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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-01-10
(45)【発行日】2024-01-18
(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 20060101AFI20240111BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20240111BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240111BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20240111BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/06
C22C38/60
C21D9/46 G
【請求項の数】
8
(21)【出願番号】P 2022536970
(86)(22)【出願日】2020-11-25
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2023-02-28
(86)【国際出願番号】 KR2020016830
(87)【国際公開番号】W WO2021125602
(87)【国際公開日】2021-06-24
【審査請求日】2022-08-12
(31)【優先権主張番号】10-2019-0169609
(32)【優先日】2019-12-18
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(73)【特許権者】
【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】100095500
【弁理士】
【氏名又は名称】伊藤 正和
(74)【代理人】
【識別番号】100111235
【弁理士】
【氏名又は名称】原 裕子
(72)【発明者】
【氏名】イ、 ジェ－フン
(72)【発明者】
【氏名】ハン、 テ－キョ
【審査官】鈴木 毅
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１５－１０５３８３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１８－１６２４９５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１７－１８６６４７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１６－００８３１０（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１９／１３１１８８（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１９／１３１１８９（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００ － ８／０４
Ｃ２１Ｄ ９／４６ － ９／４８
(57)【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、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、前記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％であり、
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、３～２０体積％のフェライト及び不可避な組織を含み、
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］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
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の平均合計含有量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］γは、残留オーステナイトに含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含有量（重量％）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以上である残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
【請求項2】
前記鋼板は、下記の（１）～（９）のうち１つ以上をさらに含む、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。（１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
（２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
（３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
（４）Ｂ：０～０．００５％
（５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％
【請求項3】
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の分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
【請求項4】
前記鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式５］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式６］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０である、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
前記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
【請求項5】
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、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、前記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）が１．０～６．０重量％であ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５℃／ｓ以上の平均昇温速度で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、３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階と、
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（３次冷却）する段階と、
３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）する段階と、
平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、この温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）する段階と、
常温まで冷却（５次冷却）する段階と
を含む、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項6】
前記冷間圧延された鋼板は、下記の（１）～（９）のうち１つ以上をさらに含む、請求項５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％
【請求項7】
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秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階と、
前記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、を介して提供される、請求項５に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項8】
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５に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。【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。
【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のが実情である。
【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（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）させて作製し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。そのため、テンパードマルテンサイトには、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て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。
【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、強度及び延性の双方に優れた鋼板を確保しにくいことを意味する。
【0005】
一方、自動車部材用鋼板では、高強度でありながら加工性に優れる特性全てを得るために、残留オーステナイトの加工誘起変態を用いたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼が開発されている。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むことで、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）についても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る鋼板に対する要求を満たしていないのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【文献】韓国公開特許第１０－２００６－０１１８６０２号公報
【文献】日本公開特許第２００９－０１９２５８号公報
【文献】韓国公開特許第１０－２０１４－００１２１６７号公報
【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、それを製造する方法を提供することができる。
【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はない。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明の一側面によると、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な組織を含み、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］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
