JP2014529007A - 極めて高い機械抵抗を有する熱間成形された事前溶接スチール部品、および生成方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、主として、少なくともスチール基板の一部、および前記スチール基板に接触し、アルミニウムまたはアルミニウム系合金の金属合金層で被覆された金属間化合物合金層により構成されるプレコーティングからなる、少なくとも１つの第１のシートおよび１つの第２のシートの突合せ溶接により得られる、少なくとも１つの溶接ブランクを、加熱した後に熱間成形し、次いで冷却することにより得られる、極めて高い機械的強度特性を有する溶接スチール部品に関する。本発明により請求されるこの溶接スチール部品は、金属合金層（１９、２０）が、溶接金属ゾーン３５に直接近接する端部３６から除去されており、一方で金属間化合物合金層（１７、１８）が所定の場所に残されていること、および、溶接金属ゾーン３５の長さの少なくとも一部について、溶接金属ゾーン３５の炭素含量と、より高い炭素含量（Ｃｍａｘ）を有する第１のシートまたは第２のシート１１、１２の基板２５、２６のいずれかの炭素含量との間の比が、１．２７から１．５９の間であることを本質的に特徴とする。同様に、本発明は、溶接スチール部品の製造のための方法、および自動車車両用の構造または安全部品の製造のための本溶接スチール部品の使用に関する。

Description

本発明は、主として、極めて高強度の熱間成形溶接スチール部品に関する。

同様に、本発明は、溶接スチール部品の製造のための方法、および自動車車両用の構造または安全部品の製造のための本溶接スチール部品の使用に関する。

先行技術は、互いに連続的に突合せ溶接される、異なる組成および／または厚さのスチールブランクからの溶接スチール部品の製造のための方法を開示している。第１の既知の製造様式では、これらの溶接ブランクは、冷間成形される。第２の既知の製造様式では、これらの溶接ブランクは、スチールのオーステナイト化を可能とする温度まで加熱され、次いで成形型の中で熱間成形および急冷される。本発明は、この第２の製造様式に関する。

スチールの組成は、その後の加熱および成形操作を可能とすると共に、溶接スチール部品に高い機械的強度、高い衝撃強度および良好な耐腐食性を付与するように選択され得る。

この種類のスチール部品は、特に自動車産業において、より具体的には、侵入防止部品、構造部品または自動車車両の安全性に貢献する部品の製造のために使用されている。

上述の用途に必要とされる特性を有する熱間成形可能な材料のうち、特許公開ＥＰ９７１０４４に記載のコーティングされたスチールシートは、具体的には、０．１０重量％から０．５重量％の間の炭素含量を有し、アルミニウム系金属プレコーティングを含む。このシートは、例えば、アルミニウムに加えて制御された濃度のケイ素および鉄を含有する浴中での連続的ディップコーティングによりコーティングされる。熱間成形プロセス中に施される後の熱処理、またはこの熱処理後に行われる成形および冷却により、１５００Ｍｐａを超えることができる高い機械的強度をスチール部品に付与する、マルテンサイト微細構造を得ることができる。

溶接スチール部品の製造のための既知の方法は、特許公開ＥＰ９７１０４４に記載のような少なくとも２つのスチールシートを調達すること、これらの２つのシートを突合せ溶接して溶接ブランクを得ること、場合によってこの溶接ブランクを切断すること、次いで、溶接ブランクを加熱してから、例えば熱間鍛造による熱間成形操作を行い、スチール部品にその用途に必要な形状を付与することからなる。

１つの既知の溶接技術は、レーザビーム溶接である。この技術は、シーム溶接またはアーク溶接等の他の溶接技術と比較して、柔軟性、品質および生産性の面で利点を有する。

しかしながら、溶接操作中、金属合金の層で被覆されたスチール基板に接触した金属間化合物合金層からなるアルミニウム系プレコーティングは、溶接金属ゾーン内でスチール基板により希釈され、このゾーンは、溶接操作中に溶融状態にあり、この溶接操作の後に固化し、２つの層の間の結合を形成するゾーンである。

プレコーティングのアルミニウム含量の範囲内で、２つの現象が生じ得る。

第１の現象において、溶接金属ゾーン中のアルミニウム含量が局所的に高い場合、溶接金属ゾーン内のプレコーティングの一部の希釈、および熱間成形ステップの前の溶接接合部のその後の加熱中に生じる合金の形成から生じる、金属間化合物が形成される。これらの金属間化合物は、初期亀裂が最も生じ易い部位である。

第２の現象において、溶接金属ゾーン中のアルミニウム含量がより低い場合、マトリックス中の固溶体中のα相成分であるアルミニウムは、鍛造に先立つステップ中に生じるオーステナイトへの変態を防止する。その結果、熱間成形後の冷却中にマルテンサイトまたはベイナイトを得ることはもはや不可能であり、溶接シームはフェライトを含有する。すると、溶接金属ゾーンは、２つの隣接するシートよりも低い硬度および機械的強度を示す。

上述の第１の現象を防止するために、特許公開ＥＰ２００７５４５は、溶接操作に供されるべきシートの周縁部の位置で、金属合金の表面層を排除し、金属間化合物合金の層を残すことからなる解決策を説明している。除去は、ブラッシングにより、またはレーザビームにより行うことができる。金属間化合物合金層は、耐腐食性を保証し、成形操作に先立つ熱処理中の脱炭および酸化の現象を防止するように保存される。

しかしながら、この技術は、必ずしも上述の第２の現象を防止することができるとは限らず、薄い金属間化合物合金層の希釈が溶接金属ゾーン中のアルミニウム含量の極僅かな増加しかもたらさないとしても（０．１％未満）、溶接金属ゾーンにおける局所的アルミニウム偏析の結合、および窒化物の形態での潜在的なホウ素の組み込みにより、このゾーンにおける硬化性の減少がもたらされる。したがって、２つの隣接するシートにおける速度と比較して、溶接金属ゾーンにおいて臨界硬化速度が増加する。

図１は、９００℃への加熱に続く熱間鍛造および様々な速度での冷却後の、溶接金属ゾーン（プロファイル２）、およびベース金属（プロファイル１）、すなわち隣接するスチールシートにおいて観察される硬度を示す。ベース金属の硬度は、特許公開ＥＰ９７１０４４に記載のシート、具体的には０．２２％のＣ、１．１２％のＭｎおよび０．００３％のＢを含有するシートの場合に得られる硬度である。溶接金属ゾーンの硬度は、溶接が特許公開ＥＰ２００７５４５に記載のように行われた場合に観察される硬度である。

プロファイル１は、２７℃／秒を超えるいかなる冷却速度も、約４８０ＨＶのシートの強度および全体的なマルテンサイト微細構造をもたらすため、ベース金属の臨界マルテンサイト硬化速度が２７℃／秒であることを示している。

一方、プロファイル２は、溶接金属ゾーンのマルテンサイト臨界硬化速度が３５℃／秒であることを示している。したがって、２７℃／秒から３５℃／秒の間の熱間鍛造後の冷却速度は、このゾーン内に十分な硬度および全体的なマルテンサイト構造をもたらさない。

