JP7220714B2 - 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、高い延性及び成形性を有する高強度鋼板及びそのような鋼板を得る方法に関する。
自動車用の車体構造部材及び車体パネルの部品などの様々なアイテムを製造するために、ＤＰ（二相）鋼又はＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼から製造された鋼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向上させるために自動車の重量を低減するために、改善された降伏強さ及び引張強さを有する鋼板を得ることが望ましい。しかし、そのような鋼板はまた、良好な延性及び良好な成形性、より具体的には良好な伸びフランジ性を有さなければならない。
したがって、本発明の目的は、少なくとも７００ＭＰａの降伏強さ、少なくとも９００ＭＰａの引張強さ、少なくとも１２％の一様伸び及び少なくとも２０％の穴広げ率に達する鋼板を提供することである。
本発明の目的は、請求項１に記載の鋼板を提供することにより達成される。この鋼板は、請求項２～１２のいずれか一項に記載の特徴を含むこともできる。別の目的は、請求項１３に記載の方法を提供することによって達成される。この方法は、請求項１４～１５のいずれか一項に記載の特徴を含むこともできる。別の目的は、請求項１６又は１７に記載のスポット溶接継手を提供することによって達成される。
次に、本発明を、限定することなく、詳細に記述し、例によって説明する。
以下、Ａｅ１は、それを下回るとオーステナイトが完全に不安定になる平衡変態温度を示し、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示し、Ａｒ３は、冷却によりミクロ組織が完全にオーステナイトのままになる温度を示し、ＴΘは、それを超えるとセメンタイトが加熱により溶解する温度を示し、Ｍｓは、マルテンサイト変態開始温度、つまり、オーステナイトが冷却によりマルテンサイトに変態し始める温度を示す。
特に指示がない限り、すべての組成に関するパーセンテージは、重量パーセント（重量％）で示されている。
本発明による鋼の組成は、重量パーセントにより、次のものを含む。
－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向上させるためには、０．０３％≦Ｃ≦０．２５％。好ましくは、炭素含有率は、０．１％以上である。炭素含有率が高すぎる場合、熱間圧延された鋼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０．０３％未満である場合、引張強さは目標値に達しない。
－十分な強度を確保し、オーステナイトの少なくとも一部を安定化させて、十分な伸びを得るためには、３．５％≦Ｍｎ≦８％。３．５％未満では、最終組織は不十分な残留オーステナイトの割合及び残留オーステナイト中の不十分なＭｎ含有率を含み、延性及び強度の望ましい組み合わせは達成されない。最大値は、延性に有害な偏析の問題を回避す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。
－０．１％≦Ｓｉ≦２．０％及び０．０３％≦Ａｌ≦２．０％。本発明によれば、Ｓｉ及びＡｌは共に重要な役割を果たす：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、少なくとも０．１％のＳｉ添加は、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もたらし、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配の間、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形成され、鋼の被覆性が損なわれる。したがって、Ｓｉ含有率は２．０％以下である。
アルミニウムは、精錬中に液相で鋼を脱酸するのに非常に効果的な元素である。さらに、Ａｌは鋼のＡｅ１及びＡｅ３温度を上昇させるα生成元素である。したがって、少なくとも０．０３％のＡｌの添加により、二相領域（つまり、Ａｅ１とＡｅ３との間）は、以下でさらに詳細に説明するように、オーステナイト中のＭｎの分配に有利な温度範囲にある。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２．０％以下、好ましくは１．２％以下である。
本発明による鋼は、ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素を、少なくとも０．０１％の最小合計含有率で含有しなければならず、このような添加は、析出によるマルテンサイトラスの成長を制限することにより、回復したマルテンサイトを強化することを可能にする。
－熱間圧延中にオーステナイト粒を微細化し、析出強化を付与するために、Ｎｂ≦０．０８０％を添加することができる。好ましい実施形態では、添加されるニオブの最小量は、０．０１０％である。添加量が０．０８０％を超えると、降伏強さ、伸び及び穴広げ率が所望のレベルに確保されない。
