JP2020518729A - 高い延性、成形性及び溶接性を有する高強度鋼板を製造する方法並びに得られる鋼板 - Google Patents
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C22C—ALLOYS
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Abstract
本方法は、０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、０．６％≦Ｓｉ≦１．３％、またＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であり、０．４％≦Ａｌ≦１．０％、またＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であり、０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０３５％、０．１％≦Ｍｏ≦０．５％を含有する組成を有する冷間圧延鋼板を提供することと、鋼板を８６０℃〜９００℃で焼なましして、少なくとも９０％のオーステナイト及び少なくとも２％の初析フェライトからなる構造体を得ることと、３０℃／ｓを超える速度ＶｃでＭｓ−１０℃〜Ｍｓ−６０℃の間の温度に焼入れすることと、４１０℃〜４７０℃の間の温度ＰＴへ６０秒〜１３０秒間加熱することと、鋼板を溶融めっきすることと、室温へ冷却することと、を含む。微細構造は、最大０．４５％のＣ含有量を有する８５％〜９５％の分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなる４５％〜６８％のマルテンサイトと、１０％〜１５％の残留オーステナイトと、２％〜１０％の初析フェライトと、２０％〜３０％の下部ベイナイトと、を含む。
Description
本発明は、高い延性及び成形性とともに高い溶接性を有する高強度鋼板を製造する方法並びにこの方法により得られる鋼板に関する。
自動車の車体構造部材の部品や車体パネルなどのさまざまな機器を製作するために、ＤＰ（二相）鋼板又はＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼板の使用が知られている。
また、ベイナイト構造を有し、炭化物の析出がなく、残留オーステナイトを有し、約０．２％のＣ、約２％のＭｎ、約１．７％のＳｉを含有し、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知られている。これらの鋼板は、連続焼なましラインで、Ａｃ３変態点よりも高い焼なまし温度からＭｓ変態点を超える保持温度まで冷却し、鋼板を所定の時間、その温度で保持することにより製造される。
地球環境保全の観点から自動車の重量を減らして燃料効率を向上させるために、良好な延性及び良好な成形性とともに高い降伏強度及び引張強度を有する鋼板、さらに具体的には良好な伸びフランジ性を有する鋼板を用いることが望ましい。
この点から、少なくとも８００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、少なくとも１３％の全伸びＴＥ及び少なくとも３０％の穴拡げ率ＨＥＲを有する被覆鋼板を用いることが望ましい。
引張強度ＴＳ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２−１に従って測定される。測定方法の違いにより、特に使用する試験片の形状の違いにより、ＩＳＯ規格による全伸びＴＥの値は大きく異なり、特に、ＪＩＳ Ｚ ２２０１−０５規格に従って測定された全伸びの値より低いことがあることを強調する必要がある。
穴拡げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。測定方法の違いにより、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９による穴拡げ率ＨＥＲの値は大きく異なり、ＪＦＳ Ｔ １００１（日本鉄鋼連盟規格）に従う穴拡げ率λ値に相当しない。
しかしながら、このような強度と延性の組合せを達成するには、一般に多量のＣとＳｉを添加する必要がある。そのような元素は、鋼の溶接性、特にスポット溶接性を、スポット溶接部に割れの存在をもたらすことにより著しく低下させる。
したがって、本発明は、高い溶接性、特に高いスポット溶接性とともに上述の機械的特徴及び性質を有する被覆鋼板並びにその被覆鋼板を製造する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８００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度、少なくとも１３％のＩＳＯ規格６８９２−１による全伸び及び少なくとも３０％のＩＳＯ規格１６６３０：２００９による穴拡げ率ＨＥＲを有する被覆鋼板を製造する方法に関し、この方法は、以下の連続するステップ、
・重量％にて、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
０．６％≦Ｓｉ≦１．３％、
またＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であり、
０．４％≦Ａｌ≦１．０％、
またＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であり、
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０．１％≦Ｍｏ≦０．５％を含み、
残部がＦｅ及び不可避の不純物である、化学組成を有する鋼から作製した冷間圧延鋼板を提供することと、
・冷間圧延鋼板に８６０℃〜９００℃の間に含まれる焼なまし温度ＴＡで焼なましを行い、少なくとも９０％のオーステナイト及び少なくとも２％の初析フェライトからなる組織を有する焼なまし鋼板を得ることと、
・焼なまし温度ＴＡからＭｓ−１０℃〜Ｍｓ−６０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴまで３０℃／ｓを超える平均冷却速度Ｖｃで温度を下げて、焼なまし鋼板を焼入れし、焼入れした鋼板を得ることと、
・焼入れした鋼板を焼入れ温度ＱＴから４１０℃〜４７０℃の間に含まれる分配温度ＰＴまで加熱し、鋼板を分配温度ＰＴで６０秒〜１３０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔの間保持することと、
・浴で鋼板を溶融めっきすることと、
・鋼板を室温まで冷却して、面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイトとフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、を含む微細構造を有する被覆鋼板を得ることと、を含む。
・重量％にて、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
０．６％≦Ｓｉ≦１．３％、
またＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であり、
０．４％≦Ａｌ≦１．０％、
またＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であり、
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０．１％≦Ｍｏ≦０．５％を含み、
残部がＦｅ及び不可避の不純物である、化学組成を有する鋼から作製した冷間圧延鋼板を提供することと、
・冷間圧延鋼板に８６０℃〜９００℃の間に含まれる焼なまし温度ＴＡで焼なましを行い、少なくとも９０％のオーステナイト及び少なくとも２％の初析フェライトからなる組織を有する焼なまし鋼板を得ることと、
・焼なまし温度ＴＡからＭｓ−１０℃〜Ｍｓ−６０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴまで３０℃／ｓを超える平均冷却速度Ｖｃで温度を下げて、焼なまし鋼板を焼入れし、焼入れした鋼板を得ることと、
・焼入れした鋼板を焼入れ温度ＱＴから４１０℃〜４７０℃の間に含まれる分配温度ＰＴまで加熱し、鋼板を分配温度ＰＴで６０秒〜１３０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔの間保持することと、
・浴で鋼板を溶融めっきすることと、
・鋼板を室温まで冷却して、面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイトとフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、を含む微細構造を有する被覆鋼板を得ることと、を含む。
好ましくは、焼入れされた鋼板は、分配温度ＰＴへの加熱の直前に、面積分率にて、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・少なくとも１０％の残留オーステナイト、
・少なくとも３８％のマルテンサイト及び
・少なくとも１５％の下部ベイナイト、
・最大で５％の変態フェライト、からなる構造を有する。
・２％〜１０％の初析フェライト、
・少なくとも１０％の残留オーステナイト、
・少なくとも３８％のマルテンサイト及び
・少なくとも１５％の下部ベイナイト、
・最大で５％の変態フェライト、からなる構造を有する。
一実施形態によれば、冷間圧延鋼板を提供するステップは、以下の連続するステップ、
・上記鋼から作製された半製品を熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得ることと、
