JP2013545887A - 多相鋼から作られた冷間圧延平鋼製品およびその製造方法 - Google Patents

多相鋼から作られた冷間圧延平鋼製品およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】非常に大きい強度を有すると同時に大きい破断伸びを有する、ＴＲＩＰ特性をもつ多相鋼から、冷間圧延平鋼製品を製造する方法、多相鋼、および該多相鋼からなる冷却平鋼製品を提供することにある。
【解決手段】 本発明の多相鋼は、０．１４〜０．２５重量％のＣ、１．７〜２．５重量％のＭｎ、１．４〜２．０重量％のＳｉ、０．１重量％より少ないＡｌ、０．１重量％より少ないＣｒ、０．０５重量％より少ないＭｏ、０．０２〜０．０６重量％のＮｂ、０．０１重量％以下のＳ、０．０２重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＮ、および任意であるが、０．１重量％以下のＴｉ、０．００２重量％以下のＢ、０．１５重量％以下のＶによる群「Ｔｉ、Ｂ、Ｖ」から選択した少なくとも１つの元素および残余の鉄および不可避の不純物を含有することを特徴とする。
【選択図】無

Description

本発明は、冷間圧延平鋼製品を製造する方法、多相鋼、および該多相鋼から冷間圧延により作られた冷間圧延平鋼製品に関する。本発明による「平鋼製品」は、多相鋼から得られるシート、ストリップ、ブランクまたはこれらに匹敵する製品である。本願で「冷間圧延平鋼製品」というとき、それは、冷間圧延により作られた平鋼製品を意味する。
特に車体構造の材料には必要条件があり、それは、一方では高強度を有することであり、他方では、複雑な形状のコンポーネンツを簡単な手段により形成できる程度の変形性を有することである。
この点においてバランスのとれた特性のプロファイルを有する多相鋼が下記特許文献１から知られている。比較的高い強度および優れた変形性を有することに加え、既知の鋼は、特に優れた溶接性を有するべきである。
この目的のため、既知の鋼は、０．０３〜０．２５重量％のＣを含有しており、このようなＣの存在により、他の合金元素と相俟って、少なくとも７００ＭＰａの引っ張り強度が得られる。また、既知の鋼の強度は、１．４〜３．５重量％の含有量のＭｎにより維持されている。既知の鋼を製錬するときは酸化剤としてＡｌが使用され、Ａｌは、０．１重量％以下の含有量で鋼中に存在させることができる。既知の鋼はまた０．７重量％以下のＳｉを含有し、このようなＳｉの存在により鋼のフェライト−マルテンサイト構造を安定化できる。溶接加工により溶接シーム領域に導入される熱の効果を低減させるため、既知の鋼には、０．０５〜１重量％の含有量でＣｒが添加される。同じ目的で、既知の鋼には０．００５〜０．１重量％のＮｂが存在する。Ｎｂの存在はフェライト粒の微細化をもたらすので、鋼の変形性に更に正の効果を及ぼす。同じ目的から、既知の鋼には、０．０５〜１重量％のＭｏ、０．０２〜０．５重量％のＶ、０．００５〜０．０５重量％のＴｉおよび０．０００２〜０．００２重量％のＢが添加される。ＭｏおよびＶは既知の鋼の硬化性に寄与し、一方ＴｉおよびＢは、鋼の強度に更なる正の効果をもたらす。
下記特許文献２からは、高強度多相鋼からなりかつ良く変形できる他の鋼板が知られている。この既知の鋼板は、０．１０〜０．２８重量％のＣ、１．０〜２．０重量％のＳｉ、１．０〜３．０重量％のＭｎ、０．０３〜０．１０重量％のＮｂ、０．５重量％以下のＡｌ、０．１５重量％以下のＰおよび０．０２重量％以下のＳを含有している。任意であるが、この鋼板には、１．０重量％以下のＭｏ、０．５重量％以下のＮｉ、０．５重量％以下のＣｕ、０．００３重量％以下のＣａ、０．００３重量％以下の希土類金属、０．１重量％以下のＴｉまたは０．１重量％以下のＶを存在させることができる。この既知の鋼板の全体的構造における鋼板の顕微鏡組織は、５〜２０％の残留オーステナイト含有量および少なくとも５０％のベイナイトフェライトを有している。