JP6830539B2 - 高強度高成形性の冷間圧延熱処理鋼板及び製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、延性及び成形性の高い高強度鋼板の製造方法及びこの方法を用いて得られた鋼板に関する。

自動車用の車体構造部材の部品及び車体パネル等の様々な機器を製造するために、ＤＰ（二相）鋼又はＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼から製造された板を使用することが知られている。

地球規模の環境保全の観点から自動車の燃料効率を改善するべく自動車の重量を減らすために、降伏強度及び引張強度が改善された板を有することが望ましい。しかし、そのような板はまた、良好な延性及び良好な成形性、さらに具体的には良好な伸びフランジ性を有しなければならない。

この問題を解決するために、いわゆる焼き入れ及び炭素濃化処理によって板を製造することが知られており、この方法では、シートは焼鈍温度から、Ｍｓ変態点未満の焼き入れ温度まで冷却され、その後炭素濃化温度まで加熱され、一定の時間この温度で維持される。得られる鋼板は、マルテンサイト及び残留オーステナイト、並びに任意選択でベイナイト及び／又はフェライトを含む構造を有する。

しかし、強度、延性及び成形性の改良された組み合わせを有する鋼板又は部品を製造できることが依然として望ましい。

特に、１１００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１３００ＭＰａ〜２０００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、１０％以上の一様伸びＵＥ、１３％以上の全伸びＴＥ、少なくとも１３０００ＭＰａ％の製品降伏強度×一様伸び（ＹＳ×ＵＥ）、少なくとも１９０００ＭＰａ％の製品引張強度×全伸び（ＴＳ×ＴＥ）及び少なくとも２０％の穴広げ率（ＨＥＲ）を有する鋼板を製造できることが依然として望ましい。

降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定される。測定方法の違いにより、
特に使用される試験片の幾何学的形状の違いにより、ＩＳＯ規格による全伸びＴＥの値は、ＪＩＳ Ｚ２２０１−０５規格に従った試験片を使用するＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って測定された全伸びの値とは著しく異なり、特にＪＩＳ Ｚ２２４１規格に従って測定された全伸びの値よりも低い。穴広げ率（ＨＥＲ）は、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。測定方法の違いのために、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９による穴広げ率（ＨＥＲ）の値は、ＪＦＳ Ｔ１００１（日本鋼鉄連盟の規格）に従った穴広げ率λの値とは非常に異なり、ＪＦＳ Ｔ１００１に従った穴広げ率λの値に匹敵しない。

この目的のために、本発明は、重量％で
０．１０％≦Ｃ≦０．４０％
３．５％≦Ｍｎ≦８．０％
０．５％≦Ｓｉ≦２．５％
０．００３％≦Ａｌ≦３．０％
Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
を含み、任意選択的にＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢの中から選択される１つ以上の元素を、
０．０１％≦Ｃｒ≦２．０％
０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００３％
となるように含み、
組成の残部は鉄及び製錬から生じる不可避の不純物である組成を有し、
該冷間圧延鋼板は、表面分率で、１０％〜５０％の間の残留オーステナイト、最大８％のフレッシュマルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトからなる微細構造を有し、該残留オーステナイトは、
−Ｍｎ含有率が１．３^＊Ｍｎ％より高いＭｎ富化オーステナイト、ここでＭｎ％は鋼板のＭｎ含有率を表し、
−Ｍｎ含有率が０．５^＊Ｍｎ％〜１．３^＊Ｍｎ％の間に含まれるＭｎが少ないオーステナイトを含み、
微細構造全体に対する該Ｍｎ富化オーステナイトの表面分率は、２％〜１２％の間である、冷間圧延熱処理鋼板に関する。

好ましくは、Ｍｎが少ないオーステナイト及びＭｎ富化オーステナイトは、０．４％〜１．０％の間に含まれる平均Ｃ含有率を有する。

好ましくは、Ｍｎ富化オーステナイトは島の形状であり、Ｍｎ富化オーステナイトの島の平均サイズは５００ｎｍ未満である。

好ましくは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは炭化物を含み、その最大寸法が６０ｎｍより大きい炭化物の表面密度は４．１０^６／ｍｍ^２以下である。

好ましくは、冷間圧延熱処理鋼板は、１１００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１３００ＭＰａ〜２０００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、少なくとも１０％の一様伸びＵＥ、ＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定された、少なくとも１３％の全伸びＴＥ、少なくとも１９０００ＭＰａ％の製品引張強度×全伸び（ＴＳ×ＴＥ）、少なくとも１３０００ＭＰａ％の製品降伏強度×一様伸び（ＹＳ×ＵＥ）、及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された、少なくとも２０％の穴広げ率（ＨＥＲ）を有する。

一実施形態によれば、冷間圧延熱処理鋼板は、Ｚｎ又はＺｎ合金で被覆される。

別の実施形態によれば、冷間圧延熱処理鋼板は、Ａｌ又はＡｌ合金で被覆される。

一実施形態によれば、組成は以下の条件のうちの少なくとも１つを満たす。
Ｃ≧０．１５％
Ｃ≦０．３０％

好ましくは、Ｍｎ≧３．７％である。

本発明はまた、以下の連続工程
−鋼を鋳造してスラブを得る工程、ここで鋼は重量パーセントで、
０．１０％≦Ｃ≦０．４０％
３．５％≦Ｍｎ≦８．０％
０．５％≦Ｓｉ≦２．５％
０．００３％≦Ａｌ≦３．０％
Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
を含み、任意選択的にＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢの中から選択される１つ以上の元素を、
０．０１％≦Ｃｒ≦２．０％
０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００３％
となるように、含み、
組成の残部は鉄及び製錬から生じる不可避の不純物である組成を有し、
−スラブを１１５０℃〜１３００℃の間に含まれる温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}で再加熱する工程、
−再加熱されたスラブをＡｒ３より高い温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼を得る工程、
−熱間圧延鋼を２０℃〜６００℃の間に含まれる温度で巻き取る工程、
−熱間圧延鋼をＡｃ１−２０℃より低い温度Ｔ_ＨＢＡで、以下のように定義される最小バッチ焼鈍時間ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}以上である時間ｔ_ＨＢＡの間焼鈍する工程、

式中、ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}は時間で表され、Ｔ_ＨＢＡはケルビンで表されるバッチ焼鈍温度であり、Ｍｎ％は重量％で表される鋼のＭｎ含有率を表し、Ｃ％は重量％で表す鋼のＣ含有率を表す、
− 鋼を冷間圧延して冷間圧延鋼板を得る工程、
− 冷間圧延鋼板をＡｅ３〜Ａｅ３＋１５０℃の間に含まれる焼鈍温度Ｔ_Ａまで再加熱して、焼鈍時にオーステナイトからなる構造を得、冷間圧延鋼板をｔ_Ａｍｉｎ〜ｔ_Ａｍａｘの間に含まれる保持時間ｔ_Ａの間、焼鈍温度Ｔ_Ａに維持する工程、ここでｔ_Ａｍｉｎ及びｔ_Ａｍａｘは以下のように定義される、

