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JP2020186470A - オーステナイト系マトリックスを有するｔｗｉｐ鋼板 - Google Patents

オーステナイト系マトリックスを有するｔｗｉｐ鋼板 Download PDF

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JP2020186470A
JP2020186470A JP2020116150A JP2020116150A JP2020186470A JP 2020186470 A JP2020186470 A JP 2020186470A JP 2020116150 A JP2020116150 A JP 2020116150A JP 2020116150 A JP2020116150 A JP 2020116150A JP 2020186470 A JP2020186470 A JP 2020186470A
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sheet according
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steel
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ティエリー・イン
Iung Thierry
マリー−クリスティーヌ・テシエ
Theyssier Marie-Christine
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ArcelorMittal SA
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Abstract

【課題】高い強度、優れた成形性及び伸びを有するＴＷＩＰ鋼板の提供。【解決手段】重量により、０．７１％＜Ｃ＜１．２％、１３．０％≦Ｍｎ＜２５．０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％以下、０．１％≦Ｓｉ≦３．０％、０．１％≦Ｖ≦２．５０％以下、及び純粋に任意選択的に、Ｃｕ≦５．０％、Ａｌ≦４．０％、Ｎｂ≦０．５％、Ｂ≦０．００５％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．４０％、Ｎｉ≦１．０％、Ｔｉ≦０．５％、０．０６≦Ｓｎ≦０．２％のような元素１種以上を含み、組成の残部が、鉄及び製錬に起因する不可避的不純物から構成される、オーステナイト系マトリックスを有し、極限引張強度（ＵＴＳ）は少なくとも１５１５．５ＭＰａであり、及び鋼の粒子の平均粒径は最大５μｍである、自動車製造用の冷間圧延及び回復されたＴＷＩＰ鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、オーステナイト系マトリックスを有する冷間圧延及び回復されたＴＷＩＰ鋼板及びこの冷間圧延及び回復されたＴＷＩＰ鋼の製造のための方法に関する。本発明は、自動車の製造に特によく適している。
車両の軽量化の観点から、自動車の製造のために高強度鋼を使用することが公知である。例えば、構造部品の製造のためには、このような鋼の機械的特性を改善しなければならない。しかしながら、鋼の強度が改善されたとしても、高強度鋼の伸びひいては成形性が低下する。これらの課題を克服するために、良好な成形性を有する双晶誘起塑性鋼（ＴＷＩＰ鋼）が現れてきた。これらの製品が非常に良好な成形性を示す場合であっても、極限引張強度（ＵＴＳ）及び降伏応力（ＹＳ）等の機械的特性が、自動車用途を満足するのに十分高くないこともある。
特許出願ＵＳ２００６２７８３０９は、熱間圧延されたオーステナイト系鉄／炭素／マンガン鋼板を開示しており、当該鋼板の強度は９００ＭＰａ超であり、当該鋼板の製品（（ＭＰａによる）強度＊（％による）破断伸び）は、４５０００超であり、当該鋼板の化学組成は、含量が重量により表されるとき、０．５％以上で０．７％以下のＣ、１７％以上で２４％以下のＭｎ、３％以下のＳｉ、０．０５０％以下のＡｌ、０．０３０％以下のＳ、０．０８０％以下のＰ、０．１％以下のＮ、並びに任意選択的に、１％以下のＣｒ、０．４０％以下のＭｏ、１％以下のＮｉ、５％以下のＣｕ、０．５０％以下のＴｉ、０．５０％以下のＮｂ及び０．５０％以下のＶ等の１種以上の元素を含み、組成が、鉄及び製錬に起因した不可避的不純物をさらに含み、鋼の再結晶割合が、７５％超であり、鋼の析出炭化物の表面割合が、１．５％未満であり、鋼の平均粒径が、１８μｍ未満である。
