(57)【要約】本発明は、少なくとも１２００ＭＰａの引張強度Ｒｍを有し、かつＦｅと不可避不純物に加えて（ｗｔ％で）Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ａｌ：２．５％まで、Ｐ：０．０２０％まで、Ｓ：０．００３％まで、Ｎ：０．０２％まで、並びに任意に下記量：Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、ここで、Ｖ、Ｔｉ及びＮｂの量の合計Σ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）についてはΣ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）≦０．２％であり、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、及びＣａ：０．０１％までの元素「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ及びＣａ」の１種以上を含む鋼から成る鋼板製品に関し、この鋼板製品は（表面パーセントで）５％未満のフェライト、１０％未満のベイナイト、５〜７０％の焼戻しをしていないマルテンサイト、５〜３０％の残留オーステナイト、及び２５〜８０％の焼戻しマルテンサイトを含むミクロ構造を有し、この焼戻しマルテンサイトに含まれる炭化鉄の少なくとも９９％は５００ｎｍ未満のサイズを有する。本鋼板製品は、最小限に抑えられた比率の過剰焼戻しマルテンサイトに基づいて最適化された変形能を有する。本発明の方法は、前記特性に最適なミクロ構造を制御様式で作り出すことができる熱処理を提供する。【選択図】図１
2014518945.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくとも１２００ＭＰａの引張強度Ｒｍを有し、かつＦｅと不可避不純物に加えて
（重量％で）
Ｃ：０．１０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１〜２．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．５％、
Ａｌ：２．５％まで、
Ｐ：０．０２０％まで、
Ｓ：０．００３％まで、
Ｎ：０．０２％まで、
並びに任意に下記量：
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１５％、
Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、
ここで、Ｖ、Ｔｉ及びＮｂの量の合計Σ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）についてはΣ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）≦０．２％であり、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ｃａ：０．０１％まで
の元素「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ及びＣａ」の１種以上を含む
鋼から成り、かつ
（表面パーセントで）５％未満のフェライト、１０％未満のベイナイト、５〜７０％の焼戻しをしていないマルテンサイト、５〜３０％の残留オーステナイト及び２５〜８０％の焼戻しマルテンサイトを含むミクロ構造を有し、前記焼戻しマルテンサイトに含まれる炭化鉄の少なくとも９９％が５００ｎｍ未満のサイズを有する、鋼板製品。
【請求項２】
（重量％で）Ａｌ含量が０．０１〜１．５％であるか、Ｃｒ含量が０．２０〜０．３５％であるか、Ｖ含量が０．０４〜０．０８％であるか、Ｔｉ含量が０．００８〜０．１４％であるか、Ｂ含量が０．００２〜０．００４％であるか又はＣａ含量が０．０００１〜０．００６％であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板製品。
【請求項３】
その鋼の炭素当量ＣＥについて
０．３５重量％≦ＣＥ≦１．２重量％
但し、
【数１】
2014518945.tif 000020
が有効であることを特徴とする請求項１〜２のいずれか１項に記載の鋼板製品。
【請求項４】
前記炭素当量ＣＥについて
０．５重量％≦ＣＥ≦１．０重量％
が有効であることを特徴とする請求項３に記載の鋼板製品。
【請求項５】
溶融コーティングによって塗布された金属保護層を備えていることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板製品。
【請求項６】
高強度鋼板製品の製造方法であって、下記作業工程：
−Ｆｅと不可避不純物に加えて（重量％で）
Ｃ：０．１０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１〜２．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．５％、
Ａｌ：２．５％まで、
Ｐ：０．０２０％まで、
Ｓ：０．００３％まで、
Ｎ：０．０２％まで、
並びに任意に下記量：
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１５％、
Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、
ここで、Ｖ、Ｔｉ及びＮｂの量の合計Σ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）についてはΣ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）≦０．２％であり、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ｃａ：０．０１％まで
の元素「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ及びＣａ」の１種以上を含む
鋼の未被覆鋼板製品を準備する工程；
