Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

JP2024109821A - 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2024109821A
JP2024109821A JP2024084051A JP2024084051A JP2024109821A JP 2024109821 A JP2024109821 A JP 2024109821A JP 2024084051 A JP2024084051 A JP 2024084051A JP 2024084051 A JP2024084051 A JP 2024084051A JP 2024109821 A JP2024109821 A JP 2024109821A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
cooling
steel sheet
temperature range
retained austenite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2024084051A
Other languages
English (en)
Inventor
ジェ－フン イ、
Jae-Hoon Lee
ヤン－ロク イム、
Young-Roc Im
ウル―ヨン チェ、
Eul-Yong Choi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2024109821A publication Critical patent/JP2024109821A/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/68—Furnace coilers; Hot coilers
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Landscapes

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

Abstract

【課題】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り、強度と延性のバランス及び強度と穴拡げ性のバランスに優れ、曲げ加工性に優れた鋼板とこれを製造する方法を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織として含む。ナノインデンターを用いて測定した各組織のナノ硬度値が所定の関係を満たし、平均結晶粒径が１．２μｍ以上である残留オーステナイトが所定の体積分率を満たす。【選択図】なし

Description

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。
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。このような安定性及び軽量化の要求に
応えるために、高強度鋼板の適用が急激に増加している。一般的に鋼板の高強度化が行わ
れるほど鋼板の加工性は低下するものと知られている。したがって、自動車部品用鋼板に
おいて、高強度特性を備えながらも、延性、曲げ加工性及び穴拡げ性などに代表される加
工性に優れた鋼板が求められている実情である。
鋼板の加工性を改善する技術として、テンパードマルテンサイトを活用する方法が特許
文献１及び２に開示されている。硬質のマルテンサイトをテンパリング（ｔｅｍｐｅｒｉ
ｎｇ）させて作ったテンパードマルテンサイトは軟質化されたマルテンサイトであるため
、テンパードマルテンサイトは既存のテンパリングされていないマルテンサイト（フレッ
シュマルテンサイト）と強度の差が存在する。したがって、フレッシュマルテンサイトを
抑制させてテンパードマルテンサイトを形成すると加工性が増加することができる。
しかしながら、特許文献１及び２に開示された技術では、引張強度と延伸率のバランス
（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上を満たせず、これは強度及び延性ともに優れ
た鋼板を確保しにくいことを意味する。
一方、自動車部材用鋼板は、高強度でありながら加工性に優れた特性を全て得るために
、残留オーステナイトの変態有機焼成を用いたＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ
Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼が開発された。特許文献３では、強度及び
加工性に優れたＴＲＩＰ鋼が開示されている。
特許文献３では、多角形のフェライトと残留オーステナイト及びマルテンサイトを含ん
で、延性及び加工性を向上させようとしたが、ベイナイトを主相としているため、高い強
度を確保できず、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）も２２，０００ＭＰａ％以
上を満たせないことが分かる。
すなわち、高い強度を有しながらも、延性、曲げ加工性及び穴拡げ性などに代表される
加工性に優れた鋼板に対する要求を満たしていない実情である。
韓国公開特許公報第１０－２００６－０１１８６０２号 日本公開特許公報第２００９－０１９２５８号 韓国公開特許公報第１０－２０１４－００１２１６７号
本発明の一側面によると、鋼板の組成及び微細組織を最適化して優れた延性、曲げ加工
性及び穴拡げ性を有する高強度鋼板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、明細書の全
体内容に記載されており、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、本
発明の明細書に記載された内容から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない
。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．７
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含
み、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト
及び残留オーステナイトを微細組織として含み、下記の［関係式１］及び［関係式２］を
満たすことができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
上記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用い
て測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値
（Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベ
イナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。
［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。
上記鋼板は、下記の（１）～（９）の中から１つ以上をさらに含むことができる。
（１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
（２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
（３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
（４）Ｂ：０～０．００５％
（５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０
５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％
上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％であることが
できる。
上記鋼板の微細組織は、体積分率で、３０～７０％のテンパードマルテンサイト、１０
～４５％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、３～２０％のフェライト及
び不可避な組織を含むことができる。
上記鋼板は、下記の［関係式３］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４］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５］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０であることができる。
［関係式３］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式４］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式５］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式５において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（
ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
本発明の他の一側面による加工性に優れた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；上記冷間圧延された鋼板をＡｃ１
以上Ａｃ３未満の温度範囲で加熱（１次加熱）して、５０秒以上維持（１次維持）する段
階；平均冷却速度１℃／ｓ以上で、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；平均冷却速度２℃／ｓ以上で、３５０～５５０℃の温度範
囲まで冷却（２次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階；平均冷
却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）し、この温度
範囲で５秒以上維持（３次維持）する段階；平均冷却速度２℃／ｓ以上で、１００～３０
０℃の温度範囲（２次冷却停止温度）まで冷却（４次冷却）する段階；５℃／ｓ以上の平
均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、この温度範囲で５０
秒以上維持（４次維持）する段階；及び常温まで冷却（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）～（９）の中から１つ以上をさらに含むことができる。
（１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
