JP7403658B2 - 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

Info

Publication number
JP7403658B2
JP7403658B2 JP2022537881A JP2022537881A JP7403658B2 JP 7403658 B2 JP7403658 B2 JP 7403658B2 JP 2022537881 A JP2022537881 A JP 2022537881A JP 2022537881 A JP2022537881 A JP 2022537881A JP 7403658 B2 JP7403658 B2 JP 7403658B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel plate
less
cooling
relational expression
temperature range
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2022537881A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2023507635A (ja
Inventor
ジェ－フン イ、
ミン－ソ ク、
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2023507635A publication Critical patent/JP2023507635A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7403658B2 publication Critical patent/JP7403658B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

本発明は、自動車部品等に使用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及びこれを製造する方法に関するものである。
最近、自動車産業は、地球環境を保護するために素材の軽量化を図っており、同時に搭乗者の安定性を確保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へ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、鋼板が高強度化するほど、鋼板の加工性は低下することが知られている。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等に代表される加工性に優れた鋼板が求められているのが実情である。
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焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）させて作製したテンパードマルテンサイトは、軟質化したマルテンサイトである。そのため、テンパードマルテンサイトには、既存の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）との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し、テンパードマルテンサイトを形成すると、加工性を増加させることができる。
しかし、特許文献１及び２に開示された技術では、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上を満たすことができず、これは、強度及び延性の双方に優れた鋼板を確保しにくいことを意味する。
一方、自動車部材用鋼板では、高強度でありながらも加工性に優れる特性の全てを得るために、残留オーステナイトの変態誘起塑性を用いた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めて、延性と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することができず、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）についても２２，０００ＭＰａ％以上を満たしていないことが分かる。
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る鋼板に対する要求を満たしていないのが実情である。
韓国公開特許公報第１０－２００６－０１１８６０２号 日本公開特許公報第２００９－０１９２５８号 韓国公開特許公報第１０－２０１４－００１２１６７号
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及び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。本発明の更なる課題は、明細書の全般的な内容に記述されており、本発明が属する技術分野において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更なる課題を理解するのに何らの困難もない。
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、微細組織として、３０～７０体積％のテンパードマルテンサイト、１０～４５体積％のベイナイト、１０～４０体積％の残留オーステナイト、３～２０体積％のフェライト及び不可避組織を含み、下記の［関係式１］及び［関係式２］を満たす。
［関係式１］
１．０２≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦１．４５
上記関係式１において、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆはフェライトに含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖは鋼板に含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含量（重量％）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以上の残留オーステナイト分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイト分率（体積％）である。
前記鋼板は、下記の（１）～（９）のうちいずれか一つ以上をさらに含むことができる。
（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の合計含量（Ｓｉ＋Ａｌ）は１．０～６．０重量％であってもよい。
上記鋼板は、下記の［関係式３］を満たすことができる。
［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（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイト分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイト分率（体積％）である。
上記鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と伸び率のバランス（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であることができる。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ，ＭＰａ）］×［伸び率（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加工性鋼板の製造方法は、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と、
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秒以上保持（１次保持）する段階と、
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）する段階と、
平均冷却速度２℃／ｓ以上で、３５０～５５０℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上保持（２次保持）する段階と、
平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）し、この温度範囲で５秒以上保持（３次保持）する段階と、
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（４次冷却）する段階と、
３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で５０秒以上保持（４次保持）する段階と、
常温まで冷却（５次冷却）する段階と、を含むことができる。
上記冷間圧延された鋼板は、下記の（１）～（９）のうちいずれか一つ以上をさらに含むことができる。
（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％
上記冷間圧延された鋼板に含まれる上記Ｓｉ及びＡｌの合計含量（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は、鋼スラブを１０００～１３５０℃に加熱する段階と、８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、３００～６００℃の温度範囲で上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階と、上記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍熱処理する段階と、上記熱延焼鈍熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、によって提供することができる。上記１次冷却の冷却速度（Ｖｃ１）と上記２次冷却の冷却速度（Ｖｃ２）は、Ｖｃ１＜Ｖｃ２の関係を満たすことができる。
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等の加工性にも優れており、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って、以下では、本発明の好ましい実現例を説明する。本発明の実現例は様々な形態に変形されることができ、本発明の範囲は以下で説明する実現例に限定されるものとして解釈されてはならない。本実現例は、当該発明が属する技術分野において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誘起塑性（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と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した場合、残留オーステナイトとフェライトの相間の硬度差を減少させることができ、それによって鋼板の加工性及び強度を同時に確保することが可能であることを見出した。これを究明して、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、本発明に至るようになった。以下では、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、微細組織として、３０～７０体積％のテンパードマルテンサイト、１０～４５体積％のベイナイト、１０～４０体積％の残留オーステナイト、３～２０体積％のフェライト及び不可避組織を含み、下記の［関係式１］及び［関係式２］を満たすことができる。
［関係式１］
１．０２≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦１．４５
