"被覆されていない、電気ガルバナイジングされた又は熱浸漬ガルバナイジングされたTRIP鋼製品の製造のために、冷間圧延工程を含む方法で使用されることを意図される鋼組成物であって、下記のものを含むことを特徴とする鋼組成物:-C:1300ppm~2600ppm-Mn:10000ppm~22000ppm-Al:8000ppm~15000ppm-Si:2000ppm~6000ppm-P:400ppm~1000ppm-S:最大120ppm-N:最大200ppm-Ti:最大1000ppm-Nb:最大1000ppm-V:最大1000ppm-B:最大10ppm残りは実質的に鉄及び付随的な不純物である。1300ppm~1900ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項1に記載の鋼組成物。1350ppm~1900ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項2に記載の鋼組成物。1400ppm~1900ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項2に記載の鋼組成物。1700ppm~2300ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項1に記載の鋼組成物。2000ppm~2600ppmの炭素を含むことを特徴とする請求項1に記載の鋼組成物。下記のものを含むことを特徴とする請求項2~6のいずれかに記載の鋼組成物:-Mn:13000ppm~22000ppm-Al:8000ppm~14000ppm-Si:2500ppm~4500ppm-P:600ppm~1000ppm-S:最大120ppm-N:最大150ppm-Ti:最大200ppm-Nb:最大100ppm-V:最大100ppm-B:最大5ppm9000~13000ppmのアルミニウムを含むことを特徴とする請求項7に記載の鋼組成物。下記工程を含むことを特徴とする冷間圧延TRIP鋼製品の製造方法:-請求項1~8のいずれかに記載の組成を有する鋼スラブを作る;-前記スラブを熱間圧延して熱間圧延された基体を形成する、但し仕上げ圧延温度はAr3温度より高い;-前記基体を500°C~680°Cのコイル温度CTに冷却する;-前記基体を前記コイル温度でコイルする;-前記基体を酸洗いして酸化物を除去する;-前記基体を冷間圧延して40の最小減少を有する厚さの減少を得る。下記工程をさらに含むことを特徴とする請求項9に記載の方法:-760°C~850°Cの温度で前記基体をソーキングする;-360°C~450°Cの範囲の温度に2°C/秒より高い冷却速度で前記基体を冷却する;-700秒より短い時間、前記温度範囲で前記基体を保持する;-1°C/秒より高い冷却速度で室温に前記基体を冷却する;-前記基体を最大1.5のスキンパス減少に供する。電気亜鉛被覆工程をさらに含むことを特徴とする請求項10に記載の方法。下記工程をさらに含むことを特徴とする請求項9に記載の方法:-760°C~850°Cの温度で前記基体をソーキングする;-Zn浴の温度に2°C/秒より高い冷却速度で前記基体を冷却する;-200秒より短い時間、490°C~460°Cの温度範囲で前記基体を保持する;-前記Zn浴に前記基体を熱浸漬ガルバナイジングする;-2°C/秒より高い冷却速度で室温に前記基体を冷却する。前記基体を最大1.5のスキンパス減少に供する工程をさらに含むことを特徴とする請求項12に記載の方法。30~75のフェライト、10~40のベイナイト、0~20の保持されたオーステナイト、及び所望により0~10のマルテンサイトを含むミクロ組織を有することを特徴とする請求項8~11のいずれかに記載の方法に従って製造された鋼製品。1300ppm~1900ppmの炭素を含む請求項10~13のいずれかに記載の方法に従って製造された鋼製品であって、320MPa~480MPaの降伏強度、590MPa以上の引張強度、26より高い伸びA80、及び0.2より高い、10と均一な伸びの間で計算された歪硬化係数を有することを特徴とする鋼製品。1700~2300ppmの炭素を含む請求項10~13のいずれかに記載の方法に従って製造された鋼製品であって、350MPa~510MPaの降伏強度、700MPa以上の引張強度、24より高い伸びA80、及び0.19より高い、10と均一な伸びの間で計算される歪硬化係数を有することを特徴とする鋼製品。