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JP7712366B2 - 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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JP7712366B2 - 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

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JP7712366B2 JP2023536890A JP2023536890A JP7712366B2 JP 7712366 B2 JP7712366 B2 JP 7712366B2 JP 2023536890 A JP2023536890 A JP 2023536890A JP 2023536890 A JP2023536890 A JP 2023536890A JP 7712366 B2 JP7712366 B2 JP 7712366B2
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Description

本発明は、自動車部品等に使用できる鋼板に関し、高強度特性を備えながらも、加工性に優れた鋼板及びこれを製造する方法に関する。
最近の自動車産業では、地球環境を保護するために素材の軽量化を図ると共に、搭乗者の安全性を確保できる方案に注目している。このような安全性及び軽量化への要求に応えるために、高強度鋼板の適用が急激に増加している。一般に鋼板の高強度化が進むほど、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、延性及び穴広げ性等に代表される加工性に優れた鋼板が求められている実情である。
残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した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ことが知られている。
鋼板の加工性をさらに改善する技術として、テンパードマルテンサイトを活用する方法が特許文献１及び２に開示されている。硬質のマルテンサイトを焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）させて作製したテンパードマルテンサイトは軟質化したマルテンサイトであるため、テンパードマルテンサイトには既存の焼戻しされていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）との強度の差が存在する。したがって、フレッシュマルテンサイトを抑制させ、テンパードマルテンサイトを形成すれば、加工性を向上させることができる。
しかし、特許文献１及び２に開示された技術では、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）が３．０×１０６～６．２×１０６（ＭＰａ２％１／２）の範囲を満たさず、これは強度及び延性の両方に優れた鋼板を確保することが困難であることを意味する。
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）の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）を添加することにより、フェライト－パーライト変態が抑制され、ベイナイトの生成が誘導されるため、強度及び加工性の両立を図ることができる。
しかし、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）の引張強度と穴広げ率のバランス（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ず、強度、穴広げ性、延性、及び降伏比の全てに優れた鋼板を確保することが困難であった。
すなわち、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）及び降伏比評価指数（ＩＹＲ）の全てに優れた鋼板に対する要求を満たしていない実情である。
韓国公開特許公報第１０－２００６－０１１８６０２号 日本公開特許公報第２００９－０１９２５８号 日本公開特許公報第２０１６－２１６８０８号
本発明の一側面によれば、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、引張強度と穴広げ率のバランス、及び降伏比評価指数の全てに優れた鋼板及びこれを製造する方法を提供することができる。
本発明の課題は、上述した事項に限定されない。本発明のさらなる課題は、明細書の全体的な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上で何ら困難がない。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．２５％、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、テンパードマルテンサイト、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組織を含み、下記の［関係式１］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）の含量（重量％）であり、［Ｂ］ＴＭはテンパードマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）の含量（重量％）である。
上記鋼板は、重量％で、下記の（１）～（８）のいずれか一つ以上をさらに含むことができる。
（１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
（２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
（３）Ｃｕ：０～４．０％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％のテンパードマルテンサイト、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％を含む）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２］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３］で表される引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６～１１．５×１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式４］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２］
ＢＴＥ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［伸び率（Ｅｌ、％）］１／２
［関係式３］
ＢＴＨ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴広げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＩＹＲ＝１－［降伏比（ＹＲ）］
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板の製造方法は、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と、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秒間保持（１次保持）する段階と、上記１次保持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００～４００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階と、上記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（３次加熱）した後、５０秒以上保持（２次保持）する段階と、上記２次保持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（２次冷却）する段階と、を含むことができる。
上記鋼スラブは、下記の（１）～（８）のいずれか一つ以上をさらに含むことができる。
（１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
（２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