さらに、溶接金属ゾーンにおけるこの臨界硬化速度の増加は、熱間成形中のこの溶接金属ゾーンにおける好ましくない冷却条件を伴う。

実際に、溶接金属ゾーンは、独立して、または組み合わせて考慮される以下に示す理由により、冷却中に冷えた型との接触を完全に失い得ることが考えられる。
−２つのシートが異なる厚さである場合、成形中の材料の変位を可能とするために型の中に設計された「ステップ」による理由。
−型と溶接ブランクとの間に起こり得る不整合による理由。

したがって、上記の情報に基づき、３５℃／秒未満の溶接ブランクの冷却速度では、溶接金属ゾーンは、不均質な微細構造および接合部の機械的特性の低下を示し、これによって溶接スチール部品は、意図される用途、特に自動車産業において不適切となり得る。

特許公開ＥＰ９７１０４４に記載のシートに適用される別の既知の溶接方法は、特許公開ＥＰ１８７８５３１に記載されている。

この方法は、せん断により以前に切断された２つのシートの溶接のために必要な機械的強度特性を示す溶接金属ゾーンを形成することからなり、これらのシートは、この種の切断のために、それらの切断端部上にアルミニウム系プレコーティング堆積物を示す。

溶接方法は、ハイブリッドレーザ−ＴＩＧ溶接、すなわち非可溶電極を備えるＴＩＧ溶接トーチ（「タングステン不活性ガス」）により生成される電気アークと組み合わされたレーザビーム、または溶接トーチが可溶ワイヤ電極を備えるハイブリッドレーザ−ＭＩＧ（「金属不活性ガス」）溶接からなる。

しかしながら、この方法を使用した溶接操作後に熱間鍛造されたスチール部品はまた、溶接金属ゾーンの位置で機械的脆性を示す。

実際に、レーザ−ＭＩＧ溶接の場合の溶加金属の割合に関わらず、溶接金属ゾーンにおける混合は、アルミニウム濃度が高いゾーンの形成を防止するには不十分であり、これによって、冷却中に溶接金属ゾーンの位置でマルテンサイトが形成されず、したがって機械的強度が不十分となる。

所望のレベルの希釈を得るためには、大量の溶加金属を添加することが必要であるが、これは一方で、溶接される金属を用いた溶接により加えられる金属の溶融の問題をもたらし、また一方で、成形プロセスに望ましくない溶接金属ゾーンの位置での大幅に過剰な厚さをもたらし、溶接される最終的な部品は、自動車部門において施行されている品質基準に適合することができない。

欧州特許出願公開第０９７１０４４号明細書 欧州特許出願公開第２００７５４５号明細書 欧州特許出願公開第１８７８５３１号明細書

これに関して、本発明の目的は、少なくともスチール基板の一部、および前記スチール基板に接触し、アルミニウムまたはアルミニウム系合金である金属合金の層で被覆された金属間化合物合金層により構成されるプレコーティングからなる、少なくとも２つのシートの突合せ溶接により得られる、少なくとも１つの溶接ブランクを、オーステナイト範囲内で加熱した後に変形させることにより得られる、非常に高い、すなわち１２３０ＭＰａを超える機械的強度を有する溶接スチール部品である。

本発明の具体的な目的は、先の変形が、熱間成形からなり、溶接金属ゾーンの機械的強度が、２つの溶接シート、または２つの溶接シートの少なくとも１つの機械的強度を超える、上述の種類の溶接スチール部品である。

このために、本発明により得られる極めて高い機械的強度特性を有する溶接スチール部品は、少なくともスチール基板の一部、および前記スチール基板に接触し、アルミニウムまたはアルミニウム系合金の金属合金層で被覆された金属間化合物合金層により構成されるプレコーティングからなる、少なくとも第１のシートおよび第２のシートの突合せ溶接により得られる、少なくとも１つの溶接ブランクを、オーステナイト範囲内で加熱した後に熱間成形し、次いで冷却することにより得られ、金属合金層が、溶接操作から得られ、第１のシートと第２のシートとの間の結合を構成する溶接金属ゾーンに直接近接する端部から除去され、一方で金属間化合物合金層が保持されること、および、溶接金属ゾーンの少なくとも一部について、溶接金属ゾーンの炭素含量と、最高炭素含量Ｃｍａｘを有する第１のシートまたは第２のシートの基板のいずれかの炭素含量との間の比が、１．２７から１．５９の間であることを本質的に特徴とする。

本発明により請求される溶接スチール部品の上述の特性は、溶接接合部が接合部に垂直な一軸引張応力に供された際に、ベース金属においては生じるが溶接金属ゾーンにおいては生じない破壊として説明される。

また、本発明により請求される溶接スチール部品は、個々に、または全ての可能な技術的組合せとして考慮される、以下に説明される場合による特徴を有し得る。
−溶接金属ゾーンの硬度と、より高い炭素含量Ｃｍａｘを有する第１のシートまたは第２のシートの基板の硬度との間の比が、１．０２９＋（０．３６Ｃｍａｘ）を超え、Ｃｍａｘは、重量パーセントで表現される。
−少なくとも第１のシートまたは第２のシートの基板の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素：
０．１０％≦Ｃ≦０．５％
０．５％≦Ｍｎ≦３％
０．１％≦Ｓｉ≦１％
０．０１％≦Ｃｒ≦１％
Ｔｉ≦０．２％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０５％
Ｐ≦０．１％
０．０００２％≦Ｂ≦０．０１０％
を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。
−少なくとも第１のシートまたは第２のシートの基板の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素：
０．１５％≦Ｃ≦０．４％
０．８％≦Ｍｎ≦２．３％
０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
０．０１％≦Ｃｒ≦１％
Ｔｉ≦０．１％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０３％
Ｐ≦０．０５％
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％
を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。
−少なくとも第１のシートまたは第２のシートの基板の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
０．８％≦Ｍｎ≦１．８％
０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
０．０１％≦Ｃｒ≦０．５％
Ｔｉ≦０．１％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０５％
Ｐ≦０．１％
０．０００２％≦Ｂ≦０．００５％
を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。
−溶接金属ゾーンの炭素含量が、０．３５重量％以下である。
−プレコーティングの金属合金層が、重量パーセントで表現して８％から１１％の間のケイ素、２％から４％の間の鉄を含有し、組成の残りは、アルミニウムおよび不可避の不純物からなる。
−溶接金属ゾーンの微細構造が、フェライトを含有しない。
−溶接金属ゾーンの微細構造が、マルテンサイトである。
−溶接ブランクの前記熱間成形が、熱間鍛造操作により行われる。
−溶接操作に供されるべき第１のシートおよび第２のシートの周縁端部の各切断端部が、第１のシートおよび第２のシートのそれぞれの以前の切断操作の結果存在し得るアルミニウムまたはアルミニウム合金を含有する。