2000~2600ppmの炭素を含む請求項10~13のいずれかに記載の方法に従って製造された鋼製品であって、400MPa~600MPaの降伏強度、780MPa以上の引張強度、22より高い伸びA80、及び0.18より高い、10と均一な伸びの間で計算される歪硬化係数を有することを特徴とする鋼製品。2000~2600ppmの炭素を含む請求項10~13のいずれかに記載の方法に従って製造された鋼製品であって、450MPa~700MPaの降伏強度、980MPa以上の引張強度、18より高い伸びA80、及び0.14より高い、10と均一な伸びの間で計算される歪硬化係数を有することを特徴とする鋼製品。縦及び横方向の両方で40MPaより高いベーク硬化BH2を有することを特徴とする請求項14~18のいずれかに記載の鋼製品。本発明の目的は容易にガルバナイジングをすることができる冷間圧延によって製造された鋼製品の製造のための高強度、低Si、高Al、P合金TRIP鋼組成物を提供することである。さらに本発明の目的はかかる製品の製造方法を提案すること、及び最終製品自体を提案することであり、前記組成物、前記方法及び前記製品は従来技術の問題を被らないものである。本発明は被覆されていない、電気ガルバナイジングされた又は熱浸漬ガルバナイジングされた材料として使用されることを意図される冷間圧延Al-Si、P合金TRIP鋼組成物に関する。前記組成物は下記のものを含むことを特徴とする。-C:1300ppm~2600ppm-Mn:10000ppm~22000ppm-Al:8000ppm~15000ppm-Si:2000ppm~6000ppm-P:400ppm~1000ppm-S:最大120ppm-N:最大200ppm-Ti:最大1000ppm-Nb:最大1000ppm-V:最大1000ppm-B:最大10ppm残りは実質的に鉄及び付随的な不純物である。この組成物の新規性及び進歩性は元素P,Si,Al及びCの特定の組み合わせにある。特に、最大Si及びAl含有量を制限しながら従来技術のレベルを越えてPを加えることは、良好な溶接性と組み合わせて、特定の強度レベルを達成するためにC含有量を減少することを可能にする。三つの特別な例は同じ化学組成に関するが、下記のことを目的とする強度レベルに関する炭素についての三つの異なる範囲を有する:-UTS極限引張強度≧590MPa:1300ppm~1900ppmの炭素。二つの特別な例はそれぞれ1350ppm~1900ppm及び1400ppm~1900ppmの炭素含有量を特徴とする。-UTS≧690MPa:1700ppm~2300ppmの炭素。-UTS≧780MPa:2000ppm~2600ppmの炭素。同様に三つの特別な例は目的とする強度レベルに関する炭素含有量について同じ範囲に関するが、下記の特別な化学組成をさらに有する:-Mn:13000ppm~22000ppm-Al:8000ppm~14000ppm-Si:2500ppm~4500ppm-P:600ppm~1000ppm-S:最大120ppm-N:最大150ppm-Ti:最大200ppm-Nb:最大100ppm-V:最大100ppm-B:最大5ppm残りは実質的に鉄であり、付随的な不純物である。同様に三つのさらに特別な例は目的とする強度レベルに関する炭素含有量について同じ範囲に関するが、アルミニウムについて9000-13000ppmの特定の範囲をさらに有する。他の合金元素の範囲は段落[0017]と同じに維持される。本発明はまた、下記工程を含む、冷間圧延TRIP鋼製品の製造方法に関する:-本発明による組成を有する鋼スラブを作る;-前記スラブを熱間圧延して熱間圧延された基体を形成する、但し仕上げ圧延温度はAr3温度より高い;-前記基体を500°C~680°Cのコイル温度CTに冷却する;-前記基体を前記コイル温度でコイルする;-前記基体を酸洗いして酸化物を除去する;-前記基体を冷間圧延して40の最大減少を有する厚さの減少を得る。第一例によれば、本発明の方法は下記工程をさらに含む:-760°C~850°Cの温度で前記基体をソーキングする;-360°C~450°Cの範囲の温度に2°C/秒より高い冷却速度で前記基体を冷却する;-700秒より短い時間、前記温度範囲で前記基体を保持する;-1°C/秒より高い冷却速度で室温に前記基体を冷却する;-前記基体を最大1.5のスキンパス減少に供する。