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の平均合計含有量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］γは、残留オーステナイトに含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含有量（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以上である残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
［関係式１］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
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の平均合計含有量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］γは、残留オーステナイトに含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含有量（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以上である残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
【0012】
上記鋼板は、下記の（１）～（９）のうち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：０～０．０５％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％
（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％
【0013】
上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％であってよい。
【0014】
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の分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
上記関係式３において、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）は、ラス（ｌaｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
【0015】
上記鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式５］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式６］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０の範囲を満たすことができる。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
【0016】
本発明の他の一側面によると、加工性に優れた高強度鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む冷間圧延された鋼板を提供する段階と、
上記冷間圧延された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温速度で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、３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階と、
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（３次冷却）する段階と、
３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）する段階と、
平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、この温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）する段階と、
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を５℃／ｓ以上の平均昇温速度で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、３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階と、
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（３次冷却）する段階と、
３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）する段階と、
平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、この温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）する段階と、
常温まで冷却（５次冷却）する段階と
を含むことができる。
【0017】
上記冷間圧延された鋼板は、下記の（１）～（９）のうち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：０～０．０５％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％
（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％
【0018】
上記冷間圧延された鋼板に含まれる上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％であってよい。
【0019】
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秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階と、
上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、によって提供されてよい。
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秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階と、
上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、によって提供されてよい。
【0020】
上記１次冷却の冷却速度（Ｖｃ１）及び上記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。
【発明の効果】
【0021】
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。
【発明を実施するための形態】
【0022】
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形態を説明する。本発明の実施形態は、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形態に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施形態は、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。
【0023】
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加工誘起変態（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、ＴＲＩＰ）鋼において、残留オーステナイトの安定化を図るとともに、残留オーステナイト及びフェライトに含まれる特定成分の割合を一定範囲に制御した場合、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見出した。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。
【0024】
以下、本発明の一側面であ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。
【0025】
本発明の一側面によると、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な組織を含み、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］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
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の平均合計含有量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］γは、残留オーステナイトに含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含有量（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以上である残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
［関係式１］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
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の平均合計含有量（重量％）であり、［Ｓｉ＋Ａｌ］γは、残留オーステナイトに含まれたＳｉ及びＡｌの平均合計含有量（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以上である残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は、鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
【0026】
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。
【0027】
本発明の一側面によると、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％含む）、Ｎｂ：０．５％以下（０％含む）、Ｖ：０．５％以下（０％含む）、Ｃｒ：３．０％以下（０％含む）、Ｍｏ：３．０％以下（０％含む）、Ｃｕ：４．５％以下（０％含む）、Ｎｉ：４．５％以下（０％含む）、Ｂ：０．００５％以下（０％含む）、Ｃａ：０．０５％以下（０％含む）、Ｙを除くＲＥＭ：０．０５％以下（０％含む）、Ｍｇ：０．０５％以下（０％含む）、Ｗ：０．５％以下（０％含む）、Ｚｒ：０．５％以下（０％含む）、Ｓｂ：０．５％以下（０％含む）、Ｓｎ：０．５％以下（０％含む）、Ｙ：０．２％以下（０％含む）、Ｈｆ：０．２％以下（０％含む）、Ｃｏ：１．５％以下（０％含む）のうち１種以上をさらに含むことができる。なお、上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０％であってよい。
