JP6472692B2 - High-strength steel sheet with excellent formability - Google Patents
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Description
本発明は、成形性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、引張強度−伸びバランスおよび伸びフランジ性の高められた高強度鋼板に関するものである。本発明に係る高強度鋼板の鋼板種類としては、冷延鋼板のほか、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板などの各種めっき鋼板をも含むものとする。 The present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in formability, and in particular, to a high-strength steel sheet with improved tensile strength-elongation balance and stretch flangeability. The steel plate types of the high-strength steel plates according to the present invention include cold-rolled steel plates as well as various plated steel plates such as hot-dip galvanized steel plates and galvannealed steel plates.
高強度鋼板は、自動車用の骨格部品に使用されている。自動車用の骨格部品として用いられる鋼板には、車体軽量化による燃費向上を目的として高強度化した冷延鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。一方で、複雑な形状の部品に成形するために、優れた加工性も要求されている。 High-strength steel sheets are used for automobile frame parts. Steel sheets used as frame parts for automobiles are required to be cold-rolled steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets with increased strength for the purpose of improving fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body. On the other hand, excellent workability is also required in order to form a complex shaped part.
このため、高い強度を有しつつ、降伏強度（ＹＳ）、伸び（全伸び；ＥＬ）、および伸びフランジ性（穴拡げ率；λ）がともに高められた高強度鋼板の提供が切望されており、例えば引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ級の鋼板に対しては、ＹＳが８００ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上で、かつλが５０％以上のものが要望されている。 For this reason, it has been desired to provide a high-strength steel sheet having high strength and improved yield strength (YS), elongation (total elongation; EL), and stretch flangeability (hole expansion rate: λ). For example, a steel sheet having a tensile strength (TS) of 1180 MPa class is required to have YS of 800 MPa or more, TS × EL of 18000 MPa ·% or more, and λ of 50% or more.
上記要望に答えるべく、鋼板材料として種々の材料が提案されている。 In order to answer the above-mentioned demand, various materials have been proposed as steel plate materials.
たとえば、特許文献１には、本発明に係る高強度鋼板と近似する成分組成と、ベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織とを有する熱延コイルに、５５０℃〜Ａｃ１点の範囲に１ｈ以上保持するバッチ熱延板焼鈍工程と、冷延工程と、冷延板にＡｃ１点〜Ａｃ１点＋５０℃）の平均昇温速度を５℃／ｓ以上としてＡｃ１〜Ａｃ３の温度まで加熱し、５ｓ以上保持する連続再結晶焼鈍と、ついで５℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、該温度に１０〜６００ｓ保持するオーステンパ処理とを施す再結晶焼鈍工程と、を順次施すことで、主相として体積率で７０％以上のフェライトと、少なくとも体積率で３％以上の残留オーステナイトを含む平均粒径が３μｍ以下の第二相とからなる複合組織を有し、ｒ値が１．１以上でかつ強度−延性バランスＴＳ×ＥＬが２２０００ＭＰａ・％以上である高強度冷延鋼板が得られることが開示されている。 For example, in Patent Document 1, a hot rolled coil having a component composition approximate to that of the high-strength steel sheet according to the present invention and a structure mainly composed of bainite and martensite is held for 1 hour or more in the range of 550 ° C. to Ac1 point. The batch hot-rolled sheet annealing process, the cold-rolling process, and the cold-rolled sheet are heated to a temperature of Ac 1 to Ac 3 with an average heating rate of Ac 1 point to Ac 1 point + 50 ° C. being 5 ° C./s or more. A continuous recrystallization annealing that holds for 5 s or more, and then a recrystallization annealing process that performs cooling to 350 to 500 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./s or more, and austempering treatment that holds the temperature for 10 to 600 s. By applying, it has a composite structure composed of ferrite having a volume ratio of 70% or more as a main phase and a second phase having an average particle diameter of 3 μm or less containing at least 3% or more of retained austenite by volume ratio, and r value 1.1 or higher In addition, it is disclosed that a high-strength cold-rolled steel sheet having a strength-ductility balance TS × EL of 22000 MPa ·% or more can be obtained.
この高強度冷延鋼板は、その製造方法においてバッチ熱延板焼鈍工程（本発明の予備焼鈍処理に相当）を施す点で、本発明に係る高強度鋼板と共通する。 This high-strength cold-rolled steel sheet is common to the high-strength steel sheet according to the present invention in that a batch hot-rolled sheet annealing step (corresponding to the pre-annealing process of the present invention) is performed in the production method.
しかしながら、フェライト−オーステナイト２相域温度からオーステンパ温度に急冷する点で、オーステナイト単相域温度からオーステンパ温度に急冷する本発明とは異なっている。 However, the present invention differs from the present invention in that it is rapidly cooled from the austenite single-phase region temperature to the austempering temperature in that it is rapidly cooled from the ferrite-austenite two-phase region temperature to the austempering temperature.
このため、最終組織におけるフェライト分率は７０％以上となっており、基本的にポリゴナルフェライトを含まない本発明とは明確に相違している。 For this reason, the ferrite fraction in the final structure is 70% or more, which is clearly different from the present invention which basically does not contain polygonal ferrite.
