JP7130816B2

JP7130816B2 - ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法

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Publication number: JP7130816B2
Application number: JP2021096360A
Authority: JP
Inventors: トマ・アンリオン; ロナン・ジャコロ; マルタン・ボーベ
Original assignee: アルセロールミタル
Priority date: 2016-11-24
Filing date: 2021-06-09
Publication date: 2022-09-05
Anticipated expiration: 2037-11-23
Also published as: MA54573A; CN113046645B; MA49658B1; KR20190073462A; RU2726165C1; HUE056759T2; ES2886340T3; CA3217629A1; KR102308581B1; WO2018096387A1; EP4417724A2; CN113046633B; EP3656552B1; US20200224297A1; MA49659B1; PL3656888T3; EP3656888A1; WO2018096487A1; JP6998955B2; CA3156703C

Description

本発明は、ホットスタンピング後のコーティング付着が非常に良好である、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有するホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板と、当該ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品の少なくとも１つの部分が、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有し、コーティング付着が非常に良好である、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品とに関する。本発明は、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有するホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板を製造するための方法、及びホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品を製造するための方法にも関する。

自動車用途における高強度鋼の使用が増えるにつれて、増大した強度と良好な成形性との両方を有する鋼の需要も大きくなっている。重量節減及び安全性要件に関する需要の高まりは、より高い延性及び強度を達成することができる自動車鋼に関する新たな概念を大いに洗練しようとする動機になっている。

したがって、様々な強度レベルをもたらすいくつかの系列の鋼が提案されてきた。近年、部品の整形のためのホットスタンピング工程におけるコーティングされた鋼の使用は、特に自動車分野において、重要になってきた。

これらの部品からホットスタンピングによって製造された、一般に０．７～２ｍｍの間に含まれる厚さを有する鋼板は、熱間圧延を行い、さらに冷間圧延を行うことによって、得られる。

さらに、１．８ｍｍ超、さらには３ｍｍ超で最大５ｍｍの厚さを有するホットスタンピング用の鋼板の必要性が増している。このような鋼板は例えば、これまでは冷間プレス加工によって製造されてきたシャーシ部品又はサスペンションアームを製造するため、又は、ホットスタンピングされたテーラーロールドブランク（ＴＲＢ）によって得られる部品を製造することが所望されている。

しかしながら、３ｍｍ超の厚さを有するホットスタンピング用のコーティングされた鋼板は、冷間圧延によって製造することができない。実際、既存の冷間圧延ラインは、このような冷間圧延鋼板を製造するように適合していない。さらに、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する冷間圧延及びコーティングされた鋼板を製造することは、冷間圧延後のアニーリング工程において必要とされる再結晶と適合しない、低い冷間圧延加工率の使用を伴う。したがって、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する冷間圧延及びコーティングされた鋼板は、不十分な平坦度を有し、例えば、テーラードブランクの製造中に、ミスアライメントによる欠陥が生じることになる。

したがって、熱間圧延によって、厚さが厚い鋼板を製造することが提案されてきた。例えば、ＪＰ２０１０－４３３２３は、１．６ｍｍ超の厚さを有する、ホットスタンピング用の熱間圧延鋼板を製造するための方法を開示している。

特開２０１０－４３３２３号公報

しかしながら、本発明者らは、熱間圧延によってコーティングされた鋼板を製造するときに、ホットスタンピングにさらに向かうことになる鋼部品の表面上へのコーティングの付着が不満足なものであり、これにより、ホットスタンピング部品への塗装の付着が不十分になることを発見した。塗装の付着は例えば、湿式塗装付着試験によって査定される。

さらに、いくつかの特定の場合において、ホットスタンピングの前後におけるコーティングの厚さを厳密に制御することができず、この結果、得られるコーティングの厚さが目標の厚さ範囲内に収まらない。この目標の厚さ範囲は、概して１０μｍ～３３μｍの間に含まれ、例えば１０～２０μｍの範囲、１５～３３μｍの範囲又は２０～３３μｍの範囲に含まれる。このようにコーティングの厚さが制御されていないと、不十分な溶接性につながる。

