RU2524021C2

RU2524021C2 - Cold-rolled steel sheet with perfect pliability and method of its production

Info

Publication number: RU2524021C2
Application number: RU2012129867/02A
Authority: RU
Inventors: Ёсимаса ФУНАКАВА
Original assignee: ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Priority date: 2011-11-15
Filing date: 2012-07-13
Publication date: 2014-07-27
Also published as: MY180777A; ZA201205232B; BR102012017451A2; JP2013104114A; RU2012129867A

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to metallurgy. To provide for good pliability of sheet at forming under production conditions, cold-rolled sheet is produced which contains the following elements in wt %: C 0.005 or less, Si 0.1 or less, Mn 0.5 or less, P 0.03 or less, S 0.02 or less, N 0.005 or less, Al 0.1 or less, Ti 0.020-0.1 (including 0.020 and 0.1), Fe and incidental impurities making the rest. Wherein TiN particle size does not exceed 0.5 mcm, particle size of Ti sulphide or Ti carbosulphide does not exceed 0.5 mcm while ferrite particle diameter does not exceed 30 mcm. Relationship of X-ray diffraction lines (111//ND) in arbitrarily oriented specimen makes at least 3 and relationship of intensities of X-ray diffraction lines (100)//ND in arbitrarily oriented specimen does not exceed 1. To make the sheet, slab made from steel of aforesaid composition is heated to austenitising temperature and subjected to hot rolled with finish rolling temperature equal to or higher than 890°C. Then, it is wound at 550-720°C, scale is removed, subjected to etching, cold rolling at reduction of at least 50% and annealing at temperature equal to or higher than 700°C.

EFFECT: better pliability at forming under production conditions.

23 cl, 3 tbl, 1 ex

Description

Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION

Настоящее изобретение относится с холоднокатаному стальному листу, имеющему превосходную сгибаемость и подходящему в качестве материала для транспортного оборудования, например для частей автомобилей, в качестве материала для деталей конструкции зданий, фурнитуры для мебели, приборных щитов т.п. Настоящее изобретение также относится к способу производства такого холоднокатаного стального листа.The present invention relates to a cold-rolled steel sheet having excellent bendability and suitable as a material for transport equipment, for example for automobile parts, as a material for building construction details, furniture fittings, dashboards, etc. The present invention also relates to a method for manufacturing such a cold rolled steel sheet.

Следует заметить, что холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения включает стальной лист с покрытием, такой как оцинкованный стальной лист.It should be noted that the cold rolled steel sheet of the present invention includes a coated steel sheet, such as a galvanized steel sheet.

Уровень техникиState of the art

Благодаря хорошей формуемости, стальные листы применяются в качестве материала для корпусов в различных конструкциях. Как правило, стальной лист, который является двухмерным объектом, преобразуется прессом в трехмерную структуру, а затем такие структуры свариваются в более сложные конструкции.Due to their good formability, steel sheets are used as a material for cases in various designs. As a rule, a steel sheet, which is a two-dimensional object, is transformed by a press into a three-dimensional structure, and then such structures are welded into more complex structures.

В качестве таких, описанных выше стальных листов традиционно использовались листы низкоуглеродистой стали, содержащей приблизительно 0,03% мас. углерода. Формуемость низкоуглеродистого стального листа обычно улучшалась осаждением жидкой фазы углерода в виде крупнозернистого цементита. Однако вследствие необходимости в изготовлении более сложных форм возникла потребность в низкоуглеродистом стальном листе, имеющем более высокую формуемость, чем у листов из обычной низкоуглеродистой стали. Когда низкоуглеродистые стальные листы подвергают прессованию, цементит обычно выступает в качестве точек развития трещин. В связи с этим предпринимались попытки снижения количества цементита или препятствования образованию цементита в низкоуглеродистом стальном листе.As such, the steel sheets described above have traditionally been used sheets of low carbon steel containing approximately 0.03% wt. carbon. Formability of low carbon steel sheet was usually improved by precipitation of the liquid carbon phase in the form of coarse cementite. However, due to the need for the manufacture of more complex shapes, a need arose for a low carbon steel sheet having a higher formability than conventional low carbon steel sheets. When low carbon steel sheets are pressed, cementite usually acts as crack development points. In this regard, attempts have been made to reduce the amount of cementite or to prevent the formation of cementite in low-carbon steel sheet.

JP-B 2712986 раскрывает способ улучшения формуемости и нанесения химического покрытия, взаимодействующего с подложкой низкоуглеродистого стального листа, посредством снижения содержания углерода в стальном листе до 0,003% мас. или менее, добавлением Ti и Nb, точным заданием содержания серы, а также заданием температуры конца прокатки в способе горячей прокатки в соответствии с содержанием Mn, S, Nb и С.JP-B 2712986 discloses a method for improving formability and applying a chemical coating that interacts with a substrate of low carbon steel sheet by reducing the carbon content in the steel sheet to 0.003% by weight. or less, by adding Ti and Nb, accurately setting the sulfur content, and also setting the temperature of the end of the rolling in the hot rolling method in accordance with the contents of Mn, S, Nb and C.

Однако этот способ страдает тем недостатком, что поверхность стального листа склонна образовывать трещины при гибке, хотя характеристики удлинения и коэффициент Ланкфорда такого стального листа являются относительно хорошими.However, this method suffers from the disadvantage that the surface of the steel sheet is prone to crack during bending, although the elongation characteristics and the Lankford coefficient of such a steel sheet are relatively good.

JP-B 3807177 раскрывает стальной лист, устойчивость которого к развитию вторичной хрупкости была значительно улучшена посредством снижения содержания углерода до 0,0025% мас. или менее и уменьшения диаметра ферритного зерна до 15 мкм или менее.JP-B 3807177 discloses a steel sheet whose resistance to secondary brittleness has been significantly improved by reducing the carbon content to 0.0025% by weight. or less and reducing the diameter of the ferritic grain to 15 microns or less.

Однако этот способ имеет тот же самый недостаток неудовлетворительной сгибаемости, как и JP-B 2712986, поскольку при гнутье на изгибаемой поверхности листа развиваются трещины.However, this method has the same disadvantage of poor bending as JP-B 2712986, since cracks develop on bending of the sheet surface.

JP-B 3428318 раскрывает способ получения стального листа, имеющего превосходную способность к глубокой вытяжке, посредством снижения содержания углерода до 0,0030% мас. или менее, добавления оптимальных количеств Ti, находящихся в соответствии с содержанием С, N и S, горячей прокатки после непрерывной разливки без охлаждения до комнатной температуры и повышения температуры начерно прокатанной заготовки нагреванием ее перед чистовой прокаткой.JP-B 3428318 discloses a method for producing a steel sheet having excellent deep drawing ability by reducing carbon content to 0.0030% by weight. or less, adding the optimal amounts of Ti, which are in accordance with the content of C, N and S, hot rolling after continuous casting without cooling to room temperature and raising the temperature of the rough-rolled billet by heating it before finishing rolling.

Однако достигнутая с применением этой технологии сгибаемость стального листа оказывается неудовлетворительной, хотя его коэффициент Ланкфорда и устойчивость против вторичной хрупкости так или иначе улучшаются.However, the bendability of a steel sheet achieved using this technology is unsatisfactory, although its Lankford coefficient and resistance to secondary brittleness are improved one way or another.

В JP-B 3241429 раскрывается стальной лист, коррозионная устойчивость и формуемость которого были улучшены посредством снижения содержания углерода до 0,0015% мас. или менее и добавления алюминия в соответствии с содержанием азота.JP-B 3241429 discloses a steel sheet whose corrosion resistance and formability have been improved by reducing the carbon content to 0.0015% by weight. or less and adding aluminum in accordance with the nitrogen content.

Однако, хотя удлинение при простом испытании на растяжение и коэффициент Ланкфорда в той или иной степени благодаря этой технологии улучшаются, рабочие характеристики гибки, входящей в любой осуществляемый на практике процесс прессования, оказываются недостаточными.However, although the elongation during a simple tensile test and the Lankford coefficient are improved to one degree or another due to this technology, the performance of the bending included in any pressing process carried out in practice is insufficient.

Краткое изложение сущности изобретенияSummary of the invention

Как описано выше, с помощью традиционно применяемых технологий трудно получить холоднокатаный стальной лист, обладающий удовлетворительными рабочими характеристиками гибки, входящей в любой выполняемый на практике процесс прессования.As described above, using traditionally used technologies it is difficult to obtain a cold rolled steel sheet having satisfactory bending performance that is part of any extrusion process that is carried out in practice.

Настоящее изобретения направлено на решение описанных выше проблем, и его цель состоит в создании холоднокатаного стального листа, имеющего превосходную сгибаемость для достижения хорошей формуемости при практическом осуществлении прессования, а также в создании способа успешного производства такого холоднокатаного стального листа.The present invention addresses the problems described above, and its purpose is to create a cold rolled steel sheet having excellent bendability to achieve good formability in the practical implementation of pressing, as well as to create a method for successfully producing such a cold rolled steel sheet.

Обычным, широко применяемым в качестве показателя формуемости холоднокатаного стального листа является показатель удлинения при испытаниях на растяжение. Однако такое измеренное в испытаниях на растяжение удлинение является хорошо подходящим только для прессования, при котором распространение деформации по толщине листа является незначительным. В этом отношении при осуществляемом на практике прессовании даже стальные листы, имеющие хороший показатель удлинения, иногда ломаются из-за изгиба, при котором наблюдается градиент распространения деформации в направления толщины листа.A common, widely used as an indicator of the formability of a cold-rolled steel sheet is the elongation index in tensile tests. However, such an elongation measured in tensile tests is well suited only for pressing, in which the deformation propagation through the sheet thickness is negligible. In this regard, in practical pressing, even steel sheets having a good elongation index sometimes break due to a bend in which a strain propagation gradient is observed in the direction of sheet thickness.