また、特許文献２には、成分組成が本発明と近似する成分組成を有し、体積分率で、フェライト相：４０〜７０％、ベイナイト相：１５〜３５％、焼戻しマルテンサイト相：５〜２５％および残留オーステナイト相：２〜２０％を含み、かつ焼戻しマルテンサイト相の総体積分率に占める長軸長≧１０μｍのマルテンサイト相の割合が３０％以下を満足する組織とすることで、伸び、伸びフランジ性および曲げ性などの加工性を向上させた引張強度ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板が開示されている。 In Patent Document 2, the component composition has a component composition similar to that of the present invention, and in terms of volume fraction, ferrite phase: 40 to 70%, bainite phase: 15 to 35%, tempered martensite phase: 5 to 5%. 25% and residual austenite phase: 2 to 20%, and the ratio of the martensite phase with the major axis length ≧ 10 μm in the total volume fraction of the tempered martensite phase is 30% or less. A high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 1180 MPa or more with improved workability such as stretch flangeability and bendability is disclosed.
この高強度冷延鋼板は、その製造方法において熱間圧延後に４００〜８００℃の温度域で１回目の焼鈍（本発明の予備焼鈍処理に相当）を施す点で、本発明に係る高強度鋼板と共通する。 This high-strength cold-rolled steel sheet is a high-strength steel sheet according to the present invention in that the first annealing (corresponding to the pre-annealing treatment of the present invention) is performed in the temperature range of 400 to 800 ° C. after the hot rolling in the manufacturing method. And in common.
しかしながら、２回目の焼鈍においてフェライト−オーステナイト２相域温度から冷却停止温度（本発明のオーステンパ温度に相当）まで急冷する点で、オーステナイト単相域温度からオーステンパ温度に急冷する本発明とは異なっている。 However, it differs from the present invention in which it is rapidly cooled from the austenite single-phase region temperature to the austemper temperature in that it is rapidly cooled from the ferrite-austenite two-phase region temperature to the cooling stop temperature (corresponding to the austempering temperature of the present invention) in the second annealing. Yes.
このため、最終組織におけるフェライト分率は４０％以上となっており、基本的にポリゴナルフェライトを含まない本発明とは明確に相違している。 For this reason, the ferrite fraction in the final structure is 40% or more, which is clearly different from the present invention which basically does not contain polygonal ferrite.
そこで本発明の目的は、降伏強度（ＹＳ）が８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上、引張強度−伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が１８０００ＭＰａ・％以上で、かつ伸びフランジ性（λ）が５０％以上を確保しうる、成形性に優れた高強度鋼板を提供することにある。 Therefore, the object of the present invention is that the yield strength (YS) is 800 MPa or more, the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more, the tensile strength-elongation balance (TS × EL) is 18000 MPa ·% or more, and the stretch flangeability (λ) is An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet excellent in formability and capable of securing 50% or more.
本発明の第１発明に係る成形性に優れた高強度鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜５．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
をそれぞれ含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎが、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下
にそれぞれ制限される成分組成を有し、
全組織に対する面積率で、
焼戻しマルテンサイト＋ベイニティックフェライト：合計で６０％以上、
フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（以下、この混合組織を「ＭＡ」という。）：５％以上、
ポリゴナルフェライト：０〜５％
からなる組織を有し、
前記ＭＡ中のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上である
ことを特徴とするものである。
The high-strength steel sheet excellent in formability according to the first invention of the present invention is
% By mass
C: 0.05 to 0.50%,
Si: 1.0-3.0%,
Mn: 1.0 to 5.0%
Al: 0.001 to 0.10%
Each
The balance consists of iron and inevitable impurities,
Among the inevitable impurities, P, S, and N are
P: 0.1% or less,
S: 0.01% or less,
N: each having a component composition limited to 0.01% or less,
The area ratio for all tissues
Tempered martensite + bainitic ferrite: 60% or more in total
Mixed structure of fresh martensite and retained austenite (hereinafter, this mixed structure is referred to as “MA”): 5% or more,
Polygonal ferrite: 0 to 5%
Has an organization consisting of
The Mn concentration in the MA is 1.2 times or more of the Mn content of the whole steel sheet.
本発明の第２発明に係る成形性に優れた高強度鋼板は、
上記第１発明において、
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２％
のいずれか１種または２種以上を含む
ものである。
The high-strength steel sheet excellent in formability according to the second invention of the present invention is
In the first invention,
Ingredient composition is further mass%,
Cr: 0.05 to 1.0%,
Mo: 0.05-1.0%,
Ni: 0.05 to 1.0%,
B: 0.0001 to 0.002%
Any one or two or more of these are included.
本発明の第３発明に係る成形性に優れた高強度鋼板は、
上記第１または第２発明において、
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、
Ｖ：０．０１〜０．１５％
のいずれか１種または２種以上を含むものである。
The high-strength steel sheet excellent in formability according to the third invention of the present invention is
In the first or second invention,
Ingredient composition is further mass%,
Ti: 0.01 to 0.15%,
Nb: 0.01 to 0.15%,
V: 0.01 to 0.15%
Any 1 type or 2 types or more of these are included.
