JP2015528058A - 冷間圧延鋼板製品およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、高い強度値にもかかわらず、高い破断伸びおよび良好な穴拡げ率λＭを特徴とする高レベルの変形能を有する冷間圧延鋼板製品に関する。この目的のため、本鋼板製品は、Ｃ：０．１２〜０．１９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｓｉ：＞０．６０〜１．０％、Ａｌ：≰０．１％、Ｃｒ：０．２〜０．６％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％からなり（重量％単位）、残部は鉄および製造プロセスに起因する不可避不純物である鋼から製造され、かつ４〜２０体積％マルテンサイト、２〜１５体積％の残留オーステナイト、残部フェライトを有する、パーライトおよびベイナイトを含まない構造、少なくとも１５％の破断伸びＡ８０、少なくとも８８０ＭＰａの引張強さＲｍ、少なくとも５５０ＭＰａの降伏強度ＲｅＬおよび６％超の穴拡げ率λＭを含む。本発明はさらに、本発明による鋼板製品の製造を容易に可能にする方法に関する。【選択図】図１

Description

本発明は、冷間圧延鋼板製品およびその製造方法に関する。
本明細書において「鋼板製品」という場合、帯鋼および薄鋼板またはそれらから得られるブランクを意味する。
近年、最適な乗客安全性、高レベルの快適性および積載能力を伴った燃料消費の最小化に対する現在の要求を満たす軽量化車両の開発は、自動車産業が主導してきた。
特に鋼板製品は基本的に、その機械的特性、特にその高い強度および良好な変形能、ならびにその制御された製造および処理により車体構造に最も適している。しかしながら、車に使用される鋼板製品の金属薄板の厚さは、所望の重量軽量化のため薄くする必要がある。このため、より高い強度を持ち、良好な成形性をも有する鋼が開発されてきており、したがってこれらは自動車工学における軽量構造に特に好適である。そうしたものとして、最近の複相組織鋼、たとえば複合組織鋼、二相組織鋼およびＴＲＩＰ鋼が挙げられる。
二相組織鋼は、特許文献１で知られており、少なくとも９５０ＭＰａの強度および良好な変形能に加えて、非コーティング状態のあるいは腐食を防止するコーティングを施した、この鋼から作られた平材を、簡素な製造方法により車体の一部など複雑な形状の部材に変形させることができる表面品質をも有する。これは、この従来技術により、既知の二相組織鋼が２０〜７０％マルテンサイト、最大８％残留オーステナイトからなり、残部がフェライトおよび／またはベイナイトであるという点で達成される。既知の鋼は、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、Ｃｒ：０．２０〜０．８０％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：＜０．００２０％、Ｍｏ：＜０．２５％、Ａｌ：＜０．１０％、Ｐ：＜０．２％、Ｓ：＜０．０１％、Ｎ：＜０．０１２％を含み（重量％単位）、残部は鉄および不可避不純物である。こうした鋼から製造された鋼板製品は、熱延ストリップまたは冷延ストリップとして使用することができる。既知の鋼ではＳｉを使用してフェライトまたはベイナイトを硬くすることで強度を高める。この効果の利用を可能にするには、０．１０重量％の最小量のＳｉを加える。一方、同時にＳｉの量は０．６重量％に制限され、Ｓｉの量の上限は、粒界酸化のリスクを最小限に抑えるため、より低いことが特に好ましいことが立証されている。
車体構造に使用される鋼板製品に関しては、部材を形成するための大量または大面積の変形に対する適合性に加えて、局所に限定された変形の際の挙動も特に重要な役割を果たす。この種の変形は、鋼板製品または鋼板製品から形成される金属ブランクまたはこうした金属ブランクから形成された部材に開口部、フランジ部、打ち抜きスロット、突出部または同種のものが形成される場合に起こる。
