JP2019505691A - 改善された延性及び成形加工性を有する高強度鋼板を製造するための方法並びに得られた鋼板 - Google Patents

改善された延性及び成形加工性を有する高強度鋼板を製造するための方法並びに得られた鋼板 Download PDF

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Abstract

鋼板を製造するための方法であって、以下の連続ステップ：冷間圧延鋼板を用意するステップであって、鋼の化学組成が、重量％により、０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、２．０％≦Ｍｎ≦２．８％、１．０％≦Ｓｉ≦２．１％、０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、０≦Ｎｂ≦０．０３５％、０≦Ｍｏ≦０．３％、０≦Ｃｒ≦０．４％を含有し、ただし、１．７％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．１％であり、残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物であるステップ、少なくとも６５％のオーステナイト及び最大３５％の二相域フェライトを含む構造を得るように、アニーリング温度ＴＡで鋼板をアニーリングするステップ、少なくとも２０℃／秒の冷却速度で、少なくとも６００℃の温度から、Ｍｓ−１７０℃〜Ｍｓ−８０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴまで、鋼板を焼入れするステップ、鋼板を３５０℃〜４５０℃の間の分配温度ＰＴに加熱し、８０秒〜４４０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔにわたって鋼板をこの温度に維持するステップ、鋼板を室温に直ちに冷却するステップを含み、前記鋼板が、表面の割合により、４０％〜７０％の間の焼戻しされたマルテンサイト、７％〜１５％の間の残留オーステナイト、１５％〜３５％の間のフェライト、最大で５％のフレッシュマルテンサイト、最大で１５％のベイナイトからなる最終的な微細構造を有する、方法。

Description

本発明は、改善された延性及び成形加工性を有する高強度鋼板を製造するための方法並びにこの方法によって得られた鋼板に関する。
自動車のボディ用構造部材及びボディパネルの部品等の様々な設備を製造するために、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通常である。
ベイナイト構造を有し、炭化物型析出物を不含であり、約０．２％のＣと、約２％のＭｎと、約１．７％のＳｉとを含有する残留オーステナイトを有し、約７５０ＭＰａの降伏強度、約９８０ＭＰａの引張強度、約８％の全伸びを有する、鋼を使用することも公知である。これらの鋼板は、連続アニーリングラインを用いて、Ａｃ３変態点より高いアニーリング温度からＭｓ変態点より高い保持温度に冷却し、所与の時間にわたって鋼板をこの温度に維持することによって、製造される。
世界的な環境保護の観点から燃費を改善するという目的で、自動車の重量を低減するためには、改善された降伏強度及び引張強度を有する鋼板を得ることが、望ましい。しかしながら、このような鋼板は、良好な延性及び良好な成形加工性、より厳密には良好な伸びフランジ性も有さなければならない。
この点に関して、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、少なくとも１２％、好ましくは少なくとも１３％の全伸びＴＥ及び少なくとも２５％、好ましくは少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有する、鋼板を得ることが望ましい。引張強度ＴＳ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に公開されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定される。測定法の差異のため、特に、使用された供試材の幾何形状の差異のため、ＩＳＯ規格に従った全伸びＴＥの値は、ＪＩＳ Ｚ２２０１−０５規格に従って測定された全伸びの値と大きく異なり、特に、ＪＩＳ Ｚ２２０１−０５規格に従った全伸びの値より低いことは、強調しなければならない。穴広げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。測定法の差異のため、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の値と大きく異なり、比較することができない。
厚さが０．７〜３ｍｍの範囲、より好ましくは０．８〜２ｍｍの範囲である、上記機械的特性を有する鋼板を得ることも望ましい。
したがって、本発明は、上記所望の機械的特性又は特徴を有する鋼板及びこの鋼板を製造するための方法を提供することを目的とする。
この目的のために、本発明は、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度及びＩＳＯ規格６８９２−１に従って測定された少なくとも１２％の全伸び及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも２５％の穴広げ率ＨＥＲを有する鋼板を製造するための方法であって、以下の連結するステップ：
冷間圧延鋼板を用意するステップであって、
・鋼の化学組成が、重量％により、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
２．０％≦Ｍｎ≦２．８％、
１．０％≦Ｓｉ≦２．１％、
０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、
０≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０≦Ｍｏ≦０．３％、
０≦Ｃｒ≦０．４％
を含有し、ただし、１．７％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．１％であり、残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物であるステップ、
・少なくとも６５％のオーステナイト及び最大３５％の二相域フェライトを含む構造を得るように、アニーリング温度ＴＡで前記鋼板をアニーリングするステップ、
・少なくとも２０℃／秒の冷却速度で、少なくとも６００℃の温度から、Ｍｓ−１７０℃〜Ｍｓ−８０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴまで、前記鋼板を焼入れするステップ、
・前記鋼板を３５０℃〜４５０℃の間の分配温度ＰＴに加熱し、８０秒〜４４０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔにわたって鋼板をこの温度に維持するステップ、
・前記鋼板を室温に直ちに冷却するステップ
を含み、
前記鋼板が、表面の割合により、
