JP2020509199A - 高成形性を有する高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は冷間圧延鋼板に関し、この鋼は、重量パーセントで、以下を含む０．１９％≦炭素≦０．２４％、１．９％≦マンガン≦２．２％、１．４％≦シリコン≦１．６％、０．０１％≦アルミニウム≦０．０６％、０．２％≦クロム≦０．５％、リン≦０．０２％、硫黄≦０．００３％、及び任意選択的に、以下の元素のうちの１つ又は複数０．００１０％≦ニオブ≦０．０６％、０．００１％≦チタン≦０．０８％、０．００１％≦バナジウム≦０．１％、０．００１％≦カルシウム≦０．００５％残部は鉄及び不可避的不純物を含み、鋼板は５％〜１５％の焼戻しマルテンサイト、１０％〜１５％の残留オーステナイト、及び任意に５％までのフェライトを面積分率で含むミクロ組織を有し、残部はベイナイトからなり、ベイナイト含有量は少なくとも７０％である。本発明はまた、車両部品を製造するためのそのようなグレードの製造方法及び使用にも関する。

Description

本発明は引張強度が１１５０ＭＰａ以上であり、穴広げ率が３０％を超える高強度・高成形性の冷間圧延鋼板であって、車両用鋼板として好適な鋼板に関する。

自動車部品は、２つの矛盾するニーズ、すなわち、成形の容易さ及び高い強度を満たすことが要求されているが、近年では地球環境問題の観点から、燃費向上という第３のニーズが自動車にも課せられている。このように、今日、自動車部品は複雑な自動車組立体への適合の容易さの基準に適合するために、高い成形性を有する材料で作られなければならず、同時に、燃料効率を改善するために、車両の重量を軽減しながら、車両の耐衝突性及び耐久性のための強度を改善しなければならない。

そのため、材料の強度を高めることにより、自動車に使用される材料の量を減らすために、精力的な研究開発努力がなされている。逆に、鋼板の強度の増加は成形性を低下させるため、高強度と高成形性の両方を有する材料の開発が必要となる。

高強度及び高成形性鋼板の分野における初期の研究及び開発は高強度及び高成形性鋼板を製造するためのいくつかの方法をもたらし、そのいくつかは、本発明の最終的な理解のために本明細書に列挙される:
米国特許第９０７４２７２号は、化学組成：０．１〜０．２８％のＣ、１．０〜２．０％のＳｉ、１．０〜３．０％のＭｎ、並びに鉄及び不可避的不純物からなる残部を有する鋼を記載している。ミクロ組織は、５％と２０％との間の残留オーステナイト、４０〜６５％のベイナイトフェライト、３０〜５０％のポリゴナルフェライト、及び５％未満のマルテンサイトを含む。米国特許第９０７４２７２号は優れた伸びを有する冷間圧延鋼板に言及しているが、それに記載されている発明は複雑な自動車部品をロバストに保ちながら重量を低減させるための要件である９００ＭＰａの強度を達成することができない。

高強度及び高成形性鋼板の製造に関連する公知の先行技術は、一方又は他方の欠陥を負い、したがって、高強度及び高成形性を有する冷間圧延鋼板及びその製造方法が必要とされている。

本発明の目的は、以下を同時に有する冷間圧延鋼板を利用可能にすることによって、これらの問題を解決することである:
− １１５０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上、又は１２２０ＭＰａ以上の極限引張強度
− １３％以上、好ましくは１４％以上の全伸び
− ３０％以上、好ましくは４０％以上の穴広げ率。

好ましい実施形態では、本発明による鋼板が８５０ＭＰａよりも大きい、またはそれを超える降伏強度値を有することができる。

好ましくは、このような鋼が成形、特に良好な溶接性及び被覆性を伴い、圧延にも良好な適合性を有することができる。

本発明の別の目的はまた、製造パラメーターのシフトに対してロバストでありながら、従来の工業的用途にも適合する、これらの板の製造方法を利用可能にすることである。

この目的は、請求項１に記載の鋼板を提供することによって達成される。鋼板はまた、請求項２〜８の特徴を含むことができる。別の目的は、請求項９〜１２に記載の方法を提供することによって達成される。別の態様は、請求項１３〜１５に記載の部品又は車両を提供することによって達成される。