マーシニアック（Marciniak）によれば、非特許文献１においてこうした変形の場合の平材の挙動の尺度として、いわゆる穴拡げ率λＭが提唱されおり、これにより上記の種類の変形中の縁の亀裂に対する材料の感受性を評価することができる。マーシニアックによる研究では、長方形の金属ブランクの中央にポンチを用いて、２０ｍｍの直径（ｄ０）の打ち抜き穴であって、圧延方向を横切る方向に２２０ｍｍ長および圧延方向に２００ｍｍ長の穴を導入することが提示される。ブレードクリアランスは金属薄板厚さの８％〜１４％である。試験では、穴の切断面が底部に位置するように、金属ブランクを試験手段に置く。押し付け力は最大４００ｋＮとする。次いで試験手段の下のサンプルに向かって直径１００ｍｍの円形ポンチを移動し、穴の縁が崩壊するまで金属ブランクを上方に弓形に曲げる。穴の縁に最初の割れが現れたときに得られた最大の穴直径ｄＭを記録し、穴拡げ率λＭを比ｄ０／ｄＭとして判定して％で示す。
欧州特許出願公開第２ ０２８ ２８２（Ａ１）号明細書
ウーストマン（Woestmann, S.），クーラー（Koehler, T.），スコット（Schott, M.）著、「高強度鋼の形成（Forming High-Strenght Steels）」、ＳＡＥテクニカルペーパー（SAE Technical Paper）2009-01-0802、2009年、doi：10.4271/2009-01-0802
上述の従来技術の背景に対して、本発明の目的は、簡素な手段を用いて製造することができ、かつ、高い強度値にもかかわらず、高い破断伸びおよび良好な穴拡げ率λＭを特徴とする最適な変形能を有する鋼板製品を開示することであった。この種の鋼板製品の製造を容易に可能にする方法も開示するものとする。
鋼板製品に関し、本目的は、この種の鋼板製品が請求項１に開示された特徴を有することで本発明により達成される。
方法に関し、上述の目的に対する本発明による解決は、本発明による冷間圧延鋼板製品の製造過程において、請求項４に開示された工程を経ることでなる。
本発明による鋼板製品は、
Ｃ ： ０．１２〜０．１９％、
Ｍｎ： １．５ 〜２．５ ％、
Ｓｉ： ＞０．６０〜１．０ ％、
Ａｌ： ≦０．１ ％、
Ｃｒ： ０．２ 〜０．６ ％、
Ｔｉ： ０．０５〜０．１５％
からなり（重量％単位）、残部は鉄および製造プロセスに起因する不可避不純物である鋼から製造される。当該不可避不純物は、最大０．１％のＭｏ、最大０．０３％のＮｂ、最大０．０３％のＶ、最大０．０００８％のＢ、最大０．０１％のＳ、最大０．１％のＰ、最大０．０１％のＮを含む（重量％単位）。
同時に、冷間圧延状態において本発明による鋼板製品は、
− ４〜２０体積％、特に少なくとも６体積％のマルテンサイト、２〜１５体積％の残留オーステナイト、残部フェライトを有する、パーライトおよびベイナイトを含まない構造、
− 少なくとも１５％の破断伸びＡ８０、
− 少なくとも８８０ＭＰａの引張強さＲｍ、
− 少なくとも５５０ＭＰａの降伏強度ＲｅＬ、
および
− ６％超の穴拡げ率λＭ
を有する。
本発明による鋼板製品の構造は、２〜１５体積％、特に少なくとも５体積％、さらに好ましくは８体積％超の残留オーステナイトを含むことを特徴とする。同時に本発明による鋼の構造は、技術的な意味でベイナイトおよびパーライトを含まない。言い換えれば、冷間圧延状態において本発明による鋼板製品の構造にベイナイトおよびパーライトは微量に存在するのがせいぜいであり、本発明による鋼板製品の技術的特性に影響を与えない。本発明による鋼板製品の構造に有効量のベイナイトまたはパーライトが存在すると、その破断伸び、およびそれに伴いその変形能、特に求められる良好な穴拡げ率が損なわれると考えられる。一方、本発明により規定される残留オーステナイトの量では、本発明による鋼板製品が有する、少なくとも１５％の要求される破断伸びが達成されることを意味する。
