JP2021503040A - 平鋼製品およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、焼付硬化処理に適した超高強度の平鋼製品、およびそのような平鋼製品の製造方法に関する。平鋼製品は、（重量％で）０．１〜０．５％のＣ、１．０〜３．０％のＭｎ、０．５〜２．０％のＳｉ、０．０１〜１．５％のＡｌ、０．００１〜０．００８％のＮ、最大０．０２％のＰ、最大０．００５％のＳならびに任意に次の元素の１つまたは複数：０．０１〜１．０％のＣｒ、０．０１〜０．２％のＭｏ、０．００１〜０．０１％のＢならびに任意に合計で０．００５〜０．２％のＶ、ＴｉおよびＮｂ（ここで、Ｔｉ割合は０．１０％以下である）、および残部として鉄と不可避的不純物からなる鋼からなり、ここで、平鋼製品は、１５面積％以下のフェライト、５面積％以下のベイナイト、少なくとも体積％の残留オーステナイトおよび少なくとも８０面積％のマルテンサイトであって、そのうち少なくとも７５面積％が焼戻しマルテンサイトであるマルテンサイトからなる組織を有する。

Description

本発明は、焼付硬化処理に適した超高強度の平鋼製品、およびそのような平鋼製品の製造方法に関する。

焼付硬化処理（ＢＨ処理）に適した平鋼製品は、焼付硬化平鋼製品（ＢＨ平鋼製品）とも呼ばれ、たとえば車体部材などの自動車製造用途に頻繁に使用される。

平鋼製品についてここで言及される場合、それは、鋼帯、鋼板、またはそれらから作製されたブランク、たとえばボードを意味する。

ＢＨ平鋼製品は、ＢＨ処理後よりもＢＨ処理前の方が強度レベルは低い。この事実は、平鋼製品を変形すべき場合、成形をＢＨ処理前ひいては降伏点が低い状態で、より成形しやすいときに実施するために利用される。材料が熱処理に供されるＢＨ処理によって、強度レベルが増加する。ＢＨ処理は、典型的には１２０〜２５０℃の温度範囲内で３〜４０分間実施される。ＢＨ処理によって、格子間溶存元素の原子が刺激されて拡散し、それらは転位に蓄積し得る。こうして転位はその動きが妨げられ、降伏点の増加につながる。この降伏点増加の効果は、焼付硬化効果（ＢＨ効果）とも呼ばれ、ＢＨ処理前後の降伏点の差は、焼付硬化値（ＢＨ値）とも呼ばれる。ＢＨ値が大きいほど、ＢＨ処理による降伏点増加は大きくなる。

平鋼製品が顕著な降伏点を有する場合、ここで降伏点という用語は、上限降伏点ＲｅＨと呼ばれる特性値を意味する。多くの場合、ＢＨ処理前のＢＨ平鋼製品に顕著な降伏点はなく、耐力のみがある。降伏点増加またはＢＨ値についてここで言及される場合、それは、ＢＨ処理前に顕著な降伏点は有しないが、耐力を有する平鋼製品のＢＨ処理前の耐力Ｒｐ０．２とＢＨ処理後の降伏点ＲｅＨとの差を意味する。

高いＢＨ値は、ＢＨ平鋼製品から製造された部品の座屈強度にプラスの影響を及ぼす。その結果、ＢＨ値の高い平鋼製品を使用することで、部品の剛性を維持しつつ、部品の厚みを薄くすることが可能である。

ＢＨ効果はこれまで軟鋼に利用されてきた。多くの場合、軟鋼は、主にフェライト系マトリックスを有し、マルテンサイト割合が低く、引張強度が７００ＭＰａ未満である。

米国特許出願公開第２０１３／０２４００９４号明細書から、自動車用途用の冷間圧延焼付硬化鋼板が知られている。この鋼板は、鉄と不可避的不純物の他に、０．００１０〜０．００４０質量％のＣ、０．００５〜０．０５質量％のＳｉ、０．１〜０．８質量％のＭｎ、０．０１〜０．０７質量％のＰ、０．００１〜０．０１質量％のＳ、０．０１〜０．０８質量％のＡｌ、０．００１０〜０．００５０質量％のＮ、０．００２〜０．０２質量％のＮｂおよび０．００５〜０．０５０質量％のＭｏを含有する鋼からなる必要があり、ここで、ＭｎとＰとの比の商の値［Ｍｎ％］／［Ｐ％］は１．６〜４５である必要があり、［Ｃ％］−（１２／９３）×［Ｎｂ％］から得られる固溶体に存在する炭素の量は０．０００５〜０．００２５質量％である必要がある。焼付硬化に適した冷間圧延鋼板は、Ｘ（２２２）／｛Ｘ（１１９）＋Ｘ（２００）｝≧３．０の式を満たす必要がある。式中、Ｘ（２２２）、Ｘ（１１０）およびＸ（２００）は、鋼板表面を起点として鋼板厚みの１／４の面に平行な｛２２２｝面、｛１１０｝面および｛２００｝面のＸ線回折の積分強度である。鋼板は良好な深絞り加工性および３００〜４５０ＭＰａの引張強度を有している必要がある。

車体部材には、通常、座屈強度は良好なまま、部品の厚みを薄くすることが実現できるように、超高強度の平鋼製品が使用されている。超高強度の鋼の特徴は、組織内のマルテンサイトの割合が高いことである。マルテンサイトは炭素が豊富な組織成分であり、そこから炭素が熱活性化時に他の組織成分に拡散し得る。組織内のマルテンサイト割合が高いほど、典型的にはＢＨ効果が顕著になる。しかしながら、高いマルテンサイト割合は、成形性が悪化することと密接に関係している。

米国特許出願公開第２０１７／００９３１５号明細書からは、高強度の亜鉛めっき鋼板が知られている。鋼板は、０．０５〜０．３０質量％のＣ、０．５〜３．０質量％のＳｉ、０．２〜３．０質量％のＭｎ、最大０．１０質量％のＰ、最大０．０１０質量％のＳ、最大０．０１０質量％のＮおよび０．００１〜０．１０質量％のＡｌ、残部の鉄と不可避的不純物を含有する。組織は、５０〜８５面積％のマルテンサイト、５面積％未満のフェライトおよび残部のベイナイトを含有し、少なくとも５．０×１０^１５ｍ^−２の転位密度および少なくとも０．０８質量％の溶存炭素を有している必要がある。鋼板は焼付硬化に適しており、良好な曲げ特性および１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有している必要がある。鋼板は、従来の連続鋳造、熱間圧延および冷間圧延によって作製される。冷間圧延鋼板は、Ａｃ３＋５０℃〜最大９３０℃の焼鈍温度に加熱され、この焼鈍温度で３０〜１２００秒間保持され、その後１５℃／秒以上の平均速度で４５０℃〜５５０℃の冷却停止温度に冷却され、次に冷却停止温度に到達してから３０秒以内に４８０〜５２５℃で１０〜６０秒間溶融浴に浸漬され、次に１５℃／秒以上の平均冷却速度で２００℃に冷却される。

