JP6086077B2 - High-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability and method for producing the same - Google Patents

Description

本発明は、自動車用部材の使途に適した、引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上の高強度と優れた加工性を兼ね備えた高強度冷延鋼板およ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 high tensile strength (TS) of 440 MPa or more and excellent workability suitable for the use of automobile members and a method for producing the same.

近年地球環境保全の観点から、ＣＯ_２排出量削減のため自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部材の薄肉化（板厚減少）による自動車車体の軽量化が最も有効である。このため、自動車用部材に使用される鋼板については、高強度化して鋼板板厚を減少することが検討されており、軽量化と安全性を両立する高強度冷延鋼板の使用量は年々増加しつつある。 In recent years, from the viewpoint of protecting the global environment, the automobile industry as a whole has been directed to improving the fuel consumption of automobiles in order to reduce CO ₂ emissions. The most effective way to improve the fuel efficiency of automobiles is to reduce the weight of automobile bodies by reducing the thickness of the parts used (reducing the plate thickness). For this reason, with regard to steel plates used for automobile parts, it has been studied to increase the strength and reduce the thickness of the steel plate, and the amount of high-strength cold-rolled steel that achieves both weight reduction and safety increases year by year. I am doing.

一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には高強度に加えて、優れた加工性を有すること、特に曲げ加工性に優れることが要求される。薄肉化により素材である鋼板の剛性は低下するため、素材である鋼板を複雑な断面形状に加工して、自動車部品の剛性を改善させる必要がある。複雑な断面形状とするには加工性の優れた鋼板でなければならず、近年ではますます加工性が良好な高強度冷延鋼板が必要とされてきている。   On the other hand, since many automotive parts made of steel sheets are formed by press working, steel sheets for automobile parts are required to have excellent workability in addition to high strength, especially excellent bending workability. Is done. Since the rigidity of the steel plate, which is a raw material, decreases due to the thinning, it is necessary to improve the rigidity of automobile parts by processing the steel plate, which is a raw material, into a complicated cross-sectional shape. In order to obtain a complicated cross-sectional shape, the steel sheet must be excellent in workability, and in recent years, a high-strength cold-rolled steel sheet having better workability has been increasingly required.

上記したように、高強度冷延鋼板を自動車部品等に適用するうえでは、優れた加工性を備えた高強度鋼板が必須である。高強度化や成形性を向上させる技術は現在までに様々なものが提案されている。   As described above, in order to apply a high-strength cold-rolled steel sheet to automobile parts and the like, a high-strength steel sheet with excellent workability is essential. Various techniques for increasing the strength and improving the moldability have been proposed so far.

例えば、特許文献１には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｎ：０．０００１〜０．２％、Ｃ＋Ｎ：０．００２〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有し、鋼中に直径１〜１０ｎｍの微細析出物を１×１０^１７個／ｃｍ^３以上の密度で含むことを特徴とする常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献１に提案された技術によると微細析出物としてＣまたはＮを固定し、塗装焼付工程時に固定したＣおよびＮを脱離、拡散させることにより常温遅時効性と焼付硬化性に優れた薄鋼板が得られるとしている。 For example, Patent Document 1 discloses that the steel sheet composition is mass%, C: 0.001 to 0.2%, N: 0.0001 to 0.2%, C + N: 0.002 to 0.3%, Si: 0.001 to 0.1%, Mn: 0.01 to 1%, Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, diameter 1 to 10 nm in steel A technology for producing a thin steel sheet excellent in room temperature slow aging and bake hardenability, characterized in that it contains a fine precipitate of 1 × 10 ¹⁷ particles / cm ³ or more. According to the technique proposed in Patent Document 1, C or N is fixed as fine precipitates, and C and N fixed during the coating baking process are desorbed and diffused to achieve a thin film excellent in room temperature slow aging and bake hardenability. It is said that a steel plate is obtained.

また、特許文献２には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０１％超〜０．１％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含有し、Ｍｏ：０．５％以下およびＷ：１．０％以下のうち１種以上を含み、組織が実質的にフェライト単相で、原子比で０．５≦Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≦１．５を満たす１０ｎｍ未満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献２によると、転位密度が低く加工性が良好なフェライト組織に微細に析出するＴｉ、ＭｏおよびＷの１種以上を含む炭化物を分散させることにより、加工性と強度を両立させた鋼板が得られるとしている。   Moreover, in patent document 2, steel plate composition is the mass%, C: more than 0.01%-0.1%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.2-2.0%, N: 0 0.006% or less, Ti: 0.03 to 0.2%, Mo: 0.5% or less, and W: 1.0% or less, and the structure is substantially a ferrite single phase A technique for producing a high-tensile cold-rolled steel sheet with excellent workability, characterized in that carbides of less than 10 nm satisfying an atomic ratio of 0.5 ≦ C / (Ti + Mo + W) ≦ 1.5 are dispersed is proposed. Has been. According to Patent Document 2, a steel sheet that has both workability and strength can be obtained by dispersing carbides containing one or more of Ti, Mo, and W that are finely precipitated in a ferrite structure with low dislocation density and good workability. It is supposed to be obtained.

特許文献３には、鋼板組成を質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｔｉ：０．０３〜０．１５％を含有し、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．２５％以下、Ｖ：０．２５％以下に制限し、ＴｉおよびＮｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量を調節し、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が９５％以上であり、該フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、該フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限したことを特徴とする析出強化型冷延鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献３によると、冷間圧延前にＴｉの固溶を促進し、冷間圧延後の焼鈍時にＴｉの微細な炭窒化物を析出させ、伸びフランジ性が良好な鋼板が得られるとしている。   Patent Document 3 contains a steel plate composition in mass%, C: 0.01 to 0.10%, Mn: 0.10 to 3.00%, Ti: 0.03 to 0.15%, Si : 2.50% or less, N: 0.0060% or less, Nb: 0.03% or less, Mo: 0.25% or less, V: 0.25% or less, Ti and Nb, Mo, V of The content is adjusted, the particle size of the Ti-based carbonitride is 1 to 50 nm, the area ratio of the ferrite is 95% or more, the average particle size of the ferrite is limited to 20 μm or less, A technique for producing a precipitation-strengthened cold-rolled steel sheet characterized by limiting the proportion of unrecrystallized ferrite to 25% or less has been proposed. According to Patent Literature 3, Ti solid solution is promoted before cold rolling, and fine carbonitrides of Ti are precipitated during annealing after cold rolling, thereby obtaining a steel sheet having good stretch flangeability.

特開２００３−２５３３７８号公報JP 2003-253378 A 特開２００３−３２１７３２号公報JP 2003-321732 A 特開２０１０−２８５６５６号公報JP 2010-285656 A

しかしながら、特許文献１で提案された技術では１５０〜２００℃の塗装焼付温度で析出物を鋼中に溶解し、ＣおよびＮを脱離させる必要があるため、多量にＴｉおよびＮｂを含有させることはできず高強度の鋼板は得られない。特許文献２で提案された技術では、その実施例を参照すると、加工性を低下させるＭｎを多量に含有しているが、Ｍｎを多量に含有すると、本発明で求める加工性を安定的に発現させるのは困難である。さらに、焼鈍工程での再結晶を阻害させるＭｏおよびＷを多量に含むため、加工フェライト組織が残存しやすく加工性が低下する問題もある。特許文献３で提案された技術でも、実施例を参照すると、特許文献２と同様に加工性を低下させるＭｎを多量に含有している。さらに、固溶強化を意図してＳｉが０．６％を超える範囲で添加された鋼も散見されるが、後述するようにＳｉは表面にファイヤライトを含む赤スケールを発生させ、表面性状を低下させる。赤スケールが発生した箇所はノッチ状の表面形態となるため、曲げ加工時の亀裂発生の起点となる。   However, in the technique proposed in Patent Document 1, it is necessary to dissolve precipitates in steel at a coating baking temperature of 150 to 200 ° C. and desorb C and N, so that a large amount of Ti and Nb is contained. Cannot be obtained. The technique proposed in Patent Document 2 contains a large amount of Mn that degrades workability when referring to the Examples. However, when a large amount of Mn is contained, the workability required by the present invention is stably expressed. It is difficult to do. Further, since a large amount of Mo and W that inhibit recrystallization in the annealing process is contained, there is a problem that the work ferrite structure tends to remain and the workability is lowered. The technique proposed in Patent Document 3 also contains a large amount of Mn that reduces workability as in Patent Document 2, when referring to Examples. In addition, steel with Si added in a range exceeding 0.6% for the purpose of solid solution strengthening can be seen in some cases, but as described later, Si generates a red scale containing firelite on the surface, and the surface properties are improved. Reduce. Since the spot where the red scale is generated has a notch-like surface form, it becomes a starting point of crack generation during bending.

以上のように、従来技術では低いＭｎ含有量、具体的にはＭｎ含有量を０．６％以下とするような低いＭｎ含有量で、良好な加工性を有する高強度冷延鋼板を得ることは困難であった。本発明はかかる事情を鑑みてなされたものであって、４４０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、特に曲げ加工性等の加工性にも優れた高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。   As described above, in the prior art, a high strength cold-rolled steel sheet having good workability is obtained with a low Mn content, specifically, a low Mn content such that the Mn content is 0.6% or less. Was difficult. The present invention has been made in view of such circumstances, and has a tensile strength (TS) of 440 MPa or more, and provides a high-strength cold-rolled steel sheet that is particularly excellent in workability such as bending workability. Objective.

