JP2009529098A - 極めて高い強度、延性および靭性特性を有する鋼板を製造するための方法、ならびにこのように製造された板 - Google Patents

Abstract

本発明は、１２００ＭＰａより大きい強度、０．７５より小さいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板であって、この鋼板の組成が、重量によって以下に表される含量、０．１０％≦Ｃ≦０．２５％、１％≦Ｍｎ＜３％、Ａｌ≧０．０１５％、Ｓｉ≦１．９８５％、Ｍｏ＜０．３０％、Ｃｒ≦１．５％、Ｓ＜０．０１５％、Ｐ≦０．１％、Ｃｏ＜１．５％、Ｂ≦０．００５％を含み、１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２％、およびＣｒ＋（３×Ｍｏ）≧０．３％であることが要求され、組成の残部が、鉄と、精錬に起因する必然的な不純物とからなり、鋼の微細構造が、少なくとも７５％のベイナイトと、５％以上の量の残留オーステナイトと、２％以上の量のマルテンサイトとからなる熱間圧延鋼板に関する。

Description

本発明は、冷間成形工程が実行されることを可能にする、極めて高い引張り強さおよび変形能を同時に示す「多相」鋼と呼ばれる鋼でできている熱間圧延板の製造に関する。本発明は、より正確には、１２００ＭＰａより大きい引張り強さおよび０．７５より小さい降伏強さ／引張り強さ比を有する主にベイナイト微細構造の鋼に関する。具体的には、自動車分野および一般産業が、かかる熱間圧延鋼板に対する用途の分野を構成する。

具体的には、自動車産業では、車両を軽量化し、安全性を増大させるという継続した必要性が存在する。それゆえに、様々な強度のレベルを提示する鋼のいくつかの系統が提案された。

まず、マイクロアロイ成分を有する鋼が提案され、このマイクロアロイ成分の硬化は、結晶粒サイズの析出によっておよび精練によって同時に得られる。かかる鋼の開発の後に、フェライト地の内側のマルテンサイトの存在によりよい冷間成形性とともに４５０ＭＰａより大きい引張り強さを得ることを可能にする「二重相」の鋼の開発が続いた。

さらに高い引張り強さレベルを得る目的のためには、特性（引張り強さ／変形能）の極めて有利な組合せでＴＲＩＰ（変態誘起塑性）作用を示す鋼が開発された。これらの特性はかかる鋼の構造に関連し、この鋼はベイナイトおよび残留オーステナイトを含むフェライト地からなる。残留オーステナイトはケイ素またはアルミニウムの添加によって安定化し、これら成分はオーステナイトの中およびベイナイトの中で炭化物の析出を遅らせる。残留オーステナイトの存在は変形しない板の高い延性をもたらす。その後の変形の効果の下では、例えば、一軸的に応力が加えられるとき、ＴＲＩＰ鋼でできている部分の残留オーステナイトは、マルテンサイトに段々に変態させられ、実質的な硬化をもたらし、くびれの出現を遅延させる。

さらに高い引張り強さ、すなわち８００−１０００ＭＰａより大きいレベルを実現するためには、主にベイナイト構造を有する多相鋼が開発された。自動車産業または一般の産業では、かかる鋼は、バンパークロスメンバ、ピラー、様々な補強材および耐摩耗性消耗部品など構造部品に対して用いられることが有利である。しかしながら、これら部品の成形性は、可塑性の十分な予備を有するために１０％より大きい十分な伸びおよび高すぎない降伏強さ／引張り強さ比を同時に必要とする。

米国特許第６３６４９６８号明細書は、ベイナイト構造、または３ミクロンより小さい結晶粒サイズで少なくとも９０％のベイナイトを含むベイナイト／マルテンサイト構造からなる７８０ＭＰａより大きい引張り強さを有するニオブまたはチタンでマイクロアロイされた鋼でできている熱間圧延板の製造について開示している。この特許の一例の実施形態は、得られた引張り強さが０．７５より大きいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比とともに１２００ＭＰａをやっと越えることを示す。このタイプのまさに主にベイナイト構造の中に存在する炭化物が、応力が加えられるとき、例えば、穴拡大試験で機械的損傷をもたらすことに留意されたい。

やはり米国特許第４４７２２０８号明細書は、少なくとも１０％のフェライト、好ましくは２０から５０％のフェライト、およびチタン炭化物（ＴｉＣ）析出物を含む主にベイナイト構造を有するチタンでマイクロアロイされた鋼でできている熱間圧延板の製造について開示している。しかしながら、多い量のフェライトにより、この発明により製造された等級の引張り強さは、１０００ＭＰａより小さく、この値はいくつかの用途に対し不十分であることがある。

特開２００４−３３２１００号公報は、３％より少ない残留オーステナイトを含む、主にベイナイト構造からなる、８００ＭＰａより大きい引張り強さを有する熱間圧延鋼板の製造について開示している。しかしながら、高価なニオブの添加が高い引張り強さ値を得るために行われる必要がある。

特開２００４−１９００６３号公報は、高引張り強さを有する熱間圧延鋼板の製造について開示し、伸びに関して増加したこの製品の引張り強さは、２００００ＭＰａより大きく、オーステナイトを含む。しかしながら、かかる鋼は硫黄含量に対して高価な銅の添加物を含む。

本発明の目的は上述の問題を解決することである。この目的は、よい冷間成形性とともに１２００ＭＰａより大きい引張り強さ、０．７５より小さいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比および１０％より大きい破断点伸びを示す熱間圧延鋼を利用可能にすることである。本発明の目的はまた、機械的方法によって切断されるとき、損傷への無反応性が大きい鋼を提供することである。

本発明の目的はまた、欠陥の突然の伝播、特に動的な応力が加えられるとき耐えるためによい靭性を有する鋼を提供することである。この目的は、２０℃で２８ジュールを超えるシャルピーＶ破壊エネルギーを実現することである。本発明の目的はまた、１ミリメートルから３０ミリメートルより大きい厚さ範囲の中で標準組立方法を用いて溶接されるとき、特にスポット抵抗溶接またはアーク溶接、具体的にはＭＡＧ（金属活性ガス）溶接の間によい溶接性を示す鋼を提供することである。本発明はまた、その組成がチタン、ニオブまたはバナジウムなど高価なマイクロアロイ成分を含まない鋼を提供することを目的とする。このように、製造費は削減され、熱機械的製造計画が簡単化される。この目的はまた極めて高い疲れ耐久限界を示す鋼を提供することである。さらに、本発明の目的は、パラメータの小さな変動が微細構造または機械的特性に実質的な改変を引き起こさない製造方法を提供することである。