本発明による冷間圧延鋼板製品には、従来の最近の複相組織鋼と比較して明らかな違いがある。一般に複合組織鋼は、本発明による鋼板製品と比較して引張強さＲｍと破断伸びＡ８０との積として算出される「品質」が低くなる場合に降伏点比が高くなる。これは、既知の鋼の降伏点が比較的高く、伸びがより低いことに起因し得る。
本発明による鋼板製品の変形挙動は、二相組織鋼のそれに類似している。しかしながら、大きな違いの１つは、その構造に見出すことができる。本発明による鋼板製品は最大１５％の量の残留オーステナイトを有するのに対し、二相組織鋼は残留オーステナイト含有量がないか、または非常に低い含有量しか有さない。
本発明による鋼板製品とは異なり、ＴＲＩＰ鋼は著しく高い破断伸びを有する。このため一般に品質（Ｒｍ＊Ａ８０）が２００００ＭＰａ＊％以上となる。しかしながらＴＲＩＰ鋼は、第１に残留オーステナイトの十分な安定化によるＴＲＩＰ効果というものおよび第２に適切な強度を達成するため、炭素、ケイ素および／またはアルミニウムを増量して合金化する必要がある。しかしながら、この種の合金化の考えでは、合金元素の量の調整を特にＳｉの量に関して最適化することにより一方で高強度を、他方で良好な溶接性を達成することができる本発明による鋼板製品より溶接性が非常に劣ることになる。
本発明による鋼板製品では、マーシニアックに従って測定される穴拡げ率λＭが少なくとも６％であり、７％以上の穴拡げ率λＭが通常達成される。
本発明による鋼板製品は、８８０ＭＰａの最小引張強さＲｍと共に少なくとも１５％の高い破断伸び、およびそれに伴い通常少なくとも１４０００ＭＰａ＊％である品質（Ｒｍ＊Ａ８０）を有する。本発明による鋼板製品の引張強さＲｍは、典型的には８８０〜１１５０ＭＰａの範囲である。
本発明による鋼板製品の降伏点は少なくとも５５０ＭＰａであり、５８０ＭＰａ以上の降伏点が通常達成される。本発明による鋼板製品の降伏点は、典型的には５８０〜７２０ＭＰａの範囲にある。したがって、本発明による鋼板製品では降伏点比（ＲｅＬ／Ｒｍ）も通常０．５５〜０．７５である。
本発明による鋼板製品の破断伸びＡ８０は少なくとも１５％であり、最大２５％の破断伸びＡ８０が通常達成される。
本発明による鋼板製品では、ＤＩＮ ＥＮ ５０１００に準拠した連続振動試験から通常４を超えるｋ値が得られる。
炭素は、侵入型混晶の形成およびセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）を形成する析出硬化によって強度の増大をもたらすため、本発明による鋼板製品に０．１２〜０．１９重量％の量で存在する。所望の強度を達成するには０．１２重量％の最小量が必要である。本発明による鋼板製品タイプの溶接性の実施に際してなされる要求を満たすため、０．１９重量％の最大量を超えるべきでない。
マンガンは、本発明による鋼板製品に１．５〜２．５重量％の量で存在する。降伏点および引張強さはマンガンの添加により増加する。したがって、少なくとも１．５重量％のマンガンの存在により少なくとも８８０ＭＰａの引張強さＲｍおよび少なくとも５５０ＭＰａ、特に少なくとも５８０ＭＰａの降伏点ＲｅＬが可能になる。Ｍｎ量が増えるのに伴いマンガンの増加が起こるリスクが高まり、Ｍｎ量が材料挙動に有害作用を及ぼし得るため、本発明による鋼には２．５重量％超のＭｎが存在すべきでない。
