JP6815414B2 - 改善された延性及び成形加工性を有する高強度鋼板を製造するための方法並びに得られた鋼板 - Google Patents

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

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Description

本発明は、改善された延性及び成形加工性を有する高強度鋼板を製造するための方法並びにこの方法によって得られた鋼板に関する。
自動車のボディ用構造部材及びボディパネルの部品等の様々な設備を製造するために、ＤＰ（二相）鋼又はＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼から製造された鋼板を使用することが公知である。
ベイナイト構造を有し、炭化物型析出物を不含であり、約０．２％のＣ、約２％のＭｎ、約１．７％のＳｉを含有する残留オーステナイトを有し、約７５０ＭＰａの降伏強度、約９８０ＭＰａの引張強度、約８％の全伸びを有する、鋼を使用することも公知である。これらの鋼板は、連続アニーリングラインを用いて、Ａｃ３変態点より高いアニーリング温度からＭｓ変態点より高い保持温度に冷却し、所与の時間にわたって鋼板をこの温度に維持することによって、製造される。
例えば、ＪＰ２０１２０４１５７３は、合計で１０％〜９３％のフェライト及びベイナイト、５％〜３０％の残留オーステナイト、５％〜２０％のマルテンサイト及び最大５％のパーライトを含む、ＴＲＩＰ鋼板を製造するための方法を開示している。この方法は、熱間圧延鋼板又は冷間圧延鋼板をアニーリングするステップ、冷却停止温度に前記鋼板を冷却するステップ及び１秒〜１０００秒にわたって前記鋼板をこの温度に保持するステップを含む。冷却停止温度に保持している間、最初に、オーステナイトがベイナイトに部分的に変態する。このとき、炭素は、ベイナイトからオーステナイトに分配される。しかしながら、ＪＰ２０１２０４１５７３の例によれば、冷却停止温度に冷却した後、且つこの温度に保持する前には、マルテンサイトが形成されない。この結果、最終的な冷却から得られた構造中に存在するマルテンサイトは分配されておらず、高い降伏強度及び不十分な成形加工性をもたらす比較的高いＣ含量を保持している。
世界的な環境保護の観点から燃費を改善するという目的で、自動車の重量を低減するためには、改善された降伏強度及び引張強度を有する鋼板を得ることが、望ましい。しかしながら、このような鋼板は、良好な延性及び良好な成形加工性、より厳密には良好な伸びフランジ性も有さなければならない。
この点に関して、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、少なくとも１６％、好ましくは少なくとも１７％、さらに好ましくは少なくとも１８％の全伸びＴＥ及び２０％超の穴広げ率ＨＥＲを有する、コーティングされた又はコーティングされていない鋼板を得ることが望ましい。引張強度ＴＳ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に公開されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定される。測定法の差異のため、特に、使用された供試材の幾何形状の差異のため、ＩＳＯ規格に従った全伸びＴＥの値は、ＪＩＳ Ｚ２２０１−０５規格に従って測定された全伸びの値と大きく異なり、特に、ＪＩＳ Ｚ２２０１−０５規格に従って測定された全伸びの値より低いことは、強調しなければならない。穴広げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。測定法の差異のため、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従った穴広げ率ＨＥＲの値は、ＪＦＳ Ｔ１００１（日本鉄鋼連盟規格）に従った穴広げ率λの値と大きく異なり、比較することができない。
厚さが０．７〜３ｍｍの範囲、より好ましくは０．８〜２ｍｍの範囲である、上記機械的特性又は特徴を有するコーティングされた又はコーティングされていない鋼板を得ることも望ましい。
特開２０１２−０４１５７３号公報
したがって、本発明は、上記機械的な特徴及び特性を有する鋼板並びにこの鋼板を製造するための方法を提供することを目的とする。
この目的のために、本発明は、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度、ＩＳＯ規格６８９２−１に従った少なくとも１６％の全伸び及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９による少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有する鋼板を製造するための方法であって、以下の連続ステップ：
− 冷間圧延鋼板を用意するステップであって、鋼の化学組成が、重量％により、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
０．６％≦Ｓｉ≦１．５％、
０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、
０≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０≦Ｍｏ≦０．３％、
０≦Ｃｒ≦０．３％
を含有し、ただし、１．０％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．０％であり、残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物であるステップ、
− 少なくとも４０％のオーステナイト及び少なくとも４０％の二相域フェライトを含む構造を得るように、Ａｃ１〜Ａｃ３の間に含まれるアニーリング温度ＴＡで前記鋼板をアニーリングするステップ、
− 少なくとも６００℃の温度から、少なくとも２０℃／秒の冷却速度で、１８０℃〜２６０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴまで前記鋼板を焼入れするステップ、
− 前記鋼板を３７５℃〜４７０℃の間の分配温度ＰＴに加熱し、２５秒〜４４０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔにわたって前記鋼板をこの分配温度ＰＴに維持するステップであって、分配時間Ｐｔが、分配温度ＰＴが３７５℃〜４００℃の間に含まれる場合には、１００秒〜４４０秒の間に含まれ、前記分配温度ＰＴが４５０℃〜４７０℃の間に含まれる場合には、２５秒〜１５０秒の間に含まれる、ステップ、
− 前記鋼板を室温に冷却するステップ
を含み、
前記鋼板が、面積の割合により、
最大で０．４５％のＣ含量を有する、少なくとも１１％の焼戻しされたマルテンサイト、
１０％〜２０％の間の残留オーステナイト、
４０％〜６０％の間のフェライト、
最大で５％のフレッシュマルテンサイト、
最大で１８％のベイナイト
からなる最終的な微細構造を有する、方法に関する。
ベイナイトは、下部ベイナイト（ｌｏｗｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）を含む。
好ましくは、焼戻しされたマルテンサイトは、最大で０．０３％のＣ含量を有する。
好ましくは、分配温度ＰＴへの加熱の直前に、焼入れされた前記鋼板は、面積の割合により、４０％〜６０％の間のフェライト、少なくとも１５％の残留オーステナイト、少なくとも１１％のマルテンサイト及び最大で１８％の下部ベイナイトからなる構造を有する。
鋼のＦＥＧ−ＴＥＭ顕微鏡写真。
一実施形態によれば、本方法は、アニーリングするステップと焼入れするステップとの間に、１０℃／秒未満の冷却速度で前記鋼板を６００℃以上の温度にゆっくり冷却するステップを含む。