【0028】
炭素（Ｃ）：０．２５～０．７５％
炭素（Ｃ）は、鋼板の強度確保に必須元素であるとともに、鋼板の延性向上に寄与する残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、この効果を達成するために、０．２５％以上の炭素（Ｃ）を含むことができる。好ましい炭素（Ｃ）含有量は、０．２５％超過であってよく、０．２７％以上であってよく、０．３０％以上であってよい。より好ましい炭素（Ｃ）含有量は、０．３１％以上であってもよい。一方、炭素（Ｃ）含有量が一定レベルを超過する場合、過度の強度上昇に伴って冷却圧延が困難になることがある。したがって、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．７５％に制限することができる。炭素（Ｃ）含有量は、０．７０％以下であってよく、より好ましい炭素含有量（Ｃ）は０．６７％以下であってよい。
炭素（Ｃ）は、鋼板の強度確保に必須元素であるとともに、鋼板の延性向上に寄与する残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、この効果を達成するために、０．２５％以上の炭素（Ｃ）を含むことができる。好ましい炭素（Ｃ）含有量は、０．２５％超過であってよく、０．２７％以上であってよく、０．３０％以上であってよい。より好ましい炭素（Ｃ）含有量は、０．３１％以上であってもよい。一方、炭素（Ｃ）含有量が一定レベルを超過する場合、過度の強度上昇に伴って冷却圧延が困難になることがある。したがって、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．７５％に制限することができる。炭素（Ｃ）含有量は、０．７０％以下であってよく、より好ましい炭素含有量（Ｃ）は０．６７％以下であってよい。
【0029】
シリコン（Ｓｉ）：４．０％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化による強度向上に寄与する元素であり、フェライトを強化させ、組織を均一化させることで加工性を改善する元素でもある。また、シリコン（Ｓｉ）は、セメンタイトの析出を抑制させて残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、シリコン（Ｓｉ）を必須に添加することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０２％以上であってよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０５％以上であってよい。但し、シリコン（Ｓｉ）含有量が一定レベルを超過する場合、めっき工程で未めっきのような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。そのため、本発明は、シリコン（Ｓｉ）含有量の上限を４．０％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の上限は３．８％であってよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の上限は３．５％であってよい。
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化による強度向上に寄与する元素であり、フェライトを強化させ、組織を均一化させることで加工性を改善する元素でもある。また、シリコン（Ｓｉ）は、セメンタイトの析出を抑制させて残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、シリコン（Ｓｉ）を必須に添加することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０２％以上であってよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０５％以上であってよい。但し、シリコン（Ｓｉ）含有量が一定レベルを超過する場合、めっき工程で未めっきのような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。そのため、本発明は、シリコン（Ｓｉ）含有量の上限を４．０％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の上限は３．８％であってよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量の上限は３．５％であってよい。
【0030】
アルミニウム（Ａｌ）：５．０％以下（０％は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素である。また、アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）と同様にセメンタイト析出を抑制させて、残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）を必須に添加することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量は０．０５％以上であってよく、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量は０．１％以上であってよい。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加される場合、鋼板の介在物が増加するだけでなく、鋼板の加工性を低下させるおそれがある。そのため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を５．０％に制限することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．７５％であってよく、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．５％であってよい。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素である。また、アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）と同様にセメンタイト析出を抑制させて、残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）を必須に添加することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量は０．０５％以上であってよく、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量は０．１％以上であってよい。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加される場合、鋼板の介在物が増加するだけでなく、鋼板の加工性を低下させるおそれがある。そのため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を５．０％に制限することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．７５％であってよく、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．５％であってよい。
【0031】
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。そのため、シリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の合計含有量は、１．０～６．０％であることが好ましい。より好ましいシリコン（Ｓｉ）とアルミニウム（Ａｌ）の合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．５％以上であってよく、４．０％以下であってよい。
【0032】
マンガン（Ｍｎ）：０．９～５．０％
マンガン（Ｍｎ）は、強度及び延性を一緒に高めるために有用な元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、マンガン（Ｍｎ）含有量の下限を０．９％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．０％であってよく、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．１％であってよい。一方、マンガン（Ｍｎ）が過多に添加される場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素（Ｃ）濃化度が十分でなくなるため、目的とするオーステナイトの分率が確保できないという問題が存在する。したがって、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の上限を５．０％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．７％であってよく、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．５％であってよい。
マンガン（Ｍｎ）は、強度及び延性を一緒に高めるために有用な元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するために、マンガン（Ｍｎ）含有量の下限を０．９％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．０％であってよく、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．１％であってよい。一方、マンガン（Ｍｎ）が過多に添加される場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素（Ｃ）濃化度が十分でなくなるため、目的とするオーステナイトの分率が確保できないという問題が存在する。したがって、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の上限を５．０％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．７％であってよく、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．５％であってよい。
【0033】
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％以下に調整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％以下に調整することが好ましい。
【0034】
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。
【0035】
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形成し、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形成し、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。
【0036】
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する。これについては、以下で詳細に説明する。
【0037】
