JP7077309B2 - 優れた伸びフランジ成形性及びエッジ疲労性能を有する熱間圧延高強度鋼の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車のシャーシ部品等に適する熱間圧延高強度鋼シート又はストリップの製造方法、より詳細には、引張伸び及び伸びフランジ成形性（ＳＦＦ：ｓｔｒｅｔｃｈ－ｆｌａｎｇｅ ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）の優れた組み合わせ、並びに、良好な打ち抜きエッジ疲労（ＰＥＦ：ｐｕｎｃｈｅｄ－ｅｄｇｅ ｆａｔｉｇｕｅ）強度とともに、５７０ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上、より好ましくは９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する熱間圧延高強度鋼ストリップの製造方法に関する。

厳しい環境規制や自動車安全規制からの圧力が高まっているため、自動車業界では、乗客の安全性や走行性能を犠牲にすることなく、燃料消費量及び温室効果ガス排出量を削減するための費用対効果の高い選択肢が常に探求されている。より薄いゲージで新しい革新的な高強度鋼を利用することによる車両重量の削減は、自動車産業にとっての選択肢の一つである。

成形性の点では、これらの鋼は十分な強度フランジ成形性と合わせて十分な伸縮性を提供すべきであり、その理由としてはこれによって、幾何学的な変更により薄いゲージを使用することによる剛性の本質的な損失が補償され、新しい軽量シャーシの設計を策定する自由度が増すからである。穴広げ性能（ＨＥＣ：ｈｏｌｅ－ｅｘｐａｎｓｉｏｎ ｃａｐａｃｉｔｙ）はＳＦＦ度合の良好な尺度と見なされるので、このことはこれらの鋼が引張伸びとＨＥＣとの間の健全なバランスを提供するはずであることを意味する。最終部品に存在するせん断されたエッジ又は打ち抜かれたエッジの疲労性能も重要である。

従来のＨＳＬＡグレードに代わるものとして開発されたデュアルフェーズ（ＤＰ：Ｄｕａｌ－Ｐｈａｓｅ）、フェライト－ベイナイト（ＦＢ：Ｆｅｒｒｉｔｅ－Ｂａｉｎｉｔｅ）又はコンプレックスフェーズ（ＣＰ：Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ）スチール等の先進高強度鋼（ＡＨＳＳ：Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）グレードのその強度は、主にフェライト又はベイナイトマトリックスが島状マルテンサイト又は潜在的に残留する島状オーステナイトで強化されている多相微細構造に依存している。

多相微細構造を有するＡＨＳＳグレードは、同等の引張強度を有するナノ－析出（ＮＰ）強化単相フェライト系高強度鋼グレードと比較すると制限されている。その理由は、ＡＨＳＳ微細構造中のフェライト又はベイナイトマトリックスと低温変態成分との間の硬度の差が、切断端部付近の鋼の内部のせん断又は打ち抜きを行うことで微小空隙を助長するためである。言い換えると、これらの微小空隙は、成形することが空隙の成長及び合体をもたらし、早期の肉眼的な破損、すなわち１つ又は複数の厚さ方向の亀裂をもたし得るので、ＨＥＣを損ない得る。さらに、前述のＡＨＳＳグレードだけでなく、フェライトが（粗）セメンタイト及び／又はパーライトと組み合わされているＨＳＬＡにも存在するような、異なる硬度を有する２つ以上の相成分の存在もまた、打ち抜かれた又はせん断されたエッジの破砕域の粗さの増大をもたらし得る。この破砕域の粗さが増すと、打ち抜かれた又はせん断されたエッジの疲労強度が著しく低下することにつながり得る。

前述のＡＨＳＳグレードとは対照的に、ＮＰ鋼は、高い延性のために本質的に排他的にフェライトからなる均質な微細構造を有し、強度は高密度のナノメートルサイズの複合析出物による析出硬化に大きく左右され、それらはせん断又は打ち抜き時の微小空隙の形成による影響を受けにくくなっている。これらのＮＰ鋼は、同等の引張強度を有する多相ＡＨＳＳ又はＨＳＬＡグレードと比較して、改善された引張伸びとＨＥＣのバランスをもたらす。

欧州特許第１３３８６６５号、欧州特許第１２１６７１４０号、及び欧州特許第１３１５４８２５号は、熱間圧延ナノ析出強化単相フェライト高強度鋼に関し、所望の特性を達成するためにＴｉ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＶの異なる組み合わせを使用している。

鋼のＨＥＣを決定する上で、いくつかの要因が重要な役割を果たす。鋼の引張強度と、せん断又は打ち抜き時の損傷耐性に関する第二硬質相成分に関する微細構造特性との固有の関係とは別に、微量元素、特に製鋼プロセスからの硫化物及び／又は酸化物系の介在物は、応力を上昇させる作用物質として作用し、かつせん断又は打ち抜き等の変形操作時に微小空隙を形成する潜在的な核形成部位として作用し得るため、ＨＥＣ及び疲労強度に大きな影響を及ぼし得る。同じことが（中心線）偏析（（ｃｅｎｔｒｅ ｌｉｎｅ）ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）にも当てはまり、中心線偏析が打ち抜き時の割れ（ｓｐｌｉｔｔｉｎｇ）を促進する可能性があるので、ＰＥＦに有害な影響を及ぼす可能性がある。本発明の目的は、引張伸び及びＳＦＦの優れた組み合わせ、並びに、良好なＰＥＦ強度とともに、５７０ＭＰａ以上の引張強度を有する熱間圧延高強度鋼シート又はストリップを製造する方法を提供することである。

本発明のさらなる目的は、引張伸び及びＳＦＦの優れた組み合わせ、並びに、良好なＰＥＦ強度とともに、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する熱間圧延高強度鋼シート又はストリップを製造する方法を提供することである。

本発明のさらに別の目的は、引張伸び及びＳＦＦの優れた組み合わせ、並びに、良好なＰＥＦ強度とともに、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する熱間圧延高強度鋼シート又はストリップを製造する方法を提供することである。

本発明のさらに別の目的は、以上の目的に従った熱間圧延高強度鋼シート又はストリップを製造する方法であって、前記鋼が自動車のシャーシ部品等の製造に好適である方法を提供することである。

これらの目的のうちの１つ又は複数は、独立項に記載の方法、又は従属項のいずれかに記載の方法で達成することができる。別段規定される場合を除き、全ての組成は重量パーセント（ｗｔ％）で表示されることに留意しなければならない。

本発明は、例えば自動車のシャーシ部品等に適する熱間圧延高強度鋼ストリップの製造方法、より詳細には、引張伸び及びＳＦＦの優れた組み合わせ、並びに、良好なＰＥＦ強度とともに、５７０ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する熱間圧延高強度鋼シート又はストリップの製造方法に関する。ストリップからは、切断及び／又は打ち抜き等の従来の手段によってシート材又はブランク（ｂｌａｎｋ）を製造することができる。

図１ａは、オーステナイト状態の影響を概略的に説明するための図である。 図１ｂは、オーステナイト状態の影響を概略的に説明するための図である。 図２は、測定されたＭＯＤ（実線）及びランダムに再結晶されたポリゴナルフェライト（ＰＦ）構造の理論上の誤配向角曲線（破線）を示す図である。 図３は、体積率ＡＦ／ＢＦ（体積％）をＭＯＤ指数に対してプロットしたグラフである。 図４は、同じ引張強度を有し、同様のクリアランスで打ち抜かれたフェライト鋼及び多相鋼（但し、両方の鋼は著しく異なる降伏強さを有している）について、基板ＳＮ疲労に対する及びＰＥＦに対する降伏強度（Ｒｐ０．２）の影響を示す図である。

本発明の方法は、特に、熱間圧延中の熱機械的経路（ｔｈｅｒｍｏ－ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐａｔｈｗａｙ）、冷却温度に関するランアウトテーブル（ＲＯＴ：ｒｕｎ－ｏｕｔ－ｔａｂｌｅ）の冷却軌跡（ｃｏｏｌｉｎｇ ｔｒａｊｅｃｔｏｒｙ）及びそれに続く鋼シート又はストリップの周囲温度への冷却に関する。上記鋼の製造方法における任意選択の要素は、鋳造性能の向上のために目詰まりを防止するための、並びに、硫化物系及び／又は酸化物系介在物を改質するための、製鋼中のカルシウム処理の使用である。さらなる任意選択の要素は、セメンタイト及び／又は合金化元素の富化（ｅｎｒｉｃｈｍｅｎｔ）の観点から、又は、スラブ中の不可避的不純物に関して、偏析度、特に中心線偏析度が大きくなるように、製鋼、鋳造及び凝固中のプロセス条件を制御することである。スラブ及び最終鋼ストリップは、鋳造中の過熱を制限し、冷却を強化し、そしてＳ含有量を制限することによって最小に保たれる。打ち抜き又は剪断時の鋼の割れを最小限に抑える、好ましくは防止するために、鋼中の直径１μｍ以上の硫化物系及び／又は酸化物系介在物の割合を最小限に抑え、偏析、特に、セメンタイト及び／又は合金元素又は不可避的不純物の富化（ｅｎｒｉｃｈｍｅｎｔ）の観点から、中心線偏析の度合を最小限に抑えることが好ましい。最終鋼中の複合Ａｌ_ｘＯ_ｙ介在物の量を抑制するために、カルシウム処理を使用しないこと、製鋼の間に十分な時間を与えて介在物を析出（ｒｉｓｅ ｏｕｔ）させること、並びに、Ｓ含有量を最小に、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下、最も好ましくは０．００１％以下に保持することが好ましい。

熱間圧延高強度の成形可能な鋼シート又はストリップを製造するために提案された方法は、自動車のシャーシ部品等の製造に必要とされる伸びフランジ加工（ｓｔｒｅｔｃｈ－ｆｌａｎｇｉｎｇ ｏｐｅｒａｔｉｏｎｓ）中の早期のエッジ亀裂（ｐｒｅｍａｔｕｒｅ ｅｄｇｅ ｃｒａｃｋｉｎｇ）の問題を解決する。さらに、本発明で提案された製造方法は、自動車のシャーシ部品等を形成するために使用されたときに、及び、稼働状態（ｉｎ－ｓｅｒｖｉｃｅ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ）の間に繰り返し負荷に供されたときに、熱間圧延高強度の成形可能な鋼シート又はストリップの打ち抜かれた又は剪断されたエッジの早期疲労破損（ｐｒｅｍａｔｕｒｅ ｆａｔｉｇｕｅ ｆａｉｌｕｒｅ）の問題を解決する。