同時に、既知の鋼板の顕微鏡組織における多角形フェライトの比率は、多くても３０％に留めるべきである。多角形フェライトの比率を制限することにより、ベイナイトは既知の鋼板内にマトリックス相を形成する傾向および残留オーステナイト部分が存在する傾向を有し、これが、引っ張り強度と変形性とのバランスに寄与する。また、Ｎｂの存在は、顕微鏡組織の残留オーステナイト部分が微粒化されることを確実にする。この効果を保証するため、特許文献２から知られた鋼板の製造中に、熱間圧延のために１２５０〜１３５０℃という特に高い初期温度が選択される。この温度範囲では、Ｎｂは完全に固溶体に移行し、このため、鋼を熱間圧延するときに、多角形フェライトまたはベイナイト中に存在する多数の微細Ｎｂカーバイドが形成される。
特許文献２には、熱間圧延のための高い初期温度は残留オーステナイトの微細化のために不可欠ではあるが、高い初期温度自体では所望の効果が得られないことが開示されている。この目的のためには、むしろ、ＡＣ３温度より高い温度での最終焼きなましを行うこと、次に、少なくとも１０℃／秒の冷却速度での３００〜４５０℃の範囲内の温度への制御された冷却（この温度でベイナイト変態が生じる）を行うこと、最後に、充分に長時間に亘ってこの温度に維持することも必要である。
欧州特許出願公開第１ ３６７ １４３（Ａ１）号明細書 欧州特許第１ ５８９ １２６（Ｂ１）号明細書
Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著「Ｔｈｅ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ｏｆ Ｓｔｅｅｌ」（Ｍｃ Ｇｒａｗ−Ｈｉｌｌ Ｂｏｏｋ Ｃｏｍｐａｎｙ社、１９８１年、第２７５頁） Ａ．Ｚａｒｅｉ Ｈａｎｚａｋｉ等の論文（ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．、Ｖｏｌ. ３５、Ｎｏ. ３、１９９５年、第３２４〜３３１頁）
上記従来技術の技術背景に鑑み、本発明の目的は、非常に大きい強度を有すると同時に大きい破断伸びを有するＴＲＩＰ特性をもつ多相鋼から、冷間圧延平鋼製品を製造する方法を明示することにある。また、多相鋼およびこの特性の組合せを有する平鋼製品を創出することをも目的とする。
製造方法に関して、上記目的は、本発明に従って、特許請求の範囲の請求項１に記載の製造工程を遂行することにより達成される。
鋼に関しては、上記目的は、本発明の特許請求の範囲の請求項８の記載に従って構成された鋼により達成される。
平鋼製品に関しては、上記目的は請求項１６の記載に従って形成された冷間圧延平鋼製品により達成される。
本発明の有利な実施形態は実施態様項に記載されており、本発明の広い概念とともに以下に詳細に説明する。
本発明による多相鋼は、０．１４〜０．２５重量％のＣ、１．７〜２．５重量％のＭｎ、１．４〜２．０重量％のＳｉ、０．１重量％未満のＡｌ、０．１重量％未満のＣｒ、０．０５重量％未満のＭｏ、０．０２〜０．０６重量％のＮｂ、０．０１重量％以下のＳ、０．０２重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＮ、および任意であるが、次の条件に従って「Ｔｉ、Ｂ、Ｖ」の群から選択される少なくとも１つの元素、すなわち、０．１重量％以下のＴｉ、０．００２重量％以下のＢ、０．１５重量％以下のＶ、および残余の鉄および不可避の不純物を含有している。
本発明の方法では、本発明による鋼は、溶解されかつ半成品に鋳造される。この半成品は、スラブまたは薄いスラブとすることができる。
次に半成品は、均一に加熱された基礎製品の顕微鏡組織を得るため、必要に応じて１１００〜１３００℃の温度に再加熱される。最高１２５０℃、より詳しくは最高１２２０℃の再加熱温度は、最適製造コストで、本発明により製造される製品の優れた表面を得ることを可能にする。