（３）Ｃｕ：０～４．０％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℃に加熱する段階と、８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、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と、上記巻き取られた鋼板を酸洗する段階と、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と、を通じて提供され得る。
本発明の好ましい一側面によれば、引張強度と延性のバランス、引張強度と穴広げ性のバランス、及び降伏比評価指数に優れ、自動車部品等に好適に使用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って、以下では、本発明の好ましい実現例について説明する。本発明の実現例は様々な形態に変形することができ、本発明の範囲は以下で説明される実現例に限定されるものとして解釈されてはならない。本実現例は、当該発明が属する技術分野において通常の知識を有する者に、本発明をより詳細に説明するために提供されるものである。
本発明の発明者らは、ベイナイト、テンパードマルテンサイト、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）添加型の変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、ＴＲＩＰ）鋼において、テンパードマルテンサイト、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、テンパード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）の含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サイズ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広げ性のバランス、及び優れた降伏比評価指数を同時に確保可能であることを認知した。これを究明し、優れた強度、降伏比、延性及び穴広げ性を効果的に両立させることができる方法を考案し、本発明に至った。
以下、本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板についてより詳細に説明する。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．２５％、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、テンパードマルテンサイト、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組織を含み、下記の［関係式１］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）の含量（重量％）であり、［Ｂ］ＴＭはテンパードマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）の含量（重量％）である。
以下では、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、各元素の含量を示す％は重量を基準とする。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１～０．２５％、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％を含む）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含む）、Ｖ：０．５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：３．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：３．０％以下（０％を含む）、Ｃｕ：４．０％以下（０％を含む）、Ｎｉ：４．０％以下（０％を含む）、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｙを除くＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｍｇ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｗ：０．５％以下（０％を含む）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含む）、Ｓｂ：０．５％以下（０％を含む）、Ｓｎ：０．５％以下（０％を含む）、Ｙ：０．２％以下（０％を含む）、Ｈｆ：０．２％以下（０％を含む）、Ｃｏ：１．５％以下（０％を含む）のうち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、本発明では、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）含量は０．１％超過であってもよく、０．１１％以上であってもよく、０．１２％以上であってもよい。一方、炭素（Ｃ）含量が一定レベルを超える場合、過度な強度上昇によって延性が低下し、溶接性が劣化することがある。したがって、本発明では、炭素（Ｃ）含量の上限を０．２５％に制限することができる。炭素（Ｃ）含量は０．２４％以下であってもよく、より好ましい炭素（Ｃ）含量は０．２３％以下であってもよい。
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により加工性を改善する元素でもある。また、シリコン（Ｓｉ）はセメンタイトの析出を抑制させ、残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。したがって、本発明では、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）含量は０．０２％以上であってもよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含量は０．０４％以上であってもよい。但し、シリコン（Ｓｉ）含量が一定レベルを超える場合、めっき工程で未めっきのようなめっき欠陥の問題を誘発するだけでなく、鋼板の溶接性を低下させることがあるため、本発明では、シリコン（Ｓｉ）含量の上限を１．５％に制限することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は１．４８％であってもよく、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含量の上限は１．４６％であってもよい。
マンガン（Ｍｎ）：１．０～４．０％
マンガン（Ｍｎ）は、強度と延性を共に高めるのに有用な元素である。したがって、本発明では、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）含量の下限は１．２％であってもよく、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の下限は１．４％であってもよい。一方、マンガン（Ｍｎ）が過剰に添加される場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素（Ｃ）濃化度が不十分になるため、目的とするオーステナイト分率を確保できないという問題点が存在する。したがって、本発明では、マンガン（Ｍｎ）含量の上限を４．０％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含量の上限は３．９％であってもよい。
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行う元素である。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、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、本発明では、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）含量は０．０３％以上であってもよく、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量は０．０５％以上であってもよい。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過剰に添加される場合、鋼板の介在物が増加するだけでなく、鋼板の加工性を低下させることがあるため、本発明では、アルミニウム（Ａｌ）含量の上限を１．５％に制限することができる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含量の上限は１．４８％であり得る。