式中、ｔ_Ａｍｉｎ及びｔ_Ａｍａｘは秒で表され、Ｔ_Ａはケルビンで表される焼鈍温度であり、Ｍｎ％は鋼のＭｎ含有率を重量％で表し、Ｃ％は鋼のＣ含有率を重量％で表し、Ｃｒ％は鋼のＣｒ含有率を重量％で表す、
−冷却時にフェライト及びパーライトの形成を回避するのに十分に速い冷却速度で、冷間圧延鋼板をＭｆ＋２０℃〜Ｍｓ−５０℃の間に含まれる焼き入れ温度ＱＴまで焼き入れする工程、
−冷間圧延鋼板を３５０℃〜５００℃の間に含まれる炭素濃化温度Ｔ_Ｐに再加熱し、冷間圧延鋼板を３秒〜１０００秒の間に含まれる炭素濃化時間ｔ_Ｐの間、該炭素濃化温度Ｔ_Ｐに維持する工程、
−冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、冷間圧延熱処理鋼板を得る工程
を含む冷間圧延熱処理鋼板を製造するための方法に関する。

好ましくは、バッチ焼鈍温度Ｔ_ＨＢＡは５００℃以上である。

冷間圧延鋼板を焼き入れ温度ＱＴに焼き入れした後かつ板を炭素濃化温度Ｔ_Ｐに加熱する前に、２秒〜２００秒の間、好ましくは３〜７秒の間に含まれる保持時間の間、板を焼き入れ温度ＱＴに保持することが好ましい。

一実施形態によれば、冷間圧延鋼板を炭素濃化温度Ｔ_Ｐに維持することから冷間圧延鋼板を室温まで冷却することの間に、鋼板は４８０℃以下の温度の浴中で溶融めっきされる。

別の実施形態によれば、冷間圧延板を炭素濃化温度Ｔ_Ｐに維持した後、冷間圧延板は直ちに室温まで冷却される。

冷間圧延鋼板を室温まで冷却する工程の後、電気化学的方法又は真空めっき法によって、冷間圧延熱処理鋼板を被覆することができる。

一実施形態によれば、冷間圧延熱処理鋼板は、Ｚｎ又はＺｎ合金で被覆される。

別の実施形態によれば、冷間圧延熱処理鋼板は、Ａｌ又はＡｌ合金で被覆される。

好ましくは、冷間圧延熱処理鋼板は、表面分率で、１０％〜５０％の間の残留オーステナイト、最大で８％のフレッシュマルテンサイト、及び焼き戻しマルテンサイトからなる微細構造を有し、残留オーステナイトは、
−１．３×Ｍｎ％より高いＭｎ含有率を有するＭｎ富化オーステナイト、ここでＭｎ％は鋼板のＭｎ含有率を表す、
−０．５×Ｍｎ％〜１．３×Ｍｎ％の間に含まれるＭｎ含有率を有する、Ｍｎが少ないオーステナイト
を含み、微細構造全体に対するＭｎ富化オーステナイトの表面分率は、２％〜１２％の間である。

一実施形態によれば、組成物は以下の条件のうちの少なくとも１つを満たす。
Ｃ≧０．１５％
Ｃ≦０．３０％

好ましくは、Ｍｎ≧３．７％である。

本発明はさらに、少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接継手に関し、２枚の鋼板のうちの少なくとも１枚は、本発明による冷間圧延熱処理鋼板である。

好ましくは、抵抗スポット溶接継手は、溶接後熱処理の前に少なくとも３０ｄａＮ／ｍｍ^２のアルファ値を有する。

好ましくは、抵抗スポット溶接継手は、少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ^２のアルファ値を有する。

好ましくは、２枚の鋼板は、本発明による冷間圧延熱処理鋼板であり、以下のように組成を有する。

本発明はまた、以下の工程
−本発明による冷間圧延熱処理鋼板、又は本発明による方法によって製造された冷間圧延熱処理鋼板を提供する工程、
−第２の鋼板を提供する工程、
−冷間圧延熱処理鋼板を第２の鋼板に抵抗スポット溶接する工程
を含む少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接継手を製造するための方法に関する。

好ましくは、第２の鋼板は、本発明による冷間圧延熱処理鋼板、又は本発明による方法によって製造された冷間圧延熱処理鋼板である。

本発明を以下に詳細に説明し、制限を導入することなく実施例によって説明する。

以後、Ａｃ１は加熱時にオーステナイトが生じ始める温度を表し、Ａｅ３はそれを超えるとオーステナイトが完全に安定する平衡変態温度を表し、Ａｒ３は冷却時にオーステナイトからフェライトへの変態が始まる温度を表し、Ｍｓはマルテンサイト開始温度、すなわち、冷却時にオーステナイトがマルテンサイトに変態し始める温度を表し、Ｍｆはマルテンサイト終了温度、すなわち、冷却時にオーステナイトからマルテンサイトへの変態が終了する温度を表す。所与の鋼について、当業者は膨張率測定試験を通じてこれらの温度を決定する方法を知っている。

本発明による鋼の組成は、重量％で、
−十分な強度を確保し、十分な伸びを得るために必要な、残留オーステナイトの安定性を改善するために、０．１０％≦Ｃ≦０．４０％。好ましくは、炭素含有率は０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。好ましくは、炭素含有率は０．３０％以下である。炭素含有率が高すぎると、熱間圧延板を冷間圧延することが極めて困難となり、溶接性が不十分になる。炭素含有率が０．１０％未満であると、引張強度は目標値に達しない。さらに好ましくは、炭素含有率は０．２０％以下である。
−十分な伸びを得るために、十分な強度を確保し、少なくとも一部のオーステナイトの安定化を達成するために、３．５％≦Ｍｎ≦８．０％。特に、最小値は、表面分率で、鋼のＭｎ含有率を表すＭｎ含有率が１．３×Ｍｎ％よりも高い、２％〜１２％のＭｎ富化オーステナイトを含む最終構造を得るために規定される。最大値は、延性にとって有害である偏析問題を避けるために規定される。好ましくは、マンガン含有率は３．７％以上である。第一の実施態様によれば、マンガン含有率は３．５％〜６．０％の間、好ましくは３．７％〜６．０％の間に含まれる。第２の実施形態によれば、マンガン含有量は６．０％〜８．０％の間に含まれる。他の実施形態によれば、マンガン含有量は３．５％〜４．０％の間に含まれる。
−０．５％≦Ｓｉ≦２．５％及び０．００３％≦Ａｌ≦３．０％のアルミニウム、ケイ素含有率及びアルミニウム含有率はさらに以下の関係、すなわちＳｉ＋Ａｌ≧０．８％を満たす。

