JP2023507951A - High-strength steel sheet with excellent workability and its manufacturing method - Google Patents

High-strength steel sheet with excellent workability and its manufacturing method Download PDF

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Abstract

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に関するものである。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel sheet that can be used for automobile parts and the like, and more particularly to a steel sheet that has an excellent balance between strength and ductility, a balance between strength and hole expansibility, and excellent bending workability, and a method for producing the same. be.

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。 BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a steel sheet that can be used for automotive parts and the like, and more particularly to a steel sheet that has high strength and excellent workability, and a method for producing the same.

最近、自動車産業は、地球環境を保護するために素材軽量化を図り、同時に搭乗者の安定性を確保することができる方案に注目している。このような安定性及び軽量化の要求に応えるために、高強度鋼板の適用が急激に増加している。一般的に鋼板の高強度化が行われるほど鋼板の加工性は低下するものと知られている。したがって、自動車部品用鋼板において、高強度特性を備えながらも、延性、曲げ加工性及び穴拡げ性などに代表される加工性に優れた鋼板が求められている実情である。 Recently, the automotive industry has paid attention to measures that can reduce the weight of materials and secure the stability of passengers in order to protect the global environment. In order to meet such demands for stability and weight reduction, the application of high-strength steel sheets is rapidly increasing. It is generally known that the higher the strength of a steel sheet, the lower the workability of the steel sheet. Therefore, there is a demand for steel sheets for automobile parts that are excellent in workability such as ductility, bending workability, and hole expandability while having high strength characteristics.

鋼板の加工性を改善する技術として、テンパードマルテンサイトを活用する方法が特許文献１及び２に開示されている。硬質のマルテンサイトをテンパリング（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）させて作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。 Patent Documents 1 and 2 disclose a method of utilizing tempered martensite as a technique for improving the workability of steel sheets. Since tempered martensite made by tempering hard martensite is softened martensite, tempered martensite has a difference in strength from existing martensite that has not been tempered (fresh martensite). exists. Therefore, by suppressing fresh martensite and forming tempered martensite, workability can be increased.

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。 However, with the techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2, the balance between tensile strength and elongation (TS x El) cannot satisfy 22,000 MPa% or more, which makes it difficult to secure a steel sheet excellent in both strength and ductility. means

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。 On the other hand, for steel sheets for automotive parts, TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel using transformation organic sintering of retained austenite has been developed in order to obtain high strength and excellent workability. Patent Document 3 discloses a TRIP steel having excellent strength and workability.

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。 In Patent Document 3, polygonal ferrite, retained austenite and martensite are included to improve ductility and workability, but since bainite is the main phase, high strength cannot be secured, resulting in tensile strength and elongation. It can be seen that the ratio balance (TS x El) cannot satisfy 22,000 MPa% or more.

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。 In other words, the current situation does not meet the demand for steel sheets that are excellent in workability represented by ductility, bending workability, and hole expandability while having high strength.

韓国公開特許公報第１０－２００６－０１１８６０２号Korean Patent Publication No. 10-2006-0118602 日本公開特許公報第２００９－０１９２５８号Japanese Patent Publication No. 2009-019258 韓国公開特許公報第１０－２０１４－００１２１６７号Korean Patent Publication No. 10-2014-0012167

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。 According to one aspect of the present invention, a high-strength steel sheet having excellent ductility, bending workability and hole expansibility by optimizing the composition and microstructure of the steel sheet and a method of manufacturing the same can be provided.

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。 The subject of the present invention is not limited to the matters described above. Further objects of the present invention are described in the entirety of the specification, and a person having ordinary knowledge in the technical field to which the present invention pertains can further understand the present invention from the contents described in the specification of the present invention. There is no difficulty in understanding the task.

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：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織として含み、下記の［関係式１］を満足することができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
上記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用いて測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。 A high-strength steel sheet excellent in workability according to one aspect of the present invention has, in weight percent, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, the remaining Fe and inevitable impurities are included, and the soft structure ferrite and the hard structure It can contain tempered martensite, bainite and retained austenite as a microstructure and satisfy the following [Relational Expression 1].
[Relationship 1]
0.4≦[H] F /[H] TM+B+γ ≦0.9
In the above relational expression 1, [H] F and [H] TM + B + γ are nano hardness values measured using a nanoindenter, and [H] F is the average nano hardness value (Hv) of ferrite, which is a soft tissue. and [H] TM + B + γ is the average nanohardness value (Hv) of tempered martensite, bainite and retained austenite, which are hard structures.

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：０～０．０５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％ The steel plate may further include one or more of (1) to (9) below.
(1) Ti: 0 to 0.5%, Nb: 0 to 0.5% and V: one or more of 0 to 0.5% (2) Cr: 0 to 3.0% and Mo: 0 to 1 or more of 3.0% (3) Cu: 0 to 4.5% and Ni: 1 or more of 0 to 4.5% (4) B: 0 to 0.005%
(5) Ca: 0 to 0.05%, REM excluding Y: 0 to 0.05% and Mg: one or more of 0 to 0.05% (6) W: 0 to 0.5% and Zr : 1 or more of 0 to 0.5% (7) Sb: 0 to 0.5% and Sn: 1 or more of 0 to 0.5% (8) Y: 0 to 0.2% and Hf : One or more of 0 to 0.2% (9) Co: 0 to 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。 The total content of Si and Al (Si+Al) may range from 1.0 to 6.0% by weight.

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。 The microstructure of the steel sheet contains 30 to 70% tempered martensite, 10 to 45% bainite, 10 to 40% retained austenite, 3 to 20% ferrite and inevitable structures in volume fraction. can be done.

上記鋼板は、下記の［関係式２］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式３］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式４］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０の範囲を満たすことができる。
［関係式２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。 The steel sheet has a balance of tensile strength and elongation (B T E ) represented by the following [Relational Formula 2] of 22,000 (MPa%) or more, and is represented by the following [Relational Formula 3]. The balance (B T H ) between the tensile strength and the hole expansion ratio of the can satisfy the range of 0.5 to 3.0.
[Relational expression 2]
B T E = [tensile strength (TS, MPa)] x [elongation rate (El, %)]
[Relational expression 3]
B T H = [tensile strength (TS, MPa)] 2 × [hole expansion rate (HER, %)] 1/2
[Relational expression 4]
B R =R/t
In the above relational expression 4, R means the minimum bending radius (mm) at which no crack occurs after the 90° bending test, and t means the thickness (mm) of the steel sheet.

本発明の他の一側面による加工性に優れた高強度鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；上記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階；上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；上記冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満の温度範囲で加熱（１次加熱）して、５０秒以上維持（１次維持）する段階；平均冷却速度１℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階；上記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上維持（２次維持）する段階；及び常温まで冷却（２次冷却）する段階；を含むことができる。 A method for producing a high-strength steel sheet with excellent workability according to another aspect of the present invention includes, by weight %, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, the rest is Fe and inevitable impurities. , hot rolling; winding the hot-rolled steel sheet; heat-treating the wound steel sheet by hot rolling annealing at a temperature range of 650 to 850 ° C. for 600 to 1700 seconds; cold-rolling the steel sheet heat-treated by; heating (primary heating) the cold-rolled steel sheet in a temperature range of Ac1 or more and less than Ac3, and maintaining (primary maintenance) for 50 seconds or more; average Cooling (primary cooling) to a temperature range of 100 to 300 ° C. at a cooling rate of 1 ° C./s or more; A step of heating (secondary heating) to a temperature range and maintaining (secondary maintaining) for 50 seconds or more; and a step of cooling to room temperature (secondary cooling) may be included.

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：０～０．０５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％ The steel slab may further include one or more of (1) to (9) below.
(1) Ti: 0 to 0.5%, Nb: 0 to 0.5% and V: one or more of 0 to 0.5% (2) Cr: 0 to 3.0% and Mo: 0 to 1 or more of 3.0% (3) Cu: 0 to 4.5% and Ni: 1 or more of 0 to 4.5% (4) B: 0 to 0.005%
(5) Ca: 0 to 0.05%, REM excluding Y: 0 to 0.05% and Mg: one or more of 0 to 0.05% (6) W: 0 to 0.5% and Zr : 1 or more of 0 to 0.5% (7) Sb: 0 to 0.5% and Sn: 1 or more of 0 to 0.5% (8) Y: 0 to 0.2% and Hf : One or more of 0 to 0.2% (9) Co: 0 to 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。 The total content of Si and Al (Si+Al) contained in the steel slab may be 1.0-6.0% by weight.

