JP2023506049A - 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、自動車部品などに用いることができる鋼板に関するものであり、強度と延性のバランス及び強度と穴拡げ性のバランスに優れ、曲げ加工性に優れた鋼板とこれを製造する方法に関するものである。

Description

本発明は、自動車部品などに用いることができる鋼板に関するものであって、高強度特性を備えながらも加工性に優れた鋼板とこれを製造する方法に関するものである。
近年、自動車産業は、地球環境を保護するために素材軽量化を図り、同時に搭乗者の安定性を確保することができる方案に注目している。このような安定性及び軽量化の要求に応えるために、高強度鋼板の適用が急激に増加している。一般的に鋼板の高強度化が行われるほど鋼板の加工性は低下するものと知られている。したがって、自動車部品用鋼板において、高強度特性を備えながらも、延性、曲げ加工性及び穴拡げ性などに代表される加工性に優れた鋼板が求められている実情である。
鋼板の加工性を改善する技術として、テンパードマルテンサイトを活用する方法が特許文献１及び２に開示されている。硬質のマルテンサイトをテンパリング（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）させて作ったテンパードマルテンサイトは軟質化されたマルテンサイトであるため、テンパードマルテンサイトは既存のテンパリングされていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）と強度の差が存在する。したがって、フレッシュマルテンサイトを抑制させてテンパードマルテンサイトを形成すると加工性が増加することができる。
しかしながら、特許文献１及び２に開示された技術では、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上を満たせず、これは強度及び延性ともに優れた鋼板を確保しにくいことを意味する。
一方、自動車部材用鋼板は、高強度でありながら加工性に優れた特性を全て得るために、残留オーステナイトの変態有機焼成を用いたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼が開発された。特許文献３では、強度及び加工性に優れたＴＲＩＰ鋼が開示されている。
特許文献３では、多角形のフェライトと残留オーステナイト及びマルテンサイトを含んで、延性及び加工性を向上させようとしたが、ベイナイトを主相としているため、高い強度を確保できず、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）も２２，０００ＭＰａ％以上を満たせないことが分かる。
すなわち、高い強度を有しながらも、延性、曲げ加工性及び穴拡げ性などに代表される加工性に優れた鋼板に対する要求を満たしていない実情である。
韓国公開特許第１０－２００６－０１１８６０２号公報 特開２００９－０１９２５８号公報 韓国公開特許第１０－２０１４－００１２１６７号公報
本発明の一側面によると、鋼板の組成及び微細組織を最適化して優れた延性、曲げ加工性及び穴拡げ性を有する高強度鋼板とこれを製造する方法を提供することができる。
本発明の課題は、上述した事項に限定されない。本発明のさらなる課題は、明細書の全体内容に記載されており、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書に記載された内容から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織として含み、下記の［関係式１］、［関係式２］及び［関係式３］を満たすことができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
上記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用いて測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
上記関係式２において、Ｖ（１．２μｍ、γ）は、平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
上記関係式３において、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）は、ラス（ｌｅｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
上記鋼板は、下記の（１）～（９）のいずれか１つ以上をさらに含んでもよい。
（１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
（２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
（３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
（４）Ｂ：０～０．００５％
（５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％
上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％であってもよい。
上記鋼板は、体積分率で、３０～７０％のテンパードマルテンサイト、１０～４５％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、３～２０％のフェライト及び不可避な組織を含んでもよい。
上記鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式５］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式６］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０の範囲を満たしてもよい。
[関係式４]
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
本発明の他の一側面による加工性に優れた高強度鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む冷間圧延された鋼板を提供する段階；上記冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満の温度範囲に加熱（１次加熱）して、５０秒以上維持（１次維持）する段階；平均冷却速度１℃／ｓ以上で、６００～８５０℃の温度範囲（１次冷却停止温度）まで冷却（１次冷却）する段階；平均冷却速度２℃／ｓ以上で、３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階；平均冷却速度２℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲（２次冷却停止温度）まで冷却（３次冷却）する段階；３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）する段階；２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、この温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）する段階；及び常温まで冷却（５次冷却）する段階；を含むことができる。
上記鋼スラブは、下記の（１）～（９）のいずれか１つ以上をさらに含んでもよい。
（１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
（２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
（３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
（４）Ｂ：０～０．００５％
（５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％
上記鋼スラブに含まれる上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％であってもよい。
上記冷間圧延された鋼板の用意は、鋼スラブを１０００～１３５０℃に加熱する段階；８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階；３００～６００℃の温度範囲で上記熱間圧延された鋼板を巻取る段階；上記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階；及び上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階；を含んでもよい。
本発明の好ましい一側面によると、強度に優れるだけでなく、延性、曲げ加工性及び穴拡げ性などの加工性に優れ、自動車部品用に特に適した鋼板を提供することができる。
本発明は、加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するものであり、以下では、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実施例に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施例は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
