(57)【要約】  冷間圧延及び熱処理された鋼板であって、重量パーセントで表される、以下の元素、すなわち、０．１１％≦炭素≦０．１５％、１．１％≦マンガン≦１．８％、０．５％≦ケイ素≦０．９％、０．００２％≦リン≦０．０２％、０％≦硫黄≦０．００３％、０％≦アルミニウム≦０．０５％、０％≦窒素≦０．００７％を含み、以下の任意の元素のうちの１つ以上、すなわち、０．０５％≦クロム≦１％、０．００１％≦モリブデン≦０．５％、０．００１％≦ニオブ≦０．１％、０．００１％≦チタン≦０．１％、０．０１％≦銅≦２％、０．０１％≦ニッケル≦３％、０．０００１％≦カルシウム≦０．００５％、０％≦バナジウム≦０．１％、０％≦ホウ素≦０．００３％、０％≦セリウム≦０．１％、０％≦マグネシウム≦０．０１０％、０％≦ジルコニウム≦０．０１０％を含むことができ、組成の残余は、鉄及び不可避の不純物から構成される組成を有し、前記鋼板の微細組織は、５０〜８０％のフェライト、１０〜３０％のベイナイト、１〜１０％の残留オーステナイト、及び１〜５％のマルテンサイトを含み、ベイナイト及びフェライトの累積量は２５％以上である鋼板。【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間圧延及び熱処理された鋼板であって、重量パーセントで表される、以下の元素、すなわち
０．１１％≦炭素≦０．１５％
１．１％≦マンガン≦１．８％
０．５％≦ケイ素≦０．９％
０．００２％≦リン≦０．０２％
０％≦硫黄≦０．００３％
０％≦アルミニウム≦０．０５％
０％≦窒素≦０．００７％
を含み、以下の任意の元素のうちの１つ以上、すなわち
０．０５％≦クロム≦１％
０．００１％≦モリブデン≦０．５％
０．００１％≦ニオブ≦０．１％
０．００１％≦チタン≦０．１％
０．０１％≦銅≦２％
０．０１％≦ニッケル≦３％
０．０００１％≦カルシウム≦０．００５％
０％≦バナジウム≦０．１％
０％≦ホウ素≦０．００３％
０％≦セリウム≦０．１％
０％≦マグネシウム≦０．０１０％
０％≦ジルコニウム≦０．０１０％
を含むことができ、組成の残余は、鉄及び加工に起因する不可避の不純物から構成される組成を有し、前記鋼板の微細組織は、面積分率で、５０〜８０％のフェライト、１０〜３０％のベイナイト、１〜１０％の残留オーステナイト、及び１〜５％のマルテンサイトを含み、ベイナイト及びフェライトの累積量は９４％未満である、鋼板。
【請求項２】
前記組成が、０．６〜０．８％のケイ素を含む、請求項１に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項３】
前記組成が、０．１２〜０．１５％の炭素を含む、請求項１又は２に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項４】
前記組成が、０％〜０．０４％のアルミニウムを含む、請求項３に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項５】
前記組成が、１．２％〜１．８％のマンガンを含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項６】
前記組成が、１．３％〜１．７％のマンガンを含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項７】
フェライト及びベイナイトの累積量が６５％以上、及びベイナイトの割合が１５％より高い、請求項１〜６のいずれか一項に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項８】
残留オーステナイトの炭素含有量が、０．９〜１．１％の間である、請求項１〜７のいずれか一項に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項９】
前記鋼板が、６３０ＭＰａ以上の極限引張強さ、及び２６％以上の全伸びを有する、請求項１〜８のいずれか一項に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項１０】
