JP2023506477A - 熱処理された冷間圧延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Abstract
熱処理された冷間圧延鋼板であって、重量パーセントで、以下の元素０．０９％≦炭素≦０．１５％、１．８％≦マンガン≦２．５％、０．２％≦ケイ素≦０．７％、０．０１％≦アルミニウム≦０．１％、０％≦リン≦０．０９％、０％≦硫黄≦０．０９％、０％≦窒素≦０．０９％、を含む組成を有し、０％≦ニオブ≦０．１％、０％≦チタン≦０．１％、０％≦クロム≦１％、０％≦モリブデン≦１％、０％≦バナジウム≦０．１％、０％≦カルシウム≦０．００５％、０％≦ホウ素≦０．０１％、０％≦セリウム≦０．１％、０％≦マグネシウム≦０．０５％、０％≦ジルコニウム≦０．０５％を含むことができ、残りの組成は、鉄及び加工によって生じる不可避の不純物から構成され、前記鋼板の微細構造は、面積分率で、６５～８５％の焼戻しマルテンサイト、０％～５％の残留オーステナイト、並びに１５～３５％の間のフェライト及びベイナイトの累積存在を含む、熱処理された冷間圧延鋼板。
Description
本発明は、引張強度が９５０ＭＰａ以上であり、穴広げ率が５６％を超える高強度高成形性の冷間圧延鋼板であって、車両用の鋼板としての使用に適した冷間圧延鋼板に関する。
自動車の部品は、２つの矛盾する要求、すなわち、成形の容易さと強度を満たす必要があるが、近年、地球環境問題の観点から、自動車に対して燃費向上という第３の要求も課されてきている。したがって、現在、自動車部品は、複雑な自動車アセンブリ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、車両の重量を低減して燃費を向上させながら、車両の耐衝撃性及び耐久性のための強度を向上させなければならない。
そこで、材料の強度を高めることにより、自動車で利用される材料の量を減らすために精力的な研究開発が行われている。逆に、鋼板の強度が高くなると成形性が低下するため、高強度と高成形性を兼ね備えた材料の開発が求められている。
高強度及び高成形性鋼板の分野における以前の研究及び開発は、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ており、そのうちのいくつかは本発明の明確な理解のために本明細書に列挙されている。
ＪＰ２０１２１１１９７８は、組成物を有する特許出願であり、Ｃが０．０５～０．３％、Ｓｉが０．０１～３．０％、Ｍｎが０．５～３％、Ａｌが０．０１～０．１％、残部Ｆｅ及び不可避の不純物の組成を有し、高強度の冷間圧延鋼板の主成分としてフェライト及び焼戻しマルテンサイトからなる成分組成を有するが、このような鋼は、５０％を超える穴広げ率に達することができない。
ＥＰ２９７１２０９は、Ｃが０．１３～０．１９％、Ｍｎが１．７０～２．５０％、Ｓｉが０～０．１５％、Ａｌが０．４０～１．００％、Ｃｒが０．０５～０．２５％、Ｎｂが０．０１～０．０５％、Ｐが０～０．１０％、Ｃａが０～０．００４％、Ｓが０～０．０５％、Ｎが０～０．００７％であり、残部がＦｅ及び不可避の不純物である必須元素組成を有する自動車産業において使用されるように改善された成形性を有する高強度溶融亜鉛めっき複合相鋼帯に関する特許であり、０．４０％＜Ａｌ＋Ｓｉ＜１．０５％及びＭｎ＋Ｃｒ＞１．９０％であり、体積パーセントで、８～１２％の残留オーステナイト、２０～５０％のベイナイト、１０％未満のマルテンサイトを含む複合相微細構造を有し、残部がフェライトであるが、付与された特許は９００ＭＰａを超える引張強度に達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する既知の従来技術は、一方又は他方のラクナによってもたらされ、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。
－９５０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａ超、又はさらには１０００ＭＰａ超の極限引張強度、