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も寄与する元素である。したがって、このような効果のために、本発明は、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）のうち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。そのため、本発明は、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
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も寄与する元素である。したがって、このような効果のために、本発明は、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）のうち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。そのため、本発明は、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
【0038】
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。したがって、このような効果のために、本発明は、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。したがって、このような効果のために、本発明は、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。
【0039】
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）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。そのため、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）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。そのため、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。
【0040】
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。そのため、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。そのため、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。
【0041】
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。したがって、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）のうち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。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。
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。したがって、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）のうち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。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。
【0042】
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。そのため、本発明は、タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
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。そのため、本発明は、タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
【0043】
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。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）及びスズ（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。そのため、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。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）及びスズ（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。そのため、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。
【0044】
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。そのため、本発明は、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）の含有量をそれぞれ０．２％以下に制限することができる。
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。そのため、本発明は、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）の含有量をそれぞれ０．２％以下に制限することができる。
【0045】
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）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。そのため、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。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）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。そのため、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。
【0046】
本発明の一側面によると、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、本明細書では、その全ての成分を特に言及しない。さらに、上述の成分以外に、有効な成分の追加的な添加が全面的に排除されるものではない。
【0047】
本発明の一側面によると、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と、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、及び不可避な組織を含むことがある。本発明の不可避な組織として、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）などが含まれることがある。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を低減させることがある。
【0048】
本発明の一側面によると、加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式１］のように、残留オーステナイトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、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）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）の比が１．１～３．０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の分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ）、体積％）の比が０．１以上であることができる。
［関係式１］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
［関係式１］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
【0049】
また、本発明の一側面によると、加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式３］のように、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌaｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の比が０．５以上であることができる。
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
【0050】
本発明の一側面によると、加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式５］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式６］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０の範囲を満足する。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ができる。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
【0051】
本発明では、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必要がある。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に、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、本発明では、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）及びマンガン（Ｍｎ）を濃化させる。
【0052】
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ことによって、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。
【0053】
したがって、本発明は、残留オーステナイトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、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）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）の比を１．１以上に制限するため、軟質組織と硬質組織との相間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）含有量が過多である場合、却って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）をすべて確保できなくなる。したがって、本発明は、残留オーステナイトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、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）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）の比を３．０以下に制限することができる。
