加工性优异的高强度钢板及其制造方法与流程

1.本发明涉及一种可以用于汽车部件等的钢板，并且涉及一种具有高强度特性且加工性优异的钢板及其制造方法。


背景技术：

2.近年来，为了保护地球环境，汽车产业正在关注可以实现材料的轻量化的同时确保乘客的稳定性的方法。为了满足这种稳定性和轻量化的需求，高强度钢板的应用正在急剧增加。通常，已知随着钢板的强度增加，钢板的加工性降低。因此，在汽车部件用钢板中，需要具有高强度特性的同时以延展性、弯曲加工性及扩孔性等为代表的加工性优异的钢板。
3.作为改善钢板的加工性的技术，专利文献1和专利文献2中公开了一种利用回火马氏体的方法。对硬质的马氏体进行回火(tempering)而制成的回火马氏体是软质化的马氏体，因此回火马氏体与现有的未回火的马氏体(新生马氏体)存在强度的差异。因此，抑制新生马氏体并形成回火马氏体时，可以增加加工性。
4.然而，在专利文献1和专利文献2中公开的技术中，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)无法满足22000mpa％以上，这表示难以确保强度和延展性均优异的钢板。
5.另外，为了使汽车部件用钢板获得高强度且加工性优异的特性，开发了一种利用残余奥氏体的相变诱导塑性的相变诱导塑性(transformation induced plasticity，trip)钢。专利文献3中公开了一种强度和加工性优异的trip钢。
6.专利文献3中，尝试通过包含多边形铁素体、残余奥氏体及马氏体来提高延展性和加工性，但主相为贝氏体，因此无法确保高强度，并且可知拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)也无法满足22000mpa％以上。
7.即，目前无法满足对具有高强度的同时以延展性、弯曲加工性及扩孔性等为代表的加工性优异的钢板的需求。
8.(现有技术文献)
9.(专利文献1)韩国公开专利公报第10-2006-0118602号
10.(专利文献2)日本公开专利公报第2009-019258号
11.(专利文献3)韩国公开专利公报第10-2014-0012167号


技术实现要素：

本发明要解决的技术问题
12.根据本发明的一个方面，可以提供一种通过优化钢板的组成和微细组织而具有优异的延展性、弯曲加工性及扩孔性的高强度钢板及其制造方法。
13.本发明的技术问题不限定于上述内容。本发明的附加技术问题记载于说明书全文中，本领域技术人员可以由本发明的说明书中记载的内容容易地理解本发明的附加技术问题。
解决技术问题的技术手段
14.根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板中，以重量％计，包含：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、余量的fe及不可避免的杂质，微细组织包含作为软质组织的铁素体和作为硬质组织的回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体，并且满足以下[关系式1]及[关系式2]。
[0015]
[关系式1]
[0016]
0.4≤[h]f/[h]
tm b γ
≤0.9
[0017]
所述关系式1中，[h]f和[h]
tm b γ
是利用纳米压痕仪测量的纳米硬度值，[h]f是作为软质组织的铁素体的平均纳米硬度值(hv)，[h]
tm b γ
是作为硬质组织的回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体的平均纳米硬度值(hv)。
[0018]
[关系式2]
[0019]
v(1.2μm，γ)/v(γ)≥0.1
[0020]
所述关系式2中，v(1.2μm，γ)是平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体的分数(体积％)，v(γ)是钢板的残余奥氏体的分数(体积％)。
[0021]
所述钢板还可以包含以下(1)至(9)中的任一种以上。
[0022]
(1)ti：0-0.5％、nb：0-0.5％和v：0-0.5％中的一种以上，
[0023]
(2)cr：0-3.0％和mo：0-3.0％中的一种以上，
[0024]
(3)cu：0-4.5％和ni：0-4.5％中的一种以上，
[0025]
(4)b：0-0.005％，
[0026]
(5)ca：0-0.05％、y除外的rem：0-0.05％和mg：0-0.05％中的一种以上，
[0027]
(6)w：0-0.5％和zr：0-0.5％中的一种以上，
[0028]
(7)sb：0-0.5％和sn：0-0.5％中的一种以上，
[0029]
(8)y：0-0.2％和hf：0-0.2％中的一种以上，
[0030]
(9)co：0-1.5％。
[0031]
所述si和所述al的总含量(si al)可以为1.0-6.0重量％。
[0032]
以体积分数计，所述钢板的微细组织可以包含30-70％的回火马氏体、10-45％的贝氏体、10-40％的残余奥氏体、3-20％的铁素体及不可避免的组织。
[0033]
所述钢板的由以下[关系式3]表示的拉伸强度和伸长率的平衡(b
t
·e)可以为22000(mpa％)以上，由以下[关系式4]表示的拉伸强度和扩孔率的平衡(b
t
·h)可以为7*106(mpa2％
1/2
)以上，由以下[关系式5]表示的弯曲加工率(br)可以为0.5至3.0。
[0034]
[关系式3]
[0035]bt
·e＝[拉伸强度(ts，mpa)]*[伸长率(el，％)]
[0036]
[关系式4]
[0037]bt
·h＝[拉伸强度(ts，mpa)]2*[扩孔率(her，％)]
1/2
[0038]
[关系式5]
[0039]br
＝r/t
[0040]
所述关系式5中，r表示90
°
弯曲试验后没有产生裂纹的最小弯曲半径(mm)，t表示钢板的厚度(mm)。
[0041]
根据本发明的另一个方面的制造加工性优异的高强度钢板的方法可以包括以下
步骤：提供冷轧的钢板，以重量％计，所述冷轧的钢板包含：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、余量的fe及不可避免的杂质；将所述冷轧的钢板加热至ac1以上且低于ac3的温度范围(一次加热)，并保持50秒以上(一次保持)；以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(一次冷却)至600-850℃的温度范围(一次冷却终止温度)；以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却至350-550℃的温度范围(二次冷却)，并在该温度范围内保持5秒以上(二次保持)；以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却至250-450℃的温度范围(三次冷却)，并在该温度范围内保持5秒以上(三次保持)；以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(四次冷却)至100-300℃的温度范围(二次冷却终止温度)；以5℃/秒以上的平均升温速度进行加热至300-500℃的温度范围(二次加热)，并在该温度范围内保持50秒以上(四次保持)；以及冷却至常温(五次冷却)。
