JP2004068050A

JP2004068050A - High tensile cold rolled steel sheet and method for producing the same

Info

Publication number: JP2004068050A
Application number: JP2002226250A
Authority: JP
Inventors: Shigeki Nomura; 野村　茂樹; Hideki Matsuda; 松田　英樹; Seiji Furuhashi; 古橋　誠治
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-08-02
Filing date: 2002-08-02
Publication date: 2004-03-04
Anticipated expiration: 2022-08-02
Also published as: JP4306202B2

Abstract

【課題】引張強度で７８０ＭＰａ以上の高強度と良好な曲げ加工性を有する高強度冷延鋼板及びその的確な製造方法を提供する。
【解決手段】冷延鋼板において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ及びＮ量を調整し、必要により更にＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃａの１種以上をも含む鋼板の金属組織を、フェライトを３％以上、炭化物を含むベイナイト及び炭化物を含むマルテンサイトを合計で４０％以上含み、かつ上記フェライトとベイナイト及びマルテンサイトとの合計量が６０％以上であって、更に粒内にセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ−ステナイトを有しているフェライト粒の数が総フェライトの数の３０％以上である組織を持つことを特徴とする。熱間圧延を特定温度で終了した後、特定の条件で巻き取り、冷間圧延後に特定条件の焼鈍を施して上記冷延鋼板を製造する。
【選択図】　　　　なしAn object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having high strength of 780 MPa or more in tensile strength and good bending workability, and an accurate manufacturing method thereof.
SOLUTION: In a cold-rolled steel sheet, the amount of C, Si, Mn, P, S, Al and N is adjusted, and if necessary, one kind of Ti, Nb, V, B, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca is further added. The metal structure of the steel sheet including the above contains at least 3% of ferrite, at least 40% of bainite containing carbide and martensite containing carbide, and the total amount of the ferrite, bainite and martensite is at least 60%. And a structure in which the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is 30% or more of the total number of ferrites. After the hot rolling is completed at a specific temperature, winding is performed under specific conditions, and after cold rolling, annealing under specific conditions is performed to manufacture the cold-rolled steel sheet.
[Selection diagram] None

