JP5499663B2 - High-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics and its manufacturing method, and high-strength galvanized steel sheet and its manufacturing method - Google Patents

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本発明は、機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき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 having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics, a manufacturing method thereof, a high-strength galvanized steel sheet, and a manufacturing method thereof.

近年、自動車等の部品に用いられる鋼板の高強度化に対する要求が高まってきており、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板も用いられるようになってきている。また、高強度鋼板を幅広く使用するためには、成形性に優れた使い易い高強度鋼板を開発する必要がある。   In recent years, demands for increasing the strength of steel sheets used for parts such as automobiles have increased, and high-strength cold-rolled steel sheets having a maximum tensile stress of 900 MPa or more are also being used. In addition, in order to use a wide range of high-strength steel plates, it is necessary to develop easy-to-use high-strength steel plates with excellent formability.

一般に、鋼板の成形性は、高強度化に伴って劣化することから、高強度化しても成形性が劣化しない、即ち、成形性の良好な高強度鋼板の開発が進められている。例えば、特許文献１に記載の鋼板においては、鋼板組織をフェライト及びマルテンサイトより成る組織とし、高強度でありながら高い伸びを確保している。さらに、特許文献２に記載された、フェライト、残留オーステナイト及びベイナイト組織から成る鋼板は、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用することで、さらなる高延性が得られている。また、これら特許文献１、２に記載されたような鋼板は、衝突エネルギー吸収能にも優れていることから、自動車用構造部材として多くの部材に使用されている。   In general, since the formability of a steel sheet deteriorates with increasing strength, the development of high-strength steel sheets with good formability is not progressing even if the strength is increased. For example, in the steel sheet described in Patent Document 1, the steel sheet structure is a structure made of ferrite and martensite, and high elongation is ensured while being high strength. Furthermore, the steel sheet which consists of a ferrite, a retained austenite, and a bainite structure described in patent document 2 is obtaining the further high ductility by utilizing the transformation induction plasticity of a retained austenite. Moreover, since the steel plates as described in these Patent Documents 1 and 2 are excellent in collision energy absorption capability, they are used in many members as structural members for automobiles.

一方で、従来の高強度鋼板においては、上述の成形上の課題に加えて、鋼板の高強度化に伴い、これら鋼板を加工する装置の劣化が問題となっている。例えば、シャー切断や打ち抜き加工においては、高強度の鋼板に加工を施すことから、シャー刃や打ち抜き工具の磨耗や刃こぼれといった問題が顕在化し、工具寿命の低下が問題となっている。また、これらの加工を行う際は、切断や打ち抜き荷重も大きいことから、装置の能力向上も必須となる。
機械切断や打ち抜き時の切断過程は、鋼板の塑性変形の過程、シャーやポンチと鋼板との接触位置、ダイと鋼板との接触位置での亀裂形成過程、さらには、これら亀裂が伝播−連結する過程の、３つの過程に分けることが出来る。上述のような塑性変形の過程や亀裂伝播過程は、室温や通常の加工（歪）速度での延性破壊に分類されることから、鋼板強度の増加とともに、亀裂伝播に要するエネルギーも増大する。この結果、高強度化に伴う切断荷重の増加は避けられないものとなっている。 On the other hand, in the conventional high-strength steel sheets, in addition to the above-mentioned problems in forming, deterioration of the apparatus for processing these steel sheets has become a problem as the strength of the steel sheets increases. For example, in shear cutting and punching, since processing is performed on a high-strength steel sheet, problems such as abrasion of blades and punching tools and blade spills become obvious, resulting in a decrease in tool life. Moreover, when performing these processes, since the cutting and punching loads are large, it is essential to improve the capability of the apparatus.
The cutting process at the time of mechanical cutting or punching is the process of plastic deformation of the steel sheet, the contact position between the shear or punch and the steel sheet, the crack formation process at the contact position between the die and the steel sheet, and these cracks propagate and connect. It can be divided into three processes. The plastic deformation process and the crack propagation process as described above are classified as ductile fracture at room temperature or normal processing (strain) speed, so that the energy required for crack propagation increases as the steel sheet strength increases. As a result, an increase in the cutting load accompanying an increase in strength is inevitable.

上述のような、機械加工の際の切断性や被削性を改善した鋼として、例えば、特許文献３、４に記載の鋼板が知られている。特許文献３、４に記載の鋼板は、鋼中に、Ｐｂ、Ｓ、Ａｌを所定量添加して、ＭｎＳ系の硫化物やＡｌ２Ｏ３を分散させることで、切削加工時の被削性を向上させたものである。特許文献３、４によれば、鋼中にＭｎＳやＡｌ２Ｏ３といった変形能の乏しい介在物を分散させ、切削加工時にこれら介在物を破壊させることで、被削性を向上させている。しかしながら、特許文献３、４の鋼板は、鋼中の全体にわたって多量の介在物（ＭｎＳ系の硫化物、Ａｌ２Ｏ３）を含むことから、プレス成形や穴拡げ加工に代表される自動車用鋼板として必要不可欠な成形性に劣るため、プレス成形を行う部材への適用が難しいという問題があった。加えて、Ｐｂの添加は、環境問題の観点からも好ましくないという問題があった。 For example, steel sheets described in Patent Documents 3 and 4 are known as steels having improved cutability and machinability during machining as described above. The steel sheets described in Patent Documents 3 and 4 add a predetermined amount of Pb, S, and Al to the steel, and disperse MnS-based sulfides and Al 2 O 3 , so that machinability at the time of cutting is achieved. Is an improvement. According to Patent Documents 3 and 4, machinability is improved by dispersing inclusions having poor deformability such as MnS and Al 2 O 3 in steel and destroying these inclusions during cutting. However, since the steel sheets of Patent Documents 3 and 4 contain a large amount of inclusions (MnS-based sulfide, Al 2 O 3 ) throughout the steel, the steel sheet for automobiles represented by press molding and hole expansion processing. Therefore, there is a problem that it is difficult to apply to a member that performs press molding. In addition, there is a problem that the addition of Pb is not preferable from the viewpoint of environmental problems.

これに対し、特許文献５においては、鋼板の表層のみに酸化物を分散させた鋼板が開示されている。特許文献５に記載の技術によれば、鋼板中にＳｉやＡｌを添加するとともに、熱間圧延時に高温巻き取りを行うか、あるいは、熱延鋼板に付加的な処理を施すことで、鋼板表層にＳｉやＭｎの酸化物を形成させ、機械切断や打ち抜き加工等の加工性を向上させるというものである。   On the other hand, Patent Document 5 discloses a steel sheet in which an oxide is dispersed only in the surface layer of the steel sheet. According to the technique described in Patent Document 5, while adding Si and Al to the steel sheet, high-temperature winding is performed during hot rolling, or additional processing is performed on the hot-rolled steel sheet, thereby the steel sheet surface layer. In other words, an oxide of Si or Mn is formed to improve workability such as mechanical cutting or punching.

特開昭５７−１４３４３５号公報JP-A-57-143435 特開平０１−２３０７１５号公報JP-A-01-230715 特開昭５９−２０５４５３号公報JP 59-205453 A 特開昭６２−２３９７０号公報Japanese Patent Laid-Open No. 62-23970 特許第３８７０８９１号公報Japanese Patent No. 3870891

しかしながら、特許文献５に記載されたような一連の反応においては、熱延段階で付加的な熱処理を行うことで、亀裂形成を促進する酸化物を分散させることから、冷間圧延のような大きな塑性変形を行う工程においても亀裂形成を促進し、板破断を誘発しやすくなる虞がある。加えて、機械加工性の向上可能な多量の酸化物を形成させると、より強加工を伴う冷延加工の際に、酸化物を起点に亀裂が形成されるか、あるいは、圧延時に酸化物が剥離して、鋼板とロール間に噛み込まれることで、鋼板表面の疵の原因になるという問題がある。また、特許文献５においては、切断時の機械切断性向上を意図した構成とはされていない。   However, in a series of reactions as described in Patent Document 5, additional heat treatment is performed in the hot rolling stage to disperse the oxide that promotes crack formation. Even in the process of plastic deformation, crack formation may be promoted, and plate breakage may be easily induced. In addition, when a large amount of oxide that can improve machinability is formed, cracks are formed starting from the oxide during cold rolling with stronger processing, or oxide is formed during rolling. There is a problem that peeling and biting between the steel plate and the roll cause wrinkles on the surface of the steel plate. Moreover, in patent document 5, it is not set as the structure which intended the mechanical cutting property improvement at the time of a cutting | disconnection.

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、高強度であるとともに加工性に優れ、加工設備等を劣化させることがなく、機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき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 made in view of the above problems, and has high strength, excellent workability, does not deteriorate processing equipment, etc., and has excellent mechanical cutting characteristics. It aims at providing a steel plate, its manufacturing method, a high-strength galvanized steel plate, and its manufacturing method.

また、本発明者等は、機械切断特性を向上させるために鋭意検討した結果、鋼板の表層にある特定の形状を有する酸化物の密度を最適化することで、プレス成形や穴拡げ加工といった成形時には亀裂形成をもたらさず、機械切断時には亀裂形成を促進することが可能となることを見出し、本発明を完成させた。
即ち、本発明の要旨は以下の通りである。 In addition, as a result of intensive studies to improve the mechanical cutting characteristics, the present inventors have optimized the density of oxides having a specific shape on the surface layer of the steel sheet, thereby forming such as press forming and hole expanding processing. It was found that crack formation sometimes does not occur and crack formation can be promoted during mechanical cutting, and the present invention has been completed.
That is, the gist of the present invention is as follows.

［１］ 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．３〜２．５０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．６０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなる鋼板の表層において、前記鋼板の表層４μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉを含有する酸化物を２×１０６（個／ｍｍ２）以上の分布で含有し、さらに、引張最大応力（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ．）との積である強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が１６０００（ＭＰa×％）以上であることを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［２］ 前記鋼板の表層において、結晶粒界に存在する、Ｓｉを含有する酸化物が、板厚方向に伸長した楔状の形状であり、かつ、伸長した方向を長手方向とするアスペクト比が２以上であることを特徴とする上記［１］に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［３］ さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［４］ さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［５］ さらに、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．０７％含有することを特徴とする上記［１］〜［４］の何れか１項に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［６］ さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの内の１種又は２種以上を、合計で０．０００１〜０．５％の範囲で含有することを特徴とする上記［１］〜［５］の何れか１項に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
［７］ 上記［１］〜［６］の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板の表面に亜鉛系めっきが施されてなることを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板。
[1] By mass%, C: 0.07 to 0.25%, Si: 0.3 to 2.50%, Mn: 1.5 to 3.0%, Ti: 0.005 to 0.07% B: 0.0005-0.01 %, P: 0.001-0.03%, S: 0.0001-0.01%, Al: 0.60% or less, N: 0.0005-0. 0100%, O: 0.0005-0.007%, the remainder has a steel component consisting of iron and inevitable impurities, and the steel sheet structure is a surface layer of a steel sheet mainly composed of ferrite and martensite. surface 4μm or less of the grain boundaries of the steel sheet, or either one of the crystal grains, or both, the oxide containing Si contained in 2 × 10 6 (pieces / mm 2) or more distribution, further , Strength-ductility balance, which is the product of tensile maximum stress (TS) and total elongation (El.) TS × El.) Is 16000 (MPa ×%) excellent tensile or maximum intensity 900MPa to mechanical cutting properties, wherein more than Der Rukoto high strength cold rolled steel sheet.
[2] In the surface layer of the steel plate, the Si-containing oxide present in the crystal grain boundary has a wedge-like shape extending in the plate thickness direction, and the aspect ratio is 2 with the extended direction as the longitudinal direction. The high-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more and excellent mechanical cutting characteristics as described in [1] above.
[3] Further, Nb: 0.005 to 0.07% by mass%, The tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics according to the above [1] or [2] High strength cold rolled steel sheet.
[4] Furthermore, Cr: 0.01-2.0%, Ni: 0.01-2.0%, Cu: 0.01-2.0%, Mo: 0.01-0. 8% or more of 1% or more, characterized in that it has a high tensile strength of 900 MPa or more and excellent in mechanical cutting properties according to any one of the above [1] to [3] Rolled steel sheet.
[5] Further, the tensile maximum excellent in mechanical cutting characteristics according to any one of the above [1] to [4], characterized by containing V: 0.005 to 0.07% by mass% A high-strength cold-rolled steel sheet with a strength of 900 MPa or more.
[6] The above-mentioned [1], further containing, in mass%, one or more of Ca, Ce, Mg, and REM in a range of 0.0001 to 0.5% in total. ] A high-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more and excellent in mechanical cutting characteristics according to any one of [5] to [5].
[7] Maximum tensile strength of 900 MPa excellent in mechanical cutting characteristics, characterized in that zinc-based plating is applied to the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of [1] to [6] High strength galvanized steel sheet.

［８］ 上記［１］又は［３］〜［６］の何れか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、その後、Ａｒ ３ 変態点以上で熱間圧延を完了し、次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、ロール径が８００ｍｍ以下の小径ロールを用いて、冷延率３０〜７０％で冷間圧延を施し、次いで、連続焼鈍ラインを通板させて焼鈍を行なう際、炉内の雰囲気を、Ｈ ２ を１〜６０体積％含有し、残部がＮ ２ 、Ｈ ２ Ｏ、Ｏ ２ 及び不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ ２ Ｏ／ＰＨ ２ ）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ ２ Ｏ／ＰＨ ２ ）≦−０．５に制御した雰囲気とし、且つ、加熱時に５５０〜７６０℃間の温度で３０秒以上滞留させ、最高加熱温度７６０〜Ａｃ ３ ℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、室温まで冷却することを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
[8] The cast slab having the chemical component according to any one of the above [1] or [3] to [6] is directly or once cooled and then heated to 1050 ° C. or higher, and then the Ar 3 transformation point. The hot rolling is completed as described above, and then it is wound in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickled, and then cold rolled at a cold rolling rate of 30 to 70% using a small diameter roll having a roll diameter of 800 mm or less. alms, then when performing annealing by Tsuban a continuous annealing line, the atmosphere in the furnace, and H 2 contains 1 to 60 vol%, the balance being N 2, H 2 O, O 2 and inevitable impurities And an atmosphere in which the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the moisture pressure and the hydrogen partial pressure in the atmosphere is controlled to −3 ≦ log (PH 2 O / PH 2 ) ≦ −0.5 In addition, it stays at a temperature between 550 and 760 ° C for 30 seconds or more during heating. Were, after annealing at the maximum heating temperature 760~Ac 3 ℃, between the highest temperature ～630 ° C. and cooled at an average cooling rate of 10 ° C. / sec or less, further, the average cooling rate 3 ° C. between 630 ° C. to 570 ° C. / A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more and excellent mechanical cutting characteristics, characterized by cooling to room temperature in a second or more.

［９］ 前記焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、４５０〜２５０℃まで冷却した後、４５０〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする請求項８に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。
 [9 ] After performing the annealing, cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C / second or less between a maximum attained temperature and 630 ° C, and further between 630 ° C and 570 ° C at an average cooling rate of 3 ° C / second or more. The high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics according to claim 8 , wherein the steel sheet is cooled to ~ 250 ° C and then held in a temperature range of 450 to 250 ° C for 30 seconds or more. Production method.

