JP6788612B2 - 平鋼製品およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、強度と伸びの最適化された組合せを有する平鋼製品に関する。

本発明は、同様に、この種の製品の製造方法に関する。

本明細書において平鋼製品に言及する場合、これは、シートバーなどの鋼ストリップ、シートまたはそれらから得られるシートメタルブランクを意味する。

別途明記しない限り、本明細書および特許請求の範囲では、特定の合金元素の含有量はそれぞれ重量％で記載され、特定の微細組織成分の割合は面積％で記載されている。

特許文献１は、良好な延性および成形性を有し、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度を有する鋼を開示している。この目的のために、鋼は、鉄および不可避的不純物とともに、０．１７％〜０．７３％のＣ、最大３．０％のＳｉ、０．５％〜３．０％のＭｎ、最大０．１％のＰ、最大０．０７％のＳ、最大３．０％のＡｌおよび最大０．０１０％のＮ（重量％）を含む。ＡｌとＳｉとの合計含有量は少なくとも０．７％とする。同時に、あらゆる微細組織成分全体に関して個々の場合に、鋼微細組織中のマルテンサイト含有量は１０％〜９０％であり、残留オーステナイトの割合は５％〜５０％の範囲内であり、「上部ベイナイト」に由来するフェライト系ベイナイトの割合は少なくとも５％である。ここで「上部ベイナイト」とは微細な炭化物粒子が均一に分布しているベイナイトを意味するが、「下部ベイナイト」には微細な炭化物粒子は存在しない。１７％以上の上部ベイナイトの比較的高い含有量は、微細組織中に所望の高残留オーステナイト含有量を生じるために有利であるとみなされる。

特許文献２は、さらに、少なくとも１２００ＭＰａの引張強度Ｒ_ｍを有し、Ｆｅおよび不可避的不純物とともに、Ｃ：０．１０％〜０．５０％、Ｓｉ：０．１％〜２．５％、Ｍｎ：１．０％〜３．５％、Ａｌ：最大２．５％、Ｐ：最大０．０２０％、Ｓ：最大０．００３％、Ｎ：最大０．０２％（重量％）を含有し、Ｃｒ：０．１％〜０．５％、Ｍｏ：０．１％〜０．３％、Ｖ：０．０１％〜０．１％、Ｔｉ：０．００１％〜０．１５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％の含有量で「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＢおよびＣａ」の元素のうち１種以上を含有してもよい鋼からなる平鋼製品を開示している。ここで、ＶとＴｉとＮｂとの合計含有量Σ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）は、Σ（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）≦０．２％、Ｂ：０．０００５％〜０．００５％、Ｃａ：最大０．０１％の基準に従う。同時に、平鋼製品は、５％未満のフェライト、１０％未満のベイナイト、５％〜７０％の未焼鈍マルテンサイト、５％〜３０％の残留オーステナイトおよび２５％〜８０％の焼鈍マルテンサイト（面積％）を有する微細組織を有し、焼鈍マルテンサイト中に存在する炭化鉄の少なくとも９９％が５００ｎｍ未満のサイズを有する。過焼鈍マルテンサイトの割合が最小限であるため、このような特性を有する平鋼製品は、最適な成形性を有する。

特許文献２は同様に、上記に説明したタイプの平鋼製品の製造方法を開示している。この方法では、まず、少なくとも３℃／ｓの加熱速度θ_Ｈ１、θ_Ｈ２で、平鋼製品の鋼のＡ_３温度を超え、かつ、９６０℃以下のオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺまで上記組成を有する平鋼製品を加熱する。２０〜１８０秒のオーステナイト化時間ｔ_ＨＺにわたり平鋼製品をその温度に維持して、その後、冷却終了温度まで冷却できるようにする。後者は、マルテンサイト終了温度よりも高く、マルテンサイト開始温度未満であり、冷却は、鋼の合金含有量の関数として決定される最低冷却速度に少なくとも等しい冷却速度で行われる。次いで、平鋼製品を１０〜６０秒間冷却終了温度に維持して、続いて２〜８０℃／ｓの加熱速度で４００〜５００℃の分配温度（ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）まで加熱できるようにする。これに続いて、最大５００秒にわたり分配温度で平鋼製品を等温保持してもよい。その後、平鋼製品を３〜２５℃／ｓの冷却速度で冷却する。

上記に説明した既知の方法では、加熱および場合によって行われる分配温度でのさらなる保持により、過飽和マルテンサイトからの炭素によって平鋼製品の微細組織における残留オーステナイトが富化される。この操作はまた、当技術分野では、「炭素の分配」または「分配」と呼ばれている。分配は、いわゆる「ランプ状分配（ｒａｍｐｅｄ ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）」のように早ければ加熱の間に行うか、加熱後の分配温度での保持（「等温的分配（ｉｓｏｔｈｅｒｍａｌ ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）」と呼ばれる）により行うか、等温的分配とランプ状分配との組合せにより行うことができる。ランプ状分配の目的である、等温的分配よりも遅い加熱速度により、エネルギー入力を低減した個々の場合に規定される分配温度を特に正確に作動させることができる。

上記に説明したような特性を有し、上記に説明したように加工された鋼は、いわゆる「ＡＨＳＳ鋼」（高性能高強度鋼）に含まれる。

これらの鋼の最新のバリエーションおよびこれらの鋼から製造された平鋼製品は、非常に高い強度と同時に高い伸びを有し、したがって、事故時に変形エネルギーを吸収する自動車車体の安全関連部品の製造に特に適している。

カナダ特許第２ ７３４ ９７６ Ａ１号明細書（国際公開第２０１０／０２９９８３ Ａ１号） 欧州特許第２ ５２４ ９７０ Ａ１号明細書

しかし、実際には、このような鋼の微細組織中の高い残留オーステナイト含有量は、既知のＴＲＩＰ効果のためにその一軸伸びを改善することができるが、例えば、良好な穴拡げ特性によって示されるように、全方向に均等に良好な成形性を必ずしも確実に達成できないことがわかっている。

このような背景から、高強度と伸びとの最適化された組合せを有するだけでなく、良好な溶接適性、表面特性、金属保護コーティングによるコーティングに対する適性などの改善された使用特性と相まって、成形方向によらず最適な成形性を確保した微細組織を有する平鋼製品を提供することが目的とされている。

