(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．１４〜０．２５重量％のＣ、
１．７〜２．５重量％のＭｎ、
０．２〜０．７重量％のＳｉ、
０．５〜１．５重量％のＡｌ、
０．１重量％より少ないＣｒ、
０．０５重量％より少ないＭｏ、
０．０２〜０．０６重量％のＮｂ、
０．０１重量％以下のＳ、
０．０２重量％以下のＰ、
０．０１重量％以下のＮ、
および任意であるが、下記条件、すなわち、
０．１重量％以下のＴｉ、
０．００２重量％以下のＢ、
０．１５重量％以下のＶ、
の群「Ｔｉ、Ｂ、Ｖ」から選択した少なくとも１つの元素
および残余の鉄および不可避の不純物からなる多相鋼から作られた冷間圧延平鋼製品において、
鋼の顕微鏡組織に１０〜９０体積％のフェライトおよび６〜２０体積％の残留オーステナイトが存在し、鋼が、少なくとも９５０ＭＰａの引っ張り強度Ｒｍ、少なくとも５００ＭＰａの降伏点ＲｅＬおよび横方向に測定して少なくとも１５％の破断伸びＡ８０を有し、
下記公式〔１〕、すなわち、
【数１】
0006001541.tif 000008
ここで、ａγ：０．３５７８ｎｍ（オーステナイトの格子定数）
ａＲＡ：完成した冷えたストリップで測定した残留オーステナイトの格子パラメータ（単位ｎｍ）
に従って計算された残留オーステナイトのＣ含有量ＣｉｎＲＡが０．６重量％より多いことを特徴とする冷間圧延平鋼製品。
【請求項２】
下記公式〔２〕、すなわち、
【数２】
0006001541.tif 000009
ここで、％ＲＡ：多相鋼の残留物オーステナイトの含有量（体積％）
ＣｉｎＲＡ：公式〔１〕に従って計算された残留オーステナイトのＣ含有量
に従って計算された残留オーステナイトのグレードＧＲＡを有し、ＧＲＡ＞６であることを特徴とする請求項１記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項３】
Ａｌ含有量およびＳｉ含有量の合計が１．２〜２．０重量％であることを特徴とする請求項１または２記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項４】
Ｓｉ含有量が０．６重量％より少ないことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項５】
Ａｌ含有量が０．７〜１．４重量％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項６】
Ｔｉ含有量が０．０２重量％以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項７】
Ｔｉ含有量％Ｔｉが下記条件〔３〕、すなわち、
【数３】
0006001541.tif 000010
ここで、％Ｎ：多相鋼のＮ含有量
を満たすことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項８】
少なくとも０．０００５重量％のＢを含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項９】
少なくとも０．０６重量％のＶを含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項１０】
顕微鏡組織が少なくとも５体積％のマルテンサイト部分を有していることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項１１】
顕微鏡組織が５〜４０体積％のベイナイト部分を有していることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項記載の冷間圧延平鋼製品。
【請求項１２】
下記製造工程、すなわち、
・多相鋼を溶解しかつ半成品に鋳造する工程、
・前記半成品を、１１００〜１３００℃の初期温度から出発して８２０〜９５０℃の最終温度で終了する熱間圧延により熱いストリップにする工程、
・前記熱いストリップを、４００〜７５０℃のコイリング温度でコイリングする工程、
