JP5440672B2 - 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
Cは、マルテンサイト等の低温変態相を生成させてTSを上昇させるために必要な元素である。また、オーステナイトを安定化させて残留オーステナイトを生成させ、鋼の加工性を向上させるのに有効な元素である。C量が0.03%未満では所望のTSを確保することが難しい。一方、Cを、0.35%を超えて過剰に添加すると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性、アーク溶接性等が劣化する。こうした観点からC量を、0.03%以上0.35%以下とする。好ましくは、0.05%以上0.20%以下である。
Siは、固溶強化により鋼のTSを上昇させる元素である。また、残留オーステナイトを生成させ、さらに、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な加工性の確保に有効である。Si量が0.5%に満たないとその添加効果が乏しくなるため、下限を0.5%とした。しかしながら、3.0%を超えるSiの過剰な添加は、鋼の脆化を引き起こすばかりか赤スケール等の発生による表面性状の劣化を引き起こす。そのため、Siは0.5%以上3.0%以下とする。好ましくは、0.7%以上2.0%以下である。
Mnは、マルテンサイト等の低温変態相を生成させ、また、固溶強化により、鋼のTSを上昇させる元素である。また、残留オーステナイトの生成を促進させる。このような作用は、Mn量が3.5%以上で認められる。ただし、Mn量が10.0%を超える過剰な添加は、所望のフェライト量の確保が難しく、さらに、εマルテンサイトが生成されやすくなり、加工性が著しく低下する。こうした観点からMn量を、3.5%以上10.0%以下とする。好ましくは、3.8%以上7.0%以下である。
Pは、鋼の強化に有効な元素であるが、0.1%を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、Pは0.1%以下とする。
Sは、MnSなどの介在物となって、穴広げ性や耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からSは0.01%以下とする。
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、0.008%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Nは0.008%以下とする。
Alは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを生成させるのに有効な元素である。また、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。Al量が0.01%に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を0.01%とした。しかし、2.5%を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点からAl量を、0.01%以上2.5%以下とする。好ましくは、0.2%以上1.5%以下である。
Cr、V、Moは強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Cr:0.05%以上、V:0.005%以上、Mo:0.005%以上で得られる。しかしながら、それぞれCr:1.0%、V:0.5%、Mo:0.5%を超えて過剰に添加すると、第二相の分率が過大となり著しい強度上昇に伴う延性の低下等の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。従って、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれCr:0.05%以上1.0%以下、V:0.005%以上0.5%以下、Mo:0.005%以上0.5%以下とする。
Ti、Nbは鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ0.01%以上で得られる。しかし、それぞれが0.1%を超えると延性および形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ti、Nbを添加する場合には、その添加量をTiは0.01%以上0.1%以下、Nbは0.01%以上0.1%以下とする。
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ0.001%以上必要である。しかしながら、それぞれ0.005%を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ca、REMを添加する場合は、その添加量はそれぞれ0.001%以上0.005%以下とする。
Mgは、脱酸に用いる元素であるとともに、CaおよびREMと同様に硫化物の形状を球状化し、穴広げ性や局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、0.0005%以上必要である。しかしながら、0.0100%を超えて過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Mgを添加する場合は、その含有量は0.0005%以上0.0100%以下とする。
Taは、TiやNbと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Nb炭化物やNb炭窒化物に一部固溶し、(Nb,Ta)(C,N)のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Taを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Taの含有量を0.0010%以上とすることで得られる。一方で、Taを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Taを添加する場合には、その含有量は、0.0010%以上0.1000%以下の範囲内とする。