この目的のために、本発明の１つの主題は、１２００ＭＰａより大きい引張り強さ、０．７５より小さいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板であって、この鋼板の組成が、重量によって以下に表される含量、０．１０％≦Ｃ≦０．２５％、１％≦Ｍｎ≦３％、Ａｌ≧０．０１５％、Ｓｉ≦１．９８５％、Ｍｏ≦０．３０％、Ｃｒ≦１．５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｐ≦０．１０％、Ｃｏ≦１．５％、Ｂ≦０．００５％を含み、１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２％、Ｃｒ＋（３×Ｍｏ）≧０．３％であることが要求され、組成の残部が、鉄と、精錬に起因する必然的な不純物とからなり、鋼の微細構造が、少なくとも７５％のベイナイトと、５％以上の量の残留オーステナイトと、２％以上の量のマルテンサイトとからなる熱間圧延鋼板である。

鋼板の炭素含量が０．１０％≦Ｃ≦０．１５％のような量であることが好ましい。

炭素含量が０．１５％＜Ｃ≦０．１７％のような量であることがまた好ましい。

好ましい実施形態によれば、炭素含量は０．１７％＜Ｃ≦０．２２％のような量である。

炭素含量が０．２２％＜Ｃ≦０．２５％のような量であることが好ましい。

好ましい実施形態によれば、鋼の組成は１％≦Ｍｎ≦１．５％を含む。

鋼の組成が１．５％＜Ｍｎ≦２．３％のような量であることがまた好ましい。

鋼の組成が２．３％＜Ｍｎ≦３％を含むことが好ましい。

好ましい実施形態によれば、鋼の組成は１．２％≦Ｓｉ≦１．８％を含む。

鋼の組成が１．２％≦Ａｌ≦１．８％を含むことが好ましい。

好ましい実施形態によれば、鋼の組成はＭｏ≦０．０１０％のような量である。

本発明の別の主題は、残留オーステナイトの炭素含量が重量で１％より多い鋼板である。

本発明の別の主題は、ベイナイトラス間に炭化物を含み、単位面積当たりの０．１ミクロンより大きいサイズのラス間炭化物の数Ｎが５００００／ｍｍ^２以下である鋼板である。

本発明の別の主題は、マルテンサイト／残留オーステナイトのアイランドを含み、２ミクロンより大きい最大サイズＬ_ｍａｘを有し、４より小さい伸長因子Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_ｍｉｎを有するマルテンサイト／残留オーステナイトのアイランドの単位面積当たりの数Ｎ_ＭＡが１４０００／ｍｍ^２より少ない鋼板である。

本発明の別の主題は、１２００ＭＰａより大きい引張り強さ、０．７５より小さいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板を製造するための方法であって、上述組成からなる鋼が供給され、半製品がこの鋼から鋳造され、半製品が１１５０℃より高い温度に加熱され、半製品が、鋼の微細構造が全部オーステナイトである温度範囲で熱間圧延され、次いで、このようにして得られた板が、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒが５０と９０℃／秒の間にあり、温度Ｔ_ＦＲがＢ’_ＳとＭ_Ｓ＋５０℃の間にあり、Ｂ’_Ｓがベイナイト変態開始温度Ｂ_Ｓに関して定義された温度を表し、Ｍ_Ｓがマルテンサイト変態開始温度を表すようにＡｒ３より高い温度Ｔ_ＤＲから変態温度Ｔ_ＦＲに冷却され、次いで、板が、０．０８℃／分と６００℃／分の間の二次冷却速度Ｖ’_Ｒで温度Ｔ_ＦＲから周囲温度に冷却され、温度Ｂ’_Ｓが、速度Ｖ’_Ｒが０．０８と２℃／分の間にあるときＢ_Ｓに等しく、温度Ｂ’_Ｓが、速度Ｖ’_Ｒが２℃／分より速いが６００℃／分を越えないときＢ_Ｓ＋６０℃に等しい方法である。

本発明の別の主題は、１２００ＭＰａより大きい引張り強さ、０．７５より小さいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板を製造するための方法であって、上述の組成からなる鋼が供給され、半製品がこの鋼から鋳造され、半製品が１１５０℃より高い温度に加熱され、鋼の微細構造が全部オーステナイトである温度範囲で熱間圧延され、次いで、このようにして得られた板が、７０℃／秒以上の冷却速度Ｖ_Ｒ１でＡｒ３より高い温度Ｔ_ＤＲから中間温度Ｔ_Ｉに冷却され、温度Ｔ_Ｉが６５０℃を越えず、次いで、板が、温度Ｔ_ＤＲと温度Ｔ_ＦＲの間の冷却速度が２０と９０℃／秒の間にあるように温度Ｔ_Ｉから温度Ｔ_ＦＲに冷却され、温度Ｔ_ＦＲがＢ’_ＳとＭ_Ｓ＋５０℃の間にあり、Ｂ’_Ｓがベイナイト変態開始温度Ｂ_Ｓに対して定義される温度を表し、Ｍ_Ｓがマルテンサイト変態開始温度を表し、次いで、板が、温度Ｔ_ＦＲから０．０８℃／分と６００℃／分の間の二次冷却速度Ｖ’_Ｒで周囲温度に冷却され、温度Ｂ’_Ｓが、速度Ｖ’_Ｒが０．０８と２℃／分の間にあるときＢ_Ｓに等しく、温度Ｂ’_Ｓが、速度Ｖ’_Ｒが２℃／分より速いが６００℃／分を越えないときＢ_Ｓ＋６０℃に等しい方法である。

本発明の別の主題は、熱間圧延鋼板を製造するための方法であって、上述の組成からなる鋼が供給され、半製品がこの鋼から鋳造され、半製品が１１５０℃より高い温度に加熱され、半製品が、鋼の微細構造が全部オーステナイトである温度範囲で熱間圧延され、Ａｒ３より高い一次冷却開始温度Ｔ_ＤＲ、一次冷却終了温度Ｔ_ＦＲ、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒが、鋼の微細構造が少なくとも７５％のベイナイトと、５％以上の量の残留オーステナイトと、２％以上の量のマルテンサイトとからなるように調整される方法である。

本発明の別の主題は、Ａｒ３より高い一次冷却開始温度Ｔ_ＤＲ、一次冷却終了温度Ｔ_ＦＲ、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒが、残留オーステナイトの炭素含量が重量で１％より多いように調整される製造方法である。

本発明の別の主題は、Ａｒ３より高い一次冷却開始温度Ｔ_ＤＲ、一次冷却終了温度Ｔ_ＦＲ、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒが、単位面積当たりの０．１ミクロンより大きいサイズを有するラス間炭化物の数が５００００／ｍｍ^２を越えないように調整される方法である。