−前記鋼板製品の鋼のＡｃ３温度より高く、最大９６０℃のオーステナイト化温度ＴＨＺまで、少なくとも３℃／秒の加熱速度θＨ１、θＨ２で前記鋼板製品を加熱する工程；
−前記鋼板製品を２０〜１８０秒のオーステナイト化時間ｔＨＺ前記オーステナイト化温度で保持する工程；
−マルテンサイト停止温度ＴＭｆより高く、マルテンサイト開始温度ＴＭｓ未満の冷却停止温度ＴＱまで（ＴＭｆ＜ＴＱ＜ＴＭｓ）、
θＱ≦θＱ（最小）
但し、
【数２】
2014518945.tif 000021
が有効である冷却速度θＱで前記鋼板製品を冷却する工程；
−前記鋼板製品を１０〜６０秒の保持時間ｔＱ前記冷却停止温度ＴＱで保持する工程；
−前記冷却停止温度ＴＱから開始して、２〜８０℃／秒の加熱速度θＰ１で前記鋼板製品を４００〜５００℃の分配温度ＴＰまで加熱する工程；
−必要に応じて前記鋼板製品を５００秒までの保持時間ｔＰｉ等温的に分配温度ＴＰで保持する工程；
−前記分配温度ＴＰから開始して、−３℃／秒〜−２５℃／秒の冷却速度θＰ２で前記鋼板製品を冷却する工程
を具備する方法。
【請求項７】
前記分配温度ＴＰから開始して冷却速度θＰ２で冷却する工程において、
−前記鋼板製品を最初に４００℃以上５００℃未満の溶融浴入口温度ＴＢに冷却し；
−この溶融浴入口温度ＴＢに冷却された鋼板製品を次に溶融浴に通すことによって溶融コーティングし、前記鋼板製品上に生成された保護層の厚さを整え、
−最後に前記溶融浴を出る、前記保護層を備えた鋼板製品を冷却速度ＱＰ２で周囲温度に冷却することを特徴とする請求項６に記載の方法。
【請求項８】
前記オーステナイト化温度ＴＨＺまでの加熱工程が、２つの逐次段階で中断せずに異なる加熱速度θＨ１、θＨ２で行なわれることを特徴とする請求項６又は７に記載の方法。
【請求項９】
第１段階の前記加熱速度θＨ１が５〜２５℃／秒であり、第２段階の前記加熱速度θＨ２が３〜１０℃であることを特徴とする請求項６〜８のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１０】
前記鋼板製品を第１加熱速度θＨ１で２００〜５００℃の中間温度まで加熱してから、第２加熱速度θＨ２で前記オーステナイト化温度ＴＨＺまで加熱を続けることを特徴とする請求項６〜９のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１１】
前記冷却速度θＱが−２０℃／秒〜−１２０℃／秒であることを特徴とする請求項６〜１０のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１２】
前記冷却停止温度ＴＱが少なくとも２００℃であることを特徴とする請求項６〜１１のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１３】
前記鋼板製品を前記冷却停止温度ＴＱで保持する保持時間ｔＱが１２〜４０秒であることを特徴とする請求項６〜１２のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１４】
前記冷却停止温度ＴＱから加熱が行なわれる加熱速度θＰ１が２〜８０℃／秒であることを特徴とする請求項６〜１３のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１５】
前記分配温度ＴＰまでの加熱工程が１〜１５０秒の加熱時間ｔＡ内に行なわれることを特徴とする請求項６〜１４のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１６】
分配温度ＴＰまでの加熱中の分配時間ｔＰｒについて
【数３】
2014518945.tif 000022
が有効であることを特徴とする請求項１５に記載の方法。
【請求項１７】
拡散距離ｘＤについて
ｘＤ≧１．０μｍ
（但し、  ｘＤ＝ｘＤｉ＋ｘＤｒ
ｘＤｉ：下記式に従って計算され、等温保持の過程で得られる、拡散距離ｘＤへの寄与
【数４】
2014518945.tif 000023
及び
ｘＤｒ：下記式に従って計算され、分配温度までの加熱の過程で得られる、拡散距離ｘＤへの寄与
【数５】
2014518945.tif 000024
ここで、ｘＤｉ又はｘＤｒが０であってもよい）
であることを特徴とする請求項６〜１６のいずれか１項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板製品及び該鋼板製品の製造方法に関する。
【０００２】
特に本発明は、金属保護層を備えた高強度鋼板製品及び該鋼板製品の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００３】
本明細書で鋼板製品に言及する場合、これは鋼ストリップ、鋼シート又はこれらから得られるカットされた板金品、例えばブランクを意味するものとする。
【０００４】
明示的に反対の記述がない限り、本明細書及び特許請求の範囲では、特定の合金化元素の量をいずれの場合も重量％で与え、ミクロ構造の特定成分の比率を表面パーセントで与える。
【０００５】
下記冷却又は加熱で速度に言及する場合、冷却速度は温度の低下をもたらすので、冷却速度には負の数値を与える。従って、急速冷却の場合、冷却速度は緩徐冷却より低い値を有する。他方で、温度の上昇をもたらす加熱速度には正の数値を与える。
【０００６】
高強度鋼は、それらの合金化成分のため、腐食する一般的傾向を有するので、典型的に周囲酸素との接触からそれぞれの鋼基板を保護する金属保護層で覆われる。該金属保護層を塗布するための多くの方法が知られている。これらには、技術用語では“溶融めっき”とも呼ばれる溶融コーティング、及び電解コーティングがある。
【０００７】
電解コーティングでは、いずれの場合もプロセス中にわずかに熱くなってくる被覆すべき鋼板製品上にコーティング金属を電気化学的に沈着させるのに対して、溶融コーティングでは被覆すべき製品は、それぞれの溶融浴中の浸漬前に熱処理を受ける。このプロセスでは、所望のミクロ構造に到達し、金属コーティングの付着に最適な表面状態を作り出すために、それぞれの鋼板製品を特定雰囲気下で高温に加熱する。次に溶融状態でコーティング金属を維持するため、鋼板製品は、同様に上昇した温度の溶融浴を通過する。