（２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
（３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
（４）Ｂ：０～０．００５％
（５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０
５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％
上記鋼スラブに含まれる上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６
．０重量％であることができる。
上記冷間圧延された鋼板の用意は、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；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；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；及び上記熱延焼鈍に
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；を含むことができ
る。
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。
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。
本発明は、加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するものであり、以下では
、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形に変形することがで
き、本発明の範囲が以下で説明される実施例に限定されるものと解釈されてはいけない。
本実施例は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに
詳細に説明するために提供されるものである。
本発明の発明者らは、ベイナイト、テンパードマルテンサイト、残留オーステナイト及
びフェライトを含む変態有機焼成（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐ
ｌａｓｔｉｃｉｔｙ、ＴＲＩＰ）鋼において、残留オーステナイトの安定化を図るととも
に、残留オーステナイト及びフェライトに含まれる特定成分の割合を一定範囲に制御する
場合、残留オーステナイトとフェライトの相間硬度差を減少させることで、鋼板の加工性
及び強度の同時確保が可能であることを認知するようになった。これを究明し、高強度鋼
の延性及び加工性を向上させることができる方法を見出し、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：０．２５～０．７
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含
み、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト
及び残留オーステナイトを微細組織として含み、下記の［関係式１］及び［関係式２］を
満たすことができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
上記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用い
て測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値
（Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベ
イナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。
［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。
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。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．７
５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１
５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含
む。また、追加的にＴｉ：０．５％以下（０％含む）、Ｎｂ：０．５％以下（０％含む）
、Ｖ：０．５％以下（０％含む）、Ｃｒ：３．０％以下（０％含む）、Ｍｏ：３．０％以
下（０％含む）、Ｃｕ：４．５％以下（０％含む）、Ｎｉ：４．５％以下（０％含む）、
Ｂ：０．００５％以下（０％含む）、Ｃａ：０．０５％以下（０％含む）、Ｙを除くＲＥ
Ｍ：０．０５％以下（０％含む）、Ｍｇ：０．０５％以下（０％含む）、Ｗ：０．５％以
下（０％含む）、Ｚｒ：０．５％以下（０％含む）、Ｓｂ：０．５％以下（０％含む）、
Ｓｎ：０．５％以下（０％含む）、Ｙ：０．２％以下（０％含む）、Ｈｆ：０．２％以下
（０％含む）、Ｃｏ：１．５％以下（０％含む）のうち１種以上をさらに含むことができ
る。なお、上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０％であるこ
とができる。
炭素（Ｃ）：０．２５～０．７５％
炭素（Ｃ）は、鋼板の強度確保に必須元素であるとともに、鋼板の延性向上に寄与する
残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、この効果を達
成するために、０．２５％以上の炭素（Ｃ）を含むことができる。好ましい炭素（Ｃ）含
有量は０．２５％超過であることができ、０．２７％以上であることができ、０．３０％
以上であることができる。より好ましい炭素（Ｃ）含有量は、０．３１％以上であること
ができる。一方、炭素（Ｃ）含有量が一定レベルを超過する場合、過度の強度上昇に伴っ
て冷却圧延が困難になることがある。したがって、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を
０．７５％に制限することができる。炭素（Ｃ）含有量は０．７０％以下であることがで
き、より好ましい炭素含有量（Ｃ）は０．６７％以下であることができる。
シリコン（Ｓｉ）：４．０％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化による強度向上に寄与する元素であり、フェライトを強
化させ、組織を均一化させることで加工性を改善する元素でもある。また、シリコン（Ｓ
ｉ）は、セメンタイトの析出を抑制させて残留オーステナイトの生成に寄与する元素であ
る。したがって、本発明は、このような効果を達成するためにシリコン（Ｓｉ）を必須に
添加することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０２％以上であることが
でき、より好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０５％以上であることができる。但し
、シリコン（Ｓｉ）含有量が一定レベルを超過する場合、めっき工程で未めっきのように
めっき欠陥問題を誘発するだけでなく、鋼板の溶接性を低下させるおそれがあるため、本
発明はシリコン（Ｓｉ）含有量の上限を４．０％に制限することができる。好ましいシリ
コン（Ｓｉ）含有量の上限は３．８％であることができ、より好ましいシリコン（Ｓｉ）
含有量の上限は３．５％であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：５．０％以下（０％は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素である。また、ア
ルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）と同様にセメンタイト析出を抑制させて、残留
オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、このような効果を
達成するために、アルミニウム（Ａｌ）を必須に添加することができる。好ましいアルミ
ニウム（Ａｌ）含有量は０．０５％以上であることができ、より好ましいアルミニウム（
Ａｌ）含有量は０．１％以上であることができる。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過多に
添加される場合、鋼板の介在物が増加されるだけでなく、鋼板の加工性を低下させるおそ
れがあるため、本発明はアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を５．０％に制限することが
できる。好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．７５％であることができ、よ
り好ましいアルミニウム（Ａｌ）含有量の上限は４．５％であることができる。
一方、シリコン（Ｓｉ）とアルミニウム（Ａｌ）の合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．
０～６．０％であることが好ましい。シリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）は、本
発明において微細組織形成に影響を与え、延性、曲げ加工性及び穴拡げ性に影響を及ぼす
成分であるため、シリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の合計含有量は１．０～６
．０％であることが好ましい。より好ましいシリコン（Ｓｉ）とアルミニウム（Ａｌ）の
合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．５％以上であることができ、４．０％以下であること
ができる。
マンガン（Ｍｎ）：０．９～５．０％
マンガン（Ｍｎ）は、強度及び延性を一緒に高めるために有用な元素である。したがっ
て、本発明は、このような効果を達成するためにマンガン（Ｍｎ）含有量の下限を０．９
％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．０％であるこ
とができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の下限は１．１％であることができる。
一方、マンガン（Ｍｎ）が過多に添加される場合、ベイナイト変態時間が増加してオース
テナイト中の炭素（Ｃ）濃化度が十分でなくなるため、目的とするオーステナイトの分率
が確保できないという問題点が存在する。したがって、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有
量の上限を５．０％に制限することができる。好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は