第二例によれば、本発明の方法は電気亜鉛被覆工程をさらに含む。第三例によれば、本発明の方法は冷間圧延工程後に下記工程をさらに含む:-760°C~850°Cの温度で前記基体をソーキングする;-Zn浴の温度に2°C/秒より高い冷却速度で前記基体を冷却する;-200秒より短い時間、490°C~460°Cの温度範囲で前記基体を保持する;-前記Zn浴に前記基体を熱浸漬ガルバナイジングをする;-2°C/秒より高い冷却速度で室温に前記基体を冷却する。熱浸漬ガルバナイジング工程を含む方法は最大1.5のスキンパス減少に前記基体を供する工程をさらに含んでもよい。本発明はまた、30~75のフェライト、10~40のベイナイト、0~20の保持されたオーステナイト及び所望により0~10のマルテンサイトを含むミクロ組織を有する本発明の方法に従って製造された鋼製品に関する。本発明はまた、1300ppm~1900ppmの炭素含有量を有する本発明の方法に従って製造された鋼製品に関する。前記製品は320MPa~480MPaの降伏強度、590MPa以上の引張強度、26より高い伸びA80、及び0.2より高いn値これは10と均一な伸びの間で計算された歪硬化係数であるを有する。本発明はさらに、1700~2300ppmの炭素含有量を有する本発明の方法に従って製造された鋼製品に関する。前記製品は350MPa~510MPaの降伏強度、700MPa以上の引張強度、24より高い伸びA80及び0.19より高いn値10と均一な伸びの間で計算されるを有する。本発明はさらに、2000~2600ppmの炭素含有量を有する本発明の方法に従って製造された鋼製品に関する。前記製品は400MPa~600MPaの降伏強度、780MPa以上の引張強度、22より高い伸びA80及び0.18より高いn値10と均一な伸びの間で計算されるを有する。本発明はまた、2000~2600ppmの炭素含有量を有する本発明の方法に従って製造された鋼製品に関する。前記製品は450MPa~700MPaの降伏強度、980MPa以上の引張強度、18より高い伸びA80及び0.14より高いn値10と均一な伸びの間で計算されるを有する。本発明による鋼製品は縦及び横方向の両方で40MPaより高いベーク硬化bakehardeningBH2を有する。本発明によれば、鋼組成物はP合金Al-SiTRIP鋼製品の製造のために提案されている。示される最も広い化学組成の範囲の適用は正しい工程パラメータと組み合わせると、所望のTRIPミクロ組織、良好な溶接性並びに優れた機械的特性を有する製品を生じることができ、これは引張強度及び全伸びこの値はクラッシュの場合の高いエネルギー吸収能力についての特性であるの極めて高い値の製品を持つことができる。好ましい範囲はより狭い範囲の機械的特性、例えば780MPaの保証された最小引張強度、又は溶接性についてのさらに厳しい条件C範囲の最大値、次のパラグラフ参照に関する。C:1300ppm~2600ppm。第一の好ましい範囲は1300~1900ppmである。第二の好ましい範囲は1700~2300ppmである。第三の好ましい範囲は2000~2600ppmである。それらの範囲の最小炭素含有量は強度レベルを確保するために必要とされる。なぜならば炭素は焼入性のために最も重要な元素であるからである。クレームされた範囲の最大値は溶接性に関連する。機械的特性についての炭素の効果は例示組成A,E及びF及び参照組成B,C及びD表1,3~8によって示される。スポット溶接性についての炭素含有量の効果は参照組成B,C及びD表2によって示される。炭素についての特定の範囲は1350~1900ppm及び1400~1900ppmの二つの特定の例についての特徴である。これらの範囲は少なくとも600MPaの極限引張強度を確保することを目的とする。Mn:10000ppm~22000ppm、好ましくは13000~22000ppm。マンガンはオーステナイト安定化剤として作用し、従って保持されたオーステナイトのMs温度を低下する。さらにMnはパーライト形成を抑制し、また固溶体硬化によって鋼の全体の強度レベルに貢献する。過剰のMnを加えることは他方、ソーキング温度からの冷却で不十分なフェライト形成を生じ、従って保持されたオーステナイトにおいて不十分な炭素濃度を生じ、オーステナイトを不安定にする。