JP7640703B2 - 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車部品などに用いられることができる鋼板に関するものであり、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。
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法に注目している。このような安定性と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、延性及び穴拡張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。
残留オーステナイトの変態誘起塑性を用いたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトなどからなる複雑な微細構造を有するため、高強度特性を有しながらも一定レベル以上の加工性を有するものと知られている。
鋼板の加工性をさらに改善する技術として、焼戻し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）させて作られた焼戻しマルテンサイトは軟質化したマルテンサイトであるため、焼戻しマルテンサイトと従来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）との間には強度の差異が存在する。したがって、フレッシュマルテンサイトを抑制させて焼戻しマルテンサイトを形成するようになると加工性を増加することができる。
しかしながら、特許文献１及び２に開示された技術では、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）が３．０＊１０６～６．２＊１０６（ＭＰａ２％１／２）の範囲を満たせず、これは強度及び延性が全て優れた鋼板の確保が難しいことを意味する。
一方、鋼板の加工性を改善するための他の技術として、ボロン（Ｂ）添加によってベイナイトの生成を誘導する方法が特許文献３に開示されている。ボロン（Ｂ）を添加する場合、フェライト－パーライト変態を抑制してベイナイトの生成を誘導するため、強度及び加工性の両立を図ることができる。
しかしながら、特許文献３に開示された技術では、３．０＊１０６～６．２＊１０６（ＭＰａ２％１／２）の引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）、６．０＊１０６～１１．５＊１０６（ＭＰａ２％１／２）の引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）及び０．１５～０．４２の降伏比評価指数（ＩＹＲ）を同時に確保することができないため、これは強度、穴拡張性、延性及び降伏比が全て優れた鋼板を確保し難いことを意味する。
すなわち、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）及び降伏比評価指数（ＩＹＲ）が全て優れた鋼板に対する要求を満たせていない実情である。
韓国公開特許第１０－２００６－０１１８６０２号公報 特開２００９－０１９２５８号公報 特開２０１６－２１６８０８号公報
本発明の一態様によると、鋼板の組成及び微細組織を最適化して引張強度と伸び率のバランス、引張強度と穴拡張率のバランス及び降伏比評価指数が全て優れた鋼板とこれを製造する方法が提供されることができる。
本発明の課題は、上述した事項に限定されない。本発明のさらなる課題は、明細書全体の内容に記載されており、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さらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５％、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト及びその他の不可避な組織を含み、下記の［関係式１］～［関係式４］を満たすことができる。
［関係式１］
０．０３≦［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭ≦０．５５
上記関係式１において、［Ｂ］ＦＭはフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（重量％）であり、［Ｂ］ＴＭは焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（重量％）である。
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１２
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）形態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４］
Ｔ（γ）／Ｖ（γ）≧０．０８
上記関係式４において、Ｔ（γ）は鋼板の焼戻し残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
上記鋼板は、重量％で、下記の（１）～（８）のいずれか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：０～４．０％及びＮｉ：０～４．０％のうち１種以上
（４）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
（５）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（６）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（８）Ｃｏ：０～１．５％
上記鋼板の微細組織は、体積分率で、１０～３０％のベイナイト、５０～７０％の焼戻しマルテンサイト、１０～３０％のフレッシュマルテンサイト、２～１０％の残留オーステナイト、５％以下（０％含む）のフェライトを含むことができる。
上記鋼板は、下記の［関係式５］で表される引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６～６．２＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式６］で表される引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６～１１．５＊１０６（ＭＰａ２％１／２)を満たし、下記の［関係式７］で表される降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．１５～０．４２を満たすことができる。
［関係式５］
ＢＴＥ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２＊［伸び率（Ｅｌ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＴＨ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２＊［穴拡張率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式７］
ＩＹＲ＝１－［降伏比（ＹＲ）］
本発明の一態様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：０．１～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５％、残りのＦｅ及び不可避不純物を含む冷間圧延された鋼板を提供する段階；上記冷間圧延された鋼板を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃まで加熱（１次加熱）し、５℃／ｓ以下の平均加熱速度でＡｃ３～９２０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）した後、５０～１２００秒間維持（１次維持）する段階；上記１次維持された鋼板を２～１００℃／秒の平均冷却速度で４００～６００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）した後、５～６００秒間維持（２次維持）する段階；上記２次維持された鋼板を１～１００℃／ｓの平均冷却速度で３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）した後、５～６００秒間維持（３次維持）する段階；上記３次維持された鋼板を２～１００℃／ｓの平均冷却速度で２００～４００℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）する段階；上記３次冷却された鋼板を５～１００℃／ｓの平均加熱速度で４００～６００℃の温度範囲まで加熱（３次加熱）した後、１０～１８００秒間維持（４次維持）する段階；上記４次維持された鋼板を１～１００℃／ｓの平均冷却速度で３００～５００℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）した後、１０～１８００秒間維持（５次維持）する段階；及び上記５次維持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（５次冷却）する段階を含むことができる。
上記鋼スラブは、下記の（１）～（８）のいずれか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：０～４．０％及びＮｉ：０～４．０％のうち１種以上
（４）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
（５）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（６）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（８）Ｃｏ：０～１．５％