さらに、下記においてさらに詳細に説明されているように、本発明者らは、酸洗い工程を減速する特定の状況下においては、コーティング付着を改善することができるが、コーティングの厚さの制御は改善されないことを発見した。むしろ、これらの状況下においては、コーティングの厚さの制御がさらに悪化し、この結果として、溶接性もさらに悪化し、ラインの生産性が低下する。

したがって、本発明は、熱間圧延及びコーティングされた鋼板のコーティングの厚さを目標範囲、特に１０～３３μｍの間に含まれる範囲に制御することを可能にしながら、ホットスタンピング後のコーティング付着を改善できるようにするものである、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する熱間圧延及びコーティングされた鋼板及び当該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。

本発明は、当該ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品の少なくとも１つの部分が、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有し、改善されたコーティング付着を有する、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品、及び当該ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品を製造するための方法を提供することも目的とする。最後に、本発明は、酸洗いラインの生産性を低下させない方法を提供することも目的とする。

この目的のために、本発明は、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する熱間圧延及びコーティングされた鋼板を製造するための方法であって、
－重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．４０％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．７０％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
０．００１％≦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％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含む組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼半製品を用意すること、
－１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する熱間圧延鋼製品を得るように、最終圧延温度ＦＲＴによって半製品を熱間圧延すること、次いで、
－熱間圧延鋼製品を巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌに冷却し、前記巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌで熱間圧延鋼製品を巻き取って、熱間圧延鋼基材を得ること、ここで、前記巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌは、
４５０℃≦Ｔ_ｃｏｉｌ≦Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}
（式中、Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}は、

として表される最高巻取り温度であり、Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}は、セルシウス度として表され、ｆγは、巻取り直前の熱間圧延鋼製品中のオーステナイト分率を表す。）を満足する、
－熱間圧延鋼基材を酸洗いすること、
－浴中の連続溶融めっきによってＡｌ又はＡｌ合金を用いて熱間圧延鋼基材をコーティングして、熱間圧延鋼板と、熱間圧延鋼板の各面上にある１０～３３μｍの間に含まれる厚さを有するＡｌ又はＡｌ合金コーティングとを含む熱間圧延及びコーティングされた鋼板を得ること
を含む、方法に関する。

一実施形態によれば、Ｎｉ含量は、最大で０．１％である。

この実施形態において、組成は、重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．４０％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．７０％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
０．００１％≦Ｎｉ≦０．１％、
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％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含み、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

好ましくは、組成は、重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．５％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．５％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１％、
０．００１％≦Ｎｉ≦０．１％、
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％、
Ｍｏ≦０．１０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含み、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

好ましくは、最終圧延温度ＦＲＴは、８４０℃～１０００℃の間に含まれる。

一実施形態によれば、組成は、０．０７５％≦Ｃ≦０．３８％であるような組成である。

特定の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
０．０４０％≦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％
である化学組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

別の特定の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
０．０６２％≦Ｃ≦０．０９５％、
１．４％≦Ｍｎ≦１．９％、
０．２％≦Ｓｉ≦０．５％、
０．０２０％≦Ａｌ≦０．０７０％、
０．０２％≦Ｃｒ≦０．１％、
ただし、１．５％≦（Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ）≦２．７％であり、
３．４×Ｎ≦Ｔｉ≦８×Ｎ、
０．０４％≦Ｎｂ≦０．０６％、
ただし、０．０４４％≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）≦０．０９％であり、
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
０．００１％≦Ｎ≦０．００９％、
０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％、
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％、
及び任意選択的に、０．０００１％≦Ｃａ≦０．００６％
である化学組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

別の特定の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
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％
である化学組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

別の特定の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
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％
であり、
チタン含量及び窒素含量は、次の関係：
Ｔｉ／Ｎ＞３．４２
を満足し、
炭素含量、マンガン含量、クロム含量及びケイ素含量は、次の関係：

を満足し、
当該化学組成が任意選択的に、次の元素：
０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、
０．００１％≦Ｗ≦０．３０％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
のいくつかのうちの１つを含み、
当該組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、組成を有する。