［１０］ 上記［１］又は［３］〜［６］の何れか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、その後、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、ロール径が８００ｍｍ以下の小径ロールを用いて、冷延率３０〜７０％で冷間圧延を施し、次いで、連続焼鈍ラインを通板させて焼鈍を行なう際、炉内の雰囲気を、Ｈ ２ を１〜６０体積％含有し、残部がＮ ２ 、Ｈ ２ Ｏ、Ｏ ２ 及び不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ ２ Ｏ／ＰＨ ２ ）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ ２ Ｏ／ＰＨ ２ ）≦−０．５に制御した雰囲気とし、且つ、加熱時に５５０〜７６０℃間の温度で３０秒以上滞留させ、最高加熱温度７６０〜Ａｃ３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、冷却することを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１１］ 上記［１０］に記載の方法で亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０〜６００℃の温度で合金化処理を施し、その後、冷却することを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１２］ 上記［８］又は［９］に記載の方法で高強度冷延鋼板を製造した後、該高強度冷延鋼板に亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[ 10 ] The cast slab having the chemical component according to any one of [1] or [3] to [6] above is directly or once cooled and then heated to 1050 ° C. or higher, and then the Ar 3 transformation point. The hot rolling is completed as described above, and then it is wound in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickled, and then cold rolled at a cold rolling rate of 30 to 70% using a small diameter roll having a roll diameter of 800 mm or less. alms, then when performing annealing by Tsuban a continuous annealing line, the atmosphere in the furnace, and H 2 contains 1 to 60 vol%, the balance being N 2, H 2 O, O 2 and inevitable impurities And an atmosphere in which the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the moisture pressure and the hydrogen partial pressure in the atmosphere is controlled to −3 ≦ log (PH 2 O / PH 2 ) ≦ −0.5 And, at the time of heating, the temperature is between 550 and 760 ° C , and it is over 30 seconds And then annealed at a maximum heating temperature of 760 to Ac 3 ° C., and then cooled between a maximum attained temperature and 630 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or less, and further between 630 ° C. and 570 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C. / Second or more, after cooling from {zinc plating bath temperature (° C) -40 (° C)} ° C to {zinc plating bath temperature (° C) + 50 (° C)} ° C, then immersing in a galvanization bath and then cooling A method for producing a high-strength galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more and excellent mechanical cutting characteristics.
[ 11 ] After the immersion in the galvanizing bath by the method described in [10 ] above , the alloy is subjected to an alloying treatment at a temperature of 460 to 600 ° C., and then cooled. method of manufacturing strength 900MPa or more high-strength door lead-plated steel sheet.
[ 12 ] Excellent mechanical cutting characteristics characterized in that after producing a high-strength cold-rolled steel sheet by the method described in [ 8 ] or [ 9 ], zinc-based electroplating is performed on the high-strength cold-rolled steel sheet. maximum strength 900MPa or more high-strength door method of manufacturing a lead-plated steel sheet tensile was.

本発明の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板によれば、上記構成により、プレス成形や穴拡げ加工といった成形時には亀裂形成をもたらさず、良好な成形性が得られ、また、機械切断時には亀裂形成を促進することができ、良好な機械切断特性が得られる。これにより、高い強度特性に加え、優れた機械切断特性と延性とを同時に兼ね備える高強度冷延鋼板を提供することが可能となる。   According to the high-strength cold-rolled steel sheet and high-strength galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more and excellent mechanical cutting properties according to the present invention, the above configuration is good without causing crack formation during forming such as press forming and hole expansion processing. Moldability can be obtained, and crack formation can be promoted during mechanical cutting, and good mechanical cutting characteristics can be obtained. This makes it possible to provide a high-strength cold-rolled steel sheet that has both excellent mechanical cutting characteristics and ductility in addition to high-strength characteristics.

また、本発明の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、上記方法によって鋼板組織を制御することで、高い強度特性に加え、優れた機械切断特性と延性とを同時に兼ね備える高強度冷延鋼板を製造することが可能となる。  Moreover, according to the manufacturing method of the high strength cold-rolled steel sheet and the high-strength galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more excellent in the mechanical cutting characteristics of the present invention, the steel sheet structure is controlled by the above-described method, thereby achieving high strength characteristics. In addition, it is possible to manufacture a high-strength cold-rolled steel sheet that has both excellent mechanical cutting characteristics and ductility.

以下、本発明の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板（以下、単に高強度冷延鋼板と称することがある）及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法の実施形態について説明する。なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。   Hereinafter, a high-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more (hereinafter, simply referred to as a high-strength cold-rolled steel sheet), a manufacturing method thereof, a high-strength galvanized steel sheet, An embodiment of the manufacturing method will be described. In addition, since this embodiment is described in detail for better understanding of the gist of the invention, the present invention is not limited unless otherwise specified.

［高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板］
本発明に係る機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．３〜２．５０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．６０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなる鋼板の表層において、前記鋼板の表層４μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉを含有する酸化物を２×１０６（個／ｍｍ２）以上の分布で含有し、概略構成される。
本発明に係る高強度冷延鋼板は、機械切断特性に優れ、延性及び曲げ性が良好で高い加工性を有し、且つ、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高強度を有するものである。
以下、本発明に係る高強度冷延鋼板について詳述する。
[High-strength cold-rolled steel sheet and high-strength galvanized steel sheet]
The high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more with excellent mechanical cutting characteristics according to the present invention is mass%, C: 0.07 to 0.25%, Si: 0.3 to 2.50%, Mn : 1.5-3.0%, Ti: 0.005-0.07%, B: 0.0005-0.01 %, P: 0.001-0.03%, S: 0.0001-0 .01%, Al: 0.60% or less, N: 0.0005-0.0100%, O: 0.0005-0.007%, and the balance of steel components consisting of iron and inevitable impurities The steel plate structure is mainly composed of ferrite and martensite. In the surface layer of the steel plate, the surface layer of the steel plate has a grain boundary of 4 μm or less, or one or both of the crystal grains contains an oxide containing Si. Containing a distribution of at least 2 × 10 6 (pieces / mm 2) It is.
The high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention is excellent in mechanical cutting properties, has good ductility and bendability, has high workability, and has high strength with a maximum tensile stress of 900 MPa or more.
Hereinafter, the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention will be described in detail.

『鋼成分（化学成分組成）』
まず、本発明を実施するにあたって規定した必須の化学成分範囲の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、各元素の添加量は全て「質量％」で表す。 "Steel component (chemical component composition)"
First, the reason for limiting the essential chemical component range defined in carrying out the present invention will be described. In the following description, the amount of each element added is all represented by “mass%”.

「Ｃ：炭素」０．０７〜０．２５％
Ｃは、マルテンサイトの強度を高めるものであり、高強度冷延鋼板の強度を高めるために添加される。しかし、Ｃの含有量が０．２５％を超えると溶接性や加工性が不充分となる。また、Ｃの含有量が０．０７％未満であると強度が不充分となる。 “C: Carbon” 0.07 to 0.25%
C increases the strength of martensite and is added to increase the strength of the high-strength cold-rolled steel sheet. However, when the content of C exceeds 0.25%, weldability and workability become insufficient. On the other hand, if the C content is less than 0.07%, the strength is insufficient.

「Ｓｉ：ケイ素」０．３〜２．５０％
Ｓｉは、鋼板表層に酸化物を形成し、機械切断時の亀裂形成を促すことから、本発明において最も重要な元素である。Ｓｉの添加量が０．３％未満であると、所定の量の酸化物を表層に分散させることが出来ず、機械切断性に劣るものとなる。また、Ｓｉの含有量は、０．４５〜２．２５％の範囲であることがより好ましく、０．６〜２．０％の範囲であることが最も好ましい。
また、Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、Ａｃ３変態点を上昇させることから、広い焼鈍温度にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、組織制御性向上の観点から添加することが好ましい。 "Si: silicon" 0.3-2.50%
Si is the most important element in the present invention because it forms an oxide on the surface layer of the steel sheet and promotes crack formation during mechanical cutting. When the addition amount of Si is less than 0.3%, a predetermined amount of oxide cannot be dispersed in the surface layer, resulting in poor mechanical cutting properties. The Si content is more preferably in the range of 0.45 to 2.25%, and most preferably in the range of 0.6 to 2.0%.
Further, Si is a ferrite stabilizing element and raises the Ac 3 transformation point, so that a large amount of ferrite can be formed at a wide annealing temperature, and it can be added from the viewpoint of improving the structure controllability. preferable.

「Ａｌ：アルミニウム」０．６０％以下
Ａｌも、Ｓｉと同様に鋼板表層に酸化物を形成することから添加しても良く、また、脱酸剤としても使用可能である。但し、Ｓｉのみを含有させることによって上記の効果が充分に得られる場合には、Ａｌを含有していなくてもよい。
本発明においてＡｌの添加量を０．６０％以下としたのは、Ａｌは、Ｓｉと比較して、かなり強いフェライト安定化元素であり、少量の添加で延性確保に必要な量のフェライトを確保できるためである。一方、０．６０％を超えるＡｌの添加は、フェライト体積率を過剰に増大させ過ぎ、９００ＭＰa以上の強度確保が困難となるので好ましくない。 “Al: aluminum” 0.60% or less Al may be added because an oxide is formed on the surface layer of the steel sheet in the same manner as Si, and can also be used as a deoxidizer. However, when the above effect can be sufficiently obtained by containing only Si, Al may not be contained.
In the present invention, the amount of Al added is 0.60% or less. Al is a fairly strong ferrite stabilizing element compared to Si, and a small amount of ferrite ensures the amount of ferrite necessary to ensure ductility. This is because it can. On the other hand, the addition of Al exceeding 0.60% is not preferable because the ferrite volume fraction is excessively increased and it becomes difficult to ensure a strength of 900 MPa or more.

「Ｍｎ：マンガン」１．５〜３．０％
Ｍｎは、高強度冷延鋼板の強度を高めるために添加される。また、Ｆｅに比較して酸化しやすいため、鋼板表層に酸化物を形成し、機械切断時の亀裂形成を促進することから添加する必要がある。Ｍｎの含有量が１．５％未満では、９００ＭＰa以上の強度確保が困難となると共に、鋼板表層での酸化物の形成促進効果が小さいことから、１．５％以上添加する必要がある。一方、Ｍｎの含有量が３．０％を超えるとマルテンサイトの体積率が多くなりすぎて、延性確保に寄与するフェライトの体積率が不充分となり、延性及び曲げ性が不充分となるので好ましくない。Ｍｎの含有量は、より好ましくは、１．６５〜２．８％の範囲であり、さらに好ましくは、１．８〜２．６％の範囲である。 “Mn: Manganese” 1.5-3.0%
Mn is added to increase the strength of the high-strength cold-rolled steel sheet. Moreover, since it is easy to oxidize compared with Fe, an oxide is formed in the steel sheet surface layer, and it is necessary to add it to promote crack formation during mechanical cutting. If the Mn content is less than 1.5%, it is difficult to ensure a strength of 900 MPa or more and the effect of promoting the formation of oxides on the surface layer of the steel sheet is small. Therefore, it is necessary to add 1.5% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, the volume ratio of martensite becomes too large, the volume ratio of ferrite contributing to securing ductility becomes insufficient, and ductility and bendability become insufficient. Absent. The content of Mn is more preferably in the range of 1.65 to 2.8%, and still more preferably in the range of 1.8 to 2.6%.

「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０７％
Ｔｉは、微細析出物を析出するとともに、細粒化に寄与することから、９００ＭＰa以上の強度確保を行うために添加する必要がある。また、Ｂが窒化物となるのを防止し、Ｂ添加による高強度化の効果を引き出すことから、添加する必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０７％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化する。また、Ｔｉの含有量が多すぎると、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残りやすく、大幅な延性低下をもたらす。このことからＴｉの含有量の上限を０．０７％以下とする。また、Ｔｉの含有量が０．００５％未満であると、Ｔｉを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。また、Ｔｉの含有量は、０．０１〜０．０６％の範囲であることがより好ましく、０．０１５〜０．０５％の範囲であることがさらに好ましい。 "Ti: Titanium" 0.005-0.07%
Ti precipitates fine precipitates and contributes to fine graining, so it is necessary to add Ti in order to ensure a strength of 900 MPa or more. Further, it is necessary to add B because it prevents B from becoming nitride and brings out the effect of increasing the strength by adding B. However, when the Ti content exceeds 0.07%, carbonitride precipitation increases and formability deteriorates. Also, if the Ti content is too high, the recrystallization of ferrite will be significantly delayed during continuous annealing or continuous hot dip galvanizing equipment production, so unrecrystallized ferrite tends to remain after annealing. Reduces ductility. For this reason, the upper limit of the Ti content is set to 0.07% or less. Moreover, the said effect obtained by containing Ti will become inadequate that content of Ti is less than 0.005%. Further, the Ti content is more preferably in the range of 0.01 to 0.06%, and still more preferably in the range of 0.015 to 0.05%.

「Ｂ：ホウ素」０．０００５〜０．０１％
Ｂは、オーステナイトからのフェライト変態を遅延することから、鋼板の高強度化に活用でき、加えて、マルテンサイト体積率を確保するために重要である。特に、本発明のような高強度冷延鋼板は、疲労耐久性確保の観点から、多量のＳｉを含み、マルテンサイト体積率が小さくなりがちである。このことから、Ｂによるフェライト変態遅延を活用して、マルテンサイト体積率を確保する必要がある。しかしながら、Ｂの含有量が０．０００５％未満であると、上記効果が十分に得られない。また、Ｂの含有量が０．０１％を超えると、Ｂを含有することによる効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造性を低下させる。また、Ｂの含有量は、０．０００５〜０．００５％の範囲であることがさらに好ましい。
“B: Boron” 0.0005 to 0.01%
Since B delays the ferrite transformation from austenite, it can be utilized for increasing the strength of the steel sheet and, in addition, is important for securing the martensite volume ratio. In particular, a high-strength cold-rolled steel sheet such as the present invention tends to contain a large amount of Si and have a low martensite volume ratio from the viewpoint of ensuring fatigue durability. For this reason, it is necessary to secure the martensite volume ratio by utilizing the ferrite transformation delay due to B. However, the content of B is less than 0.000 5%, the effect is not sufficiently obtained. Moreover, when content of B exceeds 0.01%, the effect by containing B will not only be saturated, but the productivity at the time of hot rolling will be reduced. Further, the content of B is 0 . More preferably, it is in the range of 0005 to 0.005%.

「Ｐ：リン」０．００１〜０．０３％
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。また、Ｐの含有量の下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とした。 “P: phosphorus” 0.001 to 0.03%
P tends to segregate in the central part of the plate thickness of the steel sheet, causing the weld to become brittle. When the P content exceeds 0.03%, embrittlement of the welded portion becomes remarkable, so the appropriate range is limited to 0.03% or less. Moreover, although the lower limit of the content of P is not particularly defined, it is economically disadvantageous to make it less than 0.001%, so this value was set as the lower limit.

「Ｓ：硫黄」０．０００１〜０．０１％
Ｓは、溶接性、並びに、鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１％以下とした。Ｓの含有量の下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とする。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、曲げ性を低下させる。このため、Ｓの含有量は出来るだけ少ないことが好ましい。 “S: sulfur” 0.0001 to 0.01%
S adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling. For this reason, the upper limit of the S content is set to 0.01% or less. The lower limit value of the S content is not particularly defined, but since it is economically disadvantageous to make it less than 0.0001%, this value is set as the lower limit value. Further, since S is combined with Mn to form coarse MnS, the bendability is lowered. For this reason, it is preferable that the content of S is as small as possible.

「Ｎ：窒素」０．０００５〜０．０１００％
Ｎは、ＴｉやＢと窒化物を生成し、これら元素の添加効果を減じることから、Ｎの含有量を０．０１００％以下とする。加えて、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が好ましい。また、Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。 “N: Nitrogen” 0.0005 to 0.0100%
N generates Ti and B and nitride, and reduces the effect of adding these elements, so the N content is set to 0.0100% or less. In addition, N is preferably less because it causes blowholes during welding. Further, the lower limit of the N content is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, when the N content is less than 0.0005%, the manufacturing cost is significantly increased. This is a practical lower limit.