本発明の発明者らは、ベイナイト、テンパードマルテンサイト、残留オーステナイト及びフェライトを含む変態有機焼成（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、ＴＲＩＰ）鋼において、残留オーステナイトの安定化を図るとともに、残留オーステナイト及びフェライトに含まれる特定成分の割合を一定範囲に制御する場合、残留オーステナイトとフェライトの相間硬度差を減少させることで、鋼板の加工性及び強度の同時確保が可能であることを認知するようになった。これを究明し、高強度鋼の延性及び加工性を向上させることができる方法を考案し、本発明に至った。
以下、本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板についてより詳細に説明する。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織として含み、下記の［関係式１］、［関係式２］及び［関係式３］を満足することができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
上記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用いて測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
上記関係式２において、Ｖ（１．２μｍ、γ）は、平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
上記関係式３において、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）は、ラス（ｌｅｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
以下、本発明の鋼組成についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、各元素の含有量を表す％は、重量を基準とする。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含む。また、加えてＴｉ：０．５％以下（０％含む）、Ｎｂ：０．５％以下（０％含む）、Ｖ：０．５％以下（０％含む）、Ｃｒ：３．０％以下（０％含む）、Ｍｏ：３．０％以下（０％含む）、Ｃｕ：４．５％以下（０％含む）、Ｎｉ：４．５％以下（０％含む）、Ｂ：０．００５％以下（０％含む）、Ｃａ：０．０５％以下（０％含む）、Ｙを除くＲＥＭ：０．０５％以下（０％含む）、Ｍｇ：０．０５％以下（０％含む）、Ｗ：０．５％以下（０％含む）、Ｚｒ：０．５％以下（０％含む）、Ｓｂ：０．５％以下（０％含む）、Ｓｎ：０．５％以下（０％含む）、Ｙ：０．２％以下（０％含む）、Ｈｆ：０．２％以下（０％含む）、Ｃｏ：１．５％以下（０％含む）のうち１種以上をさらに含むことができる。なお、上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０％であってもよい。
炭素（Ｃ）：０．２５～０．７５％
炭素（Ｃ）は、鋼板の強度確保に必須元素であるとともに、鋼板の延性向上に寄与する残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、この効果を達成するために、０．２５％以上の炭素（Ｃ）を含むことができる。好ましい炭素（Ｃ）含有量は０．２５％超過であってもよく、０．２７％以上であってもよく、０．３０％以上であってもよい。より好ましい炭素（Ｃ）含有量は、０．３１％以上であってもよい。一方、炭素（Ｃ）含有量が一定レベルを超過する場合、過度の強度上昇に伴って冷却圧延が困難になることがある。したがって、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．７５％に制限することができる。炭素（Ｃ）含有量は０．７０％以下であってもよく、より好ましい炭素含有量（Ｃ）は０．６７％以下であってもよい。
シリコン（Ｓｉ）：４．０％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化による強度向上に寄与する元素であり、フェライトを強化させ、組織を均一化させることで加工性を改善する元素でもある。また、シリコン（Ｓｉ）は、セメンタイトの析出を抑制させて残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するためにシリコン（Ｓｉ）を必須に添加することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０２％以上であってもよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０５％以上であってもよい。但し、シリコン（Ｓｉ）含有量が一定レベルを超過する場合、めっき工程で未めっきのようにめっき欠陥問題を誘発するだけでなく、鋼板の溶接性を低下させるおそれがあるため、本発明はシリコン（Ｓｉ）含有量の上限を４．０％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の上限は３．８％であってもよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の上限は３．５％であってもよい。
アルミニウム（Ａｌ）：５．０％以下（０％は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素である。また、アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）と同様にセメンタイト析出を抑制させて、残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）を必須に添加することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量は０．０５％以上であってもよく、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量は０．１％以上であってもよい。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加される場合、鋼板の介在物が増加されるだけでなく、鋼板の加工性を低下させるおそれがあるため、本発明はアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を５．０％に制限することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．７５％であってもよく、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．５％であってもよい。
一方、シリコン（Ｓｉ）とアルミニウム（Ａｌ）の合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０％であることが好ましい。シリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）は、本発明において微細組織形成に影響を与え、延性、曲げ加工性及び穴拡げ性に影響を及ぼす成分であるため、シリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の合計含有量は１．０～６．０％であることが好ましい。より好ましいシリコン（Ｓｉ）とアルミニウム（Ａｌ）の合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．５％以上であってもよく、４．０％以下であってもよい。
マンガン（Ｍｎ）：０．９～５．０％
マンガン（Ｍｎ）は、強度及び延性を一緒に高めるために有用な元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するためにマンガン（Ｍｎ）含有量の下限を０．９％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．０％であってもよく、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．１％であってもよい。一方、マンガン（Ｍｎ）が過多に添加される場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素（Ｃ）濃化度が十分でなくなるため、目的とするオーステナイトの分率が確保できないという問題点が存在する。したがって、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の上限を５．０％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．７％であってもよく、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．５％であってもよい。
リン（Ｐ）：０．１５％以下（０％含む）
リン（Ｐ）は、不純物として含有されて衝撃靭性を劣化させる元素である。したがって、リン（Ｐ）の含有量は０．１５％以下に管理することが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０３％以下（０％含む）
硫黄（Ｓ）は、不純物として含有されて鋼板中にＭｎＳを形成し、延性を低下させる元素である。したがって、硫黄（Ｓ）の含有量は０．０３％以下であることが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０３％以下（０％含む）
窒素（Ｎ）は、不純物として含有されて連続鋳造中に窒化物を作り、スラブの亀裂を引き起こす元素である。したがって、窒素（Ｎ）の含有量は０．０３％以下であることが好ましい。