リン（Ｐ）：０．１５％以下（０％を含む）
リン（Ｐ）は、不純物として含まれる、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％を含む）
硫黄（Ｓ）は、不純物として含まれる、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）の含量は０．０３％以下であることが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０３％以下（０％を含む）
窒素（Ｎ）は、不純物として含まれる、連続鋳造中に窒化物を作り、スラブの割れを引き起こす元素である。したがって、窒素（Ｎ）の含量は０．０３％以下であることが好ましい。
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。また、本発明は、テンパードマルテンサイト中のボロン（Ｂ）を濃化させること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広げ性のバランス、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べきである。したがって、本発明では、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）が一定レベルを超えて添加される場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、ボロン（Ｂ）の含量の上限を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、これについては以下で詳細に説明する。
チタン（Ｔｉ）：０～０．５％、ニオブ（Ｎｂ）：０～０．５％及びバナジウム（Ｖ）：０～０．５％のうち１種以上
チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）は、析出物を作って結晶粒を微細化させる元素であり、鋼板の強度及び衝撃靭性の向上にも寄与する元素であるため、本発明では、このような効果のために、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）のうちの１種以上を添加することができる。但し、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）の各含量が一定レベルを超える場合、過度な析出物が形成され、衝撃靭性が低下するだけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）の含量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
クロム（Ｃｒ）：０～３．０％及びモリブデン（Ｍｏ）：０～３．０％のうち１種以上
クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、合金化処理時にオーステナイト分解を抑制するだけでなく、マンガン（Ｍｎ）と同様にオーステナイトを安定化させる元素であるため、本発明では、このような効果のためにクロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）のうちの１種以上を添加することができる。但し、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の含量が一定レベルを超える場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素（Ｃ）濃化量が不十分になるため、目的とする残留オーステナイト分率を確保することができない。したがって、本発明では、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の含量をそれぞれ３．０％以下に制限することができる。
銅（Ｃｕ）：０～４．０％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）は鋼板表面に濃化することにより、鋼板内へ移動する水素の侵入を防止し、水素遅延破壊を抑制する元素でもある。したがって、本発明では、このような効果のために、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）のうちの１種以上を添加することができる。但し、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）の含量をそれぞれ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）を除く希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０５％のうち１種以上
ここで、希土類元素（ＲＥＭ）とは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）とランタン族元素を意味する。カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）は、硫化物を球状化させることにより、鋼板の延性向上に寄与する元素であるため、本発明では、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）の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、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、本発明では、このような効果のために、タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）のうちの１種以上を添加することができる。但し、タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コストが上昇する原因となるため、本発明では、タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）の含量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
アンチモン（Ｓｂ）：０～０．５％及び錫（Ｓｎ）：０～０．５％のうち１種以上
アンチモン（Ｓｂ）及び錫（Ｓｎ）は、鋼板のめっき濡れ性とめっき密着性を向上させる元素であるため、本発明では、このような効果のために、アンチモン（Ｓｂ）及び錫（Ｓｎ）のうちの１種以上を添加することができる。但し、アンチモン（Ｓｂ）及び錫（Ｓｎ）の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の脆性が増加して熱間加工又は冷間加工の際に割れが発生することがあるため、本発明では、アンチモン（Ｓｂ）及び錫（Ｓｎ）の含量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
イットリウム（Ｙ）：０～０．２％及びハフニウム（Ｈｆ）：０～０．２％のうち１種以上
イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）は、鋼板の耐食性を向上させる元素であるため、本発明では、このような効果のために、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）のうちの１種以上を添加することができる。但し、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の延性が劣化することがあるため、本発明では、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）の含量をそれぞれ０．２％以下に制限することができる。
コバルト（Ｃｏ）：０～１．５％
コバルト（Ｃｏ）は、ベイナイト変態を促進させてＴＲＩＰ効果を増加させる元素であるため、本発明では、このような効果のために、コバルト（Ｃｏ）を添加することができる。但し、コバルト（Ｃｏ）の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の溶接性と延性が劣化することがあるため、本発明では、コバルト（Ｃｏ）の含量を１．５％以下に制限することができる。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、前述した成分以外に残りのＦｅ及びその他の不可避不純物を含むことができる。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入し得るため、これを全面的に排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容を特に言及しない。さらに、前述の成分以外に有効な成分のさらなる添加が全面的に排除されるものではない。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、ベイナイト、テンパードマルテンサイト（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組織を微細組織として含むことができる。