この実施形態において、フェライトは、構造全体に対する面積の割合により、４０％〜６０％の間の二相域フェライト及び０％〜１５％の間の変態フェライトを含み、前記変態フェライトは、ゆっくり冷却するステップ中に形成されるが、二相域フェライトの割合と変態フェライトの割合との合計であるフェライトの割合は、４０％〜６０％の間に含まれると理解されている。
特定の実施形態によれば、前記冷間圧延鋼板を用意するステップは、
− 前記鋼でできた鋼板を熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得ること、
− ４００℃〜７５０℃の間に含まれる温度Ｔｃで前記熱間圧延鋼板をコイル化すること、
− ２〜６日の間に含まれる時間にわたって、５００℃〜７００℃の間に含まれる温度ＴＨＢＡでバッチ式アニーリングを実施すること、
− 前記熱間圧延鋼板を冷間圧延して、前記冷間圧延鋼板を得ること
を含む。
好ましくは、前記鋼板が焼入れ温度ＱＴに焼入れされた後、且つ前記鋼板が分配温度ＰＴに加熱される前に、前記鋼板は、２秒〜８秒の間、好ましくは３秒〜７秒の間に含まれる保持時間にわたって焼入れ温度ＱＴに保持される。
好ましくは、鋼の化学組成は、次の条件：Ｃ≧０．１７％、Ｃ≦０．２１％、Ｍｎ≧１．９％、Ｍｎ≦２．５％、０．０１０％≦Ｎｂ、Ｍｏ≦０．０５％又はＭｏ≧０．１％、Ｃｒ≦０．０５％又はＣｒ≧０．１％、のうちの少なくとも１つを満たす。
第１の特定の実施形態によれば、分配温度ＰＴに前記鋼板を維持するステップと、前記鋼板を室温に冷却するステップとの間に、前記鋼板は、４８０℃以下の温度で溶融めっきコーティングされ、分配温度ＰＴが、４００℃〜４７０℃の間に含まれ、分配時間Ｐｔが、２５秒〜１５０秒の間に含まれる。
第２の特定の実施形態によれば、分配温度ＰＴに前記鋼板を維持した後に、前記鋼板が、室温に直ちに冷却され、分配温度ＰＴが、３７５℃〜４５０℃の間に含まれ、分配時間Ｐｔが、１００秒〜４４０秒の間に含まれる。
この実施形態において、前記鋼板を室温に冷却するステップの後に、前記鋼板が、例えば電気化学的方法又は真空コーティング法によってコーティングされる。
例えば、前記鋼板は、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされる。
特定の実施形態によれば、鋼の化学組成は、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような化学組成である。
この実施形態において、鋼の化学組成は、好ましくは、０．６％≦Ｓｉ≦１．３％及び０．５％＜Ａｌ≦１．０％であるような化学組成であり、さらに好ましくは、０．７％≦Ｓｉ＜１．０％及び０．７％≦Ａｌ≦１．０％であるような化学組成である。
別の特定の実施形態によれば、鋼の化学組成は、１．０％≦Ｓｉ≦１．５％及び０．０２％≦Ａｌ≦０．５％であるような化学組成である。
本発明は、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ための方法であって、
− Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされたＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような第１の鋼板を、本発明による方法によって製造すること、
− Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有する第２の鋼板を用意すること、
− 前記第１の鋼板を前記第２の鋼板に抵抗スポット溶接すること
を含む、方法にも関する。
好ましくは、第２の鋼板は、本発明に従うものであり、且つＺｎ又はＺｎ合金によってコーティングされる。
本発明は、鋼の化学組成が、重量％により、
０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
１．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
０．６％≦Ｓｉ≦１．５％、
０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、
０≦Ｎｂ≦０．０３５％、
０≦Ｍｏ≦０．３％、
０≦Ｃｒ≦０．３％
を含有し、ただし、１．０％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．０％であり、残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物である、鋼板において、
前記鋼板が、面積の割合により、
− 最大で０．４５％のＣ含量を有する、少なくとも１１％の焼戻しされたマルテンサイトと、
− １０％〜２０％の間の残留オーステナイト、
− ４０％〜６０％の間のフェライト、
− 最大で６％のフレッシュマルテンサイト、
− 最大で１８％のベイナイト
からなる微細構造を有する、鋼板にも関する。
ベイナイトは、下部ベイナイト（ｌｏｗｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）を含む。
好ましくは、焼戻しされたマルテンサイトは、最大で０．０３％のＣ含量を有する。
一実施形態によれば、フェライトは、構造全体に対して、４０％〜６０％の間の二相域フェライト及び０％〜１５％の間の変態フェライを含む。
好ましくは、残留オーステナイト中のＣ含量は、０．９％〜１．２％の間に含まれる。
好ましくは、鋼板は、少なくとも５５０ＭＰａの降伏強度、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度、ＩＳＯ６８９２−１に従った少なくとも１６％の全伸び及びＩＳＯ１６６３０：２００９による少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有する。
さらに好ましくは、降伏強度は、５５０〜８６０ＭＰａの間に含まれる。特に、８６０ＭＰａ未満の降伏強度により、優れた成形加工性を保証することができる。
好ましくは、鋼の化学組成は、次の条件：Ｃ≧０．１７％、Ｃ≦０．２１％、Ｍｎ≧１．９％、Ｍｎ≦２．５％、Ｍｏ≦０．０５％又はＭｏ≧０．１％、０．０１０％≦Ｎｂ、Ｃｒ≦０．０５％又はＣｒ≧０．１％、のうちの少なくとも１つを満たす。
特定の実施形態によれば、鋼の化学組成は、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような化学組成である。
この実施形態において、鋼の化学組成は、好ましくは、０．６％≦Ｓｉ≦１．３％及び０．５％＜Ａｌ≦１．０％であるような化学組成であり、さらに好ましくは、０．７％≦Ｓｉ＜１．０％及び０．７％≦Ａｌ≦１．０％であるような化学組成である。
別の特定の実施形態によれば、鋼の化学組成は、１．０％≦Ｓｉ≦１．５％及び０．０２％≦Ａｌ≦０．５％であるような化学組成である。
鋼板は例えば、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされており、４８０℃未満の温度でのコーティングによって生じたものである。
好ましくは、前記鋼板の厚さは、０．７〜３ｍｍの間、好ましくは０．８〜２ｍｍの間に含まれる。
本発明は、少なくとも２枚の鋼板の少なくとも１０個の抵抗スポット溶接部を含む溶接構造であって、第１の鋼板が、本発明によるものであり、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされており、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような鋼板であり、第２の鋼板が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有し、抵抗スポット溶接部１個当たりの割れの平均数が、６未満である、溶接構造にも関する。
好ましくは、第２の鋼板は、本発明に従うものであり、且つＺｎ又はＺｎ合金によってコーティングされている。
本発明は、自動車の構造部品の製造のための、本発明の方法に従い製造された鋼板若しくは本発明に従う鋼板の使用にさらに関する。
本発明は、自動車の構造部品の製造のための、本発明の方法によって製造された抵抗スポット溶接部又は本発明による溶接構造の使用にさらに関する。