上記関係式１において、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆはフェライトに含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖは鋼板に含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含量（重量％）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以上の残留オーステナイト分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイト分率（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。以下では、特に断りのない限り、各元素の含量を示す％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、追加的にＴｉ：０．５％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含む）、Ｖ：０．５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：３．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：３．０％以下（０％を含む）、Ｃｕ：４．５％以下（０％を含む）、Ｎｉ：４．５％以下（０％を含む）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含む）、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｙを除くＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｍｇ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｗ：０．５％以下（０％を含む）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含む）、Ｓｂ：０．５％以下（０％を含む）、Ｓｎ：０．５％以下（０％を含む）、Ｙ：０．２％以下（０％を含む）、Ｈｆ：０．２％以下（０％を含む）、Ｃｏ：１．５％以下（０％を含む）のうちの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、鋼板の強度確保に不可欠な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、このような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）含量は０．２５％超であってもよく、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）含量は０．３１％以上であってもよい。一方、炭素（Ｃ）含量が一定レベルを超える場合、過度な強度上昇によって冷却圧延が困難になる可能性がある。したがって、本発明は、炭素（Ｃ）含量の上限を０．７５％に制限することができる。炭素（Ｃ）含量は０．７０％以下であってもよく、より好ましい炭素（Ｃ）含量は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により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、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）を必須的に添加することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量は０．０２％以上であってもよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含量は０．０５％以上であってもよい。但し、シリコン（Ｓｉ）含量が一定レベルを超える場合、めっき工程で未めっきのようなめっき欠陥の問題を誘発するだけでなく、鋼板の溶接性を低下させる可能性があるため、本発明はシリコン（Ｓｉ）含量の上限を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）を必須的に添加することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量は０．０５％以上であってもよく、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量は０．１％以上であってもよい。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過剰に添加される場合、鋼板の介在物が増加するだけでなく、鋼板の加工性を低下させる可能性があるため、本発明はアルミニウム（Ａｌ）含量の上限を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の形成に影響を与え、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、強度と延性を共に高めるの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）含量の下限は１．１％であってもよい。一方、マンガン（Ｍｎ）が過剰に添加される場合、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）の濃化度が不十分になるため、目的とするオーステナイト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）含量の上限は４．５％であってもよい。
リン（Ｐ）：０．１５％以下（０％を含む）
リン（Ｐ）は不純物として含有されて衝撃靭性を低下させる元素である。したがって、リン（Ｐ）の含量は０．１５％以下に調整することが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０３％以下（０％を含む）
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）の含量は０．０３％以下であることが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０３％以下（０％を含む）
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形成し、スラブの割れを引き起こす元素である。したがって、窒素（Ｎ）の含量は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、更に含まれ得る合金組成が存在する。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、析出物を形成し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寄与する元素でもある。そのため、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）のうちの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）の各含量が一定レベルを超える場合、過度な析出物が形成されて衝撃靭性が低下するだけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）の含量をそれぞれ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、合金化処理時に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。そのため、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）のうちの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）の含量が一定レベルを超える場合、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）の濃化量が不十分になるため、目的とする残留オーステナイト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、鋼板の表面に濃化して、鋼板内に移動する水素の侵入を防止し、水素遅れ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）のうちの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）の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）の含量をそれぞれ４．５％以下に制限することができる。
ボロン（Ｂ）：０～０．００５％
ボロン（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ボロン（Ｂ）を添加することができる。但し、ボロン（Ｂ）の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、ボロン（Ｂ）の含量を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）とランタン族元素を意味する。カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除く希土類元素（ＲＥＭ）は、硫化物を球状化させることによって、鋼板の延性向上に寄与する元素である。そのため、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）を除く希土類元素（ＲＥＭ）のうちの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）を除く希土類元素（ＲＥＭ）の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除く希土類元素（ＲＥＭ）の含量をそれぞれ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。したがって、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）のうちの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）の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）の含量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
アンチモン（Ｓｂ）：０～０．５％及び錫（Ｓｎ）：０～０．５％のうち１種以上
アンチモン（Ｓｂ）及び錫（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。したがって、本発明は、このような効果のために、アンチモン（Ｓｂ）及び錫（Ｓｎ）のうちの１種以上を添加することができる。但し、アンチモン（Ｓｂ）及び錫（Ｓｎ）の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の脆性が増加して、熱間加工又は冷間加工時に割れが発生する可能性がある。そのため、本発明は、アンチモン（Ｓｂ）及び錫（Ｓｎ）の含量をそれぞれ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。したがって、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）のうちの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）の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の延性が低下する可能性がある。そのため、本発明は、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）の含量をそれぞれ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。したがって、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）の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の溶接性及び延性が低下する可能性があるため、本発明は、コバルト（Ｃｏ）の含量を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、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入し得るため、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、本技術分野において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、本明細書ではそのすべての成分を特に言及しない。さらに、上述の成分以外に、有効な成分の更なる添加が全面的に排除されるものではない。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、微細組織として、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組織を含むことができる。本発明の不可避組織として、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）などが含まれてよい。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を低減させたりする可能性がある。