本発明は、さらに、上述の溶接シート部品の製造のための方法に関する。

このために、本発明により請求される方法によれば、スチール基板、および前記スチール基板に接触し、アルミニウムまたはアルミニウム系合金である金属合金層で被覆された金属間化合物合金層により構成されるプレコーティングからなる、少なくとも第１のスチールシートおよび第２のスチールシートが準備され、溶接操作に供されるべき第１のスチールシートおよび第２のスチールシートのそれぞれの周縁端部の一部の少なくとも１つの表面から、この金属合金層が除去されて、金属間化合物合金層が所定の場所に残され、溶接操作に供されるべき第１のシートおよび第２のシートの周縁端部の各切断端部から、第１のシートおよび第２のシートのそれぞれの先の切断操作の結果存在し得るアルミニウムまたはアルミニウム系合金が除去され、次いで、第１のスチールシートおよび第２のスチールシートが、レーザ源を手段とし、および溶接ゾーンの長さの少なくとも一部について溶加金属ワイヤを用いて、金属合金の層が除去されたこれらの第１のスチールシートおよび第２のスチールシートの各周縁端部の位置で突合せ溶接され、それにより、溶接操作から得られ、第１のシートと第２のシートとの間の結合を構成する溶接金属ゾーンの炭素含量が、より高い炭素含量を有するシートの基板の炭素含量の１．２７倍から１．５９倍の間である、溶接ブランクが得られ、次いで、前記溶接ブランクが加熱されて、溶接金属ゾーンに全体的にオーステナイト構造が付与され、次いで、前記溶接ブランクが熱間成形および加熱されて、スチール部品が得られ、次いで、前記スチール部品が、制御された速度で冷却されて、特定の機械的強度特性が得られる。

また、本発明により請求される溶接スチール部品の製造のための方法は、個々に、または全ての可能な技術的組合せとして考慮される、以下に説明される場合による特徴を含み得る。
−金属合金層は、第１のスチールシートおよび第２のスチールシートのそれぞれの各周縁端部の反対面から除去されて、金属間化合物合金層が所定の場所に残される。
−金属合金層が、溶接操作に供されるべき第１のシートおよび第２のシートの周縁端部の位置で除去されているゾーンの幅が、０．２ｍｍから２．２ｍｍの間である。
−少なくとも第１のシートまたは第２のシートの基板の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素：
０．１０％≦Ｃ≦０．５％
０．５％≦Ｍｎ≦３％
０．１％≦Ｓｉ≦１％
０．０１％≦Ｃｒ≦１％
Ｔｉ≦０．２％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０５％
Ｐ≦０．１％
０．０００２％≦Ｂ≦０．０１０％
を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。
−少なくとも第１のシートまたは第２のシートの基板の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素：
０．１５％≦Ｃ≦０．４％
０．８％≦Ｍｎ≦２．３％
０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
０．０１％≦Ｃｒ≦１％
Ｔｉ≦０．１％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０３％
Ｐ≦０．０５％
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％
を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。
−少なくとも第１のシートまたは第２のシートの基板の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素：
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
０．８％≦Ｍｎ≦１．８％
０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
０．０１％≦Ｃｒ≦０．５％
Ｔｉ≦０．１％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０５％
Ｐ≦０．１％
０．０００２％≦Ｂ≦０．００５％
を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。
−溶接ステップ中、第１のスチールシートおよび第２のスチールシートの溶接される周縁端部が、互いに０．１ｍｍの最大距離だけ離れて位置している。
−溶接操作中のレーザ源の線形溶接エネルギーが、０．３ｋＪ／ｃｍを超える。
−レーザ源が、１．４ｋＪ／ｃｍを超える線形溶接エネルギーを供給するＣＯ_２ガスレーザ型、または０．３ｋＪ／ｃｍを超える線形溶接エネルギーを供給する固体レーザ型である。
−溶接スピードが、３メートル／分から８メートル／分の間であり、ＣＯ_２ガスレーザの出力が７ｋＷ以上であり、固体レーザの出力が４ｋＷ以上である。
−溶接ステップが、ヘリウムおよび／またはアルゴンカバーガス下で行われる。
−溶接ステップ中のヘリウムおよび／またはアルゴンの流速が、１分当たり１５リットル以上である。
−溶加ワイヤが、重量パーセントで表現される以下の元素：
０．６％≦Ｃ≦１．５％
１％≦Ｍｎ≦４％
０．１％≦Ｓｉ≦０．６％
Ｃｒ≦２％
Ｔｉ≦０．２％
を含有し、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。
−溶加ワイヤが、重量パーセントで表現される以下の元素：
０．６５％≦Ｃ≦０．７５％
１．９５％≦Ｍｎ≦２．０５％
０．３５％≦Ｓｉ≦０．４５％
０．９５％≦Ｃｒ≦１．０５％
０．１５％≦Ｔｉ≦０．２５％
を含有し、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。
−溶接金属ゾーンの体積に対する溶加金属の割合が、１２％から２６％の間であり、溶接スピードが、１分当たり３メートルから７メートルの間である。
−上述の溶接金属ゾーンの体積に対する溶加金属の割合および溶接スピードからなる組が、図８に示される範囲内である。
−上述の溶接金属ゾーンの体積に対する溶加金属の割合および溶接スピードからなる組が、以下に列挙される組み合わされた要件：
−溶接金属ゾーンの体積に対する溶加金属の割合が、１２％から２６％の間であること、ならびに
−溶接スピードが、１分当たり３メートルから７メートルの間であること、ならびに
−溶接スピードが１分当たり３．５メートルを超える場合、溶接金属ゾーン（３５）の体積に対する溶加金属の割合および溶接スピードからなる組が、Ｙ≦−３．８６Ｘ＋３９．５（Ｙは、体積パーセンテージとして表現される溶加金属の割合を示し、Ｘは、１分当たりのメートルで表現される溶接スピードを示す。）となるような組であること
を満たす。
−溶接金属ゾーン（３５）の体積に対する溶加金属の割合が、１４％から１６％の間であり、ヘリウムおよび／またはアルゴン流速が、１分当たり１３リットルから１７リットルの間であり、レーザビーム（３０）の、シートに対する衝突点における直径が、５００μｍから７００μｍの間であり、溶加ワイヤ（３２）の先端（３２ａ）が、レーザビームのシートに対する衝突点から２ｍｍから３ｍｍの間の距離だけ離れている。
−熱間成形ステップ中の溶接金属ゾーン（３５）の冷却速度が、前記溶接金属ゾーン（３５）の臨界マルテンサイト硬化速度以上である。

最後に、本発明は、車両、特に自動車車両用の構造または安全部品の製造のための、上述のスチール部品の利用に関する。

本発明の他の特徴および利点は、例示のみを目的として示され、決して制限的であることを意図しない以下の説明において、付随する図を参照しながら詳細に描かれる。

先行技術の溶接スチール部品に対する、熱間鍛造中の冷却速度の関数としてのベース金属および溶接金属ゾーンの硬度の比較プロファイルを示すグラフである。 本発明により請求される方法の実践において使用されるシートの概略図である。 本発明により請求される方法の溶接操作の開始時の概略図である。 本発明により請求される方法の溶接操作の終了時の概略図である。 熱間鍛造中の２つの異なる冷却速度における、本発明により請求される方法の間の溶接金属ゾーン中の溶加金属のパーセンテージの関数としての、溶接接合部に対して垂直に応力が適用される溶接金属ゾーンの機械的引張破壊強度のプロファイルを示す。 溶接金属ゾーンの炭素含量とベース金属の炭素含量との間の比の関数としての、ベース金属または溶接金属ゾーン内の破壊の場所を示すグラフである。 異なる厚さの２つのシートから製造され、本発明に従い鍛造された溶接スチール部品、および溶接金属ゾーンに隣接するゾーンの微小硬度プロファイル（２００ｇの負荷下での硬度）の一例を示すグラフである。 溶加金属のパーセンテージおよび溶接スピードに関する、本発明により請求される方法の最適動作限界条件を示すグラフである。 異なる炭素含量に対する、温度の関数としての溶接金属ゾーンにおける靭性の変動を示すグラフである。