米国特許出願公開第２０１３／０２４００９４号明細書 米国特許出願公開第２０１７／００９３１５号明細書

このことを踏まえて、本発明の課題は、最適化された特性、特に、非常に良好な焼付硬化特性と、ＢＨ処理の前後の両方で非常に良好な成形特性とを有する超高強度の平鋼製品を提供することであった。

さらに、そのような平鋼製品の製造方法を明記することが望ましい。

平鋼製品に関して、課題は、少なくとも請求項１に明記される特徴を有する製品によって解決された。

方法に関して、課題は、本発明による平鋼製品の製造において、少なくとも請求項１０に明記される方法工程を実行することによって解決された。

本発明による平鋼製品は、（重量％で）
０．１〜０．５％のＣ、
１．０〜３．０％のＭｎ、
０．５〜２．０％のＳｉ、
０．０１〜１．５％のＡｌ、
０．００１〜０．００８％のＮ、
最大０．０２％のＰ、
最大０．００５％のＳ
ならびに任意に次の元素の１つまたは複数：
０．０１〜１．０％のＣｒ、
０．０１〜０．２％のＭｏ、
０．００１〜０．０１％のＢ
ならびに任意に合計で０．００５〜０．２％のＶ、ＴｉおよびＮｂ（ここで、Ｔｉ割合は０．１０％以下である）、および残部として鉄と不可避的不純物からなる鋼からなり、ここで、平鋼製品は、
１５面積％以下のフェライト、
５面積％以下のベイナイト、
少なくとも５体積％の残留オーステナイトおよび
少なくとも８０面積％のマルテンサイトであって、そのうち少なくとも７５面積％が焼戻しマルテンサイトであるマルテンサイト
からなる組織を有する。

フェライトについてここで言及される場合、常にポリゴナルフェライトのことを指す。組織内のマルテンサイトの総割合に関して、これは、マルテンサイトの少なくとも９０％について、最大でも７．５μｍのマルテンサイトラス長さと、最大でも１０００ｎｍのマルテンサイトラス幅とを有する。

本発明による平鋼製品の特徴は、ＢＨ処理前に７００ＭＰａを超える耐力Ｒｐ０．２または７００ＭＰａを超える降伏点ＲｅＨ、９５０〜１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍならびに７〜２５％の伸び率Ａ８０および高い焼付硬化ポテンシャル（ＢＨポテンシャル）を有していることである。ＢＨポテンシャルは、ＢＨ処理後の平鋼製品の降伏点が少なくとも８０ＭＰａ増加し、伸び率Ａ８０＿ＢＨがＢＨ処理前の伸び率Ａ８０の少なくとも半分の大きさになるという形となって現れる。

合金の含有量と組成に関する情報がここに記載されている場合、特に明記されていない限り、これらは重量または質量を指す。

本発明による平鋼製品の鋼の炭素含有量は０．１〜０．５重量％である。一方では、炭素はオーステナイトの形成と安定化に寄与する。特に、オーステナイト化後に行われる最初の冷却中およびその後の分配焼鈍中に、少なくとも０．１重量％、好ましくは少なくとも０．１２重量％のＣ含有量がオーステナイト相の安定化に寄与し、そうして本発明による平鋼製品において少なくとも５体積％の残留オーステナイト割合を保証することが可能である。Ｃ含有量が少なくとも０．１４重量％であれば、残留オーステナイトを特に確実に安定化させることができる。他方では、Ｃ含有量はマルテンサイトの強度に強い影響を及ぼす。これは、最初の急冷中に発生するマルテンサイトの強度と、分配焼鈍後に始まる２回目の急冷中に形成されるマルテンサイトの強度の両方に当てはまる。マルテンサイトの強度に及ぼす炭素の影響を利用するために、Ｃ含有量は少なくとも０．１重量％である必要がある。さらに、後続のＢＨ処理時に材料中に存在する転位に拡散するのに十分な炭素原子を提供し、ひいては顕著なＢＨ効果を保証するために、０．１重量％の最小含有量が必要とされる。Ｃ含有量が少なくとも０．１４重量％であれば、特に高いＢＨ値が得られる。しかしながら、Ｃ含有量が増加するにつれて、マルテンサイト開始温度Ｍｓは、より低い温度にシフトされることにもなる。したがって、Ｃ含有量が０．５重量％を超える場合、急冷時に形成されるマルテンサイトは不十分になる可能性がある。加工性、特に溶接性は、Ｃ含有量がより高くても損なわれず、そのため、Ｃ含有量は、最大でも０．５重量％、好ましくは最大でも０．４重量％である必要がある。

マンガンは、合金元素として、鋼の焼入れ性や、最初の急冷中に組織成分パーライトの形成を回避するために重要である。したがって、本発明による平鋼製品の鋼のＭｎ含有量は、最初の急冷後に更なる処理工程のためにパーライト不含の組織を提供するために、少なくとも１．０重量％、好ましくは少なくとも１．９重量％である。しかしながら、Ｍｎ含有量が増加するにつれて、溶接性は悪化し、深刻な偏析発生のリスクが高まる。偏析は、凝固プロセス中に巨視的または微視的な凝離の形態で形成される組成の化学的不均一性である。偏析を低減し、良好な溶接性を保証するために、本発明による平鋼製品の鋼のＭｎ含有量は、最大でも３．０重量％、好ましくは最大でも２．７重量％に制限される。

本発明による平鋼製品中の鋼のＳｉ含有量は０．５〜２．０重量％に制限される。合金元素としてのＳｉは、セメンタイト形成の抑制をサポートする。セメンタイトは炭化鉄である。セメンタイトの形成によって、炭素が炭化鉄の形態で結合され、原子の形態では鉄格子中への溶解に利用できなくなる。しかしながら、鉄格子中に侵入して溶解する原子状炭素は、一方では、残留オーステナイトの安定化に実質的に寄与し、他方では、ＢＨ効果の向上に寄与する。残留オーステナイトはまた、ＢＨ処理の前後の成形性、特に伸び率の向上に寄与する。残留オーステナイトの安定化に関する同様の効果が、アルミニウムを合金化することによっても達成できる。鋼が少なくとも０．２重量％のＡｌを含有する場合、本発明による平鋼製品を得るために少なくとも必要とされるＳｉ含有量は０．５重量％にまで減らすことができる。Ａｌ含有量が０．２重量％未満である場合、Ｓｉ含有量は、有利には少なくとも０．９重量％であることが望ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が高いと、平鋼製品の表面品質に悪影響を及ぼす可能性があるため、鋼は、２．０重量％以下で、好ましくは１．６重量％以下で含む必要がある。