次に、添付図面を参照しながら本発明を詳細に記述するが、限定されるものではない。
本発明による鋼の組成は、重量パーセントにより、次のものを含む。
− 満足な強度を確保するため及び十分な伸びを得るために必要な残留オーステナイトの安定性を改善するための、０．１５％〜０．２３％の炭素。好ましくは、炭素含量は、０．１７％以上及び／又は０．２１％以下である。炭素含量が高すぎる場合、熱間圧延された鋼板が硬すぎて、冷間圧延することができず、溶接性が不十分である。炭素含量が０．１５％未満である場合、引張強度が９８０ＭＰａに到達しない。
− １．４％〜２．６％のマンガン。最低値は、少なくとも１１％の焼戻しされたマルテンサイトを含有する微細構造及び９８０ＭＰａ超の引張強度を得るために十分な硬化能を有するように規定されている。最大値は、延性に関して有害な偏析の問題を伴わないように規定されている。好ましくは、マンガン含量は、１．９％以上及び／又は２．５％以下である。
− ケイ素含量とアルミニウム含量との合計が１．０％〜２．０％の間に含まれる、０．６％〜１．５％のケイ素及び０．０２％〜１．０％のアルミニウム。
特定の量のアルミニウムは、Ａｌ２Ｏ３として酸素と化合し、ＡｌＮとして窒素と化合するが、この量は、Ｏ含量及びＮ含量に依存し、０．０２５％未満のままである。残り部分が存在する場合、残り部分は化合しておらず、「遊離アルミニウム」を主要な要素として有する。
酸素と化合するアルミニウムは、液体段階における脱酸素から生じる。アルミニウムは、延性特性に関して有害であり、したがって、アルミニウムの含量は、可能な限り限定されなければならない。
窒素と化合するアルミニウムは、アニーリング中におけるオーステナイトグレインの成長を緩やかにする。窒素は、溶融製錬から生じた残留元素であり、鋼板中において０．０１０％未満である。
オーステナイト域において加熱した後、本発明者らは、Ｓｉ及び遊離Ａｌが、炭化物の形成を遅延させることによってオーステナイトを安定化することを発見した。この安定化は、部分的なマルテンサイト変態を達成するような温度で鋼板が冷却され、直ちに再加熱され、温度ＰＴに維持され、この間に、炭素がマルテンサイトからオーステナイトに再分配された場合、特に起きる。Ｓｉ及び遊離Ａｌ含量の追加分が十分な量である場合、著しい炭化物の析出なしで炭素の再分配が起きる。この目的のために、Ｓｉ＋Ａｌは、重量により、１．０％超（ただし、２．０％未満）でなければならない。さらに、Ｓｉは、固溶強化をもたらし、穴広げ率を改善する。しかしながら、Ｓｉ含量は、コーティング加工性に関して有害であろう、鋼板の表面における酸化ケイ素の形成を回避するために、１．５％に限定されなければならない。
さらに、本発明者らは、Ｓｉ／１０＞０．３０％−Ｃ（Ｓｉ及びＣが、重量百分率により表されている。）である場合、ＬＭＥ（液体金属ぜい化現象）のため、ケイ素が、コーティングされた鋼板のスポット溶接に有害であり、特に、亜鉛めっきされた鋼板又は合金化溶融亜鉛めっきされた鋼板（ｇａｌｖａｎｎｅａｌｅｄ ｓｈｅｅｔ）又は電気亜鉛めっきされた鋼板に有害であることを発見した。ＬＭＥの発生は、熱によって影響された区域と、溶接接合部の溶接金属との粒界に割れを発生させる。したがって、特に鋼板をコーティングすべき場合、（Ｃ＋Ｓｉ／１０）は、０．３０％以下に維持されなければならない。
本発明者らは、ＬＭＥの発生を低減するためには、検討する組成の領域において、Ａｌ含量が、６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％以上でなければならないことも発見した。
したがって、第１の実施形態によれば、特にＬＭＥが出現しそうにない場合、Ａｌは、脱酸素するためにのみ添加され、又は任意選択的に、アニーリング中におけるオーステナイトグレインの成長を制御するために添加されるが、Ａｌの含量は、０．５％以下、例えば０．１％未満であるが、少なくとも０．０２０％である。この第１の実施形態によれば、Ｓｉ含量は、１．０％〜１．５％の間である。この実施形態において、Ｃ＋Ｓｉ／１０は、例えば、０．３０％より高くてもよい。
第２の実施形態によれば、特にＬＭＥの課題を考慮しなければならない場合、特に鋼板がＺｎ又はＺｎ合金によってコーティングされる場合、Ｃ＋Ｓｉ／１０は、０．３０％以下でなければならない。これは、少なくともＣが０．２％より高い場合は、Ｓｉが１．０％未満のままでなければならないことを意味する。したがって、Ａｌは、オーステナイトを安定するという目的、並びに、Ｃ含量及び／又はＭｎ含量が高すぎる場合にはＬＭＥ感受性（ＬＭＥ ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ）を低減するという目的で、Ｓｉを少なくとも部分的に置きかえるために、より重要な量で添加される。この第２の実施形態において、Ａｌ含量は、Ａｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％及びＳｉ＋Ａｌ≧１．０％であるような含量である。したがって、Ａｌは、好ましくは、０．５％〜１．０％の間に含まれ、Ｓｉは、０．６％〜１．３％の間、好ましくは０．７％〜１％の間に含まれる。好ましくは、Ａｌ含量は、０．７％以上である。しかしながら、Ａｌ含量は、アニーリングするステップにおいて鋼板のオーステナイト化を達成するために高温で加熱するときのコストの上昇を伴う、Ａｃ３変態温度の上昇を防止するという目的で、１．０％に限定される。
− 任意選択的に、熱間圧延中にオーステナイトグレインを純化するため及び最終的な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含量により、満足な降伏強度及び伸びのレベル、特に少なくとも５５０ＭＰａの降伏強度、さらには、鋼板が溶融めっきコーティングされていない場合には常に少なくとも６００ＭＰａの降伏強度を達成することができる。
− ０％〜０．３％のモリブデン及び／又は０％〜０．３％のクロム。Ｍｏ及びＣｒは、硬化能を増大させるため、及び、分配中におけるオーステナイトの分解を大きく低減するという目的で残留オーステナイトを安定化するために、添加することができる。一実施形態によれば、モリブデン及びクロムは、低いレベルにおいてのみ保持されることが可能であり、モリブデン及びクロムの含量はそれぞれ、０．０５％未満であってよく、０．０５％未満の含量は、残留元素としてのＣｒ又はＭｏの存在に対応する。Ｍｏ及び／又はＣｒが任意により添加される場合、Ｍｏ及び／又はＣｒの含量は、少なくとも０．１％である。
残部は、鉄及び製鋼から生じた残留元素である。この点に関して、少なくともＮｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｓ、Ｐ及びＮは、不可避的な不純物である残留元素だと考えられる。したがって、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｓ、Ｐ及びＮの含量は、Ｎｉが０．０５％未満であり、Ｃｕが０．０３％未満であり、Ｖが０．００７％未満であり、Ｂが０．００１０％未満であり、Ｓが０．００５％未満であり、Ｐが０．０２％未満であり、Ｎが０．０１０％未満である。Ｔｉ含量は、０．０５％に限定されるが、その理由は、このような値より高い場合、サイズが大きい炭窒化物が、主に液体段階において析出し、鋼板の成形加工性が低下し、１７％という全伸びの目標の達成がより困難になるためである。
鋼板がＺｎ又はＺｎ合金によってコーティングされる場合、スポット溶接性は、ＬＭＥ現象（液体金属ぜい化）によって影響され得る。
この現象に対する特定の鋼のＬＭＥ感受性は、高温で実施される引張試験によって評価することができる。特に、この高温引張試験は、熱シミュレータＧｌｅｅｂｌｅ ＲＰＩを使用して実施することが可能であり、このようなデバイス自体は、当技術分野において公知である。
「Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験」を呼ばれるこの試験を、以下に記述する。
