JP2023509374A - 冷間圧延焼鈍鋼板及び製造方法 - Google Patents

Abstract

鋼板は、０．０６０％≦Ｃ≦０．０８５％、１．８％≦Ｍｎ≦２．０％、０．４％≦Ｃｒ≦０．６％、０．１％≦Ｓｉ≦０．５％、０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０２５％、３．４２Ｎ≦Ｔｉ≦０．０３５％、０≦Ｍｏ≦０．０３０％、０．０２０％≦Ａｌ≦０．０６０％、０．００１２％≦Ｂ≦０．００３０％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０５０％、０．００２％≦Ｎ≦０．００７％及び任意に０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％を含む組成であって、組成の残余は鉄及び不可避の不純物である組成を有する。微細組織は、３４～８０％のベイナイト、１０～１６％のマルテンサイト、及び１０～５０％のフェライトからなる。非再結晶化フェライトの表面分率は、組織全体に対して３０％未満である。マルテンサイトは自己焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、自己焼戻しマルテンサイトの表面分率は４％～１０％の間に含まれる。

Description

本発明は、高強度、優れた延性及び成形性並びに優れた穴広げ率を有する冷間圧延焼鈍鋼板に関する。また、本発明は、このような冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法に関する。

「二相」鋼は、硬質マルテンサイト相又はベイナイト相が軟質フェライト母相中に分散した微細組織の結果として、高強度と高延伸性を組み合わせるため、大きく発展してきた。

特に、成形前には、これらの鋼はそれらの引張強さと比較して比較的低い降伏強度を有する。その結果、これらの鋼は、非常に良好な、成形操作中の降伏比（降伏強度／引張強さ比）を示す。

それらのひずみ硬化性は非常に高く、それは成形後の部品で著しく高い降伏強度及び衝突の場合の良好な変形分布を得ることを可能にする。したがって、従来の鋼と同様に複雑であるが、より高い機械的特性を有する部品を製造することが可能であり、その結果厚さを減少させながらも従来の鋼と同じ機能仕様を満たすことが可能である。したがって、これらの鋼は、車両の軽量化及び安全要求に効果的な対応を提供する。

特に、それらの高いエネルギー吸収能及び疲労強度のために、二相鋼は、特に、縦ビーム、横材及び補強材のような自動車の構造部品及び安全部品を製造するのに良く適応している。

複雑さの増した形状を有する自動車部品の開発は、少なくとも７８０ＭＰａの高い引張強さとともに、非常に高い延性及び成形性、特に非常に高い延伸性を有する鋼の需要を増大させてきた。

高い延性及び高い延伸性を確保するためには、少なくとも７８０ＭＰａ、最大９００ＭＰａの引張強さに加えて、どんな調質圧延操作前でも少なくとも３５０ＭＰａ、しかし４５０ＭＰａ以下（実施されたならば、焼戻し圧延後に少なくとも４５０ＭＰａ及び５５０ＭＰａ以下）の降伏強度、少なくとも１５％の全伸び及び少なくとも３５％の穴広げ率ＨＥＲが望ましい。

引張強さＴＳと全伸びＴＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２－１に従って測定される。測定方法の相違により、特に使用する試験片の形状の相違により、ＩＳＯ６８９２－１規格に従った全伸びＴＥの値はＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従った全伸びの値とは非常に異なり、特により低いことを強調しなければならない。

また、調質圧延により降伏強度さが上昇するので、何ら調質圧延を行っていない冷間圧延板の降伏強度の値は、調質圧延を行った鋼板の降伏強度の値と比較可能ではない。

この点において、調質圧延を受けた鋼板は、調質圧延を受けなかった鋼板とは明らかに異なり、認識可能であることに留意しなければならない。実際、調質圧延は板の表面特性に影響を及ぼし、特に板の表面での加工硬化及び残留ひずみに明確で広く認められている影響を及ぼす。また、調質圧延は板の表面に、明確な形状を有する粗いクレーターの形態の識別可能な独特の跡を残す。これらの跡は、電子顕微鏡を使いて容易に視覚化できる。

穴広げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。測定方法の相違により、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従った穴広げ率ＨＥＲの値は、ＪＦＳ Ｔ１００１（日本鉄鋼連盟規格）に従った穴広げ率λの値とは非常に異なり、比較可能でない。

穴広げ率は鋼の穴フランジ伸縮性を評価する。

一般に、穴広げ率の高い値は、降伏比の高い値（降伏強度を引張強さで除したものに等しい）と関連しており、このため所定の引張強さに対し、降伏強度の高い値と関連している。実際に、穴広げ率の高い値は、特に鋼の微細組織の成分間の強度の小さい差から生じる。しかし、鋼の微細組織の成分間の強度の小さい差は高い降伏比をもたらす。

その結果、少なくとも７８０ＭＰａの引張強さ及び高い穴広げ率を有する鋼板は、一般的に、あらゆる調質圧延前に４５０ＭＰａよりも高い、５００ＭＰａよりも高いことさえある降伏強度を有し、調質圧延後に５５０ＭＰａよりも高い、６００ＭＰａよりも高いことさえある降伏強度をもたらす。対照的に、調質圧延前に少なくとも７８０ＭＰａの引張強さ及び最大で４５０ＭＰａの降伏強度を有する鋼板は、低い穴広げ率を有するものである。

したがって、７８０ＭＰａ～９００ＭＰａの間に含まれる引張強さ、あらゆる調質圧延前に３５０ＭＰａ～４５０ＭＰａの間に含まれる（及び実施されたならば、調質圧延後に４５０ＭＰａ～５５０ＭＰａの間に含まれる）降伏強度、少なくとも１５％の全伸び及び少なくとも３５％の穴広げ率を有する冷間圧延鋼板を製造することが望ましいままである。

したがって、本発明の一つの目的は、７８０ＭＰａ～９００ＭＰａの間に含まれる引張強さ、あらゆる調質圧延操作前に３５０ＭＰａ～４５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度（及び実施されたならば、調質圧延後に４５０ＭＰａ～５５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度）、少なくとも１５％の全伸び及び少なくとも３５％の穴広げ率を有する鋼板、及びそれを製造する方法を提供することにある。

さらに、以下の詳細に説明されるように、本発明者らは、このように設計された組成を有する鋼に適用される既知の製造方法が、板の長さ方向及び幅方向における機械的特性の有意な不均質性を導くため、これらの特性を得るために鋼の組成を調節することは十分ではないことを発見した。

したがって、好ましくは、本発明は、これらの特性が板全体にわたって均一であるように、上記の特性を有する鋼板を提供すること、及びこのような鋼板を製造するための方法をさらに目的とする。

また、所定の製造ラインでは、一般に、板の厚さの増加に伴い、穴広げ率は減少する。したがって、本発明はまた、０．７ｍｍ～２．３ｍｍ、例えば、少なくとも１．５ｍｍ又は少なくとも２．０ｍｍの広範囲の板の厚さにわたって、上記の機械的特性を有する冷間圧延鋼板を製造するための方法を提供することを目的とする。

この目的のために、本発明は、冷間圧延焼鈍鋼板であって、重量％、以下、すなわち、
０．０６０％≦Ｃ≦０．０８５％
１．８％≦Ｍｎ≦２．０％
０．４％≦Ｃｒ≦０．６％
０．１％≦Ｓｉ≦０．５％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０２５％
３．４２Ｎ≦Ｔｉ≦０．０３５％
０≦Ｍｏ≦０．０３０％
０．０２０％≦Ａｌ≦０．０６０％
０．００１２％≦Ｂ≦０．００３０％
Ｓ≦０．００５％
Ｐ≦０．０５０％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
及び任意に０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
を含む組成であって、好ましくはこれらからなり、組成の残余は鉄及び精錬から生じる不可避の不純物である組成を有し、該冷間圧延焼鈍鋼板は表面分率で以下、すなわち
－ ３４～８０％の間のベイナイト、
－ １０～１６％の間のマルテンサイト、及び
－ １０～５０％の間のフェライトからなる微細組織であって、組織全体に対する非再結晶化フェライトの表面分率が３０％未満である微細組織からなり、
マルテンサイトは自己焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、自己焼戻しマルテンサイトの表面分率は、組織全体に対して、４％～１０％の間に含まれる、冷間圧延焼鈍鋼板に関する。

好ましくは、ベイナイトは、低炭化物含有ベイナイトであり、１００μｍ^２の表面単位当たり１００未満の炭化物を含む。

実施形態において、冷間圧延焼鈍鋼板は調質圧延されたものではなく、この冷間圧延焼鈍鋼板は、７８０ＭＰａ～９００ＭＰａの間に含まれる引張強さＴＳ、３５０ＭＰａ～４５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、少なくとも１５％の全伸びＴＥ、及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された、少なくとも３５％の穴広げ率ＨＥＲを有する。