[0042]
所述钢坯还可以包含以下(1)至(9)中的任一种以上。
[0043]
(1)ti：0-0.5％、nb：0-0.5％和v：0-0.5％中的一种以上，
[0044]
(2)cr：0-3.0％和mo：0-3.0％中的一种以上，
[0045]
(3)cu：0-4.5％和ni：0-4.5％中的一种以上，
[0046]
(4)b：0-0.005％，
[0047]
(5)ca：0-0.05％、y除外的rem：0-0.05％和mg：0-0.05％中的一种以上，
[0048]
(6)w：0-0.5％和zr：0-0.5％中的一种以上，
[0049]
(7)sb：0-0.5％和sn：0-0.5％中的一种以上，
[0050]
(8)y：0-0.2％和hf：0-0.2％中的一种以上，
[0051]
(9)co：0-1.5％。
[0052]
所述钢坯中包含的所述si和所述al的总含量(si al)可以为1.0-6.0重量％。
[0053]
所述冷轧的钢板的准备可以包括以下步骤：将钢坯加热至1000-1350℃；在800-1000℃的温度范围内进行热精轧；在300-600℃的温度范围内，对热轧的所述钢板进行收卷；在650-850℃的温度范围内，对收卷的所述钢板进行热轧退火热处理600-1700秒；以及以30-90％的压下率，对热轧退火热处理的所述钢板进行冷轧。
[0054]
所述一次冷却的冷却速度(vc1)和所述二次冷却的冷却速度(vc2)可以满足vc1《vc2的关系。发明效果
[0055]
根据本发明的优选的一个方面，可以提供一种钢板，所述钢板具有优异的强度和优异的延展性、弯曲加工性及扩孔性等加工性，从而特别适合用作汽车部件的钢板。最佳实施方式
[0056]
本发明涉及一种加工性优异的高强度钢板及其制造方法，以下对本发明的优选的具体实施方案进行说明。本发明的具体实施方案可以变形为各种形式，不应解释为本发明的范围限定于以下说明的具体实施方案。本具体实施方案是为了向本领域技术人员更详细地说明本发明而提供的。
[0057]
本发明的发明人认识到在包含贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体及铁素体的相变诱导塑性(trip)钢中，当实现残余奥氏体的稳定化，并将残余奥氏体和铁素体中包含的特定成分的比例控制在一定范围内时，残余奥氏体和铁素体的相间硬度差减小，从而可以同时确保钢板的加工性和强度。通过对此的查明，研究出了可以提高高强度钢的延展性和加
工性的方法，从而完成了本发明。
[0058]
以下，对根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板进行详细说明。
[0059]
根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板，以重量％计，可以包含：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、余量的fe及不可避免的杂质，微细组织可以包含作为软质组织的铁素体和作为硬质组织的回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体，并且可以满足以下[关系式1]及[关系式2]。
[0060]
[关系式1]
[0061]
0.4≤[h]f/[h]
tm b γ
≤0.9
[0062]
所述关系式1中，[h]f和[h]
tm b γ
是利用纳米压痕仪测量的纳米硬度值，[h]f是作为软质组织的铁素体的平均纳米硬度值(hv)，[h]
tm b γ
是作为硬质组织的回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体的平均纳米硬度值(hv)。
[0063]
[关系式2]
[0064]
v(1.2μm，γ)/v(γ)≥0.1
[0065]
所述关系式2中，v(1.2μm，γ)是平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体的分数(体积％)，v(γ)是钢板的残余奥氏体的分数(体积％)。
[0066]
以下，对本发明的钢组成进行更详细的说明。以下，除非另有说明，否则表示各元素的含量的％是以重量为基准。
[0067]
根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板中，以重量％计，包含：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、余量的fe及不可避免的杂质。此外，所述钢板还可以进一步包含：ti：0.5％以下(包括0％)、nb：0.5％以下(包括0％)、v：0.5％以下(包括0％)、cr：3.0％以下(包括0％)、mo：3.0％以下(包括0％)、cu：4.5％以下(包括0％)、ni：4.5％以下(包括0％)、b：0.005％以下(包括0％)、ca：0.05％以下(包括0％)、y除外的rem：0.05％以下(包括0％)、mg：0.05％以下(包括0％)、w：0.5％以下(包括0％)、zr：0.5％以下(包括0％)、sb：0.5％以下(包括0％)、sn：0.5％以下(包括0％)、y：0.2％以下(包括0％)、hf：0.2％以下(包括0％)、co：1.5％以下(包括0％)中的一种以上。并且，所述si和al的总含量(si al)可以为1.0-6.0％。
[0068]
碳(c)：0.25-0.75％
[0069]
碳(c)是确保钢板的强度所必不可少的元素，并且是稳定有助于提高钢板的延展性的残余奥氏体的元素。因此，为了实现如上所述的效果，本发明中可以包含0.25％以上的碳(c)。优选的碳(c)含量可以超过0.25％，并且可以为0.27％以上、0.30％以上。更优选的碳(c)含量可以为0.31％以上。另一方面，当碳(c)含量超过一定水平时，由于强度过度增加，可能难以进行冷轧。因此，本发明中可以将碳(c)含量的上限限制为0.75％。碳(c)含量可以为0.70％以下，更优选的碳(c)含量可以为0.67％以下。
[0070]
硅(si)：4.0％以下(0％除外)
[0071]
硅(si)是通过固溶强化而有助于提高强度的元素，并且也是通过强化铁素体并使组织均匀化而改善加工性的元素。此外，硅(si)是通过抑制渗碳体的析出而有助于残余奥氏体的形成的元素。因此，为了实现如上所述的效果，本发明中必须添加硅(si)。优选的硅
(si)含量可以为0.02％以上，更优选的硅(si)含量可以为0.05％以上。然而，当硅(si)含量超过一定水平时，在镀覆工艺中引发诸如未镀覆的镀覆缺陷问题，而且可能会降低钢板的焊接性，因此本发明中可以将硅(si)含量的上限限制为4.0％。优选的硅(si)含量的上限可以为3.8％，更优选的硅(si)含量的上限可以为3.5％。
[0072]