・任意であるが、冷間圧延性を改善すべく、前記熱いストリップを焼きなます工程、
・コイリングの後、前記熱いストリップを、３０〜８０％の冷間圧延度で冷間圧延平鋼製品に冷間圧延する工程、
・前記冷間圧延平鋼製品を、７５０〜９００℃の焼きなまし温度で連続的に焼きなます工程、
・任意であるが、前記連続的に焼きなました冷間圧延平鋼製品を急速冷却する工程、
・前記冷間圧延平鋼製品を、３５０〜５００℃の過時効温度で過時効処理する工程、
を行って請求項１〜１１のいずれか１項に記載の冷間圧延平鋼製品を製造する方法。
【請求項１３】
前記コイリング温度が５３０〜６００℃、冷間圧延度が５０〜７０％、焼きなまし温度が８００〜８３０℃、または過時効温度が３７０〜４６０℃であることを特徴とする請求項１２記載の製造方法。
【請求項１４】
前記焼きなましは、コイリングの後および冷間圧延の前に、４００〜７００℃の焼きなまし温度で、バッチ焼きなましまたは連続焼きなましにより任意に行われることを特徴とする請求項１２または１３記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、多相鋼、このような多相鋼から冷間圧延により作られた冷間圧延平鋼製品、および該冷間圧延平鋼製品を製造する方法に関する。本発明による「平鋼製品」は、多相鋼から得られるシート、ストリップ、ブランクまたはこれらに匹敵する製品である。本願で「冷間圧延平鋼製品」というとき、それは、冷間圧延により作られた平鋼製品を意味する。
【背景技術】
【０００２】
特に車体構造の材料には必要条件があり、それは、一方では高強度を有することであり、他方では、複雑な形状のコンポーネンツを簡単な手段により形成できる程度の変形性を有することである。
【０００３】
この点においてバランスのとれた特性のプロファイルを有する多相鋼が下記特許文献１から知られている。比較的高い強度および優れた変形性を有することに加え、既知の鋼は、特に優れた溶接性を有するべきである。
【０００４】
この目的のため、既知の鋼は、０．０３〜０．２５重量％のＣを含有しており、このようなＣの存在により、他の合金元素と相俟って、少なくとも７００ＭＰａの引っ張り強度が得られる。また、既知の鋼の強度は、１．４〜３．５重量％の含有量のＭｎにより維持されている。既知の鋼を製錬するときは酸化剤としてＡｌが使用され、Ａｌは、０．１重量％以下の含有量で鋼中に存在させることができる。既知の鋼はまた０．７重量％以下のＳｉを含有し、このようなＳｉの存在により鋼のフェライト−マルテンサイト構造を安定化できる。溶接加工により溶接シーム領域に導入される熱の効果を低減させるため、既知の鋼には、０．０５〜１重量％の含有量でＣｒが添加される。同じ目的で、既知の鋼には０．００５〜０．１重量％のＮｂが存在する。Ｎｂの存在はフェライト粒の微細化をもたらすので、鋼の変形性に更に正の効果を及ぼす。同じ目的から、既知の鋼には、０．０５〜１重量％のＭｏ、０．０２〜０．５重量％のＶ、０．００５〜０．０５重量％のＴｉおよび０．０００２〜０．００２重量％のＢが添加される。ＭｏおよびＶは既知の鋼の硬化性に寄与し、一方ＴｉおよびＢは、鋼の強度に更なる正の効果をもたらす。
【０００５】
下記特許文献２からは、高強度多相鋼からなりかつ良く変形できる他の鋼板が知られている。この既知の鋼板は、０．１０〜０．２８重量％のＣ、１．０〜２．０重量％のＳｉ、１．０〜３．０重量％のＭｎ、０．０３〜０．１０重量％のＮｂ、０．５重量％以下のＡｌ、０．１５重量％以下のＰおよび０．０２重量％以下のＳを含有している。任意であるが、この鋼板には、１．０重量％以下のＭｏ、０．５重量％以下のＮｉ、０．５重量％以下のＣｕ、０．００３重量％以下のＣａ、０．００３重量％以下の希土類金属、０．１重量％以下のＴｉまたは０．１重量％以下のＶを存在させることができる。この既知の鋼板の全体的構造における鋼板の顕微鏡組織は、５〜２０％の残留オーステナイト含有量および少なくとも５０％のベイナイトフェライトを有している。
【０００６】