本発明によれば、Ｓｉ及びＡｌは共に重要な役割を果たし、ケイ素は平衡変態温度Ａｅ３未満に冷却するとセメンタイトの析出を遅らせる。したがって、Ｓｉを添加することは、十分な量の残留オーステナイトを安定化させるのに役立つ。Ｓｉはさらに固溶体強化を提供し、部分的なマルテンサイト変態の後に行われる即時の再加熱及び保持工程から生じる、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の再分布の間、炭化物の形成を遅らせる。含有率が高すぎると、表面に酸化ケイ素が生じ、それが鋼の被覆性を損なう。したがって、Ｓｉ含有率は２．５％以下である。

アルミニウムは精巧化の間に液相中で鋼を脱酸するための非常に有効な元素である。Ａｌ含有率は、鋼を液体状態で十分に脱酸するために０．００３％以上である。さらに、Ｓｉと同様に、Ａｌは残留オーステナイトを安定化させる。介在物の発生を回避し、酸化の問題を回避し、材料の焼入れ性を確保するために、Ａｌ含有率は３．０％以下である。

オーステナイトの安定化に対するＳｉとＡｌの効果は類似している。Ｓｉ含有率及びＡｌ含有率がＳｉ＋Ａｌ≧０．８％であると、オーステナイトの十分な安定化が得られ、それによって所望の微細構造を形成することが可能になる。

−０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％。０．００１％というモリブデン含有率は、不純物としてのＭｏの存在に対応する。好ましくは、焼入れ性を高めるため、炭素濃化中のオーステナイト分解を減少させるよう残留オーステナイトを安定化させるため、及び高マンガン含有率に起因し得、かつ穴拡げ率に有害な中心偏析を減らすために、鋼はＭｏの自発的添加を含む。Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有率は０．０５％以上である。したがって、Ｍｏ含有率は、好ましくは０．０５％〜０．５％の間に含まれる。０．５％を超えると、Ｍｏはあまりにも多くの炭化物を形成する可能性があり、これは延性にとって有害であり得る。

−炭化物の溶解を遅らせ、残留オーステナイトを安定化させるために、任意選択的に０．０１％≦Ｃｒ≦２．０％。最大２．０％のクロムが許容され、それを超えると、飽和効果が顕著となり、Ｃｒを添加することは無駄であり、かつ費用がかかる。

−熱間圧延中にオーステナイト粒を微細化し、析出強化を提供するために、任意選択的に０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％。０．０１０％〜０．０８０％のニオブ含有率により、満足な降伏強度及び伸びを得ることが可能になる。

−任意選択的に０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％。特に、チタンは、ホウ素をＢＮの形成から保護するためにホウ素に加えて０．０１０％〜０．０８０％の含有率で添加することができる。

また、Ｎｂ及びＴｉの添加により、マルテンサイトの焼戻し軟化抵抗性を増大させることができる。

これらの元素によって提供される高温での鋼の焼き入れ（これは熱間圧延力の増加のために薄板を製造することを困難にする）を制限するために、Ｎｂ含有率及びＴｉ含有率はそれぞれ０．０８０％以下である。

任意選択的に、析出強化を提供するために０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％。バナジウム含有率が０．３０％を超えると、バナジウムは炭化物及び／又は炭窒化物を形成することによって炭素を消費し、これはマルテンサイトを軟化させる。さらに、本発明による鋼の延性が損なわれる。

鋼の焼入性を高めるために、任意選択的に０．０００５％≦Ｂ≦０．００３％。

鋼の組成の残りは鉄と精錬から生じる不純物である。この点において、少なくともＮｉ、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ及びＮは不可避的不純物である残留元素と考えられる。したがって、それらの含有率は、Ｎｉについては０．０５％未満、Ｃｕについては０．０３％未満、Ｓについては０．０１０％未満、Ｐについては０．０２０％未満及びＮについては０．００８％未満である。

また、その組成は、以下のように定義される鋼の炭素当量が１．３０％以下であるようなものである。

式中、Ｃ％、Ｍｎ％、Ｓｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％及びＶ％は、それぞれ、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有率を表す。

実際、そのような炭素当量を用いると、鋼の溶接性が非常に改善される。また、発明者らは、本発明による鋼板又は本発明の方法によって得られた鋼板が、大量の合金元素の添加（溶接性を損なう）を行うことなく非常に高い機械的性質の組合せを達成することを見出した。したがって、炭素当量が１．３０％以下であるような鋼組成では、良好な溶接性を維持しながら、高い延性及び強度を得ることができる。

厚さ２〜６ｍｍの熱間圧延板は、上記のような組成を有する鋼を鋳造してスラブを得、１１５０℃〜１３００℃の間に含まれる温度Ｔ_{ｒｅｅａｔ}で再加熱し、再加熱したスラブを熱間圧延し（最終圧延温度はＡｒ３よりも高い）、熱間圧延鋼を得ることによって製造することができる。

最終圧延温度は、オーステナイト粒の粗大化を避けるために、最大で１０００℃であることが好ましい。

次いで、熱間圧延鋼は、例えば、１〜５０℃／秒の冷却速度で冷却され、２０℃〜６００℃の間に含まれる温度で巻き取られる。

巻取り後、板はベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト及び任意選択的にフェライトを含むことができる構造を有する。

巻き取り後、板は酸洗いされる。

次いで、Ｍｎに富んだ粗い炭化物を形成するために、板はバッチ焼鈍される。

特に、バッチ焼鈍温度Ｔ_ＨＢＡ及びバッチ焼鈍時間ｔ_ＨＢＡは、セメンタイト中に少なくとも５０％〜１００％までの析出炭素（これらの百分率は鋼の全炭素含有率に関して表され、すなわち鋼の炭素の少なくとも５０％がセメンタイト中に析出する）、及びセメンタイト中に少なくとも２５％のＭｎ含有率が得られるように制御される。セメンタイト中の少なくとも５０％の析出炭素は、全炭素に対する固溶体中の炭素の割合が５０％より低いことを意味する。バッチ焼鈍終了時のオーステナイト分率はいずれにせよ５％未満にとどまっている。

