JP2023036879A - プレス硬化部品を製造するための鋼板、高い強度及び圧潰延性の組合せを有するプレス硬化部品、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

プレス硬化部品を製造するための鋼板、高い強度及び圧潰延性の組合せを有するプレス硬化部品、並びにそれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】プレス硬化部品製造のための鋼板の提供。【解決手段】質量％で、０．１５≦Ｃ≦０．２２％、３．５≦Ｍｎ＜４．２％、０．００１≦Ｓｉ≦１．５％、０．０２０≦Ａｌ≦０．９％、０．００１≦Ｃｒ≦１％、０．００１≦Ｍｏ≦０．３％、０．００１≦Ｔｉ≦０．０４０％、０．０００３≦Ｂ≦０．００４％、０．００１≦Ｎｂ≦０．０６０％、０．００１≦Ｎ≦０．００９％、０．０００５≦Ｓ≦０．００３％、０．００１≦Ｐ≦０．０２０％を含む組成を有し、ミクロ組織が、５０％未満のフェライト、１％～２０％の残留オーステナイト、６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いセメンタイト、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなり、前記残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有する、鋼板。【選択図】図１

Description

本発明は、部品を生産するために熱間成型され、プレス工具内で部品を保持することより達成される冷却工程を通してプレス硬化される鋼板に関する。これらの部品は侵入防止機能又はエネルギー吸収機能に関する自動車両の構造的な要素として使用される。このような部品は、例えば、農業機械の工具又は部品の製作にも使用され得る。
このようなタイプの適用では、高い機械的強度、高い衝撃抵抗性、良好な耐食性、及び寸法精度を組み合わせた鋼部品を生産することが望ましい。この組合せは、特に自動車業界で望ましく、車両の重量を著しく減少させるための試みがなされている。侵入防止及び構造用部品、特にフロントレール又はリアレール、ルーフレール、及びＢピラーなどの自動車部品、ロア・コントール・アーム、エンジンクレードルなどのシャーシ部品、並びにバンパー、ドア、又はセンターピラー補強材などの自動車両の安全に寄与するその他の部品が、さらに特にこれらの性質を必要とする。この軽量化は、特にマルテンサイト又はベイナイト－マルテンサイトのミクロ組織を有する鋼部品の使用により達成することができる。
このタイプの部品の製作は、先行技術文献ＦＲ２７８０９８４及びＦＲ２８０７４４７に記載されており、それによると、熱処理のために鋼板に切断され、金属や金属合金でプレコートされたブランクが、炉内で加熱され次に熱間成形される。成形が行われた後、金型で部品を保持することで、急速冷却の達成を可能にし、その急速冷却により非常に高い機械的特徴を有する硬化したミクロ組織の形成につながる。このタイプの方法は、プレス硬化として知られている。
こうして得られた部品の機械的特徴は、引張強さ及び硬度の試験によって一般に評価される。したがって、上記文献では、加熱及び急速冷却の前の５００ＭＰａの初期引張強さＴＳを有する鋼ブランクから始まり、１５００ＭＰａの引張強さＴＳを達成することが可能な製造方法を開示している。
しかし、特定の硬化された及び被覆された部品の使用条件は、高レベルの引張強さＴＳだけでなく、良好な延性も求められる。部品の延性は、例えば全伸びを測定することによって評価される。例えば、ＦＲ２７８０９８４の製造方法により得られる部品は、高い引張強さを有するが、依然として６％より低い全伸びを有する。
したがって、０．０４０～０．１００％のＣ、０．８０～２．００％のＭｎ、＜０．３０％のＳｉ、＜０．００５％のＳ、＜０．０３０％のＰ、０．０１～０．０７０％のＡｌ、０．０１５～０．１００％のＡｌ、０．０３０～０．０８０％のＴｉ、＜０．００９％のＮ、＜０．１００％のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、＜０．００６％のＣａを含有する組成を有する鋼ブランクからプレス硬化部品を製造する方法が、ＥＰ２１３７３２７で提案された。プレス硬化の後、５００ＭＰａより高い引張強さ及び少なくとも１５％の全伸びを得ることができる。しかし、等軸フェライトであるミクロ組織の性質により、非常に高い引張強度を達成することは不可能である。
さらに、文献ＥＰ１８６５０８６は、０．１～０．２％のＣ、０．０５～０．３％のＳｉ、０．８～１．８％のＭｎ、０．５～１．８％のＮｉ、＜０．０１５％のＰ、＜０．００３％のＳ、０．０００２～０．００８％のＢ、任意に０．０１～０．１％のＴｉ、任意に０．０１～０．０５％のＡｌ、任意に０．００２～０．００５％のＮを含む鋼組成を開示している。この組成は、１０００ＭＰａより高い引張強さ及び１０％より高い全伸びを有するプレス硬化部品を製造することを可能にする。しかし、その高いニッケル含有量により、この鋼は製造コストが高い。
文献ＥＰ１８８１０８３は、０．１１～０．１８％のＣ、０．１０～０．３０％のＳｉ、１．６０～２．２０％のＭｎ、＜０．００１５％のＰ、＜０．０１０％のＳ、１．００～２．００％のＣｒ、０．０２０％のＮ、０．０２０～０．０６０％のＮｂ、０．００１～０．００４％のＢ、０．００１～０．０５０％のＴｉを含有する鋼組成で作られたプレス硬化部品を開示している。この部品は、１２００ＭＰａより高い引張強さ及び１２％超の全伸びを有する。しかし、その高いクロム含有量により、この鋼もまた製造コストが高い。
とりわけ、全伸びは実際、部品が断裂のリスクなく変形又は衝撃を吸収する十分な延性を有することを保証するための最も関連性のあるパラメータであるとは思われない。したがって、高い全伸びは、こうした十分な延性を保証しない。
むしろ、刊行物「Ｃｒａｓｈ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ａｎｄ Ｎｕｍｅｒｉｃａｌ Ｍｏｄｅｌｉｎｇ ｏｆ Ｕｓｉｂｏｒ（Ｒ）１５００ Ｆｒａｃｔｕｒｅ ｂｅｈａｖｉｏｒ」， Ｐ．Ｄｉｅｔｓｃｈ ａｎｄ Ｄ．Ｈａｓｅｎｐｏｕｔｈ， Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ ｔｈｅ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｂｏｄｙ Ｃｏｎｇｒｅｓｓ， Ｆｒａｎｋｆｕｒｔ ２０１５で分析されるように、部品が、特に部品の幾何学的形状による局所的な応力集中又は部品の表面の微細欠陥の潜在的存在に一致する範囲で、断裂のリスクなく変形又は衝撃を吸収するために十分な延性を有していることを保証することに、破断ひずみ及び曲げ角度が、全伸びよりも関係があると思われる。この延性はまた、「圧潰延性」とも称され得るが、全伸び及び一様伸びと相関性はない。
文献ＷＯ２０１７／００６１５９は、０．０６２～０．０９５％のＣ、１．４～１．９％のＭｎ、０．２～０．５％のＳｉ、０．０２０～０．０７０％のＡｌ、０．０２～０．１％のＣｒ、ここで１．５％≦Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ≦２．７％、０．０４０～０．０６０％のＮｂ、３．４＊Ｎ≦Ｔｉ≦８＊Ｎ、０．０４４≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０９０％、０．０００５～０．００４％のＢ、０．００１～０．００９％のＮ、０．０００５～０．００３％のＳ及び０．００１～０．２０％のＰを含む組成を有する鋼でプレス硬化部品を製造する方法を開示しており、このプレス硬化部品は７５°より大きい曲げ角度及び平面ひずみ条件下で０．６０より高い破断ひずみを有する。
しかし、こうした部品の引張強さは、１２００ＭＰａより低いままである。
仏国特許発明第２７８０９８４号明細書 仏国特許発明第２８０７４４７号明細書 欧州特許第２１３７３２７号明細書 欧州特許第１８６５０８６号明細書 欧州特許第１８８１０８３号明細書 国際公開第２０１７／００６１５９号
「Ｃｒａｓｈ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ａｎｄ Ｎｕｍｅｒｉｃａｌ Ｍｏｄｅｌｉｎｇ ｏｆ Ｕｓｉｂｏｒ（Ｒ） １５００ Ｆｒａｃｔｕｒｅ ｂｅｈａｖｉｏｒ」， Ｐ． Ｄｉｅｔｓｃｈ ａｎｄ Ｄ． Ｈａｓｅｎｐｏｕｔｈ， Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ ｔｈｅ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｂｏｄｙ Ｃｏｎｇｒｅｓｓ， Ｆｒａｎｋｆｕｒｔ ２０１５
したがって、これまでの制限を有さないであろう、プレス硬化部品を製造するための鋼板、プレス硬化部品、及びそれらの製造方法を有することが望まれる。さらに特に望まれるのは、少なくとも１０００ＭＰａの降伏強さＹＳ、１３００～１６００ＭＰａに含まれる引張強さＴＳ及び６０°より大きい曲げ角度及び平面ひずみ条件下で０．５０より高い破断ひずみを特徴とする高い延性を有するプレス硬化鋼部品を生産することに適した鋼板、並びにこのようなプレス硬化鋼部品を有することである。また、被覆されていない状態でも、又はプレス硬化後の高い耐食性を鋼板に与える金属コーティングを有していてもどちらでも利用可能な、プレス硬化用鋼板を有することが望まれる。
さらに、プレス硬化前又は後で容易に溶接可能である、鋼板又はプレス硬化鋼部品を生産することが望ましい。
特に望ましいのは、同種の方法（すなわち、同じ組成を有する２つの鋼板を溶接すること）又は異種の方法（異なる鋼組成を有する２つの鋼板を溶接すること）のどちらでも容易に溶接可能で、さらにプレス硬化することができ、その結果これらのプレス硬化された溶接部が、高い機械的性質を有する鋼板を有することである。
耐酸化性を向上させるために、プレス硬化可能な鉄で作られた鋼板は、通常プレコーティング、特にアルミニウム、アルミニウム系合金、又はアルミニウム合金プレコーティングで被覆される。このようなプレコートされた鋼板で生産されたブランクは、他のブランク、例えば他のプレコートされたブランクに溶接することができ、次にこれらの溶接されたブランクが熱間成形され及びプレス硬化され最終的な形になる。
このようなプレコートされたブランクは他のブランクに溶接されている時、プレコーティングの一部が、溶接によってそれらのブランクの間に作られた溶接金属に溶融する。
この外因性の金属は、金属間領域の形成をもたらし、続く機械的荷重で、静的又は動的条件下で破断開始点となる傾向があり得る。
さらに、アルミニウムはアルファジニアス（ａｌｐｈａｇｅｎｅｏｕｓ）元素であるので、溶接されたブランクの熱間形成前の加熱中の、溶融範囲のオーステナイトへの変態を遅らせる。したがって、この場合、プレス硬化後に、完全に焼き入れされた組織を有する溶接接合部を得ることは不可能であり、したがって、こうして得られた溶接接合部は鋼板自体よりも硬度及び引張強さが低くなる。
この問題を解決するために、溶接前にレーザアブレーションによって溶接部領域のプレコーティングを除去することが提案された。
しかし、このレーザアブレーションは、追加のコストを生じる。
したがって、また、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングで、プレコートされ、すべてのプレコーティングを除去することなく他の鋼板にレーザ溶接することができ、同時にプレス成形後のプレス硬化されたレーザ溶接鋼部品全体において高い機械的性質、特にレーザ溶接部での高い機械的性質を保証する鋼板を有することが望ましい。
また、ホットプレス成形の後、特に抵抗スポット溶接で容易に溶接可能なプレス硬化部品を有することが望ましい。
実際に、抵抗スポット溶接に関連する熱サイクルは、室温から鋼液相線温度までの範囲の温度勾配を生じさせる。Ａｃ１～Ａｃ３の範囲の温度での加熱は、熱影響部、すなわち溶融されず、溶接により変化したミクロ組織及び性質を有するプレス硬化部品の領域で、プレス硬化部品のミクロ組織の軟質化をもたらし得る。この軟質化が重要すぎる場合、外部負荷応力が軟質化部位に集中し、これによりひずみ集中により早期故障をもたらし得る。
したがって、高い延性を有する抵抗スポット溶接接合部を有することが望ましく、熱影響部での著しい軟質化がないことが好ましい。
このために、本発明はプレス硬化鋼部品の製造のための鋼板であって、
前記鋼板が、重量パーセントで、
０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％
０．００１％≦Ｃｒ≦１％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有し、
前記鋼板が、面比率で、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
前記残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す、鋼板に関する。
一実施形態によると、鋼板はその２つの主面のそれぞれに金属プレコーティングを含む。
例えば、金属プレコーティングは、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングである。
別の例によると、金属プレコーティングは、亜鉛アルミニウム、亜鉛系合金又は亜鉛合金プレコーティングである。
好ましくは、鋼板は、金属プレコーティング下で、２つの主面のそれぞれの面で脱炭された領域を含み、この脱炭された領域の深さｐ５０％は、６～３０マイクロメートルの間に含まれ、ｐ５０％は炭素含有量が鋼組成物のＣ含有量の５０％に等しい深さであり、焼鈍鋼板は、前記主面と前記金属プレコーティングとの間の境界面で酸化鉄層を含有しない。
一実施形態によると、鋼板は未焼鈍鋼板であり、この鋼板のミクロ組織は、面比率で、
５％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなり、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
特に、鋼板は例えば、６０Ｊ／ｃｍ２より高い、又は等しい、特定のシャルピーエネルギーＫＣｖを有する熱間圧延鋼板である。
別の実施形態によると、鋼板は焼鈍鋼板であり、この焼鈍鋼板のミクロ組織は、面比率で、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
マルテンサイトからなる残部分からなり、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
好ましくは、鋼の組成がＡｌ≧０．３％のようである。
鋼板は一般に、０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する。
一実施形態によると、Ｍｎ含有量は４．０％より低い。
Ｍｏ含有量は、好ましくは少なくとも０．０５％である。
一実施形態では、Ｂ含有量が、０．００１５％より低い、又は等しい。
一実施形態では、組成が、Ａｌ≧０．１５％及びＴｉ＜３．４２＊Ｎのようである。
別の実施形態では、組成が、Ａｌ＜０．１５％及びＴｉ≧３．４２＊Ｎのようである。この実施形態では、組成が、好ましくはＴｉ＜８ｘＮのようである。
好ましくは、Ｎｂ含有量が、０．０１０％より高く、又は等しい。
好ましくは、窒素含有量が０．００７％より低い。
本発明は、またプレス硬化鋼部品を製造するための鋼板を生産する方法であって、前記方法が以下の連続工程、
重量パーセントで、
－０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％
０．００１％≦Ｃｒ≦１％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有する鋼半製品を提供することと、
－この鋼半製品を熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得ることと、
－この熱間圧延鋼板を５５０℃より低い巻取り温度Ｔｃｏｉｌで巻き取り、巻き取られた鋼板を得ることと、
－任意で、この巻き取られた鋼板を冷間圧延することと
を含む、方法に関する。
例えば、冷間圧延が行われる場合、巻き取られた鋼板は、３０％～８０％の間に含まれる冷間圧延率で冷間圧延される。
好ましくは、巻き取り後及び冷間圧延前に、巻き取られた鋼板を、５５０℃～７００℃の間に含まれるバッチ焼鈍温度ＴＨＢＡでバッチ焼鈍し、この巻き取られた鋼板を前記バッチ焼鈍温度ＴＨＢＡで、１時間～２０時間の間に含まれるバッチ焼鈍時間ｔＨＢＡの間維持する。
好ましくは、この方法が、巻き取られた及び任意で冷間圧延された鋼板を、６５０℃より高い又は等しい焼鈍温度ＴＡで焼鈍する工程をさらに含み、この焼鈍工程が、巻き取られた及び任意で冷間圧延された鋼板を焼鈍温度ＴＡで加熱することと、並びにこの巻き取られた及び任意で冷間圧延された鋼板を焼鈍温度ＴＡで、３０秒～６００秒の間に含まれる焼鈍時間ｔＡの間保持することとを含む。
一実施形態では、焼鈍温度ＴＡはＡｅ３より低い。
別の実施形態では、焼鈍温度ＴＡはＡｅ３より高い、又は等しい。
一実施形態によると、焼鈍温度ＴＡでの保持後、鋼板は浴での溶融めっきにより金属又は金属合金でプレコートされ、次に室温まで冷却される。
例えば、鋼板は亜鉛、亜鉛系合金又は亜鉛合金でプレコートされる。