・４００℃〜７５０℃を含む温度Ｔｃで上記熱間圧延鋼板を巻き取ることと、
・５００℃〜７００℃の間に含まれる温度ＴＨＢＡで、２〜６日の間に含まれる時間の間、バッチ焼なましを行うことと、
・上記熱間圧延鋼板を冷間圧延して、上記冷間圧延鋼板を得ることと、を含む。
・上記鋼から作製された半製品を熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得ることと、
・４００℃〜７５０℃を含む温度Ｔｃで上記熱間圧延鋼板を巻き取ることと、
・５００℃〜７００℃の間に含まれる温度ＴＨＢＡで、２〜６日の間に含まれる時間の間、バッチ焼なましを行うことと、
・上記熱間圧延鋼板を冷間圧延して、上記冷間圧延鋼板を得ることと、を含む。
好ましくは、冷間圧延鋼板は、８０秒〜１８０秒の間に含まれる焼なまし時間ｔＡの間、焼なまし温度ＴＡにて保持される。
好ましい実施形態によれば、少なくとも９０％のオーステナイト及び５％を超える初析フェライトからなる組織を有する焼なましした鋼板に焼なましを行う際、５％を超える初析フェライトを含む被覆鋼板の微細構造を得るためには、焼なまし温度ＴＡは最大８８０℃である。
好ましくは、被覆鋼板は、面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、
・最大で５％の変態フェライト、からなる構造を有する。
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、
・最大で５％の変態フェライト、からなる構造を有する。
好ましくは、焼なまし温度ＴＡと焼入れ温度ＱＴとの間の平均冷却速度Ｖｃは少なくとも５０℃／ｓであり、被覆鋼板の微細構造は、面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイトとフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、からなり、
被覆鋼板は、少なくとも１４％の全伸びを有する。
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイトとフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、からなり、
被覆鋼板は、少なくとも１４％の全伸びを有する。
さらに好ましくは、焼なまし温度ＴＡと焼入れ温度ＱＴとの間の平均冷却速度Ｖｃは少なくとも６０℃／ｓであり、全伸びは少なくとも１４％であり、引張強度は少なくとも１２５０ＭＰａである。
一実施形態では、鋼組成物中のＳｉ及びＡｌ含有量は、０．６％≦Ｓｉ＜１．０％及び０．７％≦Ａｌ≦１．０％などである。
好ましくは、鋼組成物中のＣ含有量は、０．１７％≦Ｃ≦０．２１％などである。
好ましくは、鋼組成物中のＣ含有量は、１．９％≦Ｍｎ≦２．３％などである。
一実施形態では、鋼板はＺｎ又はＺｎ合金で被覆される。
本発明はまた、少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接部を製造する工程に関し、この工程は、
・本発明による方法で第１の被覆鋼板を製造することと、
・Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％などの組成を有する第２の鋼板を提供することと、
・上記第１の被覆鋼板を上記第２の鋼板に抵抗スポット溶接することと、を含む。
・本発明による方法で第１の被覆鋼板を製造することと、
・Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％などの組成を有する第２の鋼板を提供することと、
・上記第１の被覆鋼板を上記第２の鋼板に抵抗スポット溶接することと、を含む。
例えば、第２の鋼板は、本発明による方法により製造される。
さらに、本発明は、重量％にて、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
０．６％≦Ｓｉ≦１．３％、
またＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であり、
０．４％≦Ａｌ≦１．０％、
またＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であり、
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０．１％≦Ｍｏ≦０．５％を含み、
残部がＦｅ及び不可避の不純物である、化学組成を有する鋼で作製された被覆鋼板、
面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイトとフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、を含む微細構造を有する上記被覆鋼板に関する。
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
０．６％≦Ｓｉ≦１．３％、
またＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であり、
０．４％≦Ａｌ≦１．０％、
またＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であり、
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０．１％≦Ｍｏ≦０．５％を含み、
残部がＦｅ及び不可避の不純物である、化学組成を有する鋼で作製された被覆鋼板、
面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイトとフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、を含む微細構造を有する上記被覆鋼板に関する。
好ましくは、残留オーステナイトは、１．０％〜１．３％の間に含まれる平均Ｃ含有量を有する。
好ましい実施形態では、被覆鋼板の微細構造は、５％を超える初析フェライトを含む。
一実施形態では、鋼組成物中のＳｉ及びＡｌ含有量は、０．６％≦Ｓｉ＜１．０％及び０．７％≦Ａｌ≦１．０％などである。
一実施形態では、鋼組成物中のＣ含有量は、０．１７％≦Ｃ≦０．２１％などである。
一実施形態では、鋼組成物中のＭｎ含有量は、１．９％≦Ｍｎ≦２．３％などである。
一般に、被覆鋼板は、少なくとも８００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度、少なくとも１３％のＩＳＯ規格６８９２−１による全伸び及び少なくとも３０％のＩＳＯ規格１６６３０：２００９ＨＥＲによる穴拡げ率を有する。
一実施形態では、被覆鋼板はＺｎ又はＺｎ合金で被覆され、被覆は４８０℃未満の温度での被覆から生じる。
好ましくは、被覆鋼板は、面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、
・最大で５％の変態フェライト、からなる構造を有する。
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、
・最大で５％の変態フェライト、からなる構造を有する。
好ましくは、微細構造は面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、からなる。
・４５％〜６８％のマルテンサイトであって、このマルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、このマルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、上記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、からなる。
この実施形態では、全伸びは通常少なくとも１４％である。
一実施形態によれば、引張強度は少なくとも１２５０ＭＰａであり、全伸びは少なくとも１４％である。
本発明はまた、少なくとも第１の鋼板と第２の鋼板の少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部を含む溶接構造体に関し、第１の鋼板は本発明による被覆鋼板であり、第２の鋼板はＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％のような組成を有し、抵抗スポット溶接部１か所あたりの平均割れ数が６個未満である。
一実施形態では、第２の鋼板が本発明による被覆鋼板である。
好ましくは、溶接構造体は、第１の鋼板及び第２の鋼板（すなわち、２枚の鋼板のみ）の溶接構造体であり、少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部における、１００ミクロンを超える深さを有する割れの平均数は０．１個未満である。
溶接構造体が第１鋼板、第２鋼板及び第３鋼板の溶接構造体であり、第３鋼板がＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％のような組成を有する場合、少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部における、１００ミクロンを超える深さを有する割れの平均数は４個未満である。
本発明はまた、
・第１の鋼板と第２の鋼板を提供することと、
・第１の鋼板と第２の鋼板を部分的に重ねて置くことと、
・重ねて置かれた鋼板に垂直に配置された電極によって、３．５〜５ｋＮの間に含まれる力を適用することと、
・第１の鋼板と第２の鋼板を、上記第１の被覆鋼板を上記第２の鋼板へ抵抗スポット溶接する際にＩｍａｘ〜１．１＊Ｉｍａｘの間に含まれる強度（Ｉｍａｘは、液体金属の散りが観察され始める強度）で抵抗スポット溶接して、少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部を製造することと、を含む、本発明による溶接構造体を製造する工程に関する。
