JP5824146B2 - 亜鉛または亜鉛合金で被覆された冷延鋼板、この製造方法、およびかかる鋼板の使用 - Google Patents

Description

本発明は、「ＴＲＩＰ」（変態誘起塑性）効果を示し、成形による部品の製作のための、特に自動車における使用が意図された被覆された冷延薄板の製作に関する。

現在、自動車の設計の分野において温室効果ガスの排出の低減は課題であり、車両重量の低減、これにより燃料消費量の低減によって取り組みがなされている。課題を次世代車両の安全性の責務と合わせると、自動車メーカーは、部品の厚み、従って車両の重量を小さくするために車両本体において高い機械的強度を有する鋼の使用を増やすことを強いられてきた。とはいえ、次世代車両用の部品は複雑な形状を有し、部品を製作する鋼板は充分な延性を有するものでなければならない。

このような条件下では、ＴＲＩＰ鋼は、高い強度と高い成形性を兼ね備えているため大きく成長していた。この機械的強度と成形性の良好な両立は、フェライト（これは延性の成分である。）、硬質成分、例えば、島状マルテンサイトおよびオーステナイト（ＭＡ）（大部分は残留オーステナイトからなる。）、最後にベイナイトフェライトマトリックス（これは、フェライトと島状ＭＡの中間の機械的強度および延性を有する。）を含むＴＲＩＰ鋼の複雑な組織の結果である。ＴＲＩＰ鋼は非常に高い圧密能を有し、これにより衝突の場合または自動車部品の成形時であっても、変形の良好な分布が可能となる。従って、従来の鋼製のものと同程度に複雑であるが改善された機械的特性を有し、これにより機械的性能の点で同一の機能仕様に適合するように部品の厚みを小さくすることが可能な部品を製作することが可能である。従って、このような鋼は、車両における低重量化および安全性の増大の要件に対する有効な対応である。熱延鋼板または冷延鋼板の分野では、この型の鋼は、とりわけ自動車の車両用の構造部品およびセーフティ部品に対する用途を有する。車両重量およびエネルギー消費を低減させるための最近の要件により、ＩＳＯ−型試験片で機械的強度Ｒｍが７８０から９００ＭＰａであり、全伸びが１９％より大きい特定のＴＲＩＰ鋼の需要がもたらされている。このレベルの強度および延性に加えて、このような鋼は、良好な溶接性および連続溶融亜鉛めっきに対する高度な適性を有するものでなければならない。また、このような鋼は高度な曲げ性を示すものでなければならない。

これに関して、先行技術文献ＪＰ２００１２５４１３８には、以下の化学組成：０．０５から０．３％のＣ、０．３から２．５％のＳｉ、０．５から３．０％のＭｎおよび０．００１から２．０％のＡｌを有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼が記載されている。この組織には、残留オーステナイト（この炭素の質量濃度は１％以上であり、体積分率は３から５０％である。）ならびにフェライト（この形状係数は０．５から３であり、体積は５０から９７％である。）が含まれている。この先行技術文献は被覆されていない鋼に言及したものであり、この特許の構成要素では、本発明を用いて、自動車の車両用の被覆された複雑な構造部品を成形するための高い延性を伴う特定の機械的強度が必要とされる鋼を形成することはできない。

また、先行技術文献ＷＯ２００２１０１１１２には、以下の化学組成：Ｃ：０．０００１から０．３％、Ｓｉ：０．００１から２．５％、Ｍｎ：０．００１から３％、Ａｌ：０．０００１から４％、Ｐ：０．０００１から０．３％、Ｓ：０．０００１から０．１％を有し、場合により以下の元素：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＴａの１種類以上を０．００１から１％の総量で、Ｂ：０．０００１から０．１％、Ｍｏ：０．００１から５％、Ｃｒ：０．００１から２５％、Ｎｉ：０．００１から１０％、Ｃｕ：０．００１から５％、Ｃｏ：０．００１から５％、Ｗ：０．００１から５％、ならびにＹ、ＲＥＭ、Ｃａ、ＭｇおよびＣｅを０．０００１から１％の総量で含み、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼が記載されている。この特許請求の範囲に記載の微細組織は、主要組織として５０から９７％のフェライトまたはフェライト＋ベイナイト混合型、および第二相として総体積の３から５０％の含有量のオーステナイトからなる。この文献の教示では、自動車構造体における使用が意図された被覆された複雑な部品を成形するための高度な延性を伴う特定の機械的強度が必要とされる薄板を形成することが可能ではない。

特開２００１−２５４１３８号公報 国際公開第２００２／１０１１１２号

本発明の目的は、ＺｎまたはＺｎ合金で被覆されており、成形性、被覆性および溶接性の改善の基準の組合せを有する鋼板を作製することである。溶接時の亜鉛の浸透時の液状亜鉛による脆化に対する低感受性により、溶接された被覆部品の使用時の挙動が改善される。この脆化は、溶接時に曝露される高温による亜鉛または亜鉛合金のベースコートの溶融によって説明される。このような温度では、液状Ｚｎは鋼のオーステナイト粒界中に浸透して脆化を引き起こし、これにより、例えば、スポット溶接時に高い外部応力に曝露された晶帯内に割れの早期出現がもたらされる。

この意味において、本発明の目的は、７８０から９００ＭＰａの機械的強度とともに１９％より大きい破断伸びを有する「ＴＲＩＰ効果」鋼板を利用可能にすることである。この薄板は、ＺｎまたはＺｎ合金で被覆可能なものでなければならず、オーステナイト粒界中へのＺｎの浸透に対して比較的非感受性のものでなければならない。