バッチ焼鈍中のオーステナイトの形成を回避し、したがってバッチ焼鈍後に板中のオーステナイトの割合を最大５％に制限するために、バッチ焼鈍温度Ｔ_ＨＢＡはＡｃ１−２０℃より低い。バッチ焼鈍温度Ｔ_ＨＢＡは、炭化物の十分な粗大化を得るために、５００℃以上であることが好ましい。

さらに、バッチ焼鈍時間ｔ_ＨＢＡ、すなわちバッチ焼鈍温度での保持時間は、セメンタイト中に少なくとも５０％の析出炭素及びセメンタイト中に少なくとも２５％のＭｎ含有率を得るために、最小バッチ焼鈍時間ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}以上でなければならない。

最小バッチ焼鈍時間ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}は、バッチ焼鈍温度Ｔ_ＨＢＡ並びに鋼のＣ含有率及びＭｎ含有率に依存する。特に、バッチ焼鈍温度Ｔ_ＨＢＡが高いほど、セメンタイト中の目標析出炭素及びセメンタイト中のＭｎ含有率を得るのに必要な最小バッチ焼鈍時間ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}は短くなる。さらに、鋼のＭｎ含有率が高いほど、及び鋼のＣ含有率が低いほど、セメンタイト中の目標析出炭素及びセメンタイト中のＭｎ含有率を得るために必要な最小バッチ焼鈍時間ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}は短くなる。

本発明者らは、最小バッチ焼鈍時間ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}が以下のように表されることを見出した。

式中、ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}は時間（ｈ）で表され、Ｔ_ＨＢＡはケルビン（Ｋ）で表されるバッチ焼鈍温度であり、Ｍｎ％は重量パーセントで表される鋼のＭｎ含有率を表し、Ｃ％は重量パーセントで表される鋼のＣ含有率を表す。

バッチ焼鈍時間が最小バッチ焼鈍時間ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}より短い場合、セメンタイト中で得られる析出炭素及び炭化物のＭｎ富化は不十分なものである。

バッチ焼鈍終了時に、鋼は、粗いＭｎ富化炭化物、最大５％のオーステナイト、及びフェライトからなる構造を有する。

次いで、板は任意選択的に酸洗いされ、冷間圧延されて、０．７ｍｍ〜３ｍｍの間、例えば０．８ｍｍ〜２ｍｍの範囲の厚さを有する冷間圧延板を得る。

冷間圧延率は、好ましくは２０％〜８０％の間に含まれる。

次いで、冷間圧延鋼板は連続焼鈍ラインで熱処理される。

熱処理は以下の工程
−焼鈍時にオーステナイトからなる構造を得るために、冷間圧延鋼板をＡｅ３〜Ａｅ３＋１５０℃の間に含まれる焼鈍温度Ｔ_Ａまで再加熱し、冷間圧延鋼板を保持時間ｔ_Ａの間焼鈍温度Ｔ_Ａに維持する工程を含む。

当業者は、膨張率測定試験からＡｅ３を決定する方法を知っている。

オーステナイト粒の粗大化を制限するために、焼鈍温度Ｔ_Ａは最大でＡｅ３＋１５０℃である。

焼鈍温度Ｔ_Ａに対する再加熱速度Ｖｒは、好ましくは１℃／秒〜２００℃／秒の間に含まれる。

焼鈍の間、Ｍｎに富む粗大炭化物は溶解し、オーステナイトは局所的にＭｎに富む。焼鈍温度Ｔ_Ａでの保持時間ｔ_Ａは、粗いセメンタイトの溶解が得られ、それによって、構造全体へのＭｎの拡散を回避しながら、オーステナイトのＭｎの局所的富化が達成されるように選択される。

特に、焼鈍温度Ｔ_Ａにおける保持時間ｔ_Ａは、焼鈍工程の終了時に、構造全体に対して２〜１２％のＭｎ富化オーステナイトが得られるように選択され、Ｍｎ富化オーステナイトは、１．３^＊Ｍｎ％より高いＭｎ含有率を有し、Ｍｎ％は鋼のＭｎ含有率を表す。

本発明者らは、焼鈍工程の終了時に、２％〜１２％のＭｎ富化オーステナイトを得るために、冷間圧延鋼板を、最小保持時間ｔ_Ａｍｉｎ〜最大保持時間ｔ_Ａｍａｘ（これらは焼鈍温度Ｔ_Ａ、並びに鋼の炭素含有率、マンガン含有率及びクロム含有率に依存し、以下のように定義される）の間に含まれる保持時間ｔ_Ａの間、焼鈍温度Ｔ_Ａに維持しなければならないことを発見した。

式中、ｔ_Ａｍｉｎ及びｔ_Ａｍａｘは秒（ｓ）で表され、Ｔ_Ａはケルビン（Ｋ）で表される焼鈍温度であり、Ｍｎ％は重量％で表される鋼のＭｎ含有率を表し、Ｃ％は重量％で表される鋼のＣ含有率を表し、Ｃｒ％は重量％で表される鋼のＣｒ含率量を表す。

特に、本発明者らは、Ｍｎ含有率とＣ含有率との比が高いほど、及びクロム含有率が高いほど、焼鈍温度Ｔ_Ａでの焼鈍中の炭化物の溶解速度が遅くなることを見出した。それゆえ、最小保持時間及び最大保持時間は、Ｍｎ％とＣ％との間の比率の増加関数及びＣｒ含有率の増加関数である。

保持時間が最小保持時間ｔ_Ａｍｉｎよりも短いと、粗いＭｎ富化炭化物の溶解が不十分であるため、焼鈍の終了時に鋼は炭化物を含み、オーステナイトのＭｎ富化が不十分となる。

保持時間が最大保持時間ｔ_Ａｍａｘよりも長い場合、粗いＭｎ富化炭化物は完全に溶解されるが、構造全体におけるＭｎの拡散が極めて重大であるため、焼鈍の終了時に、オーステナイトのＭｎ富化が不十分である。

焼鈍の終了時に、鋼板の構造はオーステナイトからなり、オーステナイトは１．３^＊Ｍｎ％より高いＭｎ含有率を有するＭｎ富化オーステナイト、及び０．５^＊Ｍｎ％〜１．３^＊Ｍｎ％の間に含まれるＭｎ含有率を有するＭｎが少ないオーステナイトを含む。構造全体に対するＭｎ富化オーステナイトの割合は、２％〜１２％の間に含まれる。

−冷却時にフェライト及びパーライトの形成を回避するのに十分に速い冷却速度Ｖｃで、オーステナイトのＭｓ変態点よりも低い焼入れ温度ＱＴまで冷間圧延鋼板を焼入れする。焼入れ温度ＱＴはＭｆ＋２０℃〜Ｍｓ−５０℃の間に含まれる。冷却速度Ｖｃは好ましくは少なくとも２℃／秒である。鋼の各特定の組成及び各構造について、当業者は、膨張率測定によってオーステナイトのＭｓ及びＭｆの開始及び終了変態点を決定する方法を知っている。