本発明の別の主題は、Ａｒ３より高い一次冷却開始温度Ｔ_ＤＲ、一次冷却終了温度Ｔ_ＦＲ、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒが、２ミクロンより大きい最大サイズＬ_ｍａｘおよび４より小さい伸長因子Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_ｍｉｎを有するマルテンサイト／残留オーステナイトのアイランドの単位面積当たりの数Ｎ_ＭＡが１４０００／ｍｍ^２より少ないように調整される方法である。

本発明の別の主題は、自動車分野で構造部品または補強部材を製造するための、上述に記載の特徴による、または上述の実施形態の１つによる方法によって製造される熱間圧延鋼板の使用法である。

本発明の別の主題は、一般産業用の補強材および構造部品ならびに耐摩耗性部品を製造するための、上述に記載の特徴による、または上述の実施形態の１つによる方法によって製造される熱間圧延鋼板の使用法である。

本発明の他の特徴および利点は、以下の実施例の目的で与えられた説明の間に、ここに添付された図面を参照して明らかになろう。

熱間圧延の後、標準冷却条件の下で、約０．２％のＣおよび１．５％のＭｎを含む鋼が、冷却されると、オーステナイトからフェライトラスおよび炭化物で構成されたベイナイトに変態される。さらに、この微細構造は、比較的高温で形成される比較的多くの量の初析フェライトを含む場合がある。しかしながら、この成分の降伏点は低く、その結果、この成分が存在するとき、極めて高い引張り強さレベルを得ることが不可能である。本発明による鋼は初析フェライトを含まない。このように、引張り強さは１２００ＭＰａを越えて実質的に増加される。本発明による組成の結果、ラス間炭化物の析出はまた遅らせられ、次いで、微細構造は、ベイナイトと、残留オーステナイトと、オーステナイトの変態に起因するマルテンサイトとからなる。この構造はまた、微細なベイナイトパケット（パケットは同一のもともとのオーステナイト結晶粒の中の平行なラスの集合を意味する）からなる外観を有し、この構造の引張り強さおよび延性は多角形フェライトの引張り強さおよび延性より大きい。ベイナイトラスのサイズは数百ナノメートル程度であり、ラスパケットのサイズは数ミクロン程度である。

鋼の化学的組成に関しては、炭素が、微細構造の形成および機械的特性で極めて重要な役割を果たす。板を熱間圧延した後、高温で形成されたオーステナイト構造から始まり、ベイナイト変態が起き、ベイナイト系フェライトラスが、やはり主にオーステナイト地の内側で最初に形成される。オーステナイトの中の炭素の溶解度に比較してフェライトの中の炭素の溶解度がかなり低いために、炭素はラス間で拒絶される。本発明による組成の中に存在する特定の合金成分のために、具体的には、ケイ素およびアルミニウムの組合せの添加のために、極めて制限された炭化物の析出、特にセメンタイトの析出が、起こる。したがって、まだ変態していないラス間オーステナイトは、実質的に、重要なオーステナイト／ベイナイト界面で起きる炭化物の析出なしに炭素で段々に強化される。この強化は、オーステナイトが安定化する、すなわちこのオーステナイトのほとんどのマルテンサイト変態が周囲温度に冷却されると実質的に起こらないようなものである。少量のマルテンサイトがアイランドの形で現れ、引張り強さの増加に貢献する。

炭素はまた初析フェライトの形成を遅らせ、この炭素の存在は高い引張り強さレベルを得るためには避けられる必要がある。

本発明によれば、この炭素含量は重量で０．１０と０．２５％の間にある。０．１０％より下では、十分な引張り強さは得られることができず、残留オーステナイトの安定性は不満足なものである。

０．２５％より上では、溶接性は自生溶接条件の下で熱影響ゾーンまたは溶融ゾーンの中で低靭性微細構造の形成の結果として低減される。

第１の実施形態によれば、炭素含量は０．１０と０．１５％の間にある。この範囲の中では、溶接性は極めて満足なものであり、得られた靭性は特に高い。連続鋳造による製造は凝固の携帯が好ましいため特に容易である。

第２の好ましい実施形態によれば、炭素含量は、０．１５％より多いが０．１７％を越えない。この範囲の中では、溶接性は満足なものであり、得られた靭性は高い。

第３の好ましい実施形態によれば、炭素含量は、０．１７％より多いが０．２２％を越えない。この組成範囲は、一方では引張り強さ特性と延性、他方では靭性と溶接性特性を最適に組み合わせる。

第４の好ましい実施形態によれば、炭素含量は、０．２２％より多いが０．２５％を越えない。このように、最大の引張り強さレベルが靭性のわずかな減少を犠牲にして得られる。

重量で１と３％の間の量のマンガンを加えると、γ相の形成を促進する成分が、変態温度Ａｒ３を低下させることによってオーステナイトを安定化する。マンガンはまた、液相の中での精錬の間、鋼の脱酸素に貢献する。マンガンの添加はまた、有効な固溶体の硬化およびより高い引張り強さの実現に貢献する。マンガン含量が１と１．５％の間にあることが好ましい。このように、満足な硬化が有害な帯状構造が形成される危険なく組み合わされる。マンガン含量が１．５％より多いが２．３％を越えないことがまた好ましい。このように、上述の所望の効果は、溶接アッセンブリの中で対応する焼入れ硬化性が過度に増加することなしに得られる。マンガン含量が２．３％より多いが３％を越えないことがまた好ましい。３％より上では、炭化物析出の危険または有害な帯状構造の形成の危険が極めて高くなる。本発明により定義された条件の下で、モリブデンおよび／またはクロムの添加と相まって、１３００ＭＰａより大きい引張り強さを得ることができる。

本発明によれば、ケイ素およびアルミニウムは重要な役目を共同で果たす。

ケイ素は、オーステナイトから冷却するとき、炭化物の成長を著しく遅らせることによってセメンタイトの析出を抑止する。これは、セメンタイトの中のケイ素の溶解度が非常に低いことおよびこの成分がオーステナイトの中の炭素の活動を増加させることによる。このように、もし任意のセメンタイト核がフェライト／オーステナイト界面で形成するならば、ケイ素は界面で拒絶されるだろう。次いで、炭素の活動は、このケイ素が強化されたオーステナイトゾーンで増加される。次いで、セメンタイトの成長は、セメンタイトと、隣接したオーステナイトゾーンとの間の炭素勾配が低減されるので遅らされる。したがって、ケイ素の添加が、損傷への耐性を局所的に増加させ、炭化物の脆化の形成を防止する薄膜の形で十分な量の残留オーステナイトを安定化する助けとなる。

アルミニウムは鋼を脱酸素するために極めて有効な成分である。この目的のためには、その含量は０．０１５％以上である。ケイ素のように、それは、セメンタイトの中で極めて低い溶解度を有し、残留オーステナイトを安定化する。