Одним словом, истинная сгибаемость стального листа не может быть адекватно оценена по удлинению в испытаниях на растяжение.In short, the true bendability of a steel sheet cannot be adequately estimated by elongation in tensile tests.

Авторы изобретения исследовали деформационное поведение холоднокатаного стального листа при осуществляемом на практике прессовании и обнаружили, что изгиб при прессовании сопровождается растяжением поверхности внешней стороны изгиба и сжатием поверхности внутренней стороны изгиба; развитие трещин на поверхности внешней стороны изгиба приводит к изломам; а вызываемые изгибом трещины имеют тенденцию образовываться вокруг имеющихся в стальном листе включений.The inventors investigated the deformation behavior of cold-rolled steel sheet during practical pressing and found that bending during pressing is accompanied by stretching of the surface of the outer side of the bend and compression of the surface of the inner side of the bend; the development of cracks on the surface of the outer side of the bend leads to kinks; and bending cracks tend to form around inclusions present in the steel sheet.

Основываясь на вышеупомянутых открытиях, авторы выполнили дальнейшее углубленное изучение с учетом различных факторов, требующихся для достижения хорошей сгибаемости стального листа. В результате авторы данного изобретения обнаружили, что соответствие требованиям перечисленных ниже условий (1)-(5) эффективно улучшает сгибаемость стального листа:Based on the above discoveries, the authors performed further in-depth studies, taking into account various factors required to achieve good bendability of the steel sheet. As a result, the authors of this invention found that compliance with the requirements of the following conditions (1) to (5) effectively improves the bendability of a steel sheet:

(1) контроль структуры стального листа с тем, чтобы не допускать изменений толщины листа во время деформации;(1) control of the structure of the steel sheet so as to prevent changes in the thickness of the sheet during deformation;

(2) подавление образования грубозернистого TiN;(2) suppressing the formation of coarse-grained TiN;

(3) подавление укрупнения частиц сульфида титана (TiS) и карбосульфида титана (Ti₄C₂S₂);(3) suppressing the enlargement of particles of titanium sulfide (TiS) and titanium carbosulfide (Ti ₄ C ₂ S ₂ );

(4) установление диаметра ферритного зерна не более 30 микрон (мкм);(4) establishing the diameter of the ferritic grain is not more than 30 microns (microns);

(5) подавление образования грубозернистого карбонитрида ниобия (Nb(C, N)).(5) suppression of the formation of coarse-grained niobium carbonitride (Nb (C, N)).

Настоящее изобретение было осуществлено на основе этих открытий, и его главными признаками являются следующие:The present invention was carried out on the basis of these findings, and its main features are the following:

1. Холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходную сгибаемость, содержащий в % мас.: С - 0,005% или менее; Si - 0,1% или менее; Mn - 0,5% или менее; Р - 0,03% или менее; S - 0,02% или менее; N - 0,005% или менее; Al-0,1% или менее; Ti - от 0,020% до 0,1% (включая 0,020% и 0,1%); и Fe и случайные примеси - остальное, в котором размер частиц TiN не превышает 0,5 микрон, размер частиц сульфида титана и/или карбосульфида титана не превышает 0,5 микрон, диаметр зерен феррита не превышает 30 микрон, отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (111)//ND в произвольно ориентированном образце составляет по меньшей мере 3 и отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (100)//ND в произвольно ориентированном образце не превышает 1.1. Cold-rolled steel sheet having excellent bendability, containing in% wt .: C - 0.005% or less; Si 0.1% or less; Mn — 0.5% or less; P 0.03% or less; S 0.02% or less; N is 0.005% or less; Al is 0.1% or less; Ti - from 0.020% to 0.1% (including 0.020% and 0.1%); and Fe and random impurities - the rest, in which the particle size of TiN does not exceed 0.5 microns, the particle size of titanium sulfide and / or titanium carbosulfide does not exceed 0.5 microns, the grain diameter of ferrite does not exceed 30 microns, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines ( 111) // ND in a randomly oriented sample is at least 3 and the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines is (100) // ND in a randomly oriented sample does not exceed 1.

2. Холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходную сгибаемость, содержащий в % мас.: С - 0,005% или менее; Si - 0,1% или менее; Mn - 0,5% или менее; Р - 0,03% или менее; S - 0,02% или менее; N - 0,005% или менее; Al - 0,1% или менее; Nb - от 0,001% до 0,08% (включая 0,001% и 0,08%); и Fe и случайные примеси - остальное, в котором размер частиц MnS не превышает 0,5 микрон, размер частиц карбонитрида ниобия не превышает 0,5 микрон, диаметр зерен феррита не превышает 30 микрон, отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (111)//ND в произвольно ориентированном образце составляет по меньшей мере 3 и отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (100)//ND в произвольно ориентированном образце не превышает 1.2. Cold-rolled steel sheet having excellent bendability, containing in% wt .: C - 0.005% or less; Si 0.1% or less; Mn — 0.5% or less; P 0.03% or less; S 0.02% or less; N is 0.005% or less; Al is 0.1% or less; Nb - from 0.001% to 0.08% (including 0.001% and 0.08%); and Fe and random impurities - the rest, in which the particle size of MnS does not exceed 0.5 microns, the particle size of niobium does not exceed 0.5 microns, the diameter of the grains of ferrite does not exceed 30 microns, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines is (111) // ND in a randomly oriented sample is at least 3 and the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines is (100) // ND in a randomly oriented sample does not exceed 1.

3. Холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходную сгибаемость, содержащий в % мас.: С - 0,005% или менее; Si - 0,1% или менее; Mn - 0,5% или менее; Р - 0,03% или менее; S - 0,02% или менее; N - 0,005% или менее; Al - 0,1% или менее; Ti - от 0,020% до 0,1% (включая 0,020% и 0,1%); Nb - от 0,001% до 0,08% (включая 0,001% и 0,08%); и Fe и случайные примеси - остальное, в котором размер частиц TiN не превышает 0,5 микрон, размер частиц сульфида титана и/или карбосульфида титана не превышает 0,5 микрон, размер зерен карбонитрида ниобия не превышает 0,5 микрон, диаметр зерен феррита не превышает 30 микрон, отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (111)//ND в произвольно ориентированном образце составляет по меньшей мере 3 и отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (100)//ND в произвольно ориентированном образце не превышает 1.3. Cold-rolled steel sheet having excellent bendability, containing in% wt .: C - 0.005% or less; Si 0.1% or less; Mn — 0.5% or less; P 0.03% or less; S 0.02% or less; N is 0.005% or less; Al is 0.1% or less; Ti - from 0.020% to 0.1% (including 0.020% and 0.1%); Nb - from 0.001% to 0.08% (including 0.001% and 0.08%); and Fe and random impurities - the rest, in which the particle size of TiN does not exceed 0.5 microns, the particle size of titanium sulfide and / or titanium carbosulfide does not exceed 0.5 microns, the grain size of niobium does not exceed 0.5 microns, the diameter of the ferrite grains does not exceed 30 microns, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines (111) // ND in a randomly oriented sample is at least 3, and the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines (100) // ND in a randomly oriented sample does not exceed 1.

4. Холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходную сгибаемость, в соответствии с любым из приведенных выше пунктов от (1) до (3), содержащий, кроме того, В в количестве 0,0030% мас. или менее.4. Cold-rolled steel sheet having excellent bendability, in accordance with any of the above items (1) to (3), containing, in addition, B in an amount of 0.0030% wt. or less.

5. Холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходную сгибаемость, в соответствии с любым из приведенных выше пунктов от (1) до (4), содержащий, кроме того, по меньшей мере один из элементов, выбранных из группы, состоящей из Сu, Sn, Ni, Са, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf в количестве 1% мас. или менее.5. Cold-rolled steel sheet having excellent bendability, in accordance with any of the above items (1) to (4), containing, in addition, at least one of the elements selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni , Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr and Hf in an amount of 1% wt. or less.

6. Холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходную сгибаемость, в соответствии с любым из приведенных выше пунктов от (1) до (5), содержащий, кроме того, слой покрытия на своей поверхности.6. A cold-rolled steel sheet having excellent bendability in accordance with any of the above items (1) to (5), further comprising a coating layer on its surface.

7. Способ производства холоднокатаного стального листа, имеющего превосходную сгибаемость, в котором готовят стальной материал, имеющий состав, указанный в любом из приведенных выше пунктов (1)-(5), подвергают его горячей прокатке, включая чистовую прокатку, намотке, травлению, холодной прокатке и отжигу таким образом, чтобы получить холоднокатаный стальной лист; затем стальной лист нагревают до температуры, соответствующей однофазной температурной области аустенита; и подвергают полученный таким образом горячекатаный стальной лист воздействию температуры конца прокатки, превышающей 890°С, и намотке при температуре в диапазоне от 550°С до 720°С, удалению окалины с поверхности стального листа, холодной прокатке при степени обжатия по меньшей мере 50% и отжигу при температуре равной или превышающей 700°С.7. A method of manufacturing a cold rolled steel sheet having excellent bendability, in which a steel material having the composition specified in any of the above (1) to (5) is prepared, is subjected to hot rolling, including finish rolling, winding, pickling, cold rolling and annealing so as to obtain a cold rolled steel sheet; then the steel sheet is heated to a temperature corresponding to the single-phase temperature region of austenite; and subjecting the hot-rolled steel sheet thus obtained to the end of rolling temperature in excess of 890 ° C. and winding at a temperature in the range of 550 ° C. to 720 ° C., descaling the surface of the steel sheet, cold rolling at a reduction ratio of at least 50% and annealing at a temperature equal to or higher than 700 ° C.