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、ＦＭ）と焼戻しされたマルテンサイト（テンパードマルテンサイト、ＴＭ）は、いずれも鋼板の強度を向上させる微細組織である。しかし、テンパードマルテンサイト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特徴がある。また、テンパード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）、引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、及び降伏比評価指数（１－ＹＲ）を確保するために、テンパード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広げ率のバランス（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、テンパード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。より好ましいテンパードマルテンサイトの分率は、５２体積％以上又は５４体積％以上であってもよく、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％以上であってもよい。一方、テンパードマルテンサイト又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、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広げ率のバランス（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、本発明では、テンパード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。より好ましいテンパードマルテンサイトの分率は、６８体積％以下又は６５体積％以下であってもよく、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％以下であってもよい。
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）、引張強度と穴広げ率のバランス（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広げ率のバランス（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％以上又は１４体積％以上であってもよい。一方、ベイナイトが過剰に形成される場合、テンパードマルテンサイトの分率減少を誘発するため、目的とする引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）、引張強度と穴広げ率のバランス（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分率は、１２体積％以上又は１４体積％以上であってもよく、２８体積％以下又は２６体積％以下であってもよい。
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り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である場合には、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）が３．０×１０６（ＭＰａ２％１／２）未満となり、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えると、局部伸び率（Ｌｏｃａｌ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）が低下したり、スポット溶接性が低下することがある。したがって、本発明では、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分率は、３体積％以上であってもよく、８体積％以下であってもよい。
本発明の鋼板は、不可避組織として、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ことがあるため、本発明では、フェライトの分率を５体積％（０％を含む）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したり、残留オーステナイトの分率が低減することがあるため、本発明ではパーライトの形成を極力制限しようとする。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式１］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）の含量（重量％）であり、［Ｂ］ＴＭはテンパードマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）の含量（重量％）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）、引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、及び降伏比評価指数（１－ＹＲ）を確保するために、テンパードマルテンサイト、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、テンパード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）含量の比率を一定範囲に制御し、全残留オーステナイトに対する特定のサイズ、形状、及び種類の残留オーステナイトの比率を一定範囲に制御する。
本発明は、［関係式１］のようにテンパードマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）の含量（［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）の含量（［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）の引張強度と穴広げ率のバランス（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鋼の物性確保方案に関して鋭意研究を行った結果、理論的根拠が明確に究明されたわけではないが、テンパードマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）含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）含量の比率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できることに注目するようになった。特に、テンパード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）含量の比率に応じ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］のようにテンパードマルテンサイトに含まれるボロン（Ｂ）含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）含量の比率を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）、引張強度と穴広げ率のバランス（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。
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２］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３］で表される引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６～１１．５×１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式４］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２］
ＢＴＥ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［伸び率（Ｅｌ、％）］１／２
［関係式３］
ＢＴＨ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴広げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
