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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024099676
(43)【公開日】2024-07-25
(54)【発明の名称】加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240718BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20240718BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240718BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20240718BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/06
C22C38/60
C21D9/46 G
【審査請求】有
【請求項の数】1
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2024069102
(22)【出願日】2024-04-22
(62)【分割の表示】P 2022536950の分割
【原出願日】2020-11-25
(31)【優先権主張番号】10-2019-0169611
(32)【優先日】2019-12-18
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(71)【出願人】
【識別番号】592000691
【氏名又は名称】ポスコホールディングス インコーポレーティッド
(74)【代理人】
【識別番号】100083806
【弁理士】
【氏名又は名称】三好 秀和
(74)【代理人】
【識別番号】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(74)【代理人】
【識別番号】100195257
【弁理士】
【氏名又は名称】大渕 一志
(72)【発明者】
【氏名】イ、 ジェ－フン
(72)【発明者】
【氏名】ハン、 サン－ホ
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA06
4K037EA07
4K037EA09
4K037EA10
4K037EA11
4K037EA13
4K037EA14
4K037EA15
4K037EA16
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA27
4K037EA28
4K037EA31
4K037EA32
4K037EA33
4K037EA35
4K037EA36
4K037EB05
4K037EB07
4K037EB08
4K037EB09
4K037EB12
4K037FA02
4K037FA03
4K037FC03
4K037FC04
4K037FD03
4K037FD04
4K037FE01
4K037FE02
4K037FE06
4K037FF02
4K037FF03
4K037FG00
4K037FG01
4K037FJ01
4K037FJ05
4K037FJ06
4K037FK02
4K037FK03
4K037FL01
4K037FL02
4K037FM04
4K037GA05
(57)【要約】 （修正有）
【課題】高い強度を有し、加工性に優れた鋼板及びその製造方法の提供。
【解決手段】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［関係式１］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。
【選択図】なし
【解決手段】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［関係式１］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。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項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］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。
、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］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。
【請求項2】
前記鋼板は、下記の（１）～（９）の中から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：０～０．０
５％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％
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：０～０．０
５％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％
【請求項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。
項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項4】
前記鋼板の微細組織は、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、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
～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。
【請求項5】
前記鋼板は、下記の［関係式２］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３］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４］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２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
前記関係式４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。
が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式３］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４］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２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
前記関係式４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。
【請求項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鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；
前記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；
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；
前記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；
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、１００～３００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する
段階；
前記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲
まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上維持（２次維持）する段階；及び
常温まで冷却（２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。
、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鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；
前記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；
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；
前記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；
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、１００～３００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する
段階；
前記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲
まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上維持（２次維持）する段階；及び
常温まで冷却（２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。
【請求項7】
前記鋼スラブは、下記の（１）～（９）の中から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：０～０．０
５％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％
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：０～０．０
５％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％
【請求項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。
．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。
【請求項9】
前記鋼スラブは、１０００～１３５０℃の温度範囲で加熱され、８００～１０００℃の
温度範囲で仕上げ熱間圧延される、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。
温度範囲で仕上げ熱間圧延される、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。
【請求項10】
前記熱間圧延された鋼板は、３００～６００℃の温度範囲で巻き取られる、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。
記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項11】
前記冷間圧延の圧下率は３０～９０％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。
鋼板の製造方法。
【請求項12】
前記２次冷却の冷却速度は１℃／ｓ以上である、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。
度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
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。
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。
【背景技術】
【0002】
最近、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。
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。
【0003】
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（ｔｅｍｐｅｒｉ
ｎｇ）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。
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（ｔｅｍｐｅｒｉ
ｎｇ）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。
【0004】
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。
（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。
【0005】
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。
、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。
【0006】
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。
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。
【0007】
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。
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】韓国公開特許公報第１０－２００６－０１１８６０２号
【特許文献2】日本公開特許公報第２００９－０１９２５８号
【特許文献3】韓国公開特許公報第１０－２０１４－００１２１６７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
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が提供されることができる。
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が提供されることができる。
【0010】
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
。
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
。
【課題を解決するための手段】
【0011】
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：０．２５～０．７
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％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］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。
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％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］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。
【0012】
上記鋼板は、下記の（１）～（９）の中から１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：０～０．０
５％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％
（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：０～０．０
５％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％
【0013】
上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％であることが
できる。
できる。
【0014】
上記鋼板の微細組織は、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。
～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。
【0015】