8. Способ производства холоднокатаного стального листа, имеющего превосходную сгибаемость, по пункту (7), в котором стальной лист после отжига подвергают процессу нанесения электролитического покрытия.8. A method of manufacturing a cold rolled steel sheet having excellent bendability according to paragraph (7), wherein the steel sheet is subjected to an electrolytic coating process after annealing.

Согласно настоящему изобретению возможно получение холоднокатаного стального листа, имеющего превосходную сгибаемость и, вследствие этого, качество формуемости прессованием, превышающие присущие обычному холоднокатаному стальному листу, что может дать значительный положительный эффект с точки зрения промышленного производства.According to the present invention, it is possible to obtain a cold rolled steel sheet having excellent bendability and, consequently, the quality of the formability by pressing, in excess of the inherent in ordinary cold rolled steel sheet, which can give a significant positive effect from the point of view of industrial production.

Осуществление изобретенияThe implementation of the invention

Далее представлено подробное описание воплощения настоящего изобретения.The following is a detailed description of an embodiment of the present invention.

Прежде всего, будут описаны причины, по которым композиция компонентов холоднокатаного стального листа должна быть ограничена вышеупомянутыми диапазонами. В настоящем изобретении «%» означает «% мас.», если не указывается иного.First of all, the reasons why the composition of the components of the cold rolled steel sheet should be limited to the above ranges will be described. In the present invention, “%” means “% wt.” Unless otherwise indicated.

С: 0,005% или менееC: 0.005% or less

Углерод образует в стальном листе карбосульфид, который образует при сгибании стального листа пустоты и тем самым в конечном счете ухудшает сгибаемость стального листа. Поэтому предпочтительным является снижение содержания углерода до максимально возможной степени. Верхний предел содержания углерода устанавливается равным 0,005%, поскольку содержание С, превышающее 0,005%, значительно увеличивает количество карбосульфида на границах ферритных зерен, который выступает как источник образования пустот при сгибании стали, ухудшая таким образом формуемость стали. Содержание углерода предпочтительно составляет 0,003% или менее и более предпочтительно 0,0020% или менее.Carbon forms a carbosulfide in the steel sheet, which forms a hollow when the steel sheet is bent, and thereby ultimately impairs the bendability of the steel sheet. Therefore, it is preferable to reduce the carbon content to the maximum extent possible. The upper limit of the carbon content is set equal to 0.005%, since the content of C, exceeding 0.005%, significantly increases the amount of carbosulfide at the boundaries of ferritic grains, which acts as a source of void formation during bending of steel, thereby impairing the formability of steel. The carbon content is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.0020% or less.

Si: 0,1% или менееSi: 0.1% or less

Кремний действует не только как упрочняющий раствор элемент, но также способствует распределению элементов во время процесса производства, таким образом оказывая вредное воздействие на возможность достижения хорошей сгибаемости стального листа. В случае, когда содержание кремния превышает, в частности, 0,1%, не только проявляется тенденция к неоднородности микроструктуры и концентрации элементов в стальном листе, но также поверхность стального листа оказывается склонной к образованию трещин из-за слишком высокой концентрации феррита. Соответственно, содержание кремния в стальном листе должно быть 0,1% или менее и предпочтительно составляет 0,05% или менее.Silicon acts not only as a solution hardening element, but also contributes to the distribution of elements during the manufacturing process, thereby adversely affecting the ability to achieve good bendability of the steel sheet. In the case when the silicon content exceeds, in particular, 0.1%, not only does the tendency to heterogeneity of the microstructure and concentration of elements in the steel sheet appear, but also the surface of the steel sheet is prone to cracking due to too high a concentration of ferrite. Accordingly, the silicon content of the steel sheet should be 0.1% or less, and preferably 0.05% or less.

Mn: 0,5% или менееMn: 0.5% or less

Марганец является элементом, вызывающим эффект, подобный действию кремния. Поэтому содержание марганца в настоящем изобретении должно быть снижено. С учетом необходимости достижения хорошей сгибаемости содержание Mn должно составлять 0,5% или менее и предпочтительно составляет 0,35% или менее.Manganese is an element that causes an effect similar to that of silicon. Therefore, the manganese content in the present invention should be reduced. In view of the need to achieve good bendability, the Mn content should be 0.5% or less, and preferably 0.35% or less.

Р: 0,03% или менееP: 0.03% or less

Фосфор является упрочняющим раствор элементом, который препятствует удлинению с ухудшением сгибаемости стального листа. Соответственно, необходимо снижение содержания фосфора в настоящем изобретении. В случаях, когда содержание Р превышает, в частности, 0,03%, при сгибании стального листа происходит развитие трещин на поверхности внешней стороны изгиба стального листа. Содержание Р в стали устанавливается равным 0,03% или менее и предпочтительно составляет 0,02% или менее.Phosphorus is a solution hardening element that prevents elongation with deterioration in the bendability of the steel sheet. Accordingly, it is necessary to reduce the phosphorus content in the present invention. In cases where the content of P exceeds, in particular, 0.03%, when bending the steel sheet, cracks develop on the surface of the outer side of the bend of the steel sheet. The P content in the steel is set to 0.03% or less, and is preferably 0.02% or less.

S: 0,02% или менееS: 0.02% or less

Сера образует TiS и Ti₄C₂S₂. Поэтому слишком большое содержания серы приводит к чрезмерному образованию грубозернистых TiS, Ti₄C₂S₂ и ее сложного карбосульфида, делая таким образом возможным образование трещин при сгибании стального листа. В случаях, когда содержание серы превышает, в частности, 0,02%, будут, по-видимому, образовываться грубозернистые TiS, Ti₄C₂S₂ и ее сложный карбосульфид, которые оказывают неблагоприятное воздействие на сгибаемость. Соответственно, содержание серы в стали должно быть 0,02% или менее и предпочтительно 0,015% или менее.Sulfur forms TiS and Ti ₄ C ₂ S ₂ . Therefore, too high a sulfur content leads to excessive formation of coarse-grained TiS, Ti ₄ C ₂ S ₂ and its complex carbosulfide, thus making cracking possible when bending the steel sheet. In cases where the sulfur content exceeds, in particular, 0.02%, coarse-grained TiS, Ti ₄ C ₂ S ₂ and its complex carbosulphide are likely to form, which adversely affect bendability. Accordingly, the sulfur content in the steel should be 0.02% or less, and preferably 0.015% or less.

N: 0,005% или менееN: 0.005% or less

Азот, который образует грубозернистый TiN, по-видимому, вызывает образование трещин при сгибании стального листа. Поэтому содержание азота должно быть снижено в максимально возможной степени. В случаях, когда содержание N превышает, в частности, 0,005%, частицы TiN значительно укрупняются. Соответственно, содержание N устанавливается равным 0,005% или менее.Nitrogen, which forms coarse-grained TiN, appears to cause cracking when the steel sheet is bent. Therefore, the nitrogen content should be reduced as much as possible. In cases where the N content exceeds, in particular, 0.005%, TiN particles are significantly enlarged. Accordingly, the N content is set to 0.005% or less.

Al: 0,1% или менееAl: 0.1% or less

Алюминий является элементом, действующим как раскислитель. Содержание алюминия в стальном листе для обеспечения раскисляющего эффекта устанавливается равным по меньшей мере 0,001%. Однако содержание Al, превышающее 0,1%, увеличивает количество включений Al₂O₃ и ухудшает сгибаемость стального листа. Соответственно, содержание Al устанавливается равным 0,1% или менее.Aluminum is an element that acts as a deoxidizer. The aluminum content in the steel sheet to provide a deoxidizing effect is set equal to at least 0.001%. However, an Al content in excess of 0.1% increases the number of Al ₂ O ₃ inclusions and impairs the bendability of the steel sheet. Accordingly, the Al content is set to 0.1% or less.

Титан и ниобий являются важными элементами в настоящем изобретении. Включение по меньшей мере одного из Ti и Nb оказывает полезный эффект на рабочие характеристики стального листа.Titanium and niobium are important elements in the present invention. The inclusion of at least one of Ti and Nb has a beneficial effect on the performance of the steel sheet.

Ti: от 0,0020% до 0.1% (включая 0,0020% и 0,1%)Ti: 0.0020% to 0.1% (including 0.0020% and 0.1%)

Титан связывает N, S и С в стальном листе, образуя фазы выделения и тем самым улучшая сгибаемость стального листа. Однако в случаях, когда эти выделившиеся фазы слишком сильно укрупняются, они начитают ухудшать сгибаемость стального листа. Конкретнее, когда содержание Ti в стальном листе составляет менее 0,020%, эффект связывания N, S и С недостаточен, и сгибаемость стального листа не улучшается. Когда содержание Ti в стальном листе превышает 0,1%, осаждаются сложные карбосульфиды грубозернистых TiS и Ti₄C₂S₂ с ухудшением сгибаемости стального листа, как описано выше. Соответственно, содержание Ti в стальном листе устанавливается в диапазоне от 0,020% до 0,1% (включая 0,0020% и 0,1%).Titanium binds N, S, and C in a steel sheet, forming precipitation phases, and thereby improving the bendability of the steel sheet. However, in cases where these precipitated phases are enlarged too much, they begin to impair the bendability of the steel sheet. More specifically, when the Ti content in the steel sheet is less than 0.020%, the binding effect of N, S and C is insufficient, and the bendability of the steel sheet does not improve. When the Ti content in the steel sheet exceeds 0.1%, coarse-grained complex carbosulfides of TiS and Ti ₄ C ₂ S _{2 are} deposited with a deterioration in the bendability of the steel sheet as described above. Accordingly, the Ti content in the steel sheet is set in the range from 0.020% to 0.1% (including 0.0020% and 0.1%).

