JP6599868B2 - 高強度鋼および製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、成形により部品を製造するための、特に自動車産業において自動車両の構造要素を製造するための、非常に高い引張強度および変形能を有する冷間圧延焼鈍鋼板ならびにかかる鋼板の製造に関する。

成形操作時に非常に好ましい降伏比を示す鋼が開発されてきた。

それらの鋼の強化能力は非常に高く、衝突時の優れた変形分布を可能にし、成形後の部品の降伏強度を大幅に高めることができる。従って、従来の鋼を用いた部品と同程度に複雑であり、より優れた機械的性質を有する部品の製造が可能であり、厚さを低減して同一の機能仕様を維持することが可能となっている。このように、これらの鋼は、車両の軽量化および安全性に関する要求に効果的に対応する。

特に、フェライトマトリックス内にマルテンサイト組織、場合によってベイナイト組織を含む鋼は、高強度と高い変形可能性とを併せ持つため、大規模に開発されてきた。

軽量化およびエネルギー消費量削減という近年の要求は、極めて高い強度、すなわち１１８０ＭＰａ超の高い引張強度ＴＳを有する鋼に対する需要の増加をもたらしている。

これらの鋼は、このレベルの強度の他に、良好な延性、良好な溶接性、および良好な被覆性、特に硬化による連続亜鉛めっきへの良好な適合性を有していなければならない。

これらの鋼はまた、良好な成形性に加えて、高い降伏強度および破断点伸びをも有していなければならない。

実際に、ある種の自動車部品は、異なる変形モードを組み合わせた成形操作を通じて製造される。鋼が有するある種のミクロ組織の特徴は、１つの変形モードには好適であるが、別のモードに関しては望ましくないことが判明する場合がある。部品の特定部分は、高い引張強度、ならびに／または良好な曲げ性および／もしくは良好なカットエッジ成形性を有していなければならない。

このカットエッジ成形性は、穴広げ率（記号Ａｃ％）を求めることにより評価される。この穴広げ率は、冷圧時の拡張に対する鋼の適合性を示す尺度となり、従って、当該変形モードにおける鋼の成形性の評価を可能にする。

穴広げ率は以下のように評価され得る。鋼板を打ち抜いて穴を開けた後、円錐状工具を用いて当該穴の縁を拡張する。この操作では、拡張時に穴の縁付近に初期損傷を観察することができる。この損傷は第二相粒子または鋼中の異なるミクロ組織構成要素間の界面に発生する。

ＩＳＯ１６６３０：２００９規格に記載された穴広げ方法は、加圧前の穴の初期直径Ｄｉを測定する工程、次いで、加圧後の穴の最終直径Ｄｆを測定する工程からなり、最終直径Ｄｆは、鋼板の厚さ全体にまたがる割れが穴の縁に観察されたときに定量される。次に、下記の式：

を用いて、適合性に関して穴広げ率Ａｃ％を求める。

従って、Ａｃ％により、打ち抜かれた開口部における加圧に耐える鋼板の適合性を定量化できる。この方法によれば、初期直径は１０ｍｍである。

ＵＳ２０１２／０３１２４３３Ａ１およびＵＳ２０１２／１３２３２７Ａ１によれば、鋼は１１８０ＭＰａより高い引張強度ＴＳを有することが知られている。しかしながら、この引張強度は、成形性および溶接性を犠牲にして得られたものである。

更に、ＵＳ２０１３／０２０９８３３Ａ１、ＵＳ２０１１／００４８５８９Ａ１、ＵＳ２０１１／０１６８３０００Ａ１、およびＷＯ２０１３／１４４３７６Ａ１によれば、鋼は１０００ＭＰａを超え得る高い引張強度を有するが、同時に十分な成形性および溶接性を有することはないことが知られている。

米国特許出願公開第２０１２／０３１２４３３号明細書 米国特許出願公開第２０１２／０１３２３２７号明細書 米国特許出願公開第２０１３／０２０９８３３号明細書 米国特許出願公開第２０１１／００４８５８９号明細書 米国特許出願公開第２０１１／０１６８３００号明細書 国際公開第２０１３／１４４３７６号

これらの条件下で、本発明の１つの目的は、特に１１８０から１３２０ＭＰａの範囲の高い引張強度と共に、特に８００から９７０ＭＰａ（鋼板に対するスキンパス操作前に定量された値）の範囲の高い降伏強度を有し、特に３０％以上の穴広げ率Ａｃ％という良好な成形性、厚さ０．７ｍｍから１．５ｍｍの範囲の鋼板における５５°以上の曲げ角度、および５％超の破断点伸びを有する鋼板を提供することからなる。

上記目的のために、本発明は、冷間圧延焼鈍鋼板であって、含有率を重量％で表して：
０．１０≦Ｃ≦０．１３％
２．４≦Ｍｎ≦２．８％
０．３０≦Ｓｉ≦０．５５％
０．３０≦Ｃｒ≦０．５６％
０．０２０≦Ｔｉ≦０．０５０％
０．００２０≦Ｂ≦０．００４０％
０．００５≦Ａｌ≦０．０５０％
Ｍｏ≦０．０１０％
Ｎｂ≦０．０４０％
０．００２≦Ｎ≦０．００８％
Ｓ≦０．００５％
Ｐ≦０．０２０％
を含む化学組成を有し、残部が鉄および製錬に由来する不可避的不純物からなり、鋼板が表面存在比率においてマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトからなるミクロ組織を有し、前記マルテンサイトがフレッシュマルテンサイトおよび／または自己焼戻しマルテンサイトを含み、表面存在比率の合計は、マルテンサイトおよび下部ベイナイトが６０から９５％の範囲、低炭化物含有ベイナイトが４から３５％の範囲、フェライトが０から５％の範囲、およびアイランド形態の残留オーステナイトが５％未満である、鋼板に関する。

いくつかの実施形態において、本発明による鋼板は、下記の特徴の１つ以上を更に含む。

・前記ミクロ組織が、表面存在比率で４％から２０％、好ましくは４％から１５％のフレッシュマルテンサイトを含む。

・前記ミクロ組織が、表面存在比率で４０から９５％の自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトを含む。

・前記自己焼戻しマルテンサイトおよび前記下部ベイナイトが、マルテンサイトおよびベイナイトラスの＜１１１＞方位に配向した針状炭化物を含有する。

・前記低炭化物含有ベイナイトが、１００μｍ^２の表面単位当り１００個未満の炭化物を含有する。

・前記ミクロ組織が、表面存在比率で４から５％のフェライトを含む。

・残留オーステナイトアイランドの最小寸法が５０ｎｍ未満である。

・焼鈍によって生じた粒径１μｍ未満の旧オーステナイト結晶粒の分率が、前記旧オーステナイト結晶粒の総数の１０％未満となる。

・前記鋼板が、１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの範囲の引張強度、および４０％以上の穴広げ率Ａｃ％を有する。