この焼入れ工程の間、Ｍｎが少ないオーステナイトは部分的にマルテンサイトに変態するが、Ｍｎによって安定化されたＭｎ富化オーステナイトは変態しない。

焼入れ温度ＱＴは、焼入れ直後に、１０％〜５８％の間のオーステナイト及び最大９０％のマルテンサイトからなる構造を得るように選択される。Ｍｎ富化オーステナイトの割合は、２％〜１２％の間に含まれるにとどまっている。

当業者は、所望の構造を得るために適合させた焼入れ温度を決定する方法を知っている。

焼入れ温度ＱＴがＭｆ＋２０℃より低いと、最終構造中の焼戻し（すなわち、炭素濃化）マルテンサイトの割合が高すぎて、１０％を超える十分な量の残留オーステナイトを安定化させることができない。また、焼入れ温度ＱＴがＭｓ−５０℃より高いと、最終構造中の焼戻しマルテンサイトの割合が低すぎて所望の引張強度を得ることができない。

−マルテンサイト中のイプシロン炭化物（鋼の延びの減少をもたらすであろう）の形成を回避するために、２秒〜２００秒の間、好ましくは３秒〜７秒の間に含まれる保持時間ｔ_Ｑの間、焼き入れされた板を焼き入れ温度ＱＴに任意選択的に保持する。

−冷間圧延鋼板を３５０℃〜５００℃の間に含まれる炭素濃化温度Ｔ_Ｐに再加熱し、３秒〜１０００秒の間に含まれる炭素濃化時間ｔ_Ｐの間、冷間圧延鋼板を炭素濃化温度Ｔ_Ｐに維持する。この炭素濃化工程の間に、炭素はマルテンサイトからオーステナイトに拡散し、それによってオーステナイトのＣ富化を達成する。特に、炭素はマルテンサイトからＭｎが少ないオーステナイト及びＭｎ富化オーステナイトに拡散するので、Ｍｎが少ないオーステナイト及びＭｎ富化オーステナイトの両方がＣで富化される。

炭素濃化温度Ｔ_Ｐが５００℃より高いか又は３５０℃より低いと、最終製品の伸びは不十分である。

−任意選択的に、板を４８０℃以下の温度の浴中で溶融めっきする。任意の種類の被覆は、特に、亜鉛、又は亜鉛−ニッケル合金、亜鉛−マグネシウム合金若しくは亜鉛−マグネシウム−アルミニウム合金のような亜鉛合金、アルミニウム、又はアルミニウム−ケイ素のようなアルミニウム合金を使用することができる。

−炭素濃化工程の直後又は溶融めっき工程を行った場合には溶融めっき工程後に、冷間圧延鋼板を室温まで冷却して、冷間圧延熱処理鋼板を得る。冷却速度は、好ましくは１℃／秒より速く、例えば、２℃／秒〜２０℃／秒の間に含まれる。

この冷却工程中に、Ｍｎが少ないオーステナイトの一部はフレッシュマルテンサイトに変態することがある。しかし、Ｃ及び／又はＭｎによるオーステナイトの安定化に起因して、フレッシュマルテンサイトの表面分率は８％以下にとどまっている。

− 室温まで冷却した後、溶融めっき工程が行われていない場合、任意選択的に、板は、電気化学的方法、例えば、電気亜鉛めっきによって、又はＰＶＤ若しくはジェット蒸着のような任意の真空めっき法によって被覆することができる。任意の種類の被覆、特に、亜鉛又は、亜鉛−ニッケル合金、亜鉛−マグネシウム合金若しくは亜鉛−マグネシウム−アルミニウム合金のような亜鉛合金を使用することができる。任意選択的に、電気亜鉛めっきによる被覆の後、板を脱気することができる。

−室温まで冷却し、任意選択の被覆後、任意選択的に、１５０℃〜４５０℃の間に含まれる温度で、１分〜２０分の間に含まれる保持時間の間、板に追加の焼き戻し処理を施すことができる（温度が高いほど、保持時間は短くなる）。この焼戻し処理は、板の成形性を改善することを目的としている。

この製造方法により、炭素濃化及び室温までの冷却後に、表面分率で以下のものからなる最終構造を得ることが可能になる。
−１０％〜５０％の残留オーステナイト
−最大８％のフレッシュマルテンサイト及び
−焼戻しマルテンサイト

残留オーステナイトは以下のものを含む。
−１．３^＊Ｍｎ％より高いＭｎ含有率を有するＭｎ富化オーステナイト、微細構造全体に対するＭｎ富化オーステナイトの表面分率は、２％〜１２％である。
−０．５^＊Ｍｎ％〜１．３^＊Ｍｎ％の間に含まれるＭｎ含有率を有するＭｎが少ないオーステナイト。Ｍｎが少ないオーステナイトの表面分率は、好ましくは少なくとも５％である。

Ｍｎ富化オーステナイト及びＭｎが少ないオーステナイトは両方ともＣ富化される。Ｍｎ富化オーステナイト及びＭｎが少ないオーステナイト中のＣ含有率は、０．４％〜１．０％の間に含まれる。

Ｍｎ富化オーステナイトは島状であり、Ｍｎ富化オーステナイトの島の平均サイズは５００ｎｍ未満である。

１．３^＊Ｍｎ％より高いＭｎ含有率を有するＭｎ富化オーステナイトの少なくとも２％という表面分率により、伸びと強度の改善された組合せを得ることが可能になる。

実際、残留オーステナイトのＭｎによる富化は、鋼板が変形を受けたときに、Ｍｎ富化オーステナイトが個々の転位の滑り及び機械的双晶化の両方によって変形するように、オーステナイトの高い安定化をもたらす。

存在する場合には焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトを含むマルテンサイトは、少量の炭化物を含む。特に、最大寸法が６０ｎｍを超えるマルテンサイト中の炭化物の面密度は、４×１０^６／ｍｍ^２以下である。マルテンサイト中のこの少量の炭化物は、少なくとも１９０００ＭＰａ％の製品引張強度×全伸び（ＴＳ×ＴＥ）を得るのに寄与する。実際、炭化物の量が少ないほど、炭化物の形態での炭素及びマンガンの割合が低くなり、オーステナイト中の炭素及びマンガンの割合が高くなる。対照的に、４×１０^６／ｍｍ^２より高い、最大寸法が６０ｎｍよりも大きいマルテンサイト中の炭化物の面密度は、オーステナイトが十分な量の炭素及びマンガンを含有せず、十分に安定化されていないことを意味する。