－８％以上の全伸び
－５６％以上、好ましくは５７％以上の穴広げ率。
－８％以上の全伸び
－５６％以上、好ましくは５７％以上の穴広げ率。
好ましい実施形態では、本発明による鋼板は、７５０ＭＰａ以上の降伏強度値を有し得る。
好ましくは、このような鋼はまた、良好な溶接性及びコーティング性で、成形、特に圧延に対して、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、製造パラメータの変更に対して堅牢である一方で、従来の産業用途と互換性のある、これらのシートの製造方法を利用可能にすることである。
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。
炭素は、鋼中に０．０９％～０．１５％存在する。炭素は、マルテンサイトなどの低温変態相を生成して鋼板の強度を高めるために必要な元素である。含有量が０．０９％未満では、十分な量のマルテンサイトを確保できず、それにより強度及び延性が低下する。一方、炭素含有量が０．１５％を超えると、溶接部や熱影響部が著しく硬化し、そのため溶接部の機械的特性が低下する。炭素の好ましい限界は、０．１％～０．１４％、より好ましくは０．１％～０．１３％である。
本発明の鋼のマンガン含有量は１．８％～２．５％である。マンガンは、固溶体強化により強度を付与する元素である。鋼板の強度及び焼入れ性を付与するために、少なくとも約１．８％（重量基準）の量のマンガンが見出されている。したがって、１．９％～２．４％などのより高い割合のマンガンが好ましく、より好ましい限界は２．０％～２．３％である。しかし、マンガンが２．５％を超えると、焼鈍後の冷却中にオーステナイトのマルテンサイトへの変態が遅くなり、強度が低下するなどの悪影響が生じる。さらに、２．５％を超えるマンガン含有量はまた、本鋼の溶接性を低下させる。
ケイ素は本発明の鋼にとって必須の元素であり、ケイ素は０．２％～０．７％で存在する。本発明の鋼には、固溶強化により強度を付与するためにケイ素が添加される。ケイ素は、炭化物の析出を防止し、マルテンサイトの形成を促進することによって、微細構造の形成に関与する。しかし、ケイ素含有量が０．７％を超えると、鋼の表面特性及び溶接性が低下するため、ケイ素含有量は０．３％～０．７％が好ましく、０．４％～０．６％がより好ましい。
本発明のアルミニウム含有量は０．０１％～０．１％である。アルミニウムは、本発明の鋼を脱酸素するために添加される。アルミニウムはアルファ生成元素であり、また炭化物の形成を遅らせる。これにより、鋼の成形性及び延性を高めることができる。このような効果を得るためには、アルミニウム含有量が０．０１％以上必要である。しかしながら、アルミニウム含有量が０．１％を超えると、Ａｃ３点が上昇して許容範囲を超えるため、工業的にオーステナイト単相を得ることが非常に困難となり、そのため完全なオーステナイト領域での熱間圧延ができなくなる。したがって、アルミニウム含有量は０．１％を超えてはならない。アルミニウムの存在の好ましい限界は、０．０１％～０．０８％、より好ましくは０．０１％～０．０５％である。
本発明の鋼のリン含有量は０．０９％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、特に粒界で偏析する傾向又はマンガンとの共偏析に起因して、スポット溶接性や熱間延性の低下などの悪影響も伴う。これらの理由から、その含有量は、好ましくは最大０．０２％に制限される。
硫黄は必須元素ではないが、不純物として鋼に含まれていてもよい。硫黄の含有量は、低いほど好ましいが、製造コストの観点から、０．０９％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることが最も好ましい。さらに、より多量の硫黄が鋼に存在する場合、それは結合して、特にＭｎ及びＴｉと硫化物を形成し、本発明に対するそれらの有益な影響を低減する。
