、未変態フェライト相の体積分率を０％にすることができるが、後述するように、本発明においては、焼鈍温度をＡｃ３変態温度未満としているため、未変態フェライト相を１％未満にすることは困難である。よって、未変態フェライト相の体積分率は、１〜３０体積％とする。なお、未変態フェライト相は３体積％以上含まれていることが好ましい。 Untransformed ferrite phase: 1-30% by volume
When the annealing temperature after cold rolling is less than Ac 3 transformation temperature, and thus containing necessarily untransformed ferrite. The ferrite phase basically brings about a decrease in the tensile strength of the steel sheet, but the present inventor found that the untransformed ferrite contained in the steel sheet of the present invention is harder than the untransformed ferrite of a normal steel sheet, and the strength of the steel sheet It has been found that it does not greatly decrease. The ferrite phase also has the effect of improving ductility. However, if there is too much untransformed ferrite phase, specifically, if the untransformed ferrite phase is contained in an amount exceeding 30% by volume, the tensile strength decreases and the uniformity of hardness also decreases, resulting in hole expansion. Sex is reduced. On the other hand, by setting the annealing temperature to the Ac 3 transformation temperature or higher, the volume fraction of the untransformed ferrite phase can be reduced to 0%. However, as described later, in the present invention, the annealing temperature is set to the Ac 3 transformation temperature. Therefore, it is difficult to make the untransformed ferrite phase less than 1%. Therefore, the volume fraction of the untransformed ferrite phase is 1 to 30% by volume. The untransformed ferrite phase is preferably contained at 3% by volume or more.

マルテンサイト相：５０体積％以上
マルテンサイト相は、硬度が高く、鋼板の引張強度を担保するために必要な相である。基本的に、マルテンサイト相が多い程、引張強度は高くなる。このため、マルテンサイト相の割合が５０％未満の場合、十分な引張強度が得られない。よって、マルテンサイト相の体積分率は５０体積％以上とする。なお、マルテンサイト相の体積分率の上限は、未変態フェライト相及びベイナイト相の体積分率によって決まるが、８２体積％以下とすることが好ましい。 Martensite phase: 50% by volume or more The martensite phase has a high hardness and is a phase necessary for ensuring the tensile strength of the steel sheet. Basically, the more the martensite phase, the higher the tensile strength. For this reason, when the ratio of the martensite phase is less than 50%, sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of the martensite phase is 50% by volume or more. In addition, although the upper limit of the volume fraction of a martensite phase is decided by the volume fraction of an untransformed ferrite phase and a bainite phase, it is preferable to set it as 82 volume% or less.

ベイナイト相：１０〜３０体積％
ベイナイト相の硬度は、フェライト相よりも高く、マルテンサイト相よりも低い。また、本実施形態の高強度冷延薄鋼板においては、ベイナイト相は、焼鈍後に行う時効処理時に生成する。この時効処理によってマルテンサイト相中の転位をある程度除去し、靭性を向上させる効果があるが、ベイナイト相が出現することによってその効果が増幅され、穴拡げ性が向上する。しかしながら、ベイナイト相の割合があまりに多いと、具体的には、ベイナイト相を３０体積％以上含んでいると、引張強度が低下する。一方、ベイナイト相は、時効処理により生成するため、その体積分率を１０体積％未満とすることは困難である。よって、ベイナイト相の体積分率は、１０〜３０体積％とする。なお、ベイナイト相の体積分率は、１５体積％以上とすることが好ましい。 Bainitic phase: 10-30% by volume
The hardness of the bainite phase is higher than that of the ferrite phase and lower than that of the martensite phase. Moreover, in the high intensity | strength cold-rolled thin steel plate of this embodiment, a bainite phase produces | generates at the time of the aging treatment performed after annealing. This aging treatment has the effect of removing some dislocations in the martensite phase and improving the toughness. However, the appearance of the bainite phase amplifies the effect and improves the hole expansibility. However, if the proportion of the bainite phase is too large, specifically, if it contains 30% by volume or more of the bainite phase, the tensile strength decreases. On the other hand, since the bainite phase is generated by an aging treatment, it is difficult to make the volume fraction less than 10% by volume. Therefore, the volume fraction of the bainite phase is 10 to 30% by volume. In addition, it is preferable that the volume fraction of a bainite phase shall be 15 volume% or more.

残留オーステナイト：５体積％以下
本実施形態の高強度冷延薄鋼板において、残留オーステナイト相に重要な役割はない。しかしながら、焼鈍熱処理時の変態によって生成したオーステナイト相は、その後の冷却過程におけるマルテンサイト変態において、全て残留する。そして、その後の時効処理においてベイナイトに変態するが、全てが変態するのではなく、その一部が不可避的に残留する。この残留オーステナイトの量があまりにも多いと、具体的には、残留オーステナイトが５体積％を超えると、組織の均一性が低下し、穴拡げ性が低下する。よって、残留オーステナイトの体積分率は５体積％以下とする。なお、残留オーステナイトの体積分率は、３体積％以下であることが好ましい。 Residual austenite: 5% by volume or less In the high-strength cold-rolled thin steel sheet of this embodiment, there is no important role in the retained austenite phase. However, all of the austenite phase generated by the transformation during annealing heat treatment remains in the martensitic transformation in the subsequent cooling process. And although it transforms into bainite in the subsequent aging treatment, not all transform, but a part of it remains unavoidably. If the amount of retained austenite is too large, specifically, if the amount of retained austenite exceeds 5% by volume, the uniformity of the structure is lowered and the hole expansibility is lowered. Therefore, the volume fraction of retained austenite is 5% by volume or less. In addition, it is preferable that the volume fraction of a retained austenite is 3 volume% or less.

なお、上記各相の体積分率は、以下に示す方法で測定することができる。昇温過程において、鋼のミクロ組織がフェライト相からオーステナイト相に変態すると、鋼板に体積収縮が生じる。また、冷却過程又は時効処理過程において、オーステナイト相がマルテンサイト相又はベイナイト相に変態すると、鋼板に体積膨張が生じる。更に、マルテンサイト変態とベイナイト変態とでは、その変態温度及び変態速さが異なる。従って、昇温、焼鈍、冷却及び時効処理について、トータルの熱処理サイクルに伴う体積変化を観察することによって、未変態フェライト相、マルテンサイト相及びベイナイト相の体積比を測定することができる。   In addition, the volume fraction of each said phase can be measured by the method shown below. When the microstructure of the steel is transformed from the ferrite phase to the austenite phase during the temperature raising process, the steel sheet undergoes volume shrinkage. Further, when the austenite phase is transformed into a martensite phase or a bainite phase in the cooling process or the aging treatment process, volume expansion occurs in the steel sheet. Furthermore, the martensitic transformation and the bainite transformation have different transformation temperatures and transformation speeds. Therefore, the volume ratio of the untransformed ferrite phase, the martensite phase, and the bainite phase can be measured by observing the volume change accompanying the total heat treatment cycle with respect to temperature rise, annealing, cooling, and aging treatment.