別の例では、鋼板はアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金でプレコートされる。
好ましくは、鋼板は前記焼鈍温度ＴＡで焼鈍され、この焼鈍の完了時に、この焼鈍鋼板の表面の脱炭を、６～３０マイクロメートルの間に含まれる深さｐ５０％にわたって得て、それにより、ｐ５０％は炭素含有量が組成のＣ含有量の５０％に等しい深さであり、及びその表面に酸化鉄層を有さない焼鈍鋼板を得る。
一般に、鋼板は０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する。
好ましくは、鋼の組成がＡｌ≧０．３％のようである。
一実施形態によると、Ｍｎ含有量は４．０％より低い。
Ｍｏ含有量は、好ましくは少なくとも０．０５％である。
一実施形態では、Ｂ含有量が、０．００１５％より低い、又は等しい。
一実施形態では、組成が、Ａｌ≧０．１５％及びＴｉ＜３．４２＊Ｎのようである。
別の実施形態では、組成が、Ａｌ＜０．１５％及びＴｉ≧３．４２＊Ｎのようである。この実施形態では、組成が、好ましくはＴｉ＜８ｘＮのようである。
好ましくは、Ｎｂ含有量が、０．０１０％より高く、又は等しい。
好ましくは、窒素含有量が０．００７％より低い。
本発明はまた、重量パーセントで
０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％
０．００１％≦Ｃｒ≦１％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
任意で、０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有し、
ミクロ組織が、前記プレス硬化鋼部品の大部分で、面比率で、
少なくとも５０％の分配されたマルテンサイト、
３０％未満のフェライト、
少なくとも２％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、及び
最大で５％のフレッシュマルテンサイトからなり、
この残留オーステナイトが少なくとも０．５％の平均Ｃ含有量を有する鋼で作られた、プレス硬化鋼部品に関する。
一般に、残留オーステナイトが、少なくとも平均１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
好ましくは、鋼の組成がＡｌ≧０．３％のようである。
一実施形態によると、プレス硬化鋼部品は金属コーティングで被覆される。
例えば、前記金属コーティングは、亜鉛系合金、又は亜鉛合金コーティングである。
別の実施例では、前記金属コーティングは、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金コーティングである。
プレス硬化鋼部品は一般に、少なくとも１０００ＭＰａの降伏強さ、１３００～１６００ＭＰａの間に含まれる引張強さ、平面ひずみ条件下での０．５０より大きい破断ひずみ及び６０°より大きい曲げ角度を有する。
一実施形態によると、プレス硬化鋼部品は、０．１５より高い相当変形εｂを有する少なくとも１つの第１の熱間変形部位及び第１の熱間変形部位と同じプレス硬化での冷却サイクルを経た、相当変形εｂが０．０５未満である、少なくとも１つの第２の部位を含む。
一般に前記第２の部位及び前記第１の熱間変形部位の硬度の差は、１５ＨＶ１超である。
一般に、前記第１の熱間変形部位の平均マルテンサイトラス幅が、前記第２の部位の平均マルテンサイトラス幅と比較して、１５％超減少する。
好ましくは、０．８μｍより小さい幅を有するマルテンサイトラスの比率が、ほとんど変形していない部位でよりも、大きく変形した部位で少なくとも３５％高い。
一般に、プレス硬化鋼部品は、０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する。
一実施形態によると、Ｍｎ含有量は４．０％より低い。
Ｍｏ含有量は、好ましくは少なくとも０．０５％である。
一実施形態では、Ｂ含有量が、０．００１５％より低い、又は等しい。
一実施形態では、組成が、Ａｌ≧０．１５％及びＴｉ＜３．４２＊Ｎのようである。
別の実施形態では、組成が、Ａｌ＜０．１５％及びＴｉ≧３．４２＊Ｎのようである。この実施形態では、組成が、好ましくはＴｉ＜８ｘＮのようである。
好ましくは、Ｎｂ含有量が、０．０１０％より高く、又は等しい。
好ましくは、窒素含有量が０．００７％より低い。
本発明は、さらにプレス硬化鋼部品を製造するための方法であって、以下の連続工程、
－本発明による又は本発明による方法で生産される鋼板を提供することと、
－前記鋼板を所定の形に切断し、鋼ブランクを得ることと、
－前記鋼ブランクを８００℃～９５０℃の間に含まれる温度Ｔｍに加熱し、この鋼ブランクを前記温度Ｔｍで、６０秒～６００秒の間に含まれる保持時間ｔｍの間保持し、７０％～１００％のオーステナイトを含む組織を有する、加熱された鋼ブランクを得ることと
－この加熱されたブランクを成形プレスに移送することと、
－この加熱されたブランクをこの成形プレスで熱間成形し、成形部品を得ることと、
－この成形部品を、室温～Ｍｓ－１００℃の間に含まれる冷却停止温度ＴＣまで冷却することと、
－この成形部品をこの冷却停止温度ＴＣから、３５０℃～５５０℃の間に含まれる後処理温度ＴＰＴまで再加熱し、この成形部品を前記後処理温度ＴＰＴで、１０秒～６００秒の間に含まれる保持時間ｔＰＴの間維持することと、
－この成形部品を室温まで冷却し、このプレス硬化鋼部品を得ることとを含む方法に関する。
一般に、プレス硬化鋼部品は、０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する。
本発明はさらに、プレス硬化レーザ溶接鋼部品の製造のためのレーザ溶接鋼ブランクであって、このレーザ溶接鋼ブランクが、
－本発明による鋼板を切断することによって生産され、その２つの主面のそれぞれに金属プレコーティングを含み、この金属プレコーティングが、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングである第１の鋼ブランク、
－０．０６５％～０．３８％の炭素を含む組成を有する第２の鋼ブランクであって、前記第２の鋼ブランクがアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングでプレコートされた第２の鋼ブランク、及び
－第１のブランクを第２の鋼ブランクに接合させるレーザ溶接部を含み、
第１の鋼ブランク及び第２の鋼ブランクのアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングが、第１及び第２の鋼ブランクの少なくとも１面のレーザ溶接部の直近傍を覆う、レーザ溶接鋼ブランクに関する。
例えば、第２の鋼ブランクは、重量パーセントで、０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％、０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．９％、０．００１％≦Ｃｒ≦２％、Ｍｏ≦０．６５％、Ｎｉ≦２％、０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％、Ｎｂ≦０．１％、Ｂ≦０．０１０％、０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、Ｗ≦０．３０％、Ｃａ≦０．００６％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む化学組成を有する鋼で作られる。
好ましくは、第２の鋼ブランクの組成は、Ｃ≧０．０６５％のようである。
本発明はまた、レーザ溶接鋼ブランクを製造する方法であって、
－その２つの主面のそれぞれに金属プレコーティングを含み、この金属プレコーティングが、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングである、本発明による第１の鋼板を提供することと、
－この第１の鋼板を所定の形に切断し、第１の鋼ブランクを得ることと、
－０．０６５％～０．３８％の炭素を含む組成を有し、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングでプレコートされた第２の鋼ブランクを提供することと、
－第１及び第２の鋼ブランクの少なくとも１面で、プレコーティングをすべて除去することなしに、第１の鋼ブランクを第２の鋼ブランクにレーザ溶接し、このレーザ溶接鋼ブランクを得ることと
を含む、方法に関する。
例えば、第２の鋼ブランクは、重量パーセントで、０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％、０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．９％、０．００１％≦Ｃｒ≦２％、Ｍｏ≦０．６５％、Ｎｉ≦２％、０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％、Ｎｂ≦０．１％、Ｂ≦０．０１０％、０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、Ｗ≦０．３０％、Ｃａ≦０．００６％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む化学組成を有する鋼で作られる。好ましくは、第２の鋼ブランクの組成は、Ｃ≧０．０６５％のようである。
本発明はさらに、第１のプレス硬化鋼部品、第２のプレス硬化鋼部品、及び第１のプレス効果鋼部品を第２のプレス硬化鋼部品に接合させる、プレス硬化レーザ溶接部を含む、プレス硬化レーザ溶接鋼部品であって、
第１のプレス硬化鋼部品は本発明による部品であり、この部品は金属コーティングで被覆され、前記金属コーティングはアルミニウム系合金又はアルミニウム合金コーティングであり、
第２のプレス硬化鋼部品は、０．０４％～０．３８％の炭素を含む組成を有し、前記第２のプレス硬化鋼部品はアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金コーティングで被覆され、
前記プレス硬化レーザ溶接部は最大１５％のフェライトを含む組織を有し、
第１及び第２のプレス硬化鋼部品の少なくとも１面上で、熱影響部のコーティングの厚さが、この第１及びこの第２のプレス硬化鋼部品の残りでのコーティングの厚さと同じである、プレス硬化レーザ溶接鋼部品に関する。
好ましくは、第２のプレス硬化鋼部品は、０．０６５％～０．３８％の炭素を含む組成を有する。
例えば、第２のプレス硬化鋼部品は、重量パーセントで、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％、０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．９％、０．００１％≦Ｃｒ≦２％、Ｍｏ≦０．６５％、Ｎｉ≦２％、０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％、Ｎｂ≦０．１％、Ｂ≦０．０１０％、０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、Ｗ≦０．３０％、Ｃａ≦０．００６％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む化学組成を有する鋼で作られる。好ましくは、Ｃ含有量は少なくとも０．０６５％である。
本発明はまた、プレス硬化レーザ溶接鋼部品を製造する方法であって、
以下の連続工程、
－本発明による、又は本発明による方法によって生産されるレーザ溶接鋼ブランクを提供することと、
－このレーザ溶接鋼ブランクを、８００℃～９５０℃の間に含まれる温度Ｔｍに加熱し、このレーザ溶接鋼ブランクを前記温度Ｔｍで、６０秒～６００秒の間に含まれる保持時間ｔｍの間保持し、７０％～１００％のオーステナイトを含む組織を有する、加熱されたレーザ溶接鋼ブランクを得ることと、
－この加熱されたレーザ溶接鋼ブランクを成形プレスに移送することと、
－この加熱されたレーザ溶接ブランクをこの成形プレスで熱間成形し、成形レーザ溶接部品を得ることと、
－この成形レーザ溶接部品を、室温～Ｍｓ－１００℃の間に含まれる冷却停止温度ＴＣまで冷却することと、
－この成形レーザ溶接部品を冷却停止温度ＴＣから３５０℃～５５０℃の間に含まれる後処理温度ＴＰＴまで再加熱し、この成形レーザ溶接部品を前記後処理温度ＴＰＴで、１０秒～６００秒の間に含まれる保持時間ｔＰＴの間維持することと、
－この成形レーザ溶接部品を室温まで冷却し、このプレス硬化レーザ溶接鋼部品を得ることと
を含む、方法に関する。
本発明はまた、少なくとも第１及び第２の鋼部品の抵抗スポット溶接部であって、第１の鋼部品が本発明によるプレス硬化鋼部品であり、前記抵抗スポット溶接部が、少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値及び少なくとも０．７０のプラグ比を有する抵抗スポット溶接部に関する。
例えば、第２の鋼部品は、また本発明によるプレス硬化鋼部品である。
好ましくは、第１の鋼部品は、Ａｌ≧０．３％のような組成を有し、第１の鋼部品の母材鋼板のビッカース硬度と、熱影響部の最小ビッカース硬度の値との差は、第１のプレス硬化鋼部品の母材鋼板のビッカース硬度の２５％より低い。
本発明はさらに、抵抗スポット溶接により溶接された、第１の鋼部品及び第２の鋼部品を含む溶接組立体であって、この溶接組立体が、第１の鋼部品をこの第２の鋼部品に接合させる、少なくとも１つの抵抗スポット溶接部を含み、この第１の鋼部品が本発明によるプレス硬化鋼部品であり、この第２の鋼部品が、重量パーセントで、０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％、０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．９％、０．００１％≦Ｃｒ≦２％、Ｍｏ≦０．６５％、Ｎｉ≦２％、０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％、Ｎｂ≦０．１％、Ｂ≦０．０１０％、０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、Ｗ≦０．３０％、Ｃａ≦０．００６％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む化学組成を有する鋼で作られ、
前記又は各抵抗スポット溶接部が少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値及び少なくとも０．７０のプラグ比を有する、溶接組立体に関する。
好ましくは、第２の鋼部品は、Ｃ≧０．０６５％のような組成を有する。
好ましくは、第１の鋼部品は、Ａｌ≧０．３％のような組成を有し、第１の鋼部品の母材鋼板のビッカース硬度と、熱影響部の最小ビッカース硬度の値との差は、第１のプレス硬化部品の母材鋼板のビッカース硬度の２５％より低い。
第２の鋼部品は、例えば本発明による組成を有する。
例えば、第２の鋼部品は、Ａｌ≧０．３％のような組成を有する。
一般に、第２の鋼部品は、プレス硬化鋼部品である。
本発明はまた、抵抗スポット溶接で溶接された、第１の鋼部品及び第２の鋼部品を含む溶接組立体であって、
この溶接組立体が、第１の鋼部品を第２の鋼部品と接合させる、少なくとも１つの抵抗スポット溶接部を含み、
第１の鋼部品が本発明によるプレス硬化鋼部品であり、
第２の鋼部品が、２１００ＭＰａ以下の引張強さを有する、プレス硬化部品、又はコールドスタンピング又は冷間成形された鋼部品である、溶接組立体に関する。
好ましくは、第２の鋼部品が、０．３８％以下のＣ含有量及び４．２％以下のＭｎ含有量を有する。
本発明はまた、本発明のいずれかによる、又は本発明による方法によって生産されたプレス硬化鋼部品の、自動車両の侵入防止部品又はエネルギー吸収部品の製造のための使用に関する。
サンプルＩ１Ａｂのミクロ組織を示す。
ここで、本発明は、本発明によるプレス硬化部品のミクロ組織を例示する付図の点から、より詳細に、しかし制限なしに記載される。
鋼板及びプレス硬化鋼部品は、特定の組成を有する鋼で製造され、元素は重量パーセントで表されている。
－０．１５％≦Ｃ≦０．２２％：炭素含有量はプレス硬化後、満足のいく降伏強さ及び引張強さを得るために０．１５％以上でなければならない。しかし、炭素含有量が０．２２％を超えると、曲げ性及び溶接部靭性が低下する。
－３．５％≦Ｍｎ≦４．２％：マンガン含有量は、プレス硬化後、十分なマルテンサイト比率を有する組織を得るために十分な焼入れ性を有するために、少なくとも３．５％なければならない。さらに、Ｍｎが３．５％未満では、溶接時に熱影響部で高すぎる比率のフェライトが形成され、熱影響部の不十分な硬度及びこの部位での破断の局所化が生じ、低い延性をもたらす。しかし、４．２％より高いＭｎ含有量は、延性の低下と関連する、バンドタイプのミクロ組織を有する偏析の形成のリスクを増加させる。さらに、４．２％より高いＭｎ含有量は、溶接性を損なわせ、特に抵抗スポット溶接部の引張性質を減少させるであろう。
好ましくは、Ｍｎ含有量はさらに高い溶接性を達成するために、４．０％より低い。