このような平鋼製品の製造方法も同様に詳述される。

本発明は、平鋼製品に関して、本発明の平鋼製品が少なくとも請求項１に記載の特徴を有するという点で、この目的を達成した。

本発明は、該方法に関して、本発明の平鋼製品を製造するにあたり少なくとも請求項９に記載の操作工程に従うという点で、上記の目的を達成する。

本発明の有利な構成は、従属請求項に記載され、本発明の一般的な概念のままに、以下に詳細に説明される。

したがって、本発明の平鋼製品は、少なくとも９５０ＭＰａの引張強度Ｒ_ｍ、少なくとも８００ＭＰａの降伏点およびＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ６８９２のサンプル形状１に従って測定された少なくとも８％の破断点伸びＡ_５０を特徴とする。本発明の平鋼製品は、ここで、鉄および不可避的不純物とともに、
Ｃ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．２％〜１．５％、
Ａｌ：０．０１％〜１．５％、
Ｍｎ：１．０％〜３．０％、
Ｐ：最大０．０２％、
Ｓ：最大０．００５％、
Ｎ：最大０．００８％（重量％）からなり、
Ｃｒ：０．０５％〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５％〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５％〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１％〜０．０５％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００５％の含有量で、
さらに「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ」の群からの元素のうち１種以上（重量％）からなっていてもよい鋼からなり、
比Ψ＝（％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／６）／（％Ａｌ＋％Ｓｉ）
（式中、％Ｃ：鋼の各Ｃ含有量、
％Ｍｎ：鋼の各Ｍｎ含有量、
％Ｃｒ：鋼の各Ｃｒ含有量、
％Ａｌ：鋼の各Ａｌ含有量、
％Ｓｉ：鋼の各Ｓｉ含有量）は
１．５≦Ψ≦３
の基準に従い、
平鋼製品は
５面積％以下のベイナイトと、
５面積％以下のポリゴナルフェライトと、
２体積％以下の残留オーステナイトと、
９０面積％以上のマルテンサイトからなる微細組織を有し、マルテンサイトの少なくとも半分は焼鈍マルテンサイトである。

本発明は、好適な合金の選択により、多くても最小限の残留オーステナイト含有量を含み、高含有量の焼鈍マルテンサイトと、未焼鈍マルテンサイトの超微細分布とによって特徴付けられる微細組織が、非常に良好な変形能と相まって高い強度をもたらす平鋼製品を得ることが可能であるとの知見に基づく。

降伏点が少なくとも８００ＭＰａであり、それぞれの引張強度まで達することができるのと相まって、本発明の平鋼製品の典型的な引張強度Ｒｍは９５０〜１３００ＭＰａである。本発明の平鋼製品の伸びＡ_５０は、典型的には８％〜２０％である。同時に、本発明の平鋼製品は、ＩＳＯ１６６３０による穴拡げ試験において、通常、少なくとも３０％の穴拡げ率を達成する。

これらの特性の組合せは、本発明に従って、安価な合金成分を正確に判断して添加することによって達成される。これらは、所望の機械的特性が確実に達成され、得られる平鋼製品が良好な溶接性および被覆性を同時に示すように、互いに組み合わせられる。

ここで本質的に重要なのは、鋼のオーステナイト形成および焼入性に影響を及ぼす元素と、炭化物形成を抑制する元素との間に好適な比率を確立することである。本発明による合金の場合、この比率は、鋼の各Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＡｌおよびＳｉ含有量によって影響を受ける係数Ψにより調節される。係数ψは１．５未満であってはならない。ケイ素またはアルミニウムの含有量が過度に多くなると、鋼の被覆性（ケイ素）または鋳造性（アルミニウム）に悪影響を与える可能性がある。炭素、マンガンまたはクロムの含有量が不十分な場合、必要な強度が達成されない可能性がある。係数ψが少なくとも１．６の比較的高い値であれば安定した製造方法の確立に有利であることが判明しており、係数Ψが少なくとも１．８の値であれば製造の安定性にとって特に有利であることが判明している。炭素およびマンガンが過剰になると、残留オーステナイト含有量が高くなり、結果的に成形性が低下する可能性がある。これは、本発明の鋼のψ係数の範囲の上限が３．０の値に設定されている点で回避される。

炭素は、本発明の鋼においていくつかの重要な機能を有する。まず、Ｃ含有量は、オーステナイトの形成およびＡ_３温度の調節に重要な役割を果たす。十分なＣ含有量は、９３０℃未満の温度でも完全なオーステナイト化を可能にする。その後の急冷では、残留オーステナイトが炭素によって安定化される。本発明の方法では、本発明によって想定される追加の熱処理工程によって、この安定化を助長することができる。マルテンサイトの強度はまた、鋼のＣ含有量によって大きな影響を受ける。一方、マルテンサイト開始温度は、Ｃ含有量が増加するにつれてさらに低い温度に移行し、これが製造上の課題につながる。これらの理由から、本発明は、本発明の平鋼製品の鋼では、０．０５重量％〜０．２重量％のＣ含有量、特に少なくとも０．０６５重量％のＣを想定しており、実際には、Ｃ含有量が０．０７重量％〜０．１９重量％である場合に、特に確実に本発明の鋼中のＣの好ましい効果を利用することができる。

個々の場合における特定のＣ含有量の具体的な判断のために、本発明に従って想定される範囲内で、いわゆる炭素当量「ＣＥ」を引用することも可能であり、その値は、Ｃ含有量によって決定的な影響を受ける。アメリカ溶接学会は、炭素当量ＣＥを計算するために、次の式を提案している。
ＣＥ＝％Ｃ＋（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／５＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ）／６
式中、％Ｃ：鋼の各Ｃ含有量
％Ｓｉ：鋼の各Ｓｉ含有量
％Ｍｎ：鋼の各Ｍｎ含有量
％Ｃｒ：鋼の各Ｃｒ含有量
％Ｍｏ：鋼の各Ｍｏ含有量
本発明によれば、良好な溶接性を保証するために、炭素当量ＣＥは１．１重量％以下でなければならない。ＣＥ値が１．０重量％以下に限定されている点で、特に良好な溶接適性が保証される。しかし、炭素当量ＣＥの計算に影響を及ぼし、本発明に従って想定される合金元素の効果を得るためには、ＣＥ値は０．２５４重量％以上、特に０．２９重量％以上でなければならない。