本発明のさらなる目的は、高価な合金元素の添加の必要性を排除することにより経済的な製作方法を利用可能にすることである。

薄板は任意の適切な製作方法を用いて製作され得る。しかしながら、少しのパラメータの変動によって微細組織または機械的特性の有意な変化がもたらされない製作方法を使用することが好都合である。

本発明の特に好都合な目的の１つは、容易に冷間圧延される鋼板、即ち、熱間圧延段階後の硬度が、冷間圧延段階時に必要とされる圧延力が中程度に維持されるように制限される鋼板を利用可能にすることである。

この目的を達成するため、本発明の目的は、組成が重量パーセントで以下の含有量：
０．１７％≦Ｃ≦０．２５％
１．５％≦Ｍｎ≦２．０％
０．５０％≦Ｓｉ≦１％
０．５０％≦Ａｌ≦１．２％
Ｂ≦０．００１％
Ｐ≦０．０３０％
Ｓ≦０．０１％
Ｎｂ≦０．０３０％
Ｔｉ≦０．０２０％
Ｖ≦０．０１５％
Ｃｕ≦０．１％
Ｃｒ≦０．１５０％
Ｎｉ≦０．１％
０％≦Ｍｏ≦０．１５０％
であり、
ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧１．３０％であり、
組成の残部が鉄および加工成形に起因する不可避不純物からなり、微細組織が、面積割合で含有量を表して６５から８５％のフェライト、１５から３５％の島状マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなり、前記フェライトは、非再結晶型フェライトを５％未満含み、前記残留オーステナイト総含有量は１０から２５％であり、マルテンサイト総含有量は１０％以下であり、前記マルテンサイトおよび島状残留オーステナイトの平均径は１．３マイクロメートル未満であり、平均形状係数は３未満であり、機械的強度Ｒｍは７８０から９００ＭＰａであり、破断伸びＡ％は１９％以上である、亜鉛または亜鉛合金で被覆された冷間圧延焼なまし鋼板である。

また、本発明の請求項に記載の薄板は、個々にまたは組合せで考慮される以下に示す特徴：
組成に重量パーセントで：
０．１９％≦Ｃ≦０．２３％
が含まれる
組成に重量パーセントで：
１．６％≦Ｍｎ≦１．８％
が含まれる
組成に重量パーセントで：
０．７％≦Ｓｉ≦０．９％
が含まれる
組成に重量パーセントで：
０．６％≦Ａｌ≦０．８％
が含まれる
組成に重量パーセントで：
０％＜Ｂ≦０．０００５％
が含まれる
面積割合で９０％超の島状マルテンサイトおよび残留オーステナイトが２マイクロメートル以下のサイズである、
を示し得る。

本発明のさらなる目的は、以下に示す段階：
本発明の請求項に記載の組成を有する鋼を得、次いで、
この鋼を半製品の形態に鋳造し、次いで、
この半製品を１１５０から１２５０℃の温度まで加熱し、次いで、
この半製品を熱間圧延し、圧延をＡｒ３以上の圧延終了温度Ｔ_ＦＬで終了して薄板を得、次いで、
この熱間圧延薄板を５００から６００℃の温度Ｔ_ｂｏｂでコイル状に巻き取り、次いで、
この熱間圧延薄板を周囲温度まで冷却し、次いで、
必要であれば、この熱間圧延薄板を酸洗し、次いで、
この薄板を冷間圧延し、次いで、
次いで、この冷延薄板を１から３０℃／秒温度の速度Ｖ_ｃでＴ_ｒまで時間ｔ_ｒの間、再加熱し、時間は１５秒間以上であり、前記温度および時間は、３５から７０％の面積割合のオーステナイト（残部はポリゴナルフェライトからなる。）が得られるように選択され、次いで、
この冷延薄板を４７５から４４０℃の温度Ｔ_ｅｇまでパーライトの形成が抑制されるのに充分に急速な速度Ｖ_ｒｅｆで冷却し、次いで、
冷延薄板を均等化温度Ｔ_ｅｇで２０から１２０秒間の時間ｔ_ｅｇの間保持し、次いで、
冷延薄板を亜鉛または亜鉛合金の浴中で連続溶融めっきによって被覆し、次いで、
被覆された冷延薄板を周囲温度まで冷却すること
からなる亜鉛または亜鉛合金で被覆された冷間圧延焼なまし薄板の製作方法である。

また、本発明の請求項に記載の薄板は、個々にまたは組合せで考慮される以下に示す特徴：
圧延終了温度Ｔ_Ｆが９００℃より高い
圧延終了温度Ｔ_ＦＬが９２０℃以上である
時間ｔ_ｒの長さの焼なまし時の露点Ｔ_ｒが−２０℃から−１５℃である
焼なまし温度ＴｒがＡｃ１＋５０℃からＡｃ３−５０℃である
焼なまし温度ＴｒがＡｃ１＋５０℃からＡｃ１＋１７０℃である
時間ｔ_ｅｇが好ましくは３０から８０秒間である
時間ｔ_ｅｇが理想的には３０から６０秒間である
を示し得る。

本発明の請求項に記載の薄板はスポット抵抗溶接に適切である。

本発明のさらなる目的は、地上自動車両用の構造部品またはセーフティ部品の製作のための、本発明の請求項に記載の、または本発明の請求項に記載の方法によって得られる被覆された焼なまし冷延薄板の使用である。