铝(al)：5.0％以下(0％除外)
[0073]
铝(al)是通过与钢中的氧结合而起到脱氧作用的元素。此外，如同硅(si)，铝(al)是通过抑制渗碳体的析出而稳定残余奥氏体的元素。因此，为了实现如上所述的效果，本发明中必须添加铝(al)。优选的铝(al)含量可以为0.05％以上，更优选的铝(al)含量可以为0.1％以上。另一方面，当添加过多的铝(al)时，钢板的夹杂物增加，而且可能降低钢板的加工性，因此本发明中可以将铝(al)含量的上限限制为5.0％。优选的铝(al)含量的上限可以为4.75％，更优选的铝(al)含量的上限可以为4.5％。
[0074]
另外，硅(si)和铝(al)的总含量(si al)优选为1.0-6.0％。硅(si)和铝(al)是本发明中影响微细组织的形成而影响延展性、弯曲加工性及扩孔性的成分，因此硅(si)和铝(al)的总含量优选为1.0-6.0％。更优选的硅(si)和铝(al)的总含量(si al)可以为1.5％以上，并且可以为4.0％以下。
[0075]
锰(mn)：0.9-5.0％
[0076]
锰(mn)是同时提高强度和延展性的有用的元素。因此，为了实现如上所述的效果，本发明中可以将锰(mn)含量的下限限制为0.9％。优选的锰(mn)含量的下限可以为1.0％，更优选的锰(mn)含量的下限可以为1.1％。另一方面，当添加过多的锰(mn)时，由于贝氏体相变时间增加，奥氏体中的碳(c)的富集度不足，因此存在不能确保所期望的奥氏体分数的问题。因此，本发明中可以将锰(mn)含量的上限限制为5.0％。优选的锰(mn)含量的上限可以为4.7％，更优选的锰(mn)含量的上限可以为4.5％。
[0077]
磷(p)：0.15％以下(包括0％)
[0078]
磷(p)是作为杂质含有并使冲击韧性变差的元素。因此，磷(p)的含量优选控制在0.15％以下。
[0079]
硫(s)：0.03％以下(包括0％)
[0080]
硫(s)是作为杂质含有并在钢板中形成mns且使延展性变差的元素。因此，硫(s)的含量优选为0.03％以下。
[0081]
氮(n)：0.03％以下(包括0％)
[0082]
氮(n)是作为杂质含有并在连续铸造中形成氮化物而引起板坯的裂纹的元素。因此，氮(n)的含量优选为0.03％以下。
[0083]
另外，本发明的钢板中，除了上述合金成分之外，存在可以进一步包含的合金组成，以下对此进行详细说明。
[0084]
钛(ti)：0-0.5％、铌(nb)：0-0.5％及钒(v)：0-0.5％中的一种以上
[0085]
钛(ti)、铌(nb)及钒(v)是通过形成析出物而使晶粒微细化的元素，并且也是有助于提高钢板的强度和冲击韧性的元素，因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加钛(ti)、铌(nb)及钒(v)中的一种以上。然而，当钛(ti)、铌(nb)及钒(v)的各自的含量超过一定水平时，形成过多的析出物，从而降低冲击韧性，而且会成为增加制造成本的原因，因此本发明中可以将钛(ti)、铌(nb)及钒(v)的含量分别限制为0.5％以下。
[0086]
铬(cr)：0-3.0％和钼(mo)：0-3.0％中的一种以上
[0087]
铬(cr)和钼(mo)在合金化处理时抑制奥氏体分解，而且如同锰(mn)，铬(cr)和钼(mo)是稳定奥氏体的元素，因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加铬(cr)和钼(mo)中的一种以上。然而，当铬(cr)和钼(mo)的含量超过一定水平时，由于贝氏体相变时间增加，奥氏体中的碳(c)的富集量不足，因此不能确保所期望的残余奥氏体分数。因此，本发明中可以将铬(cr)和钼(mo)的含量分别限制为3.0％以下。
[0088]
铜(cu)：0-4.5％和镍(ni)：0-4.5％中的一种以上
[0089]
铜(cu)和镍(ni)是稳定奥氏体并抑制腐蚀的元素。此外，铜(cu)和镍(ni)是富集在钢板表面并防止向钢板内迁移的氢的侵入而抑制氢致延迟断裂的元素。因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加铜(cu)和镍(ni)中的一种以上。然而，当铜(cu)和镍(ni)的含量超过一定水平时，导致过度的特性效果，而且会成为增加制造成本的原因，因此本发明中可以将铜(cu)和镍(ni)的含量分别限制为4.5％以下。
[0090]
硼(b)：0-0.005％
[0091]
硼(b)是通过提高淬透性来提高强度的元素，并且也是抑制晶界的成核的元素。因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加硼(b)。然而，当硼(b)的含量超过一定水平时，导致过度的特性效果，而且会成为增加制造成本的原因，因此本发明中可以将硼(b)的含量限制为0.005％以下。
[0092]
钙(ca)：0-0.05％、镁(mg)：0-0.05％及钇(y)除外的稀土元素(rem)：0-0.05％中的一种以上
[0093]
其中，稀土元素(rem)是指钪(sc)、钇(y)和镧系元素。钙(ca)、镁(mg)、钇(y)除外的稀土元素(rem)是通过使硫化物球化来有助于提高钢板的延展性的元素，因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加钙(ca)、镁(mg)、钇(y)除外的稀土元素(rem)中的一种以上。然而，当钙(ca)、镁(mg)、钇(y)除外的稀土元素(rem)的含量超过一定水平时，导致过度的特性效果，而且会成为增加制造成本的原因，因此本发明中可以将钙(ca)、镁(mg)、钇(y)除外的稀土元素(rem)的含量分别限制为0.05％以下。
[0094]
钨(w)：0-0.5％和锆(zr)：0-0.5％中的一种以上
[0095]
钨(w)和锆(zr)是通过提高淬透性来增加钢板的强度的元素，因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加钨(w)和锆(zr)中的一种以上。然而，当钨(w)和锆(zr)的含量超过一定水平时，导致过度的特性效果，而且会成为增加制造成本的原因，因此本发明中可以将钨(w)和锆(zr)的含量分别限制为0.5％以下。
[0096]
锑(sb)：0-0.5％和锡(sn)：0-0.5％中的一种以上
[0097]
锑(sb)和锡(sn)是提高钢板的镀覆润湿性和镀覆粘附性的元素，因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加锑(sb)和锡(sn)中的一种以上。然而，当锑(sb)和锡(sn)的含量超过一定水平时，钢板的脆性增加，在热加工或冷加工时可能会产生裂纹，因此本发明中可以将锑(sb)和锡(sn)的含量分别限制为0.5％以下。
[0098]
钇(y)：0-0.2％和铪(hf)：0-0.2％中的一种以上
[0099]