－０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％：ケイ素は、液状段階での鋼脱酸に寄与し、熱間成形後の硬化に寄与し得る。しかし、Ｓｉ含有量が１．５％より高い場合、熱間圧延後及び／又は冷間圧延前の鋼板の靭性が不十分である。さらに、このような高いＳｉ含有量は、金属被覆鋼板の製造において、コーティングの付着を妨げる表面酸化物の形成の原因となり得る。Ｓｉを極めて低い値である０．００１％未満に減少させることは、求められる性質を考慮すると、コストが高く、効果的でないであろう。
－０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％：０．０２０％以上の量で添加された場合、アルミニウムは、液体状態で非常に効率的な脱酸剤である。好ましくは、Ａｌ含有量が少なくとも０．３％である。特に、プレス硬化部品は、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金のプレコーティングで、プレコートされた鋼板から得られる場合、このプレコーティングの合金化は、一般に熱間成形の前に行われる。この合金化は、ホットプレス成形前に、８００℃～９５０℃の間に含まれる加熱温度を必要とする。少なくとも０．３％のＡｌの添加により、８００℃～９５０℃の間に含まれる加熱温度は、加熱時に少なくとも７０％のオーステナイトを含む所望の組織をもたらすが、オーステナイト粒の非常に重要な粗大化はもたらさない。
－０．００１％≦Ｃｒ≦１％：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クロムを添加することができる。最大１％のクロムが許容されるが、この含有量を超えると、Ｃｒは初期段階で形成された炭化物の溶解を妨げる。Ｃｒを極めて低い値である０．００１％未満に減少させることは、求められる性質の点から、コストが高く、効果的でないであろう。
－０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％。モリブデンは良好な溶接性を達成することに寄与し、熱間圧延鋼板の靭性を高め、それにより熱間圧延鋼板の加工性を向上させる。Ｍｏはまた、鋳造中にマンガンのミクロ偏析を減少させる。さらに、Ｍｏはプレス硬化部品の引張強さ及び曲げ角度を大きくする。これらの効果を得るために、Ｍｏ含有量は少なくとも０．０５％であることが好ましい。しかし、０．３％を超えると、Ｍｏの添加はコストが高い。さらに、Ｍｏを極めて低い値、０．００１％未満に減少させることは、求められる性質の点から、コストが高く、効果的でないであろう。
－０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％：少なくとも０．０００３％の含有量で、ホウ素はプレス硬化部品Ｂの引張強さ及び曲げ角度を大きくする。さらに、Ｂは熱間圧延鋼板の靭性を向上させ、それによりその加工性を向上させる。特に、Ｂにより、熱間圧延鋼板の満足のいく靭性を保持しながら、鋼組成で最大１．５％のＳｉが存在し得る。Ｂはまたプレス硬化部品の溶接性を向上させる。しかし、本発明では、少なくとも３．５％のＭｎの添加によって十分な焼入れ性が達成されるので、焼入れ性の役割でＢは添加されない。Ｂ含有量が０．００４％に制限されるのは、この含有量を超えると、その効果が飽和するためである。さらに、プレス成形工程の前の加熱及び保持中の、ホウ炭化物の析出を制限するために、Ｂ含有量は０．００１５％より低いか、又は等しいことが好ましい。
－０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％：チタンは、窒化物の形で高温で析出する。したがって、チタンは十分な量の窒素に安定的に化合するために添加されてもよく、その結果、窒素はホウ素と化合するために利用できない、又は少量でのみ利用できる。したがって、ホウ素が、熱間圧延鋼板の靭性及びプレス硬化部品の溶接性、引張強さ及び曲げ角度を向上させるために利用できる。しかし、チタンが０．０４０％を超えると、チタンは鋼精錬中、液状段階で析出し、それによりプレス硬化後、延性及び曲げ性を低下させる粗い窒化チタンを作るリスクがある。
鋼組成が少なくとも０．１５％のＡｌを含む場合、ＡｌがＴｉのように窒素と接合するので、Ｔｉの添加は任意のみである。しかし、Ｔｉを極めて低い値、０．００１％未満に減少させることは、求められる性質を考慮すると、コストが高く、効果的ではないであろう。この実施形態で、Ｔｉ含有量は、例えば３．４２＊Ｎより低い。
鋼組成が０．１５％未満のＡｌを含む場合、Ｔｉは３．４２＊Ｎより高いか又は等しい含有量で添加されることが好ましく、Ｎは鋼組成の窒素含有量を示す。
好ましくは、Ｔｉ含有量は８ｘＮより低い。
－０．００１％≦Ｎｂ＜０．０６０％。ニオブは不純物として、少なくとも０．００１％の含有量で存在してもよい。さらに、Ｎｂを極めて低い値である０．００１％未満に減少させることは、求められる性質の点から、コストが高く、効果的ではないであろう。Ｎｂの任意の添加が行われる場合、その含有量は少なくとも０．０１０％であることが好ましい。炭素及び／又は窒素と組み合わせると、ニオブは、微細なニオブ炭窒化物Ｎｂ（ＣＮ）を形成する。０．０１０％以上のＮｂ含有量は、ホットプレス成形の直前の加熱中に、オーステナイト粒径を微細化する、このような析出物を得ることを可能にする。このより微細なオーステナイト粒は、より微細なラス組織並びに延性及び靭性の向上をもたらす。しかし、０．０６０％より高い含有量は、熱間圧延鋼板の硬度をより高くし、冷間圧延を行うことをより難しくする。
－０．００１％≦Ｎ≦０．００９％：窒素含有量は鋼精錬中に調製される。０．００１％以上の含有量では、窒素はチタン及びニオブと化合し、ホットプレス成形直前の加熱中にオーステナイト粒の粗大化を制限する窒化物及び炭窒化物を形成し、次にホットプレス成形後に得られたマルテンサイトラスを微細化する。しかし、０．００９％より高いＮ含有量は、プレス硬化部品の曲げ角度を小さくし、延性を低下させる。好ましくは、窒素含有量が０．００７％より低い。
－０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％：０．００３％を超えると、プレス硬化部品の曲げ性及び延性を低下させる硫化物が作られる。しかし、０．０００５％より低いＳ含有量は、顕著な利益なしに、高価な脱硫処理を必要とする。したがって、Ｓ含有量は少なくとも０．０００５％である。
－０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％：０．０２０％より高い量で存在する場合、リンはオーステナイト粒界で偏析し、プレス硬化部品の靭性を低下させ得る。しかし、０．００１％より低いＰ含有量は、プレス硬化部品の機械的性質に顕著な利益なしに液状段階で高価な処理を必要とする。したがって、Ｐ含有量は少なくとも０．００１％である。
－０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％：任意の元素として、カルシウムは鋼組成に添加し得る。０．０００１％以上の含有量で添加される場合、Ｃａは硫黄及び酸素と化合し、それにより、延ばされた硫化マンガンの場合のように、延性に有害効果を及ぼさないオキシ硫化物を作る。さらに、これらのオキシ硫化物は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）の微細析出のための核として作用する。Ｃａ含有量が０．００３％より高い場合、この効果は飽和する。
この組成の残部は、鉄及び不可避的不純物である。この点において、ニッケル、銅、及びバナジウムは、不可避的不純物である残留元素とみなされる。したがって、それらの含有量は、最大で０．０５％のＮｉ、最大で０．０３％のＣｕ及び最大で０．００７％のＶである。
本発明によると、プレス硬化部品は上記組成及び特定のミクロ組織を有する鋼板から得られる。
本発明による鋼板は、０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する。
この鋼板は、最終部品の所望の厚さによって、熱間圧延鋼板又は冷間圧延鋼板であってよい。
例えば、本発明による熱間圧延鋼板は１．５ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有し、冷間圧延鋼板は０．７ｍｍ～２．５ｍｍの範囲の厚さを有する。
特定の実施形態では、特にプレス硬化部品を大きく重量軽減して生産することが望まれる場合、本発明の鋼板は、均一でなく変化する厚さを有する。この鋼板の最も厚い部分と、最も薄い部分との厚さの差は、最も厚い部分の厚さの５０％に達し得る。
特に、不均一な厚さを有する鋼板は、連続フレキシブル圧延、すなわち圧延後に得られる鋼板の厚さが、圧延工程中、圧延機を通して鋼板に加えられる荷重と関係して、圧延方向で可変である方法によって生産され得る。
さらに、本発明による鋼板は、焼鈍鋼板であり得る。特に、鋼板が浴での溶融めっきで被覆される場合、この鋼板は、以下でさらに詳細に開示されるような焼鈍鋼板である。さらに、鋼板を冷間圧延する場合、鋼板が溶融めっきされていてもいなくても、焼鈍は冷間圧延後に行われることが好ましい。
本発明による鋼板のミクロ組織は、この鋼板が焼鈍鋼板であるか、又は熱間圧延後（鋼板が熱間圧延鋼板である場合）又は冷間圧延後（鋼板が冷間圧延鋼板である場合）の未焼鈍鋼板であるかによって決まる。
しかし、いずれにせよ、鋼板は、（すなわち、焼鈍鋼板であっても未焼鈍鋼板であっても）面比率で、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
「６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子」によって、考えられるセメンタイト粒子は６０ｎｍ超のより大きい寸法を有すると理解されたい。
鋼板のミクロ組織は、室温では残留オーステナイトである、１％～２０％のオーステナイトを含む。残留オーステナイトはマンガンが豊富で、残留オーステナイトの平均Ｍｎ含有量は１．１＊Ｍｎ％より高いか、又は等しく、Ｍｎ％は鋼組成のＭｎ含有量を示す。このＭｎの富化が、残留オーステナイトを安定化させる。
鋼板のミクロ組織はフェライトを含み、フェライトの面比率は最大５０％であってよい。一実施形態では、鋼板のミクロ組織は、フェライトを含まない。
鋼板のミクロ組織の残部分は、ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなり、それはミクロ組織の残部の合計である。さらに詳細には、この残部分は、マルテンサイトからなってもよく、又は、マルテンサイト及びベイナイトからなってもよい。
特に、鋼組成の高いＭｎ含有量により、マルテンサイトは、高い冷却速度を必要とせず、Ａｅ１を超える温度からの冷却時に形成される。
鋼板のミクロ組織は、セメンタイトを含んでもよい。しかし、６０ｎｍ超のより大きな寸法を有するセメンタイト粒子の面密度は１０＾７／ｍｍ２より低い。
オーステナイト、マルテンサイト、及びフェライトの面比率、並びに６０ｎｍ超のより大きな寸法を有するセメンタイト粒子の面密度は、以下の方法によって測定される。ミクロ組織を見せるために、試験片を鋼板から切断し、自体公知の試薬で研磨及びエッチングする。その後、この断面を光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡によって調べる。各構成物（マルテンサイト、フェライト、オーステナイト、及びセメンタイト）の面比率の測定が、自体公知の方法により画像解析で行われる。
第１の実施形態では、鋼板は、熱間圧延又は該当するならば冷間圧延の後、焼鈍が施されなかった熱間圧延鋼板又は冷間圧延鋼板、すなわち未焼鈍鋼板である。この第１の実施形態では、鋼板は溶融めっきされない。
この実施形態で、鋼板は、面比率で、
５％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
第２の実施形態では、鋼板は焼鈍鋼板であり、熱間圧延焼鈍鋼板又は冷間圧延焼鈍鋼板であってもよい。この実施形態による焼鈍鋼板は、例えばプレコートされた鋼板であるか、又は被覆されていない。
この第２の実施形態では、鋼板は、面比率で、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
マルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
この実施形態で、この組織は、以下に詳細に説明されるように、焼鈍条件によってはフェライトを含まないことがある。
上記鋼板は被覆されなくても、又は任意で金属プレコーティングでプレコートされてもよい。金属プレコーティングは、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金であってもよい。金属プレコーティングは、亜鉛、亜鉛系合金又は亜鉛合金であってもよい。
以下では、アルミニウム（又は亜鉛）系合金は、Ａｌ（又はＺｎ）がプレコーティングの重量パーセントで主な元素である合金であり、アルミニウム（又は亜鉛）合金は、重量でのＡｌ（又はＺｎ）の含有量が、プレコーティングで５０％より高い合金である。
鋼板がプレコートされる場合、それは好ましくは、プレコーティング下で、その２つの主面のそれぞれの面で脱炭された領域を含み、この脱炭された領域の深さｐ５０％は、６～３０マイクロメートルの間に含まれ、ｐ５０％は、炭素含有量が鋼組成物のＣ含有量の５０％に等しい深さである。
さらに、この鋼板は好ましくは、その主面とその金属プレコーティングとの間の境界面で酸化鉄層を含有しない。
本発明によるプレス硬化鋼部品のミクロ組織をここで記述する。
このミクロ組織の記述はプレス硬化鋼部品の大部分にあてはまり、このミクロ組織は所望の機械的性質を達成するために、プレス硬化鋼部品の体積の少なくとも９５％で存在することを意味する。以下に説明されるように、この部品がプレス硬化前に溶接され得る、すなわち溶接されたミクロ組織がプレス硬化部品の大半と異なり得るという事実により、又はプレス成形工程でのより激しい局所変形で生じ得るミクロ組織の変化により、ミクロ組織はこの部品の一部の部位で局所的に異なり得るが、それはこの部品の体積の５％未満を占める。
したがって、プレス硬化部品の大部分が、面比率で
－少なくとも５０％の分配されたマルテンサイト、
－３０％未満のフェライト、
－少なくとも２％の残留オーステナイト、
－６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
最大で５％のフレッシュマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも０．５％の平均Ｃ含有量を有する。
これらの面比率及び面密度は、以下の方法によって測定される。試験片を、プレス硬化部品から切断し、自体公知の試薬で研磨及びエッチングして、ミクロ組織を見えるようにする。その後、この断面を光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡によって調べる。各構成物（分配されたマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、フェライト、及びオーステナイト）の面比率の測定及び６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度の測定は、自体公知の方法により画像解析で行われる。残留オーステナイト比率は、例えばＸ線回折（ＸＲＤ）で測定される。
分配されたマルテンサイトは、微細な延ばされたラスとして、旧オーステナイト粒内に合わせて存在する。熱間成形後、Ｍｓ変態温度未満に冷却し、それに続いて加熱し、３５０℃～５５０℃の間に含まれる後処理温度ＴＰＴで保持した時、分配されたマルテンサイトが作られる。
分配されたマルテンサイトは、鋼の公称Ｃ含有量より厳密に低い平均Ｃ含有量を有する。この低いＣ含有量は、３５０℃～５５０℃の間に含まれる後処理温度ＴＰＴでの保持中、鋼のＭｓ温度未満に焼入れした時に起こる、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。
フレッシュマルテンサイトが、組織に存在してもよい。特に、フレッシュマルテンサイトは、成形部品を後処理温度ＴＰＴから室温に冷却する時に形成し得る。しかし、オーステナイトのＣ及び一般にはＭｎでの高い安定化により、冷却時に形成されるフレッシュマルテンサイトの面比率は５％より低いままである。
分配されたマルテンサイトは、自体公知の試薬、例えばＮｉｔａｌ試薬で研磨及びエッチングされた断面でフレッシュマルテンサイトと識別され、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）で観察され得る。
プレス硬化部品のミクロ組織は、少なくとも２％のオーステナイトを含み、それは室温では残留オーステナイトである。残留オーステナイトは炭素が豊富で、この豊富さは３５０℃～５５０℃の間に含まれる後処理温度ＴＰＴでの保持中に、Ｍｓ未満で作られ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、残留オーステナイトは少なくとも０．５％の平均Ｃ含有量を有する。このＣの豊富さはオーステナイトを安定化させる。