・０．４５％より低いＣ含量を有する４０％〜７０％の間の焼戻しされたマルテンサイト、
・７％〜１５％の間の残留オーステナイト、
・１５％〜３５％の間のフェライト、
・最大で５％のフレッシュマルテンサイト、
・最大で１５％のベイナイト
からなる最終的な微細構造を有する、方法に関する。
例３の微細構造の顕微鏡写真である。ＲＡは残留オーステナイトを表し、ＴＭは焼戻しされたマルテンサイトを表し、ＩＦは二相域フェライトを表す。
特定の実施形態によれば、本方法は、アニーリングするステップと焼入れするステップとの間に、少なくとも７０秒にわたって５℃／秒未満の冷却速度で鋼板を６００℃以上の温度にゆっくり冷却するステップを含む。
この実施形態において、フェライトは、構造全体に対する面積の割合により、０％〜１５％の間の二相域フェライト及び０％〜３５％の間の変態フェライトを含み、前記変態フェライトが、ゆっくり冷却するステップ中に形成される。
好ましくは、焼戻しされたマルテンサイト中のＣ含量は、０．０３％より低い。
好ましくは、焼入れされた鋼板は、分配温度ＰＴに加熱する前に、表面の割合により、
・１５％〜３５％の間のフェライト、
・１０％〜３０％の間のオーステナイト、
・４０％〜７０％の間のマルテンサイト、
・最大で１５％の下部ベイナイト
からなる構造を有する。
特定の実施形態によれば、前記冷間圧延鋼板を用意するステップは、
・前記鋼から製造された鋼板を熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得ること、
・４００℃〜７５０℃の間に含まれる温度Ｔｃで前記熱間圧延鋼板をコイル化すること、
・２〜６日の間の時間にわたって、５００℃〜７００℃の間に含まれる温度ＴＨＢＡでバッチ式アニーリングを実施すること、
・前記熱間圧延鋼板を冷間圧延して、前記冷間圧延鋼板を得ること
を含む。
好ましくは、冷間圧延鋼板が焼入れ温度ＱＴに焼入れされた後で、冷間圧延鋼板が分配温度ＰＴに加熱される前に、冷間圧延鋼板は、２秒〜８秒の間、好ましくは３秒〜７秒の間に含まれる保持時間にわたって焼入れ温度ＱＴに保持される。
好ましくは、鋼の化学組成は、以下の条件：
Ｃ≧０．１６％、
Ｃ≦０．２１％、
Ｍｎ≧２．２％、
Ｍｎ≦２．７％、
０．０１０％≦Ｎｂ、
Ｍｏ≦０．０５％又は
Ｍｏ≧０．１％、
Ｃｒ≦０．０５％又は
Ｃｒ≧０．１％
の少なくとも１つを満たす。
特定の実施形態によれば、鋼の化学組成は、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような化学組成である。
この実施形態において、鋼の化学組成は、好ましくは、１．０％≦Ｓｉ＜１．３％及び０．５％＜Ａｌ≦１．０％であるような化学組成であり、さらに好ましくは、１．０％≦Ｓｉ≦１．２％及び０．６％≦Ａｌ≦１．０％であるような化学組成である。
例えば、鋼板を室温に冷却するステップの後に、鋼板が、電気化学的方法又は真空コーティング法によってコーティングされる。
例えば、鋼板は、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされる。
別の特定の実施形態によれば、鋼の化学組成は、１．３％≦Ｓｉ≦２．１％及び０．０２％≦Ａｌ≦０．５％であるような化学組成である。
本発明は、抵抗スポット溶接によって組み立てられた鋼板でできた少なくとも２個の構成要素でできた部品を製造するための方法であって、
・第１の鋼板がＺｎ又はＺｎ合金によってコーティングされており、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような、本発明による方法によって製造された第１の鋼板でできた第１の構成要素を用意すること、
・Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有する鋼板でできた第２の構成要素を用意すること、
・前記第１の鋼板でできた前記第１の構成要素を、鋼板でできた前記第２の構成要素に抵抗スポット溶接すること
を含む、方法にも関する。
本発明は、鋼の化学組成が、重量％により、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
２．０％≦Ｍｎ≦２．８％、
１．０％≦Ｓｉ≦２．１％、
０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、
０≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０≦Ｍｏ≦０．３％、
０≦Ｃｒ≦０．４％
を含有し、ただし、１．７％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．１％であり、残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物である、鋼板において、
前記鋼板が、表面の割合により、
・０．４５％より低いＣ含量を有する４０％〜７０％の間の焼戻しされたマルテンサイトと、
・７％〜１５％の間の残留オーステナイト、
・１５％〜３５％の間のフェライト、
・最大で５％のフレッシュマルテンサイト、
・最大で１５％のベイナイト
からなる微細構造を有する、鋼板にも関する。
特定の実施形態によれば、フェライトは、構造全体に対して、０％〜１５％の間の二相域フェライト及び０％〜３５％の間の変態フェライトを含む。
好ましくは、焼戻しされたマルテンサイト中のＣ含量は、０．０３％より低い。
好ましくは、残留オーステナイト中のＣ含量は、０．９％〜１．２％の間に含まれる。
好ましくは、鋼板は、少なくとも９００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度及びＩＳＯ規格６８９２−１に従って測定された少なくとも１２％の全伸び及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも２５％の穴広げ率ＨＥＲを有する。
さらに好ましくは、降伏強度は、最大で１０９０ＭＰａである。実際、最大で１０９０ＭＰａの降伏強度は、高い成型加工性を保証する。
好ましくは、鋼の化学組成は、以下の条件：
Ｃ≧０．１６％、
Ｃ≦０．２１％、
Ｍｎ≧２．２％、
Ｍｎ≦２．７％、
０．０１０％≦Ｎｂ、
Ｍｏ≦０．０５％又は
Ｍｏ≧０．１％、
Ｃｒ≦０．０５％又は
Ｃｒ≧０．１％
の少なくとも１つを満たす。
特定の実施形態によれば、鋼の化学組成は、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような化学組成である。
この実施形態において、鋼の化学組成は、好ましくは、１．０％≦Ｓｉ＜１．３％及び０．５％＜Ａｌ≦１．０％であるような化学組成であり、さらに好ましくは、１．０％≦Ｓｉ＜１．２％及び０．６％≦Ａｌ≦１．０％であるような化学組成である。
別の特定の実施形態によれば、鋼の化学組成は、１．３％≦Ｓｉ≦２．１％及び０．０２％≦Ａｌ≦０．５％であるような化学組成である。
一実施形態によれば、鋼板は、電気化学的方法又は真空コーティング法の使用によってコーティングが生じるように、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされている。