本発明によれば、焼戻しマルテンサイトとベイニティックフェライトを主相とするとともに、さらにＭＡ中へＭｎを濃化させることで、伸びを確保しつつ、前記ＭＡ中の硬質なフレッシュマルテンサイトと前記焼戻しマルテンサイトの存在によって、強度（引張強度、降伏強度）を向上させ、かつ前記焼戻しマルテンサイトとベイニティックフェライトの存在によって伸びフランジ性を向上させることにより、降伏強度（ＹＳ）が８００ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上、引張強度−伸びバランス（ＴＳ×ＥＬ）が１８０００ＭＰａ・％以上で、かつ伸びフランジ性（λ）が５０％以上を確保しうる、成形性に優れた高強度鋼板を提供できるようになった。 According to the present invention, tempered martensite and bainitic ferrite are used as main phases, and Mn is further concentrated in MA to ensure elongation while maintaining the fresh fresh martensite in MA and the above. By the presence of tempered martensite, the strength (tensile strength, yield strength) is improved, and by the presence of the tempered martensite and bainitic ferrite, the stretch flangeability is improved, whereby the yield strength (YS) is 800 MPa or more, High-strength steel sheet with excellent formability that has a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a tensile strength-elongation balance (TS × EL) of 18000 MPa ·% or more, and a stretch flangeability (λ) of 50% or more. Can now be provided.
以下、本発明をさらに詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
まず本発明に係る成形性に優れた高強度鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）を特徴づける組織について説明する。 First, the structure characterizing the high-strength steel sheet excellent in formability according to the present invention (hereinafter also referred to as “the present steel sheet”) will be described.
〔本発明鋼板の組織〕
本発明鋼板は、上述したように、母相を焼戻しマルテンサイトとベイニティックフェライトとし、さらにＭｎを濃化させたＭＡを含有させることを特徴とするものである。
[Structure of the steel sheet of the present invention]
As described above, the steel sheet of the present invention is characterized in that the matrix is made of tempered martensite and bainitic ferrite, and further contains MA enriched in Mn.
＜焼戻しマルテンサイト＋ベイニティックフェライト：合計で６０％以上＞
焼戻しマルテンサイトとベイニティックフェライトを主相とすることで、引張強度−伸びバランスを向上させるとともに、伸びフランジ性を向上させることができる。このような作用を効果的に発揮させるため、全組織に対する焼戻しマルテンサイト＋ベイニティックフェライトの合計含有量は、面積率で６０％以上、好ましくは６５％以上、さらに好ましくは７０％以上必要である。
なお、本発明における「ベイニティックフェライト」とは、ベイナイト組織が転位密度の高いラス状組織を持った下部組織を有しており、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位密度がないかあるいは極めて少ない下部組織を有するポリゴナルフェライト組織、あるいは細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナルフェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会 基礎研究会 発行「鋼のベイナイト写真集−１」参照）。
<Tempered martensite + bainitic ferrite: 60% or more in total>
By using tempered martensite and bainitic ferrite as the main phases, the tensile strength-elongation balance can be improved and the stretch flangeability can be improved. In order to effectively exhibit such an action, the total content of tempered martensite + bainitic ferrite with respect to the entire structure needs to be 60% or more, preferably 65% or more, more preferably 70% or more in terms of area ratio. is there.
In the present invention, “bainitic ferrite” means that the bainite structure has a lower structure having a lath-like structure with a high dislocation density, and has no carbide in the structure. Is clearly different, and is also different from a polygonal ferrite structure with a substructure with little or no dislocation density, or a quasi-polygonal ferrite structure with a substructure such as fine subgrains. Issued by the Society “Steel Bainite Photobook-1”).
＜ＭＡ：５％以上＞
ＭＡを一部導入することで、引張強度−伸びバランスを向上させることができる。全組織に対するＭＡの含有量は、引張強度−伸びバランスを確保するため面積率で５％以上、好ましくは７％以上、さらに好ましくは９％以上必要である。
なお、本発明における「ＭＡ」とは、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織であって、顕微鏡観察ではフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトを分離（判別）することが困難な組織である。フレッシュマルテンサイトとは、鋼板を加熱温度からＭＳ点以下まで冷却する過程で未変態オーステナイトがマルテンサイト変態した状態のものをいい、焼戻し処理後の焼戻しマルテンサイトとは区別している。
<MA: 5% or more>
By introducing a part of MA, the tensile strength-elongation balance can be improved. The MA content in the entire structure needs to be 5% or more, preferably 7% or more, and more preferably 9% or more in terms of area ratio in order to ensure a tensile strength-elongation balance.
Note that “MA” in the present invention is a mixed structure of fresh martensite and retained austenite, and it is difficult to separate (discriminate) fresh martensite and retained austenite by microscopic observation. Fresh martensite refers to a state in which untransformed austenite is martensitic transformed in the process of cooling the steel sheet from the heating temperature to the MS point or less, and is distinguished from tempered martensite after tempering.
＜ポリゴナルフェライト：０〜５％＞
ポリゴナルフェライトは軟質相であり、鋼板の強度を低下させるため、本発明では可能な限り少なくするのが望ましいが、面積率で５％、好ましくは４％、さらに好ましくは３％までの混入は許容される。
なお、本発明における「ポリゴナルフェライト」とは、『日本鉄鋼協会 基礎研究会 発行「鋼のベイナイト写真集−１」』に記載されている、ポリゴナルフェライト組織と準ポリゴナルフェライト組織を総称したものである。
<Polygonal ferrite: 0 to 5%>
Polygonal ferrite is a soft phase and lowers the strength of the steel sheet. Therefore, it is desirable to reduce it as much as possible in the present invention. However, the area ratio is 5%, preferably 4%, more preferably 3%. Permissible.
The “polygonal ferrite” in the present invention is a generic term for the polygonal ferrite structure and the quasi-polygonal ferrite structure described in “Japan Steel Association Basic Research Group's“ Bainite Photograph of Steel-1 ””. Is.