・前記鋼板が０．７ｍｍから１．５ｍｍの範囲の厚さを有し、前記鋼板が５５°以上の曲げ角度を有する。

・化学組成が、含有率を重量％で表して：
２．５≦Ｍｎ≦２．８％
を含む。

・化学組成が、含有率を重量％で表して：
０．３０≦Ｓｉ≦０．５％
を含む。

・化学組成が、含有率を重量％で表して：
０．００５≦Ａｌ≦０．０３０％
を含む。

・前記鋼板が、溶融めっきを通じて得られた亜鉛または亜鉛合金めっきを含む。

・前記亜鉛または亜鉛合金めっきが合金化溶融亜鉛めっきであり、前記亜鉛または亜鉛合金めっきが７から１２％の範囲の鉄を含む。

・前記鋼板が、真空蒸着を通じて得られた亜鉛または亜鉛合金めっきを含む。

本発明はまた、下記の順次的工程：
・含有率を重量％で表して：
０．１０≦Ｃ≦０．１３％
２．４≦Ｍｎ≦２．８％
０．３０≦Ｓｉ≦０．５５％
０．３０≦Ｃｒ≦０．５６％
０．０２０≦Ｔｉ≦０．０５０％
０．００２０≦Ｂ≦０．００４０％
０．００５≦Ａｌ≦０．０５０％
Ｍｏ≦０．０１０％
Ｎｂ≦０．０４０％
０．００２≦Ｎ≦０．００８％
Ｓ≦０．００５％
Ｐ≦０．０２０％
を含む化学組成を有し、残部が鉄および製錬に由来する不可避的不純物からなる鋼半製品を準備する工程、次いで
・前記鋼半製品を１２５０℃以上の温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}まで加熱する工程、次いで
・前記鋼半製品を熱間圧延し、最終圧延温度が冷却時のオーステナイト変態開始温度Ａｒ３より高い温度となり、熱間圧延鋼板を得る工程、次いで
・フェライトおよびパーライトの形成を回避するのに十分な速度にて前記熱間圧延鋼板を冷却する工程、次いで
・前記熱間圧延鋼板を５８０℃未満の温度にてコイル状に巻き取る工程、次いで
・前記熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る工程、次いで
・前記冷間圧延鋼板を、１から２０℃／秒の範囲の加熱速度Ｖ_Ｒにて、６００℃からＡｃ１、すなわち加熱時のオーステナイト変態開始温度まで、再加熱する工程、次いで
・前記冷間圧延鋼板を、Ａｃ３’＝Ｍｉｎ｛Ａｃ３＋１２００／Ｄｍ；１０００℃｝（式中、Ａｃ３およびＡｃ３’は摂氏で表され、Ｄｍは秒で表され、Ａｃ３は当該温度Ａｃ３における保持時間から独立して求められる加熱時のオーステナイト変態終了温度を表す。）として、Ａｃ３’−１０℃からＡｃ３’＋３０℃の範囲の温度Ｔｍまで再加熱し、前記冷間圧延鋼板を５０から１５０秒の範囲の時間Ｄｍにわたり前記温度Ｔｍにて保持する工程、次いで
・鋼板を１０から１５０℃／秒の範囲の速度にて４６０℃から４９０℃の範囲の温度Ｔｅまで冷却する工程、次いで
・前記鋼板を５から１５０秒の範囲の時間にわたり温度Ｔｅにて保持する工程、次いで
・鋼板を、４５０℃から４８０℃の範囲の温度ＴＺｎにて、亜鉛または亜鉛合金槽に連続浸漬することにより、めっきする工程であって、前記温度ＴｅおよびＴＺｎは０≦（Ｔｅ−ＴＺｎ）≦１０℃である、工程、次いで
・場合によって、めっきした鋼板を１０秒から４０秒の範囲の時間ｔ_Ｇにわたり４９０℃から５５０°の範囲の温度まで加熱する工程
を含む、本発明による冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法に関する。

本発明はまた、下記の順次的工程：
・含有率を重量％で表して：
０．１０≦Ｃ≦０．１３％
２．４≦Ｍｎ≦２．８％
０．３０≦Ｓｉ≦０．５５％
０．３０≦Ｃｒ≦０．５６％
０．０２０≦Ｔｉ≦０．０５０％
０．００２０≦Ｂ≦０．００４０％
０．００５≦Ａｌ≦０．０５０％
Ｍｏ≦０．０１０％
Ｎｂ≦０．０４０％
０．００２≦Ｎ≦０．００８％
Ｓ≦０．００５％
Ｐ≦０．０２０％
を含む化学組成を有し、残部が鉄および製錬に由来する不可避的不純物からなる鋼半製品を準備する工程、次いで
・前記鋼半製品を１２５０℃以上の温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}まで加熱する工程、次いで
・前記鋼半製品を熱間圧延し、最終圧延温度がＡｒ３より高い温度となり、熱間圧延鋼板を得る工程、次いで
・前記熱間圧延鋼板を、フェライトおよびパーライトの形成を回避するのに十分な速度にて冷却する工程、次いで
・前記熱間圧延鋼板を５８０℃未満の温度にてコイル状に巻き取る工程、次いで
・前記熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る工程、次いで
・前記冷間圧延鋼板を、１から２０℃／秒の範囲の加熱速度Ｖ_Ｒにて、６００℃からＡｃ１、すなわち加熱時のオーステナイト変態開始温度まで、再加熱する工程、次いで
・前記冷間圧延鋼板を、Ａｃ３’＝Ｍｉｎ｛Ａｃ３＋１２００／Ｄｍ；１０００℃｝（式中、Ａｃ３およびＡｃ３’は摂氏で表され、Ｄｍは秒で表され、Ａｃ３は当該温度Ａｃ３における保持時間から独立して求められる加熱時のオーステナイト変態終了温度を表す。）として、Ａｃ３−１０℃からＡｃ３＋３０℃の範囲の温度Ｔｍまで再加熱し、前記冷間圧延鋼板を５０から１５０秒の範囲の時間Ｄｍにわたり温度Ｔｍにて保持する工程、次いで
・鋼板を１０から１００℃／秒の範囲の速度で４６０℃から４９０℃の温度Ｔｅに冷却する工程、次いで
・前記鋼板を、５から１５０秒の範囲の時間にわたり温度Ｔｅにて保持する工程、次いで
・前記鋼板を周囲温度まで冷却する工程
を含む、本発明による冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法に関する。

実施形態において、後者の方法は、以下の特徴の１つ以上を更に含む。

・亜鉛または亜鉛合金めっきが、周囲温度への前記冷却工程の後に、真空蒸着により行われる。

・前記真空蒸着が物理蒸着法（ＰＶＤ）により行われる。

・前記真空蒸着が噴射蒸着法（ＪＶＤ）により行われる。

本発明の特徴および利点は、一例として提供された添付図面を参照する以下の説明から明らかとなる。

第１のタイプのエッチングにより現出した、本発明による鋼板のミクロ組織を示す。 第２のタイプのエッチングにより現出した、図１の鋼板のミクロ組織を示す。

本願全体を通じて、Ａｒ３は、冷却時のオーステナイト変態開始温度を表す。

更に、Ａｃ１は、鋼の加熱時の同素変態開始温度を示す。

更に、Ａｃ３は、それ自体公知であるＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ（登録商標）プログラムによって計算された、加熱時のオーステナイト変態終了温度を示す。この計算は、温度Ａｃ３での保持時間を含んでいない。

しかし、加熱時のオーステナイト変態終了温度は、プラトーにおける保持時間（記号Ｄｍ）に依存する。そこで、参照値Ａｃ３’が、式Ａｃ３’＝Ｍｉｎ｛Ａｃ３＋１２００／Ｄｍ；１０００℃｝（式中、Ａｃ３およびＡｃ３’は摂氏であり、Ｄｍは秒で表される。）を用いて求められ、加熱時のオーステナイト変態終了温度の補正された最小値を示すものとなる。Ｍｉｎ｛Ａｃ３＋１２００／Ｄｍ；１０００℃｝は、式中の２つの量：（Ａｃ３＋１２００／Ｄｍ）と１０００℃のうち最も小さい値を表す。従って、Ａｃ３＋１２００／Ｄｍが１０００℃以下であれば、Ａｃ３’＝Ａｃ３＋１２００／Ｄｍとなる。しかし、Ａｃ３＋１２００／Ｄｍが１０００℃より大きければ、Ａｃ３’＝１０００℃となる。従って、プラトーにおける保持時間が非常に短い場合でも、１０００℃の温度により、オーステナイト組織を得ることが可能になると考えられる。

この温度Ａｃ３’は、鋼が温度Ａｃ３’にてＤｍに等しい時間保持された場合、鋼板が完全にオーステナイト相になる温度である。

マルテンサイトは、冷却時のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓより低い温度において、オーステナイトγの拡散を伴わない変態から得られる。

マルテンサイトは、オーステナイトの各初期結晶粒内で一方向に配向した細長い微細ラスの形態をとる。用語「マルテンサイト」は、フレッシュマルテンサイトと自己焼戻しマルテンサイトの両方を含む。

自己焼戻しマルテンサイトと、フレッシュマルテンサイト（すなわち、焼戻しされておらず、自己焼戻しがないもの）は、区別される。

特に、自己焼戻しマルテンサイトは、微細ラスの形態で存在し、これらのラス内には、ラスのα格子の＜１１１＞方位に配向した針状炭化鉄が拡散している。この自己焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイト変態温度Ｍｓより下の急冷サイクルの場合に形成される。ラス内に拡散する炭化鉄は、冷却がフレッシュマルテンサイトを生成するほどには遅くない場合に、マルテンサイト変態温度Ｍｓより低い温度において、析出により形成される。これに対して、フレッシュマルテンサイトは炭化物を含まない。