钇(y)和铪(hf)是提高钢板的耐蚀性的元素，因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加钇(y)和铪(hf)中的一种以上。然而，当钇(y)和铪(hf)的含量超过一定水平时，钢板的延展性可能会变差，因此本发明中可以将钇(y)和铪(hf)的含量分别限制为0.2％以
下。
[0100]
钴(co)：0-1.5％
[0101]
钴(co)是通过促进贝氏体相变来增加trip效果的元素，因此，为了如上所述的效果，本发明中可以添加钴(co)。然而，当钴(co)的含量超过一定水平时，钢板的焊接性和延展性可能会变差，因此本发明中可以将钴(co)含量限制为1.5％以下。
[0102]
根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板除了上述成分之外，可以包含余量的fe和其它不可避免的杂质。然而，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地会混入并不需要的杂质，因此不能完全排除这些杂质。这些杂质对于本领域技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中对其所有内容不进行特别提及。此外，不完全排除除了上述成分之外的有效成分的进一步添加。
[0103]
根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板中作为微细组织可以包含作为软质组织的铁素体和作为硬质组织的回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体。其中，软质组织和硬质组织可以解释为通过相对硬度差来区分的概念。
[0104]
作为优选的一个实例，以体积分数计，根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板的微细组织可以包含30-70％的回火马氏体、10-45％的贝氏体、10-40％的残余奥氏体、3-20％的铁素体及不可避免的组织。作为本发明的不可避免的组织可以包含新生马氏体(fresh martensite)、珠光体、岛状马氏体(马氏体-奥氏体组元(martensite austenite constituent，m-a))等。当形成过多的新生马氏体或珠光体时，可能会降低钢板的加工性，或者减少残余奥氏体的分数。
[0105]
根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板中，如以下[关系式1]所示，软质组织(铁素体)的平均纳米硬度值([h]f，hv)与硬质组织(回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体)的平均纳米硬度值([h]
tm b γ
，hv)之比可以满足0.4至0.9的范围
[0106]
[关系式1]
[0107]
0.4≤[h]f/[h]
tm b γ
≤0.9
[0108]
硬质组织和软质组织的纳米硬度值可以利用纳米压痕仪(fischerscope hm2000)进行测量。具体地，可以对钢板表面进行电解抛光，然后在压痕载荷为10000μn的条件下，分别对硬质组织和软质组织随机测量20点以上，并基于测量的值来计算硬质组织和软质组织的平均纳米硬度值。
[0109]
根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板中，如以下[关系式2]所示，平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体的分数(v(1.2μm，γ)，体积％)与钢板的残余奥氏体的分数(v(γ)，体积％)之比可以为0.1以上。
[0110]
[关系式2]
[0111]
v(1.2μm，γ)/v(γ)≥0.1
[0112]
此外，根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板中，由以下[关系式3]表示的拉伸强度和伸长率的平衡(b
t
·e)为22000(mpa％)以上，由以下[关系式4]表示的拉伸强度和扩孔率的平衡(b
t
·h)为7*106(mpa2％
1/2
)以上，由以下[关系式5]表示的弯曲加工率(br)满足0.5至3.0的范围，因此所述钢板可以具有优异的强度和延展性的平衡以及强度和扩孔性的平衡，而且可以具有优异的弯曲加工性。
[0113]
[关系式3]
[0114]bt
·e＝[拉伸强度(ts，mpa)]*[伸长率(el，％)]
[0115]
[关系式4]
[0116]bt
·h＝[拉伸强度(ts，mpa)]2*[扩孔率(her，％)]
1/2
[0117]
[关系式5]
[0118]br
＝r/t
[0119]
所述关系式5中，r表示90
°
弯曲试验后没有产生裂纹的最小弯曲半径(mm)，t表示钢板的厚度(mm)。
[0120]
本发明的目的在于同时确保高强度特性、优异的延展性及弯曲加工性，因此重要的是稳定钢板的残余奥氏体。为了稳定残余奥氏体，需要使钢板的铁素体、贝氏体及回火马氏体中的碳(c)和锰(mn)富集在奥氏体中。然而，利用铁素体使碳(c)富集在奥氏体中时，由于铁素体的低强度特性，钢板的强度可能会不足，并且产生过度的相间硬度差，从而可能会降低扩孔率(her)。因此，利用贝氏体和回火马氏体使碳(c)和锰(mn)富集在奥氏体中。
[0121]
当将残余奥氏体中的硅(si)和铝(al)的含量限制在一定范围内时，可以使大量的碳(c)和锰(mn)从贝氏体和回火马氏体富集在残余奥氏体中，因此可以有效地稳定残余奥氏体。此外，随着将奥氏体中的硅(si)和铝(al)的含量限制在一定范围内，可以增加铁素体中的硅(si)和铝(al)的含量。随着铁素体中的硅(si)和铝(al)的含量增加，铁素体的硬度增加，并且可以有效地减小作为软质组织的铁素体与作为硬质组织的回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体的相间硬度差。
[0122]
当软质组织(铁素体)的平均纳米硬度值([h]f，hv)与硬质组织(回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体)的平均纳米硬度值([h]
tm b γ
，hv)之比为一定水平以上时，软质组织(铁素体)和硬质组织(回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体)的相间硬度差减小，因此可以确保所期望的拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)、拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)以及弯曲加工率(r/t)。另一方面，当软质组织(铁素体)的平均纳米硬度值([h]f，hv)与硬质组织(回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体)的平均纳米硬度值([h]
tm b γ