具体的には、体積膨張曲線においては、Ａｃ１変態点までの昇温では、鋼板はフェライト相の熱膨張率に起因し、温度増加に対して直線的に体積膨張する。この領域を領域１とする。そして、温度がＡｃ１変態点を超えるとオーステナイト変態が始まる。オーステナイト相の熱膨張率はフェライト相よりも小さいため、鋼板の体積膨張率は小さくなり、オーステナイト相の分率が増加するに従い、鋼板の体積は膨張から収縮に転ずる。ここで、鋼板の体積収縮率は、オーステナイト相の比率によって変化するため、鋼板は非線形的に収縮する。次に、Ａｃ３変態温度まで温度が上昇すると、全てがオーステナイト相となって変態が終了し、鋼板の体積収縮も終了する。しかしながら、後述するように、本発明においては、焼鈍処理において、鋼板をＡｃ３変態温度未満の温度で一定時間保持するため、鋼板は体積収縮途上で保持されることになる。従って、ここまでの体積収縮量と、予め測定しておいたオーステナイト単相になるまでの体積収縮量とを比較することにより、未変態フェライト相の体積分率を求めることができる。そして、焼鈍処理後に冷却を始めると、鋼板の体積は温度に対して直線的に収縮する。この時点で、鋼のミクロ組織は、未変態フェライトと相とオーステナイト相の混合相となっている。この領域を領域２とする。 Specifically, in the volume expansion curve, when the temperature rises to the Ac 1 transformation point, the steel sheet linearly expands with increasing temperature due to the thermal expansion coefficient of the ferrite phase. This region is referred to as region 1. When the temperature exceeds the Ac 1 transformation point, the austenite transformation starts. Since the thermal expansion coefficient of the austenite phase is smaller than that of the ferrite phase, the volume expansion coefficient of the steel sheet decreases, and the volume of the steel sheet shifts from expansion to contraction as the austenite phase fraction increases. Here, since the volumetric shrinkage of the steel sheet changes depending on the ratio of the austenite phase, the steel sheet contracts nonlinearly. Next, when the temperature rises to the Ac 3 transformation temperature, all of them become an austenite phase, and the transformation is finished, and the volume contraction of the steel sheet is also finished. However, as will be described later, in the present invention, the annealing treatment, for a certain period of time retaining the steel sheet at a temperature of less than Ac 3 transformation temperature, the steel sheet will be held by the volume shrinkage developing. Therefore, the volume fraction of the untransformed ferrite phase can be determined by comparing the volume shrinkage so far with the volume shrinkage until the austenite single phase is measured in advance. And if cooling is started after an annealing process, the volume of a steel plate will shrink | contract linearly with respect to temperature. At this point, the microstructure of the steel is a mixed phase of untransformed ferrite, phase and austenite phase. This region is referred to as region 2.

更に冷却を続けると、本実施形態の高強度冷延薄鋼板は２９０〜３００℃程度でオーステナイト相からマルテンサイト相が析出する。このマルテンサイト相の析出は急激に進行するため、急激な体積膨張が観察される。そして、焼鈍処理後に時効処理温度で一定時間保持すると、残留しているオーステナイト相が炭化物とフェライト相とに分解し、ベイナイト相が析出するため、鋼板の体積は更に膨張する。以上の熱処理過程の全てにおいて鋼板の体積変化を測定し、その結果と、前述の領域１におけるフェライト単相の体積変化直線、及び前述の領域２における体積変化直線の結果を代数処理することにより、各相の体積分率の値を求めることができる。   When the cooling is further continued, the martensite phase precipitates from the austenite phase in the high-strength cold-rolled steel sheet of this embodiment at about 290 to 300 ° C. Since the precipitation of this martensite phase proceeds rapidly, rapid volume expansion is observed. And if it hold | maintains for a fixed time at the aging treatment temperature after an annealing process, since the remaining austenite phase will decompose | disassemble into a carbide | carbonized_material and a ferrite phase and a bainite phase will precipitate, the volume of a steel plate will expand further. By measuring the volume change of the steel sheet in all of the above heat treatment processes, and algebraically treating the result and the volume change straight line of the ferrite single phase in the region 1 and the volume change straight line in the region 2 described above, The volume fraction value of each phase can be obtained.

また、残留オーステナイト相については、Ｘ線回折法で熱処理後の鋼を分析することにより、その体積分率絶対値を求めることができる。従って、熱処理中の鋼板の体積変化と熱処理後の鋼板のＸ線回折結果とを組み合わせることによって、これらの相の体積分率を求めることができる。   Moreover, about a retained austenite phase, the volume fraction absolute value can be calculated | required by analyzing the steel after heat processing by a X ray diffraction method. Therefore, the volume fraction of these phases can be obtained by combining the volume change of the steel sheet during the heat treatment and the X-ray diffraction result of the steel sheet after the heat treatment.

次に、上述の如く構成された本実施形態の高強度冷延薄板鋼板の製造方法について説明する。先ず、鋼成分が前述した範囲になるように調整した鋳造スラブを、直接又は一旦１０００℃以下に冷却した後再加熱して熱間圧延し、熱延コイルとする。その際、鋳造後のスラブをそのまま加熱して熱間圧延すると、加熱原単位を減少することができる。一方、鋳造スラブを一旦１０００℃以下まで冷却した後、再加熱して熱間圧延すると、最終製品の延性を向上させることができる。このときの再加熱温度は、１１００〜１３００℃とすることが望ましい。この再加熱温度が高温になると、粗粒化したり、厚い酸化スケールが形成されたりする。一方、再加熱温度が低いと、圧延時の変形抵抗が高くなってしまう。また、熱間圧延の終了温度は、鋼組成によって決まるＡｒ３変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ３変態温度よりも１００℃程度低い温度までの範囲であれば製造される薄鋼板の特性は劣化しない。 Next, a method for manufacturing the high-strength cold-rolled thin steel plate of the present embodiment configured as described above will be described. First, a cast slab adjusted so that the steel component is in the above-described range is directly or once cooled to 1000 ° C. or less and then reheated and hot-rolled to obtain a hot-rolled coil. At that time, when the cast slab is heated and hot-rolled as it is, the heating unit can be reduced. On the other hand, when the cast slab is once cooled to 1000 ° C. or less and then reheated and hot-rolled, the ductility of the final product can be improved. The reheating temperature at this time is desirably 1100 to 1300 ° C. When this reheating temperature becomes high, it becomes coarse and a thick oxide scale is formed. On the other hand, when the reheating temperature is low, deformation resistance during rolling becomes high. The end temperature of hot rolling is generally carried out at an Ar 3 transformation temperature or higher determined by the steel composition, but it is thin as long as it is within a range of about 100 ° C. lower than the Ar 3 transformation temperature. The properties of the steel sheet do not deteriorate.

