JP2019520477A - オーステナイト型マトリックスを有するｔｗｉｐ鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、オーステナイト型マトリックスを有するＴＷＩＰ鋼板の製造方法に関する。

Description

本発明は、オーステナイト型マトリックスを有するＴＷＩＰ鋼板の製造方法に関する。本発明は、自動車の製造に特によく適している。

自動車の重量を減らす観点から、自動車の製造に高強度鋼を使用することが知られている。例えば、構造部品の製造のための、そのような鋼の機械的特性を改善しなければならない。しかし、鋼の強度を向上させても、硬鋼の伸び、ひいては成形性が低下する。これらの問題を克服するために、良好な成形性を有する双晶誘起塑性鋼（ＴＷＩＰ鋼）が登場した。これらの製品が非常に良好な成形性を示すとしても、極限引張応力（ＵＴＳ）及び降伏応力（ＹＳ）等の機械的特性は自動車用途を満たすのに十分高くない場合がある。

特許出願ＵＳ２００６２７８３０９号は、強度が９００ＭＰａを超え、その積（強度（ＭＰａ）×破断点伸び（％））は４５０００を越え、その化学組成は、含有率を重量基準で表して、０．５％≦Ｃ≦０．７％、１７％≦Ｍｎ≦２４％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０、Ｎ≦０．１及び、任意にＣｒ≦１％、Ｍｏ≦０．４０％、Ｎｉ≦１％、Ｃｕ≦５％、Ｔｉ≦０．５０％、Ｎｂ≦０．５０％及びＶ≦０．５０％の１種以上の元素を含み、組成はさらに鉄及び製錬から生じる不可避的不純物を含み、鋼の再結晶化率が７５％を超え、鋼の析出炭化物の表面分率が１．５％未満であり、鋼の平均粒径が１８μｍ未満である熱間圧延オーステナイト鉄／炭素／マンガン鋼板を開示する。

この特許出願では、冷間圧延後に９５０ＭＰａより高い強度を有する冷間圧延オーステナイト鋼／炭素／マンガン鋼板を得ることができる。鋼板の厚さは、１回の圧延工程ではなく２回以上の工程（各圧延工程の後に焼鈍操作を行う）で冷間圧延により薄くすることができる。最終製品の強度及び変形性を低下させる恐れがあるため、最後の圧延及び焼鈍工程前の粒径は１８ミクロンを超えてはならない。

しかし、このオーステナイト鋼板の強度は十分高くない。実際、実施例では、この発明の範囲内の最大強度は１１３０ＭＰａである。

ＵＳ２００６／０１７９６３８号は、鋼製品、特に鋼板又は鋼ストリップを製造する方法を開示しており、鋼ストリップ又は鋼板は、重量基準でＣ：１．００％、Ｍｎ：７．００〜３０．００％、Ａｌ：１．００〜１０．００％、Ｓｉ：２．５０〜８．００％、Ａｌ＋Ｓｉ：３．５０〜１２．００％、Ｂ：０．０１％、Ｎｉ：８．００％、Ｃｕ：３．００％、Ｎ：０．６０％、Ｎｂ：０．３０％、Ｔｉ：０．３０％、Ｖ：０．３０％、Ｐ：０．０１％及び残部としての鉄及び不可避的不純物を含み、それらのストリップ又は板からその後完成した鋼製品が、２〜２５％の冷間成形の程度で実施される冷間成形により製造される。

しかし、この方法を適用することによって、２〜２５％の間の程度を有する冷間成形後に得られる引張強度（Ｒｍ）は非常に低い。実際、実施例は、冷間成形度１０％、即ち、２〜２５の間で引張強度が最大で５６８ＭＰａであることを示す。また、比較例では、５０％の冷間成形度で引張強度は最大１０５１ＭＰａである。さらに、均一伸びは、冷間成形の程度が３０又は５０％のときに非常に急速に低下する。最後に、軽鋼と呼ばれる実施例で使用された鋼は、非常に少ない量の炭素（０．０７０％Ｃ）及び多い量のＭｎ（２５．９％Ｍｎ）を有する。この鋼は、加工硬化及び機械的特性、特に降伏強度が非常に低いため、非常に特殊である。したがって、この鋼は自動車産業にとって興味深いものではない。