SnおよびSbは、これら元素の中から選ばれる少なくとも1種を以下の含有量で含有することが好ましい。すなわち、Snおよび/またはSbは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μm程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。SnやSbをそれぞれ0.0020%以上添加することにより、このような窒化や酸化を抑制し、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止して、疲労特性や耐時効性を改善させることができる。一方で、これらいずれの元素についても、0.2000%を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。したがって、Snおよび/またはSbを添加する場合には、その含有量は、それぞれ0.0020%以上0.2000%以下の範囲内とする。
フェライトの面積率が30.0%未満では良好な延性の確保が困難となる。従って、フェライトの面積率は30.0%以上とする。フェライトの面積率が過剰に高くなると、所望の強度確保が困難になる可能性があるため、80.0%以下とすることが好ましい。なお、フェライトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を研磨後、3%ナイタールで腐食し、板厚1/4位置(鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置)について、走査型電子顕微鏡(SEM:Scanning Electron Microscope)を用いて3000倍の倍率で10視野観察し、得られた組織画像を用いて、Media Cybernetics社のImage−Pro(画像解析ソフト)を用いてフェライトの面積率を10視野分算出し、それらの値を平均して求めることができる。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織を呈している。
フェライト中のMn量(質量%)が鋼板中のMn量(質量%)の0.80を超えると、フェライトの結晶粒自体の延性が低下し、目標の鋼板の延性の確保が困難となる。従って、フェライト中のMn量(質量%)は鋼板中のMn量(質量%)の0.80以下とする。フェライト中のMn量(質量%)を鋼板中のMn量(質量%)で除した値が過剰に小さくなると、フェライトの結晶粒自体の強度確保が困難となる可能性があるため、0.20以上とすることが好ましい。
残留オーステナイトは、延性の向上に有効に働き、その体積率が10.0%未満では目標の延性が得られない。また、深絞り性の低下が懸念される。従って、残留オーステナイトの体積率を10.0%以上とする。残留オーステナイトの体積率の上限は特に規定しないが、本成分範囲では上限は40.0%となる。
本発明では、10.0%以上の残留オーステナイトの体積率を確保するために、Mnによるオーステナイトの安定化効果を活用していることが特徴である。すなわち、オーステナイト中のMn量の増加により、安定な残留オーステナイトの確保が可能となり、延性と深絞り性が大幅に向上する。この効果を得るために、残留オーステナイト中のMn量は6.0質量%以上とする。残留オーステナイト中のMn量が過剰に高くなると、残留オーステナイトが過度に安定化し、引張試験の変形後にも残留オーステナイトが残存する可能性、つまり、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態するTRIP効果の発現が小さくなり、十分な延性を確保できない可能性があるため、11.0質量%以下とすることが好ましい。
残留オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μmを超えると、残留オーステナイトの安定性も低下し、目標の延性の確保が困難となる。また、深絞り性を確保する観点からも不利となる。また、曲げ試験時や疲労試験時に鋼板中の亀裂の伝播を抑制できず、良好な曲げ性や疲労特性の確保が困難となることが懸念される。従って、残留オーステナイトの平均結晶粒径を2.0μm以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.1μm未満になると、TRIP効果による加工硬化率の上昇効果が小さくなり、十分な延性を確保できない可能性があるため、0.1μm以上とすることが好ましい。なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、TEM(透過型電子顕微鏡)で20個の残留オーステナイトを観察し、上述のImage−Proを用いて、各々の面積を求め、円相当径を算出し、それらの値を平均して求めることができる。
本発明では、ベイナイト変態を活用せずに、所望の安定な残留オーステナイトの体積率を確保可能であることが特徴である。また、フェライトに比べて、比較的転位密度が高い。そのため、ベイナイト自体の延性は低く、ベイナイトの面積率が3.0%を超えると、目標の鋼板の延性の確保が困難となることが懸念される。従って、ベイナイトの面積率は3.0%以下とすることが好ましい。ベイナイトの面積率は0.0%でもよい。
ト(ベイナイト変態により生成する転位密度が比較的高いフェライト)の面積割合のことである。
残留オーステナイトのアスペクト比が2.0を超えると、曲げ試験時や疲労試験時に、フェライトの結晶粒界に沿って存在する伸長した残留オーステナイト(硬質相)とフェライト(軟質相)との異相界面で亀裂が進展し、鋼板中の亀裂の伝播を抑制できず、良好な曲げ性や疲労特性の確保が困難となる。そのため、残留オーステナイトのアスペクト比は2.0以下とする。
上記成分組成を有する鋼を溶製し、鋼スラブとする。鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
鋼スラブを熱間圧延し、巻き取る。スラブ加熱温度が1100℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難であり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。そのため、スラブ加熱温度は1100℃以上が好ましい。また、酸化量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。なお、スラブ温度が低くなった場合、熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。仕上げ圧延温度がAr3変態点未満では、材料特性に異方性が生じ、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上げ圧延温度はAr3変態点以上とすることが望ましい。