上記課題を解決すべく、本発明者らは、加工性が良好なフェライト単一組織を高強度化させることに着目し、検討を重ねた。その結果、安定的に加工性を良好とするには、固溶強化および偏析により延性を低下させるＭｎの含有量を低く制限する必要があることが判明した。本発明者らは、固溶強化元素であるＭｎの含有量を低く制限し、微細炭化物を分散させて強化する粒子分散強化による強化量を高めることを検討した。その結果、微細炭化物が分散した鋼はピン止め効果により再結晶工程での再結晶が阻害され、未再結晶粒である加工フェライト組織が残存し、加工性が著しく低下することを知見した。焼鈍温度の高温化により加工フェライト組織は残存しない組織となるが、鋼中に分散する微細炭化物が粒子成長し、所望の強度が得られない。そこで、本発明者らは微細炭化物を分散させつつ再結晶を促進させる要件について鋭意検討した。その結果、ＣおよびＴｉの含有量の比率が重要であり、ＣをＴｉに対して過剰に含有することにより、微細炭化物を分散させつつ再結晶を促進させることができることを見出した。   In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have repeatedly studied, focusing on increasing the strength of a ferrite single structure having good workability. As a result, it has been found that in order to stably improve the workability, it is necessary to limit the content of Mn, which lowers the ductility by solid solution strengthening and segregation, to be low. The present inventors have studied to increase the amount of strengthening by particle dispersion strengthening by restricting the content of Mn, which is a solid solution strengthening element, to be low and strengthening by dispersing fine carbides. As a result, it was found that the steel in which fine carbides are dispersed is inhibited from recrystallization in the recrystallization process due to the pinning effect, and the processed ferrite structure which is non-recrystallized grains remains and the workability is remarkably lowered. Although the processed ferrite structure becomes a structure that does not remain by increasing the annealing temperature, the fine carbide dispersed in the steel particles grow and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the present inventors diligently studied the requirements for promoting recrystallization while dispersing fine carbides. As a result, the ratio of the content of C and Ti is important, and it has been found that recrystallization can be promoted while dispersing fine carbides by containing C excessively with respect to Ti.

原子比にしてＣをＴｉに対して過剰に添加すると、熱延板ではパーライトが分散した組織となる。このパーライトはマトリックスであるフェライトに比べ非常に硬質であるために、冷間圧延時にパーライトとマトリックスとの界面で変形能の差異による高ひずみ場が生じる。この高い蓄積ひずみエネルギーにより再結晶の駆動力が上昇し、再結晶が促進される。再結晶の駆動力と再結晶を阻害させるピン止めエネルギーが高い鋼板を焼鈍により再結晶させると、フェライト界面の移動より再結晶フェライト粒の核生成が優勢となるため非常に微細なフェライト組織が得られる。   When C is added in an atomic ratio in excess of Ti, the hot rolled sheet has a structure in which pearlite is dispersed. Since this pearlite is very hard compared to ferrite as a matrix, a high strain field is generated at the interface between the pearlite and the matrix due to a difference in deformability during cold rolling. This high accumulated strain energy increases the driving force for recrystallization and promotes recrystallization. When recrystallization is performed by annealing a steel sheet with high pinning energy that inhibits recrystallization and recrystallization, nucleation of recrystallized ferrite grains predominates over movement of the ferrite interface, resulting in a very fine ferrite structure. It is done.

また、微細なフェライト組織はフェライト界面の面積が大きいので、熱延板に存在したパーライトは焼鈍工程で溶解し、焼鈍後の冷延鋼板では、フィルム状のセメンタイトに形態が変化する。このフィルム状のセメンタイトは大きなサイズを有するパーライトとは異なり応力集中の起点となりにくく、加工性を低下させないことを、本発明者らは知見した。   Moreover, since the fine ferrite structure has a large area at the ferrite interface, the pearlite present in the hot-rolled sheet is melted in the annealing process, and the form of the cold-rolled steel sheet after annealing changes to a film-like cementite. The present inventors have found that, unlike pearlite having a large size, this film-like cementite is unlikely to be a starting point of stress concentration and does not deteriorate workability.

本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。   The present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.

［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下を含有し、かつ下記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が６．０μｍ以下、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下であることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
ここで、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 [1] By mass%, C: 0.02% to 0.16%, Si: 0.6% or less, Mn: 0.6% or less, P: 0.05% or less, S: 0.01% In the following, Al: 0.08% or less, N: 0.0080% or less, Ti: 0.04% or more and 0.20% or less, and satisfying the following formula (1), the balance being Fe and inevitable A composition composed of typical impurities, an area ratio of the ferrite phase of 90% or more, an average crystal grain size of the ferrite phase of 6.0 μm or less, an area ratio of processed ferrite to the ferrite phase of 20% or less, and a crystal of the ferrite phase The average particle diameter of the carbide containing Ti in the grains is 10 nm or less, and the ratio of the amount of Ti existing as a solid solution in the matrix with respect to the amount of Ti contained is 10% or less. High strength cold-rolled steel sheet;
(C / 12) / (Ti / 48) ≧ 1.2 (1)
Here, the element symbol in Formula (1) represents content (mass%) of each element.

［２］さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、かつ下記の式（２）を満足することを特徴とする、前記［１］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 [2] Further, by mass%, V: 0.01% or more and 0.1% or less, Nb: 0.01% or more and 0.05% or less, and one or two of the following formulas (2 The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability as described in [1] above;
(C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93)} ≧ 1.2 (2)
Here, the element symbol in Formula (2) represents content (mass%) of each element.

［３］さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［１］または［２］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。   [3] Furthermore, the above-mentioned [1] or [2], characterized by containing, in mass%, one or more of Ca, Mg, and REM in a total of 0.0001% to 0.2% A high-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability as described in 1.

［４］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有し、かつ下記の式（３）を満足することを特徴とする、前記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 [4] Further, in mass%, Cr: 0.01% to 0.1%, Ni: 0.01% to 0.1%, Mo: 0.01% to 0.05%, W: 0.01% to 0.05%, Hf: 0.01% to 0.05%, Zr: 0.01% to 0.1%, Co: 0.005% to 0.1% High-strength cooling excellent in workability according to any one of the above [1] to [3], characterized by containing one or more kinds and satisfying the following formula (3): Rolled steel sheet;
(C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93) + (Mo / 96)
+ (W / 184) + (Hf / 176) + (Zr / 91)} ≧ 1.2 (3)
Here, the element symbol in Formula (3) represents content (mass%) of each element.

［５］鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。   [5] The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability according to any one of [1] to [4], wherein the steel sheet surface has a plating layer.

［６］前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、前記［５］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。   [6] The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability as described in [5], wherein the plated layer is a galvanized layer.

［７］前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、前記［５］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。   [7] The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability as described in [5], wherein the plating layer is an alloyed zinc plating layer.

［８］鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下を含有し、かつ前記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を４００℃以上７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１０％以上９０％以下とし、前記焼鈍の焼鈍温度を７５０℃以上９００℃以下とすることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   [8] The steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, and after completion of finish rolling, the steel material is cooled, wound, cold-rolled, and annealed to form a cold-rolled steel sheet. In mass%, C: 0.02% to 0.16%, Si: 0.6% or less, Mn: 0.6% or less, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less Al: 0.08% or less, N: 0.0080% or less, Ti: 0.04% or more and 0.20% or less, and satisfies the above formula (1), with the balance being Fe and inevitable The composition is composed of impurities, the temperature of the steel material used for the rough rolling is 1100 ° C. or more and 1350 ° C. or less, the finish rolling temperature of the finish rolling is 820 ° C. or more, and the cooling is started within 2 seconds after the finish rolling is finished. The average cooling rate of the cooling is 20 ° C./second or more, and the winding A processing temperature is set to 400 to 700 ° C., a cold rolling rate of the cold rolling is set to 10% to 90%, and an annealing temperature of the annealing is set to 750 ° C. to 900 ° C. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent properties.

［９］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、かつ前記の式（２）を満足することを特徴とする、前記［８］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   [9] Further, the steel material contains one or two of mass%, V: 0.01% or more and 0.1% or less, Nb: 0.01% or more and 0.05% or less, and The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability as described in [8] above, wherein the formula (2) is satisfied.

［１０］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、前記［８］または［９］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   [10] Furthermore, the steel material contains 0.0001% or more and 0.2% or less in total of one or more of Ca, Mg, and REM in mass%, [8] Or the manufacturing method of the high intensity | strength cold-rolled steel plate excellent in the workability as described in [9].

［１１］さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有し、かつ前記の式（３）を満足することを特徴とする、前記［８］〜［１０］のいずれか１つに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   [11] Further, the steel material is in mass%, Cr: 0.01% to 0.1%, Ni: 0.01% to 0.1%, Mo: 0.01% to 0.05% Hereinafter, W: 0.01% to 0.05%, Hf: 0.01% to 0.05%, Zr: 0.01% to 0.1%, Co: 0.005% to 0.00%. 1% or less of 1 type or 2 types or more, and satisfying the above formula (3), excellent workability according to any one of the above [8] to [10] A method for producing high strength cold-rolled steel sheets.