「Ｏ：酸素」０．０００５〜０．００７％
Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面あるいは切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、曲げ時や強加工時に応力集中を招き、亀裂形成の起点となって大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。Ｏの含有量が０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏの含有量の上限を０．００７％以下とした。また、Ｏの含有量を０．０００５％と未満とすることは、過度のコスト高を招き、経済的に好ましくないことから、これを下限とした。但し、Ｏの含有量を０．０００５％未満にしたとしても、本発明の効果である９００ＭＰａ以上の引張最大応力と優れた疲労耐久性を確保できる。 “O: Oxygen” 0.0005 to 0.007%
Since O forms an oxide and degrades bendability and hole expandability, the content needs to be suppressed. In particular, oxides often exist as inclusions, and if they are present on the punched end face or cut face, notched scratches and coarse dimples are formed on the end face, which causes stress concentration during bending and strong processing. As a starting point of crack formation, the hole expandability or bendability is greatly deteriorated. When the O content exceeds 0.007%, this tendency becomes remarkable, so the upper limit of the O content is set to 0.007% or less. Further, if the O content is less than 0.0005%, an excessive cost increase is caused, which is not economically preferable. However, even if the O content is less than 0.0005%, the tensile maximum stress of 900 MPa or more and excellent fatigue durability, which are the effects of the present invention, can be ensured.

本発明においては、上記必須元素に加え、さらに、以下に説明するような元素を選択的に添加することができる。以下、本発明における選択成分元素の添加範囲の限定理由につい説明する。   In the present invention, in addition to the above essential elements, elements as described below can be selectively added. Hereinafter, the reason for limiting the addition range of the selected component element in the present invention will be described.

「Ｎｂ：ニオブ」０．００５〜０．０７％
Ｎｂは、強化元素であり、Ｔｉと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化において、鋼板の強度上昇に寄与する。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０７％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化する。また、Ｎｂの含有量が多いと、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残りやすく、大幅な延性低下をもたらす。このため、Ｎｂの含有量の上限を０．０７％以下とすることが好ましい。また、Ｎｂの含有量が０．００５％未満であると、Ｎｂを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。また、Ｎｂの含有量は、０．０１〜０．０６％の範囲であることがより好ましく、０．０１５〜０．０５％の範囲であることがさらに好ましい。 "Nb: Niobium" 0.005-0.07%
Nb is a strengthening element and, like Ti, contributes to increasing the strength of the steel sheet in strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. However, if the Nb content exceeds 0.07%, carbonitride precipitation increases and the formability deteriorates. In addition, if the Nb content is large, the recrystallization of ferrite is greatly delayed during production in continuous annealing and continuous hot dip galvanizing equipment, so unrecrystallized ferrite tends to remain after annealing, resulting in significant ductility. Bring about a decline. For this reason, it is preferable to make the upper limit of Nb content 0.07% or less. Moreover, the said effect acquired by containing Nb will become inadequate that content of Nb is less than 0.005%. Further, the Nb content is more preferably in the range of 0.01 to 0.06%, and still more preferably in the range of 0.015 to 0.05%.

「Ｃｒ：クロム」０．０１〜２．０％、
「Ｎｉ：ニッケル」０．０１〜２．０％、
「Ｃｕ：銅」０．０１〜２．０％、
「Ｍｏ：モリブデン」０．０１〜０．８％、の内の１種または２種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に代えて用いることができる。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、これらの内の１種又は２種以上を、それぞれ０．０１％以上含有することが好ましい。一方、各元素の含有量が多すぎると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量は２.０％以下であることが好ましく、Ｍｏの含有量は０.８％以下であることが好ましい。 “Cr: chrome” 0.01 to 2.0%,
"Ni: nickel" 0.01-2.0%,
"Cu: Copper" 0.01-2.0%,
One or more of “Mo: molybdenum” 0.01 to 0.8% Cr, Ni, Cu, and Mo are elements that contribute to strength improvement, and are used in place of part of Mn. be able to. It is preferable that Cr, Ni, Cu, and Mo contain 0.01% or more of one or more of these, respectively. On the other hand, if the content of each element is too large, pickling properties, weldability, hot workability and the like may deteriorate, so the content of Cr, Ni, and Cu may be 2.0% or less. The Mo content is preferably 0.8% or less.

「Ｖ：バナジウム」０．００５〜０．０７％
Ｖは、強化元素であり、Ｔｉ、Ｎｂと同様に、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化において、鋼板の強度上昇に寄与する。また、Ｖを含有させることで、遅れ破壊特性を向上させることができる。このことから、本発明に係る引張最大強度が９００ＭＰaを超える高強度冷延鋼板の製造にあたっては、Ｖを含有させることが好ましい。 “V: Vanadium” 0.005 to 0.07%
V is a strengthening element and, like Ti and Nb, contributes to increasing the strength of the steel sheet in strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. Moreover, the delayed fracture characteristic can be improved by containing V. For this reason, in the production of a high-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength exceeding 900 MPa according to the present invention, it is preferable to contain V.

しかしながら、Ｖの含有量が０．０７％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化する。また、Ｖの含有量が多いと、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき設備での製造の際に、フェライトの再結晶を大幅に遅延することから、焼鈍後に未再結晶フェライトが残りやすく、大幅な延性低下をもたらすため、上限を０．０７％以下とすることが好ましい。また、Ｖの含有量が０．００５％未満であると、Ｖを含有することによって得られる上記効果が不十分となる。また、Ｖの含有量は、０．０１〜０．０６％の範囲であることがより好ましく、０．０１５〜０．０５％の範囲であることがさらに好ましい。   However, if the content of V exceeds 0.07%, the precipitation of carbonitride increases and the formability deteriorates. In addition, when the V content is large, recrystallization of ferrite is greatly delayed during production in continuous annealing and continuous hot dip galvanizing equipment, so that unrecrystallized ferrite tends to remain after annealing, resulting in significant ductility. In order to bring about a fall, it is preferable to make an upper limit into 0.07% or less. Moreover, the said effect obtained by containing V will become inadequate that content of V is less than 0.005%. Further, the V content is more preferably in the range of 0.01 to 0.06%, and still more preferably in the range of 0.015 to 0.05%.

「Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの内の１種又は２種以上を合計で０．０００１〜０．５％」
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは、硫化物や酸化物の形態制御を通じて、穴拡げ性や曲げ性改善に寄与する元素である。これらＣａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの内の１種又は２種以上の合計含有量が０．０００１％未満であると十分な効果が得られない場合があり、また、０．５％を超えると延性を損なう虞がある。 “A total of 0.0001 to 0.5% of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM”
Ca, Ce, Mg, and REM are elements that contribute to improvement of hole expansibility and bendability through shape control of sulfides and oxides. If the total content of one or more of these Ca, Ce, Mg, and REM is less than 0.0001%, a sufficient effect may not be obtained, and if it exceeds 0.5% There is a possibility that the ductility is impaired.

『鋼板組織』
本発明に係る高強度冷延鋼板は、上述のように、鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなる構成とされている。 "Steel structure"
As described above, the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention has a structure in which the steel sheet structure is mainly composed of ferrite and martensite.

本発明に係る高強度冷延鋼板の鋼板組織は、主として上述のフェライトとマルテンサイトより構成されており、また、ベイナイトや残留オーステナイトを含むことも可能である。また、本発明に係る高強度冷延鋼板の鋼板組織に含まれるマルテンサイトは粒状であり、フェライト粒界あるいは粒内の何れにも存在することが可能である。なお、個々のマルテンサイト粒は、一見して一つの粒に見える場合がある。透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による組織観察や、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）−後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）法等を用いて結晶方位解析を行うと、マルテンサイト組織は、パケット、ブロック、ラスといった階層構造により構成されている。   The steel structure of the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention is mainly composed of the above-described ferrite and martensite, and can also include bainite and retained austenite. Moreover, the martensite contained in the steel sheet structure of the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention is granular and can be present either in the ferrite grain boundaries or in the grains. Each martensite grain may appear as one grain at a glance. When crystal orientation analysis is performed using a transmission electron microscope (TEM), a scanning electron microscope (SEM) -backscattered electron diffraction (EBSP) method, etc., the martensite structure has a hierarchy of packets, blocks, and laths. It is structured by structure.

マルテンサイト組織を構成するパケット、ブロック、ラスは、ＴＥＭによる組織観察やＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いた結晶方位解析の他、電界放射型走査電子顕微鏡｛ＦＥ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ）−ＳＥＭ｝−ＥＢＳＰ法を用いた高分解能結晶方位解析等によって確認できる。   Packets, blocks, and laths that make up the martensite structure can be obtained by using a field emission scanning electron microscope {FE (Field Emission) -SEM} -EBSP method in addition to TEM observation and crystal orientation analysis using the SEM-EBSP method. It can be confirmed by the high resolution crystal orientation analysis used.

本発明の高強度鋼板は、延性及び曲げ性の良好な引張最大応力９００ＭＰａ以上を有するものである。本発明の高強度鋼板における鋼板組織は、フェライトを主としてマルテンサイトを含む複相組織鋼板であり、延性確保に寄与するフェライトの体積率を下記範囲とすることで、特に優れた延性を確保できる。   The high-strength steel sheet of the present invention has a tensile maximum stress of 900 MPa or more with good ductility and bendability. The steel sheet structure in the high-strength steel sheet of the present invention is a dual-phase structure steel sheet mainly containing ferrite and martensite, and particularly excellent ductility can be ensured by setting the volume ratio of ferrite that contributes to ensuring ductility within the following range.

本発明の高強度鋼板の引張最大応力は、強化組織であるマルテンサイトの体積率に依存することから、狙いとする鋼板強度に合せてマルテンサイトの体積率を変化させることが望ましい。
例えば、鋼板の引張最大応力を９００〜１１３０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は６０％〜８５％の範囲であることが好ましく、６５％〜８０％の範囲であることがより好ましい。
また、鋼板の引張最大応力を１１３０〜１２８０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は５５％〜８０％の範囲であることが好ましく、６０％〜７５％の範囲であることがより好ましい。
また、鋼板の引張最大応力を１２８０〜１４３０ＭＰaの範囲とするのであれば、フェライトの体積率は５０％〜７５％の範囲であることが好ましく、５５％〜７０％の範囲であることがより好ましい。 Since the maximum tensile stress of the high-strength steel sheet of the present invention depends on the volume ratio of martensite, which is a strengthened structure, it is desirable to change the volume ratio of martensite in accordance with the target steel sheet strength.
For example, if the maximum tensile stress of the steel sheet is in the range of 900 to 1130 MPa, the ferrite volume fraction is preferably in the range of 60% to 85%, and more preferably in the range of 65% to 80%. .
Further, if the tensile maximum stress of the steel sheet is in the range of 1130 to 1280 MPa, the ferrite volume fraction is preferably in the range of 55% to 80%, and more preferably in the range of 60% to 75%. .
Further, if the tensile maximum stress of the steel sheet is in the range of 1280 to 1430 MPa, the ferrite volume fraction is preferably in the range of 50% to 75%, and more preferably in the range of 55% to 70%. .

上述のように、鋼板の引張最大応力に応じて、フェライトの体積率を上記範囲に制御することで、良好な機械切断性、９００ＭＰa以上の引張最大応力（ＴＳ）、並びに、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）１６０００（ＭＰa×％）以上の優れた延性が得られる。なお、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）とは、引張試験における引張最大応力（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ．）との積である。   As described above, by controlling the volume fraction of ferrite within the above range in accordance with the tensile maximum stress of the steel sheet, good mechanical cutability, tensile maximum stress (TS) of 900 MPa or more, and strength-ductility balance ( Excellent ductility of TS × El.) 16000 (MPa ×%) or more is obtained. The strength-ductility balance (TS × El.) Is the product of the maximum tensile stress (TS) and total elongation (El.) In the tensile test.

また、本発明においては、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を５μｍ以下とすることが好ましく、４．５μｍ以下とすることがより好ましく、４μｍ以下とすることが最も好ましい。
フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を上記範囲としたのは、結晶粒径を細粒化することにより、延性をさほど劣化させずに、降伏応力及び引張最大強度を増加させることができるためである。また、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）を５μｍ以下にすると、変形の局在化や亀裂伝播が生じ難くなり、引張変形であれば局部延性の向上がもたらされ、曲げや穴拡げ成形であれば曲げ性や穴拡げ率の向上がもたらされる。しかしながら、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）が上記範囲を超えると、細粒化による強度上昇への寄与が小さくなる。このため、鋼に含まれるマルテンサイトの体積率を増加させることによって強度を補わねばならなくなり、フェライトの体積率が不十分となって延性が不十分となる虞がある。 In the present invention, the average crystal grain size (dF) of ferrite is preferably 5 μm or less, more preferably 4.5 μm or less, and most preferably 4 μm or less.
The reason why the average crystal grain size (dF) of ferrite is in the above range is that by reducing the crystal grain size, the yield stress and the maximum tensile strength can be increased without significantly degrading the ductility. is there. Also, if the average crystal grain size (dF) of ferrite is 5 μm or less, localization of deformation and crack propagation are less likely to occur, and if it is tensile deformation, local ductility is improved, and bending and hole expansion molding are performed. If there is, the bendability and the hole expansion rate will be improved. However, if the average crystal grain size (dF) of the ferrite exceeds the above range, the contribution to the increase in strength due to the refinement becomes small. For this reason, it is necessary to supplement the strength by increasing the volume ratio of martensite contained in the steel, and the volume ratio of ferrite may be insufficient and the ductility may be insufficient.

また、マルテンサイトの平均結晶粒径（ｄＭ）は、フェライトの平均結晶粒径（ｄＦ）の１／３以下とすることが好ましく、出来るだけ小さくすることが好ましい。具体的には、マルテンサイトの平均結晶粒径（ｄＭ）は、１．５μｍとすることが好ましく、１．２μｍとすることがより好ましく、０．９μｍとすることが最も好ましい。
硬質なマルテンサイトは、軟質なフェライトと変形能が大きく異なる。このため、引張変形であればネッキング後の大変形下、曲げ成形であれば、小Ｒでの曲げ加工あるいは穴拡げ成形中に、鋼板のフェライトとマルテンサイト界面に変形が集中し、破壊へと至ってしまう虞がある。このような問題に対し、マルテンサイトを細粒化して、平均結晶粒径（ｄＭ）を１．５μｍ以下とすることで、フェライトとマルテンサイトとの個々の界面における変形の集中が抑制されるので、界面へのマイクロボイドや亀裂形成を抑制することが可能となる。 Further, the average crystal grain size (dM) of martensite is preferably 1/3 or less of the average crystal grain size (dF) of ferrite, and is preferably as small as possible. Specifically, the average crystal grain size (dM) of martensite is preferably 1.5 μm, more preferably 1.2 μm, and most preferably 0.9 μm.
Hard martensite is significantly different in deformability from soft ferrite. For this reason, deformation is concentrated at the ferrite and martensite interface of the steel sheet during bending with small R or hole expansion forming if large deformation after necking if it is tensile deformation, and breakage. There is a risk of reaching. For such a problem, since the martensite is refined and the average grain size (dM) is 1.5 μm or less, the concentration of deformation at the individual interface between ferrite and martensite is suppressed. It becomes possible to suppress the formation of microvoids and cracks at the interface.

『鋼板の表層における酸化物の分布』
本発明に係る高強度冷延鋼板においては、良好な機械切断性を得るため、鋼板表層の酸化物の分布や形態を厳密に制御する必要がある。即ち、鋼板組織が上記構成とされたうえで、鋼板の表層４μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉを含有する酸化物を２×１０６（個／ｍｍ２）以上の分布で含有する。また、本発明においては、鋼板の表層において、結晶粒界に存在する、Ｓｉを含有する酸化物のアスペクト比を２以上とすることで、さらに良好な機械切断性が得られる。 "Distribution of oxides on the surface layer of steel sheet"
In the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention, it is necessary to strictly control the oxide distribution and form on the surface layer of the steel sheet in order to obtain good mechanical cutting properties. That is, after the steel plate structure is configured as described above, an oxide containing Si is added to 2 × 10 6 (2 × 10 6 () at either or both of the grain boundary of the surface layer of 4 μm or less of the steel plate, the crystal grain, or both. Pieces / mm 2 ) or more. Furthermore, in the present invention, a better mechanical cutting property can be obtained by setting the aspect ratio of the oxide containing Si present in the crystal grain boundary to 2 or more in the surface layer of the steel sheet.

