JP2001507080A

JP2001507080A - アンモニアとの反応により強化された高強度深絞り用鋼

Info

Publication number: JP2001507080A
Application number: JP52872198A
Authority: JP
Inventors: ラリー，ジェイ．スコット; エイ．ホラ，ハリシュ
Original assignee: ユーエスエックスエンジニアーズアンドコンサルタンツ，インコーポレイテッド
Priority date: 1996-12-23
Filing date: 1997-05-16
Publication date: 2001-05-29
Also published as: CA2250742A1; WO1998028450A1; EP0946763A1; EP0946763A4; JP3970323B2; US5772795A; KR20000010664A; BR9711091A

Abstract

(57)【要約】強化元素としてＴｉ、Ｎｂ又はＶを遊離又は非結合状態で約０．０１〜０．３原子％を含み、高強度を有する鋼シート、及び該鋼シートから作製された成形製品を製造する方法であって、シートを所定温度範囲内で熱間圧延又は熱間圧延と冷間圧延を行なう工程、圧延シート又は成形製品を約１２７５〜１３５０°Ｆの温度で焼きなましを行なって(１１１)結晶粒構造を生成する工程、焼きなましされたシート又は成形された製品を、約８００〜１２５０°Ｆの温度で、全体が層状又は乱流のガスが流れる炉の中で窒化する工程を有しており、調質圧延後に０．２％オフセット降伏強度が約４０ksi以上、冷間圧延シートに対するｒ値が約１．７以上の鋼シート製品を作製できるように、鋼組成、窒化ガス組成、窒化時間、窒化温度、鋼シートの厚さ、及び強化深さの関数である特定の関係式に基づいて、鋼製品の強化を制御するようにしたものである。

Description

【発明の詳細な説明】アンモニアとの反応により強化された高強度深絞り用鋼発明の背景１．発明の分野本発明は、ベースシートに施された熱的機械的前処理の如何に拘わらず、制御され定量化された要領にて、ベース鋼シート材に強度を付与することのできる窒化処理に関する。具体的には、本発明は、高ｒ値(絞り性、すなわち、引張試験において薄肉化の抵抗を規定したランクフォード値)、高ｎ値(均一な塑性歪み領域における応力/歪曲線の勾配を表す加工硬化指数)を有する高強度鋼シートの製造に関するもので、該シートは、制限された温度条件下で、厚さの減少を最小に抑えつつ、ＤＤＱＳＫ−ＦＳ(深絞り用高安定化特殊キルド鋼)の鋼シートを熱間圧延し、又は、熱間圧延の後冷間圧延する工程、例えばオープンコイル焼きなまし炉(ＯＣＡ)の中で冷間圧延シートの焼きなましを行なう工程、この炉内で、窒素、アルゴン、水素などの不活性又は殆んど不活性のガス、特に窒素(以下、緩衝ガスと称す)と、アンモニアとの混合ガス中で鋼シートを窒化する工程、利用可能な強化元素の添加量、窒化ガス組成、窒化時間、窒化深さ、窒化されるべき鋼シートの厚さに応じて、鋼強度を制御する工程により作られる。熱間圧延シートも、同じ様に窒化されることができる。シートはまた、強化のための窒化処理前に、製品に成形されてもよい。２．先行技術の説明１９６５年にKnechtel及びPodgurskiに付与された米国特許第３３９９０８５号には、「Nitralloy１３５Ｍ」（０．３８〜０．４５％Ｃ）などの比較的高炭素の窒化鋼を、窒素活性が約０．５〜１．８のアンモニアと水素の混合物を用いて窒化処理を行ない、ダイアモンドピラミッド硬度(ＤＰＨ)が１０００以上、深さが１６mil以上になるまで窒化することが記載されている。ガス／固体間反応に関するＡＧＡＲＤ(ＮＡＴＯ)会議（１９６９年１０月、ＷＰＡＦＢ、デイトン、オハイオ）の予稿集にH．J．Grabkeにより発表された論文「Kinetics of Phase Boundary Reactions Between Gases and Metals(ガスと金属の界面反応の動力学)」において、窒化ガス混合物中にアンモニアが存在する場合の「緩衝」ガス(この場合は水素)の役割は、鉄の存在下におけるアンモニアの触媒分解の動力学的機構を妨げることであることが示されている。この様な緩衝ガスの特性、そして、この様な用語を用いる理由は、緩衝ガスが、窒化炉の窒化ガスの導入口から排出口までの間、分解速度を遅らせ、窒化混合物の窒素活性をほぼ一定に保つこと、すなわち、緩衝作用を有することにある。１９７４年にHookに付与された米国特許第３８４７６８２号には、約０．００２〜０．０１５％のＣ、約０．０１２％以下のＮ、約０．０８％以下のＡｌを含有し、窒化物生成強化元素として、例えば、０．０２〜０．２％のＴｉ、０．０２５〜０．３％のＮｂ、０．０２５〜０．３％のＺｒをさらに含有する深絞り用強化鋼シートを、１１００°Ｆ〜１３５０°の温度にて、アンモニア及び水素中で窒化することにより窒化物を生成し、６０ksi以上の降伏強さが得られることが記載されている。米国特許第３３９９０８５号に開示された窒化制御方法は、１９７６年にCudd y及びPodgurskiに発行された米国特許第３９９８６６６号の中で言及されており、０．０５〜０．５％の第ＩＶＢ族、第ＶＢ族の窒化物生成元素を含有する低炭素鋼（０．００１〜０．０２％）の強化を、鋼への窒素拡散を行なうに充分ではあるが窒化鉄を生成するには至らないような窒素活性を有する雰囲気中で窒化することにより行なうことを開示している。Cuddyらの特許によると、窒化ガス活性のための窒素活性の好ましい範囲は、０．１６〜０．２２であり、これは約１２〜１７％アンモニア／水素混合物に相当する。この様に処理されたシートは、厚さ減少が４０％になるまで冷間圧延され、窒化処理前に、種々の温度で焼きなましされる。熱間圧延については特に記載されていない。 Knechtelら、Hook、及びCuddyらが使用したアンモニア／水素混合物は、爆発性があるので、密閉型鋼処理プラント環境の中で商業的に使用するには危険である。さらに、Knechtelら及びCuddyらの窒化ガス組成はアンモニア含有量が高いので、本発明で使用されるほぼ層流のガスフロー条件下では、表面窒素レベルが高くなりすぎ、窒化鋼にＦｅ４Ｎの析出が起こり得る。より最近では、「非侵入型(interstitial free)」低炭素鋼が、酸化窒化浸炭プロセスにより強化されている。このプロセスは、まず、チタン又はニオブとマイクロ合金化された鋼に熱化学的拡散処理である窒化浸炭を施し、鋼表面を窒素と炭素で富化することにより鉄の炭窒化物の複合層を形成し、次に、鋼を酸化して複合層の上に酸化鉄層を形成するという２工程のプロセスである［”Strengthening of Microalloyed Sheet St eel by Oxinitrocarburizing(Nitrocarburizing with Post Oxidation),”H.S． Blaauiw and J．Post，Heat Treatment of Metals，１９９６.3，53-56頁参照］。ガスの窒素活性は、Cuddyらの特許における制御因子であり重要であるが、窒化される鋼の表面窒素組成を決定する鋼表面の吸着層における窒素活性よりも小さいということを我々は見い出した。後者のこの活性、すなわち「窒化ポテンシャル」は、窒化ガス組成以外の多くの因子、例えば、窒化される金属表面の酸化物などの皮膜、炭素などの毒物質、ガスフローの流速や特性などの影響を受ける。「窒化ポテンシャル」という用語は、鋼表面に接する境界層流の種類と窒化ガス組成の両方の影響を受ける鋼の中へ窒素が侵入し得る尺度を意味しており、概ね、鋼表面におけるその他全ての比較的不活性な吸着緩衝ガスに対する吸着アンモニアの比率で表される。オープンコイル焼きなまし炉における完全層流ガスフローの効果によって、(導入口ギャップにおける層流への移行と比較して)、窒化ポテンシャルを２倍も増加させることができる。説明を簡潔化するために、ここでは、鋼シートのコイルの導入口ギャップにおけるフローを「過渡流 (transition flow)」と称する。先行技術には、強度付与元素であるチタン、ニオブ、バナジウムを添加する前に、脱酸工程に先立って、炭素侵入量を減少させるための脱ガス処理工程については言及されていない。これは、強度制御における本質的な工程である。従来の高強度シートが強度付与されるのは、熱間圧延中における析出物形成( 干渉性、非干渉性)、転移集積(dislocation accumulation)、結晶微細化によるものである。通常、強度付与のための処理法を採用したり、鋼をそのための組成にすると、得られる鋼シートは低ｒ値となる。ここで提案されている処理法では、処理における転移網、結晶粒度、組織形成相と、強度付与とは別々のものである。それゆえ、絞り性のために望ましい強力な (１１１)組織を作る(従来の方法では一般的に不可能である)ため、あるいは、最終製品に望まれる微細組織特性又は組織特性を形成するために、窒化前のシート処理が選択されるわけである。発明の要旨本発明によれば、上述の先行技術の大部分が開示され時点にて商業的に入手不可能であったＤＤＱＳＫ−ＦＳ型の鋼であって、約０．００１〜０．０２重量％のＣ、０．０５〜０．５０重量％のＭｎ、０．００５〜０．０８重量％のＳｉ、０．０２〜０．０６重量％のＡｌ、０．００２〜０．０２重量％のＳ、０．００１〜０．０１重量％のＮ、０．０００５〜０．０１重量％のＯであって、残部として、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、さらに、他の元素とは遊離し結合されていない元素であって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとその混合物からなる群より選択される強化元素を０．０１〜０．３原子％、特に、Ｔｉ、及び強化に有効な少量のＮｂ及び／又はＶとＴｉとの混合物を前記の範囲内で含有し、前記の強化元素は脱炭及び脱酸のための脱ガス後に添加されることを特徴とする鋼を提供する。この鋼は、 (ａ)２３５０°Ｆ〜１７５０°Ｆで鋼スラブを棒材に熱間圧延し、その後、約１２００°Ｆ〜１６７５°Ｆの温度範囲の上限側のフェライト組織で仕上圧延を行ない、この温度範囲の下限側で仕上げし、１２５０°Ｆより低い温度でコイリングするか、或いはまた、(ｂ)仕上製品が冷間圧延されるとき、２３５０°Ｆ〜１５００°Ｆの温度範囲、好ましくは２２００°Ｆ〜１６５０°Ｆの温度範囲のオーステナイト組織で熱間圧延することにより製造される。他の仕上圧延として、フェライト状態での圧延、具体的には１６７５°Ｆで開始し、１３７５°Ｆより高温にて仕上げを行なう圧延であってよく、１３５０° Ｆ以上の温度でコイリングし、その後、シートを冷間圧延して厚さを約６０％以上減少させる。圧延されたシートは次に巻き取られ、約１２５０°Ｆ〜１４００ °Ｆ、好ましくは１２７５°Ｆ〜１３５０°Ｆの温度で、例えば２時間の焼きなましを行なうことにより、(１１１)結晶粒組織の形成を最適化し、次に、オープンコイル焼きなまし炉の中で、約８００°Ｆ〜１２５０°Ｆ、好ましくは９５０ °Ｆ〜約１１５０°Ｆの温度で等温保持する。このとき、窒素、アルゴンまたは水素などの緩衝ガス(窒素またはアルゴンが好ましく、窒素が特に好ましい)の中に、約３、好ましくは約７または８体積％乃至約１２体積％のアンモニアを含む混合物からなる窒化ガスをオープンコイル焼きなまし炉に導入しながら、シートの厚さと所望される強化深さに応じて、約１/２時間〜１２時間、シートを処理することによって、鋼シートのシート厚さ方向の少なくとも一部まで窒化する。窒化ガスは、鋼シートの幅方向に完全な層流が形成されるような流速と方法でオープンコイルラップ間を再循環させられる。鋼シートの強化は、鋼と窒化ガス組成、窒化時間と窒化温度、鋼シートの厚さと所望される強化深さの関数として制御され、所望により、調質圧延(temper rolling)後の０．２％オフセット降伏強さが少なくとも約４０ksi(あるいは、窒化された状態においては同様のオフセットに対して更に小さな降伏応力)、ｒ値が約１．７を越える鋼シートが得られる。