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；８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階；３５０～６５０℃の温度範囲で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酸洗する段階；及び上記酸洗された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階；により提供されることができる。
上記１次冷却の冷却速度Ｖｃ１と上記４次冷却の冷却速度Ｖｃ４は、Ｖｃ１＞Ｖｃ４の関係を満たすことができる。
本発明の好ましい一態様によると、引張強度と延性のバランス、引張強度と穴拡張性のバランス及び降伏比評価指数に優れ、自動車部品などに適合に用いられることができる鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明は、加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するものであり、以下では、本発明の好ましい実施形態を説明する。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。
本発明の発明者らは、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトを含むボロン（Ｂ）添加型変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、ＴＲＩＰ）鋼において、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの組織分率を一定範囲に制御し、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトに含まれるボロン（Ｂ）含有量を一定範囲に制御するとともに、残留オーステナイトの形状及び大きさを一定範囲に制御する場合、優れた引張強度と延性のバランス、優れた引張強度と穴拡張性のバランス及び優れた降伏比評価指数の同時確保が可能である点を認識するようになった。これを究明し、優れた強度、降伏比、延性及び穴拡張性を効果的に両立させることができる方法を考案して、本発明に至った。
以下、本発明の一態様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。
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５％、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト及びその他の不可避な組織を含み、下記の［関係式１］～［関係式４］を満たすことができる。
［関係式１］
０．０３≦［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭ≦０．５５
上記関係式１において、［Ｂ］ＦＭはフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（重量％）であり、［Ｂ］ＴＭは焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（重量％）である。
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１２
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）形態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４］
Ｔ（γ）／Ｖ（γ）≧０．０８
上記関係式４において、Ｔ（γ）は鋼板の焼戻し残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
以下、本発明の鋼組成についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、各元素の含有量を表す％は重量を基準とする。
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５％、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：４．０％以下（０％含む）、Ｎｉ：４．０％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。
炭素（Ｃ）：０．１～０．２５％
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０．１％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０．１％超過であることができ、０．１１％以上であることができ、０．１２％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、過度の強度上昇によって延性が低下し、溶接性が劣化することがある。したがって、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．２５％に制限することができる。炭素（Ｃ）含有量は０．２４％以下であることができ、より好ましい炭素（Ｃ）含有量は０．２３％以下であることができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．５％以下
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、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０．０１％以上のシリコン（Ｓｉ）を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０．０４％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などの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ことがあるため、本発明はシリコン（Ｓｉ）含有量の上限を１．５％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１．４８％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１．４６％であることができる。
マンガン（Ｍｎ）：１．０～４．０％
マンガン（Ｍｎ）は、強度と延性をとも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１．０％以上のマンガン（Ｍｎ）を添加することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．２％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１．４％であることができる。一方、マンガン（Ｍｎ）が過度に添加される場合、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）濃化度が不十分となるため、目的とするオーステナイトの分率を確保することが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４．０％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３．９％であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～１．５％
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０．０１％以上のアルミニウム（Ａｌ）を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０．０３％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０．０５％以上であることができる。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過度に添加される場合、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ことができるため、本発明はアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を１．５％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１．４８％であることができる。
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）含有量は０．１５％以下に管理することが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０３％以下（０％含む）
硫黄（Ｓ）は、不純物として含有されて鋼板中にＭｎＳを形成し、延性を劣化させる元素である。したがって、硫黄（Ｓ）含有量は０．０３％以下であることが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０３％以下（０％含む）
窒素（Ｎ）は、不純物として含有されて連続鋳造中に窒化物を作り、スラブの亀裂を起こす元素である。したがって、窒素（Ｎ）含有量は０．０３％以下であることが好ましい。
ボロン（Ｂ）：０．０００５～０．００５％
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。さらに、本発明は焼戻しマルテンサイト中のボロン（Ｂ）の濃化により、優れた引張強度と伸び率のバランス、優れた引張強度と穴拡張性のバランス、及び優れた降伏比評価指数を同時に確保しようとするため、本発明においてボロン（Ｂ）は必須に添加される必要がある。したがって、本発明は、このような効果のために０．０００５％以上のボロン（Ｂ）を添加することができる。但し、ボロン（Ｂ）が一定レベルを超過して添加される場合、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、本発明はボロン（Ｂ）含有量の上限を０．００５％に制限することができる。
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、これについては下記で詳細に説明する。