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、ドアインパクトビ−ム等のような“自動車の衝突安全確保のための部品”やシ−トレ−ル等の“乗員の安全に関わる部品”の素材として好適な、曲げ加工性に優れた引張強度が７８０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の安全及び軽量化対策としての“引張強度が７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板”に対する要望が高まっている。
しかしながら、鋼板を高強度化していくと、成形性、特に曲げ性の劣化が問題になってくる。特に、引張強度が７８０ＭＰａ以上の超高張力鋼板では曲げ性の確保は一層深刻な問題となる。
【０００３】
高強度冷延鋼板の製造方法としては、例えば特開平７−１８８７６７号公報にベイナイト主体の金属組織にすることで伸びフランジ性を改善する製造方法が開示されている。
しかしながら、ベイナイトは延性が低く、ベイナイト主体の組織にするだけでは十分な曲げ性の確保は困難であった。
更に、上記特開平７−１８８７６７号公報に記載の高強度冷延鋼板の製造方法では伸びフランジ性を改善するために鋼板を低合金としており、そのため高強度を得るためには焼鈍後に１００℃／ｃ以上の冷却速度で冷却することが必要で、冷却中に生じる歪によって鋼板の平坦度を確保することが困難であるとの問題もあった。
【０００４】
また、特開平９−２６３８３８号公報には、鋼板の金属組織をフェライトとベイナイトの混合組織にして穴拡げ性を改善する方法が開示されている。
しかし、引張強度で７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板においては、上述のような複合組織化を行うだけでは十分な曲げ性を得ることができなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このようなことから、本発明が目的としたのは、前述したような従来技術の問題点を解決し、引張強度で７８０ＭＰａ以上の高強度と良好な曲げ加工性を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することであった。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記目的を達成すべく鋭意研究を行った結果、引張強度で７８０ＭＰａ以上の高強度と良好な曲げ加工性が両立した鋼板を実現するためには、その金属組織を、フェライトを体積率にて３％以上と、“炭化物を含むベイナイト”及び“炭化物を含むマルテンサイト”を合計の体積率にて４０％以上含み、かつ上記フェライトと上記ベイナイト及びマルテンサイトとの合計量が体積率にて６０％以上であって、更に粒内にセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ−ステナイトを有しているフェライト粒の数が総フェライトの数の３０％以上である組織とすることが重要であるとの知見を得ることができた。
【０００７】
即ち、本発明者らは、まず、曲げ加工における割れの起点はフェライト粒界に存在する非常に硬質な“炭化物を含まないマルテンサイト”や“粗大化して脆い炭化物を含むパ−ライト”であり、フェライト粒界に存在する炭化物を含む適当な硬さのベイナイトや、焼き戻されて軟質化した炭化物を含むマルテンサイトでは割れが発生しにくいことを見出した。更に、高張力を得るために必要な炭化物を含まないマルテンサイトやセメンタイトや残留オ−ステナイトは、フェライト粒内にあれば割れの起点になりにくいことも明らかとした。
そして、上記解明事項と、引張強度で７８０ＭＰａ以上の強度が得られる金属組織を検討し、引張強度で７８０ＭＰａ以上の高強度と良好な曲げ加工性が両立した鋼板を実現する上での前記金属組織の有効性を確認するに至ったわけである。
【０００８】
本発明は、上記知見事項等を基に完成されたものであり、次の▲１▼〜▲５▼項に示す曲げ加工性に優れた引張強度が７８０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板並びにその製造方法を提供するものである。
▲１▼　Ｃ：０．０５〜０．２５％（以降、　成分割合を表す％は重量％とする），Ｓｉ：０．１　〜２．０　％，Ｍｎ：１．３　〜３．０　％，Ｐ：０．１０％以下，Ｓ：０．０１０　％以下，Ａｌ：０．００１　〜０．２０％，Ｎ：０．０２０　％以下を含むと共に残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物から成り、また金属組織として、フェライトを体積率にて３％以上と、更に“炭化物を含むベイナイト”及び“炭化物を含むマルテンサイト”の１種又は２種を合計の体積率にて４０％以上含み、かつ上記フェライトと上記ベイナイト及びマルテンサイトとの合計量が体積率にて６０％以上であって、更に粒内にセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ−ステナイトを有しているフェライト粒の数が総フェライトの数の３０％以上である組織を持つことを特徴とする、引張強度７８０ＭＰａ以上を示す高張力冷延鋼板。
▲２▼　Ｃ：０．０５〜０．２５％，Ｓｉ：０．１　〜２．０　％，Ｍｎ：１．３　〜３．０　％，Ｐ：０．１０％以下，Ｓ：０．０１０　％以下，Ａｌ：０．００１　〜０．２０％，Ｎ：０．０２０　％以下を含み、更にＴｉ：０．２０％以下，Ｎｂ：０．２０％以下，Ｖ：０．１０％以下，Ｂ：０．０１％以下，Ｃｒ：１．０　％以下，Ｍｏ：１．０　％以下，Ｃｕ：１．０　％以下，Ｎｉ：１．０　％以下，Ｃａ：０．０１％以下の１種以上をも含むと共に残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物から成り、また金属組織として、フェライトを体積率にて３％以上と、更に“炭化物を含むベイナイト”及び“炭化物を含むマルテンサイト”の１種又は２種を合計の体積率にて４０％以上含み、かつ上記フェライトと上記ベイナイト及びマルテンサイトとの合計量が体積率にて６０％以上であって、更に粒内にセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ−ステナイトを有しているフェライト粒の数が総フェライトの数の３０％以上である組織を持つことを特徴とする、引張強度７８０ＭＰａ以上を示す高張力冷延鋼板。
▲３▼　前記▲１▼項又は▲２▼項に示す成分組成の高張力冷延鋼板であって、表層から２０μｍまでの範囲の金属組織として、フェライトを体積率にて３％以上と、更に“炭化物を含むベイナイト”及び“炭化物を含むマルテンサイト”の１種又は２種を合計の体積率にて４０％以上含み、かつ上記フェライトと上記ベイナイト及びマルテンサイトとの合計量が体積率にて６０％以上であって、更に粒内にセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ−ステナイトを有しているフェライト粒の数が総フェライトの数の３０％以上である組織を持つことを特徴とする、引張強度７８０ＭＰａ以上を示す高張力冷延鋼板。
▲４▼　表層に亜鉛めっき層を有する前記▲１▼項乃至▲３▼項の何れかに記載の冷延鋼板。