同時に、既知の鋼板の顕微鏡組織における多角形フェライトの比率は、多くても３０％に留めるべきである。多角形フェライトの比率を制限することにより、ベイナイトは既知の鋼板内にマトリックス相を形成する傾向および残留オーステナイト部分が存在する傾向を有し、これが、引っ張り強度と変形性とのバランスに寄与する。また、Ｎｂの存在は、顕微鏡組織の残留オーステナイト部分が微粒化されることを確実にする。
【０００７】
この効果を保証するため、特許文献２から知られた鋼板の製造中に、熱間圧延のために１２５０〜１３５０℃という特に高い初期温度が選択される。この温度範囲では、Ｎｂは完全に固溶体に移行し、このため、鋼を熱間圧延するときに、多角形フェライトまたはベイナイト中に存在する多数の微細Ｎｂカーバイドが形成される。特許文献２には、熱間圧延のための高い初期温度は残留オーステナイトの微細化のために不可欠ではあるが、高い初期温度自体では所望の効果が得られないことが開示されている。この目的のためには、むしろ、ＡＣ３温度より高い温度での最終焼きなましを行うこと、次に、少なくとも１０℃／秒の冷却速度での３００〜４５０℃の範囲内の温度への制御された冷却（この温度でベイナイト変態が生じる）を行うこと、最後に、充分に長時間に亘ってこの温度に維持することも必要である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】欧州特許出願公開第１  ３６７  １４３（Ａ１）号明細書
【特許文献２】欧州特許第１  ５８９  １２６（Ｂ１）号明細書
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】Ａ．Ｚａｒｅｉ  Ｈａｎｚａｋｉ等の論文（ＩＳＩＪ  Ｉｎｔ．、Ｖｏｌ. ３５、Ｎｏ. ３、１９９５年、第３２４〜３３１頁）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上記従来技術の技術背景に鑑み、本発明の目的は、非常に大きい強度を有すると同時に、大きい破断伸びを有する多相鋼を創造することにある。高強度と優れた変形性との更に最適化された組合せを有する平鋼製品およびこのような平鋼製品を製造する方法も詳述する。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
鋼に関して、前述の目的は、特許請求の範囲の請求項１に記載の本発明により達成される。
【００１２】
平鋼製品に関しては、上記目的は、請求項１３の記載に従って形成された冷間圧延平鋼製品により達成される。
【００１３】
最後に方法に関しては、上記目的は請求項１４に記載の製造工程を遂行することにより本発明に従って達成される。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明の有利な実施形態は実施態様項に記載されており、本発明の広い概念とともに以下に詳細に説明する。
【００１５】
本発明による多相鋼は、０．１４〜０．２５重量％のＣ、１．７〜２．５重量％のＭｎ、０．２〜０．７重量％のＳｉ、０．５〜１．５重量％のＡｌ、０．１重量％未満のＣｒ、０．０５重量％未満のＭｏ、０．０２〜０．０６重量％のＮｂ、０．０１重量％以下、より詳しくは０．００５重量％以下のＳ、０．０２重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＮ、および任意であるが、「Ｔｉ、Ｂ、Ｖ」の群からの少なくとも１つの元素、および残余の鉄および不可避の不純物を含有している。ここで、任意であるが、０．１重量％以下のＴｉ、０．００２重量％以下のＢ、０．１５重量％以下のＶの元素を含有させることができ、かつ鋼の顕微鏡組織には少なくとも１０体積％のフェライトおよび少なくとも６体積％の残留オーステナイトを存在させることができる。
【００１６】
本発明による組成を有しかつ構成された鋼は、少なくとも９５０ＭＰａの引っ張り強度Ｒｍ、少なくとも５００ＭＰａの降伏点ＲｅＬ、および少なくとも１５％の横方向の破断伸びＡ８０を達成する。
【００１７】