− ０．７ｍｍ〜３ｍｍの厚さを有するコーティングされた鋼板の試料が、溶接区域の周囲の割れが起きる最小臨界変位を測定するために、高温引張試験に供される。鋼板として切り出された試料は、長さが１０ｍｍで幅が１０ｍｍの較正済み区域及び長さが４０ｍｍで幅が３０ｍｍのヘッド部を有し、ヘッド部と較正済み部分との曲率の半径は、５ｍｍである。
− 高温引張試験は、各試料を迅速に（１０００℃／秒）加熱し、所定の温度に試料を維持し、加熱された試料に所定の伸び又は変位を及ぼし、次いで、伸び又は変位が維持された状態で空気中において試料を冷却することによって、実施されている。冷却後、ＬＭＥ割れが存在するか否かを判定するために、試料を観察する。少なくとも２ｍｍの少なくとも１個の割れが試料に形成された場合、試料が割れを有すると判定される。
− 試験は、７００℃、７５０℃、８００℃、８５０℃、９００℃及び９５０℃等の複数の所定の温度において、０．５ｍｍ、０．７５ｍｍ、１ｍｍ、１．２５ｍｍ、１．５ｍｍ、１．７５ｍｍ及び２ｍｍ等の伸び又は変位を用いて実施されている。伸び又は変位は、試料を保持しているＧｌｅｅｂｌｅシミュレータのアゴ部の伸び又は変位である。
− 割れの発生の臨界変位が報告されており、最小臨界変位、すなわち、割れが発生する最小の変位は、検討された温度範囲に関して測定されている。
通常、最小臨界変位が７００℃〜８００℃の間の温度で１．５ｍｍ未満である場合は、抵抗スポット溶接したときにＬＭＥが発生する確率が高く、最小臨界変位が少なくとも１．５ｍｍである場合は、抵抗スポット溶接したときに数多くのＬＭＥ割れが観察される確率が低いと考えられている。
この点に関して、本発明者らは、本発明に対応する鋼又はこれらの鋼と同様の鋼において、鋼の組成が、（Ｃ＋Ｓｉ／１０）が０．３０％以下であり、Ａｌが６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％以上であるような組成である場合は、最小臨界変位が、少なくとも１．５ｍｍであり、（Ｃ＋Ｓｉ／１０）が０．３０％超であり、及び／又はＡｌが６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）２．５％より低い場合は、最小臨界変位が、１．５ｍｍ未満、さらには１ｍｍ未満であることを発見した。
例として、Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験は、次の組成を有する鋼を用いて実施された。
Ｓ１：Ｃ＝０．２２６％、Ｍｎ＝２．０１％、Ｓｉ＝０，７１６。Ａｌ＝０．８０２％、Ｃｒ＝０．０９７％
Ｓ２：Ｃ＝０．２０４％、Ｍｎ＝２．０７％、Ｓｉ＝１．４４％、Ａｌ＝０．０３３％、Ｃｒ＝０．３４１％
Ｓ１の場合、Ｃ＋Ｓｉ／１０＝０．２９７６％であり、最小臨界変位は、２．２５ｍｍである。
Ｓ２の場合、Ｃ＋Ｓｉ／１０＝０．４４１２％であり、最小臨界変位は、０．９ｍｍである。
コーティングされた鋼板のスポット溶接性を評価するための別の方法は、「ＬＭＥスポット溶接試験」であり、ＬＭＥスポット溶接試験は例えば、例えば車体等の抵抗スポット溶接によって組み立てられる部品を含む製品の工業的な製造において、重要な数の抵抗スポット溶接部の中に割れた溶接部がある確率を判定することができる。
この「ＬＭＥスポット溶接試験」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から製造された２枚の支持体型鋼板の上に、複数の抵抗スポット溶接部、例えば３０個の抵抗スポット溶接部が作製される。鋼板の厚さは、１．６ｍｍであり、抵抗スポット溶接部は、不均一な組立体に関するＩＳＯ規格１８２７８−２に従って作製される。パラメータは、
− 電極先端の直径：８ｍｍ、
− 溶接力：４．５ｋＮ、
− 溶接時間：４０ｍｓの期間（冷却時間）を空けた１８０ｍｓの３回のパルス、
− 保持時間：４００ｍｓ
である。
この試験においては、抵抗スポット溶接部における最終的な割れの発生を判定するために、試料を切断し、研磨する。次いで、抵抗スポット溶接部をピクリン酸によってエッチングしたら、観察した各抵抗スポット溶接部の割れの数及び各抵抗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。
例Ｓ１及びＳ２に関しては、各抵抗スポット溶接部の割れの数の比率は、次のとおりである。
− Ｓ１：Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験≧１．５ｍｍ。抵抗スポット溶接部のうちの８０％が１０個未満の割れを有し、０％が２０個以上の割れを有し、
− Ｓ２：Ｇｌｅｅｂｌｅ ＬＭＥ試験＜１．５ｍｍ。抵抗スポット溶接部のうちの４０％のみが１０個未満の割れを有し、３０％は、２０個以上の割れを有する。
各抵抗スポット溶接部の割れの平均数を考慮した場合、結果は、次のとおりである。
− Ｓ１：各抵抗スポット溶接部の割れの平均数が５であり、
− Ｓ２：各抵抗スポット溶接部の割れの平均数が１０である。
２〜５ｍｍの間の厚さを有する熱間圧延された鋼板は、上記本発明の鋼組成から公知の方法によって製造することができる。一例として、圧延前の再加熱温度は、１２００℃〜１２８０℃の間に含まれ得、好ましくは約１２５０℃、仕上げ圧延温度は、好ましくはＡｒ３〜９５０℃の間に含まれ、好ましくは８５０℃より高く、コイル化は、好ましくは４００℃〜７５０℃の間に含まれる温度で実施される。好ましくは、Ｓｉ＞１．０％である場合、コイル化温度は、５５０℃以下である。
コイル化した後、鋼板は、フェライト−パーライト構造又はフェライト−パーライト−ベイナイト構造を有する。
コイル化した後、鋼板は任意選択的に、鋼板の硬度を低減し、したがって、熱間圧延及びコイル化された鋼板の冷間圧延性を改善するために、バッチ式アニーリングされる。
例えば、熱間圧延及びコイル化された鋼板は、２〜６日の間、好ましくは３〜５日の間の時間にわたって、５００℃〜７００℃の間、例えば５５０℃〜６５０℃の間の温度でバッチ式アニーリングされる。この時間は、バッチ式アニーリング温度に加熱すること及びバッチ式アニーリング温度から周囲温度に冷却することを含む。
特に鋼が１．０％超のＳｉを含む場合、このバッチ式アニーリングは、好ましくは、鋼組成の第１の実施形態において実施される。組成の第２の実施形態において、バッチ式アニーリングステップが省略されてもよい。
鋼板を酸洗いし、冷間圧延して、０．７ｍｍ〜３ｍｍの間の厚さ、例えば０．８〜２ｍｍの範囲の厚さを有する冷間圧延された鋼板を得ることができる。
次いで、鋼板が、連続アニーリングラインによって熱処理され、又は鋼板が溶融めっきコーティングされた場合、好ましくは、鋼板が、連続アニーリングと溶融めっきとを組み合わせたラインによって処理される。
熱処理及び任意選択的なコーティングは、次のステップを含む。
− アニーリングするステップが終了したときに、鋼が、オーステナイトの割合が少なくとも４０％であり、二相域フェライトの割合が少なくとも４０％である、オーステナイト及び二相域フェライトからなる構造を有するように、Ａｃ１〜Ａｃ３の間に含まれるアニーリング温度ＴＡで鋼板をアニーリングするステップ。Ａｃ１及びＡｃ３はそれぞれ、加熱するステップ中における、オーステナイトへの変態の開始温度及び終了温度を表す。当業者は、膨張率測定試験又は半経験的な式の使用によってアニーリング温度ＴＡをどのように判定するかを知っている。
鋼板は、好ましくは３０秒超、さらに好ましくは８０秒超であるが３００秒超である必要はないアニーリング時間ｔＡにわたって、アニーリング温度に維持され、すなわち、ＴＡ−５℃〜ＴＡ＋５℃の間に維持される。