－析出強化を付与するために、Ｔｉ≦０．０８０％を添加することができる。好ましい実施形態では、添加されるチタンの最小量は、０．０１０％である。しかしながら、チタンの添加量が０．０８０％以上の場合、降伏強さ、伸び及び穴広げ率が所望のレベルに確保されない。
－析出強化を付与するために、Ｖ≦０．２％を添加することができる。好ましい実施形態では、添加されるバナジウムの最小量は、０．０１０％である。しかしながら、バナジウムの添加量が０．２％以上の場合、降伏強さ、伸び及び穴広げ率が所望のレベルに確保されない。
鋼の残りの組成は、鉄及び製錬から生じる不純物である。この点で、少なくともＮｉ、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ及びＮは、不可避の不純物である残留元素と見なされる。したがって、それらの含有率は、Ｎｉが０．０５％未満、Ｃｕが０．０３％未満、Ｓが０．０１０％未満、Ｐが０．０２０％未満及びＮが０．００８％未満である。
いくつかの元素は、本発明による鋼の組成物に任意に添加することができる。
－０．１％≦Ｍｏ≦０．５％。モリブデンは、焼入れ性を高め、残留オーステナイトを安定化させて、分配中のオーステナイト分解を低減させ、高マンガン含有率に起因する可能性があり、穴広げ率に有害な中心偏析を低減する。さらに、Ｍｏは組織の微細化に役立つ。０．５％を超えると、Ｍｏの添加はコストがかかり、求められている特性を考慮すると非効果的である。
－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、０．０１％≦Ｃｒ≦１％。最大１％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、クロムの添加は役に立たず、費用もかかる。
－０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％。鋼の焼入れ性を高めるため。
好ましくは、鋼の組成は、鋼が０．４％以下の炭素当量Ｃｅｑを有するようなものであり、炭素当量は、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２×Ｐ％－３．２４×Ｂ％－０．１３３×Ｍｎ％×Ｍｏ％として規定される。
次に、本発明の冷間圧延熱処理鋼板のミクロ組織について説明する。
冷間圧延熱処理鋼板は、表面の割合により、
－１０％～３０％の残留オーステナイトにおいて、前記残留オーステナイトは、アスペクト比が少なくとも３のフィルムとして存在し、及び島状マルテンサイト・オーステナイト（いわゆる島状ＭＡ）として存在し、そのような島状ＭＡの８％未満が０．５μｍを超えるサイズを有し、
－最大で１０％のフレッシュマルテンサイト、
－ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素の析出物を含む回復したマルテンサイト
からなる組織を有する。
表面の割合及びアスペクト比は、以下の方法により測定される：冷間圧延及び熱処理された試料を切り出し、研磨し、それ自体が既知の試薬でエッチングし、ミクロ組織を明らかにする。その後、試験片は、光学又は走査型電子顕微鏡、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）と連結した電界放射型電子銃を備えた走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）により検査される。
各構成要素の表面の割合の測定は、それ自体既知の方法による画像解析により行われる。残留オーステナイトの割合は、例えば、Ｘ線回折（ＸＲＤ）によって測定される。
冷間圧延熱処理鋼板のミクロ組織には、室温で残留オーステナイトである、少なくとも１０％のオーステナイトが含まれる。少なくとも１０％の表面の割合で存在する場合、残留オーステナイトは、延性の増加に寄与する。３０％を超えると、ＩＳＯ１６６３０：２００９に従った穴広げ率ＨＥＲの必要なレベルは、２０％よりも低くなる。
残留オーステナイトは、アスペクト比が少なくとも３のフィルムとして存在し、及びＭＡ（マルテンサイト・オーステナイト）として存在し、そのような島状ＭＡの８％未満の島が０．５μｍを超えるサイズを有する。
ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って必要なレベルの穴広げ率ＨＥＲを得るために、残留オーステナイトフィルムのアスペクト比の特定の最小値及び０．５μｍを超えるサイズを有する島状ＭＡの最大の割合を考慮する必要がある。
好ましい実施形態では、本発明による冷間圧延熱処理鋼板は、０．５μｍを超えるサイズを有する島状ＭＡとオーステナイトフィルムとの割合の比率が１．０未満、さらに良好には０．５未満であるようなものである。
別の好ましい実施形態では、本発明による冷間圧延熱処理鋼板は、かかる島状ＭＡの５％未満が０．５μｍを超えるサイズを有するようなものである。
別の好ましい実施形態では、本発明による冷間圧延熱処理鋼板は、アスペクト比が３を超えるオーステナイトフィルムの表面の割合が少なくとも８％であるようなものである。
冷間圧延熱処理鋼板のミクロ組織には、最大で１０％のフレッシュマルテンサイトが含まれる。実際、１０％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。