，hv)之比过大时，铁素体过度硬质化，反而降低加工性，因此不能同时确保所期望的拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)、拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)以及弯曲加工率(r/t)。因此，本发明中可以将软质组织(铁素体)的平均纳米硬度值([h]f，hv)与硬质组织(回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体)的平均纳米硬度值([h]
tm b γ
，hv)之比限制为0.4至0.9的范围。
[0123]
残余奥氏体中的平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体在贝氏体形成温度下被热处理，使得其平均尺寸增加，从而抑制奥氏体转变为马氏体，因此可以提高钢板的加工性。因此，为了提高钢板的延展性和加工性，优选增加残余奥氏体中平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体的分数。
[0124]
根据本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板，平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体的分数(v(1.2μm，γ)，体积％)与钢板的残余奥氏体的分数(v(γ)，体积％)之比可以限制为0.1以上。当平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体的分数(v(1.2μm，γ)，体积％)与钢板的残余奥氏体的分数(v(γ)，体积％)之比小于0.1时，弯曲加工率(r/t)不能满足0.5至3.0的范围，因此存在无法确保所期望的加工性的问题。
[0125]
由于在加工中奥氏体转变为马氏体时产生的相变诱导塑性，包含残余奥氏体的钢板具有优异的延展性和弯曲加工性。当残余奥氏体的分数低于一定水平时，拉伸强度和伸
长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％，或者弯曲加工率(r/t)可能超过3.0。另外，当残余奥氏体的分数超过一定水平时，局部伸长率(local elongation)可能会降低。因此，在本发明中，为了获得拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)以及弯曲加工率(r/t)优异的钢板，可以将残余奥氏体的分数限制为10-40体积％的范围。
[0126]
另外，未回火的马氏体(新生马氏体)和回火马氏体均是提高钢板的强度的微细组织。然而，与回火马氏体比较时，新生马氏体具有大幅降低钢板的延展性和扩孔性的特性。这是因为回火马氏体的微细组织通过回火热处理被软质化。因此，在本发明中，为了提供强度和延展性的平衡、强度和扩孔性的平衡以及加工性优异的钢板，优选利用回火马氏体。当回火马氏体的分数低于一定水平时，难以确保22000mpa％以上的拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)或7*106(mpa2％
1/2
)以上的拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)，当回火马氏体的分数超过一定水平时，延展性和加工性降低，因此拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％，或者弯曲加工率(r/t)超过3.0，因此不优选。因此，在本发明中，为了获得拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)、拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)以及弯曲加工率(r/t)优异的钢板，可以将回火马氏体的分数限制为30-70体积％的范围。
[0127]
为了提高拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)、拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)以及弯曲加工率(r/t)，微细组织优选适当地包含贝氏体。只有当贝氏体分数为一定水平以上时，可以确保22000mpa％以上的拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)、7*106(mpa2％
1/2
)以上的拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)以及0.5至3.0的弯曲加工率(r/t)。另一方面，当贝氏体的分数过大时，必然伴随回火马氏体分数的减小，因此最终无法确保本发明所期望的拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)、拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)以及弯曲加工率(r/t)。因此，本发明中可以将贝氏体的分数限制为10-45体积％的范围。
[0128]
铁素体是有助于提高延展性的元素，因此，只有当铁素体的分数为一定水平以上时，可以确保本发明所期望的拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)。然而，当铁素体的分数过大时，相间硬度差增加，从而扩孔率(her)可能会降低，因此无法确保本发明所期望的拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)。因此，本发明中可以将铁素体的分数限制为3-20体积％的范围。
[0129]
以下，对制造本发明的钢板的方法的一个实例进行详细说明。
[0130]
根据本发明的一个方面的制造高强度钢板的方法可以包括以下步骤：提供具有规定的成分的冷轧的钢板；将所述冷轧的钢板加热至ac1以上且低于ac3的温度范围(一次加热)，并保持50秒以上(一次保持)；以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(一次冷却)至600-850℃的温度范围(一次冷却终止温度)；以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却至350-550℃的温度范围(二次冷却)，并在该温度范围内保持5秒以上(二次保持)；以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却至250-450℃的温度范围(三次冷却)，并在该温度范围内保持5秒以上(三次保持)；以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(四次冷却)至100-300℃的温度范围(二次冷却终止温度)；加热至300-500℃的温度范围(二次加热)，并在该温度范围内保持50秒以上(四次保持)；以及冷却至常温(五次冷却)。
