JP2017512904A - 冷間圧延平鋼製品およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は冷延平鋼製品およびその製造方法に関する。平鋼製品は、３２０ＭＰａ以下の耐力Ｒｐ０．２と、２０％以上の破断点伸びＡ８０と、単位面積％で６２〜８２％のフェライト、１０〜３０％のマルテンサイト、１．５〜８％の残留オーステナイト、および合計で１０％以下の他の微細組織成分を含む微細組織と、を有する。この場合の平鋼製品は鋼合金から成り、その鋼合金は、Ｃ：０．０６〜０．１％、Ｓｉ：０．１５〜０．４％、Ｍｎ：１．５〜２％、Ｃｒ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．１％以下（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量の合計は２．３％以上かつ２．８％以下であり、ＳｉとＡｌの含有量の合計は０．４％以下である）、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｎ：０．００８％以下、さらには技術的に混入が避けられない不純物（０．０００６％以下のＢ、０．０２％以下のＶ、およびそれぞれ０．０１％以下のＮｂとＴｉ、およびそれぞれ０．１％以下のＭｏ、Ｎｉ、およびＣｕを含む）（単位は重量％）、ならびに残部である鉄を含む。かかる平鋼製品を製造するため、初めに冷延平鋼製品を製造した後、それを連続工程で７６０〜８６０℃にし、アニール時間Ｇｔにわたってその温度に維持する。その間、平鋼製品の厚さＤについて以下の式が成立する：Ｇｔｕ≦Ｇｔ≦Ｇｔｏ、ただし、Ｇｔｕ［ｓ］＝３．５６×Ｄ２［ｓ／ｍｍ２］−５．１×Ｄ［ｓ／ｍｍ］＋９．８ｓ、Ｇｔｏ［ｓ］＝−２１．４×Ｄ２［ｓ／ｍｍ２］＋１３２．８×Ｄ［ｓ／ｍｍ］＋４７ｓ。【選択図】なし

Description

本発明は、降伏強度が少なくとも３２０ＭＰａの冷間圧延（以下「冷延」と略記する）平鋼製品、およびその製造方法に関する。

本明細書が対象とするタイプの平鋼製品は、一般に、鋼帯や鋼板のような圧延品、ならびにそれから製造されるブランクおよびプレート類である。

本願に記載される鋼組成の含有量に関するすべての数値は、特に記載のないかぎり重量に基づく。したがって、鋼合金に関する不確定なパーセンテージもすべて「重量パーセント（％）」の数値として理解するべきである。

微細組織成分に関する数値は、特に記載のないかぎりそれぞれ面積のパーセンテージに基づく（「面積％」）。

高強度平鋼製品は特に自動車製造分野において重要性を増している。なぜなら、それによって特に軽量なシャーシおよび車体の製造が可能になるためである。腐食の受けやすさ、使用部位、および使用環境の侵食性によっては、この平鋼製品は金属系保護被膜を施した状態で使用される。高強度平鋼製品の軽量さは、その駆動装置の技術的遂行能力の最適使用に寄与するだけでなく、リソースの使用効率、コストの最適化、および耐候性などを促進する。

平鋼製品における高い強度は、比較的多量の増強合金成分の添加と好適な製造方法とによって実現できる。しかし、高い合金含有量と複雑な製造方法に伴うコストは、経済的に実施可能かつ高い動作信頼性で製造できる製品を最低限のコストで得たいという要求とは相容れない。したがって、例えば、マイクロ合金元素やモリブデン等の高価な合金元素を不要にすることによって、高強度平鋼製品の製造コストを下げることがこの技術分野における主要な目的となっている。

高価な増強合金元素を最小限に抑える代償として、より低い費用で取得可能で、かつ高強度鋼に添加できる合金元素を用いると、結晶粒界が酸化する傾向、および鋼板表面に酸化物が形成される傾向により、処理特性ならびに表面特性が低下する現象がたびたび発生する。したがって、公知の安価な合金化のコンセプトでは、多くの場合、高い強度は実現できるが、その代わり、優れた靱性、優れた耐脆化性、さらには冷間成形や溶接に対する最適な適性等、自動車製造を想定した平鋼製品に期待される、他の特性が保証されないということが起こりうる。

結晶粒界の酸化は５００℃より高い温度で起きる。これは、酸素が拡散過程を通して表面から結晶粒界に沿って鋼の基板に浸透することによる。このような過程により、酸素は、鉄よりも酸素親和性が高い元素（例えば、ケイ素、アルミニウム、マンガン、およびクロム）とともに酸化物を形成する。これによって結晶粒界が明確に弱くなり、この現象が進むと、結晶粒全体が組織から脱落することになる。特に成形作業中は、そのような場所はノッチとして作用するため、早期材料破壊に至る。この状況は被覆を施した材料でも同様である。結晶粒界の酸化に対するノッチ効果は、被覆された材料の場合にも存在する。さらに、個々の結晶粒もしくは結晶粒層全体の脱落によって被膜の接着性が大幅に低下し、その結果、表面被膜が完全に脱落するまで表面被膜の欠陥が広がることになる。

自動車用途を想定した平鋼製品で、焼成硬化特性を有すると言われるものの一例が、欧州特許第２３９２６８３号明細書に記載されている。この文献によって知られるようになった平鋼製品は、鉄の他、混入が避けられない不純物、すなわち、０．０１５％超かつ０．１００％未満のＣ、０．０１％〜０．３％のＳｉ、１．０％超かつ１．９０％未満のＭｎ、０．０１５％〜０．０５％のＰ、最大０．０３％のＳ、０．０１％〜０．５％の不溶解Ａｌ、最大０．００５％のＮ、０．３０％未満のＣｒ、０．０００３％〜０．００５％のＢ、０．０１４％未満のＴｉ、最大０．１％のＭｏ、最大０．４％のＶ、最大０．０１５％のＮｂ、最大０．１５％のＷ、最大０．１％のＺｒ、最大０．５％のＣｕ、最大０．５％のＮｉ、最大０．２％のＳｎ、最大０．２％のＳｂ、最大０．０１％のＣａ、最大０．０１％のＣｅ、および最大０．０１％のＬａ（単位は質量％）、を含有する鉄鋼から成る。同時に、この鉄鋼の合金は次の条件を満たすべきである：２．２≦（％Ｍｎ＋１．３％×％Ｃｒ＋８×％Ｐ＋１５０Ｂ^＊≦３．１、かつ０．４２≦８×％Ｐ＋１５０Ｂ^＊）≦０．７３。ここに、Ｂ^＊は次式によって計算される値である：Ｂ^＊＝％Ｂ＋％Ｔｉ×０．２０２５＋％Ａｌ×０．０１。また、Ｂ^＊に関するこの式がＢ^＊として０．００２２％を超える値を与える場合、Ｂ^＊の値は０．００２２％に設定される。上式中の％Ｍｎ、％Ｃｒ、％Ｐ、％Ｂ、％Ｔｉ、および％Ａｌはそれぞれ合金におけるＭｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｂ、Ｔｉ、およびＡｌの含有量である。