別の実施形態では、冷間圧延焼鈍鋼板は、７８０ＭＰａ～９００ＭＰａの間に含まれる引張強さＴＳ、４５０ＭＰａ～５５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、少なくとも１５％の全伸びＴＥ、及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された、少なくとも３５％の穴広げ率ＨＥＲを有する調質圧延板である。

一般に、冷延鋼板焼鈍鋼板は、０．７ｍｍ～２．３ｍｍの間に含まれ、例えば、少なくとも２．０ｍｍの厚さを有する。

好ましくは、冷間圧延焼鈍鋼板は、少なくとも５００ｍの圧延方向の長さを有し、冷間圧延焼鈍鋼板の最も高い引張強さ領域と最も低い引張強さ領域との間の引張強さの差は、最も高い引張強さ領域の引張強さの最大で７％である。

実施形態によると、冷間圧延焼鈍鋼板は、連続的な浸漬被覆によって得られる亜鉛又は亜鉛合金の皮膜を含む。

別の実施形態では、冷間圧延焼鈍鋼板は、真空蒸着によって得られる亜鉛又は亜鉛合金皮膜を含む。

本発明はまた、以下の連続する工程を含む、冷間圧延焼鈍鋼板を製造するための方法に関する。
－ 重量パーセントで、以下、すなわち、
０．０６０％≦Ｃ≦０．０８５％
１．８％≦Ｍｎ≦２．０％
０．４％≦Ｃｒ≦０．６％
０．１％≦Ｓｉ≦０．５％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０２５％
３．４２Ｎ≦Ｔｉ≦０．０３５％
０≦Ｍｏ≦０．０３０％
０．０２０％≦Ａｌ≦０．０６０％
０．００１２％≦Ｂ≦０．００３０％
Ｓ≦０．００５％
Ｐ≦０．０５０％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
及び任意に０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
を含む組成であって、好ましくはこれらからなり、組成の残余は鉄及び精錬から生じる不可避の不純物である組成を有する鋼でできた半製品を提供する工程、
－ 該半製品を１２００℃以上の温度Ｔ_Ｈ１まで加熱し、次いで、加熱した半製品を、Ａｒ３～Ｔ_ＮＲの間に含まれる最終圧延温度Ｔ_ＦＲＴで熱間圧延し（Ａｒ３は鋼の冷却時におけるオーステナイトの変態の開始温度であり、Ｔ_ＮＲは鋼の非再結晶化温度である）、熱間圧延鋼板を得る工程、
－ 該熱間圧延鋼板を少なくとも１０℃／秒の第１の冷却速度で鋼のマルテンサイト終了温度Ｍｆよりも高く、且つ５００℃よりも低い巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌまで冷却し、及び該熱間圧延鋼板を巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌで巻取り、ベイナイト、任意にマルテンサイト及び／又はパーライトからなり、パーライトの表面分率が１５％未満である組織を得る工程、
－ 該熱間圧延鋼板を少なくとも４０％の冷間圧延圧下率で冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程、
－ 該冷間圧延鋼板を、Ａｃ３－２０℃～Ａｃ３＋１５℃の間に含まれる焼鈍温度Ｔ_Ｈ２まで再加熱する工程であって、焼鈍温度Ｔ_Ｈ２まで、１℃／秒～５０℃／秒の間に含まれる平均加熱温度Ｖ_Ｈで、及び６００℃～Ａｃ１の間、１℃／秒～１０℃／秒の間に含まれる平均加熱速度Ｖ_Ｈ’で、再加熱し、並びに該冷間圧延鋼板を該焼鈍温度Ｔ_Ｈ２で少なくとも３０秒の焼鈍時間ｔ_Ｈ２の間保持して、少なくとも５０％のオーステナイトを含む組織を得る工程、
－ 該冷間圧延鋼板を１０℃／秒～５０℃／秒の間に含まれる第２の冷却速度Ｖ_Ｃ２で４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度Ｔ_Ｃまで冷却する工程、
－ 該冷間圧延鋼板を４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度範囲で２０秒～５００秒の間に含まれる保持時間ｔ_Ｃの間保持する工程、
－ 該冷間圧延鋼板を少なくとも１℃／秒の第３の冷却速度で周囲温度まで冷却する工程。

好ましくは、焼鈍時間ｔ_Ｈ２は最大で５００秒である。

実施形態では、焼鈍時間ｔ_Ｈ２はＡｃ３～Ａｃ３＋１５℃の間に含まれ、第２の冷却速度Ｖ_Ｃ２は１０℃／秒～２０℃／秒の間に含まれる。

一般に、冷間圧延焼鈍鋼板は、表面分率で、以下、すなわち、
－ ３４～８０％の間のベイナイト、
－ １０～１６％の間のマルテンサイト、及び
－ １０～５０％の間のフェライトからなる微細組織であって、組織全体に対する非再結晶化フェライトの表面分率が３０％未満である微細組織からなり、
マルテンサイトは自己焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、自己焼戻しマルテンサイトの表面分率は、組織全体に対して、４％～１０％の間に含まれる。

実施形態では、４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度範囲で前記保持中に、冷間圧延鋼板は４８０℃以下の温度の浴中で溶融めっきされる。

好ましくは、冷間圧延焼鈍鋼板はＺｎ又はＺｎ合金で被覆される。

別の実施形態では、周囲温度まで冷却した後、亜鉛又は亜鉛合金被覆を真空蒸着により行う。

好ましくは、冷間圧延圧下率は４０％～８０％の間に含まれる。

実施形態において、周囲温度まで冷却した後、鋼板は０．１～０．４％の間に含まれる調質圧延率で調質圧延される。

以下、本発明を、添付図を参照して詳細に説明するが、制限を導入することなく説明する。

本発明に従わない鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。 本発明に従う鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。

本願中、Ａｃ１は加熱時の同素変態温度の開始を示す。

Ａｃ１は、膨張率測定によって測定するか、「Ｄａｒｓｔｅｌｌｕｎｇ ｄｅｒ Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｅｎ ｆｕｅｒ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ Ａｎｗｅｎｄｕｎｇｅｎ ｕｎｄ Ｍｏｅｇｌｉｃｈｋｅｉｔｅｎ ｉｈｒｅｒ Ｂｅｅｉｎｆｌｕｓｓｕｎｇ」、Ｈ．Ｐ．Ｈｏｕｇａｒｄｙ、Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｋｕｎｄｅ Ｓｔａｈｌ Ｂａｎｄ １、１９８－２３１、Ｖｅｒｌａｇ Ｓｔａｈｌｅｉｓｅｎ、Ｄｕｅｓｓｅｌｄｏｒｆ、１９８４に発表された以下の式で評価することができる。
Ａｃ１＝７３９－２２＊Ｃ－７＊Ｍｎ＋２＊Ｓｉ＋１４＊Ｃｒ＋１３＊Ｍｏ－１３＊Ｎｉ

この式において、Ａｃ１は摂氏で表され、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉは組成物中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉ中の含有量を重量パーセントで表したものである。

さらに、Ａｒ３は冷却時のオーステナイトの変態開始温度を示し、Ｔ_ＮＲは鋼の非再結晶化温度を示し、Ａｃ３は加熱時のオーステナイト変態終了温度を示す。

温度Ａｒ３及びＡｃ３は、膨張率測定によって測定するか、又はそれ自体知られているＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ（Ｒ）ソフトウェアで評価することができる。ねじり試験により非再結晶化温度Ｔ_ＮＲを測定できる。

さらに、Ｍｆはマルテンサイト終了温度、すなわち冷却時にオーステナイトからマルテンサイトへの変態が終了する温度を示す。Ｍｆは膨張率測定で測定できる。

以下、鋼の化学組成の元素の含有量を重量％（又は百万分率、すなわち、ｐｐｍ）で示す。

鋼の化学組成において、炭素は微細組織の形成及び機械的特性において役割を果たす。

少なくとも７８０ＭＰａの引張強さ、あらゆる調質圧延前に３５０ＭＰａ～４５０ＭＰａの間（及び調質圧延後に４５０ＭＰａ～５５０ＭＰａの間）に含まれる降伏強度及び少なくとも３５％の穴広げ率を確保するために、炭素含有量は０．０６０％～０．０８５％の間に含まれる。Ｃ含有量が０．０６０％よりも低い場合、引張強さは７８０ＭＰａに達しない。Ｃ含有量が０．０８５％よりも高い場合、巻取り時に多すぎる割合のパーライトが生成し、しま状組織となり、穴広げ率に悪影響となる。また、ベイナイトが炭化物を多量に含むと、降伏強度は４５０ＭＰａ（調質圧延前）を超えることがあり、全伸びが１５％に達しないことがある。好ましくは、Ｃ含有量は０．０７５％以下である。