構造中のフレッシュマルテンサイトの割合は８％以下である。実際、８％より高いフレッシュマルテンサイトの割合により、ＩＳＯ１６６３０：２００９に従う２０％より低い穴広げ率（ＨＥＲ）がもたらされるであろう。

これらの特徴は、例えば、５０００倍を超える倍率で、電子後方散乱回折（「ＥＢＳＤ」）装置及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に連結された電界放出銃を有する走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ−ＳＥＭ」）により微細構造を観察することによって決定される。

降伏強度ＹＳが１１００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの間に含まれ、引張強度ＴＳが１３００ＭＰａ〜２０００ＭＰａの間に含まれ、一様伸びＵＥが少なくとも１０％、ＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定された全伸びＴＥが少なくとも１３％、製品引張強度×全伸び（ＴＳ×ＴＥ）が少なくとも１９０００ＭＰａ％、製品降伏強度×一様伸び（ＹＳ×ＵＥ）が少なくとも１３０００ＭＰａ、及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された穴広げ率（ＨＥＲ）が少なくとも２０％である鋼板が得られる。

実施例及び比較として、表Ｉに従う鋼組成でできた板を製造し、その含有率を重量パーセントで表す。

この表において、「ｒｅｓ．」は、その元素が残留物としてのみ存在し、この元素の自発的な添加は行われなかったことを意味する。

Ａｃ１、Ａｅ３（又はＡｃ３）及びＭｓのような鋼の変態温度を、膨張率測定によって測定し、表ＩＩに報告する。

鋼を鋳造して、インゴットを得た。インゴットを１２５０℃の温度Ｔ_{ｒｅｅａｔ}で再加熱し、Ａｒ３より高い温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼を得、酸洗いした。

次いで、熱間圧延鋼板を温度Ｔ_ｃｏｉｌで巻き取り、温度Ｔ_ＨＢＡでｔ_ＨＢＡの時間の間バッチ焼鈍し、酸洗し、そして冷間圧延率５０％で冷間圧延して、厚さ１．２ｍｍの冷間圧延板を得た。

冷間圧延板を加熱速度Ｖｒ＝２０℃／秒で焼鈍温度Ｔ_Ａまで再加熱し、保持時間ｔ_Ａの間、焼鈍温度Ｔ_Ａに維持し、冷却速度Ｖｃで焼入れ温度ＱＴまで焼入れし、時間ｔ_Ｑの間のこの温度ＱＴに保持した。

次いで板を炭素濃化温度Ｔ_Ｐに再加熱し、炭素濃化時間ｔ_Ｐの間、炭素濃化温度Ｔ_Ｐに維持し、次いで直ちに室温に冷却した。

処理条件を表ＩＩＩに報告する。

表ＩＩＩにおいて、Ｔ_ｃｏｉｌは巻き取り温度であり、Ｔ_ＨＢＡはバッチ焼鈍温度であり、ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}は最小バッチ焼鈍時間であり、ｔ_ＨＢＡはバッチ焼鈍時間であり、Ｖ_ｒは焼鈍温度Ｔ_Ａまでの加熱速度であり、ｔ_Ａｍｉｎは最小焼鈍時間であり、ｔ_Ａｍａｘは最大焼鈍時間であり、ｔ_Ａは焼鈍温度であり、Ｖｃは焼入れ温度までの冷却速度であり、ＱＴは焼入れ温度であり、ｔ_Ｑは焼入れ温度での保持時間であり、Ｔ_Ｐは炭素濃化温度であり、ｔ_Ｐは炭素濃化時間である。下線を引いた値は本発明によるものではない。

微細構造を表ＩＶに報告する。表ＩＶにおいて、γはオーステナイトの表面分率であり、γ_Ｍｎ＋はＭｎ富化オーステナイトの表面分率であり、Ｓγ_Ｍｎ＋はＭｎ富化オーステナイトの島の平均サイズであり、γ_Ｍｎ−はＭｎが少ないオーステナイトの表面分率であり、Ｂはベイナイトの表面分率であり、ＦＭはフレッシュマルテンサイトの表面分率であり、ＴＭは焼戻しマルテンサイトの表面分率であり、ｄ_Ｃは最大寸法が６０ｎｍより大きいマルテンサイト中の炭化物の表面密度である。

この表において、「ＮＡ」は「適用外」を意味する。「ｎ．ｄ．」は「決定しなかったこと」を意味する。下線を引いた値は本発明によるものではない。

機械的特性を表Ｖに報告する。測定した特性は、穴広げ率（ＨＥＲ）、降伏強度ＹＳ、引張応力ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥである。

降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定した。穴広げ率（ＨＥＲ）は、規格ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って測定した。

実施例１〜７及び１１〜１５は、本発明による組成を有する鋼から作成し、本発明による製造方法によって製造した。これら全ての実施例は、１１００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１３００ＭＰａ〜２０００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、少なくとも１０％の一様伸びＵＥ、ＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定した少なくとも１３％の全伸びＴＥ、１９０００ＭＰａ％より高い製品引張強度×全伸び（ＴＳ×ＴＥ）、１３０００ＭＰａ％より高い製品降伏強度×一様伸び（ＹＳ×ＵＥ）、及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定した少なくとも２０％の穴広げ率（ＨＥＲ）を有する。

対照的に、例８〜１０、１６及び１７は、最大焼鈍時間ｔ_Ａｍａｘよりも長い時間ｔ_Ａの間、焼鈍温度Ｔ_Ａに維持した。その結果、焼鈍の間、バッチ焼鈍中にＭｎに富んだ炭化物は完全に溶解し、Ｍｎが構造全体に拡散したので、焼鈍終了時にＭｎ富化オーステナイトは残っていなかった。

このように、これらの例の最終構造はＭｎ富化オーステナイトを全く含有せず、目標とする特性は達成されていない。特に、これらの例はいずれも１３０００ＭＰａ％に達する製品降伏強度×一様伸びを有していない。

例１８〜２０は、わずか２．７％のＭｎ、すなわち３．５％未満のＭｎを含む鋼Ｒ１から作成する。結果として、粗い炭化物の形成をもたらす非常に長いバッチ焼鈍時間（１０時間）を用いてさえ、これらの炭化物のＭｎによる富化は不十分である。さらに、例１８〜２０は、最大焼鈍時間ｔ_Ａｍａｘよりも長い時間ｔ_Ａの間、焼鈍温度Ｔ_Ａに維持した。結果として、焼鈍終了時に、鋼板はＭｎ富化オーステナイトを含有していなかった。