再加熱温度から出発して、半成品は、次に、熱いストリップに熱間圧延される。次の熱間圧延による最終圧延（run-out rolling, Auslaufrollgang（英、独訳））時の冷却のため、顕微鏡組織の良好な初期状態を確保するため、本発明による熱間圧延の最終温度は８２０〜９５０℃である。
得られた熱いストリップは、大きい圧延力を要することなくその後の冷間圧延を行うことができるようにしかつ粒界酸化を防止するため、次に、４００〜７５０℃、より詳しくは５３０〜６００℃のコイリング温度でコイルに巻回される。
コイリングの後、次の焼きなまし中の再結晶化工程での充分に高い駆動力を保証するため、熱いストリップは、３０〜８０％、特に５０〜７０％の冷間圧延度で冷間圧延平鋼製品に冷間圧延される。ここで、３０〜６５％、特に５０〜６５％の冷間圧延度でとりわけ信頼性をもって所望の結果が得られる。
得られた冷間圧延平鋼製品は、次に、連続焼きなましおよび過時効処理からなる熱処理を受ける。
連続焼きなまし時に設定される焼きなまし温度は、本発明により、鋼のＡｃ１温度より少なくとも２０℃高く、かつ鋼のＡｃ３温度を超えてはならない。
本発明による鋼のＡｃ３温度は、Ｌｅｓｌｉｅ氏の下記公式〔４〕により計算できる。上記非特許文献１を参照されたい。
Figure 2013545887
 ここで、％Ｃ＝Ｃ含有量、％Ｎｉ＝Ｎｉ含有量、％Ｓｉ＝Ｓｉ含有量、％Ｖ＝Ｖ含有量、％Ｍｏ＝Ｍｏ含有量、％Ｗ＝Ｗ含有量、％Ｍｎ＝Ｍｎ含有量、％Ｃｒ＝Ｃｒ含有量、％Ｃｕ＝Ｃｕ含有量、％Ｐ＝Ｐ含有量、％Ａｌ＝Ａｌ含有量および％Ｔｉ＝Ｔｉ含有量（全て、鋼中の含有量）
オーステナイトのカーボン含有量を更に高めるため、過時効処理中の過時効温度は、一般に、３５０〜５００℃、より詳しくは３７０〜４６０℃に設定される。
本発明により必要とされる、高くてもＡｃ３温度の焼きなまし温度での連続焼きなまし作業は、本発明により作られる冷間圧延平鋼製品の顕微鏡組織が１２〜４０体積％の比較的高いマルテンサイト含有量を得て、この結果、少なくとも９８０ＭＰａの高レベルの引っ張り強度Ｒｍを得ることを確保する。同時に、本発明により作られる鋼は優れた成形性を有し、これは、少なくとも１５％の横方向破断伸びＡ８０により証明されている。本発明による鋼の降伏点ＲｅＬは常に５００ＭＰａより高い。これにより、本発明による多相鋼はＴＲＩＰ特性を有する。
一般に、焼きなまし時間（この時間内で、冷間圧延平鋼製品が焼きなまし温度で焼きなまされる）は、長くても３００秒であり、これにより、カーボンを多く含む、充分に高い割合のオーステナイトが鋼の二相領域内に形成される。
焼きなまし後に行われる過時効処理の時間は、残留オーステナイトを最適態様で安定化させるため、８００秒までにすることができる。
フェライトへの再変態を得てパーライトの形成を抑制するため、冷間圧延平鋼製品は、高くてもＡｃ３温度に等しい焼きなまし温度から出発して、５００℃の中間温度まで、少なくとも５℃／秒の冷却速度で、焼きなまし後に急速に冷却される。
冷間圧延平鋼製品は、金属保護コーティングを設ける溶融コーティング（hot-dip coating, Feuerbeschichtung（英、独訳））作業中に焼きなましを行うことができる。
本発明により作られた冷えたストリップには、熱処理後に、電解コーティングまたは他のめっき方法により保護コーティングを設けることができる。
これに加えまたはこの代わりに、冷間圧延平鋼製品は、有機保護コーティングで被覆することも有利である。
得られた、冷えたストリップは、任意であるが、その寸法安定性、表面状態および機械的特性を改善するため、次に、３．０％以下の変形度で圧延作業を行うことができる。
熱いストリップは、この冷間圧延性を改善するため、冷間圧延の前に焼きなましを受けることができる。これは、バッチ焼きなましまたは連続焼きなましとして行うのが有利である。冷間圧延の準備のために焼きなまし中に設定される焼きなまし温度は、一般に４００〜７００℃である。