残留オーステナイトのＣ含有量を、例えば残留オーステナイト比率及び格子定数をリートベルト法（Ｒｉｅｔｖｅｌｄ、Ｈ．、「Ａ ｐｒｏｆｉｌｅ ｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔ ｍｅｔｈｏｄ ｆｏｒ ｎｕｃｌｅａｒ ａｎｄ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ」、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ａｐｐｌｉｅｄ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ、２（２）、６５－７１、１９６９）で、Ｘ線回折（ＸＲＤ）解析により測定することによって測定する。次に、残留オーステナイトのＣ含有量を、Ｄｙｓｏｎ及びＨｏｌｍｅｓの式（Ｄ．Ｊ．Ｄｙｓｏｎ，及びＢ． Ｈｏｌｍｅｓ： 「Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ａｌｌｏｙｉｎｇ ａｄｄｉｔｉｏｎｓ ｏｎ ｔｈｅ ｌａｔｔｉｃｅ ｐａｒａｍｅｔｅｒ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ」、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ、１９７０、２０８、４６９－４７４）を使用して測定する。
残留オーステナイトはまた一般にマンガンが豊富で、この元素により安定化している。
特に、残留オーステナイトは、１．１＊Ｍｎ％より一般に高いか、又は等しい平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎは鋼組成のＭｎ含有量を示す。
残留オーステナイトは、少なくとも２％の面比率で存在する場合、延性、特に曲げ角度及び破断ひずみを向上させることに寄与する。
部品のミクロ組織はまたフェライトを含み得る。しかし、この柔らかく延性のある構成物は、高い引張強さを達成することを不可能にする。したがって、本発明の１つの目的は、１３００～１６００ＭＰａの間に含まれる引張強さを有するプレス硬化部品を製造することであるので、フェライトの面比率は３０％以下でなければならず、そうでなければ所望の強さを得ることができない。
フェライト粒は、もしあれば、最大１．５μｍの平均径を有することが好ましい。この平均フェライト粒径は、少なくとも１０００ＭＰａの降伏強さの達成に寄与する。
プレス硬化部品は高い曲げ性性質を有する必要があるので、このために窒化チタンの平均径が調整されることが好ましいことが見出された。ＴｉＮの平均径は走査又は透過電子顕微鏡観察による観察によって測定され得る。さらに詳細には、ＴｉＮの平均径は好ましくは、曲げ中最もひずんだ部位である、プレス硬化部品の表面近くの外側部位で制限されるべきであることが測定された。これらの部位は、部品の４分の１の厚さと、部品の最も近い表面との間に含まれる。ＴｉＮの平均径が２マイクロメートル以上である場合、長方形形状の窒化チタンとマトリックスとの間の境界で損傷が始まり、曲げ角度は６０°未満であり得る。
これらの外側部位では、また損傷開始が、延ばされた硫化物の存在で生じるというリスクがある。これらの構成物が存在し得るのは、硫黄含有量が、粗い析出物の形状で、主にマンガンと化合するために十分高い場合である。高温でこれらの可塑性は高いので、熱間圧延により及びプレス硬化での熱間変形の間に容易に延ばされる。したがって、硫化物の平均長が外側部位（すなわち４分の１厚さから最も近い表面まで）で１２０マイクロメートル超である場合、これらの硫化物での延び開始により破断ひずみは０．５０未満であり得る。
このプレス硬化部品は、被覆されなくても、又は任意で被覆されてもよい。コーティングはアルミニウム系合金又はアルミニウム合金であってもよい。コーティングは亜鉛系合金又は亜鉛合金であってもよい。
特定の実施形態では、本発明のプレス硬化鋼部品は、均一でないが変化する厚さを有する。部品の最も厚い部分と、部品の最も薄い部分との厚さの差は、最も厚い部分の厚さの５０％に及び得る。
したがって、外部応力を最も受ける部位で、所望の機械的抵抗レベルを達成し、プレス硬化部品の他の部位で重量を抑え、それにより車両重量減少に寄与することが可能である。特に、不均一な厚さを有する部品は、可変厚さを有する鋼板から生産され、連続フレキシブル圧延により製造され得る。したがって、本発明の条件内で、フロントレール及びリアレール、シートクロス部材、トンネルアーチ、ピラー、ダッシュパネルクロス部材、又はドアリングなどの、厚さが変化する車両部品を有利に製造することが可能である。
このような様々な厚さを有するプレス硬化部品は特に、厚さが変化する本発明による鋼板で生産される。
この鋼板及びプレス硬化部品の製造方法を、ここで説明する。
鋳造スラブ又はインゴットの形の半製品は、さらに熱間圧延することができ、上記の鋼組成で提供される。この半製品の厚さは、典型的に５０～２５０ｍｍの間に含まれる。
この半製品は、好ましくは１２００～１３００℃の間に含まれる温度に加熱され圧延され熱間圧延鋼板を得て、温度Ｔｃｏｉｌで巻き取る。
巻取り温度Ｔｃｏｉｌは５５０℃以下でなければならず、そうでなければ、重要すぎるニオブ炭窒化物の析出が生じ、硬化をもたらし、さらなる冷間圧延工程での困難さを大きくする。Ｔｃｏｉｌが５５０℃を超えない場合、少なくとも５０％のフリーニオブが鋼板に残存する。さらに、巻取り温度は、内部選択的酸化を制限するために５５０℃に制限される。
巻取り温度は好ましくは少なくとも２０℃、さらに好ましくは少なくとも３５０℃である。
巻取り中、マンガンがオーステナイトに分配され、それによりオーステナイトを豊富にし、安定化させる。
この段階で、熱間圧延鋼板の厚さは、典型的な範囲の１．５～５ｍｍであり得る。
こうして得られた熱間圧延鋼板は、面比率で、
５％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
この段階で、熱間圧延鋼板は、一般に２５℃で６０Ｊ／ｃｍ２より高い、非常に高いシャルピーエネルギーを有する。
所望の最終厚さがこの範囲内である適用では、熱間圧延鋼板を、以下に記載されるように、例えばプレス硬化部品を製造するために使用してもよく、又は被覆されたプレス硬化部品を製造しようとする場合は、以下に記載の方法で焼鈍し、被覆してもよい。
より薄い厚さが、特に０．７～２．５ｍｍの範囲で望まれる適用では、熱間圧延鋼板を通常の条件で酸洗し、さらに冷間圧延する。
さらなる焼鈍中に高比率の再結晶を得るために、冷間圧延比率は典型的に３０％～８０％の間に含まれる。
冷間圧延比率は以下の方法で定義される。ｔ０が冷間圧延前の鋼板の厚さを、及びｔｆが冷間圧延後の鋼板の厚さを示す場合、圧延比は（ｔ０－ｔｆ）／ｔ０である。
この段階で、すなわち冷間圧延直後、冷間圧延鋼板は、面比率で、
５％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
好ましくは、熱間圧延後及び冷間圧延前に、熱間圧延鋼板の硬度を低下させそれにより冷間圧延性を向上させるため、及びさらなる冷間圧延中のエッジ割れのリスクを低下させるために、熱間圧延鋼板はバッチ焼鈍される。
例えば、熱間圧延鋼板は５５０℃～７００℃の間に含まれるバッチ焼鈍温度ＴＨＢＡでバッチ焼鈍され、この温度で１時間～２０時間の間に含まれるバッチ焼鈍時間ｔＨＢＡの間保持される。
熱間圧延後（熱間圧延されプレコートされた鋼板を生産しようとする場合）、又は冷間圧延後、圧延鋼板、すなわち熱間圧延された、又は冷間圧延された鋼板を、次に任意で焼鈍する。
焼鈍は、圧延鋼板が冷間圧延鋼板の場合、好ましくは冷間圧延後に行われる。実際、焼鈍は、このような場合、粒の再結晶を達成するために行われる。特に、この再結晶により、焼鈍後の鋼板の平坦度が特に良好であり、レーザ溶接により溶接され得る鋼板又はブランクを製造することを可能にする。実際にレーザ溶接は、厳しい平坦度公差を有するブランクを必要とし、そうでなければ隙間により溶接で幾何学的欠陥が生じ得る。
圧延鋼板が熱間圧延鋼板の場合、このような再結晶は必要ではなく、熱間圧延鋼板を切断してブランクを生産し、焼鈍は何もせずに以下に記載されたように熱間形成する。
しかし、浴での溶融めっきで被覆された熱間圧延又は冷間圧延鋼板の生産が望まれる場合、この熱間圧延又は冷間圧延鋼板は、いずれの場合でも、コーティングに備えて巻取り後焼鈍される。
つまり、焼鈍は、被覆されない熱間圧延鋼板又は冷間圧延鋼板を製造しようとする場合は、任意で行われる。
反対に、焼鈍は、鋼板が熱間圧延されていても冷間圧延されていても、いずれの場合でも、溶融めっき鋼板を生産する場合行われる。
いずれの場合でも（すなわち鋼板が熱間圧延鋼板でも又は冷間圧延鋼板でも）、焼鈍は、鋼板を６５０℃より高い又は等しい焼鈍温度ＴＡまで加熱し、この鋼板をこの焼鈍温度ＴＡで３０秒～６００秒の間に含まれる焼鈍時間ｔＡの間保持し、次にこの鋼板を冷却することによって焼鈍が行われ、
面比率で、
５０％未満のフェライト
１．１＊Ｍｎ％より高く又は等しい平均Ｍｎ含有量を有する、１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
マルテンサイトからなる残部分からなる組織を有する焼鈍鋼板を得る。
鋼板は、焼鈍温度ＴＡから室温に直接冷却してもよく、又は以下にさらに詳細に説明されるように、冷却中に焼戻し処理及び／又は浴での溶融めっきが施されてもよい。
一実施形態によると、鋼板が一般に冷間圧延鋼板であるので、完全な再結晶を達成するために、焼鈍温度ＴＡはＡｅ３より高い。Ａｅ３は、平衡状態における変態温度を示し、それを超える温度でオーステナイトは完全に安定している。
この実施形態で、室温まで冷却した後の、鋼板の組織はフェライトを含まないが、高比率のフレッシュマルテンサイトを高硬度で含む。
したがって、この実施形態で、この鋼板は好ましくは、焼鈍後、焼戻し処理が施され、ブランクを得るためのこの鋼板のさらなる切断を容易にする。
焼戻し処理は、例えば焼鈍温度ＴＡでの保持後及び任意の溶融めっき前に行われる。
例えば、この焼戻し処理は、焼鈍時間ｔＡの間保持した後の焼鈍温度ＴＡから、室温～Ｍｓ－１００℃の間に含まれる温度まで鋼板を冷却し、次にこの鋼板を３５０℃～５５０℃の間に含まれる焼戻し温度Ｔｔに再加熱し、この温度で１０秒～６００秒の間に含まれる時間保持することによって行われる。Ｍｓは冷却時にマルテンサイトへの変態が開始する温度を示す。
焼戻し温度Ｔｔでの保持後、以下にさらに詳細に記載されているように、鋼板は次に室温に冷却されるか、又は浴で溶融めっきされ、次に室温に冷却される。
別の実施形態では、鋼板が熱間圧延鋼板又は冷間圧延鋼板であるので、焼鈍温度ＴＡは、６５０℃～Ａｅ３の間に含まれ、Ａｅ３は平衡状態における変態温度を示し、それを超える温度でオーステナイトは完全に安定する。当業者は熱力学計算で又は加熱及び等温保持を伴うテストによってＡｅ３を測定する方法を知っている。
この実施形態では、焼鈍温度ＴＡでの、及び焼鈍時間での保持後の鋼板の組織は、すべてがオーステナイトではなくフェライトを含む。
焼鈍時間ＴＡでの保持中、マンガンのオーステナイトへの分配が完了する。
この実施形態では、以下にさらに詳細に開示されているように、焼鈍時間ＴＡでの保持後、鋼板は例えば、室温にすぐに冷却され、又は溶融めっきされ次に室温に冷却される。
実際に、焼鈍温度ＴＡはＡｅ３より低く、こうして得られた焼鈍鋼板がフェライトを含む組織を有するので、室温に冷却後この焼鈍鋼板はより容易に切断しブランクを生産することができる。
しかし、必要であれば、鋼板の硬度によって、この鋼板のさらなる切断を容易にしブランクを得るために、上記で開示された焼戻し処理を行ってもよい。
Ａｅ３より高くても低くても、焼鈍温度ＴＡでの保持及び任意の焼戻し処理後、この方法のさらなる工程は、製造しようとする鋼板のタイプによる：
－被覆しない鋼板を生産しようとする場合、鋼板は焼鈍温度ＴＡから、又は焼戻し温度Ｔｔから室温に冷却される。
－プレコートされた鋼板を生産しようとする場合、焼鈍鋼板を、焼鈍温度ＴＡからプレコーティング温度Ｔｐｃに冷却する、又は該当する場合、焼戻し温度Ｔｔから（すなわち、焼戻し温度が所望のプレコーティング温度と等しくない場合）プレコーティング温度Ｔｐｃにし、次に浴での連続溶融めっきによる金属プレコーティングでプレコートし、次に室温まで冷却する。
プレコーティング温度Ｔｐｃは、浴の熱的ディスラプションを防ぐためプレコーティング浴の温度Ｔｂｍに近い。この理由により、プレコーティング温度Ｔｐｃは、好ましくはＴｂｍ－１０℃～Ｔｂｍ＋５０℃に含まれる。
所望のプレコーティングがアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金である場合、鋼板は約６５０～６８０℃の温度で連続的に浴で溶融めっきされ、正確な温度はアルミニウム系合金又はアルミニウム合金の組成による。好ましいプレコーティングは、重量で、５％～１１％のＳｉ、２％～４％のＦｅ、任意で０．００１５～０．００３０％のＣａ、Ａｌ及び不純物である残部を含む浴で鋼板を溶融めっきすることによって得られるＡｌ－Ｓｉである。
その後、この鋼板を室温に冷却する。一選択として、このＡｌ、Ａｌ系合金又はＡｌ合金によるプレコートされた鋼板は、Ａｌ及び鉄及び任意でケイ素を含有し、フリーＡｌもτ５相のＦｅ３Ｓｉ２Ａｌ１２型もτ６相のＦｅ２Ｓｉ２ＡＩ９型も含有しない、少なくとも１つの金属間層を含有するプレコーティングを得るために選択された温度及び時間でさらなる熱処理を受けてもよい。
所望のプレコーティングが、亜鉛、亜鉛系合金又は亜鉛合金の場合、鋼板は約４６０℃の温度で浴で溶融めっきされ、正確な温度は亜鉛系合金又は亜鉛合金の組成による。このプレコーティングは、７～１１％のＦｅを含有するプレコーティングを得るために、連続溶融亜鉛又は亜鉛合金めっきであってもよく、すなわち約４５０～５２０℃での溶融亜鉛めっき直後に熱処理を含んでもよい。亜鉛めっきで得られるプレコーティングは典型的に、０．２５～０．７０％のＡｌ、０．０１～０．１％のＦｅ、亜鉛及び加工で生じる不可避的不純物である残余を含有する。亜鉛合金めっきで得られるプレコーティングは典型的に、０．１５～０．４％のＡｌ、６～１５％のＦｅ、亜鉛及び加工で生じる不可避的不純物である残余を含む。
プレコーティングは、１～１５％のＡｌ、０．５～５％のＭｇ、０．０１～０．１％のＦｅ、亜鉛及び加工で生じる不可避的不純物である残余を含有する亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金であってもよい。このプレコーティングはまた、４～６％のＡｌ、０．０１～０．１％のＦｅ、亜鉛及び加工で生じる不可避的不純物である残余を含有する合金であってもよい。
プレコーティングはまた、４０～４５％のＺｎ、３～１０％のＦｅ及び１～３％のＳｉ、アルミニウム及び加工で生じる不可避的不純物である残余を含有するアルミニウム－亜鉛合金であってもよい。
一選択として、金属プレコーティング方法は２つの層の堆積を含み得るが、それは金属プレコーティングが、亜鉛、亜鉛系合金又は亜鉛合金の層に覆われたアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金の層からなるようなものである。この層は例えば、電着又は真空蒸着：物理蒸着（ＰＶＤ）及び／若しくは化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積される。
こうして得られた焼鈍鋼板は、熱間圧延されても冷間圧延されてもよく、被覆されてもされなくてもよく、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
マルテンサイトからなる残部分からなる組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
一実施形態では、焼鈍温度ＴＡがＡｅ３より高いので、組織はフェライトを含まない。
さらに、プレコートされた鋼板を生産しようとする場合、焼鈍は、焼鈍完了時に、６～３０マイクロメートルの間に含まれる深さｐ５０％にわたって、鋼板の面の脱炭を得るように行われることが好ましく、ｐ５０％は炭素含有量が鋼組成のＣ含有量の５０％に等しい深さである。
そのために、加熱及び保持中の連続焼鈍又は連続溶融めっきのライン内の焼鈍雰囲気は、例えば以下の範囲内である。
・－１５℃～＋６０℃の間に含まれる露点で、２体積％～１０体積％の間のＨ２、Ｎ２及び不可避的不純物である残部。
脱炭はまた、焼鈍雰囲気内に過量のＯ２を提供することによって得られてもよい。
これは、
－－６０℃～＋６０℃の間に含まれる露点で、０．０５体積％～６体積％のＯ２、Ｎ２及び不可避的不純物である残部を含む雰囲気で、加熱及び保持中に区分することによって、又は加熱セクション及び均熱セクションの一部を提供することによって、
－又は、雰囲気が空気対天然ガスの比率が１～１．２の間で、空気と天然ガス又は燃料との混合物の燃焼の結果である、加熱工程中の直火炉内の通過によって、
－又は加熱及び／又は保持セクションで、又は加熱又は保持セクションの一部で、上記で与えられたものと同等のＯ２含有量を提供する任意の他の方法によって、
いずれでも保証され得る。
本発明による鋼板でプレス硬化部品を製造する方法をここで記載する。
上記に説明されているように、本発明による鋼板は、未焼鈍熱間圧延鋼板、熱間圧延焼鈍プレコート鋼板、未焼鈍冷間圧延鋼板、冷間圧延焼鈍鋼板、又は冷間圧延焼鈍プレコート鋼板であり得る。
まず、鋼板を所定の形に切断し平坦ブランクを得たが、その幾何学的形状は、意図された部品の最終幾何学的形状と明らかに関連している。
任意で、ブランクの加熱及びホットプレス成形の前に、ブランクは冷間成形され予め変形されたブランクを得る。この冷間予変形は、意図される部品の最終幾何学形状にほぼ近いブランクをもたらすことが意図され、次の熱間成形工程での変形の量を減少させることを可能にする。