本発明のさらなる特徴および利点を以下の説明に示す。この説明は、一例として示したものにすぎず、添付の図面を参照されたい。

機械的特性を測定するために使用した引張試験片の寸法を示す。ここで、寸法の数値は表４に示している。 島状ＭＡ（白色部）およびポリゴナルフェライトとベイナイトを含むマトリックス（黒色部）を有する本発明の請求項に記載の鋼板の微細組織の一例を示す。 それぞれの最大長さの関数としての本発明による島状ＭＡの形状係数の分布の一例を示す。

同様に本発明の構成要素に含まれるが、変態区間の保持中に形成されるオーステナイトの割合およびこの均等化温度との組合せの鋼板の最終機械的挙動に対する影響も明らかになった。

炭素は、ＴＲＩＰ効果による延性および強度の点で微細組織形成および機械的特性に大きな役割を果たしている：機械的強度は、炭素が０．１７重量％未満だと不充分になる。０．２５％より多いと、溶接性が進行的に低下するが、ＴＲＩＰ効果は改善される。炭素含有量は好都合には０．１９から０．２３％である。

マンガンは、置換型固溶体による硬化をもたらす元素であり、焼入れ性を増大させ、炭化物の析出を遅滞させる。所望の機械的特性を得るためには、最低含有量１．５重量％が必要である。とはいうものの２％より多いと、このガンマ型磁性の（ｇａｍｍａｇｅｎｉｃ）性質によって過剰にバンド型の組織の形成がもたらされ、これは自動車の構造部品の成形特性に悪影響を及ぼすことがあり得、鋼の被覆性が低下する。マンガン含有量は好都合には１．６から１．８％である。残留オーステナイトの安定化はケイ素とアルミニウムの添加により可能であり、これにより焼なましサイクル時、最も特別にはベイナイト変態時の炭化物の析出が有意に遅滞される。これにより炭素でのオーステナイトの富化が可能になり、被覆された鋼板の周囲温度での安定化がもたらされる。この後、外部応力の負荷（例えば、成形時）により、このオーステナイトのマルテンサイトへの変態がもたらされる。この変態により、ＴＲＩＰ鋼の機械的強度と延性の良好な両立がもたらされる。

ケイ素は、置換型固溶体中で硬化する元素である。この元素もまた、一次冷却（これにより、安定化のための残留オーステナイト中への炭素の濃縮が可能になる。）後の均等化段階中に炭化物の析出を遅滞させることにより、微細組織の形成に重要な役割を果たしている。ケイ素はアルミニウムとともに有効な役割を果たし、指定の特性に関して最良の結果が得られるのは０．５０％より多い含有量レベルである。しかしながら、１％より多い量でのケイ素の添加は、作製品の表面に付着する酸化物の形成が促成されることにより、溶融めっき被覆の適性に対して有害効果のリスクがある；ケイ素含有量は、溶融めっき被覆性を助長するために１重量％に制限されなければならない。ケイ素含有量は、好ましくは０．７から０．９％である。また、ケイ素は溶接性を低下させる；１％以下の含有量では、溶接に非常に良好な適性ならびに良好な被覆性が同時に得られる。

アルミニウムは、炭化物の析出を大きく遅滞させることにより本発明において重要な役割を果たす；この効果はケイ素の効果と併合され、ここで、ケイ素とアルミニウムの含有量（重量基準）は、炭化物の析出を充分に遅延させ、残留オーステナイトを安定化させるために：Ｓｉ＋Ａｌ≧１．３０％となるようにする。この効果は、アルミニウム含有量が０．５０％より多い場合、および１．２％未満の場合に得られる。アルミニウム含有量は、好ましくは０．８％以下および０．６％以上である。また、一般的に、高レベルのＡｌは、耐熱材料の腐食、および圧延の上流での鋼の鋳造時でのノズルの詰まりのリスクを増大させると考えられている。また、アルミニウムは負に偏析し、マクロ偏析をもたらし得る。過剰量では、アルミニウムは、高温延性を低下させ、連続鋳造時に欠陥の出現のリスクを増大させる。鋳造条件を注意深く制御しないと、マイクロおよびマクロ偏析による欠陥が、最終的に焼なまし鋼板において中心偏析が生じる。この中心バンドは周辺マトリックスよりも硬く、材料の成形性に悪影響を及ぼす。

０．０１％より多いイオウ含有量では、ＭｎＳ（硫化マンガン）などの硫化物（これは鋼の加工性を低下させ、また、割れの起始の供給源となる。）の過剰な存在のため延性が低下する。また、これは残留元素となり、この含有量は制限されるべきである。

リンは、固溶体中で硬化する元素であるが、特に、この粒界偏析の傾向またはマンガンとの共偏析の傾向のため、スポット溶接のための適性および高温延性を有意に低下させる。このような理由から、この含有量は、スポット溶接のための良好な適性および良好な高温延性を得るために０．０３％に制限されなければならない。また、これは残留元素となり、この含有量は制限されるべきである。

モリブデンは、焼入れ性と硬度の決定に有効な役割を果たし、ベイナイトの出現を遅延させる。しかしながら、過度のモリブデンの添加は合金元素の添加のコストを増大させ、このため経済性の理由から、この含有量は０．１５０％に、またはさらに０．１００％に制限される。

クロムもまた、この焼入れ性の決定における役割の結果、初析フェライトの形成の遅延に寄与する。また、この元素は、置換型固溶体による硬化にも寄与するが、高価な合金元素であるため経済性の理由から、この含有量は０．１５０％に、またはさらに０．１００％に制限される。

ニッケルは、オーステナイトの強力な安定剤であり、オーステナイトの安定化を促進させる。しかしながら、０．１％より多いレベルでは、合金元素の添加のコストは経済的観点から、ほとんど意味がない。従って、ニッケル含有量は経済性の理由から０．１％に制限される。