ベイナイトは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓより高い温度にて、冷却時にオーステナイト領域から形成され、フェライトラスおよびセメンタイト粒子の凝集体の形態をとる。ベイナイトの形成は短距離拡散を含む。

下部ベイナイトと低炭化物含有ベイナイトは区別される。

下部ベイナイトは、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓの真上の温度域において、冷却時に形成される。下部ベイナイトは、微細ラスの形態をとり、それらのラス内には炭化物が拡散している。

更に、低炭化物含有ベイナイトとは、１００μｍ^２の表面単位当り１００個未満の炭化物を含有するベイナイトを指す。低炭化物含有ベイナイトは、５５０℃から４５０℃への冷却時に形成される。

低炭化物含有ベイナイトとは異なり、下部ベイナイトは常に、１００μｍ^２の表面単位当り１００個を超える炭化物を含有する。

鋼の化学組成において、炭素はミクロ組織を形成し機械的性質を決定する役割を果たす。

炭素の重量含有率は０．１０％から０．１３％の範囲となる。この炭素含有率の範囲は、１１８０ＭＰａ超の引張強度、５％超の破断点伸び、および３０％超または４０％超の十分な穴広げ率Ａｃ％を同時に得ることを可能にする。特に０．１０％未満の炭素含有率では、十分な引張強度は得られない。より高い炭素含有量、すなわち０．１３％超の炭素含有量では、溶接性が低下する傾向がある。更に、温度Ｍｓが降下し、フレッシュマルテンサイト、すなわち焼戻しされておらず自己焼戻しがないマルテンサイトのミクロ組織内での分率が上昇し、従って穴広げ率が悪化する傾向がある。

マンガンの重量含有率は、２．４％から２．８％の範囲、好ましくは２．５％から２．８％の範囲となる。マンガンはγ生成元素であり、温度Ａｃ３を低下させ、マルテンサイト形成開始温度Ｍｓを低下させる。鋼中の低い炭素含有率は、８５０℃超の高い温度Ａｃ３をもたらし得る。２．４％超のマンガン含有率は、温度Ａｃ３の値を減少させることにより、８４０℃から８５０℃にて少なくとも５０秒間保持した後に、鋼の完全オーステナイト化を行うことを可能にする。マンガンはまた、自己焼戻しマルテンサイトの形成を可能にし、従って４０％以上の穴広げ率Ａｃ％を得ることに寄与する。マンガン含有率は、帯組織の形成を制限するために、２．８％に制限される。

ケイ素は固溶体の硬化に関与する元素であり、鋼中におけるケイ素の重量含有率は、０．３０％から０．５５％の範囲、好ましくは０．３０％から０．５％の範囲となる。少なくとも０．３０％の含有率により、フェライトおよび／またはベイナイトの十分な硬化が得られる。ケイ素の重量含有率は、上部ベイナイトの形成を制限しながら４０％以上の穴広げ率Ａｃ％を確保するために、０．５５％に制限される。更に、ケイ素含有率の上昇は、鋼板表面に付着する酸化物の形成に有利に作用することにより、鋼の被覆性を悪化させることがある。

更に、ケイ素は溶接性を低下させる。溶接性は、特に炭素当量Ｃｅｑを用いて評定することができ、例えば、Ｎｉｓｈｉ，Ｔらにより「Ｅｖａｌｕａｔｉｏｎ ｏｆ ｈｉｇｈ−ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｓｔｅｅｌｓ ｆｏｒ ａｕｔｏｍｏｂｉｌｅ ｕｓｅ」、Ｎｉｐｐｏｎ Ｓｔｅｅｌ ｔｅｃｈｎｉｃａｌ ｒｅｐｏｒｔ、Ｎｏ．２０、３７−４４頁、１９８２年において発表され、元素の含有率が重量％で表された下記の式：
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｐ＋Ｓ×２
を用いて計算される。

０．５５％未満のケイ素含有率は、非常に良好な溶接性、特にＮｉｓｈｉの式を用いて計算された０．３０％以下の炭素当量、および良好な被覆性の両方を確保することに特に寄与する。

ケイ素はまた、α生成元素であるため、温度Ａｃ３を上昇させ、低炭化物含有ベイナイトの形成に有利に作用することに寄与する。従って、０．５５％未満のシリコン含有率は、過剰量の低炭化物含有ベイナイトの形成を回避することに寄与する。

鋼板の組成は、鋼の焼入性を向上させ、その硬度およびその引張強度を向上させるために、０．３０％以上の含有率でクロムを更に含む。クロム含有率は、十分な破断点伸びを維持しコストを抑制するために、０．５６％以下でなければならない。

チタンは、鋼中に０．０２０％から０．０５０％の含有率で存在する。チタンは、０．０２０％から０．０５０％の含有率で、基本的に窒素および炭素と結合し、窒化物および／または炭窒化物の形態で析出する。０．０２０％未満では、１１８０ＭＰａの引張強度は得られない。チタンはまた、鋼の溶接性に対して好ましい影響を与える。

０．０５０％超のチタン含有率では、液体状態から析出する粗窒化チタン形成のリスクがあり、粗窒化チタン形成は延性を低下させ、穴拡張時の初期損傷をもたらす傾向がある。実際に、６μｍ超の大きさの窒化物が存在する場合、これらの大部分は、切削および加圧工程中にマトリックスとの剥離の起点となることが観察されている。チタンはまた、窒素が窒化物または炭窒化物の形態で完全に結合することを確実にすることができ、ホウ素が遊離形態で存在し焼入性において効果的な役割を果たすことを可能にする。

ホウ素の重量含有率は０．００２０％から０．００４０％となる。ホウ素は実際に、炭素の活性を制限することにより、拡散相変態（冷却時のフェライトまたはパーライト変態）を抑制し制限して、高い引張強度特性を得るために必要な硬化相（ベイナイトまたはマルテンサイト）を形成することを可能にする。ホウ素の添加は更に、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒなどの硬化元素の添加を制限し、鋼種の分析コストを削減することを可能にする。本発明によれば、効果的な焼入性を確保するための最小ホウ素含有率は０．００２０％である。０．００４０％を超えると、焼入性に対する効果は飽和し、被覆性および延性に対する悪影響が観察されるようになる。

鋼板の組成は、場合によって、含有率０．０１０％未満のモリブデンを更に含む。モリブデンは、クロムと同様に、焼入性において効果的な役割を果たす。ただし、０．０１０％超の含有率は、添加のコストを過剰に増大させる。

熱間圧延鋼板の化学組成は、場合によって、０．０４０％未満の重量含有率でニオブを含む。重量含有率０．０４０％を超えると、オーステナイトの再結晶が遅延する。次いで、組織は相当な分率の展伸粒を含有し、目的とする穴広げ率Ａｃ％を得ることはできなくなる。

更に、窒素の重量含有率は０．００２％から０．００８％の範囲となることが規定される。十分な量の窒化物および炭窒化物を形成するために、窒素含有率は０．００２％を超えていなければならない。遊離ホウ素の量を低減させる窒化ホウ素の析出を回避するために、窒素含有率は０．００８％未満でなければならない。

０．００５％から０．０５０％の範囲のアルミニウム重量含有率は、製造時の鋼の脱酸を確実に可能にする。温度Ａｃ３の上昇を回避し、冷却時のフェライト形成を回避するため、アルミニウム含有率は、０．０５０％未満、または０．０３０％未満でなければならない。

組成は、場合によって、硫黄およびリンを含む。

硫黄含有率は０．００５％未満でなければならない。硫黄含有率が０．００５％を超えると、変形性、特に穴広げ率Ａｃ％を低下させるＭｎＳなどの硫化物が過剰に生成し、延性が低下する。

リン含有率は０．０２０％未満でなければならない。実際に、リンは、特に粒界における偏析またはマンガンとの共偏析に対する適合性により、固溶体硬化を生じさせるが、スポット溶接性および熱間延性を低下させる元素である。

本発明による鋼板のミクロ組織は、表面存在比率で、６０から９５％のマルテンサイトおよび下部ベイナイト、４から３５％の低炭化物含有ベイナイト、０から５％のフェライト、および５％未満のアイランド形態の残留オーステナイトを含む。