このように、本発明は、引張伸び及びＨＥＣの優れた組み合わせとは別に、打ち抜き又は剪断の結果としてのエッジの割れ（ｅｄｇｅ ｓｐｌｉｔｔｉｎｇ）に対する良好な耐性、及び、打ち抜かれた又は剪断されたエッジの良好な疲労耐性を有する、熱間圧延高強度鋼を提供する。強度、伸び及びＨＥＣの優れた組み合わせは、Ｖと、場合によりＭｏ及び／又はＮｂとを含有する高密度の微細複合炭化物及び／又は炭窒化物析出物で強化された、延性で実質的に単相のフェライトミクロ組織から生じる。ミクロ組織の実質的に単相のフェライト性、及び、ミクロ組織内の硬度の局所的な差が最小限に保たれるという事実は、変形中の応力の局在化、したがって、ボイドの核形成及び早期の巨視的な破損を確実に抑制する。

本発明において、全てのフェライト相構成成分の体積分率が９５体積％以上、好ましくは９７体積％以上であり、かつ、セメンタイト及びパーライトの合計分率が５体積％以下、好ましくは３体積％以下である場合に、ミクロ組織は実質的に単相フェライトと見なされる。セメンタイト及びパーライトのこのわずかな割合は、鋼の関連特性（ＨＥＣ、ＰＥＦ、Ｒｐ_０．２、Ｒｍ、及びＡ５０）に実質的に悪影響を及ぼさないため、本発明において許容され得る。

以下、本発明の鋼シート又はストリップの具体的な製造工程の役割について説明する。

スラブ再加熱温度（ＳＲＴ）：
ホットストリップミルの炉内でスラブを再加熱するか、又は、統合された鋳造及び圧延設備で凝固スラブを再加熱することにより、Ｖ及び／又は任意選択でＮｂを含有する実質的に全ての複合炭化物及び炭窒化物析出物が確実に溶解する。これは、熱間圧延後に、ＲＯＴ及び／又はコイラー上の鋼シート又はストリップを冷却する際、十分な析出硬化のために十分なＶ及び／又は任意選択でＮｂがオーステナイトマトリックス中の固溶体中に存在することを確実にする。本発明者らは、使用されるマイクロアロイングの量に応じて、１０５０～１２６０℃のＳＲＴで十分であることを見出した。１０５０℃未満のＳＲＴは不十分な溶解をもたらし、ひいては、低すぎる強度をもたらす一方、１２６０℃を超えるＳＲＴは再加熱中の異常な粒子成長の危険性を増大させ、ひいては、成形性に悪影響を及ぼし得る不均質粒子構造を促進する。

最終仕上げ圧延スタンドの入口温度（Ｔ_{ｉｎ，ＦＴ７}）：
鋼シート又はストリップがＲＯＴ上で巻取り温度まで積極的に冷却される場合、変態前に最適なオーステナイト調整を保証するために十分に高いＴ_{ｉｎ，ＦＴ７}が必要である。オーステナイト状態の影響を概略的に説明するために、図１は、０．０５５Ｃ－１．４Ｍｎ－０．２Ｓｉ－０．０２Ａｌ－０．０６Ｎｂ－０．２２Ｖ－０．１５Ｍｏ－０．０１Ｎ合金に関して計算された連続冷却変態（ＣＣＴ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）のダイアグラムを示す。図１ａにおいて、８９０℃でのオーステナイト化及び１０μｍのオーステナイト粒度が、図１ｂのＣＣＴダイアグラムでは、１０００℃のオーステナイト化温度及び５０μｍのオーステナイト粒度がインプットとして使用された。両方のＣＣＴダイアグラムに示されているのは、図１ａの場合には比較例と考えられ、図１ｂの場合には発明的と考えられる、例示的なＲＯＴ冷却軌道である。

Ｔ_{ｉｎ，ＦＴ７}が低すぎると、フェライト変態を促進させ、ポリゴナルフェライトの形成を促進させるオーステナイト状態をもたらす。かなりの割合（ｓｕｂｓｔａｎｔｉａｌ ｆｒａｃｔｉｏｎ）のポリゴナルフェライトが引張伸びに有益であるが、本発明者らは、小さすぎるＴ_{ｉｎ，ＦＴ７}がＨＥＣ及びＰＥＦに悪影響を及ぼし得ることを見出した。一方、高すぎるＴ_{ｉｎ，ＦＴ７}は、フェライト変態領域をあまりにも遠くにシフトさせるオーステナイト状態をもたらし、過度に高い焼入性及び多すぎる割合の針状／ベイニットフェライト又は潜在的には最終的に、より低い変態温度で生成した他の硬質変態生成物を促進する。これは、引張伸びを犠牲にするか、あるいは、ＨＥＣを損なうことさえあり得る。本発明者らは、本発明に関し、多角形と針状／ベイニットフェライトとの混合物を含む適切なミクロ組織に基づいて、ＨＥＣと引張伸びとの間の最適バランスを有することが、本発明で規定するＳＲＴ、ＦＲＴ、ＲＯＴ冷却軌跡及びＣＴと組み合わせる場合、好適であることを見出した。

仕上げ圧延温度（ＦＲＴ）：
本発明者らは、９５０～１０８０℃の間のＦＲＴが、本発明で規定するＳＲＴ、Ｔ_{ｉｎ，ＦＴ７}、ＲＯＴ冷却軌跡及びＣＴと組み合わせる場合、好適であることを見出した。

一次ランアウトテーブル冷却速度（ＣＲ_１）：
Ｔ_{ｉｎ，ＦＴ７}及びＦＲＴが本発明の範囲内である場合、鋼シート又はストリップの一次冷却速度は、ＲＯＴの開始時には、オーステナイトからフェライトへの変態が比較的低いフェライト変態温度で開始し、針状／ベイニティックフェライトが促進されるように、十分に強くする必要がある。これも、図１に概略的に示されている。図１ａは、低いＦＲＴの状況を反映している一方、図１ｂは、高いＦＲＴを反映している。両方のＣＣＴダイアグラムに示されているのは、ＲＯＴ冷却軌道である。図１ａの場合、一次冷却速度は約２５℃／秒（比較例）であり、図１ｂの場合、一次冷却速度は約８５℃／秒（本発明例）である。図１ａ及び１ｂにおいて計算されたＣＣＴダイアグラムから、前述の仕上げ圧延条件と組み合わせたＲＯＴ上の強い一次冷却が、ＣＣＴダイアグラムのフェライト変態ノーズに衝突して針状／ベイナイトフェライトの形成を促進することが明らかである。

複雑な結晶学的形態を有する針状／ベイニティックフェライト相成分の核形成は、本発明にとって必須である。従来のオーステナイト粒界で最初に核形成するポリゴナルフェライトとは対照的に、針状／ベイニットフェライトは、鋼マトリックス中に存在する不可避的な介在物上で部分的に核形成する。特に、針状フェライトは、これに関連して有効な作用物質であると考えられており、局部的に微粒子化した環境（ｌｏｃａｌｌｙ ｆｉｎｅ－ｇｒａｉｎｅｄ ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）内に介在物をカプセル化することができ、それにより、打ち抜き、伸びフランジ及び繰り返し疲労負荷を含む変形操作に対するそれらの有害な影響を減らす。

本発明者らは、強力な一次ＲＯＴ冷却速度（ＣＲｉ）の適切な範囲が、本発明で特定されるＳＲＴ、Ｔ_{ｉｎ，ＦＴ７}、ＲＯＴ冷却軌跡及びＣＴと組み合わせられる場合、５０～１５０℃／秒であることを見出した。

一次冷却速度ＣＲ_１後の中間ランアウトテーブル温度（Ｔ_{ｉｎｔ，ＲＯＴ}）：強力な一次冷却は、鋼ストリップをＦＲＴから６００～７２０℃の中間ＲＯＴ温度まで急速に冷却する。このＲＯＴセッティングを高ＦＲＴと組み合わせることで、ポリゴナルフェライトから針状／ベイニティックフェライトへのフェライト形態のシフトが促進され、ＨＥＣ及びＰＥＦに関する性能の向上が促進され、ランダム析出及び界面析出の両方に必要な高速動力学に対応可能となり、炭素を消費し、セメンタイト及び／又はパーライトの生成を抑制し、さらに効率的なオーステナイトからフェライトへの変態を促進する。

２次ランアウトテーブル冷却速度（ＣＲ_２）：
ＲＯＴ冷却軌跡の第２段階は、ＣＴを実現するための３つのバリエーション：
・ＣＴを実現するために、鋼シート又はストリップを等温的に保持すること；
・ＣＴを実現するために、鋼シート又はストリップを－２０～０℃／秒で穏やかに冷却すること；又は
・特定されたＣＴを実現するために、鋼シート又はストリップを０～＋１０℃／秒で穏やかに加熱すること
のうちの１つである。

鋼シート又はストリップのこの加熱は、ＲＯＴ上で起こるオーステナイトからフェライトへの相転移からの潜熱によって自然に生じる。

ＣＴを実現するためのほとんど能動的でない又は全く能動的でないこの第２段階の冷却は、鋼シート又はストリップの幅に沿った製品の一貫性を改善するのに有益であり、オーステナイトからフェライトへのさらなる変態を促進し、そして、ランダム析出又は相界面析出のいずれに対しても十分な析出速度論を与えるのに有益である。

巻き取り温度（ＣＴ：ｃｏｉｌｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）：
ＣＴは、オーステナイトからフェライトへの変態の最終段階を部分的に決定するが、大部分は析出の最終段階も決定する。低すぎるＣＴは、巻き取り及び／又はその後のコイルの冷却中のさらなる析出を抑制又は防止し、したがって、不完全な析出強化をもたらし得る。さらに、低すぎるＣＴは、低ベイナイト、マルテンサイト及び／又は残留オーステナイトのような低温相変態生成物の存在をもたらし得る。これらの相構成成分の存在は、引張伸びを犠牲にしたり、穴広げ性能（ｈｏｌｅ－ｅｘｐａｎｓｉｏｎ ｃａｐａｃｉｔｙ）を損なう可能性がある。高すぎるＣＴは、高すぎる割合の粗粒ポリゴナルフェライトをもたらし、そして、析出物の過度の粗大化を促進し、それにより、巻き取り中及び／又はコイルの冷却中に、劣った程度の析出強化をもたらし得る。前者は、低すぎるＨＥＣ及び／又はＰＥＦをもたらし得るととともに、鋼シート又はストリップの切断、剪断又は打ち抜きの際に割れる危険性の増大をもたらし得る。巻き取り温度の適切な範囲は、５８０～６６０℃である。