しかしながら、このオーステナイト鋼板の強度は、実に低いものである。実際、実施例において、強度は、当該発明の範囲である１１３０ＭＰａである。
米国特許出願公開第２００６／２７８３０９号明細書
したがって、本発明の目的は、高い強度、優れた成形性及び伸びを有するＴＷＩＰ鋼の提供によって、上記欠点を解決することである。本発明は、このＴＷＩＰ鋼を得るための実施が容易な方法を利用可能にすることを目的とする。
この目的は、請求項１に記載のＴＷＩＰ鋼板の提供によって達成される。鋼板は、請求項２から１２の特徴をさらに含むことができる。
別の目的は、請求項１３に記載のＴＷＩＰ鋼板を製造するための方法の提供によって達成される。本方法は、請求項１４から１６に記載の特徴をさらに含むことができる。
本発明に関する他の特徴及び利点は、本発明に関する下記の詳細な記述から明らかになる。
次の用語が、規定される。
・鋼の組成におけるすべての百分率「％」は、重量によって規定されている
・ＵＴＳ：極限引張強度（ＭＰａ）及び
・ＴＥ：全伸び（％）。
本発明は、重量により、
０．７１％＜Ｃ＜１．２０％、
１３．０％≦Ｍｎ＜２５．０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１０％以下、
０．１％≦Ｓｉ≦３．０％、
０．１％≦Ｖ≦２．５０％以下、
及び純粋に任意選択的に、
Ｃｕ≦５．０％、
Ａｌ≦４．０％、
Ｎｂ≦０．５０％、
Ｂ≦０．００５０％、
Ｃｒ≦１．０％、
Ｍｏ≦０．４０％、
Ｎｉ≦１．０％、
Ｔｉ≦０．５０％、
０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
のような元素１種以上を含み、組成の残部が、鉄及び製錬に起因する不可避的不純物から構成される、
オーステナイト系マトリックスを有する冷間圧延及び回復されたＴＷＩＰ鋼板に関する。
いかなる理論にも拘束されることを意図するものではないが、本発明によるＴＷＩＰ鋼板は、この特定の組成による機械的特性の改善を可能にするように思われる。実際、多量のＣを含む上記組成は、特に、極限引張強度の改善を可能にすると考えられている。
鋼の化学組成に関しては、Ｃは、微細構造の形成及び機械的特性において重要な役割を担う。Ｃは、積層欠陥エネルギーを増大させ、オーステナイト相の安定性を促進する。１３．０〜２５．０重量％の範囲のＭｎ含量と組み合わせられた場合。バナジウム炭化物が存在する場合、高いＭｎ含量は、オーステナイトへの炭化バナジウム（ＶＣ）の可溶性を増大させることができる。しかしながら、Ｃ含量が１．２％超の場合、例えば（Ｆｅ、Ｍｎ）３Ｃセメンタイトの過剰な析出のため、延性が低下する危険性がある。好ましくは、炭素含量は、任意選択的に最適な炭化物又は炭窒化物の析出と組み合わせて、十分な強度を得るように、０．７１〜１．１％の間、より好ましくは０．８〜１．０％の間、有利には０．９〜１．０重量％の間である。
Ｍｎもまた、強度を増大させるため、積層欠陥エネルギーを増大させるため、及びオーステナイト相を安定化させるために不可欠な元素である。Ｍｎの含量が１３．０％未満である場合、マルテンサイト相が形成される危険性があるが、このマルテンサイト相の形成は、変形可能度を非常に大きく低下させる。さらに、マンガン含量が２５．０％超の場合、双晶の形成が抑制され、したがって、強度は増大するが、室温における延性が悪化する。好ましくは、マンガン含量は、積層欠陥エネルギーを最適化し、変形の影響下におけるマルテンサイトの形成を防止するように、１５．０〜２４．０％の間、より好ましくは１７．０〜２４．０％の間である。さらに、Ｍｎ含量が２４．０％超である場合、双晶形成による変形モードは、完全転位すべりによる変形モードよりも優先度が劣る。
Ａｌは、鋼の脱酸素のために特に効果的な元素である。Ｃと同様に、Ａｌは、変形マルテンサイトの形成の危険性を低減する積層欠陥エネルギーを増大させ、これにより、延性及び耐遅れ破壊性を改善する。しかしながら、Ａｌは、高いＭｎ含量を有する鋼中に過剰に存在する場合、Ｍｎが液体状の鉄への窒素の可溶性を増大させるため、欠点である。過剰に多い量のＡｌが鋼中に存在する場合、Ａｌと化合するＮは、高温における転化中に結晶粒界の移動を妨害する窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の形態で析出し、連続鋳造中に亀裂が発生する危険性を非常に大きく増大させることになる。さらに、後で説明するように、本質的に炭窒化物である微細な析出物を形成するためには、十分な量のＮが利用可能でなければならない。好ましくは、Ａｌ含量は、２％以下である。Ａｌ含量が４．０％超である場合、双晶の形成が抑制され、延性が低下する危険性がある。好ましくは、Ａｌの量は、０．１％超である。