銅は、これもオーステナイトの安定剤であり、オーステナイトの安定化を促進させる。しかしながら、０．１％より多いレベルでは、合金元素の添加のコストは経済的観点から、ほとんど意味がない。従って、銅含有量は経済性の理由から０．１％に制限される。

ホウ素は、鋼の焼入れ性に対して強い影響を及ぼす。これは、炭素の活性を制限し、拡散相変態（冷却時のフェライトまたはベイナイト変態）を制限し、これによりマルテンサイトなどの硬化相の形成を促進させる。この効果は本発明には望ましくない。これは、本発明の目的がベイナイト変態を促進させてオーステナイトを安定化させ、過度な面積割合のマルテンサイトの形成を抑制することであるためである。従って、ホウ素含有量は０．００１％に制限される。

マイクロ合金元素、例えば、ニオブ、チタンおよびバナジウムは、それぞれ最大レベル０．０３０％、０．０２０％および０．０１５％に制限される。これは、これらの元素が炭素および／または窒素とともに硬化性の析出物を成形するという特定の特長のためであり、析出も作製品の延性を低下させる傾向にある。また、マイクロ合金元素は、焼なましの加熱／保持段階時の再結晶を遅延させ、従って微細組織を精緻化し、また材料を硬化させる。

組成の残部は鉄および加工成形に起因する不可避不純物からなる。

ＴＲＩＰ効果鋼は、島状残留オーステナイトおよび「島状ＭＡ」と称されるマルテンサイト、ならびにフェライトを含む微細組織を有する。このフェライトは、２つのカテゴリー：変態区間フェライト（これは、Ｔ_ｒでの焼なましの一部としての加熱後の保持中に形成されるポリゴナルフェライトである。）と、ベイナイトフェライト（保持後、一次冷却中および焼なましの一部である均等化段階中に形成される炭化物が含まれていない。）に細分され得る。用語「フェライト」は以下で用いる場合、両方のサブカテゴリーを包含している。微細組織中に存在するマルテンサイトは望ましくないが、完全に排除することは困難である。

本発明の請求項に記載の薄板の好都合な特性は、ポリゴナルフェライト、ベイナイトフェライトおよび島状残留オーステナイトおよびマルテンサイトを含む微細組織と、特許請求の範囲に規定した特定の化学組成との組合せにより得られる。

本発明の状況では、形成される非再結晶型フェライトは５％以下である。この非再結晶型フェライトの割合は以下のようにして評価される：微細組織内のフェライト相を同定した後、フェライト相全体に対する非再結晶型フェライトの面積割合を定量する。この非再結晶型相は、非常に延性が低く、最終形態に成形する際の割れ開始の供給源であり、本発明が規定する特徴を得ることは可能でない。

本発明において、微細組織は、面積割合で示す含有量レベルで６５から８５％のフェライト、１５から３５％のマルテンサイトおよび島状残留オーステナイトで構成されており、ここで、残留オーステナイトの総含有量は１０から２５％であり、マルテンサイトの総含有量は１０％以下（面積割合で）であることを教示する。

１５％未満の量の島状ＭＡでは、損傷に対する抵抗性の増大が全く可能でない。１９％の全伸びも得られ得ない。さらに、島状ＭＡは硬質であるため、この含有量レベルが１５％未満である場合、指定の７８０ＭＰａが得られないリスクがある。３５％を超えると、充分な安定化のために高い炭素含有量が必要とされ得るが、これは鋼の溶接性に悪影響を及ぼし得る。好ましくは、残留オーステナイトの炭素含有量（重量基準）は、周囲温度で充分に安定な島状ＭＡを得るために０．８％より多くする。本発明の構成要素で、フェライトにより延性を改善することが可能であり、この延性組織の存在は、指定の１９％の全伸びを得るために必要である。ベイナイトフェライトにより残留オーステナイトを安定化させることが可能である。

図２は本発明の請求項に記載の微細組織を示し、画像は光学顕微鏡によって作成したものである。島状ＭＡは白色に見え、フェライトは黒色である。この段階では、倍率が低すぎるためポリゴナルフェライトとベイナイトフェライトは識別されず、どちらの場合も、結晶学的観点から体心立方（ｃｕｂｅ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ）組織が存在している。主な違いは、ベイナイトフェライトが、高密度な転位を有し、ポリゴナル変態区間フェライトよりも高い炭素含有量を有していることである。

例えば、本発明の請求項に記載の方法は、以下に示す連続段階を含み得る：
本発明の請求項に記載の組成を有する鋼を得、次いで、この鋼から半製品を鋳造する。鋼は鋳塊に鋳造してもよく、鋼をスラブの形態に連続鋳造してもよい。

鋳造された半製品は、まず、１１５０℃より高く１２５０℃より低い温度Ｔ_ｒｅｃｈにし、すべての時点で、鋼が圧延時に受ける高率の変形に有利な温度に達しているようにする。この温度範囲により、オーステナイト範囲にすることが可能である。

しかしながら、温度Ｔ_ｒｅｃｈが１２７５℃より高い場合、オーステナイト粒子が不要に大きく成長し、粗い最終組織となる。

−半製品は、鋼の組織が結果として完全にオーステナイト系となる温度範囲で熱間圧延する；圧延終了温度Ｔ_ＦＬが、Ａｒ３での冷却中でのフェライトへのオーステナイトの変態開始の温度より低い場合、フェライト粒子は圧延によって加工硬化され、延性が有意に定価する。好ましくは、９００℃より高い圧延終了温度Ｔ_ＦＬが選択される。９２０℃以上である圧延終了温度Ｔ_ＦＬがさらにより好ましい。