Nb: от 0,001% до 0,08% (включая 0,001% и 0,08%)Nb: 0.001% to 0.08% (including 0.001% and 0.08%)

Ниобий, как титан, связывает С и N в стальном листе, образуя выделяющиеся фазы NbC, Nb (С, N) и т.п., и поэтому его добавление является предпочтительным. В случаях, когда Ti не добавляется и содержание Nb в стальном листе составляет менее 0,001%, оказывается невозможной полная фиксация углерода в виде карбидов, вследствие чего ухудшается сгибаемость. В случаях, когда содержание Nb превышает 0,08%, фазы выделения укрупняются с ухудшением сгибаемости. Соответственно, содержание Nb в стальном листе устанавливается в диапазоне от 0,001% до 0,08% (включая 0,001% и 0,08%).Niobium, like titanium, binds C and N in a steel sheet, forming precipitated phases NbC, Nb (C, N) and the like, and therefore its addition is preferred. In cases where Ti is not added and the Nb content in the steel sheet is less than 0.001%, it is not possible to completely fix the carbon in the form of carbides, as a result of which the bending is worsened. In cases where the Nb content exceeds 0.08%, the phases of excretion are enlarged with a deterioration in bending. Accordingly, the Nb content in the steel sheet is set in the range from 0.001% to 0.08% (including 0.001% and 0.08%).

В дополнение к основным, описанным выше, компонентам стальной лист настоящего изобретения может, при необходимости, содержать подходящие количества следующих элементов.In addition to the main components described above, the steel sheet of the present invention may optionally contain suitable amounts of the following elements.

В: 0,0030% или менееB: 0.0030% or less

Бор может добавляться для упрочнения границ зерен, образующихся в результате образования карбида и нитрида Ti и Nb. Однако в случаях, когда содержание бора в стальном листе превышает 0,0030%, сгибаемость стального листа ухудшается из-за упрочения твердого раствора. Соответственно, верхний предел содержания бора в случае добавления бора устанавливается равным 0,0030%.Boron can be added to strengthen the grain boundaries resulting from the formation of carbide and nitride Ti and Nb. However, in cases where the boron content in the steel sheet exceeds 0.0030%, the bendability of the steel sheet deteriorates due to the hardening of the solid solution. Accordingly, the upper limit of the content of boron in the case of adding boron is set equal to 0.0030%.

По меньшей мере один из элементов, выбранных из группы, состоящей из Сu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf: 1% или менее.At least one of the elements selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr and Hf: 1 % or less.

Каждый элемент из Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf является полезным в отношении улучшения коррозионной устойчивости. Однако в случаях, когда общее содержание этих элементов превышает 1%, сгибаемость ухудшается. Соответственно, общее содержание этих элементов устанавливается в 1% или менее, предпочтительно в 0,5% или менее, при этом индивидуально добавляется один из этих элементов или же элементы добавляются в комбинации.Each element of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr and Hf is useful in improving corrosion resistance. However, in cases where the total content of these elements exceeds 1%, bendability deteriorates. Accordingly, the total content of these elements is set to 1% or less, preferably 0.5% or less, one of these elements being individually added or elements added in combination.

Другие компоненты в стальном листе настоящего изобретения, помимо описанных выше, представлены Fe и непредвиденными примесями.Other components in the steel sheet of the present invention, in addition to those described above, are Fe and unforeseen impurities.

Диапазоны концентраций компонентов композиции стального листа настоящего изобретения подробно пояснялись в предшествующей части данного описания. Однако простого задания композиции в пределах вышеупомянутых диапазонов не достаточно для достижения требуемого эффекта настоящего изобретения, и критически важным является контроль размеров выделяющихся нитридных и сульфидных фаз, диаметра зерен феррита и обеспечение такой структуры стали, чтобы эти размеры, диаметр зерна и структура удовлетворяли заданным условиям.The concentration ranges of the components of the steel sheet composition of the present invention are explained in detail in the previous part of this description. However, simply setting the composition within the aforementioned ranges is not enough to achieve the desired effect of the present invention, and it is critical to control the size of the precipitated nitride and sulfide phases, the diameter of the ferrite grains and to ensure such a steel structure that these sizes, grain diameter and structure satisfy the given conditions.

TiN: не более 0,5 микронTiN: not more than 0.5 microns

Выросшие в стальном листе слишком крупными частицы TiN ухудшают сгибаемость. Соответственно, верхний предел размеров TiN устанавливается не более 0,5 микрон.Too large TiN particles grown in the steel sheet impair bending. Accordingly, the upper limit of TiN sizes is set to not more than 0.5 microns.

Сульфид Ti и/или карбосульфид Ti: не более 0,5 микронTi sulfide and / or Ti carbosulfide: not more than 0.5 microns

Помимо TiN, Ti образует сульфид и карбосульфид. Эти нитрид, сульфид и карбосульфид титана, образовавшиеся индивидуально или в комбинации, способны ухудшать сгибаемость, когда они чрезмерно укрупняются. Соответственно, размер(ы) частиц сульфида Ti и/или карбосульфида Ti устанавливается в настоящем изобретении не превышающим 0,5 микрон.In addition to TiN, Ti forms sulfide and carbosulfide. These titanium nitride, sulfide and carbosulfide, formed individually or in combination, can degrade bending when they are excessively coarsened. Accordingly, the particle size (s) of Ti sulfide and / or Ti carbosulfide are set in the present invention to not more than 0.5 microns.

Карбонитрид ниобия: не более 0,5 микронNiobium carbonitride: not more than 0.5 microns

Когда Ti не добавляется, Nb образует в стальном листе карбонитрид (Nb(C, N)) и этот карбонитрид Nb в случаях, когда вырастает в виде слишком крупных зерен, ухудшает сгибаемость стального листа. Соответственно, верхний предел размера частиц карбонитрида Nb устанавливается равным 0,5 микрон.When Ti is not added, Nb forms carbonitride (Nb (C, N)) in the steel sheet, and this Nb carbonitride, in cases when it grows as too large grains, impairs the bending of the steel sheet. Accordingly, the upper limit of the particle size of Nb carbonitride is set to 0.5 microns.

MnS: не более 0,5 микронMnS: no more than 0.5 microns

Когда Ti не добавляется, С осаждается в стальном листе в виде MnS. В случаях, когда размер частиц MnS превышает 0,5 микрон, граница раздела между MnS и ферритом подвержена образованию трещин, таким образом в конечном счете ухудшая сгибаемость стального листа. Соответственно, в случаях, когда осаждается MnS, размер частиц MnS устанавливается не более 0,5 микрон.When Ti is not added, C is deposited in the steel sheet as MnS. In cases where the particle size of the MnS exceeds 0.5 microns, the interface between MnS and ferrite is prone to cracking, thereby ultimately impairing the bending of the steel sheet. Accordingly, in cases where MnS is deposited, the particle size of the MnS is set to not more than 0.5 microns.

Диаметр ферритного зерна: не более 30 микронFerrite grain diameter: not more than 30 microns

Когда стальной лист сгибается, на поверхности внешней стороны изгиба стального листа могут образовываться трещины. Конкретнее, эти трещины начинаются от границы ферритного зерна. Слишком сильно разросшиеся ферритные зерна приводят к концентрированию деформаций на определенной границе зерна с образованием трещины. Для распределения напряжений необходимо наличие подходящего количества границ зерна. Соответственно, диаметр ферритного зерна устанавливается в настоящем изобретении не более 30 микрон.When the steel sheet is bent, cracks may form on the surface of the outside of the bend of the steel sheet. More specifically, these cracks start from the boundary of the ferritic grain. Too much overgrown ferrite grains lead to a concentration of deformations at a certain grain boundary with the formation of a crack. Stress distribution requires the presence of a suitable number of grain boundaries. Accordingly, the diameter of the ferritic grain is set in the present invention to not more than 30 microns.

Соответствующие размеры различных выделившихся фаз и диаметр зерен феррита могут быть измерены описанными ниже способами.The respective sizes of the various precipitated phases and the diameter of the ferrite grains can be measured by the methods described below.

Отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (111)//ND в произвольно ориентированном образце: по меньшей мере 3The ratio of the intensities of the x-ray diffraction lines (111) // ND in a randomly oriented sample: at least 3

Когда лист сгибается, создается градиент напряжений в направлении толщины листа. В результате стальной лист деформируется с поверхности. В случае, когда этот стальной лист оказывается согнут, напряжения на поверхности становятся слишком сложными, и оказывается достаточно небольшой деформации для того, чтобы вызвать генерацию трещин. Ввиду этого необходимо контролируемое регулирование текстуры стального листа для уменьшения деформации в направлении толщины листа. В результате углубленного исследования авторы настоящего изобретения обнаружили, что изменения величин напряжения по толщине листа могут быть уменьшены посредством разработки текстуры (111)//ND, которая подавляет деформацию в направлении толщины, когда стальной лист сгибается. Соответственно, отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (111)//ND в произвольно ориентированном образце задается в настоящем изобретении равным по меньшей мере 3, предпочтительно по меньшей мере 3,2 и более предпочтительно по меньшей мере 3,5.When the sheet is bent, a stress gradient is created in the direction of the sheet thickness. As a result, the steel sheet is deformed from the surface. In the case when this steel sheet is bent, the stresses on the surface become too complex, and deformation is small enough to cause the generation of cracks. In view of this, a controlled adjustment of the texture of the steel sheet is necessary to reduce deformation in the direction of the sheet thickness. As a result of an in-depth study, the inventors of the present invention found that changes in stress values across the sheet thickness can be reduced by developing a (111) // ND texture that suppresses deformation in the thickness direction when the steel sheet is bent. Accordingly, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines (111) // ND in a randomly oriented sample is set in the present invention to be at least 3, preferably at least 3.2, and more preferably at least 3.5.

Отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (100)//ND в произвольно ориентированном образце: не более 1The ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines (100) // ND in an arbitrarily oriented sample: not more than 1

Напротив, (100)//ND является текстурой, которая увеличивает напряжения в направлении толщины листа. Развитие этой текстуры в настоящем изобретении желательным не является. Соответственно, отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (100)//ND в произвольно ориентированном образце задается в настоящем изобретении не более 1, предпочтительно не более 0,7.In contrast, (100) // ND is a texture that increases stresses in the direction of sheet thickness. The development of this texture in the present invention is not desirable. Accordingly, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines (100) // ND in a randomly oriented sample is set in the present invention to not more than 1, preferably not more than 0.7.

Как описано выше, способ горячей прокатки и способ холодной прокатки критически важны для целей контролируемого установления отношения интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (111)//ND в произвольно ориентированном образце равным по меньшей мере 3 и отношения интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (100)//ND в произвольно ориентированном образце не превышающим 1. В частности, требуемая текстура стального листа может быть получена установлением температуры намотки полосы в рулон в определенном диапазоне от 550°С до 720°С и увеличением степени обжатия при холодной прокатке по меньшей мере до 50% в соответствующих процессах намотки после горячей прокатки и холодной прокатки.As described above, the hot rolling method and the cold rolling method are critical for the purpose of controlling the establishment of the ratio of intensities of X-ray diffraction lines (111) // ND in a randomly oriented sample of at least 3 and the ratio of intensities of X-ray diffraction lines (100) // ND in randomly oriented sample not exceeding 1. In particular, the desired texture of the steel sheet can be obtained by setting the temperature of the strip winding into a roll in a certain range from 550 ° C to 720 ° C and lichenie reduction ratio during cold rolling at least 50% in the relevant processes coiling after hot rolling and cold rolling.

Отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий в произвольно ориентированном образце может быть рассчитано из величин рентгенодифракционных интенсивностей, полученных рентгеновской дифракцией. В частности, отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий в произвольно ориентированном образце получают измерением дифракционных интенсивностей соответствующих шести кристаллографических плоскостей произвольно ориентированного образца, чтобы получить данные по высоте пиков «эталонного образца», используемых в качестве стандарта; измерением рентгенодифракционных интенсивностей для каждой из шести кристаллографических плоскостей исследуемого образца для получения данных по высоте пиков исследуемого образца; делением шести величин высоты пиков исследуемого образца на величины высот пиков эталона с соответствующими индексами кристаллографических плоскостей; сложением этих шести вычисленных таким образом показателей для получения общей величины и делением каждой из величин высоты пиков исследуемого образца на эту общую величину, таким образом получая отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий в произвольно ориентированном образце соответствующих кристаллографических плоскостей исследуемого образца.The ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines in a randomly oriented sample can be calculated from the values of the X-ray diffraction intensities obtained by X-ray diffraction. In particular, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines in a randomly oriented sample is obtained by measuring the diffraction intensities of the corresponding six crystallographic planes of a randomly oriented sample to obtain peak height data of the “reference sample” used as a standard; measuring x-ray diffraction intensities for each of the six crystallographic planes of the test sample to obtain data on the height of the peaks of the test sample; dividing the six peak heights of the test sample by the peak heights of the standard with the corresponding indices of the crystallographic planes; adding these six indicators calculated in such a way to obtain the total value and dividing each of the peak heights of the test sample by this total value, thus obtaining the ratio of the intensities of the x-ray diffraction lines in an arbitrarily oriented sample of the corresponding crystallographic planes of the test sample.

Холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения может иметь на своей поверхности покрытие или слой металлического покрытия. Слой покрытия, образующийся на поверхности холоднокатаного стального листа, улучшает коррозионную устойчивость. Примеры покрытий (пленок) включают цинковое покрытие, отожженное покрытие горячего цинкования, покрытие, нанесенное методом электролитического цинкования в расплаве, электролитическое покрытие из никель-цинкового сплава и т.п. The cold rolled steel sheet of the present invention may have a coating or a metal coating layer on its surface. A coating layer formed on the surface of a cold-rolled steel sheet improves corrosion resistance. Examples of coatings (films) include zinc coating, annealed hot dip galvanizing coating, melt electrolytic zinc coating, nickel zinc alloy electrolytic coating, and the like.

Далее описывается способ производства холоднокатаного стального листа настоящего изобретения.The following describes a method of manufacturing a cold rolled steel sheet of the present invention.

В настоящем изобретении холоднокатаный стальной лист производится изготовлением стального материала в виде сляба, предпочтительно получаемого способом непрерывной разливки и подверганием стального материала горячей прокатке, травлению, холодной прокатке и отжигу в указанном порядке.In the present invention, a cold rolled steel sheet is manufactured by manufacturing a steel material in the form of a slab, preferably obtained by continuous casting and subjecting the steel material to hot rolling, pickling, cold rolling and annealing in this order.

В настоящем изобретении способ изготовления слитка или сляба стального материала специальным образом не ограничивается и подходящим образом может применяться любой известный способ приготовления металлических слитков, такой как индукционная электропечь, конвертер, электропечь и т.п. Способ литья также специальным образом не ограничивается. Подходящим образом может применяться непрерывная разливка. В части горячей прокатки сляба следует отметить, что сляб может быть горячекатаным либо после повторного нагрева сляба в нагревательной печи, либо после нагревания в течение короткого периода времени нагретой до 1250°С или выше печью с целью температурной компенсации.In the present invention, the method of manufacturing an ingot or slab of steel material is not particularly limited, and any known method of preparing metal ingots such as an induction electric furnace, a converter, an electric furnace, and the like may suitably be applied. The casting method is also not specifically limited. Suitably, continuous casting may be used. Regarding the hot rolling of the slab, it should be noted that the slab can be hot-rolled either after re-heating the slab in a heating furnace, or after heating for a short period of time the furnace heated to 1250 ° C or higher for the purpose of temperature compensation.

Полученный таким образом стальной материал подвергается горячей прокатке. Горячая прокатка может включать черновую прокатку и чистовую прокатку или же состоять только из чистовой прокатки с пропуском этапа черновой прокатки.The steel material thus obtained is hot rolled. Hot rolling may include rough rolling and finishing rolling, or may consist only of finishing rolling with the passage of the rough rolling step.

Температура нагревания сляба: температурная область, соответствующая единственной фазе аустенитаSlab heating temperature: temperature region corresponding to a single austenite phase

Сляб должен быть нагрет до температуры, соответствующей однофазной области аустенита (точка Ас₃ или выше), поскольку нагревание сляба при температуре, соответствующей двухфазной области феррит-аустенит, и не достижение температуры, соответствующей однофазной области аустенита, приводят к получению структуры с неоднородным размером зерна и к неблагоприятному сдвигу текстуры стали в область феррита.The slab must be heated to a temperature corresponding to the single-phase region of austenite (point Ac ₃ or higher), since heating the slab at a temperature corresponding to the two-phase region of ferrite-austenite, and not reaching the temperature corresponding to the single-phase region of austenite, lead to a structure with an inhomogeneous grain size and to an unfavorable shift of the steel texture to the ferrite region.

Температура чистовой прокатки: 890°С или вышеFinish rolling temperature: 890 ° C or higher

Температура чистовой прокатки менее 890°С вызывает образование ферритных зерен, распространяющихся в направлении прокатки, и таким образом ухудшает сгибаемость стального листа. Соответственно, температура чистовой прокатки в настоящем изобретении устанавливается равной 890°С или выше. Верхний предел температуры чистовой прокатки может быть установлен около 1000°С.A finish rolling temperature of less than 890 ° C. causes the formation of ferritic grains propagating in the rolling direction, and thus impairs the bending of the steel sheet. Accordingly, the finish rolling temperature in the present invention is set to 890 ° C. or higher. The upper limit of the finish rolling temperature can be set at about 1000 ° C.

Температура намотки полосы в рулон: от 550°С до 720°СStrip winding temperature per roll: from 550 ° С to 720 ° С

Температура намотки ниже 550°С нарушает равномерность осаждения выделяющихся фаз в горячекатаном стальном листе, в результате чего осаждение происходит позднее, но до рекристаллизации, когда стальной лист отжигается после холодной прокатки. Такое совпадающее с рекристаллизацией осаждение препятствует равномерности роста при рекристаллизации, приводя к ферритным зернам, растянутым в направлении прокатки. Соответственно, нижний предел температуры наматывания полосы в рулон устанавливается в настоящем изобретении равным 550°С. С другой стороны, превышение температуры намотки более 720°С приводит к образованию крупнозернистых выделяющихся фаз с ухудшением сгибаемости. Соответственно, верхний предел температуры наматывания полосы в рулон устанавливается равным 720°С.The winding temperature below 550 ° C violates the uniformity of precipitation of the precipitated phases in the hot-rolled steel sheet, as a result of which the deposition occurs later, but before recrystallization, when the steel sheet is annealed after cold rolling. Such deposition coinciding with recrystallization prevents uniform growth during recrystallization, leading to ferrite grains stretched in the rolling direction. Accordingly, the lower limit of the temperature of winding the strip into a roll is set in the present invention to 550 ° C. On the other hand, exceeding the winding temperature of more than 720 ° C leads to the formation of coarse-grained precipitating phases with a deterioration in bending. Accordingly, the upper limit of the temperature of winding the strip into a roll is set equal to 720 ° C.