・第１の鋼板と第２の鋼板を提供することと、
・第１の鋼板と第２の鋼板を部分的に重ねて置くことと、
・重ねて置かれた鋼板に垂直に配置された電極によって、３．５〜５ｋＮの間に含まれる力を適用することと、
・第１の鋼板と第２の鋼板を、上記第１の被覆鋼板を上記第２の鋼板へ抵抗スポット溶接する際にＩｍａｘ〜１．１＊Ｉｍａｘの間に含まれる強度（Ｉｍａｘは、液体金属の散りが観察され始める強度）で抵抗スポット溶接して、少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部を製造することと、を含む、本発明による溶接構造体を製造する工程に関する。
本発明はまた、本発明に従って製造された被覆鋼板の使用又は自動車両の構造部品の製作のための、本発明による被覆鋼板の使用に関する。
本発明はまた、本発明に従って製作された抵抗スポット溶接部の使用又は自動車両の構造部品の製作のための、本発明による溶接構造体の使用に関する。
これより本発明を詳細に説明するが、本発明による鋼の顕微鏡写真を示す添付の図を参照することにより、制限を導入することはない。
本発明による鋼の組成は、重量％にて以下を含む。
・良好な強度を確保し、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の０．１５％〜０．２３％の炭素。好ましくは、炭素含有量は０．１７％以上及び／又は０．２１％以下である。炭素含有量が高すぎると、熱間圧延鋼板が硬すぎて冷間圧延できず、溶接性、特にスポット溶接性が不十分になる。炭素含有量が０．１５％未満の場合、引張強度は１１８０ＭＰａに達しない。
・１．４％〜２．６％のマンガン。最小値は、マルテンサイト中に少なくとも４５％のマルテンサイトと少なくとも８５％の分配マルテンサイトを含有する微細構造及び少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度を得るための十分な焼入れ性を有する値と定義される。最大値は、延性に有害な偏析の問題を有することを避ける値と定義される。好ましくは、マンガン含有量は１．９％以上及び／又は２．３％以下である。
・０．６％〜１．３％のシリコン及び０．４％〜１．０％のアルミニウム。本発明の鋼では、オーステナイト安定剤としてＳｉとＡｌの両方が添加される。特に、ＳｉとＡｌは、鋼板を部分的なマルテンサイト変態が得られる温度で冷却し、すぐに再加熱して炭素がマルテンサイトからオーステナイトに分配される温度ＰＴで維持すると、炭化物の形成を遅らせる。ＳｉとＡｌを十分な量で添加すると、炭化物の著しい析出なしに炭素の分配が起こる。さらに、Ｓｉは固溶体を強化し、穴拡げ率を改善する。
それにもかかわらず、Ｓｉ含有量は、被覆性に有害になる鋼板表面でのシリコン酸化物の形成を避けるために１．３％に制限しなければならない。
何よりも、本発明者らは、Ｓｉ／１０＞０．３０％−Ｃ（Ｓｉ及びＣは重量％にて表される）のとき、ＬＭＥ（液体金属脆化現象）により、シリコンが亜鉛めっき鋼板のスポット溶接に有害になることを見出した。ＬＭＥの発生により、熱が影響する領域及び溶接継手の溶接金属における粒界に割れが生じる。したがって、（Ｃ＋Ｓｉ／１０）は０．３０％以下に維持されなければならない。好ましくは、Ｓｉ含有量は最大１．０％である。
さらに、Ａｌは、十分なオーステナイト安定性を得るために、少なくとも０．４％の含有量で添加しなければならない。しかし、焼なまし工程で鋼板のオーステナイト化を得るために高温で加熱するときの、費用の高騰につながり得るＡｃ３変態温度の上昇を防ぐために、Ａｌ含有量は１．０％に制限される。
加えて、Ａｌは、Ｃ及び／又はＭｎ含有量が高いときに、ＬＭＥ感度を低下させることで、好ましい効果を有する。したがって、Ａｌ含有量は、Ａｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％などである。好ましくは、Ａｌ含有量は少なくとも０．７％である。
・熱間圧延中にオーステナイト粒を微細化し、最終熱処理中に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含有量により、良好な降伏強度及び伸びレベル、特に少なくとも８００ＭＰａの降伏強度を得ることが可能になる。
・分配時のオーステナイトの分解を大幅に減らすために、焼入れ性を高め、残留オーステナイトを安定させる０．１％〜０．５％のモリブデン。好ましくは、Ｍｏ含有量は少なくとも０．２０％である。
残部は、鉄と製鋼から生じる残留元素である。この点で、少なくともＮｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、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、残留元素の含有量は、重量％にて、Ｎｉが０．０５％未満、Ｃｒが０．０１％未満、Ｃｕが０．０３％未満、Ｖが０．００７％未満、Ｂが２ｐｐｍ未満、Ｓが０．００５％未満、Ｐが０．０２％未満、Ｎが０．０１０％未満である。Ｔｉ含有量が０．０５％に制限されているのは、このような値を超えると、寸法の大きな炭窒化物が主に液相で析出し、鋼板の成形性が低下して、全伸びの１３％という目標に到達するのがより困難になるためである。
本発明の被覆鋼板、特にＺｎ又はＺｎ合金で被覆された本発明の被覆鋼板では、スポット溶接性はＬＭＥ現象（液体金属脆化）の影響を受ける可能性がある。
この現象に対する特定の鋼の感度は、高温で行われる引張試験によって評価できる。特に、この高温引張試験は、Ｇｌｅｅｂｌｅ ＲＰＩ熱シミュレータを使用して実施することができ、このようなデバイス自体は当該技術分野で知られている。
「Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験」と呼ばれるこの試験を、次のように記述する。
・０．７ｍｍ〜３ｍｍの厚みを有する被覆鋼板の試料が、溶接区域の周囲に割れが起きる最小限界変位を決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℃／ｓ）加熱し、所定の温度で試料を保持し、加熱された試料を所定の伸び又は変位に供し、次いで、伸び又は変位が保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る。冷却後、ＬＭＥの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の割れが割れ試料に少なくとも１個形成された場合、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℃など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など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。
・割れ発生の限界変位が報告され、最小限界変位、すなわち、割れが発生する最小の変位が、検討された温度範囲に関して決定される。
通常、最小限界変位が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ＬＭＥによる割れが発生する確率が高く、最小限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による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％であるような場合は、最小限界変位が、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％である場合は、最小限界変位が、１．５ｍｍ未満、さらには１ｍｍ未満であることを発見した。
例として、Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験を、次の組成、
Ｓ１：Ｃ＝０．２２６％、Ｍｎ＝２．０１％、Ｓｉ＝０，７１６、Ａｌ＝０．８０２％、
Ｓ２：Ｃ＝０．２０４％、Ｍｎ＝２．０７％、Ｓｉ＝１．４４％、Ａｌ＝０．０３３％、を有する鋼で実施した。
Ｓ１：Ｃ＝０．２２６％、Ｍｎ＝２．０１％、Ｓｉ＝０，７１６、Ａｌ＝０．８０２％、
Ｓ２：Ｃ＝０．２０４％、Ｍｎ＝２．０７％、Ｓｉ＝１．４４％、Ａｌ＝０．０３３％、を有する鋼で実施した。
Ｓ１は、Ｃ＋Ｓｉ／１０＝０．２９７６％で、最小限界変位は２．２５ｍｍである。
Ｓ２は、Ｃ＋Ｓｉ／１０＝０．４４１２％であり、最小限界変位は０．９ｍｍである。
被覆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、例えば、車体など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製造において、重要な数の抵抗スポット溶接部中で、割れが発生している溶接部を有す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。鋼板の厚みは、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、
・加圧力：４．５ｋＮ、
・溶接時間：４０ｍｓの時間（冷却時間）を空けた１８０ｍｓの３回のパルス、
・保持時間：４００ｍｓ、である。
・電極先端の直径：８ｍｍ、
・加圧力：４．５ｋＮ、
・溶接時間：４０ｍｓの時間（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スポット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。
Ｓ１及びＳ２の例において、各抵抗スポット溶接部対する割れの数の割合は、次のとおりである。