以下、鋼シート又はストリップ中の個々の合金元素の役割について説明する。特記しない限り、全ての組成は重量％（％）で示される。

炭素（Ｃ）は、Ｖと場合によりＮｂ及び／又はＭｏを有する炭化物及び炭窒化物の析出物を形成し、フェライト相成分、すなわち、ポリゴナルフェライト及び針状／ベイニティックフェライトの十分な析出強化を得るために、添加される。一方、５７０ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上の引張強度を保証するために、鋼中のＣ含有量は、フェライトミクロ組織の十分な析出強化を実現するために使用されるＶの量及び任意選択で使用されるＮｂ及び／又はＭｏの量と比較して十分に大きくすべきである。他方、Ｃ含有量は、最終ミクロ組織中の（粗）セメンタイト及び／又はパーライトの形成を促進する可能性があり、それが、ひいては、孔拡張能力を悪化させる可能性があるため、高すぎてはならない。Ｃ含有量は、０．０１５～０．１５％の間であるべきである。好適な最小値は、０．０２％である。好適な最大値は、０．１２％である。

ケイ素（Ｓｉ）は、フェライトマトリックスの固溶体強化を得るのに有効な合金元素である。さらに、Ｓｉは、セメンタイト及び／又はパーライトの形成を遅らせるか、又は、完全に抑制することさえあり得、それは、ひいては、穴広げ性能にとって有益である。しかしながら、Ｓｉは、ディメンションウインドウ（ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ ｗｉｎｄｏｗ）を犠牲にしてミル内の圧延荷重を実質的に増大させ、さらに、鋼シート又はストリップ上の酸化物スケールに関して表面問題を引き起こす可能性があり、それが、ひいては、基板疲労特性を悪化させ得るため、低いＳｉ含有量が望ましい。そのため、Ｓｉ含有量は０．５％を超えてはならない。好適な最小値は、０．０１％である。好適な最大値は、０．４５％又は０．３２％である。

マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化をもたらし、フェライト変態温度を抑制し、さらに、フェライト変態速度を低下させる。後者の態様は、Ｍｎを、適切な仕上げ圧延条件及び鋼シート又はストリップの十分に高い冷却速度との組み合わせにおいて、針状／ベイニットフェライト中のフェライト変態領域を遅らせ、促進するのに有効な作用物質にする。これに関連して、Ｍｎは、十分な固溶強化を得るために重要であるだけでなく、さらに重要なことには、ポリゴナル及び針状／ベイニットフェライトの混合物からなる所望のフェライトミクロ組織を実現するために重要である。これらのフェライト相成分の混合物からなるこのミクロ組織は、ＨＥＣと引張強度及び伸びとの間に必要なバランスを提供することができることが見出されているので、これもまた重要である。さらに、Ｍｎはフェライト変態を抑制するので、変態中の析出強化度に寄与すると考えられる。しかしながら、高すぎるＭｎは、（中心線）偏析をもたらす可能性があり、それは、ひいては、鋼シート又はストリップが切断又は打ち抜かれるときに割れを引き起こす可能性があるとともに、ＨＥＣ及び／又はＰＥＦを悪化させる可能性があるので、避けるべきである。したがって、Ｍｎ含有量は、１．０～２．０％の範囲内とすべきである。好適な最小値は、１．２％である。好適な最大値は、１．８％である。

リン（Ｐ）は固溶強化をする。しかしながら、高レベルでは、Ｐの偏析が穴広げ性能を悪化させる可能性がある。したがって、Ｐ含有量は０．０６％以下、好ましくは０．０２％以下であるべきである。

硫黄（Ｓ）含有量が多すぎると、望ましくない硫化物系介在物を助長し、ひいては、ＨＥＣ及びＰＥＦを悪化させる可能性があるため、Ｓ含有量は０．００８％以下であるべきである。したがって、製鋼中に低いＳ含有量を実現するための努力が、高いＨＥＣ及び良好なＰＥＦを得るために本発明にとって推奨される。カルシウム（Ｃａ）処理は、一般に成形性を改善するために又は鋳造性を改善するために、及び、Ａｌ_ｘＯ_ｙ系介在物を改善することによって鋳造中の目詰まりの問題を防ぐために、特に、ＭｎＳストリンガーを改善する上で有利であり得る。しかしながら、鋼ストリップ中のＡｌ_ｘＯ_ｙ系介在物の量が増加する危険性があり、それは、ＨＥＣ及び／又はＰＥＦを犠牲にする可能性がある。したがって、カルシウム処理は任意である。本発明にとって、Ｓ含有量は最小限に、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下、最も好ましくは０．００１％以下に保たれることが好ましい。０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下、最も好ましくは０．００１％以下のＳ含有量に加えて、カルシウム処理を使用しないことが好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として鋼に添加され、再加熱及び熱間圧延中の粒度制御に寄与し得る。鋼中のＡｌ含有量（Ａｌ＿ｔｏｔ）は、
・鋼のキリング（ｋｉｌｌｉｎｇ）の結果として酸化物に結合し、製鋼及び鋳造中に溶湯から除去されていないＡｌ（Ａｌ＿ｏｘ）、及び
・鋼マトリックス中の固溶体中、又は、ＡｌＮ析出物として存在するＡｌ（Ａｌ＿ｓｏｌ）
からなる。鋼マトリックス中の固溶体中のＡｌ及び窒化物析出物として存在するＡｌを酸に溶解してその含有量を測定することができ、これを、ここでは、可溶性Ａｌ（Ａｌ＿ｓｏｌ）と定義する。固溶体（Ａｌ＿ｓｏｌ）中に存在するＡｌ、又は、酸化物系介在物（Ａｌ_ｘＯ_ｙを含有する介在物）として鋼中に存在するＡｌのいずれかが高すぎると、穴広げ性能を悪化させる可能性がある。したがって、Ａｌ含有量の合計は０．１２％以下とすべきであり、Ａｌ＿ｓｏｌは０．１％以下とすべきである。本発明の大部分は、複合炭化物及び／又は炭窒化物析出物を形成するための高濃度のバナジウム（Ｖ）の使用による析出強化に依存する。炭窒化物析出物は炭化物析出物よりも粗大化しにくいことが知られている。使用されるＶの量によって最適化された程度の析出強化を確実にするために、高レベルの窒素（Ｎ）を使用することができる。この合金アプローチがとられる場合、ＡｌによってＮが捕捉（ｓｃａｖｅｎｇｅｄ）及び結合されて、ＡｌＮの析出物が形成されることを防止するために、Ａｌの量を低く保つことが好ましい。これに関連して、低いＡｌ含有量は、（炭化物析出物とは別に）炭窒化物析出物を形成するために、析出プロセスにおいてＶ（並びに場合によりＮｂ）をＮと自由に結合できるように保つために好ましい。したがって、本発明におけるＡｌ＿ｓｏｌは、０．０６５％以下が好ましく、０．０４５％以下がより好ましく、０．０３５％以下が最も好ましい。Ａｌ＿ｓｏｌの好適な最小含有量は０．００５％である。

ニオブ（Ｎｂ）は、熱間圧延中のオーステナイトコンディショニング、したがってオーステナイトからフェライトへの相変態、並びに、フェライトの形態及び粒径に関して重要である。Ｎｂは、熱間圧延の最終段階の間に再結晶化を遅らせるので、オーステナイト状態、すなわちフェライトへの変態前のオーステナイト粒径及びその形状（等軸対パンケーキ（ｅｑｕｉ－ａｘｅｄ ｖｅｒｓｕｓ ｐａｎｃａｋｅｄ））及び非再結晶温度（Ｔ_ｎｒ）未満で圧延するときの内部転位の程度を制御することが重要な役割を果たすことができる。言い換えると、オーステナイト状態は、特に熱間圧延直後のＲＯＴ上の適切な冷却軌跡によって、オーステナイトからフェライトへの変態にかなりの影響を及ぼす可能性がある。旧オーステナイト粒界及び三重点に優先的に核形成する（等軸）ポリゴナルフェライト核形成は、オーステナイト粒界の密度が抑制されると遅れる。熱間圧延後の適切なＲＯＴ冷却軌跡を考えると、その後の等軸ポリゴナルフェライトの減少は、より不規則な形状の形態を有するフェライト相成分、すなわち針状及び／又はベイニティックフェライトの増加を伴うであろう。これらの相成分は、オーステナイト粒界に優先的に核形成し、内側に成長し、そして針状フェライトの場合には鋼中に存在する介在物上にも成長する。特に、この後者の特徴は本発明にとって極めて重要である。なぜなら、微粒マトリックス中のこれらの封入された介在物は打ち抜き性能への影響が全くないか、又は減少しており、及び／又はＨＥＣ及び／又はＰＥＦに対するそれらの悪影響を減らすからである。Ｎｂの使用は任意選択である。しかしながら、Ｎｂ含有量が多すぎると偏析を招き、成形性と疲労性能の両方を損なうため、使用する場合、Ｎｂ含有量は０．１％以下とすべきである。さらに、０．１％を超えるＮｂは、オーステナイトコンディショニングに対するその効率を失うであろう。使用されるときのＮｂの適切な最小含有量は０．０１％である。オーステナイトコンディショニング及び間接的に相変態並びにフェライト形態及び結晶粒度に対するＮｂの効果とは別に、ＮｂはＣ及びＮと結合して炭化物及び／又は炭窒化物析出物をもたらす可能性がある。これらの析出物は、オーステナイトからフェライトへの変態中又は変態後にフェライト中に形成されると、析出硬化によって強度をもたらし、析出プロセスにおいてＣが除去されて成形性に寄与するとともに、強度を促進する。適切なＮｂ最小値は０．０２％である。適切な最大値は０．０８％である。

バナジウム（Ｖ）は析出強化をもたらす。微細なＶ基複合炭化物及び／又は炭窒化物析出物による析出強化は、高い引張伸び及び高いＨＥＣ並びに良好なＰＥＦと組み合わせた単相フェライトミクロ組織に基づく所望の強度レベルを達成するために極めて重要である。前述の特性を有するこのミクロ組織を達成するために、Ｎｂ及び／又はＭｏのような他の析出元素に加えて、Ｖが実質的に全てのＣを消費して、その中の（粗）セメンタイト及び／又はパーライトの形成を抑制又は完全に防止することさえ重要である。最終ミクロ組織のＶ含有量は０．０２～０．４５％の範囲内でなければならない。適切な最小値は０．１２％である。適切な最大値は０．３５％、さらには０．３２％である。