前記鋼板の厚さは、例えば、０．７〜３ｍｍの間、好ましくは０．８〜２ｍｍの間に含まれる。
本発明は、鋼板でできた少なくとも２個の部品の少なくとも１０個の抵抗スポット溶接部を含む溶接構造であって、第１の鋼板が、本発明によるものであり、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような鋼の化学組成を有し、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされている、鋼板であり、第２の鋼板が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有し、抵抗スポット溶接部１個当たりの割れの平均数が、６未満である、溶接構造にも関する。
好ましくは、第２の鋼板は、本発明によるものであり、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされる。
本発明は、自動車の構造部品の製造のための、本発明によって製造された鋼板又は本発明による鋼板の使用にも関する。
本発明は、自動車の構造部品の製造のための、本発明の方法によって製造された抵抗スポット溶接部又は本発明による溶接構造の使用にも関する。
次に、添付図面を参照しながら本発明を詳細に記述するが、限定されるものではない。
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。
・満足な強度を確保するため及び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の、０．１５％〜０．２３％の炭素。好ましくは、炭素含量は、０．１６％以上及び／又は好ましくは０．２１％以下である。炭素含量が高すぎる場合、熱間圧延された鋼板が硬すぎて、冷間圧延することができず、溶接性が不十分である。炭素含量が０．１５％未満である場合、引張強度が１１８０ＭＰａに到達しない。
・２．０％〜２．８％のマンガン。最低値は、少なくとも４０％の焼戻しされたマルテンサイトを含有する微細構造及び１１８０ＭＰａ超の引張強度を得るために十分な硬化能を有するように規定されている。最大値は、延性に関して有害な偏析の問題を伴わないように規定されている。好ましくは、マンガン含量は、２．２％以上及び／又は２．７％以下である。
・ケイ素含量とアルミニウム含量との合計が１．７％〜２．１％の間に含まれる、１．０％〜２．１％のケイ素及び０．０２％〜１．０％のアルミニウム。
特定の量のアルミニウムは、酸素と化合してＡｌ２Ｏ３となり、窒素と化合してＡｌＮとなるが、この量は、Ｏ含量及びＮ含量に依存し、０．０２５％未満のままである。残り部分が存在する場合には、残り部分は化合しておらず、「遊離アルミニウム」として存する。
酸素と化合するアルミニウムは、液体段階における脱酸素から生じる。アルミニウムは、延性特性に関して有害であり、したがって、アルミニウムの含量は、可能な限り限定されなければならない。
窒素と化合するアルミニウムは、アニーリング中におけるオーステナイトグレインの成長を緩やかにする。窒素は、溶融製錬から生じた残留元素であり、鋼板中において０．０１０％未満である。
オーステナイト域において加熱した後、本発明者らは、Ｓｉ及び遊離Ａｌが、炭化物の形成を遅延させることによってオーステナイトを安定化することを発見した。この安定化は、部分的なマルテンサイト変態を達成するような温度で鋼板が冷却され、直ちに再加熱され、温度ＰＴに維持され、この間に、炭素がマルテンサイトからオーステナイトに再分配された場合、特に起きる。Ｓｉ及び遊離Ａｌ含量の追加分が十分な量である場合には、著しい炭化物の析出なしで炭素の再分配が起きる。この目的のために、Ｓｉ＋Ａｌは、重量により、１．７％超（ただし、２．１％未満）でなければならない。さらに、Ｓｉは、固溶強化をもたらし、穴広げ率を改善する。さらに、Ｓｉ含量とＡｌ含量との合計は、少なくとも１２％の全伸び及び少なくとも２５％の穴広げ率と一緒にして、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度を得るために、少なくとも１．７％でなければならない。しかしながら、Ｓｉ含量は、コーティング加工性に関して有害となる、鋼板の表面における酸化ケイ素の形成を回避するために、２．１％に限定されなければならない。
さらに、本発明者らは、Ｓｉ／１０≧０．３０％−Ｃ（Ｓｉ及びＣが、重量百分率により表されている。）である場合には、ＬＭＥ（液体金属ぜい化現象）のため、ケイ素が、コーティングされた鋼板のスポット溶接に有害であり、特に、亜鉛めっきされた鋼板又は合金化溶融亜鉛めっきされた鋼板（ｇａｌｖａｎｎｅａｌｅｄ ｓｈｅｅｔ）又は電気亜鉛めっきされた鋼板に有害であることを発見した。ＬＭＥの発生は、熱によって影響された区域と、溶接接合部の溶接金属との粒界に割れを発生させる。したがって、特に鋼板をコーティングすべき場合には、（Ｃ＋Ｓｉ／１０）は、０．３０％以下に維持されなければならない。本発明者らは、鋼のＬＭＥによる影響されやすさを低減するためには、検討する組成の領域において、Ａｌ、Ｃ及びＭｎ含量が、Ａｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような含量でなければならないことも発見した。
したがって、第１の実施形態によれば、特にＬＭＥが出現しそうにない場合、Ａｌは、脱酸素するためにのみを添加され、又は任意選択的に、アニーリング中におけるオーステナイトグレインの成長を制御するためにも添加されるが、Ａｌの含量は、０．５％未満、例えば０．１％未満であるが、好ましくは、少なくとも０．０２０％である。この第１の実施形態によれば、Ｓｉ含量は、１．３％〜２．１％の間である。この実施形態において、Ｃ＋Ｓｉ／１０は、０．３０％より高くてもよい。
第２の実施形態によれば、特にＬＭＥの課題を考慮しなければならない場合、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％である。この条件は、Ｓｉ含量を限定しすぎる可能性があるため、炭化物の形成に及ぼす効果に留意する。さらに、組成は、式Ａｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％によって規定される条件を満たさなければならない。したがって、Ａｌは、オーステナイトを安定化するという目的で、Ｓｉを少なくとも部分的に置きかえるために、より重要な量で添加される。この第２の実施形態において、Ａｌ含量は、０．５％〜１．０％の間、好ましくは０．６％〜１．０％間に含まれ、Ｓｉは、１．０％〜１．３％の間、好ましくは１．０％〜１．２％の間の間に含まれる。好ましくは、Ａｌ含量は、０．７％以上である。しかしながら、Ａｌ含量は、アニーリングするステップにおいて鋼板のオーステナイト化を達成するために高温で加熱するときのコストの上昇を示唆する、Ａｃ３変態温度の上昇を防止するという目的で、１．０％に限定される。この第２の実施形態において、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％は、Ｃ≦０．２０％であることを示唆する。