カーボンは、残留オーステナイトの量および安定性を増大させる。したがって、本発明による鋼では、室温でのオーステナイトを安定化させかつ焼きなまし処理中に形成されたオーステナイトのマルテンサイト、フェライトまたはベイナイトまたはベイナイトフェライトへの完全変態を防止するため、少なくとも０．１４重量％のカーボンが存在する。しかしながら、０．２５重量％を超えるカーボン含有量は、溶接性に負の効果を及ぼす。
【００１８】
Ｃ（カーボン）と同様に、Ｍｎは、強度の増大および残留オーステナイトの量および安定性の増大に寄与する。しかしながら、Ｍｎ含有量が多過ぎると、不混和（liquation development, Seigerungsbildung（英、独訳））の発生の危険性を増大させる。また、Ｍｎは、破断伸びに負の効果を及ぼす。なぜならば、フェライトおよびベイナイト変態が大きく低下し、その結果、比較的多量のマルテンサイトが顕微鏡組織中に残留するからである。本発明による鋼のＭｎ含有量は、１．７〜２．５重量％に定められる。
【００１９】
本発明による鋼では、本発明による鋼の加工時に行われる過時効処理中にベイナイト範囲内のカーバイド形成を防止するため、Ａｌが０．５〜１．５重量％の含有量で存在し、Ｓｉが０．２〜０．７重量％の含有量で存在する。ＡｌおよびＳｉが存在する結果としてベイナイト変態が完全に行われることはなく、このため、ベイナイトフェライトのみが形成され、カーバイドが形成されることはない。このように、本発明の目指すカーボンが富んだ残留オーステナイトの安定性が得られる。この効果は、Ｓｉ含有量を０．６重量％以下に制限するか、Ａｌ含有量を０．７〜１．４重量％に制限することにより特に信頼性をもって確保され、この場合、Ｓｉ含有量は０．２重量％より多くかつ０．６重量％より少なく定められ、Ａｌ含有量は０．７重量％と１．４重量％との間に定められる。ＳｉとＡｌとが組合わされて存在し、これらの含有量の合計が１．２〜２．０重量％であれば、本発明による多相鋼の最適特性が得られる。
【００２０】
本発明による鋼にはＣｒおよびＭｏは不要であり、これらは、ベイナイト変態を低下させかつ残留オーステナイトの安定性化を妨げるため、無効量でのみ存在させるべきである。したがって、本発明によれば、Ｃｒ含有量は０．１重量％より少量に制限され、本発明による鋼のＭｏ含有量は０．０５重量％より少量、より詳しくは０．０１重量％より少量に制限される。
【００２１】
本発明による鋼は、その強度を増大させるため、０．０２〜０．０６重量％のＮｂおよび任意であるが「Ｔｉ、Ｖ、Ｂ」のうちの１つ以上の元素を含有する。Ｎｂ、Ｔｉ、ＶおよびＢは、本発明による鋼中に存在するＣおよびＮを含む非常に微細な析出を形成する。これらの析出は、粒子硬化および粒微細化による強度増強効果および降伏点増強効果を有する。粒微細化はまた、鋼の成形特性にとって非常に有利でもある。
【００２２】
Ｔｉは、凝固中または非常に高い温度でも化学的結合によりＮを除去し、これにより、Ｎが本発明による鋼の特性に与えることがある負の効果が最小限に低下される。これらの効果の使用を可能にするため、本発明による鋼には、常に存在するＮｂに加えて、０．１重量％以下のＴｉおよび０．１５重量％以下のＶを添加できる。
【００２３】
本発明により予め定められたマイクロアロイ元素の上限を超えると、焼きなまし中の再結晶が低下され、このため、実際の製造中に、焼きなまし中の再結晶を達成できなくなるか、炉の付加出力が必要になる。
【００２４】
化学的結合によるＮ含有量の除去に関し、Ｔｉの存在の正の効果は、本発明による多相鋼のＴｉ含有量「％Ｔｉ」が次の条件〔３〕を満たす場合に、目標とする方法に特に使用できる。
【数３】
0006001541.tif 000002
ここで、「％Ｎ」は多相鋼のＮ含有量を表わし、上記条件は、Ｔｉ含有量が０．０１〜０．０３重量％である場合に、特に適合する。
【００２５】
本発明による鋼におけるＴｉの正の効果は、Ｔｉ含有量が少なくとも０．０１重量％である場合に、特に信頼性のある態様で生じる。
【００２６】
０．００２重量％以下のホウ素を添加することにより、冷却中のフェライト形成が低下され、これによりベイナイト範囲内で多量のオーステナイトが存在する。したがって、残留オーステナイトの量および安定性が増大する。また、通常のフェライトの代わりにベイナイトフェライトが形成され、該ベイナイトフェライトが降伏点の増大に寄与する。