【0054】
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て平均大きさが増加し、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。
【0055】
また、残留オーステナイト中にラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイトは、鋼板の加工性に影響を与える。残留オーステナイトは、ベイナイト相の間に形成されたラス状の残留オーステナイトと、ベイナイト相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追加変態し、ラス状の残留オーステナイトが増加し、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。
【0056】
したがって、鋼板の延性及び加工性を向上させるために、残留オーステナイト中で平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイト分率及びラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイトの分率を増加させることが好ましい。
【0057】
本発明の一側面によると、加工性に優れた高強度鋼板は、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ）、体積％）の比を０．１以上に制限し、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌaｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の比を０．５以上に制限することができる。鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ）、体積％）の比が０．１未満であるか、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌaｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の比が０．５未満である場合、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が０．５～３．０を満たなくなり、目的とする加工性が確保できないという問題がある。
【0058】
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加工誘起変態によって、優れた延性及び曲げ加工性を有する。残留オーステナイトの分率が一定レベル未満の場合には、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることができる。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（Ｌｏｃａｌ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）が低下することがある。したがって、本発明は、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）だけでなく、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）に優れた鋼板を得るために、残留オーステナイトの分率を１０～４０体積％の範囲に制限することができる。
【0059】
一方、焼戻しされていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）及びテンパードマルテンサイトは、いずれも鋼板の強度を向上させる微細組織である。しかしながら、テンパードマルテンサイトと比較すると、フレッシュマルテンサイトは鋼板の延性及び穴拡げ性を大きく低下させる特性がある。これは、焼戻し熱処理によってテンパードマルテンサイトの微細組織が軟質化するためである。したがって、本発明は、強度と延性のバランス、強度と穴拡げ性のバランス及び曲げ加工性に優れた鋼板を提供するために、テンパードマルテンサイトを活用することが好ましい。テンパードマルテンサイトの分率が一定レベル未満では、２２，０００ＭＰａ％以上の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）または７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上の引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）を確保しにくい。また、テンパードマルテンサイトの分率が一定レベルを超過すると、延性及び加工性が低下して、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過するため、好ましくない。したがって、本発明は、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）に優れた鋼板を得るために、テンパードマルテンサイトの分率を３０～７０体積％の範囲に制限することができる。
【0060】
引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を向上させるためには、微細組織としてベイナイトが適切に含まれることが好ましい。ベイナイトの分率が一定レベル以上の場合に限って、２２，０００ＭＰａ％以上の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上の引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び０．５～３．０の曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を確保することができる。一方、ベイナイトの分率が過度の場合、テンパードマルテンサイトの分率の減少を必須に伴うため、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。
【0061】
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。
【0062】
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。
【0063】
本発明の一側面によると、加工性に優れた高強度鋼板の製造方法は、所定の成分を有する冷間圧延された鋼板を提供する段階と、上記冷間圧延された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温速度で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、３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階と、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（３次冷却）する段階と、３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）する段階と、平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、この温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）する段階と、常温まで冷却（５次冷却）する段階と、を含むことができる。
【0064】
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秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階と、上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階と、を介して提供することができる。
【0065】
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。
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。
【0066】
準備された鋼スラブを一定温度範囲に加熱することができ、このときの鋼スラブの加熱温度は、１０００～１３５０℃の範囲であってよい。鋼スラブの加熱温度が１０００℃未満である場合、目的とする仕上げ熱間圧延の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。
【0067】
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の温度は、８００～１０００℃の範囲が好ましい。仕上げ熱間圧延の温度が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、仕上げ熱間圧延の温度が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の温度は、８００～１０００℃の範囲が好ましい。仕上げ熱間圧延の温度が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、仕上げ熱間圧延の温度が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。
【0068】
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。巻取り温度が３００℃未満である場合、巻取りが容易でなく、巻取り温度が６００℃を超過する場合、表面スケール（ｓｃａｌｅ）が熱延鋼板の内部まで形成されて、酸洗が難しくなるおそれがある。
【0069】
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が６００秒未満である場合、熱延焼鈍によって熱処理された鋼板の強度が高く、後続する冷間圧延が容易でないことがある。一方、熱延焼鈍による熱処理温度が８５０℃を超過するか、熱延焼鈍による熱処理時間が１７００秒を超過する場合、鋼板内部に深く形成されたスケール（ｓｃａｌｅ）に起因して、酸洗が難しくなることがある。
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が６００秒未満である場合、熱延焼鈍によって熱処理された鋼板の強度が高く、後続する冷間圧延が容易でないことがある。一方、熱延焼鈍による熱処理温度が８５０℃を超過するか、熱延焼鈍による熱処理時間が１７００秒を超過する場合、鋼板内部に深く形成されたスケール（ｓｃａｌｅ）に起因して、酸洗が難しくなることがある。
【0070】
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は特に制限されるものではないが、冷間圧延は累積圧下率３０～９０％で行うことが好ましい。冷間圧延の累積圧下率が９０％を超過する場合、鋼板の高い強度によって、冷間圧延を短時間で行うことが難しくなるおそれがある。
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は特に制限されるものではないが、冷間圧延は累積圧下率３０～９０％で行うことが好ましい。冷間圧延の累積圧下率が９０％を超過する場合、鋼板の高い強度によって、冷間圧延を短時間で行うことが難しくなるおそれがある。
【0071】
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、その方法及び種類は特に制限されない。