窒素は、材料の経年劣化を回避するために０．０９％に制限され、窒素は、バナジウム及びニオブによる析出強化によって本発明の鋼に強度を付与する窒化物を形成するが、窒素の存在が０．０９％を超えるときはいつでも、本発明に有害な大量のアルミニウム窒化物を形成することが可能であり、したがって窒素の好ましい上限は０．０１％である。
ニオブは、鋼に０．１％まで、好ましくは０．００１％～０．１％で添加することができる任意選択の元素である。本発明による鋼に析出硬化によって強度を付与するために、炭窒化物を形成するのに適している。ニオブは加熱中に再結晶を遅延させるので、保持温度の終わりに形成され、結果として完全焼鈍後に形成される微細構造はより微細であり、これは製品の硬化をもたらす。しかし、ニオブ含有量が０．１％を超える場合、大量の炭窒化物が鋼の延性を低下させる傾向があるため、この炭窒化物の量は本発明にとって好ましくない。
チタンは、本発明の鋼に０．１％まで、好ましくは０．００１％～０．１％で添加され得る任意選択の元素である。ニオブは、炭窒化物に関与するため、硬化に役割を果たす。しかし、鋳造品の凝固中に現れるＴｉＮの形成にも関与する。Ｔｉの量は、穴の拡張に有害な、粗いＴｉＮを回避するために、０．１％に制限される。チタン含有量が０．００１％未満である場合、本発明の鋼にいかなる影響も与えない。
本発明の鋼のクロム含有量は０％～１％である。クロムは、鋼に強度及び硬化を与える任意選択の元素であるが、１％を超えて使用すると、鋼の表面仕上げを損なう。
モリブデンは、本発明の鋼の０％～１％を構成する任意選択の元素であり、モリブデンは、本発明の鋼の焼入れ性を高め、焼鈍後の冷却中のオーステナイトのフェライト及びベイナイトへの変態に影響を及ぼす。しかしながら、モリブデンの添加は合金元素の添加コストを過度に増加させるので、経済的理由からその含有量は１％に制限される。
バナジウムは、本発明の鋼に０．１％まで、好ましくは０．００１％～０．０１％で添加され得る任意選択の元素である。ニオブは、炭窒化物に関与するため、硬化に役割を果たす。しかし、鋳造品の凝固中に現れるＶＮの形成にも関与する。Ｖの量は、穴の拡張に有害な粗いＶＮを回避するために、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、本発明の鋼にいかなる影響も与えない。
カルシウムは、本発明の鋼に０．００５％まで、好ましくは０．００１％～０．００５％で添加され得る任意選択の元素である。本発明の鋼には、特に介在物処理中に、任意要素としてカルシウムが添加される。カルシウムは、球状化する際に有害な硫黄含有量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、以下の、Ｃｅ≦０．１％、Ｂ≦０．０１％、Ｍｇ≦０．０５％及びＺｒ≦０．０５％という割合で、個別に又は組み合わせて添加することができる。示された最大含有量レベルまで、これらの元素は、凝固中に結晶粒を微細化することを可能にする。本発明は、銅及びニッケルを添加することを意図していないが、これらの元素は、個別に又は累積的に０．１％までの残留物として存在してもよい。
鋼の組成の残りは、鉄及び加工から生じる不可避の不純物からなる。
本発明による鋼板の微細構造は、面積分率で６５％～８５％の焼戻しマルテンサイト、０％及び５％の残留オーステナイト、並びに１５％～３５％のベイナイト及びフェライトの累積量を含む。焼戻しマルテンサイトは、本発明の鋼のマトリックス相を構成する
焼戻しマルテンサイトは、面積分率で微細構造の６５％～８５％を構成する。焼戻しマルテンサイトは、焼なまし後の第２の冷却ステップ中に形成されるマルテンサイトから形成され、特にＭｓ温度未満、より詳細にはＭｓ－５０℃～２０℃の間で形成される。次いで、そのようなマルテンサイトは、１５０℃～４００℃の焼戻し温度Ｔｅｍｐｅｒで保持している間に焼戻しされる。本発明のマルテンサイトは、このような鋼に延性及び強度を付与する。好ましくは、マルテンサイトの含有量は６５％～８０％、より好ましくは６８％～７８％である。