− 任意選択的に、４０％〜６０％の間に含まれるフェライトの割合（二相域フェライト＋変態フェライト）を得るために、パーライト又はベイナイトの形成を伴うことなく変態フェライトを形成するように、１０℃／秒未満、好ましくは５℃／秒未満の冷却速度でアニーリング温度ＴＡから冷却停止温度に鋼板をゆっくり冷却するステップ。このゆっくり冷却するステップは、特に二相域フェライトの割合が４０％未満である場合には、フェライトを形成することを目的とする。この場合、ゆっくりした冷却中に形成されたフェライトの割合は、ＩＦが二相域フェライトの割合であるとき、４０％−ＩＦ以上で６０％−ＩＦ以下である。二相域フェライトの割合が少なくとも４０％である場合、ゆっくりした冷却は、任意選択的なものである。いずれの場合であっても、ゆっくりした冷却中に形成されたフェライトの割合は、６０％−ＩＦ以下であり、この結果、フェライトの割合は、最大で６０％のままである。より大まかに言うと、ゆっくりした冷却が実施された場合、ゆっくりした冷却中に形成されたフェライトの割合は、０％〜１５％の間に含まれ、好ましくは、少なくとも２％及び／又は最大で５％である。冷却停止温度は、構造のオーステナイトのＭｓ温度より高く、好ましくは７５０℃〜６００℃の間に含まれる。当業者は、前記Ｍｓ温度をどのように判定するかを知っている。実際、７５０℃超の冷却停止温度は、十分なフェライトを形成することができないが、６００℃未満の冷却停止温度は、ベイナイトの形成を起こすことができる。下記において「変態フェライト」と呼ばれている、ゆっくり冷却するステップ中に形成され得るフェライトは、アニーリングするステップが終了したときに構造中に残留している二相域フェライトと異なる。特に、変態フェライトとは著しく異なり、二相域フェライトは多角形である。加えて、変態フェライトは、炭素及びマンガンに富んでおり、すなわち、二相域フェライトの炭素含量及びマンガン含量より高い炭素含量及びマンガン含量を有する。したがって、二相域フェライトと変態フェライトは、メタ重亜硫酸塩によってエッチングした後に、二次電子を使用したＦＥＧ−ＴＥＭ顕微鏡による顕微鏡写真を観察することによって識別できる。図１に提示のように、顕微鏡写真においては、二相域フェライトは、中間の灰色であるように見えるが、変態フェライトは、炭素含量及びマンガン含量がより高いため、暗い灰色であるように見える。図面においては、ＩＦは、二相域フェライトを表し、ＴＦは、変態フェライトを表し、ＦＭは、フレッシュマルテンサイトを表し、ＲＡは、残留オーステナイトを表す。鋼に関する特定の各組成に関しては、当業者は、所望の変態フェライトの割合を得るのに適したゆっくりした冷却の条件をどのように正確に判定するかを知っている。変態フェライトの形成により、最終的な構造中におけるフェライトの面積の割合をより精確に制御することができ、この結果、ロバスト性がもたらされる。
− アニーリングするステップ又はゆっくり冷却するステップの直後に、フェライト並びに上部ベイナイト及び粒状ベイナイトの形成を回避するのに十分なほど速い冷却速度において、少なくとも６００℃の温度から、アニーリング及びゆっくりした冷却の後に残留しているオーステナイトのＭｓ変態点より低い焼入れ温度ＱＴに冷却することによって、鋼板を焼入れするステップ。冷却速度は、好ましくは２０℃／秒より高く、さらに好ましくは５０℃／秒より高い。鋼に関する特定の各組成及び各構造に関しては、当業者は、アニーリング及びゆっくりした冷却の後に残留しているオーステナイトのＭｓ変態点をどのように判定するかを知っている。当業者は、焼入れの直後に、合計で４０％〜６０％の間の二相域フェライト及び変態フェライト、少なくとも１５％のオーステナイト、好ましくは１５％〜３５％の間、少なくとも１１％のマルテンサイト、好ましくは１１％〜４０％の間のマルテンサイト及び最大で１８％の下部ベイナイトからなる望ましい構造を得るために適合された焼入れ温度をどのように判定するかも知っている。一般に、焼入れ温度は、１８０℃〜２６０℃の間である。焼入れ温度ＱＴが１８０℃より低い場合、最終的な構造中における焼戻しされた（又は分配された）マルテンサイトの割合が高すぎて、１０％超の十分な量の残留オーステナイトを安定化することができず、この結果、全伸びが１６％に到達しない。さらに、焼入れ温度ＱＴが２６０℃より高い場合、焼戻しされたマルテンサイトの割合が低すぎて、所望の引張強度を得ることができない。好ましくは、焼入れ温度ＱＴは、２００℃〜２５０℃の間に含まれる。
− 任意選択的に、２秒〜８秒の間、好ましくは３秒〜７秒の間に含まれる保持時間にわたって、焼入れされた鋼板を焼入れ温度ＱＴに保持するステップ。
− 焼入れ温度から３７５℃〜４７０℃の間の分配温度ＰＴに鋼板を再加熱し、２５秒〜４４０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔにわたって鋼板を分配温度ＰＴに維持するステップ。この分配するステップ中に、炭素が分配され、すなわち、マルテンサイトからオーステナイト中に拡散し、この結果、オーステナイトは、炭素に富む。分配時間Ｐｔは、分配温度ＰＴに依存する。特に、分配時間Ｐｔは、分配温度ＰＴが３７５℃〜４００℃の間に含まれる場合には、１００秒〜４４０秒の間に含まれ、分配温度ＰＴが４００℃〜４５０℃の間に含まれる場合には、２５秒〜４４０秒の間に含まれ、分配温度ＰＴが４５０℃〜４７０℃の間に含まれる場合には、２５秒〜１５０秒の間に含まれる。再加熱が誘導加熱によって実施される場合、再加熱速度は高くてもよく、例えば６〜１３℃／秒の間であってよい。
第１の実施形態において、鋼板は、分配するステップ後に、溶融めっきコーティングされることなく直ちに室温に冷却される。この第１の実施形態において、分配温度ＰＴは、３７５℃〜４５０℃の間、好ましくは４００℃〜４５０℃の間に含まれ、分配時間Ｐｔは、１００秒〜４４０秒の間、好ましくは１７０秒〜４３０秒の間に含まれる。３７５℃〜４５０℃の間に含まれる分配温度ＰＴ及び１００秒〜４４０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔにより、鋼板が溶融めっきコーティングされていない場合には、ＩＳＯ６８９２−１に従った少なくとも１７％の全伸びを得ることができる。
第２の実施形態において、鋼板は、鋼板を分配温度ＰＴに維持するステップの直後に溶融めっきコーティングされ、次いで、室温に冷却される。溶融めっきコーティングするステップは、分配温度ＰＴ及び分配時間Ｐｔを選択するときに考慮される。この第２の実施形態において、分配温度ＰＴは、４００℃〜４７０℃の間、好ましくは４１０℃〜４６５℃の間に含まれ、分配時間Ｐｔは、２５秒〜１５０秒の間、好ましくは４０秒〜９０秒の間に含まれる。鋼板が溶融めっきコーティングされた場合で、分配温度ＰＴが４７０℃より高い又は４００℃より低いとき、コーティングされた最終的な製品の伸びは、満足ではない。
溶融めっきコーティングは、例えば亜鉛めっきであってよいが、コーティング中に鋼板が到達する温度が４８０℃未満のままであることを条件にして、すべての金属溶融めっきコーティングが可能である。鋼板が亜鉛めっきされる場合、亜鉛めっきは、通常の条件によって実施され、例えば、４３０〜４８０℃の範囲の温度のＺｎ浴によって実施される。本発明による鋼は、Ｚｎによって亜鉛めっきすることもできるし、又は、例えば亜鉛−マグネシウム若しくは亜鉛−マグネシウム−アルミニウムのようなＺｎ合金によって亜鉛めっきすることもできる。
− 維持するステップの直後に、又は溶融めっきコーティングするステップの後に、好ましくは１℃／秒より高い冷却速度、例えば２℃／秒〜２０℃／秒の間の冷却速度で鋼板を室温に冷却するステップ。
− 任意選択的に、室温に冷却した後、且つ鋼板が溶融めっきコーティングされていない場合、鋼板は、電気化学的方法、例えば電気亜鉛めっきによってコーティングすることもできるし、又は、プラズマ蒸着若しくはジェット蒸着のような任意の真空コーティング法によってコーティングすることもできる。任意の種類のコーティングを使用することが可能であり、特に、亜鉛又は亜鉛−ニッケル合金、亜鉛−マグネシウム合金若しくは亜鉛−マグネシウム−アルミニウム合金のような亜鉛合金を使用することが可能である。
この熱処理により、面積の割合により、
− １０％〜２０％の間に含まれる表面割合を有する残留オーステナイト、
− 少なくとも１１％の表面割合、例えば１１％〜４０％の間に含まれる表面割合を有する焼戻しされたマルテンサイト、
− 構造全体に対して４０％〜６０％の間の二相域フェライト及び０％〜１５％の間、好ましくは０％〜５％の間の変態フェライトを含むことが好ましい、４０％〜６０％の間のフェライト、