上記鋼スラブを１０００～１３５０℃の温度範囲で加熱し、８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延されることができる。 The steel slab can be heated in the temperature range of 1000-1350°C and finish hot rolled in the temperature range of 800-1000°C.

上記熱間圧延された鋼板は、３００～６００℃の温度範囲で巻き取られることができる。 The hot-rolled steel sheet can be coiled in a temperature range of 300-600°C.

上記冷間圧延の圧下率は、３０～９０％であることができる。 The rolling reduction of the cold rolling may be 30 to 90%.

上記２次冷却の冷却速度は、１℃／ｓ以上であることができる。 A cooling rate of the secondary cooling may be 1° C./s or more.

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。 According to a preferred aspect of the present invention, it is possible to provide a steel sheet that is not only excellent in strength but also excellent in workability such as ductility, bending workability and hole expandability, and is particularly suitable for automotive parts.

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。 The present invention relates to a high-strength steel sheet with excellent workability and a method for producing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below. The embodiments of the present invention can be modified in various ways and should not be construed as limiting the scope of the invention to the embodiments described below. The examples are provided to further illustrate the invention to those of ordinary skill in the art to which the invention pertains.

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 Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、ＴＲＩＰ）鋼において、残留オーステナイトの安定化を図るとともに、残留オーステナイト及びフェライトに含まれる特定成分の割合を一定範囲に制御する場合、残留オーステナイトとフェライトの相間硬度差を減少させることで、鋼板の加工性及び強度の同時確保が可能であることを認知するようになった。これを究明し、高強度鋼の延性及び加工性を向上させることができる方法を考案し、本発明に至った。 The inventors of the present invention have attempted to stabilize retained austenite in Transformation Induced Plasticity (TRIP) steels containing bainite, tempered martensite, retained austenite and ferrite, and It has been recognized that it is possible to simultaneously secure workability and strength of a steel sheet by reducing the interphase hardness difference between retained austenite and ferrite when controlling the ratio of a specific component within a certain range. After researching this, the inventors devised a method capable of improving the ductility and workability of high-strength steel, resulting in the present invention.

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。 Hereinafter, a high-strength steel sheet with excellent workability according to one aspect of the present invention will be described in more detail.

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：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織として含み、下記の［関係式１］を満足することができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
上記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用いて測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。 A high-strength steel sheet excellent in workability according to one aspect of the present invention has, in weight percent, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, the remaining Fe and inevitable impurities are included, and the soft structure ferrite and the hard structure It can contain tempered martensite, bainite and retained austenite as a microstructure and satisfy the following [Relational Expression 1].
[Relationship 1]
0.4≦[H] F/ [H] TM+B+γ ≦0.9
In the above relational expression 1, [H] F and [H] TM + B + γ are nano hardness values measured using a nanoindenter, and [H] F is the average nano hardness value (Hv) of ferrite, which is a soft tissue. and [H] TM + B + γ is the average nanohardness value (Hv) of tempered martensite, bainite and retained austenite, which are hard structures.

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。 The steel composition of the present invention will be described in more detail below. Hereinafter, unless otherwise specified, % representing the content of each element is based on weight.

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：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含む。また、追加的にＴｉ：０．５％以下（０％含む）、Ｎｂ：０．５％以下（０％含む）、Ｖ：０．５％以下（０％含む）、Ｃｒ：３．０％以下（０％含む）、Ｍｏ：３．０％以下（０％含む）、Ｃｕ：４．５％以下（０％含む）、Ｎｉ：４．５％以下（０％含む）、Ｂ：０．００５％以下（０％含む）、Ｃａ：０．０５％以下（０％含む）、Ｙを除くＲＥＭ：０．０５％以下（０％含む）、Ｍｇ：０．０５％以下（０％含む）、Ｗ：０．５％以下（０％含む）、Ｚｒ：０．５％以下（０％含む）、Ｓｂ：０．５％以下（０％含む）、Ｓｎ：０．５％以下（０％含む）、Ｙ：０．２％以下（０％含む）、Ｈｆ：０．２％以下（０％含む）、Ｃｏ：１．５％以下（０％含む）のうち１種以上をさらに含むことができる。なお、上記Ｓｉ及びＡｌの合計含有量（Ｓｉ＋Ａｌ）は、１．０～６．０％であることができる。 A high-strength steel sheet excellent in workability according to one aspect of the present invention has, in weight percent, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, and the rest of Fe and unavoidable impurities. Additionally, Ti: 0.5% or less (including 0%), Nb: 0.5% or less (including 0%), V: 0.5% or less (including 0%), Cr: 3.0% or less (including 0%), Mo: 3.0% or less (including 0%), Cu: 4.5% or less (including 0%), Ni: 4.5% or less (including 0%), B: 0. 005% or less (including 0%), Ca: 0.05% or less (including 0%), REM excluding Y: 0.05% or less (including 0%), Mg: 0.05% or less (including 0%) , W: 0.5% or less (including 0%), Zr: 0.5% or less (including 0%), Sb: 0.5% or less (including 0%), Sn: 0.5% or less (0% including), Y: 0.2% or less (including 0%), Hf: 0.2% or less (including 0%), Co: 1.5% or less (including 0%). can be done. The total content of Si and Al (Si+Al) can be 1.0 to 6.0%.

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。 Carbon (C): 0.25-0.75%
Carbon (C) is an essential element for ensuring the strength of the steel sheet, and is also an element that stabilizes retained austenite that contributes to improving the ductility of the steel sheet. Therefore, the present invention can contain 0.25% or more carbon (C) to achieve this effect. A preferred carbon (C) content may be greater than 0.25%, may be 0.27% or greater, and may be 0.30% or greater. A more preferable carbon (C) content can be 0.31% or more. On the other hand, when the carbon (C) content exceeds a certain level, cold rolling may become difficult due to an excessive increase in strength. Therefore, the present invention can limit the upper limit of carbon (C) content to 0.75%. Carbon (C) content can be 0.70% or less, more preferably carbon content (C) can be 0.67% or less.

シリコン（Ｓｉ）：４．０％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化による強度向上に寄与する元素であり、フェライトを強化させ、組織を均一化させることで加工性を改善する元素でもある。また、シリコン（Ｓｉ）は、セメンタイトの析出を抑制させて残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するためにシリコン（Ｓｉ）を必須に添加することができる。好ましいシリコン（Ｓｉ）含有量は０．０２％以上であることができ、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。 Silicon (Si): 4.0% or less (excluding 0%)
Silicon (Si) is an element that contributes to strength improvement through solid-solution strengthening, and is also an element that strengthens ferrite and homogenizes the structure to improve workability. Silicon (Si) is an element that suppresses the precipitation of cementite and contributes to the generation of retained austenite. Therefore, the present invention can essentially add silicon (Si) to achieve these effects. A preferred silicon (Si) content can be 0.02% or more, and a more preferred silicon (Si) content can be 0.05% or more. However, if the silicon (Si) content exceeds a certain level, it may cause plating defects in the plating process as in non-plating, and may deteriorate the weldability of the steel sheet. The upper limit of the (Si) content can be restricted to 4.0%. A preferred upper limit of silicon (Si) content can be 3.8%, and a more preferred upper limit of silicon (Si) content can be 3.5%.

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。 Aluminum (Al): 5.0% or less (excluding 0%)
Aluminum (Al) is an element that combines with oxygen in steel and acts as a deoxidizer. Aluminum (Al) is also an element that suppresses cementite precipitation and stabilizes retained austenite, like silicon (Si). Therefore, the present invention can essentially add aluminum (Al) to achieve these effects. A preferable aluminum (Al) content can be 0.05% or more, and a more preferable aluminum (Al) content can be 0.1% or more. On the other hand, if aluminum (Al) is excessively added, inclusions in the steel sheet may be increased and the workability of the steel sheet may be deteriorated. It can be limited to 5.0%. A preferable upper limit of the aluminum (Al) content can be 4.75%, and a more preferable upper limit of the aluminum (Al) content can be 4.5%.

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。 On the other hand, the total content of silicon (Si) and aluminum (Al) (Si+Al) is preferably 1.0 to 6.0%. Silicon (Si) and aluminum (Al) are components that affect microstructure formation in the present invention and affect ductility, bending workability and hole expandability. The total content is preferably 1.0-6.0%. More preferably, the total content of silicon (Si) and aluminum (Al) (Si+Al) can be 1.5% or more and can be 4.0% or less.