新鮮な窒化ガス混合物を、オープンコイル焼きなまし炉の内カバーの下の再循環フローへ導入するときの流速は、窒化されるコイルの重量に対して充分な窒素を供給できるものであらねばならない。一般的に、鋼に吸収される総窒素は、溶接性や歪時効に関わる問題を最小にするために、約０．０４重量％以下に制限すべきである。前述したように、窒化前に、ベースシート材処理を施すことにより、絞り性にすぐれる高強度シートが得られる。しかしながら、窒化処理は、窒化前に異なる処理が施された同様の組成の鋼シートにも用いられることができる。高ｒ値が必要でない用途では、異なる冷間圧延法や焼きなまし、例えば焼ならしのような処理を用いることもできる。同じ様に、窒化前に、熱間圧延材をオーステナイト状態で仕上げることもできる。冷間圧延シートを窒化する場合は、熱間圧延後に、酸洗／洗浄工程を行なう必要がある。しかし、熱間圧延材を窒化する場合、熱間圧延処理でのスケールを除去する必要はない。また、オーステナイト状態で仕上げられた熱間圧延シートを再結晶する必要もない。最終圧延の後にシート上に付されたどんな保護材も、表面上に層を形成しないように、オープンコイル焼きなまし炉(ＯＣＡ)の中で加熱する際、除去されなければならない。ここで述べる窒化処理では、内部窒化またはサブスケール窒化物生成のメカニズムを用いて、適当な鋼ベース材に強度を付与する。内部窒化は、窒化中又は窒化後の冷却中における窒化鉄の生成に必要なレベルより低い窒化ポテンシャルを利用することにより、Ｆｅ₄Ｎ生成が抑制されることを意味する。適用される窒化ポテンシャルと窒化温度は、強度がシート上のどの箇所でも均一であり、窒化時間が大幅なコスト高を招くほどに長すぎるものではなく、また、ガス供給フローの制約がある場合に必要な窒素を鋼に供給するのに短すぎるものでないという商業上の要件を満たさなければならない。硬化は、「前線(front)」の形態で表面から内部へと進行し、前線の後方ではほぼ均一な高硬度となり、前線の前方はベースシートの硬度である。ここで用いる窒化深さは、シート表面に対する内部窒化物前線の位置である。窒化の深さを制御することにより、強度を調節することができる。時効処理も、二次的な強度調節に利用することができる。ここで述べられている技術は、現在一般的な脱ガス装置の中で作られる非侵入型低炭素鋼を利用する機会を与える。これらの鋼は、体心立方格子構造に、微量合金(minor alloy)を添加するものであり、強化用析出物の析出を制御することにより、最終用途の特性が調整される。一方、従来の強度付与方法では、冷却時に固溶体が過飽和になて析出物を生成するものであるが、この析出物は、制御困難で、通常、粒度が大きく、フェライト基地と非干渉性であり、強化剤としては不十分であるため、前記方法は、従来の方法に取って代わり得るものである。本発明の鋼は、干渉性の小さな円盤状析出物により強化されるので、従来の方法による強度予測のために必要な複雑なモデルとは異なり、簡単な数式により強度を予測できる。本発明において形成される単層窒化物に適用される「干渉性(coherent)」という用語は、フェライト基地(matrix)に対する析出物平面の整合性を意味し、その周辺で僅かに不適合な転移を可能にする。過時効になり始める前に窒化物が厚くなって２層になることもあるが、説明の簡略化のために、単層窒化物が形成されるものと仮定する。図面の簡単な説明図１は、２本の窒素吸収等温線を概略的に示すグラフである。図２は、本発明による典型的なオープンコイル焼き鈍し／窒化サイクルを示すグラフである。図３(ａ)は、５種類の異なるシート厚さについて、降伏強さと、効果的または利用可能な遊離強化元素(free strengthening element)の量との関係を表すグラフであり、実験炉及び工場炉の１０５０°Ｆにおけるデータを含んでいる。図３(ｂ)及び図３(ｃ)は、典型的な下降伏応力(loweryield stress)の変化と、０．０２４mil及び０．０３５mil厚さのサンプルを種々温度にて完全に窒化した後の遊離強化元素の原子％との関係を表すものである。同じ厚さで同一成分のベース鋼は、図に示す温度範囲内でより高い温度で窒化が行われるほど、より高い強度が得られる。図４は、実験室において１０５０°Ｆの窒化温度で、Ｔｉ、Ｎｂ又はＶにより強化された、窒化／時効シートの窒化後の硬度時効応答のグラフであり、ここでは、シート内の総窒素量は約０．０４重量％である。図５は、温度が同じで、異なる３種類の窒素ポテンシャルの実験室フロー条件下において、同じベースシートを処理して得られた硬度分布を示すグラフである。図６は、同じガス条件で、異なる２種類の温度条件の実験室フロー条件下において、熱間圧延された同じベースシートを窒化処理して得られた異なる硬度分布を示すグラフである。図７は、完全層流条件下のアンモニア／窒素窒化ガスに対して、特定レベルの遊離チタンでの窒化深さと窒化時間との関係を示すグラフである。図８は、利用可能な遊離強化元素の量と、用いた窒化処理温度を夫々変化させたときの降伏応力の増加感度を示すグラフである。図９は、窒化中の窒素取込み量と、オープンコイル焼きなまし炉の中で窒化される鋼コイルの上部からの距離との関係を示すグラフであり、実験２と３(これについては後述する)に対する窒素分布データを示している。図１０(ａ)は、２つの同じ実験で窒化されたコイルの上端からの距離と、硬度との関係を示し、図１０(ｂ)は、前記距離と下降伏値との関係を示すグラフである。図１１は、利用可能な強化金属の量と、組成の異なるシートを実験室で本発明の方法と同じ条件で処理して得られたｒ値との関係を示すグラフである。図１２は、窒化されたコイルの上端からの距離と、後述する実験３において、調質圧延シートから得られた０．２％降伏強さとの関係を示すグラフである。図１３は、部分窒化された冷間圧延シートの下降伏応力について、測定値と計算値の比較を示すグラフである。図１４は、後述の実験７で得られたコイルの上端付近の窒素と表面硬度を示すグラフである。図１５は、後述の実験８で得られたコイルの上端付近の窒素と表面硬度を示すグラフである。図１６は、後述の実験９で作られた窒化熱間圧延シートの端から端までの表面硬度をプロットして示す図である。図１７(ａ)及び図１７(ｂ)は、コイルを１０５０°Ｆで窒化したときの窒素吸収効率を示すグラフである。望ましい実施例の説明本発明の目的は、その最も広い形態では、窒化処理の使用において、ＤＤＱＳＫ−ＦＳ型の鋼シート製造の最終処理段階を制御することにより、強度を付与することである。製造工程の鋳造段階の後に、熱間圧延、冷間圧延、熱サイクル又は焼きなまし処理を施すことにより、シート中に、微細組織や結晶粒配向組織が付与される。より具体的には、本発明の目的は、１)高い加工硬化指数(ｎ値)、２)引抜き時の薄化／引裂に対する高い抵抗性(高ｒ)、３)シート平面内における高い弾性率( ヤング率)、を有する高強度の内部窒化鋼を製造することである。窒化前の焼きなましの間に、この鋼シートに強力な(１１１)組織が付与され、シート平面には、等方性鋼シートよりも高い弾性率が付与される。弾性定数のこの異方性は、例えば、車体構造物において重要な因子である高剛性構造を形成するために用いることができる。高強度は、主に、鋼の化学成分(窒化時における強化用析出窒化物を形成する非結合遊離状態のＴｉ、Ｎｂ、Ｖの量)により達成される。ここでは、両表面からの内部窒化前線がシートの中心線で出会った時に、最大の強度が付与される。従来のシート窒化方法は、シートの幅方向に均一な強度特性を与えることには成功していなかった。特性の均一性は、ラップ間のあらゆる箇所において窒化ガスフローが完全層流となっているオープンコイル焼きなまし炉の中でシートコイルを窒化する工程、窒素吸収等温線が比較的浅い勾配を有するような適当に低い温度で窒化する工程、さらに、吸収等温線が直線的である窒素ポテンシャル領域において処理する工程によって促進されることを我々は見い出した。図１に、窒素吸収等温線の概略を示す。窒素吸収と窒化ポテンシャルの関係は、バルク拡散が感応性(response)に影響を及ぼさない窒化ガスに曝されたシート表面に非常に近いところのものを表している。この図は、窒素吸収が２つの部分、すなわち、 (ａ)フェライトの(１００)面に干渉性の単層チタン(または他の強化元素)の窒化物の析出物の形で析出した窒素、(ｂ)フェライト中に溶存しているか、あるいは、析出物の歪み域または析出界面に捕捉されている過剰窒素、とからなることを示している。等温図から分かるように、低窒化温度は、過剰窒素取込み量の減少と、窒化ポテンシャルの変動に対する窒素吸収の感度の低下を促進する。本発明のＤＤＱＳＫ−ＦＳベース鋼は、フェライト領域で熱間圧延するか、あるいは、オーステナイト領域での熱間圧延の後、冷間圧延して焼きなましすることによって処理され、例えば、約１．７以上の高ｒ値を有し、(１１１)結晶粒配向が良好な鋼を得ることができる。本発明の条件下で窒化した場合、この様な鋼は、シートの幅方向に均一に約４０ksi以上の高強度、高ｒ値、高ｎ値を有する。強化窒化物析出物は超低速工程(オストワルド熟成工程)により粗粒化されるので、非常に安定した微細組織／強度を作り出す系が形成される。その結果、本発明の窒化鋼シートでは、フェライト相領域において良好な高温強度を有することができる。図２は、本発明による典型的な焼きなまし／窒化サイクルを示している。ＤＤＱＳＫ−ＦＳ鋼シートのコイルをオープンコイル焼きなまし炉のベース部に載置して、ベース部上のコイルにカバーをかぶせ、図２に示すように、コイルを１３００°Ｆの焼きなまし温度に加熱して、この温度で、(１１１)結晶粒組織を最適化するのに十分な時間保持し、次に、冷却を開始して、１０５０°Ｆまで温度を下げ、この一定の窒化温度に維持しながら窒化を行なう。次に、窒化鋼コイルを６００°Ｆまで冷却し、２８０°Ｆまで水冷し、この温度で、焼きなまし炉のカバーを取り外して、コイルを常温まで冷却する。図２に示す温度は、望ましい温度であるが、各温度は、上述の各範囲内であれば如何なる温度であってもよいことは理解されるべきである。上述の処理によって完全に窒化された(すなわち、両面からの内部窒化前線がシートの中央で出会った状態)鋼シートをさらに強化するために、窒化された鋼シートを、前記窒化温度よりも高く１３００°Ｆよりも低い温度で第２の等温焼きなまし処理を行ない、窒化後の強度が目標強度よりも低いシートの強度を上げることができる。この第２の焼きなまし処理の場合、炉雰囲気は、所望される特性に応じて、窒素還元雰囲気、中性雰囲気または弱窒化雰囲気とすることができる。所定厚さからなる鋼シートの窒化強度は、析出物の体積分率の平方根に比例し、さらに、窒化温度での遊離Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの重量パーセントの平方根に比例するということを我々は見い出した。この関係は、図３(ａ)〜(ｃ)の曲線群と以下の式により示される。 σＹ＝１８．１＋ＫＦ_M1/2 （式１）式中、σＹは降伏強さであり、Ｆ_Mは、窒化時の窒化物生成に利用可能な遊離状態の強化元素Ｔｉ、Ｎｂ及び／又はＶの有効量(原子％)である。パラメータＫは、実験的に求められ、厚さと窒化温度の両方に依存する。例えば、実験用チューブ炉の中で窒化温度を１０５０°Ｆとし、アンモニア／窒素混合物１０％を使用した場合、次のシート厚さの範囲に対して、Ｋは以下のように決定される。 (ａ)厚さ１８milのシートの場合、Ｋ＝１８８ (ｂ)厚さ３０milのシートの場合、Ｋ＝２７９ (ｃ)厚さ３４milのシートの場合、Ｋ＝２９９ (ｄ)厚さ４９milのシートの場合、Ｋ＝３１９この発見は、全窒化されたシートの強度を正確に制御する能力を向上させ、主要な強化制御メカニズムを提供する。パラメータＫ＝Ｋ(Ｔ_S，Ｃ_N，Ｔ)は、変数Ｔ_S(シート厚)、変数Ｃ_N(表面窒素濃度)に依存し、特に、変数Ｔ(温度)に最も依存する。これら変数と遊離強化元素の存在量Ｆ_Mを用いて、全窒化降伏強さを調節することができる。図３(ａ)乃至(ｃ)において、ＤＤＱＳＫ−ＦＳのベース鋼シートにおける遊離または利用可能な強化金属の量(他の元素と結合されていない固溶体中における強化金属の量)と、１０５０°Ｆで窒化した後の鋼の降伏強さとの関係が示されている。