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。
本発明の一側面によ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秒間保持（１次保持）する段階と、上記１次保持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００～４００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階と、上記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（３次加熱）した後、５０秒以上保持（２次保持）する段階と、上記２次保持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（２次冷却）する段階と、を含むことができる。
上記冷間圧延された鋼板は、所定の合金組成を有する鋼スラブを１０００～１３５０℃に加熱する段階と、８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、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と、上記巻き取られた鋼板を酸洗する段階と、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と、を経て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、前述した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、前述した鋼板の合金組成に対する説明で代替する。
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る。このとき、鋼スラブの加熱温度は１０００～１３５０℃の範囲であってもよい。鋼スラブの加熱温度が１０００℃未満である場合、目的とする仕上げ熱間圧延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てしまうおそれがある。
熱間圧延及び巻取り
加熱された鋼スラブは、熱間圧延されて熱延鋼板として提供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、過度な圧延負荷が問題となる可能性があり、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超える場合は、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可能性がある。
熱間圧延が完了した熱延鋼板は、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却されることができ、３５０～６５０℃の温度範囲で巻き取ることができる。これは、巻取り温度が３５０℃未満である場合、巻取りが容易ではなく、巻取り温度が６５０℃を超える場合は、表面スケール（ｓｃａｌｅ）が熱延鋼板の内部まで形成され、酸洗を困難にするおそれがあるためである。
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。本発明では、酸洗及び冷間圧延の条件を特に制限してはいないが、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困難になるおそれがある。
冷間圧延された鋼板は、焼鈍熱処理工程を経て未めっきの冷延鋼板としてもよいし、耐食性を付与するためにめっき工程を経てめっき鋼板としてもよい。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、その方法と種類は特に制限されない。
焼鈍熱処理
本発明は、鋼板の強度及び加工性を同時に確保するために、焼鈍熱処理工程を実施する。
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、５０～１２００秒間保持（１次保持）する。
７００℃まで加熱する１次加熱の平均加熱速度が５℃／ｓ未満である場合、加熱中に生成されたフェライトとセメンタイトから塊状のオーステナイトが形成され、結局、最終組織として微細なテンパード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、目的とする引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）及び引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が実現できなくなる。また、１次保持温度までの２次加熱速度が５℃／ｓを超える場合、加熱中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し、塊状のオーステナイトが多量に形成され、最終組織が粗大化し、テンパードマルテンサイトにボロン（Ｂ）が十分に濃化しない可能性がある。これにより、［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭが０．５５を超えることになり、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）、引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、及び降伏比評価指数（ＩＹＲ）が実現できなくなる。
１次保持温度がＡｃ３未満（二相域）である場合、５体積％以上のフェライトが形成され、それによって引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）、及び引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が低下することがある。また、１次保持時間が５０秒未満である場合、組織を十分に均一化させず、鋼板の物性が低下することがある。１次保持温度及び１次保持時間の上限は特に限定されないが、結晶粒の粗大化による靭性の減少を防止するために、１次保持温度は９２０℃以下、１次保持時間は１２００秒以下に制限することが好ましい。
１次保持の後、１℃／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（１次冷却）することができる。１次冷却の平均冷却速度が１℃／ｓ未満である場合、遅い冷却により残留オーステナイトの分率が不足し、それにより鋼板の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）が低下することがある。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℃／ｓ以下とすることが好ましい。１次冷却停止温度が２００℃未満である場合、テンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトが不足して鋼板の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）、及び引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が低下することがある。一方、１次冷却停止温度が４００℃を超える場合、ベイナイトが過度に形成され、テンパードマルテンサイトが不足して鋼板の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）、及び引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が低下することがある。
２次冷却の後、平均加熱速度５℃／ｓ以上の加熱速度で３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（３次加熱）してから５０秒以上保持（２次保持）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以下とすることが好ましい。２次保持温度が３５０℃未満、又は２次保持時間が５０秒未満である場合、テンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトの分率を確保しにくくなる。その結果、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）、及び引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が低下することがある。２次保持温度が５５０℃を超えるか、又は２次保持時間が１５５，０００秒を超える場合は、残留オーステナイトの分率が不足して鋼板の引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）が低下することがある。