【０００８】
この必然的に高い温度は、溶融コーティングでは、金属保護層を備えた鋼板製品の強度が１０００ＭＰａの上限を有することを意味する。焼戻しによって生じる付随加熱の結果として鋼板製品は強度の相当な損失を経験するので、原則としてさらに高い強度を有する鋼板製品を溶融加工することはできない。結果として、最近は電解で高強度鋼板製品に金属保護層を設けるのが一般的である。この作業工程は完璧かつ清浄な表面を必要とし、実際には電解コーティング前の酸洗いによってしか該表面を得ることはできない。
【０００９】
特許文献１は、溶融コーティングで塗布された金属保護コーティングを有する高強度の冷間圧延ストリップの製造方法であって、下記作業工程：
−スラブからの熱間圧延ストリップを熱間圧延する工程、
−この熱間圧延ストリップを冷間圧延して冷間圧延ストリップにする工程、
−この冷間圧延ストリップを熱処理する工程（この熱処理の過程で、
−冷間圧延ストリップは、この冷間圧延ストリップが構成されている鋼のＡｃ３温度より５０℃低い温度から最大２℃／秒の平均速度でそれぞれのＡｃ３温度に加熱され、
−次に冷間圧延ストリップは、少なくともそれぞれのＡｃ３温度に相当する温度で少なくとも１０秒間保持され、
−この時間後すぐに冷間圧延ストリップは、それぞれの製鋼プロセスのマルテンサイト開始温度より１００〜２００℃低い温度に最小２０℃／秒の平均速度で冷却され、かつ
−最後に冷間圧延ストリップは３００〜６００℃の温度に１〜６００秒間加熱される）
を具備する方法を開示している。
【００１０】
最後に、この鋼ストリップを溶融めっきする。ここで塗布される金属コーティングは好ましくは亜鉛コーティングである。このようにして最終的に少なくとも１２００ＭＰａの引張強度、少なくとも１３％の伸び及び少なくとも５０％の穴拡げ率等の最適化された機械的特性を有する冷間圧延ストリップが得られるであろう。
【００１１】
上記方法で加工された冷間圧延ストリップは、鉄と不可避不純物に加えて（重量％で）０．０５〜０．５％のＣ、０．０１〜２．５％のＳｉ、０．５〜３．５％のＭｎ、０．００３〜０．１００％のＰ、０．０２％までのＳ、及び０．０１０〜０．５％のＡｌを含む鋼を含むであろう。同時にこの鋼は、Ｘ線回折で決定される、（表面％で）１０％未満のフェライト、１０％未満のマルテンサイトと６０〜９５％の焼戻しマルテンサイト及び５〜２０％の残留オーステナイトをも有するであろう。さらに、この鋼は、（重量％で）０．００５〜２．００％のＣｒ、０．００５〜２．００％のＭｏ、０．００５〜２．００％のＶ、０．００５〜２．００％のＮｉ及び０．００５〜２．００％のＣｕ並びに０．０１〜０．２０％のＴｉ、０．０１〜０．２０％のＮｂ、０．０００２〜０．００５％のＢ、０．００１〜０．００５％のＣａ及び０．００１〜０．００５％の希土類元素を含有し得る。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】欧州特許第２２６７１７６（Ａ１）号明細書（ＥＰ  ２  ２６７  １７６  Ａ１）
【非特許文献】
【００１３】
【非特許文献１】Ｄ１．１／Ｄ１．１Ｍ：２００６、構造溶接コード−鋼、セクション３．５．２.（表３．２）、５８及び６６ページ（D1.1/D1.1M:2006,Structural Welding Code - Steel. Section 3.5.2. (Table 3.2), pages 58 and 66）
【非特許文献２】D.P. Koistinen, R.E. Marburger, Acta Metall. 7, 1959, p.59
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
上記で説明した最先端技術の背景に対して、本発明の目的は、特に非常に良い曲げ挙動の形で表される、さらなる最適化機械的特性を有する高強度鋼板製品を示すことにある。
【００１５】
さらに該鋼板製品の製造方法を示すものとする。特に、鋼板製品の溶融コーティングのプロセスにこの方法を組み入れるものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明によれば、鋼板製品に関しては該製品が請求項１に示す特徴を有するという点でこの目的が達成される。
【００１７】
方法に関しては、本目的は、本発明の鋼板製品を製造するときに少なくとも請求項６に示す作業工程を完成するという点で本発明により達成される。本発明の方法の溶融コーティングプロセスへの組み入れを可能にするために、ここでは選択肢として請求項７で特定する作業工程を行なうことができる。
【００１８】
本発明の有利な実施形態を従属請求項に特定してあり、それらについて本発明の一般概念とともに以下に詳細に説明する。
【００１９】
任意に溶融コーティングプロセスによって金属保護層を備えていてもよい本発明の鋼板製品は少なくとも１２００ＭＰａの引張強度Ｒｍを有する。さらに、本発明の鋼板製品は常に下記特徴がある：
−６００〜１４００ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、
−０．４０〜０．９５の降伏強度対引張強度比Ｒｐ／Ｒｍ、
−１０〜３０％の伸びＡ５０、
−１５０００〜３５０００ＭＰａ＊％の引張強度Ｒｍと伸びＡ５０の積Ｒｍ＊Ａ５０、
−穴拡げ率λ：５０〜１２０％
（λ＝（ｄｆ−ｄ０）／ｄ０［％］、式中、ｄｆ＝拡げ後の穴径、ｄ０＝拡げ前の穴径）及び
−１００°〜１８０°の許容曲げ角度αの範囲（マンドレル半径＝２×シート厚でスプリングバック後）（ＤＩＮ  ＥＮ  ７４３８に従って測定可能）。
【００２０】