これらの図から分かるように、上記の式１(ａ)、(ｂ)、(ｃ)、(ｄ)に従うと、降伏強さは、ベースシート中の非結合状態の金属強化元素の原子パーセントの平方根に比例する。シート厚さ毎、窒化温度毎に、必要とされる放物線的強化関係(parabolIc strengtening relation shipは異なるが、その理由は、窒化前線の平均速度が異なり、また、強化用析出物が異なる量で時効を受けるため、降伏応力が変化するからである。この関係は、先行技術と比べると、窒化後に特に所望される最大強度を得るために、鋼の開始時化学的性状を正確に制御することができるという大きな利点を提供する。チタンとニオブを強化元素として用いる場合、窒化が起こる前に、窒化温度において、炭素と窒素の全てがこれらの強化剤に化学量論的に１：１で完全に結合すると仮定してもよい。しかし、バナジウムを強化剤として使用する場合は、高可溶性生成物であるバナジウム炭化物により、この様な簡単な計算ができなくなる。前工程の熱間圧延の間に生成されたバナジウム炭化物が溶解し、遊離バナジウムが放出されると、１：１の化学両論的な予測値よりも大きな強度の増加がもたらされる。全窒化降伏強度と強化元素の原子パーセントの平方根のデータを、窒化温度毎に得なければならない。一般的に、窒化温度が高くなると、強化剤の単位添加量に対する全窒化降伏強さが増加する。σ_YをＦ_Mに関連付けるパラメータＫの変化は、異なるシート厚さ毎に対する温度の関数として決定することができる。実際の熱化学的性状が目的の化学的性状を欠いている場合に、この様な結果を強度制御の主要な手段として使用することができる。実際、目的とする熱化学的性状は、中間的な窒化温度を使用すると仮定して、製造されるべきシートの厚さに対して決定されべきである。実際の熱化学的性状においてＦ_Mが大きければ、同じ目標降伏強度レベルを達成するために、より低い窒化温度を用いることができる。化学的性状が乏しいと分かった場合には、もちろん、窒化温度はより高くして行われる。本発明で規定されている温度範囲内で異なる厚さのシートに対するＫ＝Ｋ_Tの幾つかの例を以下に記載すると共に、図３(ａ)及び図３(ｃ)に示される。厚さ０．０２４インチのシートの場合 (ａ)900°Ｆで全窒化されたシート：Ｋ₉₀₀＝１４３ (ｂ)1000°Ｆで全窒化されたシート：Ｋ₁₀₀₀＝１９８ (ｃ)1050°Ｆで全窒化されたシート：Ｋ₁₀₅₀＝２３８ (ｅ)1100°Ｆで全窒化されたシート：Ｋ₁₁₀₀＝２５９厚さ０．０３４インチのシートの場合 (ａ)950°Ｆで全窒化されたシート：Ｋ₉₀₀＝２６５ (ｂ)1050°Ｆで全窒化されたシート：Ｋ₁₀₅₀＝２８７ (ｃ)1150°Ｆで全窒化されたシート：Ｋ₁₁₅₀＝３１１１１５０°Ｆを越える非常に高い温度では、過時効と軟化が起こり始める(図４参照)。図３(ａ)乃至(ｃ)において実験的に示された遊離強化元素と降伏応力との放物線的関係は、簡単な式を用いて容易に説明できる。フロー応力は、構成成分の和として以下のように書き表される。 σ＝σ_P＋σ_COH＋σ_CUT＋σ_dISL＋σ_GS 式中、σは、応力の転移成分が存在しない場合の降伏応力を表し、σ_Pは、パイエルスすなわち摩擦応力であり、σ_COHは、干渉性応力成分であり、σ_CUTは、析出物カット項であり、σ_Dislとσ_GSは、転移項と粒界項で、これらの鋼の降伏点を考慮すれば無視できる。摩擦応力は定数である。本発明により形成される種類の薄肉円盤状の析出物では、干渉性とカット成分は、析出物の体積分率の平方根に比例するので、これらの析出物を形成する遊離強化元素の原子重量パーセントの平方根に比例するはずである。図３(ａ)乃至(ｃ)の実験結果は、これらの簡単なパラメータと一致する。干渉性項は析出物半径の逆数の平方根に比例する一方、カット項は半径の平方根に比例するので、干渉性項とカット項の影響は分離可能である。円盤状析出物が成長するにつれて、カット項が優勢となり、降伏応力は円盤状析出物の半径の平方根と共に増加する。それに伴う時効結果は、上記の説明において簡単に理解できる。全窒化シートの場合、降伏強さと、利用可能な遊離強化元素との関係が図３( ａ)乃至(ｃ)及び式２に示されているが、これらは、１０５０°Ｆ付近での窒化温度と強化元素の変化により降伏強さの変化の増加量を比較した図８に示されているように、異なる形態で表現することができる。図８に示されるように、強化元素の０．０１原子重量パーセントの変化による応力の変化量は、強化剤の増加に伴って減少する。窒化温度の±５０°Ｆの変化に対する強度増加分の有効変化は、強化剤の量の増加に伴って増加する。図８に示されるように、約６０ksl以上の降伏応力レベルでは、３０mil厚のシートに対して、１００ °Ｆの窒化温度変化により、強化元素の０．０１原子重量パーセントの化学量の欠如を補正できる。これは、広範囲に亘る降伏応力目標値に対して、商業ベースでの目標降伏応力に対応するために利用できる適切なプロセス制御が存在することを示唆している。窒化温度の適応範囲を広げ、化学量制御をより厳密にすれば、低強度シートでさえも商業的に製造することができる。通常の恒温窒化の最中に起こる自己時効(autoaging)は、窒化後の時効実験を別途行なうことにより最も良く理解されるであろう。図４は、１０５０°Ｆでの窒化の後、チタン、ニオブ、バナジウムを強化元素として使用した３種類の鋼シートの時効に対する硬度応答を示している。これら３種類の鋼は全て、１１５０ °Ｆでの時効で硬度の増加を示し、より高い温度では、過時効と軟化を伴う。時効応答は、これらの鋼の可溶性生成物の相違によるものであり、過時効に対する抵抗はチタンが最も大きく、バナジウムが最も小さい。この図に示されている鋼の窒素レベルは、約０．０５重量％のオーダであった。窒素レベルの低い鋼は、弱い時効応答を示す。全窒化シートの時効応答は、シートに接触しているガスの窒化特性または還元特性に多少影響される。この時効挙動は、窒化後の時効処理が含まれるようにＯＣＡサイクルを変更することによって、窒化後の強度を変える方法として利用できる。窒化温度を１０５０°Ｆから１１５０°Ｆに上げると、時効応答と同様な強度増加をもたらすことができ、強度制御方法として使用できる。内部窒化に伴ってもたらされるプロセスは、窒化後のシート断面の微少硬度分布をとり、鋼シートの応答を調べることによって得られる。図５及び図６において、同一窒化時間での異なる窒化ポテンシャルの恒温窒化(図５)と、同一窒化ポテンシャルでの異なる窒化時間の窒化(図６)について、硬度測定により決定された窒化深さ分布を示している。図６では、同一の熱間圧延ベースシートに対して、２つの異なる窒化時間が用いられている。この図において、いくつかの特徴に留意すべきである。(Ａ)窒化前線は、２．５時間窒化よりも４時間窒化の方がより深く浸透している。(Ｂ)硬度シェルフは、前線の後方での時効を示す長時間窒化サンプルに対するものの方が高い(前線の後方での硬度シェルフの勾配も、時効の現れである)。(Ｃ)このサンプルでは、内部窒化前線の前方にかなりの窒素リークと硬度の上昇がある。熱間圧延ベースシートは、窒化前に焼きなましを行なっておらず、前線を介する転移伝達拡散が、窒素リークと結果として起こる前線前方での硬化の考え得る原因である。焼きなましが施された冷間圧延シートの場合、通常は、図５に示すように、前線の前方での硬化はほとんどない。この窒化温度において、硬化深さは、鋼への窒素拡散速度により制御され、また、程度は小さいが、窒化ポテンシャルと鋼の遊離チタン(又は他の強化剤)の含有量により制御される。窒化深さに対する窒化ポテンシャルを変えることの効果は、図５に示す硬度深さ分布に示されている。硬度と深さの関係は、図７のグラフに示されており、また、以下の式で表される。式中、αは、ほぼ一定の定数；Ｃ_Nは、表面に吸着された窒素の濃度；Ｃ_Tfは、シート中の遊離チタン濃度；Ｄ_Nは、窒素の拡散係数；ｔ_C＝ｔ−０．１５(但し、ｔは窒化時間(hours)）； βは、図７に示すような特定の窒化温度とガス組成(窒化温度＝１０５０°Ｆ、アンモニア１０％、窒素９０％)に対する時間の平方根と窒化深さとの関係の勾配であり、β²＝αＣ_NＤ_N／Ｃ_Tfである。上記式の中のいくつかの項は、簡単に実験的に直接測定できるものではないが、窒化深さと時間の平方根の関係の勾配は、通常、全厚に満たない窒化の後の硬度推移によって決定される。図７は、様々な窒化温度にて、０．７７重量％のＴｉを強化元素として含有するＤＤＱＳＫ−ＦＳベース鋼シートに対する窒化深さと時間、特に、時間の平方根との関係を示している。この目的のために、過渡型層流を作る実験用チューブ炉において、１０５０°Ｆで１０％アンモニアと窒素の混合物を使用した。この図から分かるように、鋼中における窒化前線の深さｘは、時間の平方根と共に直線的に増加する。アルゴンや水素などのような他の緩衝ガスを使用しても、アンモニア濃度が変化しなければ、図７の深さの関係は変化しない。この放物線的な(parabolic)窒化速度は、窒化速度に関する特定の数値を与え、シートの特定の深度への窒化、または、特定の寸法のシートの厚さ方向への窒化に必要な時間を正確に予測できる。過渡的な流れラインとほぼ同一のガス供給フローとシートの化学的性状と共に、完全層流に対する窒化深度の予測値も示されている。完全層流予測は、層流領域と過渡的フロー領域からの窒素吸収値に基づいている。１１５０°Ｆより低温では鋼中の窒素ガス溶解度は小さいが、提案されている３種類の緩衝ガス、すなわち、窒素、水素、アルゴンの何れのガスの使用に対しても、窒化深度−時間関係の依存性は殆んどない。先行技術で入手し得る情報では、この様な正確な予測は不可能である。これらのメカニズムは、強度制御の二次的な方法を提供するもので、この方法は、オープンコイル焼きなまし炉において、オープンコイルラップ内で窒素ガスを乱流状態に保ちながら、鋼シートの強度の均一性を損なわないように、シート厚さの一部だけを窒化するためにより短時間で窒化することによって達成される。すなわち、限られた温度範囲で一定温度に保持することにより、窒化を、限られた時間行なうことによって達成される。我々は、部分的に窒化されたＤＤＱＳＫ−ＦＳ鋼シートの中で予測される降伏強度を決定するための関係式を開発した。その式は次の通りである。 σ_P＝２βＴ_S ^-1(σ−σ_B)√ｔ_C＋σ_B （式３）式の中で、 σ_Pは、窒化部分の降伏強度； σは、用いられた窒化温度に対して必要な全窒化時間をｔとするような厚さのシートに対する全窒化最大降伏応力； σ_Bは、ベースシートの降伏強さ；ｔ_C＝ｔ−０．１５(但し、ｔは部分窒化時間(hours)；Ｔ_Sは、シートの厚さ(インチ)； βは、定数であり、その数値は特定の窒化温度における式２の勾配から得ることができる(図７参照)。前線からの窒素リークにより、いくらかの硬化が生じ、ベース強度を増加させる。これにより、部分強度式に対するベース強度が、式２で用いられたものよりも多少高くなる。厳密に言えば、式３において２種類の異なるベース強度が存在するが、説明を簡略化するために、１種類だけを用いる。この様に、本発明によれば、窒化を行なうことによって、シート全体の厚さについて正確な硬化と強化を求めることができる。また、例えば、圧痕抵抗性シートの製造において、硬化／強化の窒化深度を部分硬化または表面硬化に限定することもできる。バリア層や毒物質をシートの片面に塗布することによって、非対称性の硬化シートを特別な用途のために製造することができる。チタン、ニオブ、バナジウムを強化元素として使用し、本発明に従って処理した鋼シートに対して得られたｒ値を、図１０に示す。バナジウム量が最も多い鋼は、最も弱い(１１１)表面組織を形成し、最も低いｒ値を呈した。バナジウムは弱い表面組織を形成し、窒化強度の予測が難しいので、絞り性が要求される場合には最も望ましくない元素である。本発明の例示として、以下の組成の鋼を製造した。一般的に、本発明での検討対象の鋼に付随する元素の量は、以下のように限定されている。すなわち、重量パーセントで、Ｐが０．０２％、Ｃｕが０．０４％、Ｎｉが０．０４％、Ｃｒが０．０４％、Ｍｏが０．０２％である。表１のヒートは、炭素の侵入を減少させるために脱ガスし、次に脱酸し、最後に、目標の降伏強度達成に必要な量の強度付与元素のチタンとニオブを添加することによって、ＤＤＱＳＫ−ＦＳの製法を用いて作製された。