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のであろう。

炭素は、０．１９％と０．２４％との間で鋼中に存在する。炭素は、マルテンサイト等の低温変態相を生成することにより鋼板の強度を高めるために必要な元素である。さらなる炭素もまた、オーステナイト安定化において極めて重要な役割を果たす。０．１９％未満では、オーステナイトの安定化やマルテンサイトの５％以上の確保ができず、強度や延性が低下する。一方、炭素含有量が０．２４％を超えると、溶接部及び熱影響部が著しく硬化し、溶接部の機械的特性が損なわれる。

本発明の鋼のマンガン含有量は、１．９％と２．２％との間である。マンガンは強度を付与するとともに、オーステナイトを安定化させて残留オーステナイトを得る元素である。少なくとも約１．９重量％の量のマンガンが、鋼板の強度及び焼入れ性を提供するため、並びにオーステナイトを安定化するために見出された。したがって、２．０〜２．２％のようなより高い割合のマンガンが好ましい。しかし、マンガンが２．２％を超えると、ベイナイト変態のための等温保持中にオーステナイトのベイナイトへの変態を遅らせ、延性が低下するなどの悪影響が生じる。さらに、マンガン含有量が２．２％を超えると、本発明の鋼の溶接性も低下する。

本発明の鋼のケイ素含有量は、１．４％と１．６％との間である。成分としてのケイ素は、オーステナイトからの炭素の析出を遅らせる。したがって、１．４％のケイ素の存在により、炭素に富むオーステナイトは室温で安定化される。しかし、１．６％を超えると、上記効果が向上せず、熱間圧延脆化等の問題が生じる。したがって、濃度は１．６％の上限内に制御される。

本発明の鋼のアルミニウム含有量は、０．０１％と０．０６％との間である。このような範囲内で、アルミニウムは鋼中の窒素と結合して窒化アルミニウムを形成し、粒子のサイズを減少させる。しかし、本発明においてアルミニウムの含有量が０．０６％を超えると、Ａｃ３点が上昇し、生産性が低下する。

本発明の鋼のクロム含有量は、０．２％と０．５％との間である。クロムは鋼に強度及び硬化を与える必須元素であるが、０．５％を超えて使用すると、鋼の表面仕上げを損なう。

本発明の鋼のリン含有量は、０．０２％に制限される。リンは固溶体中で硬化し、また炭化物の形成を妨げる元素である。したがって、少なくとも０．００２％の少量のリンが有利であり得るが、リンは特に粒界での偏析又はマンガンとの共偏析の傾向のために、スポット溶接性及び熱延性の低下などの悪影響も有する。これらの理由から、その含有量は、好ましくは最大０．０１３％に制限される。

硫黄は必須元素ではなく、鋼中に不純物として含まれていてもよい。硫黄含有量はできるだけ少ないことが好ましいが、製造コストの観点から、０．０３％以下、好ましくは０．００３％以下である。さらに、より高い含有量の硫黄が鋼中に存在する場合、それは、特にＭｎ及びＴｉと結合して硫化物を形成し、本発明に対するそれらの有益な影響を減少させる。

ニオブは、０．０６％まで、好ましくは０．００１０％と０．０６％との間で鋼に添加することができる任意の元素である。析出硬化によって本発明の鋼に強度を付与することは、炭窒化物を形成するのに適している。ニオブは加熱中の再結晶を遅らせるので、保持温度の終わり、且つその結果として、完全な焼鈍の後に形成されたミクロ組織は、より微細になり、これは製品の硬化につながる。しかし、ニオブ含有量が０．０６％を超えると、多量の炭窒化物が鋼の延性を低下させる傾向があるので、炭窒化物の量は本発明にとって好ましくない。

チタンは、０．０８％まで、好ましくは０．００１％と０．０８％との間で本発明の鋼に添加することができる任意の元素である。ニオブとしては、炭窒化物に関与するため、硬化に役割を果たす。しかし、鋳造製品の凝固中に現れるＴｉＮを形成することにも関与している。穴広げに有害な粗いＴｉＮを回避するため、Ｔｉの量は、０．０８％に制限される。チタン含有量が０．００１％未満である場合、本発明の鋼に何ら影響を与えない。

バナジウムは、０．１％まで、好ましくは０．００１％と０．０１％との間で本発明の鋼に添加することができる任意の元素である。ニオブとしては、炭窒化物に関与するため、硬化に役割を果たす。しかし、鋳造製品の凝固中に現れるＶＮを形成することにも関与している。穴広げに有害な粗いＶＮを回避するため、Ｖの量は０．１％に制限される。バナジウム含有量が０．００１％未満である場合、それは本発明の鋼にいかなる効果も与えない。