【0072】
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。
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。
【0073】
冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満（二相域）の温度範囲で加熱（１次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上維持（１次維持）する。１次加熱または１次維持温度がＡｃ３以上（単相域）の場合、目的とするフェライト組織を実現することができないため、目的とするレベルの［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ及び引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が実現できなくなる。また、１次加熱または１次維持温度がＡｃ１未満の温度範囲である場合、十分な加熱が行われず、後続する熱処理によっても、本発明が目的とする微細組織が実現できないおそれがある。１次加熱の平均昇温速度は、５℃／ｓ以上であってよい。
【0074】
１次維持時間が５０秒未満である場合には、組織を十分に均一化できず、鋼板の物性が低下することがある。１次維持時間の上限は特に限定しないが、結晶粒粗大化による靭性の減少を防止するために、１次加熱時間は１２００秒以下に制限することが好ましい。
【0075】
１次維持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００～８５０℃の温度範囲（１次冷却停止温度）まで冷却（１次冷却）することが好ましい。１次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃／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］γ及び引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下することがある。また、１次冷却停止温度の上限は、上記１次維持温度より３０℃以下であることが好ましいため、１次冷却停止温度の上限は８５０℃に制限することができる。
【0076】
１次冷却後、２℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、当該温度範囲で５秒以上維持（２次維持）することが好ましい。２次冷却の平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合には、フェライトが過度に形成され、残留オーステナイトが不足して［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ及び引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下することがある。２次冷却の平均冷却速度の上限は、特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下に制限することが好ましい。一方、２次維持温度が５００℃を超過する場合、残留オーステナイトが不足して［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。また、２次維持温度が３００℃未満である場合、低い熱処理温度でＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。２次維持時間が５秒未満である場合、熱処理時間が不足してＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。一方、２次維持時間の上限は特に規定する必要はないが、６００秒以下とすることが好ましい。
【0077】
一方、１次冷却の平均冷却速度（Ｖｃ１）は、２次冷却の平均冷却速度（Ｖｃ２）よりも小さいことが好ましい（Ｖｃ１＜Ｖｃ２）。
【0078】
２次維持後、２℃／ｓ以上の平均冷却速度で１００～３００℃の温度範囲（２次冷却停止温度）まで冷却（３次冷却）することが好ましい。３次冷却の平均冷却速度が２℃／ｓ未満である場合、遅い冷却によってＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。３次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下に制限することが好ましい。一方、２次冷却停止温度が３００℃を超過する場合、ベイナイトが過度に形成され、テンパードマルテンサイトが不足して引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下することがある。一方、２次冷却停止温度が１００℃未満である場合には、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］γ、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。
【0079】
３次冷却後、３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、当該温度範囲で１０秒以上維持（３次維持）することが好ましい。３次維持温度が５５０℃を超過する場合、残留オーステナイトが不足して［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下する可能性がある。一方、３次維持温度が３５０℃未満である場合、維持温度が低くて、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。３次維持時間が１０秒未満である場合、維持時間が不足して、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。上記３次維持時間の上限は特に限定しないが、好ましい３次維持時間は１８００秒以下であってよい。
【0080】
３次維持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）し、当該温度範囲で１０秒以上維持（４次維持）することが好ましい。４次冷却の平均冷却速度が１℃／ｓ未満である場合、遅い冷却によって、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。４次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下に制限することが好ましい。４次維持温度が４５０℃を超過する場合、長時間の熱処理によって、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、４次維持温度が２５０℃／ｓ未満である場合、維持温度が低くて、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。４次維持時間が１０秒未満である場合、維持時間が不足して、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。上記４次維持時間の上限は特に限定しないが、好ましい４次維持時間は１７６，０００秒以下であることができる。
【0081】
上記４次維持後、常温まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却（５次冷却）することが好ましい。
【0082】
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、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。
【0083】
また、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、下記の［関係式１］のように、残留オーステナイトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、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）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）の比が１．１～３．０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の分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ）、体積％）の比が０．１以上であることができる。
［関係式１］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
［関係式１］
１．１≦［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ≦３．０
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
【0084】
また、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、下記の［関係式３］のように、鋼板の残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌaｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の比が０．５以上であることができる。
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
［関係式３］
Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
【0085】
上述した製造方法により製造された加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式４］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式５］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式６］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０の範囲を満たすことができる。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（ＥＬ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
［関係式４］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（ＥＬ、％）］
［関係式５］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式６において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
【実施例】
【0086】
以下、具体的な実施例を挙げて本発明の一側面であ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。
【0087】
（実施例）