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。 Manganese (Mn): 0.9-5.0%
Manganese (Mn) is a useful element for increasing strength and ductility together. Therefore, the present invention can limit the lower limit of manganese (Mn) content to 0.9% to achieve such effects. A preferred lower limit of the manganese (Mn) content can be 1.0%, and a more preferred lower limit of the manganese (Mn) content can be 1.1%. On the other hand, when manganese (Mn) is excessively added, the bainite transformation time increases and the concentration of carbon (C) in austenite becomes insufficient, so there is a problem that the target austenite fraction cannot be secured. exists. Therefore, the present invention can limit the upper limit of manganese (Mn) content to 5.0%. The upper limit of the preferred manganese (Mn) content can be 4.7%, and the more preferred upper limit of the manganese (Mn) content can be 4.5%.

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。 Phosphorus (P): 0.15% or less (including 0%)
Phosphorus (P) is an element that is contained as an impurity and deteriorates impact toughness. Therefore, it is preferable to control the phosphorus (P) content to 0.15% or less.

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。 Sulfur (S): 0.03% or less (including 0%)
Sulfur (S) is an element that is contained as an impurity to form MnS in the steel sheet and deteriorate ductility. Therefore, the sulfur (S) content is preferably 0.03% or less.

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。 Nitrogen (N): 0.03% or less (including 0%)
Nitrogen (N) is an element that is included as an impurity to form nitrides during continuous casting and cause cracks in the slab. Therefore, the nitrogen (N) content is preferably 0.03% or less.

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。 Meanwhile, the steel sheet of the present invention has an alloy composition that can be additionally included in addition to the alloy components described above, which will be described in detail below.

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。 One or more of titanium (Ti): 0 to 0.5%, niobium (Nb): 0 to 0.5%, and vanadium (V): 0 to 0.5% Titanium (Ti), Niobium (Nb) and vanadium (V) are elements that form precipitates to refine crystal grains and contribute to improving the strength and impact toughness of steel sheets. (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) can be added. However, when the contents of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) exceed a certain level, excessive precipitates are formed, which not only reduces the impact toughness but also increases the manufacturing cost. cause, the present invention can limit the content of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) to 0.5% or less respectively.

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。 Chromium (Cr): 0 to 3.0% and Molybdenum (Mo): One or more of 0 to 3.0% Chromium (Cr) and molybdenum (Mo) only suppress austenite decomposition during alloying treatment However, since it is an element that stabilizes austenite like manganese (Mn), the present invention can add one or more of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) for such an effect. . However, if the content of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) exceeds a certain level, the bainite transformation time increases and the carbon (C) concentration in austenite becomes insufficient, so the desired retained austenite cannot secure a fraction of Therefore, the present invention can limit the contents of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) to 3.0% or less, respectively.

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。 Copper (Cu): 0 to 4.5% and nickel (Ni): one or more of 0 to 4.5% Copper (Cu) and nickel (Ni) are elements that stabilize austenite and suppress corrosion is. Copper (Cu) and nickel (Ni) are also elements that concentrate on the surface of the steel sheet, prevent penetration of hydrogen that moves into the steel sheet, and suppress hydrogen-delayed fracture. Therefore, in the present invention, one or more of copper (Cu) and nickel (Ni) can be added for such effects. However, when the content of copper (Cu) and nickel (Ni) exceeds a certain level, it causes not only an excessive characteristic effect but also an increase in manufacturing cost. Ni) content can be limited to 4.5% or less.

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。 Boron (B): 0-0.005%
Boron (B) is an element that improves hardenability and strength, and is also an element that suppresses nucleation at grain boundaries. Therefore, the present invention can add boron (B) for such effects. However, if the content of boron (B) exceeds a certain level, it causes not only an excessive characteristic effect but also an increase in manufacturing cost. Can be restricted to:

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。 One or more of calcium (Ca): 0 to 0.05%, magnesium (Mg): 0 to 0.05%, and rare earth elements (REM) other than yttrium (Y): 0 to 0.05%, where , rare earth elements (REM) means scandium (Sc), yttrium (Y) and lanthanum group elements. Rare earth elements (REM) excluding calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) are elements that contribute to improving the ductility of steel sheets by spheroidizing sulfides. At least one of rare earth elements (REM) excluding calcium (Ca), magnesium (Mg) and yttrium (Y) may be added for effect. However, if the content of rare earth elements (REM) excluding calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) exceeds a certain level, it causes not only excessive characteristic effects but also an increase in manufacturing costs. Therefore, the present invention can limit the contents of rare earth elements (REM) excluding calcium (Ca), magnesium (Mg) and yttrium (Y) to 0.05% or less.

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（Ｚｒ）の含有量をそれぞれ０．５％以下に制限することができる。 Tungsten (W): 0 to 0.5% and Zirconium (Zr): One or more of 0 to 0.5% Tungsten (W) and zirconium (Zr) improve hardenability and increase the strength of the steel sheet. In the present invention, one or more of tungsten (W) and zirconium (Zr) can be added for this effect. However, if the content of tungsten (W) and zirconium (Zr) exceeds a certain level, it causes not only excessive performance effects but also an increase in manufacturing costs. ) can be limited to 0.5% or less.

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。 Antimony (Sb): 0-0.5% and Tin (Sn): One or more of 0-0.5% Antimony (Sb) and tin (Sn) improve plating wettability and plating adhesion of steel sheets In the present invention, one or more of antimony (Sb) and tin (Sn) can be added for this effect. However, if the content of antimony (Sb) and tin (Sn) exceeds a certain level, the brittleness of the steel sheet increases and cracks may occur during hot working or cold working. The contents of (Sb) and tin (Sn) can each be limited to 0.5% or less.

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。 Yttrium (Y): 0 to 0.2% and hafnium (Hf): one or more of 0 to 0.2% Yttrium (Y) and hafnium (Hf) are elements that improve the corrosion resistance of steel sheets. In the present invention, one or more of yttrium (Y) and hafnium (Hf) can be added for such effects. However, if the contents of yttrium (Y) and hafnium (Hf) exceed a certain level, the ductility of the steel sheet may deteriorate. It can be restricted to 0.2% or less.

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。 Cobalt (Co): 0-1.5%
Since cobalt (Co) is an element that promotes bainite transformation and increases the TRIP effect, the present invention can add cobalt (Co) for this effect. However, if the cobalt (Co) content exceeds a certain level, the weldability and ductility of the steel sheet may deteriorate, so the present invention limits the cobalt (Co) content to 1.5% or less. can.

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。 A high-strength steel sheet with excellent workability according to one aspect of the present invention may contain residual Fe and other inevitable impurities in addition to the above-described components. However, unintended impurities from the raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in during normal manufacturing processes, and cannot be completely eliminated. Since these impurities are known to anyone having ordinary knowledge in this technical field, the full content thereof is not specifically mentioned herein. Furthermore, the addition of additional active ingredients other than those mentioned above is not wholly excluded.

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。 A high-strength steel sheet with excellent workability according to one aspect of the present invention may include ferrite as a soft structure and tempered martensite, bainite and retained austenite as a hard structure as microstructures. Here, soft tissue and hard tissue can be interpreted as concepts divided by relative hardness differences.

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、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。本発明の不可避な組織としては、フレッシュマルテンサイト（Ｆｒｅｓｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、パーライト、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、Ｍ－Ａ）などが含まれることができる。フレッシュマルテンサイトやパーライトが過度に形成されると、鋼板の加工性が低下したり、残留オーステナイトの分率が低減されることがある。 As a preferred example, the microstructure of the high-strength steel sheet with excellent workability according to one aspect of the present invention has a volume fraction of 30 to 70% tempered martensite, 10 to 45% bainite, and 10 to 40% It may contain retained austenite, 3-20% ferrite, and unavoidable texture. The inevitable structure of the present invention may include Fresh Martensite, Perlite, Martensite Austenite Constituent (MA), and the like. Excessive formation of fresh martensite and pearlite may reduce the workability of the steel sheet and reduce the fraction of retained austenite.

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 A high-strength steel sheet with excellent workability according to one aspect of the present invention has an average nano-hardness value ([H] TM + B + γ The ratio of the average nanohardness value ([H] F , Hv) of the soft tissue (ferrite) to the soft tissue (ferrite), Hv) can satisfy the range of 0.4 to 0.9.
[Relationship 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。 Nanohardness values of hard and soft tissues can be measured using a nanoindenter (FISCHERSCOPE HM2000). Specifically, after electropolishing the surface of the steel sheet, the hard and soft structures were randomly measured at 20 or more points with a press-fit load of 10,000 μN. A hardness value can be calculated.