▲５▼　前記▲１▼項乃至▲３▼項の何れかに記載の成分組成を有した鋼片を、１０５０℃以上に加熱した後に粗圧延を開始し、粗圧延終了後、そのまま或いは粗バ−の加熱又は温度保定を実施してから仕上圧延を開始し、仕上温度７８０〜１０３０℃で圧延を終了した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却して７００℃以下で巻き取り、更に巻き戻してからそのまま或いはスキンパス圧延，酸洗を施した後に冷間圧延を施し、次いで７２０〜９００℃の温度範囲で５秒以上保持する焼鈍を行った後、２〜２０℃／ｓの平均冷却速度で５５０〜７６０℃まで冷却し、更に１０超〜１００℃／ｓの平均冷却速度で２００〜４２０℃まで冷却して、２００〜４２０℃の温度範囲に６０〜３００秒間保持してから、３００秒以内に１００℃以下にまで冷却することを特徴とする、引張強度７８０ＭＰａ以上を示す高張力冷延鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において鋼板の金属組織，鋼片乃至は鋼板の成分組成、並びに鋼板の製造処理条件を前記の如くに限定した理由を説明する。
（Ａ）　金属組織
金属組織は本発明鋼板の重要な要素であって、フェライトを体積率で３％以上と、更に“炭化物を含むベイナイト”及び“炭化物を含むマルテンサイト”の１種又は２種を合計の体積率で４０％以上含み、更にフェライトと上記ベイナイト及びマルテンサイトとの合計が６０％以上で、かつ粒内にセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ−ステナイトを有しているフェライト粒の数が総フェライトの数の３０％以上となる金属組織とすることにより、引張強度が７８０ＭＰａ以上で優れた曲げ加工性を有する高張力冷延鋼板が得られる。
【００１０】
なお、フェライトはそれ自体優れた延性を有しているので、鋼板に優れた曲げ加工性を確保するためには体積率で３％以上必要である。フェライトが体積率で３％未満であって残部が延性の不十分なベイナイト等のフェライト以外の相である場合には、優れた曲げ性を確保することができない。しかしながら、フェライトのみでは鋼板に引張強度７８０ＭＰａ以上を確保することが困難であり、従って“炭化物を含むベイナイト”と“炭化物を含むマルテンサイト”とを合計の体積率で４０％以上含む必要がある。
即ち、本発明者らは、曲げ加工における割れの起点はフェライト粒界に存在する非常に硬質な炭化物を含まないマルテンサイトや粗大で脆い炭化物であるセメンタイト又は粗大な炭化物を含むパ−ライトであり、フェライト粒界に存在する炭化物を含む適当な硬さのベイナイトや焼き戻されて軟質化した炭化物を含むマルテンサイトでは割れが発生しにくいことを見出した。そして、優れた曲げ加工性を有すると共に引張強度７８０ＭＰａ以上の鋼板を実現するためには、炭化物を含むベイナイトと炭化物を含むマルテンサイトの合計を体積率で４０％以上とし、更にフェライトと上記ベイナイト及びマルテンサイトの合計が体積率で６０％以上とする必要のあることを確認した。
好ましくは、フェライトは１５％以上、また炭化物を含むベイナイト又は炭化物を含むマルテンサイトの合計を体積率で６０％以上、そしてフェライトと炭化物を含むベイナイト又は炭化物を含むマルテンサイトとの合計量を体積率で８０％以上とするのが良い。
【００１１】
なお、上記炭化物は、ベイナイト又はマルテンサイト中において体積率で３０％以上占有しているのが好ましい。
そして、上記理由によりフェライトと粒界で接する金属組織は“フェライト”又は“炭化物を含むベイナイト”又は“炭化物を含むマルテンサイト”であることが好ましく、それが粒界の５０％以上であるのが望ましい。
【００１２】
また、先に述べた理由により高張力を得るために必要なマルテンサイトやセメンタイトや残留オ−ステナイトはフェライト粒界ではなくてフェライト粒内にあるのが好ましく、所望の高張力を確保するには粒内にセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ−ステナイトを有しているフェライト粒の数が総フェライトの数の３０％以上である必要がある。
【００１３】
ところで、鋼板の曲げ加工では表層よりクラックが生じるため、鋼板表層から２０μｍまでの範囲を上記金属組織とするだけであっても優れた曲げ加工性の確保が可能であることも本発明者らは確認済である。
【００１４】
（Ｂ）　鋼片乃至は鋼板の化学組成
Ｃ：　Ｃは鋼板に高張力（引張強度）を得るのに重要な成分である。Ｃの含有量が０．０５％未満では必要な高張力が得られず、また０．２５％を超えてＣを含有させると靱性や溶接性が低下すると共にフェライト生成量が不足して所望の延性を確保することができない。従って、Ｃ含有量を０．０５〜０．２５％と定めたが、好ましくは０．０５〜０．１０％に調整するのが良い。
【００１５】
Ｓｉ：　Ｓｉも鋼板を高強度化するのに有効な成分であり、必要な強度を確保するために　０．１％以上を含有させる。しかし、　２．０％を超えてＳｉを含有させると化成処理性が劣化すると共に、フェライト粒内ではなくて粒界に生成するマルテンサイト量が増加するために曲げ加工性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は　０．１〜　２．０％と定めたが、好ましくは　０．７〜　１．６％に、より好ましくは　１．０〜　１．６％に調整するのが良い。
【００１６】
Ｍｎ：　Ｍｎにはオ−ステナイトを安定化することでベイナイトを生成させる働きがある。Ｍｎの含有量が　１．３％未満ではベイナイト生成が不十分で良好な曲げ性と高張力の両立が得られず、また　３．０％を超えてＭｎを含有させるとフェライトが生成しにくくなると共にバンド組織が発達して曲げ性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は　１．３〜　３．０％と定めたが、好ましくは　２．０〜　３．０％に、より好ましくは　２．２〜　３．０％に調整するのが良い。
【００１７】
Ｐ：　Ｐは靱性を劣化させる好ましくない元素である。従って、その許容量を確認し、Ｐ含有量は０．１０％以下と定めた。
Ｓ：　ＳはＭｎＳを形成して鋼板の曲げ加工性を劣化させる好ましくない元素である。従って、その許容量を確認し、Ｓ含有量を　０．０１０％以下と定めたが、好ましくは０．００４０％以下に、より好ましくは０．００１５％以下とするのが良い。
【００１８】
Ａｌ：　Ａｌは脱酸のために添加される元素であるが、その効果は　０．００１％未満では不十分であり、また０．２０％を超えて含有させても効果が飽和し経済的に不利となる。従って、Ａｌ含有量は　０．００１〜０．２０％と定めた。
Ｎ：　Ｎは、連続鋳造中に窒化物を形成してスラブのひび割れの原因となるので、その含有量は低い方が好ましい。従って、その許容量を確認し、Ｎ含有量は０．０２０　％以下と定めた。