本発明の平鋼製品の鋼中のケイ素の存在は、残留オーステナイトの安定化のためにもはや利用できないであろう炭素に結合する可能性があり、伸びを悪化させる可能性があるセメンタイトの形成を抑制する。同じ効果は、合金中にＡｌを含めることによっても達成することができる。しかし、本発明に従って想定される鋼には、最低０．２重量％のＳｉが存在すべきである。もっとも、Ｓｉ含有量が１．５重量％を超えると、本発明の平鋼製品の表面品質に悪影響が及ぼされる可能性がある。したがって、本発明の平鋼製品では、Ｓｉ含有量は０．２重量％〜１．５重量％であり、実際には少なくとも０．２５重量％または最大０．９５重量％のＳｉ含有量が特に好ましいことが判明しており、最大０．６３重量％のものが特に非常に好ましい。

脱酸および存在するあらゆる窒素の結合のために、鋼製造では、本発明の平鋼製品の鋼にアルミニウムが添加される。さらに、Ａｌをセメンタイトの抑制に使用することもできる。しかし、Ａｌ含有量を増やした場合には、オーステナイト化温度も上昇する。したがって、本発明の平鋼製品に想定される鋼のＡｌ含有量は、０．０１重量％〜１．５重量％に限定される。低いオーステナイト化温度が保証される場合、Ａｌ含有量を最大０．４４重量％、特に０．１重量％に限定することが適切であり得る。さらに、Ａｌ含有量が高いと、鋼製造における鋳造性に悪影響を与える。１．０重量％以下、特に０．４４重量％以下のＡｌ含有量が、特に良好な鋳造性を保証するのに好ましいことが判明している。さらに、アルミニウムを窒素に結合させて窒化アルミニウムを得ることができる。平鋼製品中に存在する窒化アルミニウム析出物は、平鋼製品の成形性に好ましくない影響を及ぼすことがある。したがって、成形性の最適化に関して、Ａｌ含有量を１．０重量％以下、特に０．４４重量％以下に限定することが適切であり得る。

本発明の平鋼製品においてＳｉおよびＡｌの悪影響を排除するために、本発明の平鋼製品の鋼中のＡｌとＳｉとの合計含有量を１．７重量％以下に限定することができ、特に溶接適性の最適化に関して、本発明において特に好ましい上限は、１．５重量％以下、特に１．０重量％以下であることが判明している。成形性の最適化に関しては、ＡｌとＳｉとの合計含有量の有利な上限は、同様に１．０重量％以下、特に０．４重量％以下であることが判明している。

マンガンは、本発明の平鋼製品の鋼の焼入性にとって重要であり、さらに、冷却中の望ましくないパーライトの形成を防止する。したがって、Ｍｎの存在は、本発明に従って規定された微細組織の形成に適した出発微細組織（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の形成を可能にする。しかし、Ｍｎ濃度が高すぎると、鋼の伸びおよび溶接性に悪影響を及ぼすことがある。このため、本発明によるＭｎ含有量について想定される範囲は、１．０重量％〜３．０重量％、特には少なくとも１．５重量％または最大２．４重量％である。

リンは、本発明の平鋼製品の溶接性に悪影響を与える。Ｐ含有量は、できるだけ低くすべきであり、少なくとも０．０２重量％を超えてはならず、特に０．０２重量％未満または０．０１８重量％未満でなければならない。

本発明の平鋼製品の鋼中に有効含有量の硫黄が存在すると、伸びに悪影響を及ぼす可能性がある硫化物、特にＭｎＳまたは（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓが形成されることがある。これを避けるために、鋼のＳ含有量はできるだけ低く保つべきであり、少なくとも０．００５重量％を超えてはならず、特に０．００５重量％未満または０．００３重量％未満でなければならない。

成形性に有害である可能性がある窒化物の形成を避けるために、本発明の平鋼製品の鋼のＮ含有量は０．００８重量％以下に限定される。有利には、Ｎ含有量は、いかなる悪影響も回避するために、０．００８重量％未満、特に０．００６重量％未満でなければならない。

最大１．０重量％の含有量のクロムを、本発明により想定される鋼中でパーライトの有効な抑制剤として利用してもよく、クロムはさらに強度に寄与する。Ｃｒの含有量が１．０重量％を超えると、粒界酸化が顕著になるおそれがある。Ｃｒの好ましい効果を利用するためには、少なくとも０．０５重量％が必要である。少なくとも０．１５重量％のＣｒが存在する場合に、Ｃｒの存在は、本発明の平鋼製品の鋼に特に好ましい効果を有し、最大０．８重量％の含有量で最適な効果が達成される。

本発明の平鋼製品の鋼は、０．０５重量％〜０．２重量％の含有量でモリブデンをさらに含有してもよい。これらの含有量のＭｏは、同様に、望ましくないパーライトの形成を特に効果的に抑制する。

本発明の平鋼製品の鋼は、非常に細かく分割された炭化物の形成により強度を高めるために、１つ以上のマイクロ合金元素の含有量をさらに含有してもよい。ＴｉおよびＮｂの含有量がこの目的に特に適していることが判明している。

少なくとも０．００５重量％のＴｉ含有量および少なくとも０．００１重量％のＮｂ含有量がそれぞれ、単独または互いに組み合わさって、本発明の平鋼製品が本発明に従ってその製造過程中に経る熱処理中に、粒子および相境界の凝固をもたらす。さらに、他の合金元素、特にホウ素の効果を有効にするために、鋼中に存在する窒素の結合にＴｉを利用することができる。特に有利なＴｉ含有量は少なくとも０．０２重量％であることが判明している。しかし、マイクロ合金元素の濃度が高すぎると、過剰な寸法の炭化物がもたらされることがあり、これにより、高い変形度で亀裂が生じる可能性がある。したがって、本発明の平鋼製品の鋼のＴｉ含有量は０．２重量％以下、Ｎｂ含有量は０．０５重量％以下に限定され、ＮｂとＴｉとの合計含有量が０．２重量％を超えない場合には、マイクロ合金元素の存在による悪影響を回避する上で有利であることが判明している。

本発明の平鋼製品の鋼中に同様に存在してもよいホウ素は、相境界に偏析し、それらの運動を減衰させる。これは、機械的特性に有利な効果を有する微粒子の微細組織をもたらす。Ｂの効果を利用するために、上述したように鋼合金中にＴｉを含有させることができる。Ｂの好ましい効果を利用できるようにするためには、本発明に従って想定される鋼は、少なくとも０．０００１重量％のＢを含有しなければならない。含有量が０．００５重量％を超える場合には、Ｂの好ましい効果にそれ以上の増加は認められない。

腐食攻撃から保護するために、本発明の平鋼製品は、金属保護コーティングを備えていてもよい。これは、特に溶融浸漬コーティングによって施されてもよい。ここで、本発明の平鋼製品のための好適なコーティングは、特にＺｎベースのコーティングである。