−次いで、熱間圧延品を５００から６００℃の温度Ｔ_ｂｏｂでコイル状に巻き取る。この温度範囲により、冷却、続いて低速冷却を伴う疑似等温度保持中に完全なベイナイト変態を得ることが可能である。６００℃より冷却温度では望ましくない酸化物の形成がもたらされる。

冷却温度が低すぎると作製品の硬度が増大し、これは、後続の冷間圧延時に負荷しなければならない力を増大させる。

−必要であれば、熱間圧延品を、次いで、これ自体既知の方法を用いて酸洗してもよく、この後、好ましくは３０から８０％の圧延率で冷間圧延する。

−次いで、冷間圧延品を、好ましくは連続焼なまし設備内で、１から３０℃／秒の平均加熱速度Ｖ_ｃで加熱する。以下の焼なまし温度Ｔ_ｒに関連して、この範囲の加熱速度により５％未満の非再結晶型フェライト分率を得ることが可能である。

加熱は、焼なまし温度Ｔ_ｒ（これは、好ましく温度Ａｃ１（加熱中に同素変態が始まる温度）＋５０℃からＡｃ３（加熱中に同素変態が終了する温度）−５０℃までの温度で、３５から７０％の変態区間オーステナイトが得られるように選択される時間ｔ_ｒの間、行う。これは、特に、エネルギーの節約を考慮して、Ａｃ１＋５０℃からＡｃ１＋１７０℃の温度Ｔ_ｒを選択することにより達成され得る。Ｔ_ｒが（Ａｃ１＋５０℃）より低い場合、組織には、非再結晶型フェライト晶帯も含有され得、この面積割合は５％に達し得る。本発明の請求項に記載の焼なまし温度Ｔ_ｒにより、残留オーステナイトが充分に安定化され、所望の機械的特性が得られるような量のフェライトが後続の冷却中に形成されるのに充分な量の変態区間オーステナイトを得ることが可能である。

変態区間オーステナイトの割合が７０％より多い場合、温度Ｔ_ｒにおいてこの炭素濃度は低く、これは後続において、それぞれ、冷却中および４４０から４７５℃での均等化段階中に、速すぎる変態および多すぎるポリゴナル／ベイナイトフェライトをもたらす。フェライトはあまり硬質な相でないため、過剰な量で存在すると目標の７８０ＭＰａを得ること、および全伸び≧１９％を有することが不可能になる。

保持ｔ_ｒｅｃの長さは１５から３００秒間である。温度Ｔ_ｒで１５秒間以上の最低保持時間ｔ_ｒで炭化物の溶解、とりわけオーステナイトへの充分な変態が可能である。この効果は、３００秒間の時間を超えると飽和する。また、３００秒間より長い保持時間では、連続焼なまし設備の作製要件、特にコイルの巻き戻し速度と調和させることが困難である。

焼なまし保持の終了時、薄板を温度Ｔ_ｅｇに近い温度まで冷却し、冷却速度Ｖ_ｒｅｆは、冷却中の変態（あれば）、特にパーライトの形成が抑制されるように充分に速くし、これにより炭素が吸収される。この目的のため、冷却速度Ｖ_ｒｅｆは好ましくは５℃／秒より大きくする。この段階で、オーステナイトのフェライトへの部分変態が起こる。これにより、Ｃがオーステナイトに対して放出された場合、後者はフェライトに比較的不溶性であるため後者を安定化させ、ＴＲＩＰ効果を促進させることが可能である。

温度範囲４４０℃から４７５℃での保持は、炭素での前記オーステナイトの富化によりオーステナイトの安定化を可能にするために２０秒間より長くなければならず、フェライトの面積割合を制限するため、および可能な限り最大減に炭化物の析出を制限するために１２０秒間より短くなければならない。実際、１２０秒を超えるとセメンタイトＦｅ_３Ｃが析出し、その結果、残留オーステナイトから始まるＴＲＩＰ効果に利用可能な炭素の量が少なくなる。その結果、オーステナイトが分解して含有される炭素が少なくなるため機械的強度が低下するとともに、炭素があまり多くないため安定性が低下したオーステナイトによるＴＲＩＰ効果のため伸びが小さくなる。このオーステナイトでは、機械的応力に曝露されると早期にマルテンサイトに変態する島状部が示される。マルテンサイトはあまり延性でないため、鋼の全伸びは小さくなる。

好ましくは、温度Ｔ_ｅｇでの保持時間ｔ_ｅｇは３０から８０秒間である。理想的には、保持時間は、微細組織および機械的特性に対して最適な効果を有するように３０から６０秒間である。

次いで、亜鉛または亜鉛合金の浴中への浸漬によって溶融亜鉛めっきを行い、この温度Ｔ_Ｚｎは４４０から４７５℃であり得る。

例えば、亜鉛またはＺｎ合金の浴の組成は：
Ａｌ（％）＋Ｆｅ（％）＋１０（Ｐｂ＋Ｃｄ）＜０．５５％、残部は１００％になるまでＺｎからなり得る。

次いで、亜鉛めっき品を周囲温度まで、２℃／秒より大きい速度Ｖ_ｒｅｆ２で冷却する。このようにして、面積割合で６５から８５％のフェライトおよび１５から３５％の島状マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含む亜鉛めっきされた圧延焼なまし冷間鋼板が得られ、ここで前記残留オーステナイトの含有量は１０から２５％であると理解する。