次に、熱延コイルを巻取り、酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る。このとき、冷却後の熱延コイルの巻取温度は、鋼成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることが望ましい。これにより、冷間圧延時の荷重が必要以上に高くなることを防止することができる。但し、冷間圧延時の全圧下率が４０％以下と小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的に得られる薄鋼板の特性は劣化しない。また、熱間圧延後には、高圧デスケーリング装置又は酸洗等により、表面のスケールを除去する。これにより、製品での表面状態を改善することができる。更に、酸洗い後に行う冷間圧延における全圧下率は、最終製品における板厚と冷延荷重との関係から設定されるが、再結晶させるには３０％以上であれば十分であり、この範囲であれば最終的に得られる薄鋼板の特性は劣化しない。   Next, the hot-rolled coil is wound, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet. At this time, the coiling temperature of the hot-rolled coil after cooling is preferably not less than the bainite transformation start temperature determined by the steel component. Thereby, it can prevent that the load at the time of cold rolling becomes higher than necessary. However, this is not the case when the total rolling reduction during cold rolling is as small as 40% or less, and the properties of the finally obtained thin steel sheet will not deteriorate even if the steel sheet is wound below the bainite transformation temperature of the steel. Further, after hot rolling, the surface scale is removed by a high-pressure descaling apparatus or pickling. Thereby, the surface state in a product can be improved. Further, the total rolling reduction in the cold rolling performed after pickling is set based on the relationship between the sheet thickness and the cold rolling load in the final product, but 30% or more is sufficient for recrystallization, and this range. If so, the properties of the finally obtained thin steel sheet will not deteriorate.

次に、冷延鋼板を、最高到達温度を（Ａｃ３変態温度−３０℃）以上で、かつＡｃ３変態温度未満の範囲にして熱処理した後、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で６８０〜７８０℃の第１の温度域まで冷却し、引き続き４０〜７０℃／秒の冷却速度で２５０〜３５０℃の第２の温度域まで冷却した後、この第２の温度域で１０〜５００秒間保持する。 Next, after heat-treating the cold-rolled steel sheet at a maximum temperature of (Ac 3 transformation temperature −30 ° C.) or higher and lower than the Ac 3 transformation temperature, the cooling rate is 0.1 to 20 ° C./second. After cooling to a first temperature range of 680 to 780 ° C. and subsequently cooling to a second temperature range of 250 to 350 ° C. at a cooling rate of 40 to 70 ° C./second, 10 to 500 in this second temperature range. Hold for 2 seconds.

一般に、冷延鋼板を最高到達温度をＡｃ３変態温度未満にして熱処理した場合、加熱時に得られるオーステナイト量が少なくなり、最終的に得られる薄鋼板の組織が均一にならない。これに対して、本発明の製造方法によれば、最高到達温度をＡｃ３変態温度よりも低くしても、強度と穴拡げ性とのバランスが良好な薄鋼板が得られる。即ち、本実施形態の高強度冷延薄鋼板においては、この温度範囲で熱処理を行っても、その後の冷却及び時効処理により、残留している未変態のフェライトが硬化され、その硬度が大幅に高められる。このため、未変態フェライトが残留していても、薄鋼板の強度が著しく低下することはなく、更に、この未変態フェライト相は、最終的に出現するマルテンサイト相及びベイナイト相との硬度差が小さいため、穴拡げ性の低下を招くこともない。 In general, when the maximum temperature of the cold-rolled steel sheet was heat treated to less than Ac 3 transformation temperature, austenite amount is less obtained upon heating, the tissue of the finally obtained steel sheet is not uniform. In contrast, according to the production method of the present invention, even when the maximum temperature was lower than Ac 3 transformation temperature, balance between strength and hole expandability is favorable steel sheet is obtained. That is, in the high-strength cold-rolled thin steel sheet of this embodiment, even if heat treatment is performed in this temperature range, the remaining untransformed ferrite is hardened by the subsequent cooling and aging treatment, and its hardness is greatly increased. Enhanced. For this reason, even if untransformed ferrite remains, the strength of the thin steel sheet is not significantly reduced. Further, this untransformed ferrite phase has a hardness difference from the martensite phase and bainite phase that finally appear. Since it is small, the hole expandability is not lowered.

しかしながら、最高到達温度を（Ａｃ３変態温度−３０℃）未満にすると、未変態フェライト量が多くなり、ミクロ組織中の体積分率が３０体積％を超えて、薄鋼板の強度が急激に低下し、強度と穴拡げ性とのバランスが劣化する。よって、冷間圧延後の熱処理における最高到達温度は、（Ａｃ３変態温度−３０℃）以上とする。なお、この最高到達温度は、（Ａｃ３変態温度−２５℃）以上とすることが好ましい。また、この熱処理では、鋼板の温度を均一化するため、上述した温度域で１秒間以上保持することが好ましい。一方、熱処理時間が１０分を超えると、粒界酸化相生成が促進されると共に、コストの上昇を招くことがある。よって、冷間圧延後の熱処理時間は、１秒〜１０分間とすることが好ましい。上述の如く、本実施形態の高強度冷延薄鋼板の製造方法においては、従来の方法に比べて、冷間圧延後の熱処理における最高到達温度が低いため、エネルギーコストを低減し、効率の高い生産が可能となる。 However, when the maximum temperature to less than (Ac 3 transformation temperature -30 ° C.), the more the untransformed ferrite content, the volume fraction in the microstructure is more than 30 vol%, the strength of the steel sheet is rapidly decreased However, the balance between strength and hole expansibility deteriorates. Therefore, the highest temperature reached in the heat treatment after cold rolling is set to (Ac 3 transformation temperature−30 ° C.) or higher. Incidentally, the maximum temperature is preferably set to (Ac 3 transformation temperature -25 ° C.) or higher. Moreover, in this heat processing, in order to make the temperature of a steel plate uniform, it is preferable to hold | maintain for 1 second or more in the temperature range mentioned above. On the other hand, when the heat treatment time exceeds 10 minutes, grain boundary oxidation phase generation is promoted and the cost may be increased. Therefore, the heat treatment time after cold rolling is preferably 1 second to 10 minutes. As described above, in the manufacturing method of the high-strength cold-rolled thin steel sheet according to the present embodiment, the maximum ultimate temperature in the heat treatment after cold rolling is lower than in the conventional method, so that the energy cost is reduced and the efficiency is high. Production becomes possible.