多すぎるMnは溶接の硬度を増大し、有害な帯状ミクロ組織の形成を強めるだろう。Al:8000~15000ppm、好ましくは8000~14000ppm、最も好ましくは9000~13000ppm。アルミニウムはSiよりかなり多い程度まで加えられる。なぜならばそれはフェライト安定化剤であり、従ってソーキング中及びソーキング温度からの冷却中のフェライト形成を増強し、それによって保持されたオーステナイトを安定化する。オーステナイトはAlが過時効工程時の保持されたオーステナイトからの炭素の析出を抑制するという事実によってさらに安定化される。Siとは違って、Alはガルバナイジング性について有害な影響を持たない。しかしながら、15000ppm以上のAl含有は健康問題を生じうる適応された極めて微細な鋳造粉末の使用を要求することが知られている。さらに溶接性は溶接された領域のAl酸化物の存在によって低下しうる。しかしながら、最小のAl含有は、材料が異なる長さのレベリング領域を有する異なる熱浸漬ガルバナイジングライン上で処理されることを可能とし、かつ高い工程頑強性を確保することを要求される。Si:2000ppm~6000ppm、好ましくは2500~4500ppm。ケイ素はわずかな差はあるがAlと本質的に同じ機能を有する。即ち、Siはフェライト安定化剤であり、過時効工程時の炭化物析出を防止し、それによって室温で保持されたオーステナイトを安定化する。これに加えて、Siはまた、固溶体硬化によって鋼の全体の強度レベルに貢献する。しかしながら、最大Si含有量は制限される。なぜならばSiは酸洗い後に不規則性及び極めて大きい粗さを有する表面を作るSi酸化物の存在のため表面品質に関する問題を起こすことが良く知られている。さらに、腐食保護に照らして、高Si含有基体の熱浸漬ガルバナイジングは一般に、自動車用途のために不十分な表面外観に導き、さらに表面上の裸スポットの存在について高い危険を有する。P:400ppm~1000ppm、好ましくは600~1000ppm。燐は主に同じ引張強度レベルを維持しながら改良された溶接性を得るために炭素含有量を減少可能にするために加えられる。さらに、PはSiと組み合わせて過時効工程時の炭化物析出を抑制することによって保持されたオーステナイト安定性を増強することが知られている。この点に関して400ppm以下のPの添加はC含有量の十分に大きな減少を可能としない。1000ppmより多いPを添加するとき、偏析欠陥についての危険が増大し、溶接性は再び低下される。S:最大120ppm。S含有量は極めて高い含有レベルが二次成形適性を低下しうるので制限されなければならない。N:最大200ppm、好ましくは最大150ppm。そうでなでれば極めて多すぎるAlN及び/又はTiN析出物が形成され、それは二次成形適性に対して有害である。Ti:最大1000ppm、好ましくは980MPa以下の引張強度を有する本発明に従って製造された製品について200ppm以下。チタンは細粒化及び析出強化によって鋼の引張強度を増大するために加えられることができる。しかしながら、980MPa以下の引張強度に対しては、Tiを加えなくても、適切な工程パラメータを使用すれば、炭素範囲に対して目的とする機械的特性を生じ、従って分析コスト又は余分な工程の困難性例えば圧延力の増加を避けるだろう。Nb:最大1000ppm、好ましくは980MPa以下の引張強度を有する本発明に従って製造された製品について100ppm以下。ニオブは細粒化及び析出強化によって鋼の引張強度を増大するために加えられることができる。しかしながら、980MPa以下の引張強度に対しては、Nbを加えなくても、適切な工程パラメータを使用すれば、炭素範囲に対して目的とする機械的特性を生じ、従って分析コストの増加を避けるだろう。V:最大1000ppm、好ましくは980MPa以下の引張強度を有する本発明に従って製造された製品について100ppm以下。バナジウムは細粒化及び析出強化によって鋼の引張強度を増大するために加えられることができる。しかしながら、980MPa以下の引張強度に対しては、Vを加えなくても、適切な工程パラメータを使用すれば、炭素範囲に対して目的とする機械的特性を生じ、従って分析コストの増加を避けるだろう。B:最大10ppm、好ましくは最大5ppm。硼素はフェライト核生成についてのその有害な影響のため避けられる。