アルミニウムは、本発明による平鋼製品の鋼中に０．０１〜１．５重量％の含有量で存在する。Ａｌは脱酸と結晶粒微細化のために添加される。結晶粒微細化は、それぞれが（略してオーステナイト化とも呼ばれる）オーステナイト化焼鈍中の結晶粒成長を阻害するＡｌＮクラスターおよびＡｌＮ析出物の形成によって行われる。ここで、ＡｌＮクラスターとは、一般に、ＡｌＮ析出物とは異なり、マトリックスとの鋭い相境界を有しないアルミニウム原子と窒素原子との集まりを意味する。オーステナイト結晶粒成長を効果的に抑制するために、Ａｌ含有量は少なくとも０．０１重量％であることが望ましい。したがって、格子欠陥へのＡｌおよびＮの蓄積、ならびにそれらのその後のクラスター形成または析出によって、特に微細なオーステナイト粒子を設定できる。オーステナイトの粒度がより微細であれば、最初の急冷中にラス長の短い微細なマルテンサイトが形成されることになる。オーステナイト化の期間を短縮する必要がある場合、少なくとも０．０２重量％にＡｌ含有量を増加させることが特に有利である。ＡｌＮクラスターおよびＡｌＮ析出物の形成のもう１つの利点は、オーステナイト化温度（ＴＨＺ）への加熱中に提供できる多数の格子欠陥である。これらの格子欠陥は、オーステナイト化する前に、たとえば転位の形態で材料に導入できる。本発明による平鋼製品の場合、少なくとも３７％の冷間圧延率で冷間圧延することによって格子欠陥を導入することが有利であると証明された。シリコンと同様にアルミニウムも、セメンタイト形成の抑制に寄与する。とはいえ、セメンタイト形成を抑制する上で、ＡｌはＳｉほど有効ではない。しかしながら、Ｓｉは、スケーリングおよび被覆性、ひいては平鋼製品の表面品質に不利な影響を及ぼすので、Ｓｉを置換するための合金組成の選択にＡｌを使用できる。ここで、少なくとも０．１重量％のＡｌ含有量が、本発明による鋼組成物に特に有効であることが証明された。Ａｌ含有量がより低い場合、セメンタイト抑制に及ぼすＡｌの影響は顕著なものではない。アルミニウムは、マルテンサイトにおける炭素活性が増加することにも寄与する。これは、オーステナイト化後に行われる最初の急冷後に形成されるマルテンサイトと、分配焼鈍後に行われる２回目の急冷後に形成されるマルテンサイトの両方に当てはまる。最初の急冷後に形成されたマルテンサイトでは、アルミニウムは、分配焼鈍中にマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配を促進するのに寄与する。そうして分配焼鈍の期間を短縮できる。にもかかわらず、最終製品の耐時効性も向上される。これは、炭素活性の増加によって、個々の炭素原子が分配焼鈍中でも転位に拡散し、室温での時効にもはや関与できなくなるためである。

炭素活性の増加は、ＢＨ効果にプラスの効果を示す。ＢＨ処理では、高い炭素活性によって、炭素原子を転位に蓄積させる推進力も増加し、ＢＨ値が高まる。少なくとも０．０２重量％のＡｌ含有量が、マルテンサイトにおける炭素活性を増加させるのに特に有利であることが証明された。アルミニウムは、完全なオーステナイト化に必要な焼鈍温度を上昇させ、１．５重量％を超えるＡｌ含有量では完全なオーステナイト化が非常に困難であるため、本発明による平鋼製品の鋼のＡｌ含有量は、最大でも１．５重量％に制限される。エネルギー効率を向上するために低いオーステナイト化温度を設定する必要がある場合、最大でも０．２重量％のＡｌ含有量が適切であることが証明された。

好ましい実施形態では、ＢＨ値の向上のために、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の半分との合計は少なくとも０．９重量％である。

次の関係式が適用される：
％Ｓｉ＋０．５^＊％Ａｌ≧０．９重量％
式中
％Ｓｉ：重量％での鋼のそれぞれのＳｉ含有量
％Ａｌ：重量％での鋼のそれぞれのＡｌ含有量。

０．９重量％未満の値では、セメンタイトの形成のリスクが増加する。これによって炭素が結合され、分配焼鈍時に残留オーステナイトへの拡散、ひいては残留オーステナイトの安定化に利用できなくなる。

本発明による平鋼製品の鋼中のＮ含有量は０．００１〜０．００８重量％に制限される。窒素は、本発明による平鋼製品の鋼中に、たとえばアルミニウムまたはチタンと共に窒化物を形成する。ＡｌＮクラスターまたはＡｌＮ析出物による効果的な結晶粒微細化のために、少なくとも０．００１重量％のＮが鋼に含まれている必要がある。析出物形成の熱力学的推進力を高め、ひいてはプロセスを安定化させるために、少なくとも０．００２重量％の好ましいＮ含有量を設定できる。Ｎ含有量が増えると、より大きな析出物が形成される傾向にある。成形性に悪影響を及ぼす可能性のある粗大な析出物を回避するために、Ｎ含有量は最大でも０．００８重量％に制限される。

リンは、本発明による平鋼製品の溶接性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｐ含有量は可能な限り低く、特に０．０２重量％を超えない必要がある。

硫黄は、十分に高い含有量では、ＭｎＳまたは（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓなどの硫化物を形成する。これらの硫化物析出物は、本発明による平鋼製品の伸び率を悪化させることから、Ｓ含有量は最大でも０．００５重量％に制限される。

クロムは、任意に１．０重量％までの含有量で鋼中に存在していてもよい。クロムは、パーライトの効果的な抑制剤であり、強度に寄与する。これは、特に少なくとも０．０１重量％のＣｒ含有量に当てはまる。しかしながら、１．０重量％を超えるＣｒ含有量では、表面品質の悪化をもたらす顕著な結晶粒界酸化のリスクが高まる。

モリブデンも同様に、パーライトの形成を防止するために、本発明による平鋼製品の鋼中に少なくとも０．０１重量％の含有量で任意に含まれていてもよい。コストの理由により、Ｍｏ含有量は０．２重量％までの含有量に制限される。