少なくとも１０％のマルテンサイトを含み、少なくとも７８０ＭＰａの引張強さを有する微細組織を得るために、鋼の焼入れ性を高めるために、少なくとも１．８％のマンガン及び少なくとも０．４％のクロムを加える。

特に、十分な焼入れ性を得るためには、Ｍｎ含有量は少なくとも１．８％である。しかし、Ｍｎ含有量が２．０％よりも高い場合は、オーステナイトの安定化が強力すぎ、Ｍｓ温度が高すぎるため、焼鈍温度からの冷却時にマルテンサイト分率が高くなりすぎてしまうことになる。その結果、降伏強度は４５０ＭＰａ（調質圧延前）を超えることになる。また、２．０％よりも高いＭｎ含有量は、しま状組織をもたらし、穴広げ率に悪影響である。その結果、穴広げ率は３５％に達しない。

マンガンとは異なり、クロムは焼鈍中にオーステナイトの割合に影響を与えない。したがって、鋼の焼入れ性をさらに高めるためにＭｎに加えてクロムを添加し、少なくとも１．８％のＭｎ含有量とともに少なくとも０．４％のＣｒ含有量により、少なくとも７８０ＭＰａの引張強さを得るのに十分な焼入れ性が提供される。実際に、０．４％未満では、自己焼戻しマルテンサイトの分率が不十分である一方、高すぎるフェライト分率が得られる可能性がある。０．６％を超えるＣｒでは、鋼の被覆性が低下し、添加コストが過剰である。したがって、Ｃｒ含有量は最大で０．６％である。

少なくとも０．１％の含有量では、ケイ素は、フェライトの硬化を提供し、したがって微細組織の構成成分間の硬さの差を減少させ、穴広げ率を増加させる。ケイ素は低炭化物含有、すなわち、１００μｍ^２の表面単位当たり１００未満の炭化物を含むベイナイトの生成に有利である。しかし、過剰なＳｉは、板の表面に付着する酸化物の形成を促進することによって被覆性を低下させ、フェライトのあまりに強力な安定化をもたらす。したがって、Ｓｉ含有量は最大で０．５％である。

チタン及びニオブは、析出硬化を提供し、マルテンサイト分率を最大で１６％に制限しながら、少なくとも７８０ＭＰａの引張強さを達成することを可能にするために、本発明によりともに使用されるマイクロ合金元素である。

３．４２＊Ｎ～０．０３５％の含有量（Ｎは鋼中のＮ含有量を重量％で表す）では、チタンは主に窒素及び炭素と結合して、微細な窒化物及び／又は炭窒化物の形態で析出し、オーステナイト粒径を制御することを可能にする。また、チタンは、鋼の溶接性に正の影響を及ぼす。チタン含有量が０．０３５％を超えると、液体状態から析出する粗大な窒化チタンを形成する危険性があり、これは延性を低下させ、穴広げ試験中の早期損傷につながる傾向があり、したがって穴広げ率を低下させる。

この含有量では、チタンは窒素が窒化物又は炭窒化物の形態で完全に結合することを保証し、その結果ホウ素は遊離型であり、焼入れ性に有効な役割を果たすことができる。

少なくとも０．０１０％の含有量において、ニオブは臨界間変態範囲近傍の温度範囲で焼鈍中に微細な炭窒化ニオブを形成するのに非常に有効であり、析出硬化をもたらす。さらに、Ｎｂはオーステナイト結晶粒を微細化し、したがって巻取りに対し熱間圧延板中のパーライト分率をさらに制限する。Ｎｂ含有量が０．０１０％未満であると、オーステナイト粒径が大きくなりすぎ、最終組織は多すぎる自己焼戻しマルテンサイトを含むことになる。その結果、降伏強度は大きすぎるものとなる。しかし、０．０２５％を超えると、ニオブは焼鈍中にフェライトの再結晶を過度に遅らせ、その結果３０％を超える非再結晶化フェライトを組織が含むことになるため、もはや目標とする穴広げ率を達成することができなくなる。

少なくとも０．００１２％のホウ素を加えて炭素の活性を制限し、拡散相変態（冷却中のパーライト変態）を制御して制限し、所望の引張強さを得るために必要な硬化相（ベイナイト又はマルテンサイト）を形成する。Ｂの添加により、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒなどの硬化元素の添加を制限し、鋼種の低コスト化も可能となる。しかし、０．００３０％を超えると、ＢはＣとともに共偏析し、穴広げ率に悪影響な、しま状組織の形成につながる可能性がある。したがって、Ｂの含有量は最大で０．００３０％である。好ましくは、Ｂの含有量は少なくとも０．００１５％、及び／又は最大０．００２５％である。

前記組成は、残留元素としてモリブデンを最大０．０３０％含むことができる。０．０３０％よりも高い含有量で存在すれば、Ｍｏは焼鈍中にＮｂ及びＴｉの析出を遅らせ、再結晶化を遅らせ、フェライト結晶粒の過剰な微細化を引き起こす可能性がある。

アルミニウムは精緻化の際に液相中の鋼を脱酸素するための非常に有効な元素である。鋼の十分な脱酸素化を得るためには、Ａｌ含有量は少なくとも０．０２０％である。しかし、Ａｌ含有量は、温度Ａｃ３の上昇を避け、冷却中にフェライトの形成を制御できるように、最大で０．０６０％でなければならない。

充分な量の窒化物及び炭窒化物を形成するためには、０．００２％の最低窒素含有量が必要である。窒素含有量は０．００７％に制限され、液体状態からの粗大なＴｉＮ析出物（これは延性を低下させ、穴広げ試験中の早期損傷につながる傾向があり、穴広げ率を低下させる）の形成を防止する。

任意に、鋼は、ＭｎＳ球状化のために、穴広げ率を改善する効果を有する、カルシウムで実施される硫化物の球状化のための処理を受けることができる。したがって、鋼の組成は、少なくとも０．０００５％、最大０．００５％のＣａを含むことができる。

鋼の組成の残余は、鉄及び精錬から生じる不純物である。この点において、ニッケル、銅、硫黄及びリンは、不可避の不純物である残留元素と考えられる。したがって、それらの含有量は、最大で０．０５％のＮｉ、最大で０．０３％のＣｕ、最大で０．００５％のＳ及び最大で０．０５０％のＰである。

硫黄含有量が０．００５％を超える場合、ＭｎＳのような過剰な硫化物の存在により、延性、特に穴広げ率が低下する。非常に低いＳ含有量、すなわち、０．０００１％未満を達成することは非常に費用がかかり、何の利益もない。したがって、Ｓの含有量は一般に０．０００１％以上である。

しかし、本発明では、鋼のＳ含有量に対する穴広げ率の感度が低下するため、０．００１％を超えるＳ含有量（得るのにそれほど費用がかからない）でも少なくとも３５％の穴広げ率が得られる。したがって、実施形態によれば、Ｓの含有量は少なくとも０．００１％である。

リンは、特に結晶粒界に偏析し、マンガンと共偏析する傾向があるため、スポット溶接性及び熱間延性を低下させる元素である。これらの理由から、その含有量は最大で０．０５０％、好ましくは最大で０．０１５％に制限しなければならない。しかし、非常に低いＰ含有量、すなわち０．００１％よりも低いＰ含有量を達成するには非常に費用がかかる。したがって、Ｐの含有量は一般に０．００１％以上である。

本発明による冷間圧延焼鈍鋼板の微細組織は、表面分率で、３４％～８０％の間のベイナイト、１０％～１６％の間のマルテンサイト、及び１０％～５０％の間のフェライトからなる。

少なくとも１０％のフェライト分率は、少なくとも１５％の全伸びを達成するのに寄与する。

フェライトは、以下に記載するように、変態区間フェライトからなるか、又は変態区間フェライト及び以下に説明する冷間圧延鋼板の焼鈍中の冷却時に形成されるフェライトを含むことができる。冷却時に生成されるフェライトを、以下、「変態フェライト」と呼ぶ。特に、本発明の方法における焼鈍温度Ｔ_Ｈ２が、上述したように、Ａｃ３よりも低い場合、すなわち、Ａｃ３－２０℃～Ａｃ３の間に含まれる場合、フェライトは変態区間フェライトを含み、さらに変態フェライトを含むことができる。換言すれば、焼鈍温度Ｔ_Ｈ２がＡｃ３よりも低い場合、フェライトは変態区間フェライトからなるか、変態区間フェライト及び変態フェライトからなる。