・任意選択的に、熱間圧延中にオーステナイトグレインを純化するため及び析出強化をもたらすための、０．０１０％〜０．０３５％のニオブ。０．０１０％〜０．０３５％のＮｂ含量により、満足な降伏強度及び伸び、特に少なくとも９００ＭＰａの降伏強度を得ることができる。
・０％〜０．３％のモリブデン及び／又は０％〜０．４％のクロム。Ｍｏ及びＣｒは、硬化能を増大させるため、及び、分配中におけるオーステナイトの分解を大きく低減するという目的で残留オーステナイトを安定化するために、添加してもよい。一実施形態によれば、モリブデン及びクロムは、排除され得、モリブデン及びクロムの含量はそれぞれ、０．０５％未満のままであってよく、０．０５％未満の含量は、残留元素としてのＣｒ又はＭｏの存在に対応する。Ｍｏ及び／又はＣｒが任意により添加される場合、Ｍｏ及び／又はＣｒの含量は、少なくとも０．１％である。
残部は、鉄及び製鋼から生じた残留元素である。この点に関して、少なくともＮｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｓ、Ｐ及びＮは、不可避的な不純物である残留元素だと考えられる。したがって、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｓ、Ｐ及びＮの含量は、Ｎｉが０．０５％未満であり、Ｃｕが０．０３％であり、Ｖが０．００７％であり、Ｂが０．００１０％であり、Ｓが０．００５％であり、Ｐが０．０２％であり、Ｎが０．０１０％である。Ｔｉ含量は、０．０５％に限定されるが、その理由は、このような値より高い場合、サイズが大きい炭窒化物が、主に液体段階において析出し、鋼板の成形加工性が低下し、ＩＳＯ ６８９２−１に従った１２％という全伸びの目標の達成がより困難になるためである。
鋼板がＺｎ又はＺｎ合金によってコーティングされる場合、高温スポット溶接性は、ＬＭＥ現象（液体金属ぜい化）によって影響され得る。
この現象に対する特定の鋼板の影響されやすさは、高温で実施される引張試験によって評価することができる。特に、この高温引張試験は、熱シミュレータＧｌｅｅｂｌｅ ＲＰＩを使用して実施することが可能であり、このようなデバイス自体は、当技術分野において公知である。
「Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験」を呼ばれるこの試験を、次のように記述する。
・０．７ｍｍ〜３ｍｍの厚さを有するコーティングされた試験対象の鋼板の試料が、溶接区域の周囲の割れが起きる最小臨界変位を測定するために、高温引張試験に供される。鋼板として切り出された試料は、長さが１０ｍｍで幅が１０ｍｍの較正済み区域及び長さが４０ｍｍで幅が３０ｍｍのヘッド部を有し、ヘッド部と較正済み部分との曲率の半径は、５ｍｍである。
・高温引張試験は、各試料を迅速に（１０００℃／秒）加熱し、所定の温度に試料を維持し、加熱された試料に所定の伸び又は変位を及ぼし、次いで、伸び又は変位が維持された状態で空気中において試料を冷却することによって、実施されている。冷却後、ＬＭＥ割れが存在するか否かを判定するために、試料を観察する。少なくとも２ｍｍの少なくとも１個の割れが試料に形成された場合、試料が割れを有すると判定される。
・試験は、７００℃、７５０℃、８００℃、８５０℃、９００℃及び９５０℃等の複数の所定の温度において、０．５ｍｍ、０．７５ｍｍ、１ｍｍ、１．２５ｍｍ、１．５ｍｍ、１．７５ｍｍ及び２ｍｍ等の伸び又は変位を用いて実施される。伸び又は変位は、試料を保持しているＧｌｅｅｂｌｅシミュレータのアゴ部の伸び又は変位である。
・割れの発生の臨界変位が報告されており、最小臨界変位、すなわち、割れが発生する最小の変位は、検討された温度範囲に関して測定されている。
通常、最小臨界変位が７００℃〜８００℃の間の温度で１．５ｍｍ未満である場合は、抵抗スポット溶接部において数多くのＬＭＥ割れが観察される確率が高く、最小臨界変位が少なくとも１．５ｍｍである場合は、抵抗スポット溶接部において数多くのＬＭＥ割れが観察される確率が低いと考えられている。
この点に関して、本発明者らは、本発明に対応する鋼又はこれらの鋼と同様の鋼において、鋼の組成が、（Ｃ＋Ｓｉ／１０）が０．３０％以下であり、Ａｌが６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％以上であるような組成である場合は、最小臨界変位が、少なくとも１．５ｍｍであり、（Ｃ＋Ｓｉ／１０）が０．３０％より高く、及び／又はＡｌが６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）２．５％より低い場合は、最小臨界変位が、１．５ｍｍ未満、さらには１ｍｍ未満であることを発見した。
コーティングされた鋼板のスポット溶接性を評価するための別の方法は、「ＬＭＥ抵抗スポット溶接試験」であり、ＬＭＥスポット溶接試験は例えば、例えば車体等の抵抗スポット溶接によって組み立てられる部品を含む製品の工業的な製造において、重要な数の抵抗スポット溶接部の中に、ＬＭＥが原因で割れた多数の溶接部がある確率を判定することができる。
この「ＬＭＥスポット抵抗溶接試験」は、抵抗スポット溶接に関する電極寿命試験から派生しており、この電極寿命試験においては、重なり合った３枚の鋼板、すなわち、試験しようとする鋼板及び亜鉛めっきされた低炭素鋼板、例えばＥＮ１０３４６に従ったＤＸ５４Ｄ＋Ｚでできた２枚の支持体型鋼板の上に、複数の抵抗スポット溶接部、例えば３０個の抵抗スポット溶接部が作製される。鋼板の厚さは、１．６ｍｍであり、抵抗スポット溶接部は、不均一な組立体に関するＩＳＯ規格１８２７８−２に従って作製される。パラメータは、
・電極先端の直径：８ｍｍ、
・溶接力：４．５ｋＮ、
・溶接時間：４０ｍｓの期間（冷却時間）を空けた１８０ｍｓの３回のパルス、
・保持時間：４００ｍｓ
である。
この試験においては、抵抗スポット溶接部における最終的な割れの発生を判定するために、試料を切断し、研磨する。次いで、抵抗スポット溶接部をピクリン酸によってエッチングしたら、観察した各抵抗スポット溶接部の割れの数及び各抵抗点溶接部の割れの長さの合計を判定するという目的で、顕微鏡によって、例えば２００倍の倍率で観察する。
それぞれＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＣ＋Ｓｉ／１０＞０．３０％であるような組成を有する例に関しては、Ａｌが６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％超であるとき、いずれの場合においても、
各抵抗スポット溶接部の割れの数の比率は、次のとおりである。
・Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％：ＧｌｅｅｂｌｅＬＭＥ試験＞１．５ｍｍ。抵抗スポット溶接部のうちの８０％が１０個未満の割れを有し、０％が２０個以上の割れを有する。
・Ｃ＋Ｓｉ／１０＞０．３０％：ＧｌｅｅｂｌｅＬＭＥ試験＜１．５ｍｍ。抵抗スポット溶接部のうちの４０％のみが１０個未満の割れを有し、３０％が２０個以上の割れを有する。
各抵抗スポット溶接部の割れの平均数を考慮した場合、結果は、次のとおりである。
・Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であるような組成に関しては、各抵抗スポット溶接部の割れの平均数は、６未満であり、