４．７％であることができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）含有量の上限は４．５％であ
ることができる。
リン（Ｐ）：０．１５％以下（０％含む）
リン（Ｐ）は、不純物として含有されて衝撃靭性を劣化させる元素である。したがって
、リン（Ｐ）の含有量は０．１５％以下に管理することが好ましい。
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。
窒素（Ｎ）：０．０３％以下（０％含む）
窒素（Ｎ）は、不純物として含有されて連続鋳造中に窒化物を作り、スラブの亀裂を引
き起こす元素である。したがって、窒素（Ｎ）の含有量は０．０３％以下であることが好
ましい。
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
発明はこのような効果のためにチタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）中
の１種以上を添加することができる。但し、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）及びバナジ
ウム（Ｖ）の各含有量が一定レベルを超過する場合、過度の析出物が形成されて衝撃靭性
が低下するのみならず、製造原価の上昇の原因となるため、本発明はチタン（Ｔｉ）、ニ
オブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することがで
きる。
クロム（Ｃｒ）：０～３．０％及びモリブデン（Ｍｏ）：０～３．０％のうち１種以上
クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、合金化処理時のオーステナイト分解を抑制
するだけでなく、マンガン（Ｍｎ）と同様にオーステナイトを安定化させる元素であるた
め、本発明はこのような効果のためにクロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）中の１種以
上を添加することができる。但し、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量が一
定レベルを超過する場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素（Ｃ）
濃化量が十分でなくなるため、目的とする残留オーステナイトの分率を確保することがで
きない。したがって、本発明は、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）の含有量をそれ
ぞれ３．０％以下に制限することができる。
銅（Ｃｕ）：０～４．５％及びニッケル（Ｎｉ）：０～４．５％のうち１種以上
銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させ、腐食を抑制する元
素である。また、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）は鋼板表面に濃化し、鋼板内に移動す
る水素侵入を防ぎ、水素遅延破壊を抑制する元素でもある。したがって、本発明は、この
ような効果のために、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）中の１種以上を添加することがで
きる。但し、銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）の含有量が一定レベルを超過する場合、過
度な特性効果だけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明は銅（Ｃｕ）及びニ
ッケル（Ｎｉ）の含有量をそれぞれ４．５％以下に制限することができる。
ホウ素（Ｂ）：０～０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性を向上させて強度を高める元素であり、結晶粒界の核生成を
抑制する元素でもある。したがって、本発明は、このような効果のために、ホウ素（Ｂ）
を添加することができる。但し、ホウ素（Ｂ）の含有量が一定レベルを超過する場合、過
度な特性効果だけでなく、製造原価の上昇の原因となるため、本発明はホウ素（Ｂ）の含
有量を０．００５％以下に制限することができる。
カルシウム（Ｃａ）：０～０．０５％、マグネシウム（Ｍｇ）：０～０．０５％、及び
イットリウム（Ｙ）を除く希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０５％のうち１種以上
ここで、希土類元素（ＲＥＭ）とは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）とラ
ンタナム族元素を意味する。カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム
（Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）は、硫化物を球形化させることで鋼板の延性向上に
寄与する元素であるため、本発明はこのような効果のためにカルシウム（Ｃａ）、マグネ
シウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）中の１種以上を添加
することができる。但し、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（
Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効
果だけでなく製造原価の上昇の原因となるため、本発明はカルシウム（Ｃａ）、マグネシ
ウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）を除いた希土類元素（ＲＥＭ）の含有量をそれぞれ０
．０５％以下に制限することができる。
タングステン（Ｗ）：０～０．５％及びジルコニウム（Ｚｒ）：０～０．５％のうち１
種以上
タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）は、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を
増加させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにタングステン（Ｗ）及びジ
ルコニウム（Ｚｒ）中の１種以上を添加することができる。但し、タングステン（Ｗ）及
びジルコニウム（Ｚｒ）の含有量が一定レベルを超過する場合、過度な特性効果だけでな
く製造原価の上昇の原因となるため、本発明はタングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚ
ｒ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
アンチモン（Ｓｂ）：０～０．５％及びスズ（Ｓｎ）：０～０．５％のうち１種以上
アンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）は、鋼板のめっき濡れ性及びめっき密着性を向上
させる元素であるため、本発明はこのような効果のためにアンチモン（Ｓｂ）及びスズ（
Ｓｎ）中の１種以上を添加することができる。但し、アンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ
）の含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の脆性が増加して熱間加工または冷間加工
時に亀裂が発生することがあるため、本発明はアンチモン（Ｓｂ）及びスズ（Ｓｎ）の含
有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。
イットリウム（Ｙ）：０～０．２％及びハフニウム（Ｈｆ）：０～０．２％のうち１種
以上
イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）は、鋼板の耐食性を向上させる元素である
ため、本発明はこのような効果のために、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）中
の１種以上を添加することができる。但し、イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）
の含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の延性が劣化することがあるため、本発明は
イットリウム（Ｙ）及びハフニウム（Ｈｆ）の含有量をそれぞれ０．２％以下に制限する
ことができる。
コバルト（Ｃｏ）：０～１．５％
コバルト（Ｃｏ）は、ベイナイト変態を促進させてＴＲＩＰ効果を増加させる元素であ
るため、本発明はこのような効果のために、コバルト（Ｃｏ）を添加することができる。
但し、コバルト（Ｃｏ）含有量が一定レベルを超過する場合、鋼板の溶接性と延性が劣化
することがあるため、本発明はコバルト（Ｃｏ）含有量を１．５％以下に制限することが
できる。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、上述した成分以外に残りのＦｅ及
びその他の不可避不純物を含むことができる。但し、通常の製造過程では原料または周囲
環境から意図しない不純物が不可避に混入され得るため、これを全面的に排除することは
できない。これらの不純物は、本技術分野で通常の知識を有する者であれば、誰でも分か
るものであるため、そのすべての内容を本明細書で特に言及しない。さらに、上述の成分
以外に有効な成分の追加的な添加が全面的に排除されるものではない。
本発明の一側面に係る加工性に優れた高強度鋼板は、軟質組織であるフェライトと硬質
組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織と
して含むことができる。ここで、軟質組織及び硬質組織は、相対的な硬度差によって区分
される概念として解釈されることができる。
好ましい一例として、本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板の微細組織は、
体積分率で、３０～７０％のテンパードマルテンサイト、１０～４５％のベイナイト、１
０～４０％の残留オーステナイト、３～２０％のフェライト、及び不可避な組織を含むこ
とがある。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 Ｍａ
ｒｔｅｎｓｉｔｅ）、パーライト、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓ
ｔｅｎｉｔｅ 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が低減されることがある。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式１］のように、硬