上記の要領で合金化した公知の平鋼製品の微細組織は、これに加えて、フェライトと、マルテンサイト、残留オーステナイト、および存在してもよく、しなくてもよいパーライトもしくはベイナイトから成る第２の相と、で構成される微細組織を有することになる。第２の相の面積比は合計で３〜１５面積％になると予想される。また、第２の相の全面積成分におけるマルテンサイトと残留オーステナイトの表面成分の比率は７０％超となる。さらに、第２の相の面積成分の５０％以上は粒界三重点に存在することになる。ここで、３つ以上のフェライト結晶粒界と接する結晶粒を、「粒界三重点に存在する第２相結晶粒」と定義する。

欧州特許第２３９２６８３号明細書で例証される実施例から明らかとなっているが、かかる特性を有する公知の平鋼製品は、４３０〜５９４ＭＰａの引張強度および２０１〜２７４ＭＰａの降伏強度を有する。かかる平鋼製品の製造について、欧州特許第２３９２６８３号明細書は、１１００〜１３００℃の温度に加熱した鋼スラブを仕上げ圧延温度（Ａｒ３転移点とＡｒ３転移点＋１５０℃との間）で熱間圧延（以下「熱延」と略記する）し、熱延後に少なくとも２０Ｋ／ｓの冷却速度で６４０℃に冷却し、さらにこれを４００〜６２０℃で巻き取るという処理を提案している。次に、この熱延鋼帯を５０％〜８５％の圧下率で冷延する。得られた冷延鋼帯に対し、亜鉛めっきと合金化処理の連続ライン中で７４０℃より高くかつ８４０℃より低いアニール温度でアニール処理を行う。次に、それを２〜３０Ｋ／ｓの平均冷却速度でアニール温度から亜鉛めっき浴の温度まで冷却する。亜鉛めっき浴は４５０〜５００℃に維持されている。このようにしてアニール処理した鋼帯を亜鉛めっき浴に通す。亜鉛めっき浴を出た平鋼製品は、その後、上記公知の方法の第１の変形例において５〜１００Ｋ／ｓの平均冷却速度で１００℃以下の温度まで直接冷却するか、または上記公知の方法の第２の変形例において合金化処理を行う。この合金化処理では、上記平鋼製品を３０秒にわたって４７０〜６５０℃の温度範囲内に維持する。その後、５〜１００Ｋ／ｓの平均冷却速度で再び１００℃以下の温度に冷却する。

欧州特許第２３９２６８３号明細書

上述した従来技術の背景に鑑み、本発明の目的は、安価で入手可能な合金元素に基づく合金概念に裏打ちされ、自動車製造に利用するのに最適な組み合わせの特性を有する、平鋼製品を提供することにある。

かかる平鋼製品の製造方法も記載する。

製品については、本発明は請求項１に規定される特徴を有する冷延平鋼製品によってこの目的を達成する。

方法については、上述の目的を達成する方法は、本発明の平鋼製品の製造において請求項５に規定される工程が実行されるというものである。

本発明の平鋼製品の一例について概略的な断面を示す図である。

本発明は、狭い限界値範囲内で互いに整合する合金成分および合金含有量を有する鋼合金に基づく。このとき、安価な合金元素と、高い動作信頼性のもとで実施できる製造法を用いることで、最高の機械特性と最適な表面特性が常に達成される。

本発明の鋼合金の合金成分および合金含有量は、本発明に従って規定される工程に準拠した場合、特に自動車製造の分野において、軽量構造物に用いるのに特に適した一連の特性を有する高強度平鋼製品が確実に製造可能となるように選択される。

本発明の平鋼製品には、０．０６重量％から０．１重量％の含有量の炭素が存在する。十分な量のマルテンサイトが形成され、それによって所望の強度を確実に達成するには、少なくとも０．０６重量％の含有量が必要である。他方、含有量が０．１重量％を超えると、溶接に対する適切性に悪影響が及ぶ可能性がある。

本発明の鉄鋼中には、０．１５〜０．４重量％の含有量のケイ素が存在する。０．１５重量％のＳｉ含有量はフェライトの硬化に寄与する一方、Ｓｉ含有量が０．４重量％を超えると、平鋼製品の製造時に実施されるアニール処理において鋼帯の表面に酸化ケイ素が形成される恐れが生じる。その場合、その後の処理ならびに平鋼製品の被覆処理（これは実施してもしなくてもよい）が複雑になりうる。

マンガンを最低１．５重量％含有すると、本発明の平鋼製品において必要な強度が確保される。しかし、Ｍｎ含有量が２重量％を超えると製造が複雑化する。さらに、マンガンが２重量％を超えて存在すると、不所望な偏析物が形成されやすい。

鉄鋼製造時の脱酸と窒素との結合のためにアルミニウムが用いられる。そのためには最大で０．１重量％の含有量が必要になる。所望の効果は、０．０２〜０．０５重量％のアルミニウム含有量において高い動作信頼性で生じる。

同様に、クロムも本発明の平鋼製品において増強効果を有する。そのためには少なくとも０．２重量％の含有量が必要である。しかし、Ｃｒ含有量が高すぎると伸び特性の低下を引き起こす。したがって、クロム含有量は０．５重量％以下に制限される。

本発明による、炭素、ケイ素、マンガン、およびクロムの存在による複合的な増強効果は、上記の規定内で制定されるこれらの元素の含有量％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｒの和を少なくとも２．３重量％（％Ｃ＋％Ｓｉ＋％Ｍｎ＋％Ｃｒ≧２．３重量％）とすることによって確実となる。このようにすれば、マイクロ合金元素または他の増強元素をその目的で本発明の平鋼製品の鉄鋼に添加しなくても、必要な強度が確実に達成される。他方、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量の合計が２．８重量％を超えると、平鋼製品の強度がさらに高まる反面、破断伸びの不所望な低下につながる可能性がある。またこの場合、本発明の平鋼製品の表面特性が悪化しかねない。これは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの総量が多すぎると、高い巻き取り温度またはアニール温度において結晶粒界の酸化が明確に促進されることによる。このことは特にケイ素について当てはまり、さらにアルミニウムもこれに該当する。そのため、本発明の平鋼製品におけるＡｌ含有量％ＡｌとＳｉ含有量％Ｓｉの合計は０．４重量％以下とするべきである。