ＣＮ１０２４１８０３２号は、鋼材の製造方法、特に双晶誘起塑性（ＴＷＩＰ）高マンガン鋼板の強度と伸びの積を高めるための焼鈍準備処理に関する。この方法は、熱間圧延と、それに続いて酸洗い後、２〜４回の間、熱間圧延板を冷間圧延し、熱処理温度８００〜１０００℃及び熱処理時間１０〜３０分で熱処理することを含む。

この製造要件によれば、酸洗い後の熱間圧延板の冷間圧延及び熱処理の工程（４）を３回の冷間圧延及び熱処理工程で行う場合、製造工程は以下の通りである。１回目の冷間圧延及び熱処理は、熱間圧延板を室温で２．５〜４ｍｍに冷間圧延した後、冷間圧延板を設定温度８６０〜８８０℃の加熱炉に１０〜１５分間保持し、冷間圧延板を空冷することを含み；その後、２回目の冷間圧延及び熱処理は、１回目の冷間圧延及び熱処理された板を１．０〜２ｍｍに冷間圧延した後、板を設定温度８８０〜９００℃に１０〜１５分間保持し、板を空冷することを含み；その後、３回目の冷間圧延及び熱処理は、２回目から得られた板を０．８〜１．５ｍｍに冷間圧延した後、板を８８０〜９５０℃の設定温度に１０〜３０分間保持し、板を空冷することを含み；したがって、空冷された板は、使用のための完成したＴＷＩＰ鋼板である。

しかし、この特許出願では、一方では、冷間圧延の間に行われる圧下率の割合は言及されておらず、他方では、好ましい実施形態で３回の冷間圧延及び熱処理が行われ、長い処理時間及び機械的特性の低下がもたらされる。実際、３回の冷間圧延及び熱処理方法後に得られた実施例１は、わずか９８０ＭＰａの引張強度（ＭＰａ）及び８１％という破断後の伸びを有する。

ＥＰ１８７８８１１号は、遅延亀裂に対する良好な耐性を示す鋼板の製造方法を開示しており、該方法は、
− 鋼を供給する工程、
− 鋼を半製品の形態で鋳造する工程、
− 半製品を再加熱する工程、
− 半製品を最終圧延温度まで熱間圧延して板を得る工程、
− 板を巻き取る工程、
− 任意に冷間圧延及び焼鈍を行う工程、
− 板が２５０〜９００℃の間に含まれる温度で少なくとも１５秒の時間ｔの間浸漬される、少なくとも１回の浸漬処理を行う工程
を含む。

しかし、開示された方法は、遅延亀裂に対する良好な耐性を得るために、この最後に浸漬処理を含む非常に特殊な方法である。さらに、焼鈍工程後の冷間圧延の記載はない。言及された唯一の冷間圧延は、焼鈍工程の前に行われる。また、冷間圧延の圧下率のパーセンテージについては言及していない。最後に、鋼組成は、非常に低い０．０５０％以下の量のＡｌを含む。したがって、本発明の目的は、機械的性質が改善されたＴＷＩＰ鋼板の製造方法を提供することにより上記の欠点を解決することである。

米国特許出願公開第２００６／２７８３０９号明細書 米国特許出願公開第２００６／０１７９６３８号明細書 中国特許出願公開第１０２４１８０３２号明細書 欧州特許出願公開第１８７８８１１号明細書

この目的は、請求項１によるＴＷＩＰ鋼板の製造方法を提供することによって達成される。この方法は、請求項２〜２１の特徴も含むことができる。

別の目的は、請求項２２によるＴＷＩＰ鋼板を提供することによって達成される。この鋼板は、請求項２３の特徴も含むことができる。

本発明の他の特徴及び利点は、本発明の以下の詳細な説明から明らかになるであろう。

本発明を説明するために、限定されない実施例の様々な実施形態及び試験を、特に以下の図を参照して説明する。
本発明による一実施形態を示す。 本発明による別の実施形態を示す。

以下の用語が定義される。
− ＵＴＳ：極限引張強度、
− ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}：再結晶焼鈍後に得られた極限引張強度、
− ＴＥ：全伸び、
− ＴＥ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}：再結晶焼鈍後に得られた全伸び、及び
− ＣＲ％：２回目の冷間圧延の圧下率。