[0131]
此外，本发明的冷轧的钢板可以通过以下步骤提供：将钢坯加热至1000-1350℃；在800-1000℃的温度范围内进行热精轧；在300-600℃的温度范围内，对热轧的所述钢板进行收卷；在650-850℃的温度范围内，对收卷的所述钢板进行热轧退火热处理600-1700秒；
以及以30-90％的压下率，对热轧退火热处理的所述钢板进行冷轧。
[0132]
钢坯的准备和加热
[0133]
准备具有规定的成分的钢坯。本发明的钢坯具有与上述钢板的合金组成对应的合金组成，因此以对上述钢板的合金组成的说明来代替对钢坯的合金组成的说明。
[0134]
可以将准备的钢坯加热至一定温度范围，此时的钢坯的加热温度可以为1000-1350℃的范围。这是因为，当钢坯的加热温度低于1000℃时，可能会在所期望的热精轧温度范围以下的温度区间进行热轧，当钢坯的加热温度超过1350℃时，可能会达到钢的熔点而熔化。
[0135]
热轧和收卷
[0136]
可以将加热的钢坯进行热轧而提供为热轧钢板。热轧时的热精轧温度优选为800-1000℃的范围。这是因为，当热精轧温度低于800℃时，过度的轧制负荷可能会成为问题，当热精轧温度超过1000℃时，形成粗大的热轧钢板的晶粒，因此可能会引起最终钢板的物理性能的降低。
[0137]
完成热轧的热轧钢板可以以10℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，并且可以在300-600℃的温度下进行收卷。这是因为，当收卷温度低于300℃时，不容易收卷，当收卷温度超过600℃时，表面氧化皮(scale)形成至热轧钢板的内部，因此可能难以进行酸洗。
[0138]
热轧退火热处理
[0139]
为了容易进行作为收卷后的后续工艺的酸洗和冷轧，优选进行热轧退火热处理工艺。热轧退火热处理可以在650-850℃的温度区间进行600-1700秒。当热轧退火热处理温度低于650℃或热轧退火热处理时间小于600秒时，经热轧退火热处理的钢板的强度高，因此可能不容易进行后续的冷轧。另一方面，当热轧退火热处理温度超过850℃或热轧退火热处理时间超过1700秒时，由于形成在钢板内部深处的氧化皮，可能不容易进行酸洗。
[0140]
酸洗和冷轧
[0141]
在热轧退火热处理之后，为了去除形成在钢板表面的氧化皮，可以进行酸洗，并进行冷轧。本发明中对酸洗和冷轧条件不作特别限制，但优选以30-90％的累积压下率进行冷轧。当冷轧的累积压下率超过90％时，由于钢板的高强度，可能难以在短时间内进行冷轧。
[0142]
冷轧的钢板可以经过退火热处理工艺制成未镀覆的冷轧钢板，或者为了赋予耐蚀性，可以经过镀覆工艺制成镀覆钢板。镀覆可以应用热浸镀锌、电镀锌、热浸镀铝等镀覆方法，对其方法和种类不作特别限制。
[0143]
退火热处理
[0144]
在本发明中，为了同时确保钢板的强度和加工性，进行退火热处理工艺。
[0145]
将冷轧的钢板加热至ac1以上且低于ac3(两相区)的温度范围(一次加热)，并在该温度范围内保持50秒以上(一次保持)。当一次加热或一次保持的温度为ac3以上(单相区)时，不能实现所期望的铁素体组织，因此不能实现所期望的水平的[h]f/[h]
tm b γ
以及拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)。此外，当一次加热或一次保持的温度为低于ac1的温度范围时，无法进行充分的加热，即使通过后续的热处理也可能无法实现本发明所期望的微细组织。一次加热的平均升温速度可以为5℃/秒以上。
[0146]
当一次保持时间小于50秒时，无法使组织充分地均匀化，因此钢板的物理性能可能会降低。对一次保持时间的上限不作特别限定，但为了防止由于晶粒的粗大化而引起韧
性的降低，一次加热时间优选限制为1200秒以下。
[0147]
在一次保持后，优选以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(一次冷却)至600-850℃的温度范围(一次冷却终止温度)。一次冷却的平均冷却速度的上限无需特别规定，但优选限制为100℃/秒以下。当一次冷却终止温度低于600℃时，形成过多的铁素体，并且残余奥氏体不足，因此可能会降低[h]f/[h]
tm b γ
、v(1.2μm，γ)/v(γ)以及拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)。此外，一次冷却终止温度的上限优选比所述一次保持温度低30℃，因此一次冷却终止温度的上限可以限制为850℃。
[0148]
在一次冷却后，优选以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却至350-550℃的温度范围(二次冷却)，并在该温度范围内保持5秒以上(二次保持)。当二次冷却的平均冷却速度小于2℃/秒时，形成过多的铁素体，并且残余奥氏体不足，因此可能会降低[h]f/[h]
tm b γ
、v(1.2μm，γ)/v(γ)以及拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)。二次冷却的平均冷却速度的上限无需特别规定，但优选限制为100℃/秒以下。另外，当二次保持温度超过550℃时，残余奥氏体不足，因此可能会降低[h]f/[h]
tm b γ
、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)以及弯曲加工率(r/t)。此外，当二次保持温度低于350℃时，由于低的热处理温度，可能会降低v(1.2μm，γ)/v(γ)和弯曲加工率(r/t)。当二次保持时间小于5秒时，热处理时间不足，因此可能会降低v(1.2μm，γ)/v(γ)以及弯曲加工率(r/t)。另一方面，二次保持时间的上限无需特别规定，但优选设为600秒以下。
[0149]
另外，一次冷却的平均冷却速度(vc1)优选小于二次冷却的平均冷却速度(vc2)(vc1《vc2)。
[0150]
在二次保持后，优选以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(三次冷却)至250-450℃的温度范围，并在该温度范围内保持(三次保持)5秒以上。三次冷却的平均冷却速度的上限无需特别规定，但优选限制为100℃/秒以下。当三次保持温度超过450℃时，由于高热处理温度，可能会降低v(1.2μm，γ)/v(γ)和弯曲加工率(r/t)。另一方面，当三次保持温度低于250℃时，由于低热处理温度，可能会降低v(1.2μm，γ)/v(γ)和弯曲加工率(r/t)。当三次保持时间小于5秒时，由于热处理时间不足，可能会降低v(1.2μm，γ)/v(γ)和弯曲加工率(r/t)。三次保持时间的上限无需特别规定，但优选限制为600秒以下。
[0151]