対照的に、焼鈍温度Ｔ_Ｈ２がＡｃ３以上であれば、フェライトは変換フェライトからなる。

「変態フェライト」は焼鈍工程の終了時に組織中に残留する変態区間フェライトとは異なる。特に変態フェライトはマンガンに富み、すなわち、鋼の平均マンガン含有量よりも高い及び変態区間フェライトのマンガン含有量よりも高いマンガン含有量を有する。したがって変態区間フェライト及び変態フェライトは、メタ重硫酸塩でエッチングした後、二次電子を用いたＦＥＧ－ＴＥＭ顕微鏡で顕微鏡写真を観察することにより差別化できる。顕微鏡写真上では、変態区間フェライトは中程度の灰色で現れるが、変態フェライトは、マンガン含有量が高いため、暗灰色で現れる。

フェライトの一部は再結晶化されていない可能性がある。換言すれば、フェライトは、非再結晶化フェライトを含んでもよい。しかし、その組織は、３０％未満（表面分率で）の非再結晶化フェライトを含んでいなければならない。このパーセンテージは、組織全体を参照して表される。

３０％未満の非再結晶化フェライトを有することは、目標とする機械的特性、特に少なくとも３５％の穴広げ率を達成するために重要である。実際、組織が３０％を超える非再結晶化フェライトを含む場合は、しま状組織が達成され、その結果穴広げ率は３５％に達しない。

好ましくは、非再結晶化フェライトの表面分率は最大で２５％であり、さらに好ましくは最大で２０％である。

マルテンサイトは冷却時のＭｓ温度未満でのオーステナイトの拡散のない変態から生じる。マルテンサイトは一般に島の形態をしている。

少なくとも７８０ＭＰａの引張強さを得るためには少なくとも１０％のマルテンサイト分率が必要である。しかし、マルテンサイトの高い降伏強度のために、１６％よりも高いマルテンサイト分率は、調質圧延前に４５０ＭＰａよりも高い降伏強度及び調質圧延後に５５０ＭＰａよりも高い降伏強度をもたらすであろう。さらに、１６％よりも高いマルテンサイト分率は、穴広げ率を悪化させるであろう。したがって、マルテンサイト分率は最大で１６％である。

マルテンサイトは、自己焼戻しマルテンサイト及び任意にフレッシュマルテンサイト（すなわち、焼戻しも自己焼戻しもない）からなる。

自己焼戻しマルテンサイトの表面分率は、組織全体に対して、４％～１０％の間に含まれる。特に、１０％よりも高い自己焼戻しマルテンサイトの表面分率は、調質圧延前に４５０ＭＰａよりも高い（及び実施されたならば、調質圧延後に５５０ＭＰａよりも高い）降伏強度をもたらすであろう。

さらに、１０～１６％のマルテンサイトを有し、４％～１０％の間に含まれる自己焼戻しマルテンサイトの表面分率を有することは、あらゆる調質圧延前に少なくとも３５０ＭＰａかつ４５０ＭＰａ以下の降伏強度及び少なくとも３５％の穴広げ率ＨＥＲを達成することに寄与する。

自己焼戻しマルテンサイトについては、この定義は、Ａ．Ｃｏｎｓｔａｎｔ及びＧ．Ｈｅｎｒｙ、ＰＹＣ版 １９８６、ｐ．１５７の「Ｌｅｓ ｐｒｉｎｃｉｐｅｓ ｄｅ ｂａｓｅ ｄｅ ｔｒａｉｔｅｍｅｎｔ ｔｈｅｒｍｉｑｕｅ ｄｅｓ ａｃｉｅｒｓ」に記載されているものを指す。

マルテンサイトは一般に０．７５％よりも低いＣ含有量を有する。

少なくとも３４％のベイナイト分率は、調質圧延前に３５０ＭＰａ～４５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度及び少なくとも３５％の穴広げ率の達成に寄与する。実際、ベイナイトの降伏強度はマルテンサイトの降伏強度よりも低い。さらに、ベイナイトとフェライトとの硬さの差が小さく、ベイナイトは、島状マルテンサイトを分別することにより、しま状組織の形成を回避し、穴広げ率を向上させるのに寄与する。

ベイナイト分率が８０％よりも高い場合、組織は少なくとも１０％のマルテンサイト及び少なくとも１０％のフェライトを含有せず、引張強さ又は全伸びが低くなりすぎる。

ベイナイトは、Ｍｓ温度より高い、完全オーステナイト領域又は変態区間温度領域からの冷却中に形成される。ベイナイトはベイナイトラス及びセメンタイト粒子の凝集体の形態を取る。その形成には短距離拡散が含まれる。

以下、炭化物を含むベイナイト及び低炭化物含有ベイナイトとの区別を行う。

低炭化物含有ベイナイトとは、１００μｍ^２の表面単位当たり１００未満の炭化物を含むベイナイトを指す。冷却中、５５０～４５０℃の間で低炭化物含有ベイナイトが生成する。

低炭化物含有ベイナイトとは異なり、炭化物を含むベイナイトは常に１００平方マイクロメートルの表面単位当たり１００を超える炭化物を含む。

好ましくは、組織中のベイナイトは低炭化物含有ベイナイトによって構成される。低炭化物含有ベイナイトのみを有することは、調質圧延前に最大で４５０ＭＰａの降伏強度及び少なくとも１５％の全伸びを達成するのに寄与する。

板の組織はオーステナイトを全く含まない。

これらの微細組織の特徴は、例えば、ＥＢＳＤ（「電子後方散乱回折」）検出器と組み合わせて、１２００倍を超える倍率のフィールドエフェクトバレル（「ＳＥＭ－ＦＥＢ」技術）を用いた走査型電子顕微鏡を使用して、微細組織を観察することによって決定される。次に、それ自身で知られているプログラム、例えば、Ａｐｈｅｌｉｏｎ（Ｒ）プログラムを用いた画像解析によって、ラス及び結晶粒の形態を決定する。

非再結晶化フェライトの分率は、フッ化水素酸及び過酸化水素から構成される溶液で化学研磨した後、走査型電子顕微鏡で微細組織を観察することにより決定される。

冷間圧延焼鈍鋼板は、一般に微細な炭窒化チタン及び／又は炭窒化ニオブを含む。特に、最大寸法が５ｎｍよりも小さいこれらの炭窒化物の表面密度は、１０^４／μｍ^２よりも低いことが好ましい。ここで、炭窒化物の最大寸法は、炭窒化物の最大フェレット直径を指す。

この表面密度は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により試料を観察することによって測定できる。

この冷間圧延焼鈍鋼板は、例えば以下の連続工程を含む方法によって製造される。

上記のような組成を有する鋼は、鋼半製品を得るように鋳造される。鋼は、インゴットを得るために鋳造されてもよいし、厚さ約２００ｍｍのスラブの形態に連続的に鋳造されてもよい。この段階で、半製品は（ＴｉＮｂ）（ＣＮ）析出物を含む。

鋼半製品は、圧延中に鋼が受ける大きな変形に有利な温度に全ての点で到達するように、少なくとも１２００℃の温度Ｔ_Ｈ１まで再加熱される。加熱中、（ＴｉＮｂ）（ＣＮ）析出物は溶解する。

この半製品を、鋼の組織が完全にオーステナイトとなる温度範囲で熱間圧延し、最終圧延温度Ｔ_ＦＲＴは温度Ａｒ３～非再結晶化温度Ｔ_ＮＲの間に含まれ、熱間圧延鋼板を得る。

Ｔ_ＦＲＴがＡｒ３よりも低い場合は、圧延終了前にＡｒ３未満でフェライト結晶粒が生じる。これらの結晶粒は圧延中にひずみ硬化し、延性が低下する。

Ｔ_ＦＲＴがＴ_ＮＲよりも高いと、鉄ホウ炭化物Ｆｅ_２３（ＢＣ）_６が結晶粒界に析出し、それによってＢの硬化効果が阻害される。実際、これらの析出物は製造方法の後続の工程で溶解しないであろう。

一般に、最終圧延温度Ｔ_ＦＲＴは８５０℃～９３０℃の間に含まれる。

熱間圧延中、微細な窒化チタンが一般に析出する。その最大の寸法は、一般的に１５０ｎｍ～２００ｎｍの間に含まれる。

次いで、圧延鋼製品を少なくとも１０℃／秒の第１の冷却速度Ｖ_Ｃ１で５００℃よりも低い巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌまで冷却し、巻き取る。

冷却時のフェライト及びパーライトへのオーステナイトの変態を避け、部分的なニオブ析出を避けるために、第１の冷却速度Ｖ_Ｃ１は少なくとも１０℃／秒である。

巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌは５００℃よりも低く、マルテンサイト終了温度Ｍｆよりも高くなければならない。

実際、本発明者らは、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌが５００℃以上であると、板の機械的特性が長さ方向及び幅方向に不均一であり、引張強さは７８０ＭＰａに達せず、少なくとも板の一部では６００ＭＰａよりもさらに低いことを発見した。