【００１９】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ：　Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ及びＢは何れも再結晶を遅らせて結晶粒を微細化させる効果を有しているので、必要に応じて１種以上が含有せしめられる。しかしながら、その効果は、Ｔｉ含有量が０．２０％を超え、Ｎｂ含有量が０．２０％を超え、Ｖ含有量が０．１０％を超え、そしてＢ含有量が　０．０１０％を超えると飽和してしまいコスト的に不利となる。そのため、Ｔｉ含有量は０．２０％以下、Ｎｂ含有量は０．２０％以下、Ｖ含有量は０．１０％以下、Ｂ含有量は　０．０１０％以下とそれぞれ定めた。
【００２０】
Ｃｒ，Ｍｏ：　Ｃｒ及びＭｏには何れもＭｎと同様にオ−ステナイトを安定化することでベイナイトを生成させる働きがあるので、必要に応じて１種以上が含有せしめられる。しかし、Ｃｒ含有量が　１．０％を超え、そしてＭｏ含有量が　１．０％を超えると鋼板の化成処理性に問題が出てくる。従って、Ｃｒ含有量は　１．０％以下、Ｍｏ含有量は１．０　以下とそれぞれ定めた。
【００２１】
Ｃｕ，Ｎｉ：　Ｃｕ及びＮｉには何れも腐食抑制効果があり、鋼板表面に濃化して水素の侵入を抑え遅れ破壊を抑制する働きがあるので、必要に応じて１種以上が含有せしめられる。しかしながら、何れもその含有量が　１．０％を超えると前記効果は飽和しコスト的に不利となる。従って、Ｃｕ含有量もＮｉ含有量も　１．０％以下とそれぞれ定めたが、何れも好ましくは０．０１〜　１．０％に調整するのが良い。
【００２２】
Ｃａ：　ＣａはＳと結合し、硫化物を球状化させて曲げ加工性や耐遅れ破壊性の改善に効果があるので、必要に応じて添加される。しかし、０．０１％を超えて含有させてもその効果は飽和しコスト的に不利となることから、Ｃａ含有量は０．０１％以下と定めた。
【００２３】
なお、上記以外の成分はＦｅ及び不可避的不純物である。
そして、上記組成の鋼は、例えば転炉，電気炉又は平炉等により溶製される。鋼種もリムド鋼，キャップド鋼，セミキルド鋼又はキルド鋼の何れでも良い。更に、鋼片の製造は“造塊−分塊圧延”あるいは“連続鋳造”の何れの手段によっても構わない。
【００２４】
（Ｃ）　製造条件
本発明に係る“曲げ加工性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上を示す高張力冷延鋼板”を製造するには、まず本発明が規定する範囲の化学組成の鋼片を１０５０℃以上に加熱後粗圧延を開始し、粗圧延終了後、そのまま或いは必要に応じて粗バ−に加熱又は温度保定を施してから仕上圧延を開始し、仕上温度７８０〜１０３０℃で圧延を終了後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却し、７００℃以下で巻き取る熱間圧延を施す。
【００２５】
１０５０℃以上への鋼片の加熱は、仕上温度を確保するのに必要である。そして、仕上温度７８０℃以上は変態点以下の圧延に伴って表層に形成されるフェライトの粗大組織を抑制するのに必要な条件であり、また１０３０℃以下の仕上温度は組織を微細化して冷延板焼鈍後に十分なフェライトを生成させるのに必要な条件である。
なお、仕上温度を確保するために仕上圧延前に粗バ−を加熱あるいは温度保定することは有効である。また、粗バ−を接合して連続圧延を施しても何ら問題はない。
熱間圧延に際して加熱炉に挿入する鋼片は“鋳造後の高温ままでのスラブ”でも“室温で放置されたスラブ”でも構わない。
【００２６】
仕上圧延を終了した後は、バンド状組織軽減のために平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却し、７００℃以下で巻き取る。巻取温度が７００℃を上回ると製品においても曲げ性を低下させるバンド状組織が発達するので好ましくない。巻取温度は望ましくは５９０℃以下とするのが良い。
【００２７】
熱間圧延後は、必要に応じて平坦矯正のためのスキンパス圧延やスケ−ル除去のための酸洗を施し、好ましくは圧下率３０％以上の冷間圧延を施して焼鈍（連続焼鈍）を施す。焼鈍では７２０〜９００℃の温度範囲で５秒以上保持する処理を行い、引き続いて２〜２０℃／ｓの平均冷却速度で５５０〜７６０℃まで冷却した後、更に１０超〜１００℃／ｓの平均冷却速度で２００〜４２０℃まで冷却し、この２００〜４２０℃の温度範囲で６０〜３００秒保持してから、３００秒以内に１００℃以下にまで冷却する。
【００２８】
なお、７２０℃未満の焼鈍温度ではオ−ステナイト化が不十分で、得られる炭化物を含むベイナイト又は炭化物を含むマルテンサイトの量が少ない。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると粒の粗大化が生じ、フェライトが得られなくなる。また、加熱時間は５秒以上必要で、５秒未満ではオ−ステナイト化が不十分であって得られる炭化物を含むベイナイト又は炭化物を含むマルテンサイト量が少ない上に、組織が安定せず、コイル内の強度バラツキの原因となる。
【００２９】
焼鈍後の冷却過程で、５５０〜７６０℃までは２〜２０℃／ｓの平均冷却速度で徐冷され、更に１０超〜１００℃／ｓの冷却速度で２００〜４２０℃まで冷却される。
５５０〜７６０℃までの徐冷は、３％以上のフェライトを分散して生成させるために必要である。その後１０超〜１００℃／ｓの平均冷却速度で急冷するのは、パ−ライトやセメンタイトの生成を抑制して４０％以上のベイナイト又はマルテンサイトを生成させるためである。この第２段目の冷却において、１００℃／ｓを超える平均冷却速度では平坦不良の原因となると共に、フェライトの成長不足に伴いセメンタイト又はマルテンサイト又は残留オ−ステナイトがフェライト粒内ではなくて粒界に生成し曲げ加工性劣化の原因となる。なお、第２段目の冷却における冷却速度は、好ましくは２０超〜８０℃／ｓとするのが良い。
【００３０】
急冷停止及び保持温度範囲は２００〜４２０℃とし、保持時間は６０〜３００秒にする必要があるが、急冷停止及び保持温度が２００℃未満であったり、保持時間が６０秒を下回ったりすると炭化物を含まないマルテンサイト量が増えすぎる。また、急冷停止及び保持温度が４２０℃を上回っていたりあるいは保持時間３００秒を超えたりすると、粒界に出てくるセメンタイトの析出量が増加しすぎる。なお、急冷停止及び保持温度の好ましい範囲は２００〜３５０℃、より好ましくは２００〜３００℃である。
【００３１】
更に、２００〜４２０℃の温度範囲に保持した後で３００秒以内に１００℃以下にまで冷却することは重要である。これによって、フェライト粒界に粗大なセメンタイトが析出するのが抑制できる。なお、２００℃から１００℃以下までの冷却は６０秒以内とするのが好ましい。
【００３２】
連続焼鈍後、鋼板へは必要に応じて更に平坦矯正のため伸び率４％以下のスキンパスを付与しても何ら問題がない。
また、本発明に係る成分組成並びに金属組織を有する鋼板の表面に亜鉛めっき等の表面処理を施しても何ら問題はない。
【００３３】
以下、本発明を実施例によって更に具体的に説明する。
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を転炉にて溶製した後、連続鋳造にてスラブとした。そして、そのスラブを表２に示す条件で熱間圧延し、　２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。
次に、得られた熱延鋼板を酸洗してから　１．２ｍｍ厚まで冷間圧延し、その後、表３に示す条件の連続焼鈍で冷延鋼板を製造した。
【００３４】
【表１】