本発明の平鋼製品の合金含有量における発明性のある設定は、結晶粒界の酸化を、鋼の基板表面から測って５μｍの深さに制限するための必要条件をつくる。もしも結晶粒界の酸化がそれより深い位置まで広がると、表面特性の明確な悪化を招く。これは、（例えば防食目的で）塗着される被膜の接着性低下として現れうる。例えば、結晶粒界の酸化が５μｍより深く鋼の基板中に浸透すると、上側にある結晶粒層の脱落が生じかねず、さらには鋼板の後続処理において問題が起こりかねない。特に、成形時にはノッチの進展が生じうる。これは部品の破壊に至りうる。炭素、ケイ素、マンガン、およびクロムの含有量の合計を本発明に従って２．８重量％以下（２．３重量％≦％Ｃ＋％Ｓｉ＋％Ｍｎ＋％Ｃｒ≦２．８重量％）に、またケイ素の％Ｓｉとアルミニウムの％Ａｌの含有量の合計を０．４重量％以下（％Ａｌ＋％Ｓｉ≦０．４重量％）に制限することにより、上記のリスクが回避される。

鉄鋼中にはそれ以外の合金元素は想定されていない。より具体的には、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、本発明の鋼板中に存在したとしても微量であり、平鋼製品の特性には影響しない。したがって、技術的に混入が避けられない不純物と考えることができる。上記元素のいずれかの有効量を添加すると、本発明の平鋼製品の強度は高まるだろうが、その一方で破断伸びの低下、ならびに平鋼製品のｎ値の低下を受け入れることが必要になろう。したがって、モリブデン、銅、およびニッケルには０．１重量％の含有量上限値、ニオブおよびチタンには０．０１重量％の含有量上限値、バナジウムには０．０２重量％の含有量上限値、さらにホウ素には０．０００６％の含有量上限値がそれぞれ適用される。Ｐ、Ｓ、およびＮも、本発明の平鋼製品の鋼の基板において混入が避けられない不純物に該当する。

付随元素であるリンの含有量が多いと、本発明の平鋼製品の成形性および接合特性（特に溶接における特性）が悪化することになる。したがって、リンの含有量は０．０３重量％の上限値を超えるべきではない。最適には、リンの含有量は０．０２重量％未満に制限される。

同様に、硫黄の含有量が多いと、ＭｎＳの形成によって、本発明に従って処理される鉄鋼の成形性に重大な悪影響が生じることになる。そのため、本発明の平鋼製品における硫黄の含有量は０．００６重量％を超えてはならない。本発明に従って処理される鉄鋼の特性に対する硫黄の悪影響を確実に排除するため、硫黄の含有量は最大で０．００３重量％に制限されうる。

窒素は、本発明の種類の平鋼製品において付随元素として技術的に不可避な元素である。その含有量は少なく、不純物の範囲内である。しかし、窒素含有量が高すぎると耐時効性に重大な悪影響が生じる。これを防止するため、本発明に従って処理される鉄鋼では、窒素含有量の上限値が０．００８重量％に固定されている。

本発明の平鋼製品の降伏強度Ｒｐ０．２は少なくとも３２０ＭＰａである。フィールド試験において、本発明の平鋼製品は常に３２０〜４５０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を得ている。

本発明の平鋼製品の引張強度Ｒｍは少なくとも５８０ＭＰａである。本発明の平鋼製品の引張強度Ｒｍは実際上、常に５８０〜７２０ＭＰａの範囲内にある。

同時に、本発明の平鋼製品はそれぞれ少なくとも２０％の破断伸びＡ８０を有する。本発明の平鋼製品の破断伸びＡ８０は常に２０％〜３６％の範囲内にある。

本発明の平鋼製品に対して決定されるｎ値は少なくとも０．１３である。実際上、ｎ値は０．１３〜０．２である。ｎ値は、ＤＩＮ ＩＳＯ１０２７５：２００９−０６ならびにＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ６８９２−１：２００９に従って、ｎ_{１０−２０／Ａｇ}の値として決定した。

上述のように、本発明の平鋼製品では、結晶粒界の酸化を仕上げ済み平鋼製品の表面から５μｍ以内の深さに制限することにより、本発明の平鋼製品は、成形や接合による後続処理に対して良好な適切性を示す。

本発明の平鋼製品は、その最適な表面特性により、耐食性向上のためにそれ自体が公知のやり方で被膜を施すのに特に好適である。被膜は特に金属被膜（例えば、Ｚｎ系、Ｍｇ系、またはＡｌ系の被膜）である。

本発明の平鋼製品の微細組織は、６２〜８２面積％のフェライト、１０〜３０面積％のマルテンサイト、１．５〜８面積％の残留オーステナイト、および合計で１０面積％以下の他の微細構造成分（例えば、パーライト、ベイナイト、およびセメンタイト、さらにはカーバイドを含む）を含有する。

フェライトに加えて、微細組織中に１０〜３０面積％のマルテンサイト含有量が優勢に存在することにより、第一に、本発明の平鋼製品において必要な強度特性が実現される。同時に、その含有量は、強度が過剰に高まる反面、破断伸びの性質が犠牲にならない範囲に制限される。

２０％以上という高い最小破断伸びＡ８０のもうひとつの要因となっているのが、本発明の平鋼製品の微細組織における１．５〜８面積％の残留オーステナイトである。残留オーステナイトの比率が８面積％を超えると、マルテンサイトの比率がそれだけ下がることになり、その場合も本発明の平鋼製品において必要な強度が得られない可能性がある。

優勢に存在するフェライト、ならびにマルテンサイトおよび残留オーステナイトとともに存在する他の微細組織成分の合計は十分に低いため、鉄鋼の機械的特性、特にその降伏強度Ｒｐ０．２は、目立った影響を受けることがない。

本発明の平鋼製品の微細組織中にフェライトとともに存在するフェライト以外の相および微細組織成分の合計、すなわち、マルテンサイト、残留オーステナイト、および他の微細構造成分の合計は、少なくとも１８面積％とするのが最適である。そうすれば、本発明に従って合金化される平鋼製品が必要な強度を得ることを高い動作信頼性で保証できる。

所望の高い破断伸びが確実に得られるようにするには、上記と同時に、フェライトとともに存在する他の相の合計比率を３８面積％以下に制限すればよい。その場合も、他の相の合計含有量が３８面積％を超えると、本発明の平鋼製品の引張強度は目立って増加するが、その一方で、やはり最小破断伸びの明確な低下につながる可能性がある。