別の好ましい実施形態では、本発明による冷間圧延熱処理鋼板は、フレッシュマルテンサイトの表面の割合が５％未満であるようなものである。
冷間圧延熱処理鋼板のミクロ組織には、ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素の析出物を含む回復したマルテンサイトが含まれる。そのような析出物が存在しない場合、この鋼のグレードは、本発明が目標とする引張強さの最小値を達成することができない。
回復したマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）により観察される、研磨され、それ自体が既知の試薬、例えば、ナイタール試薬でエッチングされた試験片において、フレッシュマルテンサイトと区別することができる。
本発明による鋼板は、任意の適切な製造方法によって製造することができ、当業者はその方法を規定することができる。しかしながら、以下の工程を含む本発明による方法を使用することが好ましい。
例えば、厚さ１．８～６ｍｍの熱間圧延板は、前述のような組成を有する鋼を鋳造してスラブを得て、このスラブを１１５０℃～１３００℃に含まれる温度Ｔｒｅｈｅａｔで再加熱して、最終圧延温度がＡｒ３よりも高いこの再加熱したスラブを熱間圧延して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回避するために、最大で１０００℃であることが好ましい。
次に、熱間圧延鋼は、例えば、１℃／秒～１２０℃／秒に含まれる冷却速度で冷却され、２０℃～６００℃に含まれる温度Ｔｃｏｉｌで巻き取られる。
巻き取り後、鋼板は酸洗いすることができる。
次に、熱間圧延鋼板の冷間圧延性及び靱性を向上させるために、並びに高い機械的特性、特に高い強度及び高い延性を有する冷間圧延熱処理鋼板の製造に適した熱間圧延焼鈍鋼板を提供するために、熱間圧延鋼板を焼鈍する。
好ましい実施形態では、熱間圧延鋼板に対して行われる焼鈍は、５００℃～６８０℃に含まれる温度で、１０００秒～５００００秒の間に行われるバッチ焼鈍である。
次に、熱間圧延焼鈍鋼板は、任意に酸洗いされる。
次に、熱間圧延焼鈍鋼板は、例えば、０．７ｍｍ～３ｍｍ、又はさらに良好には０．８ｍｍ～２ｍｍの範囲であることができる厚さを有する冷間圧延鋼板を得るために、冷間圧延される。
冷間圧延圧下率は、好ましくは２０％～８０％に含まれる。２０％未満では、その後の熱処理中の再結晶は好ましくなく、冷間圧延熱処理鋼板の延性を損なう可能性がある。８０％を超えると、冷間圧延中にエッジ割れのリスクがある。
次に、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、次の工程を含む：
－焼鈍によって完全オーステナイト組織を得るために、冷間圧延鋼板を８６０℃を超える第１の焼鈍温度に再加熱し、３０秒～６００秒に含まれる保持時間にわたって、この冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度に維持する工程。
第１の焼鈍温度に対する再加熱速度は、好ましくは１℃／秒～２００℃／秒に含まれる。
－冷間圧延鋼板を０．５℃／秒～２００℃／秒に含まれる冷却速度で、２０℃～Ｍｓ－５０℃に含まれる焼入れ温度まで焼入れ、１～２００秒に含まれる保持時間にわたって、この冷間圧延鋼板を前記焼入れ温度に維持する工程。
冷却速度は、冷却時にパーライトが形成されないように選択される。鋼の各特定の組成及び各組織について、当業者は、膨張率測定によってオーステナイトのＭｓ開始変態点を測定する方法を知っている。
この焼入れ工程中に、オーステナイトは部分的にマルテンサイトに変態する。
焼入れ温度が２０℃よりも低い場合、最終組織中の回復した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。さらに、焼入れ温度がＭｓ－５０℃よりも高い場合、最終組織中の回復したマルテンサイトの割合が低すぎて、所望の全体の膨張率を得ることができない。
－マルテンサイト中で鋼の伸びの減少をもたらすであろうイプシロン炭化物が形成されないように、１秒～２００秒、好ましくは３秒～７秒に含まれる保持時間にわたって、焼入れした鋼板を焼入れ温度に任意選択的に保持する工程。
－冷間圧延鋼板をＴΘ～７２０℃に含まれる第２の焼鈍温度に再加熱し、１００秒～２０００秒に含まれる時間にわたって、この冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度に維持する工程。
この第２の焼鈍工程中に、セメンタイトが溶解し、炭素及びＭｎが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、オーステナイトの炭素及びＭｎが富化され、マルテンサイトが回復する。
－任意選択的に、鋼板を４８０℃以下の温度の浴中で溶融めっきする工程。任意の種類のコーティング、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。
－第２の焼鈍工程の直後、又は溶融めっき工程を行った場合には溶融めっき工程の直後に、冷間圧延熱処理鋼板を得るために、冷間圧延鋼板を室温まで冷却する工程。冷却速度は、好ましくは１℃／秒より速く、例えば、２℃／秒～２０℃／秒に含まれる。