【００３５】
【表２】

【００３６】
【表３】

【００３７】
このようにして得られた冷延鋼板につき、ナイタル腐食後に光学顕微鏡及びＳＥＭ観察、更に電子顕微鏡での観察にて金属組織の観察及び特定を行った。
また、圧延直角方向にＪＩＳ５号試験片と曲げ試験片を採取し、引張試験及び曲げ試験を実施した。曲げ試験はＪＩＳ法に従い実施し、「亀裂が発生する限界曲げ半径×板厚」で評価した。
【００３８】
また、粒内にセメンタイト又はマルテンサイトを含むフェライトの数は、鋼板表層より２０μｍまでの範囲のフェライト１００個を観察して調査し、相当する粒数の割合（％）を把握した。
表層より２０μｍの範囲で得られた金属組織及び材料特性の調査結果を、表４及び表５に示す。
【００３９】
【表４】

【００４０】
【表５】

【００４１】
表４及び表５に示す結果からも明らかなように、本発明に係る冷延鋼板は１４％以上の伸びと　０．５ｔ以下の良好な曲げ性を示した。
これに対して、試験番号８〜２５及び試験番号４０〜４２に係る冷延鋼板では本発明が規定する金属組織が得られずに曲げ性に劣っており、フェライト量が不足したものは伸びも低かった。
また、Ｃ含有量が高い試験番号４０に係る冷延鋼板はスポット溶接性に劣っており、Ｓｉ含有量の高い試験番号４１に係る冷延鋼板は化成処理性にも問題のあることが確認された。
【００４２】
【発明の効果】
以上に説明した如く、この発明によれば、優れた曲げ加工性を有し、バンパ−レインフォ−ス等といった自動車の補強部品やシ−トレ−ル等の自動車部品等に好適な高張力冷延鋼板を安定して得ることができるなど、産業上有用な効果が得られる。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a bending workability which is suitable as a material for "parts for ensuring collision safety of automobiles" such as door impact beams and "parts related to occupant safety" such as seat rails. The present invention relates to a high-tensile cold-rolled steel sheet having excellent tensile strength of 780 MPa or more and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
In recent years, there has been an increasing demand for "a high-tensile steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more" as a measure for safety and weight reduction of automobiles.
However, as the strength of the steel sheet increases, the formability, particularly the bending property, becomes a problem. Particularly, in the case of an ultra-high tensile strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, securing the bendability becomes a more serious problem.
[0003]
As a method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-188767 discloses a method of improving stretch flangeability by forming a bainite-based metal structure.
However, bainite has low ductility, and it is difficult to secure sufficient bendability only by forming a structure mainly composed of bainite.
Furthermore, in the method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet described in JP-A-7-188767, the steel sheet is made of a low alloy in order to improve the stretch flangeability. It is necessary to cool at a cooling rate of c or more, and there is a problem that it is difficult to secure the flatness of the steel sheet due to strain generated during cooling.
[0004]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-263838 discloses a method of improving the hole expandability by changing the metal structure of a steel sheet to a mixed structure of ferrite and bainite.
However, in a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, sufficient bending properties cannot be obtained only by forming the above-described composite structure.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
In view of the above, the object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, and to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having high strength of 780 MPa or more in tensile strength and good bending workability. It was to provide a manufacturing method thereof.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have conducted intensive studies to achieve the above object. As a result, in order to realize a steel sheet having both high strength of 780 MPa or more in tensile strength and good bending workability, the metal structure of the steel sheet was changed to ferrite. 3% or more by volume, and 40% or more by volume of "bainite containing carbide" and "martensite containing carbide", and the total amount of the ferrite, bainite and martensite is volume It is important to have a structure in which the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is 30% or more of the total number of ferrites in the grains. I was able to obtain the knowledge that there is.
[0007]
That is, the present inventors first pointed out that the origin of cracking in bending was very hard "martensite containing no carbide" or "pearlite containing coarse and brittle carbide" existing at the ferrite grain boundaries. It has been found that cracks are unlikely to occur in bainite having a suitable hardness containing carbides present at the ferrite grain boundaries or martensite containing carbides that have been softened by tempering. Furthermore, it was also clarified that martensite, cementite, and residual austenite, which do not contain carbides necessary for obtaining high tensile strength, are unlikely to be crack initiation points if they are in ferrite grains.
Then, the above-mentioned elucidation items and a metal structure that can obtain a strength of 780 MPa or more in tensile strength are examined, and the metal structure in realizing a steel sheet having both high strength of 780 MPa or more in tensile strength and good bending workability is considered. Has been confirmed to be effective.
[0008]
The present invention has been completed on the basis of the above findings and the like, and is a high-tensile cold-rolled steel sheet excellent in bending workability and having a tensile strength of 780 MPa or more as described in the following items (1) to (5) and its production. It provides a method.
{Circle around (1)} C: 0.05 to 0.25% (% representing the component ratio is hereinafter referred to as% by weight), Si: 0.1 to 2.0%, Mn: 1.3 to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.001 to 0.20%, N: 0.020% or less, and the balance substantially consists of Fe and unavoidable impurities. Further, as a metal structure, ferrite contains at least 3% by volume, and further contains at least 40% by volume of one or two of “bainite containing carbide” and “martensite containing carbide”, and The total amount of the ferrite and the bainite and martensite is 60% or more by volume, and the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is less than the total ferrite. Organizations that are 30% or more of the number High-strength cold-rolled steel sheet showing a more characterized, tensile strength 780MPa to have.
{Circle around (2)} C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.1 to 2.0%, Mn: 1.3 to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.010% Hereinafter, Al: 0.001 to 0.20%, N: 0.020% or less, Ti: 0.20% or less, Nb: 0.20% or less, V: 0.10% or less, B: 0.01% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Ca: 0.01% or less And the balance substantially consists of Fe and unavoidable impurities, and has a metal structure of ferrite of 3% or more by volume, and one kind of "bainite containing carbide" and "martensite containing carbide". Or, the ferrite, the bainite, and the martensite contain at least 40% in total by volume. It has a structure in which the total amount is at least 60% by volume and the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is 30% or more of the total number of ferrites. A high-tensile cold-rolled steel sheet exhibiting a tensile strength of 780 MPa or more, characterized in that:
(3) A high-tensile cold-rolled steel sheet having the component composition described in the above item (1) or (2), wherein the metal structure in the range from the surface layer to 20 μm contains ferrite in a volume ratio of 3% or more, and One or two of “bainite containing carbide” and “martensite containing carbide” are contained in a total volume fraction of 40% or more, and the total amount of the ferrite, bainite, and martensite is a volume fraction. 60% or more, and further having a structure in which the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is 30% or more of the total number of ferrites. A high-tensile cold-rolled steel sheet showing a strength of 780 MPa or more.
(4) The cold-rolled steel sheet according to any one of the above (1) to (3), having a galvanized layer on a surface layer.