［１２］前記焼鈍温度での焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、前記［８］〜［１１］のいずれか１つに記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   [12] Production of a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability according to any one of [8] to [11], wherein a plating treatment is performed after the annealing at the annealing temperature. Method.

［１３］前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、前記［１２］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   [13] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability according to [12], wherein the plating treatment is a zinc plating treatment.

［１４］前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、前記［１２］に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   [14] The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability as described in [12], wherein the plating treatment is an alloyed zinc plating treatment.

本発明によると、引張強さが４４０ＭＰａ以上であり、かつ加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。本発明の高強度冷延鋼板は、自動車の構造部材等の使途に好適であり、かつ自動車部材の軽量化や自動車部材成形を可能とする等の効果を奏する。また、加工性を兼ね備えた引張強さが４４０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が得られることから、高強度冷延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。   According to the present invention, a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 440 MPa or more and excellent workability can be obtained. The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is suitable for the use of structural members of automobiles, and has effects such as enabling weight reduction of automobile members and molding of automobile members. Moreover, since a high-strength cold-rolled steel sheet having a workability and a tensile strength of 440 MPa or more can be obtained, further application development of the high-strength cold-rolled steel sheet becomes possible, and an industrially significant effect is achieved.

以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
First, the reason for limiting the component composition of the cold-rolled steel sheet of the present invention will be described. In addition,% showing the following component composition shall mean the mass% unless there is particular notice.

Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下
Ｃは、Ｔｉと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。また、さらにＶやＮｂを添加した場合、あるいは更にＭｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆを添加した場合、これら元素とも結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちＣは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、鋼板を強化する上で必須の元素である。また、炭化物形成に関与しなかったＣは、熱延板でパーライトを形成し、再結晶を促進させる。このような効果を得るとともに、所望の強度を得るには、Ｃは０．０２％以上を含有させる必要がある。好ましくは０．０３％以上含有させる。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、フェライト粒界にフィルム状のセメンタイトの他に加工性を著しく低下させる粒状のセメンタイトやパーライトが生成する。このため、Ｃ含有量は０．１６％以下とする必要がある。好ましくは、Ｃ含有量は０．１５％以下であり、より好ましくは、０．１４％以下である。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１６％以下とする。好ましくは０．０３％以上０．１５％以下である。 C: 0.02% or more and 0.16% or less C is combined with Ti and finely dispersed in the steel sheet as a carbide. Further, when V or Nb is further added, or when Mo, W, Zr, or Hf is further added, these elements are also combined and finely dispersed in the steel sheet as carbides. That is, C is an element that forms fine carbides and remarkably strengthens the ferrite structure, and is an essential element for strengthening the steel sheet. Moreover, C which did not participate in carbide formation forms pearlite with a hot rolled sheet and promotes recrystallization. In order to obtain such an effect and to obtain a desired strength, C needs to be contained by 0.02% or more. Preferably it is contained 0.03% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.16%, granular cementite and pearlite that remarkably lower the workability in addition to the film-like cementite are generated at the ferrite grain boundaries. For this reason, C content needs to be 0.16% or less. Preferably, the C content is 0.15% or less, more preferably 0.14% or less. Therefore, the C content is set to 0.02% or more and 0.16% or less. Preferably they are 0.03% or more and 0.15% or less.

Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしながら、Ｓｉは、鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）を形成する。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成するため加工性を低下させるが、本発明では、Ｓｉ含有量は０．６％までは許容できる。このため、Ｓｉ含有量は０．６％以下とする。好ましくは、０．５％以下である。なお、鋼板強度を上昇させる上では、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｓｉは、強度および加工性を両立させる観点からは０．０５％以上０．５％以下とすることが好ましい。 Si: 0.6% or less Si is positively contained in conventional high-strength steel sheets as an effective element for improving steel sheet strength without reducing ductility (elongation). However, Si is easy to concentrate on the steel sheet surface, and forms firelite (Fe ₂ SiO ₄ ) on the steel sheet surface. This firelite is formed in a wedge shape on the surface of the steel sheet, so that the workability is lowered. However, in the present invention, the Si content can be tolerated up to 0.6%. For this reason, Si content shall be 0.6% or less. Preferably, it is 0.5% or less. In addition, when raising steel plate strength, it is preferable that Si content shall be 0.05% or more. From the viewpoint of achieving both strength and workability, Si is preferably 0.05% or more and 0.5% or less.

Ｍｎ：０．６％以下
Ｍｎは固溶強化元素として鋼板を強化する一方で、延性を低下させる元素である。さらには、不可避的に生じる板厚中央付近での偏析により著しく加工性を低下させる。安定的に良好な加工性を得るためには、Ｍｎ含有量は０．６％以下とする必要がある。好ましくは０．５％以下である。本発明では、安定的に良好な加工性を得るため、Ｍｎ含有量は不純物レベルまで低減してもよい。 Mn: 0.6% or less Mn is an element that lowers ductility while strengthening a steel sheet as a solid solution strengthening element. Furthermore, workability is significantly reduced by segregation in the vicinity of the center of the plate thickness which inevitably occurs. In order to stably obtain good workability, the Mn content needs to be 0.6% or less. Preferably it is 0.5% or less. In the present invention, the Mn content may be reduced to the impurity level in order to stably obtain good processability.

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは粒界に偏析して加工時に粒界割れの起点となり、加工性を劣化させる。そのためＰは極力低減することが好ましく、Ｐ含有量は０．０５％以下とする必要がある。好ましくは０．０３％以下である。 P: 0.05% or less P segregates at the grain boundary and becomes a starting point of grain boundary cracking during processing, and deteriorates workability. Therefore, it is preferable to reduce P as much as possible, and the P content needs to be 0.05% or less. Preferably it is 0.03% or less.

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は加工時に割れの起点となるため加工性を低下させる。したがって、本発明ではＳ含有量は極力低減することが好ましく、Ｓ含有量は０．０１％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下である。 S: 0.01% or less S is present as an inclusion such as MnS in steel. This inclusion extends during hot rolling, and the extended inclusion becomes a starting point of cracking during processing, thus reducing workability. Therefore, in this invention, it is preferable to reduce S content as much as possible, and S content needs to be 0.01% or less. Preferably it is 0.008% or less.

Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには０．０２％以上含有することが望ましい。一方で、Ａｌは酸化物等の介在物を形成し、加工時にボイドの起点となるため加工性を低下させる。本発明ではＡｌ含有量は０．０８％までは許容できるため、Ａｌ含有量の上限を０．０８％とする。好ましくは０．０６％以下である。 Al: 0.08% or less Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.02% or more. On the other hand, Al forms inclusions such as oxides and becomes a starting point of voids during processing, thus reducing workability. In the present invention, the Al content is acceptable up to 0.08%, so the upper limit of the Al content is 0.08%. Preferably it is 0.06% or less.

Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは製鋼、連続鋳造の段階でＴｉと結合しＴｉＮを形成する。このＴｉＮは粗大に析出するため強化に寄与せず、加工時にボイド生成の起点となるため加工性に悪影響をもたらす。このようなことから、Ｎは極力低減させることが望ましいが、０．００８０％までは許容できるため、本発明でのＮ含有量の上限を０．００８０％とする。好ましくは０．００６０％以下である。 N: 0.0080% or less N is combined with Ti at the stage of steelmaking and continuous casting to form TiN. Since this TiN precipitates coarsely, it does not contribute to strengthening, and since it becomes a starting point of void generation during processing, it adversely affects workability. For these reasons, it is desirable to reduce N as much as possible. However, since it is acceptable up to 0.0080%, the upper limit of the N content in the present invention is set to 0.0080%. Preferably it is 0.0060% or less.

Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下
Ｔｉは、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。特に本発明では固溶強化元素であるＭｎを低減しているため、所望の鋼板強度を得るにはＴｉを含有させ、Ｔｉを含む炭化物を微細に分散させる必要がある。Ｔｉ含有量が０．０４％を下回ると、所望の鋼板強度、すなわち４４０ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。このため、Ｔｉ含有量の下限を０．０４％とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、鋼板を製造する際、鋼素材であるスラブ中に存在する粗大なＴｉ炭化物を、熱間圧延前のスラブ加熱の際に溶解することができなくなり、高強度化の効果が飽和する。さらに、粗大なＴｉ炭化物は曲げ加工時にボイドの起点となり、加工性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．２０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上０．１８％以下である。特に冷延鋼板の引張強さを５９０ＭＰａ以上とする場合には、Ｔｉ含有量は０．０９％以上０．１８％以下とすることが好ましい。 Ti: 0.04% or more and 0.20% or less Ti is an element that forms carbide with C and contributes to high strength of the steel sheet. In particular, in the present invention, since Mn, which is a solid solution strengthening element, is reduced, it is necessary to contain Ti and finely disperse the carbide containing Ti in order to obtain a desired steel plate strength. When the Ti content is less than 0.04%, a desired steel plate strength, that is, a tensile strength of 440 MPa or more cannot be obtained. For this reason, the lower limit of the Ti content is set to 0.04%. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.20%, when manufacturing a steel sheet, coarse Ti carbides present in the slab, which is a steel material, can be dissolved during slab heating before hot rolling. The effect of increasing strength is saturated. Further, coarse Ti carbide becomes a starting point of voids during bending, and the workability is lowered. For this reason, the upper limit of Ti content is made 0.20%. The Ti content is preferably 0.05% or more and 0.18% or less. In particular, when the tensile strength of the cold rolled steel sheet is 590 MPa or more, the Ti content is preferably 0.09% or more and 0.18% or less.