カーボンは、本発明による鋼中の残留オーステナイトの量および安定性を増大させる。したがって、本発明による鋼では、オーステナイトを室温に安定化しかつ焼きなまし処理中に形成されるオーステナイトの、マルテンサイト、フェライト、ベイナイトまたはベイナイトフェライトへの完全変態を防止すべく、少なくとも０．１４重量％のカーボンが存在する。しかしながら、カーボン含有量が０．２５重量％を超えると、溶接性に負の効果をもたらす。０．１９〜０．２４重量％、より詳しくは０．２３重量％以下のＣ含有量が鋼中に存在するならば、カーボンの正の効果を特に信頼性をもって利用でき、この場合、０．２１重量％の最小カーボン含有量が特に有利である。
Ｃと同様に、Ｍｎも鋼の強度の増大および残留オーステナイトの量および安定性の増大に寄与する。しかしながら、Ｍｎ含有量が多過ぎると、溶離（liquation development, Seigerungsbildung（英、独訳））の発生の危険を増大させる。また、Ｍｎ含有量が多過ぎると、破断伸びに負の効果をもたらす。なぜならば、フェライトおよびベイナイト変態が大幅に損なわれ、その結果、顕微鏡組織中にかなり多量のマルテンサイトが残留するからである。本発明による鋼のＭｎ含有量は、１．７〜２．５重量％に設定される。
本発明による鋼は、１．４〜２．０重量％のＳｉを含有する。１．４重量％より多い含有量で、Ｓｉは、本発明による鋼の処理中に行われる過時効処理時の残留オーステナイトの安定化を支持しかつカーバイドの形成を抑制する。Ｓｉの存在によりベイナイト変態は全く生じない。このため、ベイナイトフェライトのみが形成され、カーバイドの形成は生じない。このようにして、本発明の目指すカーボンを多く含む残留オーステナイトの安定性が高められる。また、Ｓｉは、固溶体硬化による強度の増大に寄与する。しかしながら、２重量％を超えるＳｉ含有量では、表面品質が低下し、かつ熱間圧延時に脆性低下が生じる危険がある。
本発明による鋼の製造中の酸素除去のために、Ａｌが使用される。したがって、本発明による鋼では、０．１重量％より少ない含有量のＡｌが使用される。
本発明による鋼ではＣｒおよびＭｏは好ましくない。なぜならば、これらはベイナイト変態を低下させかつ残留オーステナイトの安定化を妨げるからである。したがって、この効果を生じさせない量のみが存在するに過ぎない。したがって、本発明の鋼によれば、Ｃｒ含有量は０．１重量％より少量に制限され、Ｍｏ含有量は０．０５重量％より少量に制限される。
本発明による鋼は、強度を増大させるため０．０２〜０．０６重量％のＮｂを含有し、かつ任意であるが、「Ｔｉ、Ｖ、Ｂ」の元素のうちの１つ以上を含有する。Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、本発明による鋼中にＣおよびＮが存在する非常に微細の析出を形成する。これらの析出は、粒子硬化および粒微細化による強度増強効果および降伏点増大効果を有している。粒微細化は、鋼の成形特性にとっても非常に有利である。
Ｔｉは、凝固中でもまたは非常に高い温度でも、化学的結合によりＮを除去し、これにより、本発明による鋼の特性に与えることがあるＮの負の効果が最小に低減される。この低減効果を使用するため、常に存在するＮｂに加え、０．１重量％以下のＴｉおよび０．１５重量％以下のＶを本発明による鋼に加えることができる。
微細合金化元素の含有量が本発明による所定の上限を超えると、焼きなまし中の再結晶化が低減され、このため、実際の製造中に、再結晶化が達成されなくなるか、炉の付加出力が必要になるであろう。
本発明による多相鋼のＴｉ含有量「％Ｔｉ」が下記状態〔３〕、すなわち、
Figure 2013545887
 ここで、「％Ｎ」は、多相鋼のそれぞれのＮ含有量を表わす
を満たす場合には、化学的結合によるＮ含有量の除去に関するＴｉの存在の正の効果を、特に目標とする方法に使用できる。
本発明による鋼におけるＴｉの正の効果は、Ｔｉ含有量が少なくとも０．０１重量％である場合に、特に信頼性のある態様で生じる。