焼戻しマルテンサイトは、面積分率で微細構造の６５％～８５％を構成する。焼戻しマルテンサイトは、焼なまし後の第２の冷却ステップ中に形成されるマルテンサイトから形成され、特にＭｓ温度未満、より詳細にはＭｓ－５０℃～２０℃の間で形成される。次いで、そのようなマルテンサイトは、１５０℃～４００℃の焼戻し温度Ｔｅｍｐｅｒで保持している間に焼戻しされる。本発明のマルテンサイトは、このような鋼に延性及び強度を付与する。好ましくは、マルテンサイトの含有量は６５％～８０％、より好ましくは６８％～７８％である。
ベイナイト及びフェライトは、１５％～３５％で鋼に累積的に存在する。好ましい実施形態では、フェライト及びベイナイトの累積量の範囲は、２０％～３５％、より好ましくは２２％～３２％である。
フェライト成分は、特にフェライトが柔らかく本質的に延性のある成分であるため、本発明の鋼の特性、伸び及び穴広げ率に関する特性を改善する。このフェライトは、主に焼鈍後の冷却の第１のステップで形成される。好ましい実施形態では、フェライトは、少なくとも１５％の量で存在することができる。
ベイナイトは、鋼に強度を与えることができるが、多量に存在する場合、鋼の穴広げ率及び伸びに悪影響を及ぼす可能性がある。焼戻し前の再加熱中にベイナイトが形成される。好ましい実施形態では、ベイナイト含有量は、０％～１０％、より好ましくは８％未満、さらにより好ましくは５％未満に維持される。
残留オーステナイトは、鋼に０％～５％存在し得る任意選択の相であるが、好ましくは存在しない。
好ましい実施形態では、本発明による鋼板は、任意の適切な方法によって得ることができる。しかしながら、以下の連続するステップを含む本発明の好ましい実施形態による方法を使用することが好ましい。
そのような方法は、本発明による化学組成を有する鋼の半仕上げ製品をもたらすことを含む。半仕上げ製品は、インゴットに鋳造するか、又は薄いスラブ若しくは薄いストリップの形態で連続的に鋳造することができ、すなわち、例えばスラブの場合は約２２０ｍｍから薄いストリップの場合は数十ミリメートルの範囲の厚さを有する。
本発明の簡略化のため、スラブは半仕上げ製品と考える。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、スラブは、好ましくは鋳造中に中心偏析の排除及び気孔率の低下を確実にするために直接軟質の還元を受けた。連続鋳造法によって得られるスラブは、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。
熱間圧延に供されるスラブの温度は、少なくとも１０００℃、好ましくは１１００℃超であり、１２５０℃未満でなければならない。スラブの温度が１０００℃未満の場合、圧延機に過剰な負荷がかかり、さらに仕上げの圧延中に鋼の温度がフェライト変態温度まで低下することがあり、それにより組織中にフェライトの変態が含まれた状態で、鋼が圧延される。さらに、粗大なフェライト粒子が形成されて粗大なフェライト粒子が生じ、これにより、熱間圧延中にこれらの粒子が再結晶する能力が低下する恐れがあるため温度は１２５０℃を超えてはならない。初期フェライト粒径が大きいほど、再結晶が起こりにくい。このことは、工業的に高価であり、フェライトの再結晶化の点で好ましくないため、１２５０℃を超える再熱温度は避けなければならないことを意味する。
スラブの温度は、好ましくは、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く、仕上げの熱間圧延温度はＡｃ３を超え、好ましくはＡｃ３＋５０℃より高いままである。この温度未満では鋼板は圧延性の著しい低下を示すので、最終圧延はＡｃ３を超えて行う必要がある。再結晶及び圧延に有利な構造を有するために、最終圧延温度はＡｃ３＋５０℃を超えることが好ましい。
次いで、このようにして得られたシートを、少なくとも３０℃／秒の冷却速度で６００℃未満の巻取り温度まで冷却する。好ましくは、冷却速度は、６５℃／秒以下及び３５℃／秒を超えるものである。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微細構造の形成に寄与するために、巻取り温度は少なくとも３５０℃であることが好ましい。
コイル状熱間圧延鋼板は、任意選択の熱間帯鋼焼鈍に供する前に室温まで冷却されてもよく、又は任意選択の熱間帯鋼焼鈍に直接送られてもよい。