カルシウムは、０．００５％まで、好ましくは０．００１％と０．００５％との間で本発明の鋼に添加することができる任意の元素である。カルシウムは、特に介在物処理の間、任意の元素として本発明の鋼に添加される。カルシウムは、それを球状化する際に有害な硫黄内容物を阻止することによって、鋼の精製に寄与する。

セリウム、ホウ素、マグネシウム、又はジルコニウムなどの他の元素は個別に、又は以下の割合で組み合わせて添加することができる：Ｃｅ≦０．１％、Ｂ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０５％、及びＺｒ≦０．０５％。示された最大含有量レベルまで、これらの元素は、凝固中に粒子を微細化することを可能にする。

鋼の残りの組成は、鉄と、加工から生じる不可避的不純物とからなる。

本発明による鋼板のミクロ組織は、面積分率で５％〜１５％の焼戻しマルテンサイト、１０％〜１５％の残留オーステナイト、及び任意選択で５％までのフェライトを含み、残りはベイナイトからなり、ベイナイト含有量は少なくとも７０％である。

ベイナイトは鋼のマトリックスであり、最低７０％、好ましくは７５％含まれる。本発明の枠組みにおいて、ベイナイトは、ラスベイナイト及び粒状ベイナイトからなる。粒状ベイナイトは非常に低密度の炭化物を有するベイナイトであり、これは、鋼が１００μｍ^２の単位面積当たり１００未満の炭化物を含むことを意味する。ラスベイナイトは薄いフェライトラスの形態であり、ラス間に炭化物が形成される。ラスの間に存在する炭化物のサイズは、０．１ミクロンより大きい炭化物の数が５０，０００／ｍｍ^２未満であるようなものである。ラスベイナイトは鋼の穴広げを適切なものにし、一方、粒状ベイナイトは、伸びを改善する。

焼戻しマルテンサイトの含有量は５〜１５％である。焼戻しマルテンサイトの含有量が５％未満であると、１１５０ＭＰａの強度レベルを達成することが困難であり、マルテンサイト量が１５％を超えると、鋼の溶接性にとって有害であり、延性に悪影響を及ぼす。

残留オーステナイトは、１０〜１５％の量で含まれる。ベイナイトよりも炭素の溶解度が高いため、効果的な炭素トラップとして作用し、したがってベイナイト中の炭化物の形成を遅らせることが知られている。本発明の残留オーステナイトは好ましくは０．９と１．１５％と間の炭素を含み、オーステナイト中の炭素の平均含有量は１．００％である。したがって、ベイナイトとオーステナイトとの間の炭素のバランスはベイナイト粒子が成形性及び伸びなどの機械的特性を付与することを可能にしながら、オーステナイト範囲での熱間圧延を容易にする。さらに、オーステナイトはまた、本発明の鋼に延性を付与する。

焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトは分離相として、又はマルテンサイト−オーステナイトアイランドの形態で、本発明による鋼中に存在することができ、これは好ましい。

フェライトは例えば、低い冷却速度に起因する偶発的なミクロ組織として、本発明による鋼のミクロ組織中に存在し得る。このようなフェライトは、ポリゴナルフェライト、ラスフェライト、針状フェライト、プレートフェライト、又はエピタキシャルフェライトを含むことができる。本発明におけるフェライトの存在は鋼に成形性及び伸びを付与し、また、ある程度の耐疲労破壊性を付与することができる。しかし、フェライトは、マルテンサイト及びベイナイトなどの硬質相との硬度の差を増大させて、局所延性を低下させるため、結果的に穴広げ率の低下をもたらすという事実に起因して、悪影響を及ぼす可能性がある。したがって、その存在は最大５％に制限される。