前記鋼板が、６４０ＭＰａ以上の極限引張強さ、及び２８％以上の全伸びを有する、請求項９に記載の冷間圧延及び熱処理された鋼。
【請求項１１】
以下の連続ステップを含む、冷間圧延及び熱処理された鋼板の製造方法：
−  請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼組成を提供するステップ、
−  半完成品を１１５０℃〜１２８０℃の間の温度に再加熱するステップ、
−  熱間圧延仕上げ温度がＡｃ３を超えるように、オーステナイト範囲において前記半製品を圧延して、熱間圧延鋼板を得るステップ、
−  ３０℃／秒を超える冷却速度で５７０℃未満の巻取り温度まで板を冷却し、前記熱間圧延板を巻き取るステップ、
−  前記熱間圧延板を室温まで冷却するステップ、
−  任意に、前記熱間圧延鋼板にスケール除去処理を実施するステップ、
−  任意に、熱間圧延鋼板を４００℃〜７５０℃の間の温度で焼鈍するステップ、
−  任意に、前記熱間圧延鋼板にスケール除去処理を実施するステップ、
−  ３５〜９０％の間の圧下率で前記熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得るステップ、
−  次に、前記冷間圧延鋼板を２段階加熱によって加熱することにより、Ａｃ１＋３０℃〜Ａｃ３の間の均熱温度で１０〜５００秒間の間焼鈍を行うステップ、
−  加熱ステップ１において、前記冷間圧延鋼板を１０℃／秒〜４０℃／秒の間の加熱速度で５５０〜６５０℃の間の温度範囲まで加熱するステップ、
−  加熱ステップ２において、前記冷間圧延鋼板を１℃／秒〜５℃／秒の間の加熱速度で５５０〜６５０℃の間の温度範囲から焼鈍均熱温度まで加熱するステップ、
−  次いで、前記冷間圧延鋼板を２段階冷却で冷却するステップであって、冷却ステップ１において、前記冷間圧延鋼板を５℃／秒未満の冷却速度で６００℃〜７２０℃の間の温度範囲まで冷却するステップ、
−  その後、前記冷間圧延鋼板を１０〜１００℃／秒の間の冷却速度で６００℃〜７２０℃の間の温度範囲から過時効温度まで冷却するステップ、
−  次に、前記冷間圧延鋼板を５〜５００秒間２５０〜４７０℃の間の温度範囲で過時効処理し、次いで前記冷間圧延鋼板を４２０〜４８０℃の間の温度範囲にして被覆を容易にするステップ、
−  次に前記冷間圧延板を被覆し、冷間圧延被覆鋼板を得るステップ。
【請求項１２】
巻取り温度が５５０℃未満である、請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
仕上げ圧延温度がＡｃ３〜Ａｃ３＋１００℃の間である、請求項１１又は１２に記載の方法。
【請求項１４】
焼鈍後の冷却速度が６００〜７００℃の間の温度範囲において３℃／秒未満である、請求項１１〜１３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１５】
Ａｃ１＋３０℃〜Ａｃ３の間で冷間圧延鋼板を焼鈍し、焼鈍中に少なくとも３０％のオーステナイトが存在することを確実にするように焼鈍温度を選択する、請求項１１〜１４のいずれか一項に記載の冷間圧延被覆鋼板の製造方法。
【請求項１６】
請求項１〜１０のいずれか一項に記載の鋼板、又は請求項１１〜１５のいずれか一項に記載の方法に従って製造された鋼板の使用であって、自動車の構造部品又は安全部品の製造のための使用。
【請求項１７】
請求項１６に記載の部品を含む自動車。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用鋼板としての使用に適した冷間圧延熱処理鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動部品には、２つの矛盾した必要性、すなわち成形の容易さ及び強度を満たすことが要求されるが、近年では、地球環境への配慮の点から自動車には燃費向上という３つ目の要件も与えられている。このように、現在では、自動車部品は、複雑な自動車アセンブリへの取り付けの容易さという基準に適合すべく、高い成形性を有する材料で製作する必要があり、同時に、自動車の重量を低減し燃費を向上させながら、自動車の耐衝突性及び耐久性の強度を向上させる必要がある。