このように、例１８〜２０の最終構造は、Ｍｎ富化オーステナイトを全く含有せず、目標とする特性は達成されていない。

例２１及び２２は、わずか２．０５％のＭｎを含む鋼Ｒ２から作成し、例２３及び２４は、わずか２％のＭｎを含む鋼Ｒ３から作成する。さらに、これらの例２１〜２４でのバッチ焼鈍の時間は不十分であった。その結果、得られたセメンタイト割合、及びＭｎによるセメンタイトの富化は不十分なものであった。また、例２１〜２４は、最大焼鈍時間ｔ_Ａｍａｘよりも長い時間ｔ_Ａの間、焼鈍温度Ｔ_Ａに維持した。結果として、焼鈍終了時に、鋼板はＭｎ富化オーステナイトを含有していなかった。その上、Ｍｎによってオーステナイトが安定化しなかったため、炭素濃化中にオーステナイトが部分的にベイナイトに変態した。

このように、例２１〜２４の最終構造は、Ｍｎ富化オーステナイトを全く含有せず、目標とする特性は達成されていない。

例２６〜２８は、Ａｃ１−２０℃より高い温度でバッチ焼鈍したが、結果的にはＭｎ富化オーステナイトを全く含有していない。結果として、目標とする特性は達成されていない。

本発明者らはさらに、鋼Ｒ４から作成した板と比較して、本発明による板の抵抗スポット溶接性を求めた。特に、鋼Ｉ１、Ｉ２又はＲ４から作成した板を互いに抵抗スポット溶接し、クロステストにおける最大荷重を溶接直径及び厚さで割ったアルファ値を溶接後熱処理前（ＰＷＨＴなし）及び溶接後熱処理後（ＰＷＨＴあり）に求めた。これは、ｄａＮ／ｍｍ^２で表される抵抗スポット溶接の正規化荷重である。

結果を下記の表ＶＩに報告する。

表ＶＩは、本発明の鋼を用いると、良好な溶接性を保持しながら高い延性及び強度を得ることができることを示している。反対に、鋼Ｒ４はスポット溶接性を損なうほど高い引張強度に達する。

このように、本発明の鋼は種々の溶接構造を製造するために有効に使用することができる。

特に、少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接接合継手を含む溶接構造は、本発明による方法によって第１の鋼板を製造し、第２の鋼板を提供し、第１の鋼を第２の鋼板へ抵抗スポット溶接することによって製造できる。第２の鋼板は、例えば本発明による方法によって製造される。

このように、高いアルファ値を有する抵抗スポット溶接継手が得られる。特に、溶接後熱処理前のアルファ値は少なくとも３０ｄａＮ／ｍｍ^２ 、即ち少なくとも３０*１０Ｎ／ｍｍ ^２ であり、溶接後熱処理後のアルファ値は少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ^２ 、即ち少なくとも５０*１０Ｎ／ｍｍ ^２ である。

本発明による抵抗スポット溶接によって任意に溶接された鋼板は、製造工程中に高い成形性及び衝突の際の高いエネルギー吸収を提供するので、自動車の構造部品の製造に有効に使用される。本発明による抵抗スポット溶接部はまた、自動車の構造部品の製造に有効に使用される。

Claims (24)

1. 冷間圧延熱処理鋼板であって、重量％で
   ０．１０％≦Ｃ≦０．４０％
   ３．５％≦Ｍｎ≦８．０％
   ０．５％≦Ｓｉ≦２．５％
   ０．００３％≦Ａｌ≦３．０％
   Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
   ０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％
   Ｓ≦０．０１０％
   Ｐ≦０．０２０％
   Ｎ≦０．００８％
   を、
   

   

   となるように含み、
   任意選択的にＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢの中から選択される１つ以上の元素を、
   ０．０１％≦Ｃｒ≦２．０％
   ０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
   ０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
   ０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
   ０．０００５％≦Ｂ≦０．００３％
   であるように含み、
   組成の残部は鉄及び製錬から生じる不可避の不純物である組成を有し、
   該冷間圧延鋼板は、面積分率で、１０％〜５０％の間の残留オーステナイト、最大８％のフレッシュマルテンサイト、及び焼戻しマルテンサイトからなる微細構造を有し、該残留オーステナイトは、
   −Ｍｎ含有率が１．３＊Ｍｎ％より高いＭｎ富化オーステナイト、ここでＭｎ％は鋼板のＭｎ含有率を表し、
   −Ｍｎ含有率が０．５＊Ｍｎ％〜１．３＊Ｍｎ％の間に含まれるＭｎが少ないオーステナイトを含み、
   該微細構造全体に対する該Ｍｎ富化オーステナイトの面積分率は、２％〜１２％の間である、冷間圧延熱処理鋼板。
2. 前記Ｍｎが少ないオーステナイト及び前記Ｍｎ富化オーステナイトが、０．４％〜１．０％の間に含まれる平均Ｃ含有率を有する、請求項１に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
3. 前記Ｍｎ富化オーステナイトが島の形状であり、前記Ｍｎ富化オーステナイトの島の平均サイズは５００ｎｍ未満である、請求項１又は２に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
4. 前記フレッシュマルテンサイト及び前記焼戻しマルテンサイトが炭化物を含み、その最大寸法が６０ｎｍより大きい炭化物の面積密度は４×１０^６／ｍｍ^２以下である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
5. １１００ＭＰａ〜１７００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１３００ＭＰａ〜２０００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、少なくとも１０％の一様伸びＵＥ、ＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定された少なくとも１３％の全伸びＴＥ、少なくとも１９０００ＭＰａ％の製品引張強度×全伸び（ＴＳ×ＴＥ）、少なくとも１３０００ＭＰａ％の製品降伏強度×一様伸び（ＹＳ×ＵＥ）、及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
6. Ｚｎ又はＺｎ合金で被覆される、請求項１〜５のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
7. Ａｌ又はＡｌ合金で被覆される、請求項１〜５のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
8. 前記組成が、以下の条件のうちの少なくとも１つを満たす、請求項１〜７のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
   Ｃ≧０．１５％
   Ｃ≦０．３０％
9. Ｍｎ≧３．７％である、請求項１〜８のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
10. 少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接継手であって、該２枚の鋼板のうちの少なくとも１枚は、請求項１〜９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板である抵抗スポット溶接継手。
11. 溶接後熱処理の前に少なくとも３０*１０Ｎ／ｍｍ^２のアルファ値を有する、請求項１０に記載の抵抗スポット溶接継手。
12. 溶接後熱処理の後に少なくとも５０*１０Ｎ／ｍｍ^２のアルファ値を有する、請求項１０又は１１に記載の抵抗スポット溶接継手。
13. 冷間圧延熱処理鋼板を製造するための方法であって、以下の連続する工程
    −鋼を鋳造してスラブを得る工程、ここで鋼は重量パーセントで
    ０．１０％≦Ｃ≦０．４０％
    ３．５％≦Ｍｎ≦８．０％
    ０．５％≦Ｓｉ≦２．５％
    ０．００３％≦Ａｌ≦３．０％
    Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
    ０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％
    Ｓ≦０．０１０％
    Ｐ≦０．０２０％
    Ｎ≦０．００８％
    を、
    