次に、このブランクは、平坦な又は冷間予変形されたどちらでも、８００～９５０℃の間に含まれる温度Ｔｍに加熱される。この加熱は、加熱装置、例えば加熱炉で行われる。加熱手段は制限されず、放熱系、誘導系、又は抵抗系であってよい。加熱されたブランクは、温度Ｔｍで６０秒～６００秒の間に含まれる時間ｔｍの間保持される。これらの温度－時間範囲は、温度Ｔｍでの保持の終了時に、７０％～１００％のオーステナイト及び最大３０％のフェライトを含む組織を得ることを可能にする。
温度Ｔｍが８００℃より低い場合、プレス硬化部品の最終組織は、高すぎる比率の、特に３０％より高いフェライトを含むため、少なくとも１３００ＭＰａの引張強さＴＳが達成されない。温度Ｔｍで６０秒未満の保持時間ｔｍはまた、最終部品で高すぎる比率のフェライトをもたらし、１３００ＭＰａより低い引張強さにつながる。
温度Ｔｍが９５０℃より高い、及び／又は保持時間ｔｍが６００秒より長い場合、加熱及び保持工程は、加熱時にオーステナイト粒の重要すぎる粗大化をもたらし、最終部品の引張強さ及び降伏強さの低下につながる。
さらに、このブランクがプレコートされる場合、この加熱及び保持が、鋼母材とプレコーティングの相互拡散を引き起こす。「プレコーティング」という用語は加熱前の合金を、及び「コーティング」はホットスタンピング直前の加熱中に形成される合金層を示すために使用される。したがって、最終コーティングの厚さがプレコーティングの厚さより大きいので、炉内の熱処理がプレコーティングの性質及びその幾何学形状を変化させる。合金により作られるコーティングは下地鋼板を酸化及び余分な脱炭から保護し、特にスタンピングプレスでのその後熱間成形に適している。コーティングの全体の厚さで合金化が生じる。プレコーティングの組成によって、１つ又は複数の金属間相が、この合金層及び／又は固溶体の形の合金での相互拡散によって作られる。コーティングの鉄富化は、融点の急速な上昇をもたらす。作られたコーティングはまた、粘着性があり、それに続くことになる、可能性のある熱間成形作業及び急速冷却に適しているという利点を有する。したがって、加熱中、金属間相は一時的に又は最終的に相互拡散によって作られ、熱間プレスでのさらなる変形を容易にし、鋼表面の脱炭及び酸化を防ぐことを可能にする。
加熱及び保持工程後、加熱されたブランクは加熱装置から取り出される。この加熱されたブランクを成形プレスに移送させる。
この鋼板の高い焼入れ性により、この移送中、オーステナイトのポリゴナルフェライトへの変態は生じないので、移動時間Ｄｔはこのような変態を避けるために低い値に制限される必要はない。当然ながら、移動時間Ｄｔは、いずれの場合でも、ブランク温度を、所望の熱間成形温度未満へ低下させることを避けるために制限されなければならない。熱間成形温度は一般に少なくとも４５０℃である。
その後、加熱されたブランクを成形プレスで熱間成形し、成形部品を得る。成形工程中、変形モード及び量は、最終部品及び成形工具の幾何学的形状のため、場所によって異なる。例えば、一部の部位は拡大し、一方他の部位は拘束して変形する。変形モードがどうであろうと、相当変形εｂはプレス硬化部品の各部位で、
Figure 2023036879000002
 として定義することができ、式中、ε１及びε２が主変形である。したがって、εｂはプレス硬化部品の各部位で、熱間成形方法によって引き起こされるひずみの量を表す。
例えば、プレス硬化鋼部品は、０．１５より高い相当変形εｂを有する少なくとも１つの第１の熱間変形部位及び第１の熱間変形部位と同じプレス硬化での冷却サイクルを経た、相当変形εｂが０．０５未満である、少なくとも１つの第２の部位を含む。
次にこの部品を、適切な冷却速度を確実にし、収縮及び相変態による部品のゆがみを避けるために、成形プレスの工具に置いておく。
部品は主に、工具での熱伝達により伝導で冷却される。この工具は冷却速度を上げるためのクーラント循環又は冷却速度を下げるための加熱カートリッジを含んでもよい。したがって、冷却速度を、このような手段の遂行によって調節することができる。しかし、鋼板の高い焼入れ性により、Ｍｓ未満に冷却する時に、オーステナイトのマルテンサイトへの変態を達成するために、冷却速度を高い値に調節する必要はない。
本発明によるプレス硬化部品を得るために、成形部品をＭｓ－１００℃より低い冷却停止温度ＴＣまで冷却し、オーステナイトのマルテンサイトへの部分変態を得る。
一実施形態では、冷却停止温度ＴＣは室温、例えば、２０℃～３０℃の間である。
次に、この成形部品を、冷却停止温度ＴＣから３５０℃～５５０℃の間に含まれる後処理温度ＴＰＴに再加熱し、この後処理温度ＴＰＴで、１０秒～６００秒、例えば１０秒～１２０秒の間に含まれる保持時間ｔＰＴの間維持する。
後処理温度ＴＰＴは好ましくは３５０℃～４５０℃間に含まれる。
この保持工程中に、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素分配、それによりオーステナイトを富化及び安定化させ、マルテンサイトの焼戻しが生じる。
この成形部品を次に後処理温度ＴＰＴから室温に冷却し、プレス硬化鋼部品を得る。
冷却は例えば空気内で行われる。この冷却中、オーステナイトの一部がフレッシュマルテンサイトに変態し得る。しかし、特に炭素によるオーステナイトの安定化のために、作られるフレッシュマルテンサイトの比率は５％より低い。
こうして得られたプレス硬化鋼部品は、この部品の大部分で、面比率で、
－少なくとも５０％の分配されたマルテンサイト、
－３０％未満のフェライト、
－少なくとも２％の残留オーステナイト、
－６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、及び
－最大５％のフレッシュマルテンサイトからなるミクロ組織を有する。
分配されたマルテンサイトは、鋼の公称Ｃ含有量より低い平均Ｃ含有量（すなわち、プレス硬化鋼部品の平均Ｃ含有量）を有し、この低い含有量は、後処理温度ＴＰＴでの保持中の、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配から生じる。
残留オーステナイトは少なくとも０．５％の平均Ｃ含有量を有し、この高い含有量もまた、後処理温度ＴＰＴでの保持中の、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配から生じる。
一般に、残留オーステナイトが、１．１＊Ｍｎ％より高い平均Ｍｎ含有量を有する。
一般に、フェライト粒は、もしあれば、最大で１．５μｍの平均径を有する。
記載された方法により得られたプレス硬化鋼部品は、典型的に０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する。
本発明者らは、この部品の使用中に高い応力集中を受け得る、プレス硬化部品の部位で高い延性を得る方法を見出した。成形プレスで、部位が０．１５より高い相当変形εｂで変形する場合、これらの変形された部位の組織はより微細である。
特に、本発明者らは、変形していない又はほとんど変形していない部位（εｂ＜０．０５と後で示す部位）と、変形が０．１５より高い量で加えられた部位とを比較した。大きく変形した（又はひずんだ）部位の硬度は、プレス硬化部品のひずんでいない又はほとんどひずんでいない部位と比較して、一般に少なくとも１５ＨＶ１（ＨＶ１は１ｋｇｆ荷重下で測定されたビッカース硬度である）上昇する。
しかし、この硬度上昇は、マルテンサイトラスのサイズの減少によって少なくとも埋め合わされる。
発明者らは、ほとんど変形していない部位又は大きく変形した部位で、平均マルテンサイト（もしあれば、分配された及びフレッシュ）ラス幅を測定した。ミクロ組織を見せるためのＥＳＢＤ解析の後、ラス幅を自体公知である切断法により測定する。０．１５より高い相当変形の適用が、ほとんど変形していない部位と比較して、１５％超の平均ラス幅を減少させることが証明されている。このラス幅の減少は、結果として起こる割れ発生及び伝播に対する抵抗を高める。一般に、加えられた変形が０．１５より高い部位では、平均マルテンサイトラス幅は０．６５μｍ未満である。比較すると、ほとんど変形していない部位の平均マルテンサイトラス幅は、一般に０．７５μｍより大きい。
さらに、０．１５より高い相当変形の適用が、ほとんど変形していない部位と比較して、マルテンサイトラスのサイズ分布を変化させることが証明されている。
特に、０．８μｍより小さい幅を有するマルテンサイトラスの比率は、ほとんど変形していない部位でよりも大きく変形した部位で少なくとも３５％高い。
このより小さいマルテンサイトラスのサイズは特に靭性の向上を提供する。
したがって、鋼組成及びプレス硬化でのパラメータの組合せにより、部品の標的部位において高い延性を達成することが可能になる。自動車での適用で、成形部品は衝突の場合により高い延性を示す。
本発明の他の目的は、アルミニウム、アルミニウム系合金、又はアルミニウム合金のプレコーティングでプレコートされたレーザ溶接鋼ブランク及びアルミニウム系合金、又はアルミニウム合金コーティングで被覆された、プレス硬化レーザ溶接鋼部品である。
レーザ溶接鋼ブランクは、少なくとも本発明による鋼板から得られ、アルミニウム、アルミニウム系合金、又はアルミニウム合金プレコーティングでプレコートされる第１の鋼ブランク、またアルミニウム、アルミニウム系合金、又はアルミニウム合金プレコーティングでプレコートされる第２の鋼ブランク、及びこの第１の鋼ブランクをこの第２の鋼ブランクに接合させるレーザ溶接部を含む。鋼ブランクは、同じ組成又は異なる組成及び同じ厚さ又は異なる厚さを有してもよい。異なる組成の場合、所望の延性性質を有する溶接部を作るためには、第２の鋼ブランクの炭素含有量は重量で０．０４％～０．３８％の間、好ましくは０．０６５％～０．３８％の間に含まれなければならないことが証明されている。
例えば、第２の鋼ブランクは重量パーセントで、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％、
０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．９％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｎｉ≦２％、
０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％、
Ｎｂ≦０．１％、
Ｂ≦０．０１０％、
０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、
０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、
０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％、
鉄及び不可避的不純物である残部を含む化学組成を有する鋼で作られる。
好ましくは、Ｃ含有量は少なくとも０．０６５％である。
第１の実施形態では、第２の鋼ブランクは、重量パーセントで、
０．０４％≦Ｃ≦０．１００％、０．８０％≦Ｍｎ≦２．０％、０．００５％≦Ｓｉ≦０．３０％、０．０１０％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．００１％≦Ｃｒ≦０．１０％、０．００１％≦Ｎｉ≦０．１０％、０．０３％≦Ｔｉ≦０．０８％、０．０１５％≦Ｎｂ≦０．１％、０．０００５％≦Ｎ≦０．００９％、０．０００１％≦Ｓ≦０．００５％、０．０００１％≦Ｐ≦０．０３０％、Ｍｏ≦０．１０％、Ｃａ≦０．００６％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有する。
第２の実施形態では、第２のブランクは、重量パーセントで、
０．０６５％≦Ｃ≦０．０９５％、１．４％≦Ｍｎ≦１．９％、０．２％≦Ｓｉ≦０．５％、０．０２０％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．０２％≦Ｃｒ≦０．１％、ここで１．５％≦（Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ）≦２．７％、３．４ｘＮ≦Ｔｉ≦８ｘＮ、０．０４％≦Ｎｂ≦０．０６％、ここで０．０４４％≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）≦０．０９％、０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、０．００１％≦Ｎ≦０．００９％、０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％及び任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００６％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有する。
第３の実施形態では、第２のブランクは、重量パーセントで、
０．１５％≦Ｃ≦０．３８％、０．５％≦Ｍｎ≦３％、０．１０％≦Ｓｉ≦０．５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、０．０１％≦Ｃｒ≦１％、０．００１％≦Ｔｉ＜０．２％、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有する。
第４の実施形態では、第２のブランクは、重量パーセントで、
０．２４％≦Ｃ≦０．３８％、０．４０％≦Ｍｎ≦３％、０．１０％≦Ｓｉ≦０．７０％、０．０１５％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．００１％≦Ｃｒ≦２％、０．２５％≦Ｎｉ≦２％、０．０１５％≦Ｔｉ≦０．１％、０％≦Ｎｂ≦０．０６％、０．０００５％≦Ｂ≦０．００４０％、０．００３％≦Ｎ≦０．０１０％、０．０００１％≦Ｓ≦０．００５％、０．０００１％≦Ｐ≦０．０２５％、以下の関係、Ｔｉ／Ｎ＞３．４２を満たすＴｉ及びＮの含有量、以下の関係、数２を満たすＣ、マンガン、Ｃｒ及びＳｉの含有量、以下の元素：０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、０．００１％≦Ｗ≦０．３０％、０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％のいくつかの内の１つを任意で含む化学組成、鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有する。
Figure 2023036879000003
第５の実施形態では、第２の鋼ブランクは、重量パーセントで、：０．１５％≦Ｃ≦０．２２％、３．５％≦Ｍｎ＜４．２％、０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％、０．００１％≦Ｃｒ≦１％、０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％、０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％、０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％、０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％、０．００１％≦Ｎ≦０．００９％、０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％、任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む、本発明による組成を有する。
レーザ溶接鋼ブランクは、本発明による鋼板を切断し、アルミニウム、アルミニウム系合金、又はアルミニウム合金プレコーティングでプレコートし、第１のブランクを得て、例えば本発明による鋼板である鋼板を切断し、またアルミニウム、アルミニウム系合金、又はアルミニウム合金プレコーティングでプレコートし、第２のブランクを得ることによって得られる。例えば、第２のブランクは上で定義され、及び好ましくは第１、２、３、４又は５の実施形態による組成を有する。
第１及び第２のブランクは、それぞれの周囲側面の一つに沿って溶接される。本発明の鋼の組成での高いＭｎ含有量により、ブランクの上面及び下面のすべてのプレコーティングのアブレーションを溶接前に必要としない。例えば、ブランクの１つの少なくとも１面はアブレーションされない、又はすべてのプレコーティングがアブレーションされない。
実際に、鋼板での及び必然的に溶接部での、Ｍｎのガンマジニアス効果は、プレコーティングの溶融及びこの溶融プレコーティングの溶接部への組入れから生じる、溶接部でのＡｌの効果と釣り合う。
したがって、本発明によると、ブランクの上面及び下面のすべてのプレコーティングのこのようなアブレーションは、溶接前に行われない。
こうして、溶接後、第１及び第２のブランクのアルミニウム、アルミニウム系合金、又はアルミニウム合金プレコーティングは、第１及び第２の鋼ブランクの少なくとも１面のレーザ溶接部の直近傍を覆う。
こうして得られたレーザ溶接ブランクは、次に上記の条件で、熱間成形中の割れのリスクなしに、熱間成形されプレス硬化され得る。こうして得られたプレス硬化溶接部品は、溶接金属並びに第１及び第２のブランクが同じ作業でプレス硬化され、高い機械的抵抗及び延性の性質を示す。特に、第１のブランクの熱間成形から生じる第１のプレス硬化部品及び、第２のブランクの熱間成形から生じる第２のプレス硬化部品を接合するプレス硬化レーザ溶接部は、最大１５％のフェライトを含む組織を有する。