本発明はまた、前記鋼製品を製造するための方法に関する。この方法は下記工程を含む:-上で規定したような本発明による組成を有する鋼スラブを作る;-もし必要なら、前記スラブを1000°Cより高い温度、好ましくは1200°C以上の温度に再加熱する;-スラブを熱間圧延する、但し熱間圧延の最後のスタンドstandにおける仕上げ圧延温度FTはAr3温度より高い;-冷却温度CTに、好ましくはCTに、典型的には40~50°C/秒で連続的に冷却することによって冷却する、但し段階的冷却を同様に使用してもよい;-500°C~680°C、好ましくは600°C~680°Cの冷却温度CTで前記基体の熱間圧延ミル冷却、但しこの温度範囲は冷間圧延を促進するためにできるだけ柔らかいホットバンドhotbandを作るように選択される;-酸化物を除去するために基体を酸洗いする;-厚さの減少を得るために冷間圧延する、但し冷間圧延減少は好ましくは40より多いことが好ましい。本発明の第一例によれば、これらの工程の後、次の工程を含む連続焼なましラインでの焼なまし処理が行なわれる:-フェライト及びオーステナイトからなるミクロ組織を作るために760°C~850°Cの温度範囲に前記酸洗いされた冷間圧延基体をソーキングする。もしソーキング温度が850°C以上で選択されるなら、形成されたオーステナイトの量は極めて多く、それは最終製品において不安定に保持されたオーステナイトに導くだろう。低下したオーステナイト安定性のため、それの実質的な部分はまた、室温への最終冷却時にマルテンサイトへ変態することができ、それは伸び特性を劣化する。もし他方、ソーキング温度が極めて低く選択されるなら、ソーキング時に不十分なオーステナイトが形成されるだろう。これは保持されたオーステナイトの過剰な安定に導き、それは再び機械的特性を低下する。-前記基体を2°C/秒より高い冷却速度で360°C~450°Cの範囲の保持温度に冷却する。前記温度範囲での保持時間は700秒未満である。保持温度が360°C以下で選択されるとき、保持されたオーステナイトの実質的な部分はマルテンサイトに変態し、最終製品のDP様挙動増大する歪の関数として減少する高い初期n値に導くだろう。450°C以上の保持温度は他方、炭素析出によって保持されたオーステナイトの分解に導くだろう。これは再び伸び特性を低下するだろう。-1°C/秒より高い冷却速度で150°C以下の温度への前記基体の最終冷却。-最後に前記基体は好ましくは0.3~1.5の範囲であるスキンパス減少に供されることができる。第二の好ましい例は上述と同じ処理工程を含むが、さらに電気亜鉛被覆工程を含む。本発明の第三例によれば、冷間圧延工程後、下記工程を含む連続熱浸漬ガルバナイジングラインの焼なまし処理が行なわれる:-フェライト及びオーステナイトからなるミクロ組織を作るために760°C~850°Cの温度範囲に前記酸洗いされた冷間圧延基体をソーキングする。もしソーキング温度が850°C以上で選択されるなら、形成されたオーステナイトの量は極めて多く、それは最終製品において不安定に保持されたオーステナイトに導くだろう。低下したオーステナイト安定性のため、それの実質的な部分はまた、室温への最終冷却時にマルテンサイトへ変態することができ、それは伸び特性を劣化する。もし他方、ソーキング温度が極めて低く選択されるなら、ソーキング時に不十分なオーステナイトが形成されるだろう。これは保持されたオーステナイトの過剰な安定に導き、それは再び機械的特性を低下する。-2°C/秒より高い冷却速度でZn浴の温度に前記基体を冷却する。-200秒未満の間、好ましくは5秒~80秒の間、490°C~460°Cの温度範囲で前記基体を保持する。-前記Zn浴で前記基体を熱浸漬ガルバナイジングする。-2°C/秒より高い冷却速度で室温へ最終冷却する。-最後に前記基体は好ましくは0.3~1.5の範囲であるスキンパス減少に供されることができる。冷間圧延後の本発明の鋼基体の厚さは十分に高いレベルで冷間圧延を行なうために冷間圧延ミルの能力及び初期熱間圧延シート厚さによって1mmより低くすることができる。従って、0.3~2.5mmの厚さが実行可能である。生じた冷間圧延製品は30~75のフェライト、10~40のベイナイト、0~20の保持されたオーステナイト、及び所望により室温で存在するマルテンサイトの量0~10を有する多相組織を持つ。