質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均ナノ硬
度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬度値（
［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が０．４～０．９の範囲を満たすことができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
硬質組織及び軟質組織のナノ硬度値は、ナノインデンター（ＦＩＳＣＨＥＲＳＣＯＰＥ
ＨＭ２０００）を用いて測定されることができる。具体的には、鋼板表面を電解研磨し
た後、圧入荷重１０，０００μＮ条件で硬質組織及び軟質組織をそれぞれ２０点以上ラン
ダムに測定し、測定された値に基づいて硬質組織及び軟質組織の平均ナノ硬度値を算出す
ることができる。
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］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２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
また、本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式３］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４］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５］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が
０．５～３．０の範囲を満足するため、優れた強度と延性のバランス及び強度と穴拡げ性
のバランスを有するだけでなく、優れた曲げ加工性を有することができる。
［関係式３］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式４］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式５］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式５において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（
ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
本発明は、高強度特性だけでなく、優れた延性及び曲げ加工性を同時に確保するために
、鋼板の残留オーステナイトを安定化させることが重要である。残留オーステナイトを安
定化させるためには、鋼板のフェライト、ベイナイト及びテンパードマルテンサイトでの
炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）をオーステナイトに濃化させることが必要である。しか
しながら、フェライトを活用してオーステナイト中に炭素（Ｃ）を濃化させると、フェラ
イトの低い強度特性のため、鋼板の強度が不足する可能性があり、過度な相間硬度差が発
生して穴拡げ率（ＨＥＲ）が低下することがある。したがって、ベイナイト及びテンパー
ドマルテンサイトを活用してオーステナイト中に炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）を濃化
させる。
残留オーステナイト中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量を一定範
囲に制限する場合、ベイナイト及びテンパードマルテンサイトから残留オーステナイト中
に炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）を多量に濃化させることができるため、残留オーステ
ナイトを効果的に安定化させることができる。また、オーステナイト中のシリコン（Ｓｉ
）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量を一定範囲に制限することで、フェライト中のシリ
コン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量を増加させることができる。フェライト
中のシリコン（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）の含有量が増加するにつれて、フェライ
トの硬度は増加し、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイ
ト、ベイナイト及び残留オーステナイトの相間硬度差を効果的に減少させることができる
。
硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均ナ
ノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬度
値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が一定レベル以上の場合、軟質組織（フェライト）と硬質組織
（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の相間硬度差が減少
して、目的とする引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバ
ランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を確保することができる。一
方、硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均
ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬
度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が過度の場合、フェライトが過度に硬質化されて却って加工
性が低下するため、目的とする引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と
穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を全て確保でき
なくなる。したがって、本発明は、硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及
び残留オーステナイト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組
織（フェライト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比を０．４～０．９の範囲に制
限することができる。
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させることになって鋼板の加工性を向上させることができる。したが
って、鋼板の延性及び加工性を向上させるために、残留オーステナイト中で平均結晶粒径
が１．２μｍ以上である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。
本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板は、鋼板の残留オーステナイトの分率
（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
満である場合、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が０．５～３．０の範囲を満たなくなり、目的とす
る加工性を確保することができないという問題点が存在する。
残留オーステナイトが含まれた鋼板は、加工中のオーステナイトからマルテンサイトへ
の変態時に発生する変態有機焼成によって優れた延性及び曲げ加工性を有する。残留オー
ステナイトの分率が一定レベル未満の場合には、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅ
ｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過するこ
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。
一方、焼戻しされていないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）及びテンパー
ドマルテンサイトは、いずれも鋼板の強度を向上させる微細組織である。しかしながら、
テンパードマルテンサイトと比較すると、フレッシュマルテンサイトは鋼板の延性及び穴
拡げ性を大きく低下させる特性がある。これは、焼戻し熱処理によってテンパードマルテ
ンサイトの微細組織が軟質化するためである。したがって、本発明は、強度と延性のバラ
ンス、強度と穴拡げ性のバランス及び加工性に優れた鋼板を提供するために、テンパード
マルテンサイトを活用することが好ましい。テンパードマルテンサイトの分率が一定レベ
ル未満では、２２，０００ＭＰａ％以上の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）ま
たは７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上の引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×Ｈ
ＥＲ１／２）を確保しにくく、テンパードマルテンサイトの分率が一定レベル超過では、
延性及び加工性が低下して、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００
ＭＰａ％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
。
引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２
×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を向上させるためには、微細組織としてベイ
ナイトが適切に含まれることが好ましい。ベイナイトの分率が一定レベル以上の場合に限
って、２２，０００ＭＰａ％以上の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、７×１
０６（ＭＰａ２％１／２）以上の引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２
）及び０．５～３．０の曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を確保することができる。一方、ベイナイ