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、鋼板に含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、重量％）に対するフェライトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）の比が１．０２～１．４５の範囲を満たし、下記の［関係式２］のように、鋼板の残留オーステナイト分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上の残留オーステナイト分率（Ｖ（１．２μｍ，γ）、体積％）の比が０．１以上であってもよい。
［関係式１］
１．０２≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦１．４５
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）≧０．１
また、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３］のように、鋼板の残留オーステナイト分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイト分率（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
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４］で表される引張強度と伸び率のバランス（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。そのため、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もできる。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ，ＭＰａ）］×［伸び率（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ことを目的とするため、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における炭素（Ｃ）とマンガン（Ｍｎ）をオーステナイトに濃化させる必要がある。しかし、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に鋼板の強度が不足する可能性があり、過度な相間の硬度差が発生して穴拡げ率（ＨＥＲ）が低下する可能性がある。したがって、本発明は、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）とマンガン（Ｍｎ）を濃化させるものとする。
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）とマンガン（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）の含量を一定範囲に制限することによって、フェライト中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含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の硬度差を効果的に減少させることができる。
したがって、本発明は、鋼板に含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、重量％）に対するフェライトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）の比を１．０２以上に制限するため、軟質組織と硬質組織との相間の硬度差を効果的に減少させることができる。一方、フェライト中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含量が過剰な場合、むしろフェライトが過度に硬質化して加工性が低下するため、目的とする引張強度と伸び率のバランス（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）が同時に確保できなくなる。したがって、本発明は、鋼板に含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、重量％）に対するフェライトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）の比を１．４５以下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以上の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、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するようになり、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のラス（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残りのラス状の残留オーステナイトと、ベイナイト相の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とに区分される。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て、ラス状の残留オーステナイトが増加するようになり、その結果、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以上の残留オーステナイト分率とラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイト分率を増加させることが好ましい。
本発明の一側面によ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分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上の残留オーステナイト分率（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分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイト分率（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分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上の残留オーステナイト分率（Ｖ（１．２μｍ，γ）、体積％）の比が０．１未満であるか、又は鋼板の残留オーステナイト分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイト分率（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の範囲を満たさなくなり、目的とする加工性が確保できないという問題がある。
残留オーステナイトが含まれた鋼板は、加工中、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誘起塑性によって、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、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、又は曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることができる。一方、残留オーステナイトの分率が一定レベルを超えると、局部伸び率（Ｌｏｃａｌ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）が低下する可能性がある。したがって、本発明は、引張強度と伸び率のバランス（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、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には、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％以上の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、又は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）を確保しにくい。テンパードマルテンサイトの分率が一定レベル超過では、延性及び加工性が低下して、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、又は曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えるため、好ましくない。したがって、本発明は、引張強度と伸び率のバランス（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。
引張強度と伸び率のバランス（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。ベイナイト分率が一定レベル以上の場合、２２，０００ＭＰａ％以上の引張強度と伸び率のバランス（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な場合、テンパードマルテンサイト分率の減少を必ず伴う。、その結果、本発明が目的とする引張強度と伸び率のバランス（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、本発明が目的とする引張強度と伸び率のバランス（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な場合には、相間の硬度差が増加して穴拡げ率（ＨＥＲ）が低下する可能性があるため、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と、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秒以上保持（１次保持）する段階と、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）する段階と、平均冷却速度２℃／ｓ以上で、３５０～５５０℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上保持（２次保持）する段階と、平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）し、この温度範囲で５秒以上保持（３次保持）する段階と、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（４次冷却）する段階と、３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で５０秒以上保持（４次保持）する段階と、常温まで冷却（５次冷却）する段階と、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℃に加熱する段階と、８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、３００～６００℃の温度範囲で上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階と、上記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍熱処理する段階と、上記熱延焼鈍熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、によって提供することができる。