【００２７】
Ｔｉ含有量が０．０２重量％に制限され、Ｂが０．０００５〜０．００２重量％の含有量で存在するか、Ｖが０．０６〜０．１５重量％の含有量で存在する場合には、本発明による鋼のコストおよび特性プロファイルに関して特に好ましい、実用に適した変形例が得られる。
【００２８】
本発明による鋼の顕微鏡組織において、一方では要望されている高強度を確保しかつ他方では鋼の優れた変形性を確保するには、少なくとも１０体積％、より詳しくは少なくとも１２体積％のフェライトおよび少なくとも６体積％の残留オーステナイトが存在する。この目的のため、顕微鏡組織の残留構成要素の量に基づいて、顕微鏡組織の９０体積％以下をフェライトで形成し、最大２０体積％を残留オーステナイトで形成することができる。本発明による鋼の顕微鏡組織において少なくとも５体積％のマルテンサイトを含有させると、鋼の強度に寄与する。この場合、鋼の充分な延性を保証するには、マルテンサイトの含有量を最大４０体積％に制限すべきである。任意であるが、本発明による鋼の顕微鏡組織には５〜４０体積％のベイナイトを存在させることができる。
【００２９】
本発明による鋼の残留オーステナイトは、好ましくは、上記非特許文献１に開示の公式〔１〕に従って計算されたＣ含有量ＣｉｎＲＡが、０．６重量％より大きくなるようにカーボンが増量される。
【００３０】
【数１】
0006001541.tif 000003
ここで、ａγ：０．３５７８ｎｍ（オーステナイトの格子定数）
ａＲＡ：最終冷却後に、完成した冷えたストリップで測定した残留オーステナイトのそれぞれの格子パラメータ（単位ｎｍ）
【００３１】
残留オーステナイト中に存在するカーボンの量は、本発明による鋼のＴＲＩＰ特性および延性に大きい効果を与える。
【００３２】
したがって、残留オーステナイトのＣ含有量ＣｉｎＲＡはできる限り多い方が有利である。
【００３３】
目指す残留オーステナイトの高安定性に関しては、下記公式〔２〕に従って計算された、６より大きい、より詳しくは８より大きい残留オーステナイトのグレード（「残留オーステナイトグレード」）ＧＲＡを有する場合には更に有利である。
【００３４】
【数２】
0006001541.tif 000004
ここで、％ＲＡ：多相鋼の残留オーステナイト含有量（体積％）
ＣｉｎＲＡ：公式〔１〕に従って計算された残留オーステナイトのＣ含有量
【００３５】
本発明による種類の冷間圧延平鋼製品は、本発明による多相鋼を溶解し、第１製造工程で半成品に鋳造することにより、本発明による方法で作ることができる。この半成品は、スラブまたは薄スラブとなる。
【００３６】
次に半成品は、必要に応じて、１１００〜１３００℃の温度に再加熱され、これより、半成品は次に高温ストリップに熱間圧延される。本発明によれば、熱間圧延の最終温度は８２０〜９５０℃である。得られた熱いストリップは、４００〜７５０℃、より詳しくは５３０〜６００℃の巻上げ温度でコイルに巻回される。
【００３７】
熱いストリップは、該ストリップの冷間圧延性を改善するため、コイリングの後および冷間圧延の前に焼きなましを受けることができる。これは、バッチ焼きなましまたは連続流れで行われる焼きなましで有利に行うことができる。冷間圧延を準備する焼きなまし中に定められる焼きなまし温度は、一般に４００〜７００℃である。
【００３８】
コイリング後、熱いストリップは、３０〜８０％、より詳しくは５０〜７０％の冷間圧延度で冷間圧延平鋼製品に冷間圧延され、この場合、３０〜７５％、より詳しくは５０〜６５％の冷間圧延度が、特に信頼性をもって所望の結果を得ることができる。得られた冷間圧延平鋼製品は、次に熱処理を受け、この熱処理では、最初に、７５０〜９００℃、より詳しくは８００〜８３０℃の焼きなまし温度での連続焼きなまし作業を受け、次に、３５０〜５００℃、より詳しくは３７０〜４６０℃の過時効温度での過時効処理を受ける。冷間圧延平鋼製品が連続焼きなまし中に焼きなまし温度で焼きなまされる時間は一般に１０〜３００秒であり、一方、焼きなまし後に行われる過時効処理時間は８００秒までに定めることができ、この場合、最小焼きなまし時間は通常１０秒である。