モリブデン（Ｍｏ）は多くの点で本発明に関連する。第一に、Ｍｏは、変態中のオーステナイト－フェライト界面の移動度を遅らせ、続いてフェライトの形成及び成長を遅らせる。適切な仕上げ圧延条件及びＲＯＴ冷却軌跡と組み合わせて、Ｍｏの存在は、ポリゴナルフェライトを犠牲にして針状／ベイニットフェライトを促進し、それによってＨＥＣを促進するのに有益である。第二に、Ｍｏはパーライトの形成を抑制するか又は完全に防止する。後者は、（粗い）セメンタイト及び／又はパーライトが引張伸びとＨＥＣとの間の良好なバランスのために抑制されている本質的に単相のフェライトミクロ組織を実現するために本発明にとって極めて重要である。Ｍｏは、Ｖ及びＮｂと同様に炭化物形成剤として作用することができるので、セメンタイト及び／又はパーライトの形成を防止するためにＣを拘束し、析出強化に寄与するので、その存在は有益である。Ｍｏはまた、Ｖ及び／又はＮｂベースの複合析出物の粗大化を抑制し、それによって徐冷コイル冷却中の析出物の粗大化によって引き起こされる析出強化の低下を抑制すると考えられる。Ｍｏの使用は鋼シート又はストリップの要求される強度レベルに依存し、したがって本発明では任意選択と見なされる。Ｍｏが合金元素として使用される場合、その含有量は０．０５以上及び／又は０．７％以下であるべきである。適切な最小値は０．１０％、さらには０．１５％である。適切な最大値は、０．４０％、０．３０％、さらには０．２５％である。

クロム（Ｃｒ）は焼入れ性を提供し、オーステナイトからフェライトへの形成を遅らせる。このように、それは、適切な仕上げ圧延条件及びＲＯＴ冷却軌跡と組み合わせて、ポリゴナルフェライトを犠牲にして、針状／ベイニットフェライトを促進するための有効な元素として、Ｍｎ及びＭｏのように作用することができる。Ｃｒの使用は本発明にとって必須ではない。適切なレベルのＭｎ及びＭｏを適切な熱間圧延設定、ＲＯＴ冷却条件、及び巻取温度と組み合わせて使用することによって、所望のミクロ組織を必要な引張特性、ＨＥＣ、及び／又はＰＥＦ性能とともに達成することができる。しかしながら、Ｃｒの使用は、Ｍｎ及び／又はＭｏの量を減らすために有益であり得る。部分的にＭｎをＣｒで置換することは、Ｍｎ（中心線）偏析を抑制するのに役立ち得る。それは、ひいては、切断、せん断又は打ち抜き時に、鋼の割れのリスクを減少し得る。部分的にＭｏをＣｒで置き換えることは、Ｍｏ含有量を減らすのに役立ち得る。Ｍｏは非常に高価な合金元素になり得るので、これは有益である。Ｃｒは、使用される時は、０．１５～１．２％の範囲であるべきである。使用時のＣｒの適切な最小含有量は０．２０％であり、使用時のＣｒの適切な最大含有量は１％である。

窒素（Ｎ）は、Ｃと同様に、析出プロセスにおいて重要な元素である。特にＶによる析出強化と組み合わせて、Ｎが炭窒化物析出物を促進するのに有益であることが知られている。これらの炭窒化物析出物は、炭化物析出物よりも粗大化しにくい。したがって、Ｖと組み合わせた高レベルのＮは、追加の析出強化を促進し、Ｖ及びＮｂを含む高価なミクロ合金元素をより効率的に使用することができる。ＡｌはＮに関してＶと競合しているので、Ｖの析出強化を最大にするためにＮの上昇が使用される場合、比較的低いＡｌ含有量を使用することが推奨される。その場合、Ａｌ＿ｓｏｌ含有量及びＮ含有量の適切な範囲は、それぞれ０．００５～０．０４％及び０．００６～０．０２％である。すべてのＮがＡｌ又は優先的にはＶと結び付くように注意するべきである。遊離Ｎの存在は成形性及び疲労を損なうので避けるべきである。本発明に適したＮ最大含有量は０．０２％である。本発明における析出強化が主に炭化物析出によって促進される場合、上昇したＡｌ＿ｓｏｌ含有量は０．０３０～０．１％であり、Ｎ含有量は０．００２～０．０１％であることが好ましい。本発明のための適切なＮ最小含有量は０．００２％である。適切なＮ最大含有量は０．０１３％である。

カルシウム（Ｃａ）は鋼中に存在する可能性があり、カルシウム含有量が鋳造物の性能を改善するための介在物制御及び／又は目詰まり防止のために使用される場合、その含有量は増加するであろう。カルシウム処理の使用は本発明においては任意である。カルシウム処理を使用しない場合、Ｃａは製鋼及び鋳造工程から不可避の不純物として存在し、その含有量は典型的には０．０１５％以下である。カルシウム処理が使用される場合、鋼ストリップ又はシートのカルシウム含有量は一般に１００ｐｐｍを超えず、そして、通常５～７０ｐｐｍである。最終鋼中の複合Ａｌ_ｘＯ_ｙ介在物の量を抑制するためには、カルシウム処理を使用せず、介在物を析出させ、Ｓ含有量を最小限に、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下、最も好ましくは０．００１％以下に保つのに十分な時間を与えることが好ましい。

一実施形態において、本発明に従って製造される熱間圧延鋼シート又はストリップの厚さは、１．４ｍｍ以上１２ｍｍ以下である。好ましくは、厚さは、１．５ｍｍ以上及び／又は５．０ｍｍ以下である。より好ましくは、厚さは、１．８ｍｍ以上及び／又は４．０ｍｍ以下である。

本発明の好ましい実施形態において、本発明に従って製造される熱間圧延鋼シート又はストリップは、Ｃ、Ｎ、Ａｌ＿ｓｏｌ、Ｖ並びに任意選択でＮｂ及びＭｏを含み、これらの元素の含有量（重量％で表される）は、以下の式を満たす。

本発明の好ましい実施形態において、本発明に従って製造される熱間圧延鋼シート又はストリップは、Ｃ、Ｎ、Ａｌ＿ｓｏｌ、Ｖ並びに任意選択でＮｂ及びＭｏを含み、これらの元素の含有量（重量％で表される）は、以下の式を満たす。

本発明の好ましい実施形態において、本発明に従って製造された熱間圧延鋼シート又はストリップは、５７０ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに、Ｃ、Ｎ、Ａｌ＿ｓｏｌ、Ｖ並びに任意選択でＮｂ及びＭｏを含み、これらの元素の含有量（重量％で表される）は、以下の式を満たす。

本発明の好ましい実施形態において、本発明に従って製造された熱間圧延鋼シート又はストリップは、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに、Ｃ、Ｎ、Ａｌ＿ｓｏｌ、Ｖ並びに任意選択でＮｂ及びＭｏを含み、これらの元素の含有量（重量％で表される）は、以下の式を満たす。

本発明の好ましい実施形態において、本発明に従って製造された熱間圧延鋼シート又はストリップは、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに、Ｃ、Ｎ、Ａｌ＿ｓｏｌ、Ｖ並びに任意選択でＮｂ及びＭｏを含み、これらの元素の含有量（重量％で表される）は、以下の式を満たす。

本発明の好ましい実施形態において、本発明に従って製造された熱間圧延鋼シート又はストリップは、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに、Ｃ、Ｎ、Ａｌ＿ｓｏｌ、Ｖ並びに任意選択でＮｂ及びＭｏを含み、これらの元素の含有量（重量％で表される）は、以下の式を満たす。

別の態様によれば、本発明は、本発明に従って製造された熱間圧延高強度鋼シート又はストリップの製造であって、
熱間圧延高強度鋼シート又はストリップが、
・５７０ＭＰａ以上の引張強度及び９０％以上のＨＥＣ；又は
・７８０ＭＰａ以上の引張強度及び６５％以上のＨＥＣ；又は
・９８０ＭＰａ以上の引張強度及び４０％以上のＨＥＣ
を有し、
（Ｒｍ×Ａ５０）／ｔ^０．２＞１００００、好ましくは（Ｒｍ×Ａ５０）／ｔ^０．２ ≧１２０００である、製造においても具体化されている。

別の態様によれば、本発明は、本発明に従って製造された熱間圧延高強度鋼シート又はストリップの製造であって、
熱間圧延高強度鋼シート又はストリップが、
・５７０ＭＰａ以上の引張強度及び９０％以上のＨＥＣを有し、応力比０．１及び打ち抜きクリアランス８～１５％の条件下、破損までの繰り返し数１×１０^５における最大疲労応力（ｔｈｅ ｍａｘｉｍｕｍ ｆａｔｉｇｕｅ ｓｔｒｅｓｓ ａｔ １×１０^５ ｃｙｃｌｅｓ ｔｏ ｆａｉｌｕｒｅ ｗｉｔｈ ａ ｓｔｒｅｓｓ ｒａｔｉｏ ｏｆ ０．１ ａｎｄ ａ ｐｕｎｃｈｉｎｇ ｃｌｅａｒａｎｃｅ ｏｆ ８ ｔｏ １５％）が、２８０ＭＰａ以上、好ましくは３００ＭＰａ以上であるか、又は
・７８０ＭＰａ以上の引張強度及び６５％以上のＨＥＣを有し、応力比０．１及び打ち抜きクリアランス８～１５％の条件下、破損までの繰り返し数１×１０^５における最大疲労応力が、３００ＭＰａ以上、好ましくは３２０ＭＰａ以上であるか、又は
・９８０ＭＰａ以上の引張強度及び４０％以上のＨＥＣを有し、応力比０．１及び打ち抜きクリアランス８～１５％の条件下、破損までの繰り返し数１×１０^５における最大疲労応力が、３２０ＭＰａ以上、好ましくは３４０ＭＰａ以上であり、
（Ｒｍ×Ａ５０）／ｔ^０．２＞１００００、好ましくは（Ｒｍ×Ａ５０）／ｔ^０．２ ≧１２０００である、製造においても具体化されている。

以下の非限定的な実施例によって本発明をさらに説明する。

実施例１：
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｆを、表２に示す条件下で熱間圧延し、厚さ（ｔ）が２．８～４．１ｍｍの範囲の鋼１Ａ～３８Ｆを製造した。化学組成とは別に、表１はまた、Ａｒ３、すなわち、鋼の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り、フェライトが形成し始める温度を示す。Ａｒの指標として次の式が使用される。