本発明の鋼板は、任意の適切な方法で得ることができる。しかしながら、以下の連続工程を含む本発明の方法を使用することが好ましい：
− 本発明による鋼組成を提供し、半製品を得る工程、
− 前記半製品を１０００℃と１２８０℃との間の温度まで再加熱する工程、
− 前記半製品を、完全にオーステナイト系範囲で圧延し、熱間圧延鋼板を得る工程であって、ここで、熱間圧延仕上げ温度は、８５０℃以上である、工程、
− 前記板を、３０℃／秒を超える冷却速度で６００℃以下の巻取り温度にまで冷却し、及び前記熱間圧延板を巻取る工程、
− 前記熱間圧延板を冷却する工程、
− 任意選択的に、前記熱間圧延鋼板に、スケール除去処理を施す工程、
− 前記熱間圧延鋼板を４００℃と７５０℃との間の温度で１時間〜９６時間焼鈍に供する工程
− 任意選択的に、前記熱間圧延焼鈍鋼板に、スケール除去処理を施施す工程
− 前記熱間圧延鋼板を、３５％と９０％との間の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る工程、
− 次いで、前記冷間圧延鋼板を、１℃／秒と２０℃／秒との間の速度で、Ａｃ３とＡｃ３＋５０℃との間の均熱温度まで、少なくとも１００秒の間、連続的に焼鈍し、前記温度及び時間が、１００％オーステナイトの百分率を得るように選択される、工程、
− 次いで、２０℃／秒を超える速度で前記板をＭｓ―１０℃とＭｓ＋１０℃との間の温度にまで冷却する工程であって、ここで、Ｍｓは冷却前の当初オーステナイトのＭｓ温度である工程、次いで、
− 前記冷間圧延鋼板を３５０℃と４５０℃との間に２５０秒と１０００秒との時間保持する工程、次いで、
− ２００℃／秒以下の冷却速度で前記板を室温まで冷却する工程。

このような方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半製品を提供することを含む。半製品はインゴットに、又は薄いスラブ又は薄いストリップの形態で連続的に、すなわち、例えば、スラブについては約２２０ｍｍから薄いストリップについては数十ｍｍまでの範囲の厚さで鋳造することができる。

本発明を簡略化するために、スラブを半製品とみなす。上述の化学組成を有するスラブは連続鋳造によって製造され、好ましくは、スラブは鋳造中に直接軽圧下で製造され、多孔性の減少及び中心偏析の排除を確実にする。連続鋳造プロセスによって提供されるスラブは連続鋳造後に高温で直接使用することができ、又は最初に室温にまで冷却し、次いで熱間圧延のために再加熱することができる。

熱間圧延を受けるスラブの温度は、好ましくは少なくとも１０００℃、好ましくは１２００℃より高く、１２８０℃未満でなければならない。スラブの温度が１０００℃未満であると、圧延機に過大な荷重がかかり、さらに、仕上げ圧延時に鋼の温度がフェライト変態温度まで低下し、組織中に変態したフェライトが含まれた状態で圧延されるおそれがある。さらに、粗いフェライト粒子が形成されて粗いフェライト粒子となり、熱間圧延中に再結晶するこれらの粒子の能力を低下させる危険性があるので、温度は１２８０℃を超えてはならない。最初のフェライト粒径が大きいほど再結晶が容易でなく、工業的に費用がかかってしまい、フェライトの再結晶の観点から好ましくないため、１２８０℃を超える再加熱温度を回避しなければならない。

スラブの温度は、熱間圧延が完全にオーステナイト範囲で完了することができるように十分に高いことが好ましく、仕上げ熱間圧延温度は８５０℃より高いままであり、好ましくは９００℃より高いままである。この温度を下回ると、鋼板は圧延性の著しい低下を示すため、最終圧延は８５０℃を超えて行われることが必要である。９００℃と９５０℃との間の最終圧延温度が再結晶及び圧延に好都合な組織を有するために好ましい。

次いで、このようにして得られた板を、３０℃／秒を超える冷却速度で、６００℃未満のコイル巻き温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度が６５℃／秒以下であり、３５℃／秒を超える。巻取り温度はオーステナイトのフェライト及びパーライトへの変態を回避し、均質なベイナイト及びマルテンサイトミクロ組織の形成に寄与するために、好ましくは３５０℃を超える。

コイル状熱間圧延鋼板は熱間圧延板焼鈍を施す前に室温まで冷却してもよいし、熱間圧延板焼鈍に直接送ってもよい。

熱間圧延鋼板は必要に応じて、熱間圧延中に形成されたスケールを除去するために、任意の酸洗いに供されてもよい。次いで、熱間圧延板を４００℃と７５０℃との間の温度で１〜９６時間焼鈍する。このような熱間圧延板焼鈍の温度は、ベイナイト、特に粒状ベイナイトの割合が高いほど温度が高くなるので、目標とするベイナイトの割合に従って定義される。これは、従来のオーステナイト粒子の微細化によって引き起こされる。その後、必要に応じて、この熱間圧延焼鈍鋼板を酸洗してスケールを除去してもよい。

熱間圧延され、次いで、焼鈍された板は、３５％と９０％との間の厚さ圧下率で冷間圧延される。次いで、冷間圧延鋼板を焼鈍して、本発明の鋼に目標とするミクロ組織及び機械的特性を付与する。