本構造の形成に関しては、本発明による鋼板製品に＞０．６０〜１．０重量％の量で存在するケイ素の量が特に重視される。Ｓｉの量が０．６０重量％を超えると、パーライトの形成が抑制され、これによりオーステナイトへの炭素の濃縮が可能になることで、残留オーステナイトの安定性が増加する。残留オーステナイトがマルテンサイトへの変態中に変化することにより、さらなる硬化が達成される。さらに、鉄とケイ素が混晶を形成することで、鋼の強度が増加する。本発明による鋼板製品にケイ素が存在することのプラス効果は、Ｓｉの量が少なくとも０．６５重量％、特に少なくとも０．７重量％である場合に特に確実に利用することができる。同時に熱間圧延中の不都合な酸化物スケールの生成を回避するため、Ｓｉの量は多くても１．０重量％に限定され、Ｓｉの量が多くても０．９５重量％に限定される場合、この種の酸化物スケールの生成は特に限定される。
本発明による鋼板製品を構成する鋼はアルミキルド鋼である。したがって、本発明による鋼板製品は通常、０．０１重量％超および最大０．１重量％のアルミニウムを含む。
クロムは、本発明による鋼板製品に０．２〜０．６重量％の量で存在する。クロムは、本発明による鋼板製品の強度を高める。さらに、本発明による鋼板製品の製造の過程で起こる、鋼の加熱処理中のベイナイトの形成が、Ｃｒの存在により遅延される。要求される強度を達成するには、０．２重量％の量が必要とされる。この量については、試験により過剰量のクロムが本発明による鋼板製品の伸び、およびそれに伴い品質（Ｒｍ＊Ａ８０）に有害作用を与えることが示されているため、０．６重量％に限定される。
チタンは、微量合金元素として本発明による鋼板製品に０．０５〜０．１５重量％の量で加える。Ｔｉの存在により鋼は、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）の非常に微細な析出物を有し、これが強度の増加および結晶粒微細化に寄与する。この構造のＡＳＴＭ結晶粒度は１５以下、すなわち１．９μｍ以下である。所望の析出物を形成するには、少なくとも０．０５重量％のＴｉの量が必要とされ、Ｔｉのプラス効果は、鋼中のＴｉの量が少なくとも０．０７重量％、特に少なくとも０．０９重量％である場合、特に確実に生じる。０．１５重量％の量を超えると、Ｔｉの効果がそれ以上向上することはない。
本発明による鋼板製品は、その特性のため高い強度値と共に比較的高度の変形が必要とされる用途に好適である。そうした用途の典型的な例として、長手方向のシャーシビームなど衝突に関連する部材、さらに運転中に永久的に負荷がかかるシャーシ部材が挙げられる。
本発明による冷間圧延鋼板製品を製造するための本発明による方法は、以下の各工程を含む。
− Ｃ：０．１２〜０．１９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｓｉ：＞０．６０〜１．０％、Ａｌ：≦０．１％、Ｃｒ：０．２〜０．６％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％からなり（重量％単位）、残部は鉄および製造プロセスに起因する不可避不純物である鋼溶融物を、スラブまたは薄スラブである一次製品を形成するため鋳造する工程。
− 一次製品を１１００〜１３００℃のオーステナイト化温度で十分加熱し、この十分な加熱は、より低い温度から加熱することを含んでもよいし、あるいはそれぞれのスラブまたは薄スラブの製造後にそれに存在する熱を使用してスラブまたは薄スラブの温度を保持することにより行ってもよい工程。十分な加熱は、一次製品の構造がこの加熱プロセスの終了時完全にオーステナイトになるように一次製品の幾何形状および利用可能な加熱装置の能力を考慮に入れながら行う。
− 次いで、こうしてオーステナイト化温度で十分加熱された一次製品を、厚さが典型的には１．８〜４．７ｍｍである熱延ストリップを形成するため熱間圧延する工程。複数の、通例５〜７つの圧延スタンドを含む熱間圧延機の温度制御は、熱間圧延機の最初の２つのスタンドで再結晶が起こらないように選択する。本発明は、このために熱間圧延終了温度を８５０〜９６０℃とする。