本発明では、上記組成に加え、さらに式（１）を満足する必要がある。
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
なお、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 In the present invention, it is necessary to satisfy the formula (1) in addition to the above composition.
(C / 12) / (Ti / 48) ≧ 1.2 (1)
In addition, the element symbol in Formula (1) represents content (mass%) of each element.

本発明では、Ｔｉと炭化物を形成しないＣは、熱延板でパーライトを形成し、焼鈍の際、再結晶を促進させる効果がある。このような効果を得るには、Ｃの含有量は炭化物構成元素であるＴｉの含有量に対し、原子比にして過剰に含有している必要がある。前記式（１）における（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）は、Ｃ含有量とＴｉ含有量の原子比であり、この値を１．２以上として、Ｃ含有量をＴｉ含有量に対し過剰とすることで、上記効果を得ることができる。好ましくは、（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）を１．５以上とする。   In the present invention, C that does not form a carbide with Ti has the effect of forming pearlite with a hot-rolled sheet and promoting recrystallization during annealing. In order to obtain such an effect, it is necessary that the C content is excessively contained in an atomic ratio with respect to the content of Ti which is a carbide constituent element. (C / 12) / (Ti / 48) in the formula (1) is an atomic ratio between the C content and the Ti content. When this value is 1.2 or more, the C content is based on the Ti content. By making it excessive, the above effect can be obtained. Preferably, (C / 12) / (Ti / 48) is 1.5 or more.

以上が、本発明における基本組成であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。本発明では、上記した基本組成に加えて、さらに目的に応じて、以下の成分を加えてもよい。   The above is the basic composition in the present invention, and the balance is Fe and inevitable impurities. In the present invention, in addition to the basic composition described above, the following components may be added according to the purpose.

Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種
ＶおよびＮｂは、Ｔｉと同様、Ｃと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。さらなる強化にはＶおよびＮｂはそれぞれ０．０１％以上添加する必要がある。一方でＶは炭化物を粗大化させやすく、Ｖを０．１％を超えて含有しても、強化に対する効果が飽和し、もしくは含有量の増量につれ強度が低下する。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量の上限を０．１％とする。好ましいＶ含有量の上限は０．０８％である。また、Ｎｂは再結晶時にｓｏｌｕｔｅ ｄｒａｇ効果により粒界移動を阻害させ、加工フェライト粒を残存させやすい。加工フェライト粒は、鋼板の加工性に悪影響を与える。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５％以下であればこのような加工性への悪影響は顕在化しないため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％とした。望ましいＮｂ含有量の上限は０．０４％である。 V: 0.01% or more and 0.1% or less, Nb: 0.01% or more and 0.05% or less, V and Nb, like Ti, form carbides with C to form a high steel plate It is an element that contributes to strengthening. For further strengthening, it is necessary to add 0.01% or more of V and Nb respectively. On the other hand, V tends to coarsen carbides, and even if V is contained in excess of 0.1%, the effect on strengthening is saturated, or the strength decreases as the content increases. For this reason, when adding V, the upper limit of V content is made into 0.1%. The upper limit of preferable V content is 0.08%. Further, Nb inhibits grain boundary migration due to the solution drag effect during recrystallization and tends to leave processed ferrite grains. The processed ferrite grains adversely affect the workability of the steel sheet. However, if the Nb content is 0.05% or less, such an adverse effect on workability does not become obvious, so the upper limit of the Nb content is set to 0.05%. A desirable upper limit of Nb content is 0.04%.

また、Ｖ、ＮｂはＴｉと同様に、炭化物構成元素である。このため、Ｖ、Ｎｂの１種または２種を含有する場合、このような炭化物構成元素と結合しないＣを確保するためには、式（２）を満足する必要がある。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。また、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝は、Ｃ含有量とＴｉ、Ｖ、Ｎｂの合計の含有量の原子比である。 V and Nb are carbide constituent elements similarly to Ti. For this reason, when 1 type or 2 types of V and Nb is contained, in order to ensure C which does not couple | bond with such a carbide | carbonized_material element, it is necessary to satisfy Formula (2).
(C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93)} ≧ 1.2 (2)
Here, the element symbol in Formula (2) represents content (mass%) of each element. Further, (C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93)} is an atomic ratio between the C content and the total content of Ti, V, and Nb.

Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（ＲＥＭ：スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）および原子番号５７から７１までのランタノイド元素）は介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るにはＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上添加する必要がある。一方で、これら元素の合計の含有量が０．２％を超えても上記効果が飽和する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計量の上限を０．２％とした。好ましい範囲はＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００５％以上０．１％以下である。 One or more of Ca, Mg, and REM in total 0.0001% or more and 0.2% or less Ca, Mg, REM (REM: scandium (Sc), yttrium (Y) and atomic numbers 57 to 71 The lanthanoid element) is an element effective in controlling the form of inclusions and suppressing the generation of voids generated from the inclusions. In order to obtain such an effect, it is necessary to add one or more of Ca, Mg, and REM in a total amount of 0.0001% or more. On the other hand, the above effect is saturated even if the total content of these elements exceeds 0.2%. For this reason, the upper limit of the total amount of one or more of Ca, Mg, and REM is set to 0.2%. A preferable range is 0.0005% or more and 0.1% or less in total of one or more of Ca, Mg, and REM.

Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上
ＣｒおよびＮｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｏは微量添加で鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板強度を上昇させるには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒはそれぞれ０．０１％以上、Ｃｏは０．００５％以上を添加する必要がある。一方で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量がそれぞれ０．１％、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆの含有量がそれぞれ０．０５％を超えると加工性に悪影響をもたらすため、ＣｒおよびＮｉ、Ｚｒ、Ｃｏの含有量の上限はそれぞれ０．１％、ＭｏおよびＷ、Ｈｆの含有量の上限はそれぞれ０．０５％とした。これら元素の中で、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、再結晶を阻害させやすい元素であるため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒを２種以上含有させる場合には、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの含有量の合計を０．１％以下とすることが望ましい。 Cr: 0.01% to 0.1%, Ni: 0.01% to 0.1%, Mo: 0.01% to 0.05%, W: 0.01% to 0.05% Hf: 0.01% or more and 0.05% or less, Zr: 0.01% or more and 0.1% or less, Co: 0.005% or more and 0.1% or less, Cr or Ni , Mo, W, Hf, Zr and Co are effective elements for increasing the steel sheet strength by adding a small amount. In order to increase the steel sheet strength, Cr, Ni, Mo, W, Hf, and Zr must each be added by 0.01% or more, and Co by 0.005% or more. On the other hand, if the Cr, Ni, Zr, and Co contents are each 0.1% and the Mo, W, and Hf contents are each over 0.05%, the workability is adversely affected. The upper limit of the Co content is 0.1%, and the upper limit of the Mo, W, and Hf contents is 0.05%. Among these elements, Mo, W, Hf, and Zr are elements that easily inhibit recrystallization. Therefore, when two or more of Mo, W, Hf, and Zr are contained, Mo, W, Hf, and Zr The total content is preferably 0.1% or less.

また、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒは、ＴｉやＶ、Ｎｂと同様に、炭化物構成元素である。このため、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの１種または２種を含有する場合、このような炭化物構成元素と結合しないＣを確保するためには、さらに式（３）を満足する必要がある。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。また、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝は、Ｃ含有量とＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒの合計の含有量の原子比である。 Mo, W, Hf, and Zr are carbide constituent elements as well as Ti, V, and Nb. For this reason, when it contains 1 type or 2 types of Mo, W, Hf, and Zr, in order to ensure C which is not couple | bonded with such a carbide | carbonized_material element, it is necessary to satisfy Formula (3) further.
(C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93) + (Mo / 96)
+ (W / 184) + (Hf / 176) + (Zr / 91)} ≧ 1.2 (3)
Here, the element symbol in Formula (3) represents content (mass%) of each element. Also, (C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93) + (Mo / 96) + (W / 184) + (Hf / 176) + (Zr / 91) } Is an atomic ratio of the C content and the total content of Ti, V, Nb, Mo, W, Hf, and Zr.

なお、前記の式（１）、式（２）、式（３）は、含有しない元素は０として計算するとして、式（３）で代表して表すこともできる。   In addition, said Formula (1), Formula (2), and Formula (3) can also be represented by Formula (3) on the assumption that the element which does not contain is calculated as 0.

次に、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。   Next, the reason for limiting the structure of the steel sheet of the present invention will be described.