ホウ素が、任意の合金元素として、本発明による平鋼板製品の鋼中に０．００１〜０．０１重量％の含有量で含まれていてもよい。ホウ素は相境界に偏析するため、その動きをブロックする。これにより、細粒組織の形成がサポートされ、平鋼製品の機械的特性が向上する。ホウ素を追加する場合、好ましくはＡｌＮが形成されるように、十分なアルミニウムが利用できることが望ましい。したがって、好ましい実施形態では、少なくとも１０のＡｌ／Ｂ比が設定される。しかしながら、０．０１重量％を超えるホウ素を添加することによって、更なる向上は達成され得ない。

本発明による平鋼製品の鋼は、任意に、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの群からの１つまたは複数のマイクロアロイ元素を含んでいてもよい。マイクロアロイ元素は、炭素または窒素とともに炭化物、窒化物または炭窒化物を形成し得る。非常に細かく分散された析出物の形態で、これらはより高い強度に寄与する。炭化物、窒化物または炭窒化物の析出がオーステナイト化中に結晶粒および相境界の凍結をもたらし、ひいては結晶粒の粗大化を妨げることができるように、マイクロアロイ元素の合計は少なくとも０．００５重量％であることが望ましい。しかしながら、同時に、残留オーステナイトの安定化のために原子形態が有利である炭素が、炭化物または炭窒化物として結合される。残留オーステナイトの十分な安定化を保証するために、マイクロアロイ元素の濃度は、合計で０．２重量％を超えないことが望ましい。粗大な窒化チタンの析出物を回避するために、チタン濃度は０．１０％を超えないことが望ましい。

本発明による平鋼製品は、好ましくは、７００ＭＰａを超える耐力Ｒｐ０２または７００ＭＰａを超える降伏点ＲｅＨ、９５０〜１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍおよび７〜２５％の伸び率Ａ８０を有し、ここで、耐力Ｒｐ０２または降伏点ＲｅＨ、引張強度Ｒｍおよび伸び率Ａ８０は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２：２００９に従って決定される。同時に、本発明による平鋼製品は、好ましくは、高い焼付硬化ポテンシャル（ＢＨポテンシャル）を有する。ＢＨポテンシャルの基準はＢＨ２値であり、これは２％の予変形およびＤＩＮ ＥＮ １０３２５：２００６に従った１７０℃で２０分間の焼戻し後に決定され、本発明による平鋼製品では少なくとも８０ＭＰａである。ここで、２％予変形された本発明による平鋼製品において１７０℃で２０分間のＢＨ処理後に存在する伸び率Ａ８０＿ＢＨは、ＢＨ処理前の伸び率Ａ８０の少なくとも半分の大きさである。ここで、伸び率値Ａ８０およびＡ８０＿ＢＨは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２：２００９に従って決定される。

本発明による平鋼製品は、必要とされる高い強度を保証するために、１５面積％以下のフェライトを含む組織を有する。

さらに、プロセス制御に基づき、組織のベイナイトは５面積％以下である。

本発明による平鋼製品の組織は、少なくとも５体積％の残留オーステナイトを含む。残留オーステナイトは、マルテンサイト含有鋼の成形性および伸び率に有利な影響を及ぼす。室温まで安定化されたオーステナイトは、ＴＲＩＰ効果を利用して他の組織成分より多く伸ばせるのと同時に、より強く硬化させることができる。溶接性の理由により、ＣおよびＭｎなどのオーステナイト安定化合金元素の制限があるため、記載されている製造プロセスでは、２０体積％を超える残留オーステナイト割合は不可能である。

さらに、本発明による平鋼製品は、少なくとも８０面積％のマルテンサイトを含み、そのうち少なくとも７５面積％が焼戻しマルテンサイトである。

本発明による方法の過程で分配後に作業工程ｊ）での２回目の急冷によって形成されたマルテンサイトは、非焼戻しマルテンサイトとも呼ばれる。オーステナイト化後の最初の急冷によって生成された、分配に供されるマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトとも呼ばれる。組織内に存在するマルテンサイトの総割合は、焼戻しマルテンサイトと非焼戻しマルテンサイトとで構成されており、ここで、非焼戻しマルテンサイトが存在しない可能性もある。

マルテンサイトの総割合、すなわち、焼戻しマルテンサイトと非焼戻しマルテンサイトとの合計は、少なくとも８０面積％、好ましくは少なくとも９０面積％である必要がある。この高いマルテンサイト割合は、平鋼製品の高い強度に寄与する。さらに、マルテンサイトは炭素が豊富な組織成分である。このように、マルテンサイトは、一方では分配焼鈍中に、他方ではＢＨ処理中に炭素の拡散源として機能する。分配焼鈍中のマルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散は、既存の残留オーステナイトを安定化させ、残留オーステナイト割合を少なくとも５体積％に設定することが可能になる。ＢＨ処理中の炭素拡散によって、ＢＨ効果が増大し、ＢＨ値の増加を引き起こす。

平鋼製品中に存在するマルテンサイトの少なくとも７５％は焼戻しマルテンサイトである。これは、分配焼鈍中に十分な残留オーステナイト安定化のために十分なマルテンサイトを提供する唯一の方法だからである。ここで、マルテンサイトラスの少なくとも９０％は、最大でも１０００ｎｍのマルテンサイトラス幅で存在する。最大でも１０００ｎｍの小さなラス幅により、分配焼鈍時に拡散経路が短くなり、これによって、残留オーステナイトの局所安定化が可能になる。

良好な成形性を保証するために、マルテンサイトラス長さは最大７．５μｍに制限される。ラスは長さ対幅の定義された比率で成長するため、幅が制限され、炭素の拡散に有利な影響を及ぼす。

特に言及しない限り、組織成分のマルテンサイト、フェライトおよびベイナイトの組織割合の情報は、ここでは面積％に基づいており、残留オーステナイトは体積％に基づいている。組織構造の細かさに基づき、５０００倍の拡大率の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でマルテンサイトラスの長さと幅の測定を含めた組織検査を実施することが推奨される。残留オーステナイトの定量測定に適した方法として、ＡＳＴＭ Ｅ９７５に従ったＸ線回折（ＸＲＤ）による検査が推奨される。