０．００２重量％以下のホウ素を添加することにより、冷却中のフェライト形成が低下され、これによりベイナイト範囲内で多量のオーステナイトが存在する。したがって、残留オーステナイトの量および安定性が増大する。また、通常のフェライトの代わりにベイナイトフェライトが形成され、該ベイナイトフェライトが降伏点の増大に寄与する。
Ｔｉ含有量が０．０２重量％に制限され、Ｂが０．０００５〜０．００２重量％の含有量で存在するか、Ｖが０．０６〜０．１５重量％の含有量で存在する場合には、本発明による鋼のコストおよび特性プロファイルに関して特に好ましい、実用に適した変形例が得られる。
本発明による鋼の顕微鏡組織において、一方では要望されている高強度を確保しかつ他方では鋼の優れた変形性を確保するには、少なくとも１０体積％、より詳しくは少なくとも１２体積％のフェライト、少なくとも６体積％の残留オーステナイト、および任意であるが５〜４０体積％のベイナイトが存在する。この目的のため、顕微鏡組織の残留構成要素の量に基づいて、顕微鏡組織の９０体積％までをフェライトで形成できる。この場合、顕微鏡組織の残留オーステナイト含有量は、最大２５体積％までにすることができる。本発明による鋼の顕微鏡組織において、少なくとも１２体積％のマルテンサイトを含有させると、鋼の強度に寄与する。この場合、本発明による鋼の充分な延性を保証するには、マルテンサイト含有量を最大４０体積％に制限すべきである。
本発明による鋼の残留オーステナイトは、好ましくは、上記非特許文献２に開示の下記公式〔１〕に従って計算されたＣ含有量ＣｉｎＲＡが、０．６重量％より大きくなるようにカーボンが増量される。
Figure 2013545887
 ここで、ａγ：０．３５７８ｎｍ（オーステナイトの格子定数）
ａＲＡ：最終冷却後に、完成した冷えたストリップで測定した残留オーステナイトのそれぞれの格子パラメータ（単位ｎｍ）
残留オーステナイト中に存在するカーボンの量は、本発明による鋼のＴＲＩＰ特性および延性に大きい効果を与える。したがって、Ｃ含有量ＣｉｎＲＡはできる限り多い方が有利である。
目指す残留オーステナイトの高い安定性に関し、下記公式〔２〕により計算された残留オーステナイトのグレードＧＲＡ（「残留オーステナイトグレード」）が６より大きい場合には更に有利である。
Figure 2013545887
 ここで、％ＲＡ：多相鋼の残留オーステナイト含有量（体積％）
ＣｉｎＲＡ＝公式〔１〕に従って計算された残留オーステナイトのＣ含有量
本発明により構成されかつ作られたシートの特性を保証するため、表１に示す本発明による融成物Ｓ１〜Ｓ７が溶解され、かつ冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ２３に加工された。また、表１には、前記公式〔４〕に従って計算されたＡｃ３温度、および下記公式〔５〕および同様に前記非特許文献１に従って計算されたＡｃ１温度が記載されている。
Figure 2013545887
 ここで、％Ｍｎ＝Ｍｎ含有量、％Ｎｉ＝Ｎｉ含有量、％Ｓｉ＝Ｓｉ含有量、％Ｃ＝Ｃｒ含有量、％Ａｓ＝Ａｓ含有量、および％Ｗ＝Ｗ含有量（全て、鋼中の含有量）
ここでは冷えたストリップまたは冷えたシートとして存在する冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ２３を製造する間、各場合に、鋼融成物Ｓ１〜Ｓ７が鋳造された。次に、再加熱されたスラブが熱いストリップに熱間圧延された。得られた熱いストリップはコイリングされ、その後に冷えたストリップに冷間圧延された。
各冷間圧延平鋼製品は、冷間圧延後に熱処理を受けた。この熱処理は、焼きなまし温度ＧＴで、焼きなまし時間ＧＺに亘って焼きなますこと、次に、冷却速度Ｖで５００℃に急速冷却すること、および過時効温度ＵＡＴで、過時効時間ＵＡｔに亘って過時効処理することからなる。表２には、適用された種々の熱処理例が示されている。