＜前記ＭＡ中のＭｎ濃度：鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上＞
ＭＡ中にＭｎを濃化することで、ＭＡを構成する残留オーステナイトが安定化し、より高いひずみ領域で加工誘起変態できるようになり、高ひずみ領域での加工硬化度合が高まるため、延性が向上する。このような作用を有効に発揮させるためには、前記ＭＡ中のＭｎ濃度は、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上、好ましくは１．２５倍以上、さらに好ましくは１．３倍以上とする。
<Mn concentration in MA: 1.2 times or more of Mn content of whole steel plate>
By concentrating Mn in MA, the retained austenite constituting MA is stabilized, work-induced transformation can be performed in a higher strain region, and the work hardening degree in the high strain region is increased, so that ductility is improved. . In order to effectively exhibit such an action, the Mn concentration in the MA is 1.2 times or more, preferably 1.25 times or more, more preferably 1.3 times or more of the Mn content of the whole steel sheet. And
〔各相の面積率およびＭＡ中のＭｎ濃度の各測定方法〕
ここで、各相の面積率およびＭＡ中のＭｎ濃度の各測定方法について説明する。
[Each measurement method of area ratio of each phase and Mn concentration in MA]
Here, each measuring method of the area ratio of each phase and the Mn concentration in MA will be described.
ポリゴナルフェライト、ＭＡおよび焼戻しマルテンサイトの面積率は、以下のようにして測定した。すなわち、鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略２４μｍ×１８μｍ領域５視野について電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）の２次電子像で観察（倍率５０００倍）した。観察写真の一例を図１に示す。 そして、画像解析により、セメンタイトを含まず腐食により凹んでいるように見える領域をポリゴナルフェライト、セメンタイトを含まずポリゴナルフェライト上に凸になっているように見える領域をＭＡ、セメンタイトを含む領域を焼戻しマルテンサイトと同定し、それぞれの面積率を算出した。 The area ratios of polygonal ferrite, MA, and tempered martensite were measured as follows. That is, after the steel plate was mirror-polished and corroded with 3% nital solution to reveal the metal structure, a secondary electron image of a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) was obtained for approximately 5 fields of 24 μm × 18 μm region. It was observed (magnification 5000 times). An example of the observation photograph is shown in FIG. And by image analysis, the region that does not contain cementite and appears concave due to corrosion is polygonal ferrite, the region that does not contain cementite and appears to be convex on the polygonal ferrite is MA, and the region that contains cementite They were identified as tempered martensite and the respective area ratios were calculated.
そして、「ポリゴナルフェライト」、「ＭＡ」および「焼戻しマルテンサイト」以外の残部組織をベイニティックフェライトとして、１００％からポリゴナルフェライト、ＭＡおよび焼戻しマルテンサイトの合計面積率を差し引くことにより、ベイニティックフェライトの面積率を算出した。 By subtracting the total area ratio of polygonal ferrite, MA and tempered martensite from 100% with the remaining structure other than “polygonal ferrite”, “MA” and “tempered martensite” as bainitic ferrite, The area ratio of nittic ferrite was calculated.
ＭＡ中のＭｎ濃度については、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ−ＥＰＭＡ）を用いて、ＭＡ中のＭｎ濃度分布を測定し、その平均値をＭＡ中のＭｎ濃度とした。 About Mn density | concentration in MA, the Mn density | concentration distribution in MA was measured using the field emission electron beam microanalyzer (FE-EPMA), and the average value was made into Mn density | concentration in MA.
〔本発明鋼板の成分組成〕
つぎに、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。また、各成分の「含有量」を単に「量」と記載することもある。
[Component composition of the steel sheet of the present invention]
Below, the component composition which comprises this invention steel plate is demonstrated. Hereinafter, all the units of chemical components are mass%. In addition, “content” of each component may be simply referred to as “amount”.
Ｃ：０．０５〜０．５０％
Ｃは、鋼板の強度を向上させるのに重要な元素である。強度向上作用を有効に発揮させるためには、Ｃを０．０５％以上、好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは０．１２％以上含有させる必要がある。ただし、Ｃ量が過剰になると、焼戻し時に粗大な炭化物が析出しやすくなり、伸びフランジ性を低下させるとともに、溶接性にも悪影響を及ぼすようになるので、Ｃ量は０．５０％以下、好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４０％以下とする。
C: 0.05 to 0.50%
C is an important element for improving the strength of the steel sheet. In order to exhibit the effect of improving the strength effectively, it is necessary to contain C 0.05% or more, preferably 0.08% or more, more preferably 0.12% or more. However, when the amount of C is excessive, coarse carbides are likely to precipitate during tempering, and the stretch flangeability is deteriorated and the weldability is also adversely affected. Therefore, the amount of C is preferably 0.50% or less, preferably Is 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
Ｓｉ：１．０〜３．０％
Ｓｉは、焼戻し時における炭化物粒子の粗大化を抑制する効果を有し、伸びフランジ性向上に寄与するとともに、固溶強化元素として鋼板の降伏強度上昇にも寄与する有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉを１．０％以上、好ましくは１．１％以上、さらに好ましくは１．２％以上含有させる必要がある。ただし、Ｓｉ量が過剰になると、溶接性を著しく低下させるようになるので、Ｓｉ量は３．０％以下、好ましくは２．９％以下、さらに好ましくは２．８％以下とする。
Si: 1.0-3.0%
Si is a useful element that has the effect of suppressing the coarsening of carbide particles during tempering, contributes to improvement in stretch flangeability, and also contributes to an increase in yield strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element. In order to effectively exhibit such an action, it is necessary to contain Si by 1.0% or more, preferably 1.1% or more, and more preferably 1.2% or more. However, if the amount of Si becomes excessive, weldability is remarkably lowered, so the Si amount is 3.0% or less, preferably 2.9% or less, and more preferably 2.8% or less.