また、熱処理後の冷却工程は、マルテンサイト相及び硬質な未変態フェライト相の混相組織を得るために重要な工程である。本実施形態においては、ラインの構造上、熱処理後直ちに急速冷却することができないため、緩冷却を行った後で急速冷却している。そして、熱処理直後に行う緩冷却では、軟質フェライトの生成を充分に抑制することが必要である。この緩冷却時の冷却速度を０．１℃／秒未満にすると、フェライト及びパーライトの生成が促進され、薄鋼板の強度が低下する。また、緩冷却時の冷却速度が２０℃／秒を超えると、急速冷却の開始温度が低くなりすぎてしまう。この急速冷却開始温度が６８０℃未満になると、硬質な未変態フェライト相とは異なり、軟質な亜オーステナイト相フェライトへの変態が開始され、所望の特性の薄鋼板が得られなくなる懸念がある。一方、急冷開始温度は高いほうが有利であるが、この温度は熱処理における最高到達温度の影響を受けるため、急冷開始温度を７８０℃よりも高い温度にすることは困難である。よって、熱処理後の緩冷却においては、冷却速度を０．１〜２０℃／秒とし、急冷開始温度である６８０〜７８０℃まで冷却する。   The cooling step after the heat treatment is an important step for obtaining a mixed phase structure of the martensite phase and the hard untransformed ferrite phase. In the present embodiment, because of the structure of the line, rapid cooling cannot be performed immediately after the heat treatment, so rapid cooling is performed after slow cooling. And in the slow cooling performed immediately after heat processing, it is necessary to suppress generation | occurrence | production of a soft ferrite fully. When the cooling rate during this slow cooling is less than 0.1 ° C./second, the formation of ferrite and pearlite is promoted, and the strength of the thin steel sheet is lowered. On the other hand, if the cooling rate during slow cooling exceeds 20 ° C./second, the start temperature of rapid cooling becomes too low. When the rapid cooling start temperature is less than 680 ° C., unlike the hard untransformed ferrite phase, transformation to a soft subaustenitic phase ferrite is started, and there is a concern that a thin steel plate having desired characteristics cannot be obtained. On the other hand, although it is advantageous that the rapid cooling start temperature is high, this temperature is affected by the maximum temperature reached in the heat treatment, and therefore it is difficult to make the rapid cooling start temperature higher than 780 ° C. Therefore, in the slow cooling after the heat treatment, the cooling rate is 0.1 to 20 ° C./second, and the cooling is performed to the rapid cooling start temperature of 680 to 780 ° C.

更に、緩冷却後に行う急速冷却時の冷却速度は、ベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相を得るために重要な条件である。急速冷却時の冷却速度が４０℃／秒未満であると、ベイナイトの生成が顕著になる。一方、１．６ｍｍを超える板厚の鋼板を製造する場合、急速冷却時の冷却速度が７０℃／秒を超えると、冷却コストがかかり、実用的ではない。よって、急速冷却時の冷却速度は４０〜７０℃／秒とする。この緩冷却及び急速冷却の２段階の冷却工程において、既に存在する未変態フェライト相に加えて、硬質なマルテンサイト相及び残留オーステナイト相が生成する。   Furthermore, the cooling rate at the time of rapid cooling performed after slow cooling is an important condition for suppressing the formation of a bainite phase and obtaining a martensite phase. When the cooling rate during rapid cooling is less than 40 ° C./second, the formation of bainite becomes significant. On the other hand, when manufacturing a steel plate having a thickness exceeding 1.6 mm, if the cooling rate at the time of rapid cooling exceeds 70 ° C./second, the cooling cost is required and it is not practical. Therefore, the cooling rate during rapid cooling is set to 40 to 70 ° C./second. In this two-stage cooling process of slow cooling and rapid cooling, in addition to the existing untransformed ferrite phase, a hard martensite phase and a residual austenite phase are generated.

引き続き、急速冷却時の到達温度を過時効処理温度として、過時効処理する。即ち、冷延鋼板を、急速冷却時の到達温度のまま１０〜５００秒間保持する。この過時効処理時に、残留オーステナイトがベイナイトに変態すると共に、マルテンサイト相が焼き戻される。このとき、過時効処理温度が３５０℃を超えると、薄鋼板の強度が低下する。一方、過時効処理温度が２５０℃未満の場合、生産効率が低下する。また、この温度範囲での保持時間が１０秒未満では、ベイナイト相が１０体積％以上にならない。一方、上述の温度域に５００秒を超えて保持すると、１１００ＭＰａ以上の引張強度が得られない。よって、過時効処理は、処理温度を２５０〜３５０℃とし、保持時間を１０〜５００秒間とする。なお、過時効処理温度の下限値は２７０℃とすることが好ましい。   Subsequently, overaging treatment is performed with the temperature reached at the time of rapid cooling as the overaging treatment temperature. That is, the cold-rolled steel sheet is held for 10 to 500 seconds with the temperature reached at the time of rapid cooling. During this overaging treatment, the retained austenite is transformed into bainite and the martensite phase is tempered. At this time, if the overaging temperature exceeds 350 ° C., the strength of the thin steel sheet is lowered. On the other hand, when the overaging temperature is less than 250 ° C., the production efficiency is lowered. Further, if the holding time in this temperature range is less than 10 seconds, the bainite phase does not become 10% by volume or more. On the other hand, if the temperature is kept in the above temperature range for more than 500 seconds, a tensile strength of 1100 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the overaging treatment is performed at a treatment temperature of 250 to 350 ° C. and a holding time of 10 to 500 seconds. In addition, it is preferable that the lower limit of overaging temperature is 270 degreeC.

上述した製造方法により、引張強度が１１００ＭＰａ以上で穴拡げ率が４０％以上の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板が得られる。なお、本実施形態の高強度冷延鋼板においては、引張強度を１１８０ＭＰａ以上にすることが好ましい。また、引張強度の上限は特に限定しないが、１６００ＭＰａ以上にすることは技術的に困難であるため、この値を上限とすることが経済的である。一方、穴拡げ性は４５％以上にすることが好ましく、より好ましくは５０％以上である。そして、穴拡げ率を２００％以上にすることは技術的に困難であるため、この値が実質的な上限値である。   By the manufacturing method described above, a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent hole expandability with a tensile strength of 1100 MPa or more and a hole expansion rate of 40% or more is obtained. In the high-strength cold-rolled steel sheet of this embodiment, the tensile strength is preferably 1180 MPa or more. Further, the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but it is technically difficult to set it to 1600 MPa or more. Therefore, it is economical to set this value as the upper limit. On the other hand, the hole expansibility is preferably 45% or more, more preferably 50% or more. And since it is technically difficult to make a hole expansion rate 200% or more, this value is a substantial upper limit.