本明細書において概略的に、また実施例（後に詳述する）に即して記載している本発明の平鋼製品の機械的特性は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ６８９２−１：２００９による細長い試験片、すなわちＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ６８９２−１：２００９による測定長８０ｍｍ、サンプル幅２０ｍｍのサンプル形状２に対してそれぞれ決定したものである。細長いサンプルは鋼帯軸部分から取ったもの、すなわち、鋼帯の幅方向の中央に位置する部分から取ったものである。ｎ値はここでもＤＩＮ ＩＳＯ１０２７５：２００９−０６ならびにＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ６８９２−１：２００９に従って、ｎ_{１０−２０／Ａｇ}の値として決定した。

鋼の基板の表面から測定した結晶粒界の酸化深さを決定するため、鋼帯の厚さ方向にわたって圧延方向に平行な、鋼帯軸部分から取った長さ３０ｍｍの部分を、本発明の仕上げ済み平鋼製品から作製する。そのために、サンプルを例えば合成樹脂中に埋め込み、縦断面を研削し、さらに平均粒径が１μｍの粒を有するダイヤモンド懸濁液で研磨する。次に、試験片を水またはアルコールで洗浄して、表面のちりや条痕を取り除く。

結晶粒界に沿ったダークシェーディングによって結晶粒界の酸化が断面図において可視化される。結晶粒界の酸化深さは、圧延方向に少なくとも１００μｍの測定長さにわたって光学顕微鏡下で１０００：１の倍率で測定する。結晶粒界の酸化の評価には、侵入深さの最大値を記録する。これは、問題の点における表面を基準として、結晶粒界の酸化が鋼の基板に最も深く侵入した点での値である。結晶粒界の酸化深さに関連してこれまで本明細書に記載してきた規定、および本発明に準じることになる規定は、したがって、くだんの深さ値が、本発明の各平鋼製品において超えることがない最大値であることを意味する。このことは、結晶粒界の酸化がそれより広い領域にわたって一様にその値であることを意味するものと理解してはならない。そうではなく、それより広い任意の領域における侵入深さは、どの場合においても、０μｍ（粒子境界の酸化は検出されない）から当該最大値までの範囲にわたって分布することとなる。この値は本発明では５μｍを超えない。

微細組織成分の決定については、結晶粒界の酸化の検査を目的として作製した縦断面を、それ自体公知のやり方で追加的に用意すればよい。このとき、対象となる成分が目に見えるようにする。そのために、好適な媒体（例えば、３体積％の硝酸を含有する硝酸アルコール（専門用語で「ナイタル（ｎｉｔａｌ）」とも言う））を用いて縦断面をエッチングすればよい。ここでは、鋼板の厚さの１／３または２／３のサンプル位置を反射型光学顕微鏡で１０００倍の倍率で観察する。

残留オーステナイトの含有量は、マイクロ回折計によって同じ縦断面を用いて決定する。測定時の加速電圧は３５ｋＶ、電流は３０ｍＡである。ここでの検出下限値は１％の残留オーステナイトである。

本発明の平鋼製品を製造するための本発明の方法は、以下の工程を含む。
ａ）０．０６％〜０．１％のＣ、０．１５％〜０．４％のＳｉ、１．５％〜２％のＭｎ、０．２％〜０．５％のＣｒ、最大０．１％のＡｌ（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量の合計は少なくとも２．３％かつ多くとも２．８％であり、ＳｉとＡｌの含有量の合計は多くとも０．４％である）、最大０．０３％のＰ、最大０．００６％のＳ、最大０．００８％のＮ、およびそれ以外の技術的に混入が避けられない不純物（０．０００６％以下のＢ、０．０２％以下のＶ、およびそれぞれ０．０１％以下のＮｂとＴｉ、およびそれぞれ０．１％以下のＭｏ、Ｎｉ、およびＣｕを含む）、ならびに残部である鉄から成る鉄鋼融解物（単位は重量％）を融解させる工程と；
ｂ）前駆体を形成するために鉄鋼融解物を鋳造する工程であって、前駆体はスラブまたは薄スラブである、工程と；
ｃ）前駆体を１１００〜１３００℃の温度まで全体加熱する工程と；
ｄ）全体加熱された前駆体をスケール除去および粗圧延してもよいし、しなくてもよい工程と；
ｅ）熱延平鋼製品を形成するために前駆体を仕上げ熱延する工程であって、仕上げ熱延する作業の開始時における前駆体の温度（ＡＴ）は１０５０〜１１５０℃であり、仕上げ熱延する作業の終了時における仕上げ熱延された平鋼製品の温度（ＥＴ）は８００〜９５０℃である、工程と；
ｆ）待機期間にわたって事前に保持されていてもよい仕上げ熱延された平鋼製品を、５００〜６５０℃の巻き取り温度（ＨＴ）まで冷却する工程と；
ｇ）巻き取り温度（ＨＴ）まで冷却された熱延平鋼製品を巻き取る工程と；
ｈ）熱延平鋼製品をコイルの状態で室温まで冷却する工程と；
ｉ）冷却された熱延平鋼製品をスケール除去する工程と；
ｊ）熱延平鋼製品を冷延平鋼製品に冷延する工程であって、冷延によって達成される冷延率は４０〜８５％であり、仕上げ冷延された平鋼製品の厚さは０．６〜２．９ｍｍである、工程と、
ｋ）冷延平鋼製品を連続行程でアニールする工程であって、最初に平鋼製品を１つ以上の段階で７６０〜８６０℃のアニール温度（ＧＴ）とした後、それをアニール時間（Ｇｔ）にわたって上記アニール温度範囲内に維持することによってアニールを行い、上記アニール時間（Ｇｔ）は下限値Ｇｔｕと上限値Ｇｔｏとを有するアニール時間範囲内にあり、下限値Ｇｔｕと上限値Ｇｔｏとは冷延平鋼製品の各厚さＤの関数として以下のように決定される：
Ｇｔｕ［ｓ］＝３．５６×Ｄ^２［ｓ／ｍｍ^２］−５．１×Ｄ［ｓ／ｍｍ］＋９．８ｓ
Ｇｔｏ［ｓ］＝−２１．４×Ｄ^２［ｓ／ｍｍ^２］＋１３２．８×Ｄ［ｓ／ｍｍ］＋４７ｓ
工程と；
ｌ）アニールされた平鋼製品を１つ以上の段階で４００〜５５０℃の中間温度ＺＴまで冷却する工程であって、上記冷却は少なくとも５５０〜６５０℃の温度範囲内で２〜１００Ｋ／ｓの冷却速度で実施される、工程と；
ｍ’）中間温度ＺＴまで冷却された平鋼製品を溶融浸漬めっきする工程；
もしくは
ｍ’’）平鋼製品を０．１〜５０Ｋ／ｓの冷却速度ＲＫで中間温度から室温まで直接冷却する工程。