容易に酸化される元素、例えば、マンガン、アルミニウムおよびケイ素の内部酸化の現象を促進させ、これにより薄板上への亜鉛ベースコートの蒸着を助長させるため、冷間圧延後の炉内での焼なましは高い露点で、即ち、金属中への酸素流の増大を伴って行う。

焼なましを−４０℃以下の露点を有する雰囲気中で行うと、作製品は禁止的ぬれ性を示し、蒸着された亜鉛で薄板の表面が１００パーセント被覆されない。さらに、この露点が−４０℃である場合、亜鉛ベース被膜の接着力が不充分であることがみとめられた。

他方、−２０℃から−１５℃の露点では、ぬれ性および亜鉛ベース被膜の接着力が有意に改善される。

また、電気亜鉛めっきまたはＰＶＤ（「物理的気相成長法」）法も使用され得る。

本発明を以下に、以下の非限定的な実施例に基づいて実例を示す。

組成を以下の表に示す（重量パーセントで表示）鋼を準備した。鋼 ＩＸ１、ＩＸ２、ＩＸ３およびＩＸ４は本発明の請求項に記載の薄板の製作のために使用したため、比較の目的で、参照薄板の製作に使用した鋼Ｒ１からＲ６の組成も示す。

上記の組成に対応する鋳造半製品を鋳造し、１２３０℃まで再加熱し、次いで、組織が完全にオーステナイト系である範囲で熱間圧延した。これらの熱間圧延品の製作条件（圧延終了温度Ｔ_ＦＬおよび冷却温度Ｔ_ｂｏｂ）を表２に示す。

次いで、すべての熱間圧延品を酸洗し、次いで３０から８０％の圧延率で冷間圧延した。同じ組成の出発物質で、特定の鋼を異なる製作条件に供した。

表３に冷間圧延後の焼なまし薄板の製作条件を示す：
加熱速度Ｖｃ
保持（変態区間）終了時の初期オーステナイト含有量γ_ｉｎｉｔ
焼なまし温度Ｔ_ｒ
焼なまし時の保持時間ｔ_ｒ
焼なまし後の冷却速度Ｖ_ｒｅｆ
亜鉛めっき後の冷却速度Ｖ’_ｒｅｆ
均等化温度Ｔ_ｅｇ
均等化段階の時間の長さｔ_ｅｇ
また、変態温度Ａｃ１とＡｃ３も表３に示す。

また、ＴＲＩＰ鋼の微細組織を調べ、残留オーステナイトの含有量を定量した。メタビスルファイト、ＫｌｅｍｍまたはＬｅｐｅｒａのエッチング液でエッチングした後、島状ＭＡの面積割合を定量し、続いてＡｐｈｅｌｉｏｎ（商標）ソフトウェアを用いて画像解析を行った。

薄板はすべて、Ｚｎで被覆した。

圧延終了温度は、特定の場合では推定されたが、９２０℃より高いと記載している場合は、９００から１０００℃に維持されている。

入力「ｎ．ｅ．」は、「評価せず」を示す。

得られた機械的特性の引張特性（弾性限界Ｒｅ，強度Ｒｍ，破断伸びＡ）を以下の表５に示す。これらの値は、表４に示した寸法を有し、図１に図示したＩＳＯ ２０ｘ８０試験片を用いて取得した。一軸引張力を用いてこれらの機械的特性を取得し、ここで、力は、冷間圧延方向に垂直な方向に負荷した。

被覆性は以下のようにして定量した：薄板をウェッジ周りに１８０°曲げ、次いで接着テープを外側に貼り、表面を曲げる；接着テープを剥がすとき、被膜が接着性であれば、テープと一緒に剥がれない。被膜が接着性でなければ、被膜はテープとともに剥がれる。

同様に、液状Ｚｎの浸透による脆化に対する感受性を、Ｚｎで被覆された部品に対する溶接試験によって評価する。この試験は、使用した各材料および方法についての顕微鏡下での割れおよびこの深さの観察からなり、次いで、相対的分類を行う。

これらの試験ではどちらも、スコアを１（不充分な被覆性／液状Ｚｎに対する感受性）から５（非常に良好な被覆性／液状Ｚｎに感受性でない。）で表示している。１−２の結果は満足でないとみなす。

本発明の請求項に記載の鋼板は、特に、構造部品としての用途のための部品の好都合な製作を可能にする微細組織特性および機械的特性の組：７８０から９００ＭＰａの強度、１９％より大きい破断伸び（ＩＳＯ ２０ｘ８０試験片で，表４に示したとおり）、良好な被覆性ならびに液状亜鉛の浸透により脆化に対して比較的低い感受性を有する。図２は、島状ＭＡ（白色部）を有する鋼板１の形態構造を示す。

薄板ＩＸ１、ＩＸ２、ＩＸ３およびＩＸ４は、化学組成の点で本発明の請求項に記載のとおりである。これらの組成に関する試験（１から１２まで番号のもの）により、得られた性質の安定性を示すこと、および本発明の請求項に記載の薄板を得るための製作方法の制限を示すことが可能になる。