しかしながら、室温でのマルテンサイトの量はTRIP鋼についての特性である機械的特性及びn値挙動一定又は歪とともに増加を維持するために制限されるべきである。工程パラメータの関数としての特定の機械的特性は実施例に与えられる。冷間圧延非調質圧延製品は全ての場合において降伏点伸びを示し、それはTRIP鋼に対して典型的であり、ミクロ組織にマルテンサイトが全く存在しないか又は極めて少量しか存在しないことを示す。この降伏点伸びは最終製品を調質圧延することによって抑制されることができる。少ない調質圧延減少は降伏点伸びの発生を避けるために十分であり、1.5以上の調質圧延減少は極めて大きい降伏強度増加を防止するために避けられるべきである。最終冷間圧延製品は増大する歪とともに増大するか又は一定のn値を示すことがさらに好ましい。この挙動は保持されたオーステナイトが引張試験を行っている際に徐々にマルテンサイトへ変態され、それによってくびれの発生を遅らせ、引張強度と全伸びの優れた組み合わせに導くことを意味する。本発明に従って製造されたTRIP鋼製品の頑健性は好ましくは8000~14000ppm、最も好ましくは9000~13000ppmの範囲のAl範囲で特定された最小Al含有量によって確保される。少ないAlを加えることは保持されたオーステナイトを不安定にする。これは炭素析出によるオーステナイト分解によって機械的特性の低下の危険を増加し、他方不安定に保持されたオーステナイトは歪形成時にマルテンサイトに容易に変形し、材料の二次成形適性を制限するだろう。少ないAlを加えることはまた、ベイナイト変態動力学を妨げるだろう。結果として機械的特性は実際のラインレイアウト短い又は長い過時効区域での過時効温度及びラインスピードの如き工程条件に対してより多く依存するだろう。好ましい範囲でAl含有量を使用することはかかるライン依存性及び頑健性の損失を回避する。得られた冷間圧延製品の溶接性に関して、燐の追加は同じ引張強度レベルのP不含Al-SiTRIP鋼と比較して炭素含有量を減少することができる。調査された炭素範囲では、溶接性は炭素含有量を低下することによって改良されるので、P添加によるかかる炭素含有量の減少は本発明の主要な利点として考えることができる。従来の文献に記載された組成に関して上述された様々な欠点は本発明の組成が適用されるときには遭遇しない:-Siは熱浸漬ガルバナイジング性を確保するために制限される。本発明の熱浸漬ガルバナイジングされた冷間圧延鋼の表面外観は自動車の未露出用途のために十分であるが、高Si含有量を有する基体は一般に自動車用途のために不十分な表面外観に導き、さらに表面上の裸スポットの存在についてずっと高い危険を有する。-Siはクラック形成を防止するためにスラブをホットチャージhotchargingする必要性を避けるためにさらに制限される。-熱間圧延基体の表面上の赤スケールの存在はまた、Si含有量を制限することによって避けられる。-熱浸漬ガルバナイジングと適合するSiの少量が目標とする引張強度レベルをより容易に達成するために加えられる。Si不含AlTRIP鋼と比較して、これは低いC含有量又は低いAl含有量を使用することを可能にする。-最大Al含有量は健康問題を生じうる適応された極めて微細な鋳造粉末の使用を避けるために制限される。さらに高Al含有量>1.5の場合には溶接性は溶接された領域におけるAl酸化物の存在のために低下することができるだろう。しかしながら、最小のAl含有量は高い工程頑健性及び連続焼なまし又は熱浸漬ガルバナイジングラインのラインスピード、過時効温度及びレイアウトの変化に対する少ない感受性を確保する。-所定の引張強度レベルに対して、C含有量はPの添加によって及びミクロ合金の必要性なしで溶接性を改良するために他のAl-SiTRIP鋼と比較して制限される。-本発明の鋼製品にはNi,Cu又はCrは加えられない。これはスクラップリサイクルでのロジスティック問題を避け、分析のコストを減らす。1.実施例組成表1は本発明によるP合金Al-SiTRIP鋼製品の実験室鋳造の組成符号A,E及びF、及びクレームされた範囲より高いC含有量を有するか及び/または意図的に加えられた燐を有しない参照組成符号B,C及びDの例を示す。実験室熱サイクルシミュレーション及び引張試験はこれらの例の組成の試験標本の機械的特性を得るために行なわれた。