スラブ形状の鋼を２２５０°Ｆに保持し、オーステナイト範囲で熱間圧延し、１７３０°Ｆでホットストリップ厚さ０．１７０インチに仕上げ、コイリング温度１１７５〜１２２５°Ｆで巻き取る。熱間圧延ストリップを、次に、厚さ０．０３１インチ、幅４６インチに冷間圧延し、１０トンのコイルを作製した。第１の実験において、炉床部(base)に窒化ガスを導入しコイルの上部に循環するように改良したオープンコイル焼きなまし炉の炉床部に、コイルを載置した。０．０７０milワイヤを使用して、ラップを分離した。密閉した炉を毎時１８００立方フィート(cfh)の窒素で１時間パージした。炉の加熱を開始し、温度を１５００°Ｆに設定した。１５００°Ｆで、ガスをＨＮＸ(８〜１０体積％のアンモニア、残部水素)に切り替え、No.２の熱電対(コイルの外側の上縁付近で実験的に決定された「ホットスポット」に配置)が１１００°Ｆに達するまでこのガスを１５００cfhの割合で供給し、炉を後者の温度に保持するように制御した。N o.３の熱電対(コイルの下縁部の内側ラップ上で実験的に決定された「コールドスポット」に配置)が１０５０°Ｆに達した時、窒素のピックアップを防止するために湿潤ガスサイクルを開始し、露点を４０°Ｆ±２０°Ｆに保った。次に、 No.２の熱電対が１３００°Ｆに達するまで、炉を１５５０°Ｆに加熱し、後者の温度に保った。No.３の熱電対が１２７５°Ｆに達した時(約２時間後)、加熱を停止し、湿潤ガス雰囲気を保ちながら、コイルを炉内で降温した。No.３の熱電対が１１５０°Ｆに達するか、又はNo.２の熱電対が１１００°Ｆに達した時、湿潤ガス雰囲気の供給を停止し、ガスをＨＮＸから１５００cfhの窒素に切り替えた。No.３の熱電対が１０５０°Ｆに達した時、炉を再び加熱し、No.２の熱電対を１０５０°Ｆに保持した。この時、Ｎｏ．３の熱電対が１０５０°Ｆから２０°Ｆ以内になったとき、さらに３０分間保持した後に、約１５００cfhの流量で炉内に窒化ガスを約３．５時間導入した。次に、ガスを１５００cfhのＨＮＸに切り替え、炉を密閉し、コイルを炉内で降温した。No.３の熱電対が６００°Ｆに達した時、冷却水を流し、この熱電対が２４０°Ｆに達した時、炉床部を分離し(カバーを外し)、コイルを取り出した。この最初の商業規模の実験においては、窒化ガスの組成は十分に制御されていなかった。アンモニアの初期レベルは８％を越えていたが、窒化サイクルの前半で窒素中のアンモニアが約３体積％にまで減少し、窒化保持時間の後半ではそれを持続した。このコイルの窒化時間は、予定された８％ガス供給速度での全窒化に必要な時間よりも１．５時間長かった。それにもかかわらず、これにより、どの部位でも、最大強度を付与するのにほぼ十分な窒素レベルとなっていた。表２は、このトライアルの結果を示す。＊ＯＷとＩＷは、オープンコイルの外側ラップ(outer wrap)と内側ラップ(inn er wrap)の略である。表２から分かるように、ＨＲ３０Ｔ硬度は、シートの幅方向全体、コイルのヘッド(外側ラップ)からテイル(内側ラップ)までほぼ一定であったが、コイルの上部(top)とテイルでは、その他の測定点よりも若干低かった。(ＨＲ３０Ｔ硬度とは、鋼球直径１／１６インチで荷重３０kgの条件で得られたロックウェル表面硬度である)。同じ様に、降伏強度は、コイルの幅方向と長さ方向でほぼ均一であったが、上部とテイルでは若干低かった。窒素レベルは、コイルの中央部と下部、ヘッドとテイルとはかなり均一であった。コイルの上部は若干低かった。特に、窒素レベルは、コイルの中央部と下部(ガスフローが完全な層流になる箇所)よりもコイルの上部（窒化ガスフローが完全な層流になる前の過渡流の状態である箇所)の方が、若干低かった。このテストは、比較的良好な結果となったが、ガス組成が不確定であったので、部分的な成功としか言えない。そこで、第２の商業規模の実験では、導入した窒化ガスの組成を、窒素中のアンモニア量を８体積％のほぼ一定値に保った。コイル下部からの排ガスを分析したこと以外は、同一厚、同一ワイヤ寸法、同一コイル重量の同一の鋼を、同じ焼きなまし時間、窒化時間で処理した。この場合、炉の内部カバーからの排ガス( シート表面に接触するガスと同じ組成)は、約３〜５体積％のアンモニアを含有していた。水素の存在量は、排ガス中のアンモニアレベルの約２倍であった。窒化中のコイルのホットスポットとコールドスポットの温度差は、常に１０°Ｆより小さく、通常、２°Ｆ以内であった。さらなるテスト結果を、表３、図８、図９Ａ及び図９Ｂに示す。 (１)長さ方向のサンプル (２)幅方向のサンプル＊ｎ値は下降伏伸びの終点から最大負荷までに測定されたもの (１)長さ方向のサンプル (２)幅方向のサンプル＊ｎ値は下降伏伸びの終点から最大負荷までに測定されたものオープンコイルのラップ間での好ましいフロータイプは完全層流であるが、完全乱流を用いてもよい。しかし、完全乱流を達成するのは難しい。窒化加熱温度での窒化ガス混合物に対するレイノルズ数は正確には分からないが、層流範囲約１〜１５００の下限、例えば、約２０に収まることは確かである。完全層流を達成するには、コイル上部のガス導入口から距離をあける必要がある。この過渡ゾーンにおけるフローを過渡流と呼ぶ。シート表面に隣接する大過渡境界層は、過渡領域と完全層流領域におけるフローに関係する。完全層流領域よりも過渡領域における窒素吸収量が少ないことは、シート表面上の吸着窒素密度がこの領域で減少するということを示す。この減少の理由は現時点では分からない。オープンコイル焼きなまし炉のコイルのラップ内での窒化ガス混合物再循環率によって、結果的に、コイルの下半分においては完全層流ガスフローとなるが、多少の過渡層流を伴い、コイル上部付近における窒素吸収量が減少する。過渡流領域においては、シート表面に吸着された窒素は、横断面方向に全窒化するのに十分であり、比較的少量の過剰窒素が堆積する。コイルの中央部から下部までにおける完全層流状態では、シートは全窒化され、大量の過剰窒素が存在する。図９に、コイルの上部から２０インチの部分の窒素レベルを示している。コイルの幅及びコイルのヘッドからテイルにかけて、長さ方向／幅方向の特性、すなわち、降伏強度、最終引張強度、ｎ値、全伸びの実質的な均一性は、表３のデータから明らかである。表４は、コイルヘッドの上部から１２インチの部分における下降伏応力の均一性を示している。下降伏応力は、このコイルの下部から３４インチ上方のヘッドとテイルの部分でほぼ均一であった。本発明に基づいて製造されたシートの窒化後の特性の均一性の劣化および窒素ピックアップ量は、図９、図１０(ａ)、図１０(ｂ)からより一層明らかになる。図１０(ａ)から分かるように、実験２における降伏強度は、コイルの上縁部から中央部にかけて幅方向にほぼ一定に保たれている。図９の左側に示すコイルの上縁部においては、コイルの上部付近で炉に導入される窒化ガスフローは、過渡層流である。図９の右側に示すコイルの中央部においては、窒化ガスフローは完全層流である。図９の中央部の領域は、過渡領域であり、ガスフローは完全層流から過渡層流に変わりつつある。図９から分かるように、ピークに達して完全層流が優勢となるまで、窒素ピックアップは、コイルの上部からの距離が大きくなるにつれて増加し、コイルの中央部に向かって０．０７重量％のほぼ一定レベルになる。図９に示す実験２及び実験３においては、コイルの上部での過渡流に関連して、吸収窒素が減少している。同様に、図１０(ｂ)は、実験２の窒化シートの幅方向にかけてコイルのヘッドとテイルにおいて硬度がほぼ一定であることを示している。このコイルも厚さは０．０３０インチである。１０５０°Ｆにおける窒化時間は３．５時間であったが、完全層流条件下での全窒化には２時間で十分であった。窒化の最後の３０分の間は、アンモニア濃度を１０％に増加させた。長時間の窒化が、このシートの高窒素レベルの理由である。窒化時間の延長がなければ、過渡流による低窒素吸収が局在的に観察された上部表面付近で、降伏応力が低下していたであろう。しかし、過渡層流領域においても、全厚窒化が起こり、この領域での降伏応力の減少はほとんど観察されなかった。冷却時に、オープンコイル焼きなまし炉内のこのシートの完全層流領域において、Ｆｅ₄Ｎ析出物が形成された。表５に示すチタン安定化鋼を使用して、第３の実験を行なった。この実験で用いられたコイルも、厚さ０．０３０インチ、幅３９インチであった。使用したラップ離間用ワイヤは、０．０７０milであった。８％アンモニアの窒素緩衝ガスを使用し、完全層流領域において厚さ方向に完全窒化を行うのに、窒化時間は２時間で十分であった。窒化前の処理は、実験２と同じである。実験３の結果も、図８、図９(ａ)、図９(ｂ)に示されている。コイルの窒化時間が３．５時間の実験２では、硬度値と降伏応力値は、コイルの全ての位置でほぼ一定であった。実験３では、実験２で使用したものと同じ厚さのシートを２時間窒化した。導入口ギャップの過渡流領域において、全厚窒化は起こらず、軟化が起こった。テイル領域では、上縁部付近の過渡層流状態により、厚さ方向に部分的な窒化が起こったため、厚さ方向中央部付近の全体層流／全窒化領域よりも降伏応力と硬度が低くなった。前述のトライアルと同様に、コイルの上端部付近の領域で過渡流から全体層流への移行が見られた場合、吸収窒素レベルの差は、約２倍である。図１２は、実験３において、調質圧延による０．７５％展伸の後に得られたコイルについて長さ方向に５箇所の位置におけるコイルの上縁部から全幅の０．２％降伏強度の変化を示す。これらの結果は、コイルのヘッドからテイルまでの変化が小さく、特に、ガスフロー特性の変化による降伏応力の幅方向の変化について改善が必要であることを示している。シートの上縁部付近で降伏応力が小さくなった場合、コイル上部から約１０インチ下の完全層流プラトー領域と同様に、この領域での窒素吸収能が低いために、断面が全窒化されなかった。コイル幅の下半分での機械的特性と窒素吸収は、どの箇所でもほぼ同一であった。この実験３のコイルの最大窒素吸収量は、約０．０３重量％である。このコイルの全窒化部分からのシートを０．７５％調質圧延して降伏点を取り除き、長期間保存のシミュレーションのために１８０°Ｆで１時間焼きなましを施したが、降伏点は戻らなかった。歪み時効が存在しないことは、窒化によって生成された干渉性析出物が大量の侵入型窒素を拘束または固定する能力があるということを示している。レーザ加熱を用いた自己溶接、ＴＩＧ溶接または銅電極スポット溶接では、ガス発生がなく、溶接金属または周囲のＨＡＺ(熱影響部)において極端に高いまたは低い硬度値を示さない。実験４〜実験６で使用した冷間圧延シートを製造するために用いた熱間圧延帯 (hot band)は、チタン、窒素、炭素レベルが０．０３９原子％の遊離チタンを含む鋼を製造した点以外は、実験３で使用したものと同様のチタン安定化ＤＤＱＳＫ−ＦＳグレードのものであった。実験３〜実験６の結果は、部分窒化強化式( ３)の考察に有用であった。目標の０．０４１インチ厚が得られたコイルの位置と、ロール離間距離(roll separation)が約０．０５０インチまで増加したテイル付近で下降伏応力を測定することによって、各コイルについて２つの有効厚を得ることができた。部分窒化時間は、１時間と、１時間５０分であった。図１３は、ラップ間ガスフローの完全層流領域から得た部分窒化降伏強度の実測値をプロットし、式２から計算された降伏応力と共に示している。これらのデータは、窒化時間以外は実験２及び実験３と同じ条件下で行なった実験４、実験５、実験６、実験７及び実験８からのデータである。β＝０．００８５(乱流下でのラップ間の空間における４％アンモニア−緩衝ガス混合物に対する概算値) とし、σＢを２１ksiに設定したこの簡単な式を使用すると、予測強度と測定強度はほぼ一致する。しかし、この直線的な関係は、履歴データを用いたコイル部分窒化強度の予測の根拠とはならない。内部窒化前線の前方で硬度が高くなったり、前線からの窒素のリークによって硬化が起こるような長時間の窒化や非常に厚いシートの場合、部分窒化強化と窒化時間の間にある比較的複雑な関係が支配的になるが、それにもかかわらず、降伏強度を正確に予測するために履歴データを使用することができる。実験７、実験８及び実験９は、前記の実験とは２つの点で異なる。