本発明により請求される方法において、特許公開ＥＰ９７１０４４に記載の連続的「ディップコーティング」と呼ばれる方法に従う溶融アルミニウム浴への含浸によりコーティングされた、２つのシートが準備される。シートという用語は、広義において任意のストリップまたは、ストリップ、コイルまたはシートからの切断により得られる物として使用される。

ディッピング操作の対象であるアルミニウム浴はまた、９％から１０％のケイ素および２％から３．５％の鉄を含んでもよい。

シートのスチール基板を構成するスチールは、重量パーセントで表現される以下の組成：
０．１０％≦Ｃ≦０．５％
０．５％≦Ｍｎ≦３％
０．１％≦Ｓｉ≦１％
０．０１％≦Ｃｒ≦１％
Ｔｉ≦０．２％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０５％
Ｐ≦０．１％
０．０００２％≦Ｂ≦０．０１０％
を示し、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。

好ましくは、スチールの組成は、
０．１５％≦Ｃ≦０．４％
０．８％≦Ｍｎ≦２．３％
０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
０．０１％≦Ｃｒ≦１％
Ｔｉ≦０．１％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０３％
Ｐ≦０．０５％
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％
であり、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。

さらにより好ましくは、以下の説明に従い、スチールの組成は、
０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
０．８％≦Ｍｎ≦１．８％
０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
０．０１％≦Ｃｒ≦０．５％
Ｔｉ≦０．１％
Ａｌ≦０．１％
Ｓ≦０．０５％
Ｐ≦０．１％
０．０００２％≦Ｂ≦０．００５％
であり、残りは鉄および処理からの不可避の不純物である。

互いに溶接されるシートは、同一であるまたは異なる組成であってもよい。

以下の説明においてこの段階で「プレコーティング」と呼ばれるコーティングは、アルミニウム浴へのシートの含浸から得られる以下の特徴を示す：図２を参照して、シート４のプレコーティング３は、異なる種類の２つの層５、７を有する。

まず、ＡｌＳｉＦｅ型の金属間化合物合金層５は、シート４のスチール基板６の表面と接触している。この金属間化合物合金層５は、スチール基板６とアルミニウム浴との間の反応から得られる。

さらに、この金属間化合物合金層５は、プレコーティング３の表面層を形成する金属合金層７で被覆される。

プレコーティング３は、シート４の２つの反対面８ａ、８ｂ上に存在する。

本発明により請求される方法において、金属合金層７は、その後の溶接操作に供されるべきシート４の周縁部９の位置で除去される。

図２において、上部表面８ａのみがこの除去の対象であるが、金属合金層７は、有利には、シート４の２つの反対面８ａ、８ｂの位置の周縁部で除去される。

したがって、金属間化合物合金層５は、溶接操作に供されるべきシート４の周縁部９の位置に残留する。

除去される金属層７は、残留する金属間化合物合金層５の硬度より低い硬度を有するため、金属層７のアブレーションは、ブラッシング操作により行うことができる。

当業者には、シート４の周縁部９上での金属層７の除去を可能とするために、ブラッシングに関連するパラメータをどのように適合させるかが理解される。

また、シート４の周縁部９に向けられたレーザビームを使用して、金属合金層を除去することも可能である。

レーザビームとプレコーティング３との間の相互作用が、金属合金層７の気化および排除をもたらす。

シート４の周縁部９の位置で金属合金層７が除去される幅は、０．２ミリメートルから２．２ミリメートルの間である。

さらに、シート４の周縁部９の位置に残留する金属間化合物合金層５は、約５μｍの厚さである。

金属合金層のこれらの２つの様式のアブレーション（ブラッシングおよびレーザ）は、特許公開ＥＰ２００７５４５の主題である。

シート４の以前の切断操作、および上述のような金属合金層７の除去操作は、溶接操作の対象となるべきシート４の周縁部９の切断端部１０の位置のプレコーティング３の一部を含み得る。したがって、この切断端部１０の位置に、アルミニウムまたはアルミニウム合金の痕跡がある。

本発明により請求される方法によれば、シート４の切断端部１０の位置でのこれらのアルミニウムまたはアルミニウム合金の痕跡もまた、溶接操作の前にブラッシングにより除去され得る。

図３を参照すると、それぞれが各基板２５、２６を有し、それぞれが各反対面１３ａ、１３ｂ；１４ａ、１４ｂ上に金属合金層１９、２０で被覆された金属間化合物合金層１７、１８により構成されるプレコーティング１５、１６を有する、第１のシート１１および第２のシート１２が、一方で金属合金層１９、２０が反対面１３ａ、１３ｂ；１４ａ、１４ｂの位置で除去されている各周縁部２１、２２の間の、せん断操作中に堆積したプレコーティング１５、１６もまた除去されている切断端部２３、２４上での接触により、従来のレーザ溶接技術に従い端部同士を合わせて設置される。

２つのシート１１、１２の各切断端部２３、２４の間の最大距離は、０．１ｍｍであり、２つのシート１１、１２の切断端部２３、２４の間のこの間隔の配置は、溶接操作中の溶加金属の堆積を促進する。

図３に示されるように、本発明により請求される方法による溶接操作は、レーザビームの衝突点３１で溶融する溶加ワイヤ３２と組み合わされた、２つのシート１１、１２の間の結合点の位置に向けられたレーザビーム３０からなる。したがって、問題の溶接方法は、溶加金属を用いたレーザ溶接である。

使用されるレーザ源は、高出力でなければならず、１０マイクロメートルの波長を有するレーザＣＯ_２ガス型レーザ源、または１マイクロメートルの波長を有する固体レーザ源から選択され得る。

３ｍｍ未満の２つのシート１１、１２の厚さの理由から、ＣＯ_２ガスレーザの出力は、７ｋＷ以上でなければならず、固体レーザの出力は、４ｋＷ以上でなければならない。

シートに対する衝突点でのレーザビームの直径は、両方の種類のレーザ源に対して、約６００μｍでなければならない。

最後に、溶加ワイヤ３２の先端３２ａは、固体レーザ源の場合、シート１１および１２の間の結合点に対するレーザビーム３０の衝突点Ｐから、約３ｍｍの所に位置しなければならず、またＣＯ_２ガスレーザ型レーザ源の場合、レーザビーム３０から約２ｍｍの所に位置しなければならない。

これらの条件により、溶加ワイヤ３２の完全な溶融、および溶接部の位置でのスチール基板との十分な混合を得ることができる。

さらに、これらの出力により、窒化ホウ素の析出および／または他の偏析問題を防止するのに十分な溶接スピードを使用することができる。

溶加ワイヤは、以下の２つの要件を満たさなければならない。
−まず、この溶加ワイヤ３２により加えられる金属の量は、レーザ源が溶接部の位置でその全体を溶融することができ、また比較的均質な混合物を生成することができるような量でなければならない。さらに、自動車産業において施行されている品質基準に従い、加えられる金属の量は、２つのシートが同じ厚さでない場合、それらのシートのうち最も薄い厚さに対して１０％を超える溶接部の過剰の厚さをもたらしてはならない。
−溶加ワイヤの組成はまた、溶接プロセスの他のパラメータと組み合わせて、熱間成形および冷却後の機械的強度特性が、第１の溶接シート１１および第２の溶接シート１２の機械的強度特性と同等である溶接部を得ることを可能にするものでなければならない。