【０００３】
そのため、材料の強度を上げることで自動車に利用される材料の量を減らすために、精力的な研究開発努力が行われている。逆に、鋼板の強度の増加は成形性を低下させるので、高強度及び高成形性を併せ持つ材料の開発が必要である。
【０００４】
高強度及び高成形性鋼板の分野における以前の研究及び開発により、高強度及び高成形性鋼板を製造するためのいくつかの方法がもたらされ、そのいくつかを、本発明を最終的に理解するために本明細書に列挙する。
【０００５】
ＵＳ２０１４０２３４６５７号は、マルテンサイト及びベイナイトのうちの１つ又は２つを体積分率で合計２０％以上９９％以下含み、残余の組織はフェライト及び残留オーステナイトの１つ又は２つを体積分率で８％未満、並びにパーライトを体積分率１０％以下で含む微細組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板を請求する特許出願である。さらにＵＳ２０１４０２３４６５７号は９８０ＭＰａの引張強さに達するが、２５％の伸びに達することができない。
【０００６】
ＵＳ８６５７９６９号は、５９０ＭＰａ以上の引張強さと優れた加工性を有する、高強度亜鉛めっき鋼板を請求する。成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．７〜２．７％、Ｍｎ：０．５〜２．８％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下及びＮ：０．００８％以下を含み、残余はＦｅ又は不可避の不純物である。微細組織は面積比で、フェライト相：３０％〜９０％、ベイナイト相：３％〜３０％、マルテンサイト相：５％〜４０％を含み、マルテンサイト相のうち、アスペクト比が３以上のマルテンサイト相が３０％以上の割合で存在する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】米国特許出願公開第２０１４／０２３４６５７号明細書
【特許文献２】米国特許第８６５７９６９号明細書
【発明の概要】
【０００８】
本発明の目的は、以下を同時に有する冷間圧延鋼板を利用可能にすることにより、これらの問題を解決することにある。
【０００９】
−  ６３０ＭＰａ以上の、好ましくは６５０ＭＰａを超える極限引張強さ、
−  ２６％以上の、好ましくは２８％を超える全伸び、
【００１０】
好ましい実施形態では、本発明の鋼板は、３２０ＭＰａ以上の降伏強さを提示することもできる。
【００１１】
好ましい実施形態では、本発明の鋼板は０．５以上の引張強さに対する降伏強さ比を示すこともできる。
【００１２】
好ましくは、このような鋼は、良好な溶接性及び被覆性をもって、成形、特に圧延に対して良好な適性を有することもできる。
【００１３】
本発明の別の目的は、製造パラメータの変化に向けてロバストである一方で、従来の工業用途に適合する、これらの板の製造方法を利用可能にすることでもある。
【００１４】
本発明の冷間圧延及び熱処理された鋼板は、任意に亜鉛若しくは亜鉛合金、又はアルミニウム又はアルミニウム合金で被覆して、その耐腐食性を改善することができる。
【００１５】
炭素は０．１１％〜０．１５％の間で鋼中に存在する。炭素は、ベイナイトなどの低温変態相を生成させて鋼板の強度を高めるために必要な元素であり、さらに炭素はオーステナイトの安定化にも極めて重要な役割を果たし、したがって残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。よって、炭素は２つのきわめて重要な役割を果たす。１つは強度を増加させることにおいての役割、もう１つはオーステナイトを保持し延性を付与することにおいての役割である。しかし、０．１１％未満の炭素含有量では、本発明の鋼に必要とされる適切な量でオーステナイトを安定化させることができない。一方、炭素含率が０．１５％を超えると、鋼は、不十分なスポット溶接性を示し、自動車部品への応用が制限される。
【００１６】