ＯＣＡ炉床部の改良を行うことによって、コイル外部でのガス循環のリークを減少させ、大径のワイヤ(直径０．０９０インチ)をラップの間に介在させた。この様な変更により、前記の実験の全てで観察されたコイル上部付近での過度流領域が少なくなった。さらに、実験７と実験８では、０．０３９インチのシート厚を冷間圧延シートに使用した。実験９では、０．０７８インチ厚のオーステナイト仕上げの熱間圧延シートを用いた。このシートの処理は、冷間圧延工程を実施せず、熱間圧延の最終厚さを薄くした以外、冷間圧延シートと同様であった。実験７と実験８で用いたチタン安定化シートは、この時の遊離チタンが０．０４原子％である以外、実験３で用いたものとほぼ同様であった。図１４は、実験７での幾つかの顕著な結果をまとめたものである。この図は、３．５時間窒化したコイルの外側(ヘッド)のラップと内側(テイル)のラップから得た硬度と窒素の推移を示す。この挙動を、実験３と比較する。窒素レベルは、上縁部付近で、実験３の１００％変化と比較して、２０％減少した。コイルの上縁部付近での硬度データの低下はない。これは、実験７では、実験３と比べて、過渡流ガスフローがかなり少ないことによる明確な証拠である。図１５は、実験８において、２．２５時間部分窒化したのと同じ冷間圧延材から形成されたコイルと同様の結果を示す。ここでも、コイル上部付近の窒素値または硬度値に少しの減少又は低下が認められる。しかし、外側ラップにおける窒素ピックアップは、テイル部付近よりも大きくなっているが、これは、３９mil と５５milのシート厚の差によるものである。このテストにおいても、過渡流が顕著に減少した結果、ほぼ均一な機械的特性が得られたが、過剰窒素の減少と、部分窒化によるかなりの強度低下を伴った。前記の表６に示した実験８の内側ラップからの０．７５％展伸調質圧延引張試験の結果は、硬度の結果ほどの均一性を示さなかった。コイル上端部では窒素値と降伏応力値が低下し、中央線領域ではほぼ均一であり、コイルの下部では降伏応力と吸収窒素が上昇した。得られた全伸び値と加工硬化指数ｎ値は、この強度レベルのシートでは、ほぼ一定であり非常に良好である。ラップの下部における強度と窒素吸収の増加については、完全に理解されているわけではない。しかし、ＯＣＡの内部に、窒化中に周期的に逆転できる循環ファンを配備することにより、幅方向の機械的特性の不均一性は大幅に解消できるであろう。外側ラップからの幅方向引張強度の結果は、表６におけるものとほぼ同一である。これらの部分窒化コイルから導き出された総括的な結論としては、特性の均一性が全窒化シートに対するものよりも低いということである。実験９は、ＯＣＡ内で使用されたベース材が３２インチ幅、０．０７８インチ厚のオーステナイト圧延シートである点で、前述の全ての実験とは異なる。この実験で用いた鋼は、遊離チタンが０．０５６原子％である以外、実験３のものとほぼ同様である。前処理として焼きなましをせずに、ラップ間に９０milのワイヤを用いて、１１５０°Ｆで３．５時間窒化を行なった。図１６に示すように、この窒化によって、シート中央線に約１５milの未窒化部分があった。端から端までの窒素吸収は、多少の変動があったが、端から端までのロールオフはなかった。このシートの長さ方向の平均の下降伏応力は７２ks iであり、ｒ値はほぼ一定であった。第１０の実験では、５０インチ幅、２４mil厚の大コイル(３３０００ポンド) を用いた。このコイルを９０milワイヤでオープンラップした。このコイルの成分は、利用可能な遊離強化元素のチタンが０．０５７原子量％存在していること以外、実験３のものとほぼ同一である。このコイルを２時間、全窒化した。このコイルが大表面積であるため、８％アンモニア／窒素混合物の内部カバーへの総供給量を１６３５cfhに増加した。内側ラップと外側ラップについて、幅方向の硬度と窒素の推移を求めた。硬度分布は、コイルの両端部ともフラットであった。窒素分布は、コイルの上部付近でわずかに(１０％)不足したのと、下部付近で若干の増加があった、概ねフラットであった。吸収減少の領域の大きさと窒素減少の深度は、ラップ間ワイヤの寸法を大きくしたことと、コイルを通るリークを最少にしてコイルへのガスフローを増加させたことによって、減少したものと考えられる。これらの変化は、シート間のガスフローのレイノルズ数を増加させる傾向にある。これは、更に均一な特性が内部循環において得られ、前記の窒化温度条件下での流速を増加させることができ、また、大きなラップ間ギャップを用いることができることを示唆する。シートの幅方向の引張特性も、このコイルから得られた。以下の表７及び表８は、０．７５％伸びの調質圧延の後のこのコイルの機械的試験の結果を示し、全窒化コイルの幅方向で均一な特性が得られたことを示すものである。表７及び表８に示す結果は、幅方向の均一性と端から端までの変動において、表３及び表４に示す全窒化特性と酷似している。内側ラップの圧力差に関してより小さな外側ラップの圧力降下を測定した。これは、恐らくコイルのこの端部における強度の低下を意味するものである。内側ラップから外側ラップまでの降伏応力の差を小さくするには、コイルを通過するガスフローの均一性の改善が必要とされ、ＯＣＡ炉床部を再設計する必要がある。これらの結果によれば、均一な特性を得るための最も簡単な方法は、特性の不均一性が大きくなる部分窒化を用いるよりも全窒化を用い、所定の降伏強度目標に適合するシート組成と窒化温度を推定するために、図３(ａ)、図３(ｂ)、図３(ｃ)の直線を用いて強度を制御することであることを示唆している。部分窒化などの方法には、特性の均一性を得るために更に良好なガスフローの制御が要求される。コイルの表面積が大きいために、利用可能な供給フロー(図１７に関する説明を参照)によって定常状態の吸着窒素レベルを維持することが不可能であるので、上記のような方法で窒化されたシートの強度は、図３(ａ)〜(ｃ)から予測される強度を下回る。これらの実験は、アンモニア緩衝ガス混合物を用いたＤＤＱＳＫ−ＦＳシートの窒素導入によって、高度に制御可能な強度を有する絞り用シートが製造できることを示している。この方法を使用する時に遭遇する幾つかの問題点についても検討した。窒化ガスアンモニア含有量を約３〜１２％、特に約６〜８体積％から上限１２体積％の範囲に維持した時に、表２、表４、表７及び表８、さらに図１０及び図１２に示すように、過渡流から層流へのガスフロー状態が優勢である場合、コイル上端部付近でさえも何らかの条件下で良好な結果が得られることを我々は見い出した。これは、一定の窒化ガスフローの必要範囲内にあり、オープンコイルの出口端におけるガス成分が排ガス混合物中に存在するその他全てのガスに対して約１体積％〜約１１体積％アンモニアとなるような流量をもたらし、時間当たり鋼１トン当たり約０．５〜約２ポンドのアンモニアをもたらす。アンモニア含有量が少ない場合、特に、コイルの上端部付近の過渡流領域において窒素ピックアップは抑制される。供給アンモニアの３％という下限は、低濃度によって窒化プロセスの速度が遅くなり商業上望ましくないという実用上の理由で選択されたことが１つの理由である。吸着等温線の勾配も、低アンモニア濃度では急になり、望ましくない。しかし、特に、窒化工程の終了間際に短時間だけ低濃度のアンモニア混合物を供給することによって、低レベルの過剰可溶窒素が鋼中に蓄積し、無歪時効鋼をより容易に得ることができる。一方、前記の範囲のうち上限の約１２％のアンモニアを完全層流中で使用した場合、特に、１０９０°Ｆを超える温度で、全窒化に必要な時間を超える時間を用いた場合、過剰可溶窒素とＦｅ₄Ｎ形成が起こり、用途によっては物理的特性が不十分なものとなる。一般的に、シート表面に供給された窒素の吸着量を変えるのに２つの方法がある。一つは、アンモニア濃度を増し、窒化ガス混合物の流量を一定に保つ方法である。第２の方法は、ガスの組成を一定に保ちながら、ＯＣＡ炉の内部カバーへの窒化ガス混合物の流量を増加させる方法である。排ガスの測定値は、鋼の大きな表面上での分解のために、ラップ間空間のガスによってアンモニアが希釈されることを示している。排ガス組成は、窒化ポテンシャルの最良の尺度であり、プロセス制御の方法として使用できる。供給ガス組成／流量法を我々のトライアルで使用したが、これは、測定がより簡単で、制御がより正確だからである。コイルの上端部付近の窒素吸収量低下の領域は、完全層流領域と比較すると、その大きさや窒素量不足の深さの点で異なる。ラップ間ワイヤ寸法を大きくすることにより、また、コイルを通るリークを減少させてコイルを通過するフローを増加させることにより、吸収低下の領域の大きさと窒素深さの減少を最低限に抑えられたようである。この様な変化は、シート間のガスフローのレイノルズ数を増加させる傾向にある。これは、前記の窒化加熱条件下での内部循環率を増加させ、ラップ間ギャップを大きくした場合に、更に均一な特性が得られることを示唆している。シートを内部窒化する時、干渉性窒化物の生成に必要な量を超える過剰窒素が不可避的に存在する。過剰窒素は、降伏応力の向上に殆んど貢献しないが、シート性能に何らかの制限を与える。シートは、全窒化したときに降伏強さが７０〜８０ksiとなり、全窒素を０．０３重量％より少ない量に維持したとき、調質圧延後の保存時に時効せず、降伏点が再び現れないことを我々は見い出した。このシートのスポット溶接は、溶接ナゲットが２つのシート間に挟んで行なわれる場合、０．０７重量％の高窒素レベルを有する材料を用いて、成功裏に行うことができる。しかし、自己溶接プロセスでは、空気に曝された液体金属プールの生成を伴うので、ガスが発生して厄介である。全窒素のレベルが０．０４重量％以下のとき、最少のガス発生で溶接を行なえることを我々は見い出だした。様々な溶接物の種類に関して、溶接金属とその熱影響部中で得られた硬度値は、高くもなく低くもなく適切である。この強化プロセスを使用したシートにおける目的または目標の窒素レベルを達成するためには、(ａ)反応器への総ガスフロー、(ｂ)ガス組成、(ｃ)窒化時間、及び(ｄ)特に、窒化温度、を制御する必要がある。いくつかの方法の実験から集められたデータにより、窒素の吸収を予測することができる。窒素吸収量を決定する重要なパラメータの１つは、シートの総表面積であることは明らかである。図１７において、１０５０°Ｆでの部分窒化または全窒化(但し、処理時間は全窒化に必要な時間を大幅に上回らないこと)を用いた実験における窒素の総吸収量を、単位表面積当たりの(アンモニアとしての)窒素供給率の逆数に対してプロットした。図１７(ａ)における吸収窒素を窒化時間の平方根で割算し、実験を同等の窒化深さに正規化する。このプロットから分かるように、単位供給窒素当たりの正規化された総吸収量と表面積の間にはほぼ直線的な関係がある。実験１０は、この直線からかなり右側にずれている。直線からこのように偏っている理由は、このコイル表面積が大きいためである。シート表面に接触するアンモニア濃度にもよるが、シート表面上には定常値の吸着窒素密度があり、これは、主に、鋼への窒素吸収率とシートの単位表面積当たりの供給率によって決定される。供給率が拡散制御吸収に対応するのに不十分であれば、定常濃度の表面吸着窒素は減少する。実験１０の結果では、強度は、ガス混合物と温度に対して正常な定常条件を用いた場合の図３(ａ)〜(ｃ)から予測される強度よりも低くなっている。これらの結果は、吸収プロセスとは別の方法で表現することができる。これは、図１７(ｂ)に示されており、吸収窒素率を単位窒素供給当たりの同じ表面積に対してプロットしたものである。このプロットは、最大吸収効率が約７０％であることを示している。これから導き出される結論としては、操作の最適ポイントは、飽和の開始点であって、このポイントにおいて、高転換率の利点が得られ、付与された強度レベルが図３により予測された範囲となるということである。コイル重量、幅、厚さ、窒化温度、窒化混合物、供給速度、シート組成に関する多くのデータによって、本発明によりシートを製造するための商業的な実践開発が促進されるであろう。炉内の窒化ガスの内部循環率は、炉への窒化ガスの供給率よりも何倍も大きくし、コイル内部の温度均一性とコイルラップのガスの完全層流を提供するのに十分でなければならない。