・Ｓ１：Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験≧１．５ｍｍ、各抵抗スポット溶接部の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。
・Ｓ２：Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験＜１．５ｍｍ、各抵抗スポット溶接部の４０％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平均割れ数を考慮すると、結果は次のとおりである。
・Ｓ１：各抵抗スポット溶接部の平均割れ数は５個。
・Ｓ２：各抵抗スポット溶接部の平均割れ数は１０個。
２〜５ｍｍの厚みを有する熱間圧延板は、上述の本発明の鋼組成物から既知の方法で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℃の間に含まれることができ、好ましくは約１２５０℃であり、仕上げ圧延温度は、好ましくはＡｒ３〜９５０℃の間に含まれることができ、８５０℃より高いことが好ましく、巻き取りは、好ましくは４００℃〜７５０℃の間に含まれる温度で実施される。Ｓｉ＞１．０％の場合、巻き取り温度は５５０℃以下であることが好ましい。
巻き取り後、鋼板はフェリト−ベイナイト−マルテンサイト構造又はフェリト−パーライト−ベイナイト構造を有する。
巻き取り後、熱間圧延鋼板の硬度を低下させ、それにより熱間圧延鋼板の冷間圧延性を改善するために、鋼板はバッチ焼なましされることが好ましい。
例えば、熱間圧延鋼板は、５００℃〜７００℃の温度、例えば、５５０℃〜６５０℃で、２〜６日間の時間、好ましくは３〜５日間、バッチ焼なましされる。この時間には、バッチ焼なまし温度までの加熱及びバッチ焼なまし温度から周囲温度までの冷却が含まれる。
バッチ焼なましを実施する場合、それを実施した後、冷間圧延鋼板はフェライト−ベイニト−焼戻しマルテンサイト構造を有する。
熱間圧延され、任意選択的にバッチ焼なましされた鋼板は、任意選択的に酸洗され、次いで冷間圧延されて、０．７ｍｍ〜３ｍｍの厚み、例えば、０．８〜２ｍｍの範囲の厚みを有する冷間圧延鋼板が得られる。
次に、冷間圧延鋼板は、好ましくは連続焼なましと溶融めっきを組み合わせたラインで熱処理される。
熱処理と被覆には次のステップが含まれる。
・８６０℃〜９００℃の間に含まれる焼なまし温度ＴＡで冷間圧延鋼板を焼なましすること。焼なまし温度ＴＡは、焼なましステップの終わりに、鋼がオーステナイト及び初析フェライトからなる構造を有し、オーステナイトの率は少なくとも９０％であり、初析フェライトの率は少なくとも２％であるような温度である。したがって、焼なましはＡｃ３よりも低い温度で実施され、Ａｃ３は加熱ステップ中のオーステナイトへの変態の終了温度である。焼なまし温度ＴＡが８６０℃未満の場合、最終構造体（すなわち、熱処理及び被覆後）において、十分な率のマルテンサイトと残留オーステナイトが得られないため、目標の引張強度及び全伸びは達成されない。焼なまし温度ＴＡが９００℃を超える場合、最終構造体は十分な率の初析フェライトを含まないため、少なくとも１３％の全伸びは得られない。好ましくは、焼なましステップの終わりに、少なくとも９０％のオーステナイトと５％を超える初析フェライトからなる構造を得られるように、焼なまし温度は最大８８０℃である。
鋼板は、好ましくは８０秒〜１８０秒の間に含まれる焼なまし時間ｔＡの間、焼なまし温度で保持され、すなわちＴＡ−５℃〜ＴＡ＋５℃の間に保持される。好ましくは、焼なまし時間ｔＡは、８５秒〜１３６秒の間に含まれる。
・焼なましステップの直後に、鋼板を焼なまし温度ＴＡから、焼なまし後に得られるオーステナイトのＭｓ変態点よりも低い焼入れ温度ＱＴまで、上部ベイナイト及び粒状ベイナイトの形成を回避し、フェライトの形成を回避又は制限できるほど速い冷却速度で冷却して、焼なまし鋼板を焼入れすること。
焼なまし温度ＴＡから焼入れ温度ＱＴまでの平均冷却速度は、厳密に３０℃／ｓを超え、好ましくは５０℃／ｓを超え、さらに好ましくは６０℃／ｓを超える。
実際、３０℃／ｓ以下の冷却速度では、目標の降伏強度及び引張強度は達成されない。冷却速度が３０℃／ｓを超えると、冷却時のフェライトの形成を５％未満の率に制限することが可能となる。
少なくとも５０℃／ｓの冷却速度により、冷却時のフェライト形成の抑制が可能となる。したがって、少なくとも５０℃／ｓの冷却速度により、焼入れ時の鋼板の構造及びその結果の被覆鋼板の最終構造体が、確実にオーステナイトからフェライトへの変態の結果生じるフェライトを含まなくなる。少なくとも５０℃／ｓの冷却速度により、目標の降伏強度、引張強度及び穴拡げ率と組み合わせて、少なくとも１４％の全伸びを達成できる。
少なくとも６０℃／ｓの冷却速度により、少なくとも１４％の全伸び及び少なくとも１２５０ＭＰａの引張強度を達成できる。
焼入れ温度はＭｓ−６０℃〜Ｍｓ−１０℃の間に含まれる。鋼の各組成及びそれらの構造ごとに、当業者は、焼なまし後に残留するオーステナイトのＭｓ変態点をどのように決定するかを理解している。焼入れ温度ＱＴがＭｓ−６０℃未満の場合、焼入れ時に生成するマルテンサイトの率が高すぎて、最終構造体で１０％を超える十分な量の残留オーステナイトを安定化できないため、全伸びが１３％に到達しない。さらに、焼入れ温度ＱＴがＭｓ−１０℃を超える場合、最終構造体の分配マルテンサイトの率が低すぎて、所望の引張強度を得ることができない。
焼入れ温度ＱＴでの鋼の構造は、好ましくは、
・２％〜１０％の間、好ましくは５％を超える初析フェライト、
・少なくとも１０％の残留オーステナイト、
・少なくとも３８％のマルテンサイト及び
・少なくとも１５％の下部ベイナイト、を含む。
・２％〜１０％の間、好ましくは５％を超える初析フェライト、
・少なくとも１０％の残留オーステナイト、
・少なくとも３８％のマルテンサイト及び
・少なくとも１５％の下部ベイナイト、を含む。
初析フェライトは、Ａｃ３未満の温度での焼なましにより生じる。初析フェライトは、以下「変態フェライト」と称する、オーステナイトからフェライトへの変態の結果として生じ、焼なまし後に生成され得るフェライトとは異なる。そのような変態フェライトは、例えば、焼なまし温度ＴＡから焼入れ温度ＱＴまでの冷却中に、冷却速度がそのような変態フェライトの形成を防ぐのに不十分である場合（すなわち、３０℃／ｓ以下）、発生する可能性がある。特に、変態フェライトとは反対に初析フェライトは多角形である。その上、変態フェライトは炭素及びマンガンが豊富である、すなわち、初析フェライトの炭素及びマンガン含有量よりも高い炭素及びマンガン含有量を有する。初析フェライトと変態フェライトは、メタ重亜硫酸塩でエッチングした後、二次電子を使用するＦＥＧ−ＴＥＭ顕微鏡で顕微鏡写真を観察することにより区別できる。そのような顕微鏡写真では、初析フェライトはミディアムグレーに見え、一方で変態フェライトは、炭素とマンガンの含有量が高いためダークグレーに見える。
焼入れ温度ＱＴでの構造体は、最大５％の率で、通常、最大２％の率であるが、変態フェライトを含み得る。
したがって、焼入れ温度での鋼の構造は、通常、
・２％〜１０％の間、好ましくは５％を超える初析フェライト、
・少なくとも１０％の残留オーステナイト、
・少なくとも３８％のマルテンサイト、
・少なくとも１５％の下部ベイナイト及び
・最大で５％の変態フェライト、からなる。
・２％〜１０％の間、好ましくは５％を超える初析フェライト、
・少なくとも１０％の残留オーステナイト、
・少なくとも３８％のマルテンサイト、
・少なくとも１５％の下部ベイナイト及び
・最大で５％の変態フェライト、からなる。
さらに、焼入れ温度ＱＴへの冷却速度が少なくとも５０℃／ｓのとき、焼入れ温度ＱＴでの構造体は変態フェライトを含まない。したがって、焼入れ温度ＱＴでの構造体は、面積分率にて、
・２％〜１０％の間、好ましくは５％を超える初析フェライト、
・少なくとも１０％の残留オーステナイト、
・少なくとも３８％のマルテンサイト及び
・少なくとも１５％の下部ベイナイト、からなる。
・２％〜１０％の間、好ましくは５％を超える初析フェライト、
・少なくとも１０％の残留オーステナイト、
・少なくとも３８％のマルテンサイト及び
・少なくとも１５％の下部ベイナイト、からなる。
・焼入れされた鋼板は、任意選択的に焼入れ温度ＱＴで、２秒〜８秒の間に含まれる保持時間の間、好ましくは３秒〜７秒の間、保持される。
・次いで鋼板を、焼入れ温度から４１０℃〜４７０℃の間に含まれる分配温度ＰＴまで上昇させ、再加熱され、分配温度ＰＴで６０秒〜１３０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔの間保持される。この分配ステップ中に炭素は分配される、すなわち、マルテンサイトからオーステナイトに拡散し、オーステナイトは炭素が豊富になる。
分配温度ＰＴが４７０℃より高い又は４１０℃より低い場合、最終製品の伸びは満足のいくものにならない。
分配時間が６０秒未満の場合、炭素のマルテンサイトからオーステナイトへの分配が不十分になるため、マルテンサイトの炭素含有量が高くなりすぎて、残留オーステナイトの炭素含有量が低くなりすぎるだろう。結果として、最終製品の伸びは満足のいくものにはならない。
・鋼板を分配温度ＰＴに保持するステップの直後に、鋼板を溶融めっきする。溶融めっきは、例えば、亜鉛めっきであり得るが、被覆中に鋼板にもたらされる温度が４８０℃未満のままであれば、すべての金属の溶融めっきが可能である。鋼板が亜鉛めっきされる場合、亜鉛めっきは通常の条件で、例えば、４３０〜４８０℃の温度範囲のＺｎ浴を通じて実施される。本発明による鋼は、Ｚｎ又はＺｎ合金、例えば、亜鉛−マグネシウム又は亜鉛−マグネシウム−アルミニウムで亜鉛めっきすることができる。