２次保持の後、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。
前述の製造方法により製造された加工性に優れた高強度鋼板は、微細組織として、ベイナイト、テンパードマルテンサイト、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％のテンパードマルテンサイト、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％を含む）のフェライトを含むことができる。
前述の製造方法により製造された鋼板は、下記の［関係式２］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３］で表される引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６～１１．５×１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式４］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２］
ＢＴＥ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［伸び率（Ｅｌ、％）］１／２
［関係式３］
ＢＴＨ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴広げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＩＹＲ＝１－［降伏比（ＹＲ）］
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。下記の実施例は本発明を理解するためのものであり、本発明の権利範囲を特定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定される。
（実施例）
下記表１に記載の合金組成（残りはＦｅと不可避不純物である）を有する厚さ１００ｍｍの鋼スラブを製造し、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の巻取り温度で巻き取り、厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。その後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍの厚さまで冷間圧延を行った。
その後、下記表２～表５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。下記の表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。
このようにして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。微細組織中、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）、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ルエッチングした後、ＳＥＭを通じて観察した。ナイタルエッチングした後に、試験片の表面に凹凸のない組織をフェライトとして区分し、セメンタイト及びフェライトのラメラ構造を有する組織をパーライトと区分した。ベイナイト（Ｂ）及びテンパードマルテンサイト（ＴＭ）はいずれもラス（ｌａｔｈ）及びブロックの形態で観察され、区分が難しいため、ベイナイトとテンパードマルテンサイトはダイラテーション（ｄｉｌａｔａｔｉｏｎ）評価後に膨張曲線を用いて分率を計算した。すなわち、ＳＥＭ観察により測定されたベイナイト及びテンパードマルテンサイトの分率から膨張曲線を用いて計算されたテンパードマルテンサイトの分率を引いた値をベイナイトの分率と決定した。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により観察されたマルテンサイト及び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引いた値をフレッシュマルテンサイト分率と決定した。
一方、鋼板の［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭ、引張強度と伸び率のバランス（ＴＳ２×ＥＬ１／２）、引張強度と穴広げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、及び降伏比評価指数（ＩＹＲ）を測定及び評価し、その結果を表８及び表９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）及びテンパード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テンパードマルテンサイト内で測定されたボロン（Ｂ）の濃度で決定した。
引張強度（ＴＳ）及び伸び率（Ｅｌ）は引張試験により評価され、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準にＪＩＳ５号規格に基づいて採取された試験片で評価し、引張強度（ＴＳ）及び伸び率（Ｅｌ）を測定した。穴広げ率（ＨＥＲ）は穴広げ試験によって評価され、１０ｍｍΨのパンチ穴（ダイ内径１０．３ｍｍ、クリアランス１２．５％）を形成した後、頂角６０°の円錐型パンチをパンチ穴のバリ（ｂｕｒｒ）が外側になる方向にパンチ穴に挿入し、２０ｍｍ／ｍｉｎの移動速度でパンチ穴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］
穴広げ率（ＨＥＲ、％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
上記関係式５において、Ｄは割れが厚さ方向に沿って鋼板を貫通したときの穴の直径（ｍｍ）を意味し、Ｄ０は初期の穴の直径（ｍｍ）を意味する。
上記表１～９に示すように、本発明で提示する条件を満たす試験片の場合、［関係式１］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、引張強度と穴広げ率のバランス（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、テンパードマルテンサイトと残留オーステナイトが不足していた。その結果、試験片２は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（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、塊状のオーステナイトが形成され、テンパードマルテンサイト中にボロン（Ｂ）が濃化しなかった。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、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片４は、１次保持温度がＡｃ３未満の二相域で実施され、フェライト分率が過剰であった。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、引張強度と穴広げ率のバランス（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１℃／ｓ未満で実施され、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片５は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満であった。
試験片６は、１次冷却停止温度が２００℃未満で実施され、テンパードマルテンサイト分率が過剰であり、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片６は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片７は、１次冷却停止温度が４００℃超過で実施され、ベイナイト分率が過剰であり、テンパードマルテンサイト分率が不足していた。その結果、試験片７は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片８は、２次保持温度が３５０℃未満で実施され、テンパードマルテンサイト分率が過剰であり、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片８は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片９は、２次保持温度が５５０℃超過で実施され、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片９は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満であった。