本発明は、以下の工程、即ち、
Ａ． 重量基準で
０．５＜Ｃ＜１．２％、
１３．０≦Ｍｎ＜２５．０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％、
Ｓｉ≦３．０％、
０．０５１≦Ａｌ≦４．０％、
及び純粋に任意の基準で、
Ｎｂ≦０．５％、
Ｂ≦０．００５％、
Ｃｒ≦１．０％、
Ｍｏ≦０．４０％、
Ｎｉ≦１．０％、
Ｃｕ≦５．０％、
Ｔｉ≦０．５％、
Ｖ≦２．５％、
０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
等の１つ以上の元素を含み、組成の残部が鉄及び加工から生じる不可避的不純物を構成する鋼板を有するスラブの供給工程、
Ｂ． そのようなスラブを再加熱し、そのスラブを熱間圧延する工程、
Ｃ． 巻き取り工程、
Ｄ． 第１の冷間圧延工程、
Ｅ． ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}を有する焼鈍鋼板を得る再結晶焼鈍工程、及び
Ｆ． 以下の式Ａを満たす圧下率ＣＲ％での第２の冷間圧延工程
１２１６．４７２−０．９８７９５×ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}≦（−０．０００８×ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}＋１．０１２４）×ＣＲ％^２＋（０．０３７１×ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}−２９．５８３）×ＣＲ％
を含むＴＷＩＰ鋼板の製造方法に関する。

いかなる理論にも拘束されるつもりはないが、本発明の方法を適用した場合、特に第２の冷間圧延の圧下率が式Ａを満たす場合、機械的特性が改善された、特に高い強度を有するＴＷＩＰ鋼板を得ることが可能になると思われる。

鋼の化学組成に関して、Ｃは微細構造の形成及び機械的特性において重要な役割を果たす。Ｃは、積層欠陥エネルギーを増加させ、オーステナイト相の安定性を促進する。１３．０〜２５．０重量％の範囲のＭｎ含有率と組み合わされた場合、この安定性は０．５％以上の炭素含有率に対して達成される。炭化バナジウムが存在する場合、Ｍｎ含有率が高いと、オーステナイトにおける炭化バナジウム（ＶＣ）の溶解度が増加することがある。しかし、Ｃ含有率が１．２％を超えると、例えば、バナジウムの炭化物又は炭窒化物の過剰な析出のために延性が低下するリスクがある。好ましくは、炭素含有率は、十分な強度を得るために、０．４〜１．２％の間、より好ましくは０．５〜１．０％の間である。

Ｍｎも、強度を増加させ、積層欠陥エネルギーを増加させ、オーステナイト相を安定化させるための必須元素である。その含有率が１３．０％未満であると、マルテンサイト相が形成されるリスクがあり、これは変形性を著しく低下させる。また、マンガンの含有率が２５．０％を超えると、双晶の形成が抑制され、このため強度は向上するものの、室温での延性が低下する。好ましくは、積層欠陥エネルギーを最適化し、変形の影響下でマルテンサイトの形成を防止するために、マンガン含有率は１５．０〜２４．０の間、より好ましくは１７．０及び２４．０％である。また、Ｍｎ含有率が２４．０％を超える場合、完全転位滑りによる変形モードよりも、双晶による変形モードが好ましくない。

Ａｌは、鋼の脱酸に特に有効な元素である。Ｃと同様に、Ａｌは積層欠陥エネルギーを増加させ、変形マルテンサイトを形成するリスクを低下させ、それによって延性及び遅れ破壊耐性を改善する。しかし、Ｍｎは液状鉄における窒素の溶解度を高めるので、Ｍｎ含有率が高い鋼中に過剰に存在すると、Ａｌは欠点である。過剰に多量のＡｌが鋼中に存在すると、Ｎは、Ａｌと結合するものであるが、高温変換中の結晶粒界の移動を妨げる窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の形で析出し、連続鋳造においてひび割れのリスクをかなり高める。さらに、後述するように、本質的に炭窒化物からなる微細な析出物を形成するためには、十分な量のＮが利用可能でなければならない。好ましくは、Ａｌ含有率は２％以下である。Ａｌ含有率が４．０％を超えると、双晶の形成が抑制され、延性が低下するリスクがある。好ましくは、Ａｌの量は０．０６％を超え、有利には０．１％を超え、より好ましくは１．０％を超える。