(5) The steel slab having the component composition described in any of the above (1) to (3) is heated to 1050 ° C. or higher, and then rough rolling is started. After performing the heating or temperature holding of −, finish rolling is started, and after finishing the rolling at the finishing temperature of 780 to 1030 ° C., it is cooled at an average cooling rate of 5 ° C./s or more, and wound up at 700 ° C. or less. After unwinding, it is subjected to cold rolling as it is or after being subjected to skin pass rolling and pickling, and then to annealing at a temperature range of 720 to 900 ° C. for 5 seconds or more, followed by average cooling at 2 to 20 ° C./s. Cool at a rate of 550 to 760 ° C., further cool to 200 to 420 ° C. at an average cooling rate of more than 10 to 100 ° C./s, hold in a temperature range of 200 to 420 ° C. for 60 to 300 seconds, and then Within 100 ° C within seconds A method for producing a high-tensile cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, characterized by cooling.
[0009]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Next, the reason why the metal structure of the steel sheet, the composition of the slab or the component of the steel sheet, and the conditions for manufacturing and processing the steel sheet are limited as described above in the present invention will be described.
(A) Metal structure The metal structure is an important element of the steel sheet of the present invention, and contains at least 3% by volume of ferrite and one or two types of “bainite containing carbide” and “martensite containing carbide”. And the number of ferrite grains in which the total of ferrite and the above-mentioned bainite and martensite is 60% or more, and cementite or martensite or residual austenite is present in the grains. Is 30% or more of the total number of ferrites, thereby obtaining a high-tensile cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more and excellent bending workability.
[0010]
Since ferrite itself has excellent ductility, a volume ratio of 3% or more is necessary to ensure excellent bending workability of a steel sheet. If the ferrite is less than 3% by volume and the remainder is a phase other than ferrite such as bainite with insufficient ductility, excellent bendability cannot be ensured. However, it is difficult to secure a tensile strength of 780 MPa or more to a steel sheet using only ferrite. Therefore, it is necessary to include “bainite containing carbide” and “martensite containing carbide” in a total volume ratio of 40% or more.
In other words, the inventors of the present invention have found that the origin of cracking in bending is martensite which does not contain very hard carbides present at the ferrite grain boundaries, or pearlite which contains coarse and brittle carbides such as cementite or coarse carbides. It has been found that cracks are unlikely to occur in bainite of appropriate hardness containing carbides present at ferrite grain boundaries or martensite containing carbides that have been softened by tempering. In order to realize a steel sheet having excellent bending workability and a tensile strength of 780 MPa or more, the total volume ratio of bainite containing carbide and martensite containing carbide is set to 40% or more by volume, and further, ferrite and the above bainite and It was confirmed that the total martensite needs to be 60% or more by volume.
Preferably, the ferrite content is at least 15%, the total volume of bainite or carbide-containing martensite containing carbide is at least 60% by volume, and the total amount of ferrite and bainite or carbide-containing martensite containing carbide is taken at volume ratio. It is good to make it 80% or more.
[0011]
Preferably, the carbide occupies 30% or more by volume in bainite or martensite.
For the above reason, the metal structure in contact with ferrite at the grain boundary is preferably "ferrite" or "bainite containing carbide" or "martensite containing carbide", and it is preferably 50% or more of the grain boundary. desirable.
[0012]
Further, it is preferable that martensite, cementite, and residual austenite necessary for obtaining high tension for the reasons described above are present not in the ferrite grain boundaries but in ferrite grains. It is necessary that the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is 30% or more of the total number of ferrites.
[0013]
By the way, the inventors of the present invention also found that since bending occurs from the surface layer in bending of a steel sheet, it is possible to ensure excellent bending workability even if only the range from the surface layer of the steel sheet to 20 μm is the above-described metallographic structure. Confirmed.
[0014]
(B) Chemical composition C of slab or steel plate: C is an important component for obtaining high tensile strength (tensile strength) in the steel plate. If the content of C is less than 0.05%, the necessary high tension cannot be obtained, and if the content of C exceeds 0.25%, the toughness and weldability are reduced, and the amount of ferrite formed is insufficient, so that a desired amount is not obtained. The ductility cannot be ensured. Therefore, the C content is determined to be 0.05 to 0.25%, but is preferably adjusted to 0.05 to 0.10%.
[0015]
Si: Si is also an effective component for increasing the strength of the steel sheet, and 0.1% or more is contained in order to secure necessary strength. However, when the content of Si exceeds 2.0%, the chemical conversion property deteriorates, and the amount of martensite generated not at the inside of the ferrite grains but at the grain boundary increases, so that the bending workability deteriorates. Therefore, the Si content is determined to be 0.1 to 2.0%, but is preferably adjusted to 0.7 to 1.6%, and more preferably to 1.0 to 1.6%.
[0016]
Mn: Mn has a function of generating bainite by stabilizing austenite. If the Mn content is less than 1.3%, bainite formation is insufficient, and good bending properties and high tensile strength cannot be achieved at the same time. If Mn content exceeds 3.0%, ferrite is not easily formed. At the same time, the band structure develops and the bendability decreases. Therefore, the Mn content is determined to be 1.3 to 3.0%, but is preferably adjusted to 2.0 to 3.0%, more preferably 2.2 to 3.0%.
[0017]
P: P is an undesirable element that degrades toughness. Therefore, the allowable amount was confirmed, and the P content was determined to be 0.10% or less.
S: S is an undesirable element that forms MnS and deteriorates the bending workability of the steel sheet. Therefore, the allowable amount was confirmed and the S content was determined to be 0.010% or less, but it is preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0015% or less.
[0018]
Al: Al is an element added for deoxidation, but its effect is insufficient if less than 0.001%, and even if it exceeds 0.20%, the effect is saturated and economical. Disadvantageous. Therefore, the Al content was determined to be 0.001 to 0.20%.
N: N forms a nitride during continuous casting and causes cracking of the slab, so that its content is preferably low. Therefore, the allowable amount was confirmed, and the N content was determined to be 0.020% or less.
[0019]
Ti, Nb, V, B: Since Ti, Nb, V, and B all have the effect of delaying recrystallization and refining crystal grains, one or more of them may be contained as necessary. However, the effect is that the Ti content exceeds 0.20%, the Nb content exceeds 0.20%, the V content exceeds 0.10%, and the B content exceeds 0.010%. And it is disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Ti content is set to 0.20% or less, the Nb content is set to 0.20% or less, the V content is set to 0.10% or less, and the B content is set to 0.010% or less.
[0020]