この冷却工程中に、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場合がある。しかしながら、炭素及びマンガンによるオーステナイトの安定化により、フレッシュマルテンサイトの表面の割合は１０％以下にとどまっている。
－任意選択的に、室温まで冷却した後に、溶融めっき工程が行われていない場合には、鋼板は、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、コーティングすることができる。任意の種類のコーティング、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コーティングの後、鋼板は脱気を施されてもよい。
組成を表１にまとめた３つのグレードを半製品に鋳造し、加熱、制御された熱間圧延及びその後の水冷を経て、焼入れ及び自己焼戻しによって達成される表２にまとめた加工パラメータに従って鋼板に加工した。
表１－組成
試験した組成を次の表にまとめ、元素含有率を重量パーセントで表す。
Figure 0007220714000001
鋼Ａ及びＢは本発明によるものであるが、鋼Ｃは比較例である。
所与の鋼について、当業者は、膨張率測定試験及び金属組織学分析によってＡｅ１、Ａｅ３及びＴΘ温度を測定する方法を知っている。
表２－加工パラメータ
鋳放しの鋼半製品を１２５０℃で再加熱し、熱間圧延し、次に、５５０℃で巻き取り、酸洗いし、５時間にわたって６００℃で焼鈍し、酸洗いし、５０％の圧下率で冷間圧延した。その後、次の条件で加工した。
Figure 0007220714000002
次に、得られた試料を分析し、対応するミクロ組織要素及び機械的特性をそれぞれ表３及び表４にまとめた。
表３－ミクロ組織及び析出物
得られた鋼板のミクロ組織の相の割合を測定した。
Figure 0007220714000003
γ：残留オーステナイトの表面の割合を表す
γアスペクト比：オーステナイトフィルムのアスペクト比を表す
ＭＡ：０．５μｍを超えるサイズの島状ＭＡの表面の割合を表す
ＦＭ：フレッシュマルテンサイトの表面の割合を表す
ＲＭ：回復したマルテンサイトの表面の割合を表す
ＲＦは、再結晶フェライトの表面の割合を表す。
ＲＭ中の析出物：回復したマルテンサイト中のＮｂ析出物の存在を表す
表４－機械的特性
試験した試料の機械的特性を測定し、次の表にまとめた。
Figure 0007220714000004
降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ及び一様伸びＵＥ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。穴広げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。測定方法の差異のため、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従った穴広げ率ＨＥＲの値は、ＪＦＳ Ｔ１００１（日本鉄鋼連盟規格）に従った穴広げ率λの値とは大きく異なり、比較することができない。
これらの実施例は、本発明による鋼板、すなわち実施例１～４及び８～１１が、それらの特定の組成及びミクロ組織により、すべての目標とする特性を示す唯一のものであることを示している。

Claims (17)

  1. 冷間圧延熱処理鋼板であって、前記冷間圧延熱処理鋼板が、重量パーセントで
    Ｃ：０．１２６－０．２５％
    Ｍｎ：３．５－８％
    Ｓｉ：０．１－２．０％
    Ａｌ：０．０３－２．０％
    Ｎｂ：０．０２７－０．０５９％
    Ｓ≦０．０１０％
    Ｐ≦０．０２０％
    Ｎ≦０．００８％
    を含み、
    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する鋼から製造される、冷間圧延熱処理鋼板において、
    前記冷間圧延鋼板は、以下の部分からなる表面の割合により、
    －１０％～３０％の残留オーステナイトにおいて、前記残留オーステナイトは、アスペクト比が少なくとも３のフィルムとして存在し、及び島状マルテンサイト・オーステナイトとして存在し、そのような島状マルテンサイト・オーステナイトの８％未満が０．５μｍを超えるサイズを有し、
    －最大で１０％のフレッシュマルテンサイト、
    －ニオブ、チタン及びバナジウムから選択される少なくとも１つの元素の析出物を含む回復したマルテンサイト
    からなるミクロ組織を有する、冷間圧延熱処理鋼板。