最後に、溶接金属ゾーンにおける窒化ホウ素の形成、および水素の吸収により引き起こされる冷間割れ現象の可能性を防止するために、溶接ステップ中、カバーガス保護を提供して、溶接されているゾーンの酸化および脱炭を防止しなければならない。

このカバーガス保護は、ヘリウムおよび／またはアルゴンを使用することにより達成される。

図４を参照すると、溶接操作は、２つのシート１１、１２の間の結合点において、溶接金属ゾーン３５の形成をもたらし、これがその後固化して溶接部を形成する。「溶接金属ゾーン」という用語は、この溶接金属ゾーン３５の固化後であっても、この溶接部を指すように使用される。

熱間成形中により急速でない局所的冷却を受ける部分に対して、溶接金属ゾーンの長さのある特定部分においてのみ溶加ワイヤを加え、残りの接合部には溶加金属ワイヤを加えないように対策を講じることができる。

したがって、溶接操作から得られる溶接ブランク３７は、上述のような金属合金層１９、２０の先の除去により金属間化合物合金を含有しない溶接金属ゾーン３５を有する。

さらに、図４に示されるように、溶接金属ゾーン３５の幅が、金属合金層１９、２０を含まない溶接ゾーンの幅より狭いことから、溶接金属ゾーン３５に直接近接する端部３６は、金属合金層１９、２０を含まない。

図４は、第１のシート１１および第２のシート１２から製造される溶接ブランクの単純な場合を示しているが、本発明により請求される方法において、互いに溶接されるより多数のシートを使用することが可能である。

そのようにして得られた溶接ブランク３７は、次いで、このブランクの部分の全てにおいてオーステナイト変態を得るために、加熱プロセスに供される。次いで、このブランクは、好ましくは熱間鍛造により熱間成形される。このステップに続いて、以下で説明する冷却速度で、鍛造型内での接触により冷却が行われ、溶接スチール部品が得られる。

以下の説明において、溶接スチール部品の言及は、溶接ブランクの熱間鍛造後の完成品を指し、その製造は上述されている。

以下の表１は、２２ＭｎＢ５スチール（Ｃ＝０．２０−０．２５％、Ｍｎ＝１．１−１．３５％、Ｓｉ＝０．１５−０．３５％、Ａｌ＝０．０２０−０．０６０％、Ｔｉ＝０．０２０−０．０５０％、Ｃｒ＝０．１５−０．３０％、Ｂ＝０．００２−０．００４％、含量は重量パーセントで表現されており、残りは鉄および処理から生じる不純物からなる。）の種類に対する、溶接スチール部品の製造に使用される溶接方法の条件を示し、溶接金属および熱間鍛造ゾーンの硬度は、少なくとも、２つのシート１１、１２のいずれか一方の硬度と等しい。

これらの条件は、溶接スピード、溶接金属ゾーンに対する溶加金属の体積パーセンテージ、および重量パーセントで表現される溶加ワイヤの化学組成に関して示されている。これらの境界条件を決定するために行われた試験は、１５リットル／分を超える流速のヘリウムおよび／またはアルゴンカバーガス下で、７キロワットを超える出力を有するＣＯ_２ガスレーザ源、および４キロワットを超える出力を有する固体レーザ源を用いて行われた。

別の例のフレームワークにおいて、試験は、重量パーセントでＣ＝０．７％、Ｓｉ＝０．４％、Ｍｎ＝２％、Ｃｒ＝１％およびＴｉ＝０．２で以下に示され、残りは鉄および処理から生じる不純物からなる組成を有する溶加ワイヤを用いて行われた。

これらの境界条件を決定するために行われた試験は、１５リットル／分を超える流速のヘリウムおよび／またはアルゴンカバーガス下で、７キロワットを超える出力を有するＣＯ_２ガスレーザ源、および４キロワットを超える出力を有する固体レーザ源を用いて行われた。以下に示される得られた結果は全て、使用されたレーザ源とは無関係に同様である。

図８を参照しながら、異なるパーセンテージの溶加金属および溶接スピードに対して、溶接金属ゾーンの外観、ならびに溶加ワイヤおよび溶融金属の混合の品質を検討する。

参照番号４０および４１として特定される実験ポイントでは、溶接金属ゾーンの希釈および表面外観の点での結果は満足に足るものであり、一方４２として特定される実験ポイントでは、結果は不十分である。

図５は、１秒当たり３０℃および５０℃の２つの冷却速度における、溶接金属ゾーン中の溶加金属のパーセンテージの関数としての、熱間鍛造された溶接スチール部品の引張破壊強度を示す。

参照番号４３として特定される実験ポイントは、１秒当たり３０℃の冷却速度に対応し、参照番号４４として特定される実験ポイントは、１秒当たり５０℃の冷却速度に対応する。これらの２つの速度は、それぞれ、部品とプレス型との間の密着した接触による効率的な熱の抽出（１秒当たり５０℃）、ならびにより低い閉鎖圧力および／または溶接されるシート間の厚さの差に起因するより密着性の低い接触（１秒あたり３０℃）に対応する。

熱間鍛造された溶接ブランクが１秒当たり５０℃の速度で冷却される場合、引張強度は１４７０ＭＰａから１５４５ＭＰａの間であり、破壊はベース金属内で生じる。

熱間鍛造された溶接ブランクが１秒当たり３０℃の速度で冷却される場合、および溶加金属の体積割合が４．３％から１１．５％の間である場合、破壊は溶接金属ゾーン内で生じ、機械的引張強度は１２３０ＭＰａから１２７０ＭＰａの間である。

一方、熱間鍛造された溶接ブランクが１秒当たり３０℃の速度で冷却される場合、および溶加金属の体積割合が１４．７％である場合、破壊はベース金属内で生じ、機械的強度は１４１０ＭＰａである。

したがって、１２％を超える溶加金属の割合により、熱間鍛造部品内の効率的に冷却されるゾーン、およびより効率的に冷却されないゾーンの両方において、溶接接合部の外での破壊を系統的に得ることができる。

図６は、溶接金属ゾーンの炭素含量とベース金属の炭素含量との間の比の関数としての、溶接接合部がシームに垂直な一軸引張力に供された場合の、ステップ４５において示されるようなベース金属内での、またはステップ４６において示される溶接金属ゾーン内での破壊の場所を示しているが、これは、図６においてそれぞれ４３ａおよび４４ｂとして特定される、図５を参照して示される実験ポイント４３、４４から開始している。

この比が１．２７（線Ｄ１）を超える場合、溶接金属ゾーンにおけるアルミニウムの存在による硬化性の改質にもかかわらず、および部品と型との間の不完全な接触からもたらされるより遅い冷却速度にもかかわらず、破壊はベース金属内で系統的に生じることが示されている。図６はまた、１．５９（線Ｄ２）の比を超えると、特定の脆性が生じることを示している。

溶接金属ゾーンの炭素含量とベース金属の炭素含量との間のこの１．５９という最大比はまた、溶接方向に垂直に応力が適用された場合に表面欠陥を含むマルテンサイト構造溶接部の突然の破壊をもたらす臨界条件を決定することによって得られる。

このために、厚さｗが３ｍｍである２つのシート１１、１２、および深さがシート１１、１２の厚さの１０％、すなわち０．３ｍｍの深さである溶接金属ゾーンにおける溝型欠陥の場合を考慮する。