・溶融めっきステップの直後に、被覆鋼板を室温まで、好ましくは１℃／ｓより高い、例えば、２℃／ｓ〜２０℃／ｓの間の冷却スピードで冷却する。
この熱処理及び被覆により、面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、を含む最終構造体（すなわち、分配後の溶融めっき及び室温までの冷却を行ったもの）を得られる。
・４５％〜６８％のマルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、を含む最終構造体（すなわち、分配後の溶融めっき及び室温までの冷却を行ったもの）を得られる。
マルテンサイトは、分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなる。マルテンサイトの８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、残り、すなわち５％〜１５％がフレッシュマルテンサイトである。
焼なまし、焼入れ及び焼戻しを含む熱処理によって得られる焼戻しマルテンサイトとは異なり、本発明の鋼の分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する。この含有量は、分配ステップ中の、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配の結果生じる。
対照的に、フレッシュマルテンサイトは、分配ステップ後の炭素が豊富なオーステナイトがマルテンサイトへ変態した結果生じるものであるが、少なくとも０．９％で、通常１．２％未満のＣ含有量を有する。
マルテンサイトに対するフレッシュマルテンサイトの率は５％〜１５％の間に含まれるため、構造体全体に対するフレッシュマルテンサイトの率は最大１０％である。実際、１０％を超えるフレッシュマルテンサイトの率は、規格ＩＳＯ １６６３０：２００９による、３０％未満の穴拡げ率ＨＥＲをもたらし得る。
少なくとも２％の初析フェライトの率を伴う、少なくとも１０％の残留オーステナイトの率は、ＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２−１に従って測定される全伸びで、少なくとも１３％の全伸びを得ることを可能にする。
さらに、この分配処理により、少なくとも１．０％、最大１．３％など、残留オーステナイト中のＣ含有量を増加させることが可能となる。この増加したＣ含有量は、残留オーステナイトを安定させ、少なくとも１３％の全伸びを得るのに寄与する。
構造体中のフェライトは、初析フェライト、すなわち、Ａｃ３未満の温度での焼なましにより生じるフェライトである。
初析フェライトの率は、５％（５％は除く）〜１０％の間に含まれることが好ましい。
本発明による被覆鋼板は、最大５％の率で、通常、最大２％の率であるが、変態フェライトを含み得る。したがって、本発明による被覆鋼板の構造体は、
・４５％〜６８％のマルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、
・最大５％、好ましくは最大２％の変態フェライト、からなる。
・４５％〜６８％のマルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、
・最大５％、好ましくは最大２％の変態フェライト、からなる。
好ましくは、構造体は変態フェライトを含まない。
したがって、被覆鋼板の構造体は、好ましくは、面積分率にて、
・４５％〜６８％のマルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、からなる。
・４５％〜６８％のマルテンサイト、
・１０％〜１５％の残留オーステナイト、
・２％〜１０％の初析フェライト、
・２０％〜３０％の下部ベイナイト、からなる。
微細構造の特徴は、例えば、微細構造を５０００倍を超える倍率で、電界放射型電子銃（「ＦＥＧ−ＳＥＭ」）を備えた走査型電子顕微鏡を用いて、電子後方散乱回折（「ＥＢＳＤ」）及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）デバイスと組み合わせて、観察することで決定される。
この熱処理により、少なくとも８００ＭＰａの降伏強度ＹＳ、少なくとも１１８０ＭＰａ、さらには少なくとも１２５０ＭＰａの引張強度ＴＳ、ＩＳＯ規格６８９２−１に従う、少なくとも１３％の、さらには１４％を超える全伸びＴＥ、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従う、少なくとも３０％の、さらには少なくとも３５％の穴拡げ率ＨＥＲを有する鋼板を得られる。
降伏強度ＹＳは、特に分配時間Ｐｔが少なくとも１１０秒の場合、１０００ＭＰａを超える可能性がある。
［実施例１］
例及び比較例として、表１による鋼の組成の鋼板を製作した。元素は重量で記した。Ａｃ１やＡｃ３などの変態温度を表１に報告する。Ａｃ１及びＡｃ３は膨張測定術で測定した。
例及び比較例として、表１による鋼の組成の鋼板を製作した。元素は重量で記した。Ａｃ１やＡｃ３などの変態温度を表１に報告する。Ａｃ１及びＡｃ３は膨張測定術で測定した。
この表において、「残部」は、その元素が残留物としてのみ存在し、その元素を自発的に添加しなかったことを意味する。
鋼板を熱間圧延し、次いで５５０℃で巻き取った。
本発明者らはまず、バッチ焼なましの、熱間圧延鋼板の特性に対する効果を評価した。
そのために、本発明者らは、鋼Ｉ１で作製した熱間圧延鋼板に５５０℃の温度で、２日間のバッチ焼なましを施し、バッチ焼なまし鋼板の機械的特性を、バッチ焼なましされていない同一の熱間圧延鋼板の機械的特性と比較した。
機械的特性、すなわち降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥを以下の表２に報告する。
これらの結果は、バッチ焼なましにより熱間圧延鋼板の軟化がもたらされ、それゆえ冷間圧延性が向上することを示す。
さらに、鋼Ｉ１及び鋼Ｒ１で作製した熱間圧延鋼板を５５０℃で２日間バッチ焼なましを施し、酸洗い及び冷間圧延した。冷間圧延された鋼板に焼なまし、焼入れ、分配を施した。分配後、鋼板を４６０℃で亜鉛めっきすることで溶融めっきし、その後室温まで冷却した。
処理条件を表３に報告する。
この表において、Ｍｓは焼なましの結果生じるオーステナイトのマルテンサイト変態開始温度、ＴＡは焼なまし温度、ｔＡは焼なまし時間、Ｖｃは焼なまし温度ＴＡと焼入れ温度の間の平均冷却速度、ＱＴは焼入れ温度、ＰＴは分配温度、Ｐｔは分配時間を示す。
得られた鋼板の微細構造を表４に報告する。Ｆは、初析フェライトの面積分率、Ｍはマルテンサイトの面積分率、ＰＭはマルテンサイト中の分配マルテンサイトの割合、ＲＡは残留オーステナイトの面積分率、Ｂは下部ベイナイトの面積分率を示す。各鋼板について、表４は、各微細構造成分の率又は割合が目標範囲内に含まれるかどうかを報告する。
さらに、各鋼板の規格ＩＳＯ １６６３０：２００９に従って測定した穴拡げ率ＨＥＲ、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥを決定した。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ＩＳＯ ６８９２−１に従って測定した。それらの特性を表５に報告する。
この表において、ｎ．ｄ．はその特性が決定されなかったことを意味する。
これらの例は、本発明による方法を用いて、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度及びＩＳＯ６８９２−１による、少なくとも１３％の全伸びを有する被覆鋼板を得られることを示している。これらの鋼板はまた、少なくとも８００ＭＰａの降伏強度及び、ＩＳＯ １６６３０：２００９による、少なくとも３０％の穴拡げ率ＨＥＲを有する。これらの鋼板はまた、少なくとも９％、通常１０％を超える一様伸びを有する。
例３と例４の比較は、焼入れ温度がＭｓ−６０℃〜Ｍｓ−１０℃の間に含まれる場合にのみ、目標とする特性が達成されることを示す。一方、焼入れ温度ＱＴがＭｓ−６０℃未満の場合（例３）、焼入れ時に生成されるマルテンサイトの率が高すぎるため、十分なオーステナイトの率を得られなかった。結果として、少なくとも１３％の全伸びは得られなかった。
例４と例５の比較は、分配温度ＰＴが４１０℃〜４７０℃の間に含まれる場合にのみ、目標とする特性が達成されることを示す。一方で、分配温度ＰＴが４１０℃未満の場合（例５）、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配が不十分になるため、オーステナイトの安定性が不十分になり、少なくとも１３％の全伸びを確保できなかった。
例６と例７の比較は、焼なまし温度を９００℃から８８０℃に低下させることにより、引張強度と全伸びのバランスの改善が可能になることを示す。
例６、例８及び例９は、この方法が、例えば、ラインスピードの変動に起因し得る、焼なまし時間ｔＡ及び分配時間Ｐｔの変動に対して頑健性が高いことを実証している。したがって、本発明の方法により、ラインスピードの望ましくない変動に関係なく、目標の機械的特性が達成される。ただし、分配時間Ｐｔを長くすると、フレッシュマルテンサイト率が減少するため、降伏強度ＹＳの増大につながること（例１０）には留意すべきである。
例１０〜例１２を用いて、本発明者らは、焼入れ中の冷却速度Ｖｃの機械的特性に対する影響を調査した。
これらの例は、冷却速度が３０℃／ｓを超えると、目的の特性が達成されることを示す。一方、冷却速度が３０℃／ｓ以下の場合（例１３）、冷却時に５％を超えるフェライトが生成され、ＱＴでのマルテンサイト率が不十分になる。結果として、最終構造体は、十分な分配マルテンサイトの割合を含まず、変態フェライトを含む。したがって、少なくとも８００ＭＰａの降伏強度及び少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度は達成されない。