トの分率が過度の場合、テンパードマルテンサイトの分率の減少が必須に伴われるため、
結果的に本発明が目的とする引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴
拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が確保できなく
なる。したがって、本発明は、ベイナイトの分率を１０～４５体積％の範囲に制限するこ
とができる。
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。
以下、本発明の鋼板を製造する方法の一例について詳細に説明する。
本発明の一側面による高強度鋼板の製造方法は、所定の成分を有する冷間圧延された鋼
板を提供する段階；上記冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満の温度範囲で加熱（
１次加熱）して、５０秒以上維持（１次維持）する段階；平均冷却速度１℃／ｓ以上で、
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；平均
冷却速度２℃／ｓ以上で、３５０～５５０℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、この温
度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階；平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４
５０℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）し、この温度範囲で５秒以上維持（３次維持）す
る段階；平均冷却速度２℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲（２次冷却停止温度
）まで冷却（４次冷却）する段階；３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し
、この温度範囲で５０秒以上維持（４次維持）する段階；及び常温まで冷却（５次冷却）
する段階；を含むことができる。
また、本発明の冷間圧延された鋼板は、鋼スラブを１０００～１３５０℃に加熱する段
階；８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階；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；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；及び上記熱延焼
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；を介して提供
することができる。
鋼スラブの用意及び加熱
所定の成分を有する鋼スラブを用意する。本発明の鋼スラブは、上述の鋼板の合金組成
と対応する合金組成を有するため、鋼スラブの合金組成に対する説明は、上述の鋼板の合
金組成に対する説明に代わる。
用意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℃の範囲であることができる。鋼スラブの加熱温度が１０００
℃未満である場合、目的とする仕上げ熱間圧延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。
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。
熱間圧延が完了された熱延鋼板は、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却されることが
でき、３００～６００℃の温度で巻き取ることができる。巻取り温度が３００℃未満であ
る場合、巻取りが容易でなく、巻取り温度が６００℃を超過する場合、表面スケール（ｓ
ｃａｌｅ）が熱延鋼板の内部まで形成されて、酸洗を難しくするおそれがある。
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）に起因して酸洗が容易でない
ことがある。
酸洗及び冷間圧延
熱延焼鈍による熱処理後に鋼板表面に生成されたスケールを除去するために酸洗を行い
、冷間圧延を行うことができる。本発明において、酸洗及び冷間圧延の条件を特に制限す
るものではないが、冷間圧延は累積圧下率３０～９０％で行うことが好ましい。冷間圧延
の累積圧下率が９０％を超過する場合、鋼板の高い強度により冷間圧延を短時間で行うこ
とが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、その方法及び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行う。
冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満（二相域）の温度範囲で加熱（１次加熱）
し、当該温度範囲で５０秒以上維持（１次維持）する。１次加熱または１次維持温度がＡ
ｃ３以上（単相域）の場合、目的とするフェライト組織を実現することができないため、
目的とするレベルの［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ及び引張強度と穴拡げ率のバランス（
ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が実現できなくなる。また、１次加熱または１次維持温度がＡｃ
１未満の温度範囲である場合、十分な加熱が行われず、後続する熱処理によっても、本発
明が目的とする微細組織が実現できないおそれがある。１次加熱の平均昇温速度は、５℃
／ｓ以上であることができる。
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。
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、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（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。
１次冷却後、２℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０～５５０℃の温度範囲まで冷却（２
次冷却）し、当該温度範囲で５秒以上維持（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［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（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５５０℃を超える場合、残留オーステナイトが不足して［Ｈ］Ｆ／
［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／
ｔ）が低下することがある。また、２次維持温度が３５０℃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）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。
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
小さいことが好ましい（Ｖｃ１＜Ｖｃ２）。
２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（３
次冷却）し、当該温度範囲で５秒以上維持（３次維持）することが好ましい。３次冷却の
平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下に制限することが好
ましい。３次維持温度が４５０℃を超過する場合、高い熱処理温度で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。一方、３次維持温度が２
５０℃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。３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）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがあ
る。３次維持時間の上限は特に規定する必要はないが、６００秒以下に制限することが好
ましい。
３次維持後、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（４次冷却）することが好ましい。４次冷却の平均冷却速度が２℃／ｓ
未満である場合、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℃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１
００℃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、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋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。
４次冷却後、５℃／ｓ以上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２
次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上維持（４次維持）することが好ましい。４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［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋
Ｂ＋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。一方、４次維持温度が３００℃未満で
ある場合、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
の制御が不十分であって残留オーステナイトの分率が不足し、結局、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］Ｔ
Ｍ＋Ｂ＋γ、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅ
ｌ）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が不足して［Ｈ
］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋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。上記４次維持時間