で表現される応力拡大係数Ｋ_Ｉの表現は、以下の通りである。

式中、
−ｋは、形状係数であり、具体的には比ａ／ｗに基づいて決定され、
−σは、ＭＰａで表現される溶接部に適用される応力であり、
−ａは、メートルで表現される問題の欠陥の深さである。

応力拡大係数を評価するために、適用応力σが弾性限界Ｒｅに等しい大きな応力の場合を考慮する。

以下の表２は、マルテンサイト微細構造のための０．２％から０．４％の間で変動する溶接金属ゾーン中の炭素の４つのレベルでの、弾性限界Ｒｅおよび応力拡大係数Ｋ_Ｉを示している。

図９を参照すると、０．２％から０．４％の間で変動する炭素含量およびマルテンサイト微細構造に対する温度の関数としての、臨界応力拡大係数Ｋ_ＩＣの変動が示されている。曲線６０は、０．２％Ｃの炭素含量に関連し、曲線６１は、０．３％Ｃの炭素含量に関連し、曲線６２は、０．３５％Ｃの炭素含量に関連し、曲線６３は、０．４％Ｃの炭素含量に関連する。

この図９は、表２において炭素含量のレベルのそれぞれに対して表現される応力拡大係数Ｋ_Ｉの値を表しており、それぞれ、０．２％Ｃの炭素含量に対して６４、０．３％の炭素含量に対して６５、０．３５％の炭素含量に対して６６、および０．４％の炭素含量に対して６７として特定される。

したがって、−５０℃における溶接部の突然の破壊のリスクは、この温度における靭性Ｋ_ＩＣが応力拡大係数Ｋ_Ｉより大きい場合、排除される。

図９は、炭素含量が０．３５％を超えない限りこの条件が満たされることを示している。

結果は、０．３５％の溶接金属ゾーン中の最大炭素含量である。したがって、２２ＭｎＢ５スチール、すなわち０．２２％の炭素を含有する種類の２つのシートから製造された溶接接合部を考慮して、それを超えると溶接金属ゾーン内の突然の破壊のリスクがある溶接金属ゾーンの炭素含量とスチールシートの炭素含量との間の比の限界値は、１．５９である。

さらに、炭素含量が増加すると溶融金属の靭性は低下するため、この値が１．２７を超えると破壊が常にベース金属内で生じるという事実は予想外である。溶接接合部における不可避の応力集中の効果と併せて、最も高い炭素レベルにおいては、靭性の欠如のために、むしろ破壊は溶融金属内で生じたはずである。

このために、上で特定された条件下で決定されるような−５０℃における溶接部内での突然の破壊のリスクを、この同じ温度におけるベース金属内での突然の破壊のリスクと比較したが、ベース金属は、その金属コーティングの厚さにおいて欠陥を含有していた。

問題の欠陥は、金属合金コーティングの厚さに対応する深さ３０μｍの微小欠陥である。０．２２％の炭素含量を有する２２ＭｎＢ５スチールの種類では、弾性限界Ｒｅは１２５０ＭＰａである。このスチールがその弾性限界に等しい応力レベルで応力を受けると、応力拡大係数Ｋ_Ｉは、

である。

図９において、参照番号６８におけるこの文字の値（ｌｅｔｔｅｒ ｖａｌｕｅ）を参照すると、突然の破壊は、理論的にはベース金属ではなく溶接金属ゾーン内で生じるはずである。しかしながら、予測されたものとは対照的に、本発明者らは、溶接金属ゾーンの炭素含量とベース金属の炭素含量との間の比が１．２７から１．５９の間である場合、破壊は、溶接金属ゾーンではなくベース金属内で系統的に生じることを見出した。要約すると、本発明者らは、この特定の範囲内での炭素含量の増加により、熱間鍛造部品の溶接金属ゾーンの強度特性を増加させることができ、またこのゾーンにおける突然の破壊のリスクは増加しないことを見出したが、これは全く予想外の効果である。

さらに、本発明者らは、熱間鍛造部品中の溶接金属ゾーンおよび隣接ベース金属の硬度特性に基づき、本発明により請求されるゾーンを画定する単純な方法を定義することを目指した。溶接金属ゾーンの著しい硬度は、いかなるフェライトも含有しないそのマルテンサイト微細構造に関連する。マルテンサイト構造を有するスチールの硬度は、主に炭素含量の関数であることが知られている。その結果、上述の結果に基づき、考慮されなければならない溶接金属ゾーンの硬度と隣接ベース金属の硬度との間の比Ｚを定義することができる。

異なる組成のシートの溶接の場合、Ｃｍａｘは、最高炭素含量を有するシートの炭素含量を指す。同一のシートの溶接の場合、Ｃｍａｘは、それらの炭素含量を指す。溶接接合部への引張応力の適用中のベース金属内での破壊は、比ＺがＣｍａｘの関数、すなわち１．０２９＋（０．３６Ｃｍａｘ）である臨界値を超えると生じる。

したがって、０．２２％の炭素を含有する同一シートの溶接の場合、ベース金属内での破壊は、比Ｚが１．１０８を超える場合、すなわち、溶接金属ゾーンの硬度がベース金属の硬度を約１１％超える場合に観察される。

図７を参照すると、曲線４７および４８は、１５％の溶加金属の体積パーセンテージおよび異なる厚さの溶接シートにおける、それぞれの顕微鏡写真Ｍ１およびＭ２に示される溶接金属ゾーン内および溶接ゾーンの隣接ゾーン内の微小硬度の漸進的変化を表す。

曲線４７に関しては、１秒当たり３０℃の冷却速度に対して、顕微鏡写真Ｍ１において点線Ｘ１で示されるような最も薄いシートの厚さの半分で、溶接金属ゾーンの側方端部の位置で微小硬度測定を行った。

曲線４８に関しては、１秒当たり５０℃の冷却速度に対して、顕微鏡写真Ｍ２において点線Ｘ２で示されるような最も薄いシートの厚さの半分で、溶接金属ゾーンの底部の位置で微小硬度測定を行った。

図８を参照すると、上で定義された０．７％の炭素を含有する溶加ワイヤの特定の組成に対する、溶加金属のパーセンテージおよび溶接スピードの点での好ましい限界条件が、斜線ゾーン５０により画定されている。

このゾーン５０は、４つの境界５１、５２、５３、５４で画定される。

第１の境界５１は、溶加金属のパーセンテージの下限を画定する。したがって、溶接ゾーンが弱すぎる機械的強度特性を示さないようにするためには、溶加金属のパーセンテージは１２％超でなければならない。

第２の境界５２は、溶加金属のパーセンテージの上限を画定する。したがって、溶加金属のパーセンテージは、２６％未満でなければならないが、これは、この限界を超えると、溶接ゾーンが必要な特性に適合しない脆性を示すためである。

第３の境界５３は、溶接スピードの下限を画定する。したがって、溶接ビードの満足に足る構造を得、酸化現象を防止するためには、溶接スピードは、１秒当たり３メートル超でなければならない。

最後に、第４の境界５４は、溶接スピードの上限を画定し、また曲線の形状である。

この第４の境界５４は、上述の実験ポイント４０、４１、４２に基づいて画定され、実験ポイント４２は、溶加金属とベース金属との間の混合が不十分である、および／または溶接が十分な深さまで貫通しない試験体に対応する。