さらに、例１０及び例１１は、冷却速度が少なくとも５０℃／ｓの場合、１４％を超える全伸びが達成され、冷却速度Ｖｃが少なくとも６０℃／ｓの場合、少なくとも１２５０ＭＰａの引張強度及び少なくとも１４％の全伸びが達成されることを実証している。
例１３は、焼なまし温度、焼入れ温度及び分配温度が低すぎる場合、目標の特性が達成されないことを示している。特に、焼なまし温度が低すぎるため、初析フェライト率が１０％を超えてしまう。その上、焼入れ温度及び分配温度が低いために、焼入れ時に生成されるマルテンサイトの率が高すぎて、分配中に、このマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配が不十分になる。その結果、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度及び少なくとも１３％の全伸びは達成されていない。
例１４及び例１５は、特に不十分なＡｌ含有量を有する鋼Ｒ１で作製される。
その上、例１４及び例１５は、低すぎる焼なまし温度及び焼入れ温度で製造された。
したがって、例１４及び例１５は、１３％未満の全伸び及び３０％未満の穴拡げ率を有する。
例１１の微細構造を示す顕微鏡写真を添付の図に示す。この図では、Ｆは初析フェライト、Ｂは下部ベイナイト、ＰＭは分配マルテンサイト、ＦＭはフレッシュマルテンサイト、ＲＡは残留オーステナイトを示す。
［実施例２］
表６による鋼の組成の鋼板を製作した。元素は重量で記した。Ａｃ１やＡｃ３などの変態温度を表１に報告する。Ａｃ１及びＡｃ３は膨張測定術で測定した。表６では、鋼Ｉ１は表１と同じ鋼である。
表６による鋼の組成の鋼板を製作した。元素は重量で記した。Ａｃ１やＡｃ３などの変態温度を表１に報告する。Ａｃ１及びＡｃ３は膨張測定術で測定した。表６では、鋼Ｉ１は表１と同じ鋼である。
この表において、「残部」は、その元素が残留物としてのみ存在し、その元素を自発的に添加しなかったことを意味する。
鋼板を熱間圧延し、次いで５５０℃で巻き取った。鋼Ｉ１及び鋼Ｒ２で作製される熱間圧延鋼板に５５０℃で２日間バッチ焼なましを施し、酸洗い及び冷間圧延して、１．６ｍｍの厚みにした。
冷間圧延された鋼板に焼なまし、焼入れ、分配を施した。分配後、鋼板を４６０℃で亜鉛めっきすることで溶融めっきし、その後室温まで冷却した。
処理条件を表７に報告する。
この表において、Ｍｓは焼なましの結果生じるオーステナイトのマルテンサイト変態開始温度、ＴＡは焼なまし温度、ｔＡは焼なまし時間、Ｖｃは焼なまし温度ＴＡと焼入れ温度の間の平均冷却速度、ＱＴは焼入れ温度、ＰＴは分配温度、Ｐｔは分配時間を示す。例１６は、上記の例６に対応する。
得られた鋼板の微細構造を表８に報告する。Ｆは、初析フェライトの面積分率、Ｍはマルテンサイトの面積分率、ＰＭはマルテンサイト中の分配マルテンサイトの割合、ＲＡは残留オーステナイトの面積分率、Ｂは下部ベイナイトの面積分率を示す。
さらに、各鋼板の規格ＩＳＯ １６６３０：２００９に従って測定した穴拡げ率ＨＥＲ、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥを決定した。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ＩＳＯ ６８９２−１に従って測定した。それらの特性を表９に報告する。
この表において、ｎ．ｄ．はその特性が決定されなかったことを意味する。
鋼Ｉ１又は鋼Ｒ２（例１６及び例１７）から作製された鋼板は、表１０に従って異なる条件で６０Ｈｚの交流及び４．５ｋＮの電極加圧力において抵抗スポット溶接されている。電極は鋼板に垂直に配置されている。
・異なる強度の値を加えることにより、抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜破損が観察される最小強度であるＩｍｉｎ、及び抵抗スポット溶接で液体金属の散りが観察され始める強度であるＩｍａｘによって定義される好適な溶接範囲を決定することができる。産業条件での強度の選択は、この最後の値を中心に行われることが多い。これは、大きな溶接ナゲット直径に対応し、高い溶接引張特性を得ることができるためである。今回の場合、溶接はＩｍａｘ及び散り領域のわずかに上、つまりＩｍａｘ＋１０％で行われる。Ｉｍａｘ〜Ｉｍａｘ＋１０％の間に含まれる強度の溶接は、ＬＭＥ感度を増大させるが、この条件は、場合によっては産業上の慣習において遭遇することがある。
・溶接パラメータは次のとおり、
・電極先端の直径：６ｍｍ、
・加圧力：４．５ｋＮ、
・溶接時間：３８０ｍｓ、
・冷却時間：０ｍｓ、
・保持時間：３００ｍｓ、である。
・電極先端の直径：６ｍｍ、
・加圧力：４．５ｋＮ、
・溶接時間：３８０ｍｓ、
・冷却時間：０ｍｓ、
・保持時間：３００ｍｓ、である。
・２枚又は３枚の鋼板を溶接し、積み重ね構成を作製することにより、ＬＭＥによる割れに対する感度は積み重ねの厚みが増すほど高くなる。特に、２層の積み重ねを製造するために、鋼板１６と鋼板１７を、次の組成、０．１Ｃ−２．２Ｍｎ−０．３Ｓｉ−０．３Ｍｏ−０．２Ｃｒ−０．０１Ｎｂ−０．０３Ｔｉ−０．００１Ｂを有し、１．６ｍｍを有する亜鉛めっきＤＰ９８０鋼に溶接した。３層の積み重ねを製造するために、鋼板１６と鋼板１７を、それぞれ１．５ｍｍの厚みを有する超深絞り鋼（引張強度２７０ＭＰａ）で作られた２枚の亜鉛めっき鋼板に溶接した。これらの他の鋼は、それらの鋼のスポット溶接が適切な溶接を得るために、１１８０ＭＰａを超える引張強度を有する本発明の鋼よりも高い電流レベルを必要とするため、選択される。この高い電流レベルは、高い入熱を引き起こし、剛性の高い鋼の溶接中に結果として、ＬＭＥ割れを誘発する。それゆえ、溶接条件の厳しさが増大する。表１０にて、積み重ねの合計の厚みを報告する。これらの積み重ねでは、１１８０ＭＰａを超える引張強度を有する鋼板（例１６又は例１７の鋼板）の１つの表面が溶接電極と接触するように溶接が実施される。最終的な割れは、溶接電極によって作られた圧痕ゾーンで発生する傾向がある。
ＬＭＥによる割れの観察と定量化を、２０か所のスポット溶接部を片側断面とし微細研磨した後、そのうち１０か所をＩ＝Ｉｍａｘで溶接し、残り１０か所をＩ＝Ｉｍａｘ＋１０％で溶接して、溶接部を光学顕微鏡で１０〜１０００の間の倍率、例えば、２００で観察する、という条件にて行った。各スポット溶接部について１００ミクロンを超える深さの割れの数を測定し、連続する１０か所のスポット溶接部について、スポット溶接部あたり１００μｍより深いＬＭＥ割れの平均数を算出した。さらに、同じ条件下で作られた連続する１０か所のスポット溶接部について、１００μｍを超える最大割れの寸法を決定した。
２層の積み重ねでは、Ｉ＝Ｉｍａｘ又はＩｍａｘ＋１０％の溶接の場合、深さが１００ミクロンを超える割れの平均数が０．１個未満であると、ＬＭＥ割れに対する高い耐性が得られる。
３層の積み重ねでは、Ｉ＝Ｉｍａｘの溶接の場合に、深さが１００ミクロンを超える割れの平均数が２個未満であると、又はＩｍａｘ＋１０％の溶接の場合に、深さが１００ミクロンを超える割れの平均数が４個未満であると、ＬＭＥ割れに対する高い耐性が得られる。
表１１は、強度Ｉｍａｘ、Ｉｍａｘ又はＩｍａｘ＋１０％の溶接条件で決定された平均ＬＭＥ割れ数及び１００μｍを超える寸法の割れの最大寸法を示す。
この表において、１６ａは条件ａで溶接された鋼板１６を示す。例１７ａ（条件ａで溶接された鋼板１７）にも、例１６ｂ及び例１７ｂと同様に同じことが当てはまる。
スポット溶接性に関して、上記の実施例２で示されるように、本発明による鋼板は低いＬＭＥ感度を有する。これは、そのような鋼があれば、抵抗スポット溶接部の割れ数の確率が、平均値が抵抗スポット溶接部あたり割れ６個未満であり、割れが１０個未満である確率が９８％である、車体などの、抵抗スポット溶接部を含む構造を製造することが可能であることを意味する。
さらに、上記の例で示されているように、１００ミクロンを超える寸法の割れ数は、最新技術の鋼板と比較して大幅に減少している。
特に、少なくとも２枚の鋼板の、抵抗スポット溶接部を含む溶接構造体は、本発明の方法により第１の鋼板を製造すること、例えば、Ｚｎ又はＺｎ合金による被覆、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％のような組成を有する第２の鋼板を提供し、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り製造することができる。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てもよく、Ｚｎ又はＺｎ合金で被覆されてもよい。
したがって、低いＬＭＥ感度を有する溶接構造体が得られる。例えば、少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部を含むそのような溶接構造体の場合、抵抗スポット溶接部あたりの平均割れ数は６個未満である。
例えば、溶接構造体は第１の鋼板と第２の鋼板を提供することと、第１の鋼板と第２の鋼板を部分的に重ねて置くことと、重ねて置かれた鋼板に垂直に配置された電極によって、３．５〜５ｋＮの間に含まれる力を適用することと、Ｉｍａｘ〜１．１＊Ｉｍａｘの間に含まれる強度（Ｉｍａｘは、上記第１の被覆鋼板を第２の被覆鋼板に抵抗スポット溶接する際に液体金属の散りが観察され始める強度）で、第１の鋼板と第２の鋼板を抵抗スポット溶接して少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部を作製すること、により製造できる。