本発明においては熱間圧延後の巻き取り温度は極めて重要である。前記巻き取り温度で熱延板を巻き取ることによってオーステナイト中にMnが濃化し、冷間圧延後の熱処理の際に、十分なオーステナイト中のMn濃化量が得られ、安定な残留オーステナイトが確保でき、加工性が向上する。巻き取り温度がAr1変態点未満、またはAr1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2を超える温度では、オーステナイト中へのMnの濃化が進行せず、冷間圧延後の熱処理の際にオーステナイト中へのMn濃化量が少なく、良好な加工性の確保が難しい。
Ar1変態点〜Ar1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2の温度域で5時間以上保持することにより、オーステナイト中にMnがより濃化し、冷間圧延後の熱処理の際に、オーステナイト中のMn濃化量が増大し、より安定な残留オーステナイトが確保でき、より加工性が向上する。したがって、前記した温度で巻き取り後、前記温度域で5時間以上保持することが好ましい。また、熱延板の結晶粒の粗大化により、冷間圧延後の焼鈍板の強度が低下するため、保持時間は12時間以下であることが好ましい。
上記したAr1変態点〜Ar1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2で巻き取り後、または前記温度で巻き取り後さらに前記Ar1変態点〜Ar1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2の温度域で5時間以上保持した後、200℃以下に冷却する。200℃以下まで冷却することで、マルテンサイトやベイナイト等の硬質な低温変態相を生成させることができる。冷却する際の冷却方法、冷却速度は特に規定されない。
酸洗後、冷間圧延する。本発明においては熱間圧延後の冷間圧延の圧下率は極めて重要である。20%以上の圧下率で冷間圧延を施すことにより、その後の熱処理の際に、フェライトの再結晶が促進し、微細で良好な延性を有する再結晶フェライトが生成され、加工性が向上する。また、フェライトの微細生成により、オーステナイトが微細に生成し、より安定な残留オーステナイトが得られ、TS×ELが上昇する。
Ac1変態点〜Ac1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2の温度域で30s以上保持(熱処理1)
オーステナイトとフェライトの2相領域で熱処理(焼鈍処理)を施すと、Mnはオーステナイト中へ濃化し、オーステナイト中のMn濃度が鋼の平均組成以上の濃度となる。熱処理温度がAc1変態点未満ではオーステナイトが殆ど生成せず、焼鈍後に所望の残留オーステナイトが得られず、加工性が低下する。また、熱処理温度がAc1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2を超えると、熱処理時のオーステナイトへのMnの濃化が不十分となり、安定な残留オーステナイトが確保できず、加工性が低下する。また、保持時間が30s未満では、熱処理時のオーステナイトへのMnの濃化が不十分となり、安定な残留オーステナイトが確保できず、加工性が低下する。また、未再結晶組織が多く残存し、加工性が低下する。したがって、熱処理条件は、Ac1変態点〜Ac1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2の温度域で30s以上保持とする。保持時間が360分を超えると、熱処理中のフェライトとオーステナイトの結晶粒径が過度に粗大化し、所望の残留オーステナイトの平均結晶粒径が得られず、延性が低下する可能性がある。また、深絞り性の低下が懸念される。また、多大なエネルギー消費によるコスト増を引き起こす可能性がある。そのため、保持時間を360分以下とすることが好ましい。
さらに、上記条件で熱処理を施すことにより、Mnのオーステナイト中への濃化が進行し、より安定な残留オーステナイトの確保が可能となり、より加工性が向上する。熱処理温度がAc1変態点未満またはAc1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2を超えると、また保持温度が10s未満になると前記効果が得られない。前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は規定されない。保持時間が180分を超えると、熱処理中のフェライトとオーステナイトの結晶粒径が過度に粗大化し、所望の残留オーステナイトの平均結晶粒径が得られず、延性が低下する可能性がある。また、深絞り性の点からも好ましくない。また、多大なエネルギー消費によるコスト増を引き起こす可能性がある。そのため、保持時間を180分以下とすることが好ましい。
溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記熱処理1または熱処理2を施した鋼板を440〜500℃の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはAl量が0.08〜0.18質量%である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、470〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。470℃未満の温度では、めっき層の合金化が促進されず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが難しい。600℃を超える温度で合金化処理を行うと、残留オーステナイトの分解が生じ、加工性が低下する。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、470〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこととする。