本発明の鋼のマンガン含有量は１．１％〜１．８％の間である。この元素はガンマジニアス（ｇａｍｍａｇｅｎｅｕｓ）である。マンガンを添加する目的は、本質的にオーステナイトを含む組織を得、鋼に強度を付与することである。オーステナイトを安定化すると共に鋼板の強度及び焼入れ性を提供するために、少なくとも１．１重量％のマンガンの量が見出されている。しかし、マンガン含有量が１．８％を超えると、ベイナイト変態のための過時効保持中にオーステナイトからベイナイトへの変態を遅延させるなどの有害作用を生じる。加えて、１．８％を超えるマンガン含有量は延性も低下させ、また、本鋼の溶接性を劣化させ、したがって伸びの目標が達成できない可能性がある。本発明の好ましい含有量は、１．２％〜１．８％の間、さらにより好ましくは１．３％〜１．７％の間に保つことができる。
【００１７】
本発明の鋼のケイ素含有量は０．５〜０．９％の間である。ケイ素は過時効中の炭化物の析出を遅らせることができる成分であるため、ケイ素の存在により、炭素に富んだオーステナイトは室温で安定化される。さらに、炭化物中のケイ素の溶解性が低いため、ケイ素は炭化物の形成を効果的に阻害又は遅延させ、したがって、また本発明に従って鋼にその必須の特徴を付与するために求められるベイナイト組織の形成を促進する。しかし、ケイ素の不均衡な含有量は、上記の効果を生じず、焼き戻し脆化などの問題につながる。したがって、その濃度は０．９％の上限内に制御される。本発明のための好ましい含有量は、０．６％〜０．８％の間に保つことができる
【００１８】
本発明の鋼のリン組成は０．００２％〜０．０２％の間である。特に結晶粒界に偏析したり、マンガンと共偏析したりする傾向があるため、リンはスポット溶接性及び熱間延性を低下させる。これらの理由により、その含有量は０．０３％に制限され、好ましくは０．０１４％より低い。
【００１９】
硫黄は必須元素ではないが、鋼中に不純物として含まれることがある。本発明の観点からは、硫黄含有量はできるだけ低くすることが好ましいが、製造コストの観点からは０．００３％以下である。さらに、より高い硫黄が鋼中に存在する場合は、硫黄は結合して、特にマンガンと結合して硫化物を形成し、本発明の鋼に対するその有益な影響を減少させる。
【００２０】
アルミニウムは必須元素ではないが、鋼中の加工不純物として含有されてよい。それは、アルミニウムが、溶鋼中に存在する酸素を除去し酸素が気相を形成するのを防止することによって、本発明の鋼を清浄化するために、鋼の溶融状態でアルミニウムが添加されるという事実による。かくして、残留元素として０．０５％まで存在してもよい。しかし、本発明の観点から、アルミニウム含有量はできるだけ低いことが好ましい。
【００２１】
材料の老化を避け、また、鋼の機械的特性に有害な窒化物が凝固中に析出することを最小限に抑えるために、窒素は０．００７％に制限される。
【００２２】
クロムは、本発明の任意の元素である。クロム含有量は、本発明の鋼中に０．０５％〜１％の間で存在し得る。クロムは鋼に強度及び焼入れを与える必須元素であるが、１％を超えて使用すると、鋼の表面仕上げを損なう。さらに１％未満のクロム含有量はベイナイト組織中の炭化物の分散パターンを粗大化し、したがってベイナイト中の炭化物の密度を低く保つ。
【００２３】
ニッケルは、０．０１〜３％の量で任意の元素として加えて、鋼の強度を高め、その靭性を改善することができる。そのような効果を生じるには最低０．０１％が必要である。しかし、その含有量が３％を超えると、ニッケルは延性の低下を引き起こす。
【００２４】
ニオブは本発明の任意の元素である。ニオブ含有量は、本発明の鋼中に０．００１〜０．１％の間で存在することができ、炭窒化物を形成するために本発明の鋼に添加し、析出硬化により本発明の鋼の強度を付与する。ニオブはまた、炭窒化物としてのその析出を通じて、及び熱処理中の再結晶を遅らせることによって、微細組織の構成要素のサイズに影響を及ぼす。こうして保持温度の終わりに、かつ本発明の鋼の焼入れにつながる焼鈍の完了後の結果として、より微細なミクロ組織が形成される。しかし、０．１％を超えるニオブ含有量は、その影響の飽和効果が観察されることから、経済的に興味を引くことではない。これは、追加の量のニオブは生成物のいかなる強度改善ももたらさないことを意味する。
【００２５】