特に、溶接構造体が２枚の鋼板（第１及び第２の鋼板）のみの溶接構造体である場合、たとえ厳しい条件下で、特にＩｍａｘ〜Ｉｍａｘ＋１０％の間に含まれる強度で、鋼板を溶接しても、抵抗スポット溶接部の、深さが１００ミクロンを超える割れの平均個数は０．１未満である。通常、１０か所の抵抗スポット溶接部では、１００ミクロンを超える深さの割れは含まれない。
溶接構造体が３枚の鋼板で、第３の鋼板がＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％のような組成を有する場合、たとえ厳しい条件下で、特にＩｍａｘ〜Ｉｍａｘ＋１０％の間に含まれる強度で鋼板を溶接しても、深さが１００ミクロンを超える抵抗スポット溶接部の割れの平均個数は４未満である。特に、強度がＩｍａｘに等しい場合、深さが１００ミクロンを超える割れの平均個数は２未満である。
任意で抵抗スポット溶接される本発明の鋼板は、製造工程における高い成形性と、衝突時の高いエネルギー吸収を提供するため、自動車両の構造部品の製作に有益に使用される。また、本発明による抵抗スポット溶接部は、溶接ゾーンに位置する割れの最終的な発生と拡大が大幅に低減されるため、自動車両の構造部品の製作に有益に使用される。割れ
Claims (29)
- 少なくとも８００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度、少なくとも１３％のＩＳＯ規格６８９２−１による全伸び及び少なくとも３０％のＩＳＯ規格１６６３０：２００９による穴拡げ率ＨＥＲを有する被覆鋼板を製造する方法であって、
以下の連続ステップ、
重量％にて、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
０．６％≦Ｓｉ≦１．３％、
またＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であり、
０．４％≦Ａｌ≦１．０％、
またＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であり、
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０．１％≦Ｍｏ≦０．５％を含み、
残部がＦｅ及び不可避の不純物である、化学組成を有する鋼から作製した冷間圧延鋼板を提供することと、
前記冷間圧延鋼板に８６０℃〜９００℃の間に含まれる焼なまし温度ＴＡで焼なましを行い、前記焼なまし温度はＡｃ３未満であり、少なくとも９０％のオーステナイト及び少なくとも２％の初析フェライトからなる組織を有する焼なまし鋼板を得ることと、
前記焼なまし温度ＴＡからＭｓ−１０℃〜Ｍｓ−６０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴまで３０℃／ｓを超える平均冷却速度Ｖｃで温度を下げて、前記焼なまし鋼板を焼入れし、焼入れした鋼板を得ることと、
前記焼入れした鋼板を前記焼入れ温度ＱＴから４１０℃〜４７０℃の間に含まれる分配温度ＰＴまで加熱し、前記鋼板を前記分配温度ＰＴで６０秒〜１３０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔの間保持することと、
浴で前記鋼板を溶融めっきすることと、
前記鋼板を室温まで冷却して、面積分率にて、
４５％〜６８％のマルテンサイトであって、前記マルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、前記マルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、前記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
１０％〜１５％の残留オーステナイト、
２％〜１０％の初析フェライト、
２０％〜３０％の下部ベイナイト、を含む微細構造を有する被覆鋼板を得ることと、を含む方法。 - 焼入れした鋼板が、分配温度ＰＴへの加熱の直前に、面積分率にて、
２％〜１０％の初析フェライト、
少なくとも１０％の残留オーステナイト、
少なくとも３８％のマルテンサイト及び
少なくとも１５％の下部ベイナイト、
最大で５％の変態フェライト、からなる構造を有する、請求項１に記載の方法。 - 冷間圧延鋼板を提供するステップが、
前記鋼から作製された半製品を熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得ることと、
４００℃〜７５０℃を含む温度Ｔｃで前記熱間圧延鋼板を巻き取ることと、
５００℃〜７００℃の間に含まれる温度ＴＨＢＡで、２〜６日に含まれる時間の間、バッチ焼なましを行うことと、
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と、を含む、請求項１又は２のいずれか一項に記載の方法。 - 冷間圧延鋼板が、焼なまし温度ＴＡにて、８０秒〜１８０秒の間に含まれる焼なまし時間ｔＡの間保持される、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
- 少なくとも９０％のオーステナイト及び５％を超える初析フェライトからなる組織を有する焼なまし鋼板を得られるように、焼なましを行う際、焼なまし温度ＴＡが最大８８０℃であり、被覆鋼板の微細構造が５％を超える初析フェライトを含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
- 焼なまし温度ＴＡと焼入れ温度ＱＴとの間の平均冷却速度Ｖｃが、少なくとも５０℃／ｓであり、被覆鋼板の微細構造が、面積分率にて、
４５％〜６８％のマルテンサイトであって、前記マルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、前記マルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、前記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
１０％〜１５％の残留オーステナイト、
２％〜１０％の初析フェライト、
２０％〜３０％の下部ベイナイト、からなり、
前記被覆鋼板が、少なくとも１４％の全伸びを有する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。 - 焼なまし温度ＴＡと焼入れ温度ＱＴとの間の平均冷却速度Ｖｃが、少なくとも６０℃／ｓであり、全伸びが少なくとも１４％であり、引張強度が少なくとも１２５０ＭＰａである、請求項６に記載の方法。
- ０．６％≦Ｓｉ＜１．０％及び０．７％≦Ａｌ≦１．０％である、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
- ０．１７％≦Ｃ≦０．２１％である、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
- １．９％≦Ｍｎ≦２．３％である、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
- 鋼板がＺｎ又はＺｎ合金で被覆されている、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
- 少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接部を製造する工程であって、
請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法で第１の被覆鋼板を製造することと、
Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％のような組成を有する第２の鋼板を提供することと、
前記第１の被覆鋼板を前記第２の鋼板に抵抗スポット溶接することと、を含む工程。 - 重量％にて、以下の化学組成を有する鋼から作製した被覆鋼板であって、前記化学組成が、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
０．６％≦Ｓｉ≦１．３％、
またＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であり、
０．４％≦Ａｌ≦１．０％、
またＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であり、
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０．１％≦Ｍｏ≦０．５％を含み、
残部がＦｅ及び不可避の不純物であり、
面積分率にて、
４５％〜６８％のマルテンサイトであって、前記マルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、前記マルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、前記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
１０％〜１５％の残留オーステナイト、
２％〜１０％の初析フェライト、
２０％〜３０％の下部ベイナイト、を含む微細構造を有する被覆鋼板。 - 残留オーステナイトが、１．０％〜１．３％との間に含まれる平均Ｃ含有量を有する、請求項１３に記載の被覆鋼板。
- 被覆鋼板の微細構造が、５％を超える初析フェライトを含む、請求項１３又は１４のいずれか一項に記載の被覆鋼板。
- ０．６％≦Ｓｉ＜１．０％及び０．７％≦Ａｌ≦１．０％である、請求項１３〜１５のいずれか一項に記載の被覆鋼板。
- ０．１７％≦Ｃ≦０．２１％である、請求項１３〜１６のいずれか一項に記載の被覆鋼板。
- １．９％≦Ｍｎ≦２．３％である、請求項１３〜１７のいずれか一項に記載の被覆鋼板。