次に、本発明の第２の実施形態の高強度冷延鋼板について説明する。本実施形態の鋼強度冷延薄鋼板は、前述の第１の実施形態の高強度冷延鋼板における各成分に加えて、更にＣｒを添加したものである。Ｃｒは、Ｍｎと同様にフェライト変態を抑制する効果があるため、ＭｎをＣｒで置換することにより、Ｍｎ含有量を低減し、強度と穴拡げ性とのバランスを向上させることができる。このようにＭｎとＣｒとを複合添加する場合は、Ｃｒ置換によるＭｎ当量は（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）と表される。ここで、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）である。   Next, a high-strength cold-rolled steel sheet according to the second embodiment of the present invention will be described. The steel-strength cold-rolled thin steel plate of this embodiment is obtained by further adding Cr in addition to the components in the high-strength cold-rolled steel plate of the first embodiment described above. Since Cr has the effect of suppressing ferrite transformation like Mn, substitution of Mn with Cr can reduce the Mn content and improve the balance between strength and hole expansibility. Thus, when Mn and Cr are added together, the Mn equivalent due to Cr substitution is expressed as ([Mn] + 1.06 × [Cr]). Here, [Mn] is the Mn content (%), and [Cr] is the Cr content (%).

上述した第１の実施形態の鋼強度冷延薄鋼板のように、Ｃｒを添加せずに、Ｍｎを単独で添加する場合は、Ｍｎ含有量を２．０％以上にする必要があるが、本実施形態の高強度冷延薄鋼板では、Ｃｒを複合添加しているため、Ｍｎ含有量を２．０％よりも少なくすることができる。しかしながら、Ｍｎ含有量を過度に低減すると、具体的には、Ｍｎ含有量を１．５％未満にすると、鋼板の強度が低下する。一方、Ｍｎを単独で添加する場合と同様に、３．０％を超えてＭｎを過剰に添加すると、偏析等が生じ、延性及び穴拡げ性が著しく低下する。よって、Ｃｒ及びＭｎを複合添加する場合は、Ｍｎ含有量を１．５〜３．０％とする。   As in the case of the steel strength cold-rolled thin steel sheet of the first embodiment described above, when adding Mn alone without adding Cr, the Mn content needs to be 2.0% or more, In the high-strength cold-rolled thin steel sheet of the present embodiment, since Cr is added in a composite manner, the Mn content can be reduced to less than 2.0%. However, when the Mn content is excessively reduced, specifically, when the Mn content is less than 1.5%, the strength of the steel sheet decreases. On the other hand, as in the case of adding Mn alone, when Mn is added in excess of 3.0%, segregation or the like occurs, and ductility and hole expansibility are significantly reduced. Therefore, when Cr and Mn are added in combination, the Mn content is set to 1.5 to 3.0%.

更に、本実施形態の高強度冷延薄鋼板では、Ｍｎ含有量を前述の範囲にすると共に、Ｃｒ置換によるＭｎ当量（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）が下記数式（４）を満たすようにする。Ｍｎ当量（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）が２．４％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、Ｍｎ当量（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）が４．５％を超えると、鋼板の表面にスケールが発生してしまう。よって、Ｍｎ当量（［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］）は、２．４〜４．５％とする。これにより、強度と穴拡げ性とのバランスを向上させることができる。

Figure 0004772497
Furthermore, in the high-strength cold-rolled thin steel sheet of the present embodiment, the Mn content is within the above range, and the Mn equivalent ([Mn] + 1.06 × [Cr]) by Cr substitution satisfies the following formula (4). Like that. When the Mn equivalent ([Mn] + 1.06 × [Cr]) is less than 2.4%, sufficient strength cannot be ensured. On the other hand, when the Mn equivalent ([Mn] + 1.06 × [Cr]) exceeds 4.5%, scale is generated on the surface of the steel sheet. Therefore, the Mn equivalent ([Mn] + 1.06 × [Cr]) is set to 2.4 to 4.5%. Thereby, the balance between strength and hole expansibility can be improved.
Figure 0004772497

なお、本実施形態の鋼強度冷延薄鋼板における上記以外の構成及び効果、並びに製造方法は、前述の第１実施形態の鋼強度冷延薄鋼板と同様である。   In addition, the structure other than the above in the steel strength cold-rolled thin steel plate of this embodiment, an effect, and a manufacturing method are the same as that of the steel strength cold-rolled thin steel plate of the above-mentioned 1st Embodiment.

また、前述の第１及び第２の実施形態の高強度冷延鋼板は、溶接性にも優れている。その溶接方法としては、例えばアーク溶接、スポット溶接、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、マッシュ溶接及びレーザ溶接等のように通常行われている溶接方法を適用することができる。   Moreover, the high-strength cold-rolled steel sheets of the first and second embodiments described above are also excellent in weldability. As the welding method, a welding method that is usually performed, such as arc welding, spot welding, TIG welding, MIG welding, mash welding, laser welding, or the like can be applied.

以下、本発明の実施例について説明する。先ず、本発明の実施例１として、実施例及び比較例の冷延薄鋼板を作製し、そのミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、ＪＩＳに準拠した引張試験を行った。具体的には、下記表１及び表２に示す組成の鋳造スラブを、一旦室温まで冷却した後、１２００℃に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態温度以上である８８０〜９１０℃の範囲で熱間圧延を完了して、厚さが４ｍｍの熱延コイルにした。次に、この熱延コイルを、冷却した後、各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上の５５０℃で巻き取り、更に表面を酸洗した後で冷間圧延し、厚さが２ｍｍの冷延鋼板を作製した。次に、各冷延鋼板を、昇温速度を２．８℃／秒にして、（Ａｒ３変態温度−２０℃）まで昇温し、この温度で１４０秒間保持した。この熱処理の後、２．７℃／秒の冷却速度で７００℃まで冷却し、引き続き５０℃／秒の冷却速度で３００℃まで冷却した。更に、そのままの温度、即ち３００℃で１５０秒間保持して過時効処理を施した後、冷却して実施例及び比較例の冷延薄鋼板とした。なお、下記表１及び表２に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、下記表１及び表２においては、本発明の範囲外の条件には下線を付して示している。更に、下記表１及び表２には、各鋼のＡｒ３変態温度及び冷間圧延後の熱処理温度（最高到達温度）を併せて示す。 Examples of the present invention will be described below. First, as Example 1 of the present invention, cold-rolled thin steel plates of Examples and Comparative Examples were produced, and the microstructure observation, the hole expansion test defined by the Steel Federation, and the tensile test based on JIS were performed. Specifically, a cast slab having the composition shown in Table 1 and Table 2 below is once cooled to room temperature, heated to 1200 ° C. and hot-rolled, and a range of 880 to 910 ° C. which is not lower than the Ar 3 transformation temperature. Then, the hot rolling was completed to form a hot rolled coil having a thickness of 4 mm. Next, after this hot-rolled coil is cooled, it is wound at 550 ° C., which is higher than the bainite transformation start temperature determined by the chemical composition of each steel, and the surface is pickled and cold-rolled, and the thickness is 2 mm. A cold-rolled steel sheet was produced. Next, each cold-rolled steel sheet was heated to (Ar 3 transformation temperature−20 ° C.) at a heating rate of 2.8 ° C./second and held at this temperature for 140 seconds. After this heat treatment, it was cooled to 700 ° C. at a cooling rate of 2.7 ° C./second, and subsequently cooled to 300 ° C. at a cooling rate of 50 ° C./second. Furthermore, after carrying out an overaging process by hold | maintaining at the same temperature, ie, 300 degreeC, for 150 second, it cooled and it was set as the cold rolled sheet steel of the Example and the comparative example. The balance in the steel compositions shown in Tables 1 and 2 below is Fe and inevitable impurities. In Tables 1 and 2 below, conditions outside the scope of the present invention are underlined. Further, Tables 1 and 2 below also show the Ar 3 transformation temperature of each steel and the heat treatment temperature (maximum ultimate temperature) after cold rolling.