したがって、工程ａ）では、本発明に従って想定される合金に係る組成を有する平鋼製品用の鉄鋼が、融解および鋳造されて前駆体を与える。これは従来のスラブ鋳造または薄スラブ鋳造によって実施できる。

続いて、工程ｂ）において、それぞれの前駆体が１１００〜１３００℃の温度まで全体加熱される。融解物がスラブの形状に鋳造される場合、得られるスラブはこの目的のために１１００〜１３００℃まで再加熱される。それに対し、薄スラブ鋳造によって得られる薄スラブは、最適には、鋳造の熱によってこの温度範囲内に維持される。必要であればここで再加熱することももちろん可能である。

１１００〜１３００℃で全体加熱された前駆体は、製造するべき仕上げ熱延平鋼製品の厚さに関連して必要な場合、工程ｄ）において従来方法でスケール除去および粗圧延してもよい。スケール除去および粗圧延が一般に必要となるのは、厚さが比較的厚いスラブを処理するべき場合である。他方、最近では通常になっている寸法を有する薄スラブを処理している場合、この工程（とりわけ粗圧延）は一般に省略可能である。

必要な場合に粗圧延された前駆体を仕上げ熱延し、それにより、厚さが６ｍｍ以下の熱延平鋼製品を形成する（工程ｅ））。仕上げ熱延区間の入口における前駆体の温度ＡＴは１０５０〜１１５０℃である。仕上げ熱延された平鋼製品は、８００〜９５０℃の温度ＥＴで仕上げ熱延区間から排出される。

仕上げ熱延の後、得られた熱延平鋼製品を工程ｆ）において３０〜３００Ｋ／ｓ（特に少なくとも７０Ｋ／ｓ）の平均冷却速度で５００〜６５０℃の巻き取り温度まで冷却する。ここで重要なことは巻き取り温度を順守することであり、冷却の性能は個々のプラントに合わせてよい。例えば、冷却は好ましくは水によって実施されるべきであるが、鋼帯を単に周囲雰囲気（空気）によって冷却するだけの待機期間によって水冷処理を中断してもよい。その場合、水冷段階と空冷段階について多様な組み合わせが想定される。

仕上げ圧延が終了してから冷却を開始するまでの間に熱延平鋼製品が空気中に置かれる１〜１５秒の平均待機期間が観察される場合も、それが適切であることがさらに判明している。そうすれば熱延鋼帯において一様な再結晶化が実現し、その結果、冷却時に微細組織の一様な転換が実現する。これは、熱延鋼帯の機械的特性の一様性と熱延鋼帯の平坦性の両方に対して好影響を与える。

次に、冷却で到達した巻き取り温度ＨＴにおいて個々の熱延平鋼製品を巻き取ってコイル形状にする（工程ｇ））。巻き取り温度が５００℃より低いと強度および降伏強度が大幅に高くなり、続く冷延作業が不必要に複雑なものとなる。他方、６５０℃を超える温度では、結晶粒界が酸化するリスクが高まる。したがって、巻き取る工程は６５０℃以下の巻き取り温度で行うべきである。本発明に従って製造される平鋼製品が所望特性を得る観点で言えば、５３０〜６００℃の巻き取り温度が特に有利であることがわかっている。

次に、熱延平鋼製品をコイルの状態で室温まで冷却する（工程ｈ））。

コイルの冷却が終わったら、熱延平鋼製品にスケール除去処理を行う。この処理では、平鋼製品に付着するスケールが酸洗いまたは別の好適なやり方によって平鋼製品から除去される（工程ｉ））。

表面特性の最適化に関する一変形の実用的長所において、スケール除去は酸洗い作業によって実施される。この処理では、酸洗い酸を満たした酸洗い槽に３０〜２５０秒の酸洗い時間Ｂｔにわたって平鋼製品を通す。酸洗い酸は、例えば、７０〜９８℃の温度に加熱した２５％硫酸（Ｈ_２ＳＯ_４）でありうる。８５〜９５℃の浴温度が特に有用であることが実用試験において判明している。酸洗い時間が短すぎると、スケールの発生量が多い場合に鋼帯表面にスケールが残留する恐れがある。

酸洗い処理の効果は、結晶粒界の酸化によって侵食された可能性のある表面付近の層が、酸洗いに伴う材料除去によって除去されることでもある。しかし、酸洗い時間が長すぎると、材料が過剰に除去され、表面に凹凸が生じかねない。その場合、仕上げ済み冷延平鋼製品の鋼帯厚さが不均一になって、機械的特性の一様性が損なわれる恐れがある。仕上げ済み平鋼製品に金属系保護被膜を施す予定の場合、表面に凹凸があると非一様な層が形成される。溶融めっきによって被膜を施す場合に特にそれが当てはまる。

続く工程ｊ）では、熱延平鋼製品を冷延し、厚さが０．６〜２．９ｍｍの冷延平鋼製品を形成する。この冷延作業によって得られる冷延率ＫＷＧは４０％〜８５％である（ＫＷＧ＝（ｄＷ−Ｄ）／ｄＷ×１００％。ただし、ｄＷ＝冷延前の平鋼製品の厚さ、Ｄ＝仕上げ冷延された平鋼製品の厚さ、である）。

次に、工程ｋ）では、冷延平鋼製品に連続行程でアニール処理を行う。この工程において、鋼帯を１つ以上の段階で７６０〜８６０℃のアニール温度ＧＴとし、アニール時間Ｇｔにわたってこのアニール温度範囲内に維持する。ただし、Ｇｔｕ≦Ｇｔ≦Ｇｔｏとする。秒数で表したアニール時間Ｇｔの下限値Ｇｔｕと上限値Ｇｔｏは、ｍｍの単位で表した冷延平鋼製品の厚さの関数として次のようにして決定される。
Ｇｔｕ［ｓ］＝３．５６×Ｄ^２［ｓ／ｍｍ^２］−５．１×Ｄ［ｓ／ｍｍ］＋９．８ｓ
Ｇｔｏ［ｓ］＝−２１．４×Ｄ^２［ｓ／ｍｍ^２］＋１３２．８×Ｄ［ｓ／ｍｍ］＋４７ｓ