鋼スラブの準備及び加熱
所定の成分を有する鋼スラブを準備する。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える。
準備された鋼スラブを一定の温度範囲に加熱することができる。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℃未満の場合、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てしまうおそれがある。
熱間圧延及び巻取
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されることができる。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℃未満の場合、過度な圧延負荷が問題となる可能性があり、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招く可能性がある。
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することができ、３００～６００℃の温度で巻き取ることができる。巻取温度が３００℃未満の場合、巻取が容易ではなく、巻取温度が６００℃を超える場合、表面スケール（ｓｃａｌｅ）が熱延鋼板の内部まで形成されて酸洗が困難になるおそれがある。
熱延焼鈍熱処理
巻取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は、熱延焼鈍熱処理工程を施すことが好ましい。熱延焼鈍熱処理は６５０～８５０℃の温度区間で６００～１７００秒間行うことができる。熱延焼鈍熱処理温度が６５０℃未満であるか、又は熱延焼鈍熱処理時間が６００秒未満の場合、熱延焼鈍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可能性がある。一方、熱延焼鈍熱処理温度が８５０℃を超えるか、又は熱延焼鈍熱処理時間が１７００秒を超える場合、鋼板の内部に深く形成されたスケール（ｓｃａｌｅ）に起因して酸洗が困難になる可能性がある。
酸洗及び冷間圧延
熱延焼鈍熱処理後に鋼板の表面に生成されたスケールを除去するために酸洗を施し、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％を超える場合、鋼板の高い強度のため、冷間圧延を短時間で行うことが困難となるおそれがある。
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として作製されるか、耐食性を付与するためにめっき工程を経てめっき鋼板として作製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、その方法及び種類は特に制限されない。
焼鈍熱処理
本発明は、鋼板の強度及び加工性を同時に確保するために、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）の温度範囲に加熱（１次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上保持（１次保持）する。１次加熱又は１次保持温度がＡｃ３以上（単相域）である場合、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［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ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次加熱又は１次保持温度がＡｃ１未満の温度範囲である場合、十分な加熱が行われないため、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を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次保持時間が５０秒未満の場合には、組織を十分に均一化させることができず、鋼板の物性が低下する可能性がある。１次保持時間の上限は特に限定されないが、結晶粒の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次保持後、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℃／ｓ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、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ及び引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下する可能性がある。また、１次冷却停止温度の上限は、上記１次保持温度の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、３５０～５５０℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、当該温度範囲で５秒以上保持（２次保持）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［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ及び引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下する可能性がある。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次保持温度が５５０℃を超える場合、残留オーステナイトが不足して［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。また、２次保持温度が３５０℃未満の場合、低い熱処理温度によりＶ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。２次保持時間が５秒未満の場合、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）が低下する可能性がある。一方、２次保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。
なお、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）よりも小さいことが好ましい（Ｖｃ１＜Ｖｃ２）。２次保持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）し、当該温度範囲で５秒以上保持（３次保持）することが好ましい。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。３次保持温度が４５０℃を超える場合、高い熱処理温度によりＶ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。一方、３次保持温度が２５０℃未満の場合、低い熱処理温度によりＶ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。３次保持時間が５秒未満の場合、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）が低下する可能性がある。３次保持時間の上限は特に規定する必要はないが、６００秒以下に制限することが好ましい。
３次保持後、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（４次冷却）することが好ましい。４次冷却の平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合、遅い冷却によりＶ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。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。一方、２次冷却停止温度が３００℃を超える場合、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伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下する可能性がある。これに対し、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、残留オーステナイトが不足して［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。
４次冷却後、３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上保持（４次保持）することが好ましい。４次保持温度が５００℃を超える場合、残留オーステナイトが不足して［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。一方、４次保持温度が３００℃未満の場合、鋼中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）含量の制御が不十分であるため、残留オーステナイト分率が不足するようになる。その結果、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。４次保持時間が５０秒未満の場合、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不足して［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。上記４次保持時間が１４４，０００秒以上の場合、鋼中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）含量の制御が不十分であるため、残留オーステナイト分率を確保し難い。その結果、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。上記４次保持後、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り製造された加工性に優れた高強度鋼板は、微細組織として、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る。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組織を含むことができる。
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１］のように、鋼板に含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、重量％）に対するフェライトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）の比が１．０２～１．４５の範囲を満たすことができ、下記の［関係式２］のように、鋼板の残留オーステナイト分率（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分率（Ｖ（１．２μｍ，γ）、体積％）の比が０．１以上であることができる。
［関係式１］
１．０２≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦１．４５