さらに、ブランクの上面及び下面のすべてのプレコーティングの、このようなアブレーションは溶接前に実施されなかったので、プレス硬化溶接部品は、第１及び第２のプレス硬化鋼部品の少なくとも１面で、熱影響部のコーティングの厚さが第１及び第２のプレス硬化鋼部品の残りの部分のコーティングの厚さと同じであるようである。
本発明の別の目的は、抵抗スポット溶接により溶接された、第１のプレス硬化鋼部品及び第２のプレス硬化鋼部品を含む溶接組立体である。第１のプレス硬化鋼部品が本発明によるものであり、第２のプレス硬化鋼部品は、本発明によるものであっても、異なる組成であってもよい。特に、第１及び第２の部品は、同じ組成又は異なる組成及び同じ厚さ又は異なる厚さを有してもよい。
例えば、第２の部品は、重量パーセントで
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％、
０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．９％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｎｉ≦２％、
０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％、
Ｎｂ≦０．１％、
Ｂ≦０．０１０％、
０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、
０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、
０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％、
鉄及び不可避的不純物である残部
を含む化学組成を有する鋼で作られる。
好ましくは、第２の部品のＣ含有量は、少なくとも０．０６５％である。
例えば、第２の鋼部品の組成は、第２のブランクに関して上に記載した、第１、２、３、４又は５の実施形態の組成に従ってもよい。
溶接組立体は第１及び第２のプレス硬化鋼部品を生産し、この第１及び第２の鋼部品を抵抗スポット溶接することによって製造される。
第１の部品を第２の部品に接合させる抵抗スポット溶接は、少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値及び少なくとも０．７０のプラグ比によって定義される、十字引張試験における高い抵抗性が特徴である。
ここで、アルファ値は、十字試験での最大荷重を溶接部直径及び厚さで割ったものを示す。アルファ値は、ｄａＮ／ｍｍ２で表される抵抗スポット溶接での標準荷重である。
プラグ比は、プラグ直径を溶融帯（ＭＺ）の直径で割ったものに等しい。プラグ比が低いほど、溶融帯の延性がより低い。
一般に、熱影響部の軟質化、すなわち母材鋼板のビッカース硬度と、熱影響部の最小ビッカース硬度との差は、母材鋼板のビッカース硬度の２５％より低い。
本発明の別の目的は、抵抗スポット溶接により溶接された、第１のプレス硬化鋼部品及び第２の鋼部品を含み、第１のプレス硬化鋼部品が本発明によるものであり、第２の鋼部品がホットスタンピング又はコールドスタンピング鋼部品であり、２１００ＭＰａより高くない引張強さを有する、溶接組立体である。好ましくは、第２の鋼部品が、０．３８％以下のＣ含有量及び４．２％以下のＭｎ含有量を有する。
本発明を、ここで以下の実施例によって示すが、決して制限的ではない。
重量パーセントで表された、表１に記載の組成を有する鋼板は、スラブの形で提供された。熱力学計算で測定される温度Ａｅ３は、以下の表１に報告される。
Figure 2023036879000004
スラブを温度Ｔｈまで加熱し、熱間圧延し、巻取り温度Ｔｃｏｉｌで巻き取った。次に熱間圧延鋼板を酸洗し、任意でバッチ焼鈍温度ＴＨＢＡで、この温度ＴＨＢＡでの保持時間ｔＨＢＡでバッチ焼鈍し、酸洗し、次に冷間圧延率ｒＣＲで冷間圧延し、厚さｔｈを有する冷間圧延鋼板を得た。
次に冷間圧延鋼板の一部を焼鈍温度ＴＡで、焼鈍時間ｔＡの間焼鈍した。鋼板の一部を、重量で、５％～１１％のＳｉ、２％～４％のＦｅ、任意で０．００１５～０．００３０％のＣａ、Ａｌ及び不純物である残部を含む浴での溶融めっきによりＡｌ－Ｓｉコーティングでプレコートした。
焼鈍鋼板の製造条件（Ａ、Ｂ．．．）を以下の表２に要約する。
Figure 2023036879000005
熱間圧延鋼板の一部のシャルピーエネルギーを２５℃でバッチ焼鈍前に測定した。特に、角度４５°及び０．２５ｍｍのルート半径を有する２ｍｍ深さのＶ切り欠きを有する５５ｘ１０ｍｍ２のシャルピー衝撃試験片をバッチ焼鈍前に熱間圧延鋼板から収集し、特定の衝撃エネルギー（「シャルピーエネルギー」）ＫＣｖを測定した。
結果は以下の表３に報告される。慣例では、テスト条件は鋼組成及び鋼板の製造条件と関連する。したがって、例えば、Ｉ１Ａは、条件Ａの温度Ｔｈ及び巻取り温度Ｔｃｏｉｌで生産された鋼組成Ｉ１から得られる熱間圧延鋼板を指す。
Figure 2023036879000006
実施例Ｉ１Ａ、Ｉ２Ａ、Ｉ３Ａ、Ｉ４Ｂ、Ｉ５Ｃ、Ｉ６Ｂ、Ｉ７Ｃ及びＩ８Ａは、本発明による組成を有し、本発明による温度Ｔｈ及び巻取り温度Ｔｃｏｉｌで生産され、２５℃で少なくとも６０Ｊ／ｃｍ２という非常に高いシャルピーエネルギーを有する。
反対に、例Ｒ３ＢはＢもＡｌも含まない組成を有する。結果として、例Ｒ３Ｂは、本発明による温度Ｔｈ及び巻取り温度Ｔｃｏｉｌで生産されるが、低いシャルピーエネルギーを有する。
次に、冷間圧延鋼板を切断しブランクを得た。ブランクを温度Ｔｍまで加熱し、この温度Ｔｍで保持時間ｔｍの間保持し、７０％～１００％のオーステナイトを含む組織を有する加熱された鋼ブランクを得た。
次にこの加熱されたブランクを成形プレスに移送し熱間成形し、成形部品を得た。
一部の成形部品を冷却停止温度ＴＣまで冷却し、次にこの冷却停止温度ＴＣから後処理温度ＴＰＴまで再加熱し、この後処理温度ＴＰＴで保持時間ｔＰＴの間維持した。
次にこの部品を室温に空気冷却した。
その他の部品を、後処理なし（条件ｈ）で熱間成形直後に室温に冷却した。
プレス硬化部品の製造条件（ａ、ｂ．．．）は、以下の表４に要約される。
このプレス硬化部品で、ＩＳＯ規格（ＥＮ６８９２－１－２００９）による１２．５ｘ５０ｍｍ２の試験片を使用し、降伏強さＹＳ及び引張強さＴＳを測定した。
Figure 2023036879000007
臨界曲げ角度を、ＶＤＡ－２３８曲げ規格（１．５ｍｍの厚さに統一して）の方法Ｂにより、２つのローラで支えられた、６０ｘ６０ｍｍ２のプレス硬化部品で測定した。曲げ力が０．４ｍｍ半径の鋭いパンチで加えられる。ローラとパンチの間のスペースは、テスト部品の厚さと等しく、０．５ｍｍの隙間が加えられる。割れの出現は、荷重変位曲線における荷重減少と同時に起こるので、検知される。荷重がその最大値の３０Ｎ超減少すると、テストは中断される。各サンプルの曲げ角度（α）は、除荷後、及びそれによるスプリングバック後に測定される。各方向（圧延方向及び横方向）ごとに３つのサンプルを曲げ、曲げ角度の平均値αＡを得た。
曲げ試験片により、車両衝突の観点から、最も厳しい条件である平面ひずみ条件で破断ひずみを測定する。これらのテストから、破断が生じた場合の試験片の臨界変位を測定することができる。一方、有限要素解析は、このような試験片の曲げのモデル化すること、すなわちこのような臨界変位で曲がった部位に存在するひずみレベルを知ることを可能にする。このような臨界条件のこのひずみは、材料の破断ひずみである。
このような機械的テストの結果が、表５に表示されている。慣例では、テスト条件は、鋼組成、鋼の製造条件、及びプレス硬化部品の製造条件と関連する。したがって、Ｉ１Ａａは例えば、条件Ａで製造された鋼板をプレス硬化条件ａに合わせることによって生産された、鋼組成Ｉ１で得られたプレス硬化部品を指す。
表５はまたプレス硬化部品の一部のミクロ組織の特徴を表す。異なる構成物の面比率を、異なる試薬（Ｎｉｔａｌ、Ｐｉｃｒａｌ、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ、メタ重亜硫酸ナトリウム及びＬｅＰｅｒａ）で試験片を研磨及びエッチングし、特定の構成物を見せることによって測定した。面比率の定量化が画像解析及びＡｐｈｅｌｉｏｎ（商標）ｓｏｆｔｗａｒｅにより、１０を超える、少なくとも１００ｘ１００μｍ２の代表部位で行われた。
残留オーステナイトの比率を、Ｘ線回折（ＸＲＤ）解析で測定した。残留オーステナイトのＣ含有量を、例えば残留オーステナイト比率及び格子定数をリートベルト法で、Ｘ線回折（ＸＲＤ）解析により評価し、Ｄｙｓｏｎ及びＨｏｌｍｅｓの式を使用して測定した。
表５で、Ｍｓは、膨張計測によって測定されるように、冷却時に、組織に存在するオーステナイトのマルテンサイトへの変態が開始する温度を示す。この温度Ｍｓは、各鋼組成について、組成及び製造条件、特に温度Ｔｍによって決まるので、表５において各鋼組成及び製造条件に対して報告されている。
さらに、表５では、ＰＭは分配されたマルテンサイト比率を示し、ＦＭはフレッシュマルテンサイト比率を示し、Ｆはフェライト比率を示し、ｄｃｍは６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度を示し、ＲＡは残留オーステナイトの比率を示し、ＣＲＡは残留オーステナイトの平均Ｃ含有量である。
さらに、ＹＳは降伏強さであり、ＴＳは引張強さであり、αＡは曲げ角度（度数で表された）である。
Figure 2023036879000008
この表５で、ｎ．ｄ．は「測定されていない（ｎｏｔ ｄｅｔｅｒｍｉｎｅｄ）」を意味し、ＮＡは「該当しない（ｎｏｔ ａｐｐｌｉｃａｂｌｅ）」を意味する。
試験Ｉ１Ａａ、Ｉ１Ａｂ、Ｉ２Ａａ、Ｉ２Ａｂ、Ｉ２Ａｄ、Ｉ２Ａｅ、Ｉ３Ａａ、Ｉ３Ａｂ、Ｉ４Ｂｆ、Ｉ５Ｃｉ、Ｉ５Ｃｊ、Ｉ７Ｃｋ及びＩ７Ｃｌにおいて、組成、鋼板の製造条件及びプレス硬化条件が本発明に相当し、所望のミクロ組織の特徴が得られる。結果として、高い引張性質及び高い圧潰延性、特に高い、曲げ角度及び破断ひずみが達成される。
サンプルＩ１Ａｂのミクロ組織は、付図に示され、「ＲＡ」は残留オーステナイトを示し、「ＰＭ」は分配されたマルテンサイトを示す。
試験Ｒ１Ｄｎ及びＲ１Ｄｏでは、Ｍｎ及びＳの含有量は本発明の条件を満たしていない。鋼板の製造条件及びプレス硬化条件が本発明の範囲に一致していても、圧潰延性、特に曲げ角度及び破断ひずみが、求められる値を満たしていない。
試験Ｒ４Ｇｃでは、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ及びＳの含有量は、本発明の条件を満たさない。鋼板の製造条件及びプレス硬化条件が本発明の範囲に一致していても、引張強さが１３００ＭＰａに達していない。
試験Ｒ５Ｅｈでは、Ｍｎの含有量は低すぎる。さらに、熱間成形後、後処理が行われなかった。結果として、組織は高比率のフレッシュマルテンサイトを含む。降伏強さ及び引張強さが目標値に達しても、圧潰延性、特に破断ひずみが満足いくものではない。
さらに、本発明者らは上記の製造条件で得た、鋼板及びプレス硬化部品の溶接性を評価した。
特に、抵抗スポット溶接テストを、プレス硬化部品の一部で行った。様々なテスト条件下で生産されたプレス硬化部品を、表６で報告された溶接パラメータで及び５～８ｋＡの間に含まれる強度で、抵抗スポット溶接し、各部品が同じテスト条件で生産された別の部品に溶接されたことが理解される。
切断され研磨された抵抗スポット溶接部において硬度テストを行い、金属溶接の近傍の熱影響部で結果として起こる軟質化を測定した。この軟質化は、母材鋼板の硬度と、熱影響部の最小硬度の値との差によって測定される。引張テストを抵抗スポット溶接部で行い、溶接部の全伸びを測定した。母材金属の延びと比較して、この溶接部は、母材金属の１つと比較して概ね顕著であり得る伸び変化をもたらす。したがって、相対的な伸びの変化は、（母材金属伸び－溶接部伸び）／母材金属伸びで定義される。
このパラメータ及び結果は表６で報告され、表中、
「テスト条件」は、抵抗スポット溶接部テストが行われたプレス硬化部品を示す。
－「溶接加圧力」は、ｄａＮで表される、スポット溶接中の溶接加圧力を示す。
－「アルファ」は、アルファ値すなわちｄａＮ／ｍｍ２で表される、十字試験での最大荷重を溶接部直径及び厚さで割ったものを示す。
－「プラグ比」は、プラグ直径を溶融帯（ＭＺ）の直径で割ったものに等しいプラグ比を示す。
－「ＨＡＺ軟質化」は、母材金属のビッカース硬度と、熱影響部の最小ビッカース硬度の値との差を示す。
－「相対的軟質化」は、パーセントで表される、ＨＡＺ軟質化と母材金属のビッカース硬度との比率である。
Figure 2023036879000009
表６で、ｎ．ｄ．は、「測定されない（ｎｏｔ ｄｅｔｅｒｍｉｎｅｄ）」を意味する。
実施例Ｉ４Ｂｆ、Ｉ５Ｃｉ、Ｉ６Ｂｍ、Ｉ７Ｃｋ及びＩ８Ａｂは、本発明による組成を有する鋼板で作られ、本発明に一致する製造条件で生産された。結果として、これらの部品を抵抗スポット溶接することにより生産された抵抗スポット溶接部は、少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値及び少なくとも０．７０のプラグ比で特徴づけられる高い延性を有する。
反対に、例Ｒ１Ｈｒは、高すぎるＭｎ含有量を有する鋼板で作られている。結果として、２つの部品を抵抗スポット溶接することによって生産された抵抗スポット溶接部Ｒ１Ｈｒは、低い延性、特に５０ｄａＮ／ｍｍ２より低いアルファ値、及び０．７０より低いプラグ比を有する。
さらに、例Ｒ２Ｉｑは、高すぎるＣ含有量を有する鋼で作られる。結果として、２つの部品を抵抗スポット溶接することによって生産された抵抗スポット溶接部Ｒ２Ｉｑは、低い延性、特に５０ｄａＮ／ｍｍ２より低いアルファ値、及び０．７０より低いプラグ比を有する。ＨＡＺ軟質化は、ＨＡＺに著しい伸びの低下が存在する参照部品Ｒ５Ｅｈよりも、本発明により製造されたプレス硬化部品Ｉ４Ｂｆ、Ｉ６Ｂｍ及びＩ８Ａｂにおいて、顕著ではない。
したがって、本発明により製造された鋼板部品は、車両の構造部品又は安全部品の製作に有益に使用され得る。
文献ＷＯ２０１７／００６１５９は、０．０６２～０．０９５％のＣ、１．４～１．９％のＭｎ、０．２～０．５％のＳｉ、０．０２０～０．０７０％のＡｌ、０．０２～０．１％のＣｒ、ここで１．５％≦Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ≦２．７％、０．０４０～０．０６０％のＮｂ、３．４×Ｎ≦Ｔｉ≦８×Ｎ、０．０４４≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．０９０％、０．０００５～０．００４％のＢ、０．００１～０．００９％のＮ、０．０００５～０．００３％のＳ及び０．００１～０．２０％のＰを含む組成を有する鋼でプレス硬化部品を製造する方法を開示しており、このプレス硬化部品は７５°より大きい曲げ角度及び平面ひずみ条件下で０．６０より高い破断ひずみを有する。
このために、本発明はプレス硬化鋼部品の製造のための鋼板であって、
前記鋼板が、重量パーセントで、
０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％
０．００１％≦Ｃｒ≦１％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有し、
前記鋼板が、面比率で、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
前記残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す、鋼板に関する。
一実施形態によると、鋼板は未焼鈍鋼板であり、この鋼板のミクロ組織は、面比率で、
５％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなり、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
別の実施形態によると、鋼板は焼鈍鋼板であり、この焼鈍鋼板のミクロ組織は、面比率で、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
マルテンサイトからなる残部分からなり、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
一実施形態では、組成が、Ａｌ≧０．１５％及びＴｉ＜３．４２×Ｎのようである。
別の実施形態では、組成が、Ａｌ＜０．１５％及びＴｉ≧３．４２×Ｎのようである。この実施形態では、組成が、好ましくはＴｉ＜８×Ｎのようである。
一実施形態では、組成が、Ａｌ≧０．１５％及びＴｉ＜３．４２×Ｎのようである。
別の実施形態では、組成が、Ａｌ＜０．１５％及びＴｉ≧３．４２×Ｎのようである。この実施形態では、組成が、好ましくはＴｉ＜８×Ｎのようである。
一般に、残留オーステナイトが、少なくとも平均１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
一実施形態では、組成が、Ａｌ≧０．１５％及びＴｉ＜３．４２×のようである。
別の実施形態では、組成が、Ａｌ＜０．１５％及びＴｉ≧３．４２×Ｎのようである。この実施形態では、組成が、好ましくはＴｉ＜８×Ｎのようである。