Cr, Mo: Since Cr and Mo both have the function of stabilizing austenite to form bainite similarly to Mn, one or more of them may be contained as necessary. However, if the Cr content exceeds 1.0% and the Mo content exceeds 1.0%, there is a problem in the chemical conversion treatment of the steel sheet. Therefore, the Cr content was set to 1.0% or less, and the Mo content was set to 1.0 or less.
[0021]
Cu, Ni: Both Cu and Ni have a corrosion inhibiting effect, and have a function of concentrating on the surface of a steel sheet to suppress the intrusion of hydrogen and to suppress delayed fracture. Therefore, one or more of them may be contained as necessary. However, when the content exceeds 1.0%, the effect is saturated and the cost is disadvantageous. Accordingly, both the Cu content and the Ni content are specified to be 1.0% or less, but it is preferable to adjust both of them to preferably 0.01 to 1.0%.
[0022]
Ca: Ca is combined with S and spheroidizes sulfide to improve bending workability and delayed fracture resistance, and is added as necessary. However, if the content exceeds 0.01%, the effect is saturated and the cost becomes disadvantageous. Therefore, the Ca content is set to 0.01% or less.
[0023]
Components other than the above are Fe and inevitable impurities.
The steel having the above composition is melted by, for example, a converter, an electric furnace, a flat furnace, or the like. The steel type may be any of rimed steel, capped steel, semi-killed steel and killed steel. Further, the production of the billet may be performed by any of "ingot-bulking rolling" and "continuous casting".
[0024]
(C) Manufacturing Conditions In order to manufacture the “high-strength cold-rolled steel sheet exhibiting a tensile strength of 780 MPa or more excellent in bending workability” according to the present invention, first, a steel slab having a chemical composition in the range specified by the present invention is subjected to 1050 ° C. After the above, the rough rolling is started after the heating, and after the completion of the rough rolling, the finish rolling is started as it is or after heating or maintaining the temperature of the rough bar as needed, and after finishing the rolling at the finishing temperature of 780 to 1030 ° C. Hot rolling at an average cooling rate of 5 ° C./s or more and winding at 700 ° C. or less.
[0025]
Heating the billet to 1050 ° C. or higher is necessary to secure the finishing temperature. The finishing temperature of 780 ° C. or higher is a condition necessary to suppress the coarse structure of ferrite formed on the surface layer due to rolling at a temperature lower than the transformation point, and the finishing temperature of 1030 ° C. or lower makes the structure finer and cools down. This is a condition necessary for generating sufficient ferrite after annealing of the strip.
It is effective to heat or maintain the temperature of the rough bar before finishing rolling to secure the finishing temperature. There is no problem even if the rough bar is joined and subjected to continuous rolling.
The steel slab to be inserted into the heating furnace at the time of hot rolling may be “a slab kept at a high temperature after casting” or “a slab left at room temperature”.
[0026]
After finishing the rolling, the material is cooled at an average cooling rate of 5 ° C./s or more to reduce the band-like structure, and is wound at 700 ° C. or less. If the winding temperature is higher than 700 ° C., a band-like structure that lowers the bendability of the product develops, which is not preferable. The winding temperature is desirably 590 ° C. or less.
[0027]
After hot rolling, if necessary, skin pass rolling for flatness correction or pickling for scale removal is performed, and preferably cold rolling at a rolling reduction of 30% or more is performed to perform annealing (continuous annealing). Apply. In the annealing, a treatment of maintaining the temperature in a temperature range of 720 to 900 ° C. for 5 seconds or more is performed, and subsequently, it is cooled to 550 to 760 ° C. at an average cooling rate of 2 to 20 ° C./s, and then more than 10 to 100 ° C./s. It is cooled to 200 to 420 ° C. at an average cooling rate, kept at this temperature range of 200 to 420 ° C. for 60 to 300 seconds, and then cooled to 100 ° C. or less within 300 seconds.
[0028]
At an annealing temperature of less than 720 ° C., austenitization is insufficient, and the amount of obtained carbide-containing bainite or carbide-containing martensite is small. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 900 ° C., the grains become coarse and ferrite cannot be obtained. In addition, the heating time is required to be 5 seconds or more. If the heating time is less than 5 seconds, the amount of bainite containing carbide or the amount of martensite containing carbide obtained is insufficient due to insufficient austenitization, and the structure is not stable. It causes the variation of the strength inside.
[0029]
In the cooling process after the annealing, it is gradually cooled from 550 to 760 ° C at an average cooling rate of 2 to 20 ° C / s, and further cooled to 200 to 420 ° C at a cooling rate of more than 10 to 100 ° C / s.
Slow cooling to 550 to 760 ° C. is necessary for dispersing and forming 3% or more of ferrite. Thereafter, the rapid cooling at an average cooling rate of more than 10 to 100 ° C./s is for suppressing the production of pearlite and cementite and producing 40% or more of bainite or martensite. In this second stage cooling, an average cooling rate exceeding 100 ° C./s causes poor flatness, and due to insufficient ferrite growth, cementite or martensite or residual austenite is not in the ferrite grains but in the grains. It forms in the field and causes deterioration in bending workability. Note that the cooling rate in the second stage cooling is preferably more than 20 to 80 ° C./s.
[0030]
The quenching stop and holding temperature range is 200 to 420 ° C., and the holding time needs to be 60 to 300 seconds. However, if the quenching stop and holding temperature is less than 200 ° C. or the holding time is less than 60 seconds, the carbide will stop. Is too high. If the quenching stop and the holding temperature are higher than 420 ° C. or the holding time exceeds 300 seconds, the precipitation amount of cementite appearing at the grain boundaries increases too much. The preferred range of the quenching stop and holding temperature is 200 to 350 ° C, more preferably 200 to 300 ° C.
[0031]
Furthermore, it is important to cool to 100 ° C. or less within 300 seconds after maintaining the temperature range of 200 to 420 ° C. Thereby, precipitation of coarse cementite at ferrite grain boundaries can be suppressed. The cooling from 200 ° C. to 100 ° C. or less is preferably performed within 60 seconds.
[0032]
After the continuous annealing, there is no problem even if a skin pass having an elongation of 4% or less is further provided to the steel sheet for flatness correction as needed.
Further, there is no problem even if a surface treatment such as zinc plating is performed on the surface of the steel sheet having the component composition and the metal structure according to the present invention.
[0033]
Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples.
【Example】
After smelting steel having the chemical composition shown in Table 1 in a converter, a slab was formed by continuous casting. Then, the slab was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to produce a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.6 mm.
Next, the obtained hot-rolled steel sheet was pickled, cold-rolled to a thickness of 1.2 mm, and then subjected to continuous annealing under the conditions shown in Table 3 to produce a cold-rolled steel sheet.
[0034]
[Table 1]