最短アニール時間Ｇｔｕおよび７６０℃の最低アニール温度を下限値より低い値にしてはならない。なぜなら、形成されるオーステナイトの比率が低くなりすぎるからである。その場合、続く冷却処理においてマルテンサイトの比率が下がり、降伏強度および引張強度が低下する。また、特に鋼帯が比較的厚い場合は、完全な全体加熱が確実に実現するように留意しなければならない。そうしなければ、鋼帯の幅方向において、冷延平鋼製品の側端部に形成される微細組織が中央部分とはかなり異なるものになることが予想される。同じことは鋼帯の厚さ方向にわたる評価にも言える。アニール時間Ｇｔが短すぎ、かつアニール温度ＧＴが低すぎると、表面領域の微細組織は平鋼製品の厚さ方向における中央部分と異なるものになる。その場合、機械的特性は場所によるばらつきが大きくなる。逆に、アニール時間Ｇｔおよびアニール温度ＧＴについて本発明に従って作成した規定に準拠することにより、とりわけ均一な特性分布を特徴とする平鋼製品が得られる。一方で、最長アニール時間Ｇｔｏを超える場合、またはアニール温度ＧＴが８６０℃を超える場合は、結晶粒界の酸化が生じる、または平鋼製品の表面に不所望な酸化物が形成される恐れがある。本発明の手順によって形成が防止される不所望な酸化物の例として、酸化鉄、酸化マンガン、酸化アルミニウム、酸化ケイ素、または酸化クロムが挙げられる。

冷延前の熱延平鋼製品は、スケール除去および結晶粒界の酸化を受けた表面層の除去を目的として酸洗いを行う。その場合、結晶粒界の酸化の最小化に関連して、巻き取り温度ＨＴ、アニール温度ＧＴ、アニール時間Ｇｔ、および酸洗い時間Ｂｔは、本発明の規定の範囲内において次式に従って互いに整合される。
（ＨＴ×ＧＴ×Ｇｔ）／Ｂｔ^２≦５００００

この条件に準拠し、かつ本発明の他の規定に従う場合、最適の動作信頼性において、結晶粒界の酸化が、鋼の基板の表面と隣接する層であって、深さが５μｍ以内の層に常に制限されるようにすることができる。同時に、この条件に準拠することで、過剰に粗い微細組織の形成（その場合も平鋼製品の強度がやはり低下する）が確実に回避される。

アニール処理が終わったら、冷延平鋼製品を４００から５５０℃の中間温度ＺＴまで冷却する（工程ｌ））。この冷却処理は１つ以上の段階で実施できる。重要なことは、６５０℃から５５０℃の温度範囲において、少なくとも２Ｋ／ｓかつ最大でも１００Ｋ／ｓの冷却速度を順守することである。そうすれば、本発明に従って合金化される平鋼製品内にパーライトが形成されることを実質的に回避できる。パーライトが微細組織中に高い比率で含まれると強度の低下につながる。冷却速度が１００Ｋ／ｓを超えると、形成されるマルテンサイトの比率が高くなりすぎ、その場合もやはり破断伸びが顕著に低下することになる。

４００℃から５５０℃の中間温度ＺＴにおいて、第１の変形例では、平鋼製品の溶融浸漬めっきが実施できる。そのために、少なくとも７５重量％の比率の亜鉛を有するめっき浴を用いることが好ましい。溶融浸漬めっきの終了後に合金化処理を実施してもよい。その場合、最高４５０〜５５０℃までの再加熱を行う。続いて、室温まで冷却する。溶融浸漬めっきのさらなる条件、および実施される場合の合金化処理の条件は、いずれも従来技術において一般的な条件に対応する。

溶融浸漬めっき処理の代替法として、本発明のプロセスの第２の変形例において、被覆処理を行わずに平鋼製品を中間温度ＺＴから室温まで０．１Ｋ／ｓから５０Ｋ／ｓの冷却速度で１つ以上の段階で連続的に冷却してもよい。この変形例では、室温への冷却後に電解被覆を行われてもよい。

平鋼製品が被覆を備えているか未処理かにかかわらず、平鋼製品に対して調質圧延（ｓｋｉｎ−ｒｏｌｌｉｎｇ）を行ってもよい。その場合、調質圧延は１．５％以下の冷延率で行うべきである。調質圧延をそれより高い冷延率で実施すると、降伏強度が高まる反面、破断伸びが過剰に低下する状況を受け入れねばならなくなる。

［実施例］
以下、実施例を参照しながら本発明を詳細に説明する。

図１は、鋼帯軸部分から取った平鋼製品のサンプルの詳細な断面を概略的に示したものである。このサンプルは、結晶粒界の酸化の最大侵入深さＫＧＯを決定するために、断面が圧延方向に沿う方向となるように作製してある。

以下に個別に説明する方法で製造した平鋼製品において決定された、結晶粒界の酸化のそれぞれの侵入深さＫＧＯ１、ＫＧＯ２・・・は、圧延方向に沿った１００μｍの測定長さにわたって測定した値である。これらの値は、それぞれの測定部位において、鋼の基板ＳＴの表面Ｏから、鋼の基板ＳＴのうち結晶粒界の酸化がそれ以上の深さで検出できない点までの、サンプルの厚さ方向Ｔ（長手方向Ｌに垂直な方向）に沿って測定した各距離である。鋼の基板ＳＴを金属系保護被膜Ｂで被覆することも可能であった。その場合も、それぞれの侵入深さＫＧＯ１、ＫＧＯ２・・・の測定は、鋼の基板ＳＴの表面Ｏを基準にして行った。

長手方向Ｌにわたって分布する距離という形でこのように体系的に検出した一群の測定値ＫＧＯ１、ＫＧＯ２・・・から、最大値を決定し（図１では測定値「ＫＧＯ２」）、それを検査対象の平鋼製品における結晶粒界の酸化の侵入深さ「ＫＧＯ」とした。

本発明を検証するため、表１に組成を記載した本発明に係る融解物Ａ〜Ｈ、ならびに本発明によらない２種類の追加的な比較用融解物ＩおよびＪを融解させ、スラブの形に鋳造した。

前駆体の役割を果たすスラブを、次に実験１〜３７において粗圧延温度ＶＴまで全体加熱し、この温度において従来方法で粗圧延した。

その後、このスラブを熱延開始温度ＡＴで仕上げ熱延区間に導入した。スラブはその中で従来同様の方法によって仕上げ熱延され、厚さｄＷの熱延平鋼製品が形成された。

仕上げ熱延された平鋼製品が熱延終了温度ＥＴで熱延区間から排出されると、これを３０〜３００Ｋ／ｓの冷却速度で巻き取り温度ＨＴまで冷却した。熱延の終了から冷却の開始までの時間はそれぞれ平均待機期間Ｐｔであった。