チタン（Ｔｉ）：０～０．５％、ニオブ（Ｎｂ）：０～０．５％、及びバナジウム（Ｖ）：０～０．５％のうち１種以上
チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）は析出物を作って結晶粒を微細化させる元素であり、鋼板の強度及び衝撃靭性の向上にも寄与する元素であるため、本発明はこのような効果のためにチタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）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だけでなく、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）含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
クロム（Ｃｒ）：０～３．０％及びモリブデン（Ｍｏ）：０～３．０％のうち１種以上
クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、合金化処理時のオーステナイト分解を抑制するだけでなく、マンガン（Ｍｎ）と同様にオーステナイトを安定化させる元素であるため、本発明は、このような効果のためにクロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）のうち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）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）濃化量が不十分となるため、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）含有量をそれぞれ３．０％以下に制限することができる。
銅（Ｃｕ）：０～４．０％及びニッケル（Ｎｉ）：０～４．０％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、鋼板内へ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）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）含有量をそれぞれ４．０％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）を除いた希土類元素（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）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）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）含有量をそれぞれ０．０５％以下に制限することができる。
タングステン（Ｗ）：０～０．５％及びジルコニウム（Ｚｒ）：０～０．５％のうち１種以上
タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）は、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を増加させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにタングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）のうち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）含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明はタングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
アンチモン（Ｓｂ）：０～０．５％及びスズ（Ｓｎ）：０～０．５％のうち１種以上
アンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）は、鋼板のめっき濡れ性及びめっき密着性を向上させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにアンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）のうち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）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又は冷間加工時に亀裂が発生する可能性があるため、本発明はアンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
イットリウム（Ｙ）：０～０．２％及びハフニウム（Ｈｆ）：０～０．２％のうち１種以上
イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）は、鋼板の耐食性を向上させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにイットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）のうち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）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可能性があるため、本発明はイットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）含有量をそれぞれ０．２％以下に制限することができる。
コバルト（Ｃｏ）：０～１．５％
コバルト（Ｃｏ）は、ベイナイト変態を促進させてＴＲＩＰ効果を増加させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにコバルト（Ｃｏ）を添加することができる。但し、コバルト（Ｃｏ）含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の溶接性と延性が劣化する可能性があるため、本発明はコバルト（Ｃｏ）含有量を１．５％以下に制限することができる。
本発明の一態様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されることがあるため、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ことであるため、そのすべての内容を本明細書で特に言及しない。さらに、上述した成分以外に有効な成分の追加添加が全面的に排除されるものではない。
本発明の一態様による加工性に優れた高強度鋼板は、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、フレッシュマルテンサイト（Ｆｒｅｓｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、残留オーステナイト及びその他の不可避な組織を微細組織として含むことができる。
テンパリングしていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト、ＦＭ）とテンパリングしたマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、ＴＭ）は、すべて鋼板の強度を向上させる微細組織である。しかし、焼戻しマルテンサイトに比べてフレッシュマルテンサイトは鋼板の延性及びバーリング性を低下させるという特徴がある。また、焼戻しマルテンサイトに比べてフレッシュマルテンサイトは鋼板の降伏比を低下させる傾向にある。これは焼戻し熱処理によって焼戻し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、本発明が目的とする引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び降伏比評価指数（１－ＹＲ）を確保するために焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトの組織分率を制御することが好ましい。３．０＊１０６以上の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、６．０＊１０６以上の引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び０．４２以下の降伏比評価指数（１－ＹＲ）を満たすために、焼戻しマルテンサイトの分率を５０体積％以上に制限し、フレッシュマルテンサイトの分率を１０体積％以上に制限することが好ましい。より好ましい焼戻しマルテンサイトの分率は５２体積％以上または５４体積％以上であることができ、より好ましいフレッシュマルテンサイトの分率は１２体積％以上であることができる。一方、焼戻しマルテンサイトまたはフレッシュマルテンサイトが過度に形成される場合、延性及びバーリング性が低下して、結局、３．０＊１０６以上の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、６．０＊１０６以上の引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び０．４２以下の降伏比評価指数（１－ＹＲ）を同時に満たすことができなくなる。したがって、本発明は、焼戻しマルテンサイトの分率を７０体積％以下に制限し、フレッシュマルテンサイトの分率を３０体積％以下に制限することができる。より好ましい焼戻しマルテンサイトの分率は６８体積％以下または６５体積％以下であることができ、より好ましいフレッシュマルテンサイトの分率は２５体積％以下であることができる。