このＡｌの量に対応して、窒素含量は、ＡｌＮの析出及び固化中における体積欠陥（ブリスター）の形成を防止するように、０．１％以下でなければならない。さらに、バナジウム、ニオブ、チタン、クロム、モリブデン及びホウ素等、窒化物の形態で析出できる元素が存在する場合、窒素含量は、０．１％を超えないようにしなければならない。
本発明によれば、Ｖの量は、０．１〜２．５％の間、好ましくは０．１〜１．０％の間である。好ましくは、Ｖは、析出物を形成する。有利には、バナジウム元素は、７ｎｍ未満、好ましくは０．２〜５ｎｍの間の平均サイズを有し、微細構造において粒内にある。
ケイ素は、鋼の脱酸素及び固相硬化のために効果的な元素でもある。しかしながら、ケイ素は、含量が３％超の場合、伸びを低下させ、特定の組立て工程中に望ましくない酸化物を形成する傾向があり、したがって、ケイ素は、この限界より低く保持されなければならない。好ましくは、ケイ素の含量は、０．６％以下である。
硫黄及びリンは、結晶粒界を脆化する不純物である。硫黄及びリンの各含量は、十分な熱間延性を維持するように０．０３０〜０．０８０％を超えないようにしなければならない。
ある程度のホウ素は、最大０．００５％、好ましくは最大０．００１％まで添加されてもよい。この元素は結晶粒界に偏析し、結晶粒界の結合力を増大させる。理論に拘束されることを意図するものではないが、このようにホウ素が結晶粒界に偏析し、結晶粒界の結合力を増大させると、プレス加工による成形後の残留応力が低減され、このようにして成形された部分の応力下での、耐腐食性が向上すると考えられている。この元素はオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト結晶粒界の結合力を増大させる。ホウ素は、例えば、ボロカーバイド及びボロナイトライドの形態で析出する。
任意選択的に、ニッケルが、固溶硬化によって鋼の強度を増大させるために使用されてもよい。しかしながら、コストを理由として、ニッケル含量を１．０％以下、好ましくは０．３％未満の最大含量に限定することが特に望ましい。
同様に、任意選択的に、５％を超えない含量の銅の添加は、銅金属の析出によって鋼を硬化させる手段の一つである。しかしながら、この含量を超える場合、銅は、熱間圧延板の表面欠陥の出現の原因である。好ましくは、銅の量は、２．０％未満である。好ましくは、Ｃｕの量は、０．１％超である。
チタン及びニオブもまた、任意選択的に析出物の形成によって硬化及び強化を達成するために使用されてもよい元素である。しかしながら、Ｎｂ又はＴｉ含量が０．５０％超である場合、過剰な析出が靱性の低下を起こす危険性があるが、この危険性は回避しなければならない。好ましくは、Ｔｉの量は、０．０４０〜０．５０重量％の間又は０．０３０重量％〜０．１３０重量％の間である。好ましくは、チタン含量は、０．０６０重量％〜０．４０重量％の間、例えば０．０６０重量％〜０．１１０重量％の間である。好ましくは、Ｎｂの量は、０．０１％超、より好ましくは０．０７０〜０．５０重量％の間又は０．０４０〜０．２２０％の間である。好ましくは、ニオブ含量は、０．０９０重量％〜０．４０重量％の間、有利には０．０９０重量％〜０．２００重量％の間である。
クロム及びモリブデンは、固溶硬化によって鋼の強度を増大させるための任意選択による元素として使用されてもよい。しかしながら、クロムは積層欠陥エネルギーを低減するため、クロムの含量は、１．０％を超えないようにしなければならず、好ましくは０．０７０％〜０．６％の間でなければならない。好ましくは、クロム含量は、０．２０〜０．５％の間である。モリブデンは、０．４０％以下の量、好ましくは０．１４〜０．４０％の間の量で添加されてもよい。
さらに、いかなる理論にも拘束されることを意図するものではないが、バナジウム、チタン、ニオブ、クロム及びモリブデンの析出物は、遅延亀裂に対する感度を低減することが可能であり、この遅延亀裂に対する感度の低減を、延性及び靱性特性の悪化を伴うことなく行うことができるように思われる。したがって、炭化物、窒化物及び炭窒化物の形態にある、少なくとも１種の元素をチタン、ニオブ、クロム及びモリブデンから選択することができる。