本発明との関係においては、マルテンサイトおよび下部ベイナイトの表面存在比率の合計が考慮され、この総表面存在分率は６０から９５％の範囲となる。

前述のとおり、自己焼戻しマルテンサイトと、フレッシュマルテンサイト、すなわち焼戻しされておらず自己焼戻しがないマルテンサイトは、区別される。

一実施形態によれば、マルテンサイトは、特に自己焼戻しマルテンサイトにより形成され、自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの表面存在比率の合計は、ミクロ組織全体の少なくとも４０％であり、最大９５％である。

自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、微細ラスの形態で存在し、これらのラス中には炭化物が拡散している。

特に、自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、マルテンサイトおよびベイナイトラスのα格子の＜１１１＞方位に配向した針状炭化鉄Ｆｅ_２ＣおよびＦｅ_３Ｃを含む。

自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは鋼の使用特性に関して実質的に同じ役割を果たすため、自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの比率は、合計して示されている。更に、微細ラスの形態で存在するこれら２つの構成成分は、走査電子顕微鏡観察の際に互いに区別することができない。

自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの表面存在割合を４０％から９５％の範囲にすると、鋼の成形性、特に曲げ性およびカットエッジ成形性に有利になり得る。自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの割合を少なくとも４０％にすると、良好な曲げ角度、特に厚さ０．７ｍｍから１．５ｍｍの範囲の鋼板における少なくとも５５°の曲げ角度、および良好な穴広げ率Ａｃ％、特に４０％以上の穴広げ率を得ることができる。

ミクロ組織における自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの割合は、低炭化物含有ベイナイトの十分な割合を維持し、少なくとも５％の破断点伸びが得られるように、９５％未満であることが好ましい。

マルテンサイトは更に、表面存在比率でミクロ組織全体の４から２０％の範囲、好ましくは４から１５％の範囲のフレッシュマルテンサイトを部分的に含んでもよい。

フレッシュマルテンサイトは炭化物を含まない。

フレッシュマルテンサイトの表面存在割合は、特に鋼の脆性の悪化を回避し、良好な穴広げ率を確保するために、２０％未満でなければならず、１５％未満であることが好ましい。

特に、帯状体におけるフレッシュマルテンサイトの表面存在割合は最小化されなければならない。マルテンサイト帯とは、細長い形態を有する長いマルテンサイトアイランドを指す。特に、このような帯は、鋼板の圧延方向±１０度以内の方向に伸びた長さを有する。この細長い形態は、一方では、アイランドの最大長Ｌｍａｘと最小長Ｌｍｉｎとの比によって特性決定され、他方では、アイランドの最大サイズＬｍａｘの値によって特性決定される。特定のアイランドは、Ｌｍａｘ／Ｌｍｉｎ比が１５以上になる場合、および最大長Ｌｍａｘが３０μｍ超である場合、細長い形態を有し、従って帯を形成すると考えられる。

これらの帯の形成には、高い炭素およびマンガン含有率が有利に作用する。

帯状のフレッシュマルテンサイト表面存在割合を最小にすることにより、特にミクロ組織全体の１０％未満にすることにより、特に曲げ角度のあらゆる悪化を回避することが可能になる。

ミクロ組織は、４から３５％の低炭化物含有ベイナイト、すなわち１００μｍ^２の表面単位当り１００個未満の炭化物を含有するベイナイトを更に含む。

低炭化物含有ベイナイトは、５５０℃から４５０℃への冷却時に形成される。この形成には、炭素やマンガンなどの微量の硬化元素と共に、炭化物の析出を遅らせる傾向があるケイ素の添加が特に有利に作用する。

低炭化物含有ベイナイトは、破断点伸びを増大させることを可能にする。特に、少なくとも４％の低炭化物含有ベイナイトの表面存在比率により、少なくとも５％の破断点伸びが得られ得る。低炭化物含有ベイナイトの表面存在比率は、４０％以上の穴広げ率および１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、３５％に制限されなければならない。

ミクロ組織は、０から５％、好ましくは４から５％のフェライトを更に含む。フェライトの表面存在比率は、１１８０ＭＰａ超の強度に加えて、良好な曲げ性を確保するために、５％以下でなければならない。

ミクロ組織は、アイランド形態の残留オーステナイトを含有してもよく、特に自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトのラス間に小さなプレートを形成することがある。残留オーステナイトの表面存在比率は５％未満である。

これらの残留オーステナイトアイランドの最小寸法は５０ｎｍ未満であることが好ましい。

更に、本願発明者らはまた、冷間圧延鋼板の焼鈍中に生じるオーステナイト結晶粒のサイズ、すなわち、焼鈍保持の最後、以後の冷却の前に、高温にて存在しているオーステナイト結晶粒のサイズを制御することの重要性を明らかにした。これらのオーステナイト結晶粒は、以後の冷却時の同素変態中に他の構成成分によって置き換えられるため、「旧オーステナイト結晶粒」と称される。ただし、以下で説明するように、これらの旧オーステナイト結晶粒のサイズは、最終製品において、異なる方法を通じて示されることがある。本発明によれば、粒径１μｍ未満の旧オーステナイト結晶粒の分率は、これらの旧オーステナイト結晶粒の総数の１０％未満となる。

粒径１μｍ未満の旧オーステナイト結晶粒の分率は、例えば、エッチング速度が旧粒界における特定の局所偏析により変化する適切な試薬、例えばＢｅｃｈｅｔ−Ｂｅａｕｊａｒｄ試薬を用いて求められる。この目的のため、最終状態、すなわち本発明による製造方法の最後における鋼試料が、適切な試薬、特に、少なくとも０．５％の添加アルキルスルホン酸ナトリウムを含有するピクリン酸飽和水溶液からなる試薬を用いて、数分から１時間の範囲で、エッチングされる。

このエッチングの最後に、試料の微視的組織検査により、旧オーステナイト結晶粒の粒界を目視することが可能になり、これらの旧オーステナイト結晶粒のサイズのヒストグラムを作成し、特に粒径１μｍ未満の旧オーステナイト結晶粒の分率を求めることが可能になる。

あるいは、旧オーステナイト結晶粒のサイズは、粒界でのフェライト結晶粒成長（ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｉｃ ｇｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ）を生じさせ次いでこれを焼入れにより中断する初期冷却条件を用いて、焼鈍後の冷却時に中断焼入れを行うことにより、定量することができる。

本願発明者らは、これらの旧オーステナイト結晶粒のサイズが、焼鈍後の冷却時の相変態速度論を規定することを明らかにした。特に、１μｍ未満の小さなオーステナイト結晶粒は、温度Ｍｓの値を低下させ、従ってフレッシュマルテンサイトの形成を増大させることに寄与する。

逆に、大きなオーステナイト結晶粒の存在は、低炭化物含有ベイナイトの形成を減少させる。

従って、オーステナイト結晶粒の総数の１０％未満となる、粒径１μｍ未満の旧オーステナイト結晶粒の分率は、特に４０％以上の穴広げ率Ａｃ％、および厚さが０．７ｍｍから１．５ｍｍの範囲の鋼板における少なくとも５５°の曲げ角度を得ることに寄与する。

これらのミクロ組織の特徴は、例えば、ＥＢＳＤ（「後方散乱電子回折」）検出器と組み合わせた、倍率１２００倍超の電界効果バレル（ｆｉｅｌｄ ｅｆｆｅｃｔ ｂａｒｒｅｌ）（“ＳＥＭ−ＦＥＢ”法）を用いた走査型電子顕微鏡でミクロ組織を観察することにより同定することができる。ラスおよび結晶粒の形態は、それ自体公知であるプログラム、例えばＡｐｈｅｌｉｏｎ（登録商標）プログラムを用いた画像解析により同定される。

本発明による冷間圧延焼鈍鋼板は、めっきなしで裸のまま製造され得るが、めっきしてもよい。例えば、このようなめっきは、亜鉛または亜鉛合金、特に７から１２％の鉄を含有する合金化溶融亜鉛めっきにより形成され得る。

このような鋼板は、特に通常の方法に従う浸漬による金属めっき析出に適している。

特に、本鋼の組成および引張特性は、連続浸漬めっきを伴う亜鉛めっき法の制約および加熱サイクルに適合する。

用いられるめっき法は、目的の用途により異なる。特に、めっきは、噴射蒸着法（ＪＶＤ）などの真空蒸着法を用いた浸漬により、またはカチオン電着塗装により得ることができる。