Степень обжатия при холодной прокатке: по меньшей мере 50%Cold rolling reduction ratio: at least 50%

Степень обжатия при холодной прокатке менее 50% приводит к состоянию смеси с ферритными зернами, тем самым способствуя образованию грубозернистой структуры. В результате сгибаемость стального листа ухудшается. Соответственно, степень обжатия при холодной прокатке устанавливается в настоящем изобретении равной по меньшей мере 50%. Верхний предел степени обжатия может составлять около 90%.The degree of compression during cold rolling of less than 50% leads to a state of a mixture with ferritic grains, thereby contributing to the formation of a coarse-grained structure. As a result, the bendability of the steel sheet is deteriorated. Accordingly, the reduction ratio during cold rolling is set in the present invention to at least 50%. The upper limit of the compression ratio may be about 90%.

Температура при отжиге: 700°С или вышеAnnealing temperature: 700 ° C or higher

Температура нагрева при отжиге менее 700°С позволяет ферритным зернам, растянутым в направлении прокатки, оставаться в стальном листе, таким образом ухудшая сгибаемость стального листа. Соответственно, температура нагрева при отжиге устанавливается равной 700°С или выше. Верхний предел температуры отжига может составлять около 900°С.The heating temperature during annealing of less than 700 ° C allows ferrite grains stretched in the rolling direction to remain in the steel sheet, thereby impairing the bendability of the steel sheet. Accordingly, the heating temperature during annealing is set to 700 ° C. or higher. The upper limit of the annealing temperature can be about 900 ° C.

В настоящем изобретении на поверхность холоднокатаного стального листа, полученного, как описано выше, может быть нанесено покрытие. Примеры способов нанесения покрытия включают образование на поверхности стального листа цинкового покрытия посредством горячего цинкования погружением и посредством горячего цинкования погружением с последующим отжигом. Процесс цинкования и процесс отжига могут выполняться в рамках единой производственной линии.In the present invention, a surface can be coated on the surface of a cold rolled steel sheet obtained as described above. Examples of coating methods include forming a zinc coating on the surface of a steel sheet by hot dip galvanizing and by hot dip galvanizing followed by annealing. The galvanizing process and the annealing process can be carried out as part of a single production line.

Кроме того, покрытие может быть образовано на стальном листе способом электролитического осаждения, например нанесением электролитического покрытия из никель-цинкового сплава.In addition, the coating can be formed on the steel sheet by electrolytic deposition, for example by applying an electrolytic coating of a nickel-zinc alloy.

ПримерыExamples

Пример 1Example 1

Образцы расплавов стали, имеющие состав, указанный в таблице 1, были подвергнуты непрерывной разливке для получения слябов (стальные материалы), каждый из которых имел толщину 270 мм. Каждый из полученных таким образом слябов был нагрет до температуры нагревания сляба, соответствующей однофазной области аустенита, равной или превышающей показанную в таблице 2 точку Ас₃, подвергнут чистовой прокатке при показанной в таблице 2 температуре чистовой прокатки, а затем подвергнут намотке при температуре наматывания полосы в рулон, показанной в таблице 2, в результате чего был получен горячекатаный стальной лист, имеющий толщину листа 2,8 мм. Горячекатаный стальной лист был подвергнут последовательно травлению, удалению окалины с поверхностей стального листа, холодной прокатке при степени обжатия, показанной в таблице 2, и отжигу. В результате этого был получен холоднокатаный стальной лист. Некоторые из полученных таким образом образцов холоднокатаных стальных листов были, кроме того, переработаны в отожженные оцинкованные стальные листы погружением каждого из стальных листов в ванну для цинкования (0,1% Al-Zn) при 490°С так, чтобы в результате цинкования на каждой из обеих поверхностей стального листа образовался слой покрытия плотностью 50 г/м², и последующим подверганием стального листа процессу сплавления (легирования) при 530°С.Samples of steel melts having the composition shown in Table 1 were cast continuously to produce slabs (steel materials), each of which had a thickness of 270 mm. Each of the slabs thus obtained was heated to a slab heating temperature corresponding to a single-phase austenite region equal to or higher than the Ac ₃ point shown in table 2, finished rolling at the finish rolling temperature shown in table 2, and then wound at a strip winding temperature in the roll shown in table 2, resulting in a hot-rolled steel sheet having a sheet thickness of 2.8 mm was obtained. The hot rolled steel sheet was subsequently etched, descaled from the surfaces of the steel sheet, cold rolled at the reduction ratio shown in Table 2, and annealed. As a result, a cold rolled steel sheet was obtained. Some of the samples of cold-rolled steel sheets thus obtained were further processed into annealed galvanized steel sheets by immersing each of the steel sheets in a galvanizing bath (0.1% Al-Zn) at 490 ° C so that as a result of galvanizing on each a coating layer with a density of 50 g / m ^{2 was} formed from both surfaces of the steel sheet, and then the steel sheet was subjected to the fusion (alloying) process at 530 ° C.

Из каждого из полученных таким образом холоднокатаных стальных листов был отобран образец для испытаний. Образец для испытаний был подвергнут испытанию на растяжение и определению размеров выделившихся фаз, включая Ti, Nb (размеры выделившихся фаз, включая Mn, в случаях, когда образцы не содержали Ti), с помощью просвечивающего электронного микроскопа. Помимо этого, были определены отношения интенсивностей рентгеновских дифракционных линий в произвольно ориентированных образцах (111)//ND и (100)//ND. Еще далее посредством испытаний на изгиб была исследована сгибаемость.A test sample was taken from each of the cold-rolled steel sheets thus obtained. The test sample was subjected to a tensile test and to determine the size of the precipitated phases, including Ti, Nb (the dimensions of the precipitated phases, including Mn, in cases where the samples did not contain Ti), using a transmission electron microscope. In addition, the intensity ratios of X-ray diffraction lines in randomly oriented samples of (111) // ND and (100) // ND were determined. Further through bending tests, bendability was investigated.

Методы испытаний и измерений были следующими.The test and measurement methods were as follows.

(i) Исследование микроструктуры(i) Microstructure study

Тонкая фольга, приготовленная из каждого из полученных таким образом холоднокатаных стальных листов, наблюдалась под увеличением 120 000-260 000 с помощью просвечивающего электронного микроскопа (ТЕМ), и определялись диаметры частиц выделившихся фаз, включая Ti, Nb.A thin foil prepared from each of the cold-rolled steel sheets thus obtained was observed at a magnification of 120,000-260,000 using a transmission electron microscope (TEM), and particle diameters of the precipitated phases, including Ti, Nb, were determined.

Диаметр частиц определялся рассмотрением десяти областей под ×260000, определением на основе результатов наблюдений диаметров частиц соответствующих выпавших фаз через обработку изображения аппроксимирующих окружностей и вычислением среднего арифметического определенных таким образом диаметров частиц для получения среднего диаметра частицы.The particle diameter was determined by considering ten areas under × 260,000, determining, based on the results of the particle diameters of the particles, the corresponding precipitated phases through image processing of the approximating circles and calculating the arithmetic mean of the particle diameters determined in this way to obtain the average particle diameter.

Кроме того, с помощью энергодисперсионного рентгеновского спектрометра выполнялся спектрометрический анализ характеристических рентгеновских лучей, испускаемых в результате воздействия электронного луча на целевую выпавшую фазу, в целях определения элементов, составляющих выделившуюся фазу. Например, предполагается, что целевая выпавшая фаза представляет собой TiC, когда обнаруживаются Ti и С, когда обнаруживаются Ti и N, она является TiN, а когда обнаруживаются Ti, С и S, эта фаза представлена Ti₄C₂S₂.In addition, using an energy dispersive X-ray spectrometer, a spectrometric analysis of the characteristic X-rays emitted as a result of the action of the electron beam on the target precipitated phase was carried out in order to determine the elements that make up the precipitated phase. For example, it is assumed that the target precipitated phase is TiC, when Ti and C are detected, when Ti and N are detected, it is TiN, and when Ti, C and S are detected, this phase is represented by Ti ₄ C ₂ S ₂ .

(ii) Наблюдения ферритных зерен(ii) Observations of ferritic grains

Было сделано поперечное в направлении толщины листа сечение параллельно направлению прокатки, отполировано до зеркального блеска и протравлено натальным раствором так, чтобы выявить ферритные зерна. Выявленная таким образом микроструктура была сфотографирована под ×100, в направлении толщины листа и в направлении прокатки, соответственно, были проведены десять линий с длиной, зависящей от каждого применения, через интервалы по меньшей мере в 100 микрон между линиями, и подсчитано количество точек пересечения границ зерна и линий. Количество точек пересечения разделено на общую длину линий. Полученный таким образом показатель представляет длину линии, приходящейся на одно ферритное зерно. Длина линии в одном ферритном зерне умножалась на 1,13 для определения «диаметра ферритного зерна по ASTM».A cross section was made in the direction of sheet thickness parallel to the rolling direction, polished to a mirror shine and etched with a natal solution so as to reveal ferritic grains. The microstructure revealed in this way was photographed at × 100, in the direction of the sheet thickness and in the rolling direction, respectively, ten lines were drawn with a length depending on each application, at intervals of at least 100 microns between the lines, and the number of border crossing points was calculated grains and lines. The number of intersection points is divided by the total length of the lines. The indicator obtained in this way represents the length of the line per ferrite grain. The line length in one ferritic grain was multiplied by 1.13 to determine the “ASTM diameter of the ferritic grain”.