そのために本発明の鋼板製品は、鉄と不可避不純物に加えて（重量％で）Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ａｌ：２．５％まで、Ｐ：０．０２０％まで、Ｓ：０．００３％まで、Ｎ：０．０２％まで、並びに任意に下記量：Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、ここで、Ｖ、Ｔｉ及びＮｂの量の合計Σ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）についてはΣ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）≦０．２％であり、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、及びＣａ：０．１％までの元素「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ及びＣａ」の１種以上を含む鋼から成る。
【００２１】
本発明の鋼板製品と見なされる機械的特性については、鋼板製品が、（表面パーセントで）５％未満のフェライト、１０％未満のベイナイト、５〜７０％の焼戻しをしていない（untempered, unangelassenem（英、独訳））マルテンサイト、５〜３０％の残留オーステナイト及び２５〜８０％の焼戻しマルテンサイトを含むミクロ構造を有することが重要である。ここで、焼戻し（tempered, angelassenen（英、独訳））マルテンサイトに含まれる炭化鉄の少なくとも９９％は５００ｎｍ未満のサイズを有する。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の方法の変形の作業工程を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
ここで焼戻しマルテンサイト、焼戻しをしていないマルテンサイト、ベイナイト及びフェライトの相分率は、ＩＳＯ  ９０４２（光学的測定）に従う通常の方法で測定される。残留オーステナイトもＸ線回折によって＋／−１の表面パーセントの精度で測定することができる。
【００２４】
従って、本発明の鋼板製品では、いわゆる「過剰焼戻しマルテンサイト」の含量が最小限に減る。過剰焼戻しマルテンサイトは、１％超えの量の炭化物粒（炭化鉄）のサイズが５００ｎｍより大きいことを特徴とする。過剰焼戻しマルテンサイトは、例として３％の硝酸でエッチングされた鋼サンプルから、走査型電子顕微鏡を２００００×倍率で用いて測定可能である。過剰焼戻しマルテンサイトを回避することによって本発明の鋼板製品は、特にその曲げ特性について、１００°〜１８０°という高い曲げ角度によって特徴づけられる有利な効果を有する最適化された機械的特性を達成する。
【００２５】
本発明の鋼板製品の鋼のＣ含量は０．１０〜０．５０重量％の値に制限される。炭素は、本発明の鋼板製品にいくつかの面で影響を与える。まず第１にＣはオーステナイトの形成及びＡｃ３温度の低減で主要な役割を果たす。従って十分な濃度のＣは、Ａｃ３温度を高めるＡｌ等の元素が同時に存在する場合でさえ≦９６０℃の温度で完全なオーステナイト化を可能にする。Ｃの存在を通じて、焼入れも残留オーステナイトを安定化する。この効果は分配工程中も継続する。安定な残留オーステナイトは、最大伸び領域をもたらし、この領域ではＴＲＩＰ（変態誘起塑性（TRansformation Induced Plasticity））効果が幅を利かせている。さらにマルテンサイトの強度はその最大でそれぞれのＣ含量によって影響される。過剰含量のＣは、本発明の鋼板製品の作製を甚だしく困難にするような、マルテンサイト開始温度のさらに低い温度への大きなシフトにつながる。さらに、過剰なＣ含量は溶接性にマイナスの効果を及ぼす恐れがある。
【００２６】
本発明の鋼板製品の良い表面品質を確保するためには、本発明の鋼板製品の鋼中のＳｉ含量は２．５重量％未満でなければならない。しかしながらケイ素はセメンタイト形成を抑制するのに重要である。セメンタイトの形成はＣを炭化物として固定させ、ひいては残留オーステナイトの安定化にはもはや利用できないであろう。伸びも低下するであろう。Ｓｉの添加によって達成される効果は、ある程度まではアルミニウムの添加によっても達成可能である。しかしこのプラスの効果をうまく利用するため本発明の鋼板製品には常に最小０．１重量％のＳｉが存在すべきである。
【００２７】
本発明の鋼板製品の焼入性のため及び冷却中のパーライト形成を回避するためには１．０〜３．５重量％、特に３．０重量％までのマンガン含量が重要である。これらの特性は、マルテンサイトと残留オーステナイトを含み、かつそれ自体本発明に従って行なわれる分配工程に適している開始ミクロ構造の形成を可能にする。マンガンは、例えば−１００Ｋ／秒より速い比較的低い冷却速度を設定するのに有利なことも判明した。しかしながら、過剰なＭｎ濃度は、本発明の鋼板製品の伸び特性及び溶接性に悪影響を与える。
【００２８】
本発明の鋼板製品の鋼中には脱酸素及び存在するいずれの窒素の固定のためにも２．５％までの量でアルミニウムが存在する。しかしながら、上述したように、Ａｌを用いてセメンタイトを抑制することもでき、その際にアルミニウムは高含量のＳｉよりは表面品質にあまり悪影響を及ぼさない。しかしながら、ＡｌはＳｉより効果が弱いのでオーステナイト化温度をも高める。従って本発明の鋼板製品のＡｌ含量は最大２．５重量％、好ましくは０．０１〜１．５重量％の値に制限される。
【００２９】
リンは溶接性に悪影響を与えるので、本発明の鋼板製品の鋼中には０．０２重量％未満の量で存在すべきである。
【００３０】
十分な濃度ではイオウはＭｎＳ又は（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓの形成につながり、これは伸びにマイナスの効果を及ぼす。従って本発明の鋼板製品の鋼中のＳ含量は０．００３重量％未満でなければならない。
【００３１】
本発明の鋼板製品の鋼中の窒素は、窒化物として固定されるので成形性に有害である。従って本発明の鋼板製品のＮ含量は０．０２重量％未満でなければならない。
【００３２】
ある特性を改善するために本発明の鋼板製品の鋼中に「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ及びＣａ」が存在してよい。
【００３３】