本願発明者らは、本発明による鋼板が、スキンパス操作前の８００から９７０ＭＰａの範囲の降伏強度と共に、１１８０から１３２０ＭＰａの範囲の引張強度、少なくとも５％、特に８％超の破断点伸び、および３０％以上、特に４０％以上の穴広げ率Ａｃ％を有することを明らかにした。

特に、１３２０ＭＰａ未満の引張強度を保ちながら、８００から９７０ＭＰａの範囲の降伏強度が得られる。更に、このような鋼板は高い曲げ角度を有する。特に、鋼板が０．７ｍｍから１．５ｍｍの範囲の厚さを有する場合、曲げ角度は少なくとも５５°である。

本発明による圧延板の製造方法の実施には、以下の順次的工程が含まれる。

本発明に従う組成を有する鋼が提供され、鋼半製品が当該鋼から鋳造される。この鋳造は、インゴットの形態で行われてもよく、厚さ約２００ｍｍのスラブの形態で連続的に行われてもよい。

鋳造される鋼半製品は、鋼を均質化し析出物を完全に溶解させるため、まず１２５０℃より高い温度Ｔ_Ｒまで加熱される。

次いで、鋼半製品が、鋼の組織が完全にオーステナイトになる温度域にて、すなわち冷却時のオーステナイトの変態開始温度Ａｒ３より高いＴ_ＦＬにて、熱間圧延される。温度Ｔ_ＦＬが温度Ａｒ３より低い場合、フェライト結晶粒は圧延により歪硬化され、延性が低下する。８７５℃より高い圧延終了温度を選択することが好ましい。

熱間圧延鋼板は、フェライトおよびパーライト形成を回避するのに十分な速度、特に３０℃／秒より高い速度にて冷却され、次いで熱間圧延鋼板が５００℃から５８０℃の範囲の温度Ｔ_Ｂｏｂにてコイル状に巻き取られる。コイル巻取り温度は、コイル巻取り中の酸化を回避するために、５８０℃未満でなければならない。過度に低いコイル巻取り温度、すなわち５００℃未満の温度は、鋼の硬さの増大をもたらし、以後の冷間圧延に必要な力を増大させる。コイル巻取り温度域はまた、パーライト形成を回避することも可能にする。

次いで、以後の再結晶を可能にする変形量を導入するために、例えば４０％から７０％の範囲の圧延率で、冷間圧延が実施される。

次いで、冷間圧延鋼板が、好ましくは連続焼鈍設備内で、１℃／秒から２０℃／秒の範囲の平均加熱速度Ｖ_Ｃにて、６００°から温度Ａｃ１（加熱時のオーステナイトへの同素変態開始温度）まで加熱される。

温度Ａｃ１は、膨張計により測定するか、「Ｄａｒｓｔｅｌｌｕｎｇ ｄｅｒ Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｅｎ ｆｕｒ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ Ａｎｗｅｎｄｕｎｇｅｎ ｕｎｄ Ｍｏｇｌｉｃｈｋｅｉｔｅｎ ｉｈｒｅｒ Ｂｅｅｉｎｆｌｕｓｓｕｎｇ」、Ｈ．Ｐ．Ｈｏｕｇａｒｄｙ、Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｋｕｎｄｅ Ｓｔａｈｌ Ｂａｎｄ １、１９８−２３１頁、Ｖｅｒｌａｇ Ｓｔａｈｌｅｉｓｅｎ、Ｄｕｓｓｅｌｄｏｒｆ、１９８４年において発表された下記の式：
Ａｃ１＝７３９−２２×Ｃ−７×Ｍｎ＋２×Ｓｉ＋１４×Ｃｒ＋１３×Ｍｏ−１３×Ｎｉ
を用いて評定することができる。

式中、温度Ａｃ１は摂氏で表され、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは、それぞれ組成中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉの重量％を表す。

６００℃からＡｃ１への鋼の加熱中に、再結晶が開始して鋼においてＴｉＮｂＣＮの析出物が形成され、これらの析出物により、Ａｃ１から形成されるオーステナイト結晶粒の粒度分布を制御することが可能になる。

驚くべきことに、本願発明者らは、６００℃からＡｃ１への平均加熱速度Ｖ_Ｃ、従って再結晶開始から相変態開始までの時間に対する６００℃からＡｃ１への加熱時間の制御が、特に以後の焼鈍温度Ｔ_Ｍでの保持段階における以後の相変態速度論を決定することを明らかにした。従って、本願発明者らは、６００°からＡｃ１への１℃／秒から２０℃／秒の範囲の平均加熱速度Ｖ_Ｃを選択することにより、製造方法の最後に、表面存在比率で、６０から９５％のマルテンサイトおよび下部ベイナイト、４から３５％の低炭化物含有ベイナイト、０から５％のフェライト、および５％未満のアイランド形態の残留オーステナイトからなるミクロ組織を有する鋼が得られ得ることを予期せずに明らかにした。

特に、１℃／秒未満の平均加熱速度Ｖ_Ｃは、６００℃からＡｃ１への過度に長い加熱時間をもたらし、従ってフェライトの過度の形成および低すぎる機械的強度をもたらすことがある。

これに対して、２０℃／秒を超える平均加熱速度Ｖ_Ｃは、６００℃からＡｃ１への過度に短い加熱時間、および６００℃からＡｃ１への加熱時のフェライト結晶粒の不十分な成長をもたらすことがある。

更に本願発明者らは、６００℃からＡｃ１への加熱の最後に得られるフェライト結晶粒のサイズは、オーステナイト化の最後におけるオーステナイト結晶粒のサイズに影響することを明らかにした。実際にフェライト結晶粒の成長が不十分である場合、小さいオーステナイト結晶粒が過度に低い分率で形成され、従って温度Ｍ_Ｓの値の低下により焼鈍の最後に自己焼戻しマルテンサイトの形成が不十分に、すなわち４０％未満になる。

次に、冷間圧延鋼板は、温度Ａｃ１から、Ａｃ３’−１０℃からＡｃ３’＋３０℃の範囲の焼鈍温度Ｔ_Ｍまで加熱され、５０から１５０秒の範囲の時間Ｄｍにわたり温度Ｔ_Ｍに保持される。

前述のとおり、温度Ａｃ３’は、プラトーでの保持時間に依存する。時間Ｄｍは、粒径１μｍ未満のオーステナイト結晶粒の分率が、オーステナイト結晶粒の総数の１０％未満となるように選択される。特に、保持時間Ｄｍは、十分に大きなオーステナイト結晶粒を形成するのに十分に長い時間でなければならない。平均結晶粒径は、３μｍ超を選択するのが好ましく、５から１０μｍの範囲が理想的である。

更に、５０秒未満の保持時間Ｄｍは、本方法の最後に、過度に高い分率のフェライトの形成をもたらすことがある。

オーステナイト結晶粒のサイズは、焼鈍後の冷却時の相変態速度論を規定する。特に、１μｍ未満の小さなオーステナイト結晶粒は、温度Ｍｓの値を低下させ、従って自己焼戻しマルテンサイトの形成を減少させることに寄与する。

従って、１℃／秒から２０℃／秒の範囲の平均加熱速度Ｖ_Ｃで６００℃から温度Ａｃ１まで冷間圧延鋼板を加熱し、続いて、Ａｃ１からＴ_Ｍまで冷間圧延鋼板を加熱し、冷間圧延鋼板を５０から１００秒の範囲の時間Ｄｍにわたり温度Ｔ_Ｍに保持することにより、形成されるオーステナイト結晶粒のサイズを制御すること、より詳細には、これらの粒径１μｍ未満の結晶粒の分率を制御することが可能になる。

これらの加熱パラメータは、焼鈍の最後に本発明によるミクロ組織を得ることを可能にし、従って所望の機械的性質を得ることに寄与する。

次に、鋼板を、１０から１００℃／秒の範囲の速度Ｖ_Ｒにて、４６０℃から４９０℃の範囲の温度Ｔｅまで冷却する。５％未満のフェライトを形成し、多すぎる低炭化物含有ベイナイトを形成しないようにするために、冷却速度Ｖ_Ｒは１０℃／秒より高くなければならない。

この冷却は、１つ以上の工程において温度Ｔ_Ｍから行われてもよく、その場合、冷水または沸騰水恒温槽、水噴流または気体噴流などの様々な冷却モードを含んでもよい。

次に、鋼板は、５から１５０秒の範囲の時間Ｄｅにわたり温度Ｔｅに保持される。

オーステナイトのベイナイトへの部分変態は、この段階で起こる。ベイナイトの表面存在比率を制限し、従って十分な比率のマルテンサイトを得るために、Ｔｅでの保持は１５０秒未満でなければならない。