本発明者等は、高強度冷延鋼板に機械切断や打ち抜き加工等を施す際の機械切断特性を向上させるために鋭意検討した。この結果、高強度冷延鋼板を切断する際の亀裂形成の元となる酸化物を鋼板表層に分散させることにより、機械切断や打ち抜き加工等の際に酸化物が亀裂形成の元となり、機械切断が容易になることを見出した。さらに、本発明者等は、鋼板の表層に分散させる酸化物の密度を適性化、具体的には２×１０６（個／ｍｍ２）以上とすることにより、機械切断特性を向上させる効果が顕著になることを見出した。さらには、酸化物の形態を制御し、板厚方向のアスペクト比を２以上とすることで、機械切断性の改善効果が顕著になることを見出した。 The inventors of the present invention have made extensive studies in order to improve the mechanical cutting characteristics when performing mechanical cutting, punching processing, or the like on a high-strength cold-rolled steel sheet. As a result, by dispersing the oxide that causes crack formation when cutting a high-strength cold-rolled steel sheet in the surface layer of the steel sheet, the oxide becomes the source of crack formation during mechanical cutting or punching, etc. Found that it would be easier. Furthermore, the present inventors have the effect of improving the mechanical cutting characteristics by optimizing the density of the oxide dispersed in the surface layer of the steel sheet, specifically, 2 × 10 6 (pieces / mm 2 ) or more. I found it to be remarkable. Furthermore, it has been found that by controlling the form of the oxide and setting the aspect ratio in the plate thickness direction to 2 or more, the effect of improving the machine cutting property becomes remarkable.

本発明において、酸化物の密度を２×１０６（個／ｍｍ２）以上としたのは、鋼板表層にＳｉを含む酸化物を上記範囲で密度分散させることで、機械切断性が改善するためである。
なお、１×１０１１（個／ｍｍ２）超で酸化物を分散させた場合には、鋼板内部のみならず、表面への酸化物形成も著しく促進されてしまい、溶融めっき鋼板であれば不めっきや合金化遅延を、電気亜鉛めっき鋼板であればめっき剥離しやすくなり、冷延鋼板であれば化成性を劣化させることから好ましくない。このため、酸化物の密度は、１×１０１１（個／ｍｍ２）以下とすることが好ましい。 In the present invention, the oxide density is set to 2 × 10 6 (pieces / mm 2 ) or more because mechanical cutting performance is improved by density-dispersing the oxide containing Si in the above range on the steel sheet surface layer. It is.
In addition, when the oxide is dispersed in excess of 1 × 10 11 (pieces / mm 2 ), not only the inside of the steel sheet but also the formation of oxide on the surface is remarkably promoted. If the electrogalvanized steel sheet is used for the plating or alloying delay, the plating is easily peeled off, and if it is a cold-rolled steel sheet, the chemical conversion is deteriorated. For this reason, it is preferable that the density of an oxide shall be 1 * 10 < 11 > (pieces / mm < 2 >) or less.

なお、本発明では、結晶粒界に存在する、Ｓｉを含有する酸化物のアスペクト比を、板厚方向で２以上とすることにより、酸化物を板厚方向に伸長した形状とすることで、鋼板表層に楔状の酸化物を分散させ、板厚方向への亀裂形成を促進することがより好ましい。これは、酸化物の形状が球状、あるいは、圧延方向と垂直な方向に伸びた形状とした場合、板厚方向への亀裂形成促進効果が得られ難く、酸化物の密度を多くする必要があり、機械切断性とめっき性、化成性の両立が困難となるためである。また、より好ましくは、アスペクト比を２．５以上、さらに好ましくは３．０以上に制御する必要がある。   In the present invention, by setting the aspect ratio of the oxide containing Si present in the crystal grain boundary to 2 or more in the plate thickness direction, the oxide is shaped to extend in the plate thickness direction, More preferably, a wedge-shaped oxide is dispersed in the surface layer of the steel sheet to promote crack formation in the thickness direction. This is because it is difficult to obtain the effect of promoting crack formation in the thickness direction when the oxide shape is spherical or the shape extends in a direction perpendicular to the rolling direction, and the oxide density needs to be increased. This is because it becomes difficult to achieve both mechanical cutting properties, plating properties, and chemical conversion properties. More preferably, the aspect ratio needs to be controlled to 2.5 or more, more preferably 3.0 or more.

高強度冷延鋼板の機械切断特性を向上させるために、鋼板表層に分散させる酸化物としては、特に限定されないが、例えば、Ｓｉ、Ａｉ又はＭｎを含む酸化物等を用いることができる。そして、これらの酸化物を高強度冷延鋼板の表層に分散させることにより、機械切断や打ち抜き加工時の亀裂形成を促進し、高強度冷延鋼板の機械加工特性を向上させることができる。このように、高強度冷延鋼板の表層近傍に内部酸化物を高密度で分散させる方法としては、例えば、鋼板の製鋼過程においてＳｉ、Ａｉ又はＭｎを添加したうえで、冷間圧延時の鋼板表層へのせん断歪の導入、及び、引き続いて行われる熱処理過程での、炉内の雰囲気を制御する方法等が挙げられる。   In order to improve the mechanical cutting characteristics of a high-strength cold-rolled steel sheet, the oxide dispersed in the surface layer of the steel sheet is not particularly limited. For example, an oxide containing Si, Ai, or Mn can be used. Then, by dispersing these oxides in the surface layer of the high-strength cold-rolled steel sheet, it is possible to promote the formation of cracks during mechanical cutting or punching, and improve the machining characteristics of the high-strength cold-rolled steel sheet. Thus, as a method of dispersing the internal oxide at a high density in the vicinity of the surface layer of the high-strength cold-rolled steel sheet, for example, after adding Si, Ai or Mn in the steelmaking process of the steel sheet, the steel sheet during cold rolling Examples include a method of controlling the atmosphere in the furnace during the introduction of shear strain to the surface layer and the subsequent heat treatment process.

本実施形態で説明する例において、高強度冷延鋼板の表層に分散させる酸化物をＳｉ、Ａｉ又はＭｎとした理由としては、鋼板表層に楔状に酸化物を分散させるためである。一方、例えば、ＦｅあるいはＦｅより酸化し難いＮｉ等の酸化物を鋼板表層に分散させた場合、鋼板表面に露出したＦｅが膜状に酸化してしまうため、機械切断特性を向上させることが困難となる。また、一般に、酸化物は溶融金属との間の濡れ性が良くないことから、その後のめっき工程において不めっきを生じさせたり、あるいは、化成処理特性を劣化させたりする虞があることから好ましくない。このような理由により、鋼板の機械切断特性の向上を目的として酸化物を含有させる場合には、Ｆｅよりも酸化し易い元素を主体とする酸化物を利用する必要がある。
また、鋼板表面においてＳｉ酸化物が膜状となった場合も、上記同様、機械切断特性向上に何ら寄与せず、めっき性、合金化反応あるいは化成処理性を劣化させることから好ましくない。このことから、冷間加工及び熱処理工程で製造条件をある範囲に制御することで、酸化物の分布や形態を制御する必要がある。 In the example described in the present embodiment, the reason why the oxide dispersed in the surface layer of the high-strength cold-rolled steel sheet is Si, Ai, or Mn is that the oxide is dispersed in a wedge shape on the steel sheet surface layer. On the other hand, for example, when Fe or an oxide such as Ni that is harder to oxidize than Fe is dispersed in the steel sheet surface layer, Fe exposed on the steel sheet surface is oxidized into a film shape, making it difficult to improve mechanical cutting characteristics. It becomes. In general, an oxide is not preferable because it has poor wettability with a molten metal, and may cause non-plating in a subsequent plating process or may deteriorate chemical conversion characteristics. . For these reasons, when an oxide is included for the purpose of improving the mechanical cutting characteristics of the steel sheet, it is necessary to use an oxide mainly composed of an element that is easier to oxidize than Fe.
Further, when the Si oxide is formed into a film on the surface of the steel plate, it is not preferable because it does not contribute to the improvement of the mechanical cutting characteristics and deteriorates the plating property, the alloying reaction, or the chemical conversion treatment property. Therefore, it is necessary to control the oxide distribution and form by controlling the manufacturing conditions within a certain range in the cold working and heat treatment steps.

例えば、製鋼過程においてＳｉ、Ａｉ又はＭｎを添加したとしても、通常の炉内雰囲気で熱処理を施したのでは、これらの元素は、鋼板表面において酸化物を形成してしまい、鋼板表層の内部に、これら酸化物を分散させることは出来ないという問題がある。即ち、通常の連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備における炉内雰囲気は、Ｆｅにとっては還元雰囲気であっても、Ｓｉ、ＡｌあるいはＭｎにとっては酸化雰囲気となる。このため、通常のＦｅの還元雰囲気では、鋼板内部に含まれるＳｉ、Ａｉ又はＭｎの各々は、鋼板表面へ拡散し、鋼板表面で膜状の酸化物を形成してしまう。
そこで、本発明においては、詳細を後述する製造方法を採用することで炉内の雰囲気を制御することにより、Ｓｉ、Ａｉ又はＭｎが鋼板表面に拡散する前に、鋼板表層近傍における内部で、酸化物として析出させることが可能となる。 For example, even if Si, Ai, or Mn is added in the steelmaking process, if heat treatment is performed in a normal furnace atmosphere, these elements will form oxides on the surface of the steel sheet, and inside the steel sheet surface layer. There is a problem that these oxides cannot be dispersed. That is, the furnace atmosphere in a normal continuous annealing facility or continuous hot dip galvanizing facility is a reducing atmosphere for Fe, but an oxidizing atmosphere for Si, Al, or Mn. For this reason, in the normal reducing atmosphere of Fe, each of Si, Ai, or Mn contained in the steel sheet diffuses to the steel sheet surface and forms a film-like oxide on the steel sheet surface.
Therefore, in the present invention, by controlling the atmosphere in the furnace by adopting a manufacturing method to be described in detail later, before the Si, Ai or Mn diffuses to the steel sheet surface, oxidation is performed in the vicinity of the steel sheet surface layer. It can be deposited as a product.

なお、高強度冷延鋼板の表層に酸化物を分散させて形成する際は、鋼板表面の外観品位の確保や製造性の確保等の観点から、冷延後の焼鈍時に形成させることが簡便であるとともに、成形性、概観確保の観点からも好ましい。   In addition, when forming an oxide dispersed in the surface layer of a high-strength cold-rolled steel sheet, it is easy to form it at the time of annealing after cold-rolling from the viewpoint of ensuring the appearance quality of the steel sheet surface and ensuring the manufacturability. In addition, it is also preferable from the viewpoints of formability and ensuring the appearance.

また、本発明においては、上述のような高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層や合金化した亜鉛メッキ層を設けることにより、高強度亜鉛めっき鋼板を構成することが可能である。高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されていることにより、優れた耐食性を有する鋼板となる。また、高強度冷延鋼板の表面に、合金化した亜鉛メッキ層が形成されていることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れたものとなる。   In the present invention, a high-strength galvanized steel sheet can be formed by providing a galvanized layer or an alloyed galvanized layer on the surface of the above-described high-strength cold-rolled steel sheet. By forming the galvanized layer on the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet, the steel sheet has excellent corrosion resistance. Moreover, since the alloyed galvanized layer is formed on the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet, it has excellent corrosion resistance and excellent paint adhesion.

なお、製鋼段階において、鋼板中のＯ濃度を高めておいて、Ａｌ２Ｏ３のような酸化物を、鋼板表層のみならず、内部まで分散させることも可能であるが、機械切断性が改善可能なほどの多量の酸化物を分散させるとプレス成形性が劣化してしまうことから、優れたプレス成形性が必要な用途には適用し難い。 In addition, in the steelmaking stage, it is possible to increase the O concentration in the steel sheet and to disperse oxides such as Al 2 O 3 not only to the surface layer of the steel sheet but also to the inside, but the machine cutability is improved. If a large amount of oxide that can be dispersed is dispersed, the press formability deteriorates, so that it is difficult to apply to applications that require excellent press formability.

『引張最大強度』
本発明において、鋼板強度を９００ＭＰa以上としたのは、９００ＭＰa以上の高強度鋼板において、シャー切断や打ち抜き加工の際の工具劣化が顕著になるためである。９００ＭＰa未満の鋼板であっても、本発明の効果である機械切断性改善の効果は享受できるものの、その効果が小さいことから、９００ＭＰa以上の鋼板に規定した。 "Maximum tensile strength"
In the present invention, the steel plate strength is set to 900 MPa or more because tool deterioration during shear cutting or punching becomes remarkable in a high strength steel plate of 900 MPa or more. Even if it is a steel plate of less than 900 MPa, although the effect of improving the mechanical cutting property, which is the effect of the present invention, can be enjoyed, the effect is small.

『機械切断特性』
本発明において説明する機械切断特性とは、例えば、以下に説明するような方法で測定し、評価することができる。
一般に、高強度鋼板に対し、シャー切断やポンチによる打ち抜き加工を多数行うと、シャー刃やポンチ先端が磨耗し、クリアランスが増加する。このため、鋼板の打ち抜き回数が増加すると、シャー切断端面や打ち抜き端面のバリが大きくなる。そこで、本発明に係る高強度鋼板の機械切断特性を評価する方法としては、厚さ１．２ｍｍの鋼板を、穴径１０．３ｍｍφのダイ、ポンチ材質ＳＫＤ１１、ポンチ径１０ｍｍφ（クリアランス１２．５％）の条件にて、連続して打ち抜き加工を行い、５０回毎にバリ高さを測定する方法を採用することができる。 Machine cutting characteristics
The mechanical cutting characteristics described in the present invention can be measured and evaluated by, for example, the method described below.
In general, when a high-strength steel sheet is subjected to a number of shear cutting and punching operations using punches, the shear blades and the leading ends of the punches are worn and clearance is increased. For this reason, when the number of times of punching the steel sheet increases, the burrs on the shear cutting end face and the punching end face increase. Therefore, as a method for evaluating the mechanical cutting characteristics of the high-strength steel plate according to the present invention, a steel plate having a thickness of 1.2 mm is formed by using a die having a hole diameter of 10.3 mmφ, a punch material SKD11, a punch diameter of 10 mmφ (clearance 12.5% ) Can be continuously punched and the burr height can be measured every 50 times.

上記方法による評価においては、鋼板の打ち抜き回数が増大すると、ポンチ先端が磨耗し、クリアランスが大きくなることから、バリ高さが増加することが明らかとなっている。但し、測定を重ねた結果、ケースによっては、後半の特定端面のみ、顕著にバリ高さが変化する場合が見受けられた。そこで、打ち抜き穴を、０、９０、１８０、２７０°の各位置で４分割し、何れか一方向のバリ高さが初期値の３．０倍を越えた時点で試験を終了し、この際の打ち抜き回数を限界の打ち抜き回数と定義する。本発明においては、打ち抜き回数が５００回を超えるものを機械切断特性に優れた高強度鋼板と規定することができる。より好ましくは、限界打ち抜き回数が８００回であり、さらに好ましくは１０００回である。   In the evaluation by the above method, it is clear that the burr height increases because the punch tip wears and the clearance increases as the number of punches of the steel sheet increases. However, as a result of repeated measurements, depending on the case, there was a case where the burr height significantly changed only on the specific end face in the latter half. Therefore, the punched hole was divided into four at each of 0, 90, 180, and 270 °, and the test was terminated when the burr height in one direction exceeded 3.0 times the initial value. Is defined as the limit number of punches. In the present invention, a steel sheet having a number of punches exceeding 500 can be defined as a high-strength steel sheet having excellent mechanical cutting characteristics. More preferably, the limit number of punching is 800 times, and more preferably 1000 times.

以上説明したような本発明に係る機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板によれば、上記構成により、プレス成形や穴拡げ加工といった成形時には亀裂形成をもたらさず、良好な成形性が得られ、また、機械切断時には亀裂形成を促進することができ、良好な機械切断特性が得られる。これにより、高い強度特性に加え、優れた機械切断特性と延性とを同時に兼ね備える高強度冷延鋼板を提供することが可能となる。   According to the high-strength cold-rolled steel sheet and high-strength galvanized steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more and excellent mechanical cutting characteristics according to the present invention as described above, the above configuration causes cracks during forming such as press forming and hole expansion processing. Good formability can be obtained without causing formation, and crack formation can be promoted during mechanical cutting, and good mechanical cutting characteristics can be obtained. This makes it possible to provide a high-strength cold-rolled steel sheet that has both excellent mechanical cutting characteristics and ductility in addition to high-strength characteristics.