そこで強度を最適化するためには本発明の鋼板製品の鋼にミクロ合金化元素Ｖ、Ｔｉ及びＮｂの１種以上を添加するのが妥当なことがある。非常に微細に分布した炭化物又は炭窒化物の形成を通じてこれらの元素はより高い強度に寄与する。０．００１重量％の最小Ｔｉ含量は分配工程中に粒界及び界面の凍結をもたらす。しかしながらＶ、Ｔｉ及びＮｂの過剰濃度は残留オーステナイトの安定化に有害になる恐れがある。従って本発明の鋼板製品中のＶ、Ｔｉ及びＮｂの総量は０．２重量％に制限される。
【００３４】
クロムはより有効なパーライト抑制元素であり、強くするので、本発明の鋼板製品の鋼に０．５重量％まで添加してよい。０．５重量％を超えると、明白な粒界酸化の危険がある。Ｃｒのプラス効果を明確に利用するためには、Ｃｒ含量を０．１〜０．５重量％に設定することができる。
【００３５】
Ｃｒのように、モリブデンもパーライト形成を抑制するのに非常に有効な元素である。この有利な効果を有効に利用するため、本発明の鋼板製品の鋼に０．１〜０．３重量％添加することができる。
【００３６】
ホウ素は粒界で分離し、粒界の動きを遅くする。０．０００５重量％超えの含量ではホウ素は、機械的特性に有利な効果を及ぼす微粒子ミクロ構造をもたらす。しかしながら、Ｂを添加した場合、Ｎを固定するために十分なＴｉが存在しなければならない。約０．００５重量％の含量でＢのプラス効果の飽和が現れる。従ってＢ含量は０．０００５〜０．００５重量％に設定される。
【００３７】
イオウを固定するため及び包含変態のため、本発明の鋼板製品の鋼には０．０１重量％までの含量でカルシウムを使用する。
【００３８】
炭素当量ＣＥは、溶接性を表すのに重要なパラメーターである。本発明の鋼板製品の鋼のためにＣＥは０．３５〜１．２、特に０．５〜１．０の範囲内でなければならない。炭素当量ＣＥを計算するためにここでは米国溶接協会（ＡＷＳ）によって開発され、非特許文献１の刊行物に公表された下記式を利用する。
【数１】
2014518945.tif 000003
【００３９】
任意に溶融コーティングで塗布された金属保護層を備えていてもよい高強度の鋼板製品を製造するための本発明の方法は下記作業工程を含む：
未被覆鋼板製品、すなわち既に上述した鋼板製品と同じ鋼から製造された、保護層をまだ持っていない鋼板製品を準備する。従って、この鋼板製品は、鉄と不可避不純物に加えて（重量％で）Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ａｌ：２．５％まで、Ｐ：０．０２０％まで、Ｓ：０．００３％まで、Ｎ：０．０２％まで、並びに任意に下記量：Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、ここで、Ｖ、Ｔｉ及びＮｂの量の合計Σ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）についてはΣ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）≦０．２％であり、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、及びＣａ：０．０１％までの元素「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ及びＣａ」の１種以上を含む鋼から成る。準備される鋼板製品は特に冷間圧延鋼板製品であり得る。しかしながら、一発明方法では熱間圧延鋼板製品の加工も考えられる。
【００４０】
このようにして準備された鋼板製品を次に鋼板製品の鋼のＡｃ３温度より高く、かつ最大９６０℃のオーステナイト化温度ＴＨＺまで少なくとも３℃／秒の加熱速度θＨ１、θＨ２で加熱する。急速加熱はプロセス時間を短縮し、方法の全体的な経済効率を改善する。
【００４１】
オーステナイト化温度ＴＨＺまでの加熱は、２つの逐次段階で中断せずに異なる加熱速度θＨ１、θＨ２で行なわれ得る。
【００４２】
ここではプロセスの経済効率を高めるため、より低い温度、すなわちＴＷ未満で加熱を行なうことができる。より高い温度では炭化物の溶解が始まる。このため、炭素及び他の可能な合金化元素、例えばＭｏ又はＣｒ等の均等な分布を達成するためには、より低い加熱速度θＨ２が有利である。オーステナイト内におけるより低い拡散に比べてフェライトのより速い拡散を活用するために、炭化物はＡｃ１温度未満で制御様式で既に溶解している。従ってより低い加熱速度θＨ２の結果として溶解した原子は材料中にさらに均等に分布することができる。
【００４３】
可能な最も均質な材料を製造するためには、オーステナイト変換中、すなわちＡｃ１とＡｃ３との間では制限された加熱速度θＨ２も有利である。これは焼入れ前の均質な開始ミクロ構造、ひいては焼入れ後の均等に分布したマルテンサイト及び微細な残留オーステナイトに寄与し、最終的に鋼板製品の機械的特性の改善に寄与する。
【００４４】
２００〜５００℃の温度では加熱速度を下げるのが適正であることが判明した。ここでは驚くべきことに、求められる結果を損なわずに３〜１０℃／秒の均等な加熱速度を設定できることが明らかになった。
【００４５】
その結果、本発明により求められる鋼板製品の特性を達成するためには、２段階加熱において、第１段階の加熱速度θＨ１は５〜２５℃／秒、第２段階の加熱速度θＨ２は３〜１０℃／秒、特に３〜５℃／秒であり得る。ここで第１加熱速度θＨ１で鋼板製品を２００〜５００℃、特に２５０〜５００℃の中間温度ＴＷに加熱することができ、次に加熱速度θＨ２でオーステナイト化温度ＴＨＺまで加熱を続けることができる。
【００４６】
本発明によればオーステナイト化温度ＴＨＺに達したらすぐに、鋼板製品を２０〜１８０秒のオーステナイト化時間ｔＨＺ、オーステナイト化温度ＴＨＺで保持する。ここで完全なオーステナイト化を達成するためには、保持ゾーン内の焼鈍し温度はＡｃ３温度より高くなければならない。
【００４７】
それぞれの鋼のＡｃ３温度は分析の関数であり、通常の測定技術によって記録され、或いは例えば下記実験式で推定可能である。
【数２】
2014518945.tif 000004
【００４８】
Ａｃ３より高い温度での焼鈍し後にマルテンサイト停止温度ＴＭｆより高く、マルテンサイト開始温度ＴＭｓ未満の冷却停止温度Ｔｓ（ＴＭｆ＜ＴＱ＜ＴＭｓ）まで鋼板製品を冷却する。
【００４９】