これに対応して、凝固時のＡｌＮの析出及び体積欠陥（ブリスター）の形成を防止するためには、窒素含有量は０．１％以下にしなければならない。また、バナジウム、ニオブ、チタン、クロム、モリブデン及びホウ素等の窒化物の形態で析出し得る元素である場合、その窒素含有率は０．１％を超えてはならない。

任意に、Ｖの量は２．５％以下、好ましくは０．１〜１．０％の間である。好ましくは、Ｖは析出物を形成する。好ましくは、鋼中のそのような元素の体積分率は０．０００１〜０．０２５％の間である。好ましくは、バナジウム元素は主に粒内位置に局在する。有利には、バナジウム元素は、７ｎｍ未満、好ましくは１〜５ｎｍの間、より好ましくは０．２〜４．０ｎｍの間の平均サイズを有する。

ケイ素も鋼の脱酸素及び固相の硬化に有効な元素である。しかし、３．０％の含有率を超えると、ケイ素は伸びを低下させ、特定の組立処理中に望ましくない酸化物を形成する傾向があり、したがって、ケイ素はこの限界未満に保たなければならない。好ましくは、ケイ素の含有率は０．６％以下である。

硫黄及びリンは、粒界を脆化させる不純物である。十分な熱間延性を維持するために、それぞれの含有率は０．０３０％及び０．０８０％を超えてはならない。

いくつかのホウ素は、０．００５％まで、好ましくは０．００１％まで添加することができる。この元素は粒界に偏析し、それらの結合を高める。理論に拘束されるつもりはないが、これは、プレス成形による成形後の残留応力の減少、及びそれによる成形部品の応力下でのより良好な耐食性をもたらすと考えられる。この元素は、オーステナイト粒界で偏析し、その結合を高める。ホウ素は、例えば、炭化ホウ素及び窒化ホウ素の形態で析出する。

ニッケルは、溶液硬化によって鋼の強度を増加させるために任意に使用することができる。しかし、とりわけ、コストの理由から、ニッケル含有率を１．０％以下、好ましくは０．３％未満の最大含有率に制限することが望ましい。

同様に、５．０％を超えない含有率での銅の添加は、銅金属の析出により鋼を硬化させる１つの手段である。しかし、この含有率を超えると、銅は熱間圧延板の表面欠陥の出現の原因となる。好ましくは、銅の量は２．０％未満である。好ましくは、銅の量は０．１％を超える。

チタン及びニオブも、析出物を形成することによって硬化及び強化を達成するために任意に使用され得る元素である。しかし、Ｎｂ又はＴｉの含有率が０．５０％を超えると、過度の析出により靱性が低下するリスクがあり、避けなければならない。好ましくは、Ｔｉの量は、０．０４０重量％〜０．５０重量％の間又は０．０３０重量％〜０．１３０重量％の間である。好ましくは、チタン含有率は、０．０６０重量％〜０．４０重量％の間であり、例えば、０．０６０重量％〜０．１１０重量％の間である。好ましくは、Ｎｂの量は、０．０１重量％を超え、より好ましくは０．０７０〜０．５０重量％の間又は０．０４０〜０．２２０重量％である。好ましくは、ニオブ含有率は、０．０９０重量％〜０．４０重量％の間、有利には０．０９０重量％〜０．２０重量％の間である。

クロム及びモリブデンは、溶液硬化によって鋼の強度を高めるための任意の元素として使用することができる。しかし、クロムは積層欠陥エネルギーを低下させるので、その含有率は１．０％を超えてはならず、好ましくは０．０７０％〜０．６％の間である。好ましくは、クロム含有率は０．２０％〜０．５％の間である。モリブデンは０．４０％以下の量、好ましくは０．１４％〜０．４０％の間の量で添加することができる。