本方法の以下の工程は、連続亜鉛めっき鋼板、特に合金化溶融亜鉛めっきを製造するか、非めっき鋼板を製造するかによって変わる。

第１の実施形態によれば、連続亜鉛めっき鋼板の製造に対応して、亜鉛または亜鉛合金槽に浸漬する連続経路により、４５０℃から４８０℃の範囲の温度ＴＺｎにて、数秒間、鋼板をめっきする。温度ＴｅおよびＴＺｎは、０≦（Ｔｅ−ＴＺｎ）≦１０℃である。

次に、亜鉛めっき生成物を周囲温度まで冷却し、高い分率の残留オーステナイトをフレッシュマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトに変態させる。このようにすると、表面存在比率で、６０から９５％のマルテンサイトおよび下部ベイナイト、４から３５％の低炭化物含有ベイナイト、０から５％のフェライト、および５％未満のアイランド形態の残留オーステナイトを含有する、冷間圧延焼鈍亜鉛めっき鋼板が得られる。

冷間圧延焼鈍「合金化溶融亜鉛めっき」（亜鉛合金化めっき）鋼板を製造することを所望する場合、亜鉛めっき生成物を、亜鉛または亜鉛合金槽から出した直後に、４９０から５５０℃の範囲の温度Ｔ_Ｇにて、１０から４０秒の範囲の時間ｔ_Ｇにわたり加熱する。これにより、鉄と、浸漬中に沈着した亜鉛または亜鉛合金の微細層との相互拡散が起こり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

次に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を周囲温度まで冷却しながら、高い分率の残留オーステナイトをフレッシュマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトに変態させる。このようにすると、表面存在比率で、６０から９５％のマルテンサイトおよび下部ベイナイト、４から３５％の低炭化物含有ベイナイト、０から５％のフェライト、および５％未満のアイランド形態の残留オーステナイトを含有する、冷間圧延焼鈍合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

第２の実施形態によれば、非めっき鋼板の製造に対応して、表面存在比率で、６０から９５％のマルテンサイトおよび下部ベイナイト、４から３５％の低炭化物含有ベイナイト、０から５％のフェライト、および５％未満のアイランド形態の残留オーステナイトを含有する冷間圧延焼鈍非めっき鋼板を得るために、温度Ｔｅから周囲温度まで鋼板の冷却が行われる。

第３の実施形態によれば、真空めっき鋼板の製造に対応して、第２の実施形態と同様に、温度Ｔｅから周囲温度まで鋼板を冷却し、次いで、例えば物理蒸着法（ＰＶＤ）または噴射蒸着法（ＪＶＤ）により、亜鉛または亜鉛合金めっきの真空蒸着を実施する。表面存在比率で、６０から９５％のマルテンサイトおよび下部ベイナイト、４から３５％の低炭化物含有ベイナイト、０から５％のフェライト、および５％未満のアイランド形態の残留オーステナイトを含有する、冷間圧延焼鈍めっき鋼板が得られる。

本願発明者らは、本方法の実施により、少なくとも５％、更には８％の破断点伸び、８００から９７０ＭＰａの範囲の降伏強度（スキンパス操作前）と共に、１１８０から１３２０ＭＰａの範囲の引張強度を有する鋼板を得ることができ、その場合に、穴広げ率Ａｃ％は３０％以上、更には４０％以上となることを明らかにした。

更に、本方法の実施により、鋼板が０．７ｍｍから１．５ｍｍの範囲の厚さを有する場合における少なくとも５５°の曲げ角度を、鋼板に付与することが可能になる。

更に、得られる鋼板は、抵抗スポット溶接などの通常の組立方法を用いた場合の良好な溶接性を有する。

以下の結果は、１つの非限定的例として、本発明により付与される有利な特徴を示している。

重量含有率（％）で表された組成を有する鋼半製品群を下記表１に示す。

本発明による鋼板の製造に用いられるＩ１からＩ４の鋼に加えて、比較対象として、参照鋼板の製造に用いられる鋼Ｒ１からＲ９の組成が示されている。

下線が引かれた値は、本発明によるものではない。

Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ（登録商標）プログラム、マルテンサイト変態開始温度Ｍ_Ｓ、およびこれらの組成のそれぞれに対応する炭素当量Ｃｅｑを用いて、温度Ａｃ３を計算した。これらの値を下記表２に示す。

特に、温度Ｍ_Ｓは、Ｋ．Ｗ．Ａｎｄｒｅｗｓにより「Ｅｍｐｉｒｉｃａｌ Ｆｏｒｍｕｌａｅ ｆｏｒ ｔｈｅ Ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎ ｏｆ Ｓｏｍｅ Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ」、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ、２０３頁、Ｐａｒｔ ７、１９６５年において発表された式であって、元素の含有率が重量％で表された下記の式：
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１７．７Ｎｉ−１２．１Ｃｒ−１１Ｓｉ−７Ｍｏ
から求めた。

炭素当量Ｃｅｑは、前述のＮｉｓｈｉの式から求めた。

上記組成に対応する鋳造鋼半製品を、１２５０℃より高い温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}まで再加熱し、次いで熱間圧延した。最終圧延温度は、これらの鋼すべてについて、８５０℃に等しい温度、従ってＡｒ３より高い温度であった。

次いで、熱間圧延した鋼板を、フェライトおよびパーライトの形成を回避しながら冷却し、次いで５４５℃の温度にてコイル状に巻き取った。

次に、鋼板を１．４ｍｍの厚さに冷間圧延した。

次に、鋼板を、再加熱速度Ｖ_Ｃで、６００℃からＡｃ１、すなわちＡｃ１は加熱時のオーステナイト変態開始温度まで再加熱し、次いで当該鋼板を温度Ｔ_Ｍまで再加熱して、温度Ｔ_Ｍにて時間Ｄｍにわたり保持した。

第１の一連の試験によれば、鋼板は速度Ｖ_Ｒで温度Ｔｅまで冷却され、次いで温度Ｔｅにて時間Ｄｅにわたり保持された。

これらの試験は、表３に示した５つの異なる処理条件（ａからｅ）に従って行われた。

第６の試験（表３のｆ）によれば、鋼板は、Ｔｍから周囲温度までの中間温度における保持を行わずに、冷却速度Ｖ_Ｒにて温度Ｔ_Ｍから周囲温度まで冷却された。表３において、ＮＡは該当する値がないことを意味する。実際に、処理ｆによれば、温度Ｔｅにおける保持は行われず、従って保持時間Ｄｅは無関係である。

従って、製造された鋼板は、非めっき鋼板である。

下線が引かれた値は、本発明によるものではない。

引張強度試験を用いて、異なる製造方式によって得られた鋼板について、降伏強度Ｙｓ、引張強度ＴＳおよび全伸びＡを定量した。破断前の最大角度を定量することにより、これらの鋼板の曲げ性も定量した。

鋼板の破断前の最大角度は、鋼板にパンチを当てて前記鋼板を曲げることにより定量した。曲げを行うために加える力を、鋼板が破断するまで増大させる。従って、曲げの際に加えられた力を測定することにより、鋼板破断の開始を検出し、その破断が起きたときの曲げ角度を測定することが可能になる。

鋼板を打ち抜いて穴を開け、円錐状工具を用いて前記穴の縁を拡張することにより、各鋼板の穴広げ率Ａｃ％も定量した。ＩＳＯ１６６３０：２００９規格に記載されているとおり、加圧前に穴の初期直径Ｄｉを測定し、次いで、鋼板の厚さ全体にまたがる割れが穴の縁に観察されたとき、加圧後の穴の最終直径Ｄｆを測定した。下記の式：

に従い、穴広げ率Ａｃ％の大きさを求めた。

鋼のミクロ組織の定量も行った。マルテンサイト（自己焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを含む。）および下部ベイナイトの表面存在比率（合計）、自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの表面存在比率（合計）、ならびに低炭化物含有ベイナイトの表面存在比率を、亜硫酸水素ナトリウムによるエッチング後に定量した。フレッシュマルテンサイトの表面存在比率を、ＮＡＯＨ−ＮａＮＯ３試薬によるエッチング後に定量した。

フェライトの表面存在比率も、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡観察により定量し、フェライト相を同定した。