が１７２，０００秒以上である場合、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）の含有量の制御が不十分であって残留オーステナイトの分率の確保が困
難である。その結果、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（Ｔ
Ｓ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。
上記４次維持後、常温まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却（５次冷却）することが
好ましい。
上述した製造方法によ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、１
０～４５％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。
上述の製造方法によって製造された加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式１］
のように、硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）
の平均ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均
ナノ硬度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が０．４～０．９の範囲を満たすことができ、また、
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の比が０．１以上を満足することができ
る。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
［関係式２］
Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）≧０．１
上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、下記の［関係式３］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４］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１
０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式５］で表される曲げ加工率（ＢＡ
）が０．５～３．０の範囲を満たすことができる。
［関係式３］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（ＥＬ、％）］
［関係式４］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式５］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式５において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（
ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
以下、具体的な実施例を挙げて本発明の一側面による加工性に優れた高強度鋼板及びそ
の製造方法についてより詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解を助けるためのも
のであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本
発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事
項によって決定されるためである。
（実施例）
下記表１に記載された合金組成（残りはＦｅ及び不可避不純物である）を有する厚さ１
００ｍｍの鋼スラブを製造し、１２００℃で加熱した後、９００℃で仕上げ熱間圧延を行
った。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及び表３の条件で熱延焼鈍によ
って熱処理した。この後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍ厚さまで冷間
圧延を行った。
この後、上記表２～表７に開示された焼鈍熱処理条件で熱処理を行い、鋼板を製造した
。
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、ＳＥ
Ｍを介して観察した。このうち、区別が難しいベイナイト及びテンパードマルテンサイト
は、ディラテーション評価後に膨張曲線を用いて分率を計算した。一方、フレッシュマル
テンサイト（ＦＭ）と残留オーステナイト（残留γ）も区別が容易でないため、上記ＳＥ
Ｍで観察されたマルテンサイトと残留オーステナイトの分率からＸ線回折法で計算された
残留オーステナイトの分率を差し引いた値をフレッシュマルテンサイト分率で決定した。
一方、鋼板の［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｖ（１．２μｍ、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×ＨＥ
Ｒ１／２）、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を観察して、その結果を表１０及び表１１に示した。
硬質組織及び軟質組織のナノ硬度値は、ナノインデンテーション（Ｎａｎｏｉｎｄｅｎ
ｔａｔｉｏｎ）法を用いて測定した。具体的には、各試験片の表面を電解研磨した後、ナ
ノインデンター（ＦＩＳＣＨＥＲＳＣＯＰＥ ＨＭ２０００）を用いて圧入荷重１０，０
００μＮ条件で硬質組織及び軟質組織をそれぞれ２０点以上ランダムに測定し、測定され
た値に基づいて硬質組織及び軟質組織の平均ナノ硬度値を算出した。
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
））は、ＥＰＭＡの相マップ（Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ）を用いて残留オーステナイト相内で
測定された面積で決定した。
引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）は、引張試験によって評価され、圧延板材の圧延
方向に対して９０°方向を基準にＪＩＳ５号規格に基づいて、採取された試験片で評価し
て、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）を測定した。曲げ加工率（Ｒ／ｔ）はＶ－曲げ
試験で評価され、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準に試験片を採取して、９
０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径Ｒ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、１０ｍｍΦ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６］を用いて算出した。
［関係式６］
穴拡げ率（ＨＥＲ、％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
上記関係式６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。
上記表１～表９に示したように、本発明で提示する条件を満たす試験片の場合、［Ｈ］
Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γの値が０．４～０．９の範囲を満たし、Ｖ（１．２μｍ、γ）／
Ｖ（γ）の値が０．１以上を満たし、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２
，０００ＭＰａ％以上であり、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）
が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が０．５～３．０
範囲を満たすことで、優れた強度及び加工性を同時に備えることが分かる。
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。
試験片６は、冷間圧延後の焼鈍熱処理過程で１次加熱または維持温度が本発明が制限す
る範囲を超過するため、フェライトの形成量が不足した。その結果、試験片６は、［Ｈ］
Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．４未満であり、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×
ＨＥＲ１／２）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）未満であることが確認できる。
試験片８は、冷間圧延後の焼鈍熱処理過程で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、［Ｈ］
Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）
が２２，０００ＭＰａ％未満であることが確認できる。
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、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ
が０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％
未満であることが確認できる。
試験片１２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、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率
のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が
３．０を超過することが確認できる。
試験片１３は、２次維持温度が低く、試験片１４は、２次維持時間が短くてＶ（１．２
μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過するが
確認できる。
試験片１５は、３次維持温度が高くて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。
試験片１６は、３次維持温度が低く、試験片１７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、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過す