フェライト相の面積率が９０％以上
冷延、再結晶焼鈍後の冷延鋼板のマトリックスは、加工性に優れたフェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト等のフェライト相と硬度が異なる第二相組織が鋼板組織に混入すると、フェライト相と第二相組織との界面で加工時に応力集中が生じ、割れ等の欠陥が発生することとなる。また、ベイナイト相やマルテンサイト相は延性に乏しいためベイナイト相もしくはマルテンサイト相の単相組織では所望の加工性が得られない。本発明鋼においてフェライト相の面積率が９０％以上であれば加工性に悪影響をおよぼさないため、フェライト相の面積率の下限を９０％とした。好ましくは９５％以上である。 The area ratio of the ferrite phase is 90% or more. The matrix of the cold-rolled steel sheet after cold rolling and recrystallization annealing preferably has a ferrite single-phase structure excellent in workability. When a second phase structure with hardness different from the ferrite phase such as bainite phase, martensite phase, and retained austenite is mixed in the steel sheet structure, stress concentration occurs at the interface between the ferrite phase and the second phase structure, resulting in defects such as cracks. Will occur. In addition, since the bainite phase and the martensite phase are poor in ductility, a desired workability cannot be obtained with a single phase structure of the bainite phase or the martensite phase. In the steel of the present invention, if the area ratio of the ferrite phase is 90% or more, the workability is not adversely affected, so the lower limit of the ferrite phase area ratio is 90%. Preferably it is 95% or more.

フェライト相の平均結晶粒径が６．０μｍ以下
本発明では、熱延板で生成したパーライトを焼鈍時に溶解し、セメンタイトをフィルム状に変化させてフェライト粒界に存在させることにより、加工性を良好なものとしたことにも特長がある。セメンタイトをフェライト粒界にフィルム状に変化させるには、フェライト粒径を小さくして、Ｃの固溶度が大きいフェライト粒界の単位体積当たりの面積を増やす必要がある。フェライト粒界に固溶できなかったＣは粒界三重点等に凝集し、パーライトを形成して加工性を低下させるためである。本発明における成分ではフェライト相の平均結晶粒径は６．０μｍ以下とすればセメンタイトはフィルム状となる。望ましくは５．０μｍ以下である。 The average crystal grain size of the ferrite phase is 6.0 μm or less. In the present invention, the pearlite produced by hot-rolled sheet is melted during annealing, and the cementite is changed into a film shape to be present at the ferrite grain boundary, thereby improving workability. There is also a feature in what was made. In order to change cementite into a ferrite grain boundary in the form of a film, it is necessary to reduce the ferrite grain size and increase the area per unit volume of the ferrite grain boundary where the solid solubility of C is large. This is because C, which could not be dissolved in the ferrite grain boundaries, aggregates at the grain boundary triple points and the like to form pearlite and reduce workability. In the component of the present invention, if the average crystal grain size of the ferrite phase is 6.0 μm or less, the cementite becomes a film. Desirably, it is 5.0 μm or less.

フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下
冷間圧延後には、鋼板全体が加工された組織となる。この組織は粒内に多量の転位を含むため延性が著しく乏しく加工性を低下させる。加工性に悪影響をもたらさないようにするには、フェライト相中の加工フェライトは極力低減する必要があり、フェライト相中における加工フェライトの面積率、すなわちフェライト相に対する加工フェライトの面積率は２０％以下に制限する必要がある。望ましくは１０％以下である。 The area ratio of the processed ferrite with respect to the ferrite phase is 20% or less After cold rolling, the entire steel sheet has a processed structure. Since this structure contains a large amount of dislocations in the grains, the ductility is remarkably poor and the workability is lowered. In order not to adversely affect the workability, it is necessary to reduce the processed ferrite in the ferrite phase as much as possible. The area ratio of the processed ferrite in the ferrite phase, that is, the area ratio of the processed ferrite to the ferrite phase is 20% or less. It is necessary to limit to. Desirably, it is 10% or less.

フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下
本発明鋼では固溶強化元素であるＭｎを低減したため、粒子分散強化による強化量を最大限高める必要がある。粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量の他に炭化物の粒子径が重要な要素となる。炭化物の微細化により鋼板強度は著しく上昇するため、鋼板の引張強さを４４０ＭＰａ以上とするには、フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径は１０ｎｍ以下とする必要がある。本発明では、この微細に析出する炭化物はＴｉを含む組成であるが、Ｔｉの他にＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎ、Ａｌを含んでいても良い。 The average particle diameter of the carbide containing Ti in the ferrite phase crystal grains is 10 nm or less. In the steel according to the present invention, Mn, which is a solid solution strengthening element, is reduced. Therefore, it is necessary to maximize the amount of strengthening by particle dispersion strengthening. The amount of strengthening by particle dispersion strengthening is not only the amount of carbide precipitation but also the particle size of carbide. Since the strength of the steel sheet is remarkably increased due to the refinement of carbides, the carbide average particle diameter in the ferrite phase crystal grains must be 10 nm or less in order to make the tensile strength of the steel sheet 440 MPa or more. In the present invention, the finely precipitated carbide has a composition containing Ti, but may contain V, Nb, Mo, W, Hf, Zr, N, and Al in addition to Ti.

含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下
前述のように、粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量にも関係する。固溶状態にあるＴｉ量が多量に残存する状態であることは、すなわち、Ｔｉを含む炭化物の析出量が少ない状態であることを意味し、焼鈍後の冷延鋼板中に強化に寄与しない固溶状態にあるＴｉ量が多量に存在した状態であると、鋼板強度が低下する。含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下であれば、上記の悪影響が顕在化しないため、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合を１０％以下とする。望ましくは５％以下である。 The proportion of the amount of Ti existing as a solid solution in the matrix with respect to the amount of Ti contained is 10% or less. As described above, the strengthening amount by particle dispersion strengthening is also related to the precipitation amount of carbide. A state in which a large amount of Ti remains in a solid solution state means that there is a small amount of precipitation of carbides containing Ti, and a solid solution that does not contribute to strengthening in the cold-rolled steel sheet after annealing. If the Ti amount in the molten state is present in a large amount, the steel plate strength is lowered. If the proportion of Ti present as a solid solution in the matrix with respect to the amount of Ti contained is 10% or less, the above adverse effect will not be manifested, so it exists as a solid solution in the matrix with respect to the amount of Ti contained The ratio of Ti amount to be made is 10% or less. Desirably, it is 5% or less.

次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の冷延鋼板は、鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍する工程により製造される。   Next, the manufacturing method of the cold rolled steel sheet of this invention is demonstrated. The cold-rolled steel sheet of the present invention is manufactured by a process of subjecting a steel material to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, and cooling, winding, cold rolling, and annealing after finishing rolling.

本発明は、上記した組成の鋼素材（鋼スラブ）を用い、鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下として、該温度の鋼素材を粗圧延に供し、仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上として熱間圧延を施し、平均冷却速度が２０℃／秒以上の冷却を仕上げ圧延終了後から２秒以内に開始し、巻取り温度４００℃以上７００℃以下で巻取り、冷間圧延率が１０％以上９０％以下の冷間圧延を施し、焼鈍温度７５０℃以上９００℃以下の焼鈍を行うことを特徴とする。   In the present invention, the steel material (steel slab) having the above composition is used, the temperature of the steel material is set to 1100 ° C. or more and 1350 ° C. or less, the steel material at the temperature is subjected to rough rolling, and the finish rolling temperature of finish rolling is 820 ° C. As described above, hot rolling is performed, cooling at an average cooling rate of 20 ° C./second or more is started within 2 seconds after finishing rolling, winding is performed at a winding temperature of 400 ° C. to 700 ° C., and the cold rolling rate is It is characterized by performing cold rolling at 10% to 90% and annealing at an annealing temperature of 750 ° C. to 900 ° C.

本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、連続鋳造時にＴｉＮが析出する。前記のようにＴｉＮは粗大に析出すると、加工時にボイド生成の起点となり、加工性に悪影響をもたらす。ここで、連続鋳造時の鋳造速度を大きくすることで、ＴｉＮの粒子成長を抑制することができる。例えばＴｉＮのサイズを５μｍ以下に抑制するには、連続鋳造時の鋳造速度を１．０ｍ／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。   In the present invention, the method for melting steel is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Thereafter, the slab (steel material) is preferably formed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality, but the slab may be formed by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method. . In addition, TiN precipitates during continuous casting. As described above, when TiN precipitates coarsely, it becomes a starting point of void generation during processing, which adversely affects workability. Here, TiN particle growth can be suppressed by increasing the casting speed during continuous casting. For example, in order to suppress the size of TiN to 5 μm or less, it is desirable to set the casting speed during continuous casting to 1.0 m / min or more.