Figure 0004772497
Figure 0004772497

Figure 0004772497
Figure 0004772497

そして、作製した実施例及び比較例の各冷延薄鋼板について、前述した方法でそのミクロ組織における各相の体積分率を測定した。また各冷延薄鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取し、その引張強度及び伸びを測定した。また、鉄鋼連盟規格に準拠した穴拡げ試験を行い、各冷延薄鋼板の穴拡げ率を求めた。以上の結果を下記表３にまとめて示す。なお、下記表３においては、引張強度が１１００ＭＰａ未満、穴拡げ率が４０％未満、又はミクロ組織における体積分率が本発明の範囲から外れるものは、下線を付して示している。   And about each cold-rolled thin steel plate of the produced Example and comparative example, the volume fraction of each phase in the microstructure was measured by the method mentioned above. Moreover, a JIS No. 5 tensile test piece was sampled from each cold-rolled thin steel sheet, and its tensile strength and elongation were measured. Moreover, the hole expansion test based on the steel federation standard was done, and the hole expansion rate of each cold-rolled thin steel plate was calculated | required. The above results are summarized in Table 3 below. In Table 3 below, the case where the tensile strength is less than 1100 MPa, the hole expansion rate is less than 40%, or the volume fraction in the microstructure is out of the scope of the present invention is underlined.

Figure 0004772497
Figure 0004772497

上記表３に示すように、本発明の範囲から外れる比較例の冷延薄鋼板は、いずれも穴拡げ性が劣っていた。具体的には、Ｎｏ.４（鋼種Ｄ）及びＮｏ．６（鋼種Ｆ）の冷延薄鋼板はＭｎ含有量が本発明の範囲を超えており、更にベイナイトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％に満たなかった。また、Ｎｏ．７（鋼種Ｇ）の冷延鋼板は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、ミクロ組織における各相の体積分率は本発明の範囲内であったが、穴拡げ性が４０％に満たなかった。更に、Ｎｏ．１２（鋼種Ｌ）、Ｎｏ．１５（鋼種Ｏ）及びＮｏ．１６（鋼種Ｐ）の冷延薄鋼板は、Ｃ含有量が本発明の範囲を超えているため、穴拡げ性が４０％未満であり、更にＮｏ．１２の冷延薄鋼板は、ベイナイトの体積分率が本発明の範囲から外れていたため、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。   As shown in Table 3 above, all of the cold-rolled thin steel sheets of the comparative examples outside the scope of the present invention were inferior in hole expansibility. Specifically, No. 4 (steel type D) and No. 4 are used. The cold rolled thin steel sheet of No. 6 (steel type F) has a Mn content exceeding the range of the present invention, and the volume fraction of bainite is out of the range of the present invention, so the hole expandability is less than 40%. It was. No. Since the cold rolled steel sheet of No. 7 (steel type G) has a Mn content smaller than the range of the present invention, the volume fraction of each phase in the microstructure was within the range of the present invention, but the hole expandability was 40%. It was less than. Furthermore, no. 12 (steel grade L), No. 12 15 (steel grade O) and No. No. 16 (steel type P) cold-rolled thin steel sheet has a C content exceeding the range of the present invention, and therefore has a hole expandability of less than 40%. The 12 cold-rolled thin steel sheets had a bainite volume fraction that was out of the range of the present invention, so the tensile strength was less than 1100 MPa.

Ｎｏ．１７(鋼種Ｑ)の冷延薄鋼板は、鋼組成は本発明の範囲内であるが、引張強度が１１００ＭＰａ未満であり、更に、ベイナイトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％に満たなかった。Ｎｏ．１９（鋼種Ｓ）の冷延薄鋼板は、Ｂの添加効果を示す比較例である。この冷延薄鋼板は、Ｂが添加されておらず、マルテンサイトの体積分率が本発明の範囲よりも少ないため、穴拡げ性が４０％に満たなかった。Ｎｏ．２６（鋼種Ｚ）及びＮｏ．２７（鋼種ＡＡ）の冷延薄鋼板は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を超えているため、穴拡げ性が４０％未満であった。更に、Ｎｏ．２６（鋼種Ｚ）の冷延薄鋼板は、ミクロ組織における未変態フェライト及びマルテンサイトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。Ｎｏ．３１（鋼種ＡＥ）の冷延薄鋼板は、Ｃ含有量が本発明の範囲よりも少なく、更にミクロ組織における未変態フェライトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％未満で、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。   No. The cold-rolled thin steel sheet of 17 (steel type Q) has a steel composition within the scope of the present invention, but has a tensile strength of less than 1100 MPa, and the volume fraction of bainite is outside the scope of the present invention. The hole expandability was less than 40%. No. The cold rolled thin steel plate of 19 (steel type S) is a comparative example showing the effect of addition of B. In this cold-rolled thin steel sheet, B was not added, and the volume fraction of martensite was less than the range of the present invention, so the hole expandability was less than 40%. No. 26 (steel grade Z) and No. The cold rolled thin steel plate No. 27 (steel type AA) had a hole expandability of less than 40% because the Si content exceeded the range of the present invention. Furthermore, no. The cold rolled thin steel sheet of No. 26 (steel type Z) had a tensile strength of less than 1100 MPa because the volume fraction of untransformed ferrite and martensite in the microstructure was outside the scope of the present invention. No. 31 (steel type AE) has a C content less than the range of the present invention, and the volume fraction of untransformed ferrite in the microstructure is outside the range of the present invention. It was less than 40% and the tensile strength was also less than 1100 MPa.