最小の過渡流領域を伴った完全層流状態を得るために、ガス不足流路を最小限に抑え、ファンの電力と特性曲線を適切に設定し、そして、(分離用のワイヤ寸法、シート厚、コイル長で決定される)コイルラップ間の空間をその系に対して適切に設定しなければならない。ここで説明した商業規模の使用条件は全て、オープンコイル焼きなまし炉内に単一のコイルを用いて行なったものであるが、ＯＣＡのファンとガス供給系の容量を増やせば、同時に複数のコイルを一度に強化できたであろう。これらの実験におけるコイルの圧力低下は、窒化加熱保持温度における炉床部に３０milシートの１０トンコイルの場合で、水柱圧１インチよりも小さいと推定される。これによって、窒化温度において数千cfmの内部循環ガスフローが形成された。理想的なＯＣＡ炉は、炉サイクルの加熱、冷却、窒化段階において最適なガスフロー状態を得るために、可変速ファンを設けることが望ましい。ファンはまた正逆回転可能とし、適切なタイミングで内部循環を反転させることによって、上部と下部との特性差を最小限に抑えることができる。均一なシート強度を得るためには、コイルの端から端までの圧力低下は、内側ラップから外側ラップまで一定でなければならない。様々な窒化温度を使用することによって強度を制御する全厚窒化や、部分窒化、窒化後時効処理を含む様々な方法で、降伏強度を制御できることを我々は実証した。上記の最初と最後の方法は、横方向の機械的特性の差が最小限に抑えられるので、最も簡単に採用できる方法である。窒化温度の好適な範囲は、優れたシート特性を得るためには約９５０〜１１５０°Ｆであるが、必要な窒化時間が長時間になることが不都合でなければ、約８００°Ｆの温度まで窒化温度を下げることができる。厚さの厚いシートの場合、窒化速度を速めるために、１２５０°Ｆの温度まで温度を上げることができる。後者の場合、窒化後の冷却時にシート内に窒化鉄Ｆｅ₄Ｎが生成されないように、また、付与された特性の均一性が容認できないほど低下しないように、注意しなければならない。モジュールＲ測定によって決定されたベースシートの約１．７以上の高ｒ値は、１３５０°Ｆまでの比較的高温で窒化しても変化しない。しかし、過時効とそれに伴う軟化が１３５０°Ｆで直ちに起こるため(図７参照)、実用目的ではこの様な高温の使用は不可能である。上述の発明の原理は、連続焼きなましにおける同様のＤＤＱＳＫ−ＦＳ型鋼の窒化シートの製造に適用することができる。非常に薄いシート、例えば、約０．０１０インチ以下の厚さのシートを除いて、この様な場合、窒化は、シートの厚さ方向の部分的な窒化による表面硬化に限定される。連続焼きなまし炉は、通常、例えば、１５００°Ｆを越える比較的高温で操業され、焼きなましは、ほんの数分間で行われ、バッチ焼きなましよりも短時間で行われる。この様な高温では、強化窒化物は直ちに過時効を起こし、その強化効果を失う。窒素レベルが窒化中に上昇し、鋼がアルファ相からガンマ相に移行すると、次工程の冷却時に、１０９７°ＦにおけるＦｅ−Ｎ共析物の上にＦｅ₄Ｎが容易に形成され、窒素吸収等温線の勾配が非常に急になり、均一な窒素吸収を得るのが難しく、均一な特性を得るのが難しくなる。さらに、オーステナイト生成により、鋼のｒ値を減少させるので、フェライトのように窒化物形成による硬化は起こらない。それにもかかわらず、例えば、約１３００°Ｆ〜１５００°Ｆ、特に最高約１４００°Ｆの比較的低窒化温度を用いることによって、また、上記の式２、式３の原則を適用することによって、さらに、約２０分以下の時間で窒化を行うことによって、そして、我々が見い出したところによれば、例えば、約３体積％、特に約２体積％以下の低アンモニア濃度を用いることによって、ＤＤＱＳＫ− ＦＳ型のシートを連続プロセスの窒化により強化できる。表９は、窒素などの緩衝ガスに２％アンモニアを含む窒化ガスを用いた窒化の予測深さを示す。 (1)これら条件下では、ＴｉＮ析出物について、かなりの過時効が生じた。通常、シートの滞留時間がほんの数分である連続焼きなまし炉におけるものと同様、この様な条件下では、表面硬化が得られるだけである。この様な温度でシートを更に長時間、例えば約２０分以下の時間、炉内に滞留させることができるのであれば、約０．０１０インチ以下程度の非常に薄いシートを完全に窒化できる。この場合、非常に大容量の窒化ガスを、例えば鋼１トン当たり６００〜９００cfhの窒素ガスを供給しなければならず、均一な特性を得るには、シート表面上において完全層流を維持しなければならない。アンモニアの効果的な使用には、このプロセスにおいて何らかの形でガス再循環を用いなければならない。本発明により製造されたＤＤＱＳＫ−ＦＳ型の鋼は、薄肉化抵抗と高加工硬化係数と共に、高強度と高成形性が必要となるような用途、例えば、自動車部品、装具などの製造において有用である。３０milシートの化学的変化の増加に対する強度応答を示す図１６に示すように、超高強度シートの強度は、化学的性状だけで制御可能である。本発明により製造された鋼は、鋼圧延の作業者に対して多大な利点をもたらす。これらの鋼の製鉄、熱間圧延、冷間圧延は、同様に処理され、プラント操作を大幅に簡素化される。機械的特性は、最後の焼きなまし／窒化段階において付与されるので、指図書に指定されている強度レベルを満たすように部分窒化を用いてホットバンドの在庫からシートを製造することができれば、注文から納品までの時間を短縮することができる。また、本発明の原理は、本発明の検討対象のＤＤＱＳＫ−ＦＳまたは非侵入型鋼から形成された部品やその他の製品の窒化による強化にも適用可能である。我々は、「成形された(formed)」または「成形する(forming)」という用語を広い意味で用い、鋼シートから部品や製品を製造するための形状形成加工、曲げ加工、絞り加工、圧延成形加工、その他従来の処理を含むものとする。高強度の(１１１)表面組織を有する鋼シートを用いる場合、このシートから複雑な形状の製品を成形することができる。製品成形用のシートは、上述のように、熱間圧延することにより、または、熱間圧延後に冷間圧延することにより製造し、上述のように焼きなましの後に成形、あるいは、成形の後に焼きなましを行ない、上述のように窒化してもよい。部品成形時に発生した内部蓄積応力によって、窒化のための部品の加熱時に、実質的な形状変化が起こるかどうかを決定するための試験を行なった。我々の試験は、本発明で用いられたＤＤＱＳＫ−ＦＳ型ベースシートに関して、残留応力の蓄積による形状変化が非常に小さいことを示している。窒化前の部品のクリープによる形状変化が部品の歪曲の原因となる可能性が最も高いということを我々は見出した。非常に低い温度での窒化により薄くて固い表面を作ることによって、歪曲の両原因が解決される。この様に、成形製品に適用されるプロセスの一実施例において、成形製品の窒化は、約７００〜８００°Ｆから約１１５０°Ｆまでの温度範囲で製品を加熱しながら、窒化ガスを導入することによって行われ、成形製品を実質的に支え、加熱時の製品の垂みをなくすような厚さと強度の硬化表面を形成する。この実施例において、好ましくは、製品の加熱中に製品の温度が後者の範囲に到達した時に窒化を開始し、応力除去温度(約１１５０°Ｆ)より低温の均一温度になるまで加熱を継続し、この時点で、上述のような鋼組成、窒化ガス組成、窒化温度に依存する所望の程度まで窒化と相応する強化を完結できるような時間で窒化を行なう。窒化に続いて、不活性雰囲気において、例えば、ＨＮＸガス中で約２５０°Ｆまで製品を冷却する。噴流領域や停滞領域が存在しない状態で、成形製品の表面にわたって均一なガスフローを提供できるような流量と方法で、窒化ガスを再循環する。アンモニアは、内部のアンモニア混合物を入れ替え、適切なレベルに維持できるように供給され、内部循環システムから排出される。炉内における成形製品の表面にわたるガスフローを説明するレイノルズ数を予測し、このフローが１を越え１５００に満たないレイノルズ数の層流領域にあるのか、それとも、２０００を越えるレイノルズ数の乱流領域にあるのかを決定する。窒化シートの製造の場合と同様に、製品表面の状態が完全層流領域あるいは完全乱流領域に明確に属すように、ガス流量を調節しなければならない。特に、複雑な形状の部品やその他の成形製品の窒化の場合、ガスフロー状態を説明するレイノルズ数の使用は、例示的なものである。というのは、この数値は、製品表面形状、周囲の形状、窒化ガス混合物の流速と粘度に依存するので、計算が複雑であるからである。しかし、同一形状の数多くの成形製品を窒化する場合は、固定具を用いて成形製品を支持し、均一なガスフローがさらに容易に得られるようにしてもよい。例えば、オープンコイル焼きなまし炉内でのシートと同様に、セパレータを用いて同じ部品を積み上げることによって、部品間に一定の間隙を作り、あまり複雑でない形状の部品間のガスフローを均一にできる。個々に支持され、充分に分離された部品に対して、ガスフローは、流速が低く、十分拡散され、噴流を含まず、適切に部品に向けられていることが好ましい。成形製品に適用されるプロセスは、製品の部分によって強度が異なる製品を製造できるように改良することができる。これには、(ａ)アンモニアの触媒分解のための毒物質、(ｂ)アンモニア／窒素バリア層、(ｃ)アンモニアを触媒しない材料の層の何れかのパターンを製品の表面に形成することが含まれる。この様に処理された成形製品を窒化する場合、製品表面が清浄である部分、すなわち、この様なパターンがない部分にのみ強化が起こる。このパターンの形成は、シートがフラットな状態で、または、成形後に行われる。この様な表面パターン層は、窒化を完全に阻止するのではなく、窒化速度が遅くなるようにその厚さや表面密度を調整してもよい。この様な方法の使用により、製品強度を向上させ、成形製品の強度向上が必要な部分のみに強度を付与する。他の改良として、鋼シート上にパターンを形成し、シートを窒化し、その後に成形製品を製造する方法がある。さらに他の改良として、シート上へのパターン形成に先立って、ある程度の窒化を行ない、その後、さらに窒化を行う２段階プロセスがある。多段階窒化のその他の変更例として、ブロック層を除去し、洗浄してから更に窒化する方法も容易になし得るであろう。上記のブロックパターンは、同一であってもなくてもよく、シートまたは成形部品の反対側に位置合わせしてもしなくてもよい。この窒化技術の更なる展開としては、厚さと遊離強化元素含有量が異なる様々なＤＤＱＳＫ−ＦＳシートから製造した成形部品の溶接による構造物製造がある。各部品のベース材を適切に選択することによって、高負荷構造物を十分に窒化し、必要な部分のみに強度を付与した超高強度−重量構造物を形成することができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２３Ｃ 8/26 Ｃ２３Ｃ 8/26 // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｎ 38/06 38/06 38/14 38/14

Claims