［高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法］
次に、本発明に係る機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、上述した化学成分組成を有する鋼板に冷間圧延を行なう際に、ロール径が８００ｍｍ以下の小径ロールを用いて、冷延率３０〜７０％で冷間圧延を行う方法とする。
また、本発明の製造方法は、上述した化学成分組成を有する鋼板に熱処理を施す際の炉内の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２及び不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５に制御した雰囲気で行う方法とする。 [Method for producing high-strength cold-rolled steel sheet and high-strength galvanized steel sheet]
Next, a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more and excellent mechanical cutting characteristics according to the present invention will be described.
The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention uses a small-diameter roll having a roll diameter of 800 mm or less and a cold-rolling rate of 30 to 70% when performing cold rolling on the steel sheet having the above-described chemical composition. A method of cold rolling is used.
The manufacturing method of the present invention, the atmosphere in the furnace during the heat treatment the steel sheet having the chemical composition described above, and H 2 contains 1 to 60 vol%, the remainder N 2, H 2 O, O 2 And the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the moisture pressure and the hydrogen partial pressure in the atmosphere to −3 ≦ log (PH 2 O / PH 2 ) ≦ −0.5. The method is performed in a controlled atmosphere.

そして、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、上記化学成分組成を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、その後、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、請求項７に記載の条件で冷間圧延を施し、次いで、連続焼鈍ラインを通板させて請求項８に記載の条件で焼鈍を行なうに際して、加熱時に５５０〜７６０℃間の温度で３０秒以上滞留させ、最高加熱温度７６０〜Ａｃ３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、室温まで冷却する方法である。 The method of manufacturing a high strength cold rolled steel sheet of the present invention, a cast slab having the above chemical composition, was heated to 1050 ° C. or higher after direct or once cooled, then, a hot rolling at Ar 3 transformation point or more Completion, winding in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickling, cold rolling under the conditions of claim 7, then passing through a continuous annealing line. When annealing is performed under the conditions of the above, after heating at a temperature between 550 and 760 ° C. for 30 seconds or more and annealing at a maximum heating temperature of 760 to Ac 3 ° C., an average cooling rate between 10 ° C. and a maximum achieved temperature of 630 ° C. It is a method of cooling to room temperature at an average cooling rate of 3 ° C./second or more between 630 ° C. and 570 ° C.

本発明の高強度冷延鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分組成を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブの製造方法は、特に限定されるものではなく、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものを適宜用いることができる。また、本発明の製造方法は、鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）プロセスにも適合できる。   In order to produce the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, first, a slab having the above-described chemical composition is cast. The manufacturing method of the slab to be subjected to hot rolling is not particularly limited, and a slab manufactured by a continuous casting slab, a thin slab caster, or the like can be used as appropriate. The production method of the present invention can also be adapted to a continuous casting-direct rolling (CC-DR) process in which hot rolling is performed immediately after casting.

次に、鋳造されたスラブを直接又は一旦冷却した後、１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を完了する。本発明においては、熱間圧延におけるスラブの加熱温度を１０５０℃以上にする必要がある。なお、熱間圧延におけるスラブの加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮される。しかし、スラブの加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないため、スラブの加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが好ましい。 Next, the cast slab is directly or once cooled, then heated to 1050 ° C. or higher, and hot rolling is completed at a finish rolling temperature not lower than the Ar 3 transformation point. In the present invention, the heating temperature of the slab in hot rolling needs to be 1050 ° C. or higher. The upper limit of the heating temperature of the slab in hot rolling is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, since it is not economically preferable to raise the heating temperature of the slab excessively, it is preferable that the upper limit of the heating temperature of the slab is less than 1300 ° C.

熱間圧延におけるスラブの加熱温度が１０５０℃未満であると、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点未満となってフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となるので、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織が解消されず、延性や曲げ性に劣るものとなる。また、本発明に係る高強度鋼板の製造方法においては、焼鈍後に９００ＭＰａ以上の引張最大応力を有する高強度鋼板を得るため、スラブに多量の合金元素を含有している。このため、熱間圧延の仕上げ圧延時における圧延荷重が大きくなりがちである。熱間圧延におけるスラブの加熱温度が１０５０℃未満であると、仕上げ圧延温度が低くなり、更なる圧延荷重の増加を招くため、熱間圧延における仕上げ圧延が困難となったり、熱間圧延後に得られる鋼板の形状不良を招いたりする虞がある。 When the heating temperature of the slab in the hot rolling is less than 1050 ° C., the finish rolling temperature becomes less than the Ar 3 transformation point, and two-phase rolling of ferrite and austenite occurs, and the mixed grain structure in which the hot rolled sheet structure is inhomogeneous Therefore, even if it goes through a cold rolling and annealing process, a heterogeneous structure | tissue will not be eliminated, but it will be inferior to ductility and bendability. Moreover, in the manufacturing method of the high strength steel plate which concerns on this invention, in order to obtain the high strength steel plate which has a tensile maximum stress of 900 Mpa or more after annealing, a large amount of alloy elements are contained in the slab. For this reason, the rolling load at the time of finish rolling of hot rolling tends to be large. If the heating temperature of the slab in hot rolling is less than 1050 ° C., the finish rolling temperature is lowered, and the rolling load is further increased, so that finishing rolling in hot rolling becomes difficult or obtained after hot rolling. There is a risk of causing a defective shape of the obtained steel plate.

なお、本実施形態において、Ａｒ３変態点は以下の式により計算する。
Ａｒ３変態点（℃）＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
なお、上記式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ，Ｃｕ、Ｍｏは、鋼中の各成分の含有量（質量％）である。 In the present embodiment, the Ar 3 transformation point is calculated by the following equation.
Ar 3 transformation point (° C.) = 901-325 × C + 33 × Si-92 × (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu / 2 + Mo / 2)
In the above formula, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo are the contents (mass%) of each component in the steel.

また、熱間圧延の仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上であればよく、上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮される。しかしながら、熱間圧延の仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するために、スラブの加熱温度を過度に高温にせねばならなくなり、好ましくない。このことから、熱間圧延の仕上げ圧延温度の上限温度を、１０００℃以下とすることが望ましい。 Further, the finish rolling temperature of the hot rolling may be any Ar 3 transformation point or higher, the upper limit without specifically defined, the effect of the present invention is exhibited. However, when the hot rolling finish rolling temperature is excessively high, the heating temperature of the slab must be excessively high in order to secure the temperature, which is not preferable. From this, it is desirable that the upper limit temperature of the finish rolling temperature of hot rolling be 1000 ° C. or less.

次に、熱間圧延を完了した鋼板を４００℃〜６７０℃の温度域にて巻き取る。ここでの巻き取り温度が６７０℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するものとなる。このため、焼鈍後の組織不均質性が大きくなり、最終製品の曲げ性が劣化する。また、巻き取り温度が６７０℃を超えると、鋼板表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大するため、後述する酸洗による効果が十分に得られなくなるので好ましくない。   Next, the steel plate that has been hot-rolled is wound up in a temperature range of 400 ° C to 670 ° C. When the coiling temperature here exceeds 670 ° C., coarse ferrite and pearlite structure exist in the hot-rolled structure. For this reason, the structure heterogeneity after annealing becomes large, and the bendability of the final product deteriorates. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 670 ° C., the thickness of the oxide formed on the surface of the steel sheet is excessively increased.

また、巻き取り温度が６３０℃以下であると、焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させるとともに、焼鈍後の組織を均質分散させて曲げ性を向上させることができ、より好ましい。しかしながら、巻き取り温度が４００℃未満になると、熱延板強度が極端に増加することから、冷間圧延の際に板破断や形状不良といったトラブルを誘発しやすくなる。従って、巻き取り温度の下限は４００℃とする必要がある。
なお、仕上げ圧延は、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に行っても良い。また、粗圧延板は、一旦巻き取っても構わない。 Moreover, it is more preferable that the coiling temperature is 630 ° C. or less because the structure after annealing can be made fine to improve the strength ductility balance, and the structure after annealing can be uniformly dispersed to improve the bendability. However, when the coiling temperature is less than 400 ° C., the strength of the hot rolled sheet is extremely increased, so that troubles such as sheet breakage and shape defects are easily induced during cold rolling. Therefore, the lower limit of the winding temperature needs to be 400 ° C.
Note that the finish rolling may be continuously performed by joining the rough rolled plates during hot rolling. The rough rolled plate may be wound up once.

次に、熱間圧延を完了し、巻き取られた鋼板を酸洗する。酸洗を行うことにより、鋼板表面の酸化物を除去することができる。このため、酸洗は、最終製品の高強度冷延鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性を向上させるために、重要である。また、酸洗は、一回行っても良いし、複数回に分けて行っても良い。   Next, hot rolling is completed and the wound steel sheet is pickled. By pickling, the oxide on the steel sheet surface can be removed. For this reason, pickling is important in order to improve the chemical conversion of the high-strength cold-rolled steel sheet as a final product and the hot-dip plating of a cold-rolled steel sheet for hot-dip zinc or alloyed hot-dip galvanized steel sheet. Moreover, pickling may be performed once or may be performed in a plurality of times.

その後、冷間圧延並びに焼鈍を行うことで、酸化物の形態や分布を制御するとともに、９００ＭＰa以上の引張最大強度と優れた成形性を具備させるため、鋼板の組織を制御する。この際、まず、以下に詳述する条件の冷間圧延及び焼鈍を適用するとともに、以下に示す第１条件または第２条件で高強度冷延鋼板を製造する。   Then, by performing cold rolling and annealing, the form and distribution of the oxide are controlled, and the structure of the steel sheet is controlled in order to provide a maximum tensile strength of 900 MPa or more and excellent formability. Under the present circumstances, first, while applying the cold rolling and annealing of the conditions explained in full detail below, a high intensity | strength cold-rolled steel plate is manufactured on the 1st conditions or 2nd conditions shown below.

「冷間圧延条件」
本発明の製造方法においては、鋼板の表層４μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉを含有する酸化物を２×１０６（個／ｍｍ２）以上の分布で含有させるため、上述した化学成分組成を有する鋼板に冷間圧延を行なう際に、ロール径が８００ｍｍ以下の小径ロールを用いて、冷延率３０〜７０％で冷間圧延を行う方法とする。このような方法とすることにより、高強度冷延鋼板の表面に多くのせん断歪を導入し、鋼板表層に酸化物を高密度で分散させることが可能となる。 "Cold rolling conditions"
In the manufacturing method of the present invention, 2 × 10 6 (pieces / mm 2 ) of an Si-containing oxide is present in either or both of the crystal grain boundary of the surface layer of 4 μm or less of the steel sheet, or the crystal grain. In order to contain in the above distribution, when performing cold rolling on the steel plate having the above-described chemical composition, cold rolling is performed at a cold rolling rate of 30 to 70% using a small diameter roll having a roll diameter of 800 mm or less. The method. By adopting such a method, it becomes possible to introduce a large amount of shear strain on the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet and to disperse the oxide at a high density on the steel sheet surface layer.

本発明において、冷延時のロール径を８００ｍｍ以下と規定したのは、鋼板表面にせん断歪を可能な限り多く導入し、酸化物を高密度に分散させるためである。このような作用が得られるメカニズムの詳細は明らかではないが、粒界や転位が高密度に絡み合ったせん断帯には、楔状の酸化物が形成しやすい傾向があるためと考えられる。あるいは、せん断帯は、再結晶の優先核生成サイトになることから、鋼板表面の細粒化をもたらすためと考えられる。これらの結果、粒界面積が増大し、酸化物の密度も増加するものと考えられる。
上記理由により、冷延時に用いるロールの径を８００ｍｍ以下とし、鋼板表面に効果的にせん断歪を加えることが好ましい。また、ロール径は出来る限り小径であることが好ましく、７００ｍｍ以下とすることがより好ましい。一方、ロール径を過度に小さくすると、磨耗により消耗が早くなってしまう等、メンテナンスコストが高くなることから、１００ｍｍ以上とすることが好ましい。 In the present invention, the reason why the roll diameter at the time of cold rolling is specified to be 800 mm or less is to introduce as much shear strain as possible to the steel sheet surface and to disperse the oxide at a high density. Although the details of the mechanism for obtaining such an action are not clear, it is considered that a wedge-shaped oxide tends to be easily formed in a shear band in which grain boundaries and dislocations are intertwined with high density. Alternatively, it is considered that the shear band is a preferential nucleation site for recrystallization, and therefore, the steel plate surface is refined. As a result, it is considered that the grain interface area increases and the oxide density also increases.
For the above reasons, it is preferable that the diameter of the roll used at the time of cold rolling is 800 mm or less to effectively apply shear strain to the steel sheet surface. The roll diameter is preferably as small as possible, and more preferably 700 mm or less. On the other hand, if the roll diameter is excessively small, the maintenance cost becomes high, for example, wear is accelerated due to wear.

また、本発明に係る製造方法においては、圧延油を用いて上述のような冷間圧延を行っても良い。ここで、鋼板表層にせん断歪を効果的に導入する観点からは、鋼板表面の摩擦係数は高い方が望ましいものの、無潤滑では圧延荷重の増大を招いてしまうという問題がある。このため、鋼板表面の摩擦係数を大幅に低減しない範囲であれば、圧延油を用いた冷間圧延を行っても良い。   Moreover, in the manufacturing method which concerns on this invention, you may perform the above cold rolling using rolling oil. Here, from the viewpoint of effectively introducing shear strain into the steel sheet surface layer, a higher coefficient of friction on the steel sheet surface is desirable, but there is a problem that unlubricating causes an increase in rolling load. For this reason, cold rolling using rolling oil may be performed as long as the friction coefficient on the steel sheet surface is not significantly reduced.

「焼鈍（熱処理）の条件」
本発明に係る高強度鋼板の製造方法では、上述した化学成分組成を有する鋼板に熱処理を施す際の炉内の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２及び不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５に制御した雰囲気で行う方法とする。本発明においては、炉内雰囲気を上記条件とすることにより、高強度冷延鋼板の表層４μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉを含有する酸化物を２×１０６（個／ｍｍ２）以上の分布で含有させることが可能となる。また、Ｓｉを多量に含有する鋼板であっても、連続めっきラインの炉内の雰囲気を上記条件とすることで、鋼板内部にＳｉ酸化物を分布させることができ、この酸化物により、溶融金属との間の濡れ性の向上や、合金化反応の促進を図ることが可能となる。 "Conditions for annealing (heat treatment)"
The method of producing a high strength steel sheet according to the present invention, the atmosphere in the furnace during the heat treatment the steel sheet having the chemical composition described above, and H 2 contains 1 to 60 vol%, the remainder N 2, H 2 O , O 2 and inevitable impurities, and the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the water pressure and the hydrogen partial pressure in the atmosphere is −3 ≦ log (PH 2 O / PH 2 ) ≦ −0 The method is performed in an atmosphere controlled to .5. In the present invention, by setting the atmosphere in the furnace to the above-described conditions, an oxide containing Si is present in either or both of the crystal grain boundary of the surface layer of 4 μm or less of the high-strength cold-rolled steel sheet or the crystal grain. It becomes possible to contain a product with a distribution of 2 × 10 6 (pieces / mm 2 ) or more. Moreover, even in the case of a steel sheet containing a large amount of Si, Si oxide can be distributed inside the steel sheet by setting the atmosphere in the furnace of the continuous plating line to the above conditions. It is possible to improve the wettability between the two and promote the alloying reaction.