また、本発明の一側面に係る加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式２］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式３］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式４］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０の範囲を満足するため、優れた強度と延性のバランス及び強度と穴拡げ性のバランスを有するだけでなく、優れた曲げ加工性を有することができる。
［関係式２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。 In addition, the high-strength steel sheet excellent in workability according to one aspect of the present invention has a balance between tensile strength and elongation (B T E ) represented by the following [Relational expression 2] of 22,000 (MPa%) ) or more, and the balance (B T H ) between the tensile strength and the hole expansion rate represented by the following [relational expression 3] is 7 × 10 6 (MPa 2 % 1/2 ) or more, and the following [ Since the bending rate (B R ) represented by the relational expression 4] satisfies the range of 0.5 to 3.0, it not only has an excellent balance between strength and ductility and strength and hole expansibility, , can have excellent bending workability.
[Relational expression 2]
B T E = [tensile strength (TS, MPa)] x [elongation rate (El, %)]
[Relational expression 3]
B T H = [tensile strength (TS, MPa)] 2 × [hole expansion rate (HER, %)] 1/2
[Relational expression 4]
B R =R/t
In the above relational expression 4, R means the minimum bending radius (mm) at which no crack occurs after the 90° bending test, and t means the thickness (mm) of the steel sheet.

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。 In the present invention, it is important to stabilize the retained austenite of the steel sheet in order to ensure not only high strength properties but also excellent ductility and bending workability at the same time. In order to stabilize the retained austenite, it is necessary to enrich the austenite with carbon (C) and manganese (Mn) in the ferrite, bainite and tempered martensite of the steel sheet. However, if carbon (C) is concentrated in austenite using ferrite, the strength of the steel sheet may be insufficient due to the low strength characteristics of ferrite, and an excessive interphase hardness difference occurs, leading to hole expansion. rate (HER) may decrease. Therefore, bainite and tempered martensite are utilized to enrich carbon (C) and manganese (Mn) in austenite.

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。 When limiting the contents of silicon (Si) and aluminum (Al) in the retained austenite to a certain range, a large amount of carbon (C) and manganese (Mn) are concentrated in the retained austenite from bainite and tempered martensite. Therefore, the retained austenite can be effectively stabilized. Also, by limiting the contents of silicon (Si) and aluminum (Al) in austenite to a certain range, the contents of silicon (Si) and aluminum (Al) in ferrite can be increased. As the content of silicon (Si) and aluminum (Al) in ferrite increases, the hardness of ferrite increases, and the interphase hardness difference between ferrite, which is a soft structure, and tempered martensite, bainite, and retained austenite, which are hard structures. can be effectively reduced.

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。 The ratio of the average nano-hardness value ([H] F , Hv ) of the soft tissue (ferrite) to the average nano-hardness value ([H] TM + B + γ , Hv) of the hard tissue (tempered martensite, bainite and retained austenite) is at a constant level In the above case, the interphase hardness difference between the soft structure (ferrite) and the hard structure (tempered martensite, bainite, and retained austenite) decreases, and the desired balance between tensile strength and elongation (TS × El), tensile strength , the balance of the hole expansion rate (TS 2 ×HER 1/2 ) and the bending rate (R/t) can be secured. On the other hand, the ratio of the average nano-hardness value ([H] F , Hv) of the soft tissue (ferrite) to the average nano-hardness value ([H] TM + B + γ , Hv) of the hard tissue (tempered martensite, bainite, and retained austenite) is If it is excessive, the ferrite will be excessively hardened and the workability will decrease, so the desired balance between tensile strength and elongation ratio (TS x El), the balance between tensile strength and hole expansion ratio (TS 2 x HER 1 /2 ) and the bending rate (R/t) cannot be ensured. Therefore, the present invention provides the average nano-hardness values ([H] F , Hv ) in the range of 0.4 to 0.9.

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×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることができる。一方、残留オーステナイトの分率が一定レベルを超過すると、局部延伸率（Ｌｏｃａｌ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）が低下することがある。したがって、本発明は、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）だけでなく、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）に優れた鋼板を得るために、残留オーステナイトの分率を１０～４０体積％の範囲に制限することができる。 A steel sheet containing retained austenite has excellent ductility and bending workability due to transformation organic firing that occurs during transformation from austenite to martensite during working. If the fraction of retained austenite is less than a certain level, the balance between tensile strength and elongation (TS×El) is less than 22,000 MPa%, or the bending rate (R/t) is greater than 3.0. be able to. On the other hand, if the fraction of retained austenite exceeds a certain level, the local elongation may decrease. Therefore, in the present invention, in order to obtain a steel sheet that is excellent not only in the balance of tensile strength and elongation (TS × El) but also in the bending rate (R / t), the retained austenite fraction is 10 to 40% by volume. can be limited to the range of

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×ＨＥＲ１／２）を確保しにくく、テンパードマルテンサイトの分率が一定レベル超過では、延性及び加工性が低下し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であるか、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超過するため、好ましくない。したがって、本発明は、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）に優れた鋼板を得るためにテンパードマルテンサイトの分率を３０～７０体積％の範囲に制限することができる。 On the other hand, martensite that has not been tempered (fresh martensite) and tempered martensite are both microstructures that improve the strength of the steel sheet. However, compared with tempered martensite, fresh martensite has the property of greatly reducing the ductility and hole expansibility of the steel sheet. This is because the tempering heat treatment softens the tempered martensite microstructure. Therefore, the present invention preferably utilizes tempered martensite in order to provide a steel sheet having a good balance between strength and ductility, a balance between strength and hole expansibility, and workability. When the fraction of tempered martensite is below a certain level, the balance of tensile strength and elongation (TS×El) of 22,000 MPa% or more or the tensile strength and hole of 7×10 6 (MPa 2 % 1/2 ) or more It is difficult to ensure the balance of expansion rate (TS 2 × HER 1/2 ), and if the fraction of tempered martensite exceeds a certain level, ductility and workability decrease, and the balance between tensile strength and elongation (TS × El ) is less than 22,000 MPa%, or the bending rate (R/t) exceeds 3.0, which is not preferable. Therefore, the present invention provides a steel sheet excellent in balance between tensile strength and elongation (TS x El), balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 x HER 1/2 ), and bending rate (R/t). To obtain, the fraction of tempered martensite can be limited to the range of 30-70% by volume.

引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を向上させるためには、微細組織としてベイナイトが適切に含まれることが好ましい。ベイナイトの分率が一定レベル以上の場合に限って、２２，０００ＭＰａ％以上の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上の引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）及び０．５～３．０の曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を確保することができる。一方、ベイナイトの分率が過度の場合、テンパードマルテンサイトの分率の減少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。 In order to improve the balance between tensile strength and elongation (TS×El), the balance between tensile strength and hole expansion ratio (TS 2 ×HER 1/2 ), and the bending rate (R/t), bainite is used as a microstructure. is suitably included. Only when the bainite fraction is at a certain level or more, the balance between the tensile strength and the elongation ratio (TS×El) of 22,000 MPa% or more, the tensile strength of 7×10 6 (MPa 2 % 1/2 ) or more A balance of the hole expansion rate (TS 2 ×HER 1/2 ) and a bending rate (R/t) of 0.5 to 3.0 can be secured. On the other hand, when the fraction of bainite is excessive, the fraction of tempered martensite is necessarily reduced, resulting in the balance between tensile strength and elongation (TS×El) and tensile The balance between strength and hole expansion ratio (TS 2 ×HER 1/2 ) and bending ratio (R/t) cannot be secured. Therefore, the present invention can limit the bainite fraction to the range of 10-45% by volume.

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。 Since ferrite is an element that contributes to the improvement of ductility, the balance (TS×El) between tensile strength and elongation, which is the objective of the present invention, can be secured only when the ferrite fraction is at a certain level or higher. . However, if the ferrite fraction is excessive, the interphase hardness difference may increase and the hole expansion ratio (HER) may decrease, so the balance between the tensile strength and the hole expansion ratio (TS 2 ×HER 1/2 ) cannot be secured. Therefore, the present invention can limit the ferrite fraction to the range of 3-20% by volume.

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。 An example of the method for producing the steel sheet of the present invention will be described in detail below.

本発明の一側面による高強度鋼板の製造方法は、所定の成分を有する鋼スラブを用意し、鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；上記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；上記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階；上記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；上記冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満の温度範囲まで加熱（１次加熱）して、５０秒以上維持（１次維持）する段階；平均冷却速度１℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階；上記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上維持（２次維持）する段階；及び常温まで冷却（２次冷却）する段階；を含むことができる。 A method for manufacturing a high-strength steel sheet according to one aspect of the present invention includes steps of preparing a steel slab having a predetermined composition, heating the steel slab, and hot-rolling the steel slab; winding the hot-rolled steel plate; heat-treating the rolled steel sheet by hot-rolling annealing for 600-1700 seconds at a temperature range of 650-850° C.; cold-rolling the steel sheet heat-treated by the hot-rolling annealing; Step of heating (primary heating) to a temperature range of Ac1 or more and less than Ac3 and maintaining (primary maintenance) for 50 seconds or more; secondary cooling) step; heating (secondary heating) the primarily cooled steel sheet to a temperature range of 300 to 500 ° C at an average heating rate of 5 ° C./s or more, and maintaining it for 50 seconds or more (secondary maintenance ); and cooling to room temperature (secondary cooling).