本発明が目的とするレベルの引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び降伏比評価指数（１－ＹＲ）を確保するためには、ベイナイトの分率の最適化が必要である。３．０＊１０６以上の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、６．０＊１０６以上の引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び０．４２以下の降伏比評価指数（１－ＹＲ）を確保するために、ベイナイトの分率を１０体積％以上に制御することが好ましい。より好ましいベイナイトの分率は、１２体積％以上または１４体積％以上であることができる。一方、ベイナイトが過度に形成される場合、結果的には焼戻しマルテンサイトの分率減少を引き起こすため、目的とする引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）、及び降伏比評価指数（１－ＹＲ）を確保するためにベイナイトの分率を３０体積％以下に制限することができる。好ましいベイナイトの分率は、１２体積％以上または１４体積％以上であるか、２８体積％以下または２６体積％以下であることができる。
残留オーステナイトが含まれた鋼板は、加工中に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（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）が３．０＊１０６（ＭＰａ２％１／２）未満であるため、好ましくない。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場合、局部伸び率（Ｌｏｃａｌ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）が低下するか、スポット溶接性が低下することがある。したがって、本発明は、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）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２～１０％の範囲に制限することができる。好ましい残留オーステナイトの分率は３体積％以上であるか、８体積％以下であることができる。
本発明の鋼板は、不可避な組織として、フェライト、パーライト、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、Ｍ－Ａ）などを含むことができる。フェライトが過度に形成される場合、鋼板の強度が低下する可能性があるため、本発明はフェライトの分率を５体積％（０％含む）以下に制限することができる。また、パーライトが過度に形成される場合、鋼板の加工性が低下するか、残留オーステナイトの分率が低減されることがあるため、本発明はパーライトの形成を可能な限り制限する。
本発明の一態様に係る加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式１］～［関係式４］を満たすことができる。
［関係式１］
０．０３≦［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭ≦０．５５
上記関係式１において、［Ｂ］ＦＭはフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（重量％）であり、［Ｂ］ＴＭは焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（重量％）である。
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１２
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）形態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４］
Ｔ（γ）／Ｖ（γ）≧０．０８
上記関係式４において、Ｔ（γ）は鋼板の焼戻し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。
本発明は、目的とする引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び降伏比評価指数（１－ＹＲ）を確保するために、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの組織分率を一定範囲に制御するだけでなく、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトに含まれるボロン（Ｂ）含有率の割合を一定範囲に制御し、全体残留オーステナイトに対する特定大きさ、形状及び種類の残留オーステナイトの割合を一定範囲に制御する。
本発明は、［関係式１］のように焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（［Ｂ］ＴＭ、重量％）に対するフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（［Ｂ］ＦＭ、重量％）の比を０．０３～０．５５の範囲に制御するため、３．０＊１０６～６．２＊１０６（ＭＰａ２％１／２）の引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）、６．０＊１０６～１１．５＊１０６（ＭＰａ２％１／２）の引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）及び０．１５～０．４２の降伏比評価指数（ＩＹＲ）を同時に確保することができる。
本発明の発明者は、ボロン（Ｂ）添加型ＴＲＩＰ鋼の物性確保の方法に関して深度ある研究を行った結果、理論的根拠が明確に明らかになったわけではないが、焼戻しマルテンサイトに含まれるボロン（Ｂ）含有量に対するフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量の割合が一定範囲を満たす場合に限って、本発明が目的とする物性を確保することができるという点に注目した。特に、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量の割合によって鋼板の降伏比が一定の傾向性を示すことが確認できた。したがって、本発明は、［関係式１］のように焼戻しマルテンサイトに含まれるボロン（Ｂ）含有量に対するフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量の割合を０．０３～０．５５の範囲に制限するため、目的とする引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び降伏比評価指数（１－ＹＲ）を確保することができる。
さらに、本発明の発明者は、残留オーステナイトの分率だけでなく、全体残留オーステナイトに対する特定大きさ、形状及び種類の残留オーステナイトの割合が強度及び加工性の確保に重要な要素であることが分かった。
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の割合が増加するほど鋼板の加工性の向上に役立つことができる。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サイズが増加した残留オーステナイトであり、平均結晶粒径が１．２μｍ以下の残留オーステナイトに比べてマルテンサイトへの変態駆動力が相対的に抑制された組織である。したがって、平均結晶粒径が１．２μｍ以上の残留オーステナイトは、マルテンサイトへの変態が抑制されるため、平均結晶粒径が１．２μｍ以上の残留オーステナイトの割合が一定レベル以上である場合、鋼板の加工性をさらに効果的に向上させることができる。
残留オーステナイトのうち、ラス（ｌａｔｈ）形態の残留オーステナイトの割合が増加するほど、鋼板の加工性向上に有利であることができる。残留オーステナイトは、ベイナイト相間に形成されたラス形態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）形態の残留オーステナイトに区分される。ブロック形態の残留オーステナイトは熱処理過程でフレッシュマルテンサイトにさらに変態するため、ラス形態の残留オーステナイトの割合が一定レベル以上である場合、鋼板の加工性をさらに効果的に向上させることができる。
残留オーステナイト中の焼戻し残留オーステナイトの割合が増加するほど、鋼板の加工性向上に有利であることができる。焼戻し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る間に炭素（Ｃ）が流入して濃化した残留オーステナイトとして、鋼板の平均炭素（Ｃ）含有量（重量％）に対して１．４５倍以上の炭素（Ｃ）含有量（重量％）を有する残留オーステナイトを意味する。焼戻し残留オーステナイトは、オーステナイト安定化元素である炭素（Ｃ）が比較的濃化してマルテンサイトへの変態が抑制され、焼戻し残留オーステナイトの割合が一定レベル以上である場合、鋼板の加工性をより効果的に確保することができる。
平均結晶粒径が１．２μｍ以上の残留オーステナイト、ラス（ｌａｔｈ）形態の残留オーステナイト及び焼戻し残留オーステナイトは、それぞれ大きさ、形状及び種類を基準に残留オーステナイトを区分したものであり、互いに両立可能な概念である。
本発明は、［関係式２］のように鋼板に含まれる全体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以上の残留オーステナイトの分率（Ｖ（１．２μｍ、γ）、体積％）の割合を０．１２以上に制御し、［関係式３］のように鋼板に含まれる全体残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対するラス（ｌａｔｈ）形態の残留オーステナイトの分率（Ｖ（ｌａｔｈ、γ）、体積％）の割合を０．５以上に制御し、［関係式４］のように鋼板に含まれる全体残留オーステナイトの分率（Ｖ（γ）、体積％）に対する焼戻し残留オーステナイトの分率（体積％）を０．０８以上に制限するため、目的とする引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）を効果的に確保することができる。