・Ｃ＋Ｓｉ／１０＞０．３０％であるような組成に関しては、各抵抗スポット溶接部の割れの平均数は、６より高い。
２〜５ｍｍの間の厚さを有する熱間圧延された鋼板は、上記本発明の鋼組成から公知の方法によって製造することができる。一例として、圧延前の再加熱温度は、１２００℃〜１２８０℃の間に含まれ得、好ましくは約１２５０℃、仕上げ圧延温度は、好ましくはＡｒ３〜９５０℃の間に含まれ、好ましくは８５０℃超であり、コイル化は、好ましくは４００℃〜７５０℃の間に含まれる温度で実施される。
コイル化した後、鋼板は、フェライト−パーライト構造又はフェライト−パーライト−ベイナイト構造を有する。
コイル化した後、鋼板は、鋼板の硬度を低減し、したがって、熱間圧延及びコイル化された鋼板の冷間圧延性を改善するために、バッチ式アニーリングされる。
例えば、熱間圧延及びコイル化された鋼板は、２〜６日の間、好ましくは３〜５日の間の時間にわたって、５００℃〜７００℃の間、例えば５４０℃〜６４０℃の間の温度でバッチ式アニーリングされる。
鋼板を酸洗いし、冷間圧延して、０．７ｍｍ〜３ｍｍの間の厚さ、例えば０．８ｍｍ〜２ｍｍの範囲の厚さを有する冷間圧延された鋼板を得ることができる。
次いで、鋼板は、連続アニーリングラインによって熱処理される。
熱処理は、次のステップを含む。
・アニーリングするステップが終了したときに、鋼が、少なくとも６５％で最大１００％のオーステナイト及び０％〜３５％の二相域フェライトを含む構造を有するように、アニーリング温度ＴＡで鋼板をアニーリングするステップ。当業者は、膨張率測定試験又は半経験的な式の使用によってアニーリング温度ＴＡをどのように判定するかを知っている。好ましくは、アニーリング温度ＴＡは、オーステナイトグレインの粗大化を限定するために、最大でＡｃ３＋５０℃である。Ａｃ３は、加熱するステップ中にいて、オーステナイトへの変態が終了する温度を表す。さらに好ましくは、アニーリング温度ＴＡは、最大でＡｃ３である。鋼板は、好ましくは６０秒超、さらに好ましくは８０秒超であるが３００秒超である必要はないアニーリング時間ｔＡにわたって、アニーリング温度に維持され、すなわち、ＴＡ−５℃〜ＴＡ＋５℃の間に維持される。
・任意選択的に、パーライト又はベイナイトの形成を伴うことなく１５％〜３５％の間に含まれる合計でのフェライトの割合を得るように、１０℃／秒より低い、好ましくは５℃／秒より低い冷却速度でアニーリング温度ＴＡから冷却停止温度に鋼板をゆっくり冷却するステップ。ゆっくり冷却することは、例えば、７０秒〜１５０秒の間に含まれる時間にわたって実施される。このゆっくり冷却するステップは、特に二相域フェライトの割合が１５％未満である場合において、フェライトを形成することを目的とする。この場合、ゆっくりした冷却中に形成されたフェライトの割合は、ＩＦが二相域フェライトの割合であるとき、１５％−ＩＦ以上で３５％−ＩＦ以下である。二相域フェライトの割合が少なくとも１５％である場合、ゆっくりした冷却は、任意選択的なものである。いずれの場合であっても、ゆっくりした冷却中に形成されたフェライトの割合は、３５％−ＩＦ以下であり、この結果、合計でのフェライトの割合は、最大で３５％のままである。冷却停止温度は、好ましくは、７５０℃〜６００℃の間に含まれる。実際、７５０℃超の冷却停止温度は、十分なフェライトを形成することができないが、６００℃未満の冷却停止温度は、ベイナイトの形成を起こすことができる。「変態フェライト」とさらに呼ばれている、ゆっくり冷却するステップ中に形成され得るフェライトは、アニーリングするステップが終了したときに構造中に残留している二相域フェライトと異なる。特に、変態フェライトとは著しく異なり、二相域フェライトは多角形である。加えて、変態フェライトは、炭素及びマンガンに富んでおり、すなわち、鋼の平均炭素含量及びマンガン含量より高く、二相域フェライトの炭素含量及びマンガン含量より高い、炭素含量及びマンガン含量を有する。したがって、二相域フェライトと変態フェライトは、メタ重亜硫酸塩によってエッチングした後に、二次電子を使用したＦＥＧ−ＴＥＭ顕微鏡による顕微鏡写真を観察することによって識別できる。顕微鏡写真においては、二相域フェライトは、中間の灰色であるように見えるが、変態フェライトは、炭素含量及びマンガン含量がより高いため、暗い灰色であるように見える。鋼に関する特定の各組成に関しては、当業者は、所望の変態フェライトの割合を得るのに適したゆっくりした冷却の条件をどのように正確に判定するかを知っている。変態フェライトの形成により、最終的な構造中におけるフェライトの面積の割合をより精確に制御することができ、この結果、ロバスト性(堅牢性)がもたらされる。
・アニーリングするステップ又はゆっくり冷却するステップの直後に、上部ベイナイト及び粒状ベイナイトの形成を回避するのに十分なほど速い冷却速度において、少なくとも６００℃の温度から、アニーリング及びゆっくりした冷却の後に残留しているオーステナイトのＭｓ変態点より低い焼入れ温度ＱＴに冷却することによって、鋼板を焼入れする。焼入れ温度ＱＴは、Ｍｓ−８０℃〜Ｍｓ−１７０℃の間に含まれる。冷却速度は、少なくとも２０℃／秒、好ましくは少なくとも５０℃／秒である。鋼に関する特定の各組成及び各構造に関しては、当業者は、アニーリング及びゆっくりした冷却の後に残留しているオーステナイトのＭｓ変態点をどのように判定するかを知っている。当業者は、焼入れの直後に、合計で１５％〜３５％の間の二相域フェライト及び変態フェライト、１０％〜３０％の間のオーステナイト及び４０％〜７０％の間のマルテンサイトからなり、存在する場合は残り部分が、いずれの場合においても１５％未満の下部ベイナイトである、望ましい構造を得るために適合された焼入れ温度をどのように判定するかも知っている。一般に、焼入れ温度は、１８０℃〜２６０℃の間である。焼入れ温度ＱＴがＭｓ−１７０℃より低い場合、最終的な構造中における焼戻しされた（又は分配された）マルテンサイトの割合が高すぎて、７％超の十分な量の残留オーステナイトを安定化することができず、この結果、ＩＳＯ規格６８９２−１に従った全伸びが１２％に到達しない。さらに、焼入れ温度ＱＴがＭｓ−８０℃より高い場合、焼戻しされた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。好ましくは、焼入れ温度ＱＴは、２００℃〜２５０℃の間に含まれる。
・任意選択的に、自動焼戻しされたマルテンサイトの形成を回避するように、２秒〜８秒の間、好ましくは３秒〜７秒の間に含まれる保持時間にわたって、焼入れされた鋼板を焼入れ温度ＱＴに保持するステップ。
・焼入れ温度から３５０℃〜４５０℃の間、好ましくは３７５℃〜４５０℃の間、さらに好ましくは４００℃〜４４０℃の間に含まれる分配温度ＰＴに鋼板を再加熱するステップ。再加熱が誘導加熱によって実施される場合、再加熱速度は高くてもよく、例えば６〜１３℃／秒の間であってよい。分配温度ＰＴが４５０℃より高い又は３５０℃より低い場合、最終的な製品の伸びは、満足ではない。
・８０秒〜４４０秒の間、好ましくは１７０秒〜４３０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔにわたって鋼板を分配温度ＰＴに維持するステップ。この分配するステップ中に、炭素が分配され、すなわち、マルテンサイトからオーステナイト中に拡散し、この結果、オーステナイトが高濃度化される。