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選択の酸洗に供されてもよい。次いで、熱間圧延板は、４００℃～７５０℃の間の温度で、好ましくは１～９６時間の間、任意選択のホットバンド焼鈍に供される。
その後、必要に応じてこの熱間圧延鋼板を酸洗してスケールを除去してもよい。
次いで、熱間圧延鋼板は、３５から９０％の厚さの減少で、冷間圧延される。次いで、冷間圧延鋼板に焼鈍を施して、目標とする微細構造及び機械的特性を本発明の鋼に付与する。
冷間圧延鋼板を焼鈍するために、冷間圧延鋼板は、二段階の加熱工程で加熱され、ステップ１において、冷間圧延鋼板は、少なくとも１０℃／秒の加熱速度ＨＲ１で６００℃～６５０℃の温度ＨＴ１に加熱される。次いで、ステップ２において、冷間圧延板は、ＨＴ１からＡｃ３とＡｃ３＋２００℃との間の焼鈍温度まで、少なくとも１℃／秒の加熱速度ＨＲ２で加熱され、好ましくは少なくとも２．０℃／秒のＨＲ１は常にＨＲ２より高い。
好ましいＨＲ１は少なくとも１５℃／秒であり、好ましい温度ＨＴ１の範囲は６００℃～６３０℃である。焼鈍温度の好ましい範囲は、Ａｃ３＋１０℃～Ａｃ３＋１５０℃、より好ましくはＡｃ３＋２０℃～Ａｃ３＋１００℃である。
次いで、冷間圧延鋼板は、少なくとも５秒～１０００秒の間、焼鈍温度に保持される。温度及び時間は、１００％の再結晶を確実にするように、すなわち焼鈍の終わりに１００％のオーステナイトのパーセンテージを得るように選択される。
次いで、３段階の冷却工程で板を冷却する。ステップ１では、冷間圧延板を、焼鈍温度から６７５℃～７２５℃の温度ＣＴ１まで、１０℃／秒以下の冷却速度ＣＲ１で冷却する。次いで、ステップ２において、冷間圧延鋼板は、少なくとも３０℃／秒の冷却速度ＣＲ２でＣＴ１から４５０℃～５５０℃のＣＴ２まで冷却される。次いで、ステップ３において、冷間圧延鋼板は、少なくとも２００℃／秒である冷却速度ＣＲ３でＣＴ２からＭｓ－５０℃～２０℃のＣＴ３に冷却される。
好ましい実施形態では、冷却速度ＣＲ１は、５℃／秒以下であり、ＣＴ１は、好ましくは６８５℃～７２０℃、より好ましくは６８５℃～７００℃である。ＣＲ２の好ましい範囲は少なくとも４０℃／秒であり、ＣＴ２の好ましい範囲は４５０℃～５２５℃、より好ましくは４６０℃～５１０℃である。ＣＲ３の好ましい範囲は、少なくとも３００℃／秒、より好ましくは少なくとも４００℃／秒である。ＣＴ３の好ましい限界は、Ｍｓ－８０℃～２０℃、より好ましくはＭｓ－１００℃～２０℃である。
次いで、冷間圧延鋼板は、少なくとも１０℃／秒、又はより良好には少なくとも２０℃／秒の加熱速度で、３００℃～３８０℃の焼戻し温度に保ち、焼戻し温度で少なくとも１００秒間保持するが、１０００秒以下であり、本発明の鋼に良好な機械的特性を付与する焼戻しマルテンサイトを得るようにする。好ましい焼戻し温度範囲は、３２０℃～３６０℃であり、より好ましくは３３０℃～３５０℃である。
次いで、冷間圧延鋼板を室温まで、好ましくは２００℃／秒以下の冷却速度で冷却する。
その段階で、１％未満の減少率で任意選択のスキン通過操作を行ってもよいし、任意選択の張力平準化操作を行ってもよい。
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選択の他の適切な工程によって任意選択的にコーティングされてもよい。
相間の硬度勾配を低減し、コーティングされた製品の脱気を確実にするために、任意選択的に、コーティングされていない製品の焼鈍後又はコーティングされた製品のコーティング後に、好ましくは１７０から２１０℃で１２時間から３０時間行われる任意選択のバッチ後焼鈍を行うことができる。
本明細書に提示される以下の試験及び例は、本質的に非限定的であり、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、広範な実験の後に本発明者らによって選択されたパラメータの重要性を説明し、本発明による鋼によって達成され得る特性をさらに確立する。