本発明の一態様に係る加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式５］で表される引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６～６．２＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式６］で表される引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６～１１．５＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式７］で表される降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．１５～０．４２を満たすことができる。
［関係式５］
ＢＴＥ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２＊［伸び率（Ｅｌ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＴＨ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２＊［穴拡張率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式７］
ＩＹＲ＝１－［降伏比（ＹＲ）］
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。
本発明の一態様に係る高強度鋼板の製造方法は、所定の合金組成を有する冷間圧延された鋼板を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃まで加熱（１次加熱）し、５℃／ｓ以下の平均加熱速度でＡｃ３～９２０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）した後、５０～１２００秒間維持（１次維持）する段階；上記１次維持された鋼板を２～１００℃／ｓの平均冷却速度で４００～６００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）した後、５～６００秒間維持（２次維持）する段階；上記２次維持された鋼板を１～１００℃／ｓの平均冷却速度で３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）した後、５～６００秒間維持（３次維持）する段階；上記３次維持された鋼板を２～１００℃／ｓの平均冷却速度で２００～４００℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）する段階；上記３次冷却された鋼板を５～１００℃／ｓの平均加熱速度で４００～６００℃の温度範囲まで加熱（３次加熱）した後、１０～１８００秒間維持（４次維持）する段階；上記４次維持された鋼板を１～１００℃／ｓの平均冷却速度で３００～５００℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）した後、１０～１８００秒間維持（５次維持）する段階；及び上記５次維持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（５次冷却）する段階を含むことができる。
上記冷間圧延された鋼板は、所定の合金組成を有する鋼スラブを１０００～１３５０℃に加熱する段階；８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階；３５０～６５０℃の温度範囲で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酸洗する段階；及び上記酸洗された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階；により提供されることができる。
鋼スラブの準備及び加熱
所定の合金組成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、上述した鋼板の合金組成に対する説明に代わる。
準備された鋼スラブを一定温度範囲で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℃の範囲であり得る。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℃を超過する場合、鋼の融点に達して溶けてしまうおそれがある。
熱間圧延及び巻き取り
加熱された鋼スラブは熱間圧延し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℃未満の場合、過度の圧延負荷が問題となることがあり、仕上げ熱間圧延の温度が１０００℃を超過する場合、熱延鋼板の結晶粒が粗大に形成されて、最終鋼板の物性低下を引き起こす可能性がある。
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、３５０～６５０℃の温度範囲で巻き取ることができる。巻き取り温度が３５０℃未満の場合、巻き取りが容易ではなく、巻き取り温度が６５０℃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困難であるおそれがある。
酸洗及び冷間圧延
巻き取られた熱延コイルをアンコイリングした後、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条件を特に制限するものではないが、冷間圧延は累積圧下率３０～９０％で行うことが好ましい。冷間圧延の累積圧下率が９０％を超過する場合、鋼板の高い強度により冷間圧延を短時間で行うことは難しいおそれがある。
冷間圧延された鋼板は焼鈍熱処理工程を経て未めっきの冷延鋼板で製作されるか、耐食性を付与するためにめっき工程を経てめっき鋼板で製作されることができる。めっきは、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっきなどのめっき方法を適用することができ、その方法と種類を特に制限しない。
焼鈍熱処理
本発明は、鋼板の強度及び加工性の同時確保のために、焼鈍熱処理工程を実施する。
冷間圧延された鋼板を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃まで加熱（１次加熱）し、５℃／ｓ以下の平均加熱速度でＡｃ３～９２０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）した後に５０～１２００秒間維持（１次維持）する。
７００℃まで加熱する１次加熱の平均加熱速度が５℃／ｓ未満の場合、加熱する間に生成されたフェライトとセメンタイトから塊状オーステナイトが形成され、結果的に最終組織として微細な焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトを形成することができなくなる。これにより、目的とするＴ（γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）を実現することができなくなる。また、１次維持温度までの２次加熱速度が５℃／ｓを超過する場合、加熱する間に生成されたセメンタイトからオーステナイトへの変態が加速化され、塊状オーステナイトが多量に形成され、最終組織が粗大化し、焼戻しマルテンサイトでボロン（Ｂ）が十分に濃化できないことがある。これにより、［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭが０．５５を超過するようになり、目的とするレベルの引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び降伏比評価指数（ＩＹＲ）を実現することができなくなる。
１次維持温度がＡｃ３未満（二相域）の場合、５体積％以上のフェライトが形成され、それに応じて引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下する可能性がある。また、１次維持時間が５０秒未満の場合、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ことがある。１次維持温度及び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次維持温度は９２０℃以下、１次維持時間は１２００秒以下に制限することが好ましい。
１次維持後、平均冷却速度２℃／ｓ以上の１次冷却速度で４００～６００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）した後、当該温度範囲で５秒以上維持（２次維持）することができる。１次冷却の平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合、遅い冷却により残留オーステナイトの分率が不足し、それに応じて鋼板のＴ（γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下する可能性がある。１次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃以下にすることが好ましい。２次維持温度が４００℃未満の場合、低い熱処理温度によって鋼板のＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。一方、２次維持温度が６００℃を超過する場合、残留オーステナイトが不足して鋼板のＴ（γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。また、上記２次維持時間が５秒未満の場合、熱処理時間が不足して鋼板のＶ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。２次維持時間の上限は特に規定する必要はないが、６００秒以下に制限することが好ましい。