Ｎｏ．３２（鋼種ＡＦ）の冷延鋼板は、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量及び未変態フェライトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％未満で、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。また、Ｎｏ.３３（鋼種ＡＧ）の冷延薄鋼板は、Ｔｉの添加効果を示す比較例である。この冷延薄鋼板は、Ｔｉが添加されておらず、未変態フェライトの体積分率が本発明の範囲から外れていたため、穴拡げ性が４０％未満で、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。Ｎｏ.３５（鋼種ＡＩ）の冷延薄鋼板は、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量及び未変態フェライトの体積分率が本発明の範囲から外れているため、穴拡げ性が４０％未満で、引張強度も１１００ＭＰａ未満であった。   No. The cold rolled steel sheet of 32 (steel type AF) has a C content, a Mn content and a volume fraction of untransformed ferrite that are out of the scope of the present invention, so that the hole expandability is less than 40% and the tensile strength is also 1100 MPa. Was less than. Moreover, No. 33 (steel type AG) cold-rolled thin steel sheet is a comparative example showing the effect of addition of Ti. In this cold-rolled thin steel sheet, Ti was not added and the volume fraction of untransformed ferrite was out of the scope of the present invention, so that the hole expandability was less than 40% and the tensile strength was less than 1100 MPa. No. 35 (steel grade AI) cold-rolled steel sheet has a C content, a Ti content and a volume fraction of untransformed ferrite that are out of the scope of the present invention. The strength was also less than 1100 MPa.

これに対して、本発明の要件を満たす実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．２０〜Ｎｏ.２５、Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３６〜Ｎｏ．４５の冷延薄鋼板は、いずれも穴拡げ性が４０％以上で、かつ引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、強度と穴拡げ性とのバランスが優れていた。特に、Ｍｏ及びＮｂの両方を添加したＮｏ．１〜３（鋼種Ａ〜Ｃ）、Ｎｏ．５（鋼種Ｅ）、Ｎｏ．８（鋼種Ｈ）、Ｎｏ．９（鋼種Ｉ）、Ｎｏ．１３（鋼種Ｍ）、Ｎｏ．１４（鋼種Ｎ）、Ｎｏ．１８（鋼種Ｒ）、Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２４（鋼種Ｔ〜Ｘ）は、その他の実施例の冷延薄鋼板に比べて、穴拡げ性が優れていた。これは、実施例の冷延薄鋼板のうち、Ｍｏ及びＮｂを添加していないか、又はこれらの一方しか添加していないものは、冷却過程において、Ｍｏ及びＮｂの両方を添加したものよりも、組織に不均一性が生じやすくなっているためである。この結果は、実用に供するにあたって何ら問題になるものではなく、Ｍｏ及びＮｂを本発明の範囲内で添加することが好ましいことを示すものである。   On the other hand, Example No. satisfying the requirements of the present invention. 1-No. 3, no. 5, no. 8-No. 11, no. 13, no. 14, no. 18, no. 20-No. 28-No. 30, no. 34, no. 36-No. All 45 cold-rolled thin steel sheets had a hole expansibility of 40% or more and a tensile strength of 1100 MPa or more, and the balance between strength and hole expansibility was excellent. In particular, No. with both Mo and Nb added. 1 to 3 (steel types A to C), No. 1 5 (steel grade E), No. 8 (steel grade H), No. 8 9 (steel type I), No. 9 13 (steel grade M), No. 14 (steel type N), No. 14 18 (steel type R), No. 18 20-No. 24 (steel types T to X) was excellent in hole expansibility as compared with the cold-rolled thin steel sheets of other examples. This is because, among the cold-rolled thin steel plates of the examples, Mo and Nb are not added, or only one of them is added in comparison with the case where both Mo and Nb are added in the cooling process. This is because non-uniformity tends to occur in the tissue. This result does not pose any problem in practical use, and indicates that it is preferable to add Mo and Nb within the scope of the present invention.

次に、本発明の実施例２として、下記表４に示す組成の鋳造スラブを使用し、前述の実施例１と同様の方法及び条件で、実施例及び比較例の冷延薄鋼板を作製した。そして、これらの冷延薄鋼板についても、前述の実施例１と同様の方法で、引張強度、伸び、穴拡げ率及びミクロ組織における各相の体積分率を測定した。その結果を下記表５にまとめて示す。なお、下記表４に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、下記表４においては、本発明の範囲外の条件には下線を付して示しており、下記表５においては、引張強度が１１００ＭＰａ未満、穴拡げ率が４０％未満、ミクロ組織における体積分率が本発明の範囲から外れるものには、下線を付して示している。   Next, as Example 2 of the present invention, a cast slab having the composition shown in Table 4 below was used, and cold-rolled thin steel sheets of Examples and Comparative Examples were produced in the same manner and conditions as in Example 1 described above. . And about these cold-rolled thin steel plates, the tensile strength, the elongation, the hole expansion rate, and the volume fraction of each phase in the microstructure were measured in the same manner as in Example 1 described above. The results are summarized in Table 5 below. The balance in the steel composition shown in Table 4 below is Fe and inevitable impurities. In Table 4 below, conditions outside the scope of the present invention are underlined, and in Table 5 below, the tensile strength is less than 1100 MPa, the hole expansion rate is less than 40%, and the volume in the microstructure. Those whose fractions fall outside the scope of the present invention are underlined.

Figure 0004772497
Figure 0004772497

Figure 0004772497
Figure 0004772497

上記表５に示すように、Ｃｒ及びＭｎを複合添加することにより、Ｍｎ含有量が２．０％未満であっても、穴拡げ率を４０％以上とすることができ、十分な強度と穴拡げ性とのバランスが得られた。一方、比較例Ｎｏ.５７（鋼種ＢＧ）の冷延薄鋼板は、［Ｍｎ］＋１．０６×［Ｃｒ］が本発明の範囲よりも少ないため、穴拡げ性が劣っていた。   As shown in Table 5 above, by adding Cr and Mn in combination, even if the Mn content is less than 2.0%, the hole expansion rate can be made 40% or more, and sufficient strength and hole can be obtained. A balance with expansibility was obtained. On the other hand, the cold rolled thin steel sheet of Comparative Example No. 57 (steel type BG) had poor hole expansibility because [Mn] + 1.06 × [Cr] was less than the range of the present invention.