一方、本発明の鋼板は、上述した合金成分以外に追加的に含まれ得る合金組成が存在し、これについては以下で詳細に説明する。
チタン（Ｔｉ）：０～０．５％、ニオブ（Ｎｂ）：０～０．５％、及びバナジウム（Ｖ）：０～０．５％のうち１種以上
チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）は、析出物を作って結晶粒を微細化させる元素であり、鋼板の強度及び衝撃靭性の向上にも寄与する元素であるため、本発明はこのような効果のためにチタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）中の１種以上を添加することができる。但し、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）の各含有量が一定レベルを超過する場合、過度の析出物が形成されて衝撃靭性が低下するのみならず、製造原価の上昇の原因となるため、本発明はチタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
クロム（Ｃｒ）：０～３．０％及びモリブデン（Ｍｏ）：０～３．０％のうち１種以上
クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、合金化処理時のオーステナイト分解を抑制するだけでなく、マンガン（Ｍｎ）と同様にオーステナイトを安定化させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにクロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）中の１種以上を添加することができる。但し、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量が一定レベルを超過する場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素（Ｃ）濃化量が十分でなくなるため、目的とする残留オーステナイトの分率を確保することができない。したがって、本発明は、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量をそれぞれ３．０％以下に制限することができる。
銅（Ｃｕ）：０～４．５％及びニッケル（Ｎｉ）：０～４．５％のうち１種以上
銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させ、腐食を抑制する元素である。また、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）は鋼板表面に濃化し、鋼板内に移動する水素侵入を防ぎ、水素遅延破壊を抑制する元素でもある。したがって、本発明は、このような効果のために、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）中の１種以上を添加することができる。但し、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明は銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）の含有量をそれぞれ４．５％以下に制限することができる。
ホウ素（Ｂ）：０～０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性を向上させて強度を高める元素であり、結晶粒界の核生成を抑制する元素でもある。したがって、本発明は、このような効果のために、ホウ素（Ｂ）を添加することができる。但し、ホウ素（Ｂ）の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明はホウ素（Ｂ）の含有量を０．００５％以下に制限することができる。
カルシウム（Ｃａ）：０～０．０５％、マグネシウム（Ｍｇ）：０～０．０５％、及びイットリウム（Ｙ）を除く希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０５％のうち１種以上
ここで、希土類元素（ＲＥＭ）とは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）とランタナム族元素を意味する。カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）は、硫化物を球形化させることで鋼板の延性向上に寄与する元素であるため、本発明はこのような効果のためにカルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）中の１種以上を添加することができる。但し、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでなく製造原価の上昇の原因となるため、本発明はカルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）の含有量をそれぞれ０．０５％以下に制限することができる。
タングステン（Ｗ）：０～０．５％及びジルコニウム（Ｚｒ）：０～０．５％のうち１種以上
タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）は、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を増加させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにタングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）中の１種以上を添加することができる。但し、タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでなく製造原価の上昇の原因となるため、本発明はタングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
アンチモン（Ｓｂ）：０～０．５％及びスズ（Ｓｎ）：０～０．５％のうち１種以上
アンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）は、鋼板のめっき濡れ性及びめっき密着性を向上させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにアンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）中の１種以上を添加することができる。但し、アンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）の含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の脆性が増加して熱間加工または冷間加工時に亀裂が発生することがあるため、本発明はアンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
イットリウム（Ｙ）：０～０．２％及びハフニウム（Ｈｆ）：０～０．２％のうち１種以上
イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）は、鋼板の耐食性を向上させる元素であるため、本発明はこのような効果のために、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）中の１種以上を添加することができる。但し、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）の含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の延性が劣化することがあるため、本発明はイットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）の含有量をそれぞれ０．２％以下に制限することができる。
コバルト（Ｃｏ）：０～１．５％
コバルト（Ｃｏ）は、ベイナイト変態を促進させてＴＲＩＰ効果を増加させる元素であるため、本発明はこのような効果のために、コバルト（Ｃｏ）を添加することができる。但し、コバルト（Ｃｏ）含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の溶接性と延性が低下することがあるため、本発明はコバルト（Ｃｏ）含有量を１．５％以下に制限することができる。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、上述した成分以外に残りのＦｅ及びその他の不可避不純物を含むことができる。但し、通常の製造過程では原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入され得るため、これを全面的に排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野で通常の知識を有する者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書で特に言及しない。さらに、上述の成分以外に有効な成分の追加的な添加が全面的に排除されるものではない。
本発明の一側面に係る加工性に優れた高強度鋼板は、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織として含むことができる。ここで、軟質組織及び硬質組織は、相対的な硬度差によって区分される概念として解釈されることができる。