・この維持するステップの直後に、好ましくは１℃／秒より高い冷却速度、例えば２℃／秒〜２０℃／秒の間の冷却速度で鋼板を室温に冷却する。
・任意選択的に、室温に冷却した後、鋼板は、電気化学的方法、例えば電気亜鉛めっきによってコーティングすることもできるし、又は、ＰＶＤ若しくはジェット気相成長のような任意の真空コーティング法によってコーティングすることもできる。任意の種類のコーティングを使用することが可能であり、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可能である。
この熱処理により、すなわち、分配及び室温への冷却後に、
・７％〜１５％の間に含まれる表面の割合を有する残留オーステナイト、
・４０％〜７０％の間に含まれる表面の割合を有する焼戻しされたマルテンサイト、
・構造全体に対して、０％（０％を含める。）〜３５％の間の二相域フェライト及び０％（０％を含める。）〜３５％の間の変態フェライトを含み、１５％〜３５％の間に含まれる表面の割合を有するフェライト
からなる最終的な構造を得ることが可能である。第１の実施形態によれば、フェライトは、二相域フェライトからなる。第２の実施形態によれば、フェライトは、二相域フェライト及び変態フェライトを含み、
例えば、
０％〜１５％の間の二相域フェライト及び０％（０％を含めない。）〜３５％の間の変態フェライト、
・最大で５％のフレッシュマルテンサイト、
・下部ベイナイトを含む最大で１５％のベイナイト
を含む。
少なくとも７％の残留オーステナイトの割合及び１５％〜３５％の間に含まれるフェライトの割合により、ＩＳＯ６８９２−１に従った少なくとも１２％の全伸びを得ることができる。
さらに、この処理により、少なくとも０．９％、好ましくはさらには少なくとも１．０％、最大１．２％である、残留オーステナイト中におけるＣ含量の増大を達成することができる。
マルテンサイトは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しされたマルテンサイトを含む。
分配されたマルテンサイトである焼戻しされたマルテンサイトは、０．４５％未満のＣ含量を有するが、この含量は、分配するステップ中におけるマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配から生じる。特に、この含量は、焼入れ中に形成されたマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配から生じる。
焼戻しされた（又は分配された）マルテンサイト中における０．４５％未満のＣ含量が、オーステナイトの十分な安定化を保証し、したがって、少なくとも１２％の全伸びを保証するために必要である。さらに、焼戻しされたマルテンサイト中のＣ含量が０．４５％以上であると、マルテンサイト中で炭化物が析出し、降伏強度が増大する。したがって、マルテンサイト中における０．４５％未満のＣ含量により、最大で１０９０ＭＰａの降伏強度、したがって、高い鋼板の成形加工性を得ることができる。
焼戻しされたマルテンサイト中のＣ含量は一般に、０．０３％未満である。焼戻しされたマルテンサイト中における０．０３％未満のＣ含量により、オーステナイトの最適な安定化を保証すると、オーステナイトが穴広げ率試験中にマルテンサイトに変態しなくなり、したがって、少なくとも２５％の穴広げ率ＨＥＲが保証される。
フレッシュマルテンサイトは、高濃度化されたオーステナイトが、分配するステップの後にマルテンサイトに変態することによって生じたものであり、少なくとも０．９％、一般に最大で１．２％のＣ含量を有する。
好ましくは、構造中におけるフレッシュマルテンサイトの割合は、５％以下である。実際、５％より高いフレッシュマルテンサイトの割合は、ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って２５％より低い穴広げ率ＨＥＲをもたらすであろう。
この熱処理を用いた場合、少なくとも９００ＭＰａの降伏強度ＹＳ、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、ＩＳＯ規格６８９２−１に従った少なくとも１２％の全伸びＴＥ、さらには１３％より高い全伸びＴＥ及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従った少なくとも２５％、さらには少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有する鋼板を、得ることができる。
例及び比較として、表Ｉによる鋼組成物でできた鋼板が製造されており、元素は、重量により表されている。Ａｃ１及びＡｃ３等の変態温度が、表Ｉに報告されている。Ａｃ１及びＡｃ３は、膨張率測定によって測定された。
Figure 2019505691
この表において、「ｒｅｓ．」は、元素が残留元素としてのみ存在すること、及び、任意によるこの元素の添加が行われなかったことを意味しており、「ｎｄ」は、値が測定されなかったことを意味する。下線が引かれた値は、本発明によるものではない。
鋼板を熱間圧延し、次いで、４５０℃（例１〜６及び例９〜１０）又は７３０℃（例７及び８）でコイル化した。鋼板は、４日間５５０℃又は６５０℃でバッチ式アニーリングした。バッチ式アニーリングの後に鋼板を酸洗いし、冷間圧延して、１．２ｍｍ（例１〜６及び例９〜１０）又は１．６ｍｍ（例７及び８）の厚さを有する鋼板を得、アニーリングし、焼入れし、分配し、室温に冷却した。
処理の条件は、表ＩＩに報告されている。
表ＩＩにおいて、ＴＨＢＡは、バッチ式アニーリング温度であり、ＴＡは、アニーリング温度であり、ｔＡは、アニーリング時間であり、Ｍｓは、Ｍｓ温度であり、ＱＴは、焼入れ温度であり、ＰＴは、分配温度であり、Ｐｔは、分配時間である。
微細構造及び機械的特性は、表ＩＩＩに報告されている。
表ＩＩＩにおいて、ＴＭは、焼戻しされたマルテンサイトの表面の割合であり、ＦＭは、フレッシュマルテンサイトの表面の割合であり、Ｂは、ベイナイトの表面の割合であり、ＩＦは、二相域フェライトの表面の割合であり、Ｆは、フェライト（二相域フェライト＋変態フェライト）の合計での表面の割合であり、ＲＡは、残留オーステナイトの表面の割合である。
測定された特性は、規格ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って測定された穴広げ率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、引張応力ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に公開されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定された。
すべての例は、コーティングされていない鋼板に関連付けられている。
Figure 2019505691
Figure 2019505691
この表において、「ｎｄ」は、値が測定されなかったことを意味する。下線が引かれた値は、本発明によるものではない。