任意選択的に、スズ（Ｓｎ）は、０．０６〜０．２重量％の間の量で添加される。理論に拘束されることを意図するものではないが、スズは貴な元素であり、高温において単独で酸化物薄膜を形成しないため、Ｓｎは、溶融亜鉛めっき前の焼鈍のときにマトリックスの表面上に析出して、Ａｌ、Ｓｉ又はＭｎ等の酸化体好適元素が、表面中に拡散することを抑制し、これにより、亜鉛めっき加工性を改善すると考えられている。しかしながら、Ｓｎの添加量が０．０６％未満である場合、効果は顕著でなく、Ｓｎの添加量の増大が選択的酸化物の形成を抑制するが、Ｓｎの添加量が０．２％を超える場合、添加されたＳｎが熱間脆性を発生させて、熱間加工性を悪化させる。したがって、Ｓｎの上限は、０．２％以下に限定される。
鋼は、デベロプメントに起因した不可避的不純物をさらに含むことができる。例えば、不可避的不純物は、いかなる限定もないが、Ｏ、Ｈ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｚｎ及びＷを含み得る。例えば、重量による各不純物の含量は、０．１重量％未満である。
好ましくは、鋼の粒子の平均粒径は、最大５μｍ、好ましくは０．５〜３μｍの間である。
好ましい一実施形態において、鋼板は、金属コーティングによって被覆されている。金属コーティングは、アルミニウム系コーティング又は亜鉛系コーティングであってよい。
好ましくは、アルミニウム系コーティングは、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意選択的に０．１〜８．０％のＭｇ及び任意選択的に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部がＡｌである。
有利には、亜鉛系コーティングは、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意選択的に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部が、Ｚｎである。
例えば、コーティングされた鋼は、コーティング堆積後に実施される焼鈍ステップ後に得られた、合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
好ましい一実施形態において、鋼板は、０．４〜１ｍｍの間の厚さを有する。
ＴＷＩＰ鋼板を製造するための本発明による方法は、
Ａ．上記組成を有するスラブの供給ステップ、
Ｂ．このようなスラブを再加熱し、熱間圧延するステップ、
Ｃ．巻取りステップ、
Ｄ．第１の冷間圧延ステップ、
Ｅ．再結晶焼鈍ステップ、
Ｆ．第２の冷間圧延ステップ及び
Ｇ．回復熱処理ステップ
を含む。
本発明によれば、本方法は、上記組成を有する鋼から製造されたスラブ、薄スラブ又はストリップ材等の半製品の供給ステップＡ）を含み、このようなスラブは、鋳造される。好ましくは、鋳造によって投入されたストック材は、１０００℃超の温度、より好ましくは１０５０℃超、有利には１１００〜１３００℃の間に加熱され、又は、鋳造後に中間冷却なしでこのような温度において直接使用される。
次いで、好ましくは８９０℃超又はより好ましくは１０００℃超の温度で熱間圧延を実施して、例えば、通常２〜５ｍｍ又は１〜５ｍｍの厚さを有する熱間圧延ストリップ材を得る。延性の欠乏によるあらゆる亀裂課題を回避するために、圧延終了温度は、好ましくは、８５０℃以上である。
熱間圧延の後、ストリップ材は、特定の機械的特性の低下をもたらすものである著しい炭化物（本質的に、セメンタイト（Ｆｅ、Ｍｎ）３Ｃ）の析出が起こらないような温度において、巻取られなければならない。巻取りステップＣ）は、５８０℃以下、好ましくは４００℃以下の温度で実行される。
続いて、冷間圧延操作が実施された後、再結晶焼鈍が実施される。これらのさらなるステップは、熱間圧延されたストリップ材のときに得られる粒径より小さな粒径をもたらし、したがって、より高い強度特性をもたらす。当然ながら、これらのさらなるステップは、厚さが例えば０．２ｍｍ〜数ｍｍの範囲、好ましくは０．４〜４ｍｍの範囲であるより薄い厚さの製品を得ることが所望される場合は、実施されなければならない。上記方法によって得られた熱間圧延製品は、可能な酸洗い前処理が通常の方法によって実施された後に、冷間圧延される。
第１の冷間圧延ステップＤ）は、３０〜７０％の間、好ましくは４０〜６０％の間の圧下率を伴うように実施される。
この圧延ステップの後には、粒子がかなり加工硬化するため、再結晶焼鈍操作を実施することが必要である。この処理には、延性を復元し、同時に、強度を低下させる効果がある。好ましくは、この焼鈍は、継続的に実施される。有利には、再結晶焼鈍Ｅ）は、７００〜９００℃の間、好ましくは７５０〜８５０℃の間、例えば１０〜５００秒の間、好ましくは６０〜１８０秒の間実行される。