− 最大で６％、例えば２％〜５％のフレッシュマルテンサイト、
− 下部ベイナイトを含む最大で１８％のベイナイト
からなる最終的な（すなわち、分配、任意選択的な溶融めっきコーティング及び室温への冷却の後の）構造を得ることができる。
少なくとも４０％のフェライトの割合と相まって、少なくとも１０％の残留オーステナイトの割合により、ＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定された、少なくとも１６％の全伸び、及び、鋼板が溶融めっきコーティングされていない場合には常に少なくとも１７％の全伸びを得ることができる。
さらに、この処理により、少なくとも０．９％、好ましくはさらには少なくとも１．０％、最大１．２％である、残留オーステナイト中におけるＣ含量の増大を達成することができる。
マルテンサイトは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しされたマルテンサイトを含む。
分配されたマルテンサイトである焼戻しされたマルテンサイトは、最大で０．４５％のＣ含量を有するが、この含量は、分配するステップ中におけるマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配から生じる。特に、この含量は、焼入れ中に形成されたマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配から生じる。
焼戻しされた（又は分配された）マルテンサイトン中における最大で０．４５％のＣ含量が、オーステナイトの十分な安定化を保証し、したがって、少なくとも１６％の全伸びを保証するために必要である。さらに、焼戻しされたマルテンサイト中のＣ含量が０．４５％より高いと、マルテンサイト中で炭化物が析出し、降伏強度が増大する。したがって、マルテンサイト中における最大で０．４５％のＣ含量により、最大で８６０ＭＰａの降伏強度、したがって、高い鋼板の成形加工性を得ることができる。
焼戻しされたマルテンサイト中のＣ含量は一般に、最大で０．０３％である。焼戻しされたマルテンサイト中における最大で０．０３％のＣ含量により、オーステナイトの最適な安定化を保証すると、オーステナイトが穴広げ率試験中にマルテンサイトに変態しなくなり、したがって、少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲが保証される。
フレッシュマルテンサイトは、高濃度化されたオーステナイトが、分配するステップの後にマルテンサイトに変態することによって生じたものであり、少なくとも０．９％、一般に１．２％未満のＣ含量を有する。構造中におけるフレッシュマルテンサイトの割合は、６％以下である。実際、６％より高いフレッシュマルテンサイトの割合は、ＩＳＯ規格ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って２０％より低い穴広げ率をもたらすであろう。
この熱処理を用いた場合、少なくとも５５０ＭＰａの降伏強度ＹＳ、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、ＩＳＯ規格６８９２−１に従った少なくとも１６％の全伸びＴＥ、さらには１７％より高い全伸びＴＥ及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従った少なくとも２０％、さらには少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有する鋼板を、得ることができる。
特に、鋼板が溶融めっきコーティングされていない場合、鋼板は、少なくとも６００ＭＰａの降伏強度ＹＳ、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、ＩＳＯ規格６８９２−１に従った少なくとも１７％の全伸びＴＥ、さらには１８％より高い全伸びＴＥ及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従った少なくとも２０％、さらには少なくとも３０％穴広げ率ＨＥＲを有する。
鋼板が溶融めっきコーティングされた場合、鋼板は、少なくとも５５０ＭＰａの降伏強度ＹＳ、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度ＴＳ、ＩＳＯ規格６８９２−１に従った少なくとも１６％の全伸びＴＥ、さらには１８％より高い全伸びＴＥ及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従った少なくとも２０％、さらには少なくとも３０％の穴広げ率ＨＥＲを有する。
実施例及び比較として、表Ｉによる鋼組成物でできた鋼板が製造されており、元素は、重量により表されている。Ａｃ１及びＡｃ３等の変態温度が、表Ｉに報告されている。Ａｃ１及びＡｃ３は、膨張率測定によって測定された。
Figure 0006815414
この表において、「ｒｅｓ．」は、元素が残留元素としてのみ存在すること、及び、任意によるこの元素の添加が行われなかったことを意味しており、「ｎｄ」は、値が測定されなかったことを意味する。
鋼板を熱間圧延し、次いで、４５０℃（鋼Ｉ〜ＩＩＩ及びＶ）又は７３０℃（鋼ＩＶ）でコイル化した。一部の鋼板は、４日間５５０℃又は６５０℃でバッチ式アニーリングした。コイル化又はバッチ式アニーリングの後に鋼板を酸洗いし、冷間圧延して、１ｍｍ、１．２ｍｍ又は１．６ｍｍの厚さを有する鋼板を得、アニーリングし、焼入れし、分配し、室温に冷却した。一部の鋼板は、分配と室温への冷却との間に４６０℃で亜鉛めっきすることによって、溶融めっきコーティングされた。
処理の条件は、コーティングされていない鋼板に関しては表ＩＩに報告されており、溶融めっきコーティングされた鋼板に関しては表ＩＩＩに報告されている。
Figure 0006815414
これらの表において、Ｔｃｏｉｌは、コイル化温度を表し、ｔｈは、冷間圧延後の鋼板の厚さを表し、ＴＨＢＡは、バッチ式アニーリング温度を表し、ＴＡは、アニーリング温度であり、ｔＡは、アニーリング時間であり、ＱＴは、焼入れ温度であり、ＰＴは、分配温度であり、Ｐｔは、分配時間である。表ＩＩＩにおいて、Ｍｓは、アニーリングから得られたオーステナイトのマルテンサイト開始温度を表す。
Figure 0006815414
測定された特性は、規格ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って測定された穴広げ率ＨＥＲ、降伏強度ＹＳ、引張応力ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥである。降伏強度ＹＳ、引張応力ＴＳ、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥは、ＪＩＳ Ｚ２２０１−０５規格に従って特性が測定された例１２と同一の例１２＊並びに例２１、２２、２４及び２５を除いて、２００９年１０月に公開されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２−１に従って測定された。
溶融めっきコーティングされていない鋼板に関して得られた機械的特性及び微細構造は、表ＩＶに報告されている。Ｆは、フェライトの面積の割合であり、ＴＭは、焼戻しされたマルテンサイトの面積の割合であり、ＦＭは、フレッシュマルテンサイトの面積の割合であり、ＲＡは、残留オーステナイトの面積の割合であり、Ｂは、ベイナイトの面積の割合である。
これらのすべての例１から２５において、焼戻しされたマルテンサイトのＣ含量は、最大で０．４５％である。
Figure 0006815414
これらの例は、本発明による方法を用いた場合で、溶融めっきコーティングが実施されていないとき、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度及びＩＳＯ６８９２−１に従った少なくとも１７％、さらには１８％超の全伸びを有する鋼板を得ることができることを示している。これらの鋼板は、少なくとも６００ＭＰａで８６０ＭＰａ未満の降伏強度、少なくとも１０％、一般に１３％超の一様伸び及びＩＳＯ１６６３０：２００９に従った少なくとも２０％、さらには３０％超の穴広げ率ＨＥＲも有する。