本発明に係る製造方法において、炉内の雰囲気のＨ２濃度を１〜６０体積％の範囲としたのは、６０体積％を超えてＨ２濃度が増加すると製造コストが上昇し、また、１体積％未満だと、鋼板に含まれるＦｅが酸化して濡れ性やめっき密着性を低下させるためである。特に、Ｈ２濃度を６０体積％超とすることは経済的に好ましくないことから、本発明に係る製造方法では、これを上限とし、炉内の雰囲気のＨ２濃度を１〜６０体積％の範囲とした。 In the production method according to the present invention, the H 2 concentration of the atmosphere in the furnace is in the range of 1 to 60% by volume because the production cost increases when the H 2 concentration increases beyond 60% by volume, and 1 This is because if it is less than volume%, Fe contained in the steel plate is oxidized to reduce wettability and plating adhesion. In particular, since it is not economically preferable to make the H 2 concentration over 60% by volume, in the production method according to the present invention, this is the upper limit, and the H 2 concentration of the atmosphere in the furnace is 1 to 60% by volume. The range.

また、本発明に係る製造方法において、炉内の雰囲気の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることで、Ｓｉを多量に含む鋼であっても、優れためっき性が確保される。ここで、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の下限を−３以上としたのは、この数値未満では鋼板表面にＳｉを含む酸化物が形成される割合が多くなり、濡れ性やめっき密着性を低下させるためである。一方、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）の上限を−０．５としたのは、これ以上の数値としても、その効果が飽和するためである。 In the production method according to the present invention, the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the moisture pressure and hydrogen partial pressure of the atmosphere in the furnace is −3 ≦ log (PH 2 O / PH 2 ) ≦ −0.5. As a result, even if the steel contains a large amount of Si, excellent plating properties are ensured. Here, the lower limit of the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the water pressure and the hydrogen partial pressure is set to −3 or more. This is to reduce wettability and plating adhesion. On the other hand, the reason why the upper limit of the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the water pressure and the hydrogen partial pressure is set to −0.5 is that the effect is saturated even when the numerical value is higher than this.

即ち、本発明に係る製造方法においては、炉内の雰囲気を上記範囲に制御することで、鋼板内部において、Ｆｅが酸化せず、且つ、Ｓｉが内部酸化する条件となる。ここで、本発明において説明する内部酸化とは、鋼板の内部に酸化物が形成される現象であり、鋼板内部に拡散したＯと、鋼板内部に含まれるＳｉとが反応して酸化物を形成することで、Ｓｉが鋼板表層に拡散する前に、鋼板内部で酸化物を形成する現象である。これにより、不めっきや、めっき密着性の低下の原因であった、鋼板表面における酸化物形成を抑制することが可能となる。   That is, in the manufacturing method according to the present invention, by controlling the atmosphere in the furnace within the above range, the conditions are such that Fe is not oxidized and Si is internally oxidized inside the steel sheet. Here, the internal oxidation described in the present invention is a phenomenon in which an oxide is formed inside the steel plate, and O diffused inside the steel plate reacts with Si contained in the steel plate to form an oxide. This is a phenomenon in which an oxide is formed inside the steel plate before Si diffuses into the surface layer of the steel plate. Thereby, it becomes possible to suppress the formation of oxide on the surface of the steel sheet, which is a cause of non-plating and deterioration of plating adhesion.

なお、本発明に係る製造方法においては、炉内の雰囲気を制御する方法として、水分圧と水素分圧との比を制御する方法を採用しているが、これには限定されない。例えば、二酸化炭素と一酸化炭素、又は、二酸化窒素と一酸化窒素との分圧を制御するか、あるいは、炉内に直接酸素を吹き込む方法であっても上記同様の効果が得られる。また、炉内の水分圧と水素分圧との比は、炉内に水蒸気を吹き込むことで調整する方法が簡便で好ましい。   In the manufacturing method according to the present invention, as a method for controlling the atmosphere in the furnace, a method for controlling the ratio between the moisture pressure and the hydrogen partial pressure is adopted, but the method is not limited thereto. For example, the same effect as described above can be obtained by controlling the partial pressure of carbon dioxide and carbon monoxide, or nitrogen dioxide and nitrogen monoxide, or by directly blowing oxygen into the furnace. Moreover, the method of adjusting the ratio of the moisture pressure in the furnace and the hydrogen partial pressure by blowing water vapor into the furnace is simple and preferable.

従来の製造方法を用いて冷延鋼板または亜鉛めっき鋼板を製造する場合、製造時における焼鈍炉内の雰囲気が適性化されていないため、以下に示すような問題が生じる虞があった。
本発明に係る高強度冷延鋼板では、機械切断性を向上させるためのＳｉ酸化物を表層に形成させるために、鋼板中にＳｉを添加している。このＳｉは、Ｆｅと比較して極めて酸化しやすい元素であるため、Ｓｉの添加された鋼板の表面には、Ｓｉ酸化物が形成されやすい。鋼板の表面に形成されたＳｉ酸化物は、高強度冷延鋼板における化成処理性を劣化させる原因となる。また、これらの酸化物は、亜鉛などの溶融金属との濡れ性が悪いため、Ｓｉの添加された高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する場合、不めっきの原因となる。また、Ｓｉは、合金化処理を施した高強度亜鉛めっき鋼板を製造する際に、合金化を遅延するなどの問題を引き起こす場合があった。 When a cold-rolled steel sheet or a galvanized steel sheet is manufactured using a conventional manufacturing method, the following problems may occur because the atmosphere in the annealing furnace at the time of manufacture is not optimized.
In the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention, Si is added to the steel sheet in order to form Si oxide for improving the machine cutting property on the surface layer. Since Si is an element that is very easily oxidized as compared with Fe, Si oxide is easily formed on the surface of the steel sheet to which Si is added. The Si oxide formed on the surface of the steel sheet causes deterioration of the chemical conversion processability in the high-strength cold-rolled steel sheet. In addition, these oxides have poor wettability with molten metals such as zinc, and thus cause non-plating when a galvanized layer is formed on the surface of a high-strength steel sheet to which Si is added. In addition, Si sometimes causes problems such as delaying alloying when producing a high-strength galvanized steel sheet subjected to alloying treatment.

これに対し、本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法では、鋼板の焼鈍を行う際の炉内雰囲気を上記条件とすることにより、鋼板表面への酸化物形成が抑制されることから、高強度冷延鋼板を製造した場合においては高強度冷延鋼板の化成処理性を向上させることができる。これにより、高強度亜鉛めっき鋼板を製造した場合においては高強度亜鉛めっき鋼板の濡れ性の向上を向上させることができ、不めっきを抑制できるとともに合金化反応の促進を図ることができる。   On the other hand, in the method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention, by forming the furnace atmosphere at the time of annealing the steel sheet as described above, oxide formation on the steel sheet surface is suppressed. In the case of producing a high-strength cold-rolled steel sheet, the chemical conversion property of the high-strength cold-rolled steel sheet can be improved. Thereby, when manufacturing a high-strength galvanized steel sheet, the improvement of the wettability of a high-strength galvanized steel sheet can be improved, non-plating can be suppressed and alloying reaction can be promoted.

なお、上述したように、高強度冷延鋼板の表層に酸化物を分散させて形成する際は、鋼板表面の外観品位の確保や製造性の確保等の観点から、冷延後の焼鈍時に形成することが簡便であるとともに、成形性、概観確保の観点からも好ましい。   In addition, as mentioned above, when forming an oxide dispersed in the surface layer of a high-strength cold-rolled steel sheet, it is formed at the time of annealing after cold-rolling from the viewpoint of ensuring the appearance quality of the steel sheet surface and ensuring the manufacturability. It is easy to do, and it is preferable also from a viewpoint of moldability and ensuring appearance.

また、本発明に係る製造方法においては、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前の鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの内の単独あるいは複数からなるめっきを施しても良く、本発明の範囲を逸脱するものではない。   Further, in the manufacturing method according to the present invention, in order to further improve the plating adhesion, the steel plate before annealing may be plated with Ni, Cu, Co, Fe alone or plurally. It does not depart from the scope of the invention.

さらには、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬する」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初に鋼板表面を酸化させ、その後還元することにより、めっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行い、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、何れの条件で処理を行った場合でも、本発明の効果が得られる。 Further, regarding annealing before plating, “after degreasing pickling, heating in a non-oxidizing atmosphere, annealing in a reducing atmosphere containing H 2 and N 2 , cooling to near the plating bath temperature, and invading the plating bath. All-reduction furnace method called “Zimmer” method, “Immerse in plating bath after cleaning before plating by adjusting the atmosphere during annealing, first oxidizing the steel plate surface and then reducing it” Or, there is a flux method such as “flux treatment using degreased and pickled steel plate and then ammonium chloride or the like, and immersion in a plating bath”. The effect is obtained.

「第１条件」
上記条件で冷延された鋼板を、上記条件で焼鈍を行なう連続焼鈍ラインに通板させるに際して、加熱時に５５０〜７６０℃間の温度で３０秒以上滞留させ、最高加熱温度７６０〜Ａｃ３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、室温まで冷却する。 "First condition"
When the steel sheet cold-rolled under the above conditions is passed through a continuous annealing line that is annealed under the above-described conditions, the steel sheet is kept at a temperature between 550 and 760 ° C. for 30 seconds or more during heating, and the maximum heating temperature is 760 to Ac 3 ° C. After annealing, it cools between the highest attained temperature and 630 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or less, and further cools between 630 ° C. and 570 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C./second or more to room temperature.

「第２条件」
上記条件で冷延された鋼板を、上記条件で焼鈍を行なう連続焼鈍ラインに通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で４５０〜２５０℃まで冷却した後、４５０〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持する。 "Second condition"
When the steel sheet cold-rolled under the above conditions is passed through a continuous annealing line that is annealed under the above-mentioned conditions, the steel sheet is annealed in the same manner as the first condition described above, and then the average temperature between the maximum temperature reached to 630 ° C. is cooled. Cool at a rate of 10 ° C / second or less, and further cool between 630 ° C and 570 ° C to 450-250 ° C at an average cooling rate of 3 ° C / second or more, and then hold at a temperature range of 450-250 ° C for 30 seconds or more. .

本発明に係る製造方法では、上記第１条件又は第２条件の工程を備えることにより、機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られる。   In the manufacturing method according to the present invention, a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics can be obtained by providing the process of the first condition or the second condition.

また、本発明においては、第１条件又は第２条件で得られた高強度冷延鋼板に亜鉛系電気めっきを施すことにより、高強度亜鉛めっき鋼板を製造することが可能である。
またさらに、本発明においては、上記方法によって得られた冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板させることにより、高強度亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。この場合には、以下に示すような第３条件又は第４条件で処理を行う。 In the present invention, a high-strength galvanized steel sheet can be produced by applying zinc-based electroplating to the high-strength cold-rolled steel sheet obtained under the first condition or the second condition.
Furthermore, in the present invention, a high-strength galvanized steel sheet may be produced by passing the cold-rolled steel sheet obtained by the above method through a continuous galvanizing line. In this case, processing is performed under the third condition or the fourth condition as described below.

「第３条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を第１条件と同様にして冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、冷却する。
上述のように、鋼板を、６３０℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃間において好適な温度まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬することで、表面に亜鉛めっき層が形成された高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。 "Third condition"
When passing through the continuous hot dip galvanizing line, annealing is performed in the same manner as in the first condition described above, and then cooling is performed in the same manner as in the first condition between the highest temperature of 630 ° C and 630 ° C to 570 ° C. After cooling between 0 ° C. and an average cooling rate of 3 ° C./second or more from {Zinc plating bath temperature (° C.) − 40 (° C.)} ° C. to {Zinc plating bath temperature (° C.) + 50 (° C.)} ° C. Immerse in the bath and then cool.
As described above, after cooling the steel sheet to a suitable temperature between 630 ° C. to {Zinc plating bath temperature (° C.) − 40 (° C.)} ° C. to {Zinc plating bath temperature (° C.) + 50 (° C.)} ° C. By immersing in a galvanizing bath, a high-strength galvanized steel sheet having a galvanized layer formed on the surface can be obtained.

「第４条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第３条件と同様にして、亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程を行った後、４６０〜６００℃の温度で合金化処理を施し、その後、冷却する。
このような合金化処理を行うこことで、表面に亜鉛メッキ層が合金化されてなるＺｎ−Ｆｅ合金が形成され、表面に合金化した亜鉛メッキ層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。 "4th condition"
When letting the continuous hot dip galvanizing line pass through, after performing the process until it is immersed in the galvanizing bath in the same manner as the third condition described above, an alloying treatment is performed at a temperature of 460 to 600 ° C., Cooling.
Here, when the alloying treatment is performed, a Zn-Fe alloy formed by alloying a galvanized layer on the surface is formed, and a high-strength galvanized steel sheet having the alloyed galvanized layer on the surface is obtained.

以上説明したような本発明に係る機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、上記方法によって鋼板組織を制御することで、高い強度特性に加え、優れた機械切断特性と延性とを同時に兼ね備える高強度冷延鋼板を製造することが可能となる。  According to the manufacturing method of the high-strength cold-rolled steel sheet and the high-strength galvanized steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics according to the present invention as described above, by controlling the steel sheet structure by the above method, In addition to high strength characteristics, it is possible to produce a high-strength cold-rolled steel sheet that simultaneously has excellent mechanical cutting characteristics and ductility.

以下、本発明に係る機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。   Hereinafter, examples of the high-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more and the production method thereof excellent in mechanical cutting characteristics according to the present invention, and the high-strength galvanized steel sheet and the production method thereof will be given, and the present invention will be more specifically described. However, the present invention is not limited to the following examples, and can be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the purpose described above and below. Is also included in the technical scope of the present invention.

［鋼板の製造］
まず、製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と化学成分を制御することにより、下記表１に示す化学成分組成のスラブを得た。 [Manufacture of steel sheets]
First, slabs having chemical composition shown in Table 1 below were obtained by controlling deoxidation / desulfurization and chemical composition of molten steel in the steelmaking process.

Figure 0005499663
Figure 0005499663

その後、得られた冷延鋼板を、下記表２及び表３に示す条件の連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインを通板させて高強度冷延鋼板または高強度亜鉛めっき鋼板を製造した。この際、各実験例において、以下に説明する第１〜第４条件の各々を適宜適用し、各鋼板を製造した。   Thereafter, the obtained cold-rolled steel sheet was passed through a continuous annealing line or a continuous hot-dip galvanizing line under the conditions shown in Table 2 and Table 3 below to produce a high-strength cold-rolled steel sheet or a high-strength galvanized steel sheet. Under the present circumstances, in each experiment example, each of the 1st-4th conditions demonstrated below was applied suitably, and each steel plate was manufactured.

Figure 0005499663
Figure 0005499663

Figure 0005499663
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「第１条件」
連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、加熱時に５５０〜７６０℃間の温度において表２及び表３に示す滞留時間で滞留させ、さらに、表２及び表３に示す最高加熱温度〜Ａｃ３℃で焼鈍を行った。そして、最高到達温度〜６３０℃間を表２に示す平均冷却速度で冷却した後、さらに、６３０℃〜５７０℃間を表２及び表３に示す平均冷却速度で冷却し、鋼板を製造した。
その後、一部の実験例においては、表２及び表３に示す保持温度において、表２及び表３に示す保持時間で保持することにより、以下に説明する第２〜第４条件の工程を行なった。 "First condition"
When passing through a continuous annealing line or a continuous hot dip galvanizing line, it is allowed to stay at a temperature between 550 and 760 ° C. during heating with a residence time shown in Table 2 and Table 3, and further, a maximum heating temperature shown in Table 2 and Table 3 It was annealed at ~Ac 3 ℃. And after cooling between the highest ultimate temperature and 630 degreeC with the average cooling rate shown in Table 2, it further cooled between 630 degreeC-570 degreeC with the average cooling rate shown in Table 2 and Table 3, and manufactured the steel plate.
Thereafter, in some experimental examples, by holding at the holding temperatures shown in Tables 2 and 3 for the holding times shown in Tables 2 and 3, the steps of the second to fourth conditions described below are performed. It was.