高強度平鋼製品を製造するための本発明の方法は、以下の操作工程を含む。
ａ）鉄および不可避的不純物とともに、
Ｃ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．２％〜１．５％、
Ａｌ：０．０１％〜１．５％、
Ｍｎ：１．０％〜３．０％、
Ｐ：最大０．０２％、
Ｓ：最大０．００５％、
Ｎ：最大０．００８％（重量％）からなり、
Ｃｒ：０．０５％〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５％〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５％〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１％〜０．０５％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００５％の含有量で、
さらに「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ」の群からの元素のうち１種以上（重量％）からなっていてもよい鋼からなり、
比Ψ＝（％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／６）／（％Ａｌ＋％Ｓｉ）
（式中、％Ｃ：鋼の各Ｃ含有量、
％Ｍｎ：鋼の各Ｍｎ含有量、
％Ｃｒ：鋼の各Ｃｒ含有量、
％Ａｌ：鋼の各Ａｌ含有量、
％Ｓｉ：鋼の各Ｓｉ含有量）は
１．５≦Ψ≦３
の基準に従うコーティングされていない平鋼製品を提供する操作工程、
ｂ）平鋼製品の鋼のＡ_ｃ３温度を超え９５０℃以下であるオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺに平鋼製品を加熱する工程であって、加熱は、５〜２５Ｋ／ｓの加熱速度θ_Ｈ１で２００〜４００℃の変態点温度Ｔ_Ｗまで行われ、次いで、少なくとも２〜１０Ｋ／ｓの加熱速度θ_Ｈ２でオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺまで行われる操作工程、
ｃ）５〜１５秒のオーステナイト化時間ｔ_ＨＺにわたってオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺで平鋼製品を保持する操作工程、
ｄ）５０〜３００秒の冷却時間ｔ_ｋにわたって６８０℃以上の中間温度Ｔ_Ｋまで平鋼製品を最初に冷却する操作工程、
ｅ）３０Ｋ／ｓを超える冷却速度で、中間温度Ｔ_Ｋから、（Ｔ_ＭＳ−１７５℃）＜Ｔ_Ｑ＜Ｔ_ＭＳ
（式中、ＴＭＳ＝平鋼製品を構成する鋼のマルテンサイト開始温度）の基準に従う冷却終了温度Ｔ_Ｑまで平鋼製品を急冷する操作工程、
ｆ）１０〜６０秒の保持時間ｔ_Ｑの間、平鋼製品を冷却終了温度Ｔ_Ｑに維持する操作工程、
ｇ）冷却終了温度Ｔ_Ｑに急冷された平鋼製品を処理する工程であって、
ｇ．１）１０〜１０００秒の総処理時間ｔ_Ｂにわたり、冷却終了温度Ｔ_Ｑに少なくとも等しく５５０℃以下、特に５００℃以下の処理温度Ｔ_Ｂに平鋼製品を維持するか、
ｇ．２）冷却終了温度Ｔ_Ｑから４５０〜５００℃の処理温度Ｔ_Ｂまで平鋼製品を加熱し、次いで平鋼製品は保持時間ｔ_ＢＩにわたってこの処理温度Ｔ_Ｂで等温条件下に維持されてもよく、処理温度Ｔ_Ｂへの加熱は８０Ｋ／ｓ未満の加熱速度θ_Ｂ１で行われ、加熱に要する加熱時間ｔ_ＢＲと保持時間ｔ_ＢＩとの合計である総処理時間ｔ_ＢＴが１０〜１０００秒であり、さらに処理後の平鋼製品を溶融浴に通してＺｎをベースとする金属保護コーティングによりそれを上塗りする操作工程、
ｈ）処理温度Ｔ_Ｂから５Ｋ／ｓを超える冷却速度θ_Ｂ２で冷却する操作工程。

本発明の手順の原理を、図１として添付の図に示す。

操作工程ａ）では、上述の組成を有する鋼からなる平鋼製品が提供される。提供される平鋼製品は、特に、冷延平鋼製品であってよい。しかし、本発明の様式で熱間圧延された平鋼製品を加工することも考えられる。

平鋼製品をオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺに加熱する（操作工程ｂ））ために、１工程の後にもう１工程が中断することなく続く２つの工程が原理的に可能であり、この場合、第１工程の平鋼製品は、２００〜４００℃の変態点温度Ｔ_Ｗまで５〜２５Ｋ／ｓの加熱速度Θ_Ｈ１で加熱される。該方法の生産性のためにΘ_Ｈ１の好ましい値が少なくとも５Ｋ／ｓであることが判明しているのに対して、２５Ｋ／ｓを超える加熱速度Θ_Ｈ１は、非常にエネルギー集約的で高価であることが判明している。続いて、オーステナイト化温度Ｔ_ＨＺに達するまで、２〜１０Ｋ／ｓの加熱速度Θ_Ｈ２で第２工程の加熱を継続する。第２の加熱工程では、加熱操作中に、平鋼製品中に存在する合金元素が平鋼製品中に拡散することができる。加熱速度が上昇するにつれて、拡散処理に利用できる時間が減少し、ひいては平鋼製品の合金元素分布の均質化に利用できる時間が減少する。不均質に分布した合金元素は、局所的に異なる微細組織の変態を引き起こす可能性がある。均質な微細組織を確立するためには、加熱速度Θ_Ｈ２を最大１０Ｋ／ｓに限定することが有利であることが判明している。同時に、２Ｋ／ｓ未満の加熱速度Θ_Ｈ２の値は、該方法が経済的に実施できるためには不利であることが判明している。加熱速度Θ_Ｈ１、Θ_Ｈ２について述べた範囲に重なりがあるため、オーステナイト化温度への加熱は、５〜１０Ｋ／ｓの一定の加熱速度により１回の実行で行うこともできる。その場合、操作工程ｂ）の加熱速度θ_Ｈ１およびθ_Ｈ２は同じである。

オーステナイト化温度Ｔ_ＨＺはＡ_３温度よりも高くなければならない。Ａ_３温度は分析に依存し、以下の経験式（使用される合金含有量は重量％）によって評価することができる。

式中、％Ｃ：鋼のＣ含有量、
％Ｎｉ：鋼のＮｉ含有量、
％Ｓｉ：鋼のＳｉ含有量、
％Ｍｏ：鋼のＭｏ含有量、
％Ｍｎ：鋼のＭｎ含有量。

本発明に従って選択される鋼の合金化は、オーステナイト化温度Ｔ_ＨＺを最大９５０℃に制限することを可能にし、ひいては本発明の方法の実施に要する操作コストを限定することを可能にする。