  2. アルミニウム含有率が、最大で１．２％である、請求項１に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  3. ニオブ含有率が、少なくとも０．０１０％である、請求項１又は２に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  4. 炭素含有率が、少なくとも０．１０％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. ０．５μｍを超えるサイズを有する島状マルテンサイト・オーステナイトと前記オーステナイトフィルムとの割合の比率が、１．０未満である、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. ０．５μｍを超えるサイズを有する島状マルテンサイト・オーステナイトと前記オーステナイトフィルムとの割合の比率が、０．５未満である、請求項５に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  7. フレッシュマルテンサイトの表面の割合が、５％未満である、請求項１～６のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  8. 島状マルテンサイト・オーステナイトの５％未満が、０．５μｍを超えるサイズを有する、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。
  9. アスペクト比が３を超えるオーステナイトフィルムの表面の割合が、少なくとも８％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. 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が、Ｚｎ又はＺｎ合金でコーティングされてなる、冷間圧延熱処理鋼板。
  11. 冷間圧延熱処理鋼板が、Ａｌ又はＡｌ合金でコーティングされる、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。
  12. 冷間圧延熱処理鋼板が、少なくとも７００ＭＰａの降伏強さＹＳ、少なくとも９００ＭＰａの引張強さＴＳ、少なくとも１２％の一様伸びＵＥ及び少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有する、請求項１～１１のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
  13. 冷間圧延熱処理鋼板の製造方法であって、前記製造方法が、以下の連続する
    －スラブを得るために鋼を鋳造する工程において、前記鋼は、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼である工程と、
    －前記スラブを１１５０℃～１３００℃に含まれる温度Ｔｒｅｈｅａｔで再加熱する工程と、
    －前記再加熱したスラブをＡｒ３よりも高い温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得る工程と、
    －前記熱間圧延鋼板を２０℃～６００℃に含まれる巻き取り温度Ｔｃｏｉｌで巻き取る工程と、
    －前記熱間圧延鋼板を焼鈍して、熱間圧延焼鈍鋼板を得る工程と、
    －前記熱間圧延焼鈍鋼板を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程と、
    －焼鈍によって完全オーステナイト組織を得るために、前記冷間圧延鋼板を８６０℃を超える第１の焼鈍温度に再加熱し、３０秒～６００秒に含まれる保持時間にわたって、前記冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度に維持する工程と、
    －前記冷間圧延鋼板を０．５℃／秒～２００℃／秒に含まれる冷却速度で、２０℃～Ｍｓ－５０℃に含まれる焼入れ温度まで焼入れ、１～２００秒に含まれる保持時間にわたって、前記冷間圧延鋼板を前記焼入れ温度に維持する工程と、
    －前記冷間圧延鋼板をＴΘ～７２０℃に含まれる第２の焼鈍温度に再加熱し、ＴΘは、それを超えるとセメンタイトが加熱により溶解する温度を示し、１００秒～２０００秒に含まれる時間にわたって、前記冷間圧延鋼板を前記焼鈍温度に維持する工程と、
    －前記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と
    を含む、製造方法。
  14. 熱間圧延鋼板に対して行われる焼鈍が、５００℃～６８０℃に含まれる温度で、１０００秒～５００００秒の間に行われるバッチ焼鈍である、請求項１３に記載の方法。
  15. 前記冷間圧延鋼板の加熱速度が、１～２００℃／秒に含まれる、請求項１３又は１４のいずれか一項に記載の方法。
  16. 少なくとも２枚の鋼板のスポット溶接継手の製造方法であって、以下の
    －請求項１～１２のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板、又は請求項１３～１５のいずれか一項に記載の方法により製造された冷間圧延熱処理鋼板を提供する工程と、
    －第２の鋼板を提供する工程と、
    －前記冷間圧延熱処理鋼板を前記第２の鋼板にスポット溶接する工程と
    を含む、製造方法。
  17. 第２の鋼板が、請求項１～１２のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板、又は請求項１３～１５のいずれか一項に記載の方法により製造された冷間圧延熱処理鋼板である、請求項１６に記載の方法。
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