鋼素材の温度：１１００℃以上１３５０℃以下
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。通常、熱間圧延に先立ち鋼素材は加熱される。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、実質的に均質なオーステナイト相とし、鋼素材中の粗大な炭化物を溶解する必要がある。粗圧延に供する鋼素材の温度、すなわち鋼素材を加熱する場合は鋼素材の加熱温度（以下、単に加熱温度ともいう）が１１００℃未満では、粗圧延前に鋼素材中の粗大な炭化物が溶解せず、冷間圧延、焼鈍後に得られる微細分散する炭化物の量が少なく、鋼板強度が著しく低下する。一方、上記鋼素材の温度（加熱温度）が１３５０℃を超えると、鋼素材表面に生成するスケール量が多く、熱間圧延中にスケールが噛み込みやすく、鋼板表面性状を悪化させる。以上の理由により、粗圧延に供する鋼素材の温度（加熱温度）は、１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。ただし、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が１１００℃以上１３５０℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。 Temperature of steel material: 1100 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower Hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling is applied to the steel material obtained as described above. Usually, the steel material is heated prior to hot rolling. In the present invention, it is necessary to heat the steel material prior to the rough rolling to obtain a substantially homogeneous austenite phase and dissolve coarse carbides in the steel material. When the temperature of the steel material used for rough rolling, that is, when heating the steel material, the heating temperature of the steel material (hereinafter also simply referred to as the heating temperature) is less than 1100 ° C, the coarse carbides in the steel material are dissolved before the rough rolling. Without, the amount of finely dispersed carbide obtained after cold rolling and annealing is small, and the steel sheet strength is significantly reduced. On the other hand, when the temperature (heating temperature) of the steel material exceeds 1350 ° C., the amount of scale generated on the surface of the steel material is large, the scale is easily bitten during hot rolling, and the steel sheet surface properties are deteriorated. For the above reasons, the temperature (heating temperature) of the steel material used for rough rolling is set to 1100 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower. Preferably they are 1150 degreeC or more and 1300 degrees C or less. However, when hot rolling the steel material, if the steel material after casting is in a temperature range of 1100 ° C. or more and 1350 ° C. or less, or if the carbide of the steel material is dissolved, the steel material is heated. Direct rolling may be performed without any problem. The rough rolling conditions are not particularly limited.

仕上げ圧延温度：８２０℃以上
仕上げ圧延温度（仕上げ圧延終了温度ともいう）が８２０℃未満となると、熱間圧延中、鋼板の一部が変態を開始し、コイルの幅方向および長手方向に対する鋼板面内の強度が著しく不均一となる。このような鋼板を冷間圧延すると鋼板が冷間圧延中に破断したり、形状が著しく不均一になり加工性が低下する問題が生じる。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、操業を安定させるには仕上げ圧延温度は１０００℃以下が望ましい。 Finishing rolling temperature: 820 ° C or higher When the finishing rolling temperature (also referred to as finishing rolling finishing temperature) is less than 820 ° C, a part of the steel sheet starts transformation during hot rolling, and the steel sheet surface with respect to the coil width direction and longitudinal direction. The strength of the inside becomes extremely uneven. When such a steel sheet is cold-rolled, the steel sheet breaks during the cold-rolling, or the shape becomes remarkably non-uniform so that the workability is lowered. Therefore, finish rolling temperature shall be 820 degreeC or more. The upper limit of the finish rolling temperature is not particularly defined, but the finish rolling temperature is desirably 1000 ° C. or lower in order to stabilize the operation.

仕上げ圧延終了後の冷却を開始するまでの時間：２秒以内
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易い。本発明では、生成した炭化物は巻取工程ならびに焼鈍工程で粗大化するため、巻取り前には、できる限り粗大な炭化物の生成は抑える必要がある。本発明では、仕上げ圧延終了後なるべく早く強制冷却を開始して、粗大な炭化物の生成を抑制する。このため、仕上げ圧延終了後、少なくとも２秒以内に冷却を開始する。好ましくは１．５秒以内である。 Time until start of cooling after finish rolling: within 2 seconds In a high-temperature steel sheet immediately after finish rolling, carbides are generated due to strain-induced precipitation because the strain energy accumulated in the austenite phase is large. Since this carbide precipitates at a high temperature, it is likely to become coarse. In the present invention, since the generated carbide is coarsened in the winding process and the annealing process, it is necessary to suppress the generation of coarse carbide as much as possible before winding. In the present invention, forced cooling is started as soon as possible after finish rolling to suppress the formation of coarse carbides. For this reason, cooling is started within at least 2 seconds after finish rolling. Preferably, it is within 1.5 seconds.

平均冷却速度：２０℃／秒以上
上記のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板の高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。そのため、仕上げ圧延後は急冷する必要がある。仕上圧延終了後の炭化物の粗大化の進行を抑制するためには、上記したように仕上げ圧延終了後２秒以内に冷却を開始し、かつ、２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは４０℃／秒以上である。ただし、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となりやすく、安定した強度が得られにくくなるため、１５０℃／秒以下とすることが好ましい。なお、ここで平均冷却速度は、仕上げ圧延温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。 Average cooling rate: 20 ° C./second or more As described above, the longer the time during which the steel sheet after the finish rolling is maintained at a high temperature, the more easily the coarsening of the carbide by strain-induced precipitation proceeds. Therefore, it is necessary to cool rapidly after finish rolling. In order to suppress the progress of coarsening of carbide after finishing rolling, it is necessary to start cooling within 2 seconds after finishing rolling as described above and to cool at an average cooling rate of 20 ° C./second or more. There is. Preferably, it is 40 ° C./second or more. However, if the cooling rate after finishing rolling is excessively increased, it is difficult to control the coiling temperature, and it becomes difficult to obtain a stable strength. Here, the average cooling rate is an average cooling rate from the finish rolling temperature to the winding temperature.

巻取り温度：４００℃以上７００℃以下
熱延板組織はフェライト相とパーライトが混在する組織とする必要がある。熱延板の組織中をこのような組織とすることで、冷間圧延時にパーライトによりひずみエネルギーを上昇させ、再結晶を促進させることができる。巻取り温度が４００℃未満となると、熱延板に十分にパーライトが生成せず再結晶促進効果が得られない。一方、巻取り温度が７００℃を超えると、析出した炭化物が粗大化し所望の炭化物の粒子径ならびに鋼板強度が得られなくなる。したがって、巻取り温度の範囲は４００℃以上７００℃以下とする。好ましくは５００℃以上６７０℃以下である。 Winding temperature: 400 ° C. or more and 700 ° C. or less The hot-rolled sheet structure needs to be a structure in which a ferrite phase and pearlite are mixed. By making the structure of the hot-rolled sheet such a structure, strain energy can be increased by pearlite during cold rolling, and recrystallization can be promoted. When the coiling temperature is less than 400 ° C., pearlite is not sufficiently generated on the hot-rolled sheet, and the recrystallization promotion effect cannot be obtained. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 ° C., the precipitated carbides become coarse, and the desired carbide particle diameter and steel plate strength cannot be obtained. Therefore, the range of winding temperature shall be 400 degreeC or more and 700 degrees C or less. Preferably they are 500 degreeC or more and 670 degrees C or less.

熱延鋼板（熱延板）は、綺麗な表面性状を得るため、および、冷延鋼板上へのめっき層の形成を可能にするため、酸洗により熱延鋼板（熱延板）表面の酸化膜を除去した後、冷間圧延に供することが望ましい。なお、熱延鋼板を酸洗せずに冷間圧延に供したとしても得られる鋼板の機械的特性は酸洗を行った場合となんら異ならない。   Hot-rolled steel sheets (hot-rolled sheets) are oxidized by pickling to obtain clean surface properties and enable the formation of plating layers on cold-rolled steel sheets. It is desirable to use cold rolling after removing the film. Even if the hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling without pickling, the mechanical properties of the steel sheet obtained are not different from those when pickling.

冷間圧延率：１０％以上９０％以下
冷間圧延を行う際の冷間圧延率が１０％未満となると、操業上安定せず板形状が不均一になる。不均一な板形状であると加工性が低下するため、冷間圧延率下限を１０％とする。望ましくは４０％以上である。一方、冷間圧延率が９０％を超えると過度に鋼板が加工硬化し所望の板厚が得られなくなるため、冷間圧延率上限を９０％とする。望ましくは８０％以下である。 Cold rolling rate: 10% or more and 90% or less When the cold rolling rate when performing cold rolling is less than 10%, the plate shape becomes uneven because the operation is not stable. If the plate shape is not uniform, the workability is lowered, so the lower limit of the cold rolling rate is 10%. Desirably, it is 40% or more. On the other hand, if the cold rolling rate exceeds 90%, the steel sheet is excessively work-hardened and a desired thickness cannot be obtained, so the upper limit of the cold rolling rate is 90%. Desirably, it is 80% or less.

焼鈍温度：７５０℃以上９００℃以下
冷間圧延で導入された転位を取り除くため、実質的に加工フェライトを残存させず完全に再結晶させる必要がある。完全に再結晶させるには７５０℃以上の焼鈍温度で焼鈍する必要がある。一方で９００℃を超える焼鈍温度では炭化物が粗大化するうえ、Ｔｉを含む炭化物の固溶度が上昇し固溶Ｔｉ量も増加するため、鋼板強度が著しく低下する。したがって、焼鈍温度上限を９００℃とする。好ましい焼鈍温度の範囲は７８０℃以上８９０℃以下である。Ｔｉを含む炭化物の粗大化、もしくはＴｉを含む炭化物溶解の抑制の観点から焼鈍は７５０℃以上となっている時間が１０分以内であることが望ましく、連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで製造することが好ましい。 Annealing temperature: 750 ° C. or higher and 900 ° C. or lower In order to remove dislocations introduced by cold rolling, it is necessary to completely recrystallize without substantially leaving the processed ferrite. In order to completely recrystallize, it is necessary to anneal at an annealing temperature of 750 ° C. or higher. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 900 ° C., the carbide is coarsened, and the solid solubility of the carbide containing Ti is increased and the amount of solid solution Ti is also increased, so that the strength of the steel sheet is remarkably lowered. Therefore, the annealing temperature upper limit is set to 900 ° C. A preferable annealing temperature range is 780 ° C. or more and 890 ° C. or less. From the viewpoint of coarsening of carbides containing Ti or suppressing dissolution of carbides containing Ti, it is desirable that the annealing time is 750 ° C. or more, and it is desirable that the time is within 10 minutes, and it is produced by a continuous annealing line or a continuous hot dipping line. It is preferable.