好ましい一例として、本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板の微細組織は、体積分率で、３０～７０％のテンパードマルテンサイト、１０～４５％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、３～２０％のフェライト、及び不可避な組織を含むことができる。本発明の不可避な組織としては、フレッシュマルテンサイト（Ｆｒｅｓｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、パーライト、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、Ｍ－Ａ）などが含まれることができる。フレッシュマルテンサイトやパーライトが過度に形成されると、鋼板の加工性が低下したり、残留オーステナイトの分率が低減されることがある。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式１］のように、硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が０．４～０．９の範囲を満たすことができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
硬質組織及び軟質組織のナノ硬度値は、ナノインデンター（ＦＩＳＣＨＥＲＳＣＯＰＥ ＨＭ２０００）を用いて測定されることができる。具体的には、鋼板表面を電解研磨した後、圧入荷重１０，０００μＮ条件で硬質組織及び軟質組織をそれぞれ２０点以上ランダムに測定し、測定された値に基づいて硬質組織及び軟質組織の平均ナノ硬度値を算出することができる。
本発明の一側面に係る加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式２］のように、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ）、体積％）の比が０．１以上であってもよく、下記の［関係式３］のように、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌｅｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の比は０．５以上であってもよい。
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
本発明の一側面に係る加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式５］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式６］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０の範囲を満たすため、優れた強度と延性のバランス及び強度と穴拡げ率のバランスを有するだけでなく、優れた曲げ加工性を有することができる。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
本発明は、高強度特性だけでなく、優れた延性及び曲げ加工性を同時に確保するために、鋼板の残留オーステナイトを安定化させることが重要である。残留オーステナイトを安定化させるためには、鋼板のフェライト、ベイナイト及びテンパードマルテンサイトでの炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）をオーステナイトに濃化させることが必要である。しかしながら、フェライトを活用してオーステナイト中に炭素（Ｃ）を濃化させると、フェライトの低い強度特性のため、鋼板の強度が不足する可能性があり、過度な相間硬度差が発生して穴拡げ率（ＨＥＲ）が低下することがある。したがって、ベイナイト及びテンパードマルテンサイトを活用してオーステナイト中に炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）を濃化させる。
残留オーステナイト中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量を一定範囲に制限する場合、ベイナイト及びテンパードマルテンサイトから残留オーステナイト中に炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）を多量に濃化させることができるため、残留オーステナイトを効果的に安定化させることができる。また、オーステナイト中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量を一定範囲に制限することで、フェライト中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量を増加させることができる。フェライト中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量が増加するにつれて、フェライトの硬度は増加し、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの相間硬度差を効果的に減少させることができる。
硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が一定レベル以上の場合、軟質組織（フェライト）と硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の相間硬度差が減少して、目的とする引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を確保することができる。一方、硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が過度の場合、フェライトが過度に硬質化されて却って加工性が低下するため、目的とする引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を全て確保できなくなる。したがって、本発明は、硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比を０．４～０．９の範囲に制限することができる。
残留オーステナイトのうち、平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトは、ベイナイト形成温度で熱処理されて、平均サイズが増加してオーステナイトからマルテンサイトへの変態を抑制させることになり、鋼板の加工性を向上させることができる。
また、残留オーステナイト中にラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイトは、鋼板の加工性に影響を与える。残留オーステナイトは、ベイナイト相の間に形成されたラス状の残留オーステナイトと、ベイナイト相がない部分に形成されたブロック（ｂｌｏｃｋ）状の残留オーステナイトに区分される。ブロック状の残留オーステナイトは熱処理過程でベイナイトにさらに変態し、ラス状の残留オーステナイトが増加し、結果的に鋼板の加工を効果的に向上させることができる。
したがって、鋼板の延性及び加工性を向上させるために、残留オーステナイト中で平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率及びラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイトの分率を増加させることが好ましい。
本発明の一側面に係る加工性に優れた高強度鋼板は、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ）、体積％）の比を０．１以上に制限し、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌｅｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の比を０．５以上に制限することができる。鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ）、体積％）の比が０．１未満であるか、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌｅｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の比が０．５未満である場合、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が０．５～３．０を満たさなくなり、目的とする加工性が確保できないという問題点が存在する。
残留オーステナイトが含まれた鋼板は、加工中のオーステナイトからマルテンサイトへの変態時に発生する変態有機焼成によって優れた延性及び曲げ加工性を有する。残留オーステナイトの分率が一定レベル未満の場合には、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過することがある。一方、残留オーステナイトの分率が一定レベルを超過すると、局部延伸率（Ｌｏｃａｌ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）が低下することがある。したがって、本発明は、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）だけでなく、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）に優れた鋼板を得るために、残留オーステナイトの分率を１０～４０体積％の範囲に制限することができる。