アルミニウムおよびケイ素のオーステナイトの安定化への効果が極めて類似していることが実証されている。ケイ素およびアルミニウムの含量が１％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２％のような量であるとき、オーステナイトの満足な安定化が、実現され、所望の微細構造が満足な使用特性を維持しながら形成されることが可能になる。最小アルミニウム含量が０．０１５％であることの結果として、ケイ素含量が１．９８５％を越えない。

ケイ素含量が１．２と１．８％の間にあることが好ましい。このように、炭化物析出が避けられ、最高の溶接性が得られ、亀裂が溶接パラメータに関する十分な寛容度でＭＡＧ溶接の中で観察されない。スポット抵抗溶接によって生成された溶接はやはり欠陥がない。さらに、ケイ素がフェライト相を安定化するので、１．８％以下の量が望ましくない初析フェライトの形成を防止する。ケイ素の過度の添加がまた、付着性の高い酸化物の形成および表面欠陥の可能性のある外観を引き起こし、特に、溶融亜鉛めっき工程での湿潤性の欠乏をもたらす。

これら効果が、アルミニウム含量が、１．２と１．８％の間にあるとき、得られることがまた好ましい。同等の含量では、アルミニウムの効果は、ケイ素の場合の上述の効果と極めて類似している。しかしながら、表面欠陥の出現の危険は低減される。

モリブデンは、ベイナイト変態を遅らせ、固溶体硬化に貢献し、形成されたベイナイトラスのサイズをやはり精練する。本発明によれば、モリブデン含量は、硬化構造の過度の形成を避けるために０．３％を越えない。

１．５％より小さい量では、クロムは、初析フェライト形成の防止およびベイナイト微細構造の硬化および精練にやはり貢献するので、モリブデンと極めて類似した効果を有する。

本発明によれば、クロムおよびモリブデンの含量は、Ｃｒ＋（３×Ｍｏ）≧０．３％のような量である。この関係でのクロムおよびモリブデンの係数は、それら２つの成分のフェライト変態を遅らせる比較的高いそれぞれの能力をもたらし、上述の不等式が満足させるとき、初析フェライトの形成は本発明による特定の冷却条件の下で避けられる。

しかしながら、モリブデンは高価な成分である。本発明者らは、モリブデン含量を０．０１０％に制限することによって、および関係式Ｃｒ＋（３×Ｍｏ）≧０．３％を満足させるためにクロムの添加によってこの低減を補償することによって特に経済的に鋼を製造することが可能であることを実証した。

０．０１５％より多い量で硫黄が、成形性を著しく低下させるマンガン硫化物の形で過度に析出する傾向にある。

リンは結晶粒の境界で分離することで知られている成分である。その含量は十分な熱間延性を維持するために０．１％に制限される必要がある。硫黄およびリンの制限はまた、よい溶接性がスポット溶接で得られることを可能にする。

鋼はまたコバルトを含むことができる。１．５％を越えない量で、この硬化成分により、残留オーステナイトの中の炭素含量が増加されることが可能になる。しかしながら、この量はまた費用の理由のため制限される必要がある。

鋼はまた、０．００５％を越えない量でホウ素を含むことができる。かかる添加物は、焼入れ硬化性を増加し、初析フェライトの除去に貢献する。これはまた引張り強さレベルを増加する助けとなる。

組成の残部は、例えば、窒素など精錬に起因する必然的な不純物からなる。

本発明によれば、鋼の微細構造は、少なくとも７５％のベイナイトと、５％以上の量の残留オーステナイトと、２％以上の量のマルテンサイトとからなり、これら含量は単位面積当たりの百分率を参照する。この初析フェライトを有さない主にベイナイト構造は、その後の機械的損傷への極めて高い耐性をもたらす。

本発明による熱間圧延板の微細構造は、炭素に富み、特にケイ素およびアルミニウムの添加によって周囲温度で安定化することが好ましい５％以上の量の残留オーステナイトを含む。残留オーステナイトは、ベイナイトの中にサイズで数百ミクロンから数ミクロンの範囲に及ぶラス間薄膜またはアイランドの形で存在する。

５％より少ない量の残留オーステナイトは、ラス間薄膜が損傷への耐性を著しく増加することを不可能にする。

残留オーステナイトの炭素含量が、炭化物の形成を低減させ、周囲温度で十分に安定な残留オーステナイトを得るために１％より多いことが好ましい。

図２は本発明による鋼板の微細構造の実施例を示す。ここで７％の面積含量を有する残留オーステナイトＡは、アイランドまたは薄膜の形で白く見える。ここで１５％の面積含量を有するマルテンサイトＭは、灰色に見えるベイナイト地Ｂで極めて暗い成分の形である。

いくつかのアイランドの内では、局所的炭素含量、したがって局所的焼入れ硬化性は様々であってよい。次いで、残留オーステナイトは、局所的にこれらアイランドの内でマルテンサイトと結合され、これらアイランドは、用語「Ｍ−Ａ」アイランドで参照され、マルテンサイトと残留オーステナイトを結合する。本発明に照らして、Ｍ−Ａアイランドの特有のモフォロジが具体的に求められることが実証された。Ｍ−Ａアイランドのモフォロジは、それ自体が知られている適した化学的反応物を用いて明らかにされることができる。化学的エッチングの後、Ｍ−Ａアイランドは、比較的暗いベイナイト地の中で、例えば、白に見える。これらアイランドは、統計的に代表的な母集団を有する区域の上を約５００×から１５００×の範囲に及ぶ倍率で光学的顕微鏡検法によって観察される。アイランドのそれぞれの最大サイズＬ_ｍａｘおよび最小サイズＬ_ｍｉｎは、例えば、ＮｏｅｓｉｓからのＶｉｓｉｌｏｇ（登録商標）ソフトウェアなどそれ自体が知られている画像解析ソフトウェアを用いて決定される。最大サイズと最小サイズの比Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_ｍｉｎは所与のアイランドの伸長因子を特徴付ける。本発明によれば、特に、高い延性は、２ミクロンより長い最大長さＬ_ｍａｘを有し、４より小さい伸長因子を有するＭ−Ａアイランドの数Ｎ_ＭＡを減少させることによって得られる。これら大きなかさばったアイランドが、その後の機械的な応力が加えられる間、選択的開始ゾーンであることが判明する。本発明によれば、単位面積当たりのアイランドの数Ｎ_ＭＡは、１４０００／ｍｍ^２より少ない必要がある。

本発明による鋼の構造はまた、ベイナイトおよび残留オーステナイトを補完して、２％以上の量のマルテンサイトを含む。この特徴は、さらなる硬化を可能にし、それによって１２００ＭＰａより大きい引張り強さを実現する。