上記鋼板は、下記の［関係式２］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３］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４］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２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４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。
が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式３］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４］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２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４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。
【0016】
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
可避不純物を含む鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；上記熱間圧延された鋼板を巻き
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；上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延す
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、１００～３
００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階；上記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以
上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上
維持（２次維持）する段階；及び常温まで冷却（２次冷却）する段階；を含むことができ
る。
．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
可避不純物を含む鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；上記熱間圧延された鋼板を巻き
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；上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延す
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、１００～３
００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階；上記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以
上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上
維持（２次維持）する段階；及び常温まで冷却（２次冷却）する段階；を含むことができ
る。
【0017】
上記鋼スラブは、下記の（１）～（９）の中から１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：０～０．０
５％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％
（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：０～０．０
５％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％
【0018】
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％であることができる。
．０重量％であることができる。
【0019】
上記鋼スラブを１０００～１３５０℃の温度範囲で加熱し、８００～１０００℃の温度
範囲で仕上げ熱間圧延されることができる。
範囲で仕上げ熱間圧延されることができる。
【0020】
上記熱間圧延された鋼板は、３００～６００℃の温度範囲で巻き取られることができる
。
。
【0021】
上記冷間圧延の圧下率は、３０～９０％であることができる。
【0022】
上記２次冷却の冷却速度は、１℃／ｓ以上であることができる。
【発明の効果】
【0023】
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。
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。
【発明を実施するための形態】
【0024】
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。
【0025】
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 Ｐ
ｌａｓｔｉｃｉｔｙ、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。
びフェライトを含む変態有機焼成（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐ
ｌａｓｔｉｃｉｔｙ、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。
【0026】
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。
【0027】
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：０．２５～０．７
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％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］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。
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％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］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。
【0028】
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。
素の含有量を表す％は、重量を基準とする。
【0029】
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：０．２５～０．７
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％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％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ＲＥ
Ｍ：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％であるこ
とができる。
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％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％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ＲＥ
Ｍ：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％であるこ
とができる。
【0030】
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％超過であることができ、０．２７％以上であることができ、０．３０％
以上であることができる。より好ましい炭素（Ｃ）含有量は、０．３１％以上であること
ができる。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％以下であることがで
き、より好ましい炭素含有量（Ｃ）は０．６７％以下であることができる。
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％超過であることができ、０．２７％以上であることができ、０．３０％
以上であることができる。より好ましい炭素（Ｃ）含有量は、０．３１％以上であること
ができる。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％以下であることがで
き、より好ましい炭素含有量（Ｃ）は０．６７％以下であることができる。
【0031】
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（Ｓ
ｉ）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％以上であることが
でき、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０５％以上であることができる。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％であることができ、より好ましいシリコン（Ｓｉ）
含有量の上限は３．５％であることができる。
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（Ｓ
ｉ）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％以上であることが
でき、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０５％以上であることができる。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％であることができ、より好ましいシリコン（Ｓｉ）
含有量の上限は３．５％であることができる。
【0032】
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％以上であることができ、より好ましいアルミニウム（
Ａｌ）含有量は０．１％以上であることができる。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％であることができ、よ
り好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．５％であることができる。
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％以上であることができ、より好ましいアルミニウム（
Ａｌ）含有量は０．１％以上であることができる。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％であることができ、よ
り好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．５％であることができる。
【0033】
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％以上であることができ、４．０％以下であること
ができる。
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％以上であることができ、４．０％以下であること
ができる。
【0034】
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％であるこ
とができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．１％であることができる。
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％であることができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．５％であ
ることができる。
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％であるこ
とができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．１％であることができる。
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％であることができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．５％であ
ることができる。
【0035】
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。
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。
【0036】
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、延性を劣化させる元
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。
硫黄（Ｓ）は、不純物として含有されて鋼板中にＭｎＳを形成し、延性を劣化させる元
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。
【0037】
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。
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。
【0038】
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。
、これについては以下で詳細に説明する。
【0039】
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。
）：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。
【0040】
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。
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。
【0041】
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。
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。
【0042】
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。
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。
【0043】
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。
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。
【0044】
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（Ｚ
ｒ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
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（Ｚ
ｒ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
【0045】
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。
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。
【0046】
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。
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。
【0047】
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劣化
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。
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劣化
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。
【0048】
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。