以下においては全ての述べられた引張試験の機械的特性は標準規格EN10002-1に従って測定されることが注意されるべきである。1.1冷間圧延及び連続焼なまし製品処理工程は下記の通りである:-鋳造-1250°Cで1時間再加熱する、-オーステナイト領域において3.5mmの最終厚さに熱間圧延する、-600°Cのコイル温度に水冷する、-1mmの最終厚さに冷間圧延する。前の処理工程後、圧延方向に平行な80mmゲージ長さを有する引張標本をシートから機械加工した。これらの標本を二工程熱サイクル後に二つの塩浴で熱処理した。所定時間IAt、臨界的領域IATにおいて焼なまし後、試料は低温で塩浴で急冷され、所定時間BHt、恒温で保持されたBHT。機械的特性は表3に掲載され、TRIP700グレードに対する仕様が確認される。調質圧延は適用されなかった。表3に述べられた機械的特性本発明組成Aを表5に述べられたもの特に参照組成Cと比較するとき、本発明の鋼におけるPの添加が引張強度レベルを維持しながら炭素含有量を500ppm減らすことができることが明らかになる。このC減少は溶接性をかなり改良するだろう表2の0.25Cと0.20Cの差を参照。表7は組成E及びFの鋼標本へ幾つかの連続焼なましシミュレーションを適用した後に得られた機械的特性を含有する。表5及び7のデータ特にBと比較したEを見ると、引張強度は600ppm以上の炭素を有しかつ意図的に添加された燐を有しない参照組成と比較して本発明の組成の方がずっと高いことが明らかである。1.2冷間圧延及び熱浸漬ガルバナイジングされた製品処理工程は下記の通りである:-鋳造-1250°Cで1時間再加熱する、-オーステナイト領域において3.5mmの最終厚さに熱間圧延する、-600°Cのコイル温度に水冷する、-1mmの最終厚さに冷間圧延する。前の処理工程後、圧延方向に平行な80mmゲージ長さを有する引張標本をシートから機械加工した。これらの標本を二工程熱サイクル後に二つの塩浴で熱処理した。臨界的領域において焼なまし後、試料は低温で塩浴で急冷され、恒温で保持された。温度及び保持時間は熱浸漬工程を含む処理工程を綿密にシミュレートするように適応された。機械的特性は表4に掲載され、本発明は極めて頑健な熱浸漬ガルバナイジングされたTRIP700製品に導くことを明らかに示す:広い範囲の工程パラメータIAT,IAt,BHT,BHtは全て匹敵しうる機械的特性を有する製品を生じる。調質圧延は適用されなかった。表4に述べられた機械的特性本発明組成Aを表6に述べられたもの特に参照組成Cと比較するとき、本発明の鋼におけるPの添加が引張強度レベルを維持しながら炭素含有量を500ppm減らすことができることが明らかになる。このC減少は溶接性をかなり改良するだろう表2参照。表8は組成E及びFの鋼標本へ幾つかの熱浸漬ガルバナイジングシミュレーションを適用した後に得られた機械的特性を含有する。表6及び8のデータ特にBと比較したEを見ると、引張強度は600ppm以上の炭素を有しかつ意図的に添加された燐を有しない参照組成と比較して本発明の組成の方がずっと高いことが明らかである。表1:Al-SiTRIP鋼の組成ppm組成A,E,Fは本発明による組成であり、組成B,C及びDは参照組成である。表2:AFNOR-A87001に従ったスポット溶接上の十字引張試験cross-tensiletestにおいて測定された最大力の平均表3:本発明による冷間圧延及び連続焼なましされたP合金Al-SiTRIP鋼、組成Aの機械的特性調質圧延は適用されなかった。厚さ1mm。表4:本発明による冷間圧延及び熱浸漬ガルバナイジングされたP合金Al-SiTRIP鋼、組成Aの機械的特性調質圧延は適用されなかった。厚さ1mmBH=ベイナイト保持=亜鉛浴の通過前の保持。表5:冷間圧延及び連続焼なましされた参照Al-SiTRIP鋼RD:圧延方向;TD:横断方向表6:熱浸漬ガルバナイジングされた参照Al-SiTRIP鋼の機械的特性RD:圧延方向;TD:横断方向表7:本発明による冷間圧延及び連続焼なましされたP合金Al-SiTRIP鋼、組成E及びFの機械的特性調質圧延は適用されなかった。厚さ1mm。表8:本発明による冷間圧延及び熱浸漬ガルバナイジングされたP合金Al-SiTRIP鋼、組成E及びFの機械的特性調質圧延は適用されなかった。厚さ1mmBH=ベイナイト保持=亜鉛浴の通過前の保持。"