「第２条件」
連続焼鈍ラインを通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間、６３０℃〜５７０℃間を第１条件と同様にして冷却した。さらに、４５０〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持することにより、鋼板を製造した。 "Second condition"
When passing through the continuous annealing line, annealing was performed in the same manner as in the first condition described above, and then cooling was performed in the same manner as in the first condition between the highest attained temperature and 630 ° C, and between 630 ° C and 570 ° C. Furthermore, the steel plate was manufactured by hold | maintaining for 30 second or more in the temperature range of 450-250 degreeC.

「第３条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第１条件と同様にして焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を第１条件と同様にして冷却した。さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃まで冷却した。その後、亜鉛めっき浴に浸漬し、冷却することにより、表面に亜鉛めっき層が形成された鋼板を製造した。 "Third condition"
When passing through the continuous hot dip galvanizing line, annealing was performed in the same manner as in the first condition described above, and then cooling was performed in the same manner as in the first condition between the highest attained temperature and 630 ° C. Further, between 630 ° C. and 570 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C./second or more, from {Zinc plating bath temperature (° C.) − 40 (° C.)} ° C. to {Zinc plating bath temperature (° C.) + 50 (° C.)} ° C. Cooled down. Then, the steel plate in which the zinc plating layer was formed in the surface was manufactured by being immersed in a galvanization bath and cooling.

「第４条件」
連続溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際して、上述した第３条件と同様にして、亜鉛めっき浴に浸漬するまでの工程を行った後、４６０〜６００℃の温度で合金化処理を施し、その後、冷却することにより、表面に合金化した亜鉛メッキ層を有する鋼板を製造した。 "4th condition"
When letting the continuous hot dip galvanizing line pass through, after performing the process until it is immersed in the galvanizing bath in the same manner as the third condition described above, an alloying treatment is performed at a temperature of 460 to 600 ° C., By cooling, a steel plate having a galvanized layer alloyed on the surface was produced.

［評価試験］
上記方法によって製造した各実験例の鋼板について、以下のような評価試験を行った。 [Evaluation test]
The steel sheet of each experimental example manufactured by the above method was subjected to the following evaluation test.

「鋼板組織」
まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて各実験例の鋼板の組織観察を行い、鋼板の組織分率、並びに、フェライト及びマルテンサイト粒径を測定し、下記表４及び表５に記載した。ここで、フェライト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、オーステナイト及び残部組織の同定や、存在位置の観察及び面積率の測定は、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、板厚の１／４厚み位置を１０００〜１００００倍にて観察した。
なお、組織の同定にあたっては、本実施例では上記方法を採用したが、その他、光学顕微鏡、ＦＥＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）−ＥＢＳＰ（後方散乱電子回折）法を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定を用いることも可能である。
"Steel structure"
First, the structure of the steel sheet of each experimental example was observed using a scanning electron microscope (SEM), the structural fraction of the steel sheet, and the ferrite and martensite particle sizes were measured and listed in Tables 4 and 5 below. . Here, ferrite, martensite, pearlite, cementite, bainite, identification and austenite and remaining structure, observation and measurement of the area ratio of the present position, the reagent disclosed in nital reagent and JP Sho 59-219473 Patent Publication The steel plate rolling direction cross section or the rolling direction perpendicular cross section was corroded, and the 1/4 thickness position of the plate thickness was observed at 1000 to 10000 times.
In the identification of the tissue, the above method was adopted in this example, but in addition, crystal orientation analysis using an optical microscope, FESEM (field emission scanning electron microscope) -EBSP (backscattered electron diffraction) method, It is also possible to use micro region hardness measurement such as micro Vickers hardness measurement.

「酸化物の分布密度並びにアスペクト比」
酸化物の個数密度並びにアスペクト比の測定に関しては、ＳＥＭ並びにＥＰＭＡを用いることで評価した。まず、鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を観察面とし、埋め込み研磨を行った後、ＥＰＭＡにて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｏの元素のマッピングを行い酸化物の種類を同定した。その後、ＳＥＭを用いて、３０００倍にて、各２０視野ずつ観察を行い、酸化物の個数密度を測定し、その平均値を個数密度とした。なお、本発明の成分並びに製造条件で製造した鋼板の表層に存在する酸化物は、Ｓｉを含有するＳｉＯ２、ＭｎＳｉＯ４等の酸化物であり、その一部が、ＡｌやＣｒで置換された酸化物であった。
また、本発明では、Ｓｉの一部が、ＡｌやＣｒで置換された含む酸化物であっても、Ｓｉを多く含む酸化物であることから、Ｓｉ酸化物として個数密度やアスペクト比を測定した。なお、本実施例において、鋼板表層とは、鋼板表面を示すのではなく、冷延鋼板であれば表面近傍の地鉄側を示し、電気めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、めっき層と地鉄界面から鋼板側の界面近傍を指す。 "Oxide distribution density and aspect ratio"
The measurement of the number density and aspect ratio of the oxide was evaluated by using SEM and EPMA. First, a section in the rolling direction of the steel sheet or a section in the direction perpendicular to the rolling direction was used as an observation surface, embedded polishing was performed, and then the elements of Si, Mn, Al, and O were mapped by EPMA to identify the type of oxide. Then, using SEM, each 20 visual fields were observed by 3000 times, the number density of the oxide was measured, and the average value was made into the number density. Note that the oxide existing in the surface layer of the steel sheet produced in components and manufacturing conditions of the present invention is an oxide such as SiO 2, MnSiO 4 containing Si, partially substituted with Al and Cr It was an oxide.
Further, in the present invention, even if an oxide containing a part of Si substituted with Al or Cr is an oxide containing a large amount of Si, the number density and aspect ratio of the Si oxide were measured. . In this example, the steel sheet surface layer does not indicate the surface of the steel sheet, but if it is a cold-rolled steel sheet, it indicates the ground iron side near the surface, and is an electroplated steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, an alloyed hot-dip galvanized steel sheet. If so, the vicinity of the interface on the steel sheet side from the plating layer and the ground iron interface is indicated.

「機械切断特性」
各実験例の鋼板を厚さが１．２ｍｍに成るように、冷間圧延、焼鈍、めっきを行い、板厚１．２ｍｍの鋼板を加工した後、穴径１０．３ｍｍφのダイ、ポンチ材質ＳＫＤ１１、ポンチ径１０ｍｍφ（クリアランス１２．５％）の条件にて、連続して打ち抜き加工を行い、５０回毎にバリ高さを測定した。この際、打ち抜き穴を、０、９０、１８０、２７０°の各位置で４分割し、何れか一方向のバリ高さが初期値の１．５倍を越えた時点で試験を終了し、この際の打ち抜き回数を限界の打ち抜き回数とし、結果を下記表４及び表５に記載した。なお、本実施例においては、製品板の板厚を変えることなく種々の冷延率を得るために、熱延板の厚みを種々変化させて製品板を作製した。 "Machine cutting characteristics"
Cold rolling, annealing and plating were performed so that the steel plate of each experimental example had a thickness of 1.2 mm, and after processing the steel plate with a plate thickness of 1.2 mm, a die having a hole diameter of 10.3 mmφ, punch material SKD11 Then, punching was continuously performed under the condition of a punch diameter of 10 mmφ (clearance 12.5%), and the burr height was measured every 50 times. At this time, the punched hole is divided into four at each of 0, 90, 180, and 270 °, and the test is terminated when the burr height in any one direction exceeds 1.5 times the initial value. The number of punches at that time was set as the limit number of punches, and the results are shown in Tables 4 and 5 below. In this example, in order to obtain various cold rolling rates without changing the thickness of the product plate, the product plate was produced by changing the thickness of the hot-rolled plate.

「引張最大強度（ＴＳ）及び伸び率（Ｅｌ．：延性（全伸び））」
各実験例の鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に沿って、引張最大強度ＴＳ（ＭＰａ）及び伸び率（Ｅｌ．（全伸び））を測定し、下記表４及び表５に記載した。
"Tensile maximum strength (TS) and elongation ( El . : ductility (total elongation) )"
No. 5 test piece described in JIS Z 2201 was processed from the steel plate of each experimental example, and along the test method described in JIS Z 2241, the maximum tensile strength TS (MPa) and the elongation rate ( El. ) ) Was measured and listed in Table 4 and Table 5 below.

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［評価結果］
表１〜表５に示すように、本発明で規定する鋼成分を有し、また、本発明で規定する製造条件によって製造された本発明例（表１〜表５の備考欄を参照）の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層における酸化物の分布密度が全て２×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、また、機械切断特性の指標である限界打ち抜き回数が全て８００回以上、引張最大強度が９００ＭＰａ以上、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が１６０００（ＭＰa×％）以上であった。さらに、本発明例においては、鋼板の表層において、結晶粒界に存在する、Ｓｉを含有する酸化物のアスペクト比が、全て２以上であった。これらの評価結果より、本発明例の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板は、引張最大応力９００ＭＰａ以上の高い強度特性に加え、優れた機械切断特性と延性とを同時に兼ね備えることが明らかとなった。
[Evaluation results]
As shown in Tables 1 to 5, examples of the present invention (see the remarks column in Tables 1 to 5) having steel components defined in the present invention and manufactured according to the manufacturing conditions specified in the present invention. High-strength cold-rolled steel sheets and high-strength galvanized steel sheets all have oxide distribution density of 2 × 10 6 (pieces / mm 2 ) or more in the surface layer of the steel sheet, and limit punching times that are indicators of mechanical cutting characteristics All were 800 times or more, the maximum tensile strength was 900 MPa or more, and the strength-ductility balance (TS × El . ) Was 16000 (MPa ×%) or more. Furthermore, in the present invention examples, in the surface layer of the steel sheet, the aspect ratios of the oxides containing Si existing at the crystal grain boundaries were all 2 or more. From these evaluation results, it is clear that the high-strength cold-rolled steel sheet and high-strength galvanized steel sheet according to the present invention have excellent mechanical cutting characteristics and ductility at the same time in addition to high strength characteristics of a tensile maximum stress of 900 MPa or more. became.

これに対し、比較例の冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板は、本発明で規定する化学成分組成や各製造条件の何れかが満たされていないため、以下に説明するように、鋼板表層における酸化物の分布密度、限界打ち抜き回数（機械切断特性）、引張最大強度及び延び率（成形性）、さらにアスペクト比の何れかの項目が、目標となる特性を満足することができない結果となった。   On the other hand, the cold-rolled steel sheet and the galvanized steel sheet of the comparative example do not satisfy any of the chemical component composition and each production condition specified in the present invention. The distribution density, the number of critical punches (mechanical cutting characteristics), the maximum tensile strength and elongation (formability), and the aspect ratio did not satisfy the target characteristics.

実験例Ａ−４、Ａ−５の冷延鋼板は、冷間圧延工程で用いるロール径が本発明の規定範囲を超えているため、酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ａ−９の冷延鋼板は、巻き取り温度が本発明の規定範囲を超えているため、引張最大応力が劣っている。
実験例Ａ−１０の冷延鋼板は、５５０〜７６０℃での滞留時間が本発明の規定範囲未満となっているため、酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ａ−１１の冷延鋼板は、焼鈍時の最高到達温度が本発明の規定範囲未満となっているため、マルテンサイト体積率が０％となり、引張最大応力が劣っている。
実験例Ａ−１２の冷延鋼板は、焼鈍加熱時の滞留時間が本発明の規定範囲未満となっているため、引張最大応力が劣っている。 In the cold rolled steel sheets of Experimental Examples A-4 and A-5, since the roll diameter used in the cold rolling process exceeds the specified range of the present invention, the oxide distribution density becomes less than the specified range of the present invention. The aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.
The cold rolled steel sheet of Experimental Example A-9 has inferior tensile maximum stress because the winding temperature exceeds the specified range of the present invention.
In the cold rolled steel sheet of Experimental Example A-10, the residence time at 550 to 760 ° C. is less than the specified range of the present invention, so the oxide distribution density is less than the specified range of the present invention, and the aspect ratio Is low, and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the cold-rolled steel sheet of Experimental Example A-11, since the maximum temperature achieved during annealing is less than the specified range of the present invention, the martensite volume ratio is 0% and the tensile maximum stress is inferior.
The cold-rolled steel sheet of Experimental Example A-12 is inferior in tensile maximum stress because the residence time during annealing is less than the specified range of the present invention.

実験例Ａ−１３、Ａ−１５の冷延鋼板は、それぞれ、炉内のＨ２濃度が１％を下回るか、あるいは、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が−０．５超と、本発明の規定範囲外で製造したため、鋼板表面にＦｅの酸化物（ブルーイング）が形成され、めっき鋼板であれば不めっきの発生、冷延鋼板であれば化成処理の不良を生じてしまった例である。
実験例Ａ−１４の冷延鋼板は、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の規定範囲未満であるため、鋼板表層に酸化物が観察されず、機械切断特性が劣っている。
実験例Ａ−１６の冷延鋼板は、焼鈍時における７６０〜６３０℃間の平均冷却速度が本発明の規定範囲を超えているため、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が劣っている。
実験例Ａ−１７の冷延鋼板は、焼鈍時の保持温度が本発明の規定範囲を超えているため、引張最大応力が劣っている。
In each of the cold rolled steel sheets of Experimental Examples A-13 and A-15, the H 2 concentration in the furnace is less than 1%, or the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is -Because it was manufactured outside the specified range of the present invention over -0.5, Fe oxide (blueing) was formed on the steel sheet surface. This is an example in which the defect has occurred.
In the cold rolled steel sheet of Experimental Example A-14, the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is less than the specified range of the present invention, so that no oxide is observed on the steel sheet surface layer. Cutting properties are inferior.
The cold-rolled steel sheet of Experimental Example A-16 has an inferior strength-ductility balance (TS × El . ) Because the average cooling rate between 760 and 630 ° C. during annealing exceeds the specified range of the present invention.
The cold rolled steel sheet of Experimental Example A-17 has inferior tensile maximum stress because the holding temperature during annealing exceeds the specified range of the present invention.

実験例Ａ−２２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、冷間圧延工程で用いるロール径が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ａ−２３の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の規定範囲未満であるため、鋼板表層に酸化物が観察されず、また、合金化処理温度が本発明の規定範囲を超えており、マルテンサイト体積率が０％となっているため、引張最大応力が劣っている。
実験例Ａ−２４の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、５５０〜７６０℃での滞留時間が本発明の規定範囲未満となっているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ａ−２５の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、６３０℃〜亜鉛めっき浴温度間の平均冷却温度が本発明の規定範囲未満となっているため、引張最大応力が劣っている。
実験例Ａ−２６の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、焼鈍時の最高到達温度が本発明の規定範囲未満となっているため、マルテンサイト体積率が０％となり、引張最大応力が劣っている。 In the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example A-22, since the roll diameter used in the cold rolling process exceeds the specified range of the present invention, the oxide distribution density in the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention. Furthermore, the aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example A-23, since the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is less than the specified range of the present invention, oxides are observed on the steel sheet surface layer. Moreover, since the alloying temperature exceeds the specified range of the present invention and the martensite volume ratio is 0%, the maximum tensile stress is inferior.
Since the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example A-24 has a residence time at 550 to 760 ° C. that is less than the specified range of the present invention, the oxide distribution density on the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention. Furthermore, the aspect ratio is low, and the mechanical cutting characteristics are inferior.
The alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example A-25 has an inferior tensile maximum stress because the average cooling temperature between 630 ° C. and the galvanizing bath temperature is less than the specified range of the present invention.
The alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example A-26 has a martensite volume ratio of 0% and an inferior tensile maximum stress because the maximum attained temperature during annealing is less than the specified range of the present invention.

実験例Ｃ−２の冷延鋼板は、冷間圧延工程で用いるロール径が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｃ−３の冷延鋼板は、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の規定範囲未満であるため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｃ−７の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、冷間圧延工程で用いるロール径が本発明の規定範囲を超えているため、酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｃ−８の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の規定範囲未満であるため、鋼板表層において酸化物が観察されず、また、合金化処理温度が本発明の規定範囲を超えているため、機械切断特性が劣っている。 In the cold rolled steel sheet of Experimental Example C-2, since the roll diameter used in the cold rolling process exceeds the specified range of the present invention, the oxide distribution density in the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention. The aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the cold rolled steel sheet of Experimental Example C-3, the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is less than the specified range of the present invention, so the oxide distribution density in the steel sheet surface layer is the present invention. Further, the aspect ratio is low, and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example C-7, since the roll diameter used in the cold rolling process exceeds the specified range of the present invention, the oxide distribution density becomes less than the specified range of the present invention. The aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example C-8, the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is less than the specified range of the present invention, so that oxides are observed on the steel sheet surface layer. Moreover, since the alloying temperature exceeds the specified range of the present invention, the mechanical cutting characteristics are inferior.