一方、焼戻しされていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）及びテンパードマルテンサイトは、いずれも鋼板の強度を向上させる微細組織である。しかしながら、テンパードマルテンサイトと比較すると、フレッシュマルテンサイトは鋼板の延性及び穴拡げ性を大きく低下させる特性がある。これは、焼戻し熱処理によってテンパードマルテンサイトの微細組織が軟質化するためである。したがって、本発明は、強度と延性のバランス、強度と穴拡げ性のバランス及び曲げ加工性に優れた鋼板を提供するために、テンパードマルテンサイトを活用することが好ましい。テンパードマルテンサイトの分率が一定レベル未満では、２２，０００ＭＰａ％以上の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）または７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上の引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）を確保しにくく、テンパードマルテンサイトの分率が一定レベルを超過すると、延性及び加工性が低下して、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過するため、好ましくない。したがって、本発明は、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）に優れた鋼板を得るためにテンパードマルテンサイトの分率を３０～７０体積％の範囲に制限することができる。
引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を向上させるためには、微細組織としてベイナイトが適切に含まれることが好ましい。ベイナイトの分率が一定レベル以上の場合に限って、２２，０００ＭＰａ％以上の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上の引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び０．５～３．０の曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を確保することができる。一方、ベイナイトの分率が過度の場合、テンパードマルテンサイトの分率の減少が必須に伴われるため、結果的に本発明が目的とする引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が確保できなくなる。したがって、本発明は、ベイナイトの分率を１０～４５体積％の範囲に制限することができる。
フェライトは延性向上に寄与する元素であるため、フェライトの分率が一定レベル以上の場合に限って、本発明が目的とする引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）を確保することができる。但し、フェライトの分率が過度の場合には、相間硬度差が増加して穴拡げ率（ＨＥＲ）が低下することがあるため、本発明が目的とする引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が確保できなくなる。したがって、本発明はフェライトの分率を３～２０体積％の範囲に制限することができる。
以下、本発明の鋼板を製造する方法の一例について詳細に説明する。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板の製造方法は、所定の成分を有する冷間圧延された鋼板を提供する段階；上記冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満の温度範囲まで加熱（１次加熱）して、５０秒以上維持（１次維持）する段階；平均冷却速度１℃／ｓ以上で、６００～８５０℃の温度範囲（１次冷却停止温度）まで冷却（１次冷却）する段階；平均冷却速度２℃／ｓ以上で、３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階；平均冷却速度２℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲（２次冷却停止温度）まで冷却（３次冷却）する段階；３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）する段階；２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、この温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）する段階；及び常温まで冷却（５次冷却）する段階；を含むことができる。
また、本発明の冷間圧延された鋼板は、鋼スラブを１０００～１３５０℃に加熱する段階；８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階；３００～６００℃の温度範囲で上記熱間圧延された鋼板を巻取る段階；上記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階；及び上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階；を介して提供されてもよい。
鋼スラブの用意及び加熱
所定の成分を有する鋼スラブを用意する。本発明の鋼スラブは、上述の鋼板の合金組成と対応する合金組成を有するため、鋼スラブの合金組成に対する説明は、上述の鋼板の合金組成に対する説明に代わる。
用意された鋼スラブを一定温度範囲に加熱することができ、このときの鋼スラブの加熱温度は１０００～１３５０℃の範囲であってもよい。鋼スラブの加熱温度が１０００℃未満である場合、目的とする仕上げ熱間圧延温度範囲以下の温度区間で熱間圧延されるおそれがあり、鋼スラブの加熱温度が１３５０℃を超える場合、鋼の融点に到達して溶けるおそれがある。
熱間圧延及び巻取り
加熱された鋼スラブは、熱間圧延されて熱延鋼板として提供することができる。熱間圧延時の仕上げ熱間圧延温度は、８００～１０００℃の範囲が好ましい。仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満である場合、過度の圧延負荷が問題になることがあり、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超える場合、熱延鋼板の結晶粒が粗大に形成され、最終鋼板の物性低下を引き起こすことがある。
熱間圧延が完了した熱延鋼板は、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却されてもよく、３００～６００℃の温度で巻取ることができる。巻取り温度が３００℃未満である場合、巻取りが容易ではなく、巻取り温度が６００℃を超過する場合、表面スケール（ｓｃａｌｅ）が熱延鋼板の内部まで形成されて、酸洗を難しくするおそれがある。
熱延焼鈍による熱処理
巻取り後の後続工程である酸洗及び冷間圧延を容易に行うために、熱延焼鈍による熱処理工程を行うことが好ましい。熱延焼鈍による熱処理は、６５０～８５０℃の温度区間で６００～１７００秒間行うことができる。熱延焼鈍による熱処理温度が６５０℃未満であるか、熱延焼鈍による熱処理時間である６００秒未満である場合、熱延焼鈍によって熱処理された鋼板の強度が高く、後続する冷間圧延が容易でないことがある。一方、熱延焼鈍による熱処理温度が８５０℃を超過するか、熱延焼鈍による熱処理時間である１７００秒を超過する場合、鋼板内部に深く形成されたスケール（ｓｃａｌｅ）に起因して酸洗が容易でないことがある。
酸洗及び冷間圧延
熱延焼鈍による熱処理後に鋼板表面に生成されたスケールを除去するために酸洗を行い、冷間圧延を行うことができる。本発明において、酸洗及び冷間圧延の条件を特に制限するものではないが、冷間圧延は累積圧下率３０～９０％で行うことが好ましい。冷間圧延の累積圧下率が９０％を超過する場合、鋼板の高い強度により冷間圧延を短時間で行うことが難しいおそれがある。
冷間圧延された鋼板は、焼鈍熱処理工程を経て未めっきの冷延鋼板で製作されるか、耐食性を付与するためにめっき工程を経てめっき鋼板で製作されることができる。めっきは、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっきなどのめっき方法を適用することができ、その方法及び種類を特に制限しない。
焼鈍熱処理
本発明は、鋼板の強度及び加工性の同時確保のために焼鈍熱処理工程を行う。
冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満（二相域）の温度範囲で加熱（１次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上維持（１次維持）する。１次加熱または１次維持温度がＡｃ３以上（単相域）の場合、目的とするフェライト組織を実現することができないため、目的とするレベルの［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ及び引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が実現できなくなる。また、１次加熱または１次維持温度がＡｃ１未満の温度範囲である場合、十分な加熱が行われず、後続する熱処理によっても、本発明が目的とする微細組織が実現できないおそれがある。１次加熱の平均昇温速度は、５℃／ｓ以上であってもよい。
１次維持時間が５０秒未満である場合には、組織を十分に均一化できず、鋼板の物性が低下することがある。１次維持時間の上限は特に限定しないが、結晶粒粗大化による靭性の減少を防止するために、１次加熱時間は１２００秒以下に制限することが好ましい。