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。 Preparing and Heating a Steel Slab A steel slab having the desired composition is prepared. Since the steel slab of the present invention has an alloy composition corresponding to the alloy composition of the steel plate described above, the description of the alloy composition of the steel slab replaces the description of the alloy composition of the steel plate described above.

用意された鋼スラブを一定温度範囲に加熱することができ、このときの鋼スラブの加熱温度は１０００～１３５０℃の範囲であることができる。鋼スラブの加熱温度が１０００℃未満である場合、目的とする仕上げ熱間圧延温度範囲以下の温度区間で熱間圧延されるおそれがあり、鋼スラブの加熱温度が１３５０℃を超える場合、鋼の融点に到達して溶けるおそれがある。 The prepared steel slab can be heated to a certain temperature range, and the heating temperature of the steel slab at this time can be in the range of 1000-1350°C. If the heating temperature of the steel slab is less than 1000°C, there is a risk that the steel slab will be hot rolled in a temperature range below the target finish hot rolling temperature range. May reach melting point and melt.

熱間圧延及び巻取り
加熱された鋼スラブは、熱間圧延されて熱延鋼板として提供されることができる。熱間圧延時の仕上げ熱間圧延温度は、８００～１０００℃の範囲が好ましい。仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満である場合、過度の圧延負荷が問題になることがあり、仕上げ熱間圧延温度が１０００℃を超える場合、熱延鋼板の結晶粒が粗大に形成され、最終鋼板の物性低下を引き起こすことがある。 Hot Rolling and Coiling A heated steel slab can be hot rolled to provide a hot rolled steel sheet. The finish hot rolling temperature during hot rolling is preferably in the range of 800 to 1000°C. If the finish hot rolling temperature is less than 800°C, excessive rolling load may become a problem, and if the finish hot rolling temperature exceeds 1000°C, the grains of the hot rolled steel sheet are coarsely formed, and the final It may cause deterioration of the physical properties of the steel sheet.

熱間圧延が完了された熱延鋼板は、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却されることができ、３００～６００℃の温度で巻き取ることができる。巻取り温度が３００℃未満である場合、巻取りが容易ではなく、巻取り温度が６００℃を超える場合、表面スケール（ｓｃａｌｅ）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。 A hot-rolled steel sheet that has undergone hot rolling can be cooled at an average cooling rate of 10°C/s or more, and can be coiled at a temperature of 300-600°C. If the coiling temperature is less than 300°C, the coiling is not easy, and if the coiling temperature exceeds 600°C, surface scale may be formed inside the hot-rolled steel sheet, making pickling difficult. There is

熱延焼鈍による熱処理
巻取り後の後続工程である酸洗及び冷間圧延を容易に行うために、熱延焼鈍による熱処理工程を行うことが好ましい。熱延焼鈍による熱処理は、６５０～８５０℃の温度区間で６００～１７００秒間行うことができる。熱延焼鈍による熱処理温度が６５０℃未満であるか、熱延焼鈍による熱処理時間である６００秒未満である場合、熱延焼鈍によって熱処理された鋼板の強度が高く、後続する冷間圧延が容易でないことがある。一方、熱延焼鈍による熱処理温度が８５０℃を超えるか、熱延焼鈍による熱処理時間である１７００秒を超える場合、鋼板内部に深く形成されたスケール（ｓｃａｌｅ）に起因して酸洗が容易でないことがある。 Heat Treatment by Hot Rolling Annealing In order to facilitate pickling and cold rolling, which are subsequent processes after coiling, it is preferable to perform a heat treatment process by hot rolling annealing. The heat treatment by hot rolling annealing can be performed in the temperature range of 650 to 850° C. for 600 to 1700 seconds. When the heat treatment temperature by hot rolling annealing is less than 650° C. or the heat treatment time by hot rolling annealing is less than 600 seconds, the strength of the steel sheet heat-treated by hot rolling annealing is high, and the subsequent cold rolling is not easy. Sometimes. On the other hand, when the heat treatment temperature of hot rolling annealing exceeds 850° C. or the heat treatment time of hot rolling annealing exceeds 1700 seconds, pickling is not easy due to scale formed deep inside the steel sheet. There is

酸洗及び冷間圧延
熱延焼鈍による熱処理後に鋼板表面に生成されたスケールを除去するために酸洗を行い、冷間圧延を行うことができる。本発明において、酸洗及び冷間圧延の条件を特に制限するものではないが、冷間圧延は累積圧下率３０～９０％で行うことが好ましい。冷間圧延の累積圧下率が９０％を超える場合、鋼板の高い強度により冷間圧延を短時間で行うことが難しいおそれがある。 Pickling and Cold Rolling In order to remove the scale formed on the surface of the steel sheet after heat treatment by hot rolling annealing, pickling can be performed and cold rolling can be performed. In the present invention, the pickling and cold rolling conditions are not particularly limited, but the cold rolling is preferably carried out at a cumulative rolling reduction of 30 to 90%. If the cumulative reduction in cold rolling exceeds 90%, it may be difficult to perform cold rolling in a short time due to the high strength of the steel sheet.

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。 The cold-rolled steel sheet can be manufactured as an unplated cold-rolled steel sheet through an annealing heat treatment process, or as a plated steel sheet through a plating process to impart corrosion resistance. For plating, plating methods such as hot-dip galvanizing, electro-galvanizing, and hot-dip aluminum plating can be applied, and the method and type are not particularly limited.

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。 Annealing Heat Treatment In the present invention, an annealing heat treatment process is performed to ensure the strength and workability of the steel sheet at the same time.

冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満（二相域）の温度範囲で加熱（１次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上維持（１次維持）する。１次加熱または１次維持温度がＡｃ３以上（単相域）の場合には、目的とするフェライト組織を実現することができないため、目的とするレベルの［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ及び引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が実現できなくなる。また、１次加熱または１次維持温度がＡｃ１未満の温度範囲である場合、十分な加熱が行われず、後続する熱処理によっても、本発明が目的とする微細組織が実現できないおそれがある。１次加熱の平均昇温速度は、５℃／ｓ以上であることができる。 A cold-rolled steel sheet is heated (primary heating) in a temperature range of Ac1 or more and less than Ac3 (two-phase region), and maintained in the temperature range for 50 seconds or more (primary maintenance). When the primary heating or primary maintenance temperature is Ac3 or higher (single-phase region), the target ferrite structure cannot be achieved, so the target level of [H] F / [H] TM + B + γ and tensile The balance between strength and hole expansion rate (TS 2 ×HER 1/2 ) cannot be achieved. Further, when the primary heating or primary maintenance temperature is in the temperature range of less than Ac1, sufficient heating may not be performed, and the subsequent heat treatment may not achieve the microstructure aimed at by the present invention. The average heating rate of primary heating can be 5° C./s or more.

１次維持時間が５０秒未満である場合、組織を十分に均一化できず、鋼板の物性が低下することがある。１次維持時間の上限は特に限定しないが、結晶粒粗大化による靭性の減少を防止するために、１次加熱時間は１２００秒以下に制限することが好ましい。 When the primary holding time is less than 50 seconds, the structure cannot be sufficiently homogenized, and the physical properties of the steel sheet may deteriorate. Although the upper limit of the primary holding time is not particularly limited, it is preferable to limit the primary heating time to 1200 seconds or less in order to prevent a decrease in toughness due to grain coarsening.

１次維持後、平均冷却速度１℃／ｓ以上の１次冷却速度で１００～３００℃の１次冷却停止温度まで冷却（１次冷却）することができる。１次冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。１次冷却停止温度が１００℃未満の場合には、テンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトの形成量が不足して、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工性（Ｒ／ｔ）を低下させることができる。一方、１次冷却停止温度が３００℃を超えると、ベイナイトが過度に形成され、テンパードマルテンサイトの形成量が不足して鋼板の引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）を低下させることがある。 After the primary maintenance, it can be cooled (primary cooling) to the primary cooling stop temperature of 100 to 300° C. at a primary cooling rate of 1° C./s or higher. Although the upper limit of the primary cooling rate does not have to be specified, it is preferably 100° C./s or less. When the primary cooling stop temperature is less than 100°C, tempered martensite is excessively formed, the amount of retained austenite formed is insufficient, and [H] F / [H] TM + B + γ , tensile strength and elongation ratio Balance (TS×El) and bendability (R/t) can be reduced. On the other hand, when the primary cooling stop temperature exceeds 300°C, bainite is excessively formed and the amount of tempered martensite formed is insufficient, resulting in a balance between tensile strength and elongation (TS x El) of the steel sheet and tensile strength. It may reduce the balance of hole expansion ratio (TS 2 ×HER 1/2 ).