Ｍｎ：１．０〜５．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有し、伸びフランジ性向上に寄与するとともに、固溶強化元素として鋼板の降伏強度上昇にも寄与する有用な元素である。また、焼入れ性を高めることで、冷却時のフェライト変態を抑制する効果もある。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎを１．０％以上、好ましくは１．１％以上、さらに好ましくは１．２％以上含有させる必要がある。ただし、Ｍｎ量が過剰になると、最終組織中のＭＡ量が過剰となり、逆に伸びフランジ性を低下させるようになるので、Ｍｎ量は５．０％以下、好ましくは４．８％以下、さらに好ましくは４．６％以下とする。
Mn: 1.0-5.0%
Mn, like Si, has an effect of suppressing the coarsening of cementite during tempering, contributes to the improvement of stretch flangeability, and is a useful element that also contributes to an increase in the yield strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element. is there. Moreover, it has the effect of suppressing the ferrite transformation at the time of cooling by improving hardenability. In order to effectively exhibit such an action, it is necessary to contain Mn at 1.0% or more, preferably 1.1% or more, and more preferably 1.2% or more. However, if the amount of Mn becomes excessive, the amount of MA in the final structure becomes excessive, and conversely the stretch flangeability is lowered. Therefore, the amount of Mn is 5.0% or less, preferably 4.8% or less. Preferably it is 4.6% or less.
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸材として添加される有用な元素である。脱酸材としての作用を有効に発揮させるためには、Ａｌを０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上含有させる必要がある。ただし、Ａｌ量が過剰になると、鋼の清浄度を悪化させるので、Ａｌ量は０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。
Al: 0.001 to 0.10%
Al is a useful element added as a deoxidizer. In order to effectively exhibit the action as a deoxidizer, it is necessary to contain Al 0.001% or more, preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more. However, if the amount of Al is excessive, the cleanliness of the steel is deteriorated, so the amount of Al is 0.10% or less, preferably 0.08% or less, and more preferably 0.06% or less.
本発明鋼板は上記元素を必須の成分として含有し、残部は鉄および不可避的不純物（Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等）であるが、不可避的不純物のうちＰ、Ｓ、Ｎは下記のように各許容範囲まで含有させることができる。 The steel sheet of the present invention contains the above elements as essential components, and the balance is iron and unavoidable impurities (P, S, N, O, etc.). Among the unavoidable impurities, P, S, and N are as follows: It can be contained up to each allowable range.
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで曲げ性を劣化させるので、Ｐ量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下に制限する。
P: 0.1% or less P is unavoidably present as an impurity element, and contributes to an increase in strength by solid solution strengthening, but segregates at the prior austenite grain boundaries and makes the grain boundaries brittle, thereby improving the bendability. Since it deteriorates, the amount of P is limited to 0.1% or less, preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
Ｓ：０．０１％以下
Ｓも、不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成して、曲げ変形時に亀裂の起点となることで曲げ性を低下させるので、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に制限する。
S: 0.01% or less S is also unavoidably present as an impurity element, forms MnS inclusions, and becomes a starting point of a crack at the time of bending deformation, thereby lowering the bendability. % Or less, preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも、不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ時効により鋼板の加工性を低下させるので、Ｎ量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に制限する。
N: 0.01% or less N is also unavoidably present as an impurity element and lowers the workability of the steel sheet by strain aging. Therefore, the N content is 0.01% or less, preferably 0.005% or less, and more preferably. Is limited to 0.003% or less.
その他、本発明の作用を損なわない範囲で、許容成分としてＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ等を含有させることができるが、これらの許容成分のうちＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖについては、下記の各許容範囲内で含有させることが推奨される。 In addition, Cr, Mo, Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Zr, and the like can be included as allowable components within the range not impairing the action of the present invention. Of these allowable components, Cr, Mo Ni, B, Ti, Nb and V are recommended to be contained within the following permissible ranges.
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２％
のいずれか１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高めて鋼板の強度を向上させるのに有用である。焼入れ性を有効に発揮させるためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの含有量はそれぞれ、０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上、Ｂの含有量は０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上とすることが推奨される。ただし、これらの元素は過剰に含有させると加工性が劣化するとともに高コストとなるので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの含有量はそれぞれ、１．０％以下、さらには０．８％以下、Ｂの含有量は０．００２％以下、より好ましくは０．００１％以下に制限するのが望ましい。
Cr: 0.05 to 1.0%,
Mo: 0.05-1.0%,
Ni: 0.05 to 1.0%,
B: 0.0001 to 0.002%
Any one or two or more of these elements are useful for enhancing the hardenability and improving the strength of the steel sheet. In order to effectively exhibit hardenability, the Cr, Mo, and Ni contents are each 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and the B content is 0.0001% or more, more preferably Is recommended to be 0.0002% or more. However, if these elements are contained excessively, the workability deteriorates and the cost becomes high, so the contents of Cr, Mo and Ni are 1.0% or less, further 0.8% or less, respectively. The content is desirably limited to 0.002% or less, more preferably 0.001% or less.
Ｔｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、
Ｖ：０．０１〜０．１５％
のいずれか１種または２種以上
これらの元素は、鋼の析出強化元素として有用である。析出強化作用を有効に発揮させるためには、これらの元素の含有量はそれぞれ、０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上とすることが推奨される。ただし、これらの元素は過剰に含有させると加工性が劣化するので、これらの元素の含有量は０．１５％以下、さらには０．１０％以下に、それぞれ制限するのが望ましい。
Ti: 0.01 to 0.15%,
Nb: 0.01 to 0.15%,
V: 0.01 to 0.15%
Any one or more of these elements are useful as precipitation strengthening elements for steel. In order to effectively exert the precipitation strengthening action, it is recommended that the content of these elements is 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. However, if these elements are contained excessively, the workability deteriorates, so the content of these elements is preferably limited to 0.15% or less, and further to 0.10% or less.
次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造条件を以下に説明する。 Next, preferable production conditions for obtaining the steel sheet of the present invention will be described below.
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、仕上げ温度９００℃以下（好ましくは８８０℃以下）の条件で熱間圧延（熱延）を行い、熱延後の巻取り温度を６００〜７００℃とし、その後、常温まで冷却して熱延板とする。このようにして、熱延板の組織をベイナイトもしくはパーライト単相組織、またはフェライトを含むような２相組織とする。
[Preferred production method of the steel sheet of the present invention]
First, steel having the above component composition is melted and made into a slab (steel material) by ingot forming or continuous casting, and then hot-rolled (hot rolled) at a finishing temperature of 900 ° C. or less (preferably 880 ° C. or less). The coiling temperature after hot rolling is set to 600 to 700 ° C., and then cooled to room temperature to obtain a hot rolled sheet. In this way, the hot-rolled sheet has a bainite or pearlite single-phase structure or a two-phase structure containing ferrite.
引き続きこの熱延板に、５００℃〜Ａｃ１（好ましくは５１０℃〜［Ａｃ１−１０℃］）の予備焼鈍温度Ｔｐａ（単位：℃）で、下記式（１）で算出される焼戻しパラメータξが１６〜２０（好ましくは１６．５〜１９．５）となる予備焼鈍保持時間ｔｐａ（単位：ｈ）保持する条件で、バッチ炉やＵＡＤ（Ｕｎｉｔｅｄ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ）炉などを用いて予備焼鈍処理を施す。
ξ＝（Ｔｐａ＋２７３）・｛ｌｏｇ（ｔｐａ）＋２０｝／１０００・・・式（１）
この予備焼鈍処理によって、炭化物を粗大化させるとともに、該炭化物中にＭｎを濃化させる。
Following this hot-rolled sheet, 500 ° C. to Ac 1 (preferably 510 ℃ ~ [A c1 -10 ℃ ]) pre-annealing temperature T pa (unit: ° C.), the tempering parameters calculated by the following formula (1) Pre-annealing using a batch furnace, UAD (United Annealing Department) furnace, etc. under the condition of pre-annealing holding time t pa (unit: h) where ξ is 16 to 20 (preferably 16.5 to 19.5). Apply processing.
ξ = (T pa +273) · {log (t pa ) +20} / 1000 (1)
By this preliminary annealing treatment, the carbide is coarsened and Mn is concentrated in the carbide.
次いでこの予備焼鈍材を、酸洗等によりスケールを除去した後、冷間圧延（冷延）を施し冷延板とする。この冷延板に、例えば連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）を用いて、オーステナイト単相域温度であるＡｃ３以上（好ましくはＡｃ３＋１０℃以上）の焼鈍加熱温度で５０ｓ以上（好ましくは５５ｓ以上）の焼鈍保持時間だけ保持する条件で焼鈍処理を施すことによって上記炭化物をオーステナイト化する。この炭化物には、上記予備焼鈍処理によってＭｎが濃化しているため、Ｍｎ濃度が高いオーステナイトが形成できる。ただし、長時間オーステナイト単相域温度で保持するとオーステナイト中に濃化したＭｎが拡散によって均質化してしまうため、上記焼鈍保持時間は１２０ｓ以下（さらには１１０ｓ以下）に制限するのが好ましい。 Next, after removing the scale of this pre-annealed material by pickling or the like, cold rolling (cold rolling) is performed to obtain a cold rolled sheet. For example, a continuous annealing line (CAL) is used for this cold-rolled sheet, and the annealing heating temperature is Ac 3 or higher (preferably Ac 3 + 10 ° C. or higher) that is an austenite single-phase region temperature of 50 s or higher (preferably 55 s or higher). The carbide is austenitized by performing an annealing process under the condition of maintaining the annealing holding time. In this carbide, austenite having a high Mn concentration can be formed because Mn is concentrated by the preliminary annealing treatment. However, since the Mn concentrated in the austenite is homogenized by diffusion when held at the austenite single-phase region temperature for a long time, the annealing holding time is preferably limited to 120 s or less (more preferably 110 s or less).