２次維持後、１℃／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）した後、当該温度範囲で５秒以上維持（３次維持）することができる。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以下にすることが好ましい。３次維持温度が３００℃未満の場合、低い熱処理温度により鋼板のＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。一方、３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鋼板のＴ（γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。また、３次維持時間が５秒未満の場合、熱処理時間が不足して鋼板のＶ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。３次維持時間の上限を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次維持後、２℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００～４００℃の１次冷却停止温度まで冷却（３次冷却）することができる。３次冷却の平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合、遅い冷却によって残留オーステナイトの分率が不足し、それによって鋼板のＴ（γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）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以下にすることが好ましい。１次冷却停止温度が２００℃未満の場合、焼戻し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鋼板のＴ（γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下する可能性がある。一方、１次冷却停止温度が４００℃を超過する場合、ベイナイトが過度に形成され、焼戻しマルテンサイトが不足しているため、鋼板の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下する可能性がある。
３次冷却後、平均加熱速度５℃／ｓ以上の加熱速度で４００～６００℃の温度範囲まで加熱（３次加熱）した後、１０～１８００秒間維持（４次維持）することができる。３次加熱の平均加熱速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下にすることが好ましい。４次維持温度が４００℃未満の場合、低い熱処理温度により鋼板のＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。４次維持温度が６００℃を超過する場合、残留オーステナイトの分率が不足してＴ（γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。４次維持時間が１０秒未満の場合、熱処理時間が不足して鋼板のＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下する可能性がある。４次維持時間の上限は特に規定する必要はないが、１８００秒以下にすることが好ましい。
４次維持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００～５００℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）した後、１０～１８００秒間維持（５次維持）することができる。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以下にすることが好ましい。５次維持温度が３００℃未満の場合、低い熱処理温度によりＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。一方、５次維持温度が５００℃を超過する場合、残留オーステナイトの分率が不足してＴ（γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下することがある。５次維持時間が１０秒未満の場合、熱処理時間が不足して鋼板のＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）及び引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）が低下する可能性がある。５次維持時間の上限は特に規定する必要はないが、１８００秒以下にすることが好ましい。
１次冷却の冷却速度Ｖｃ１と上記４次冷却の冷却速度Ｖｃ４は、Ｖｃ１＞Ｖｃ４の関係を満たすことができる。
５次維持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（５次冷却）することができる。
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、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト及びその他の不可避な組織を含むことができ、好ましい一例として、体積分率で、１０～３０％のベイナイト、５０～７０％の焼戻しマルテンサイト、１０～３０％のフレッシュマルテンサイト、２～１０％の残留オーステナイト、５％以下（０％含む）のフェライトを含むことができる。
上述した製造方法によって製造された鋼板は、下記の［関係式５］で表される引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６～６．２＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式６］で表される引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６～１１．５＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式７］で表される降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．１５～０．４２を満たすことができる。
［関係式５］
ＢＴＥ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２＊［伸び率（Ｅｌ、％）］１／２
［関係式６］
ＢＴＨ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２＊［穴拡張率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式７］
ＩＹＲ＝１－［降伏比（ＹＲ）］
以下、具体的な実施例により本発明の一態様に係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って、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。
（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。この後、３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、表２及び表３の巻取温度で巻き取って、厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。この後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍ厚さまで冷間圧延を行った。
この後、下記表２～表７に記載の焼鈍熱処理条件で熱処理を行い、鋼板を製造した。下記表２及び表３において、単相域はＡｃ３～９２０℃の温度範囲を意味し、二相域はＡｃ３℃未満の温度範囲を意味する。
このように製造された鋼板の微細組織を観察して、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）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）及びパーライト（Ｐ）は研磨された試験片の断面をナイタールエッチングした後、ＳＥＭを介して観察した。ナイタールエッチング後に、試験片の表面に凹凸のない組織をフェライトで区分し、セメンタイトとフェライトのラメラ構造を有する組織をパーライトで区分した。ベイナイト（Ｂ）と焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）はすべてラス及びブロック形態で観察されて区分し難いため、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、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。つまり、ＳＥＭ観察で測定されたベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの分率で膨張曲線を介して計算された焼戻しマルテンサイトの分率を引いた値をベイナイトの分率で決定した。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の分率でＸ線回折法で計算された残留オーステナイトの分率を引いた値をフレッシュマルテンサイトの分率で決定した。
一方、鋼板の［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭ、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）、Ｔ（γ）／Ｖ（γ）、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２＊ＥＬ１／２）、引張強度と穴拡張率のバランス（ＴＳ２＊ＨＥＲ１／２）及び降伏比評価指数（ＩＹＲ）を測定及び評価して、その結果を表１０及び表１１に示した。
フレッシュマルテンサイト中のボロン（Ｂ）含有量（［Ｂ］ＦＭ）及び焼戻しマルテンサイト中のボロン（Ｂ）含有量（［Ｂ］ＴＭ）は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）を用いてフレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト内で測定されたボロン（Ｂ）濃度で決定した。平均結晶粒径が１．２μｍ以上の残留オーステナイト（Ｖ（１．２μｍ、γ））及びラス（ｌａｔｈ）形態の残留オーステナイト（Ｖ（ｌａｔｈ、γ））は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）の相地図（Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ）を用いて測定した。焼戻し残留オーステナイトは、ＥＰＭＡを用いて残留オーステナイトで測定された炭素（Ｃ）含有量に基づいて区分した。