試験片１０は、２次保持時間が５０ｓ未満で実施され、テンパードマルテンサイト分率が過剰であり、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片１０は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片１１は、２次保持時間が１５５，０００ｓ超過で実施され、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片１１は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満であった。
試験片３３は、炭素（Ｃ）含有量が低く、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片３４は、炭素（Ｃ）含有量が高く、テンパードマルテンサイト分率が不足し、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であり、残留オーステナイト分率が過剰であった。その結果、試験片３４は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片３５は、シリコン（Ｓｉ）含有量が低く、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片３５は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満であった。
試験片３６は、シリコン（Ｓｉ）含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。その結果、試験片３６は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片３７は、アルミニウム（Ａｌ）含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。その結果、試験片３７は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片３８は、マンガン（Ｍｎ）含有量が低く、パーライトが生成され、残留オーステナイト分率が不足していた。その結果、試験片３８は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満であった。
試験片３９は、マンガン（Ｍｎ）含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。その結果、試験片３９は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片４０はクロム（Ｃｒ）含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。その結果、試験片４０は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片４１はモリブデン（Ｍｏ）含有量が高く、フレッシュマルテンサイト分率が過剰であった。その結果、試験片４１は、引張強度と伸び率のバランス（ＢＴＥ）が３．０×１０６未満、引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６未満であった。
試験片４２はボロン（Ｂ）含有量が低く、テンパードマルテンサイト中にボロン（Ｂ）が濃化しなかった。その結果、試験片４２は、［Ｂ］ＦＭ／［Ｂ］ＴＭが０．５５を超え、降伏比評価指数（ＩＹＲ）が０．４２を超えている。
試験片４３はボロン（Ｂ）含有量が高く、テンパード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４３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。
以上のように、実施例を挙げて本発明について詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載された特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。

Claims (6)

  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、Ｂ：０．０００５～０．００５％を含み、残りのＦｅ及び不可避不純物からなり、
    微細組織は体積分率で、１０～３０％のベイナイト、５０～７０％のテンパードマルテンサイト、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％を含む）のフェライトを含み、
    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］
    ０．０３≦［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）の含量（重量％）であり、［Ｂ］ＴＭはテンパードマルテンサイトに含まれたボロン（Ｂ）の含量（重量％）である。
  2. 前記鋼板は、重量％で、下記の（１）～（８）のいずれか一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２］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３］で表される引張強度と穴広げ率のバランス（ＢＴＨ）が６．０×１０６～１１．５×１０６（ＭＰａ２％１／２）を満たし、下記の［関係式４］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又は２に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
    ［関係式２］
    ＢＴＥ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［伸び率（Ｅｌ、％）］１／２
    ［関係式３］
    ＢＴＨ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴広げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
    ［関係式４］
    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、Ｂ：０．０００５～０．００５％を含み、残りのＦｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを用いて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秒間保持（１次保持）する段階と、
    前記１次保持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００～４００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階と、
    前記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均加熱速度で３５０～５５０℃の温度範囲まで加熱（３次加熱）した後、５０秒以上保持（２次保持）する段階と、
    前記２次保持された鋼板を１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（２次冷却）する段階と、を含み、
    微細組織は、体積分率で、１０～３０％のベイナイト、５０～７０％のテンパードマルテンサイト、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％を含む）のフェライトを含む、加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  5. 前記鋼スラブは、下記の（１）～（８）のいずれか一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℃に加熱する段階と、
    ８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、
    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と、
    前記巻き取られた鋼板を酸洗する段階と、
    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と、を通じて提供される、請求項４又は５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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