[0035]
[Table 2]

[0036]
[Table 3]

[0037]
With respect to the cold-rolled steel sheet thus obtained, the metal structure was observed and specified by an optical microscope and an SEM observation after the nital corrosion, and further by an electron microscope.
In addition, a JIS No. 5 test piece and a bending test piece were sampled in a direction perpendicular to the rolling, and a tensile test and a bending test were performed. The bending test was performed in accordance with the JIS method, and evaluated by “the critical bending radius at which a crack occurs × the sheet thickness”.
[0038]
Further, the number of ferrites containing cementite or martensite in the grains was investigated by observing 100 ferrites in a range from the surface layer of the steel sheet to 20 μm, and grasped the ratio (%) of the corresponding number of grains.
Tables 4 and 5 show the results of investigation of the metal structure and material properties obtained in a range of 20 μm from the surface layer.
[0039]
[Table 4]

[0040]
[Table 5]

[0041]
As is clear from the results shown in Tables 4 and 5, the cold-rolled steel sheet according to the present invention exhibited an elongation of 14% or more and good bendability of 0.5t or less.
On the other hand, in the cold rolled steel sheets according to Test Nos. 8 to 25 and Test Nos. 40 to 42, the metallographic structure specified by the present invention was not obtained, and the bendability was poor. It was low.
Further, it was confirmed that the cold-rolled steel sheet according to Test No. 40 having a high C content had poor spot weldability, and the cold-rolled steel sheet according to Test No. 41 having a high Si content had a problem in chemical conversion treatment. Was.
[0042]
【The invention's effect】
INDUSTRIAL APPLICABILITY As described above, according to the present invention, high-strength cold-rolling, which has excellent bending workability and is suitable for automobile reinforcement parts such as bumper reinforcements and automobile parts such as seat rails. Industrially useful effects are obtained, such as the ability to stably obtain a steel sheet.

Claims

In terms of weight ratio, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.1% to 2.0%, Mn: 1.3% to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0. 010% or less, Al: 0.001% to 0.20%, N: 0.020% or less, and the balance substantially consists of Fe and unavoidable impurities. As a metal structure, ferrite is 3% by volume. % Or more, and at least 40% or more by volume of one or more of “bainite containing carbide” and “martensite containing carbide”, and the total amount of the ferrite, bainite, and martensite Has a structure in which the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is at least 30% of the total number of ferrites in the grains. Features, High-strength cold-rolled steel sheet that shows a more than Zhang strength 780MPa.

In terms of weight ratio, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.1% to 2.0%, Mn: 1.3% to 3.0%, P: 0.10% or less, S: 0. 010% or less, Al: 0.001% to 0.20%, N: 0.020% or less, Ti: 0.20% or less, Nb: 0.20% or less, V: 0.10% or less, B: 0.01% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Ca: 0.01% or less In addition to the above, the balance substantially consists of Fe and unavoidable impurities. As a metal structure, ferrite has a volume fraction of 3% or more, and further includes "bainite containing carbide" and "martensite containing carbide". The ferrite and the bainite contain one or two kinds in a total volume ratio of 40% or more. And the total amount of martensite and martensite is 60% or more by volume, and the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is 30% or more of the total number of ferrites. A high-tensile cold-rolled steel sheet exhibiting a tensile strength of 780 MPa or more, characterized by having a structure of

3. A high-tensile cold-rolled steel sheet having a component composition according to claim 1 or 2, wherein the metal structure in the range from the surface layer to 20 μm is at least 3% by volume of ferrite, and further “bainite containing carbide” and “ One or two types of "martensite containing carbide" in a total volume ratio of 40% or more, and a total amount of the ferrite, the bainite and the martensite in a volume ratio of 60% or more, and A high-tensile cold steel exhibiting a tensile strength of 780 MPa or more, characterized by having a structure in which the number of ferrite grains having cementite or martensite or retained austenite in the grains is 30% or more of the total number of ferrites. Rolled steel sheet.

The cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, which has a galvanized layer on a surface layer.

After the steel slab having the component composition according to any one of claims 1 to 3 is heated to 1050 ° C. or higher, rough rolling is started, and after the rough rolling is completed, heating of the rough bar or holding the temperature is performed. Then, finish rolling is started, and after finishing rolling at a finishing temperature of 780 to 1030 ° C., cooling at an average cooling rate of 5 ° C./s or more, winding at 700 ° C. or less, rewinding, and then unrolling or skin pass rolling , Cold rolling after acid pickling, and then annealing for 5 seconds or more in a temperature range of 720 to 900 ° C, and then cooling to 550 to 760 ° C at an average cooling rate of 2 to 20 ° C / s. Then, it is further cooled to 200 to 420 ° C. at an average cooling rate of more than 10 to 100 ° C./s, kept at a temperature of 200 to 420 ° C. for 60 to 300 seconds, and then cooled to 100 ° C. or less within 300 seconds. Specially for cooling To method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet showing a more tensile strength 780 MPa.