上記１次冷却後、平均昇温速度５℃／ｓ以上の２次加熱速度で３００～５００℃の２次加熱温度まで加熱（２次加熱）し、当該温度範囲で５０秒以上維持（２次維持）することができる。２次昇温速度の上限は特に規定する必要はないが、１００℃以下とすることが好ましい。２次加熱または２次維持温度が３００℃未満であるか、維持時間が５０秒未満であると、テンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイト中のＳｉ及びＡｌ含有量の制御が不十分であり、目的とする残留オーステナイトの分率を確保し難い。その結果、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が低下することがある。一方、２次加熱または維持温度が５００℃を超えるか、２次維持時間が１７２，０００秒以上の場合には、残留オーステナイト中のＳｉ及びＡｌ含有量の制御が不十分で残留オーステナイトの分率を確保し難い。その結果、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ及び引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下することがある。 After the primary cooling, heat (secondary heating) to a secondary heating temperature of 300 to 500 ° C. at a secondary heating rate of 5 ° C./s or higher, and maintain the temperature range for 50 seconds or longer (secondary heating). maintenance). Although the upper limit of the secondary heating rate need not be specified, it is preferably 100° C. or less. If the secondary heating or secondary maintenance temperature is less than 300° C. or the maintenance time is less than 50 seconds, tempered martensite is excessively formed, and the Si and Al contents in the retained austenite are insufficiently controlled. Therefore, it is difficult to secure the desired fraction of retained austenite. As a result, [H] F /[H] TM+B+γ , the balance between tensile strength and elongation (TS×El), and bending rate (R/t) may decrease. On the other hand, when the secondary heating or maintaining temperature exceeds 500 ° C. or the secondary maintaining time is 172,000 seconds or more, the control of the Si and Al contents in the retained austenite is insufficient and the fraction of the retained austenite is difficult to ensure. As a result, [H] F / [H] TM + B + γ and the balance between tensile strength and elongation (TS x El) may decrease.

２次維持後、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で常温まで冷却（２次冷却）することができる。 After the secondary maintenance, it can be cooled to normal temperature at an average cooling rate of 1° C./s or more (secondary cooling).

上述した製造方法によって製造された加工性に優れた高強度鋼板は、微細組織でテンパードマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフェライトを含むことができ、好ましい一例として、体積分率で、３０～７０％のテンパードマルテンサイト、１０～４５％のベイナイト、１０～４０％の残留オーステナイト、３～２０％のフェライト及び不可避な組織を含むことができる。 The high-strength steel sheet with excellent workability manufactured by the above-described manufacturing method can contain tempered martensite, bainite, retained austenite and ferrite in the microstructure. % tempered martensite, 10-45% bainite, 10-40% retained austenite, 3-20% ferrite and unavoidable structure.

また、上述の製造方法によって製造された加工性に優れた高強度鋼板は、下記の［関係式１］のように、硬質組織（テンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、Ｈｖ）に対する軟質組織（フェライト）の平均ナノ硬度値（［Ｈ］Ｆ、Ｈｖ）の比が０．４～０．９の範囲を満たすことができ、下記の［関係式２］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式３］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式４］で表される曲げ加工率（ＢＡ）が０．５～３．０の範囲を満たすことができる。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
［関係式２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（ＥＬ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
上記関係式４において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。 In addition, the high-strength steel sheet with excellent workability manufactured by the above-described manufacturing method has an average nano-hardness value ( The ratio of the average nano-hardness value ([H] F , Hv) of the soft tissue (ferrite) to [H] TM + B + γ , Hv) can satisfy the range of 0.4 to 0.9, and the following [relational expression 2 ] is at least 22,000 (MPa%) between the tensile strength and the elongation ratio (B T E ), and the balance between the tensile strength and the hole expansion ratio ( B T·H ) is 7×10 6 (MPa 2 % 1/2 ) or more, and the bending rate (B A ) represented by [Relational Expression 4] below is in the range of 0.5 to 3.0 can satisfy
[Relationship 1]
0.4≦[H] F /[H] TM+B+γ ≦0.9
[Relational expression 2]
B T E = [tensile strength (TS, MPa)] x [elongation rate (EL, %)]
[Relational expression 3]
B T H = [tensile strength (TS, MPa)] 2 × [hole expansion rate (HER, %)] 1/2
[Relational expression 4]
B R =R/t
In the above relational expression 4, R means the minimum bending radius (mm) at which no crack occurs after the 90° bending test, and t means the thickness (mm) of the steel sheet.

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。 Hereinafter, a high-strength steel sheet having excellent workability and a method for manufacturing the same according to one aspect of the present invention will be described in detail with reference to specific examples. It should be noted that the following examples are intended to aid understanding of the present invention and are not intended to limit the scope of the present invention. This is because the scope of rights of the present invention is determined by matters described in the claims and matters reasonably inferred therefrom.

（実施例）
下記表１に記載された合金組成（残りはＦｅ及び不可避不純物である）を有する厚さ１００ｍｍの鋼スラブを製造し、１２００℃で加熱した後、９００℃で仕上げ熱間圧延を行った。その後、３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、表２及び表３の巻取り温度で巻取って厚さ３ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を表２及び表３の条件で熱延焼鈍によって熱処理した。この後、酸洗して表面スケールを除去した後、１．５ｍｍ厚さまで冷間圧延を行った。 (Example)
A steel slab having a thickness of 100 mm having the alloy composition (the balance being Fe and unavoidable impurities) shown in Table 1 below was produced, heated at 1200°C, and then finished hot rolled at 900°C. Then, it was cooled at an average cooling rate of 30° C./s and coiled at the coiling temperature shown in Tables 2 and 3 to produce a hot-rolled steel sheet with a thickness of 3 mm. The hot-rolled steel sheets were heat-treated by hot-rolling annealing under the conditions shown in Tables 2 and 3. Then, after removing surface scales by pickling, cold rolling was performed to a thickness of 1.5 mm.

この後、上記表２～表５に開示された焼鈍熱処理条件で熱処理を行い、鋼板を製造した。 Thereafter, heat treatment was performed under the annealing heat treatment conditions disclosed in Tables 2 to 5 above to manufacture steel sheets.

このように製造された鋼板の微細組織を観察し、その結果を表６及び表７に示した。微細組織のうち、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、テンパードマルテンサイト（ＴＭ）及びパーライト（Ｐ）は、研磨された試験片の断面をナイタルエッチングした後、ＳＥＭを介して観察した。このうち、区別が難しいベイナイト及びテンパードマルテンサイトは、ディラテーション評価後に膨張曲線を用いて分率を計算した。一方、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）と残留オーステナイト（残留γ）も区別が容易でないため、上記ＳＥＭで観察されたマルテンサイトと残留オーステナイトの分率からＸ線回折法で計算された残留オーステナイトの分率を差し引いた値をフレッシュマルテンサイト分率で決定した。 The microstructures of the steel sheets thus produced were observed, and the results are shown in Tables 6 and 7. Among the microstructures, ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM) and pearlite (P) were observed through SEM after nital etching the cross section of the polished test piece. Of these, bainite and tempered martensite, which are difficult to distinguish, calculated the fraction using the expansion curve after dilatation evaluation. On the other hand, fresh martensite (FM) and retained austenite (retained γ) are not easy to distinguish, so the fraction of retained austenite calculated by the X-ray diffraction method from the fractions of martensite and retained austenite observed by the SEM was determined as the fresh martensite fraction.

一方、鋼板の［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）を観察し、その結果を表８及び表９に示した。 On the other hand, the [H] F / [H] TM + B + γ of the steel sheet, the balance between tensile strength and elongation (TS x El), the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 x HER 1/2 ), the bending rate (R /t) was observed, and the results are shown in Tables 8 and 9.