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）≧０．１
なお、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分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイト分率（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伸び率のバランス（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）］×［伸び率（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、具体的な実施例によっ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。下記の実施例は、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特定するためのものではないこと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及びこれにより合理的に類推される事項によって決定される。
（実施例）
下記表１に記載の合金組成（残りはＦｅと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て、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の巻取温度で巻き取り、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の条件で熱延焼鈍熱処理した。その後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍの厚さまで冷間圧延を行った。その後、表２～７の焼鈍熱処理の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、区別し難いベイナイトと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）も区別が容易ではないため、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と決定した。
一方、鋼板の［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（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１１に示した。
フェライトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）を用いて測定し、鋼板に含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含量（［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、重量％）は、鋼板の合金組成の含量から算出した。また、平均結晶粒径が１．２μｍ以上の残留オーステナイト分率（Ｖ（１．２μｍ，γ））及びラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイト分率（Ｖ（ｌａｔｈ，γ））は、ＥＰＭＡの位相マップ（Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ）を用いて残留オーステナイト内で測定された面積によって決定した。
引張強度（ＴＳ）及び伸び率（Ｅｌ）は引張試験により評価され、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片で評価し、引張強度（ＴＳ）及び伸び率（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で除した値によって決定して算出した。穴拡げ率（ＨＥＲ）は穴拡げ試験によって評価され、１０ｍｍ直径のパンチング穴（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穴のバリ（ｂｕｒｒ）が外側となる方向にパンチング穴に挿入し、２０ｍｍ／ｍｉｎの移動速度でパンチング穴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７において、Ｄは割れ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。
上記表１～１１に示すように、本発明で提示する条件を満たす試片の場合、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖの値が１．０２～１．４５の範囲を満たし、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）が０．１以上であり、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）が０．５以上であり、引張強度及び伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上であり、引張強度及び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の範囲を満たし、優れた強度及び加工性を同時に備えることが分かる。
試片２～５は、本発明の合金組成範囲は重複しているが、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りすることが確認できる。
試片６は、冷間圧延後の焼鈍熱処理過程で１次加熱又は保持温度が、本発明が制限する範囲を超えるため、フェライトの形成量が不足していた。その結果、試片６は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが１．０２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。
試片８は、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、試片８は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが１．４５を超え、引張強度と伸び率のバランス（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、試片９は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが１．４５を超え、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることが確認できる。
試片１２は、２次保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、試片１２は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが１．４５を超え、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、引張強度と伸び率のバランス（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。
試片１３は、２次保持温度が低くてＶ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えており、試片１４は、２次保持時間が短くてＶ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）が０．５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。
試片１５は、３次保持温度が高くてＶ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）が０．５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。
試片１６は３次保持温度が低く、試片１７は３次保持時間が短いため、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）が０．５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。
試片１８は、４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。
試片１９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、試片１９は、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることが確認できる。
試片２０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、試片２０は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが１．４５を超え、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、引張強度と伸び率のバランス（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。
試片２１は、４次保持温度が高くて残留オーステナイトが少なく形成され、試片２２は、４次保持温度が低くて残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試片２１及び試片２２は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが１．４５を超え、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、引張強度と伸び率のバランス（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。
試片２３は、４次保持時間が長くて残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試片２３は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが１．４５を超え、引張強度と伸び率のバランス（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。
試片２４は、４次保持時間が短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、試片２４は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖが１．４５を超え、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、引張強度と伸び率のバランス（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。
試片４７～５５は、本発明で提示する製造条件が満たされているものの、合金組成範囲を外れた場合である。これらの場合には、本発明の［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ条件、Ｖ（１．２μｍ，γ）／Ｖ（γ）条件、Ｖ（ｌａｔｈ，γ）／Ｖ（γ）条件、引張強度と伸び率のバランス（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）条件を同時に満たしていないことが確認できる。一方、試片４９は、アルミニウム（Ａｌ）及びシリコン（Ｓｉ）の合計含量が１．０％未満の場合であって、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）条件を満たさないことが確認できる。
以上のように、実施例を通じ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、以下に記載された特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。