成形性に悪影響を及ぼす可能性がある大きなオーステナイト粒が形成されないようにするために、操作工程ｃ）で平鋼製品がオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺに維持されるオーステナイト化時間ｔ_ＨＺを５〜１５秒に限定し、望ましくない粒成長を避けるために、オーステナイト化時間ｔ_ＨＺを１５秒未満としてもよい。

操作工程ｄ）では、オーステナイト化時間ｔ_ＨＺの後に、平鋼製品を制御しながら段階的に冷却する。この冷却は、５０〜３００秒に及んでもよく、フェライトの望ましくない形成を避けるために、６８０℃以上の中間温度Ｔ_Ｋで終了しなければならない。中間温度Ｔ_Ｋがさらに高い場合には、次の冷却に要する冷却出力が不均衡に高く、したがって、該方法が経済的に実施できるか疑問視されることから、中間温度Ｔ_Ｋの上限は好ましくはＡ_３以下の温度であり、典型的には７７５℃に制限される。

操作工程ｄ）の段階的な冷却の後、操作工程ｅ）では、平鋼製品が、高い冷却速度θ_Ｑで分析依存的な冷却終了温度Ｔ_Ｑに急冷される。高い冷却速度θ_Ｑは、例えば、最新のガスジェット冷却を用いて達成することができる。

フェライト変態およびベイナイト変態を避けるために必要な最低冷却速度θ_Ｑは３０Ｋ／ｓ超である。典型的には、プラントから生じる冷却速度θ_Ｑに上限があり、これは典型的には２００Ｋ／ｓ以下である。冷却終了温度Ｔ_Ｑが存在する範囲は、上限がマルテンサイト開始温度Ｔ_ＭＳに限定され、下限がマルテンサイト開始温度Ｔ_ＭＳよりも１７５℃低い温度に限定される（（Ｔ_ＭＳ−１７５℃）＜Ｔ_Ｑ＜Ｔ_ＭＳ）。

マルテンサイト開始温度は、以下の式（使用される合金含有量は重量％）によって評価することができる。
Ｔ_ＭＳ（℃）＝５３９℃＋（−４２３％Ｃ−３０．４％Ｍｎ−７．５％Ｓｉ＋３０％Ａｌ）℃／重量％
式中、％Ｃ：鋼のＣ含有量、
％Ｍｎ：鋼のＭｎ含有量、
％Ｓｉ：鋼のＳｉ含有量、
％Ａｌ：鋼のＡｌ含有量。

操作工程ｆ）では、平鋼製品は、微細組織を確立するために、１０〜６０秒の保持時間ｔ_Ｑの間、冷却終了温度Ｔ_Ｑに維持される。この工程の過程で、最大３０％の残留オーステナイトを有するマルテンサイト微細組織が得られる。この工程で生成するマルテンサイトの量は、冷却終了温度がマルテンサイト開始温度Ｔ_ＭＳを下回る程度に本質的に依存する。保持時間ｔ_Ｑは、平鋼製品における温度の均質化、ひいては均質な微細組織を保証するために、少なくとも１０秒とする。保持時間が６０秒よりも長い場合、温度の均質化が完了する。保持時間ｔ_Ｑは、該方法の生産性を上げるために６０秒以下とする。

最初に記載した先行技術とは対照的に、残留オーステナイトを室温まで安定化させることは、本発明の目的ではない。そうではなく、操作工程ｇ）で行われる平鋼製品の熱処理は、該方法の終了時に得られる平鋼製品の微細組織が２つの異なる種類のマルテンサイト、すなわち焼鈍マルテンサイトおよび未焼鈍マルテンサイトから本質的になるように、炭素の制御された再分布を目的とする。

本発明によれば、操作工程ｇ）は、２つの変法ｇ．１）およびｇ．２）を含み、そのうち第１の変法ｇ．１）は、本発明のコーティングされていない平鋼製品をもたらし、第２の変法ｇ．２）は、Ｚｎコーティングを備えた本発明の平鋼製品をもたらす。

操作工程ｇ）の各変法ｇ．１）、ｇ．２）における温度条件は、微細組織中に存在する既存の残留オーステナイトが過飽和マルテンサイトからの炭素によって富化されるように選択される。炭化物の形成および残留オーステナイトの破壊は、総処理時間ｔ_ＢＴの本発明の限定によって意図的に抑制される。炭素の十分な再分布を可能にするために、この時間を１０〜１０００秒とする。

第１の変法ｇ．１）に関して、操作工程ｇ）の平鋼製品の処理は、冷却終了温度Ｔ_Ｑに少なくとも等しく５５０℃以下の処理温度Ｔ_Ｂに総処理時間ｔ_ＢＴにわたって平鋼製品を維持することを含み、５００℃以下の冷却終了温度Ｔ_Ｑが特に好ましいことが判明している。変法ｇ．１）の場合、処理温度Ｔ_Ｂは、冷却終了温度Ｔ_Ｑよりも高くてもよい。この場合、平鋼製品は冷却終了温度Ｔ_Ｑからそれぞれの処理温度Ｔ_Ｂまで加熱され、加熱は８０Ｋ／ｓ未満の加熱速度Θ_Ｂ１で行われるべきである。

対照的に、操作工程ｇ）の第２の代替案では、過飽和マルテンサイトからの炭素によって残留オーステナイトを富化するために、平鋼製品が８０Ｋ／ｓ未満の加熱速度Θ_Ｂ１で４００〜５００℃の処理温度Ｔ_Ｂに供される。炭化物の形成および残留オーステナイトの破壊は、総処理時間ｔ_ＢＴの本発明の限定によって意図的に抑制され、操作工程ｇ）のこの変法ｇ．２）において、総処理時間ｔ_ＢＴは、加熱に要する加熱時間ｔ_ＢＲと、平鋼製品が温度Ｔ_Ｂで等温条件下に維持される保持時間ｔ_ＢＩとからなる。また、十分に段階的な加熱速度Θ_Ｂ１を前提として、等温保持を省略することができ、保持時間ｔ_ＢＩを「０」にすることができる。