(iii) Испытания на растяжение(iii) Tensile Testing

Из каждого из холоднокатаных стальных листов, полученных, как описано выше, был отобран образец для проведения испытания прочности при растяжении согласно JIS (японский промышленный стандарт) №5 (JIS Z 2201), который предназначался для растягивания в направлении, параллельном направлению прокатки. Образец для испытания прочности при растяжении подвергался испытанию на растяжение согласно предписаниям JIS Z 2241 с целью измерения прочности при растяжении и удлинения исследуемого образца.From each of the cold rolled steel sheets obtained as described above, a sample was taken for tensile strength testing according to JIS (Japanese Industrial Standard) No. 5 (JIS Z 2201), which was intended to stretch in a direction parallel to the rolling direction. The tensile strength test specimen was subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241 to measure the tensile strength and elongation of the test specimen.

(iv) Отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий в произвольно ориентированном образце(iv) The ratio of the intensities of the x-ray diffraction lines in an arbitrary oriented sample

Поверхность каждого из образцов стальных листов была подвергнута шлифовке (0,2 мм) и химическому полированию (0,1 мм), после чего с отполированной поверхности была снята рентгеновская дифрактограмма. Была определена площадь интегрированного пика (высота) для каждой из шести плоскостей (222), (211), (200), (110), (220) и (310) Fe исследуемого образца при рентгеновской дифракции. Кроме того, была также измерена площадь интегрированного пика (высота) шести плоскостей, соответствующих вышеупомянутым шести плоскостям стандартного произвольно ориентированного образца для испытаний (например, порошка Fe). Было рассчитано отношение интегрированной площади пика каждого образца стального листа к интегрированной площади пика стандартного образца для каждой из шести плоскостей с целью получения соответствующих площадей «стандартизированных» пиков соответствующих шести плоскостей каждого исследуемого образца стального листа. Эти площади стандартизированных пиков суммировались для получения общей площади пиков каждого исследуемого образца. После чего площадь стандартизированного пика каждой плоскости одного образца делилась на его общую площадь пиков для определения отношения интенсивностей рентгеновских дифракционных линий в произвольно ориентированном образце каждой плоскости одного исследуемого образца стального листа. Соответственно, в произвольно ориентированном образце отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий одной плоскости исследуемого образца стального листа с произвольно распределенной ориентацией будет составлять 1/6, в то время как в произвольно ориентированном образце отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий одной плоскости образца стального листа с аккумулированной ориентацией будет составлять 1/6 или более. Напротив, в произвольно ориентированном образце отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий плоскости исследуемого образца стального листа без аккумулирования ориентации не будет превышать 1/6.The surface of each of the samples of steel sheets was subjected to grinding (0.2 mm) and chemical polishing (0.1 mm), after which an X-ray diffraction pattern was taken from the polished surface. The integrated peak area (height) was determined for each of the six planes (222), (211), (200), (110), (220) and (310) Fe of the studied sample during X-ray diffraction. In addition, the integrated peak area (height) of six planes corresponding to the above six planes of a standard randomly oriented test sample (e.g., Fe powder) was also measured. The ratio of the integrated peak area of each sample of the steel sheet to the integrated peak area of the standard sample for each of the six planes was calculated in order to obtain the corresponding areas of the “standardized” peaks of the corresponding six planes of each test sample of the steel sheet. These standardized peak areas were summarized to obtain the total peak areas of each test sample. After that, the area of the standardized peak of each plane of one sample was divided by its total peak area to determine the ratio of the intensities of X-ray diffraction lines in an arbitrarily oriented sample of each plane of one studied sample of the steel sheet. Accordingly, in a randomly oriented sample, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines of one plane of the studied sample of the steel sheet with a randomly distributed orientation will be 1/6, while in a randomly oriented sample, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines of one plane of the sample of the steel sheet with the accumulated orientation will be 1/6 or more. In contrast, in an arbitrarily oriented sample, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines of the plane of the studied sample of the steel sheet without accumulation of orientation will not exceed 1/6.

(v) Испытание на изгиб(v) Bending Test

Испытание на изгиб проводилось следующим образом: готовились гибочные приспособления для испытания на изгиб, имеющие вертикальный угол 90° с различными радиусами кривизны, из каждого образца холоднокатаных стальных листов были получены образцы для испытаний, имеющие форму полосы (100 мм в продольном направлении, 35 мм в направлении по ширине), и выполнялось сгибание образца для испытания в его центре в продольном направлении так, чтобы кромка линии сгиба продолжалась перпендикулярно направлению прокатки листа. В ходе испытания на изгиб радиус кривизны вертикального угла гибочного приспособления изменялся с целью определения наименьшего радиуса закругления конца гибочного приспособления, при котором поверхность исследуемого образца еще не подвергается растрескиванию.The bending test was carried out as follows: bending devices for bending tests were prepared having a vertical angle of 90 ° with different radii of curvature; test samples having the shape of a strip were obtained from each sample of cold-rolled steel sheets (100 mm in the longitudinal direction, 35 mm in direction in width), and the test specimen was bent in its center in the longitudinal direction so that the edge of the fold line continued perpendicular to the rolling direction of the sheet. During a bend test, the radius of curvature of the vertical angle of the bending device was changed in order to determine the smallest radius of curvature of the end of the bending device, at which the surface of the test sample is not yet cracked.

Определенный таким образом наименьший радиус кривизны является критическим радиусом изгиба.The smallest radius of curvature so determined is the critical bending radius.

Величина критического радиуса изгиба, не превышающая 2 мм, является показателем хорошей сгибаемости. Величина критического радиуса изгиба, не превышающая 1 мм, представляет очень хорошую сгибаемость. Полученные таким образом результаты представлены в таблице 3.The value of the critical bending radius, not exceeding 2 mm, is an indicator of good bendability. A critical bending radius of not more than 1 mm represents a very good bendability. The results thus obtained are presented in table 3.

Таблица 1Table 1 Тип сталиSteel type Композиция компонентов (% мас.)The composition of the components (% wt.) Точка Ас₃ (°С)Ac ₃ point (° C) ПримечаниеNote СFROM SiSi MnMn РR SS AlAl NN TiTi NbNb ВAT ДругиеOther АBUT 0,00120.0012 0,020.02 0,210.21 0,0150.015 0,0080.008 0,0450,045 0,00250.0025 0,0450,045 -- -- -- 913913 Сталь примераSteel example ВAT 0,00130.0013 0,020.02 0,220.22 0,0160.016 0,0070.007 0,0450,045 0,00260.0026 0,0450,045 -- -- -- 913913 Сталь примераSteel example СFROM 0,00150.0015 0,020.02 0,210.21 0,0150.015 0,0080.008 0,0460,046 0,00230.0023 0,0430,043 -- -- -- 912912 Сталь примераSteel example DD 0,00350.0035 0,020.02 0,220.22 0,0140.014 0,0080.008 0,0460,046 0,00240.0024 0,0450,045 -- -- -- 912912 Сталь примераSteel example ЕE 0,01210.0121 0,020.02 0,210.21 0,0150.015 0,0070.007 0,0450,045 0,00260.0026 0,0440,044 -- -- -- 908908 Ср. пример сталиWed steel example FF 0,00250.0025 0,010.01 0,150.15 0,0080.008 0,0050.005 0,0350,035 0,00250.0025 0,0450,045 0,0120.012 -- -- 913913 Сталь примераSteel example GG 0,00210.0021 0,010.01 0,160.16 0,0090.009 0,0050.005 0,0350,035 0,00260.0026 0,0440,044 0,0130.013 -- -- 912912 Сталь примераSteel example НN 0,00220.0022 0,010.01 0,150.15 0,0070.007 0,0050.005 0,0360,036 0,00240.0024 0,0450,045 0,0130.013 -- -- 913913 Сталь примераSteel example II 0,00210.0021 0,010.01 0,160.16 0,0080.008 0,0050.005 0,0350,035 0,00230.0023 0,0460,046 0,0120.012 -- -- 913913 Сталь примераSteel example JJ 0,00250.0025 0,030,03 0,260.26 0,0210,021 0,0310,031 0,0540,054 0,00350.0035 0,0710,071 -- -- -- 915915 Ср. пример сталиWed steel example КTO 0,00240.0024 0,030,03 0,280.28 0,0220,022 0,0110.011 0,0560.056 0.00750.0075 0,0690,069 0,1500.150 -- -- 912912 Ср. пример сталиWed steel example LL 0,00260.0026 0,030,03 0,270.27 0,0080.008 0,0120.012 0,0410,041 0,00310.0031 0,0710,071 -- -- -- 915915 Сталь примераSteel example МM 0,00250.0025 0,020.02 0,250.25 0,0070.007 0,0120.012 0,0420,042 0,00320.0032 0,0680,068 -- -- -- 915915 Сталь примераSteel example NN 0,00230.0023 0,030,03 0,260.26 0,0070.007 0,0130.013 0,0410,041 0,00310.0031 0,0700,070 -- -- -- 915915 Сталь примераSteel example OO 0,00150.0015 0,010.01 0,180.18 0,0070.007 0,0120.012 0,0610,061 0,00210.0021 0,0510.051 0,0210,021 0,00020,0002 -- 914914 Сталь примераSteel example РR 0,00160.0016 0,010.01 0,180.18 0,0080.008 0,0080.008 0,0620,062 0,00210.0021 0,0520,052 0,0220,022 0,00040,0004 -- 915915 Сталь примераSteel example QQ 0,00170.0017 0,010.01 0,190.19 0,0080.008 0,0070.007 0,0620,062 0,00230.0023 0,0520,052 0,0210,021 0,00080,0008 -- 916916 Сталь примераSteel example RR 0,00180.0018 0,050.05 0,210.21 0,0070.007 0,0080.008 0,0630,063 0,00220.0022 0,0530,053 0,0210,021 0,00050,0005 Cr: 0.03, Ni:0.06Cr: 0.03, Ni: 0.06 916916 Сталь примераSteel example SS 0,00260.0026 0,040.04 0,210.21 0,0070.007 0,0080.008 0,0410,041 0,00240.0024 0,0350,035 -- -- Sn: 0.0049Sn: 0.0049 912912 Сталь примераSteel example ТT 0,00260.0026 0,050.05 0,310.31 0,0080.008 0,0170.017 0,0610,061 0,00250.0025 0,0410,041 -- -- Mo: 0.05, Cr: 0.01Mo: 0.05, Cr: 0.01 911911 Сталь примераSteel example UU 0,00270.0027 0,040.04 0,320.32 0,0070.007 0,0160.016 0,0410,041 0,00230.0023 0,0380,038 0,0150.015 -- As: 0.0009, Sb: 0.005As: 0.0009, Sb: 0.005 910910 Сталь примераSteel example VV 0,00260.0026 0,050.05 0,330.33 0,0050.005 0,0080.008 0,0350,035 0,00240.0024 0,0370,037 0,0160.016 -- Co: 0.0041, Ca: 0.0018Co: 0.0041, Ca: 0.0018 910910 Сталь примераSteel example WW 0,00270.0027 0,020.02 0,320.32 0,0060.006 0,0010.001 0,0450,045 0,00230.0023 0,0380,038 0,0210,021 -- V: 0.01, Mg: 0.0031, W: 0.0015V: 0.01, Mg: 0.0031, W: 0.0015 909909 Сталь примераSteel example XX 0,00260.0026 0,010.01 0,330.33 0,0130.013 0,0030.003 0,0510.051 0,00230.0023 0,0370,037 -- -- Zr: 0.08, REM: 0.0026, Cs: 0.0011, Hf: 0.0001Zr: 0.08, REM: 0.0026, Cs: 0.0011, Hf: 0.0001 908908 Сталь примераSteel example YY 0,00250.0025 0,040.04 0,310.31 0,0150.015 0,0070.007 0,0480,048 0,00240.0024 0,0350,035 -- -- Pb: 0.0008, Та: 0.0061Pb: 0.0008, Ta: 0.0061 910910 Сталь примераSteel example