【００３９】
焼きなまされた冷間圧延平鋼製品は、任意であるが、フェライトへの再変態を行わせかつパーライトの形成を抑制するため、焼きなまし処理と過時効処理との間で急速冷却することができる。この目的のため、焼きなまし温度から出発して５００℃の中間温度に至るまで、それぞれに設定される冷却速度は、少なくとも５℃／秒にすることができる。次に、必要ならば、冷間圧延平鋼製品は、所望の顕微鏡組織が形成されるのに充分な時間に亘って中間温度に保持され、その後、冷間圧延平鋼製品は更に冷却される。
【００４０】
冷間圧延平鋼製品は、溶融コーティング（hot-dip coating, Feuerbeschichtung（英、独訳））作業中に焼きなましを行うことができ、このとき、冷間圧延平鋼製品には金属保護コーティングが設けられる。
【００４１】
また、本発明により作られる冷えたストリップには、熱処理後に、電解コーティングまたは他のめっき方法により保護コーティングを設けることもできる。
【００４２】
これに加えまたはこの代わりに、冷間圧延平鋼製品は、有機保護コーティングで被覆することも有利である。
【００４３】
得られた、冷えたストリップは、任意であるが、その寸法安定性、表面状態および機械的特性を改善するため、次に、１０％以下の変形度で圧延作業を行うことができる。
【００４４】
本発明により構成されかつ作られたシートの特性を保証するため、表１に掲示する融成物Ｓ１〜Ｓ１３が溶解され、かつ冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ４１に加工された。
【００４５】
冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ４１の製造は、次の製造工程、すなわち、
・各融成物Ｓ１〜Ｓ１３を溶解しかつそれぞれの薄いスラブに鋳造する工程と、
・半成品の薄いスラブを、初期温度ＷＡＴから出発して最終温度ＷＥＴで終了させ、熱いストリップに熱間圧延する工程と、
・熱いストリップをコイリング温度ＨＴでコイリングする工程と、
・コイリングの後、熱いストリップを、冷間圧延度ＫＷＧでそれぞれの冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ４１に冷間圧延する工程と、
・冷間圧延平鋼製品を、焼きなまし温度ＧＴでかつ焼きなまし時間Ｇｔ内で連続的に焼きなます工程と、
・冷間圧延平鋼製品を、過時効温度ＵＡ  Ｔでかつ過時効時間ＵＡ  ｔに亘って過時効処理する工程と
からなる。
【００４６】
表２には、焼きなましおよび過時効サイクル１〜１５についてのそれぞれの設定パラメータ、すなわち「焼きなまし温度ＧＴ」、「焼きなまし時間Ｇｔ」、「焼きなまし後の冷却速度Ｖ」、「過時効温度ＵＡ  Ｔ」および「過時効時間ＵＡ  ｔ」が明記されている。
【００４７】
表３には、冷えたストリップまたは冷えたシートとして存在する冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ４１の製造中の他のそれぞれの設定パラメータ、各場合において選択された焼きなましサイクル、および得られた、冷えたストリップＫ１〜Ｋ４１の特性が示されている。
【００４８】
【表１】
0006001541.tif 000005
【００４９】
【表２】
0006001541.tif 000006
【００５０】
【表３】
0006001541.tif 000007
【符号の説明】
【００５１】
Ａ８０  破断伸び
ａＲＡ  残留オーステナイトの格子パラメータ
ａγ  オーステナイトの格子定数
ＣｉｎＲＡ  残留オーステナイトのＣ含有量
ＧＲＡ  残留オーステナイトのグレード
ＧＴ  焼きなまし温度
Ｇｔ  焼きなまし時間
ＨＴ  コイリング温度
Ｋ１〜Ｋ４１  冷間圧延平鋼製品
ＫＷＧ  冷間圧延度
ＲｅＬ  降伏点
Ｒｍ  引っ張り強度
Ｓ１〜Ｓ１３  融成物
ＵＡ  Ｔ  過時効温度
ＵＡ  ｔ  過時効時間
Ｖ  冷却速度
ＷＡＴ  初期温度
ＷＥＴ  最終温度