巻き取り温度ＨＴまで冷却した熱延平鋼製品を巻き取ってコイルを形成し、コイルの状態で室温まで冷却した。

続いて、熱延平鋼製品を酸洗い時間Ｂｔ内で９０℃に熱した酸洗い浴に通した。酸洗い浴は２５％硫酸（Ｈ_２ＳＯ_４）で構成した。

次に、酸洗いを行った平鋼製品を冷延率ＫＷＧでそれぞれ冷延し、厚さＤの冷延平鋼製品を得た。

この冷延平鋼製品に連続行程でアニール処理を実施した。アニール処理ではアニール時間Ｇｔにわたってアニール温度ＧＴに維持した。

アニール処理の後、平鋼製品をアニール温度ＧＴでの処理から冷却速度ＡＫで中間温度ＺＴまで冷却し、さらにその後、冷却速度ＲＫで室温まで冷却した。

平鋼製品にはさまざまな表面処理を行った。例えば、未処理のサンプルとともに、一部のサンプルには溶融めっきを施し、別のサンプルには溶融めっきと合金化を行い、さらに別のサンプルには電解被覆を実施した。

最後に、冷延平鋼製品に対して調質圧延作業を行った。調質圧延作業では冷延平鋼製品を冷延率Ｄ°で冷延した。

表２ａと２ｂは、実験１〜３７について、処理された前駆体それぞれの鋼合金、ならびにそれぞれの動作パラメータ、すなわち粗圧延温度ＶＴ、熱延開始温度ＡＴ、熱延終了温度ＥＴ、待機期間Ｐｔ、巻き取り温度ＨＴ、熱延鋼帯厚さｄＷ、酸洗い時間Ｂｔ、冷延率ＫＷＧ、冷延平鋼製品の厚さｄ、アニール温度ＧＴ、アニール時間Ｇｔ、冷却速度ＡＫ、中間温度ＺＴ、第２の冷却段階の各冷却速度ＲＫ、調質圧延率Ｄ°、および積Ｇｔ×ＧＴ×ＨＴ／Ｂｔ^２を示したものである。「ＯＦ」の欄には、未被覆のままのサンプルは「Ｕ」、溶融めっきのみ実施したサンプルは「ＳＢ」、溶融めっきと合金化処理を行ったサンプルは「ＳＢ，ＧＡ」（さらに合金化温度を記載した）、電解被覆サンプルは「ＥＢ」と記載している。実験１〜３２は処理されるスラブそれぞれの合金および動作パラメータの両方に関してそれぞれ本発明の方法で実施したのに対し、実験３３〜３７では少なくとも処理される鉄鋼の合金、またはいずれかの動作パラメータが本発明とは異なっていた。

実験１〜３７で得られた冷延平鋼製品について、降伏強度Ｒｐ０．２、引張強度Ｒｍ、破断伸びＡ８０、ｎ値、結晶粒界の酸化の侵入深さＫＧＯ、さらにはフェライト含有量Ｆ、マルテンサイト含有量Ｍ、残留オーステナイト含有量ＲＡ、および「その他」に示した微細組織のそれ以外の成分、ならびにマルテンサイト含有量Ｍと、残留オーステナイト含有量ＲＡと、「その他」の合計値との合計Σを、すでに上で述べたやり方で決定した。これらの実験の結果を表３ａと３ｂにまとめている。

この結果から、本発明に従って合金化し、本発明に従って実施した実験１〜３２において作製した各平鋼製品は、３３０ＭＰａ超の降伏強度Ｒｐ０．２および５８０ＭＰａ超の引張強度とともに、２１％を超える高い破断伸びＡ８０を有することがわかる。

他方、鉄鋼Ｉの例で示したように、各平鋼製品においてＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＳｉの含有量の合計が高すぎる場合、本発明によらないこの鉄鋼から製造される平鋼製品は、たとえ本発明に係るやり方で作製しても、少なくとも２０％という必要な破断伸びを得ることがない（実験３３を参照）。

比較用合金Ｊは、本発明の規定と比較すると、有効量のチタンを含有する。このことは、たとえ本発明に準拠して作製した場合であっても（実験３３）、強度値は増加するものの、必要とされる破断伸びが得られないことを意味する。この例について決定できるｎ値も低すぎる。

本発明に従って合金化された鉄鋼融解物Ａを用いて実施した実験３７は、しかし、本発明に従った処理を行わなかった。すなわち、本発明の推奨値に対して酸洗い時間が短すぎる。このことは、酸洗い時間を十分に長く取れば、結晶粒界の酸化の深さを、本発明に従って規定する範囲に制限したままに維持することによって、スケール残留物だけでなく、結晶粒界の初期の酸化が鋼帯表面から除去できることを実証している。

比較用の実験３６は、同じく本発明に従って合金化されてはいるが、低延鋼帯のアニール処理期間に関して本発明とは異なって処理された鉄鋼Ａを用いて行った。この実験３６からは、アニール時間が長すぎても結晶粒界の酸化が促進され、本発明において許容可能な５μｍ以内の上限値を侵入深さが十分に超えることがさらにわかる。またこの場合には、冷却後のアニール時間が長すぎる結果、実験３６において作製される平鋼製品の微細組織では、フェライト以外の成分の合計、すなわち、マルテンサイト、残留オーステナイト、およびそれ以外の相による合計が小さすぎる。

最後に、比較用の実験３５からは、冷延平鋼製品のアニール時間が本発明に従って記載した最小期間より短い場合、形成されるオーステナイトの量が少なすぎることがわかる。その結果、形成されるマルテンサイトの比率が低くなりすぎ、それに伴い、微細組織中に存在するフェライト以外の微細組織成分の合計が小さくなりすぎる。したがって、その結果として、比較用の実験３５において作製された平鋼製品の機械的特性は、本発明に従って作製された平鋼製品に比べて悪化する。

Claims (15)