本発明の冷延鋼板は、表面にめっき層を具えたとしても材質変動が極めて小さく鋼板強度や加工性を低下させない。そのため、表面にめっき層を有することができる。めっき層を具えるようにするには、上記焼鈍温度で焼鈍後、めっき処理を行えば良い。めっき層の種類は特に限定する必要はなく、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に限定する必要はなく、溶融亜鉛めっき等の亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき等の合金化亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられる。なお、めっき層の合金成分、めっき層の種類などは、これらに限定されず、従前公知のものがいずれも適用可能である。   Even if the cold-rolled steel sheet of the present invention has a plating layer on the surface, the material fluctuation is extremely small and the steel sheet strength and workability are not lowered. Therefore, it can have a plating layer on the surface. In order to provide the plating layer, the plating process may be performed after annealing at the annealing temperature. The type of the plating layer is not particularly limited, and any of an electroplating layer and an electroless plating layer can be applied. Moreover, it is not necessary to specifically limit the alloy component of the plating layer, and preferable examples include a galvanizing layer such as hot dip galvanizing and an alloying galvanizing layer such as alloying hot dip galvanizing. In addition, the alloy component of a plating layer, the kind of plating layer, etc. are not limited to these, A conventionally well-known thing is applicable.

表１に示す組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材（鋼スラブ）を表２に示すスラブ加熱温度に加熱した後、表２に示す熱延条件で熱延板とし、酸洗し、表２に示す条件の冷間圧延を施し連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインにて冷延鋼板とした。表面にめっき層を具えない“裸材”は連続焼鈍ラインで製造し、溶融亜鉛めっき層を具えた“ＧＩ材”もしくは合金化溶融亜鉛めっき層を具えた“ＧＡ材”は連続溶融めっきラインにて製造した。連続溶融めっきラインで鋼板を浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃である。ＧＡ材は鋼板をめっき浴に浸漬後、５２０℃で合金化処理を施した。めっき付着量はＧＩ材、ＧＡ材ともに片面当たり４５ｇ／ｍ^２とした。なお、表２に記載の冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度であり、焼鈍温度は鋼板温度の最高到達温度である。 After heating a steel material (steel slab) with a thickness of 250 mm having the composition shown in Table 1 to the slab heating temperature shown in Table 2, it is made into a hot-rolled sheet under the hot rolling conditions shown in Table 2, pickled, and Table 2 Cold rolling under the conditions shown was applied to form a cold-rolled steel sheet in a continuous annealing line or a continuous hot dipping line. “Nude material” with no plating layer on the surface is manufactured on a continuous annealing line, and “GI material” with a hot dip galvanizing layer or “GA material” with an alloyed hot dip galvanizing layer on a continuous hot dipping line. Manufactured. The temperature of the plating bath (plating composition: Zn-0.13 mass% Al) which immerses a steel plate in a continuous hot dipping line is 460 degreeC. The GA material was subjected to alloying treatment at 520 ° C. after the steel plate was immersed in the plating bath. The plating adhesion amount was 45 g / m ² per side for both the GI material and the GA material. In addition, the cooling rate described in Table 2 is an average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the coiling temperature, and the annealing temperature is the highest temperature reached in the steel sheet temperature.

上記により得られた冷延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相の平均結晶粒径、加工フェライトの面積率、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径、降伏強度、引張強さ、伸び、限界曲げ半径等を求めた。試験方法は次のとおりとした。   Samples are taken from the cold-rolled steel sheet obtained as described above, and the structure is observed and subjected to a tensile test. The area ratio of the ferrite phase, the average crystal grain size of the ferrite phase, the area ratio of the processed ferrite, and the average particle of carbide containing Ti Diameter, yield strength, tensile strength, elongation, critical bending radius, etc. were determined. The test method was as follows.

（１）組織観察
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で４００倍に拡大して１０視野分撮影した。ここで、フェライト相は粒内にラス状の形態やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト平均結晶粒径は、上記４００倍に拡大して撮影し代表的な写真３枚について水平線および垂直線をそれぞれ１０本ずつ引きＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求め、最終的に３枚の平均値を表３に記した。
加工フェライトは、フェライト相中において、伸展された形状で粒内に腐食痕が認められる組織を加工フェライトとみなし、観察視野に占めるフェライト相に対する加工フェライトの面積率を求めた。すなわち、加工フェライトの面積率としては、フェライト相全体を母集合とした上で、加工フェライトの面積率を求めた。 (1) Microstructure observation The area ratio of the ferrite phase was evaluated by the following method. About the central part of the plate thickness having a cross section parallel to the rolling direction, a corrosion appearing structure with 5% nital was magnified 400 times with a scanning optical microscope and photographed for 10 fields of view. Here, the ferrite phase is a structure having a lath-like form or a form in which cementite is not observed in the grains. Further, the area ratio and particle size were determined using polygonal ferrite, bainitic ferrite, acicular ferrite and granular ferrite as ferrite. The area ratio of the ferrite phase was determined from the area ratio of the ferrite phase with respect to the observation field by separating images other than the ferrite phase such as bainite phase, martensite phase, and pearlite by image analysis. At this time, the grain boundary observed as a linear form was counted as a part of the ferrite phase.
The average grain size of the ferrite is obtained by enlarging the above 400 times and obtaining 10 representative horizontal lines and 10 vertical lines for each of the three representative photographs by a cutting method in accordance with ASTM E 112-10. Table 3 shows the average value of the sheets.
For the processed ferrite, the structure in which corrosion marks were observed in the grains in the expanded form in the ferrite phase was regarded as processed ferrite, and the area ratio of the processed ferrite to the ferrite phase in the observation field was determined. That is, as the area ratio of the processed ferrite, the area ratio of the processed ferrite was obtained after setting the entire ferrite phase as a mother set.

フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径は、得られた冷延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：１３５０００倍）で観察を行い、１００点以上の析出物粒子径の平均によって求めた。析出物の組成は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付帯するＥＤＸにより分析し、Ｔｉが含まれることを確認した。この析出物粒子径を算出する上で、Ｔｉを含まない粗大なセメンタイトやＣが含まれないＴｉを含む窒化物は含まないものとした。このＴｉを含む窒化物は粒子径が１００ｎｍ以上であり、球形ではなく長方形の形状で観察される。これは析出物粒子径を算出するうえで含まれない。   The average particle diameter of the carbide containing Ti in the ferrite phase crystal grains was prepared by a thin film method from the center of the thickness of the obtained cold-rolled steel sheet, and observed with a transmission electron microscope (magnification: 135,000 times). It was determined by averaging the particle diameters of 100 or more precipitate particles. The composition of the precipitate was analyzed by EDX attached to a transmission electron microscope (TEM), and it was confirmed that Ti was contained. In calculating the precipitate particle size, coarse cementite containing no Ti and nitride containing Ti containing no C are excluded. The nitride containing Ti has a particle diameter of 100 nm or more, and is observed in a rectangular shape instead of a spherical shape. This is not included in calculating the precipitate particle size.

マトリックス中に含まれる固溶Ｔｉ量は、得られた冷延鋼板について、１０％ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム‐メタノール）中で、約０．２ｇを電流密度２０ｍＡ／ｃｍ^２で定電流電解した後、電解液中に含まれるＴｉ量を分析して求めた。そして、全Ｔｉ含有量に対する固溶Ｔｉ量の割合をマトリックス中に固溶状態にあるＴｉ量の割合として算出した。 The amount of solid solution Ti contained in the matrix was about 0.2 g of a current density of 20 mA in a 10% AA electrolyte solution (10 vol% acetylacetone-1 mass% tetramethylammonium chloride-methanol) for the obtained cold rolled steel sheet. After constant current electrolysis at / cm ² , the amount of Ti contained in the electrolyte was analyzed and determined. And the ratio of the solid solution Ti amount with respect to the total Ti content was calculated as the ratio of the Ti amount in the solid solution state in the matrix.

（２）引張試験
得られた冷延鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。 (2) Tensile test A JIS No. 5 tensile test piece was produced from the obtained cold-rolled steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction, and the tensile test was conducted five times in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011). The strength (YS), tensile strength (TS), and total elongation (El) were determined. The crosshead speed in the tensile test was 10 mm / min.