ラス間位置の中にある０．１ミクロンより大きいサイズを有する概ね粗い炭化物の数が、制限されることが好ましい。これら炭化物が、例えば、光学顕微鏡の下で１０００×以上の倍率で観察されることができる。０．１ミクロンより大きいサイズを有するラス間炭化物の単位面積当たりの数Ｎが、５００００／ｍｍ^２より少ないことが必要であり、そうでない場合、例えば、穴拡大試験で損傷がその後の応力が加えられる間、過度になることが実証された。さらに、炭化物の過度の存在は、時期尚早の割れ開始および靭性の減少の原因である場合がある。

本発明による熱間圧延板を製造するための方法は以下のように実行される。

本発明による組成からなる鋼が供給される。

半製品がこの鋼から鋳造される。この鋳造は、インゴットとして、または約２００ｍｍの厚さを有するスラブの形で連続して実行されることができる。この半製品はまた、厚さで数十ミリメートルの薄いスラブまたは二重反転（ｃｏｕｎｔｅｒ−ｒｏｔａｔｉｎｇ）鋼ロール間で鋳造されることによって薄いストリップの形で鋳造されることができる。

鋳造された半製品は、まず鋼が圧延の間に受ける高い変形に好都合な温度に完全に到達するために１１５０度より上の温度に加熱される。もちろん、二重反転鋼ロール間での薄いスラブまたは薄いストリップの直接鋳造の場合、１１５０℃より上で開始するこれら半製品を熱間圧延するステップは、鋳造の後、直接実行することができ、その結果、中間再加熱ステップがこの場合必要ではない。

この半製品は、鋼の構造が、添付した図１を参照して圧延終了温度Ｔ_ＦＬ以下で完全にオーステナイトである温度範囲で熱間圧延される。この図は、本発明による熱機械的製造ダイアグラム１ならびにフェライト変態領域２、ベイナイト変態領域３およびマルテンサイト変態領域４を示す変態ダイアグラムを示す。

次いで、制御された冷却ステップが実行され、Ａｒ３（オーステナイトフェライト変態開始温度）より高い温度Ｔ_ＤＲで開始し、温度Ｔ_ＦＲ（冷却終了温度）で終了する。Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の平均冷却速度はＶ_Ｒに等しい。この冷却および関連する速度Ｖ_Ｒは一次冷却および一次冷却速度と呼ばれる。本発明によれば、速度Ｖ_Ｒは５０と９０℃／秒の間にある。この冷却速度が５０℃／秒より遅いとき、初析フェライトが形成され、これは高強度特性を得ることに対し有害である。本発明によれば、オーステナイトフェライト変態はこのように避けられる。速度Ｖ_Ｒが９０℃／秒より速いとき、マルテンサイトを形成し、不均一構造を出現させる危険がある。本発明による冷却範囲は、板が、熱間圧延の後、例えば、約２００℃／秒の速度で極めて急速に冷却されることが不必要であるので、産業の観点から有利である。これにより高価な特有の設備の必要性を避ける。本発明による冷却速度の範囲は、板の厚さに応じて水または水／空気混合物を噴霧することによって得られることができる。

この方法はまた、次の変形態様に従って実行されることができる。温度Ｔ_ＤＲから開始し、鋼が６５０℃以下の温度Ｔ_Ｉに急速に冷却される。この急速な冷却の速度Ｖ_Ｒ１は７０℃／秒より速い。次いで、鋼は、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の平均冷却速度が２０と９０℃／秒の間にあるように温度Ｔ_ＦＲに冷却される。この変形態様は、Ｔ_ＤＲからの速度Ｖ_Ｒ１でのより急速な冷却が、初析フェライトがないことを確実にするために実行されることを条件として以前の変形態様よりＴ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の必要な冷却が平均で遅いという利点を有する。

上述の２つの変形態様のいずれかに従って実行されたこの第１の急速冷却段階の後、二次冷却と呼ばれるより遅い冷却段階が実行され、この二次冷却はＢ’_ＳとＭ_Ｓ＋５０℃の間の温度Ｔ_ＦＲで開始し、周囲温度で終了する。二次冷却速度はＶ’_Ｒで表される。マルテンサイト変態開始温度はＭ_Ｓで表される。温度Ｂ’_Ｓは、以下のように温度Ｂ_Ｓ、ベイナイト変態開始温度に関して定義される。

極めて遅い二次冷却が０．０８℃／分と２℃／分の間の速度Ｖ’_Ｒで実行されるとき、Ｂ’_Ｓ＝Ｂ_Ｓ、ベイナイト変態開始温度である。この温度Ｂ_Ｓは、実験的に決定され、それ自体が知られている式を用いて組成から評価されることができる。図１はこの第１の製造の方法を説明する。

Ｔ_ＦＲから開始し、熱間圧延板が２℃／分より速いが６００℃／分を越えない速度Ｖ’_Ｒで冷却されるとき、Ｂ’_Ｓ＝Ｂ_Ｓ＋６０℃である。

第１の場合は約１５ｍｍまでの最も薄い板の製造に対応し、この最も薄い板は、熱間コイリングされ（ｈｏｔ ｃｏｉｌｅｄ）、次いでコイリング工程の後、ゆっくりと冷却される。第２の場合は熱間コイリングされないより厚い板の製造に対応する。板厚さに応じて、２℃／分より速いが６００℃／分を越えない冷却速度がわずかに加速された冷却または空気冷却に対応する。

冷却終了温度がＢ’_Ｓより上にあるとき、オーステナイトの炭素強化は不十分である。完全な冷却の後、炭化物またはマルテンサイトアイランドが形成される。このように、二重相構造を有する鋼を得ることが可能であるが、この鋼の特性（強度／延性）の組合せは本発明の組合せより劣る。これら構造はまた、本発明の構造より損傷に対する大きな感度を有する。

冷却終了温度がＭ_Ｓ＋５０℃より低いとき、オーステナイトの炭素強化は過度である。特定の産業の条件の下では、顕著な帯状構造の形成および過度のマルテンサイト変態の危険がある。

したがって、本発明による条件の下、方法は製造パラメータの変動への低い感度を有する。

Ｂ’_ＳとＭ_Ｓ＋５０℃の間の温度Ｔ_ＦＲに関連する二次冷却は、オーステナイトベイナイト変態が抑制されることを可能し、このオーステナイトを安定化するためにそれを局地的に強化し、適した（ベイナイト／残留オーステナイト／マルテンサイト）比が得られることを可能にする。

本発明に照らして、鋼の微細構造が、少なくとも７５％のベイナイトと、５％以上の量の残留オーステナイトと、２％以上の量のマルテンサイトとからなるようにＴ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒ、冷却終了温度Ｔ_ＦＲおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒを調整することがまた可能である。