さらに、この第４の境界５４の曲線形状は、溶接操作に特定の要件を参照して推定される。

実際に、溶加ワイヤを溶融し、比較的均質な混合をもたらすためのレーザ源の能力は、溶加金属の最大パーセンテージおよび溶接スピードに対する影響を有する。

このために、例えば、１分当たり４メートルの溶接スピードの場合、溶加金属のパーセンテージは、約２５％を超えてはならない。

より高い溶接スピードの場合、溶加金属の割合は制限されなければならない。

この第４の境界５４の近似において、第４の境界５４の上部と第２の境界５２との間の結合点に位置する第１の点５６を通り、また第４の境界５４の下部と第１の境界５１との間の結合点に位置する第２の点５７を通る直線５５の式が推定された。

この直線５５の式は、Ｙ＝３．８６Ｘ＋３９．５であり、式中、Ｙは、溶加金属のパーセンテージであり、Ｘは、１分当たりのメートルで表現される溶接スピードである。

したがって、溶接スピードの最大限度を画定する第４の境界は、３．５ｍ／分を超える溶接スピードに対する直線５５により画定されると近似的に推定することができる。

したがって、本発明により、自動車産業用の構造および安全部品を経済的に製造することができる。

Claims (31)

1. 少なくともスチール基板の一部、および、前記スチール基板に接触し、アルミニウムまたはアルミニウム系合金の金属合金層で被覆された金属間化合物合金層により構成されるプレコーティングからなる、少なくとも第１のシートおよび第２のシートの突合せ溶接により得られる、少なくとも１つの溶接ブランクを、オーステナイト範囲内で加熱した後に熱間成形し、次いで冷却することにより得られる、極めて高い機械的強度特性を有する溶接スチール部品であって、金属合金層（１９、２０）が、溶接操作から得られ、第１のシートと第２のシート（１１、１２）との間の結合を構成する溶接金属ゾーン（３５）に直接近接する端部（３６）から除去され、一方で金属間化合物合金層（１７、１８）が保持されること、および溶接金属ゾーン（３５）の少なくとも一部についての炭素含量と、最高炭素含量Ｃｍａｘを有する第１のシートまたは第２のシート（１１、１２）の基板（２５、２６）のいずれかの炭素含量との間の比が、１．２７から１．５９の間であることを特徴とする、溶接スチール部品。
2. 溶接金属ゾーン（３５）の硬度と、より高い炭素含量（Ｃｍａｘ）を有する第１のシートまたは第２のシート（１１、１２）の１つの基板（２５、２６）の硬度との間の比（Ｚ）が、１．０２９＋（０．３６Ｃｍａｘ）を超えることを特徴とし、ここでＣｍａｘは重量パーセントで表現される、請求項１に記載のスチール部品。
3. 少なくとも第１のシートまたは第２のシート（１１、１２）の基板（２５、２６）の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素
   ０．１０％≦Ｃ≦０．５％
   ０．５％≦Ｍｎ≦３％
   ０．１％≦Ｓｉ≦１％
   ０．０１％≦Ｃｒ≦１％
   Ｔｉ≦０．２％
   Ａｌ≦０．１％
   Ｓ≦０．０５％
   Ｐ≦０．１％
   ０．０００２％≦Ｂ≦０．０１０％
   を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物であることを特徴とする、請求項１または２に記載のスチール部品。
4. 少なくとも第１のシートまたは第２のシート（１１、１２）の基板（２５、２６）の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素
   ０．１５％≦Ｃ≦０．４％
   ０．８％≦Ｍｎ≦２．３％
   ０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
   ０．０１％≦Ｃｒ≦１％
   Ｔｉ≦０．１％
   Ａｌ≦０．１％
   Ｓ≦０．０３％
   Ｐ≦０．０５％
   ０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％
   を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物であることを特徴とする、請求項３に記載のスチール部品。
5. 少なくとも第１のシートまたは第２のシート（１１、１２）の基板（２５、２６）の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素
   ０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
   ０．８％≦Ｍｎ≦１．８％
   ０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
   ０．０１％≦Ｃｒ≦０．５％
   Ｔｉ≦０．１％
   Ａｌ≦０．１％
   Ｓ≦０．０５％
   Ｐ≦０．１％
   ０．０００２％≦Ｂ≦０．００５％
   を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物であることを特徴とする、請求項３に記載のスチール部品。
6. 溶接金属ゾーン（３５）の炭素含量が、０．３５重量％以下であることを特徴とする、請求項１から５のいずれかに記載のスチール部品。
7. プレコーティング（１５、１６）の金属合金層（１７、１８）が、重量パーセントで表現して８％から１１％の間のケイ素、２％から４％の間の鉄を含み、組成の残りは、アルミニウムおよび不可避の不純物からなることを特徴とする、請求項１から６のいずれかに記載のスチール部品。
8. 溶接金属ゾーン（３５）の微細構造が、フェライトを含有しないことを特徴とする、請求項１から７のいずれかに記載のスチール部品。
9. 溶接金属ゾーン（３５）の微細構造が、マルテンサイトであることを特徴とする、請求項１から８のいずれかに記載のスチール部品。
10. 溶接ブランクの熱間成形が、熱間鍛造操作により行われることを特徴とする、請求項１から９のいずれかに記載のスチール部品。
11. 第１のシート（１１）および第２のシート（１２）のそれぞれの以前の切断操作の結果存在し得る、アルミニウムまたはアルミニウム合金が、溶接操作に供されるべき第１のシート（１１）および第２のシート（１２）の周縁端部（２１、２２）の各切断端部（２３、２４）から除去されることを特徴とする、請求項１から１０のいずれかに記載のスチール部品。
12. 請求項１から１１のいずれかに記載の溶接スチール部品の製造のための方法であって、
    −スチール基板（２５、２６）、および前記スチール基板に接触し、アルミニウムまたはアルミニウム系合金である金属合金層（１９、２０）で被覆された金属間化合物合金層（１７、１８）により構成されるプレコーティング（１５、１６）からなる少なくとも第１のスチールシート（１１）および第２のスチールシート（１２）が準備され、溶接操作に供されるべき第１のスチールシート（１１）および第２のスチールシート（１２）のそれぞれの周縁端部（２１、２２）の一部の少なくとも１つの表面（１３ａ、１３ｂ；１４ａ、１４ｂ）上で、前記金属合金層（１９、２０）が除去されて、金属間化合物合金層（１７、１８）が所定の場所に残され、溶接操作に供されるべき第１のシート（１１）および第２のシート（１２）の周縁端部（２１、２２）の各切断端部（２３、２４）上で、第１のシート（１１）および第２のシート（１２）のそれぞれの以前の切断操作の結果存在し得るアルミニウムまたはアルミニウム合金が除去され、次いで、
    −第１のスチールシート（１１）および第２のスチールシート（１２）が、レーザ源（３０）を手段とし、および溶接ゾーンの長さの少なくとも一部について溶加ワイヤ（３２）を用いて、金属合金層（１９、２０）が除去されたこれらの第１のスチールシート（１１）および第２のスチールシート（１２）の各周縁端部（２１、２２）の位置で突合せ溶接され、