実験例Ｐ−２の冷延鋼板は、冷間圧延工程で用いるロール径が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｐ−３の冷延鋼板は、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の規定範囲未満であるため、鋼板表層において酸化物が観察されず、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｐ−７の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、冷間圧延工程で用いるロール径が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｐ−８の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の規定範囲未満であるため、鋼板表層において酸化物が観察されず、また、合金化処理温度が本発明の規定範囲を超えているため、機械切断特性が劣っている。 In the cold rolled steel sheet of Experimental Example P-2, since the roll diameter used in the cold rolling process exceeds the specified range of the present invention, the oxide distribution density in the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention. The aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the cold rolled steel sheet of Experimental Example P-3, the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is less than the specified range of the present invention. Cutting properties are inferior.
In the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example P-7, the roll diameter used in the cold rolling process exceeds the specified range of the present invention, so the oxide distribution density on the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention. Furthermore, the aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example P-8, since the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is less than the specified range of the present invention, oxides are observed on the steel sheet surface layer. Moreover, since the alloying temperature exceeds the specified range of the present invention, the mechanical cutting characteristics are inferior.

実験例Ｓ−２の冷延鋼板は、冷間圧延工程で用いるロール径が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｓ−３の冷延鋼板は、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の規定範囲未満であるため、鋼板表層において酸化物が観察されず、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｓ−７の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、冷間圧延工程で用いるロール径が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｓ−８の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、炉内の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の規定範囲未満であるため、鋼板表層において酸化物が観察されず、また、合金化処理温度が本発明の規定範囲を超えているため、機械切断特性が劣っている。 Since the roll diameter used in the cold rolling step of the cold rolled steel sheet of Experimental Example S-2 exceeds the specified range of the present invention, the oxide distribution density in the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention. The aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the cold rolled steel sheet of Experimental Example S-3, the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is less than the specified range of the present invention. Cutting properties are inferior.
In the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example S-7, the roll diameter used in the cold rolling process exceeds the specified range of the present invention, so the oxide distribution density on the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention. Furthermore, the aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.
In the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example S-8, the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the hydrogen partial pressure in the furnace is less than the specified range of the present invention, so that oxides are observed on the steel sheet surface layer. Moreover, since the alloying temperature exceeds the specified range of the present invention, the mechanical cutting characteristics are inferior.

実験例Ｕ−１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼中の化学成分（組成）において、Ｃの含有量が本発明の規定範囲未満となっているため、引張最大応力が劣っている。
実験例Ｖ−１の冷延鋼板は、鋼中の化学成分（組成）において、Ｃの含有量が本発明の規定範囲を超えているとともに、Ｓｉの含有量が本発明の規定範囲未満となっているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、また、フェライト体積率が０％となり、機械切断特性が劣っている。また、実験例Ｖ−２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、実験例Ｖ−１と同様の化学成分とされているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。 The alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example U-1 is inferior in tensile maximum stress because the C content is less than the specified range of the present invention in the chemical component (composition) in the steel.
In the cold-rolled steel sheet of Experimental Example V-1, in the chemical component (composition) in the steel, the C content exceeds the specified range of the present invention, and the Si content is less than the specified range of the present invention. Therefore, the oxide distribution density in the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention, the aspect ratio is low, the ferrite volume fraction is 0%, and the mechanical cutting characteristics are inferior. Moreover, since the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example V-2 has the same chemical composition as that of Experimental Example V-1, the oxide distribution density on the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention. The aspect ratio is low and the mechanical cutting characteristics are inferior.

実験例Ｗ−１の冷延鋼板は、Ｓｉの含有量が本発明の規定範囲未満となっているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、また、フェライト体積率が０％となり、機械切断特性が劣っている。また、実験例Ｗ−２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、実験例Ｗ−１と同様、Ｓｉの含有量が本発明の規定範囲未満となっているため、鋼板表層における酸化物の分布密度が本発明の規定範囲未満となり、さらに、アスペクト比が低くなっており、機械切断特性が劣っている。   In the cold rolled steel sheet of Experimental Example W-1, since the Si content is less than the specified range of the present invention, the oxide distribution density in the steel sheet surface layer is less than the specified range of the present invention, and the aspect ratio is further reduced. The ferrite volume fraction is 0%, and the mechanical cutting characteristics are inferior. Moreover, since the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example W-2 has a Si content less than the specified range of the present invention, as in Experimental Example W-1, the oxide distribution density on the steel sheet surface layer is low. It is less than the specified range of the present invention, the aspect ratio is low, and the mechanical cutting characteristics are inferior.

実験例Ｘ−１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｍｎの含有量が本発明の規定範囲未満となっているため、引張最大応力が劣っている。
実験例Ｙ−１の冷延鋼板は、Ｓｉの含有量が本発明の規定範囲未満となっているとともに、Ｍｎの含有量が本発明の規定範囲を超えているため、鋼板表層において酸化物が観察されず、また、フェライト体積率が０％となり、機械切断特性が劣っている。また、実験例Ｙ−２の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、実験例Ｙ−１と同様の化学成分とされているため、鋼板表層において酸化物が観察されず、機械切断特性が劣っている。
実験例Ｚ−１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｔｉの含有量が０．０００％とされているため、引張最大応力が劣っている。
実験例ＡＡ−１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｂの含有量が本発明の規定範囲未満となっているため、引張最大応力が劣っている。 The alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example X-1 has an inferior tensile maximum stress because the Mn content is less than the specified range of the present invention.
In the cold rolled steel sheet of Experimental Example Y-1, the Si content is less than the specified range of the present invention, and the Mn content exceeds the specified range of the present invention. Not observed, the ferrite volume fraction is 0%, and the mechanical cutting characteristics are inferior. Moreover, since the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example Y-2 has the same chemical composition as Experimental Example Y-1, no oxide is observed on the surface layer of the steel sheet, and the mechanical cutting characteristics are inferior.
Since the alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example Z-1 has a Ti content of 0.000%, the tensile maximum stress is inferior.
The alloyed hot-dip galvanized steel sheet of Experimental Example AA-1 is inferior in tensile maximum stress because the B content is less than the specified range of the present invention.

以上説明した実施例の結果より、本発明の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板が、高強度であるとともに加工性に優れ、また、加工設備等を劣化させることがなく、高い機械切断特性を備えることが明らかである。   From the results of the examples described above, the high-strength cold-rolled steel sheet and high-strength galvanized steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more and excellent mechanical cutting properties according to the present invention have high strength and excellent workability. It is clear that the equipment and the like are not deteriorated and have high mechanical cutting characteristics.

Claims (12)

質量％で、
Ｃ ：０．０７〜０．２５％、
Ｓｉ：０．３〜２．５０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．６０％以下、
Ｎ ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ ：０．０００５〜０．００７％、
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、
鋼板組織が、主としてフェライト及びマルテンサイトからなる鋼板の表層において、前記鋼板の表層４μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉを含有する酸化物を２×１０６（個／ｍｍ２）以上の分布で含有し、
さらに、引張最大応力（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ．）との積である強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）が１６０００（ＭＰa×％）以上であることを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。 % By mass
C: 0.07 to 0.25%,
Si: 0.3-2.50%,
Mn: 1.5-3.0%
Ti: 0.005 to 0.07%,
B: 0.0005 to 0.01%,
P: 0.001 to 0.03%,
S: 0.0001 to 0.01%
Al: 0.60% or less,
N: 0.0005 to 0.0100%,
O: 0.0005 to 0.007%,
Containing the steel component consisting of iron and inevitable impurities,
In the surface layer of the steel sheet whose steel sheet structure is mainly composed of ferrite and martensite, 2 or less of the grain boundary of the surface layer of 4 μm or less of the surface layer of the steel sheet, or one or both of the oxides containing Si is included in the crystal grains. X10 6 (pieces / mm 2 ) or more in distribution ,
Furthermore, the maximum tensile stress (TS) and total elongation product a is the intensity of the - in the mechanical cutting properties ductility balance, characterized in der Rukoto 16000 (MPa ×%) or more (El.) (TS × El .) High-strength cold-rolled steel sheet with an excellent maximum tensile strength of 900 MPa or more. 前記鋼板の表層において、結晶粒界に存在する、Ｓｉを含有する酸化物が、板厚方向に伸長した楔状の形状であり、かつ、伸長した方向を長手方向とするアスペクト比が２以上であることを特徴とする請求項１に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。 In the surface layer of the steel plate, the Si-containing oxide present in the grain boundary has a wedge-like shape extending in the plate thickness direction, and an aspect ratio of 2 or more with the extended direction as the longitudinal direction. The high-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more and excellent in mechanical cutting characteristics according to claim 1. さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０７％
を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。 Furthermore, in mass%,
Nb: 0.005 to 0.07%
The high-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics according to claim 1 or 2. さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．８％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。 Furthermore, in mass%,
Cr: 0.01 to 2.0%,
Ni: 0.01 to 2.0%,
Cu: 0.01 to 2.0%,
Mo: 0.01 to 0.8%
The high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet contains one or more of the above. さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．０７％
含有することを特徴とする請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。 Furthermore, in mass%,
V: 0.005-0.07%
The high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics according to any one of claims 1 to 4, wherein the steel sheet is contained. さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの内の１種又は２種以上を、合計で０．０００１〜０．５％の範囲で含有することを特徴とする請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。   Furthermore, one or more of Ca, Ce, Mg, and REM are contained by mass% in a range of 0.0001 to 0.5% in total. A high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more and excellent in mechanical cutting characteristics according to any one of 5. 請求項１〜請求項６の何れか１項に記載の高強度冷延鋼板の表面に亜鉛系めっきが施されてなることを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板。   The high strength cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 6, wherein the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet is subjected to zinc plating. Galvanized steel sheet. 請求項１又は請求項３〜請求項６の何れか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、その後、Ａｒ ３ 変態点以上で熱間圧延を完了し、
次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、ロール径が８００ｍｍ以下の小径ロールを用いて、冷延率３０〜７０％で冷間圧延を施し、
次いで、連続焼鈍ラインを通板させて焼鈍を行なう際、炉内の雰囲気を、Ｈ ２ を１〜６０体積％含有し、残部がＮ ２ 、Ｈ ２ Ｏ、Ｏ ２ 及び不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ ２ Ｏ／ＰＨ ２ ）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ ２ Ｏ／ＰＨ ２ ）≦−０．５に制御した雰囲気とし、且つ、加熱時に５５０〜７６０℃間の温度で３０秒以上滞留させ、最高加熱温度７６０〜Ａｃ ３ ℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、室温まで冷却することを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。 The cast slab having the chemical component according to any one of claims 1 or 3 to 6 is directly or once cooled and then heated to 1050 ° C or higher, and then hot at an Ar 3 transformation point or higher. Complete the rolling,
Next, it is wound in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickled, and then subjected to cold rolling at a cold rolling rate of 30 to 70% using a small diameter roll having a roll diameter of 800 mm or less ,
Then, when performing annealing by Tsuban a continuous annealing line, consisting of the atmosphere in the furnace, and H 2 contains 1 to 60 vol%, the balance being N 2, H 2 O, from O 2 and unavoidable impurities An atmosphere in which the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the moisture pressure and the hydrogen partial pressure in the atmosphere is controlled to −3 ≦ log (PH 2 O / PH 2 ) ≦ −0.5, and After heating at a temperature between 550 and 760 ° C. for 30 seconds or more , annealing at a maximum heating temperature of 760 to Ac 3 ° C., cooling between a maximum attained temperature and 630 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or less, and A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa and excellent in mechanical cutting characteristics, characterized by cooling between 630 ° C. and 570 ° C. to room temperature at an average cooling rate of 3 ° C./second or more. 前記焼鈍を行った後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、４５０〜２５０℃まで冷却した後、４５０〜２５０℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする請求項８に記載の機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の製造方法。 After performing the annealing, the temperature between the maximum attained temperature and 630 ° C. is cooled at an average cooling rate of 10 ° C./second or less, and the temperature between 630 ° C. and 570 ° C. is increased at an average cooling rate of 3 ° C./second or more at 450 to 250 ° C. The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile maximum strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics according to claim 8 , wherein the steel is kept at a temperature range of 450 to 250 ° C for 30 seconds or more after cooling to a low temperature. 請求項１又は請求項３〜請求項６の何れか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、その後、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、
次いで、４００〜６７０℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、ロール径が８００ｍｍ以下の小径ロールを用いて、冷延率３０〜７０％で冷間圧延を施し、
次いで、連続焼鈍ラインを通板させて焼鈍を行なう際、炉内の雰囲気を、Ｈ ２ を１〜６０体積％含有し、残部がＮ ２ 、Ｈ ２ Ｏ、Ｏ ２ 及び不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ ２ Ｏ／ＰＨ ２ ）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ ２ Ｏ／ＰＨ ２ ）≦−０．５に制御した雰囲気とし、且つ、加熱時に５５０〜７６０℃間の温度で３０秒以上滞留させ、最高加熱温度７６０〜Ａｃ３℃で焼鈍した後、最高到達温度〜６３０℃間を平均冷却速度１０℃／秒以下で冷却し、さらに、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で、｛亜鉛めっき浴温度（℃）−４０（℃）｝℃〜｛亜鉛めっき浴温度（℃）＋５０（℃）｝℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、その後、冷却することを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 The cast slab having the chemical component according to any one of claims 1 or 3 to 6 is directly or once cooled and then heated to 1050 ° C or higher, and then hot at an Ar 3 transformation point or higher. Complete the rolling,
Next, it is wound in a temperature range of 400 to 670 ° C., pickled, and then subjected to cold rolling at a cold rolling rate of 30 to 70% using a small diameter roll having a roll diameter of 800 mm or less ,
Then, when performing annealing by Tsuban a continuous annealing line, consisting of the atmosphere in the furnace, and H 2 contains 1 to 60 vol%, the balance being N 2, H 2 O, from O 2 and unavoidable impurities An atmosphere in which the logarithm log (PH 2 O / PH 2 ) of the moisture pressure and the hydrogen partial pressure in the atmosphere is controlled to −3 ≦ log (PH 2 O / PH 2 ) ≦ −0.5, and After heating at a temperature between 550 and 760 ° C. for 30 seconds or more, annealing at a maximum heating temperature of 760 to Ac 3 ° C., cooling between a maximum attained temperature and 630 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or less, and , Cooling between 630 ° C. and 570 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C./second or more to {Zinc plating bath temperature (° C.) − 40 (° C.)} ° C. to {Zinc plating bath temperature (° C.) + 50 (° C.)} ° C. After immersing in a galvanizing bath and then cooling A method for producing a high-strength galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more and excellent in mechanical cutting characteristics. 請求項１０に記載の方法で亜鉛めっき浴に浸漬した後、４６０〜６００℃の温度で合金化処理を施し、その後、冷却することを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 After dipping in a galvanizing bath by the method according to claim 10 , the alloy is subjected to an alloying treatment at a temperature of 460 to 600 ° C, and then cooled, and has a maximum tensile strength of 900 MPa or more excellent in mechanical cutting characteristics. method of manufacturing a high-strength door lead-plated steel sheet. 請求項８又は請求項９に記載の方法で高強度冷延鋼板を製造した後、該高強度冷延鋼板に亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする機械切断特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Tensile maximum strength with excellent mechanical cutting characteristics, characterized in that after producing a high-strength cold-rolled steel sheet by the method according to claim 8 or 9 , zinc-based electroplating is applied to the high-strength cold-rolled steel sheet. method of manufacturing a more high-strength door lead-plated steel plate 900MPa.
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