冷間圧延鋼板を連続的に焼鈍するために、最初に、１℃／秒と２０℃／秒の間、好ましくは３℃／秒を超える加熱速度で、Ａｃ３とＡｃ３＋５０℃との間の均熱温度まで、少なくとも１００秒間、好ましくは１０００秒以下の間で加熱する。温度及び時間は完全な再結晶を確実にするように、すなわち１００％オーステナイトの割合を得るように選択される。本発明による鋼のＡｃ３は、通常、８４０℃と９００℃との間である。

次いで、板はＭ_ｓ±１０℃に達するまで、２０℃／秒を超える冷却速度で冷却され、ここで、Ｍｓは冷却前の当初のオーステナイトのＭｓ温度である。冷却停止温度はＭｓにできる限り近似させるべきである。好ましい実施形態では、冷却速度は３０℃／秒よりも大きい。

次いで、冷間圧延鋼板の温度を３５０℃〜４５０℃まで上昇させ、Ｍ_ｓ±１０℃から、３５０℃と４５０℃との間の温度への温度上昇は、再輝現象によるものである。次いで、鋼板を３５０〜４５０℃で、少なくとも２５０秒間、最長で１０００秒の時間保持する。この等温過時効は炭素に富むオーステナイトを安定化し、低密度炭化物ベイナイトの形成及び安定化に寄与し、本発明の鋼に目標とする機械的特性を付与する。

次いで、冷間圧延鋼板を２００℃／秒以下の冷却速度で室温まで冷却する。この冷却の間、不安定な残留オーステナイトは、島状マルテンサイトの形態のフレッシュマルテンサイトに変態し得る。

その段階で、０．６％未満の圧下率を有する任意選択のスキンパス処理を実行することができる。

次いで、熱処理された冷間圧延板は、電着又は真空コーティング又は任意の他の適切なプロセスによって、任意選択でコーティングされてもよい。

好ましくは１７０〜２１０℃で１２時間〜３０時間行われるポストバッチ焼鈍は相間の硬度勾配を低減し、コーティングされた製品の脱ガスを確実にするために、コーティングされていない製品上で焼鈍した後、又はコーティングされた製品上でコーティングした後に任意に行うことができる。

本明細書に提示される以下の試験及び例は本質的に限定されるものではなく、例示のみを目的として考慮されなければならず、本発明の有利な特徴を示し、広範な実験の後に発明者によって選択されたパラメーターの重要性を説明し、本発明による鋼によって達成され得る特性をさらに詳細に説明する。

表１にまとめた組成及び表２にまとめた加工パラメーターを用いて、本発明による鋼板及びいくつかの比較グレードの試料を調製した。これらの鋼板の対応するミクロ組織を表３に、特性を表４にまとめた。

表１は、組成を重量％で表した鋼を示す。

表２は、表１の鋼に実施された焼鈍プロセスパラメーターをまとめたものである。

表１はまた、本発明の鋼及び参照鋼のバイナイト変態Ｂｓ及びマルテンサイト変態Ｍｓの温度も示している。Ｂｓ及びＭｓの計算は、ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ（２０１２）ｖｏｌ２８、ｎ°４、ｐｐ４８７−４９５に公開されているＶａｎＢｏｈｅｍｅｎ式を使用することによって行われ：

さらに、本発明の鋼及び参照鋼の焼鈍処理を行う前に、試料を１０００℃と１２８０℃との間の温度まで加熱し、次いで、８５０℃を超える仕上げ温度で熱間圧延に供し、その後、６００℃未満の温度で巻き取った。次いで、熱間圧延されたコイルは、請求項に記載されるように処理され、その後、３５から９０％の間の厚さの圧下率で冷間圧延された後に処理される。

表３は、本発明の鋼及び参照試験の両方のミクロ組織組成を決定するために、走査型電子顕微鏡などの様々な顕微鏡で基準に従って行われた試験の結果をまとめたものである。

表４は、本発明の鋼及び参照鋼の両方の機械的特性をまとめたものである。引張強度、降伏強度、及び全伸び試験はＪＩＳＺ２２４１規格に従って行われ、一方、穴広げを推定するために、穴広げと呼ばれる試験が、規格ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って適用される。本試験では、１０ｍｍ(=Ｄｉ)の穴を開けるように試料を打ち抜き、変形させた。変形後、穴径Ｄｆを測定し、下記式を用いて穴広げ率（ＨＥＲ）を算出した:

これらの例は、本発明による鋼板がそれらの特定の組成及びミクロ組織のおかげで、全ての目標とする特性を示す唯一のものであることを示している。

Claims (14)