    −溶接操作から得られ、第１のシート（１１）と第２のシート（１２）との間の結合を構成する溶接金属ゾーン（３５）の炭素含量が、より高い炭素含量を有するシート（１１、１２）の基板（２５、２６）の炭素含量の１．２７倍から１．５９倍の間である、溶接ブランク（３７）が得られ、次いで、
    −この溶接ブランク（３７）が加熱されて、溶接金属ゾーン（３５）に全体的にオーステナイト構造が付与され、次いで、
    −この溶接ブランクが熱間成形および加熱されて、スチール部品が得られ、次いで、
    −このスチール部品が、制御された速度で冷却されて、特定の機械的強度特性が得られる、連続的ステップを含む、方法。
13. 金属合金層（１９、２０）が、第１のスチールシート（１１）および第２のスチールシート（１１、１２）のそれぞれの各周縁端部（２１、２２）の対面する表面（１３ａ、１３ｂ；１４ａ、１４ｂ）のそれぞれから除去されて、金属間化合物合金層（１７、１８）が所定の場所に残されていることを特徴とする、請求項１２に記載の方法。
14. 金属合金層（１９、２０）が、溶接操作に供されるべき第１のシート（１１）および第２のシート（１２）の周縁端部（２１、２２）の位置で除去されているゾーンの幅が、０．２ｍｍから２．２ｍｍの間であることを特徴とする、請求項１２または１３に記載の方法。
15. 少なくとも第１のシートまたは第２のシート（１１、１２）の基板（２５、２６）の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素
    ０．１０％≦Ｃ≦０．５％
    ０．５％≦Ｍｎ≦３％
    ０．１％≦Ｓｉ≦１％
    ０．０１％≦Ｃｒ≦１％
    Ｔｉ≦０．２％
    Ａｌ≦０．１％
    Ｓ≦０．０５％
    Ｐ≦０．１％
    ０．０００２％≦Ｂ≦０．０１０％
    を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物であることを特徴とする、請求項１２から１４のいずれかに記載の方法。
16. 少なくとも第１のシートまたは第２のシート（１１、１２）の基板（２５、２６）の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素：
    ０．１５％≦Ｃ≦０．４％
    ０．８％≦Ｍｎ≦２．３％
    ０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
    ０．０１％≦Ｃｒ≦１％
    Ｔｉ≦０．１％
    Ａｌ≦０．１％
    Ｓ≦０．０３％
    Ｐ≦０．０５％
    ０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％
    を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物であることを特徴とする、請求項１５に記載の方法。
17. 少なくとも第１のシートまたは第２のシート（１１、１２）の基板（２５、２６）の組成が、重量パーセントで表現される以下の元素：
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２５％
    ０．８％≦Ｍｎ≦１．８％
    ０．１％≦Ｓｉ≦０．３５％
    ０．０１％≦Ｃｒ≦０．５％
    Ｔｉ≦０．１％
    Ａｌ≦０．１％
    Ｓ≦０．０５％
    Ｐ≦０．１％
    ０．０００２％≦Ｂ≦０．００５％
    を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物であることを特徴とする、請求項１５に記載の方法。
18. 溶接ステップ中、第１のスチールシート（１１）および第２のスチールシート（１２）の溶接される周縁端部（２１、２２）が、互いに０．１ｍｍの最大距離だけ離れて位置していることを特徴とする、請求項１２から１７のいずれかに記載の方法。
19. 溶接操作中の前記レーザ源の線形溶接エネルギーが、０．３ｋＪ／ｃｍを超えることを特徴とする、請求項１２から１８のいずれかに記載の方法。
20. レーザ源が、１．４ｋＪ／ｃｍを超える線形溶接エネルギーを供給するＣＯ_２ガスレーザ型、または０．３ｋＪ／ｃｍを超える線形溶接エネルギーを供給する固体レーザ型であることを特徴とする、請求項１９に記載の方法。
21. 溶接スピードが、３メートル／分から８メートル／分の間であること、ならびにＣＯ_２ガスレーザの出力が７ｋＷ以上であり、および固体レーザの出力が４ｋＷ以上であることを特徴とする、請求項１９または２０に記載の方法。
22. 溶接ステップが、ヘリウムおよび／またはアルゴンカバーガス下で行われることを特徴とする、請求項１２から２１のいずれかに記載の方法。
23. 溶接ステップ中のヘリウムおよび／またはアルゴンの流速が、１分当たり１５リットル以上であることを特徴とする、請求項２２に記載の方法。
24. 溶加ワイヤが、重量パーセントで表現される以下の元素：
    ０．６％≦Ｃ≦１．５％
    １％≦Ｍｎ≦４％
    ０．１％≦Ｓｉ≦０．６％
    Ｃｒ≦２％
    Ｔｉ≦０．２％
    を含有し、残りは鉄および処理からの不可避の不純物であることを特徴とする、請求項１２から２３のいずれかに記載の方法。
25. 溶加ワイヤが、重量パーセントで表現される以下の元素：
    ０．６５％≦Ｃ≦０．７５％
    １．９５％≦Ｍｎ≦２．０５％
    ０．３５％≦Ｓｉ≦０．４５％
    ０．９５％≦Ｃｒ≦１．０５％
    ０．１５％≦Ｔｉ≦０．２５％
    を含み、残りは鉄および処理からの不可避の不純物であることを特徴とする、請求項２４に記載の方法。
26. 溶接金属ゾーン（３５）の体積に対する溶加金属の割合が、１２％から２６％の間であること、および溶接スピードが、３メートル／分から７メートル／分の間であることを特徴とする、請求項２５に記載の方法。
27. 前記溶接金属ゾーン（３５）の体積に対する溶加金属の割合および溶接スピードにより構成される組が、図８に示される範囲（５０）内であることを特徴とする、請求項２６に記載の方法。
28. 前記溶接金属ゾーン（３５）の体積に対する溶加金属の割合および溶接スピードにより構成される組が、以下に列挙される組み合わされた要件：
    −溶接金属ゾーン（３５）の体積に対する溶加金属の割合が、１２％から２６％の間であること、ならびに
    −溶接スピードが、１分当たり３メートルから７メートルの間であること、ならびに
    −溶接スピードが１分当たり３．５メートルを超える場合、溶接金属ゾーン（３５）の体積に対する溶加金属の割合および溶接スピードからなる組が、Ｙ≦−３．８６Ｘ＋３９．５（Ｙは、体積パーセントとして表現される溶加金属の割合を示し、Ｘは、１分当たりのメートルで表現される溶接スピードを示す。）
    となるような組であることを満たすことを特徴とする、請求項２７に記載の方法。
29. 溶接金属ゾーン（３５）の体積に対する溶加金属の割合が、１４％から１６％の間であり、ヘリウムおよび／またはアルゴン流速が、１分当たり１３リットルから１７リットルの間であり、レーザビーム（３０）の、シートに対する衝突点における直径が、５００μｍから７００μｍの間であり、溶加ワイヤ（３２）の先端（３２ａ）が、レーザビームのシートに対する衝突点から２ｍｍから３ｍｍの間の距離だけ離れていることを特徴とする、請求項２６から２８のいずれかに記載の方法。
30. 熱間成形ステップ中の溶接金属ゾーン（３５）の冷却速度が、前記溶接金属ゾーン（３５）の臨界マルテンサイト硬化速度以上であることを特徴とする、請求項１２から２９のいずれかに記載の方法。
31. 車両、特に自動車車両用の構造または安全部品の製造のための、請求項１から１０のいずれかに記載のスチール部品の使用。

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