例１〜４を比較することにより、本方法は、焼入れ温度ＱＴ及び分配温度ＰＴを変更した場合でも、非常に強固であることを示している。特に、例１０は、鋼板が溶融めっきコーティングされていない場合、３７５℃〜４５０℃の間に含まれる分配温度ＰＴ及び１００秒〜４４０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔ、特に１００秒より長い分配時間Ｐｔを選択することにより、少なくとも１７％の全伸びを得ることができることを示している。
加えて、例１２及び１２＊において測定された全伸びの比較は、ＩＳＯ規格に従った全伸びの値が、ＪＩＳ Ｚ２２０１−０５規格に従った全伸びの値より低く、この場合には、約３％低いことを明示している。
溶融めっきコーティングされた鋼板に関して得られた機械的特性及び微細構造は、表Ｖに報告されている。先述のように、ＴＥは、ＩＳＯ６８９２−１に従って測定されており、ＨＥＲは、ＩＳＯ１６６３０：２００９に従って測定されている。さらに、Ｆは、フェライトの面積の割合であり、ＴＭは、焼戻しされたマルテンサイトの面積の割合であり、ＦＭは、フレッシュマルテンサイトの面積の割合であり、ＲＡは、残留オーステナイトの面積の割合であり、Ｂは、ベイナイトの面積の割合である。
Figure 0006815414
例２６〜３１において、焼戻しされたマルテンサイトのＣ含量は、最大で０．４５％である。
これらの例は、本発明による方法を用いた場合、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度及びＩＳＯ６８９２−１に従った少なくとも１６％、さらには１８％超の全伸びを有する溶融めっきコーティングされた鋼板を得ることができることを示している。これらの鋼板は、少なくとも５５０ＭＰａで８６０ＭＰａより低い降伏強度、少なくとも１２％の一様伸び及びＩＳＯ１６６３０：２００９による少なくとも２０％、さらには３０％超の穴広げ率ＨＥＲを有する。
スポット溶接性に関しては、本発明による鋼板は、組成がＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％であるような組成の場合、ＬＭＥ感受性が低い。これは、このような鋼を用いた場合、車体等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り、このとき、抵抗スポット溶接部の割れの数の確率は、平均値が、抵抗スポット溶接部１個当たり６個未満の割れであり、１０個未満の割れを有する確率が、９８％であるような確率であることを意味する。
特に、抵抗スポット溶接部を含む少なくとも２枚の鋼板の溶接構造は、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされており、＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような第１の鋼板を、本発明による方法によって製造し、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有する第２の鋼板を用意し、第１の鋼板を第２の鋼板に抵抗スポット溶接することによって、製造することができる。第２の鋼板は例えば、本発明による方法によって製造し、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングすることができる。
したがって、ＬＭＥ感受性が低い溶接構造が得られる。例えば、少なくとも１０個の抵抗スポット溶接部を含むこのような溶接構造の場合、抵抗スポット溶接部１個当たりの割れの平均数は、６未満である。
任意選択的に抵抗スポット溶接によって溶接された本発明の鋼板は、製作工程中における高い成形加工性をもたらし、衝突したときには高エネルギーを吸収するものであるため、自動車の構造部品の製造のために有利に使用される。本発明による抵抗スポット溶接部は、溶接区域の位置で最終的に生じる割れの開始及び伝搬が大幅に低減されるため、自動車の構造部品の製造のためにも有利に使用される。

Claims (33)

  1. 少なくとも９８０ＭＰａの引張強度、ＩＳＯ規格６８９２−１に従った少なくとも１６％の全伸び及びＩＳＯ規格１６６３０：２００９による少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有する鋼板を製造するための方法であって、以下の連続ステップ：
    − 以下の重量による化学組成を含有する鋼でできた、冷間圧延鋼板を用意するステップであって：
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
    １．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
    ０．６％≦Ｓｉ≦１．５％、
    ０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、
    ０≦Ｎｂ≦０．０３５％、
    ０≦Ｍｏ≦０．３％、
    ０≦Ｃｒ≦０．３％、
    Ｎｉ＜０．０５％、
    Ｃｕ＜０．０３％、
    Ｖ＜０．００７％、
    Ｂ＜０．００１０％、
    Ｓ＜０．００５％、
    Ｐ＜０．０２％、
    Ｎ＜０．０１０％
    及び残り部分を含有し、ただし、１．０％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．０％であり、前記残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物である、ステップ、
    − 少なくとも４０％のオーステナイト及び少なくとも４０％の二相域フェライトを含む構造を得るように、Ａｃ１〜Ａｃ３の間に含まれるアニーリング温度ＴＡで前記鋼板をアニーリングするステップ、
    − 少なくとも６００℃の温度から、少なくとも２０℃／秒の冷却速度で、１８０℃〜２６０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴまで前記鋼板を焼入れするステップ、
    − 前記鋼板を３７５℃〜４７０℃の間に含まれる分配温度ＰＴに加熱し、２５秒〜４４０秒の間に含まれる分配時間Ｐｔにわたって前記鋼板を前記分配温度ＰＴに維持するステップであって、前記分配温度ＰＴが３７５℃〜４００℃の間に含まれる場合には、前記分配時間Ｐｔが１００秒〜４４０秒の間に含まれ、前記分配温度ＰＴが４５０℃〜４７０℃の間に含まれる場合には、前記分配時間Ｐｔが２５秒〜１５０秒の間に含まれる、ステップ、
    − 前記鋼板を室温に冷却するステップ
    を含み、
    前記鋼板が、面積の割合により、
    最大で０．４５％のＣ含量を有する、少なくとも１１％の焼戻しされたマルテンサイト、
    １０％〜２０％の間の残留オーステナイト、
    ４０％〜６０％の間のフェライト、
    最大で６％のフレッシュマルテンサイト、
    最大で１８％のベイナイト
    からなる最終的な微細構造を有する、方法。
  2. 焼戻しされたマルテンサイトが、最大で０．０３％のＣ含量を有する、請求項１に記載の方法。
  3. 分配温度ＰＴへの加熱の直前に、前記鋼板が、
    ４０％〜６０％の間のフェライト、
    少なくとも１５％の残留オーステナイト、
    少なくとも１１％のマルテンサイト及び
    最大で１８％の下部ベイナイト
    からなる構造を有する、請求項１又は２に記載の方法。
  4. アニーリングするステップと焼入れするステップとの間に、１０℃／秒未満の冷却速度で前記鋼板を少なくとも６００℃の温度にゆっくり冷却するステップを含む、請求項１から３のいずれか一項に記載の方法。
  5. フェライトが、構造全体に対する面積の割合により、４０％〜６０％の間の二相域フェライト及び０％〜１５％の間の変態フェライトを含み、前記変態フェライトが、ゆっくり冷却するステップ中に形成される、請求項４に記載の方法。