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。
【0049】
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。
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。
【0050】
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、１
０～４０％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 Ａ
ｕｓｔｅｎｉｔｅ 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。
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、１
０～４０％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 Ａ
ｕｓｔｅｎｉｔｅ 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。
【0051】
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
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
【0052】
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。
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。
【0053】
また、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］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３］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４］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が
０．５～３．０の範囲を満足するため、優れた強度と延性のバランス及び強度と穴拡げ性
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２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４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。
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３］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４］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が
０．５～３．０の範囲を満足するため、優れた強度と延性のバランス及び強度と穴拡げ性
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２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４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。
【0054】
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。
、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。
【0055】
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
。
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
。
【0056】
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。
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。
【0057】
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×Ｅ
ｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、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過すると、局部延伸率（Ｌ
ｏｃａｌ 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。
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×Ｅ
ｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、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過すると、局部延伸率（Ｌ
ｏｃａｌ 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。
【0058】
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×Ｈ
ＥＲ１／２）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超過では、
延性及び加工性が低下し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００Ｍ
Ｐａ％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。
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×Ｈ
ＥＲ１／２）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超過では、
延性及び加工性が低下し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００Ｍ
Ｐａ％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。
【0059】
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）、７×１
０６（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。
×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）、７×１
０６（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。
【0060】
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。
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。
【0061】
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。
【0062】
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鋼スラブを用意し
、鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；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；上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；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、１００～３００℃の温度
範囲まで冷却（１次冷却）する段階；上記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温
速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上維持（２次維
持）する段階；及び常温まで冷却（２次冷却）する段階；を含むことができる。
、鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；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；上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；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、１００～３００℃の温度
範囲まで冷却（１次冷却）する段階；上記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温
速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上維持（２次維
持）する段階；及び常温まで冷却（２次冷却）する段階；を含むことができる。
【0063】
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。
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。
【0064】
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℃の範囲であることができる。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。
温度は１０００～１３５０℃の範囲であることができる。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。
【0065】
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。
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。
【0066】
熱間圧延が完了された熱延鋼板は、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却されることが
でき、３００～６００℃の温度で巻き取ることができる。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℃を超える場合、表面スケール（ｓ
ｃａｌｅ）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。
でき、３００～６００℃の温度で巻き取ることができる。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℃を超える場合、表面スケール（ｓ
ｃａｌｅ）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。
【0067】
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℃を超えるか、熱延焼鈍による熱処理時間である１７００秒を
超える場合、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。
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℃を超えるか、熱延焼鈍による熱処理時間である１７００秒を
超える場合、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。
【0068】
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％を超える場合、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。
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％を超える場合、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。
【0069】
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。
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。
【0070】
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。
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。
【0071】
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Ａ
ｃ３以上（単相域）の場合には、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以上であることができる。
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Ａ
ｃ３以上（単相域）の場合には、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以上であることができる。
【0072】
１次維持時間が５０秒未満である場合、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。
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。
【0073】
１次維持後、平均冷却速度１℃／ｓ以上の１次冷却速度で１００～３００℃の１次冷却
停止温度まで冷却（１次冷却）することができる。１次冷却速度の上限は特に規定する必
要はないが、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。１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の形成量
が不足して、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ
）及び曲げ加工性（Ｒ／ｔ）を低下させることができる。一方、１次冷却停止温度が３０
０℃を超えると、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の形成量が不
足して鋼板の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び引張強度と穴拡げ率のバラ
ンス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）を低下させることがある。
停止温度まで冷却（１次冷却）することができる。１次冷却速度の上限は特に規定する必
要はないが、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。１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の形成量
が不足して、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ
）及び曲げ加工性（Ｒ／ｔ）を低下させることができる。一方、１次冷却停止温度が３０
０℃を超えると、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の形成量が不
足して鋼板の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び引張強度と穴拡げ率のバラ
ンス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）を低下させることがある。
【0074】
上記１次冷却後、平均昇温速度５℃／ｓ以上の２次加熱速度で３００～５００℃の２次
加熱温度まで加熱（２次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上維持（２次維持）すること
ができる。２次昇温速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃以下とすることが
好ましい。２次加熱または２次維持温度が３００℃未満であるか、維持時間が５０秒未満
であると、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中のＳｉ及
びＡｌ含有量の制御が不十分であり、目的とする残留オーステナイトの分率を確保し難い
。その結果、［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）が低下することがある。一方、２次加熱または維持温度が５