操作工程ｇ）の第２の変法ｇ．２）では、平鋼製品は、処理温度Ｔ_Ｂでの加熱および任意の保持の後に、Ｚｎコーティングにより被覆される溶融浸漬コーティング操作を経る。この目的のために、平鋼製品がそれぞれの溶融浴に入る入口温度に処理温度Ｔ_Ｂが対応するように、処理温度Ｔ_Ｂを選択することができる。典型的には、この目的のために、処理温度Ｔ_Ｂを４５０〜５００℃の範囲とする。この溶融浴は、典型的には、亜鉛および不可避的不純物とともに、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、ＢおよびＭｎからなる群からの１種以上の元素を総量で３．０重量％まで含む。

どの変法が選択されたかにかかわらず、平鋼製品は、操作工程ｇ）の終了時に、マルテンサイトの新規生成のために５Ｋ／ｓを超える冷却速度θ_Ｂ２で制御された様式で冷却され、冷却速度は典型的には５０Ｋ／ｓ以下である。パーライトおよびフェライトの形成を避けるため、θ_Ｂ２は５Ｋ／ｓ超とする。

本発明の方法は、典型的にはこの目的のために提供される従来の焼成システムまたはベルトコーティングシステムにおいて連続運転で行うことができる。

本発明の平鋼製品は、
少なくとも特に５０面積％超が第１の冷却工程（操作工程ｆ））からの焼鈍マルテンサイトであるマルテンサイトを少なくとも特に９０面積％超程度、
ベイナイトを最大で特に５面積％未満程度、
残留オーステナイトを最大で特に２体積％未満程度および
ポリゴナルフェライトを最大で特に５面積％未満程度含む微細組織を有する。

２μｍ未満の平均粒径を有する本発明の平鋼製品の微細組織は、非常に微細であり、標準的な光学顕微鏡法によってほとんど評価することができない。したがって、最低でも倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡法（ＳＥＭ）による評価が推奨される。

高倍率の場合であっても、光学顕微鏡法または走査型電子顕微鏡法によってのみ、最大許容残留オーステナイト含有量をかろうじて確認することができる。したがって、残留オーステナイト含有量が体積％で報告される、Ｘ線回折（ＸＲＤ）による残留オーステナイトの定量（ＡＳＴＭ Ｅ９７５による）が推奨される。

本発明の平鋼製品の機械的特性の品質のために使用することができる別の尺度は、結晶格子の歪みである。この格子歪みは、塑性変形に対する初期抵抗にとって非常に重要である。格子歪みの測定および定量のための好適な方法は、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）である。ＥＢＳＤ法により、各測定点で回折パターンを記録しながら、サンプルをＳＥＭで点走査し、結晶方位を決定することができる。測定の詳細および様々な評価方法は、手引書に記載されている。有用なＥＢＳＤ評価方法は、測定点の向きを隣接点と比較する、いわゆるＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ、詳細については、ＥＤＡＸ Ｉｎｃ．，９１ ＭｃＫｅｅ Ｄｒｉｖｅ，Ｍａｈｗａｈ，ＮＪ０７４３０，ＵＳＡの手引書「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖ５．３１」に記載）である。典型的には５°の閾値を下回ると、隣接点は同じ（変形した）粒子の一部を形成する。閾値を超えると、隣接点は異なる（サブ）粒子の一部を形成する。微細組織は非常に微細であるため、ＥＢＳＤでは最大ステップ幅１００ｎｍが推奨される。本発明の平鋼製品の微細組織の評価のために、第３の隣接点のＫＡＭを評価する。本発明の平鋼製品は、１．２０°超、好ましくは１．２５°超の、少なくとも７５μｍ×７５μｍの測定領域からの平均ＫＡＭ値を有しなければならない。

本発明を、以下の実施例によって詳細に説明する。

本発明を試験するために、表１に記載の組成を有する鋼Ａ〜Ｉからなり、従来の様式で製造された鋼板のサンプルを提供した。

表１は、各鋼Ａ〜Ｉについて、すでに上述した式
Ψ＝（％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／６）／（％Ａｌ＋％Ｓｉ）
および
ＣＥ＝％Ｃ＋（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／５＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ）／６
によって計算された係数ψおよび炭素当量ＣＥをさらに示し、
式中、％Ｃは鋼Ａ〜Ｉの各Ｃ含有量であり、％Ｓｉは鋼Ａ〜Ｉの各Ｓｉ含有量であり、％Ｍｎは鋼Ａ〜Ｉの各Ｍｎ含有量であり、％Ｃｒは鋼Ａ〜Ｉの各Ｃｒ含有量であり、％Ｍｏは鋼Ａ〜Ｉの各Ｍｏ含有量であり、％Ａｌは鋼Ａ〜Ｉの各Ａｌ含有量である。

したがって、鋼Ｅ、ＦおよびＧは、係数ψによって本発明に従って規定されたオーステナイト形成および焼入性に必須の合金元素の適合に対する要求を満たさなかった。

鋼Ａ〜Ｉから製造されたサンプル１〜７、１１、１２、１６〜２３、２８〜３１、３３〜３５、３９、４０および４３〜６０は、図１に示された処理順序を経た。まず、これらを加熱速度θ_Ｈ１で変態点温度Ｔ_Ｗに加熱し、次いで、加熱速度θ_Ｈ２でそれぞれの鋼のＡ_３温度を超え９５０℃未満であるオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺに加熱した。続いて、このようにして加熱されたサンプルを、オーステナイト化時間ｔ_ＨＺにわたってオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺに維持し、次いで、冷却時間ｔ_Ｋにわたって中間温度Ｔ_Ｋに冷却した。中間温度Ｔ_Ｋに達すると、冷却速度θ_Ｑでの加速冷却が始まり、ここでサンプル１〜７、１１、１２、１６、１７、１９〜２３、２８〜３１、３３〜３５、３９、４０および４３〜６０の各々については最大１７５℃未満に、また、サンプル１８についてはサンプル１〜７、１１、１２、１６〜２３、２８〜３１、３３〜３５、３９、４０および４３〜６０のそれぞれの鋼Ａ〜Ｉのマルテンサイト開始温度Ｔ_ＭＳよりも高い冷却終了温度Ｔ_Ｑに、サンプル１〜７、１１、１２、１６〜２３、２８〜３１、３３〜３５、３９、４０および４３〜６０を冷却した。１０〜６０秒の保持時間ｔ_Ｑの間、サンプル１〜７、１１、１２、１６〜２３、２８〜３１、３３〜３５、３９、４０および４３〜６０を冷却終了温度Ｔ_Ｑに維持した。続いて、加熱速度θ_Ｂ１で、加熱時間ｔ_ＢＲにわたってサンプル１〜７、１１、１２、１６、１７、１９〜２３、２８〜３１、３３〜３５、３９、４０および４３〜４８を処理温度Ｔ_Ｂに加熱し、いくつかの実験では追加の保持時間ｔ_ＢＩにわたって上記サンプルを処理温度Ｔ_Ｂに維持した。同様の様式で、サンプル１８を処理温度Ｔ_Ｂまで冷却した。これに続いて冷却速度θ_Ｂ２で室温まで冷却した。サンプル４９〜６０は、冷却終了温度Ｔ_Ｑまで冷却し、保持時間ｔ_Ｑの間、加熱することなくＴ_Ｑに等温的に保持した後に、保持時間ｔ_ＢＩにわたって処理温度Ｔ_Ｂに維持した。サンプル４９〜６０についても、これに続いて、冷却速度θ_Ｂ２で室温まで冷却した。