１次維持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００～８５０℃の温度範囲（１次冷却停止温度）まで冷却（１次冷却）することが好ましい。１次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃以下に制限することが好ましい。１次冷却停止温度が６００℃未満の場合には、フェライトが過度に形成され、残留オーステナイトが不足して、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ及び引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下することがある。また、１次冷却停止温度の上限は、上記１次維持温度より３０℃以下であることが好ましいため、１次冷却停止温度の上限は８５０℃に制限することができる。
１次冷却後、２℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、当該温度範囲で５秒以上維持（２次維持）することが好ましい。２次冷却の平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合には、フェライトが過度に形成され、残留オーステナイトが不足して［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ及び引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下することがある。２次冷却の平均冷却速度の上限は、特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下に制限することが好ましい。一方、２次維持温度が５００℃を超える場合、残留オーステナイトが不足して［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。また、２次維持温度が３００℃未満である場合、低い熱処理温度でＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。２次維持時間が５秒未満である場合、熱処理時間が不足してＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。一方、２次維持時間の上限は特に規定する必要はないが、６００秒以下とすることが好ましい。
一方、１次冷却の平均冷却速度（Ｖｃ１）は、２次冷却の平均冷却速度（Ｖｃ２）より小さいことが好ましい（Ｖｃ１＜Ｖｃ２）。
２次維持後、２℃／ｓ以上の平均冷却速度で１００～３００℃の温度範囲（２次冷却停止温度）まで冷却（３次冷却）することが好ましい。３次冷却の平均冷却速度が２℃／ｓ未満である場合、遅い冷却によりＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。３次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下に制限することが好ましい。一方、２次冷却停止温度が３００℃を超過する場合、ベイナイトが過度に形成され、テンパードマルテンサイトが不足して引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下することがある。一方、２次冷却停止温度が１００℃未満の場合には、テンパードマルテンサイトが過度に形成されて残留オーステナイトが不足し、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。
３次冷却後、３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、当該温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）することが好ましい。３次維持温度が５５０℃を超過する場合、残留オーステナイトが不足して［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。一方、３次維持温度が３５０℃未満である場合、維持温度が低くて、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。３次維持時間が１０秒未満である場合、維持時間が不足してＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。上記３次維持時間の上限は特に限定しないが、好ましい３次維持時間は１８００秒以下であることができる。
３次維持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、当該温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）することが好ましい。４次冷却の平均冷却速度が１℃／ｓ未満である場合、遅い冷却によりＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。４次冷却の平均冷却速度の上限は、特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下に制限することが好ましい。４次維持温度が４５０℃を超過する場合、長時間の熱処理によりＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する。一方、４次維持温度が２５０℃未満である場合、維持温度が低くてＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。４次維持時間が１０秒未満である場合、維持時間が不足してＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。上記４次維持時間の上限は特に限定しないが、好ましい４次維持時間は１７６，０００秒以下であってもよい。
上記４次維持後、常温まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却（５次冷却）することが好ましい。
上述した製造方法によって製造された加工性に優れた高強度鋼板は、微細組織でテンパードマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフェライトを含むことができ、好ましい一例として、体積分率で、３０～７０％のテンパードマルテンサイト、１０～４５％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、３～２０％のフェライト及び不可避な組織を含むことができる。
上述の製造方法によって製造された加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式１］のように、硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が０．４～０．９の範囲を満たすことができ、また、下記の［関係式２］のように、鋼板の残留オーステナイトの分率に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率の比が０．１以上を満たすことができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
また、上述した製造方法により製造された加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式３］のように、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌｅｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の比が０．５以上であってもよい。
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
上述した製造方法により製造された加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式５］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式６］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０の範囲を満たすことができる。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（ＥＬ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
以下、具体的な実施例を挙げて本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法についてより詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解を助けるためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
下記表１に記載された合金組成（残りはＦｅ及び不可避不純物である）を有する厚さ１００ｍｍの鋼スラブを製造し、１２００℃で加熱した後、９００℃で仕上げ熱間圧延を行った。その後、３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、表２及び表３の巻取り温度で巻取って厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を表２及び３の条件で熱延焼鈍によって熱処理した。この後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍ厚さまで冷間圧延を行った。