さらに、いかなる理論にも拘束されるつもりはないが、バナジウム、チタン、ニオブ、クロム及びモリブデンの析出物は、遅延亀裂に対する感度を低下させることができ、延性及び靭性を低下させることなくそうできると思われる。したがって、好ましくは、炭化物、窒化物及び炭窒化物の形態でチタン、ニオブ、クロム及びモリブデンから選択される少なくとも１つの元素が鋼中に存在する。

任意に、錫（Ｓｎ）は０．０６〜０．２重量％の間の量で添加される。いかなる理論にも拘束されるつもりはないが、錫は貴な元素であり、高温ではそれのみで薄い酸化膜を形成しないため、溶融亜鉛メッキ前の焼鈍においてＳｎがマトリックスの表面に析出し、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化促進元素が表面に拡散して酸化物を生成することを抑制し、それにより亜鉛めっき性を向上させる。しかし、Ｓｎの添加量が０．０６％未満ではその効果が顕著でなく、Ｓｎの添加量を増加させると選択的酸化物の形成が抑制され、一方Ｓｎの添加量が０．２％を超えると添加されるＳｎにより高温脆性がひきおこされ、高温加工性が悪化する。したがって、Ｓｎの上限は０．２％以下に制限される。

鋼はまた、開発から生じる不可避的不純物を含むことができる。例えば、不可避的不純物としては、Ｏ、Ｈ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｚｎ及びＷが挙げられるが、これらに限定されるものではない。例えば、各々の不純物の重量含有率は、０．１重量％未満である。

本発明によれば、この方法は、上記の組成を有する鋼製の半製品、例えば、スラブ、薄いスラブ、又はストリップの供給工程Ａ）を含み、そのようなスラブは鋳造される。好ましくは、鋳造された投入原料は、１０００℃を超える、より好ましくは１０５０℃を超える、有利には１１００〜１３００℃の間の温度に加熱されるか、又は中間冷却なしに鋳造後そのような温度で直接使用される。

次いで、熱間圧延が、好ましくは８９０℃を超える、より好ましくは１０００℃を超える温度で行われ、例えば、通常、２〜５ｍｍ、さらには１〜５ｍｍの厚さを有する熱間圧延ストリップを得る。延性の欠如による亀裂の問題を回避するために、圧延終了温度は、好ましくは８５０℃以上である。

熱間圧延後、ストリップは、炭化物（実質的にセメンタイト（Ｆｅ，Ｍｎ）_３Ｃ））、即ち、特定の機械的特性を低下させるであろう何かの顕著な析出が起こらないような温度で巻き取られる必要がある。巻取り工程Ｃ）は、５８０℃以下、好ましくは４００℃以下の温度で実行される。

その後の冷間圧延操作、続いて再結晶焼鈍が行われる。これらの追加の工程により、熱間圧延ストリップで得られる粒径よりも小さい粒径がもたらされ、したがってより高い強度特性がもたらされる。もちろん、厚さが、例えば、０．２ｍｍ〜数ｍｍ、好ましくは０．４ｍｍ〜４ｍｍのより薄い厚さの製品を得ることが望ましい場合には、それは実施されなければならない。

上記の方法で得られた熱間圧延品は、通常の方法で考えられる事前の酸洗い操作が行われた後に冷間圧延される。

第１の冷間圧延工程Ｄ）は、３０〜７０％の間、好ましくは４０〜６０％の間の圧下率で行われる。

この圧延工程の後、粒子は高度に加工硬化され、再結晶焼鈍操作を実施する必要がある。この処理は、延性を回復させると同時に強度を低下させる効果を有する。好ましくは、この焼鈍は連続的に行われる。有利には、再結晶焼鈍Ｅ）は、７００〜９００℃の間、好ましくは７５０〜８５０℃の間で、例えば、１０〜５００秒、好ましくは６０〜１８０秒の間実行される。

本発明によれば、再結晶焼鈍後に得られた鋼板のＵＴＳ値をＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}と称する。好ましくは、再結晶焼鈍工程Ｅ）の後、焼鈍鋼板は、８００ＭＰａを超える、好ましくは８００〜１４００ＭＰａの間、より好ましくは１０００〜１４００ＭＰａの間のＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}を有する。