チタンは任意の元素であり、０．００１％〜０．１％の間で本発明の鋼に添加することができる。ニオブのように、チタンは炭窒化物形成に関与するので、本発明の鋼の焼入れにおいて役割を果たす。加えて、チタンはまた、鋳造製品の凝固中に現れるチタン窒化物を形成する。成形性に有害な粗大な窒化チタンの形成を避けるために、チタンの量は０．１％に制限される。チタン含有量が０．００１％未満の場合、本発明の鋼に何ら影響を与えない。
【００２６】
本発明の鋼中のカルシウム含有量は０．０００１％〜０．００５％の間である。カルシウムは、特に介在物処理中に任意の元素として本発明の鋼に加えられる。カルシウムは、球状となり有害な硫黄成分を捕捉し、硫黄の有害な影響を抑えることで、鋼の精製に貢献する。
【００２７】
銅は、鋼の強度を高め、その耐食性を向上させるために、０．０１％〜２％の量で任意の元素として添加されてもよい。このような効果を得るには最低０．０１％の銅が必要である。しかし、その含有量が２％を超えると、表面形態を劣化させる可能性がある。
【００２８】
モリブデンは、本発明の鋼の０．００１％〜０．５％を構成する任意の元素である。モリブデンは、焼入れ性及び硬度の決定に有効な役割を果たし、ベイナイトの出現を遅延させ、ベイナイト中の炭化物の析出を回避する。しかし、モリブデンの添加は合金元素の添加のコストを過度に増加させるため、その含有量は経済的理由から０．５％に制限される。
【００２９】
バナジウムは炭化物又は炭窒化物を形成して鋼の強度を高めるのに有効であり、経済的理由から上限は０．１％である。セリウム、ホウ素、マグネシウム又はジルコニウムのような他の元素は、以下の重量比で、個別に又は組み合わせて添加することができる。すなわち、セリウム≦０．１％、ホウ素≦０．００３％、マグネシウム≦０．０１０％及びジルコニウム≦０．０１０％である。示された最大含有量レベルまで、これらの元素は凝固中に粒を微細化することを可能にする。鋼の組成の残りは、鋼及び加工に起因する不可避の不純物からなる。
【００３０】
鋼板の微細組織は、以下を含む。
【００３１】
フェライトは、面積分率で、本発明の鋼について微細組織の５０％〜８０％を構成する。フェライトはマトリックスとして鋼の主要相を構成する。本発明において、フェライトは、ポリゴナルフェライトと針状フェライトとを累積的に含む。フェライトは、本発明の鋼に伸びと共に高強度を付与する。２６％以上、好ましくは２８％以上の伸びを確保するためには、５０％のフェライトを有する必要がある。本発明の鋼では焼鈍後の冷却時にフェライトが形成される。しかし、本発明の鋼中に８０％を超えるフェライト含有量が存在するときはいつでも、前記強度は達成されない。
【００３２】
ベイナイトは、面積分率で、本発明の鋼について微細組織の１０％〜３０％を構成する。本発明において、ベイナイトは累積的にラスベイナイトとグラニュラーベイナイトとからなる。６３０ＭＰａ以上、好ましくは６５０ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには、１０％のベイナイトを有することが必要である。過時効保持時にベイナイトが形成される。
【００３３】
残留オーステナイトは、面積分率で、鋼の１％〜１０％を構成する。残留オーステナイトは、ベイナイトよりも炭素の溶解性が高いことが知られており、このため効果的な炭素トラップとして作用し、よってベイナイトにおける炭化物の形成を遅らせる。本発明の残留オーステナイト内部の炭素の割合は、好ましくは０．９％より高く、好ましくは１．１％より低い。本発明による鋼の残留オーステナイトは、延性を高める。
【００３４】
マルテンサイトは、面積分率で、微細組織の１％〜５％の間を構成し、微量で見られる。本発明のマルテンサイトは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの両方を含む。本発明は、焼鈍後の冷却によりマルテンサイトを形成し、過時効保持中に焼戻される。フレッシュマルテンサイトは冷間圧延鋼板の被覆後の冷却中にも生成する。マルテンサイトが５％未満であると、マルテンサイトは本発明の鋼に延性及び強度を付与する。マルテンサイトが５％を超えると、過剰な強度を与えるが、許容限度を超えて伸びを減少させる。