実験に用いた前述のパラメータを表２に示す。したがって、本発明の鋼Ａ〜Ｄ、ＨおよびＩからなるサンプル１〜７、１１、１２、１６〜２３、２８〜３１および４４〜５５のうち、サンプル３（θ_Ｑ＜３０Ｋ／ｓ）、１１（Ｔ_ＨＺ＜Ａ_３）、１８（ＴＱ＞５００℃）、１９（θ_Ｑ＜３０Ｋ／ｓ）、２８（Ｔ_ＨＺ＜Ａ_３）、２９（ｔ_ＨＺ＞１５ｓ）および４８（θ_Ｂ２＜５Ｋ／ｓ）は、本発明に従って処理していない。

最後の冷却に関連して、処理温度Ｔ_ＢがＺｎ溶融浴への浸漬に十分な約４５０℃のレベルであった場合、サンプル１〜７、１１、１２、１６〜２３、２８〜３１、３３〜３５、３９、４０および４３〜６０は溶融浴を通過した可能性がある。しかし、この実験に即してこれは省略しており、したがって試験の結果に影響が及ぼされることはなかった。

熱処理後に得られたサンプルに対して、降伏点Ｒ_ｐ０．２、引張強度Ｒ_ｍ、Ｒ_ｐ０．２／Ｒ_ｍ比、破断点伸びＡ_５０（ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ６８９２、サンプル形式１による）、Ｒ_ｍ＊Ａ_５０の積、および穴拡げ率λ１、λ２（ＩＳＯ１６６３０による）の機械的特性を測定した。同様に、フェライト「Ｆ」、焼鈍マルテンサイト「ＡＭ」、残留オーステナイト「ＲＡ」、未焼鈍マルテンサイト「Ｍ」およびベイナイト「Ｂ」の微細組織の割合ならびにＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎに従って測定された値「ＫＡＭ」を確認した。各サンプルの問題の特性値を表３に報告する。

微細組織の定量化を伴う、焼成された材料で達成された機械的特性を、表３に記載する。各鋼の合金に関する本発明の仕様と熱処理のための本発明の条件との両方を満たすサンプルの場合、通常３０％を超える穴拡げ率λ１、λ２と組み合わさって、８００ＭＰａを超える降伏点Ｒ_ｐ０．２、９５０ＭＰａを超える引張強度Ｒ_ｍおよび８％を超える破断点伸び値Ａ５０が通常達成される。

対照的に、比較例Ｂ１１およびＤ２８は、不十分なオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺの影響を示している。これらの例では、微細組織は完全にオーステナイト化されていないため、微細組織中に過剰な量のフェライトが形成される。これは、成形中に極度に局所的な損傷および早期破壊を招く。

比較例Ｄ２９は、高温で非常に長時間にわたるオーステナイト化が成形性にどのように悪影響を与えることがあるかを示している。

比較例Ａ３およびＣ１９は、冷却速度θ_Ｑが過度に低い場合、所望の降伏点が達成されないことを示しており、これはフェライト形成が十分に防止できなかったことに起因する。

過度に高い冷却終了温度Ｔ_Ｑで製造された比較例Ｃ１８は、所望の降伏点よりも低い降伏点および低い穴拡げ率を示す。これらは、微細組織中のフェライトおよびベイナイトの量が多いことに起因する。

比較例Ｅ３３〜Ｅ３５およびＥ５６〜Ｅ５８は、所望の降伏点および強度よりも低い降伏点および強度を示し、これは本発明によるものではない組成と、得られた微細組織中のフェライト含有量が高すぎることに起因する。このフェライト含有量の高さは、ケイ素含有量が低すぎ、炭素、マンガンおよびクロムに対してアルミニウムとケイ素の含有量が低すぎ、ひいてはΨ係数が高すぎるために、炭化物形成の防止が不十分となることにより引き起こされる。

最後に、比較例Ｆ３９、Ｆ４０、Ｆ５９およびＦ６０は、ψ係数が低すぎることの影響を示し、また、ψ係数が低すぎると、所望の微細組織からの逸脱をもたらす。場合によっては最小強度が達成されたが、ここでの降伏点および穴拡げは目標範囲内でない。

比較例Ｇ４３は、ψ係数が高すぎると、残留オーステナイト含有量が過度に高くなり、成形性が低下することを示し、これは、穴拡げ値λ１、λ２が不十分である点に現れる。

比較例Ｉ４８は、冷却速度θ_Ｂ２が低すぎると、フェライト形成が増加し、ひいては降伏点が低くなることを示している。

Claims (8)