（３）曲げ試験（曲げ性評価）
得られた冷延鋼板から試験に供する短冊状の試験片（幅（Ｗ）１００ｍｍ、長さ（Ｌ）３５ｍｍ）をせん断加工によって採取した。このとき、試験片端面は、せん断加工ままで曲げ試験を実施したが、せん断面と破断面が４つの辺を持つ短冊状の試験片端面の全てで同一の方向となるよう、試験片端面は同じ方向からせん断加工を施した。ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠したＶブロック法による曲げ試験を３回行い、試験後サンプルの湾曲部外側を肉眼で観察し、裂けや疵等の欠点がないものを合格した。押金具の内側半径（Ｒ）に対し、合格となった最小のＲと板厚（ｔ）との商を下式に示す限界曲げ半径とした。なお、Ｒ、ｔともに、単位はｍｍである。
（限界曲げ半径）＝（合格となった押金具の最小内側半径）／（鋼板板厚）
限界曲げ半径が小さい値であるほど、曲げ性が良く、加工性が良好である。限界曲げ半径が１．０以下の場合に評価として“○”を付し、限界曲げ半径が１．０を超える場合に評価として“×”を付した。なお、曲げ性は押金具の内側半径と、鋼板板厚に左右される。そのため、限界曲げ半径は鋼板板厚の影響を除した指標で評価した。本発明で求める曲げ性１．０以下であれば合格とした。 (3) Bending test (bendability evaluation)
A strip-shaped test piece (width (W) 100 mm, length (L) 35 mm) to be subjected to the test was collected from the obtained cold-rolled steel sheet by shearing. At this time, the end face of the test piece was subjected to a bending test while being sheared, but the end face of the test piece was such that all the end faces of the strip-shaped test piece having four sides of the shear face and the fracture surface were in the same direction. Shearing was performed from the same direction. The bending test by the V block method in accordance with JIS Z 2248 was performed three times, and the outside of the curved portion of the sample after the test was observed with the naked eye, and passed without any defects such as tears and wrinkles. For the inner radius (R) of the metal fitting, the quotient of the minimum R and the plate thickness (t) that passed was used as the critical bending radius shown in the following equation. The unit of both R and t is mm.
(Limit bending radius) = (Minimum inner radius of the accepted metal fitting) / (Steel plate thickness)
The smaller the limit bending radius, the better the bendability and the better the workability. When the limit bending radius is 1.0 or less, “◯” is given as an evaluation, and when the limit bending radius exceeds 1.0, “X” is given as an evaluation. The bendability depends on the inner radius of the metal fitting and the steel plate thickness. Therefore, the critical bending radius was evaluated by an index excluding the influence of the steel plate thickness. If the bendability obtained in the present invention was 1.0 or less, it was determined to be acceptable.

以上により得られた結果を表３に示す。本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：４４０ＭＰａ以上でありかつ曲げ性にも優れ、強度と加工性を兼備した冷延鋼板となっていることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度（引張強さ：４４０ＭＰａ以上）の高強度が確保できていないか、良好な曲げ性が得られておらず加工性が乏しいことがわかる。   The results obtained as described above are shown in Table 3. It can be seen that all the inventive examples are cold-rolled steel sheets having a tensile strength of TS: 440 MPa or more, excellent bendability, and having both strength and workability. On the other hand, it can be seen that the comparative example out of the scope of the present invention does not ensure a high strength of a desired strength (tensile strength: 440 MPa or more), or does not have good bendability and has poor workability. .

Claims (14)

質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．６％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎ：０．００８０％以下、
Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下
を含有し、かつ下記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が９０％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が６．０μｍ以下、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下であることを特徴とする、加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
ここで、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 % By mass
C: 0.02% to 0.16%,
Si: 0.6% or less,
Mn: 0.6% or less,
P: 0.05% or less,
S: 0.01% or less,
Al: 0.08% or less,
N: 0.0080% or less,
Ti: 0.04% or more and 0.20% or less, satisfying the following formula (1), the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the area ratio of the ferrite phase is 90% or more, The average grain size of the ferrite phase is 6.0 μm or less, the area ratio of the processed ferrite to the ferrite phase is 20% or less, and the average particle size of the carbide containing Ti in the ferrite phase crystal grains is 10 nm or less. A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability, characterized in that the ratio of the amount of Ti existing as a solid solution in the matrix with respect to the amount is 10% or less;
(C / 12) / (Ti / 48) ≧ 1.2 (1)
Here, the element symbol in Formula (1) represents content (mass%) of each element. さらに、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、下記の式（２）を満足することを特徴とする、請求項１に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 Furthermore, it contains one or two of V: 0.01% or more and 0.1% or less, Nb: 0.01% or more and 0.05% or less, and satisfies the following formula (2). A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability according to claim 1,
(C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93)} ≧ 1.2 (2)
Here, the element symbol in Formula (2) represents content (mass%) of each element. さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。   Furthermore, it contains 0.0001% or more and 0.2% or less in total of one or more of Ca, Mg, and REM in mass%. Excellent high-strength cold-rolled steel sheet. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有し、下記の式（３）を満足することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板；
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 Further, in terms of mass%, Cr: 0.01% to 0.1%, Ni: 0.01% to 0.1%, Mo: 0.01% to 0.05%, W: 0.01 % Or more and 0.05% or less, Hf: 0.01% or more and 0.05% or less, Zr: 0.01% or more and 0.1% or less, Co: 0.005% or more and 0.1% or less The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability according to any one of claims 1 to 3, comprising two or more kinds and satisfying the following formula (3):
(C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93) + (Mo / 96) + (W / 184) + (Hf / 176) + (Zr / 91)} ≧ 1.2 ... (3)
Here, the element symbol in Formula (3) represents content (mass%) of each element. 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。   The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability according to any one of claims 1 to 4, wherein the steel sheet surface has a plating layer. 前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項５に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。   The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability according to claim 5, wherein the plating layer is a galvanization layer. 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項５に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板。   The high-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability according to claim 5, wherein the plated layer is an alloyed galvanized layer. 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１６％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下を含有し、かつ下記の式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を１１００℃以上１３５０℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を８２０℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後２秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を２０℃／秒以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を４００℃以上７００℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を１０％以上９０％以下とし、前記焼鈍の焼鈍温度を７５０℃以上９００℃以下とすることを特徴とする、フェライト相の面積率が９０％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が６．０μｍ以下、前記フェライト相に対する加工フェライトの面積率が２０％以下、前記フェライト相の結晶粒内のＴｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下、含有するＴｉ量に対しマトリックス中に固溶状態として存在するＴｉ量の割合が１０％以下である、加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８）≧１．２・・・（１）
ここで、式（１）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 The steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, and after finishing rolling, cooling, winding, cold rolling, and annealing to make a cold rolled steel sheet,
The steel material is, in mass%, C: 0.02% or more and 0.16% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 0.6% or less, P: 0.05% or less, S: 0.00. 0.1% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.0080% or less, Ti: contains 0.04% to 0.20% or below, satisfying the following formula (1), the balance being Fe And the composition of the inevitable impurities, the temperature of the steel material used for the rough rolling is set to 1100 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, the finish rolling temperature of the finish rolling is set to 820 ° C. or higher, and the cooling is performed within 2 seconds after finishing rolling. The average cooling rate of the cooling is 20 ° C./second or more, the winding temperature of the winding is 400 ° C. or more and 700 ° C. or less, and the cold rolling rate of the cold rolling is 10% or more and 90% or less. And the annealing temperature of the annealing is 750 ° C. or more and 900 ° C. or less. Characterized the door, the area ratio of the ferrite phase is 90% or more, an average grain size of the ferrite phase 6.0μm or less, the area ratio is 20% deformed ferrite for ferrite phase below the ferrite phase grains High-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability, in which the average particle diameter of the carbide containing Ti is 10 nm or less, and the ratio of the amount of Ti present as a solid solution in the matrix to the amount of Ti contained is 10% or less. Manufacturing method.
(C / 12) / (Ti / 48) ≧ 1.2 (1)
Here, the element symbol in Formula (1) represents content (mass%) of each element. さらに、鋼素材が、質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、かつ下記の式（２）を満足することを特徴とする、請求項８に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）｝≧１．２・・・（２）
ここで、式（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 Further, the steel material, by mass%, V: 0.01% to 0.1% or less, Nb: contain one or two or 0.01% to 0.05% or less, and the following formula ( The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability according to claim 8, wherein 2) is satisfied.
(C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93)} ≧ 1.2 (2)
Here, the element symbol in Formula (2) represents content (mass%) of each element. さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．２％以下含有することを特徴とする、請求項８または９に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   Furthermore, the steel material contains 0.0001% or more and 0.2% or less in total of one or more of Ca, Mg, and REM in mass%. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability. さらに、鋼素材が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｗ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｈｆ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．００５％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有し、かつ下記の式（３）を満足することを特徴とする、請求項８〜１０のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｈｆ／１７６）＋（Ｚｒ／９１）｝≧１．２・・・（３）
ここで、式（３）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。 Further, the steel material is in mass%, Cr: 0.01% to 0.1%, Ni: 0.01% to 0.1%, Mo: 0.01% to 0.05%, W : 0.01% to 0.05%, Hf: 0.01% to 0.05%, Zr: 0.01% to 0.1%, Co: 0.005% to 0.1% one or comprise two or more, and is characterized by satisfying the following equation (3), high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability according to any one of claims 8 to 10 Manufacturing method.
(C / 12) / {(Ti / 48) + (V / 51) + (Nb / 93) + (Mo / 96) + (W / 184) + (Hf / 176) + (Zr / 91)} ≧ 1.2 ... (3)
Here, the element symbol in Formula (3) represents content (mass%) of each element. 前記焼鈍温度での焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、請求項８〜１１のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability according to any one of claims 8 to 11, wherein a plating treatment is performed after the annealing at the annealing temperature. 前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項１２に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability according to claim 12, wherein the plating process is a galvanizing process. 前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項１２に記載の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability according to claim 12, wherein the plating treatment is an alloyed zinc plating treatment.