【特許請求の範囲】１．均一に高強度であり、成形性、溶接性に優れた深絞り用高安定化特殊キルド鋼のシートを提供する方法であって、ａ)約０．００１〜約０．０１重量％の炭素含有量を有し、本質的に非合金化非侵入型炭素鋼溶湯を調製する工程と、ｂ)他の元素と非結合状態で利用可能な強化元素の合計量が約０．０１〜約０．３遊離原子％の、チタン、ニオブ、バナジウム、その混合物からなる群より選択された強化元素を鋼溶湯に添加する工程と、ｃ)(Ａ)熱間圧延する方法と、(Ｂ)熱間圧延の後、冷間圧延する方法とからなる群より選択された方法によって、鋼を鋳造、圧延してシートとする工程であって、(Ａ)の方法を選択した場合には、２３５０°Ｆ〜１７５０°Ｆの開始温度で鋼スラブを棒材に熱間圧延し、その後、フェライト組織での仕上圧延を、約１２００°Ｆ〜１６７５°Ｆの温度範囲の上限側で開始し、この温度範囲の下限側で終了し、そして、約１２５０°Ｆより低い温度でコイリングを行なうものとし、（Ｂ）の方法を選択した場合には、熱間圧延を、（１）オーステナイト組織の鋼スラブを約２３５０°Ｆ〜１５００°Ｆの温度範囲で圧延するか、又は(２)フェライト組織の鋼スラブを約１６７５°Ｆの温度で圧延を開始し、約１３７５°Ｆより高い温度で圧延を終了することにより行なうものとし、コイリング温度を約１３５０°Ｆ以上の温度とし、熱間圧延の後、この熱間圧延シートを冷間圧延して少なくとも約６０％の厚さに減少させる工程と、ｄ)圧延されたシートをコイリングする工程と、ｅ)鋼の(１１１)結晶粒組織の形成を最適化するために、圧延されたシートを、約１２７５°Ｆ〜約１３５０°Ｆの範囲の温度で焼きなましする工程と、ｆ)焼きなましされたシートを、オープンコイル焼きなまし炉の中で約８００°Ｆ〜約１２５０°Ｆの窒化温度で等温保持し、焼きなまし炉へは、オープンコイルの出口端における排ガス成分が排ガス混合物中のその他全てのガスに対して約１体積％〜約１１体積％のアンモニアを含むような割合でアンモニアと比較的不活性な緩衝ガスとを含む窒化ガスを、シート厚と所望の強化深さに応じて約１／２時間〜約１２時間の間供給することにより、シートの厚さの少なくとも一部について、鋼を窒化する工程と、ｇ)シートの幅方向にわたって全体が層流のガスフローを供給し、その際、内側ラップから外側ラップまでのコイルラップ間空間に略等しいガス流量を供給できるような流速にて、炉内に窒化ガスを循環させる工程と、ｈ)調質圧延後に０．２％オフセット降伏強度が約４５ksi以上、冷間圧延シートに対するｒ値が約１．８以上の鋼シートを作製できるように、鋼組成、窒化ガス組成、窒化時間、窒化温度、鋼シートの厚さ、及び強化深さの関数として、鋼シートの強化を制御する工程と、を含んでいる。２．鋼は、重量％にて、炭素約０．００１〜０．０１％マグネシウム約０．１５〜０．５０％シリコン約０．００５〜０．０３％アルミニウム約０．０２〜０．０６％硫黄約０．００２〜０．０１５％窒素約０．００１〜０．０１％酸素約０．００１〜０．０１％鉄残部。但し、製鉄に不可避的に含まれる不純物を除く。を含み、窒化時に窒化物の生成に利用可能な遊離強化元素の量の調節能を向上させるために、炭素、窒素、酸素の量が、夫々の範囲の下限側となるようにし、さらに、炭素の侵入を少なくするために鋼を脱ガスし、次に該鋼を脱酸する工程を含んでいる請求項１の方法。３．工程ｆ)において、窒化ガスは、緩衝ガス中に約３体積％〜１２体積％のアンモニウムを含む混合物であり、ガスの供給率は、図１７(ａ)及び図１７(ｂ)に示す系の窒素吸収効率により決定された速度である請求項２の方法。４．熱間圧延後に冷間圧延を行う方法を選択した場合、オーステナイトでの熱間圧延は、熱間圧延温度範囲が約２２００°Ｆ〜約１６５０°Ｆである請求項１の方法。５．窒化温度は約１０００°Ｆ〜約１１５０°Ｆである請求項１の方法。６．シート特性の幅方向の不均一性を最小にするために、窒化ガスフロー方向を周期的に反転させるようにしている請求項１の方法。７．全窒化鋼シートの強度は、主として、σ_K＝１８．１＋ＫＦM1/2で示される関係式によって制御されるようにしており、σ^Kは、鋼の降伏強度であり、Ｆ_M は、強化元素の原子パーセントであり、Ｋは、シートの厚さ、窒化ガス組成、特に窒化温度に依存する定数である請求項１の方法。８．シートは、シートの全厚よりも少ない深さまで窒化され、シートの強度はさらに、σ_P＝２βＴ_S ^-1(σ−σ_B)√ｔ＋σ_Bで表される関係式によって制御されるようにしており、σ_Pは、部分窒化されたシートの降伏強度であり、σは、行われた窒化温度で必要な全窒化時間をｔとするような厚さのシートに対して全窒化された最大降伏応力であり、σ_Bは、ベースシートの降伏強さであり、ｔは時間であり、Ｔ_Sは、シートの厚さであり、βは、特定の窒化温度における内部窒化深さと時間の平方根との関係のグラフの勾配に等しい定数である請求項７の方法。９．鋼シートの硬化の深さは、鋼への窒素拡散速度、窒化ポテンシャル、及び鋼中の遊離強化元素の量により、で表される式によって制御され、αは、ほぼ一定の定数であり、Ｃ_Nは、鋼表面に吸収された窒素の濃度であり、Ｆ_Mは、鋼中の遊離強化元素の量であり、Ｄ_Nは、窒素の拡散係数であり、ｔ_C＝ｔ−０．２５（但し、ｔは、窒化時間(hours)であり、βは、特定の窒化温度での窒化深さと時間の平方根との関係を示すグラフの勾配に等しい定数である請求項１の方法。１０．鋼シートの硬化の深さは、鋼への窒素拡散速度、窒化ポテンシャル、及び鋼中の遊離強化元素の量により、で表される式によって制御され、αは、ほぼ一定の定数であり、Ｃ_Nは、鋼表面に吸収された窒素の濃度であり、Ｆ_Mは、鋼中の遊離強化元素の量であり、Ｄ_Nは、窒素の拡散係数であり、ｔ_C＝ｔ−０．２５（但し、ｔは、窒化時間(hours)であり、βは、特定の窒化温度での窒化深さと時間の平方根との関係を示すグラフの勾配に等しい定数である請求項７の方法。１１．鋼シートの硬化の深さは、鋼への窒素拡散速度、窒化ポテンシャル、及び鋼中の遊離強化元素の量により、で表される式によって制御され、αは、ほぼ一定の定数であり、Ｃ_Nは、鋼表面に吸収された窒素の濃度であり、Ｆ_Mは、鋼中の遊離強化元素の量であり、Ｄ_Nは、窒素の拡散係数であり、ｔ_C＝ｔ−０．２５（但し、ｔは、窒化時間(hours)であり、βは、特定の窒化温度での窒化深さと時間の平方根との関係を示すグラフの勾配に等しい定数である請求項８の方法。１２．窒化プロセスの終了間際に、オープンコイル焼きなまし炉に導入される窒化ガス混合物中のアンモニアレベルを約３％〜約５％の範囲に減少させ、窒化鋼中の過剰可溶窒素のレベルを下げるようにする請求項１乃至１１の何れかの方法。１３．緩衝ガスは窒素である請求項１乃至１１の何れかに記載の方法。１４．窒化されたシート中の過剰可溶窒素を減少させるために、窒化シートの焼きなましは、アルゴン中に有効量として約１５体積％の水素を含む混合物の中で行われる請求項１乃至１１の何れかに記載の方法。１５．工程ｆ)は、焼きなましされたシートを、連続焼きなまし炉の中で、約１３００°Ｆ〜約１５００°Ｆの温度で約２０秒〜約２０分間、等温保持することにより行われ、焼きなまし炉へは、緩衝ガス内に約１体積％〜約３体積％のアンモニアを含む混合物が供給され、鋼シートの厚さの少なくとも一部が窒化される請求項１の方法。１６．等温窒化処理時の最高温度は約１４００°Ｆである請求項１５の方法。１７．炉へ供給される窒化ガスの流速は、製造された鋼１トン当たり約６００cf h以上である請求項１６の方法。１８．窒化ガスの流れ方向は周期的に反転させられる請求項１５乃至１７の何れかの方法。１９．請求項１乃至１１及び請求項１５乃至１７の何れかの方法により製造された鋼シートであって、シートは、窒化鉄を実質的に含まず、強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びがシートの幅方向及び長さ方向に沿ってほぼ一定であり、鋼シートは、調質圧延後の保存後における時効抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素を実質的に含んでいない鋼シート。２０．請求項１乃至１１及び請求項１４乃至１７の何れかの方法により製造された調質圧延鋼シートから製造された製品であって、シートは、窒化鉄を実質的に含有せず、強度、硬度、ｒ値、ｎ値、全伸びがシートの幅方向及び長さ方向に沿ってほぼ一定であり、鋼シートは、保存後における時効抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす過剰窒素を実質的に含んでいない製品。２１．窒化後の処理サイクルにおいて、目標の強度よりも低い全窒化シートの強度を向上させるために、窒化温度よりも高く１３００°Ｆよりも低い第２の焼きなまし温度で等温保持する処理をさらに施す工程を含んでおり、第２の焼きなまし温度の炉内雰囲気は、窒素への還元雰囲気、中性雰囲気及び弱窒化雰囲気からなる群から選択される請求項１の方法。２２．高強度で成形性に優れた成形鋼製品を製造する方法であって、請求項１の工程（ａ）〜（ｅ）に基づいて圧延鋼シートを製造する工程と、焼きなましされたシートを成形製品に製造する工程と、成形製品を、約８００°Ｆ〜約１２５０ °Ｆの窒化温度の炉内で等温保持し、不活性ガス中に約３体積％〜約１２体積％のアンモニアを含む混合物からなる窒化ガスを、鋼１トン当たり毎時約０．５〜２ポンドのアンモニアが供給される流速にて、製品製造に用いられるシートの厚さと所望の強化深さに応じて約１／２時間〜約１２時間の間供給することにより、製品の鋼の厚さ方向の少なくとも一部を窒化するものであり、全体層流のガスフロー又は乱流ガスフローが成形製品の表面を横切って供給されるような流速にて、窒化ガスを循環させる工程を含んでいる。２３．高強度で成形性に優れた成形鋼製品を製造する方法であって、請求項１の工程(ａ)〜(ｄ)に基づいて圧延鋼シートを製造する工程と、シートを成形製品に製造する工程と、成形製品を、約１２７５°Ｆ〜約１３５０°Ｆの温度で焼きなましする工程と、成形され焼きなましされた製品を、約８００°Ｆ〜約１２５０ °Ｆの窒化温度の炉内で等温保持し、不活性ガス中に約３体積％〜約１２体積％のアンモニアを含む混合物からなる窒化ガスを、鋼１トン当たり毎時約０．５〜２ポンドのアンモニアが供給される流速にて、製品製造に用いられるシートの厚さと所望の強化深さに応じて約１／２時間〜約１２時間の間供給することにより、製品の鋼の厚さ方向の少なくとも一部を窒化するものであり、全体層流のガスフロー又は乱流ガスフローが成形製品の表面を横切って供給されるような流速にて、窒化ガスを循環させる工程を含んでいる。２４．全窒化鋼シートの強度は、主として、σ_K＝１８．１＋ＫＦ_M1/2の関係式によって制御されるようにしており、σ^Kは、鋼の降伏強度であり、Ｆ_Mは、強化元素の原子パーセントであり、Ｋは、シートの厚さ、窒化ガス組成及び窒化温度に依存する定数である請求項２２の方法。２５．全窒化鋼シートの強度は、主として、σ_K＝１８．１＋ＫＦ_M1/2の関係式によって制御されるようにしており、σ^Kは、鋼の降伏強度であり、Ｆ_Mは、強化元素の原子パーセントであり、Ｋは、シートの厚さ、窒化ガス組成及び窒化温度に依存する定数である請求項２３の方法。２６．成形製品は、製品に形成されるべきシートの全厚よりも少ない深さまで窒化され、成形製品の強度はさらに、σ_P＝２βＴ_S ^-1(σ−σ_B)√ｔ＋σ_Bで表される関係式によって制御されるようにしており、σ_Pは、部分窒化されたシートの降伏強度であり、σは、行われた窒化温度で必要な全窒化時間をｔとするような厚さのシートに対して全窒化された最大降伏応力であり、σ_Bは、ベース鋼シートの降伏強さであり、ｔは部分窒化時間であり、Ｔ_Sは、シートの厚さであり、 βは、特定の窒化温度における内部窒化深さと時間の平方根との関係のグラフの勾配に等しい定数である請求項２４の方法。２７．成形製品は、製品に形成されるべきシートの全厚よりも少ない深さまで窒化され、成形製品の強度はさらに、σ_P＝２βＴ_S ^-1(σ−σ_B)√ｔ＋σ_Bで表される関係式によって制御されるようにしており、σ_Pは、部分窒化されたシートの降伏強度であり、σは、行われた窒化温度で必要な全窒化時間をｔとするような厚さのシートに対して全窒化された最大降伏応力であり、 σ_Bは、ベース鋼シートの降伏強さであり、ｔは部分窒化時間であり、Ｔ_Sは、シートの厚さであり、βは、特定の窒化温度における内部窒化深さと時間の平方根との関係のグラフの勾配に等しい定数である請求項２５の方法。２８．成形製品の硬化の深さは、製品に形成されるべき鋼シートへの窒素拡散速度、窒化ポテンシャル、及び鋼中の遊離強化元素の量により、で表される式によって制御され、αは、ほぼ一定の定数であり、Ｃ_Nは、鋼表面に吸収された窒素の濃度であり、Ｆ_Mは、鋼中の遊離強化元素の量であり、Ｄ_Nは、窒素の拡散係数であり、ｔ_C＝ｔ−０．２５（但し、ｔは、窒化時間(hours)であり、βは、特定の窒化温度での窒化深さと時間の平方根との関係を示すグラフの勾配に等しい定数である請求項２６の方法。２９．成形製品の硬化の深さは、製品に形成されるべき鋼シートへの窒素拡散速度、窒化ポテンシャル、及び鋼中の遊離強化元素の量により、で表される式によって制御され、αは、ほぼ一定の定数であり、Ｃ_Nは、鋼表面に吸収された窒素の濃度であり、Ｆ_Mは、鋼中の遊離強化元素の量であり、Ｄ_Nは、窒素の拡散係数であり、ｔ_C＝ｔ−０．２５（但し、ｔは、窒化時間(hours)であり、βは、特定の窒化温度での窒化深さと時間の平方根との関係を示すグラフの勾配に等しい定数である請求項２７の方法。