好ましくは、再結晶焼鈍後に得られた鋼板のＴＥ値をＴＥ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}と称する。この好ましい実施形態では、鋼板は、１０％を超える、好ましくは１５％を超える、より好ましくは３０〜７０％の間のＴＥ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}を有する。

次いで、第２の冷間圧延は、式Ａを満たす圧下率で実行される。

好ましい実施形態では、第２の冷間圧延工程Ｆ）は、以下の式Ｂをさらに満たす圧下率ＣＲ％で実行される。

いかなる理論にも拘束されるつもりはないが、本発明の方法が適用される場合、特に第２の冷間圧延の圧下率が上記の式をさらに満たす場合には、機械的特性がさらに改善された、特により高い伸びを有するＴＷＩＰ鋼板を得ることができると思われる。

好ましくは、第２の冷間圧延工程Ｆ）は、１〜５０％の間、好ましくは１〜２５％の間又は２６〜５０％の間の圧下率で実行される。それにより、鋼の厚さの減少が可能となる。また、上記の方法で製造された鋼板は、再圧延工程を経てひずみ硬化によって増加した強度を有することができる。さらに、この工程により高密度の双晶が誘起され、鋼板の機械的性質が改善される。

第２の冷間圧延後、溶融めっき工程Ｇ）を実施することができる。好ましくは、工程Ｇ）は、アルミニウム系浴又は亜鉛系浴によって実行される。

好ましい実施形態では、溶融めっき工程は、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意に０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部はＡｌであるアルミニウム系浴で実施される。

別の好ましい実施形態では、溶融めっき工程は、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部はＺｎである亜鉛系浴で実施される。

溶融浴はまた、インゴットの供給又は溶融浴中の鋼板の通過からの不可避不純物及び残留元素を含むことができる。例えば、任意の不純物は、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢｉから選択され、各追加元素の含重量有率は０．３重量％未満である。インゴットの供給又は溶融浴中の鋼板の通過からの残留元素は、５．０重量％まで、好ましくは３．０重量％までの含有率を有する鉄とすることができる。

例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、皮膜堆積後に焼鈍工程を実施することができる。

このようにして、１２００ＭＰａを超える、好ましくは１２００〜１６００ＭＰａの間の極限引張強度（ＵＴＳ）を有するＴＷＩＰ鋼板が得られる。好ましくは、全伸び（ＴＥ）は１０％を超え、より好ましくは１５％を超え、より好ましくは１５〜５０％の間である。

この実施例では、以下の重量組成を有するＴＷＩＰ鋼板を使用した。

まず、試料を１２００℃の温度で加熱し、熱間圧延した。熱間圧延の仕上温度を８９０℃に設定し、熱間圧延後に４００℃で巻き取りを実施した。その後、５０％の冷間圧延圧下率で第１の冷間圧延を実行した。その後、７５０℃で１８０秒間の再結晶焼鈍を実施した。再結晶焼鈍工程後に得られたＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}及びＴＥ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}を決定した。

その後、第２の冷間圧延を異なる冷間圧延圧下率で実行した。結果を以下の表に示す。

結果は、本発明の方法が適用される場合、特に式Ａが満たされる場合に、ＴＷＩＰ鋼板の機械的特性が非常に改善されることを示す。

図１は、試験１〜８の第２の冷間圧延後に得られたＵＴＳの値を示す。試験２〜８では、式Ａが満たされ、ＵＴＳが非常に改善されることを意味する。

図２は、試験３〜８の第２の冷間圧延後に得られたＴＥの値を示す。試験３、４、５及び７では、式Ｂがさらに満たされ、ＵＴＳ及びＴＥの両方が非常に改善されることを意味する。

Claims (23)