鋼組成が少なくとも０．１５％のＡｌを含む場合、ＡｌがＴｉのように窒素と接合するので、Ｔｉの添加は任意のみである。しかし、Ｔｉを極めて低い値、０．００１％未満に減少させることは、求められる性質を考慮すると、コストが高く、効果的ではないであろう。この実施形態で、Ｔｉ含有量は、例えば３．４２×Ｎより低い。
鋼組成が０．１５％未満のＡｌを含む場合、Ｔｉは３．４２×Ｎより高いか又は等しい含有量で添加されることが好ましく、Ｎは鋼組成の窒素含有量を示す。
好ましくは、Ｔｉ含有量は８×Ｎより低い。
しかし、いずれにせよ、鋼板は、（すなわち、焼鈍鋼板であっても未焼鈍鋼板であっても）面比率で、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
鋼板のミクロ組織は、室温では残留オーステナイトである、１％～２０％のオーステナイトを含む。残留オーステナイトはマンガンが豊富で、残留オーステナイトの平均Ｍｎ含有量は１．１×Ｍｎ％より高いか、又は等しく、Ｍｎ％は鋼組成のＭｎ含有量を示す。このＭｎの富化が、残留オーステナイトを安定化させる。
この実施形態で、鋼板は、面比率で、
５％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
この第２の実施形態では、鋼板は、面比率で、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
マルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
特に、残留オーステナイトは、１．１×Ｍｎ％より一般に高いか、又は等しい平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎは鋼組成のＭｎ含有量を示す。
こうして得られた熱間圧延鋼板は、面比率で、
５％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
この段階で、すなわち冷間圧延直後、冷間圧延鋼板は、面比率で、
５％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分からなるミクロ組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
いずれの場合でも（すなわち鋼板が熱間圧延鋼板でも又は冷間圧延鋼板でも）、焼鈍は、鋼板を６５０℃より高い又は等しい焼鈍温度ＴＡまで加熱し、この鋼板をこの焼鈍温度ＴＡで３０秒～６００秒の間に含まれる焼鈍時間ｔＡの間保持し、次にこの鋼板を冷却することによって焼鈍が行われ、
面比率で、
５０％未満のフェライト
１．１×Ｍｎ％より高く又は等しい平均Ｍｎ含有量を有する、１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
マルテンサイトからなる残部分からなる組織を有する焼鈍鋼板を得る。
こうして得られた焼鈍鋼板は、熱間圧延されても冷間圧延されてもよく、被覆されてもされなくてもよく、
５０％未満のフェライト、
１％～２０％の残留オーステナイト、
６０ｎｍ超のより大きい寸法を有するセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
マルテンサイトからなる残部分からなる組織を有し、
この残留オーステナイトが、少なくとも１．１×Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す。
一般に、残留オーステナイトが、１．１×Ｍｎ％より高い平均Ｍｎ含有量を有する。
第２の実施形態では、第２のブランクは、重量パーセントで、
０．０６５％≦Ｃ≦０．０９５％、１．４％≦Ｍｎ≦１．９％、０．２％≦Ｓｉ≦０．５％、０．０２０％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．０２％≦Ｃｒ≦０．１％、ここで１．５％≦（Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ）≦２．７％、３．４×Ｎ≦Ｔｉ≦８×Ｎ、０．０４％≦Ｎｂ≦０．０６％、ここで０．０４４％≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）≦０．０９％、０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、０．００１％≦Ｎ≦０．００９％、０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％及び任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００６％、鉄及び不可避的不純物である残部を含む組成を有する。
熱間圧延鋼板の一部のシャルピーエネルギーを２５℃でバッチ焼鈍前に測定した。特に、角度４５°及び０．２５ｍｍのルート半径を有する２ｍｍ深さのＶ切り欠きを有する５５×１０ｍｍ２のシャルピー衝撃試験片をバッチ焼鈍前に熱間圧延鋼板から収集し、特定の衝撃エネルギー（「シャルピーエネルギー」）ＫＣｖを測定した。
このプレス硬化部品で、ＩＳＯ規格（ＥＮ６８９２－１－２００９）による１２．５×５０ｍｍ２の試験片を使用し、降伏強さＹＳ及び引張強さＴＳを測定した。
臨界曲げ角度を、ＶＤＡ－２３８曲げ規格（１．５ｍｍの厚さに統一して）の方法Ｂにより、２つのローラで支えられた、６０×６０ｍｍ２のプレス硬化部品で測定した。曲げ力が０．４ｍｍ半径の鋭いパンチで加えられる。ローラとパンチの間のスペースは、テスト部品の厚さと等しく、０．５ｍｍの隙間が加えられる。割れの出現は、荷重変位曲線における荷重減少と同時に起こるので、検知される。荷重がその最大値の３０Ｎ超減少すると、テストは中断される。各サンプルの曲げ角度（α）は、除荷後、及びそれによるスプリングバック後に測定される。各方向（圧延方向及び横方向）ごとに３つのサンプルを曲げ、曲げ角度の平均値αＡを得た。
表５はまたプレス硬化部品の一部のミクロ組織の特徴を表す。異なる構成物の面比率を、異なる試薬（Ｎｉｔａｌ、Ｐｉｃｒａｌ、Ｂｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ、メタ重亜硫酸ナトリウム及びＬｅＰｅｒａ）で試験片を研磨及びエッチングし、特定の構成物を見せることによって測定した。面比率の定量化が画像解析及びＡｐｈｅｌｉｏｎ（商標）ｓｏｆｔｗａｒｅにより、１０を超える、少なくとも１００×１００μｍ２の代表部位で行われた。
Figure 2023036879000011

Claims (43)

  1. プレス硬化鋼部品の製造のための鋼板であって、
    前記鋼板が、重量パーセントで
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
    ３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
    ０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
    ０．３％≦Ａｌ≦０．９％
    ０．００１％≦Ｃｒ≦１％
    ０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
    ０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
    ０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
    ０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
    ０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
    ０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
    ０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
    任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
    鉄及び不可避的不純物である残部、を含む組成を有し、
    前記鋼板が、面比率で、
    ５０％未満のフェライト、
    １％～２０％の残留オーステナイト、
    ６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
    ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分、からなるミクロ組織を有し、
    前記残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す、鋼板。
  2. 鋼板が、その２つの主面のそれぞれに金属プレコーティングを含む、請求項１に記載の鋼板。
  3. 金属プレコーティングが、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングである、請求項２に記載の鋼板。
  4. 金属プレコーティングが、亜鉛アルミニウム、亜鉛系合金又は亜鉛合金プレコーティングである、請求項２に記載の鋼板。
  5. 鋼板が、金属プレコーティング下で、２つの主面のそれぞれの面で脱炭された領域を含み、この脱炭された領域の深さｐ５０％が、６～３０マイクロメートルの間に含まれ、ｐ５０％は、炭素含有量が鋼組成のＣ含有量の５０％に等しい深さであり、焼鈍鋼板が前記主面と前記金属プレコーティングとの間の境界面で酸化鉄層を含有しない、請求項２～４のいずれか１項に記載の鋼板。
  6. 前記鋼板が、未焼鈍鋼板であり、前記鋼板のミクロ組織は面比率で、
    ５％～２０％の残留オーステナイト、
    セメンタイト、
    ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分、からなり、
    前記残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す、請求項１に記載の鋼板。
  7. 鋼板が、６０Ｊ／ｃｍ２より高い、又は等しい特定のシャルピーエネルギーＫＣｖを有する熱間圧延鋼板である、請求項６に記載の鋼板。
  8. 鋼板が、焼鈍鋼板であり、前記焼鈍鋼板のミクロ組織が、面比率で、
    ５０％未満のフェライト、
    １％～２０％の残留オーステナイト、
    セメンタイト、
    マルテンサイトからなる残部分、からなり、
    前記残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す、請求項１～５のいずれか１項に記載の鋼板。
  9. 鋼板が、０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する、請求項１～８のいずれか１項に記載の鋼板。
  10. プレス硬化鋼部品を製造するための鋼板を生産する方法であって、前記方法が、以下の連続工程、
    －重量パーセントで
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
    ３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
    ０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
    ０．３％≦Ａｌ≦０．９％
    ０．００１％≦Ｃｒ≦１％
    ０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
    ０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
    ０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
    ０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
    ０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
    ０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
    ０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
    任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
    鉄及び不可避的不純物である残部、
    を含む組成を有する鋼半製品を提供することと、
    前記鋼半製品を熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得ることと、
    前記熱間圧延鋼板を５５０℃より低い巻取り温度Ｔｃｏｉｌで巻取り、巻き取られた鋼板を得ることと、
    任意で前記巻き取られた鋼板を冷間圧延することと
    を含む、方法。
  11. 前記巻き取られた鋼板が、３０％～８０％の間に含まれる冷間圧延率で冷間圧延される、請求項１０に記載の方法。
  12. 巻き取り後及び冷間圧延前に、巻き取られた鋼板が、５５０℃～７００℃の間に含まれるバッチ焼鈍温度ＴＨＢＡでバッチ焼鈍され、前記巻き取られた鋼板は１時間～２０時間の間に含まれるバッチ焼鈍時間ｔＨＢＡの間、前記バッチ焼鈍温度ＴＨＢＡで維持される、請求項１１に記載の方法。
  13. 巻き取られた及び任意で冷間圧延された鋼板を、６５０℃より高い又は等しい焼鈍温度ＴＡで焼鈍する工程をさらに含み、前記焼鈍工程が、巻き取られた及び任意で冷間圧延された前記鋼板を、前記焼鈍温度ＴＡに加熱すること並びに巻き取られた及び任意で冷間圧延された前記鋼板を、前記焼鈍温度ＴＡで、３０秒～６００秒の間に含まれる焼鈍時間ｔＡの間保持することを含む、請求項１０～１２のいずれか１項に記載の方法。
  14. 焼鈍温度ＴＡが、Ａｅ３より低い、請求項１３に記載の方法。
  15. 焼鈍温度ＴＡが、Ａｅ３より高い又は等しい、請求項１３に記載の方法。
  16. 焼鈍温度ＴＡでの保持後、鋼板が、浴での溶融めっきにより金属又は金属合金でプレコートされ、次に室温まで冷却される、請求項１３～１５のいずれか１項に記載の方法。
  17. 鋼板が、亜鉛、亜鉛系合金又は亜鉛合金でプレコートされる、請求項１６に記載の方法。
  18. 鋼板が、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金でプレコートされる、請求項１６に記載の方法。
  19. 鋼板が、前記焼鈍温度ＴＡで焼鈍され、焼鈍完了時に、焼鈍鋼板の面の脱炭を、６～３０マイクロメートルの間に含まれる深さｐ５０％にわたって得て、ｐ５０％は、炭素含有量が組成のＣ含有量の５０％に等しい深さであり、及びその面に酸化鉄層を有さない焼鈍鋼板を得る、請求項１６～１８のいずれか１項に記載の方法。
  20. 鋼板が、０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する、請求項１０～１９のいずれか１項に記載の方法。
  21. 重量パーセントで、
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
    ３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
    ０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
    ０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％
    ０．００１％≦Ｃｒ≦１％
    ０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
    ０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
    ０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
    ０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
    ０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
    ０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
    ０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
    任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
    鉄及び不可避的不純物である残部、
    を含む組成を有し、
    ミクロ組織が、前記プレス硬化鋼部品の大部分で、面比率で、
    少なくとも５０％の分配されたマルテンサイト、
    ３０％未満のフェライト、
    少なくとも２％の残留オーステナイト、
    ６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、及び
    最大で５％のフレッシュマルテンサイトからなり、
    前記残留オーステナイトが少なくとも０．５％の平均Ｃ含有量を有する鋼で作られた、プレス硬化鋼部品。