本発明によれば冷却停止温度ＴＱまでの冷却は、冷却速度θＱが冷却速度θＱ（最小）と少なくとも同じ、好ましくは最小冷却速度θＱ（最小）より速い（θＱ≦θＱ（最小））条件で行なわれる。ここで最小冷却速度θＱ（最小）は下記実験式に従って計算可能である。
【数３】
2014518945.tif 000005
【００５０】
冷却速度θＱは典型的に−２０℃／秒〜−１２０℃／秒の範囲内である。実際には低いＣ又はＭｎ含量の鋼では、−５１℃／秒〜−１２０℃／秒の冷却速度θＱでのみ条件θＱ≦θＱ（最小）を確実に満たすことができる。
【００５１】
最小冷却速度θＱ（最小）が観察された場合、３０％までの残留オーステナイトを有する鋼板製品ではフェライトとベイナイトの変換が安全に阻止され、マルテンサイトのミクロ構造が整えられる。
【００５２】
冷却中に実際にどれだけのマルテンサイトが生成されるかは、鋼板製品が冷却中にマルテンサイト開始温度（ＴＭｓ）未満に冷却される程度と、加速冷却後に鋼板製品が冷却停止温度で保持される保持時間ｔＱとによって決まる。本発明によれば保持時間ｔＱについては１０〜６０秒、特に１２〜４０秒の広がりが設けられる。ほぼ最初の３〜５秒の保持中に熱の均質化がマルテンサイト変換と並行して起こる。その後の数秒でＣ拡散によって、置換が固定され、最も微細な析出物が現れる。そのように保持時間の延長は、最初はマルテンサイト含量、ひいては降伏強度の増大を引き起こす。保持時間が増すにつれて、この効果は弱くなってきて、本発明によれば約６０秒後に降伏強度の低下が観察され得る。
【００５３】
降伏強度の増加と並行して、本発明に従って行なわれる冷却停止温度への冷却及び引き続き本発明により特定された時間この温度で鋼板製品を保持することによって、形成特性の改善が達成される。引張強度及び引張伸長を最大にすべき場合は、むしろ短い範囲、すなわち１０〜３０秒の範囲で保持時間ｔＱをとどめておくべきである。３０〜６０秒のより長い保持時間ｔＱは、形成特性にプラスの影響を与える傾向がある。これは特に曲げ角度に当てはまる。
【００５４】
下記方程式を用いてマルテンサイト開始温度ＴＭＳを推定することができる。
【数４】
2014518945.tif 000006
【００５５】
実際にはマルテンサイト停止温度ＴＭｆを下記方程式を用いて計算することができる。
【数５】
2014518945.tif 000007
【００５６】
この方程式は、下記仮定に基づいたKoistinen氏とMarburger氏の方程式（非特許文献２参照）から導かれた：
ａ）９５％のマルテンサイト比率が達成された場合にマルテンサイト変換が完了したとみなす。
ｂ）組成依存定数αは−０．０１１である。
ｃ）マルテンサイト停止温度は冷却停止温度と同じである。
【００５７】
冷却停止温度ＴＱは典型的に少なくとも２００℃である。
【００５８】
鋼板製品の冷却及び冷却停止温度ＴＱでの保持後、冷却停止温度ＴＱから開始して、鋼板製品を２〜８０℃／秒、特に２〜４０℃／秒の加熱速度θＰ１で４００〜５００℃、特に４５０〜４９０℃の温度ＴＰまで加熱する。
【００５９】
ここで温度ＴＰまでの加熱は好ましくは１〜１５０秒の加熱時間ｔＡ内に行なわれて、最適の経済効率を得る。同時にこの加熱は、以下にさらに詳細に説明する拡散距離ｘＤへの寄与ｘＤｒをもたらし得る。
【００６０】
鋼板製品を加熱してから任意に５００秒までの保持時間ｔｐｉ温度ＴＰで保持をもする目的は、過飽和マルテンサイトからの炭素で残留オーステナイトを富化することである。これは「炭素分配」と呼ばれ、技術的専門用語では「分配」とも呼ばれる。保持時間ｔｐｉは特に２００秒までであり、１０秒未満の保持時間ｔｐｉが特に実用向きである。
【００６１】
分配は、早ければ加熱中にもいわゆる「傾斜分配」として起こることがあり、或いは加熱後に分配温度ＴＰで保持することによって（いわゆる「等温」分配）又は等温分配と傾斜分配の組合せによって起こり得る。このようにして特定の焼戻し効果、すなわち、マルテンサイトの過剰焼戻しなしでその後の溶融コーティングに必要な高温を達成することができる。より高い温度勾配はシステム内でより多くのエネルギーを消費するので、傾斜分配中に求められる、等温分配と比べて遅い加熱速度θＰ１は、いずれの場合も少ないエネルギー利用で、特定された分配温度ＴＰの特に正確な制御を可能にする。
【００６２】
塑性伸びを遮断し、マルテンサイトの強度並びに曲げ角度及び穴拡げ形成特性に悪影響を及ぼす粗い炭化物のような過剰焼戻しマルテンサイトのマイナス効果は、本発明に従う保持温度ＴＰへの加熱によって回避され、分配温度での任意的な保持は、過剰焼戻しマルテンサイトの回避の信頼性をさらに高める。特に傾斜分配時間ｔＰＲと等温分配時間ｔＰＩ、及び分配温度ＴＰで構成される、本発明に従って特定される総分配時間ｔＰＴを観察することによって、炭化物の形成及び残留オーステナイトの分解を制御様式で抑制する。
【００６３】
同時に、本発明に従って特定される分配温度ＴＰは、オーステナイト中の炭素の十分な均質化を保証し、この均質化は、加熱速度θＰ１、分配温度ＴＰ及び適切な保持時間ｔＰｉ分配温度ＴＰでの任意的な保持によって影響を受け得る。
【００６４】
オーステナイト中の炭素の均質化を評価するため、いわゆる「拡散距離ｘＤ」を使用する。この拡散距離ｘＤは、種々の加熱速度、分配温度及び可能な分配時間を互いに比較できるようにする。拡散距離ｘＤは、傾斜分配の結果として生じる成分ｘＤｒと、等温分配の結果として生じる成分ｘＤｉとで構成される（ｘＤ＝ｘＤｉ＋ｘＤｒ）。本方法をどのように行なうかに応じて、いずれの場合も成分ｘＤｒ又はｘＤｉが「０」であってもよく、本発明の方法の結果は常に、＞０の拡散距離ｘＤを与える。
【００６５】
任意に行なわれる等温分配について、拡散距離ｘＤｉ、すなわち等温保持の過程で得られる拡散距離ｘＤへの寄与は下記方程式を用いて計算可能である。
【数６】
2014518945.tif 000008
【００６６】
傾斜分配中は炭素の再分布は等温的に起こらないので、加熱時間にわたって達成される拡散距離ｘＤｒを計算するためには下記数値近似を用いる。
【数７】
2014518945.tif 000009