引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）は、引張試験によって評価され、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準にＪＩＳ５号規格に基づいて、採取された試験片で評価して、引張強度（ＴＳ）及び延伸率（Ｅｌ）を測定した。曲げ加工率（Ｒ／ｔ）はＶ－曲げ試験で評価され、圧延板材の圧延方向に対して９０°方向を基準に試験片を採取して、９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を板材の厚さｔ（ｍｍ）で割った値で決定して算出した。穴拡げ率（ＨＥＲ）は穴拡げ試験によって評価され、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ー（ｂｕｒｒ）が外側となる方向にパンチング孔に挿入し、２０ｍｍ／ｍｉｎの移動速度でパンチング孔の周辺部を圧迫拡張した後、下記の［関係式５］を用いて算出した。
［関係式５］
穴拡げ率（ＨＥＲ、％）＝{（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
上記関係式５において、Ｄは亀裂が厚さ方向に沿って鋼板を貫通したときの孔径（ｍｍ）を意味し、Ｄ０は初期孔径（ｍｍ）を意味する。 Tensile strength (TS) and elongation (El) are evaluated by a tensile test, based on the JIS No. 5 standard with respect to the direction of 90° to the rolling direction of the rolled plate material. Tensile strength (TS) and elongation (El) were measured. The bending rate (R / t) is evaluated by a V-bending test, and a test piece is taken based on the 90° direction with respect to the rolling direction of the rolled plate material, and the minimum bending radius that does not cause cracks after the 90° bending test. It was calculated by determining a value obtained by dividing R (mm) by the thickness t (mm) of the plate material. The hole expansion ratio (HER) was evaluated by a hole expansion test. After forming a punching hole of 10 mmΦ (die inner diameter 10.3 mm, clearance 12.5%), a conical punch with a vertical angle of 60 ° was placed on the bar of the punching hole ( Burr) was inserted into the punched hole in the direction of the outside, and the periphery of the punched hole was compressed and expanded at a moving speed of 20 mm/min.
[Relational expression 5]
Hole expansion ratio (HER, %) = {(D−D 0 )/D 0 }×100
In relational expression 5, D means the hole diameter (mm) when the crack penetrates the steel plate along the thickness direction, and D0 means the initial hole diameter (mm).

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（Ｎａｎｏｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ）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１０，０００μＮ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した。 The nanohardness values of hard and soft tissues were measured using the Nanoindentation method. Specifically, after electropolishing the surface of each test piece, a nanoindenter (FISCHERSCOPE HM2000) was used to randomly measure the hard tissue and soft tissue at 20 or more points under the condition of an indentation load of 10,000 μN. Based on the values obtained, the average nanohardness values of the hard and soft tissues were calculated.

Figure 2023507951000001
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Figure 2023507951000002
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Figure 2023507951000009
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上記表１～表９に示したように、本発明で提示する条件を満たす試験片の場合、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γの値が０．４～０．９の範囲を満たし、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％以上であり、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が０．５～３．０範囲を満たすことで、優れた強度及び加工性を同時に備えることが分かる。 As shown in Tables 1 to 9 above, in the case of the test pieces satisfying the conditions presented in the present invention, the value of [H] F /[H] TM + B + γ satisfies the range of 0.4 to 0.9, and the tensile strength is in the range of 0.4 to 0.9. The balance between strength and elongation (TS x El) is 22,000 MPa% or more, and the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 x HER 1/2 ) is 7 x 10 6 (MPa 2 % 1/2 ). From the above, it can be seen that when the bending rate (R/t) satisfies the range of 0.5 to 3.0, excellent strength and workability are provided at the same time.

試験片２～５は、本発明の合金組成範囲は重複するが、熱延焼鈍温度及び時間が本発明の範囲を外れるため、酸洗不良が発生したり、冷間圧延時に破断が発生したことを確認することができる。 Test pieces 2 to 5 overlapped the alloy composition range of the present invention, but the hot rolling annealing temperature and time were outside the range of the present invention, so pickling defects occurred and breakage occurred during cold rolling. can be confirmed.

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。 In test piece 6, the amount of ferrite formed was insufficient because the primary heating or maintenance temperature during the annealing heat treatment process after cold rolling exceeded the range limited by the present invention. As a result, the test piece 6 had [H] F / [H] TM + B + γ of less than 0.4, and the balance between tensile strength and hole expansion ratio (TS 2 × HER 1/2 ) was 7 × 10 6 (MPa 2 % 1/2 ).

試験片７は、冷間圧延後の焼鈍熱処理過程で１次冷却速度が本発明が制限する範囲に及ばないため、フェライトが過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片７は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることを確認することができる。 In the test piece 7, since the primary cooling rate during the annealing heat treatment process after cold rolling was below the range defined by the present invention, excessive ferrite was formed and little retained austenite was formed. As a result, for test piece 7, [H] F / [H] TM + B + γ exceeded 0.9, and the balance between tensile strength and elongation (TS × El) was less than 22,000 MPa%. can be done.

試験片１２は、１次冷却停止温度が低くて、テンパードマルテンサイトと過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片１２は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。 The test piece 12 had a low primary cooling stop temperature, formed excessive tempered martensite, and formed little retained austenite. As a result, the test piece 12 had a [H] F / [H] TM + B + γ exceeding 0.9, a balance between tensile strength and elongation (TS x El) of less than 22,000 MPa%, and a bending rate ( R/t) exceeds 3.0.

試験片１３は、１次冷却停止温度が高くて、ベイナイトが過度に形成され、テンパードマルテンサイトが少なく形成された。その結果、試験片１３は、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、引張強度と穴拡げ率のバランス（ＴＳ２×ＨＥＲ１／２）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）未満であることが確認できる。 Since the test piece 13 had a high primary cooling stop temperature, excessive bainite was formed and little tempered martensite was formed. As a result, the test piece 13 had a balance of tensile strength and elongation ratio (TS×El) of less than 22,000 MPa%, and a balance of tensile strength and hole expansion ratio (TS 2 × HER 1/2 ) of 7 × 10. It can be confirmed that it is less than 6 (MPa 2 % 1/2 ).

試験片１４は、２次加熱または維持温度が低くて、テンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片１４は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。 In the test piece 14, the secondary heating or holding temperature was low, resulting in excessive formation of tempered martensite and less formation of retained austenite. As a result, the test piece 14 had a [H] F / [H] TM + B + γ exceeding 0.9, a balance between tensile strength and elongation (TS x El) of less than 22,000 MPa%, and a bending rate ( R/t) exceeds 3.0.

試験片１５は、２次加熱または維持温度が高くて残留オーステナイトの形成量が不足しており、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることが確認できる。 In test piece 15, the secondary heating or maintenance temperature was high and the amount of retained austenite formed was insufficient, [H] F / [H] TM + B + γ exceeded 0.9, and the balance between tensile strength and elongation ( It can be confirmed that TS×El) is less than 22,000 MPa%.

試験片１６は、２次維持時間が不足して、テンパードマルテンサイトが過度に形成され、残留オーステナイトが少なく形成された。その結果、試験片１６は、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であり、曲げ加工率（Ｒ／ｔ）が３．０を超えることが確認できる。 In the test piece 16, the tempered martensite was formed excessively and the retained austenite was formed less due to insufficient secondary maintenance time. As a result, the test piece 16 had a [H] F / [H] TM + B + γ exceeding 0.9, a balance between tensile strength and elongation (TS x El) of less than 22,000 MPa%, and a bending rate ( R/t) exceeds 3.0.

試験片１７は、２次維持時間が過度であって残留オーステナイトの形成量が不足しており、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γが０．９を超過し、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が２２，０００ＭＰａ％未満であることが確認できる。 In test piece 17, the secondary holding time was excessive and the amount of retained austenite formed was insufficient, [H] F / [H] TM + B + γ exceeded 0.9, and the balance between tensile strength and elongation ( It can be confirmed that TS×El) is less than 22,000 MPa%.

試験片４０～４８は、本発明で提示する製造条件は満たす場合であるが、合金組成の範囲を外れた場合である。これらの場合には、本発明の［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ条件、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）条件、引張強度と穴拡げ率のバランス（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４２は、アルミニウム（Ａｌ）及びシリコン（Ｓｉ）の合計含有量が１．０％未満の場合として、［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ、引張強度と延伸率のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び曲げ加工率（Ｒ／ｔ）の条件を満たさないことが確認できる。 Test pieces 40 to 48 are cases where the manufacturing conditions presented in the present invention are satisfied, but the alloy composition is outside the range. In these cases, the [H] F / [H] TM + B + γ conditions of the present invention, the balance between tensile strength and elongation (TS × El) conditions, the balance between tensile strength and hole expansion ratio (TS 2 × HER 1/2 ) condition and bending rate (R/t) conditions are not satisfied. On the other hand, for the test piece 42, when the total content of aluminum (Al) and silicon (Si) is less than 1.0%, [H] F / [H] TM + B + γ , the balance between tensile strength and elongation (TS × It can be confirmed that the conditions of El) and bending rate (R/t) are not satisfied.