このオーステナイト単相域温度（焼鈍加熱温度）から、１０〜５０℃／ｓの冷却速度で５０℃以上３５０℃未満（好ましくは１００〜３００℃）の過冷却停止温度まで急冷することによって、Ｍｎが濃化した、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（ＭＡ）が形成された焼鈍材とする。 By rapidly cooling from this austenite single-phase region temperature (annealing heating temperature) to a supercooling stop temperature of 50 ° C. or more and less than 350 ° C. (preferably 100 to 300 ° C.) at a cooling rate of 10 to 50 ° C./s, Mn is reduced. A thickened annealed material in which a mixed structure (MA) of fresh martensite and retained austenite is formed.
この焼鈍材に、さらに、４００〜５００℃（好ましくは４１０〜４９０℃）のオーステンパ温度で３０〜１２００ｓ（好ましくは４０〜６００ｓ）のオーステンパ保持時間だけ保持する条件にてオーステンパ処理を施すことで、本発明鋼板（冷延鋼板）が得られる。このオーステンパ処理により、ベイナイトを形成するとともに、上記急冷によって形成されたフレッシュマルテンサイトの一部を焼き戻して焼戻しマルテンサイトを形成させる。これにより、強度と延性、および伸びフランジ性のバランスを向上させることができる。さらに、最終組織中のＭＡに、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上のＭｎ濃度となるようにＭｎを濃化させることによって、ＭＡを構成する残留オーステナイトの安定度を向上させることで、引張強度−伸びバランスを向上させることができる。 By further subjecting this annealed material to an austempering treatment at austempering temperature of 400 to 500 ° C. (preferably 410 to 490 ° C.) for 30 to 1200 s (preferably 40 to 600 s) for holding the austempering time, The steel sheet of the present invention (cold rolled steel sheet) is obtained. By this austempering treatment, bainite is formed and a part of the fresh martensite formed by the rapid cooling is tempered to form tempered martensite. Thereby, the balance of strength, ductility, and stretch flangeability can be improved. Furthermore, by improving the stability of retained austenite constituting the MA by concentrating Mn in the final structure so that the Mn concentration is 1.2 times or more of the Mn content of the entire steel sheet. The tensile strength-elongation balance can be improved.
なお、本発明鋼板は、上記焼鈍処理後の焼鈍材にめっき処理を施し、その後に上記オーステンパ処理を施すことで、めっき鋼板としてもよい。 In addition, this invention steel plate is good also as a plated steel plate by giving a plating process to the annealing material after the said annealing process, and giving the said austempering process after that.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
下記表１に示す各成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、板厚３０ｍｍのスラブとした後、このスラブを１１５０℃に均熱し、仕上げ温度８８０℃で熱間圧延した後、６００℃で巻取りして板厚２．５ｍｍの熱延板を作製した。この熱延板に、バッチ炉を用いて下記表２に示す各条件で予備焼鈍処理を施した。この予備焼鈍材を酸洗した後、板厚１．５ｍｍに冷間圧延した後、さらに同表２に示す各条件で、焼鈍処理およびオーステンパ処理を施して供試鋼板（冷延鋼板）を作製した。 Test steels having the respective component compositions shown in Table 1 below were vacuum-melted to form a slab having a thickness of 30 mm, the slab was soaked to 1150 ° C., hot-rolled at a finishing temperature of 880 ° C., and then 600 ° C. Was rolled to prepare a hot-rolled sheet having a thickness of 2.5 mm. This hot-rolled sheet was pre-annealed under the conditions shown in Table 2 below using a batch furnace. After pickling this pre-annealed material, it was cold-rolled to a thickness of 1.5 mm, and further subjected to annealing treatment and austempering treatment under the conditions shown in Table 2 to produce a test steel sheet (cold rolled steel sheet) did.
なお、下記表１ではＮ含有量の記載を省略したが、全ての鋼種においてＮ含有量は０．０１％以下の不純物レベルであった。 In addition, although description of N content was abbreviate | omitted in following Table 1, N content was an impurity level of 0.01% or less in all the steel types.
また、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は下記式（１）および（２）を用いて求めた（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。 In addition, Ac 1 and Ac 3 in Table 1 were determined using the following formulas (1) and (2) (see translation by Kosei Shigeyasu, “Leslie Steel Material Science”, Maruzen Co., Ltd., 1985, p. 273). .
Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］−１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］・・・式（１）
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋４００［Ｔｉ］＋１０４［Ｖ］−１１［Ｃｒ］＋３１．５［Ｍｏ］−２０［Ｃｕ］−１５．２［Ｎｉ］・・・式（２）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Ac 1 (° C.) = 723 + 29.1 [Si] −10.7 [Mn] +16.9 [Cr] −16.9 [Ni] (1)
Ac 3 (° C.) = 910−203√ [C] +44.7 [Si] −30 [Mn] +700 [P] +400 [Al] +400 [Ti] +104 [V] −11 [Cr] +31.5 [Mo ] -20 [Cu] -15.2 [Ni] Formula (2)
However, [] shows content (mass%) of each element.
上記各供試鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した各測定方法により、各相の面積率およびＭＡ中のＭｎ濃度を測定した。 About each said test steel plate, the area ratio of each phase and the Mn density | concentration in MA were measured with each measuring method demonstrated in the term of the said [form for inventing].