表３には、各冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ２３について、鋼の組成および製造時に設定されたパラメータ「再加熱温度ＷａＴ」、「熱間圧延最終温度ＷｅＴ」、「コイリング温度ＨＡＴ」および「冷間圧延度ＫＷｇ」が示されている。また表３には、表２に示した熱処理が製造中に施された各冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ２３が示されている。最後に、表３には、冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ２３の各々についての引っ張り強度Ｒｍ、降伏点ＲｅＬ、横方向の破断伸びＡ８０、残留オーステナイト含有量ＲＡ、残留オーステナイトのＣ含有量ＣｉｎＲＡ、残留オーステナイトのグレードＧＲＡ、およびマルテンサイト含有量Ｍが示されている。
これらの試験により、各場合において、９８０ＭＰａより大きい引っ張り強度Ｒｍと１５％の横方向破断伸びＡ８０とからなる最適組合せを有する冷間圧延平鋼製品Ｋ１〜Ｋ２０が、本発明によるアプローチを用いて信頼性をもって製造できることを証明している。これに対し、各場合においてそれぞれの鋼のＡｃ３温度より高い焼きなまし温度で焼きなまされる冷間圧延平鋼製品Ｋ２１、Ｋ２２およびＫ２３は、この強度レベルには到達しない。
Figure 2013545887
Figure 2013545887
Figure 2013545887
Ａ８０ 横方向破断伸び
ａＲＡ 残留オーステナイトの格子パラメータ
ａγ オーステナイトの格子定数
ＣｉｎＲＡ 残留オーステナイトのＣ含有量
ＧＲＡ 残留オーステナイトのグレード
ＧＴ 焼きなまし温度
ＧＺ 焼きなまし時間
Ｋ１〜Ｋ２３ 冷間圧延平鋼製品
ＫＷｇ 冷間圧延度
Ｍ マルテンサイト含有量
ＲｅＬ 降伏点
Ｒｍ 引っ張り強度
Ｓ１〜Ｓ７ 融成物
ＵＡＴ 過時効温度
ＵＡｔ 過時効時間
Ｖ 冷却速度

Claims (16)

  1. ・多相鋼を溶解および鋳造して、鉄および不可避の不純物に加え、以下の元素すなわち、
    ０．１４〜０．２５重量％のＣ、
    １．７〜２．５重量％のＭｎ、
    １．４〜２．０重量％のＳｉ、
    ０．１重量％より少ないＡｌ、
    ０．１重量％より少ないＣｒ、
    ０．０５重量％より少ないＭｏ、
    ０．０２〜０．０６重量％のＮｂ、
    ０．０１重量％以下のＳ、
    ０．０２重量％以下のＰ、
    ０．０１重量％以下のＮ、
    および任意であるが、下記条件、すなわち、
    ０．１重量％以下のＴｉ、
    ０．００２重量％以下のＢ、
    ０．１５重量％以下のＶ、
    による群「Ｔｉ、Ｂ、Ｖ」から選択した少なくとも１つの元素、
    を含有する半成品を作る工程と、
    ・該半成品を、１１００〜１３００℃から出発して８２０〜９５０℃の最終温度で終了する熱間圧延により、熱いストリップにする工程と、
    ・該熱いストリップを４００〜７５０℃のコイリング温度でコイリングする工程と、
    ・任意であるが、熱いストリップを焼きなます工程と、
    ・熱いストリップを、３０〜８０％の冷間圧延度で冷間圧延平鋼製品に冷間圧延する工程と、
    ・得られた冷間圧延平鋼製品を熱処理する工程とを有し、該熱処理工程が、
    ・冷間圧延平鋼製品を、多相鋼のＡｃ１温度より少なくとも２０℃高くかつ高くてもＡｃ３温度と同じ焼きなまし温度で連続的に焼きなます段階と、
    ・冷間圧延平鋼製品を、３５０〜５００℃の過時効温度で過時効処理する段階と
    からなることを特徴とする冷間圧延平鋼製品の製造方法。
  2. 前記冷間圧延平鋼製品が焼きなまし温度で焼きなまされる焼きなまし時間は、長くても１０〜３００秒であることを特徴とする請求項１記載の製造方法。
  3. 前記焼きなまし後に行われる過時効処理の処理時間は８００秒以下であることを特徴とする請求項１または２記載の製造方法。
  4. 前記熱処理は、冷間圧延平鋼製品を、焼きなまし温度から出発して５００℃の中間温度まで、少なくとも５℃／秒の冷却速度で冷却する段階を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項記載の製造方法。