表２は、プロセス条件（Ｔ_{ｉｎｔ，ＲＯＴ}＝中間ランアウトテーブル温度；Δｔ_１＝仕上げミルの出口とＴ_{ｉｎｔ，ＲＯＴ}までのＲＯＴ上の一次冷却開始との間の時間；ＣＲ_１＝一次冷却速度）に関する詳細を提供する。ＲＯＴ上の二次冷却（Δｔ_２＝巻き取り温度（ＣＴ）までのＲＯＴ上の二次冷却の時間；ＣＲ_２＝二次冷却速度）。ＣＲ_ａｖは、ＦＲＴからＣＴまでの平均冷却速度である。熱間圧延鋼はすべて引張試験及びＨＥＣ試験の前に酸洗いされた。表３の鋼１Ａ～３８Ｆの報告された引張特性は、ＥＮ－ＩＳＯ ６８９２－１（２００９）に従った圧延方向に平行な引張試験を伴うＡ５０引張形状に基づいている（Ｒｐ_０．２＝０．２％耐力又は降伏強度；Ｒｍ＝最大引張強度；ＹＲ＝降伏比（Ｒｐ_０．２／Ｒｍ）；Ａｇ＝一様伸び；Ａ５０＝Ａ５０引張伸び；ＲｅＨ＝上限耐力又は降伏強度；ＲｅＬ＝下限耐力又は降伏強度；Ａｅ＝降伏点伸び）。

Ｒｍと引張伸び（この場合はＡ５０）との積、Ｒｍ×Ａ５０は、鋼が変形したときに鋼がエネルギーを吸収できる程度の尺度と見なされる。このパラメータは、鋼シートが冷間成形されて特定の自動車シャーシ部品等を製造し、冷間成形中の破損及びそれに続く破損に対するその耐性を評価するときの製造に関連する。引張伸びは、鋼シート又はストリップの厚さ（ｔ）に部分的に依存し、オリバーの式によれば、ｔ^０．２に比例するので、鋼シート又はストリップによってエネルギーを吸収するための尺度は、異なる厚さを有する鋼シート又はストリップ間の直接比較を可能にするために、（Ｒｍ×Ａ５０）／ｔ^０．２と表すこともできる。

ＳＦＦの程度の基準であると考えられるＨＥＣ（λ）を決定するために、各鋼シートから３つの正方形のサンプル（９０×９０ｍｍ^２）を切り出し、続いて、鋼サンプルの中心の直径（ｄ_０）において１０ｍｍの穴をあけた。サンプルのＨＥＣ試験は、上向きにばりを付けて行った。６０°の円錐パンチを下から押し上げ、厚さ方向の亀裂が形成されたときに孔径ｄ_ｆを測定した。ＨＥＣ（λ）は、ｄ_０＝１０ｍｍで以下の式を用いて計算した。

シート１Ａ～３８ＦのＨＥＣを表３に報告する。

鋼シート１Ａ～３８Ｆのミクロ組織は、ミクロ組織の一般的な特徴を識別し、その相成分及び分数を決定するために、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いて特徴付けられた。この目的のために、サンプル調製、ＥＢＳＤデータ収集、及びＥＢＳＤデータ評価に関して以下の手順に従った。

ＥＢＳＤ測定は、導電性樹脂に取り付けられ、１μｍに機械的に研磨された圧延方向（ＲＤ－ＮＤ平面）に平行な断面で行われた。完全に変形のない表面を得るために、最終研磨工程はコロイダルシリカ（ＯＰＳ）を用いて行われた。

ＥＢＳＤ測定に使用した走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）は、電界放出銃（ＦＥＧ－ＳＥＭ）及びＥＤＡＸ ＰＥＧＡＳＵＳ ＸＭ ４ ＨＩＫＡＲＩ ＥＢＳＤシステムを備えたＺｅｉｓｓ Ｕｌｔｒａ ５５装置であった。ＥＢＳＤスキャンを鋼シートのＲＤ－ＮＤ平面上で収集した。サンプルをＳＥＭ内で７０°の角度で配置した。高電流オプションをオンにしたときの加速電圧は１５ｋＶであった。１２０μｍの開口部が使用され、走査中の作動距離は１７ｍｍであった。サンプルの高いチルト角を補償するために、動的焦点補正が走査中に使用された。

ＥＢＳＤスキャンは、ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ（ＴＳＬ）ソフトウェアＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）データ収集バージョン７．０．１を使用して捕捉された。典型的には、以下のデータ収集設定が使用された：６×６ビニングでの光カメラと標準的なバックグラウンド減算との組み合わせ。走査領域は全ての場合においてサンプルの厚さの１／４の位置にあった。

ＥＢＳＤスキャンサイズは、すべての場合において１００×１００μｍであり、ステップサイズは０．１μｍであり、スキャン速度は毎秒８０フレームであった。鋼サンプル１Ａ～３８Ｆの全てについて、ミクロ組織中にＲＡは確認されず、したがって、スキャン中にＦｅ（α）のみが含まれた。データ収集中に使用されたＨｏｕｇｈ設定は、次のとおりであった。ビニングパターンサイズは約９６；シータセットサイズは１；ｒｈｏの割合は約９０；最大ピーク数は１３。最小ピーク数は５；Ｈｏｕｇｈタイプはクラシックにセット；Ｈｏｕｇｈ解像度の設定は低；バタフライ畳み込みマスク（ｂｕｔｔｅｒｆｌｙ ｃｏｎｖｏｌｕｔｉｏｎ ｍａｓｋ）は９×９；ピーク対称性は０．５；最小ピーク振幅は５；最大ピーク距離は１５。

ＥＢＳＤスキャンは、ＴＳＬ ＯＩＭ分析ソフトウェアバージョン７．１．０．ｘ６４で評価された。通常、データセットは、測定方向に対して適切な方向にスキャンを取得するために、ＲＤ軸上で９０°回転させた。標準的な粒子拡張のクリーンアップを実施した（５°の粒子許容角度（ＧＴＡ）、５ピクセルの最小粒子サイズ、単一の拡張反復のクリーンアップのために粒子は複数の行を含まなければならないという基準）。

以下の方法を使用して、Ｆｅ（α）分配の誤配向角分布（ＭＯＤ）指数を計算した：１°のビニングで５°から６５°の誤配向角（ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ ａｎｇｌｅ）からの範囲にわたる、すべての境界を含む正規化誤配向角分布（ＭＯＤ：ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ ａｎｇｌｅ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ）が、ＴＳＬ ＯＩＭ分析ソフトウェアを使用して、区分ＥＢＳＤデータセット（ｐａｒｔｉｔｉｏｎｅｄ ＥＢＳＤ ｄａｔａ ｓｅｔ）から計算された。同様に、ランダムに再結晶したポリゴナルフェライト（ＰＦ）の正規化された理論上のＭＯＤが、測定された曲線と同じ誤配向角度範囲及びビニングを用いて計算された。実際には、これは、ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアに含まれている、いわゆる「ＭａｃＫｅｎｚｉｅ」ベースのＭＯＤである。ＭＯＤの正規化は、ＭＯＤ下領域が１として定義されていることを意味する。ＭＯＤ指数は、図２ａ（上図）と図２ｂ（下図）の理論曲線（破線）と測定曲線（実線）の間の面積として定義され、次のように定義することができる。

Ｍ_{ＭＯＤ，ｉ}は、測定されたＭＯＤの角度ｉ（５°から６５°の範囲）での強度であり、Ｒ_{ＭＯＤ，ｉ}は、ランダムに再結晶されたＰＦの理論的又は「ＭａｃＫｅｎｚｉｅ」ベースのＭＯＤの角度ｉでの強度である。

図２ａと図２ｂの実線は、測定されたＭＯＤを表し、破線は、ランダムに再結晶されたポリゴナルフェライト（ＰＦ）構造の理論上の誤配向角曲線を表す。図２ａは、主にポリゴナルフェライト（ＰＦ）特性を有するミクロ組織を有する例示的なサンプルのＭＯＤ曲線を示す。図２ｂは、主に針状／ベイナイト（ＡＦ／ＢＦ）特性を有するミクロ組織を有する例示的なサンプルのＭＯＤ曲線を示す。ＭＯＤインデックスは、定義上、０から約２の範囲である。測定曲線が理論曲線と等しい場合、２つの曲線間の面積は０（ＭＯＤ指数は０になる）であるが、２つの分布曲線間に（ほぼ）強度の重なりがない場合、ＭＯＤ指数は（ほぼ）２である。そのため、図２に示すように、ＭＯＤにはミクロ組織の性質に関する情報が含まれており、ＭＯＤインデックスを使用することにより、光学顕微鏡等の従来の方法に基づくよりも定量的で明確なアプローチに基づいて、ミクロ組織の特性を評価することができる。完全ＰＦミクロ組織は、大部分の強度が２０°～５０°の範囲であり、約４５°のピーク強度を有する単峰性のＭＯＤを有する。対照的に、完全ＡＦ／ＢＦミクロ組織は、５°～１０°及び５０°～６０°のピーク強度及び２０°～５０°の範囲内の小さい強度を有する強い二峰性ＭＯＤを有する。したがって、本実施例における低いＭＯＤ指数及び高い２０°～５０°ＭＯＤ強度は、主にＰＦミクロ組織の明確なサインであるのに対して、高いＭＯＤ指数及び低い２０°～５０°ＭＯＤ強度は、主にＡＦ／ＢＦミクロ組織の明白なサインである。

針状／ベイニティックフェライト（ＡＦ／ＢＦ）対ポリゴナルフェライト（ＰＦ）に関するマトリックスの性質の定性的評価とは別に、ＭＯＤ指数を用いてＰＦ及びＡＦ／ＢＦの体積分率を定量的に決定した。図３は、体積率ＡＦ／ＢＦ（体積％）をＭＯＤ指数に対してプロットしたグラフを示し、ここでは、体積率ＡＦ／ＢＦとＭＯＤ指数との間の線形関係が仮定されている。０及び１００％のＡＦ／ＢＦにおける白丸を有する黒い実線は、ＭＯＤ指数の関数としてのＡＦ／ＢＦの量の理論的関係を示す。しかしながら、本発明者らは、１．１～１．２の範囲のＭＯＤ指数を有するミクロ組織は、光学顕微鏡に基づいて、専ら１００％のＡＦ／ＢＦとして既に分類することができることを見出した。したがって、本実施例では、１００％ＰＦタイプのミクロ組織が０のＭＯＤインデックスを有し、１００％ＡＦ／ＢＦタイプのミクロ組織が１．１５のＭＯＤインデックスを有する場合、体積分率ＡＦ／ＢＦとＭＯＤインデックスとの間のより経験的関係（ｅｍｐｉｒｉｃａｌ ｒｅｌａｔｉｏｎ ｓｈｉｐ）が見出された。この関係は、０及び１００％のＡＦ／ＢＦにおける黒三角記号を用いて図３の破線で示されており、以下によって与えられる。