焼付硬化処理に適した超高強度の平鋼製品を製造するための本発明による方法は、少なくとも次の作業工程を含む：
ａ）鉄と不可避的不純物の他に、（重量％で）０．１〜０．５％のＣ、１．０〜３．０％のＭｎ、０．５〜２．０％のＳｉ、０．０１〜１．５％のＡｌ、０．００１〜０．００８％のＮ、最大０．０２％のＰ、最大０．００５％のＳならびに任意に次の元素の１つまたは複数：０．０１〜１．０％のＣｒ、０．０１〜０．２％のＭｏ、０．００１〜０．０１％のＢならびに任意に合計で０．００５〜０．２％のＶ、ＴｉおよびＮｂからなる鋼からなり、ここで、Ｔｉ含有量は０．１０％以下である、熱間圧延平鋼製品を準備する工程；
ｂ）熱間圧延平鋼製品を酸洗する工程；
ｃ）少なくとも３７％の冷間圧延率で平鋼製品を冷間圧延する工程；
ｄ）冷間圧延平鋼製品を、鋼のＡ３温度よりも高く、最大でも９５０℃である保持ゾーン温度ＴＨＺに加熱し、ここで、５〜５０Ｋ／秒の加熱速度θＨ１で２００〜４００℃の変態点温度ＴＷまで加熱し、２〜１０Ｋ／秒の加熱速度θＨ２で変態点温度ＴＷよりも高い温度に加熱する工程；
ｅ）平鋼製品を保持ゾーン温度ＴＨＺで５〜１５秒間保持する工程；
ｆ）任意に、平鋼製品を、保持ゾーン温度ＴＨＺから少なくとも６２０℃かつ最大でも７２０℃の中間温度ＴＬＫに３０〜３００秒以内に冷却する工程；
ｇ）平鋼製品を平均５Ｋ／秒を超える冷却速度θＱで、マルテンサイト開始温度ＴＭＳとＴＭＳよりも最大１７５℃低い温度との間にある冷却停止温度ＴＡＢに冷却する工程；
ｈ）平鋼製品を冷却停止温度ＴＡＢで１０〜６０秒間保持する工程；
ｉ）平鋼製品を１〜８０Ｋ／秒の加熱速度θＢ１で３５０〜５００℃の処理温度ＴＢに加熱し、任意に平鋼製品を処理温度ＴＢに等温保持し、ここで、加熱と任意の等温保持の時間が合わせて１０〜１０００秒である工程；
ｊ）平鋼製品を５Ｋ／秒超５００Ｋ／秒未満の冷却速度θＢ２で室温に冷却する工程；
ｋ）任意に、平鋼製品を溶融浴で
ｋ１）作業工程ｊ）での冷却前に溶融浸漬コーティングによりコーティングする工程、
または
ｋ２）作業工程ｊ）での冷却後に電解コーティングによりコーティングする工程。

作業工程ａ）では、作業工程ａ）に記載された組成の鋼からなる熱間圧延平鋼製品が準備される。

熱間圧延平鋼製品は、冷間圧延前に酸洗される。作業工程ｂ）での酸洗は、従来の方法で行われる。

作業工程ｃ）での冷間圧延は、本発明に従って少なくとも３７％の冷間圧延率で行われる必要がある。ここで冷間圧延率ＫＷＧとは、平鋼製品を冷間圧延することによって達成される厚みの減少を意味する。ＫＷＧは、次の関係式で説明できる：
ＫＷＧ＝（ｈ０−ｈ１）／ｈ０
式中、ｈ０は冷間圧延前の平鋼製品の厚み（ｍｍ）であり、ｈ１は冷間圧延後の平鋼製品の厚み（ｍｍ）である。平鋼製品が、酸洗後かつ作業工程ｄ）での加熱前に複数の冷間圧延プロセスまたは冷間圧延工程を経る場合、ＫＷＧは総冷間圧延率に基づいており、すなわち、ｈ０は最初の冷間圧延プロセス前または冷間圧延工程前の平鋼製品の厚み（ｍｍ）であり、ｈ１は最後の冷間圧延プロセス後または冷間圧延工程後の平鋼製品の厚み（ｍｍ）である。少なくとも３７％のＫＷＧでの冷間圧延によって、機械的均質化だけでなく、粒度の減少ひいては細粒組織も設定される。高度の冷間圧延率ならびに析出プロセスおよびその結果生じる焼鈍前の微細な初期組織に基づき、冷却前に非常に細粒のオーステナイト組織が早くも存在することになる。この場合、結晶粒界は、マルテンサイトラスの成長に対する障害として機能し、微細組織における結晶粒界間の距離が短ければ、より短くてより狭いラスがもたらされる。急冷すると、残留オーステナイトが間に埋め込まれた超微細なマルテンサイトラスの組織が形成される。これにより、その後の処理工程では拡散経路が短くなり、そうして残留オーステナイトの局所安定化が可能になる。

３７％以上の冷間圧延率によって、オーステナイト化焼鈍中にオーステナイトを形成するための多くの結晶サイトが提供され、その結果、オーステナイト化中に細粒オーステナイト組織が形成されることが認識されていた。冷間圧延率が少なくとも４２％であれば、オーステナイト組織の粒度をさらに小さくできる。プラントエンジニアリング上の理由により、冷間圧延率は典型的には８５％に制限される。

作業工程ｄ）では、まず５〜５０Ｋ／秒の加熱速度θＨ１で２００〜４００℃の変態点温度ＴＷに達するまで、冷間圧延平鋼製品は保持ゾーン温度ＴＨＺに加熱される。変態点温度ＴＷを超えると、保持ゾーン温度ＴＨＺに達するまで２〜１０Ｋ／秒の加熱速度θＨ２で加熱が行われる。ここで、加熱は一段階で行うこともでき、すなわち、加熱速度θＨ１とθＨ２とは同じ値に設定される。

平鋼製品は、オーステナイトへの完全な組織変態を可能にするために、鋼のＡ３温度を超える保持ゾーン温度ＴＨＺに加熱される。Ａ３温度は分析に依存し、次の経験式を使用して推定できる
Ａ３［℃］＝９１０−２０３^＊√％Ｃ−１５．２％Ｎｉ＋４４．７％Ｓｉ＋３１．５％Ｍｏ−２１．１％Ｍｎ
式中、％Ｃ＝重量％での鋼のＣ含有量、％Ｎｉ＝重量％での鋼のＮｉ含有量、％Ｓｉ＝重量％での鋼のＳｉ含有量、％Ｍｏ＝重量％での鋼のＭｏ含有量、％Ｍｎ＝重量％での鋼のＭｎ含有量。

保持ゾーン温度ＴＨＺは、オーステナイト化温度と呼ばれることがあり、ＴＨＺでの焼鈍は、オーステナイト化とも呼ばれることがある。コストの理由により、保持ゾーン温度は最大でも９５０℃に制限される。