次いで、第２の冷間圧延ステップＦ）は、１〜５０％の間、好ましくは１０〜４０％の間、より好ましくは２０％〜４０％間の圧下率を伴うように実行される。第２の冷間圧延ステップＦ）は、鋼の厚さを低減させることができる。さらに、前述の方法によって製造された鋼板は、この再圧延ステップを受けたことによるひずみ硬化によって、強度を増大させることができる。さらに、このステップは、高い密度の双晶を誘起し、この結果、鋼板の機械的特性を改善する。
第２の冷間圧延の後、回復ステップＧ）が、再圧延された鋼板の高い伸び及び曲げ性をさらに保障するために実施される。回復は、変形双晶を保持しながら鋼の微細構造に含まれる転位の除去又は再配置を特徴とする。変形双晶と転位との両方が、圧延ステップ等の材料の塑性変形によって導入される。回復ステップは、伸びなどの機械的特性を高めることができると考えられている。
したがって、本発明によるＴＷＩＰ鋼中におけるＣの量が多いことに加えて、回復ステップを実施し、特に伸びを改善することもできる。さらに、特定のＴＷＩＰ鋼と、本発明による回復ステップを含む方法との組合せによって、高い機械抵抗及び高い伸びを有する冷間圧延及び回復されたＴＷＩＰ鋼を得ることができる。
好ましい一実施形態において、回復ステップＧ）は、バッチ焼鈍炉又は連続焼鈍炉内において３９０〜７００℃の間、好ましくは４１０〜７００℃の間の温度で鋼板を加熱することによって実施される。この実施形態においては次いで、溶融亜鉛めっきステップＨ）を実施することができる。
別の好ましい実施形態において、回復ステップＧ）は、溶融亜鉛めっきによって実施される。この場合、回復ステップＧ）及び溶融亜鉛めっきが同時に実行され、コストの節約及び生産性の向上が可能になる。
好ましくは、溶融浴の温度は、溶融浴の性質に応じて４１０〜７００℃の間である。
有利には、鋼板は、アルミニウム系浴又は亜鉛系浴に浸漬される。好ましくは、溶融浴中への浸漬は、１〜６０秒、より好ましくは１〜２０秒の間、有利には１〜１０秒の間実施される。
好ましい一実施形態において、アルミニウム系浴は、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意選択的に０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意選択的に、０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部がＡｌである。好ましくは、この浴の温度は、５５０〜７００℃の間、好ましくは６００〜６８０℃の間である。
別の好ましい実施形態において、亜鉛系浴は、０．０１〜８．０％のＡｌと、任意選択的に０．２〜８．０％のＭｇとを含み、残部が、Ｚｎである。好ましくは、この浴の温度は、４１０〜５５０℃の間、好ましくは４１０〜４６０℃の間である。
溶融浴は、供給インゴットに由来の又は溶融浴中を鋼板が通過したことに由来の不可避的不純物及び残留元素をさらに含み得る。例えば、任意選択的に不純物は、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢｉから選択され、重量による各さらなる元素の含量が、０．３重量％未満である。供給インゴットに由来の又は溶融浴中を鋼板が通過したことに由来の残留元素は、最大５．０重量％、好ましくは３．０重量％までの含量の鉄であり得る。
有利には、回復ステップＧ）は、１秒〜１時間１０分の間、好ましくは３０秒〜１時間の間、より好ましくは３０秒〜３０分の間実施される。
例えば、焼鈍ステップは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るためのコーティング堆積後に実施することができる。
したがって、高い強度、優れた成形性及び伸びを有するオーステナイト系マトリックスを含むＴＷＩＰ鋼板を、本発明による方法から得ることができる。
この例において、次の重量組成を有するＴＷＩＰ鋼板を使用した。
Figure 2020186470
最初に、試料を加熱し、１２００℃の温度で熱間圧延した。熱間圧延の仕上げ温度を８９０℃に設定し、熱間圧延後に巻取りを４００℃で実施した。次いで、第１の冷間圧延を、５０％の冷間圧延圧下率を伴うように実行した。この後、再結晶焼鈍を８５０℃で１８０秒間実施した。この後、第２の冷間圧延を、３０％の冷間圧延圧下率を伴うように実行した。
最後に、回復熱ステップを、バッチ焼鈍において４００℃で１時間、試行１及び２に実施した。
試行３〜５の場合、回復熱処理を合計６０秒間実施した。最初に、鋼板を炉内で６２５℃でまで加熱することにより準備し、４６０〜６２５℃の間に費やされる時間が５４秒であり、次いで、それぞれ、６秒間亜鉛浴に浸漬した。溶融浴温度は、４６０℃であった。次の表は、再結晶焼鈍Ｅ）の後、第２の圧延ステップＦ）の後及び回復ステップＧ）の後におけるすべての試行の機械的特性を示している。