３０．製品が窒化ガスに曝された時に窒化を防止する窒化阻止材のパターンを成形製品上に形成する工程をさらに含んでおり、窒化時に、窒化阻止材により覆われていない製品部分を窒化することにより、成形製品に高強度パターンを形成する請求項２２又は２９の方法。３１．成形製品に形成されるべき鋼シート上に、鋼表面が窒化ガスに曝された時に窒化を防止する窒化阻止材のパターンを形成する工程と、このシートから成形製品を製造する工程をさらに含んでおり、窒化時に、窒化阻止材により覆われていない製品部分を窒化することにより、成形製品に高強度パターンを形成する請求項２２又は２９の方法。３２．（削除）３３．（削除）３４．（削除）３５．成形可能な鋼製品の強度を向上させる方法であって、ａ)重量％で、炭素約０．００１〜０．０１％マグネシウム約０．１５〜０．５０％シリコン約０．００５〜０．０３％アルミニウム約０．０２〜０．０６％硫黄約０．００２〜０．０１５％窒素約０．００１〜０．０１％酸素約０．００１〜０．０１％鉄残部；但し、製鉄に不可避的に含まれる不純物を除く。の組成を有する鋼溶湯を調製する工程と、ｂ)窒化時に窒化物の生成に利用可能な遊離強化元素の量の調節能を向上させるために、炭素、窒素及び酸素の量は、夫々の範囲で下限側になるように調整し、他の元素と非結合状態で利用可能な強化元素の合計量が約０．０１〜約０．３遊離原子％の、チタン、ニオブ、バナジウム及びその混合物からなる群より選択された強化元素を添加する工程と、ｃ)鋼溶湯を製品の形態に加工する工程と、ｄ)製品を、約８００°Ｆ〜約１２５０°Ｆの窒化温度の炉内で等温保持し、不活性ガス中に約３体積％〜約１２体積％のアンモニアを含む混合物からなる窒化ガスを、鋼１トン当たり毎時約０．５〜２ポンドのアンモニアが供給される流速にて、鋼の厚さと所望の強化深さに応じて約１／２時間〜約１２時間の間供給することにより、製品の鋼の厚さ方向の少なくとも一部を窒化する工程と、ｅ)全体層流のガスフロー又は乱流ガスフローが製品の表面を横切って供給されるような流速にて、窒化ガスを炉内で循環させる工程と、ｆ)主として、σ_K＝１８．１＋ＫＦ_M ^1/2(但し、σ_Kは鋼の降伏強度、Ｆ_Mは強化元素の原子パーセント、Ｋは、製品の厚さ、窒化ガス組成及び特に窒化温度に依存する定数）で表される関係式で製品の強化度を制御する工程と、を有している。３６．製品は、製品の全厚よりも少ない深さまで窒化され、製品の強度はさらに、σ_P＝２βＴ_S ^-1(σ−σ_B)√ｔ＋σ_Bで表される関係式によって制御されるようにしており、σ_Pは、部分窒化された製品の降伏強度であり、σは、行われた窒化温度で必要な全窒化時間をｔとするような厚さの製品に対して全窒化された最大降伏応力であり、σ_Bは、ベース鋼の降伏強さであり、ｔは部分窒化時間であり、Ｔ_Sは、製品の厚さであり、βは、特定の窒化温度における内部窒化深さと時間の平方根との関係のグラフの勾配に等しい定数である請求項３５の方法。３７．鋼の硬化の深さは、製品に形成されるべき鋼シートへの窒素拡散速度、窒化ポテンシャル、及び鋼中の遊離強化元素の量により、で表される式によって制御され、αは、ほぼ一定の定数であり、Ｃ_Nは、鋼表面に吸収された窒素の濃度であり、Ｆ_Mは、鋼中の遊離強化元素の量であり、Ｄ_Nは、窒素の拡散係数であり、ｔ_C＝ｔ−０．２５（但し、ｔは、窒化時間(hours)であり、βは、特定の窒化温度での窒化深さと時間の平方根との関係を示すグラフの勾配に等しい定数である請求項３６の方法。３８．鋼溶湯を製品形状に加工する工程は、ａ)(Ａ)スラブをシート形状へと熱間圧延する方法と、(Ｂ)熱間圧延の後、熱間圧延されたシートを冷間圧延する方法とからなる群より選択された方法によって圧延する工程であって、(Ａ)の方法を選択した場合には、２３５０°Ｆ〜１７５０°Ｆの温度で鋼スラブを熱間圧延し、その後、フェライト組織での仕上圧延を、約１２００°Ｆ〜１６７５°Ｆの温度範囲の上限側で開始し、この温度範囲の下限側で終了し、そして、約１２５０°Ｆより低い温度でコイリングを行なうものとし、(Ｂ)の方法を選択した場合には、熱間圧延を、(１)オーステナイト組織の鋼スラブを約２３５０°Ｆ〜１５００°Ｆの温度範囲で圧延するか、又は(２)フェライト組織の鋼スラブを約１６７５°Ｆの温度で圧延を開始し、約１３７５°Ｆより高い温度で圧延を終了することにより行なうものとし、コイリング温度を約１３５０°Ｆ以上の温度とし、熱間圧延の後、この熱間圧延シートを冷間圧延して少なくとも約６０％の厚さに減少させる工程と、ｂ)圧延されたシートを成形製品に作製する工程と、ｃ)鋼の(１１１)結晶粒組織の形成を最適化するために、製品を、約１２７５°Ｆ〜約１３５０°Ｆの範囲の温度で選択的に焼きなましする工程と、を有している請求項３３乃至３７の何れかの方法。３９．圧延シートは、圧延シートから成形製品を製造する前に焼きなましされ、成形製品は窒化される請求項３５乃至３７の何れかの方法。４０．窒化ガスのレイノルズ数は、一定流速において約１５００を越えないように制御される請求項３５乃至３７の何れかの方法。４１．窒化ガスのレイノルズ数は、一定流速において約２０００を越えないように制御される請求項３５乃至３７の何れかの方法。４２．窒化工程ｆ)は、約８００°Ｆ〜約１１５０°Ｆの温度範囲内で製品を加熱することにより行われ、成形製品に十分な支持力を付与し、加熱時の製品の垂みをなくすような厚さと強度の硬化表面を形成し、約１１５０°Ｆの応力除去温度より低い等温保持温度まで製品の加熱を継続し、この等温保持温度にて、製品の窒化と相応の強化を完了するのに十分な時間窒化を行なうものであり、窒化製品の強度は請求項３５の工程(ｆ) の実行により予測される強度よりも幾分高くなっている請求項３５の方法。４３．鋼シートからなる複数の成形部品を溶接して作製された構造物であって、構造物中、異なる強度が要求される部品は、異なる強度を有するＤＤＱＳＫ−ＦＳ型窒化鋼シートから作られ、該シートは請求項３５乃至３７の何れかの方法により作られる構造物。４４．請求項１乃至１１及び請求項１５乃至１７の何れかの方法により製造された鋼シートであって、強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びがシートの幅方向及び長さ方向に沿ってほぼ一定であり、調質圧延後の保存後における時効抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでいない鋼シート。４５．請求項１乃至１１及び請求項１５乃至１７の何れかの方法により製造された鋼シートであって、シートは、シート表面上をほぼ全体層流の窒化ガスが流れることによってシートのほぼ肉厚全体が窒化されたものであり、シートの機械的特性は、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定であり、調質圧延後の保存時の時効に対する抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでいない鋼シート。４６．請求項１乃至１１及び請求項１５〜１７の何れかの方法により製造された鋼シートであって、シートは、窒化されるべきシートの表面上を略全体層流の窒化ガスが流れることによってシートの肉厚の半分に満たない深さまで部分的に窒化されたものであり、シートの強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びが、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定であり、調質圧延後の保存時の時効に対する抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでいない鋼シート。４７．請求項１乃至１１及び請求項１５乃至１７の何れかの方法により作られた溶接可能な鋼シートから製造された製品であって、鋼シートは、調質圧延後の保存時の時効に対する抵抗性と溶接性に影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでおらず、シートの強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びが、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定である製品。４８．請求項１乃至１１及び請求項１５乃至１７の何れかの方法により作られた鋼シートから製造された溶接製品であって、シートは、シート表面上をほぼ全体層流の窒化ガスが流れることによってシートのほぼ肉厚全体が窒化されたものであり、シートの強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びは、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定であり、シートは、調質圧延後の保存時の時効に対する抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでいない溶接製品。４９．請求項１乃至１１及び請求項１５乃至１７の何れかの方法により作られた鋼シートから製造された溶接製品であって、シートは、肉厚の半分に満たない深さまで部分的に窒化されたものであり、シートの強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びが、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定であり、鋼シートは、調質圧延後の保存時の時効に対する抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでいない溶接製品。５０．請求項１乃至１１及び請求項１５乃至１７の何れかの方法により作られた鋼シートから製造された溶接製品であって、シートの強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びは、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定であり、鋼シートの全窒素含有量が約０．０４重量％以下であり、優れた溶接性と調質圧延後の保存時の時効に対して優れた抵抗性を有する溶接製品。５１．請求項２４又は２５の方法により製造された鋼シートであって、機械的特性がシートの幅方向及び長さ方向に沿ってほぼ一定であり、調質圧延後の保存後における時効抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでいない鋼シート。５２．請求項２２乃至２９の何れかの方法により製造された鋼シートであって、シートは、窒化されるべきシートの表面上を略全体層流の窒化ガスが流れることによって窒化されたものであり、シートの強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びが、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定であり、調質圧延後の保存時の時効に対する抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでいない鋼シート。５３．請求項２２乃至２９の何れかの方法により製造された鋼シートであって、シートは、窒化されるべきシートの表面上を略全体層流の窒化ガスが流れることによって窒化されたものであり、シートの機械的特性は、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定であり、全窒素含有量が約０．０４重量％以下であり、優れた溶接性と調質圧延後の保存時の時効に対して優れた抵抗性を有する鋼シート。５４．請求項２２乃至２９の何れかの方法で作られ鋼シートから作製された溶接製品であって、鋼シートは、窒化されるべきシートの表面上を略全体層流の窒化ガスが流れることによって窒化されたものであり、シートの強度、硬度、ｒ値、ｎ値及び全伸びが、シートの幅方向と長さ方向に沿ってほぼ一定であり、鋼シートは、調質圧延後の保存時の時効に対する抵抗性と溶接性に大きな影響を及ぼす量の過剰窒素と窒化鉄を実質的に含んでいない溶接製品。