例１〜８はすべて、焼戻しされたマルテンサイト中における０．４５％未満のＣ含量を有する。
例１〜８は、本発明による方法を用いた場合、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度及び少なくとも１２％、さらには少なくとも１３％の全伸びを有する鋼板を得ることができることを示している。これらの鋼板は、少なくとも９００ＭＰａの降伏強度、少なくとも９．０％、一般に１１％超の一様伸び及び少なくとも２５％、さらには少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有する。降伏強度及び全伸びは、ＩＳＯ規格６８９２−１に従って測定されている。穴広げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。
対照的に、例９及び１０は、Ｓｉ＋Ａｌ含量が１．７％未満である場合、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度が得られないことを示している。
例３の微細構造の顕微鏡写真が、添付の図面に示されている。この図面において、ＲＡは、残留オーステナイトを表し、ＴＭは、焼戻しされたマルテンサイトを表し、ＩＦは、二相域フェライトを表す。
本発明による鋼板は、抵抗スポット溶接によって溶接されることが可能であり、様々な溶接構造の製造のために使用することができる。しかしながら、本発明による鋼板がＺｎ又はＺｎ合金によってコーティングされている場合、本発明による鋼板は、その組成がＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％という条件を満たす場合であっても、溶接可能である。
特に、抵抗スポット溶接部を含む少なくとも２枚の鋼板の溶接構造は、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされており、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような第１の鋼板を、本発明による方法によって製造し、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有する第２の鋼板を用意し、第１の鋼板を第２の鋼板に抵抗スポット溶接することによって、製造することが可能である。第２の鋼板は例えば、本発明による方法によって製造し、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングすることができる。
したがって、ＬＭＥによる影響されにくい溶接構造が得られる。例えば、少なくとも１０個の抵抗スポット溶接部を含むこのような溶接構造の場合、抵抗スポット溶接部１個当たりの割れの平均数は、６未満である。
任意選択的に本発明による抵抗スポット溶接によって溶接された鋼板は、製作工程中における高い成形加工性をもたらし、衝突したときには高エネルギーを吸収するものであるため、自動車の構造部品の製造のために有利に使用される。本発明による抵抗スポット溶接部は、溶接区域の位置で最終的に生じる割れの開始及び伝搬が大幅に低減されるため、自動車の構造部品の製造のためにも有利に使用される。

Claims (31)

  1. 少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度及びＩＳＯ規格６８９２−１に従って測定された少なくとも１２％の全伸び及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも２５％の穴広げ率ＨＥＲを有する鋼板を製造するための方法であって、以下の連続ステップ：
    −冷間圧延鋼板を用意するステップであって、鋼の化学組成が、重量％により、
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
    ２．０％≦Ｍｎ≦２．８％、
    １．０％≦Ｓｉ≦２．１％、
    ０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、
    ０≦Ｎｂ≦０．０３５％、
    ０≦Ｍｏ≦０．３％、
    ０≦Ｃｒ≦０．４％
    を含有し、ただし、１．７％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．１％であり、残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物であるステップ、
    −少なくとも６５％のオーステナイト及び最大３５％の二相域フェライトを含む構造を得るように、アニーリング温度ＴＡで前記鋼板をアニーリングするステップ、
    −少なくとも２０℃／秒の冷却速度で、少なくとも６００℃の温度から、Ｍｓ−１７０℃〜Ｍｓ−８０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴまで、前記鋼板を焼入れするステップ、
    −前記鋼板を前記焼入れ温度ＱＴから３５０℃〜４５０℃の間の分配温度ＰＴに加熱し、８０秒〜４４０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔにわたって鋼板をこの温度に維持するステップ、
    −前記鋼板を室温に直ちに冷却するステップ
    を含み、
    前記鋼板が、表面の割合により、
    ０．４５％より低いＣ含量を有する４０％〜７０％の間の焼戻しされたマルテンサイト、
    ７％〜１５％の間の残留オーステナイト、
    １５％〜３５％の間のフェライト、
    最大で５％のフレッシュマルテンサイト、
    最大で１５％のベイナイト
    からなる最終的な微細構造を有する、方法。
  2. 焼戻しされたマルテンサイトが、０．０３％未満のＣ含量を有する、請求項１に記載の方法。
  3. アニーリングするステップと焼入れステップとの間に、少なくとも７０秒にわたって５℃／秒未満の冷却速度で鋼板を６００℃以上の温度にゆっくり冷却するステップを含む、請求項１又は２に記載の方法。
  4. フェライトが、構造全体に対する面積の割合により、０％〜１５％の間の二相域フェライト及び０％〜３５％の間の変態フェライトを含み、前記変態フェライトが、ゆっくり冷却するステップ中に形成される、請求項３に記載の方法。
  5. 焼入れされた鋼板が、分配温度ＰＴに加熱する前に、表面の割合により、
    １５％〜３５％の間のフェライト、
    １０％〜３０％の間のオーステナイト、
    ４０％〜７０％の間のマルテンサイト、
    最大で１５％の下部ベイナイト
    からなる構造を有する、請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。
  6. 前記冷間圧延鋼板を用意するステップが、
    −前記鋼でできた鋼板を熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得ること、
    −４００℃〜７５０℃の間に含まれる温度Ｔｃで前記熱間圧延鋼板をコイル化すること、