また、上記各供試鋼板について、強度と加工性を評価するために、引張試験により、引張強度ＴＳおよび伸び（全伸び）ＥＬを測定し、穴広げ試験により、伸びフランジ性λを測定した。なお、引張試験は、圧延方向と直角な方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って実施した。また、穴広げ試験は、鉄連規格ＪＦＳＴ００１に準拠して実施し、穴広げ率を測定してこれを伸びフランジ性λとした。 Further, in order to evaluate the strength and workability of each test steel sheet, the tensile strength TS and the elongation (total elongation) EL were measured by a tensile test, and the stretch flangeability λ was measured by a hole expansion test. In addition, the tensile test produced the No. 5 test piece as described in JISZ2201, taking a long axis in the direction orthogonal to a rolling direction, and implemented according to JISZ2241. Moreover, the hole expansion test was performed in accordance with the iron standard JFST001, the hole expansion rate was measured, and this was defined as stretch flangeability λ.
測定結果を下記表３に示す。同表において、供試鋼板の機械的特性（以下、単に「特性」ともいう。）が降伏強度ＹＳ：８００ＭＰａ以上、引張強度ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬ：１８０００ＭＰａ・％以上、λ：５０％以上の全てを満たすものを合格（○）とし、１つでも満たさないものを不合格（×）とした。 The measurement results are shown in Table 3 below. In the table, the mechanical properties (hereinafter also simply referred to as “characteristics”) of the test steel plates are yield strength YS: 800 MPa or more, tensile strength TS: 1180 MPa or more, TS × EL: 18000 MPa ·% or more, λ: 50%. Those satisfying all of the above were accepted (◯), and those not satisfying at least one were rejected (x).
上記表３に示すように、発明鋼（評価が○のもの）である鋼Ｎｏ．２、３、７、１４、２１、２２、２５は、本発明の成分規定の要件を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、特性が合格基準を満たしている。 As shown in Table 3 above, the steel No., which is an inventive steel (evaluation is ○). 2,3,7,14,21,22,25 are invention steels that satisfy the requirements of the structure provision of the present invention as a result of being manufactured under the recommended production conditions using steel types that satisfy the requirements of the composition provision of the present invention. And the characteristics meet the acceptance criteria.
これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．１、４〜６、８〜１３、１５〜２０、２３、２４、２６、２７は、本発明の成分規定および組織規定の要件の少なくともいずれかを充足せず、特性が合格基準を満たしていない。 On the other hand, steel No. which is a comparative steel (evaluation of x). 1, 4-6, 8-13, 15-20, 23, 24, 26, 27 does not satisfy at least one of the requirements of the component provision and the structure provision of the present invention, and the characteristics do not satisfy the acceptance criteria. .
すなわち、Ｎｏ．１、４〜６、８〜１３、１５〜１８、２３、２６は、本発明の成分規定の要件を満足する鋼種を用いているものの、推奨の製造条件を一部外れる条件で製造しているため、組織規定の要件を充足せず、特性が劣っている。 That is, no. Although 1, 4-6, 8-13, 15-18, 23, and 26 use steel types that satisfy the requirements of the component provisions of the present invention, they are manufactured under conditions that partially deviate from the recommended manufacturing conditions. Therefore, the requirements of the organization regulations are not satisfied and the characteristics are inferior.
一方、鋼Ｎｏ．１９は、推奨の製造条件で製造しているものの、本発明の成分規定の要件を一部外れる鋼種を用いているため、組織規定の要件を充足せず、特性が劣っている。 On the other hand, Steel No. Although No. 19 is manufactured under recommended manufacturing conditions, it uses a steel type that partially deviates from the requirements of the component provisions of the present invention, so it does not meet the requirements of the structure provisions and has poor properties.
以上の結果より、本発明の適用性が確認された。 From the above results, the applicability of the present invention was confirmed.
Claims (3)
Ｃ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜５．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
をそれぞれ含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎが、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下
にそれぞれ制限される成分組成を有し、
全組織に対する面積率で、
焼戻しマルテンサイト＋ベイニティックフェライト：合計で６０％以上、
フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織（以下、この混合組織を「ＭＡ」という。）：５％以上、
ポリゴナルフェライト：０〜５％
からなる組織を有し、
前記ＭＡ中のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上である
ことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。 % By mass
C: 0.05 to 0.50%,
Si: 1.0-3.0%,
Mn: 1.0 to 5.0%
Al: 0.001 to 0.10%
Each
The balance consists of iron and inevitable impurities,
Among the inevitable impurities, P, S, and N are
P: 0.1% or less,
S: 0.01% or less,
N: each having a component composition limited to 0.01% or less,
The area ratio for all tissues
Tempered martensite + bainitic ferrite: 60% or more in total
Mixed structure of fresh martensite and retained austenite (hereinafter, this mixed structure is referred to as “MA”): 5% or more,
Polygonal ferrite: 0 to 5%
Has an organization consisting of
A high-strength steel sheet excellent in formability, wherein the Mn concentration in the MA is 1.2 times or more of the Mn content of the whole steel sheet.
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２％
のいずれか１種または２種以上を含む
請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。 Ingredient composition is further mass%,
Cr: 0.05 to 1.0%,
Mo: 0.05-1.0%,
Ni: 0.05 to 1.0%,
B: 0.0001 to 0.002%
The high-strength steel sheet excellent in formability according to claim 1, comprising one or more of the above.
Ｔｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、
Ｖ：０．０１〜０．１５％
のいずれか１種または２種以上を含む
請求項１または２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。 Ingredient composition is further mass%,
Ti: 0.01 to 0.15%,
Nb: 0.01 to 0.15%,
V: 0.01 to 0.15%
The high-strength steel sheet having excellent formability according to claim 1 or 2, comprising any one or more of the above.
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