この後、表２～７に開示された焼鈍熱処理条件で熱処理を行い、鋼板を製造した。
このように製造された鋼板の微細組織を観察し、その結果を表８及び表９に示した。微細組織のうち、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、テンパードマルテンサイト（ＴＭ）及びパーライト（Ｐ）は、研磨された試験片の断面をナイタルエッチングした後、ＳＥＭを介して観察した。このうち、区別が難しいベイナイト及びテンパードマルテンサイトは、ディラテーション評価後に膨張曲線を用いて分率を計算した。一方、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）と残留オーステナイト（残留γ）も区別が容易でないため、上記ＳＥＭで観察されたマルテンサイトと残留オーステナイトの分率からＸ線回折法で計算された残留オーステナイトの分率を差し引いた値をフレッシュマルテンサイト分率で決定した。
一方、鋼板の［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を観察して、その結果を表１０及び表１１に示した。
硬質組織及び軟質組織のナノ硬度値は、ナノインデンテーション（Ｎａｎｏｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ）法を用いて測定した。具体的には、各試験片の表面を電解研磨した後、ナノインデンター（ＦＩＳＣＨＥＲＳＣＯＰＥ ＨＭ２０００）を用いて圧入荷重１０，０００μＮ条件で硬質組織及び軟質組織をそれぞれ２０点以上ランダムに測定し、測定された値に基づいて硬質組織及び軟質組織の平均ナノ硬度値を算出した。
平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ，γ））及びラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ））は、ＥＰＭＡの相マップ（Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ）を用いて残留オーステナイト相内で測定された面積で決定した。
引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）は、引張試験によって評価され、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準にＪＩＳ５号規格に基づいて、採取された試験片で評価して、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）を測定した。曲げ加工率（Ｒ／ｔ）はＶ－曲げ試験で評価され、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準に試験片を採取して、９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径Ｒを板材の厚さｔで割った値で決定して算出した。穴拡げ率（ＨＥＲ）は穴拡げ試験によって評価され、１０ｍｍφのパンチング孔（ダイ内径１０．３ｍｍ、クリアランス１２．５％）を形成した後、頂角６０°の円錐形パンチをパンチング孔のバー（ｂｕｒｒ）が外側になる方向にパンチング孔に挿入し、２０ｍｍ／ｍｉｎの移動速度でパンチング孔の周辺部を圧迫拡張した後、下記の［関係式７］を用いて算出した。
［関係式７］
穴拡げ率（ＨＥＲ、％）＝{（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
上記関係式５において、Ｄは亀裂が厚さ方向に沿って鋼板を貫通したときの孔径（ｍｍ）を意味し、Ｄ０は初期孔径（ｍｍ）を意味する。
Figure 2023506049000001
Figure 2023506049000002
Figure 2023506049000003
Figure 2023506049000004
Figure 2023506049000005
Figure 2023506049000006
Figure 2023506049000007
Figure 2023506049000008
Figure 2023506049000009
Figure 2023506049000010
Figure 2023506049000011
Figure 2023506049000012
Figure 2023506049000013
Figure 2023506049000014
Figure 2023506049000015
Figure 2023506049000016
Figure 2023506049000017
上記表１～９に示したように、本発明で提示する条件を満たす試験片の場合、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γの値が０．４～０．９の範囲を満たし、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）の値が０．５以上を満たし、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）の値が０．１以上を満たし、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上であり、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が０．５～３．０の範囲を満たすことで、優れた強度及び加工性を同時に備えることが分かる。
試験片２～５は、本発明の合金組成範囲は重複するが、熱延焼鈍温度及び時間が本発明の範囲を外れるため、酸洗不良が発生したり、冷間圧延時に破断が発生したことを確認することができる。
試験片６は、冷間圧延後の焼鈍熱処理過程で１次加熱または維持温度が本発明が制限する範囲を超過（単相域）するため、フェライトの形成量が不足した。その結果、試験片６は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．４未満であり、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）未満であることが確認できる。
試験片８は、冷間圧延後の焼鈍熱処理過程で１次冷却停止温度が低くて、フェライトが過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片８は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることを確認することができる。
試験片９は、２次冷却の平均冷却速度が低くて、フェライトが過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片９は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることを確認することができる。
試験片１１は、２次維持温度が高くて、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片１２は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
試験片１２は、２次維持温度が低くて、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることを確認することができる。
試験片１３は、２次維持時間が短くて、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
試験片１４は、３次冷却の平均冷却速度が低くて、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
試験片１５は、２次冷却停止温度が高くて、ベイナイトが過度に形成され、テンパードマルテンサイトが少なく形成された。その結果、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることが確認できる。
試験片１６は、２次冷却停止温度が低くて、テンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
試験片１７は、３次維持温度が高くて、残留オーステナイトが少なく形成された。［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超え、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
試験片１８は、３次維持温度が低いため、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
試験片１９は、３次維持時間が短いため、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
試験片２０は、４次維持温度が高くて、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超え、試験片２１は、４次維持温度が高くて、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることを確認することができる。
試験片２２は、４次維持時間が短くて、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