作業工程ｅ）では、完全なオーステナイト化を保証するために、平鋼製品は、少なくとも５秒の保持時間ｔＨＺの間、保持ゾーン温度ＴＨＺで保持される。粗大なオーステナイト粒の形成だけでなく、不規則なオーステナイト粒の成長も回避するために、保持時間ｔＨＺは１５秒を超えるべきではない。オーステナイト化の目的は、微細で規則的なオーステナイト粒を設定することである。これは、そのような組織がＢＨ値に有利な影響を及ぼすからである。

保持ゾーン温度ＴＨＺから、平鋼製品は、任意に、作業工程ｆ）でまず６２０℃以上の中間温度ＴＬＫにゆっくりと冷却され得る。フェライトへの相変態を回避するために、ＴＬＫは６２０℃以上である。同じ理由により、ＴＨＺからＴＬＫへの冷却の期間ｔＬＫは３０〜３００秒に制限される。

作業工程ｆ）で平鋼製品を任意にゆっくりと冷却した後、または作業工程ｅ）で平鋼製品を保持ゾーン温度ＴＨＺで保持した後に早くも、平鋼製品は、作業工程ｇ）で、作業工程ｆ）での冷却速度と比較して５Ｋ／秒を超えるより高い冷却速度θＱで冷却停止温度ＴＡＢに冷却される。高い冷却速度ゆえに、そのような冷却は急冷とも呼ばれ、または分配焼鈍後の急冷を区別するために、作業工程ｇ）での急冷は最初の急冷とも呼ばれる。本発明による鋼組成物のオーステナイトのフェライトおよびベイナイトへの変態を回避するために、中間温度ＴＬＫから冷却停止温度ＴＡＢへの冷却速度は５Ｋ／秒を超える。これは、より高い冷却速度でより確実に達成されることから、冷却速度θＱは、好ましくは２０Ｋ／秒以上に設定される。プラントエンジニアリングの観点から、冷却速度θＱは、最大でも５００Ｋ／秒、好ましくは最大でも１００Ｋ／秒の値に制限される。

冷却停止温度ＴＡＢは、マルテンサイト開始温度ＴＭＳと、ＴＭＳよりも最大１７５℃低い温度との間にある（（ＴＭＳ−１７５℃）＜ＴＡＢ＜ＴＭＳ）。ここで、マルテンサイト開始温度ＴＭＳとは、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が始まる温度を意味する。マルテンサイト開始温度は、次の式を使用して推定できる：
ＴＭＳ［℃］＝５３９℃＋（−４２３％Ｃ−３０．４％Ｍｎ−７．５％Ｓｉ＋３０％Ａｌ）℃／重量％
式中、％Ｃ＝重量％での鋼のＣ含有量、％Ｍｎ＝重量％での鋼のＭｎ含有量、％Ｓｉ＝重量％での鋼のＳｉ含有量、％Ａｌ＝重量％での鋼のＡｌ含有量。

オーステナイトからマルテンサイトへの変態は突然起こるのではなく、時間に依存して起こるため、変態の程度、すなわち、マルテンサイト割合は、平鋼製品が冷却停止温度ＴＡＢに維持される保持時間ｔＱによって制御され得る。作業工程ｈ）での保持時間ｔＱは、オーステナイトのマルテンサイトへの十分な変態を保証するために少なくとも１０秒である。組織全体に関して、オーステナイト化後の最初の急冷によって生じるマルテンサイトの割合は、少なくとも６０面積％であることが望ましい。保持時間ｔＱは、マルテンサイトへの完全な変態を回避し、室温で平鋼製品の組織内に少なくとも５体積％の残留オーステナイト割合を保証するために、６０秒を超えないことが望ましい。

作業工程ｉ）では、平鋼製品は、加熱速度θＢ１で処理温度ＴＢに加熱され、任意にＴＢで保持されることで、作業工程ｈ）の後に存在する残留オーステナイトは、最初の急冷によって形成された過飽和マルテンサイトからの炭素で濃縮される。ここで、炭素の再分散は、分配とも呼ばれることがあり、ＴＢへの加熱段階中に行われる。その後、平鋼製品はＴＢで等温に保たれると、任意の等温保持中に分配がさらに行われる。処理温度ＴＢへの加熱およびその後の処理温度ＴＢでの任意の保持は、分配焼鈍または分配とも呼ばれる。炭素の十分な再分散を可能にするために、加熱は少なくとも１Ｋ／秒、最大でも８０Ｋ／秒の加熱速度で行われる。処理温度ＴＢは、炭化物の形成および残留オーステナイトの分解を回避するために３５０〜５００℃である。さらに、総処理時間ｔＢＴは、同様に炭素の十分な再分散を保証するために、少なくとも１０秒、最大でも１０００秒である。総処理時間ｔＢＴは、加熱に要する時間と、場合によっては、任意の等温保持に使用される時間とで構成される。

その後、平鋼製品は、作業工程ｊ）で、冷却速度θＢ２により室温に冷却される。マルテンサイトの形成を可能にするために、θＢ２の冷却速度は５Ｋ／秒超、好ましくは２０Ｋ／秒超である。この冷却工程は、速い冷却速度に基づき、急冷とも呼ばれることがある。作業工程ｇ）で実施される最初の急冷と区別するために、作業工程ｊ）での急冷は、２回目の急冷とも呼ばれる。プラントエンジニアリングの観点から、冷却速度θＢ２は、最大でも５００Ｋ／秒、好ましくは最大でも１００Ｋ／秒の値に制限される。

平鋼製品は、さらに任意でコーティング処理（作業工程ｋ））に供することもできる。コーティング処理は、溶融浸漬コーティング（作業工程ｋ１））または電解コーティング（作業工程ｋ２））のいずれかとして行うことができる。溶融浸漬コーティング（作業工程ｋ１））が行われる場合、平鋼製品は、作業工程ｉ）での分配後かつ作業工程ｊ）での冷却前に、亜鉛系溶融浴組成のコーティング浴を通過する。ここで、溶融浴の温度は、好ましくは４５０〜５００℃である。

溶融浸漬コーティングによるコーティングの施与の代わりに、平鋼製品を電解コーティング（作業工程ｋ２））にかけることもできる。ここで、電解コーティングは、溶融浸漬コーティングとは異なり、作業工程ｊ）で平鋼製品を冷却する前ではなく、冷却した後に初めて行われる。

作業工程ｋ１）またはｋ２）のコーティング処理は、好ましくは連続プロセスで行われる。可能な溶融浴組成は、最大１重量％のＡｌ、残部の亜鉛と不可避的不純物からなり得る。更なる可能な溶融浴組成は、１〜２重量％のＡｌ、１〜２重量％のＭｇ、残部の亜鉛と不可避的不純物からなり得る。コーティング処理によって、平鋼製品の少なくとも片側で平鋼製品に腐食保護コーティングが施与される。コーティングされた平鋼製品は、任意にガルバニーリング処理に供することもできる。