    −２〜６日の間の時間にわたって、５００℃〜７００℃の間に含まれる温度ＴＨＢＡでバッチ式アニーリングを実施すること、
    −前記熱間圧延鋼板を冷間圧延して、前記冷間圧延鋼板を得ること
    を含む、請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
  7. 鋼板が焼入れ温度ＱＴに焼入れされた後で、前記鋼板が分配温度ＰＴに加熱される前に、前記鋼板が、２秒〜８秒の間、好ましくは３秒〜７秒の間に含まれる保持時間にわたって焼入れ温度ＱＴに保持される、請求項１から６のいずれか一項に記載の方法。
  8. 鋼の化学組成が、以下の条件：
    Ｃ≧０．１６％、
    Ｃ≦０．２１％、
    Ｍｎ≧２．２％、
    Ｍｎ≦２．７％、
    ０．０１０％≦Ｎｂ、
    Ｍｏ≦０．０５％又は
    Ｍｏ≧０．１％、
    Ｃｒ≦０．０５％又は
    Ｃｒ≧０．１％
    の少なくとも１つを満たす、請求項１から７のいずれか一項に記載の方法。
  9. 鋼の化学組成が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような化学組成である、請求項１から８のいずれか一項に記載の方法。
  10. 鋼の化学組成が、１．０％≦Ｓｉ＜１．３％及び０．５％＜Ａｌ≦１．０％であるような化学組成である、請求項９に記載の方法。
  11. １．０％≦Ｓｉ≦１．２％及び０．６％≦Ａｌ≦１．０％である、請求項１０に記載の方法。
  12. 鋼板を室温に冷却するステップの後に、前記鋼板が、電気化学的方法又は真空コーティング法によってコーティングされる、請求項９から１１のいずれか一項に記載の方法。
  13. 鋼板が、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされている、請求項１２に記載の方法。
  14. 鋼の化学組成が、１．３％≦Ｓｉ≦２．１％及び０．０２％≦Ａｌ≦０．５％であるような化学組成である、請求項１から９のいずれか一項に記載の方法。
  15. 抵抗スポット溶接によって組み立てられた鋼板でできた少なくとも２個の構成要素でできた部品を製造するための方法であって、
    −請求項１３による方法によって製造された第１の鋼板でできた第１の構成要素を用意すること、
    ーＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有する鋼板でできた第２の構成要素を用意すること、
    −前記第１の鋼板でできた前記第１の構成要素を、鋼板でできた前記第２の構成要素に抵抗スポット溶接すること
    を含む、方法。
  16. 以下の化学組成を有する鋼板であって、重量％により、
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
    ２．０％≦Ｍｎ≦２．８％、
    １．０％≦Ｓｉ≦２．１％、
    ０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、
    ０≦Ｎｂ≦０．０３５％、
    ０≦Ｍｏ≦０．３％、
    ０≦Ｃｒ≦０．４％
    を含有し、ただし、１．７％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．１％であり、残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物である、鋼板において、
    前記鋼の微細構造が、表面の割合により、
    ０．４５％より低いＣ含量を有する４０％〜７０％の間の焼戻しされたマルテンサイト、
    ７％〜１５％の間の残留オーステナイト、
    １５％〜３５％の間のフェライト、
    最大で５％のフレッシュマルテンサイトと、
    最大で１５％のベイナイト
    からなる鋼板。
  17. 焼戻しされたマルテンサイトが、０．０３％より低いＣ含量を有する、請求項１６に記載の鋼板の方法。
  18. フェライトが、構造全体に対して、０％〜１５％の間の二相域フェライト及び０％〜３５％の間の変態フェライトを含む、請求項１６又は１７に記載の鋼板。
  19. 残留オーステナイト中のＣ含量が、０．９％〜１．２％の間に含まれる、請求項１６から１８のいずれか一項に記載の鋼板。
  20. 少なくとも９００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度及びＩＳＯ規格６８９２−１に従って測定された少なくとも１２％の全伸び及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも２５％の穴広げ率ＨＥＲを有する、請求項１６から１９のいずれか一項に記載の鋼板。
  21. 鋼の化学組成が、以下の条件:
    Ｃ≧０．１６％、
    Ｃ≦０．２１％、
    Ｍｎ≧２．２％、
    Ｍｎ≦２．７％、
    ０．０１０％≦Ｎｂ、
    Ｍｏ≦０．０５％又は
    Ｍｏ≧０．１％、
    Ｃｒ≦０．０５％又は
    Ｃｒ≧０．１％
    の少なくとも１つを満たす、請求項１６から２０のいずれか一項に記載の鋼板。
  22. 鋼の化学組成が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような化学組成である、請求項１６から２１のいずれか一項に記載の鋼板。
  23. 鋼の化学組成が、１．０％≦Ｓｉ≦１．３％及び０．５％＜Ａｌ≦１．０％であるような化学組成である、請求項２２に記載の鋼板。
  24. １．０％≦Ｓｉ＜１．２％及び０．６％≦Ａｌ≦１．０％である、請求項２３に記載の鋼板。
  25. 鋼の化学組成が、１．３％≦Ｓｉ≦２．１％及び０．０２％≦Ａｌ≦０．５％であるような化学組成である、請求項１６から２２のいずれか一項に記載の鋼板。
  26. 鋼板が、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされており、該コーティングが電気化学的方法又は真空コーティング法の使用によって生じる、請求項２２から２４のいずれか一項に記載の鋼板。
  27. 鋼板の厚さが、０．７〜３ｍｍの間、好ましくは０．８〜２ｍｍの間に含まれる、請求項１６から２６のいずれか一項に記載の鋼板。
  28. 鋼板から製造された少なくとも２個の部品の少なくとも１０個の抵抗スポット溶接部を含む溶接構造であって、第１の鋼板が、請求項２６によるものであり、第２の鋼板が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有し、抵抗スポット溶接部１個当たりの割れの平均数が、６未満である、溶接構造。
  29. 第２の鋼板が、請求項２６によるものである、請求項２８に記載の溶接構造。
  30. 自動車の構造部品の製造のための、請求項１から１４のいずれか一項によって製造される鋼板又は請求項１６から２７のいずれか一項に記載の鋼板の使用。
  31. 自動車の構造部品の製造のための、請求項１５によって製造された抵抗スポット溶接部又は請求項２８若しくは２９に記載の溶接構造の使用。
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