本発明者らは、この現象を調査し、この現象が調質圧延前に最大で４５０ＭＰａの降伏強度及び少なくとも３５％の穴広げ率を得るために必要な鋼中のＭｎ含有量が低いことに大きく起因することを発見した。

特に、Ｍｎは一般的に巻取り中にベイナイト及び／又はマルテンサイトへのオーステナイトの変態を遅らせる。これは、２．０％よりも高いＭｎ含有量を有する鋼については特にそうであり、この場合、調質圧延前に最大で４５０ＭＰａ又は調質圧延後に最大で５５０ＭＰａの降伏強度が不要であり、及び／又は穴広げ率が低い。

Ｍｎ含有量を最大で２．０％まで減少させると、巻取り中のベイナイトへのオーステナイトの変態が加速され、巻取り中の板、特にコイルの中心部及び軸領域での温度の上昇をもたらす。

コイルの中心部は、板の長手方向に沿って、板の全長の３０％に位置する第１の端部から板の全長の７０％に位置する第２の端部まで延びる板の部分として定義される。また、軸領域は板の長手方向の中軸を中心とする領域と定義され、板の全幅の６０％に等しい幅を有する。

中心部及び軸領域では、巻線が連続しているため、ベイナイトへのオーステナイトの変態で発生する熱を大幅に放散できない。

巻取り温度が５００℃以上であると、この温度上昇はホウ炭化物並びに粗大な炭化チタン及び炭化ニオブの析出をもたらし、それによってＢ、Ｔｉ及びＮｂの析出硬化潜在力を阻害する。さらに、再結晶微細化に及ぼすＮｂの効果が妨げられ、その結果フェライト結晶粒が粗すぎることになる。さらに、この温度上昇はセメンタイトの合体をもたらす。特に、セメンタイトは完全には溶解しないため、オーステナイトに利用できるＣの量が少なすぎる。したがって、巻取り中にコイルの中心部及び軸領域に位置する領域には少なすぎる量のオーステナイトが形成され、最終的な微細組織におけるこの領域でのマルテンサイト分率が低すぎることになる。これらの２つの影響の結果、板のこの領域では引張強さは７８０ＭＰａに達しない。

また、巻取り温度が５００℃以上であれば、板の機械的特性は板の長さ方向でも幅方向でも均一ではない。

本発明者らは、巻取りを５００℃よりも低い温度で行うと、ベイナイトへのオーステナイトの変態による温度上昇にもかかわらず、セメンタイトの合体はなく、ホウ炭化物又は粗大な炭化チタン及び炭化ニオブの析出も現れないことを見出した。したがって、引張強さは低下せず、板の機械的特性は板の長さ方向及び幅方向で均一である。

また、５００℃よりも低い温度での巻取りは、巻取りの間に形成されるパーライトの分率を制限することを可能にし、それにより、方法の後続の工程において穴広げ率に悪影響なしま状組織の形成を回避する。

しかし、巻取り温度がＭｆ未満の場合、鋼を冷間圧延することが困難になりすぎる。

好ましくは、巻取り温度は少なくとも３００℃、さらに好ましくは少なくとも３５０℃又は少なくとも４００℃である。

巻取りの間、オーステナイトはベイナイト、並びに任意にマルテンサイト及び／又はパーライトに変わり、その結果、巻取りの終了時に、板全体の組織はベイナイト及び任意にマルテンサイト及び／又はパーライトからなり（パーライトの表面分率は１５％未満である。）、フェライトを含まない。特に、その組織は板の長さ方向及び幅方向に均一である。ベイナイトは低炭化物含有、すなわち、１００μｍ^２の表面単位当たり１００未満の炭化物を含むベイナイトである。

この段階で、板は固溶体中にＢ、Ｎｂ及びＴｉを含む。特に固溶体中のＮｂ含有量は少なくとも０．０１％である。

巻取り後の熱間圧延板のこの微細組織は、所望の機械的特性を得るために重要である。実際、巻取り後の熱間圧延板の微細組織に依存する、後続の焼鈍工程中の再結晶化の反応速度論は、焼鈍中に形成した組織、特にオーステナイト結晶粒のサイズ及び形状に大きな影響を及ぼす。特に、巻取り後の板の組織が１５％以上のパーライトを含む場合、オーステナイトは、パーライトを含む板の領域において、焼鈍中に主に核となり、成長し、しま状組織を導く。

次に熱間圧延鋼板を少なくとも４０％の冷間圧延圧下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る。４０％未満では、組織に付与されるひずみが不十分であり、後続の焼鈍時の再結晶化が不十分となり、しま状組織となる。

冷間圧延圧下率は一般に４０～８０％の間に含まれる。

冷間圧延鋼板は、一般に、０．７ｍｍ～２．３ｍｍの間に含まれる厚さ、例えば、少なくとも１．５ｍｍ又は少なくとも２．０ｍｍの厚さを有する。

次に、冷間圧延鋼板をＡｃ３－２０℃～Ａｃ３＋１５℃の間に含まれる焼鈍温度Ｔ_Ｈ２まで再加熱する。

焼鈍温度Ｔ_Ｈ２までの平均加熱速度Ｖ_Ｈは、１℃／秒～５０℃／秒の間に含まれる。さらに、６００℃～Ａｃ１の間の平均加熱速度Ｖ_Ｈ’は、１℃／秒～１０℃／秒の間に含まれる。

６００℃～Ａｃ１の間の平均加熱速度Ｖ_Ｈは、加熱処理の開始（例えば、室温）～Ａｃ１の間の平均加熱速度とは異なり、焼鈍温度Ｔ_Ｈ２までの平均加熱速度Ｖ_Ｈとも異なることに注意しなければならない。

平均加熱速度Ｖ_Ｈ及びＶ_Ｈ’は、例えば、板が移動する複数のゾーンを有する連続焼鈍炉内で冷間圧延板を加熱することによって達成される。炉のこれらのゾーンの各々において、炉の設定（例えば、ゾーン内の温度、加熱出力・・）は、このゾーンにおいて特定の目標加熱速度を達成するように制御される。この制御により、１℃／秒～５０℃／秒の間に含まれる、焼鈍温度までの平均加熱速度Ｖ_Ｈ、及び１℃／秒～１０℃／秒の間に含まれる、６００℃～Ａｃ１の間の平均加熱速度Ｖ_Ｈ’を達成することが可能となる。

６００℃～Ａｃ１の間の加熱中、再結晶化が起こり、微細な炭窒化チタン及び炭窒化ニオブが鋼中に析出する。微細な析出物を有することにより、フェライト結晶粒の過度に重大な成長を回避することにより再結晶時のフェライト結晶粒のサイズを制御するために固溶体中にＮｂを依然として十分に有することが可能となる。

本発明者らは、６００℃～Ａｃ１の間の平均加熱速度Ｖ_Ｈ’、ひいては再結晶化の開始から再結晶化の終了までの時間に相当する６００℃～Ａｃ１の間の加熱時間を制御することが、後者の相変態の運動速度論、特に焼鈍温度Ｔ_Ｈ２での後続の保持相の間の運動速度論にとって重要であることを見出した。

特に、６００℃～Ａｃ１の間の平均加熱速度の制御により、Ａｃ１で得られるフェライト結晶粒のサイズ及びアスペクト比の制御が可能になる。後続のＡｃ１から焼鈍温度への加熱中に、オーステナイト結晶粒は再結晶化フェライトの結晶粒界で核となるものである。したがって、６００℃～Ａｃ１の間の平均加熱速度の制御により、焼鈍終了時のオーステナイト結晶粒のサイズ及び再炭素濃化、並びに最終的な微細組織の制御が可能になる。

１℃／秒よりも低い平均加熱速度Ｖ_Ｈ’は、６００℃～Ａｃ１の間の過度に長い加熱時間をもたらし、したがって、フェライト結晶粒及びその後に形成されるオーステナイト結晶粒の過剰な成長をもたらすであろう。オーステナイト結晶粒の過剰なサイズは、前記製造方法のさらなる工程中に過度に高い分率のマルテンサイトの形成、特に最終組織中の過度に高い分率の自己焼戻しマルテンサイトの形成を導く。その結果、降伏強度が高すぎることになる。

反対に、１０℃／秒よりも高い平均加熱速度Ｖ_Ｈ’は、６００℃からＡｃ１への加熱中のフェライトの不十分な再結晶化、又はフェライトが再結晶化しないことをもたらすであろう。その結果、オーステナイトは炭素に富む領域、すなわち、パーライト及びマルテンサイトの帯で核となり、その結果最終組織はしま状組織となり、穴広げ率に悪影響である。