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験片で評価して、引張強度（ＴＳ）及び伸び率（Ｅｌ）を測定した。穴拡張率（ＨＥＲ）は、穴拡張試験により評価され、１０ｍｍΨ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８］を用いて算出した。
［関係式８］
穴拡張率（ＨＥＲ、％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
上記関係式８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穴直径（ｍｍ）を意味し、Ｄ０は初期の穴直径（ｍｍ）を意味する。
Figure 0007640703000004
Figure 0007640703000005
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、［関係式１］～［関係式４］の全てを満たし、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６～６．２＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６～１１．５＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．１５～０．４２を満たすことが分かる。
試験片２は、１次平均加熱速度が５℃／ｓ未満で実施され、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトが不足した。その結果、試験片２はＴ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片３は、２次平均加熱速度が５℃／ｓ超過で実施され、塊状オーステナイトが形成されて焼戻しマルテンサイト中にボロン（Ｂ）が濃化できなかった。その結果、試験片３は［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭが０．５５超過、降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．４２超過、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４は、１次維持温度がＡｃ３未満の二相域で実施され、フェライト分率が超過した。その結果、試験片４は引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片５は、１次平均冷却速度が２℃／ｓ未満で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片５はＴ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片６は、２次維持温度が４００℃未満で実施され、熱処理温度が不足した。その結果、試験片６はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片７は、２次維持温度が６００℃超過で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片７はＶ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満、Ｔ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片８は、２次維持時間が５秒未満で実施され、熱処理時間が不足した。その結果、試験片８はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片９は、３次維持温度が３００℃未満で実施され、熱処理温度が不足した。その結果、試験片９はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１０は、３次維持温度が５００℃超過で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片１０はＶ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満、Ｔ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１１は、３次維持時間が５ｓ未満で実施され、熱処理時間が不足した。その結果、試験片１１はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１２は、３次平均冷却速度が２℃／ｓ未満で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片１２はＴ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１３は、３次冷却停止温度が２００℃未満で実施され、焼戻しマルテンサイトの分率が超過されて残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片１３はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、Ｔ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１４は、３次冷却停止温度が４００℃超過で実施され、ベイナイトの分率が超過されて焼戻しマルテンサイトの分率が不足した。その結果、試験片１４は引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１５は、４次維持温度が４００℃未満で実施され、熱処理温度が不足した。その結果、試験片１５はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１６は、４次維持温度が６００℃超過で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片１６はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、Ｔ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１７は、４次維持時間が１０ｓ未満で実施され、熱処理時間が不足した。その結果、試験片１７はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１８は、５次維持温度が３００℃未満で実施され、熱処理温度が不足した。その結果、試験片１８はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片１９は、５次維持温度が５００℃超過で実施され、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片１９はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、Ｔ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片２０は、５次維持時間が１０秒未満で実施され、熱処理時間が不足した。その結果、試験片２０はＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１２未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４２は、炭素（Ｃ）含有量が低くて、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４３は、炭素（Ｃ）含有量が高くて、焼戻しマルテンサイトの分率が不足してフレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片４３は引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４４は、シリコン（Ｓｉ）含有量が低くて、残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片４４はＶ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満、Ｔ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４５は、シリコン（Ｓｉ）含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片４５は引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４６は、アルミニウム（Ａｌ）含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片４６は引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４７は、マンガン（Ｍｎ）含有量が低くて、パーライト生成により残留オーステナイトの分率が不足した。その結果、試験片４７はＶ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）が０．５未満、Ｔ（γ）／Ｖ（γ）が０．０８未満、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４８は、マンガン（Ｍｎ）含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片４８は引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片４９は、クロム（Ｃｒ）含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片４９は引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片５０は、モリブデン（Ｍｏ）含有量が高くて、フレッシュマルテンサイトの分率が超過した。その結果、試験片５０は引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６未満、引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６未満であった。