  5. 前記コイリング温度は５３０〜６００℃、冷間圧延度は５０〜７０％、焼きなまし温度は８００〜８３０℃、または過時効温度は３７０〜４６０℃であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項記載の製造方法。
  6. 前記冷間圧延平鋼製品は、金属保護コーティングまたは有機保護コーティングで被覆されることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項記載の製造方法。
  7. コイリングの後および冷間圧延の前に任意に行われる熱いストリップの焼きなましは、４００〜７００℃の温度で、バッチ焼きなましまたは連続焼きなましとして行われることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項記載の製造方法。
  8. ０．１４〜０．２５重量％のＣ、
    １．７〜２．５重量％のＭｎ、
    １．４〜２．０重量％のＳｉ、
    ０．１重量％より少ないＡｌ、
    ０．１重量％より少ないＣｒ、
    ０．０５重量％より少ないＭｏ、
    ０．０２〜０．０６重量％のＮｂ、
    ０．０１重量％以下のＳ、
    ０．０２重量％以下のＰ、
    ０．０１重量％以下のＮ、
    および任意であるが、下記条件、すなわち、
    ０．１重量％以下のＴｉ、
    ０．００２重量％以下のＢ、
    ０．１５重量％以下のＶ、
    による群「Ｔｉ、Ｂ、Ｖ」から選択した少なくとも１つの元素および残余の鉄および不可避の不純物、
    を含有する多相鋼において、
    鋼の顕微鏡組織中に、少なくとも１２〜４０体積％のマルテンサイト、少なくとも６体積％の残留オーステナイト、および任意であるが５〜４０体積％のベイナイトが存在し、鋼が、少なくとも９８０ＭＰａの引っ張り強度Ｒｍ、および横方向に測定して１５％より大きい破断伸びＡ８０を有することを特徴とする多相鋼。
  9. 下記公式〔１〕、すなわち、
    Figure 2013545887
     ここで、ａγ：０．３５７８ｎｍ（オーステナイトの格子定数）
    ａＲＡ：最終冷却後に、完成した冷えたストリップで測定した残留オーステナイトのそれぞれの格子パラメータ（単位ｎｍ）
    に従って計算された残留オーステナイトのＣ含有量ＣｉｎＲＡが０．６重量％より多いことを特徴とする請求項８記載の多相鋼。
  10. 下記公式〔２〕、すなわち、
    Figure 2013545887
     ここで、％ＲＡ：多相鋼の残留物オーステナイトの含有量（体積％）
    ＣｉｎＲＡ：公式〔１〕に従って計算された残留オーステナイトのＣ含有量
    に従って計算された残留オーステナイトのグレードＧＲＡを有し、ＧＲＡ＞６であることを特徴とする請求項９記載の多相鋼。
  11. Ｃ含有量が０．１９〜０．２３重量％であることを特徴とする請求項８〜１０のいずれか１項記載の多相鋼。
  12. Ｔｉ含有量が少なくとも０．０１重量％であることを特徴とする請求項８〜１０のいずれか１項記載の多相鋼。
  13. Ｔｉ含有量％Ｔｉが下記条件〔３〕、すなわち、
    Figure 2013545887
     ここで、％Ｎ：多相鋼のＮ含有量
    を満たすことを特徴とする請求項８〜１２のいずれか１項記載の多相鋼。
  14. 少なくとも０．０００５重量％のＢを含有することを特徴とする請求項８〜１３のいずれか１項記載の多相鋼。
  15. 少なくとも０．０６重量％のＶを含有することを特徴とする請求項８〜１４のいずれか１項記載の多相鋼。
  16. 請求項１〜７のいずれか１項記載の方法により製造されかつ請求項８〜１５のいずれか１項記載の多相鋼からなることを特徴とする冷間圧延平鋼製品。

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