１℃／秒～１０℃／秒の間に含まれる、６００℃～Ａｃ１の間の平均加熱速度Ｖ_Ｈ’は、前記製造方法の終了時に、組織中の非再結晶化フェライトの表面分率が３０％未満であるように、微細組織が、表面分率で、３４％～８０％の間のベイナイト、１０％～１６％の間のマルテンサイト、及び１０％～５０％の間のフェライトからなり、自己焼戻しマルテンサイトの割合が４％～１０％の間に含まれる鋼を得ることを可能にする。

焼鈍温度Ｔ_Ｈ２は、Ａｃ３－２０℃～Ａｃ３＋１５℃の間に含まれ、焼鈍温度Ｔ_Ｈ２での保持終了時に、少なくとも５０％のオーステナイト及び任意にフェライトからなる組織を得る。

焼鈍温度Ｔ_Ｈ２がＡｃ３－２０℃よりも低い場合、組織は多すぎるフェライトを含むか、及び／又は十分なベイナイト及び／又は自己焼戻しマルテンサイトを含まない可能性があり、穴広げ率ＨＥＲは３５％に達しない。

焼鈍温度Ｔ_Ｈ２がＡｃ３＋１５℃よりも高い場合、オーステナイト結晶粒のサイズは大きすぎる。このオーステナイト結晶粒の過剰なサイズは、最終組織中に高すぎる分率のベイナイト及び高すぎる分率の自己焼戻しマルテンサイトの形成をもたらし、一方、不十分な分率のフェライトが冷却時に生成する。その結果、降伏強度が高すぎ、全伸びが低すぎる。

板を焼鈍温度Ｔ_Ｈ２で少なくとも３０秒、好ましくは最大５００秒の焼鈍時間ｔ_Ｈ２の間保持する。この焼鈍温度Ｔ_Ｈ２での保持中に、オーステナイト結晶粒が成長し、炭窒化チタン及び炭窒化ニオブの析出が続く。

焼鈍時間ｔ_Ｈ２が３０秒より短い場合、オーステナイト結晶粒は小さすぎる。その結果、最終組織は、不十分なマルテンサイト分率及び過剰なフェライト分率を含み、少なくとも７８０ＭＰａの引張強さは達成されない。焼鈍時間ｔ_Ｈ２が５００秒より長い場合、ニオブ及びチタンの析出物が合体し、それによってＮｂ及びＴｉの硬化効果が阻害され、オーステナイト結晶粒が大きすぎる可能性がある。その結果、降伏強度が４５０ＭＰａを超える可能性があり、少なくとも７８０ＭＰａの引張強さは得られない、及び／又は３５％よりも低い穴広げ率は得られる可能性がある。

次いで、１０℃／秒～５０℃／秒の間に含まれる第２の冷却速度Ｖ_Ｃ２で、板を４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度Ｔ_Ｃまで冷却する。この冷却工程の間、オーステナイトは部分的にベイナイト及び任意にフェライトに変態する。

この冷却は、温度Ｔ_Ｈ２から１つ又は複数の工程で行うことができ、後者の場合、冷水浴又は沸騰水浴、ウォータージェット又はガスジェットのような異なる冷却モードを伴うことがある。

第２の冷却速度Ｖ_Ｃ２が１０℃／秒よりも低い場合、最終組織は過剰なフェライト分率を含み、不十分なマルテンサイト分率及び／又はベイナイト分率を含み、引張強さは７８０ＭＰａに達せず、穴広げ率は３５％に達しない。

焼鈍温度がＡｃ３～Ａｃ３＋１５℃の間に含まれる場合、最終組織が少なくとも１０％のフェライトを含むように、オーステナイトの一部をフェライトに変態させるために、第２の冷却速度Ｖ_Ｃ２は最大で２０℃／秒であることが好ましい。

次いで、鋼板を、４４０～４８０℃の間に含まれる温度範囲に、２０秒～５００秒の間に含まれる保持時間ｔ_Ｃの間保持する。

この段階でベイナイトへの残留オーステナイトの部分的変態が起こる。保持時間ｔ_Ｃが２０秒より短ければ、不十分な分率のベイナイトが形成される。保持時間ｔ_Ｃが５００秒より長ければ、ベイナイト分率はあまりにも大きく、最終組織中のマルテンサイト分率は不十分である。

好ましくは、保持時間ｔ_Ｃは最大で５０秒である。

任意に、４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度範囲での保持の間、鋼板を、４８０℃よりも低い温度ＴＺｎで、亜鉛又は亜鉛合金浴中で溶融めっきする。

任意に、亜鉛めっき後、亜鉛又は亜鉛合金浴を出た直後に、一般に１０～４０秒間に含まれる時間ｔ_Ｇの間、４９０～５５０℃の間に含まれる温度Ｔ_Ｇまで加熱することにより、鋼板を合金化溶融亜鉛めっきすることができる。

４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度範囲に保持した直後、又は実施されるならば亜鉛めっき若しくは合金化溶融亜鉛めっきを施した直後に、少なくとも１℃／秒の第３の冷却速度Ｖ_Ｃ３で板を周囲温度まで冷却する。この冷却工程中、残留オーステナイトはフレッシュマルテンサイト及び／又はベイナイトに変態する。

この製造方法により、冷間圧延焼鈍鋼板が得られ、その組織は、表面分率で、３４％～８０％の間のベイナイト、１０％～１６％の間のマルテンサイト、及び１０％～５０％の間のフェライトからなる。組織中の非再結晶化フェライトの表面分率は３０％未満である。マルテンサイトは、自己焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、自己焼戻しマルテンサイトの表面分率は、全体組織に対して、４％～１０％の間に含まれる。

室温まで冷却した後、亜鉛めっきを行わなかった場合には、冷間圧延焼鈍鋼板を、例えば、物理蒸着（ＰＶＤ）又はジェット蒸着（ＪＶＤ）型による真空蒸着によって被覆してもよい。

本発明者らは、この製造方法によって製造された冷間圧延焼鈍鋼板が、７８０～９００ＭＰａの間に含まれる引張強さ、３５０～４５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度、少なくとも１５％、又は少なくとも１８％ですらある全伸び、及び少なくとも３５％の穴広げ率ＨＥＲを有することを示した。

３５０～４５０ＭＰａの間の降伏強度は、調質圧延を行わずに室温まで冷却した直後に達成される。

特に、組成中のニオブ及びチタンの添加、及び焼鈍工程中の微細な炭窒化ニオブ及び炭窒化チタンの析出により、最大で１６％という比較的低いマルテンサイト分率で７８０ＭＰａの引張強さを得ることが可能となる。したがって、降伏強度は最大４５０ＭＰａのままであり、微細組織の成分間の硬さの差が減少するので、穴広げ率は３５％を超えることができる。

任意に、室温まで冷却した後、調質圧延を行う。この場合、冷間圧延焼鈍鋼板は、７８０～９００ＭＰａの間に含まれる引張強さ、４５０～５５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度、少なくとも１５％、又は１８％ですらある全伸び、及び少なくとも３５％の穴広げ率ＨＥＲを有する。

例えば、調質圧延は、０．１％～０．４％の間、例えば、０．１％～０．２％の間に含まれる圧下率で実施される。

また、これらの機械的特性は、０．７ｍｍ～２．３ｍｍの範囲の冷間圧延焼鈍鋼板の広範囲の厚さにわたって達成される。これらの特性は、板の厚さが少なくとも２．０ｍｍ、最大２．３ｍｍの場合に特に達成される。

さらに、機械的特性、特に引張強さは板の長さ方向及び幅方向で均一である。特に、圧延方向の長さが少なくとも５００ｍの全冷間圧延焼鈍鋼板を考えると、冷間圧延焼鈍鋼板の最も高い引張強さの領域と最も低い引張強さの領域との間の引張強さの差は、最も高い引張強さの領域の引張強さの最大で７％である。

実施例及び比較として、表Ｉに従った鋼組成でできた板を製造し、その元素を重量％又はｐｐｍ（百万分率）で表す。

この表では、「ｒｅｓ」とは、対応する元素が、その含有量がこの元素について定義されたより低い範囲よりも低い残留物として存在することを意味する。特に、Ｔｉの残存量は、Ｔｉ含有量が３．４２Ｎ未満であることを意味し、Ｂの残存量は、Ｂ含有量が０．００１２％未満であることを意味する。下線を付した値は本発明によるものではない。

変態Ａｃ３の値も表Ｉに報告する。Ａｃ３はＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ（Ｒ）ソフトウェアで評価した。

表Ｉに開示された組成を有する鋼を鋳造して、インゴットを得た。これらのインゴットを１２５０℃の温度Ｔ_Ｈ１で再加熱し、次いで熱間圧延し、最終圧延温度Ｔ_ＦＲＴはＡｒ３～Ｔ_ＮＲの間に含まれ、熱間圧延鋼板を得た。