1. 以下の工程、即ち、
   Ａ．
   ０．５＜Ｃ＜１．２％、
   １３．０≦Ｍｎ＜２５．０％、
   Ｓ≦０．０３０％、
   Ｐ≦０．０８０％、
   Ｎ≦０．１％、
   Ｓｉ≦３．０％、
   ０．０５１≦Ａｌ≦４．０％、
   及び純粋に任意の基準で、
   Ｎｂ≦０．５％、
   Ｂ≦０．００５％、
   Ｃｒ≦１．０％、
   Ｍｏ≦０．４０％、
   Ｎｉ≦１．０％、
   Ｃｕ≦５．０％、
   Ｔｉ≦０．５％、
   Ｖ≦２．５％、
   ０．０６≦Ｓｎ≦０．２％
   等の１つ以上の元素を含み、組成の残部は鉄及び加工から生じる不可避的不純物を構成するスラブの供給工程、
   Ｂ． そのようなスラブを再加熱し、それを熱間圧延する工程、
   Ｃ． 巻き取り工程、
   Ｄ． 第１の冷間圧延工程、
   Ｅ． ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}を有する焼鈍鋼板を得る再結晶焼鈍工程、及び
   Ｆ． 以下の式Ａを満たす圧下率ＣＲ％での第２の冷間圧延工程
   １２１６．４７２−０．９８７９５×ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}≦（−０．０００８×ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}＋１．０１２４）×ＣＲ％^２＋（０．０３７１×ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}−２９．５８３）×ＣＲ％
   を含むＴＷＩＰ鋼板の製造方法。
2. スラブにおいてＡｌの量が、０．０６％を超える、請求項１に記載の方法。
3. 再加熱が、１０００℃を超える温度で実施され、且つ最終圧延温度が少なくとも８５０℃である、請求項１又は２に記載の方法。
4. 巻き取り温度が、５８０℃以下の温度で実行される、請求項１から３のいずれか一項に記載の方法。
5. 第１の冷間圧延工程Ｄ）が、３０〜７０％の間の圧下率で実行される、請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。
6. 第１の冷間圧延工程Ｄ）が、４０〜６０％の間の圧下率で実行される、請求項５に記載の方法。
7. 再結晶焼鈍Ｅ）が、７００〜９００℃の間で実行される、請求項１から６のいずれか一項に記載の方法。
8. 再結晶焼鈍後に得られたＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}が、８００ＭＰａを超える、請求項１から７のいずれか一項に記載の方法。
9. ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}が、８００〜１４００ＭＰａの間である、請求項８に記載の方法。
10. ＵＴＳ_{ａｎｎｅａｌｅｄ}が、１０００〜１４００ＭＰａの間である、請求項９に記載の方法。
11. 再結晶焼鈍後に得られる全伸びＴＥ％_{ａｎｎｅａｌｅｄ}が、１０％を超える、請求項１から１０のいずれか一項に記載の方法。
12. ＴＥ％_{ａｎｎｅａｌｅｄ}が、１５％を超える、請求項１１に記載の方法。
13. ＴＥ％_{ａｎｎｅａｌｅｄ}が、３０％〜７０％の間である、請求項１２に記載の方法。
14. 第２の冷間圧延工程Ｆ）が、以下の式Ｂをさらに満たす圧下率で実行される、請求項１から１３のいずれか一項に記載の方法。
    

    
15. 第２の冷間圧延工程が、１％〜５０％の間の圧下率で実行される、請求項１から１４のいずれか一項に記載の方法。
16. 第２の冷間圧延が、１〜２５％の間の圧下率で実行される、請求項１５に記載の方法。
17. 第２の冷間圧延が、２６〜５０％の間の圧下率で実行される、請求項１６に記載の方法。
18. 第２の冷間圧延工程Ｆ）の後に、溶融めっき工程Ｇ）が実施される、請求項１から１７のいずれか一項に記載の方法。
19. 溶融めっきが、アルミニウム系浴又は亜鉛系浴を用いて実施される、請求項１８に記載の方法。
20. アルミニウム系浴が、１５％未満のＳｉ、５．０％未満のＦｅ、任意に０．１〜８．０％のＭｇ、及び任意に０．１〜３０．０％のＺｎを含み、残部はＡｌである、請求項１９に記載の方法。
21. 亜鉛系浴が、０．０１〜８．０％のＡｌ、任意に０．２〜８．０％のＭｇを含み、残部はＺｎである、請求項２０に記載の方法。
22. １２００ＭＰａを超えるＵＴＳを有する、請求項１から２１のいずれか一項に記載の方法から得られるＴＷＩＰ鋼板。
23. １０％を超えるＴＥを有する、請求項２２に記載のＴＷＩＰ鋼板。

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