Figure 2020186470
結果は、本発明による組成を有する試行２、４及び５が、本発明の範囲外の組成を有する試行１及び３よりも高い機械的特性を有することを示している。実際、本発明による方法に加えて、ＴＷＩＰ鋼の特定の比率は、高いＵＴＳ及び高いＴＥを可能にしている。

Claims (16)

  1. 重量により、
    ０．７１％＜Ｃ＜１．２％、
    １３．０％≦Ｍｎ＜２５．０％、
    Ｓ≦０．０３０％、
    Ｐ≦０．０８０％、
    Ｎ≦０．１％以下、
    ０．１％≦Ｓｉ≦３．０％、
    ０．１％≦Ｖ≦２．５０％以下、
    及び純粋に任意選択的に、
    Ｃｕ≦５．０％、
    Ａｌ≦４．０％、
    Ｎｂ≦０．５％、
    Ｂ≦０．００５％、
    Ｃｒ≦１．０％、
    Ｍｏ≦０．４０％、
    Ｎｉ≦１．０％、
    Ｔｉ≦０．５％、
    ０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
    のような元素１種以上
    を含み、
    組成の残部が、鉄及び製錬に起因する不可避的不純物から構成される、
    オーステナイト系マトリックスを有する冷間圧延及び回復されたＴＷＩＰ鋼板。
  2. Ｃの量が、０．７１〜１．１％の間である、請求項１に記載の鋼板。
  3. Ｃの量が、０．８０〜１．０％の間である、請求項２に記載の鋼板。
  4. Ｃの量が、０．９〜１．０％の間である、請求項３に記載の鋼板。
  5. Ｃｕの量が、２．０％未満である、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. Ｓｉの量が、０．６％以下である、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. Ａｌ含量が、２％以下である、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
  8. Ｖの量が、０．１〜１．０％の間である、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼板。
  9. 鋼板が、金属コーティングによって被覆されている、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板。
  10. アルミニウム系コーティング又は亜鉛系コーティングによって被覆されている、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板。
  11. アルミニウム系コーティングが、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意選択的に０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意選択的に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部が、Ａｌである、請求項１０に記載の鋼板。
  12. 亜鉛系コーティングが、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意選択的に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部が、Ｚｎである、請求項１０に記載の鋼板。
  13. 以下のステップ：
    Ａ．請求項１から８のいずれか一項に記載の組成を有するスラブを供給するステップ、
    Ｂ．このようなスラブを１０００℃超の温度で再加熱し、及びそれを少なくとも８５０℃の最終圧延温度で熱間圧延するステップ、
    Ｃ．５８０℃以下の温度における巻取りステップ、
    Ｄ．３０〜７０％の間の圧下率を伴う第１の冷間圧延ステップ、
    Ｅ．７００〜９００℃の間における再結晶焼鈍ステップ、
    Ｆ．１〜５０％の間の圧下率を伴う第２の冷間圧延ステップ、
    Ｇ．回復熱処理ステップ
    を含む、ＴＷＩＰ鋼板を製造するための方法。
  14. 回復ステップＧ）が、バッチ焼鈍炉又は連続焼鈍炉内において３９０〜７００℃の間の温度で鋼板を加熱することによって実施される、請求項１３に記載の方法。
  15. 溶融めっきステップＨ）が、実施される、請求項１４に記載の方法。
  16. 回復ステップＧ）が、溶融めっきによって実施される、請求項１３から１５のいずれか一項に記載の方法。
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