− 次いで、熱間圧延機の最終スタンドから出た熱延ストリップを、空気、水または空気と水の組み合わせを使用して５００〜６５０℃の巻取温度まで冷却し、この温度で巻き取る工程。５００℃未満の巻取温度では、その後の冷間圧延プロセスにおいて変形抵抗が高すぎると考えられる。６５０℃を超える巻取温度では、変形能を損なう粒界酸化が起こるリスクがある。
− 品質要求のため必要が生じた場合、その表面品質を改善するため熱延ストリップを任意に酸洗いする工程。
ここで、得られた熱延ストリップは、典型的には０．６〜２．５ｍｍ厚である冷間圧延鋼板製品を形成するため冷間圧延される。冷間圧延プロセスにおいて達成される冷間圧延の程度は、再結晶の少なくとも３０％であり、それ以上も可能である。圧延力を過剰に増加させないように、冷間圧延の程度は７５％を超えるべきでない。
− 次いで、冷間圧延鋼板製品に連続焼鈍を施す工程。鋼板製品を最初に７５０〜９００℃の焼鈍温度に加熱し、この焼鈍温度で少なくとも８０秒、特に８０〜３００秒間維持する。十分なオーステナイト化を達成するには、７５０℃の最小焼鈍温度および少なくとも８０秒の維持時間が必要である。９００℃を超える焼鈍温度では、オーステナイトの形成が過剰に促進されると考えられる。これにより最終製品の構造の一部に変位が起こることになり、その結果、８８０ＭＰａの必要強度がもはや確保されなくなると考えられる。
− 焼鈍後、鋼板製品を２段階で冷却する工程。
冷却プロセスの第１段階では、鋼板製品を８〜１００Ｋ／ｓの冷却速度で４５０〜５５０℃の中間温度まで冷却する。ここでは、パーライトおよびベイナイトの形成を回避し、なおさらに十分な量のフェライトが生成するのを可能にするため、少なくとも８Ｋ／ｓの冷却速度が必要とされる。第１のオーステナイトへの炭素の濃縮は４５０℃〜５５０℃以上の温度範囲で起こる。
次いで冷却プロセスの第２段階では、鋼板製品を少なくとも２Ｋ／ｓの冷却速度で中間温度から３５０〜４５０℃まで冷却する。２０％を上限とするマルテンサイト含有量の一部がこれにより達成され、本発明による鋼板製品の８８０ＭＰａの最小引張強さＲｍが確保される。
− ２段階冷却プロセスの終了温度に達したら、鋼板製品を過時効する工程。２１０〜７１０秒の過時効時間後の終了温度は１００〜４００℃である。ストリップはこの過時効処理を経ているのでストリップの拡散プロセスの結果、残留オーステナイトが完全にまたは部分的に安定化して、その後鋼板製品に行われる変形に対する鋼板製品の伸びを増加させる。変形プロセスにおいて安定化残留オーステナイトのマルテンサイトへの変態が起こると、引張強さがさらに増加する。
− 冷間圧延鋼板製品に行う加熱処理の最終工程において、冷間圧延鋼板製品を室温まで冷却する工程。安定化していない残留オーステナイトからマルテンサイトをさらに生成することができ、これにより、鋼板製品の強度がより一層高まり得る。
− 次いで、ストリップを０．２％〜２．０％の調質圧延レベルで調質圧延する工程。平坦度および表面品質を調整するため、０．２％の調質圧延レベルが必要とされる。２％の調質圧延レベルを超えるべきでない。そうしないと破断伸びが過剰に低下するためである。
− 最後に鋼板製品に任意に金属保護層を設けて、たとえばそれぞれの使用目的に十分な防錆を確保する工程。
２段階冷却プロセスの第１段階の冷却は、十分な冷却速度を確保する任意の好適な媒体を使用して行うことができる。この目的のため、実際に利用可能な冷却装置を使用する。したがって冷却は、空気流で行ってもよい。一方、鋼板製品に噴霧される水を利用して冷却を行うことも考えられる。
本発明の実用志向の実施形態によれば、２段階冷却プロセスの第２段階の冷却は、鋼板製品を冷却ローラと接触させることによって冷却することで行ってもよい。その代わりに、またはそれに加えて、２段階冷却プロセスの第２段階の鋼板製品は、空気の移動流によって冷却してもよい。