本発明による方法は、通常この目的のために提供される焼鈍プラントまたはコイルコーティングプラントにおける連続フローで実施できる。

特に冷間圧延率ＫＷＧ、オーステナイト化後の速い冷却の冷却速度θＱおよび保持時間ｔＱを維持する本発明による手順により、非常に微細なマルテンサイト構造を有する組織が得られる。このマルテンサイト構造の特徴は、ラス幅が小さい特殊な細粒構造を有していることである。高い冷間圧延率ならびに炭化物および窒化物の析出物は、オーステナイト化焼鈍のための細粒の出発組織をもたらす。本発明による手順では、オーステナイト化中の結晶粒の粗大化が回避され、その結果、オーステナイト化に続く冷却前で早くも、非常に細粒の組織が存在することになる。微細組織の多数の結晶粒界は、マルテンサイトラスの成長を妨げる。細粒組織の結晶粒界間の距離が短ければ、短くて狭いマルテンサイトラスがもたらされる。５Ｋ／秒を超える冷却速度θＱでの急冷によって、残留オーステナイトが間に埋め込まれた非常に微細なマルテンサイトラスの組織が形成される。そのような組織は、その後の作業工程ｉ）の焼鈍プロセスのために炭素に短い拡散経路を提供し、ひいては残留オーステナイトの適切な局所安定化を可能にする。

しかしながら、同時に、非焼戻しマルテンサイトと、成形時に形成された変形誘発マルテンサイトとから依然として十分な炭素が、転位に蓄積させるための後続のＢＨ処理のために利用できる。分配焼鈍後に存在する微細組織によって、その後のＢＨ処理の一環としての焼戻しマルテンサイトへの拡散経路は、ＢＨ温度が低く、かつＢＨ処理時間が短い場合であっても高いＢＨ効果を達成できるほど短い。

本発明によって提供される平鋼製品は、冷間成形プロセスおよびその後の３００℃未満の温度での熱処理を含む更なる加工プロセスに特に適している。これに関して、例示的に自動車用途用の部品の製造が挙げられる。この場合、平鋼製品は、たとえば陰極電着塗装（ＫＴＬ）により部品へと成形され、たとえば焼付塗装中に、更なるプロセス工程で熱処理に供される。熱処理は、通常、典型的には１２０〜２５０℃の温度範囲内で、典型的には３〜４０分間の加熱として行われる。ここで本発明による平鋼製品は、このような用途に特に適している。とはいえ、本発明による平鋼製品の有利な特性は、予変形を施されていない製品にも利用することができる。

本発明を、実施例に基づいて以下により詳細に説明する。

試験のために、表１に示される組成の５つの溶融物Ａ〜Ｅを作製し、これらの溶融物から１．８〜２．５ｍｍの厚みを有する１０のホットストリップを従来の方法で作製した。ここで、溶融物ＣおよびＥは、鋼組成に関する本発明による基準に対応するが、溶融物Ａ、ＢおよびＤは、非常に低いＳｉ含有量を有する。

ホットストリップを従来の方法で酸洗し、表２ａに示される冷間圧延率「ＫＷＧ」でコールドストリップへと加工した。コールドストリップをさらに、表２ａおよび表２ｂに示されている情報に従って製造した。ここで、コールドストリップはそれぞれ、最初のより速い加熱速度「θＨ１」で変態点温度「ＴＷ」に加熱し、次に２回目のより遅い加熱速度「θＨ２」で保持ゾーン温度「ＴＨＺ」にし、この温度で期間「ｔＨＺ」にわたり保持した。その後、試験１〜９のコールドストリップを、まず時間「ｔＬＫ」内に中間温度「ＴＬＫ」にゆっくりと冷却し、次に中間温度「ＴＬＫ」から冷却速度「θＱ」で冷却停止温度「ＴＡＢ」に急冷し、この温度で期間「ｔＱ」にわたり保持した。試験１０のコールドストリップは、徐冷せずに冷却速度「θＱ」で冷却停止温度「ＴＡＢ」に直接急冷し、この温度で期間「ｔＱ」にわたり保持した。その後、平鋼製品を時間「ｔＢＴ」にわたり分配に供し、ここで、平鋼製品は加熱速度「θＢ１」で分配温度「ＴＢ」に加熱した。最後に、平鋼製品を冷却速度「θＢ２」で室温に急冷した。１０の試験を実施し、そのうち試験４、８および１０は、本発明の基準を満たす。

試験１〜１０からサンプルを取得し、それらの組織を検査して機械的特性を試験した。組織検査の結果を表３に示し、機械的特性の試験の結果を表４に示す。ここで、「ＭＡ」は組織全体の焼戻しマルテンサイトの割合を示し、「Ｍ」は組織全体の非焼戻しマルテンサイトの割合を示し、「Ｆ」はフェライトの割合、「Ｂ」はベイナイトの割合、「ＲＡ」は残留オーステナイトの割合を示す。ラス長とラス幅という用語は、マルテンサイトの構造を指す。

組織検査は、１／３ｔ位置の検鏡試片断面、すなわち、鋼板の厚みの３分の１で取得した検鏡試片で行った。検鏡試片は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）検査のために準備し、３％ナイタルエッチングで処理した。組織構造の細かさに基づき、組織の特性決定をＳＥＭ観察により５０００倍の拡大率で行った。残留オーステナイトの定量測定は、ＡＳＴＭ Ｅ９７５に従ったＸ線回折（ＸＲＤ）により実施した。

耐力「Ｒｐ０２」、引張強度「Ｒｍ」および伸び率「Ａ８０」の機械的特性の試験は、ＢＨ処理を施していないサンプルについて、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２：２００９に従って行った。ＢＨ特性を試験するために、同じ平鋼製品からサンプルを取得し、２％の予変形を施し、１７０℃で２０分間焼戻した。焼付硬化値「ＢＨ２」の試験は、ＤＩＮ ＥＮ １０３２５：２００６に従って行った。残留伸び率とも呼ばれる、ＢＨ処理後に存在する伸び率「Ａ８０＿ＢＨ」の試験は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２：２００９に従って行った。