鋼板のミクロ組織を下記表４に示す。

下線が引かれた値は、本発明によるものではない。

鋼板の機械的性質を下記表５に示す。

この表において、ｎ．ｄ．は、特性値が定量されなかったことを意味する。

これらの結果の分析は、鋼の組成間の関係、鋼のミクロ組織および機械的性質を示している。

鋼板Ｉ１−ｂ、Ｉ２−ｂ、Ｉ３−ｂ、Ｉ４−ｂおよびＩ５−ｂは、本発明による組成およびミクロ組織を有している。次に、これらの鋼板は、目標値を満たす引張強度、降伏強度、伸び、曲げ角度および穴広げ率を有している。

図１および２は、鋼板Ｉ４−ｂのミクロ組織を例示したものである。図１は亜硫酸水素ナトリウムによる鋼板のエッチングから得られたものであり、図２はＮＡＯＨ−ＮａＮＯ３による鋼板のエッチングから得られたものである。図１は、自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト（Ｍ＋Ｂｌ）、ならびに低炭化物含有ベイナイト（ＢＦＣ）を示している。図２は、より暗い色の部分の形態のフレッシュマルテンサイト（ＭＦ）を示している。

例Ｒ１−ｂによる鋼板は、過度に高いＣｒ含有率および過度に高いＢ含有率を示しており、引張強度ＴＳが高くなりすぎている。従って、十分な降伏強度ＹＳが得られているが、この降伏強度は過度に高い引張強度ＴＳと共に得られたものである。

Ｒ２−ｂおよびＲ３−ｂによる鋼板は、過度に低いＣ含有率を有しており、従って十分な引張強度を有していない。

特に、例Ｒ２−ｂによる鋼板は、鋼板を構成する鋼の低いＣ含有率により、高い比率の低炭化物含有ベイナイトを含み、比較的低い引張強度を有している。

更に、低いＣ含有率は、温度Ａｃ３の上昇をもたらし、従って温度Ａｃ３’の上昇をもたらす。

製造条件ｃに従う例Ｒ３では、過度に多い数の小さなオーステナイト結晶粒が形成され、それにより、焼鈍の最後に、過度に低い表面存在比率の自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト、過度に高い分率のフレッシュマルテンサイト、ならびに過度に高い表面存在比率の低炭化物含有ベイナイトが形成されている。

このことは、不十分な強度ＴＳおよび降伏強度ＹＳ、ならびに望ましい最小比率を下回る穴広げ率が得られることになる。

例Ｒ４−ｂによる鋼板では、過度に高いＣ含有率およびＭｎ含有率、過度に低いＣｒ含有率およびＳｉ含有率、過度に高いＮｂ含有率ならびに過度に低いＢ含有率を有し、小さすぎる曲げ角度が得られている。

特に、例Ｒ４−ｂにおけるＭｎおよびＣの高い含有率は、帯状のフレッシュマルテンサイトの過度の形成をもたらし、曲げ角度の悪化を引き起こしている。更に、炭素およびマンガンの高い含有率により、鋼の溶接性が悪化している。特に、前述のＮｉｓｈｉの式から求められる炭素当量Ｃｅｑは０．３４％に等しく、従って望ましい最大値である０．３０％より高い。

例Ｒ５は、過度に低いＭｎ含有率を示しており、これは、高いＳｉ含有率（０．５０７％）と併せて、処理ｂおよびｃによる低炭化物含有ベイナイトの過度の形成をもたらしている。

従って、例Ｒ５−ｂおよびＲ５−ｃは、不十分な引張強度および降伏強度を有している。

更に、過度に低いＭｎ含有率は、Ａｃ３＝８２０℃という高い温度をもたらしている。従って、製造条件ｃによれば、Ａｃ３＝８４０℃という高い値になり、温度Ｔｍ＝８２０℃はＡｃ３’−１０℃より低くなる。その結果、最適化が完了せず、過度に高い表面存在比率のフェライトが鋼中に残り、自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトが少なすぎる状態となっている。

その結果、引張強度ＴＳおよび降伏強度ＹＳが不十分であり、穴広げ率Ａｃ％も不十分である。

同様に、例Ｒ６は、過度に低いＭｎ含有率を示しており、これは、高いＳｉ含有率（０．５１１％）と併せて、低炭化物含有ベイナイトの過度の形成をもたらしている。

更に、過度に低いＭｎ含有率は、高い温度Ａｃ３＝８２０℃をもたらし、ルートＣによると温度Ｔｍ＝８２０℃はＡｃ３’−１０℃＝８３０℃未満となる。

その結果、最適化が完了せず、過度に高い表面存在比率のフェライトが鋼中に残り、自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトが少なすぎる状態となっている。従って、降伏強度および穴広げ率が悪化している。ただし、高いＭｏ含有率が、高い引張強度ＴＳを維持することを可能にしている。

例Ｒ７は、過度に高いＭｏ含有率を有している。例Ｒ７の低いＮｂ含有率のため、この高いＭｏ含有率が旧オーステナイト結晶粒のサイズの低下につながり、従って、温度Ｍ_Ｓの値の低下により、焼鈍の最後に、マルテンサイトおよび下部ベイナイト、特に自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの不十分な形成、ならびにフレッシュマルテンサイトの過度の形成がもたらされている。

例Ｒ７では、上記のことが不十分な降伏強度につながっている。ただし、高いＭｏ含有率が、高い引張強度ＴＳを維持することを可能にしている。

鋼Ｒ８の組成も、過度に高いＭｏ含有率を有している。

例Ｒ９は、過度に高いＳｉ含有率を示し、これが低炭化物含有ベイナイトの過度の形成、ならびにマルテンサイトおよび下部ベイナイトの不十分な形成をもたらし、不十分な降伏強度を有している。例Ｉ１−ｄでは、加熱速度Ｖ_Ｃおよび保持時間Ｄｍが非常に低い値になっている。従って、温度ＴｍはＡｃ３’−１０より低い。その結果、最適化が完了せず、フェライト結晶粒の過度の成長が観察されている。従って、過度の表面存在比率のフェライト、不十分な自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト、ならびに不十分な低炭化物含有ベイナイトが、鋼中に残っている。従って、引張強度および降伏強度が不十分である。

例Ｉ１−ｅでは、加熱速度Ｖ_Ｃが低すぎる。従って、過度のフェライト結晶粒成長が観察されている。従って、過度の表面存在比率のフェライト、不十分な自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト、ならびに不十分な低炭化物含有ベイナイトが、前記鋼中に残っている。従って、引張強度および降伏強度が不十分である。

例Ｉ４−ｆでは、冷却速度Ｖ_Ｒが高すぎる。従って、マルテンサイトおよび下部ベイナイトが多すぎ、低炭化物含有ベイナイトおよびフレッシュマルテンサイトの形成が不十分である。

従って、引張強度および降伏強度は、目標値を十分上回っている。

Claims (21)