少なくとも７５％のベイナイトと、少なくとも５％のオーステナイトと、少なくとも２％のマルテンサイトとを得るために調整されるパラメータＴ_ＤＲ、Ｔ_ＦＲ、Ｖ_ＲおよびＶ’_Ｒは、以下のように選択される。

Ｔ_ＤＲは、過度のオーステナイト結晶粒の成長をさらに防止しながら初析フェライトの形成を避けるために、および最終微細構造を精練するためにＡ_Ｒ３より上にあるように選択される。

冷却速度Ｖ_Ｒは、熱間圧延板の縦および横方向で微細構造の均質性を得るためにまだ工業用ラインの制御能力の中に依然としてありながら、パーライト変態（これは不十分な残留オーステナイト含量をもたらす）およびフェライト変態を避けるために可能な限り速いように選択される。しかしながら、冷却速度Ｖ_Ｒは、板の厚さにわたって不均一な微細構造の形成を避けるために制限される必要がある。

本質的には、冷却速度Ｖ’_Ｒは、工場の製造能力および板厚に依存する。

Ｖ’_Ｒと無関係に、Ｔ_ＦＲはパーライト変態を避けるのに十分低いように選択され、これにより、不完全なベイナイト変態および５％より少ない残留オーステナイト含量をもたらす。

さらに、冷却速度Ｖ’_Ｒが急速な場合、温度Ｔ_ＦＲは、ベイナイト変態がマルテンサイト領域の上で起きる時間を持つのに十分高いように選択される。したがって、マルテンサイト領域への急速すぎる遷移によって２０％より多いマルテンサイトの形成が、避けられる。後者の変態はベイナイト変態および残留オーステナイトの安定化を犠牲にして起きる。

冷却速度Ｖ’_Ｒが遅い場合、Ｂ’_ＳとＭ_Ｓ＋５０℃の間の範囲の中の温度Ｔ_ＦＲの変動が最終微細構造に影響を与えないことになる。

具体的には、これらパラメータはまた、２ミクロンより大きいサイズを有し、４より小さい伸長因子を有するマルテンサイト／残留オーステナイトのアイランドの数Ｎ_ＭＡが１４０００／ｍｍ^２より小さいように選択されるモフォロジおよびＭ−Ａアイランドの性質を得るために調整されることができる。これらパラメータはまた、残留オーステナイトの炭素含量が重量で１％より多いように調整されることができる。具体的には、速すぎる冷却速度Ｖ_Ｒは粗いＭ−Ａアイランドの過度の形成を避けるために選択されない。パラメータＶ_Ｒ、Ｔ_ＦＲおよびＶ’_Ｒはまた、０．１ミクロンより大きいサイズのベイナイト炭化物の単位面積当たりの数Ｎが５００００／ｍｍ^２を越えないように調整されることができる。

重量百分率として表される以下の表で与えられる組成を有する鋼が精錬された。本発明による板を製造するために用いられたＩ−１からＩ−９の鋼を別として、この表は、比較のために基準の板を製造するために用いられた鋼Ｒ−１からＲ−９の組成を示す。

上述の組成に対応する半製品が、１２００℃に過熱され、構造が全部オーステナイトである温度範囲で３ｍｍまたは１２ｍｍの厚さまで熱間圧延された。８２０と９４５℃の間の冷却開始温度Ｔ_ＤＲはまたオーステナイト領域の中にあった。Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の冷却速度Ｖ_Ｒ、冷却終了温度Ｔ_ＦＲおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒは表２に示される。任意の１つの組成から開始して、いくつかの鋼（Ｉ−１、Ｉ−２、Ｉ−５、Ｒ−７）が様々な製造条件を受けた。基準Ｉ−１ａ、Ｉ−１ｂおよびＩ−１ｃは、例えば、鋼組成Ｉ−１と異なった条件の下で製造された３つの鋼板を示す。鋼板Ｉ−１ａからＩ−１ｃ、Ｉ−４、Ｉ−５ａ、Ｉ−５ｂおよびＲ−６は、１２ｍｍの厚さを有し、残りの板は３ｍｍの厚さを有する。

表２はまた、以下の式を用いて化学的組成から計算された変態温度Ｂ’_ＳおよびＭ_Ｓ＋５０℃を示し、これら組成は重量百分率で表される。
Ｂ_Ｓ（℃）＝８３０−２７０（Ｃ）−９０（Ｍｎ）−３７（Ｎｉ）−７０（Ｃｒ）−８３（Ｍｏ）
Ｍ_Ｓ（℃）＝５６１−４７４（Ｃ）−３３（Ｍｎ）−１７（Ｎｉ）−１７（Ｃｒ）−２１（Ｍｏ）

やはり、定量的顕微鏡検法によって測定された様々な微細構造成分、すなわちベイナイト、Ｘ線回折によってまたは磁気飽和測定によって残留オーステナイト、およびマルテンサイトの単位面積当たりの割合が示される。Ｍ−Ａアイランドはクレム試薬で実証された。これらモフォロジは、パラメータＮ_ＭＡを決定するために画像解析ソフトウェアを用いて検査された。ある事例では、ベイナイト相の中の０．１ミクロンより大きいサイズを有する炭化物の存在の可能性が、ナイタル（Ｎｉｔａｌ）エッチングおよび高倍率での光学顕微鏡の下での観察を用いて検査された。０．１ミクロンよりサイズの大きいラス間炭化物の数Ｎ（ｍｍ^２当り）が決定された。

得られた引張り特性（降伏強さＲ_ｅ、引張り強さＲ_ｍ、均一な伸びＡ_ｕ、および破断点伸びＡ_ｂ）が、以下の表３で与えられる。Ｒ_ｅ／Ｒ_ｍ比がまた示される。ある事例では、２０℃での破壊エネルギーＫ_ｃｖがＶノッチ靭性試料で決定された。

さらに、切断（例えば、せん断または穴あけ）による損傷が評価され、この損傷は切断部分のその後の変形能をことによると減少させる場合があった。この目的のためには、２０×８０ｍｍ^２を測定する試料がせん断によって切断された。次いで、いくつかのこれら試料はこれらエッジの上で研ぎ出された。次いで、試料は、光析出されたメッシュで被覆加工され、次いで、破壊まで一軸的引張り試験を受けた。応力が加えられる方向に平行な主ひずみε_１が、変形したメッシュからの破壊の開始に可能な限りに近くで測定された。この測定は、機械的に切断されたエッジを有する試料および研ぎ出されたエッジを有する試料で実行された。切断感度が損傷係数Δによって評価され、ここでΔ＝［ε_１（切断されたエッジ）−ε_１（研ぎ出されたエッジ）］／ε_１（研ぎ出されたエッジ）である。