Claims (11)

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２２％、
Ｓｉ：０．００１〜０．８％、
Ｍｎ：２．０〜３．０％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．２％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ミクロ組織が、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％、及び残留オーステナイト：５体積％以下からなり、
引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、
かつ穴拡げ率が４０％以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。 % By mass
C: 0.05 to 0.22%,
Si: 0.001 to 0.8%,
Mn: 2.0 to 3.0%,
P: 0.001 to 0.1%,
S: 0.0001 to 0.01%,
Al: 0.001 to 0.2%,
B: 0.0001 to 0.01%
Ti: 0.005 to 0.3% is contained,
The balance has a composition consisting of Fe and inevitable impurities,
The microstructure is composed of untransformed ferrite phase: 1-30% by volume, martensite phase: 50% by volume or more, bainite phase: 10-30% by volume, and retained austenite: 5% by volume or less,
The tensile strength is 1100 MPa or more,
A high-strength cold-rolled thin steel sheet excellent in hole expandability, characterized by having a hole expansion ratio of 40% or more. 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２２％、
Ｓｉ：０．００１〜０．８％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．２％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すると共に、
Ｃｒを含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］としたとき、下記数式（Ａ）を満たす組成を有し、
ミクロ組織が、未変態のフェライト相：１〜３０体積％、マルテンサイト相：５０体積％以上、ベイナイト相：１０〜３０体積％、及び残留オーステナイト：５体積％以下からなり、
引張強度が１１００ＭＰａ以上であり、
かつ穴拡げ率が４０％以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度冷延薄板鋼板。

Figure 0004772497
% By mass
C: 0.05 to 0.22%,
Si: 0.001 to 0.8%,
Mn: 1.5-3.0%
P: 0.001 to 0.1%,
S: 0.0001 to 0.01%,
Al: 0.001 to 0.2%,
B: 0.0001 to 0.01%
While containing Ti: 0.005 to 0.3%,
Containing Cr,
The balance consists of Fe and inevitable impurities,
When the Mn content (%) is [Mn] and the Cr content (%) is [Cr], the composition satisfies the following mathematical formula (A).
The microstructure is composed of untransformed ferrite phase: 1-30% by volume, martensite phase: 50% by volume or more, bainite phase: 10-30% by volume, and retained austenite: 5% by volume or less,
The tensile strength is 1100 MPa or more,
And the high-strength cold-rolled thin steel plate excellent in hole expandability characterized by having a hole expansion ratio of 40% or more.

Figure 0004772497
 更に、質量％で、
Ｍｏ：０．１１〜１．０％及びＮｂ：０．００３〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。 Furthermore, in mass%,
The element according to claim 1 or 2, comprising one or two elements selected from the group consisting of Mo: 0.11 to 1.0% and Nb: 0.003 to 0.3%. High-strength cold-rolled thin steel sheet with excellent hole expandability. 更に、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜１％及びＷ：０．０１〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。 Furthermore, in mass%,
4. One or more elements selected from the group consisting of Co: 0.01 to 1% and W: 0.01 to 0.3% are contained. A high-strength cold-rolled thin steel sheet excellent in hole expansibility described in the item. 更に、質量％で、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。 Furthermore, in mass%,
5. One or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, Ta, and V are contained in a total amount of 0.001 to 1%. 5. High-strength cold-rolled thin steel sheet with excellent hole expandability. 更に、質量％で、
Ｃａ、Ｍｇ及びＲｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板。 Furthermore, in mass%,
The total content of one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, and Rem is 0.0001 to 0.5%. High-strength cold-rolled thin steel sheet with excellent hole expandability. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有すると共に、Ｃｒを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ含有量（％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（％）を［Ｃｒ］としたとき、下記数式（Ａ）を満たす組成の鋳造スラブを、直接又は一旦１０００℃以下まで冷却した後で再度加熱して熱間圧延し、熱延コイルを得る工程と、
前記熱延コイルを巻取り、酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、
前記冷延鋼板を、最高到達温度を（Ａｃ3変態温度−３０℃）以上でかつＡｃ3変態温度未満の範囲にして熱処理した後、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で６８０〜７８０℃の第１の温度域まで冷却し、引き続き４０〜７０℃／秒の冷却速度で２５０〜３５０℃の第２の温度域まで冷却した後、この第２の温度域で１０〜５００秒間保持する工程と、を有することを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。

Figure 0004772497
In mass%, C: 0.05 to 0.22%, Si: 0.001 to 0.8%, Mn: 1.5 to 3.0%, P: 0.001 to 0.1%, S: 0.0001-0.01%, Al: 0.001-0.2%, B: 0.0001-0.01%, Ti: 0.005-0.3% and Cr When the balance is Fe and inevitable impurities, the Mn content (%) is [Mn] and the Cr content (%) is [Cr], a cast slab having a composition satisfying the following formula (A) is directly Or, once cooled to 1000 ° C. or lower, heated again and hot rolled to obtain a hot rolled coil,
Winding the hot rolled coil, pickling, and cold rolling to obtain a cold rolled steel sheet; and
The cold-rolled steel sheet is heat-treated at a maximum temperature of (Ac 3 transformation temperature −30 ° C.) or higher and lower than the Ac 3 transformation temperature, and then 680 to 780 at a cooling rate of 0.1 to 20 ° C./second. It cools to the 1st temperature range of ° C, then cools to the 2nd temperature range of 250-350 ° C at a cooling rate of 40-70 ° C / second, and holds for 10-500 seconds in this 2nd temperature range And a process for producing a high-strength cold-rolled thin steel sheet having excellent hole expansibility.

Figure 0004772497
 前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｍｏ：０．１１〜１．０％及びＮｂ：０．００３〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項７に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。 The cast slab further contains one or two elements selected from the group consisting of Mo: 0.11 to 1.0% and Nb: 0.003 to 0.3% by mass%. The method for producing a high-strength cold-rolled thin steel sheet excellent in hole expansibility according to claim 7 . 前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％及びＷ：０．０１〜０．３％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。 The cast slab further contains one or two elements selected from the group consisting of Co: 0.01 to 1% and W: 0.01 to 0.3% by mass%. The manufacturing method of the high intensity | strength cold-rolled thin steel plate excellent in the hole expansibility of Claim 7 or 8 . 前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項７乃至９のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。 The cast slab further contains 0.001 to 1% in total of one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, Ta and V in mass%. Item 10. A method for producing a high-strength cold-rolled thin steel sheet excellent in hole expansibility according to any one of Items 7 to 9 . 前記鋳造スラブは、更に、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｒｅｍからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項７乃至１０のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法。 The cast slab further contains 0.0001 to 0.5% in total of one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, and Rem in mass%. Item 11. A method for producing a high-strength cold-rolled thin steel sheet excellent in hole expansibility according to any one of Items 7 to 10 .
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