    

    となるように含み、
    任意選択的にＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢの中から選択される１つ以上の元素を、
    ０．０１％≦Ｃｒ≦２．０％
    ０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
    ０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
    ０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
    ０．０００５％≦Ｂ≦０．００３％
    であるように含み、
    組成の残部は鉄及び製錬から生じる不可避の不純物である組成を有し、
    −該スラブを１１５０℃〜１３００℃の間に含まれる温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}で再加熱する工程、
    −該再加熱されたスラブをＡｒ３より高い温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼を得る工程、
    −該熱間圧延鋼を２０℃〜６００℃の間に含まれる温度で巻き取る工程、
    −該熱間圧延鋼を５００℃以上Ａｃ１−２０℃未満の温度Ｔ_ＨＢＡで、以下のように定義される最小バッチ焼鈍時間ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}以上である時間ｔ_ＨＢＡの間焼鈍する工程、
    

    

    ここで、ｔ_{ＨＢＡｍｉｎ}は時間で表され、Ｔ_ＨＢＡはケルビンで表されるバッチ焼鈍温度であり、Ｍｎ％は重量％で表される鋼のＭｎ含有率を表し、Ｃ％は重量％で表される鋼のＣ含有率を表し、
    −該熱間圧延鋼を冷間圧延して冷間圧延鋼板を得る工程、
    −該冷間圧延鋼板をＡｅ３〜Ａｅ３＋１５０℃の間に含まれる焼鈍温度Ｔ_Ａまで再加熱して、焼鈍時にオーステナイトからなる構造を得、冷間圧延鋼板をｔ_Ａｍｉｎ〜ｔ_Ａｍａｘの間に含まれる保持時間ｔ_Ａの間、焼鈍温度Ｔ_Ａに維持する工程、ここでｔ_Ａｍｉｎ及びｔ_Ａｍａｘは以下のように定義される、
    

    

    式中、ｔ_Ａｍｉｎ及びｔ_Ａｍａｘは秒で表され、Ｔ_Ａはケルビンで表される焼鈍温度であり、Ｍｎ％は重量％で表される鋼のＭｎ含有率を表し、Ｃ％は重量％で表される鋼のＣ含有率を表し、Ｃｒ％は重量％で表される鋼のＣｒ含有率を表す、
    −冷却時にフェライト及びパーライトの形成を回避するのに十分に速い冷却速度で、冷間圧延鋼板をＭｆ＋２０℃〜Ｍｓ−５０℃の間に含まれる焼き入れ温度ＱＴまで焼き入れする工程、
    −該冷間圧延鋼板を３５０℃〜５００℃の間に含まれる炭素濃化温度Ｔ_Ｐに再加熱し、該冷間圧延鋼板を３秒〜１０００秒の間に含まれる炭素濃化時間ｔ_Ｐの間、該炭素濃化温度Ｔ_Ｐに維持する工程、
    −該冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、冷間圧延熱処理鋼板を得る工程
    を含み、
    前記冷間圧延熱処理鋼板が、面積分率で、１０％〜５０％の残留オーステナイト、最大で８％のフレッシュマルテンサイト、及び焼き戻しマルテンサイトからなる微細構造を有し、
    該残留オーステナイトは、
    −Ｍｎ含有率が１．３＊Ｍｎ％より高いＭｎ富化オーステナイト、ここでＭｎ％は鋼板のＭｎ含有率を表し、
    −Ｍｎ含有率が０．５＊Ｍｎ％〜１．３＊Ｍｎ％の間に含まれるＭｎが少ないオーステナイト
    を含み、該微細構造全体に対する該Ｍｎ富化オーステナイトの面積分率は、２％〜１２％の間である、
    方法。
14. 前記冷間圧延鋼板を前記焼き入れ温度ＱＴに焼き入れした後かつ前記板を前記炭素濃化温度Ｔ_Ｐに加熱する前に、２秒〜２００秒の間に含まれる保持時間の間、前記冷間圧延鋼板を前記焼き入れ温度ＱＴに保持する、請求項１３に記載の方法。
15. 前記冷間圧延鋼板を前記焼き入れ温度ＱＴに焼き入れした後かつ前記板を前記炭素濃化温度Ｔ_Ｐに加熱する前に、３秒〜７秒の間に含まれる保持時間の間、前記冷間圧延鋼板を前記焼き入れ温度ＱＴに保持する、請求項１４に記載の方法。
16. 前記冷間圧延鋼板を前記炭素濃化温度Ｔ_Ｐに維持することから前記冷間圧延鋼板を室温まで冷却することの間に、前記鋼板を４８０℃以下の温度の浴中で溶融めっきする、請求項１３〜１５のいずれか一項に記載の方法。
17. 前記冷間圧延板を前記炭素濃化温度Ｔ_Ｐに維持した後、前記冷間圧延板を直ちに室温まで冷却する、請求項１３〜１５のいずれか一項に記載の方法。
18. 前記冷間圧延鋼板を室温まで冷却する工程の後、電気化学的方法又は真空めっき法によって、前記冷間圧延熱処理鋼板を被覆する、請求項１７に記載の方法。
19. 前記冷間圧延熱処理鋼板が、Ｚｎ又はＺｎ合金で被覆される、請求項１６又は１８のいずれか一項に記載の方法。
20. 前記冷間圧延熱処理鋼板が、Ａｌ又はＡｌ合金で被覆される、請求項１６又は１８のいずれか一項に記載の方法。
21. 前記組成が、以下の条件のうちの少なくとも１つを満たす、請求項１３〜２０のいずれか一項に記載の方法。
    Ｃ≧０．１５％
    Ｃ≦０．３０％
22. Ｍｎ≧３．７％である、請求項１３〜２１のいずれか一項に記載の方法。
23. 請求項１０〜１２のいずれか一項に記載の抵抗スポット溶接継手を製造するための方法であって、以下の工程
    −請求項１〜９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板を提供する工程、
    −第２の鋼板を提供する工程、
    −該冷間圧延熱処理鋼板を該第２の鋼板に抵抗スポット溶接する工程
    を含む方法。
24. 前記第２の鋼板が、請求項１〜９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板である、請求項２３に記載の方法。