これら鋼板のアーク溶接（ＭＡＧ方法）およびスポット抵抗溶接に対する溶接性がまた、決定された。

本発明による鋼板Ｉ−１からＩ−９は、機械的特性、すなわち一方で１２００ＭＰａより大きい引張り強さならびに他方で１０％より大きい破断点伸びおよびよい成形性を確実にする０．７５より小さいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比の特に有利な組合せを有した。本発明による鋼はまた、２８ジュールより大きい室温でのシャルピーＶノッチ破壊エネルギーを有した。この高い靭性は、特に動的に応力が加えられるとき欠陥の突然の伝播への耐性がある部品の製造を可能にする。本発明による鋼の微細構造は、１４０００／ｍｍ^２より少ないアイランドの数Ｎ_ＭＡを有した。

具体的には、鋼板Ｉ−２ａおよびＩ−５ａは、大きなかさばったＭ−Ａアイランドの少ない単位面積当たりの割合、すなわちそれぞれ１０５００および１３６００／ｍｍ^２を有した。

本発明による鋼はまた、損傷係数Δが−１２または−１３％に制限されたので、切断の場合の損傷に対するよい耐性を有した。

これら鋼はまた、ＭＡＧ均一溶接でよい溶接性を示した。上述に示した厚さに適した溶接パラメータに対しては、重ね溶接された継目には、熱間または冷間亀裂がなかった。同様な結果が均一なスポット抵抗溶接で観察された。

鋼Ｉ−９の場合、Ｔ_ＤＲ（８８０℃）とＴ_ＦＲ（４８５℃）の間の冷却（表２参照）はまた、以下の変形態様に従って実行された。速度Ｖ_Ｒ１＝８０℃／秒で５９０℃の温度Ｔ_１までの第１の冷却段階の後、この板は８８０℃と４８５℃の間の平均冷却速度が３７℃／秒であるように冷却された。次いで、観察された機械的特性は、表３、実施例Ｉ−９で与えられた機械的特性に極めて類似していた。

鋼Ｒ−１は不十分な含量のクロムおよび／またはモリブデンを有した。鋼Ｒ−１からＲ−３に関する冷却条件（Ｖ_Ｒは速すぎＴ_ＦＲは遅すぎ）は、微細なベイナイト構造の形成には適していなかった。マルテンサイトがないことは十分な硬化を可能にせず、引張り強さは１２００ＭＰａより極めて下にあり、Ｒ_ｅ／Ｒ_ｍ比は過度であった。

鋼板Ｒ−４およびＲ−５の場合、圧延が行われた後の過度に急速な冷却速度は、十分に多量のベイナイトを得ることを不可能にした。形成されたＭ−Ａアイランドは比較的粗かった。鋼板Ｒ−４の場合、化合物の数Ｎ_ＭＡは１４７００／ｍｍ^２であった。このベイナイトの割合およびこれら鋼の引張り強さは不十分であった。数多くの炭化物（Ｎ＞５００００／ｍｍ^２）を有する鋼板Ｒ−４は、損傷係数Δ＝−４８％の値で証明されるように過度に高い損傷感度を有した。

鋼Ｒ−６は、過度の炭素含量を有し、その高い焼入れ硬化性の結果として高すぎるマルテンサイト含量をもたらした。そのベイナイト含量およびそのオーステナイト含量は不十分であった。したがって、鋼板Ｒ−６は、その２０℃でのシャルピーＶノッチ破壊エネルギーが２８ジュールより極めて低かったので欠陥の突然の伝播への耐性が不十分であった。

鋼板Ｒ−７ａおよびＲ−７ｂはまた過度の炭素含量を有した。薄い試験試料から推定された２８ジュールレベルでの遷移温度は、平凡な靭性を示す周囲温度より上にあった。溶接性は低下した。これら鋼板の引張り強さが、これらの高い炭素含量にかかわらず本発明による鋼の引張り強さより高くなかったことに留意されたい。

過度の炭素含量を有する鋼板Ｒ−８は極めて遅く冷却された。その結果、残留オーステナイトは炭素で著しく強化され、マルテンサイトの形成は発生することができなかった。したがって、得られた引張り強さは不十分であった。

鋼板Ｒ−９は過度に速い速度で低すぎる冷却終了温度に冷却された。したがって、具体的には、構造はほとんど全部マルテンサイトであり、破断点伸びは不十分であった。

したがって、本発明により、ベイナイト地を有する鋼板の製造が高価なマイクロアロイ成分の添加なしに可能になる。これら板は極めて高い引張り強さおよび高い延性の両方を有する。これらの高い引張り強さの結果、これら鋼板は、周期的に機械的応力が加えられる部材の製造に適している。本発明による鋼板が自動車分野および一般産業で構造部品または補強部材の製造のために用いられることが有利である。

オーステナイトから開始する変態ダイアグラムに関する本発明による製造方法の一実施形態の概略図である。 本発明による鋼板の微細構造の実施例を示す図である。

Claims (22)