【００３５】
前述した微細組織に加えて、冷間圧延及び熱処理された鋼板の微細組織は、鋼板の機械的特性を損なうことなく、パーライト及びセメンタイトなどの微細組織成分を含まない。
【００３６】
本発明の鋼板は、任意の適切な方法によって生産することができる。好ましい方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半完成鋳造品を提供することからなる。鋳造は、インゴットへ、又は薄いスラブ又は薄いストリップの形態で連続的に行うことができる。すなわち、スラブのための約２２０ｍｍから薄いストリップのための数十ｍｍまでの範囲の厚さを有する。
【００３７】
例えば、上記の化学組成を有するスラブは、連続鋳造によって製造され、ここで、スラブは、中央偏析を回避し、公称炭素に対する局所炭素の比率を１．１０未満に保つようにするために、連続鋳造方法の間に、任意に直接軽圧下鋳造を受けた。連続鋳造方法によって提供されるスラブは、連続鋳造の後、高温で直接使用することができ、又は最初に室温まで冷却され、次いで、熱間圧延のために再加熱することができる。
【００３８】
熱間圧延に供されるスラブの温度は、少なくとも１１５０℃であることが好ましく、１２８０℃未満でなければならない。スラブの温度が１１５０℃より低い場合、圧延機に過大な荷重が加わり、さらに仕上げ圧延中に鋼材の温度がフェライト変態温度まで低下することがあり、これにより鋼は組織中に変態フェライトが含まれた状態で圧延される。このため、Ａｃ３〜Ａｃ３＋１００℃の温度範囲で熱間圧延が完了し、最終的な圧延温度がＡｃ３を超えて留まるように、スラブの温度は十分に高いことが好ましい。１２８０℃を超える温度での再加熱は、工業的に費用がかかるため避けなければならない。
【００３９】
Ａｃ３〜Ａｃ３＋１００℃の間の最終的な圧延温度範囲は、再結晶化及び圧延に好都合な組織を有するために好ましい。この温度未満では鋼板は圧延性の著しい低下を示すため、最終圧延パスをＡｃ３よりも高い温度で行う必要がある。次に、この方法で得られた板を、３０℃／秒を超える冷却速度で、５７０℃未満でなければならない巻取り温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度は２００℃／秒以下とする。
【００４０】
次いで、熱間圧延鋼板は、楕円化を避けるために５７０℃未満、好ましくはスケール形成を避けるために５５０℃未満の巻取り温度で巻取られる。このような巻取り温度の好ましい範囲は、３５０℃〜５５０℃の間である。巻き取られた熱間圧延鋼板は、任意の熱間帯焼鈍に供する前に室温まで冷却してもよい。
【００４１】
熱間圧延鋼板は、任意の熱間帯焼鈍の前に熱間圧延中に形成されたスケールを除去するために、任意のスケール除去ステップに供することができる。次に、熱間圧延板に、少なくとも１２時間かつ９６時間以下の間、４００℃〜７５０℃の間の温度で任意の熱間帯焼鈍を施してもよく、温度は、熱間圧延された微細組織を部分的に変質させ、そのため微細組織の均一性を失わないようにするために、７５０℃未満に留まる。その後、この熱間圧延鋼板の任意のスケール除去ステップを、例えばこのような板の酸洗によって実施することができる。この熱間圧延鋼板に冷間圧延を施し、圧下率３５〜９０％の間の冷間圧延鋼板を得る。次いで、冷間圧延方法から得られた冷間圧延鋼板を焼鈍し、微細組織及び機械的特性を本発明の鋼に付与する。
【００４２】
焼鈍において、Ａｃ１＋３０℃〜Ａｃ３の間の均熱温度に達するように、２ステップの加熱を施した冷間圧延鋼板であって、本鋼のＡｃ１及びＡｃ３は、次式により算出される。
【００４３】
Ａｃ１＝７２３−１０．７［Ｍｎ］−１６［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］＋６．３８［Ｗ］＋２９０［Ａｓ］
Ａｃ３＝９１０−２０３［Ｃ］＾（１／２）−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋１２０［Ａｓ］＋４００［Ｔｉ］
式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