試験片５１は、ボロン（Ｂ）含有量が低くて、焼戻しマルテンサイト中にボロン（Ｂ）が濃化できなかった。その結果、試験片５１は［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭが０．５５を超過し、降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．４２を超過した。
試験片５２は、ボロン（Ｂ）含有量が高くて、焼戻しマルテンサイト中にボロン（Ｂ）が過度に濃化した。その結果、試験片５２は［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭが０．０３未満であり、降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．１５未満であった。
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。

Claims (7)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、及びＢ：０．０００５～０．００５％を含み、残りのＦｅ及び不可避不純物からなり、
    微細組織として、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト、及びその他の不可避な組織を含み、
    前記微細組織は、体積分率で、１０～３０％のベイナイト、５０～７０％の焼戻しマルテンサイト、１０～３０％のフレッシュマルテンサイト、２～１０％の残留オーステナイト、５％以下（０％含む）のフェライトを含み、
    下記の［関係式１］～［関係式４］を満たす、加工性に優れた高強度鋼板。
    ［関係式１］
    ０．０３≦［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭ≦０．５５
    前記関係式１において、［Ｂ］ＦＭはフレッシュマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（重量％）であり、［Ｂ］ＴＭは焼戻しマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含有量（重量％）である。
    ［関係式２］
    Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１２
    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の分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
    ［関係式３］
    Ｖ（ｌａｔｈ、γ）／Ｖ（γ）≧０．５
    前記関係式３において、Ｖ（ｌａｔｈ、γ）はラス（ｌａｔｈ）形態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４］
    Ｔ（γ）／Ｖ（γ）≧０．０８
    前記関係式４において、Ｔ（γ）は鋼板の焼戻し残留オーステナイトの分率（体積％）であり、Ｖ（γ）は鋼板の残留オーステナイトの分率（体積％）である。
  2. 前記鋼板は、重量％で、下記の（１）～（８）のいずれか１つ以上をさらに含む、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
    （１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％、及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
    （２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
    （３）Ｃｕ：０～４．０％及びＮｉ：０～４．０％のうち１種以上
    （４）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
    （５）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
    （６）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
    （７）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
    （８）Ｃｏ：０～１．５％
  3. 前記鋼板は、下記の［関係式５］で表される引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０＊１０６～６．２＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式６］で表される引張強度と穴拡張率のバランス（ＢＴＨ）が６．０＊１０６～１１．５＊１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式７］で表される降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．１５～０．４２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５］
    ＢＴＥ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２＊［伸び率（Ｅｌ、％）］１／２
    ［関係式６］
    ＢＴＨ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２＊［穴拡張率（ＨＥＲ、％）］１／２
    ［関係式７］
    ＩＹＲ＝１－［降伏比（ＹＲ）］
  4. 重量％で、Ｃ：０．１～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、及びＢ：０．０００５～０．００５％を含み、残りの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；
    前記冷間圧延された鋼板を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃まで加熱（１次加熱）し、５℃／ｓ以下の平均加熱速度でＡｃ３～９２０℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）した後、５０～１２００秒間維持（１次維持）する段階；
    前記１次維持された鋼板を２～１００℃／ｓの平均冷却速度で４００～６００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）した後、５～６００秒間維持（２次維持）する段階；
    前記２次維持された鋼板を１～１００℃／ｓの平均冷却速度で３００～５００℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）した後、５～６００秒間維持（３次維持）する段階；
    前記３次維持された鋼板を２～１００℃／ｓの平均冷却速度で２００～４００℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）する段階；
    前記３次冷却された鋼板を５～１００℃／ｓの平均加熱速度で４００～６００℃の温度範囲まで加熱（３次加熱）した後、１０～１８００秒間維持（４次維持）する段階；
    前記４次維持された鋼板を１～１００℃／ｓの平均冷却速度で３００～５００℃の温度範囲まで冷却（４次冷却）した後、１０～１８００秒間維持（５次維持）する段階；及び
    前記５次維持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（５次冷却）する段階を含む、請求項１から３のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  5. 前記冷間圧延された鋼板は、下記の（１）～（８）のいずれか１つ以上をさらに含む、請求項４に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    （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：０～４．０％及びＮｉ：０～４．０％のうち１種以上
    （４）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
    （５）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
    （６）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
    （７）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
    （８）Ｃｏ：０～１．５％
  6. 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；
    ８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階；
    ３５０～６５０℃の温度範囲で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酸洗する段階；及び
    前記酸洗された鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する段階；により提供される、請求項４に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記１次冷却の冷却速度Ｖｃ１と前記４次冷却の冷却速度Ｖｃ４は、Ｖｃ１＞Ｖｃ４の関係を満たす、請求項４に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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