1. １２００ＭＰａより大きい引張り強さ、０．７５より小さい降伏強さ／引張り強さ比Ｒ_ｅ／Ｒ_ｍおよび１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板であって、
   鋼板の組成が、重量によって以下に表される含量
   ０．１０％≦Ｃ≦０．２５％
   １％≦Ｍｎ≦３％
   Ａｌ≧０．０１５％
   Ｓｉ≦１．９８５％
   Ｍｏ≦０．３０％
   Ｃｒ≦１．５％
   Ｓ≦０．０１５％
   Ｐ≦０．１％
   Ｃｏ≦１．５％
   Ｂ≦０．００５％
   を含み、
   １％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２％
   Ｃｒ＋（３×Ｍｏ）≧０．３％
   であることが要求され、
   組成の残部が、鉄と、精錬に起因する必然的な不純物とからなり、前記鋼の微細構造が、少なくとも７５％のベイナイトと、５％以上の量の残留オーステナイトと、２％以上の量のマルテンサイトとからなる、熱間圧延鋼板。
2. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
   ０．１０％≦Ｃ≦０．１５％
   を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
3. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
   ０．１５％＜Ｃ≦０．１７％。
   を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
4. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
   ０．１７％＜Ｃ≦０．２２％
   を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
5. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
   ０．２２％＜Ｃ≦０．２５％
   を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
6. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
   １％≦Ｍｎ≦１．５％
   を含むことを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
7. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
   １．５％＜Ｍｎ≦２．３％
   を含むことを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
8. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
   ２．３％＜Ｍｎ≦３％
   を含むことを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
9. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
   １．２％≦Ｓｉ≦１．８％
   を含むことを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板。
10. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
    １．２％≦Ａｌ≦１．８％
    を含むことを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板。
11. 前記鋼の組成が、重量によって以下に表される含量
    Ｍｏ≦０．０１０％
    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鋼板。
12. 残留オーステナイトの炭素含量が重量で１％より多いことを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一項に記載の鋼板。
13. ベイナイトラス間に炭化物を含み、単位面積当たりの０．１ミクロンより大きいサイズの前記ラス間炭化物の数Ｎが５００００／ｍｍ^２以下であることを特徴とする、請求項１から１２のいずれか一項に記載の鋼板。
14. マルテンサイト／残留オーステナイトのアイランドを含み、２ミクロンより大きい最大サイズＬ_ｍａｘを有し、４より小さい伸長因子（最大サイズＬ_ｍａｘ／最小サイズＬ_ｍｉｎ）を有する前記マルテンサイト／残留オーステナイトのアイランドの単位面積当たりの数Ｎ_ＭＡが、１４０００／ｍｍ^２より少ないことを特徴とする、請求項１から１３のいずれか一項に記載の鋼板。
15. １２００ＭＰａより大きい引張り強さ、０．７５より小さいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板を製造するための方法であって、
    請求項１から１１のいずれか一項に記載の組成からなる鋼が供給され、
    半製品がこの鋼から鋳造され、
    前記半製品が１１５０℃より高い温度に加熱され、
    前記半製品が、鋼の微細構造が全部オーステナイトである温度範囲で熱間圧延され、次いで、
    このようにして得られた板が、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒが５０と９０℃／秒の間にあり、温度Ｔ_ＦＲがＢ’_ＳとＭ_Ｓ＋５０℃の間にあり、Ｂ’_Ｓがベイナイト変態開始温度Ｂ_Ｓに関して定義された温度を表し、Ｍ_Ｓがマルテンサイト変態開始温度を表すようにＡｒ３より高い温度Ｔ_ＤＲから変態温度Ｔ_ＦＲに冷却され、次いで、
    前記板が、０．０８℃／分と６００℃／分の間の二次冷却速度Ｖ’_Ｒで温度Ｔ_ＦＲから周囲温度に冷却され、
    前記温度Ｂ’_Ｓが、前記速度Ｖ’_Ｒが０．０８と２℃／分の間にあるときＢ_Ｓに等しく、
    前記温度Ｂ’_Ｓが、前記速度Ｖ’_Ｒが２℃／分より速いが６００℃／分を越えないときＢ_Ｓ＋６０℃に等しい、方法。
16. １２００ＭＰａより大きい引張り強さ、０．７５より小さいＲ_ｅ／Ｒ_ｍ比および１０％より大きい破断点伸びを有する熱間圧延鋼板を製造するための方法であって、
    請求項１から１１のいずれか一項に記載の組成からなる鋼が供給され、
    半製品がこの鋼から鋳造され、
    前記半製品が１１５０℃より高い温度に加熱され、
    前記半製品が、鋼の微細構造が全部オーステナイトである温度範囲で熱間圧延され、次いで、
    このようにして得られた板が、７０℃／秒以上の冷却速度Ｖ_Ｒ１でＡｒ３より高い温度Ｔ_ＤＲから中間温度Ｔ_Ｉに冷却され、前記温度Ｔ_Ｉが６５０℃を越えず、次いで、
    前記板が、前記温度Ｔ_ＤＲと温度Ｔ_ＦＲの間の冷却速度が２０と９０℃／秒の間にあるように前記温度Ｔ_Ｉから前記温度Ｔ_ＦＲに冷却され、前記温度Ｔ_ＦＲがＢ’_ＳとＭ_Ｓ＋５０℃の間にあり、Ｂ’_Ｓがベイナイト変態開始温度Ｂ_Ｓに対して定義される温度を表し、Ｍ_Ｓがマルテンサイト変態開始温度を表し、次いで、
    前記板が、温度Ｔ_ＦＲから０．０８℃／分と６００℃／分の間の二次冷却速度Ｖ’_Ｒで周囲温度に冷却され、
    前記温度Ｂ’_Ｓが、前記速度Ｖ’_Ｒが０．０８と２℃／分の間にあるときＢ_Ｓに等しく、
    前記温度Ｂ’_Ｓが、前記速度Ｖ’_Ｒが２℃／分より速いが６００℃／分を越えないときＢ_Ｓ＋６０℃に等しい、方法。
17. 熱間圧延鋼板を製造するための方法であって、
    請求項１から１１のいずれか一項に記載の組成からなる鋼が供給され、
    半製品がこの鋼から鋳造され、
    前記半製品が１１５０℃より高い温度に加熱され、
    前記半製品が、鋼の微細構造が全部オーステナイトである温度範囲で熱間圧延され、次いで、
    Ａｒ３より高い一次冷却開始温度Ｔ_ＤＲ、一次冷却終了温度Ｔ_ＦＲ、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒが、前記鋼の微細構造が少なくとも７５％のベイナイトと、５％以上の量の残留オーステナイトと、２％以上の量のマルテンサイトとからなるように調整される、方法。
18. Ａｒ３より高い一次冷却開始温度Ｔ_ＤＲ、一次冷却終了温度Ｔ_ＦＲ、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒが、残留オーステナイトの炭素含量が、重量で１％より多いように調整されることを特徴とする、請求項１５から１７のいずれか一項に記載の方法。
19. Ａｒ３より高い一次冷却開始温度Ｔ_ＤＲ、一次冷却終了温度Ｔ_ＦＲ、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒが、単位面積当たりの０．１ミクロンより大きいサイズを有するラス間炭化物の数が５００００／ｍｍ^２を越えないように調整されることを特徴とする、請求項１５、１７および１８のいずれか一項に記載の方法。
20. Ａｒ３より高い一次冷却開始温度Ｔ_ＤＲ、一次冷却終了温度Ｔ_ＦＲ、Ｔ_ＤＲとＴ_ＦＲの間の一次冷却速度Ｖ_Ｒおよび二次冷却速度Ｖ’_Ｒが、２ミクロンより大きい最大サイズＬ_ｍａｘおよび４より小さい伸長因子Ｌ_ｍａｘ／Ｌ_ｍｉｎを有するマルテンサイト／残留オーステナイトのアイランドの単位面積当たりの数Ｎ_ＭＡが１４０００／ｍｍ^２より少ないように調整されることを特徴とする、請求項１５および１７から１９のいずれか一項に記載の方法。
21. 自動車分野で構造部品または補強部材を製造するための、請求項１から１４のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板の、または請求項１５から２０のいずれか一項に記載の方法によって製造される熱間圧延鋼板の使用法。
22. 一般産業用の補強材および構造部品ならびに耐摩耗性部品を製造するための、請求項１から１４のいずれか一項に記載の熱間圧延鋼板の、または請求項１５から２０のいずれか一項に記載の方法によって製造される熱間圧延鋼板の使用法。

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