1. 少なくとも３２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２と、少なくとも２０％の破断伸びＡ８０と、面積％で６２％〜８２％のフェライト、１０％〜３０％のマルテンサイト、１．５％〜８％の残留オーステナイト、および合計で１０％以下の他の微細組織成分を含む微細組織と、を有する冷間圧延（以下「冷延」と略記する）平鋼製品であって、
   下記組成（単位は重量％）の鋼合金：
   Ｃ：０．０６％〜０．１％、
   Ｓｉ：０．１５％〜０．４％、
   Ｍｎ：１．５％〜２％、
   Ｃｒ：０．２％〜０．５％、
   Ａｌ：０．１％以下、
   （ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量の合計は少なくとも２．３％かつ多くとも２．８％であり、ＳｉとＡｌの含有量の合計は多くとも０．４％である）
   Ｐ：０．０３％以下、
   Ｓ：０．００６％以下、
   Ｎ：０．００８％以下、
   さらには０．０００６％以下のＢ、０．０２％以下のＶ、およびそれぞれ０．０１％以下のＮｂとＴｉ、およびそれぞれ０．１％以下のＭｏ、Ｎｉ、およびＣｕを含む、技術的に混入が避けられない不純物、
   ならびに残部である鉄、
   から成る平鋼製品。
2. そのＡｌ含有量が０．０２％〜０．０５重量％である、請求項１に記載の平鋼製品。
3. そのときどきに対象とする全面積に対し、その微細組織のマルテンサイト、残留オーステナイト、および前記他の微細構造組織の面積比の合計が少なくとも１８面積％である、請求項１または２に記載の平鋼製品。
4. そのときどきに対象とする全面積に対し、その微細組織のマルテンサイト、残留オーステナイト、および前記他の微細構造組織の面積比の合計が多くとも３８面積％である、請求項１から３のいずれか一項に記載の平鋼製品。
5. ａ）０．０６％〜０．１％のＣ、０．１５％〜０．４％のＳｉ、１．５％〜２％のＭｎ、０．２％〜０．５％のＣｒ、最大０．１％のＡｌ（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量の合計は少なくとも２．３％かつ多くとも２．８％であり、ＳｉとＡｌの含有量の合計は多くとも０．４％である）、最大０．０３％のＰ、最大０．００６％のＳ、最大０．００８％のＮ、さらにはそれ以外の技術的に混入が避けられない不純物（０．０００６％以下のＢ、０．０２％以下のＶ、およびそれぞれ０．０１％以下のＮｂとＴｉ、およびそれぞれ０．１％以下のＭｏ、Ｎｉ、およびＣｕを含む）、ならびに残部である鉄から成る鉄鋼融解物（単位は重量％）を融解させる工程と、
   ｂ）前駆体を形成するために前記鉄鋼融解物を鋳造する工程であって、前記前駆体はスラブまたは薄スラブである、工程と、
   ｃ）前記前駆体を１１００〜１３００℃の温度まで全体加熱する工程と、
   ｄ）前記全体加熱された前駆体をスケール除去および粗圧延してもよいし、しなくてもよい工程と、
   ｅ）熱間圧延（以下「熱延」と略記する）平鋼製品を形成するために前記前駆体を仕上げ熱延する工程であって、前記仕上げ熱延する作業の開始時における前記前駆体の温度（ＡＴ）は１０５０〜１１５０℃であり、前記仕上げ熱延する作業の終了時における前記仕上げ熱延された平鋼製品の温度（ＥＴ）は８００〜９５０℃である、工程と、
   ｆ）事前に待機期間にわたって保持されていてもよい前記仕上げ熱延された平鋼製品を、５００〜６５０℃の巻き取り温度（ＨＴ）まで冷却する工程と、
   ｇ）前記巻き取り温度（ＨＴ）まで冷却された前記熱延平鋼製品を巻き取る工程と、
   ｈ）前記熱延平鋼製品をコイルの状態で室温まで冷却する工程と、
   ｉ）前記冷却された熱延平鋼製品をスケール除去する工程と、
   ｊ）前記熱延平鋼製品を冷延平鋼製品に冷延する工程であって、前記冷延する工程によって達成される冷延率は４０〜８５％であり、前記仕上げ冷延された平鋼製品の厚さは０．６〜２．９ｍｍである、工程と、
   ｋ）前記冷延平鋼製品を連続行程でアニールする工程であって、最初に前記平鋼製品を１つ以上の段階で７６０〜８６０℃のアニール温度（ＧＴ）とした後、それをアニール時間（Ｇｔ）にわたってこのアニール温度範囲内に維持することによってアニールを行い、前記アニール時間（Ｇｔ）は下限値Ｇｔｕと上限値Ｇｔｏとを有するアニール時間範囲内にあり、前記下限値Ｇｔｕと前記上限値Ｇｔｏとは前記冷延平鋼製品の各厚さｄの関数として以下のように決定される：
   Ｇｔｕ［ｓ］＝３．５６×Ｄ^２［ｓ／ｍｍ^２］−５．１×Ｄ［ｓ／ｍｍ］＋９．８ｓ
   Ｇｔｏ［ｓ］＝−２１．４×Ｄ^２［ｓ／ｍｍ^２］＋１３２．８×Ｄ［ｓ／ｍｍ］＋４７ｓ
   工程と、
   ｌ）前記アニールされた平鋼製品を１つ以上の段階で４００〜５５０℃の中間温度ＺＴまで冷却する工程であって、前記冷却する工程は少なくとも５５０〜６５０℃の温度範囲内で２〜１００Ｋ／ｓの冷却速度で実施される、工程と、
   ｍ’）前記中間温度ＺＴまで冷却された前記平鋼製品を溶融浸漬めっきする工程、
   または
   ｍ’’）前記平鋼製品を０．１〜５０Ｋ／ｓの冷却速度ＲＫで前記中間温度から室温まで直接冷却する工程と、
   を含む、請求項１から４のいずれか一項に記載の構成の平鋼製品の製造方法。
6. 前記熱延工程（工程ｅ））から前記冷却工程（工程ｆ））までの１〜１５秒の待機期間にわたって前記仕上げ熱延された平鋼製品を空気中に置く、請求項５に記載の方法。
7. 前記熱延平鋼製品を３０〜３００Ｋ／ｓの冷却速度で冷却する、請求項６に記載の方法。
8. 前記巻き取り温度（ＨＴ）が５３０〜６００℃である、請求項５から７のいずれか一項に記載の方法。
9. 酸洗い酸で満たした酸洗い槽に３０〜２５０秒の酸洗い時間Ｂｔにわたって前記熱延平鋼製品を通すことによって前記熱延平鋼製品を酸洗いしてスケール除去する（工程ｉ））、請求項５から８のいずれか一項に記載の方法。
10. 前記巻き取り温度ＨＴ、前記アニール温度ＧＴ、前記アニール時間Ｇｔ、および前記酸洗い時間Ｂｔが次式：
    （ＨＴ×ＧＴ×Ｇｔ）／Ｂｔ^２≦５００００
    に従って互いに整合される、請求項９に記載の方法。
11. 前記平鋼製品が溶融浸漬めっきする工程（工程ｍ’））によって提供された後に前記平鋼製品に合金化処理を施す、請求項５から１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 前記合金化処理のために前記溶融浸漬めっきした平鋼製品を４５０〜５５０℃の温度に加熱する、請求項１１に記載の方法。
13. 前記アニールされた平鋼製品を４００〜５５０℃の中間温度ＺＴまで冷却する工程（工程ｌ））後に前記平鋼製品を室温まで直接冷却し（工程ｍ’’））、その後さらに防食被膜を電解被覆する、請求項５から１０のいずれか一項に記載の方法。
14. 前記平鋼製品を最後に調質圧延する、請求項５から１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 前記調質圧延する工程によって達成される冷延変形率が１．５％以下である、請求項１４に記載の方法。

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