1. 冷間圧延鋼板であって、前記鋼が、重量百分率で、
   ０．１９％≦炭素≦０．２４％、
   １．９％≦マンガン≦２．２％、
   １．４％≦ケイ素≦１．６％、
   ０．０１％≦アルミニウム≦０．０６％、
   ０．２％≦クロム≦０．５％、
   リン≦０．０２％、
   硫黄≦０．０３％、
   及び任意選択的に、以下の元素のうちの１つ又は複数
   ニオブ≦０．０６％、
   チタン≦０．０８％、
   バナジウム≦０．１％、
   カルシウム≦０．００５％
   を含み、
   並びに残部は鉄及び不可避的不純物を含み、前記鋼板が、５％〜１５％の焼戻しマルテンサイト、１０％〜１５％の残留オーステナイト、及び任意選択的に５％までのフェライトを、面積分率で含み、残部はベイナイトからなり、ベイナイト含有量は少なくとも７０％であるミクロ組織を有する、冷間圧延鋼板。
2. 前記組成が２．０％〜２．２％のマンガンを含む、請求項１に記載の冷間圧延鋼板。
3. 前記組成が、最大０．０１３％のリンを含む、請求項１又は２に記載の冷間圧延鋼板。
4. 前記ミクロ組織が、７５％を超えるベイナイトを含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
5. 残留オーステナイトの炭素濃度が、０．９％と１．１５％との間である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の冷間圧延鋼板。
6. １１５０ＭＰａ以上の引張強度、３０％以上の穴広げ率、及び及び１３％以上の全伸びを呈する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の冷間圧延高強度鋼板。
7. １２００ＭＰａを超える引張強度、及び４０％以上の穴広げ率を有する、請求項６に記載の冷間圧延鋼板。
8. 全伸びが、少なくとも１４％である、請求項７に記載の冷間圧延鋼板。
9. 以下の連続工程を含む、冷間圧延鋼の製造方法：
   − 請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼組成を提供し、半製品を得る工程、
   − 前記半製品を１０００℃と１２８０℃との間の温度まで再加熱する工程、
   − 前記半製品を、完全にオーステナイト範囲において圧延し、熱間圧延鋼板を得る工程であって、ここで、熱間圧延仕上げ温度は、８５０℃以上である、工程、
   − 前記板を、３０℃／秒を超える冷却速度で６００℃以下の巻取り温度まで冷却し、及び前記熱間圧延板を巻取る工程、
   − 前記熱間圧延板を冷却する工程、
   − 任意選択的に、前記熱間圧延鋼板に、スケール除去処理を施す工程、
   − 前記熱間圧延鋼板を４００℃と７５０℃との間の温度で１時間〜９６時間焼鈍に供する工程、
   − 任意選択的に、前記熱間圧延焼鈍鋼板に、スケール除去処理を施す工程、
   − 前記熱間圧延鋼板を、３５％と９０％との間の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得る工程、
   − 次いで、前記冷間圧延鋼板を、１℃／秒と２０℃／秒との間の速度で、Ａｃ３とＡｃ３＋５０℃との間の均熱温度まで、少なくとも１００秒の間、連続的に焼鈍し、前記温度及び及び時間が、１００％オーステナイトの百分率を得るように選択される、工程、
   − 次いで、２０℃／秒を超える速度で前記板をＭｓー１０℃とＭｓ＋１０℃との間の温度まで冷却する工程であって、ここで、Ｍｓは冷却前の当初オーステナイトのＭｓ温度である工程、次いで、
   − 前記冷間圧延鋼板を３５０℃と４５０℃との間に２５０秒と１０００秒との時間保持する工程、次いで
   − ２００℃／秒以下の冷却速度で前記板を室温まで冷却する工程。
10. 前記熱間圧延鋼板の巻取り温度が、３５０℃と６００℃との間に設定される、請求項９に記載の方法。
11. 前記冷間圧延鋼板が、８４０℃と９００℃との間で１００秒と１０００秒との間、連続的に焼鈍される、請求項９又は１０のいずれかに記載の方法。
12. 前記冷間圧延鋼板が、亜鉛又は亜鉛系合金でさらに被覆される、請求項９〜１１のいずれか一項に記載の方法。
13. 車両の構造部品又は安全部品の製造のための、請求項１〜８のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項９〜１１に記載の方法に従って製造された鋼板の使用。
14. 請求項１３又は１４のいずれか一項に記載の方法で得られた部品を含む車両。