熱間圧延鋼板を、３０℃／秒の第１の冷却速度Ｖ_Ｃ１で巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌまで冷却し、この温度Ｔ_ｃｏｉｌで巻き取り、ベイナイト及び任意にマルテンサイト及び／又はパーライトからなる組織を得、パーライトの表面分率は１５％未満であった。全ての実施例及び比較例について、巻取り温度はＭｆを超えていた。

その後、熱間圧延鋼を酸洗いし、冷間圧延圧下率５０％で冷間圧延し、厚さ１．４ｍｍの冷間圧延板を得た。

冷間圧延板を、平均加熱速度Ｖ_Ｈで焼鈍温度Ｔ_Ｈ２まで再加熱し、６００℃～Ａｃ１の間の平均加熱速度Ｖ_Ｈ’で焼鈍温度Ｔ_Ｈ２まで再加熱し、焼鈍時間ｔ_Ｈ２の間焼鈍温度Ｔ_Ｈ２に維持した。

次いで、板を第２の冷却速度Ｖ_Ｃ２で温度Ｔ_Ｃまで冷却し、保持時間ｔ_Ｃの間この温度に維持した。次に、最大４８０℃の温度の亜鉛浴中で溶融めっきにより板を亜鉛めっきし、少なくとも１℃／秒の第３の冷却速度Ｖ_Ｃ３で室温まで冷却した。

板を最終的に０．１～０．４％の間に含まれる調質圧延率で調質圧延した。

処理の条件を表ＩＩに報告する。

表ＩＩにおいて、下線を付した値は本発明によるものではない。表ＩＩにおいて、下線を付さないＴ_Ｈ２の値は、焼鈍時の組織が少なくとも５０％のオーステナイトを含むようなものである。

このようにして得られた鋼板の微細組織を決定した。重亜硫酸ナトリウムによるエッチング後、マルテンサイト（焼戻マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトを含む）の表面分率、ベイナイトの表面分率及び低炭化物含有ベイナイトの表面分率を定量化した。ＮＡＯＨ－ＮａＮＯ_３試薬によるエッチング後、フレッシュマルテンサイトの表面分率を定量化した。

また、フェライトの表面分率を光学顕微鏡観察及び走査型電子顕微鏡観察によって決定し、そこではフッ化水素酸及び過酸化水素から構成される溶液で化学研磨した後、フェライト相を同定し、非再結晶化の分率を走査型電子顕微鏡観察によって決定した。

さらに、板の機械的特性を決定した。

測定した特性は、穴広げ率ＨＥＲ、降伏強度ＹＳ、引張応力ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥである。

２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２－１に従って、降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥを測定した。穴拡げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ１６６３０：２００９規格に従って測定した。

さらに、板の最も高い引張強さの領域と最も低い引張強さの領域の間の引張強さの差ΔＴＳを測定した。

鋼板の微細組織及びその機械的特性を以下の表ＩＩＩに示す。

表ＩＩＩにおいて、Ｍはマルテンサイトの表面分率、ＦＭはフレッシュマルテンサイトの表面分率、ＴＭは焼戻しマルテンサイトの表面分率、Ｂはベイナイトの表面分率、Ｆはフェライトの表面分率、「ＵＦ＜３０％」の列は非再結晶化フェライトの表面分率が３０％未満であるかどうかを示し、ＬＢＣ／Ｂは低炭化物含有ベイナイトであるベイナイトの割合である。

鋼１の組成は０．４％未満のＣｒを含み、不十分な焼入れ性をもたらし、自己焼戻しマルテンサイト分率の割合は４％に達しないが、一方、フェライト分率は５０％よりも高い。さらにより高いフェライト分率が例１－ａで達成され、これはＡｃ３－２０℃よりも低い温度で焼鈍される。その結果、引張強さは７８０ＭＰａに達せず、例１－ａでは穴拡げ率は３５％に達しない。

鋼２及び３の組成も０．４％未満のＣｒを含み、２．０％を超えるＭｎを含む。この高いＭｎ含有量は、オーステナイトの大幅すぎる安定化をもたらし、焼鈍温度からの冷却中に高すぎるマルテンサイト分率が形成され、ベイナイト分率が低すぎる。その結果、降伏強度が高すぎる。また、この２．０％を超えるＭｎ含有量によりしま状組織を導き、穴広げ率が３５％に達しない。

鋼４の組成は本発明による。実施例４－ｂは、本発明による方法により製造され、本発明による組織を有するため、目標とする機械的特性に到達する。図２は、この実施例４－ｂの組織を示している。この図について、Ｍはマルテンサイトを示し、ＣＦＢは炭化物を含まないベイナイトを示し、Ｆはフェライトを示す。

例４－ａは、対照的に、Ａｃ３－２０℃よりも低い温度Ｔ_Ｈ２で焼鈍されており、組織が十分な自己焼戻しマルテンサイトを含まず、穴広げ率ＨＥＲが３５％に達しない。

鋼５の組成は多すぎるＣ及びＭｎを含み、Ｔｉ及びＢの含有量が不十分である。鋼６の組成は多すぎるＣ及びＭｎを含み、Ｔｉ及びＢの含有量が不十分であり、Ｃｒの含有量が低すぎる。その結果、例５－ａ、５－ｂ、６－ａ及び６－ｂは、請求したような組織を有しておらず、特にフェライト分率が高すぎ（冷却時にフェライトが形成される）かつベイナイト分率が低すぎるため、降伏強度が高すぎ、穴広げ率が３５％に達しない。

鋼７の組成も多すぎるＣ及びＭｎを含み、Ｃｒ含有量が低すぎ、Ｎｂ含有量が高すぎる。例７－ａは、多すぎるフェライト、多すぎる非再結晶化フェライト及び低すぎるベイナイト分率を含み、目標とする降伏強度及び穴広げ率に達しない。

鋼８の組成は本発明による。実施例８－ｂ、８－ｇ及び８－ｈは、本発明による方法により製造され、本発明による組織を有するため、目標とする機械的特性に達する。

対照的に、例８－ａは、Ａｃ３－２０℃よりも低い温度ＴＨ２で焼鈍されており、組織は十分な自己焼戻しマルテンサイトを含まず、十分なベイナイトを含まず、多すぎるフェライトを含む。その結果、穴広げ率ＨＥＲは３５％に達しない。

例８－ｃ、８－ｄ及び８－ｅは、高すぎる巻取り温度で巻き取った。その結果、組織は十分なマルテンサイトを含んでおらず、十分な自己焼戻しマルテンサイトを含んでおらず、十分なベイナイトを含んでおらず、多すぎるフェライトを含む。その結果、引張強さは７８０ＭＰａに達しない。また、引張強さが均一でなく、引張強さの差ΔＴＳが７％を超える。

例８－ｆは低すぎる焼鈍温度Ｔ_Ｈ２で焼鈍したところ、組織が少なすぎる自己焼戻しマルテンサイトを含み、穴広げ率が３５％に達しない。

例８－ｉは焼鈍後に高すぎる温度で保持したところ、自己焼戻しマルテンサイトの分率が高くなりすぎ、降伏強度が５５０ＭＰａよりも高くなり、穴広げ率が３５％に達しない。

例８－ｊは短すぎる保持時間ｔ_ｃで保持した。その結果、ベイナイトへの変態が不完全であったため、自己焼戻しマルテンサイトの分率が高すぎ、降伏強度が５５０ＭＰａよりも高くなり、穴広げ率が３５％に達しない。

例８－ｋは、焼鈍温度まで速すぎる加熱速度Ｖ_Ｈ’で加熱した。その結果、組織は３０％を超える非再結晶化フェライトを含み、穴広げ率が３５％に達せず、降伏強度が高すぎる。

鋼９の組成は多すぎるＭｏを含み、例９－ｍは低すぎる焼鈍温度で焼鈍されるので、鋼の組織は本発明によるものではなく、目標とする特性は達成されない。

鋼１０の組成は、多すぎるＣを含み、Ｃｒ、Ｎｂ及びＢを十分に含んでいない。その結果、マルテンサイト分率が高くなりすぎ、穴広げ率が３５％に達しない。図１は、例１０－ａの組織を示す。この図について、Ｍはマルテンサイトを示し、ＣＦＢは炭化物を含まないベイナイトを示し、Ｆはフェライトを示す。また、ＢＣは炭化物を含むベイナイトを示す。

鋼１１の組成は本発明に従う。実施例１１－ｂは、本発明による方法により製造され、本発明による組織を有するため、目標とする機械的特性に達する。

対照的に、例１１－ａは、Ａｃ３－２０℃よりも低い温度Ｔ_Ｈ２で焼鈍したので、組織は十分な自己焼戻しマルテンサイトを含まず、十分なベイナイトを含まず、多すぎるフェライトを含む。その結果、穴広げ率ＨＥＲは３５％に達しない。