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、表１にまとめた組成及び表２にまとめた処理パラメータで調製した。これらの鋼板の対応する微細構造を表３にまとめ、特性を表４にまとめた。
表１は、組成を重量パーセントで表した鋼を示す。
表２は、表１の鋼に対して実施された焼鈍工程パラメータをまとめたものである。
表２はまた、試料の鋼のＡｃ３及びマルテンサイト変態Ｍｓ温度を示す。Ａｃ３及びＭｓの計算は、以下の式を使用して行われる。
さらに、サンプルを１０００℃～１２５０℃の温度に加熱し、次いで、仕上げの温度８９０℃で熱間圧延し、その後、６００℃未満の温度で巻き取った。次いで、熱間圧延コイルを特許請求の範囲に記載のように加工し、３５～９０％の厚さの減少で冷間圧延した。
表３は、本発明の鋼及び参照試験の両方の微細構造組成を判定するための、走査型電子顕微鏡などの異なる顕微鏡で規格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、本発明の鋼と参照の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、ＩＳＯ６８９２規格に従って行われるが、穴広げ性を推定するために、穴広げ性と呼ばれる試験がＩＳＯ１６６３０：２００９の規格に従って適用されている。この試験では、試料に１０ｍｍ（＝Ｄｉ）の穴を開けて変形させる。変形後、穴径Ｄｆを測定し、下式を用いて穴広げ率（ＨＥＲ）を計算する。
ＨＥＲ％＝１００＊（Ｄｆ－Ｄｉ）／Ｄｉ
実施例は、本発明による鋼板が、それらの特定の組成及び微細構造のおかげですべての目標特性を示す唯一のものであることを示している。
Claims (19)
- 熱処理された冷間圧延鋼板であって、重量パーセントで、以下の元素
０．０９％≦炭素≦０．１５％
１．８％≦マンガン≦２．５％
０．２％≦ケイ素≦０．７％
０．０１％≦アルミニウム≦０．１％
０％≦リン≦０．０９％
０％≦硫黄≦０．０９％
０％≦窒素≦０．０９％
を含む組成を有し、
以下の任意選択の元素のうちの１つ以上、
０％≦ニオブ≦０．１％
０％≦チタン≦０．１％
０％≦クロム≦１％
０％≦モリブデン≦１％
０％≦バナジウム≦０．１％
０％≦カルシウム≦０．００５％
０％≦ホウ素≦０．０１％
０％≦セリウム≦０．１％
０％≦マグネシウム≦０．０５％
０％≦ジルコニウム≦０．０５％
を含むことができ、残りの組成は、鉄及び加工によって生じる不可避の不純物から構成され、前記鋼板の微細構造は、面積分率で、６５～８５％の焼戻しマルテンサイト、０％～５％の残留オーステナイト、並びに１５～３５％の間のフェライト及びベイナイトの累積存在を含む、熱処理された冷間圧延鋼板。 - 組成が０．３％～０．７％のケイ素を含む、請求項１に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 組成が０．０１％～０．０８％のアルミニウムを含む、請求項１又は２に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 組成が１．９％～２．４％のマンガンを含む、請求項１から３のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 組成が０．１％～０．１３％の炭素を含む、請求項１から４のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- ケイ素及びアルミニウムの累積量が０．３％～０．８％である、請求項１から５のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- フェライト及びベイナイトの累積量が２２％～３５％であり、フェライトの割合が鋼の総面積分率の少なくとも１５％である、請求項１から６のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 残留オーステナイトの炭素含有量が０．７％～０．