本発明の請求項に記載の試験（１、２および５から１１）に関する化学組成ＩＸ１、ＩＸ２、ＩＸ３およびＩＸ４は、特に抵抗スポット溶接時において液状亜鉛の浸透に対して比較的非感受性である。これらの組成は良好な被覆性、および驚くべきことに１．０６マイクロメートルの平均［長さ］（即ち、微細粒）を有する島状ＭＡを有する。また、この機械的強度は７８０から９００ＭＰａであり、全伸びは有意に１９％より大きい。図２は、試験１の鋼板の微細組織を示す。各島状マルテンサイト／オーステナイト（「島状ＭＡ」とも称する。）は最大長さおよび最大幅を特徴とする。１００個より多い特徴的な島状部を有する代表的なサンプルに基づくと、島状部の平均長さは、驚くべきことに１．０６マイクロメートル以下である。信頼区間は９５％であり、これにより０．９７から１．１５マイクロメートルの平均が得られる。最小島状部は０．３８マイクロメートルと測定され、最長は３．３２マイクロメートルであった。第１四分位数、即ち、最小島状部の２５％のうちの最大島状部は０．７２マイクロメートルと測定され；第３四分位数、即ち、最長島状部の２５％のうちの最小のものは１．２９マイクロメートルと測定された。中央値は０．９４マイクロメートルと計算された。中央値と平均の近接性は、データが０．１μｍ以内で１マイクロメートルの長さに集中している分布を示していることの良好な指標である。また、島状ＭＡはこの形状係数、即ち、この長さと最大幅の比

によっても特性評価される。試験１の島状ＭＡは、図３に示した形状係数分布を有する。形状係数の平均は２．１５である。信頼区間は９５％であり、これは平均形状係数が１．９５から２．３４の間であることを示す。

化学組成ＩＸ１に関する試験３では、保持時間終了時のオーステナイト含有量γ_ｉｎｉｔが少なすぎ、これは保持温度がＡｃ１＋５０℃より下であるためであり、その結果、ＭＡの最終面積割合が少なすぎ、この微細組織の特徴が、本発明の構成要素の機械的強度が低いことと関連している。化学組成ＩＸ１に関する試験４では、６０％のγ_ｉｎｉｔを得ることが可能であり、従って本発明の請求項に記載の区間内である温度で焼なましを行った。しかしながら、均等化温度Ｔ_ｅｇが４３０℃であり、従って低すぎ、均等化温度時間ｔ_ｅｇは１８０秒間であり、これは長すぎる。従って、この島状部の面積割合は少なすぎ、その結果、機械的強度は７８０ＭＰａ未満である。

試験１２は、化学組成ＩＸ４に関し、本発明の構成要素で指定の１２０秒間より長い３１４秒間のｔ_ｅｇの均等化段階を行い、全伸びは１５．３％で少なすぎる。

Ｒ１は、本発明で指定の目標値の範囲外である化学組成を有する。Ｒ１は、少なすぎるＳｉ含有量および多すぎるリン含有量を有する。従って、試験１３および１４では、試験１３は製作条件が要件を満たしているにもかかわらず、機械的特性の強度が７８０Ｍｐａ未満であるため、本発明で指定の目標値に関して満足なものでない。また、試験１４では、焼なまし温度Ｔ_ｒがＡｃ１＋５０℃より下である。

化学組成Ｒ３およびＲ４は、炭素の質量濃度が０．１７％未満であるため本発明と整合していない。Ｒ３（１７と１８）およびＲ４（１９と２０）に関する試験１７、１８、１９および２０では、７８０ＭＰａを達成することは可能でない。この焼なましの終了時に得られた島状ＭＡの割合は少なすぎ、これは、オーステナイトを安定化させるため、および充分な島状ＭＡを形成するための充分な炭素が存在しないためである。従って、この島状ＭＡの含有量は少なすぎ、その結果、これらの試験では機械的強度が７８０ＭＰａ未満である。

化学組成Ｒ２は、Ｓｉ含有量が１％より多く、アルミニウム含有量が０．５％未満であるため本発明と整合していない。この化学組成で２つの試験、試験１５と１６を行った。試験１５は、焼なましサイクルが特許請求の範囲に対応しているにもかかわらず本発明に相当しない。この焼なましの終了時の島状ＭＡの割合は、ケイ素とこのフェライト形成能（これはアルミニウムのものより低い。）の二重硬化効果のため高すぎる。実際、フェライトは、島状ＭＡと比べて軟組織であり、フェライト形成元素の使用は鋼板を軟化させる；この場合、アルミニウムであれば、９００ＭＰａ未満の機械的強度を有する薄板が得られるように硬度を調整する機能を果たしたであろう。従って、鋼板１５の機械的強度は９００ＭＰａより大きく、島状ＭＡの平均径は１．３マイクロメートルより有意に大きい。この結晶粒度は、粒同士の結合性を助長させ、既に形成された割れの伝播を加速させる。また、この参照例の液状亜鉛の浸透に対する感受性（２／５）は本発明で指定の最低値（３／５）より小さい。

試験１６は本発明に相当しない；島状ＭＡの平均径は１．３マイクロメートルより有意に大きい。また、このケイ素含有量は、溶融亜鉛めっき前の焼なましの際に表面上に酸化ケイ素の形成をもたらす。従って、この作製品の被覆性は、５段階で指定の最低スコア３より低い。また、液状亜鉛の浸透に対する感受性も５段階で３より低い。

化学組成Ｒ５は本発明に相当しない。炭素含有量は０．１７％より少なく、Ｔｉ含有量は０．０２０％より多い。試験２１および２２によって示されるように、指定の１９％の伸びを得る結果は不合格である。

化学組成Ｒ６は、ニオブ含有量が０．０３０％より多いため本発明に相当しない。実施例２３および２４は、指定の１９％の伸びが得られない。

本発明の請求項に記載の鋼板は、地上自動車両の構造部品またはセーフティ部品の製作のために好都合に使用される。以下の非限定的な例：横桁、レール、中柱も挙げられ得る。

Claims (17)