在三次保持后，优选以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(四次冷却)至100-300℃的温度范围(二次冷却终止温度)。当四次冷却的平均冷却速度小于2℃/秒时，由于缓慢冷却，可能会降低v(1.2μm，γ)/v(γ)和弯曲加工率(r/t)。四次冷却的平均冷却速度的上限无需特别规定，但优选限制为100℃/秒以下。另外，当二次冷却终止温度超过300℃时，形成过多的贝氏体，并且回火马氏体不足，因此可能会降低拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)。另一方面，当二次冷却终止温度低于100℃时，形成过多的回火马氏体，并且残余奥氏体不足，因此可能会降低[h]f/[h]
tm b γ
、v(1.2μm，γ)/v(γ)、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)以及弯曲加工率(r/t)。
[0152]
在四次冷却后，优选以5℃/秒以上的平均升温速度进行加热至300-500℃的温度范围(二次加热)，并在该温度范围内保持50秒以上(四次保持)。当四次保持温度超过500℃时，残余奥氏体不足，因此可能会降低[h]f/[h]
tm b γ
、v(1.2μm，γ)/v(γ)、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)以及弯曲加工率(r/t)。另一方面，当四次保持温度低于300℃时，残余奥氏体中的硅(si)和铝(al)含量的控制不足，残余奥氏体的分数不足，最终可能会降低[h]f/
[h]
tm b γ
、v(1.2μm，γ)/v(γ)、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)以及弯曲加工率(r/t)。当四次保持时间小于50秒时，形成过多的回火马氏体，并且残余奥氏体不足，因此可能会降低[h]f/[h]
tm b γ
、v(1.2μm，γ)/v(γ)、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)以及弯曲加工率(r/t)。当所述四次保持时间为172000秒以上时，残余奥氏体中的硅(si)和铝(al)的含量的控制不足，因此难以确保残余奥氏体的分数。其结果，可能会降低[h]f/[h]
tm b γ
、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)以及弯曲加工率(r/t)。
[0153]
在所述四次保持后，优选以1℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却至常温(五次冷却)。
[0154]
通过上述制造方法制造的加工性优异的高强度钢板中，微细组织可以包含回火马氏体、贝氏体、残余奥氏体及铁素体，作为优选的一个实例，以体积分数计，微细组织可以包含30-70％的回火马氏体、10-45％的贝氏体、10-40％的残余奥氏体、3-20％的铁素体及不可避免的组织。
[0155]
通过上述制造方法制造的加工性优异的高强度钢板中，如以下[关系式1]所示，软质组织(铁素体)的平均纳米硬度值([h]f，hv)与硬质组织(回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体)的平均纳米硬度值([h]
tm b γ
，hv)之比可以满足0.4至0.9的范围，并且如以下[关系式2]所示，平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体的分数与钢板的残余奥氏体的分数之比可以满足0.1以上。
[0156]
[关系式1]
[0157]
0.4≤[h]f/[h]
tm b γ
≤0.9
[0158]
[关系式2]
[0159]
v(1.2μm，γ)/v(γ)≥0.1
[0160]
通过上述制造方法制造的加工性优异的高强度钢板中，由以下[关系式3]表示的拉伸强度和伸长率的平衡(b
t
·e)可以为22000(mpa％)以上，由以下[关系式4]表示的拉伸强度和扩孔率的平衡(b
t
·h)可以为7*106(mpa2％
1/2
)以上，由以下[关系式5]表示的弯曲加工率(ba)可以满足0.5至3.0的范围。
[0161]
[关系式3]
[0162]bt
·e＝[拉伸强度(ts，mpa)]*[伸长率(el，％)]
[0163]
[关系式4]
[0164]bt
·h＝[拉伸强度(ts，mpa)]2*[扩孔性(her，％)]
1/2
[0165]
[关系式5]
[0166]br
＝r/t
[0167]
所述关系式5中，r表示90
°
弯曲试验后没有产生裂纹的最小弯曲半径(mm)，t表示钢板的厚度(mm)。
具体实施方式
[0168]
以下，通过具体的实施例对本发明的一个方面的加工性优异的高强度钢板及其制造方法进行更详细的说明。需要注意的是，以下实施例仅仅是用于理解本发明，并不是用于限定本发明的权利范围。本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定。
[0169]
(实施例)
[0170]
制造具有下表1中记载的合金组成(余量为fe及不可避免的杂质)的厚度为100mm的钢坯，并在1200℃下进行加热，然后在900℃下进行热精轧。之后，以30℃/秒的平均冷却速度进行冷却，并在表2和表3的收卷温度下进行收卷，从而制造厚度为3mm的热轧钢板。根据表2和表3的条件，对所述热轧钢板进行热轧退火热处理。之后，进行酸洗以去除表面氧化皮，然后进行冷轧至1.5mm的厚度。
[0171]
之后，根据表2至表7中公开的退火热处理条件进行热处理，从而制造钢板。
[0172]
对如上所述制造的钢板的微细组织进行观察，并将其结果示于表8和表9中。对抛光的试片的截面使用硝酸酒精溶液浸蚀，然后通过sem观察微细组织中的铁素体(f)、贝氏体(b)、回火马氏体(tm)及珠光体(p)。其中，难以区分的贝氏体和回火马氏体是膨胀评价后利用膨胀曲线来计算分数。另外，新生马氏体(fm)和残余奥氏体(残余γ)也难以区分，因此将从通过所述sem观察到的马氏体和残余奥氏体的分数中减去通过x射线衍射法计算的残余奥氏体的分数的值确定为新生马氏体分数。
[0173]
另外，对钢板的[h]f/[h]
tm b γ
、v(1.2μm，γ)/v(γ)、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)、拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)、弯曲加工率(r/t)进行观察，并将其结果示于表10和表11中。
[0174]
利用纳米压痕(nanoindentation)方法测量硬质组织和软质组织的纳米硬度值。具体地，对各试片的表面进行电解抛光，然后利用纳米压痕仪(fischerscope hm2000)，在压痕载荷为10000μn的条件下，对硬质组织和软质组织分别随机测量20个点以上，并基于测量的值来计算硬质组织和软质组织的平均纳米硬度值。
[0175]
平均晶粒粒径为1.2μm以上的残余奥氏体的分数(v(1.2μm，γ))是利用epma的相图(phase map)在残余奥氏体相内测量的面积来确定。
[0176]