【００４４】
ステップ１では、冷間圧延鋼板は、１０℃／秒〜４０℃／秒の間の加熱速度で５５０〜６５０℃の間の温度範囲に加熱される。その後、続く第２のステップの加熱において、冷間圧延鋼板は、１℃／秒〜５℃／秒の間の加熱速度で、焼鈍の均熱温度まで加熱される。
【００４５】
次に冷間圧延鋼板を１０〜５００秒間の均熱温度で保持し、強加工焼入れされた初期組織のオーステナイト微細組織への少なくとも３０％の変態を確保する。次いで、冷間圧延鋼板を過時効保持温度まで２段階冷却で冷却する。ステップ１の冷却では、冷間圧延鋼板は、５℃／秒未満の冷却速度で、６００℃〜７２０℃の間の温度範囲まで冷却される。このステップ１の冷却の間に、本発明のフェライトマトリックスが形成される。その後、続く第２の冷却ステップにおいて、冷間圧延鋼板は、１０℃／秒〜１００℃／秒の間の冷却速度で、２５０℃〜４７０℃の間の過時効温度範囲まで冷却される。次に冷間圧延鋼板を、過時効温度範囲で５〜５００秒間保持する。次に、冷間圧延鋼板を４２０℃〜４８０℃の被覆浴温度範囲の温度にして、冷間圧延鋼板の被覆を容易にする。次に、電気亜鉛めっき、ＪＶＤ、ＰＶＤ、溶融（ＧＩ／ＧＡ）などの既知の工業的方法のいずれかによって、冷間圧延鋼板を被覆する。
【実施例】
【００４６】
本明細書に提示された以下の試験、実施、比喩的例示及び表は、本質的に限定的ではなく、例示の目的のみで考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示す。
【００４７】
組成の異なる鋼製の鋼板を表１にまとめ、鋼板をそれぞれ表２に規定した方法のパラメータに従って製造する。その後、表３に試験中に得られた鋼板の微細組織をまとめ、表４に得られた特性の評価結果をまとめた。
【００４８】
【表１】
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【００４９】
＜表２＞
表２は、表１の鋼に実施された焼鈍工程パラメータをまとめた。鋼組成Ｉ１〜Ｉ４は、本発明による板の製造に役立つ。この表は、表にＲ１〜Ｒ４と指定されている参考鋼も明記している。また、表２にＡｃ１及びＡｃ３の一覧を示す。これらのＡｃ１及びＡｃ３は、本発明の鋼及び参考鋼について、以下のように定義される。
【００５０】
Ａｃ１＝７２３−１０．７［Ｍｎ］−１６［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］＋６．３８［Ｗ］＋２９０［Ａｓ］
Ａｃ３＝９１０−２０３［Ｃ］＾（１／２）−１５．２［Ｎｉ］＋４４．７［Ｓｉ］＋１０４［Ｖ］＋３１．５［Ｍｏ］＋１３．１［Ｗ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−２０［Ｃｕ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋１２０［Ａｓ］＋４００［Ｔｉ］
式中、元素含有量は重量パーセントで表される。
【００５１】
すべての板を熱間圧延後３４℃／秒の冷却速度で冷却し、最終的には被覆前に４６０℃の温度にした。
【００５２】
表２は以下の通りである。
【００５３】
【表２】
2021507993.tif 000003
【００５４】
＜表３＞
表３は、発明の鋼と参考鋼の両方の微細組織を決定するための、走査型電子顕微鏡のような異なる顕微鏡に関する標準に従って行われた試験の結果を例示する。
【００５５】
本明細書では、以下の結果を明記する。
【００５６】
【表３】
2021507993.tif 000004
【００５７】
＜表４＞
表４は、本発明の鋼及び参考鋼の両方の機械的特性を例示する。引張強さ、降伏強さ、全伸びを求めるため、ＪＩＳ  Ｚ２２４１規格に従って引張試験を行う。
【００５８】
前記規格に従って実施された種々の機械的試験の結果をまとめる。
【００５９】
【表４】
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【国際調査報告】
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