Claims (10)

  1. 質量％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、及びＮ：０．０３％以下を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、
    微細組織として、３０～７０体積％のテンパードマルテンサイト、１０～４５体積％のベイナイト、１０～４０体積％の残留オーステナイト、及び３～２０体積％のフェライトを含み、残りは不可避組織からなり、
    下記の［関係式１］及び［関係式２］を満たす、加工性に優れた高強度鋼板。
    ［関係式１］
    １．０２≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖ≦１．４５
    前記関係式１において、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆはフェライトに含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含量（質量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］ａｖは鋼板に含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含量（質量％）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以上の残留オーステナイト分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイト分率（体積％）である。
  2. 前記鋼板は、下記の（１）～（９）のうちいずれか一つ以上をさらに含む（ただし、合計含量で０％を除く）、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の合計含量（Ｓｉ＋Ａｌ）は１．０～６．０質量％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、下記の［関係式３］を満たす、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
    ［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（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイト分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイト分率（体積％）である。
  5. 前記鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と伸び率のバランス（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）］×［伸び率（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. 質量％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、及びＮ：０．０３％以下を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物からなる冷間圧延された鋼板を提供する段階と、
    前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秒以上保持（１次保持）する段階と、
    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）する段階と、
    平均冷却速度２℃／ｓ以上で、３５０～５５０℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上保持（２次保持）する段階と、
    平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）し、この温度範囲で５秒以上保持（３次保持）する段階と、
    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（４次冷却）する段階と、
    ３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で５０秒以上保持（４次保持）する段階と、
    常温まで冷却（５次冷却）する段階と、を含む、請求項１～５のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記冷間圧延された鋼板は、下記の（１）～（９）のうちいずれか一つ以上をさらに含む（ただし、合計含量で０％を除く）、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. 前記冷間圧延された鋼板に含まれる前記Ｓｉ及びＡｌの合計含量（Ｓｉ＋Ａｌ）は１．０～６．０質量％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は、
    鋼スラブを１０００～１３５０℃に加熱する段階と、
    ８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、
    ３００～６００℃の温度範囲で前記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階と、
    前記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍熱処理する段階と、
    前記熱延焼鈍熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、によって提供される、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。
  10. 前記１次冷却の冷却速度（Ｖｃ１）と前記２次冷却の冷却速度（Ｖｃ２）は、Ｖｃ１＜Ｖｃ２の関係を満たす、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。
JP2022537881A 2019-12-18 2020-11-24 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Active JP7403658B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2019-0169608 2019-12-18
KR1020190169608A KR102321292B1 (ko) 2019-12-18 2019-12-18 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
PCT/KR2020/016636 WO2021125594A1 (ko) 2019-12-18 2020-11-24 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2023507635A JP2023507635A (ja) 2023-02-24
JP7403658B2 true JP7403658B2 (ja) 2023-12-22