Ar1変態点(℃)
=730−102×(%C)+29×(%Si)−40×(%Mn)−18×(%Ni)
−28×(%Cu)−20×(%Cr)−18×(%Mo)
Ar3変態点(℃)
=900−326×(%C)+40×(%Si)−40×(%Mn)−36×(%Ni)
−21×(%Cu)−25×(%Cr)−30×(%Mo)
Ac1変態点(℃)
=751−16×(%C)+11×(%Si)−28×(%Mn)−5.5×(%Cu)
−16×(%Ni)+13×(%Cr)+3.4×(%Mo)
Ac3変態点(℃)
=910−203√(%C)+45×(%Si)−30×(%Mn)−20×(%Cu)
−15×(%Ni)+11×(%Cr)+32×(%Mo)+104×(%V)+400
×(%Ti)+200×(%Al)
ここで、(%C)、(%Si)、(%Mn)、(%Ni)、(%Cu)、(%Cr)、(%Mo)、(%V)、(%Ti)、(%Al)は、それぞれの元素の含有量(質量%)である。
Claims (20)
- 成分組成が、質量%でC:0.03%以上0.35%以下、Si:0.5%以上3.0%以下、Mn:3.5%以上10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ar1変態点〜Ar1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2で巻き取り、200℃以下まで冷却した後、Ac1変態点−200℃〜Ac1変態点の温度域に加熱して30分以上750分以下の間保持し、その後、酸洗し、20%以上の圧下率で冷間圧延を施した後、Ac1変態点〜Ac1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2の温度域に加熱して30s以上360分以下の間保持することを特徴とする、面積率で、30.0%以上80.0%以下のフェライトを有し、前記フェライト中のMn量(質量%)を鋼板中のMn量(質量%)で除した値が0.20以上0.80以下であり、体積率で、10.0%以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のMn量が6.0質量%以上11.0質量%以下であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.1μm以上2.0μm以下であり、面積率で、3.0%以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が2.0以下である鋼組織を有する加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 成分組成が、質量%でC:0.03%以上0.35%以下、Si:0.5%以上3.0%以下、Mn:3.5%以上10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ar1変態点〜Ar1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2で巻き取り、Ar1変態点〜Ar1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2の温度域で5時間以上12時間以下の間保持した後、200℃以下まで冷却し、次いで、Ac1変態点−200℃〜Ac1変態点の温度域に加熱して30分以上750分以下の間保持し、その後、酸洗し、20%以上の圧下率で冷間圧延を施した後、Ac1変態点〜Ac1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2の温度域に加熱して30s以上360分以下の間保持することを特徴とする、面積率で、30.0%以上80.0%以下のフェライトを有し、前記フェライト中のMn量(質量%)を鋼板中のMn量(質量%)で除した値が0.20以上0.80以下であり、体積率で、10.0%以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のMn量が6.0質量%以上11.0質量%以下であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.1μm以上2.0μm以下であり、面積率で、3.0%以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が2.0以下である鋼組織を有する加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 成分組成が、質量%でC:0.03%以上0.35%以下、Si:0.5%以上3.0%以下、Mn:3.5%以上10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ar1変態点〜Ar1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2で巻き取り、またはさらにAr1変態点〜Ar1変態点+(Ar3変態点−Ar1変態点)/2の温度域で5時間以上12時間以下の間保持した後、200℃以下まで冷却し、次いで、Ac1変態点−200℃〜Ac1変態点の温度域に加熱して30分以上750分以下の間保持した後、酸洗し、20%以上の圧下率で冷間圧延を施し、その後、Ac1変態点〜Ac1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2の温度域に加熱して30s以上360分以下の間保持後、200℃以下まで冷却し、さらに、Ac1変態点〜Ac1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2の温度域に加熱して10s以上保持することを特徴とする、面積率で、30.0%以上80.0%以下のフェライトを有し、前記フェライト中のMn量(質量%)を鋼板中のMn量(質量%)で除した値が0.20以上0.80以下であり、体積率で、10.0%以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のMn量が6.0質量%以上11.0質量%以下であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.1μm以上2.0μm以下であり、面積率で、3.0%以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が2.0以下である鋼組織を有する加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 