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。 Although the present invention has been described in detail with reference to embodiments, embodiments of different forms are also possible. Therefore, the spirit and scope of the claims set forth below are not limited to the examples.

Claims (12)

重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りのＦｅ及び不可避不純物を含み、
軟質組織であるフェライトと硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトを微細組織として含み、
下記の［関係式１］を満たす、加工性に優れた高強度鋼板。
［関係式１］
０．４≦［Ｈ］Ｆ／［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γ≦０．９
前記関係式１において、［Ｈ］Ｆ及び［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、ナノインデンターを用いて測定したナノ硬度値であり、［Ｈ］Ｆは、軟質組織であるフェライトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）であり、［Ｈ］ＴＭ＋Ｂ＋γは、硬質組織であるテンパードマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの平均ナノ硬度値（Ｈｖ）である。 % by weight, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, including the remaining Fe and inevitable impurities,
The microstructure includes ferrite as a soft structure and tempered martensite, bainite and retained austenite as a hard structure,
A high-strength steel sheet with excellent workability that satisfies [Relational Expression 1] below.
[Relationship 1]
0.4≦[H] F /[H] TM+B+γ ≦0.9
In relational expression 1, [H] F and [H] TM + B + γ are nano hardness values measured using a nanoindenter, and [H] F is the average nano hardness value (Hv) of ferrite, which is a soft tissue. and [H] TM + B + γ is the average nanohardness value (Hv) of tempered martensite, bainite and retained austenite, which are hard structures. 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：０～０．０５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％ The high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 1, wherein the steel sheet further includes one or more of the following (1) to (9).
(1) Ti: 0 to 0.5%, Nb: 0 to 0.5% and V: one or more of 0 to 0.5% (2) Cr: 0 to 3.0% and Mo: 0 to 1 or more of 3.0% (3) Cu: 0 to 4.5% and Ni: 1 or more of 0 to 4.5% (4) B: 0 to 0.005%
(5) Ca: 0 to 0.05%, REM excluding Y: 0 to 0.05% and Mg: one or more of 0 to 0.05% (6) W: 0 to 0.5% and Zr : 1 or more of 0 to 0.5% (7) Sb: 0 to 0.5% and Sn: 1 or more of 0 to 0.5% (8) Y: 0 to 0.2% and Hf : One or more of 0 to 0.2% (9) Co: 0 to 1.5% 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。 The high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 1, wherein the total content of Si and Al (Si+Al) is 1.0 to 6.0% by weight. 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。 The microstructure of the steel sheet contains, in volume fraction, 30-70% tempered martensite, 10-45% bainite, 10-40% retained austenite, 3-20% ferrite and inevitable structures. The high-strength steel sheet excellent in workability according to claim 1. 前記鋼板は、下記の［関係式２］で表される引張強度と延伸率のバランス（ＢＴ・Ｅ）が２２，０００（ＭＰａ％）以上であり、下記の［関係式３］で表される引張強度と穴拡げ率のバランス（ＢＴ・Ｈ）が７×１０６（ＭＰａ２％１／２）以上であり、下記の［関係式４］で表される曲げ加工率（ＢＲ）が０．５～３．０である、請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
［関係式２］
ＢＴ・Ｅ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］×［延伸率（Ｅｌ、％）］
［関係式３］
ＢＴ・Ｈ＝［引張強度（ＴＳ、ＭＰａ）］２×［穴拡げ率（ＨＥＲ、％）］１／２
［関係式４］
ＢＲ＝Ｒ／ｔ
前記関係式４において、Ｒは９０°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径（ｍｍ）を意味し、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。 The steel sheet has a balance (B T E ) between tensile strength and elongation, which is represented by [Relational Formula 2] below, of 22,000 (MPa%) or more, and is represented by [Relational Formula 3] below. The balance (B T H ) between the tensile strength and the hole expansion ratio of the The high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 1, wherein the is 0.5 to 3.0.
[Relational expression 2]
B T E = [tensile strength (TS, MPa)] x [elongation rate (El, %)]
[Relational expression 3]
B T H = [tensile strength (TS, MPa)] 2 × [hole expansion rate (HER, %)] 1/2
[Relational expression 4]
B R =R/t
In Equation 4, R means the minimum bending radius (mm) at which cracks do not occur after the 90° bending test, and t means the thickness (mm) of the steel sheet. 重量％で、Ｃ：０．２５～０．７５％、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．９～５．０％、Ａｌ：５．０％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを加熱し、熱間圧延する段階；
前記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階；
前記巻き取られた鋼板を６５０～８５０℃の温度範囲で６００～１７００秒間熱延焼鈍によって熱処理する段階；
前記熱延焼鈍によって熱処理された鋼板を冷間圧延する段階；
前記冷間圧延された鋼板をＡｃ１以上Ａｃ３未満の温度範囲で加熱（１次加熱）して、５０秒以上維持（１次維持）する段階；
平均冷却速度１℃／ｓ以上で、１００～３００℃の温度範囲まで冷却（１次冷却）する段階；
前記１次冷却された鋼板を５℃／ｓ以上の平均昇温速度で３００～５００℃の温度範囲まで加熱（２次加熱）して、５０秒以上維持（２次維持）する段階；及び
常温まで冷却（２次冷却）する段階；を含む、加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 % by weight, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, Heating and hot-rolling a steel slab containing S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, and the balance being Fe and unavoidable impurities;
winding the hot-rolled steel sheet;
heat-treating the rolled steel sheet by hot-rolling annealing for 600-1700 seconds at a temperature range of 650-850° C.;
Cold rolling the steel sheet heat-treated by the hot rolling annealing;
Heating (primary heating) the cold-rolled steel sheet in a temperature range of Ac1 to Ac3 and maintaining (primary maintenance) for 50 seconds or more;
Cooling (primary cooling) to a temperature range of 100 to 300° C. at an average cooling rate of 1° C./s or more;
heating (secondary heating) the primarily cooled steel sheet to a temperature range of 300 to 500° C. at an average heating rate of 5° C./s or more, and maintaining (secondary maintenance) for 50 seconds or more; A method for producing a high-strength steel sheet with excellent workability, including the step of cooling (secondary cooling) to. 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：０～０．０５％のうち１種以上
（６）Ｗ：０～０．５％及びＺｒ：０～０．５％のうち１種以上
（７）Ｓｂ：０～０．５％及びＳｎ：０～０．５％のうち１種以上
（８）Ｙ：０～０．２％及びＨｆ：０～０．２％のうち１種以上
（９）Ｃｏ：０～１．５％ The method for producing a high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 6, wherein the steel slab further includes one or more of the following (1) to (9).
(1) Ti: 0 to 0.5%, Nb: 0 to 0.5% and V: one or more of 0 to 0.5% (2) Cr: 0 to 3.0% and Mo: 0 to 1 or more of 3.0% (3) Cu: 0 to 4.5% and Ni: 1 or more of 0 to 4.5% (4) B: 0 to 0.005%
(5) Ca: 0 to 0.05%, REM excluding Y: 0 to 0.05% and Mg: one or more of 0 to 0.05% (6) W: 0 to 0.5% and Zr : 1 or more of 0 to 0.5% (7) Sb: 0 to 0.5% and Sn: 1 or more of 0 to 0.5% (8) Y: 0 to 0.2% and Hf : One or more of 0 to 0.2% (9) Co: 0 to 1.5% 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。 The method for manufacturing a high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 6, wherein the total content of Si and Al (Si+Al) contained in the steel slab is 1.0 to 6.0 wt%. 前記鋼スラブは、１０００～１３５０℃の温度範囲で加熱され、８００～１０００℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延される、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 The method for producing a high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 6, wherein the steel slab is heated in a temperature range of 1000-1350°C and finish hot-rolled in a temperature range of 800-1000°C. 前記熱間圧延された鋼板は、３００～６００℃の温度範囲で巻き取られる、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 The method for producing a high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 6, wherein the hot-rolled steel sheet is coiled in a temperature range of 300 to 600°C. 前記冷間圧延の圧下率は３０～９０％である、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 7. The method for producing a high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 6, wherein the rolling reduction of the cold rolling is 30 to 90%. 前記２次冷却の冷却速度は１℃／ｓ以上である、請求項６に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 7. The method for producing a high-strength steel sheet with excellent workability according to claim 6, wherein the secondary cooling has a cooling rate of 1[deg.] C./s or more.
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