Family

ID=76478429

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022537881A Active JP7403658B2 (ja) 2019-12-18 2020-11-24 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230023692A1 (ja)
EP (1) EP4079888A4 (ja)
JP (1) JP7403658B2 (ja)
KR (1) KR102321292B1 (ja)
CN (1) CN114829658B (ja)
WO (1) WO2021125594A1 (ja)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011093490A1 (ja) 2010-01-29 2011-08-04 新日本製鐵株式会社 鋼板及び鋼板製造方法
JP2013019047A (ja) 2011-06-13 2013-01-31 Kobe Steel Ltd 加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
JP2015086468A (ja) 2013-09-27 2015-05-07 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP2015193897A (ja) 2014-03-17 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2017053001A (ja) 2015-09-09 2017-03-16 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2017186647A (ja) 2016-03-31 2017-10-12 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4510488B2 (ja) 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
JP4901617B2 (ja) 2007-07-13 2012-03-21 新日本製鐵株式会社 引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法
JP5493986B2 (ja) * 2009-04-27 2014-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JP5589893B2 (ja) * 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
JP6540162B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-10 日本製鉄株式会社 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP6554397B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
CN110312813B (zh) * 2017-02-13 2021-07-20 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP6849536B2 (ja) * 2017-05-31 2021-03-24 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011093490A1 (ja) 2010-01-29 2011-08-04 新日本製鐵株式会社 鋼板及び鋼板製造方法
JP2013019047A (ja) 2011-06-13 2013-01-31 Kobe Steel Ltd 加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
JP2015086468A (ja) 2013-09-27 2015-05-07 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP2015193897A (ja) 2014-03-17 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2017053001A (ja) 2015-09-09 2017-03-16 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2017186647A (ja) 2016-03-31 2017-10-12 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP4079888A1 (en) 2022-10-26
EP4079888A4 (en) 2023-05-24
CN114829658B (zh) 2024-01-23
KR102321292B1 (ko) 2021-11-03
US20230023692A1 (en) 2023-01-26
WO2021125594A1 (ko) 2021-06-24
JP2023507635A (ja) 2023-02-24
CN114829658A (zh) 2022-07-29
KR20210078604A (ko) 2021-06-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7442645B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2024500723A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2023554449A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2023071938A (ja) 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
JP2023554438A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
US20230029040A1 (en) High strength steel sheet having superior workability and method for manufacturing same
US20230031278A1 (en) High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing same
JP7403658B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP7417739B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN114901852B (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
KR102353611B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
US20230046327A1 (en) High strength steel sheet having superior workability and method for manufacturing same
US20230049143A1 (en) High-strength steel sheet having superior workability and manufacturing method therefor
JP2024099676A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2024500743A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20220617

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20230629

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20230808

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20231108

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20231121

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20231212

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7403658

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150