この場合、ＰＦの量は、以下のように仮定される。

ＡＦ／ＢＦとＰＦは全体のミクロ組織の体積パーセントで表す。本明細書に記載のＥＢＳＤ手順を使用して、鋼シート１Ａ～３８Ｆのミクロ組織のＡＦ／ＢＦ及びＰＦの体積分率を定量化した。鋼シート１Ａ～３８Ｆの引張特性及びＨＥＣ、並びに、ＥＢＳＤ分析に基づく平均粒径とともに、ＭＯＤ指数並びにＰＦ及びＡＦ／ＢＦの体積分率を表３に示す。光学顕微鏡及びＥＢＳＤ観察に基づいて、本発明者らは、全ての場合において、鋼シート１Ａ～３８Ｆの全体のミクロ組織は、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）及び／又は針状／ベイニティックフェライト（ＡＦ）からなる実質的に単相フェライトであることを見出した。ここで、上記フェライト相成分の合計の総体積分率は９５％以上であった。従来の光学顕微鏡は、全ての場合において、セメンタイト及び／又はパーライトの体積分率が５％未満であることを明らかにした。

鋼シート１Ａ～６Ａ及び７Ｂ～１４Ｂは、それぞれＮｂＶＭｏ及びＮｂＶベースの化学的性質に対応し、すべての場合においてカルシウム処理を用いて製造された。

鋼シート１Ａ～１４Ｂについての予測Ａｒ３は約７７５℃である。これらの鋼シートのＦＲＴが８９０～９１０℃の場合、すべての鋼シートは、それぞれＮｂＶＭｏ又はＮｂＶベースの合金についてＥＰ １２１６７１４０及びＥＰ １３１５４８２５に提示されているプロセス条件に従って製造された。鋼シート１Ａ～１４Ｂを製造するために使用されるＲＯＴ上の平均冷却速度及び巻取り温度についても同じことが当てはまる。鋼シート１Ａ～１４Ｂの平均冷却速度及び巻取り温度は、それぞれ１３～１７℃／秒及び６１５～６７０℃の範囲内であった。

しかしながら、鋼シート１Ａ～６Ａの引張特性及び穴広げ性能を最初に見ると、鋼ＡのようなＮｂＶＭｏ基合金が実質的に単相のフェライトミクロ組織と組み合わされても、５８０ＭＰａの最小引張強度と９０％のＨＥＣとの所望の組み合わせ、又は、７５０ＭＰａの最小引張強度と６０％のＨＥＣとの所望の組み合わせ、又は、９８０ＭＰａの最小引張強度と３０％のＨＥＣとの所望の組み合わせをもたらさないことは明らかである。

鋼シート１Ａ～１４Ｂのミクロ組織は全て実質的に単相フェライトであり、すなわち鋼シート１Ａ～１４Ｂに対するセメンタイト及び／又はパーライトの量は多くとも３体積％以下である。しかしながら、鋼シート１Ａ～１４ＢのＨＥＣは、付随する引張強度レベルと比較して不足している。

鋼シート１５Ｃ～２２Ｃを製造するために、他のアプローチがとられた。鋼中のＡｌ_ｘＯ_ｙ系介在物の量を抑制するために、カルシウム処理は用いなかった。さらに、熱間圧延及びＲＯＴ冷却条件を修正した。鋼シート１Ａ～１４Ｂについて、それぞれ９３０～９４０℃及び８９０～９１０℃の範囲のＴ_{ｉｎ，ＦＴ７}及びＦＲＴの代わりに、かなり高い温度を用いて鋼シート１５Ｃ～２２Ｃを製造した。これらの鋼シートでは、Ｔ_{ｉｎ，ＦＴ７}及びＦＲＴはそれぞれ９９０～１０１０℃及び９６０～９９０℃の範囲とした。最終圧延条件の変更とは別に、ＲＯＴの冷却軌跡が変更された。鋼シート１５Ｃ～２２Ｃでは、ＲＯＴ開始時の冷却速度は鋼シート１Ａ～１４Ｂに使用されたものよりもかなり高かった。鋼シート１Ａ～１４Ｂの場合のように２０～３５℃／秒の範囲で約８～１０秒間の比較的穏やかな冷却の代わりに、鋼シート１５Ｃ～２２Ｃは、６０～８０℃／秒の範囲内の冷却速度で約４～５秒間といった、はるかに激しい冷却に供された。すべての鋼、すなわち１Ａ～２２Ｃについて、６４０～７００℃の範囲のＲＯＴ上の中間温度までの最初の冷却の後に、６１０～６７０℃の間の最終巻取り温度までさらに比較的穏やかな冷却が続いた。

鋼シート１Ａ～１４Ｂと同様に、鋼シート１５Ｃ～２２Ｃのミクロ組織は、せいぜい３体積％以下のセメンタイト及び／又はパーライトを有する実質的に単相のフェライト系であった。しかしながら、ＥＢＳＤ分析は、ミクロ組織鋼シート１５Ｃ～２２Ｃに関連するＭＯＤ指数が鋼シート１Ａ～１４Ｂのそれよりも著しく高いことを明らかにした。鋼シート１Ａ～１４ＢのＭＯＤ指数が０．２～０．４４の範囲にあるのに対して、鋼シート１５Ｃ～２２Ｃは０．５～０．８の間のＭＯＤ指数値を有する。鋼シート１５Ｃ～２２Ｃのかなり高いＭＯＤ指数は、ＭＯＤが著しく異なるシグネチャを有し、鋼シート１５Ｃ～２２Ｃのフェライト形態の一部が鋼シート１Ａ～１４Ｂのそれと本質的に異なることを明らかにする。既に述べたように、ＭＯＤ指数の増加は、ポリゴナルフェライトを犠牲にして、フェライトミクロ組織全体中の針状／ベイニットフェライトの割合の増加を反映している。ＭＯＤ指数に基づいて、鋼シート１５Ｃ～２２Ｃのポリゴナルフェライト（ＰＦ）の体積分率は約３５～５６％の範囲にあると推定されるのに対して、鋼シート１Ａ～１４ＢのＰＦ分率は６２～８０％の範囲の値で有意に高いと推定される。鋼シート１５Ｃ～２２Ｃの分率ＡＦ／ＢＦを鋼シート１Ａ～１４Ｂのそれと比較すると、前者が約４４～６５％のＡＦ／ＢＦを含有するのに対し、後者についてはこれは２０～３８％の範囲にある。

上記の分析は、仕上げ圧延の最終部分のための温度の上昇及びＲＯＴの開始時の冷却速度の上昇が、ＰＦとＡＦ／ＢＦとの混合物の変化をもたらし、そして、ＰＦを犠牲にして、ＡＦ／ＢＦの形成を促進することを示している。これは、ひいては、降伏及び引張強度又は引張伸びに大きな影響を与えることなく、ＨＥＣに非常に有益な影響を与える。鋼シート１５Ｃ～２２Ｃについて測定されたＨＥＣ値は、同様の引張強度を有する鋼シート１Ａ～１４Ｂのそれらよりも大きい。１Ａ～１４Ｂの集合体からの７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼シートのＨＥＣは３５～６０％の範囲内であるのに対し、１５Ｃ～２２Ｃの集合体からの７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼シートのＨＥＣは７５～１００％の範囲内である。

一方では鋼シート２３Ｄ～２８Ｄ、他方では２９ＤのＨＥＣ性能及びミクロ組織の比較は、それが役割を果たすことができるのはカルシウム処理だけではなく、とりわけ熱間圧延及びＲＯＴ冷却条件であることを示している。全ての鋼シート２３Ｄ～２９Ｄについてカルシウム処理は使用されず、一方で鋼シート２３Ｄ～２８Ｄと他方で２９Ｄとの間の唯一の違いは使用される熱間圧延及びＲＯＴ冷却条件である。鋼シート２３Ｄ～２８Ｄの場合、Ｔ_{ｉｎ，ＦＴ７}及びＦＲＴはそれぞれ９２０～９７０℃及び９００及び９４０℃の範囲内であり、一方、鋼シート２９Ｄの場合、これはそれぞれ１０００及び９６３℃の値でかなり高かった。また、ＲＯＴの開始時の冷却速度は、鋼シート２９Ｄについてかなり高く、鋼シート２３Ｄ～２８Ｄについては２７～４４℃／秒であるのに対して２９Ｄについては約７１℃／秒であった。全ての鋼シート２３Ｄ～２９Ｄのミクロ組織は実質的に単相フェライトであるが、鋼シート２９Ｄに使用されるＲＯＴの開始時における鋼ストリップ片の冷却の増加と組み合わせた仕上げ圧延のための温度の増加は、鋼シートの厚さの増加をもたらす。高価なポリゴナルフェライトで針状／ベイニティックフェライトの割合が大きくなり、引張特性を著しく損なうことなくＨＥＣが大幅に増加する。これは測定されたＭＯＤ指数値に反映され、すなわち鋼シート２３ｄ～２８Ｄは０．３０～０．４５の範囲のＭＯＤ指数値を有するが、鋼シート２９Ｄのそれは０．６５の値でかなり高い。穴広げ性能に関しては、鋼シート２３Ｄ～２８Ｄの値は３５～５３％の範囲内であるのに対し、鋼シート２９ＤのＨＥＣは８１％である。

鋼Ｅ（鋼シート３０Ｅ～３６Ｅ）についても、引張特性、穴広げ性能及びミクロ組織に対する熱間圧延及びＲＯＴ冷却条件の影響を調べた。鋼Ｅについて見られる影響は、鋼シート２９Ｄに対する鋼シート２３Ｄ～２８ＤについてのＨＥＣ及びミクロ組織に関して観察されたものと同様である：ＲＯＴの開始時の仕上げ圧延温度及び初期冷却速度の増加は、実質的に単相のフェライトミクロ組織全体におけるＨＥＣの実質的な増加及びＰＦ及びＡＦ／ＢＦの体積分率の変化をもたらす。後者はまたＭＯＤ指数の増加に反映され、すなわち鋼シート３０Ｅ～３５Ｅは０．２５～０．４２の範囲のＭＯＤ指数値を有するが、鋼シート３６Ｅではこれは約０．５０である。鋼シート３０Ｅ～３５Ｅの対応するＨＥＣは３５～５６％の範囲内であるが、鋼シート３６Ｅのそれは６５％の測定値でかなり高い。