  22. 残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示す、請求項２１に記載のプレス硬化鋼部品。
  23. Ａｌ≧０．３％である、請求項２１又は２２のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品。
  24. 前記部品が、金属コーティングで被覆されている、請求項２１～２３のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品。
  25. 前記金属コーティングが、亜鉛系合金又は亜鉛合金コーティングである、請求項２４に記載のプレス硬化鋼部品。
  26. 前記金属コーティングが、アルミニウム系合金、又はアルミニウム合金コーティングである、請求項２４に記載のプレス硬化鋼部品。
  27. 少なくとも１０００ＭＰａの降伏強さ、１３００～１６００ＭＰａの間に含まれる引張強さ、平面ひずみ条件下での０．５０より大きい破断ひずみ及び６０°より大きい曲げ角度を有する、請求項２１～２６のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品。
  28. ０．１５より高い相当変形εｂを有する少なくとも１つの第１の熱間変形部位及び前記第１の熱間変形部位と同じプレス硬化での冷却サイクルを経た、相当変形εｂが０．０５未満である、少なくとも１つの第２の部位を含む、請求項２１～２７のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品。
  29. 前記第２の部位及び前記第１の熱間変形部位の硬度の差が、１５ＨＶ１超である、請求項２８に記載のプレス硬化鋼部品。
  30. 前記第１の熱間変形部位の平均マルテンサイトラス幅が、前記第２の部位の平均マルテンサイトラス幅と比較して１５％超減少する、請求項２８又は２９のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品。
  31. ０．８μｍより小さい幅を有するマルテンサイトラスの比率が、第２の部位よりも第１の熱間変形部位で少なくとも３５％高い、請求項２８～３０のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品。
  32. ０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する、請求項２１～３１のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品。
  33. プレス硬化鋼部品を製造する方法であって、以下の連続工程、
    請求項１～９のいずれか１項に記載の、又は請求項１０～２０のいずれか１項に記載の方法により生産された鋼板を提供することと、
    前記鋼板を所定の形に切断し、鋼ブランクを得ることと、
    前記鋼ブランクを８００℃～９５０℃の間に含まれる温度Ｔｍに加熱して、前記鋼ブランクを前記温度Ｔｍで、６０秒～６００秒に含まれる保持時間ｔｍの間保持し、７０％～１００％のオーステナイトを含む組織を有する、加熱された鋼ブランクを得ることと、
    前記加熱されたブランクを成形プレスに移送することと、
    前記加熱されたブランクを前記成形プレスで熱間成形し、成形部品を得ることと、
    前記成形部品を、室温～Ｍｓ－１００℃の間に含まれる冷却停止温度ＴＣまで冷却することと、
    前記成形部品を前記冷却停止温度ＴＣから、３５０℃～５５０℃の間に含まれる後処理温度ＴＰＴまで再加熱し、前記成形部品を前記後処理温度ＴＰＴで、１０秒～６００秒の間に含まれる保持時間ｔＰＴの間維持することと、
    前記成形部品を室温まで冷却し、前記プレス硬化鋼部品を得ることと、
    を含む、方法。
  34. プレス硬化鋼部品が０．７ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する、請求項３３に記載の方法。
  35. プレス硬化レーザ溶接鋼部品の製造のためのレーザ溶接鋼ブランクであって、前記レーザ溶接鋼ブランクが、
    －重量パーセントで、
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
    ３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
    ０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
    ０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％
    ０．００１％≦Ｃｒ≦１％
    ０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
    ０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
    ０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
    ０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
    ０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
    ０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
    ０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
    任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
    鉄及び不可避的不純物である残部、を含む組成を有する鋼板を切断することによって生産され、
    前記鋼板が、面比率で、
    ５０％未満のフェライト
    １％～２０％の残留オーステナイト、
    ６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
    ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分、からなるミクロ組織を有し、
    前記残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示し、
    前記鋼板が、その２つの主面のそれぞれに金属プレコーティングを含み、前記金属プレコーティングが、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングである、第１の鋼ブランクと、
    重量パーセントで、
    ０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
    ０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％、
    ０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、
    ０．００５％≦Ａｌ≦０．９％、
    ０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
    Ｍｏ≦０．６５％、
    Ｎｉ≦２％、
    ０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％、
    Ｎｂ≦０．１％、
    Ｂ≦０．０１０％、
    ０．０００５％≦Ｎ≦０．０１％、
    ０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、
    ０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、
    Ｗ≦０．３０％、
    Ｃａ≦０．００６％、
    鉄及び不可避的不純物である残部、を含む組成を有する第２の鋼ブランクであって、
    前記第２の鋼ブランクがアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングでプレコートされる第２の鋼ブランクと
    前記第１のブランクを前記第２の鋼ブランクに接合させ、前記第１の鋼ブランク及び前記第２の鋼ブランクのアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングが、前記第１及び第２の鋼ブランクの少なくとも１面の前記レーザ溶接部の直近傍を覆う、レーザ溶接部と
    を含む、レーザ溶接鋼ブランク。
  36. レーザ溶接鋼ブランクを製造する方法であって、
    重量パーセントで、
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２２％
    ３．５％≦Ｍｎ＜４．２％
    ０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
    ０．０２０％≦Ａｌ≦０．９％
    ０．００１％≦Ｃｒ≦１％
    ０．００１％≦Ｍｏ≦０．３％
    ０．００１％≦Ｔｉ≦０．０４０％
    ０．０００３％≦Ｂ≦０．００４％
    ０．００１％≦Ｎｂ≦０．０６０％
    ０．００１％≦Ｎ≦０．００９％
    ０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％
    ０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
    任意で０．０００１％≦Ｃａ≦０．００３％、
    鉄及び不可避的不純物である残部、を含む組成を有する第１の鋼板であって、
    前記第１の鋼板が、面比率で、
    ５０％未満のフェライト、
    １％～２０％の残留オーステナイト、
    ６０ｎｍより大きいセメンタイト粒子の面密度が、１０＾７／ｍｍ２より低いようなセメンタイト、
    ベイナイト及び／又はマルテンサイトからなる残部分、からなるミクロ組織を有し、
    前記残留オーステナイトが、少なくとも１．１＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼組成中のＭｎ含有量を示し、前記第１の鋼板が、その２つの主面のそれぞれに金属プレコーティングを含み、前記金属プレコーティングが、アルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングである第１の鋼板を提供することと、
    前記第１の鋼板を所定の形状に切断し、第１の鋼ブランクを得ることと、
    重量パーセントで、
    ０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
    ０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％、
    ０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％、
    ０．００５％≦Ａｌ≦０．９％、
    ０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
    Ｍｏ≦０．６５％、
    Ｎｉ≦２％、
    ０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％、
    Ｎｂ≦０．１％、
    Ｂ≦０．０１０％、
    ０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、
    ０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、
    ０．０００１％≦Ｐ≦０．１％、
    Ｗ≦０．３０％、
    Ｃａ≦０．００６％、
    鉄及び不可避的不純物である残部、を含む組成を有する第２の鋼ブランクであって、
    前記第２の鋼ブランクがアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金プレコーティングでプレコートされる第２の鋼ブランクを提供することと、
    －前記第１及び第２の鋼ブランクの少なくとも１面のプレコーティングをすべて除去することなしに、第１の鋼ブランクを第２の鋼ブランクにレーザ溶接し、前記レーザ溶接鋼ブランクを得ることと、
    を含む、方法。
  37. 第１のプレス硬化鋼部品、第２のプレス硬化鋼部品、及び前記第１のプレス硬化鋼部品を前記第２のプレス硬化鋼部品に接合させる、プレス硬化レーザ溶接部を含む、プレス硬化レーザ溶接鋼部品であって、
    前記第１のプレス硬化鋼部品は請求項２６による部品であり、前記第２のプレス硬化鋼部品は、０．０４％～０．３８％の炭素を含む組成を有し、前記第２のプレス硬化鋼部品はアルミニウム、アルミニウム系合金又はアルミニウム合金コーティングで被覆され、
    前記プレス硬化レーザ溶接部は最大１５％のフェライトを含む組織を有し、
    前記第１及び前記第２のプレス硬化鋼部品の少なくとも１面上で、熱影響部でのコーティングの厚さが、前記第１及び前記第２のプレス硬化鋼部品の残りでのコーティングの厚さと同じである、プレス硬化レーザ溶接鋼部品。
  38. プレス硬化レーザ溶接鋼部品を製造する方法であって、
    以下の連続工程、
    請求項３５による、又は請求項３６による方法によって生産されるレーザ溶接鋼ブランクを提供することと、
    前記レーザ溶接鋼ブランクを、８００℃～９５０℃の間に含まれる温度Ｔｍに加熱し、前記レーザ溶接鋼ブランクを前記温度Ｔｍで、６０秒～６００秒の間に含まれる保持時間ｔｍの間保持し、７０％～１００％のオーステナイトを含む組織を有する加熱されたレーザ溶接鋼ブランクを得ることと、
    前記加熱されたレーザ溶接鋼ブランクを成形プレスに移送することと、
    前記加熱されたレーザ溶接鋼ブランクを前記成形プレスで熱間成形し、成形レーザ溶接部品を得ることと
    前記成形レーザ溶接部品を、室温～Ｍｓ－１００℃の間に含まれる冷却停止温度ＴＣまで冷却することと、
    前記成形レーザ溶接部品を前記冷却停止温度ＴＣから、３５０℃～５５０℃の間に含まれる後処理温度ＴＰＴまで再加熱し、前記成形レーザ溶接部品を前記後処理温度ＴＰＴで、１０秒～６００秒の間に含まれる保持時間ｔＰＴの間維持することと、
    前記成形レーザ溶接部品を室温まで冷却し、前記プレス硬化レーザ溶接鋼部品を得ることと
    を含む、方法。
  39. 抵抗スポット溶接により溶接された、第１の鋼部品及び第２の鋼部品を含む溶接組立体であって、前記溶接組立体が前記第１の鋼部品を前記第２の鋼部品に接合させる、少なくとも１つの抵抗スポット溶接部を含み、
    前記第１の鋼部品が請求項２１～３２のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品であり、
    前記第２の鋼部品が、重量パーセントで、
    ０．０４％≦Ｃ≦０．３８％
    ０．０５％≦Ｍｎ≦４．２％
    ０．００１％≦Ｓｉ≦１．５％
    ０．００５％≦Ａｌ≦０．９％
    ０．００１％≦Ｃｒ≦２％
    Ｍｏ≦０．６５％
    Ｎｉ≦２％
    ０．００１％≦Ｔｉ≦０．２％
    Ｎｂ≦０．１％
    Ｂ≦０．０１０％
    ０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％
    ０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％
    ０．０００１％≦Ｐ≦０．１％
    Ｗ≦０．３０％
    Ｃａ≦０．００６％
    鉄及び不可避的不純物である残部、を含む化学組成を有する鋼で作られ、
    前記抵抗スポット溶接部が、少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値及び少なくとも０．７０のプラグ比を有する、溶接組立体。
  40. 第１の鋼部品が、Ａｌ≧０．３％のような組成を有し、前記第１の鋼部品の母材鋼板のビッカース硬度と、熱影響部の最小ビッカース硬度の値との差は、第１のプレス硬化部品の前記母材鋼板のビッカース硬度の２５％より低い、請求項３９に記載の溶接組立体。
  41. 抵抗スポット溶接により溶接された、第１の鋼部品及び第２の鋼部品を含む溶接組立体であって、前記溶接組立体が前記第１の鋼部品を前記第２の鋼部品に接合させる、少なくとも１つの抵抗スポット溶接部を含み、
    前記第１の鋼部品が、請求項２１～３２のいずれか１項に記載のプレス硬化鋼部品であり、前記第２の鋼部品が、２１００ＭＰａ以下の引張強さを有するプレス硬化部品、又はコールドスタンピング又は冷間成形された鋼部品である、溶接組立体。
  42. 前記第２の鋼部品が、０．３８％以下のＣ含有量、及び４．２％以下のＭｎ含有量を有する、請求項４１に記載の溶接組立体。
  43. 自動車両の侵入防止部品又はエネルギー吸収部品の製造のための、請求項２１～３２のいずれか１項に記載された、又は請求項３３に記載された方法により生産される、プレス硬化鋼部品の使用。
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