  6. 前記冷間圧延鋼板を用意するステップが、
    − 前記鋼でできた鋼板を熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得ること、
    − ４００℃〜７５０℃の間に含まれるコイル化温度Ｔｃで前記熱間圧延鋼板をコイル化すること、
    − ２〜６日の間に含まれる時間にわたって、５００℃〜７００℃の間に含まれる温度ＴＨＢＡでバッチ式アニーリングを実施すること、
    − 前記熱間圧延鋼板を冷間圧延して、前記冷間圧延鋼板を得ること
    を含む、請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
  7. 前記鋼板が焼入れ温度ＱＴに焼入れされた後、且つ前記鋼板が分配温度ＰＴに加熱される前に、前記鋼板が、２秒〜８秒の間に含まれる保持時間にわたって焼入れ温度ＱＴに保持される、請求項１から６のいずれか一項に記載の方法。
  8. 鋼の化学組成が、以下の条件：
    Ｃ≧０．１７％、
    Ｃ≦０．２１％、
    Ｍｎ≧１．９％、
    Ｍｎ≦２．５％、
    ０．０１０％≦Ｎｂ、
    Ｍｏ≦０．０５％又は
    Ｍｏ≧０．１％、
    Ｃｒ≦０．０５％又は
    Ｃｒ≧０．１％
    のうちの少なくとも１つを満たす、請求項１から７のいずれか一項に記載の方法。
  9. 前記鋼板を分配温度ＰＴに維持するステップと、前記鋼板を室温に冷却するステップとの間に、前記鋼板が、４８０℃以下の温度で溶融めっきコーティングされ、
    分配温度ＰＴが、４００℃〜４７０℃の間に含まれ、
    分配時間Ｐｔが、２５秒〜１５０秒の間に含まれる、
    請求項１から８のいずれか一項に記載の方法。
  10. 前記鋼板を分配温度ＰＴに維持した後に、前記鋼板が、直ちに室温に冷却され、
    分配温度ＰＴが、３７５℃〜４５０℃の間に含まれ、
    分配時間Ｐｔが、１００秒〜４４０秒の間に含まれる、
    請求項１から８のいずれか一項に記載の方法。
  11. 前記鋼板を室温に冷却するステップの後に、前記鋼板が、電気化学的方法又は真空コーティング法によってコーティングされる、請求項１０に記載の方法。
  12. 前記鋼板が、Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされる、請求項９又は１１のいずれか一項に記載の方法。
  13. 鋼の化学組成が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような化学組成である、請求項１から１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 鋼の化学組成が、０．６％≦Ｓｉ≦１．３％及び０．５％＜Ａｌ≦１．０％であるような化学組成である、請求項１３に記載の方法。
  15. ０．７％≦Ｓｉ＜１．０％及び０．７％≦Ａｌ≦１．０％である、請求項１４に記載の方法。
  16. 鋼の化学組成が、１．０％≦Ｓｉ≦１．５％及び０．０２％≦Ａｌ≦０．５％であるような化学組成である、請求項１から１２のいずれか一項に記載の方法。
  17. 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ための方法であって、
    − 請求項１３から１５のいずれか一項に記載の方法によって第１の鋼板を製造すること、
    − Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有する第２の鋼板を用意すること、
    前記第１の鋼板を前記第２の鋼板に抵抗スポット溶接すること
    を含む、方法。
  18. 以下の重量による化学組成を含有する鋼でできた鋼板であって、
    ０．１５％≦Ｃ≦０．２３％、
    １．４％≦Ｍｎ≦２．６％、
    ０．６％≦Ｓｉ≦１．５％、
    ０．０２％≦Ａｌ≦１．０％、
    ０≦Ｎｂ≦０．０３５％、
    ０≦Ｍｏ≦０．３％、
    ０≦Ｃｒ≦０．３％、
    Ｎｉ＜０．０５％、
    Ｃｕ＜０．０３％、
    Ｖ＜０．００７％、
    Ｂ＜０．００１０％、
    Ｓ＜０．００５％、
    Ｐ＜０．０２％、
    Ｎ＜０．０１０％
    及び残り部分を含有し、ただし、１．０％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．０％であり、前記残り部分が、Ｆｅ及び不可避的な不純物である、鋼板において、
    前記鋼板が、面積の割合により、
    − 最大で０．４５％のＣ含量を有する、少なくとも１１％の焼戻しされたマルテンサイト、
    − １０％〜２０％の間の残留オーステナイト、
    − ４２％〜６０％の間のフェライト、
    − 最大で６％のフレッシュマルテンサイト、
    − 最大で１８％のベイナイト
    からなる微細構造を有する、鋼板。
  19. 焼戻しされたマルテンサイトが、最大で０．０３％のＣ含量を有する、請求項１８に記載の鋼板。
  20. フェライトが、構造全体に対して、４０％〜６０％の間の二相域フェライト及び０％〜１５％の間の変態フェライトを含む、請求項１８又は１９に記載の鋼板。
  21. 残留オーステナイトが、０．９％〜１．２％の間に含まれるＣ含量を有する、請求項１８から２０のいずれか一項に記載の鋼板。
  22. 少なくとも５５０ＭＰａの降伏強度、少なくとも９８０ＭＰａの引張強度、ＩＳＯ６８９２−１に従った少なくとも１６％の全伸び及びＩＳＯ１６６３０：２００９による少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有する、請求項１８から２１のいずれか一項に記載の鋼板。
  23. 鋼の化学組成が、以下の条件：
    Ｃ≧０．１７％、
    Ｃ≦０．２１％、
    Ｍｎ≧１．９％、
    Ｍｎ≦２．５％、
    Ｍｏ≦０．０５％又は
    Ｍｏ≧０．１％、
    ０．０１０％≦Ｎｂ、
    Ｃｒ≦０．０５％又は
    Ｃｒ≧０．１％
    のうちの少なくとも１つを満たす、請求項１８から２２のいずれか一項に記載の鋼板。
  24. 鋼の化学組成が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような化学組成である、請求項１８から２３のいずれか一項に記載の鋼板。
  25. 鋼の化学組成が、０．６％≦Ｓｉ≦１．３％及び０．５％＜Ａｌ≦１．０％であるような化学組成である、請求項２４に記載の鋼板。
  26. ０．７％≦Ｓｉ＜１．０％及び０．７％≦Ａｌ≦１．０％である、請求項２５に記載の鋼板。
  27. 鋼の化学組成が、１．０％≦Ｓｉ≦１．５％及び０．０２％≦Ａｌ≦０．５％であるような化学組成である、請求項１８から２３のいずれか一項に記載の鋼板。
  28. Ｚｎ又はＺｎ合金によってコーティングされており、コーティングが、４８０℃未満の温度でのコーティングによって生じたものである、請求項２４から２６のいずれか一項に記載の鋼板。
  29. 前記鋼板が、０．７〜３ｍｍの間に含まれる厚さを有する、請求項１８から２８のいずれか一項に記載の鋼板。
  30. 少なくとも２枚の鋼板の少なくとも１０個の抵抗スポット溶接部を含む溶接構造であって、前記２枚の鋼板の第１の鋼板が、請求項２８に記載のものであり、前記２枚の鋼板の第２の鋼板が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有し、抵抗スポット溶接部１個当たりの割れの平均数が、６未満である、溶接構造。
  31. 第２の鋼板が、請求項２８に記載のものである、請求項３０に記載の溶接構造。
  32. 自動車の構造部品の製造のための、請求項１８から２９のいずれか一項に記載の鋼板の使用。
  33. 自動車の構造部品の製造のための、請求項３０若しくは３１に記載の溶接構造の使用。
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