ＳＦＦに対する尺度としてのＨＥＣは特定の鋼シートからの自動車シャーシ構成要素の製造可能性に関係があるが、ＰＥＦは一度使用されたときの自動車シャーシ構成要素の限界エッジ疲労に対する尺度として考えられる。ＰＥＦを決定するために、圧延方向に平行な縦軸を有する長方形のサンプル（１８５×４５ｍｍ^２）を多数の鋼シートから切り出し、続いて、スチールサンプルの中心に直径１５ｍｍの穴を打ち抜いた（単一打ち抜き）。これらのＰＥＦサンプルの幾何学的形状は、穴の周囲の応力集中が、疲労亀裂が常に穴の隣で始まることを確実にするのに十分大きいように設計された。これは、通常の基板応力寿命又はＳＮ疲労試験（破損までの繰り返し数（Ｎｆ）の関数としての応力（ＭＰａ））の場合に通常そうであるように、さらなるサンディング／研磨を必要とせずに矩形サンプルをギロチン剪断機で簡単に切り取ることができることを意味する。調査した鋼シートは全て１５ｍｍのパンチで打ち抜いた。それぞれ約３．０５ｍｍ及び３．０４ｍｍの厚さを有する鋼シート６Ａ及び１５Ｃを１５．８ｍｍのダイと組み合わせて打ち抜き、これらの鋼シートに対してそれぞれ１３．１～１３．２％のクリアランスをもたらした。厚さ２．８９ｍｍの鋼シート２９Ｄについては、１５．５ｍｍのダイを使用し、これは８．７％のクリアランスをもたらす。クリアランス（Ｃｌ，単位：パーセント）は、ダイの直径（ｄ_ｄｉｅ，単位：ｍｍ）及びパンチの直径（ｄ_{ｐｕｎｃｈ}、この場合は１５ｍｍ）及び鋼シートの厚さ（ｔ，単位：ｍｍ）に基づいて、以下の式によって計算される。

全てのＰＥＦ試験は、油圧一軸試験機及び試験Ｒ値（最小荷重／最大荷重）０．１を用いて実施した。試験荷重を打ち抜き孔疲労試験サンプルの中央の断面積（すなわち、サンプル幅－孔の測定寸法）で割ることによって材料の厚さの影響を除去するために、荷重を応力に変換した。ＰＥＦ試験に使用された破損基準は、変位の０．１ｍｍの増加であった。

ＰＥＦ試験の結果をプロセス条件（Ｃａ＝カルシウム処理、「Ｙｅｓ」又は「Ｎｏ」；ＨＳＭ＝本発明と一致する仕上げ圧延温度、ＲＯＴ冷却条件及び巻取り温度、「Ｙｅｓ」又は「Ｎｏ」）、引張特性（Ｒｐ０．２＝０．２％耐力又は降伏強度（ｏｆｆｓｅｔ ｐｒｏｏｆ ｏｒ ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）；Ｒｍ＝最大引張強度；Ａ５０＝Ａ５０引張伸び）、ＨＥＣ（λ）及びミクロ組織特性（ＰＦ＝体積分率ポリゴナルフェライト；ＡＦ／ＢＦ＝体積分率針状／ベイニットフェライト；ＭＯＤ指数）の表示とともに、表４に示す。表４のＰＥＦ強度を説明するための関連する特徴は、鋼シートの打ち抜きに使用される特定のクリアランス（Ｃｌ）についての最大疲労応力（σｍａｘ）及び繰り返し数１×１０^５でのＲｍに対する最大疲労応力（σｍａｘ）の比（パーセント）である。表４にはまた、鋼基板を打ち抜いたときの割れの量の光学的評価も示されている。割れの程度はパンチ穴の円周のパーセントで表される。

一般に、鋼のＰＥＦ性能は、打ち抜かれたエッジの破断帯の表面粗さ及び打ち抜かれたエッジに近い鋼シートの内部に蓄積された歪み及び損傷の量によって大きく左右される。これらの特徴は、鋼基板のミクロ組織及び機械的応答、並びに、パンチとダイとの間のクリアランスを含むパンチ条件の影響によって部分的に決定される。クリアランスの増大は、破砕帯の粗さの増大を伴う可能性があり、それが今度はＰＥＦの悪化をもたらし得ることが知られている。さらに、クリアランスが増大するにつれて、歪みの量、特に（中心線）偏析及び／又は介在物の存在による内部損傷が増大する可能性がある。この内部損傷は、鋼基板内部の割れ目、内部空隙、及び潜在的に内部微小亀裂をもたらす可能性があり、これらはすべて、周期的疲労負荷中に局所応力上昇剤として作用する可能性があり、したがってＰＥＦ性能を損なう可能性がある。

図４は、同じ引張強度を有し、同様のクリアランスで打ち抜かれたフェライト鋼及び多相鋼（但し、両方の鋼は著しく異なる降伏強さを有している）について、基板ＳＮ疲労に対する及びＰＥＦに対する降伏強度（Ｒｐ０．２）の影響を示す概略グラフである。知られているように、従来のＨＳＬＡ鋼のようなフェライト鋼だけでなく本発明で定義されるような単相析出強化鋼は、比較的高い降伏強度を有し、典型的な降伏比は０．８５～ほぼ１の範囲である。対照的に、二相（ＤＰ）鋼又は複合相（ＣＰ）鋼のような多相鋼は、典型的にはかなり低い降伏強度及び典型的に０．５～０．８５の範囲の降伏比を有する。一般的な規則は、高い降伏強度を有する鋼は、低い降伏強度を有する鋼よりも実質的に高い基板Ｓ－Ｎ疲労強度を有するということである。基板Ｓ－Ｎ疲労の場合、疲労強度は周期的負荷中の核形成及び疲労破損の成長によって支配され、それはそれぞれ鋼シートの表面粗さ及びミクロ組織によって主に制御される。

しかしながら、一度鋼シートが打ち抜かれると、穴の周囲における応力集中が鋼シート内の他のどこよりも大きくなる可能性があるので、Ｓ－Ｎ疲労性能はパンチ穴によって大部分制御される。その結果、鋼シートの穴の隣に疲労亀裂の核生成と成長が起こる。

図４に示すように、鋼シートを打ち抜くと、応力寿命（Ｓ－Ｎ）疲労性能が大幅に低下する。降伏強さが高い鋼は、鋼シートが打ち抜かれると、比較的低い降伏強さを有する鋼よりも疲労性能の大幅な低下を典型的に経験する。その結果が図４に示されている。これは、フェライト鋼及び多相鋼種の応力－寿命疲労曲線がほぼ衝突しているように見え、従来の応力－寿命基板疲労とは対照的に降伏応力曲線の順序が長くなる。その代わりに、打ち抜かれたエッジの状態、すなわち破砕帯の表面粗さ、及び打ち抜かれたエッジ壁に近い鋼シートの内部の歪み及び損傷のような他の要因が、応力寿命ＰＥＦ曲線の位置を決定する。したがって、ターゲットとなる高強度鋼のＰＥＦが、性能を低下させることなく、あらゆるダウンゲージの可能性を保証するのに十分高いことを確認することが重要である。

本発明のナノ析出強化単相フェライト鋼は、高い引張伸び及び高い穴広げ性能と組み合わせて高い強度に適応することができることが表２及び３に既に示されている。対応するミクロ組織は、ポリゴナルフェライトと針状／ベイニティックフェライトの混合物からなる。特に後者のフェライト成分は優れた穴広げ性能を促進するのに必須であると考えられる。先の比較例は、針状／ベイナイト系フェライトを犠牲にして多すぎる割合のポリゴナルフェライトが低すぎるＨＥＣをもたらし、したがってパンチ穴が広げられると時期尚早の破壊及び破損をもたらすことを示している。その文脈において、本発明に必要とされる針状／ベイナイト相成分は、鋼シートが打ち抜かれ、切断され又は剪断される場合のように激しい局部的変形を受けた時に鋼シートの損傷抵抗を増加させると考えられる。特に、針状フェライトは鋼中の介在物を核とすることができ、粒状マトリックス中に介在物を局部的に埋め込むことができ、鋼が打ち抜き加工等の間にひどく変形したときにそれらの存在を害することを少なくする。さらに、針状及びベイニットフェライト相成分の微細かつ複雑なフェライト形態は、破壊伝播を抑制すると考えられている。これらの態様は、打ち抜き時の割れにつながる可能性のある（中心線）偏析の防止又は少なくとも抑制、並びに硫化物系及び／又は酸化物系介在物（すなわち介在物）の存在の防止又は少なくとも抑制を伴う。本発明のナノ析出強化単相フェライト鋼の疲労性能の低下を最小限に抑えるためには、最終ミクロ組織の直径が１μｍ以上であることが重要である。これに関連して、低Ｓ含有量は、場合によっては製鋼中のカルシウム処理を回避すること、及びＡｌ_ｘＯ_ｙ系介在物が溶鋼から出て行くのに十分な時間を与えられることを促進することを試みることと組み合わせて、硫化物及び／又は酸化物系介在物の量を減らすのに有益である。また、偏析、特に中心線偏析が抑制されるか又は完全に防止さえされるように製鋼及び鋳造を配置することが本発明にとって有益である。

表４は、本発明の比較例及び２つの本発明の実施例に使用したＰＥＦ性能及びパンチダイクリアランス（ｐｕｎｃｈ－ｄｉｅ ｃｌｅａｒａｎｃｅ）を、関連するプロセス条件の表示及び対応する引張特性、穴広げ性能、クリアランス、並びに、ＥＢＳＤ分析から得られたミクロ組織の特徴及び打ち抜きの際の割れの程度の評価に関する情報とともに示す。ＰＥＦ性能は、ここでは、破損までの繰り返し数１×１０^５における、ＭＰａで表される最大疲労強度σｍａｘとして、及び、鋼シートの打ち抜きに使用される特定のクリアランス（Ｃｌ）での繰り返し数１×１０^５におけるＲｍに対する最大疲労応力（σｍａｘ）の比（パーセント）として測定される。表４に示す鋼シートに使用されたクリアランスは、鋼シート６Ａ及び１５Ｃについては約１３％であり、本発明例の鋼シート２９Ｄについては８．７％である。