1. 少なくとも９５０ＭＰａの引張強度Ｒ_ｍ、少なくとも８００ＭＰａの降伏点および少なくとも８％の破断点伸びＡ_５０を有する平鋼製品であって、前記平鋼製品が、鉄および不可避的不純物とともに、
   Ｃ：０．０５％〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．２％〜１．５％、
   Ａｌ：０．０１％〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０％〜３．０％、
   Ｐ：最大０．０２％、
   Ｓ：最大０．００５％、
   Ｎ：最大０．００８％（重量％）からなり、
   Ｃｒ：０．０５％〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０５％〜０．２％、
   Ｔｉ：０．００５％〜０．２％、
   Ｎｂ：０．００１％〜０．０５％、
   Ｂ：０．０００１〜０．００５％
   の含有量で、さらに「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ」の群からの元素のうち１種以上（重量％）からなっていてもよい鋼からなり、
   比Ψ＝（％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／６）／（％Ａｌ＋％Ｓｉ）
   （式中、％Ｃ：前記鋼の各Ｃ含有量、
   ％Ｍｎ：前記鋼の各Ｍｎ含有量、
   ％Ｃｒ：前記鋼の各Ｃｒ含有量、
   ％Ａｌ：前記鋼の各Ａｌ含有量、
   ％Ｓｉ：前記鋼の各Ｓｉ含有量）は
   １．５≦Ψ≦３の基準に従い、
   前記平鋼製品は
   ５面積％以下のベイナイトと、
   ５面積％以下のポリゴナルフェライトと、
   ２体積％以下の残留オーステナイトと、
   ９０面積％以上のマルテンサイトからなる微細組織を有し、前記マルテンサイトの少なくとも半分は焼鈍マルテンサイトであり、
   溶融浸漬コーティングによって施された金属保護コートを備えていることを特徴とする平鋼製品。
2. 請求項１に記載の平鋼製品であって、
   炭素当量ＣＥ＝％Ｃ＋（％Ｓｉ＋％Ｍｎ）／５＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ）／６
   （式中、％Ｃ：前記鋼の各Ｃ含有量、
   ％Ｓｉ：前記鋼の各Ｓｉ含有量、
   ％Ｍｎ：前記鋼の各Ｍｎ含有量、
   ％Ｃｒ：前記鋼の各Ｃｒ含有量、
   ％Ｍｏ：前記鋼の各Ｍｏ含有量）が
   ０．２５４％≦ＣＥ≦１．１重量％
   の基準に従うことを特徴とする平鋼製品。
3. 前記炭素当量ＣＥが１．０重量％以下であることを特徴とする請求項２に記載の平鋼製品。
4. ＳｉとＡｌとのその合計含有量が１．７重量％以下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. ＴｉとＮｂとの合計含有量が０．２重量％以下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. Ｚｎコーティングを備えていてもよい高強度平鋼製品の製造方法であって、
   ａ）鉄および不可避的不純物に加えて、
   Ｃ：０．０５％〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．２％〜１．５％、
   Ａｌ：０．０１％〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０％〜３．０％、
   Ｐ：最大０．０２％、
   Ｓ：最大０．００５％、
   Ｎ：最大０．００８％（重量％）からなり、
   Ｃｒ：０．０５％〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０５％〜０．２％、
   Ｔｉ：０．００５％〜０．２％、
   Ｎｂ：０．００１％〜０．０５％、
   Ｂ：０．０００１％〜０．００５％の含有量で、
   さらに「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ」の群からの元素のうち１種以上（重量％）からなっていてもよい鋼からなり、
   比Ψ＝（％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／６）／（％Ａｌ＋％Ｓｉ）
   （式中、％Ｃ：前記鋼の各Ｃ含有量、
   ％Ｍｎ：前記鋼の各Ｍｎ含有量、
   ％Ｃｒ：前記鋼の各Ｃｒ含有量、
   ％Ａｌ：前記鋼の各Ａｌ含有量、
   ％Ｓｉ：前記鋼の各Ｓｉ含有量）は
   １．５≦Ψ≦３
   の基準に従うコーティングされていない平鋼製品を提供する操作工程と、
   ｂ）前記平鋼製品の前記鋼のＡ_３温度を超え９５０℃以下であるオーステナイト化温度Ｔ_ＨＺに前記平鋼製品を加熱する工程であって、前記加熱は、５〜２５Ｋ／ｓの加熱速度θ_Ｈ１で２００〜４００℃の変態点温度Ｔ_Ｗまで行われ、次いで、少なくとも２〜１０Ｋ／ｓの加熱速度θ_Ｈ２で前記オーステナイト化温度Ｔ_ＨＺまで行われる操作工程と、
   ｃ）５〜１５秒のオーステナイト化時間ｔ_ＨＺにわたって前記オーステナイト化温度Ｔ_ＨＺで前記平鋼製品を保持する操作工程と、
   ｄ）５０〜３００秒の冷却時間ｔ_ｋにわたって６８０℃以上の中間温度Ｔ_Ｋまで前記平鋼製品を最初に冷却する操作工程と、
   ｅ）３０Ｋ／ｓを超える冷却速度θ_Ｑで、前記中間温度Ｔ_Ｋから、
   （Ｔ_ＭＳ−１７５℃）＜Ｔ_Ｑ＜Ｔ_ＭＳ
   （式中、ＴＭＳ＝前記平鋼製品を構成する前記鋼のマルテンサイト開始温度）
   の基準に従う冷却終了温度Ｔ_Ｑまで前記平鋼製品を急冷する操作工程と、
   ｆ）１０〜６０秒の保持時間ｔ_Ｑの間、前記平鋼製品を前記冷却終了温度Ｔ_Ｑに維持する操作工程と、
   ｇ）前記冷却終了温度Ｔ_Ｑに急冷された前記平鋼製品を処理する工程であって、
   ｇ．１）１０〜１０００秒の総処理時間ｔ_Ｂにわたり、前記冷却終了温度Ｔ_Ｑに少なくとも等しく５５０℃以下の処理温度Ｔ_Ｂに前記平鋼製品を維持するか、
   ｇ．２）前記冷却終了温度Ｔ_Ｑから４５０〜５００℃の処理温度Ｔ_Ｂまで前記平鋼製品を加熱し、次いで前記平鋼製品は保持時間ｔ_ＢＩにわたってこの処理温度Ｔ_Ｂで等温条件下に維持されてもよく、前記処理温度Ｔ_Ｂへの前記加熱は８０Ｋ／ｓ未満の加熱速度θ_Ｂ１で行われ、前記加熱に要する前記加熱時間ｔ_ＢＲと前記保持時間ｔ_ＢＩとの合計である総処理時間ｔ_ＢＴが１０〜１０００秒であり、さらに前記処理後の前記平鋼製品を溶融浴に通してＺｎをベースとする金属保護コーティングによりそれを上塗りする操作工程と、
   ｈ）前記処理温度Ｔ_Ｂから、５Ｋ／ｓを超える冷却速度θ_Ｂ２で冷却する操作工程とを含む請求項１から５のいずれか一項に記載の高強度平鋼製品の製造方法。
7. 操作工程ｂ）において、前記加熱速度θ_Ｈ１とθ_Ｈ２とが同じであることを特徴とする請求項６に記載の方法。
8. 操作工程ｇ．１）の前記平鋼製品が、８０Ｋ／ｓ未満の加熱速度θ_Ｂ１で前記冷却終了温度Ｔ_Ｑから前記処理温度Ｔ_Ｂまで加熱されることを特徴とする請求項６または７に記載の方法。

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