下記表１に記載された合金組成（残りはＦｅ及び不可避不純物である）を有する厚さ１００ｍｍの鋼スラブを製造し、１２００℃で加熱した後、９００℃で仕上げ熱間圧延を行った。この後、３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、表２及び表３の巻取り温度で巻取って厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を表２及び３の条件で熱延焼鈍によって熱処理した。この後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍの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１００ｍｍの鋼スラブを製造し、１２００℃で加熱した後、９００℃で仕上げ熱間圧延を行った。この後、３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、表２及び表３の巻取り温度で巻取って厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を表２及び３の条件で熱延焼鈍によって熱処理した。この後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍの厚さまで冷間圧延を行った。
【0088】
この後、表２～７の焼鈍熱処理条件で熱処理を行い、鋼板を製造した。
【0089】
このように製造された鋼板の微細組織を観察し、その結果を表８及び表９に示した。微細組織のうち、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、テンパードマルテンサイト（ＴＭ）及びパーライト（Ｐ）は、研磨された試験片の断面をナイタルエッチングした後、ＳＥＭを介して観察した。このうち、区別が難しいベイナイト及びテンパードマルテンサイトは、ディラテーション評価後に膨張曲線を用いて分率を計算した。一方、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）と残留オーステナイト（残留γ）も区別が容易でないため、上記ＳＥＭで観察されたマルテンサイトと残留オーステナイトの分率からＸ線回折法で計算された残留オーステナイトの分率を差し引いた値をフレッシュマルテンサイト分率で決定した。
【0090】
一方、鋼板の［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を観察し、その結果を表１０及び表１１に示した。
【0091】
残留オーステナイトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、重量％）及びフェライトに含まれたシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の平均合計含有量（［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ、重量％）は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）を用いて測定した。また、平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ））及びラス（ｌａｔｈ）状の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ））は、ＥＰＭＡの相マップ（Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ）を用いて残留オーステナイト内で測定された面積で決定した。
【0092】
引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）は、引張試験によって評価され、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準にＪＩＳ５号規格に基づいて、採取された試験片で評価して、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）を測定した。曲げ加工率（Ｒ／ｔ）はＶ－曲げ試験で評価され、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準に試験片を採取して、９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径Ｒを板材の厚さｔで割った値で決定して算出した。穴拡げ率（ＨＥＲ）は穴拡げ試験によって評価され、直径１０ｍｍ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リ（ｂｕｒｒ）が外側になる方向にパンチング孔に挿入し、２０ｍｍ／ｍｉｎの移動速度でパンチング孔の周辺部を圧迫拡張した後、下記の［関係式７］を用いて算出した。
［関係式７］
穴拡げ率（ＨＥＲ、％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
上記関係式7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。
［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。
【0093】
【表1】
【0094】
【表2】
【0095】
【表3】
【0096】
【表4】
【0097】
【表5】
【0098】
【表6】
【0099】
【表7】
【0100】
【表8】
【0101】
【表9】
【0102】
【表10】
【0103】
【表11】
【0104】
上記表１～１１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、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γの値が１．１～３．０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。
【0105】
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が確認できる。
【0106】
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、本発明で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、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γの値が１．１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。
【0107】
試験片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、試験片８は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γの値が３．０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。
【0108】
試験片９は、２次冷却の平均冷却速度が低くてフェライトが過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片９は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γの値が３．０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。
【0109】
試験片１１は、２次維持温度が高くて残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片１２は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γの値が３．０を超過し、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過することが確認できる。
【0110】
試験片１２は、２次維持温度が低くてＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過し、試験片１３は、２次維持時間が短くて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を超過することが確認できる。
【0111】
試験片１４は、３次冷却の平均冷却速度が低くてＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過することが確認できる。
【0112】
試験片１５は、２次冷却停止温度が高くてベイナイトが過度に形成され、テンパードマルテンサイトが少なく形成された。その結果、試験片１５は、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。
【0113】
試験片１６は、２次冷却停止温度が低くてテンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片１６は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γの値が３．０を超過し、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過することが確認できる。
【0114】
試験片１７は、３次維持温度が高くて残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片１７は、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γの値が３．０を超過し、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満であり、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過することが確認できる。
【0115】
試験片１８は、３次維持温度が低くてＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過することが確認できる。
【0116】
試験片１９は、３次維持時間が短いため、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を超過することが確認できる。
【0117】
試験片２０は、４次維持温度が高くて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を超過するのに対し、試験片２１は、４次維持温度が低くて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を超過することが確認できる。
【0118】
試験片２２は、４次維持時間が短いため、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を超過することが確認できる。
【0119】
試験片４５～５３は、本発明で提示する製造条件は満たす場合であるが、合金組成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］γ、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度の延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）の条件を同時に満たせないことが確認できる。一方、試験片４７は、アルミニウム（Ａｌ）及びシリコン（Ｓｉ）の合計含有量が１．０％未満である場合として、［Ｓｉ＋Ａｌ］Ｆ／［Ｓｉ＋Ａｌ］γ、引張強度の延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）の条件を満たないことが確認できる。
【0120】
以上、実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載される特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定しない。