データは、比較例の鋼シート６Ａについての、破損までの繰り返し数１×１０^５における最大疲労強度σｍａｘで表されるＰＥＦが２９６ＭＰａであるのに対して、実質的に同一の厚さ及び打ち抜きに使用されるクリアランスを有する本発明例の鋼シート１５Ｃについてのそれは３１４ＭＰａという実質的に高い値であることを示す。比較例の鋼シート６Ａ及び本発明例の鋼シート１５Ｃの、破損までの繰り返し数１×１０^５におけるσｍａｘ／Ｒｍの比、すなわち、それぞれ３５．２％対３７．８％に同じ傾向が当てはまる。６Ａを超える鋼シート１５Ｃの改善されたＰＥＦ性能は、ＨＥＣに関して先に論じたのと同様に、Ｓ含有量を低く保ち、カルシウム処理を用いなかったという事実、並びに、仕上げ圧延、ＲＯＴ及びＲＯＴを行ったという事実に起因する。巻取り条件は本発明と一致しており、鋼シート１５Ｃの場合、６０％以下のＰＦ及び４０％以上のＡＦ／ＢＦを有するポリゴナルフェライトと針状／ベイニットフェライトとの混合物からなる所望のミクロ組織をもたらした。別の顕著な観察は、比較例の鋼シート６Ａについて広範囲の裂け目が観察されたことであり、パンチ穴の周囲の８０～１００％を覆っていた。本発明例の鋼シート１５Ｃでは、打抜き後の割れ度は５％以下であった。割れの大幅な減少は、比較例の鋼シート６Ａと比較して、本発明例の鋼シート１５Ｃの中心線偏析量の大幅な減少及び比較的大きなＡｌ_ｘＯ_ｙ系介在物の量の減少と関連している。

表４は、本発明の実施例２９Ｄに関する詳細も示す。この鋼シートのＰＥＦ性能を評価するために、８．７％のクリアランスを使用した。また、この鋼シートは打ち抜き時に割れの痕跡をほとんど又は全く示さず、ポリゴナルフェライトと針状／ベイニットフェライトとの混合物の所望のミクロ組織に基づいて、３３１ＭＰａという、破損までの繰り返し数１×１０^５における良好なＰＥＦ強度を示した。なお、この特定の本発明例は、５０％以下のＰＦ及び５０％以上のＡＦ／ＢＦを有する。

Claims (16)

1. 引張伸び、ＳＦＦ及びＰＥＦ強度の優れた組み合わせとともに、５７０ＭＰａ以上の引張強度を有する熱間圧延高強度鋼ストリップを製造する方法であって、以下の工程：
   ・スラブを鋳造し、次いで、凝固スラブを１０５０～１２６０℃の温度に再加熱する工程；
   ・９８０～１１００℃の最終圧延スタンドの入口温度で鋼スラブを熱間圧延する工程；
   ・９５０～１０８０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延を仕上げる工程；
   ・熱間圧延鋼ストリップを５０～１５０℃／秒の一次冷却速度で６００～７２０℃のＲＯＴ上の中間温度に冷却する工程；
   ・その後に行われる以下の工程：
   ・オーステナイトからフェライトへの相変態から生じる潜熱によって０～＋１０℃／ｓの間で鋼を穏やかに加熱する工程；又は
   ・鋼を等温に保持する工程；又は
   ・鋼を穏やかに冷却し、－２０～０℃／秒のＲＯＴの二次段階における温度変化率を全体に生じさせる工程；
   ・５８０～６６０℃の間の巻取り温度を実現する工程
   を含み、
   鋼が、重量％で、
   ・０．０１５～０．１５％のＣ；
   ・０．５％以下のＳｉ；
   ・１．０～２．０％のＭｎ；
   ・０．０６％以下のＰ；
   ・０．００８％以下のＳ；
   ・０．１％以下の可溶性Ａｌ
   ・０．０２％以下のＮ；
   ・０．１２～０．４５％のＶ；
   ・任意選択で、
   ・０．０５％以上かつ０．７％以下のＭｏ；
   ・０．１５％以上かつ１．２％以下のＣｒ；
   ・０．０１％以上かつ０．１％以下のＮｂ；
   のうちの１つ以上；
   ・任意選択で、５～１００ｐｐｍのＣａ；
   ・Ｆｅ及び不可避的不純物である残部
   からなり、
   鋼が、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と、針状フェライト／ベイニティックフェライト（ＡＦ／ＢＦ）との混合物を含む、単相のフェライトミクロ組織を有し、
   フェライト成分の合計の総体積分率が、９５％以上であり、
   フェライト成分が、Ｖと、任意選択でＭｏ及び／又はＮｂとからなる微細な複合炭化物及び／又は炭窒化物析出物で強化されている、方法。
2. カルシウム処理が行われず、
   鋼中に存在するＣａが、製鋼プロセスからの不可避的不純物であり、
   鋼が、０．００３％以下のＳを含む、請求項１に記載の方法。
3. 最終圧延スタンドの入口温度が、１０５０℃以下である、請求項１又は２に記載の方法。
4. 仕上げ圧延温度が、１０３０℃以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の方法。
5. 中間温度までの一次冷却速度が６０℃／秒以上及び／又は１００℃／秒以下であり、中間温度が６３０℃以上及び／又は６９０℃以下である、請求項１～４のいずれか一項に記載の方法。
6. 中間温度への冷却の後に、以下の工程：
   ・オーステナイトからフェライトへの相転移から生じる潜熱によって０～＋５℃／秒の間で効果的に穏やかに加熱する工程；又は
   ・等温に保持する工程；又は
   ・効果的に穏やかに冷却し、－１５～０℃／秒のＲＯＴの二次段階における温度変化率を全体に生じさせる工程
   を実施し、これにより、巻き取り温度を実現する、請求項１～５のいずれか一項に記載の方法。
7. 熱間圧延鋼ストリップのコイルを放置して徐々に周囲温度まで冷却するか、又は、コイルを水槽に浸すことによって、又は、コイルを水のスプレーで積極的に冷却することによって、熱間圧延鋼ストリップのコイルを周囲温度まで冷却する、請求項１～６のいずれか一項に記載の方法。
8. 表面スケール除去処理後の熱間圧延ストリップを、鋼が亜鉛又は亜鉛合金コーティングで確実に防食されるようにコーティング工程に付す、請求項１～７のいずれか一項に記載の方法。
9. 熱間圧延鋼ストリップが、マトリックスの体積パーセントで、
   ・６０％以下のポリゴナルフェライト（ＰＦ）と４０％以上の針状フェライト／ベイニティックフェライト（ＡＦ／ＢＦ）との混合物；又は
   ・５０％以下のポリゴナルフェライトと５０％以上の針状／ベイニットフェライトとの混合物
   を含む、単相のフェライトミクロ組織を有する、請求項１～８のいずれか一項に記載の方法。
10. 電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いて測定された熱間圧延鋼ストリップのミクロ組織のＭＯＤ指数が、０．４５以上である、請求項１～９のいずれか一項に記載の方法。
11. 熱間圧延鋼ストリップが、５７０ＭＰａ以上の引張強度及び９０％以上のＨＥＣを有し、
    鋼が、重量％で：
    ・０．０２～０．０５％のＣ；
    ・０．２５％以下のＳｉ；
    ・１．０～１．８％のＭｎ；
    ・０．０６５％以下の可溶性Ａｌ；
    ・０．０１３％以下のＮ；
    ・０．１２～０．１８％のＶ；
    ・０．０２～０．０８％のＮｂ；及び
    ・任意選択で０．２０～０．６０％のＣｒ
    を含む、請求項１～１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 熱間圧延鋼ストリップが、７８０ＭＰａ以上の引張強度及び６５％以上のＨＥＣを有し、
    鋼が、重量％で：
    ・０．０４～０．０６％のＣ；
    ・０．３０％以下のＳｉ；
    ・１．０～１．８％のＭｎ；
    ・０．０６５％以下の可溶性Ａｌ；
    ・０．０１３％以下のＮ；
    ・０．１８～０．２４％のＶ；
    ・０．１０～０．２５％のＭｏ；
    ・０．０３～０．０８％のＮｂ；及び
    ・任意選択で０．２０～０．８０％のＣｒ
    を含む、請求項１～８のいずれか一項に記載の方法。
13. 鋼が、重量％で、
    ・０．０８～０．１２％のＣ；
    ・０．４５％以下のＳｉ；
    ・１．０～２．０％のＭｎ；
    ・０．０６５％以下の可溶性Ａｌ
    ・０．０１３％以下のＮ；
    ・０．２４～０．３２％のＶ；
    ・０．１５～０．４０％のＭｏ；
    ・０．０３～０．０８％のＮｂ；及び
    ・任意選択で０．２０～１．０％Ｃｒ
    を含む、請求項１～８のいずれか一項に記載の方法。
14. 熱間圧延鋼ストリップが、
    ・５７０ＭＰａ以上の引張強度及び９０％以上のＨＥＣ；又は
    ・７８０ＭＰａ以上の引張強度及び６５％以上のＨＥＣ
    を有し、
    （Ｒｍ×Ａ５０）／ｔ^０．２＞１００００
    ［式中、Ｒｍは、熱間圧延鋼ストリップの最大引張強度を表し、Ａ５０は、熱間圧延鋼ストリップのＡ５０引張伸びを表し、ｔは、熱間圧延鋼ストリップの厚さを表す。］
    である、請求項１～１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 熱間圧延鋼ストリップが、
    ・５７０ＭＰａ以上の引張強度及び９０％以上のＨＥＣを有し、応力比０．１及び打ち抜きクリアランス８～１５％の条件下、破損までの繰り返し数１×１０^５における最大疲労応力が、２８０ＭＰａ以上であるか；又は
    ・７８０ＭＰａ以上の引張強度及び６５％以上のＨＥＣを有し、応力比０．１及び打ち抜きクリアランス８～１５％の条件下、破損までの繰り返し数１×１０^５における最大疲労応力が、３００ＭＰａ以上であり、
    （Ｒｍ×Ａ５０）／ｔ^０．２＞１００００
    ［式中、Ｒｍは、熱間圧延鋼ストリップの最大引張強度を表し、Ａ５０は、熱間圧延鋼ストリップのＡ５０引張伸びを表し、ｔは、熱間圧延鋼ストリップの厚さを表す。］
    である、請求項１～１４のいずれか一項に記載の方法。
16. 熱間圧延高強度鋼ストリップが、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する、請求項１～１５のいずれか一項に記載の方法。

Images