ることが確認できる。
試験片１８は、４次冷却の平均冷却速度が低くてＶ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）が０
．１未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過することが確認できる。
試験片１９は、２次冷却停止温度が高くてベイナイトが過度に形成され、テンパードマ
ルテンサイトが少なく形成された。その結果、試験片１９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。
試験片２０は、２次冷却停止温度が低くてテンパードマルテンサイトが過度に形成され
、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片２０は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］
ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９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。
試験片２１は、４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、試験片２
２は、４次維持温度が低くて残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片
２１及び試験片２２は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、Ｖ（１．２μ
ｍ、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。
試験片２３は、４次維持時間が長くて残留オーステナイトが少なく形成された。その結
果、試験片２３は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率
のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が
３．０を超過することが確認できる。
試験片２４は、４次維持時間が長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２４は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ
＋Ｂ＋γが０．９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。
試験片４７～５５は、本発明で提示する製造条件は満たす場合であるが、合金組成の範
囲を外れた場合である。これらの場合には、本発明の［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ条件
、Ｖ（１．２μｍ、γ）／Ｖ（γ）条件、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）条
件、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）条件及び曲げ加工率（Ｒ／
ｔ）の条件を全て満たさないことが確認できる。一方、試験片４９は、アルミニウム（Ａ
ｌ）及びシリコン（Ｓｉ）の合計含有量が１．０％未満の場合として、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］
ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）の
条件を満たさないことが確認できる。
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 (10)

  1. 重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％
    、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下
    、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、
    軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及
    び残留オーステナイトを微細組織として含み、
    下記の［関係式１］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］
    ０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
    前記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用い
    て測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値
    （Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベ
    イナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。
    ［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。
  2. 前記鋼板は、下記の（１）～（９）の中から１つ以上をさらに含む、請求項１に記載の
    加工性に優れた高強度鋼板。
    （１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
    （２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
    （３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
    （４）Ｂ：０～０．００５％
    （５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０
    ５％のうち１種以上
    （６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
    （７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
    （８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
    （９）Ｃｏ：０～１．５％
  3. 前記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０重量％である、請求
    項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  4. 前記鋼板の微細組織は、体積分率で、３０～７０％のテンパードマルテンサイト、１０
    ～４５％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、３～２０％のフェライト及
    び不可避な組織を含む、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  5. 前記鋼板は、下記の［関係式３］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４］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５］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３］
    ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
    ［関係式４］
    ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
    ［関係式５］
    ＢＲ＝Ｒ／ｔ
    前記関係式５において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（
    ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。
  6. 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；
    前記冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満の温度範囲で加熱（１次加熱）して、
    ５０秒以上維持（１次維持）する段階；
    平均冷却速度１℃／ｓ以上で、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；
    平均冷却速度２℃／ｓ以上で、３５０～５５０℃の温度範囲まで冷却（２次冷却）し、
    この温度範囲で５秒以上維持（２次維持）する段階；
    平均冷却速度１℃／ｓ以上で、２５０～４５０℃の温度範囲まで冷却（３次冷却）し、
    この温度範囲で５秒以上維持（３次維持）する段階；
    平均冷却速度２℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲（２次冷却停止温度）まで
    冷却（４次冷却）する段階；
    ５℃／ｓ以上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）し、
    この温度範囲で５０秒以上維持（４次維持）する段階；及び
    常温まで冷却（５次冷却）する段階；を含む、加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記鋼スラブは、下記の（１）～（９）の中から１つ以上をさらに含む、請求項６に記
    載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    （１）Ｔｉ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％及びＶ：０～０．５％のうち１種以上
    （２）Ｃｒ：０～３．０％及びＭｏ：０～３．０％のうち１種以上
    （３）Ｃｕ：０～４．５％及びＮｉ：０～４．５％のうち１種以上
    （４）Ｂ：０～０．００５％
    （５）Ｃａ：０～０．０５％、Ｙを除くＲＥＭ：０～０．０５％及びＭｇ：０～０．０
    ５％のうち１種以上
    （６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
    （７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
    （８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