- 少なくとも８００ＭＰａの降伏強度、少なくとも１１８０ＭＰａの引張強度、少なくとも１３％のＩＳＯ規格６８９２−１による全伸び及び少なくとも３０％のＩＳＯ規格１６６３０：２００９ＨＥＲによる穴拡げ率を有する、請求項１３〜１８のいずれか一項に記載の被覆鋼板。
- 被覆鋼板がＺｎ又はＺｎ合金で被覆され、前記被覆が４８０℃未満の温度での被覆から生じる、請求項１３〜１９のいずれか一項に記載の被覆鋼板。
- 微細構造が、面積分率にて、
４５％〜６８％のマルテンサイトであって、前記マルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、前記マルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、前記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
１０％〜１５％の残留オーステナイト、
２％〜１０％の初析フェライト、
２０％〜３０％の下部ベイナイト、
最大で５％の変態フェライト、からなる、請求項１３〜２０のいずれか一項に記載の被覆鋼板。 - 微細構造が、面積分率にて、
４５％〜６８％のマルテンサイトであって、前記マルテンサイトは分配マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトからなり、前記マルテンサイトは８５％〜９５％が分配マルテンサイトであり、前記分配マルテンサイトは最大０．４５％のＣ含有量を有する、マルテンサイト、
１０％〜１５％の残留オーステナイト、
２％〜１０％の初析フェライト、
２０％〜３０％の下部ベイナイト、からなる、請求項１３〜２１のいずれか一項に記載の被覆鋼板。 - 少なくとも第１の鋼板及び第２の鋼板の、少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部を含む溶接構造体であって、前記第１の鋼板が請求項１３〜２２のいずれか一項に記載の被覆鋼板であり、前記第２の鋼板がＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％のような組成を有し、抵抗スポット溶接部あたりの割れの平均個数が６未満である、溶接構造体。
- 第２の鋼板が、請求項１３〜２２のいずれか一項に記載の被覆鋼板である、請求項２３に記載の溶接構造体。
- 溶接構造体が、第１の鋼板及び第２の鋼板からなる、２枚の鋼板の溶接構造体であり、少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部における、１００ミクロンを超える深さを有する割れの平均数が０．１個未満である、請求項２３又は２４のいずれか一項に記載の溶接構造体。
- 溶接構造体が、第１の鋼板、第２の鋼板並びにＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％のような組成を有する第３の鋼板の溶接構造体であり、少なくとも１０か所の１００ミクロンを超える深さを有する抵抗スポット溶接部における、１００ミクロンを超える深さを有する割れの平均数が４個未満である、請求項２３又は２４のいずれか一項に記載の溶接構造体。
- 請求項２５に記載の溶接構造体を製造する工程であって、
第１の鋼板及び第２の鋼板を提供することと、
前記第１の鋼板及び前記第２の鋼板を部分的に重ねて置くことと、
前記重ねて置かれた鋼板に垂直に配置された電極によって、３．５〜５ｋＮの間に含まれる力を適用することと、
前記第１の鋼板及び前記第２の鋼板を、前記第１の被覆鋼板を前記第２の鋼板へ抵抗スポット溶接する際にＩｍａｘ〜１．１＊Ｉｍａｘの間に含まれる強度（Ｉｍａｘは、液体金属の散りが観察され始める強度）で抵抗スポット溶接して、少なくとも１０か所の抵抗スポット溶接部を製造することと、を含む工程。 - 自動車両の構造部品の製作のための、請求項１〜１１のいずれか一項に従って製造された被覆鋼板又は請求項１３〜２２のいずれか一項に記載の被覆鋼板の使用。
- 自動車両の構造部品の製作のための、請求項１２に従って製作された抵抗スポット溶接部又は請求項２３〜２６のいずれか一項に記載の溶接構造体の使用。
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Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011025015A1 (ja) * | 2009-08-31 | 2011-03-03 | 新日本製鐵株式会社 | スポット溶接継手およびスポット溶接方法 |
| JP2012229466A (ja) * | 2011-04-26 | 2012-11-22 | Jfe Steel Corp | 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| CN103361547A (zh) * | 2012-03-30 | 2013-10-23 | 鞍钢股份有限公司 | 一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板 |
| WO2015015239A1 (en) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled, coated and post tempered steel sheet and method of manufacturing thereof |
| WO2017037827A1 (ja) * | 2015-08-31 | 2017-03-09 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| JP2017524823A (ja) * | 2014-07-03 | 2017-08-31 | アルセロールミタル | 強度および延性が改善された高強度被覆鋼板を製造する方法ならびに得られる鋼板 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3704306B2 (ja) * | 2001-12-28 | 2005-10-12 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN102341521B (zh) * | 2009-05-27 | 2013-08-28 | 新日铁住金株式会社 | 疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法 |
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| JP5764549B2 (ja) * | 2012-03-29 | 2015-08-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
| JP2013237877A (ja) * | 2012-05-11 | 2013-11-28 | Jfe Steel Corp | 高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| KR101318060B1 (ko) | 2013-05-09 | 2013-10-15 | 현대제철 주식회사 | 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법 |
| JP5728115B1 (ja) | 2013-09-27 | 2015-06-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 |
| CN107002206B (zh) | 2014-07-07 | 2019-03-15 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | 具有高强度和高度可成形性的钢带材、具有热浸锌基涂层的钢带材 |
| JP6477020B2 (ja) * | 2015-02-27 | 2019-03-06 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
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Patent Citations (6)
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|---|---|---|---|---|
| WO2011025015A1 (ja) * | 2009-08-31 | 2011-03-03 | 新日本製鐵株式会社 | スポット溶接継手およびスポット溶接方法 |
| JP2012229466A (ja) * | 2011-04-26 | 2012-11-22 | Jfe Steel Corp | 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| CN103361547A (zh) * | 2012-03-30 | 2013-10-23 | 鞍钢股份有限公司 | 一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板 |
| WO2015015239A1 (en) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled, coated and post tempered steel sheet and method of manufacturing thereof |
| JP2017524823A (ja) * | 2014-07-03 | 2017-08-31 | アルセロールミタル | 強度および延性が改善された高強度被覆鋼板を製造する方法ならびに得られる鋼板 |
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