式中、ΔｔＰｒ，ｊは、２つの計算間の時間ステップであり（秒で）、Ｄｊは、いずれの場合もそれぞれの時間ステップの瞬間に、上述したように計算されるカレント拡散係数Ｄである。時間ステップΔｔＰｒ，ｊを決定する際には、例として２つの計算間で１秒が過ぎると仮定する（ΔｔＰｒ，ｊ＝１秒）。
【００６７】
分配温度ＴＰまでの加熱中の分配時間ｔＰｒについては基本的に下記式が当てはまる。
【数８】
2014518945.tif 000010
【００６８】
すなわち、分配温度ＴＰまでの加熱が非常に速く行なわれて、加熱中に炭素の有意な再分布が起こらない場合には、ｔＰｒ＝０であり、結果として寄与ｘＤｒ＝０をも仮定することができる。分配時間ｔＰＲを最大８５秒に制限した場合、特に経済的に有効な操作モードという結果になる。
【００６９】
本発明の方法は、考慮すべき拡散距離ｘＤｉ、ｘＤｒの合計がいずれの場合も少なくとも１．０μｍ、特に少なくとも１．５μｍの場合に最適の結果を与える。
【００７０】
拡散距離が増加するように熱処理の操作パラメーターを設定することによって、穴拡げ率にわずかに影響を及ぼすだけでそれぞれの鋼板製品の曲げ角度を改善することができる。拡散距離が増大するにつれて、さらに穴拡げ率を改善することもできるが、これは曲げ特性の低下を伴うことがある。さらに大きい拡散距離は究極的に曲げ特性と穴拡げ率の両方の低下をもたらす。本発明の方法では、１．５〜５．７μｍ、特に２．０〜４．５μｍの拡散距離が達成されるように操作パラメーターを設定すれば最適な結果が得られる。
【００７１】
拡散距離ｘＤを用いるか又はその値に不可欠な影響変数を変えることによって、分配に先行する冷却及び保持工程との相互作用により、降伏強度対引張強度比が影響を受けることもある。例えば、冷却工程では低い冷却停止温度ＴＱ及び／又はより長い保持時間ｔＱを選択することによって４０％以上の高いマルテンサイト比率が生じ、高い分配温度ＴＰ及び時間ｔＰｔを選択することによって、より大きい拡散距離ｘＤ、ひいては究極的には高い降伏強度対引張強度比を達成することができる。約４０％未満のマルテンサイトが生じる場合には、降伏強度対引張強度比に及ぼす拡散距離ｘＤの影響はかなり低い。
【００７２】
降伏強度対引張強度比は、鋼の硬化可能性の尺度である。約０．５０の相対的に低い降伏強度対引張強度比は引張伸長にプラスの効果を有するが、穴拡げ率及び曲げ角度には悪影響を及ぼす。約０．９０のより高い降伏強度対引張強度比は穴拡げ率と曲げ特性を改善できるが、引張伸長中に劣化をもたらす。
【００７３】
分配後、−３℃／秒〜−２５℃／秒、特に−５℃／秒〜−１５℃／秒の冷却速度θＰ２で開始して分配温度ＴＰから鋼板製品を冷却する。
【００７４】
本発明の方法の過程で本発明の鋼板製品に溶融コーティングをも与えるべき場合には、分配温度ＴＰから開始して冷却速度θＰ２で鋼板製品を最初に４００℃以上５００℃未満の溶融浴入口温度ＴＢまで冷却する。
【００７５】
次に溶融浴を通すことによって鋼板製品は溶融コーティングを受け、溶融浴を出るとすぐに鋼板製品上に生成された保護層の厚さがストリッピングジェット等の通常の方法で整えられる。
【００７６】
溶融浴を出て保護層を備えた鋼板製品は、再びマルテンサイトを生じさせるため、最終的にθＰ２の冷却速度で周囲温度まで冷却される。
【００７７】
本発明の方法は、亜鉛コーティングを備えた鋼板製品の製造に特に適している。しかしながら、溶融めっき、例えばＺｎＡｌ、ＺｎＭｇ又は類似の保護コーティング等でそれぞれの鋼板製品に塗布できる他の金属保護層も可能である。
【００７８】
本発明に従って製造された製品は、（表面パーセントで）２５〜８０％の焼戻しマルテンサイト（第１冷却工程からのマルテンサイト）、５〜７０％の焼戻しをしていない新マルテンサイト（第２冷却工程からのマルテンサイト）、５〜３０％の残留オーステナイト、１０％未満のベイナイト（０％が含まれる）及び５％未満のフェライト（０％が含まれる）を含むミクロ構造を有する。
【００７９】
フェライト：フェライトは、マルテンサイトに比し、本発明により作製される材料の強度にわずかしか寄与しない。従って本発明により作製される鋼板製品のミクロ構造中のフェライトの存在は望ましくなく、常に５表面パーセント未満でなければならない。
【００８０】
ベイナイト：オーステナイトのベイナイトへの相変換中、材料に溶解している炭素の一部は、ベイナイト変換中にベイナイトに組み入れられた別の部分とともにオーステナイト−ベイナイト界面の前に集まる。従ってベイナイト形成の場合には、ベイナイト形成がない場合より低い比率の炭素が残留オーステナイトの富化に利用可能である。残留オーステナイト用にできる限り多くの炭素を利用できるようにするためには、ベイナイト含量はできる限り低く設定しなければならない。所望の特性プロファイルを達成するためにはベイナイト含量を最大１０表面パーセントに制限すべきである。しかしながら、５表面パーセント未満のさらに低いベイナイト含量で、さらに好ましい特性が生じる。理想的にはベイナイトの形成を完全に回避、すなわちベイナイト含量を０表面パーセントの低さに減らすことができる。
【００８１】
焼戻しマルテンサイト：分配前に存在するマルテンサイトとして、焼戻しマルテンサイトは、分配処理中に残留オーステナイト内で拡散して残留オーステナイトを安定化する炭素源である。十分な炭素を利用できるようにするためには、焼戻しマルテンサイトの比率は少なくとも２５表面パーセントでなければならない。しかしながら、第１冷却後に、少なくとも２０表面パーセントの残留オーステナイトの比率を設定できるように、８０表面パーセントを超えてはいけない。第１冷却後に存在する残留オーステナイトの比率は、熱処理の完了時の残留オーステナイト及び第２冷却プロセスからの焼戻しをしていないマルテンサイトの形成の基礎である。
【００８２】
焼戻しをしていないマルテンサイト：硬いミクロ構造成分としてマルテンサイトは材料の強度にかなり貢献する。高い強度値を得るためには、焼戻しをしていないマルテンサイトの比率は５表面パーセント以上であり、かつ焼戻しマルテンサイトの比率は２５表面パーセント以上でなければならない。十分な残留オーステナイトの形成を保証するためには、焼戻しをしていないマルテンサイトの比率は７０表面パーセントを超えるべきでなく、焼戻しマルテンサイトの比率は８０表面パーセントを超えるべきでない。