Таблица 3Table 3 №No. Толщина листа (мм)Sheet thickness (mm) Механические свойстваMechanical properties ПримечаниеNote TS (МПа)TS (MPa) Критический радиус изгиба (мм)Critical bending radius (mm) 1one 1,11,1 285285 0,50.5 ПримерExample 22 1,11,1 285285 0,50.5 ПримерExample 33 1,11,1 286286 1,01,0 ПримерExample 4four 1,11,1 286286 1,01,0 ПримерExample 55 1,11,1 325325 3,13,1 Ср. примерWed example 66 1,01,0 297297 0,10.1 ПримерExample 77 1,01,0 298298 0,10.1 ПримерExample 88 1,01,0 297297 0,50.5 ПримерExample 99 1,01,0 358358 1,51,5 Ср.примерAvg. Example 1010 0,80.8 312312 2,82,8 Ср.примерAvg. Example 11eleven 0,80.8 305305 3,03.0 Ср.примерAvg. Example 1212 0,80.8 298298 0,10.1 ПримерExample 1313 0,80.8 292292 1,21,2 Ср.примерAvg. Example 14fourteen 1,41.4 275275 1,31.3 Ср.примерAvg. Example 15fifteen 1,41.4 277277 1,51,5 Ср.примерAvg. Example 1616 1,71.7 274274 1,51,5 Ср.примерAvg. Example 1717 0,80.8 288288 0,10.1 ПримерExample 18eighteen 0,80.8 291291 0,10.1 ПримерExample 1919 1,11,1 301301 0,20.2 ПримерExample 20twenty 1,11,1 298298 0,20.2 ПримерExample 2121 1,11,1 297297 0,20.2 ПримерExample 2222 1,11,1 295295 0,10.1 ПримерExample 2323 0,60.6 301301 0,20.2 ПримерExample 2424 0,40.4 299299 0,20.2 ПримерExample 2525 0,80.8 300300 0,20.2 ПримерExample 2626 0,80.8 303303 0,20.2 ПримерExample 2727 1,01,0 312312 0,50.5 ПримерExample 2828 1,11,1 301301 0,30.3 ПримерExample 2929th 0,70.7 303303 0,430.43 ПримерExample

Из таблицы 3 видно, что каждый из представленных в данных примерах стальных листов демонстрирует критический радиус изгиба не более 2 мм и, таким образом, обладает хорошей сгибаемостью.From table 3 it can be seen that each of the steel sheets presented in these examples exhibits a critical bending radius of not more than 2 mm and, thus, has good bendability.

Claims

1. Cold-rolled steel sheet containing, wt.%:
FROM 0.005 or less Si 0.1 or less Mn 0.5 or less R 0.03 or less S 0.02 or less N 0.005 or less Al 0.1 or less Ti from 0.020 to 0.1 (including 0.020 and 0.1) Fe and random impurities rest

in which the particle size of TiN does not exceed 0.5 microns, the particle size of Ti sulfide and / or Ti carbosulfide does not exceed 0.5 microns, the diameter of the particles of ferrite does not exceed 30 microns, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines is (111) // ND in a randomly oriented the sample is at least 3 and the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines (100) // ND in an arbitrarily oriented sample does not exceed 1.

2. The cold rolled steel sheet according to claim 1, further comprising 0.0030 wt.% Or less B.

3. The cold-rolled steel sheet according to claim 1, containing at least one of the elements selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta , REM, V, Cs, Zr and Hf in an amount of 1 wt.% Or less.

4. The cold-rolled steel sheet according to claim 2, containing at least one of the elements selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta , REM, V, Cs, Zr and Hf in an amount of 1 wt.% Or less.

5. The cold-rolled steel sheet according to claim 1 or 4, further comprising a coating layer on its surface.

6. The cold rolled steel sheet according to claim 2, further comprising a coating layer on its surface.

7. The cold-rolled steel sheet according to claim 3, further comprising a coating layer on its surface.

8. Cold-rolled steel sheet containing, wt.%:
FROM 0.005 or less Si 0.1 or less Mn 0.5 or less R 0.03 or less S 0.02 or less N 0.005 or less Al 0.1 or less Nb from 0.001 to 0.08 (including 0.001 and 0.08) Fe and random impurities rest

in which the particle size of MnS does not exceed 0.5 microns, the particle size of Nb carbonitride does not exceed 0.5 microns, the particle diameter of ferrite does not exceed 30 microns, the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines is (111) // ND in a randomly oriented sample is at least 3 and the ratio of the intensities of the X-ray diffraction lines (100) // ND in an arbitrarily oriented sample does not exceed 1.

9. The cold rolled steel sheet of claim 8, further comprising 0.0030 wt.% Or less B.

10. The cold-rolled steel sheet of claim 8, containing at least one of the elements selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta , REM, V, Cs, Zr and Hf in an amount of 1 wt.% Or less.

11. The cold-rolled steel sheet according to claim 9, containing at least one of the elements selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta , REM, V, Cs, Zr and Hf in an amount of 1 wt.% Or less.

12. The cold rolled steel sheet of claim 8 or 11, further comprising a coating layer on its surface.

13. The cold rolled steel sheet according to claim 9, further comprising a coating layer on its surface.

14. The cold-rolled steel sheet of claim 10, further comprising a coating layer on its surface.

15. Cold-rolled steel sheet containing, wt.%:
FROM 0.005 or less Si 0.1 or less Mn 0.5 or less R 0.03 or less S 0.02 or less N 0.005 or less Al 0.1 or less; Ti from 0.020 to 0.1 (including 0.020 and 0.1); Nb from 0.001 to 0.08 (including 0.001 and 0.08) Fe and random impurities rest

in which the particle size of TiN does not exceed 0.5 microns, the particle size of Ti sulfide and / or Ti carbosulfide does not exceed 0.5 microns, the particle size of Nb carbonitride does not exceed 0.5 microns, the diameter of the ferrite particles does not exceed 30 microns, the ratio of X-ray intensities diffraction lines (111) // ND in a randomly oriented sample is at least 3 and the ratio of the intensities of x-ray diffraction lines (100) // ND in a randomly oriented sample does not exceed 1.

16. The cold-rolled steel sheet of claim 15, further comprising 0.0030 wt.% Or less B.

17. The cold-rolled steel sheet according to clause 15, containing at least one of the elements selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta , REM, V, Cs, Zr and Hf in an amount of 1 wt.% Or less.

18. The cold rolled steel sheet according to clause 16, containing at least one of the elements selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta , REM, V, Cs, Zr and Hf in an amount of 1 wt.% Or less.

19. The cold rolled steel sheet according to claim 15 or 18, further comprising a coating layer on its surface.

20. The cold-rolled steel sheet according to clause 16, further comprising a coating layer on its surface.

21. The cold-rolled steel sheet according to claim 17, further comprising a coating layer on its surface.

22. A method of manufacturing a cold rolled steel sheet in which a steel material is prepared having the composition specified in any one of claims 1 to 4 or 8-11 or 15-18, the steel material is subjected to successively hot rolling, including finish rolling, winding, etching, cold rolling and annealing to obtain a cold-rolled steel sheet, and
hot rolling is completed at a finish rolling temperature equal to or higher than 890 ° C. after heating the steel material to a temperature corresponding to the single-phase austenite region and
the hot-rolled steel sheet thus obtained is subjected to winding at a temperature in the range of 550 ° C. to 720 ° C., descaling from the surface of the steel sheet, cold rolling at a compression ratio of at least 50% and annealing at a temperature equal to or higher than 700 ° C.

23. The method of claim 22, further comprising coating the steel sheet after annealing it.