過時効処理は、たとえば過時効処理中に鋼板製品が環境から遮断されたスペースを通過することで行ってもよい。これに関連して鋼板製品の温度は１００〜４００℃に調整される。この温度の調整は、鋼板製品に過時効処理を開始する温度を基点とした温度の加熱、冷却または維持として行ってもよい。
鋼板製品は、電解により金属保護層で特に効果的にコーティングすることができる。
本発明による焼鈍に典型的である、一定時間における温度プロファイルの範囲を図示するグラフ
下記に本発明について、実施形態を参照しながらより詳細に説明する。
図１は、本発明による焼鈍に典型的である、一定時間における温度プロファイルの範囲を図示するグラフを示す。
組成を表１ａに示す７つの鋼溶融物１〜７を鋳造してスラブを形成した。鋼溶融物１〜５は本発明によるものであり、溶融物６および７は、そのＳｉおよびＣｒ含有量が本発明による規格外にあるため、本発明によるものではない。
次いでスラブを１１００〜１３００℃のオーステナイト化温度で十分加熱し、したがってスラブはその後熱間圧延機に入る時点で完全なオーステナイト構造を有していた。
次いでスラブを、表１ｂに示した熱間圧延終了温度ＷＥＴで熱間圧延して、厚さｄＫＷが１．８〜４．６ｍｍの熱延ストリップを形成し、次いでやはり表１ｂに示したそれぞれの巻取温度ＨＴまで空気で冷却し、いずれの場合も到達した巻取温度ＨＴで巻き取った。冷間圧延の前に熱延ストリップ上に存在する酸化物スケールを除去するため、酸洗いを任意に行った。これでその後の冷間圧延において最適な表面特性が可能になる。
次いで厚さｄＫＷの冷間圧延鋼板製品を形成するために行うそれぞれの熱延ストリップの冷間圧延を、やはり表１ｂに示した冷間圧延ＫＷＧのレベルでいずれの場合も行った。
次いで、こうして得られた冷間圧延鋼板製品のサンプルを様々な加熱処理Ａ〜Ｊに供し、サンプルをそれぞれパスで焼鈍温度ＧＴに加熱し、次いで焼鈍温度ＧＴで焼鈍時間ｔＧ維持し、次いで第１の冷却段階において第１の冷却速度ｒ１で第１の標的温度ＺＴ１にし、その後直ちに第２の冷却段階において第２の冷却速度ｒ２で第２の標的温度ＺＴ２にした。
第２の冷却段階後、いずれの場合も得られた冷間圧延鋼板製品のサンプルを、２５０〜７１０秒のｔＵｅＡ時間の過時効時間にわたって処理の終了時に４００〜１００℃の過時効温度ＴＵｅＡで、環境から遮断されたスペースにおいて過時効処理に供した。加熱処理Ａ〜Ｊにおいて調整したパラメーターＧＴ、ｔＧ、ｒ１、ＺＴ１、ｒ２、ＺＴ２およびｔＵｅＡをそれぞれ表２に示す。
室温ＲＴまで冷却後、鋼板製品サンプルを、表１ｂに示したようなＤ°の調質圧延レベルで調質圧延した。
こうして得られた鋼板製品サンプルの特性を表３にまとめてある。
本発明に従って作られなかった鋼溶融物６および７から製造された鋼板製品サンプルは、本発明に従って行われる加熱処理に供しても、その引張強さＲｍまたはその降伏点ＲｅＬに関して本発明により規定されたそれぞれの下限８８０ＭＰａおよび５５０ＭＰａ、特に５８０ＭＰａに達しないことが明らかになった。対照的に、本発明に従って作られ、加熱処理された鋼板製品サンプルは、通常こうした限界値を上回る。
Figure 2015528058
Figure 2015528058
Figure 2015528058
Figure 2015528058

Claims (9)

  1. − Ｃ ： ０．１２〜０．１９％、
    Ｍｎ： １．５ 〜２．５ ％、
    Ｓｉ： ＞０．６０〜１．０ ％、
    Ａｌ： ≦０．１ ％、
    Ｃｒ： ０．２ 〜０．６ ％、
    Ｔｉ： ０．０５〜０．１５％
    からなり（重量％単位）、残部は鉄および製造プロセスに起因する不可避不純物である鋼から製造され、
    かつ、