拉伸强度(ts)和伸长率(el)是通过拉伸试验进行评价，以相对于轧制板材的轧制方向为90
°
的方向为基准，根据jis5号标准取试片并进行评价，从而测量拉伸强度(ts)和伸长率(el)。弯曲加工率(r/t)是通过v-弯曲试验进行评价，以相对于轧制板材的轧制方向为90
°
的方向为基准取试片，并将90
°
弯曲试验后没有产生裂纹的最小弯曲半径r除以板材的厚度t的值来确定并进行计算。扩孔率(her)是通过扩孔试验进行评价，在形成的冲孔(模具内径为10.3mm，间隙为12.5％)后，将顶角为60
°
的圆锥形冲头沿冲孔的毛刺(burr)成为外侧的方向插入冲孔中，并以20mm/分钟的移动速度对冲孔周边部分进行挤压和扩展，然后利用以下[关系式6]进行计算。
[0177]
[关系式6]
[0178]
扩孔率(her，％)＝{(d-d0)/d0}
×
100
[0179]
所述关系式6中，d表示裂纹沿厚度方向贯穿钢板时的孔径(mm)，d0表示初始孔径(mm)。
[0180]
[表1]
[0181]
[表2]
[0182]
[表3]
[0183]
[表4]
[0184]
[表5]
[0185]
[表6]
[0186]
[表7]
[0187]
[表8]
[0188]
[表9]
[0189]
[表10]
[0190]
[表11]
[0191]
如所述表1至表9所示，满足本发明中提出的条件的试片的情况下，[h]f/[h]
tm b γ
的值满足0.4至0.9的范围，v(1.2μm，γ)/v(γ)的值满足0.1以上，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)为22000mpa％以上，拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)为7*106(mpa2％
1/2
)以上，弯曲加工率(r/t)满足0.5至3.0的范围，因此可知同时具有优异的强度和加工性。
[0192]
试片2至试片5与本发明的合金组成范围重叠，但热轧退火温度和时间不在本发明的范围内，因此可以确认发生酸洗不良，或者冷轧时发生断裂。
[0193]
试片6中，在冷轧后的退火热处理过程中一次加热或保持温度超过本发明所限制的范围，因此铁素体的形成量不足。其结果，可以确认试片6的[h]f/[h]
tm b γ
小于0.4，拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)小于7*106(mpa2％
1/2
)。
[0194]
试片8中，在冷轧后的退火热处理过程中一次冷却终止温度低，因此形成过多的铁素体，并且形成少量的残余奥氏体。其结果，可以确认试片8的[h]f/[h]
tm b γ
超过0.9，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％。
[0195]
试片9中，二次冷却的平均冷却速度低，因此形成过多的铁素体，并且形成少量的残余奥氏体。其结果，可以确认试片9的[h]f/[h]
tm b γ
超过0.9，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％。
[0196]
试片12中，二次保持温度高，因此形成少量的残余奥氏体。其结果，可以确认试片12的[h]f/[h]
tm b γ
超过0.9，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0197]
试片13中，二次保持温度低，试片14中，二次保持时间短，因此可以确认v(1.2μm，γ)/v(γ)小于0.1，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0198]
试片15中，三次保持温度高，因此可以确认v(1.2μm，γ)/v(γ)小于0.1，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0199]
试片16中，三次保持温度低，试片17中，三次保持时间短，因此可以确认v(1.2μm，γ)/v(γ)小于0.1，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0200]
试片18中，四次冷却的平均冷却速度低，因此可以确认v(1.2μm，γ)/v(γ)小于0.1，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0201]
试片19中，二次冷却终止温度高，因此形成过多的贝氏体，并且形成少量的回火马氏体。其结果，可以确认试片19的拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％。
[0202]
试片20中，二次冷却终止温度低，因此形成过多的回火马氏体，并且形成少量的残余奥氏体。其结果，可以确认试片20的[h]f/[h]
tm b γ
超过0.9，v(1.2μm，γ)/v(γ)小于0.1，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0203]
试片21中，四次保持温度高，因此形成少量的残余奥氏体，试片22中，四次保持温度低，因此形成少量的残余奥氏体。其结果，可以确认试片21和试片22的[h]f/[h]
tm b γ
超过0.9，v(1.2μm，γ)/v(γ)小于0.1，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0204]
试片23中，四次保持时间长，因此形成少量的残余奥氏体。其结果，可以确认试片23的[h]f/[h]
tm b γ
超过0.9，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0205]
试片24中，四次保持时间长，因此形成过多的回火马氏体，并且形成少量的残余奥氏体。其结果，可以确认试片24的[h]f/[h]
tm b γ
超过0.9，v(1.2μm，γ)/v(γ)小于0.1，拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)小于22000mpa％，弯曲加工率(r/t)超过3.0。
[0206]
试片47至试片55是满足本发明中提出的制造条件但不在本发明中提出的合金组成范围内的情况。在这些情况下，可以确认全部不能满足本发明的[h]f/[h]
tm b γ
条件、v(1.2μm，γ)/v(γ)条件、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)条件、拉伸强度和扩孔率的平衡(ts2×
her
1/2
)条件以及弯曲加工率(r/t)条件。另外，试片49是铝(al)和硅(si)的总含量小于1.0％的情况，可以确认无法满足[h]f/[h]
tm b γ
、拉伸强度和伸长率的平衡(ts
×
el)以及弯曲加工率(r/t)条件。
[0207]
以上，通过实施例对本发明进行了详细说明，但也可以包括其它形式的实施例。因此，权利要求的技术思想和范围并不受限于实施例。