試験は、ＢＨ処理前の耐力Ｒｐ０２とＢＨ処理後の降伏点との差が、平鋼製品の強度の増加に伴って増加する傾向にあることを示している。これは、強度が高い方のサンプルのマルテンサイト割合がより高いためであると考えられる。同等の強度と伸び率Ａ８０の場合、本発明によるサンプル４および８は、同じ溶融物から製造された本発明によらない比較サンプル５および９よりも、ＢＨ値「ＢＨ２」が高く、残留伸び率「Ａ８０＿ＢＨ」が明らかに優れている。

Claims (15)

1. 焼付硬化処理に適した超高強度の平鋼製品であって、（重量％で）鉄と不可避的不純物の他に、
   Ｃ：０．１〜０．５％、
   Ｓｉ：０．５〜２．０％、
   Ｍｎ：１．０〜３．０％、
   Ａｌ：０．０１〜１．５％、
   Ｎ：０．００１〜０．００８％、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．００５％以下
   ならびに任意に次の元素の１つまたは複数：
   Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
   Ｂ：０．００１〜０．０１％
   ならびに任意に合計で０．００５〜０．２％のＶ、ＴｉおよびＮｂ
   からなる鋼からなり、ここで、Ｔｉ割合は０．１０％以下であり、ここで、前記平鋼製品は、
   １５面積％以下のフェライト、
   ５面積％以下のベイナイト、
   少なくとも５体積％の残留オーステナイトおよび
   少なくとも８０面積％のマルテンサイトであって、そのうち少なくとも７５面積％が焼戻しマルテンサイトであるマルテンサイト
   からなる組織を有し、ここで、前記組織内のマルテンサイトの総割合に関して、これは、前記マルテンサイトの少なくとも９０％について、最大でも７．５μｍのマルテンサイトラス長さと、最大でも１０００ｎｍマルテンサイトラス幅とを有する、平鋼製品。
2. 炭素含有量が少なくとも０．１４重量％であることを特徴とする、請求項１に記載の平鋼製品。
3. Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の半分との合計が少なくとも０．９重量％であることを特徴とする、請求項１または２に記載の平鋼製品。
4. Ｓｉ含有量が少なくとも０．５重量％であることを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の平鋼製品。
5. Ｓｉ含有量が少なくとも０．９重量％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の平鋼製品。
6. 前記平鋼製品の前記鋼のＡｌ含有量が少なくとも０．０２重量％であることを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の平鋼製品。
7. 前記平鋼製品の前記鋼のＡｌ含有量が少なくとも０．２重量％であることを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の平鋼製品。
8. ７００ＭＰａを超える耐力Ｒｐ０．２または７００ＭＰａを超える降伏点ＲｅＨ、９５０〜１５００ＭＰａの引張強度Ｒｍ、７〜２５％の伸び率Ａ８０、ならびに２％の予変形およびＤＩＮ ＥＮ １０３２５：２００６に従った１７０℃で２０分間の焼戻し後に決定される、少なくとも８０ＭＰａのＢＨ２値を有することを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の平鋼製品。
9. 少なくとも片側に亜鉛系腐食防止コーティングが設けられていることを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の平鋼製品。
10. 焼付硬化処理に適した超高強度の平鋼製品を製造するための方法であって、次の作業工程：
    ａ）鉄と不可避的不純物の他に、（重量％で）０．１〜０．５％のＣ、１．０〜３．０％のＭｎ、０．５〜２．０％のＳｉ、０．０１〜１．５％のＡｌ、０．００１〜０．００８％のＮ、最大０．０２％のＰ、最大０．００５％のＳならびに任意に次の元素の１つまたは複数：０．０１〜１．０％のＣｒ、０．０１〜０．２％のＭｏ、０．００１〜０．０１％のＢならびに任意に合計で０．００５〜０．２％のＶ、ＴｉおよびＮｂからなる鋼からなり、ここで、Ｔｉ含有量は０．１０％以下である、熱間圧延平鋼製品を準備する工程；
    ｂ）前記熱間圧延平鋼製品を酸洗する工程；
    ｃ）少なくとも３７％の冷間圧延率で前記平鋼製品を冷間圧延する工程；
    ｄ）前記冷間圧延平鋼製品を、前記鋼のＡ３温度よりも高く、最大でも９５０℃である保持ゾーン温度ＴＨＺに加熱し、ここで、５〜５０Ｋ／秒の加熱速度θＨ１で２００〜４００℃の変態点温度ＴＷまで加熱し、２〜１０Ｋ／秒の加熱速度θＨ２で変態点温度ＴＷよりも高い温度に加熱する工程；
    ｅ）前記平鋼製品を前記保持ゾーン温度ＴＨＺで５〜１５秒間保持する工程；
    ｆ）任意に、前記平鋼製品を、前記保持ゾーン温度ＴＨＺから少なくとも６２０℃かつ最大でも７２０℃の中間温度ＴＬＫに３０〜３００秒以内に冷却する工程；
    ｇ）前記平鋼製品を平均５Ｋ／秒を超える冷却速度θＱで、マルテンサイト開始温度ＴＭＳとＴＭＳよりも最大１７５℃低い温度との間にある冷却停止温度ＴＡＢに冷却する工程；
    ｈ）前記平鋼製品を前記冷却停止温度ＴＡＢで１０〜６０秒間保持する工程；
    ｉ）前記平鋼製品を１〜８０Ｋ／秒の加熱速度θＢ１で３５０〜５００℃の処理温度ＴＢに加熱し、任意に前記平鋼製品を前記処理温度ＴＢに等温保持し、ここで、前記加熱と前記任意の等温保持の時間が合わせて１０〜１０００秒である工程；
    ｊ）前記平鋼製品を５Ｋ／秒超５００Ｋ／秒未満の冷却速度θＢ２で室温に冷却する工程；
    ｋ）任意に、前記平鋼製品を溶融浴で
    ｋ１）作業工程ｊ）での前記冷却前に溶融浸漬コーティングによりコーティングする工程、
    または
    ｋ２）作業工程ｊ）での前記冷却後に電解コーティングによりコーティングする工程
    を含む、方法。
11. 作業工程ｃ）での前記冷間圧延率が少なくとも４２％であることを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
12. 前記平鋼製品が、作業工程ｋ）で亜鉛系溶融浴を通過することを特徴とする、請求項１０または１１に記載の方法。
13. 作業工程ｋ）での前記溶融浴組成物が、１〜２重量％のＡｌ、１〜２重量％のＭｇ、残部の亜鉛と不可避的不純物からなることを特徴とする、請求項１２に記載の方法。
14. 作業工程ｋ）での前記任意のコーティング処理が連続フローで行われることを特徴とする、請求項１０から１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 作業工程ｊ）での前記冷却速度θＢ２が２０Ｋ／秒を超えることを特徴とする、請求項１０から１４のいずれか一項に記載の方法。