    − ４〜２０体積％マルテンサイト、２〜１５体積％の残留オーステナイト、残部フェライトを有する、パーライトおよびベイナイトを含まない構造、
    − 少なくとも１５％の破断伸びＡ８０、
    − 少なくとも８８０ＭＰａの引張強さＲｍ、
    − 少なくとも５５０ＭＰａの降伏強度ＲｅＬ、
    および
    − ６％超の穴拡げ率λＭ
    を含む冷間圧延鋼板製品。
  2. そのＳｉ含有量が少なくとも０．６５重量％であることを特徴とする、請求項１に記載の冷間圧延鋼板製品。
  3. そのＴｉ含有量が少なくとも０．０７重量％であることを特徴とする、請求項１または２に記載の冷間圧延鋼板製品。
  4. 請求項１〜３のいずれか一項により作られる冷間圧延鋼板製品を製造するための方法であって、
    − スラブまたは薄スラブである一次製品を形成するため、
    Ｃ ： ０．１２〜０．１９％、
    Ｍｎ： １．５ 〜２．５ ％、
    Ｓｉ： ＞０．６０〜１．０ ％、
    Ａｌ： ≦０．１ ％、
    Ｃｒ： ０．２ 〜０．６ ％、
    Ｔｉ： ０．０５〜０．１５％
    からなり（重量％単位）、残部は鉄および製造プロセスに起因する不可避不純物である鋼溶融物を鋳造する工程、
    − 前記一次製品を１１００〜１３００℃のオーステナイト化温度に十分加熱する工程、
    − 熱延ストリップを形成するため前記十分加熱した一次製品を熱間圧延する工程であって、前記熱間圧延の終了温度は８５０〜９６０℃である工程、
    − 前記熱延ストリップを５００〜６５０℃の巻取温度まで冷却する工程、
    − 前記巻取温度まで冷却された前記熱延ストリップを巻き取る工程、
    − 前記熱延ストリップを任意に酸洗いする工程、
    − 冷間圧延鋼板製品を形成するため前記熱延ストリップを冷間圧延する工程であって、冷間圧延において達成される冷間圧延のレベルは少なくとも３０％である工程、
    − 前記冷間圧延鋼板製品を連続焼鈍する工程、ただし、連続焼鈍の過程で前記鋼板製品は
    − ７５０〜９００℃の焼鈍温度に加熱され、この焼鈍温度で８０〜３００秒間維持され、
    − 前記焼鈍プロセス後、２段階で冷却され、前記鋼板製品は
    − 第１の冷却段階において８〜１００Ｋ／ｓの冷却速度で４５０〜５５０℃の中間温度まで冷却され
    − 第２の冷却段階において前記中間温度から２〜１００Ｋ／ｓの冷却速度で３５０〜４５０℃まで冷却される、連続焼鈍する工程、
    − 前記鋼板製品を２１０〜７１０秒の過時効時間過時効する工程であって、過時効の終了時の温度は１００〜４００℃である工程、
    − 前記鋼板製品を室温まで冷却する工程、
    − 前記鋼板製品を０．２〜２％の調質圧延レベルで調質圧延する工程、
    − 前記鋼板製品を金属保護層で任意にコーティングする工程
    を含む方法。
  5. 前記２段階冷却プロセスの前記第１段階の冷却は空気流で行うことを特徴とする、請求項４に記載の方法。
  6. 前記鋼板製品は、少なくとも前記２段階冷却の前記第２段階において、冷却ローラと接触させることにより冷却されることを特徴とする、請求項４または５に記載の方法。
  7. 前記鋼板製品は前記２段階冷却プロセスの前記第２段階において空気の移動流により冷却されることを特徴とする、請求項４〜６のいずれか一項に記載の方法。
  8. 前記過時効処理中に前記鋼板製品が環境から遮断されたスペースを通過し、前記鋼板製品の温度は、４５０℃の最大入口温度から開始し最後に１００〜４００℃になることを特徴とする、請求項４〜７のいずれか一項に記載の方法。
  9. 前記金属保護層による前記コーティングは電解により施されることを特徴とする、請求項４〜８のいずれか一項に記載の方法。
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