００℃を超えるか、２次維持時間が１７２，０００秒以上の場合には、残留オーステナイ
ト中のＳｉ及びＡｌ含有量の制御が不十分で残留オーステナイトの分率を確保し難い。そ
の結果、［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。
加熱温度まで加熱（２次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上維持（２次維持）すること
ができる。２次昇温速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃以下とすることが
好ましい。２次加熱または２次維持温度が３００℃未満であるか、維持時間が５０秒未満
であると、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中のＳｉ及
びＡｌ含有量の制御が不十分であり、目的とする残留オーステナイトの分率を確保し難い
。その結果、［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）が低下することがある。一方、２次加熱または維持温度が５
００℃を超えるか、２次維持時間が１７２，０００秒以上の場合には、残留オーステナイ
ト中のＳｉ及びＡｌ含有量の制御が不十分で残留オーステナイトの分率を確保し難い。そ
の結果、［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。
【0075】
２次維持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（２次冷却）することができ
る。
る。
【0076】
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。
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。
【0077】
また、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、
下記の［関係式２］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３］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４］で表さ
れる曲げ加工率（ＢＡ）が０．５～３．０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
［関係式２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（ＥＬ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４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。
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、
下記の［関係式２］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３］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４］で表さ
れる曲げ加工率（ＢＡ）が０．５～３．０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
［関係式２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（ＥＬ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４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。
【実施例0078】
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。
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。
【0079】
（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１
００ｍｍ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及び表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。
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１
００ｍｍ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及び表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。
【0080】
この後、上記表２～表５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
。
。
【0081】
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６及び表７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、ＳＥ
Ｍ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ＳＥ
Ｍ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。
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、ＳＥ
Ｍ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ＳＥ
Ｍ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。
【0082】
一方、鋼板の［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅ
ｌ）、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、その結果を表８及び表９に示した。
ｌ）、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、その結果を表８及び表９に示した。
【0083】
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、９
０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を板材の厚さｔ（ｍｍ）
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、１
０ｍｍΦ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）が外側となる方向にパ
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５］を用いて算出した。
［関係式５］
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。
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、９
０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を板材の厚さｔ（ｍｍ）
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、１
０ｍｍΦ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）が外側となる方向にパ
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５］を用いて算出した。
［関係式５］
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。
【0084】
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（Ｎａｎｏｉｎｄｅｎ
ｔａｔｉｏｎ）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１０，０
００μＮ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。
ｔａｔｉｏｎ）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１０，０
００μＮ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。
【0085】
【表1】
【0086】
【表2】
【0087】
【表3】
【0088】
【表4】
【0089】
【表5】
【0090】
【表6】
【0091】
【表7】
【0092】
【表8】
【0093】
【表9】
【0094】
上記表１～表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、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。
Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γの値が０．４～０．９の範囲を満たし、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。
【0095】
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。
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。
【0096】
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。
る範囲を超過するため、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。
【0097】
試験片７は、冷間圧延後の焼鈍熱処理過程で１次冷却速度が本発明が制限する範囲に及
ばないため、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７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。
ばないため、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７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。
【0098】
試験片１２は、１次冷却停止温度が低くて、テンパードマルテンサイトと過度に形成さ
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１２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％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
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１２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％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。
【0099】
試験片１３は、１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、試験片１３は、引張強度と延伸率のバラ
ンス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％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。
マルテンサイトが少なく形成された。その結果、試験片１３は、引張強度と延伸率のバラ
ンス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％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。
【0100】
試験片１４は、２次加熱または維持温度が低くて、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、試験片１４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％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認で
きる。
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１４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％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認で
きる。
【0101】
試験片１５は、２次加熱または維持温度が高くて残留オーステナイトの形成量が不足し
ており、［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％未満であることが確認できる。
ており、［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％未満であることが確認できる。
【0102】
試験片１６は、２次維持時間が不足して、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、試験片１６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２２，０
００ＭＰａ％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。
、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１６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２２，０
００ＭＰａ％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。
【0103】
試験片１７は、２次維持時間が過度であって残留オーステナイトの形成量が不足してお
り、［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（Ｔ
Ｓ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることが確認できる。
り、［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（Ｔ
Ｓ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることが確認できる。
【0104】
試験片４０～４８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
、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（Ｔ
Ｓ２×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４２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。
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
、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（Ｔ
Ｓ２×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４２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。
【0105】
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
定されない。
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
定されない。
【手続補正書】
【提出日】2024-05-21
【手続補正1】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項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］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。
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］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。