【００８３】
周囲温度で最終製品中に存在する残留オーステナイト：残留オーステナイトは伸び特性の改善に寄与する。材料の十分な伸びを保証するためには、この比率は少なくとも５表面パーセントでなければならない。他方で残留オーステナイトの比率が３０表面パーセントを超えると、これはマルテンサイトが少な過ぎて強度を高めるために利用できないことを意味する。
【００８４】
従って本発明の方法は、１２００〜１９００ＭＰａの引張強度、６００〜１４００ＭＰａの降伏強度、０．４０〜０．９５の降伏強度対引張強度比、１０〜３０％の伸び（Ａ５０）及び非常に良い成形性を有する精巧な鋼板製品の製造を可能にする。本発明の鋼板製品では、これは１５０００〜３５０００ＭＰａ％のＲｍ＊Ａ５０の積に反映される。同時に本発明の鋼板製品は、１００〜１８０°の高い曲げ角度α（ＤＩＮ  ＥＮ  ７４３８に従ってマンドレル半径＝２×シート厚について）及び穴拡げ率λについて５０〜１２０％という非常に良い値（ＩＳＯ−ＴＳ  １６６３０に準拠）を有する。従って本発明の鋼板製品は、高い強度と良い成形特性を併せ持つ。
【００８５】
図１は、本発明の方法の変形を示す。この方法では、冷却停止温度ＴＱから分配温度ＴＰまで鋼板製品を加熱するのに必要な加熱時間ｔＡが傾斜分配時間ｔＰｒに等しく、この方法の過程で鋼板製品は亜鉛浴（「亜鉛ポット」）内で溶融めっきを受ける。
【００８６】
基本的に溶融コーティングを含む本発明の方法の変形は、本発明の方法に特定の変更を加えれば、通常の溶融コーティング施設で実施可能である。９３０℃より高いストリップ温度を得るために、セラミックノズルが必要なことがある。−１２０Ｋ／秒の高い冷却速度θＱは最近のガスジェット冷却で達成可能である。停止温度ＴＱで保持した後に行なわれる分配温度ＴＰへの加熱は、ブースターを用いて達成可能である。分配工程後にシートは溶融浴を通過し、制御された条件下で冷却されて、もう一度マルテンサイトを生成する。
【００８７】
本発明を多くの実施形態で試し、試験した。
【００８８】
そうするために下表１中の鋼Ａ〜Ｎから作製した冷却圧延鋼ストリップのサンプルを調査した。
【００８９】
サンプルは、本発明に従って特定し、かつ図１に示す方法工程を下表２に示すプロセスパラメーターで受けた。その際にプロセスパラメーターを本発明に従う場合と従わない場合の間で変えて、本発明に従って特定した手順外の手順の効果を実証した。拡散距離の計算は１秒毎の時間ステップに基づいている。
【００９０】
このようにして得られた冷間圧延ストリップサンプルの機械的特性を表３に要約する。得られた冷間圧延ストリップサンプルのミクロ構造成分を表４に「表面パーセント」で与える。ここでは焼戻しをしていないマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及びフェライトの相分率をＩＳＯ  ９０４２（光学的測定法）に従って測定した。Ｘ線回折によって＋／−１の表面パーセントの精度で残留オーステナイトをも測定した。５表面パーセント未満の比率を微量「Ｓｐ．」と称する。
【００９１】
表、特許請求の範囲及び明細書では、下記略号を使用している。
【符号の説明】
【００９２】
θＨ１   オーステナイト化前の第１加熱期の加熱速度  （℃／秒）
Ｔｗ    オーステナイト化前の第１から第２加熱期への変化の温度  （℃）
θＨ２   オーステナイト化前の第２加熱期の加熱速度  （℃／秒）
ＴＨｚ   オーステナイト化温度   （℃）
ｔＨｚ   オーステナイト化時間   （秒）
θＱ    オーステナイト化後の焼入れの冷却速度  （℃／秒）
θＱ（最小）      フェライト又はベイナイト変換を避けるための最小冷却速度  （℃／秒）
ＴＱ    オーステナイト化後の焼入れの冷却停止速度  （℃）
ｔＱ    冷却停止温度での保持時間  （秒）
θＰ１   等温分配の温度までの加熱速度  （℃／秒）
ｔＡ    分配温度ＴＰまでの加熱時間  （秒）
ｔＰＲ   加熱中の分配時間（傾斜分配）  （秒）
ｔＰＩ   等温分配の保持時間  （秒）
ｔＰＴ   総分配時間（ｔＰＲ＋ｔＰＩ）  （秒）
ＴＰ    等温分配の温度  （℃）
ｘＤ    総拡散距離  （μｍ）
ｘＤｒ   傾斜分配からの拡散距離  （μｍ）
ｘＤｉ   等温分配からの拡散距離  （μｍ）
θＰ２   分配後の冷却速度  （℃／秒）
Ｆ     フェライト  （％）
Ｂ     ベイナイト  （％）
ＭＴ    焼戻しマルテンサイト（旧マルテンサイト）  （％）
ＭＮ    分配後の冷却からのマルテンサイト（新マルテンサイト）  （％）
ＲＡ    残留オーステナイト  （％）
Ｒｐ０.２ 降伏強度  （ＭＰａ）
Ｒｍ    引張強度  （ＭＰａ）
Ｒｐ０.２／Ｒｍ  降伏強度対引張強度比  （−）
Ａ５０   伸び  （％）
Ｒｍ＊Ａ５０  引張強度と伸びの積（＝高強度と同時の良い成形性の尺度）  （ＭＰａ＊％）
λ     穴拡げ率  （％）
α     曲げ角度（マンドレル半径＝２×シート厚についてスプリングバック後）  （°）
【００９３】
【表１】
2014518945.tif 000011
【００９４】
【表２】
2014518945.tif 000012
【００９５】
【表３】
2014518945.tif 000013
【００９６】
【表４】
2014518945.tif 000014
【００９７】
【表５】
2014518945.tif 000015
【００９８】
【表６】
2014518945.tif 000016
【００９９】
【表７】
2014518945.tif 000017
【０１００】
【表８】
2014518945.tif 000018
【０１０１】
【表９】
2014518945.tif 000019
【図１】
2014518945.tif 000025
【国際調査報告】
2014518945.tif 000026
2014518945.tif 000027
2014518945.tif 000028
2014518945.tif 000029