1. 冷間圧延焼鈍鋼板であって、その化学組成が、含有率を重量％で表して：
   ０．１０≦Ｃ≦０．１３％
   ２．４≦Ｍｎ≦２．８％
   ０．３０≦Ｓｉ≦０．５５％
   ０．３０≦Ｃｒ≦０．５６％
   ０．０２０≦Ｔｉ≦０．０５０％
   ０．００２０≦Ｂ≦０．００４０％
   ０．００５≦Ａｌ≦０．０５０％
   Ｍｏ≦０．０１０％
   Ｎｂ≦０．０４０％
   ０．００２≦Ｎ≦０．００８％
   Ｓ≦０．００５％
   Ｐ≦０．０２０％
   を含み、残部が鉄および製錬に由来する不可避的不純物からなり、冷間圧延焼鈍鋼板が面積率において、マルテンサイトおよび／または下部ベイナイトの合計が６０から９５％の範囲、低炭化物含有ベイナイトが４から３５％の範囲、フェライトが０から５％の範囲およびアイランド形態の残留オーステナイトが５％未満からなるミクロ組織を有し、
   前記マルテンサイトがフレッシュマルテンサイトおよび／または自己焼戻しマルテンサイトを含み、フレッシュマルテンサイトの面積率は２０％以下であり、
   自己焼戻しマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトの合計が４０から９５％の範囲であり、ならびに
   低炭化物含有ベイナイトが１００μｍ^２の表面単位当り１００個未満の炭化物を含有する、
   冷間圧延焼鈍鋼板。
2. 前記フレッシュマルテンサイトの面積率が、４％から２０％の範囲を含むことを特徴とする、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
3. 前記フレッシュマルテンサイトの面積率が、４％から１５％の範囲を含むことを特徴とする、請求項２に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
4. 前記自己焼戻しマルテンサイトおよび／または前記下部ベイナイトが、マルテンサイトおよびベイナイトラスの＜１１１＞方位に配向した棒状炭化物を含有することを特徴とする、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
5. 前記フェライトの面積率が、４から５％の範囲を含むことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
6. 残留オーステナイトアイランドの最小寸法が５０ｎｍ未満であることを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
7. 焼鈍によって生じた粒径１μｍ未満の旧オーステナイト結晶粒の分率が、前記旧オーステナイト結晶粒の総数の１０％未満となることを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
8. 前記冷間圧延焼鈍鋼板が、１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの範囲の引張強度、および４０％以上の穴広げ率Ａｃ％を有することを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
9. 前記冷間圧延焼鈍鋼板が０．７ｍｍから１．５ｍｍの範囲の厚さを有し、前記冷間圧延焼鈍鋼板が５５°以上の曲げ角度を有することを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
10. 化学組成が、含有率を重量％で表して：
    ２．５≦Ｍｎ≦２．８％
    を含むことを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
11. 化学組成が、含有率を重量％で表して：
    ０．３０≦Ｓｉ≦０．５％
    を含むことを特徴とする、請求項１から１０のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
12. 化学組成が、含有率を重量％で表して：
    ０．００５≦Ａｌ≦０．０３０％
    を含むことを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
13. 前記冷間圧延焼鈍鋼板が、連続浸漬めっきを通じて得られた亜鉛または亜鉛合金めっきを含むことを特徴とする、請求項１から１２のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
14. 前記亜鉛または亜鉛合金めっきが合金化溶融亜鉛めっきであり、前記亜鉛または亜鉛合金めっきが７から１２％の鉄を含むことを特徴とする、請求項１３に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
15. 前記冷間圧延焼鈍鋼板が、真空蒸着を通じて得られた亜鉛または亜鉛合金めっきを含むことを特徴とする、請求項１から１２のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
16. 下記の順次的工程：
    含有率を重量％で表して：
    ０．１０≦Ｃ≦０．１３％
    ２．４≦Ｍｎ≦２．８％
    ０．３０≦Ｓｉ≦０．５５％
    ０．３０≦Ｃｒ≦０．５６％
    ０．０２０≦Ｔｉ≦０．０５０％
    ０．００２０≦Ｂ≦０．００４０％
    ０．００５≦Ａｌ≦０．０５０％
    Ｍｏ≦０．０１０％
    Ｎｂ≦０．０４０％
    ０．００２≦Ｎ≦０．００８％
    Ｓ≦０．００５％
    Ｐ≦０．０２０％
    を含む化学組成を有し、残部が鉄および製錬に由来する不可避的不純物からなる鋼半製品を準備する工程、次いで
    前記鋼半製品を１２５０℃以上の温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}まで加熱する工程、次いで
    前記鋼半製品を熱間圧延し、最終圧延温度が冷却時のオーステナイト変態開始温度Ａｒ３より高い温度となり、熱間圧延鋼板を得る工程、次いで
    フェライトおよびパーライトの形成を回避するのに十分な速度にて前記熱間圧延鋼板を冷却する工程、次いで
    前記熱間圧延鋼板を５８０℃未満の温度にてコイル状に巻き取る工程、次いで
    前記熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る工程、次いで
    前記冷間圧延鋼板を、１から２０℃／秒の範囲の加熱速度Ｖ_Ｒにて、６００℃からＡｃ１、すなわち加熱時のオーステナイト変態開始温度まで、再加熱する工程、次いで
    前記冷間圧延鋼板を、Ａｃ３’＝Ｍｉｎ｛Ａｃ３＋１２００／Ｄｍ；１０００℃｝（式中、Ａｃ３およびＡｃ３’は摂氏で表され、Ｄｍは秒で表され、Ａｃ３は当該温度Ａｃ３における保持時間から独立して求められる加熱時のオーステナイト変態終了温度を表す。）として、Ａｃ３’−１０℃からＡｃ３’＋３０℃の範囲の温度Ｔｍまで再加熱し、前記冷間圧延鋼板を５０から１５０秒の範囲の時間Ｄｍにわたり温度Ｔｍにて保持する工程、次いで
    鋼板を、１０から１５０℃／秒の範囲の速度にて４６０℃から４９０℃の範囲の温度Ｔｅまで冷却する工程、次いで
    前記鋼板を、５から１５０秒の範囲の時間にわたり温度Ｔｅにて保持する工程、次いで
    前記鋼板を、４５０℃から４８０℃の範囲の温度ＴＺｎにて、亜鉛または亜鉛合金槽に連続浸漬することにより、めっきする工程であって、前記温度ＴｅおよびＴＺｎは０≦（Ｔｅ−ＴＺｎ）≦１０℃である、工程、
    を含む、請求項１から１４のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。
17. めっき鋼板を、１０秒から４０秒の範囲の時間ｔ_Ｇにわたり、４９０℃から５５０℃の範囲の温度まで加熱する工程を含むことを特徴とする、請求項１６に記載の製造方法。
18. 下記の順次的工程：
    含有率を重量％で表して：
    ０．１０≦Ｃ≦０．１３％
    ２．４≦Ｍｎ≦２．８％
    ０．３０≦Ｓｉ≦０．５５％
    ０．３０≦Ｃｒ≦０．５６％
    ０．０２０≦Ｔｉ≦０．０５０％
    ０．００２０≦Ｂ≦０．００４０％
    ０．００５≦Ａｌ≦０．０５０％
    Ｍｏ≦０．０１０％
    Ｎｂ≦０．０４０％
    ０．００２≦Ｎ≦０．００８％
    Ｓ≦０．００５％
    Ｐ≦０．０２０％
    を含む化学組成を有し、残部が鉄および製錬に由来する不可避的不純物からなる鋼半製品を準備する工程、次いで
    前記鋼半製品を１２５０℃以上の温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}まで加熱する工程、次いで
    前記鋼半製品を熱間圧延し、最終圧延温度がＡｒ３より高い温度となり、熱間圧延鋼板を得る工程、次いで
    前記熱間圧延鋼板を、フェライトおよびパーライトの形成を回避するのに十分な速度にて冷却する工程、次いで
    前記熱間圧延鋼板を５８０℃未満の温度にてコイル状に巻き取る工程、次いで
    前記熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る工程、次いで
    前記冷間圧延鋼板を、１から２０℃／秒の範囲の加熱速度Ｖ_Ｒにて、６００℃からＡｃ１、すなわち加熱時のオーステナイト変態開始温度まで、再加熱する工程、次いで
    前記冷間圧延鋼板を、Ａｃ３’＝Ｍｉｎ｛Ａｃ３＋１２００／Ｄｍ；１０００℃｝（式中、Ａｃ３およびＡｃ３’は摂氏で表され、Ｄｍは秒で表され、Ａｃ３は当該温度Ａｃ３における保持時間から独立して求められる加熱時のオーステナイト変態終了温度を表す。）として、Ａｃ３−１０℃からＡｃ３＋３０℃の範囲の温度Ｔｍまで再加熱し、前記冷間圧延鋼板を５０から１５０秒の範囲の時間Ｄｍにわたり温度Ｔｍにて保持する工程、次いで
    鋼板を、１０から１００℃／秒の範囲の速度にて、４６０℃から４９０℃の範囲の温度Ｔｅまで冷却する工程、次いで
    前記鋼板を、５から１５０秒の範囲の時間にわたり温度Ｔｅにて保持する工程、次いで
    前記鋼板を周囲温度まで冷却する工程、
    を含む、請求項１から１２および１５のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。
19. 亜鉛または亜鉛合金めっきが、周囲温度までの前記冷却工程の後に真空蒸着により行われる、請求項１８に記載の冷間圧延焼鈍めっき鋼板の製造方法。
20. 前記真空蒸着が物理蒸着法（ＰＶＤ）により行われることを特徴とする、請求項１９に記載の鋼板製造方法。
21. 前記真空蒸着が噴射蒸着法（ＪＶＤ）により行われることを特徴とする、請求項１９に記載の鋼板製造方法。

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