試験片４５～５３は、本発明で提示する製造条件は満たす場合であるが、合金組成の範囲を外れた場合である。これらの場合には、本発明の［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ条件、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）条件、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）条件、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）条件、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）条件及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）の条件を全て満たさないことが確認できる。一方、試験片４７は、アルミニウム（Ａｌ）及びシリコン（Ｓｉ）の合計含有量が１．０％未満の場合として、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）の条件を満たさないことが確認できる。
以上、実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載される特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定しない。

Claims (9)

  1. 重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、
    軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織として含み、
    下記の［関係式１］、［関係式２］及び［関係式３］を満たす、加工性に優れた高強度鋼板。
    ［関係式１］
    ０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
    前記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用いて測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。
    ［関係式２］
    Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
    前記関係式２において、Ｖ（１．２μｍ、γ）は、平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
    ［関係式３］
    Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
    前記関係式３において、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）は、ラス（ｌｅｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
  2. 前記鋼板は、下記の（１）～（９）のいずれか１つ以上をさらに含む、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
    （１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
    （２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
    （３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
    （４）Ｂ：０～０．００５％
    （５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０５％のうち１種以上
    （６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
    （７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
    （８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
    （９）Ｃｏ：０～１．５％
  3. 前記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％である、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、体積分率で、３０～７０％のテンパードマルテンサイト、１０～４５％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、３～２０％のフェライト及び不可避な組織を含む、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  5. 前記鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式５］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式６］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０である、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
    ［関係式４］
    ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
    ［関係式５］
    ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
    ［関係式６］
    ＢＲ＝Ｒ／ｔ
    前記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
  6. 重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む冷間圧延鋼板を提供する段階；
    前記冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満の温度範囲で加熱（１次加熱）して、５０秒以上維持（１次維持）する段階；
    平均冷却速度１℃／ｓ以上で、６００～８５０℃の温度範囲（１次冷却停止温度）まで冷却（１次冷却）する段階；
    平均冷却速度２℃／ｓ以上で、３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階；
    平均冷却速度２℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲（２次冷却停止温度）まで冷却（３次冷却）する段階；
    ３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）する段階；
    ２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、この温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）する段階；及び
    常温まで冷却（５次冷却）する段階；を含む、加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記鋼スラブは、下記の（１）～（９）のいずれか１つ以上をさらに含む、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    （１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
    （２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
    （３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
    （４）Ｂ：０～０．００５％
    （５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０５％のうち１種以上
    （６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
    （７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
    （８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
    （９）Ｃｏ：０～１．５％
  8. 前記鋼スラブに含まれる前記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％である、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記冷間圧延された鋼板の用意は、
    鋼スラブを１０００～１３５０℃に加熱する段階；
    ８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階；
    ３００～６００℃の温度範囲で前記熱間圧延された鋼板を巻取る段階；
    前記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階；及び
    前記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階；を含む、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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