例１１－ｃもＡｃ３－２０℃よりも低い温度Ｔ_Ｈ２で焼鈍し、さらに高すぎる巻取り温度で巻き取った。組織は十分なマルテンサイトも十分な自己焼戻しマルテンサイトも含まず、多すぎるフェライトを含み、引張強さは７８０ＭＰａに達しない。また、引張強さが均一でなく、引張強さの差ΔＴＳが７％を超える。

鋼１２の組成は０．０８５％を超えるＣを含む。その結果、本発明による方法を実施しても、目標とする組織が達成されず、また目標とする特性も達成されない。再び例１２－ｃは、高すぎる巻取り温度で巻取ると７％よりも高い引張強さの差ΔＴＳにつながることを示す。

鋼１３の組成は多すぎるＭｎを含み、Ｔｉ及びＢの含有量が不十分である。その結果、本発明による方法を実施しても、目標とする組織が達成されず、目標とする特性も達成されない。特に、Ｔｉ及びＢ含有量が不十分であるため、マルテンサイト分率が１０％に達せず、引張強さが７８０ＭＰａよりも低い。

Claims (18)

1. 冷間圧延焼鈍鋼板であって、重量％で、以下、すなわち、
   ０．０６０％≦Ｃ≦０．０８５％
   １．８％≦Ｍｎ≦２．０％
   ０．４％≦Ｃｒ≦０．６％
   ０．１％≦Ｓｉ≦０．５％
   ０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０２５％
   ３．４２Ｎ≦Ｔｉ≦０．０３５％
   ０≦Ｍｏ≦０．０３０％
   ０．０２０％≦Ａｌ≦０．０６０％
   ０．００１２％≦Ｂ≦０．００３０％
   Ｓ≦０．００５％
   Ｐ≦０．０５０％
   ０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
   及び任意に０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
   を含む組成であって、前記組成の残余は鉄及び精錬から生じる不可避の不純物である組成を有し、前記冷間圧延焼鈍鋼板は表面分率で以下、すなわち
   － ３４～８０％の間のベイナイト、
   － １０～１６％の間のマルテンサイト、及び
   － １０～５０％の間のフェライトからなる微細組織であって、組織全体に対する非再結晶化フェライトの表面分率が３０％未満である微細組織からなり、
   前記マルテンサイトは自己焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、前記自己焼戻しマルテンサイトの表面分率は、組織全体に対して、４％～１０％の間に含まれる、冷間圧延焼鈍鋼板。
2. 前記ベイナイトは低炭化物含有ベイナイトであり、１００μｍ^２の表面単位当たり１００未満の炭化物を含む、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
3. 前記冷間圧延焼鈍鋼板が調質圧延されたものではなく、前記冷間圧延焼鈍鋼板が、７８０ＭＰａ～９００ＭＰａの間に含まれる引張強さ、３５０ＭＰａ～４５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、少なくとも１５％の全伸びＴＥ、及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも３５％の穴広げ率ＨＥＲを有する、請求項１又は２に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
4. 前記冷間圧延焼鈍鋼板が、７８０ＭＰａ～９００ＭＰａの間に含まれる引張強さ、４５０ＭＰａ～５５０ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、少なくとも１５％の全伸びＴＥ、及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも３５％の穴広げ率ＨＥＲを有する、調質圧延板である、請求項１又は２に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
5. 前記冷間圧延焼鈍鋼板が、０．７ｍｍ～２．３ｍｍの間に含まれる厚さを有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
6. 前記冷間圧延焼鈍鋼板が、少なくとも２．０ｍｍの厚さを有する、請求項５に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
7. 圧延方向に少なくとも５００ｍの長さを有し、前記冷間圧延焼鈍鋼板の最も高い引張強さの領域と最も低い引張強さの領域との間の引張強さの差が、最も高い引張強さ領域の引張強さの最大７％である、請求項１～６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、連続的な浸漬被覆により得られる亜鉛又は亜鉛合金の皮膜を含む、請求項１～７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、真空蒸着によって得られる亜鉛又は亜鉛合金の皮膜を含む、請求項１～７のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
10. 以下の連続する工程を含む、冷間圧延焼鈍鋼板を製造するための方法。
    － 重量パーセントで、以下、すなわち、
    ０．０６０％≦Ｃ≦０．０８５％
    １．８％≦Ｍｎ≦２．０％
    ０．４％≦Ｃｒ≦０．６％
    ０．１％≦Ｓｉ≦０．５％
    ０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０２５％
    ３．４２Ｎ≦Ｔｉ≦０．０３５％
    ０≦Ｍｏ≦０．０３０％
    ０．０２０％≦Ａｌ≦０．０６０％
    ０．００１２％≦Ｂ≦０．００３０％
    Ｓ≦０．００５％
    Ｐ≦０．０５０％
    ０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
    及び任意に０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
    を含む組成であって、前記組成の残余は鉄及び精錬から生じる不可避の不純物である組成を有する鋼でできた半製品を提供する工程、
    － 前記半製品を１２００℃以上の温度Ｔ_Ｈ１まで加熱し、次いで、前記加熱した半製品を、Ａｒ３～Ｔ_ＮＲの間に含まれる最終圧延温度Ｔ_ＦＲＴで熱間圧延し（Ａｒ３は前記鋼の冷却時におけるオーステナイトの変態の開始温度であり、Ｔ_ＮＲは前記鋼の非再結晶化温度である）、熱間圧延鋼板を得る工程、
    － 前記熱間圧延鋼板を少なくとも１０℃／秒の第１の冷却速度で、前記鋼のマルテンサイト終了温度Ｍｆよりも高く、且つ５００℃よりも低い巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌまで冷却し、及び前記熱間圧延鋼板を巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌで巻取り、ベイナイト並びに任意にマルテンサイト及び／又はパーライトからなり、パーライトの表面分率が１５％未満である組織を得る工程、
    － 前記熱間圧延鋼板を少なくとも４０％の冷間圧延圧下率で冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程、
    － 前記冷間圧延鋼板を、Ａｃ３－２０℃～Ａｃ３＋１５℃の間に含まれる焼鈍温度Ｔ_Ｈ２まで再加熱する工程であって、前記焼鈍温度Ｔ_Ｈ２まで、１℃／秒～５０℃／秒の間に含まれる平均加熱温度Ｖ_Ｈで、及び６００℃～Ａｃ１の間、１℃／秒～１０℃／秒の間に含まれる平均加熱速度Ｖ_Ｈ’で再加熱し、並びに前記冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度Ｔ_Ｈ２で少なくとも３０秒の焼鈍時間ｔ_Ｈ２の間保持して、少なくとも５０％のオーステナイトを含む組織を得る工程、
    － 前記冷間圧延鋼板を１０℃／秒～５０℃／秒の間に含まれる第２の冷却速度Ｖ_Ｃ２で４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度Ｔ_Ｃまで冷却する工程、
    － 前記冷間圧延鋼板を４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度範囲で２０秒～５００秒の間に含まれる保持時間ｔ_Ｃの間保持する工程、
    － 前記冷間圧延鋼板を少なくとも１℃／秒の第３の冷却速度で周囲温度まで冷却する工程。
11. 前記焼鈍時間ｔ_Ｈ２が最大で５００秒である、請求項１０に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。
12. 前記焼鈍温度Ｔ_Ｈ２がＡｃ３～Ａｃ３＋１５℃の間に含まれ、前記第２の冷却速度Ｖ_Ｃ２が１０℃／秒～２０℃／秒の間に含まれる、請求項１０又は１１に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。
13. 前記冷間圧延焼鈍鋼板は、表面分率で、以下、すなわち、
    － ３４～８０％の間のベイナイト、
    － １０～１６％の間のマルテンサイト、及び
    － １０～５０％の間のフェライトからなる微細組織であって、非再結晶化フェライトの表面分率が、組織全体に対して３０％未満である微細組織からなり、
    前記マルテンサイトは自己焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、自己焼戻しマルテンサイトの表面分率は、組織全体に対して、４％～１０％の間に含まれる、請求項１０～１２のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。
14. ４４０℃～４８０℃の間に含まれる温度範囲で前記保持中に、前記冷間圧延鋼板が４８０℃以下の温度の浴中で溶融めっきされる、請求項１０～１３のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。
15. 前記冷間圧延焼鈍鋼板がＺｎ又はＺｎ合金で被覆される、請求項１４に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。
16. 周囲温度まで冷却した後、亜鉛又は亜鉛合金被覆を真空蒸着により行う、請求項１０～１３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. 前記冷間圧延圧下率は４０％～８０％の間に含まれる、請求項１０～１６のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。
18. 周囲温度まで冷却した後、前記鋼板が０．１～０．４％の間に含まれる調質圧延率で調質圧延される、請求項１０～１７のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板の製造方法。

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