1. 亜鉛または亜鉛合金で被覆された冷延鋼板であって、
   重量基準で以下の組成が含まれ、
   ０．１７％≦Ｃ≦０．２５％
   １．５％≦Ｍｎ≦２．０％
   ０．５０％≦Ｓｉ≦１％
   ０．５０％≦Ａｌ≦１．２％
   Ｂ≦０．００１％
   Ｐ≦０．０３０％
   Ｓ≦０．０１％
   Ｎｂ≦０．０３０％
   Ｔｉ≦０．０２０％
   Ｖ≦０．０１５％
   Ｃｕ≦０．１％
   Ｃｒ≦０．１５０％
   Ｎｉ≦０．１％
   ０％≦Ｍｏ≦０．１５０％
   ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧１．３０％であり、
   組成の残部が鉄および精錬に起因する不可避不純物からなり、
   微細組織が、面積割合で含有量を表して、
   ６５から８５％のフェライト、ならびに
   １５から３５％の島状マルテンサイトおよび残留オーステナイトの混合相である島状ＭＡ
   からなり、
   前記フェライトに含有される非再結晶型フェライトが５％未満であり、ここで、残留オーステナイトの総含有量は１０から２５％であり、マルテンサイトの総含有量が１０％以下であり、前記島状ＭＡの平均径が１．３マイクロメートル未満であり、平均形状係数が３未満であり、
   鋼板の引張強度Ｒｍが７８０から９００ＭＰａであり、破断伸びＡ％が１９％以上である、冷延鋼板。
2. 重量基準で組成に以下
   ０．１９％≦Ｃ≦０．２３％
   が含まれる、請求項１に記載の鋼板。
3. 重量基準で組成に以下
   １．６％≦Ｍｎ≦１．８％
   が含まれる、請求項１または２に記載の鋼板。
4. 重量基準で組成に以下
   ０．７％≦Ｓｉ≦０．９％
   が含まれる、請求項１から３のいずれかに記載の鋼板。
5. 重量基準で組成に以下
   ０．６％≦Ａｌ≦０．８％
   が含まれる、請求項１から４のいずれかに記載の鋼板。
6. 重量基準で組成に以下
   ０％＜Ｂ≦０．０００５％
   が含まれる、請求項１から５のいずれかに記載の鋼板。
7. 面積割合で島状ＭＡの９０％超が２マイクロメートル以下のサイズを有する、請求項１から６のいずれかに記載の鋼板。
8. 請求項１から７のいずれかに記載の鋼板の製作方法であって、以下の段階：
   請求項１から７のいずれかに記載の組成を有する鋼を作製し、次いで、
   この鋼を半製品に鋳造し、次いで、
   この半製品を１１５０から１２５０℃の温度まで加熱し、次いで、
   この半製品を熱間圧延し、圧延をＡｒ３以上の圧延終了温度Ｔ_ＦＬで終了して薄板を得、次いで、
   この熱間圧延薄板を５００から６００℃の温度Ｔ_ｂｏｂでコイル状に巻き取り、次いで、
   この熱間圧延薄板を周囲温度まで冷却し、次いで、
   必要であれば、この熱間圧延薄板を酸洗し、次いで、
   この薄板を冷間圧延し、次いで、
   次いで、この冷延薄板を、１から３０℃／秒の速度Ｖ_ｃで温度Ｔ_ｒまで時間ｔ_ｒの間、再加熱し、時間は１５秒間以上であり、前記温度および時間は、３５から７０％の面積割合のオーステナイトが得られるように選択され、次いで、
   この冷延薄板を４７５から４４０℃の温度Ｔ_ｅｇまでパーライトの形成が抑制されるのに充分に急速な速度Ｖ_ｒｅｆで冷却し、次いで、
   冷延薄板を
   均等化温度Ｔ_ｅｇで２０から１２０秒間の時間ｔ_ｅｇの間保持し、次いで、
   冷延薄板を亜鉛または亜鉛合金の浴中で連続溶融めっきによって被覆し、次いで、
   被覆された冷延薄板を周囲温度まで冷却する段階
   からなる、製作方法。
9. 温度Ｔ_ＦＬが９００℃より高い、請求項８に記載の鋼板の製作方法。
10. 温度Ｔ_ＦＬが９２０℃より高い、請求項８に記載の鋼板の製作方法。
11. 温度Ｔ_ｒで時間ｔ_ｒの間の焼なまし時の露点が−２０℃から−１５℃である、請求項８から１０のいずれかに記載の鋼板の製作方法。
12. 温度Ｔ_ｒがＡｃ１＋５０℃からＡｃ３−５０℃である、請求項８から１１のいずれかに記載の鋼板の製作方法。
13. 温度Ｔ _ｒ がＡｃ１＋５０℃からＡｃ１＋１７０℃である、請求項８から１１のいずれかに記載の鋼板の製作方法。
14. 時間ｔ_ｅｇが３０から８０秒間である、請求項８から１３のいずれかに記載の鋼板の製作方法。
15. 時間ｔ_ｅｇが３０から６０秒間である、請求項８から１３のいずれかに記載の鋼板の製作方法。
16. 請求項１から７のいずれかに記載または請求項８から１５のいずれかに記載の方法によって得られる冷間圧延され、被覆され少なくとも１枚の鋼板を溶接することによる部品の製作方法であって、前記薄板は抵抗スポット溶接によって溶接される方法。
17. 地上自動車両用の構造部品またはセーフティ部品の製作のための、請求項１から７のいずれかに記載または請求項８から１５のいずれかに記載の方法によって得られる被覆された鋼板の使用。

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