    （９）Ｃｏ：０～１．５％
  8. 前記鋼スラブに含まれる前記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６
    ．０重量％である、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記冷間圧延された鋼板の用意は、
    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；
    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；
    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；及び
    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；
    を含む、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記１次冷却の冷却速度（Ｖｃ１）と前記２次冷却の冷却速度（Ｖｃ２）は、Ｖｃ１＜
    Ｖｃ２の関係を満たす、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
JP2024084051A 2019-12-18 2024-05-23 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Pending JP2024109821A (ja)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2019-0169612 2019-12-18
KR1020190169612A KR102321288B1 (ko) 2019-12-18 2019-12-18 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP2022537027A JP2023508268A (ja) 2019-12-18 2020-11-25 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
PCT/KR2020/016859 WO2021125605A1 (ko) 2019-12-18 2020-11-25 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022537027A Division JP2023508268A (ja) 2019-12-18 2020-11-25 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2024109821A true JP2024109821A (ja) 2024-08-14

Family

ID=76478442

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022537027A Pending JP2023508268A (ja) 2019-12-18 2020-11-25 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2024084051A Pending JP2024109821A (ja) 2019-12-18 2024-05-23 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022537027A Pending JP2023508268A (ja) 2019-12-18 2020-11-25 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230031278A1 (ja)
EP (1) EP4079904A4 (ja)
JP (2) JP2023508268A (ja)
KR (1) KR102321288B1 (ja)
CN (1) CN114829660A (ja)
WO (1) WO2021125605A1 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113802065B (zh) * 2021-11-18 2022-03-29 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形构件、热冲压成形用钢板以及热冲压工艺

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4510488B2 (ja) 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
JP5223366B2 (ja) * 2007-02-08 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4901617B2 (ja) 2007-07-13 2012-03-21 新日本製鐵株式会社 引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法
ES2617477T3 (es) * 2010-09-16 2017-06-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero laminada en frío de alta resistencia con excelente ductilidad y expansibilidad, y lámina de acero galvanizada de alta resistencia, y método para fabricar las mismas
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
EP2765212B1 (en) * 2011-10-04 2017-05-17 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP5728115B1 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP5728108B2 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP6364755B2 (ja) * 2013-11-28 2018-08-01 新日鐵住金株式会社 衝撃吸収特性に優れた高強度鋼材
JP6306481B2 (ja) * 2014-03-17 2018-04-04 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6179461B2 (ja) * 2014-05-27 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP6554397B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP6620474B2 (ja) * 2015-09-09 2019-12-18 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2017169329A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP6762868B2 (ja) * 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP6384641B1 (ja) 2017-02-13 2018-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6849536B2 (ja) 2017-05-31 2021-03-24 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
KR101950596B1 (ko) * 2017-08-24 2019-02-20 현대제철 주식회사 초고강도 강 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2023508268A (ja) 2023-03-02
WO2021125605A1 (ko) 2021-06-24
CN114829660A (zh) 2022-07-29
EP4079904A1 (en) 2022-10-26
KR102321288B1 (ko) 2021-11-03
EP4079904A4 (en) 2023-08-09
KR20210078608A (ko) 2021-06-29
US20230031278A1 (en) 2023-02-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7442645B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2024109821A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2024500723A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2023554449A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR102348527B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP2023554438A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP7403658B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP7417739B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP7554827B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP7554828B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2024099676A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2024063129A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
US20240011118A1 (en) High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing same

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20240620

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20240620