請求項1〜3のいずれかに記載の方法で高強度鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、470〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項4に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- さらに、成分組成として、質量%で、Al:0.01%以上2.5%以下を含有することを特徴とする請求項1〜5のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- さらに、成分組成として、質量%で、Cr:0.05%以上1.0%以下、V:0.005%以上0.5%以下、Mo:0.005%以上0.5%以下、Ni:0.05%以上1.0%以下、Cu:0.05%以上1.0%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1〜6のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- さらに、成分組成として、質量%で、Ti:0.01%以上0.1%以下、Nb:0.01%以上0.1%以下、B:0.0003%以上0.0050%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1〜7のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- さらに、成分組成として、質量%で、Ca:0.001%以上0.005%以下、REM:0.001%以上0.005%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1〜8のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- さらに、成分組成として、質量%で、Mg:0.0005%以上0.0100%以下を含有することを特徴とする請求項1〜9のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- さらに、成分組成として、質量%で、Ta:0.0010%以上0.1000%以下を含有することを特徴とする請求項1〜10のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- さらに、成分組成として、質量%で、Sn:0.0020%以上0.2000%以下および/またはSb:0.0020%以上0.2000%以下を含有することを特徴とする請求項1〜11のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 成分組成が、質量%でC:0.03%以上0.35%以下、Si:0.5%以上3.0%以下、Mn:3.5%以上10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、30.0%以上80.0%以下のフェライトを有し、前記フェライト中のMn量(質量%)を鋼板中のMn量(質量%)で除した値が0.20以上0.80以下であり、体積率で、10.0%以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のMn量が6.0質量%以上11.0質量%以下であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.1μm以上2.0μm以下であり、面積率で、3.0%以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が2.0以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Al:0.01%以上2.5%以下を含有することを特徴とする請求項13に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Cr:0.05%以上1.0%以下、V:0.005%以上0.5%以下、Mo:0.005%以上0.5%以下、Ni:0.05%以上1.0%以下、Cu:0.05%以上1.0%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項13または14に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Ti:0.01%以上0.1%以下、Nb:0.01%以上0.1%以下、B:0.0003%以上0.0050%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項13〜15のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Ca:0.001%以上0.005%以下、REM:0.001%以上0.005%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項13〜16のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Mg:0.0005%以上0.0100%以下を含有することを特徴とする請求項13〜17のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Ta:0.0010%以上0.1000%以下を含有することを特徴とする請求項13〜18のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Sn:0.0020%以上0.2000%以下および/またはSb:0.0020%以上0.2000%以下を含有することを特徴とする請求項13〜19のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
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