９％である、請求項１から７のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 焼戻しマルテンサイトが６５％～８０％である、請求項１から８のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- ベイナイトが０％～１０％である、請求項１から９のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 前記鋼板が、９５０ＭＰａ以上の極限引張強度及び８％以上の全伸びを有する、請求項１から１０のいずれか一項に記載の熱処理された冷間圧延鋼板。
- 前記鋼板が、１０００ＭＰａ以上の極限引張強度及び少なくとも５５％を超える穴広げ率を有する、請求項１１に記載の冷間圧延されたコーティング付き鋼板。
- 熱処理された冷間圧延鋼板の製造方法であって、以下の連続するステップ：
請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼組成物を準備するステップ、
前記半仕上げ製品を１０００℃～１２５０℃の温度に再加熱するステップ、
Ａｃ３～Ａｃ３＋１００℃の温度範囲で前記半仕上げ製品を圧延するステップであって、熱間圧延仕上げ温度がＡｃ３を超えて熱間圧延鋼を得るようにする、圧延するステップ、
熱間圧延鋼を少なくとも３０℃／秒の冷却速度で６００℃未満の巻取り温度まで冷却し、及び当該熱間圧延鋼を巻き取るステップ、
前記熱間圧延鋼を室温に冷却するステップ、
任意選択的に、前記熱間圧延鋼板に対してスケール除去工程を実施するステップ、
任意選択的に、４００℃～７５０℃の間で熱間圧延鋼板に対して焼鈍を実施するステップ、
任意選択的に、前記熱間圧延鋼板に対してスケール除去工程を実施するステップ、
前記熱間圧延鋼板を３５～９０％の圧下率で冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得るステップ、
前記冷間圧延鋼板を２段階の加熱で焼鈍するステップであって、
・第１のステップは、少なくとも１０℃／秒の加熱速度ＨＲ１で、鋼板を６００℃～６５０℃の温度ＨＴ１まで加熱することから開始し、
・第２のステップは、ＨＴ１からＡｃ３とＡｃ３＋２００℃間の焼鈍温度範囲まで鋼板をさらに加熱することから開始し、加熱速度ＨＲ２は１℃／秒以上であり、ＨＲ２はＨＲ１よりも低い、焼鈍するステップ、
次いで、５～１０００秒の間、焼鈍温度で焼鈍を行うステップ、
次いで、冷間圧延鋼板を３段階で冷却するステップであって、
・第１のステップは、鋼板を焼鈍温度から６７５℃～７２５℃の温度ＣＴ１まで、１０℃／秒以下の冷却速度ＣＲ１で冷却することから開始し、
・第２のステップは、ＣＴ１から４５０℃～５５０℃のＣＴ２まで、３０℃／秒以上の冷却速度ＣＲ２で鋼板をさらに冷却することから開始し、
・第３のステップは、２００℃／秒以上の冷却速度ＣＲ２で、ＣＴ２からＭｓ－５０℃～２０℃のＣＴ３まで鋼板をさらに冷却することから開始するステップ、
次いで、前記冷間圧延鋼板を少なくとも１０℃／秒の加熱速度で３００℃～３８０℃の焼戻し温度まで加熱し、１００秒～１０００秒間焼戻しする、ステップ
及び、次いで、室温範囲まで冷却して、熱処理された冷間圧延鋼板を得るステップ
を含む、方法。 - 巻取り温度が３５０℃～６００℃である、請求項１３に記載の方法。
- 温度ＨＴ１が６００℃～６３０℃であり、加熱速度ＨＲ１が少なくとも１５℃／秒である、請求項１３又は１４に記載の方法。
- 焼鈍均熱温度がＡｃ３＋１０℃～Ａｃ３＋１５０℃である、請求項１３から１５のいずれか一項に記載の方法。
- 焼戻し温度範囲が３２０℃～３６０℃である、請求項１３から１６のいずれか一項に記載の方法。
- 車両の構造部品又は安全部品の製造のための、請求項１から１２のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１３から１７の方法に従って製造された鋼板の使用。
- 請求項１８により得られた部品を含む車両。
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