好ましくは、酸洗いの後で、コーティングの前に、熱間圧延鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率は、３０％未満であり、表面領域は、熱間圧延鋼基材の表面の上側地点を起点にして、この上側地点から１５μｍの深さに至るまでに延伸する領域として規定されている。

好ましくは、熱間圧延鋼板は、４μｍより低い粒界酸化（以下、「粒間酸化」ともいう。）の深さを有する。

一実施形態によれば、浴は、重量パーセントにより、８％～１１％のケイ素及び２％～４％の鉄を含有し、残り部分が、アルミニウム又はアルミニウム合金及び処理に固有の不純物である。

別の実施形態によれば、浴は、重量パーセントにより、０．１％～１０％のマグネシウムと、０．１％～２０％のアルミニウムとを含有し、残り部分が、Ｚｎ又はＺｎ合金、Ｓｉ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ及び／又はＢｉ等の任意選択的な追加用の元素並びに処理に固有の不純物である。

別の実施形態によれば、浴は、重量パーセントにより、２．０％～２４．０％の亜鉛、７．１％～１２．０％のケイ素、任意選択的に１．１％～８．０％のマグネシウム、及び任意選択的に、各追加用の元素の含量が０．３％未満であるようにＰｂ、Ｎｉ、Ｚｒ又Ｈｆから選択される追加用の元素を含有し、残部が、アルミニウム及び不可避的な不純物及び残留元素であり、Ａｌ／Ｚｎの比が、２．９超である。

別の実施形態によれば、浴は、重量パーセントにより、４．０％～２０．０％の亜鉛、１％～３．５％のケイ素、任意選択的に１．０％～４．０％のマグネシウム、及び任意選択的に、各さらなる元素の含量が０．３％未満であるようにＰｂ、Ｎｉ、Ｚｒ又はＨｆから選択されるさらなる元素を含有し、残部が、アルミニウム並びに不可避的な不純物及び残留元素であり、Ｚｎ／Ｓｉの比が、３．２～８．０の間である。

別の実施形態によれば、浴は、重量パーセントにより、２．０％～２４．０％の亜鉛、１．１％～７．０％のケイ素、ケイ素の量が１．１～４．０％の間である場合において任意選択的に１．１％～８．０％のマグネシウム、及び任意選択的に、各さらなる元素の含量が０．３％未満であるようにＰｂ、Ｎｉ、Ｚｒ又はＨｆから選択されるさらなる元素を含有し、残部が、アルミニウム並びに不可避的な不純物及び残留元素であり、Ａｌ／Ｚｎの比が、２．９超である。

一実施形態によれば、本方法は、Ａｌ又はＡｌ合金によって熱間圧延鋼板をコーティングした後に、セメンテーション、電着又は音速ジェット式蒸着（ｓｏｎｉｃｊｅｔｖａｐｏｒｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）によってＡｌ又はＡｌ合金コーティング上に１．１μｍ以下の厚さを有するＺｎコーティングを堆積させる工程をさらに含む。

好ましくは、酸洗いは、１５～６５秒の間に含まれる時間にわたって、ＨＣｌ浴中で実施される。

一実施形態において、熱間圧延鋼板は、フェライト及びパーライトから構成される組織を有する。

本発明は、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する熱間圧延及びコーティングされた鋼板を製造するための方法であって、
－重量パーセントにより、
０．２４％≦Ｃ≦０．３８％及び０．４０％≦Ｍｎ≦３％、又は
０．３８％≦Ｃ≦０．４３％及び０．０５％≦Ｍｎ≦０．４０％のいずれか、
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％
を含む組成を有し、
チタン含量及び窒素含量は、次の関係：
Ｔｉ／Ｎ＞３．４２、
を満足し、
炭素含量、マンガン含量、クロム含量及びケイ素含量は、次の関係：

を満足し、
前記化学組成が任意選択的に、次の元素：
０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、
０．００１％≦Ｗ≦０．３０％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
のいくつかのうちの１つを含み、
当該組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼半製品を用意すること、
－１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する熱間圧延鋼製品を得るように、８４０℃～１０００℃の間に含まれる最終圧延温度ＦＲＴによって鋼半製品を熱間圧延すること、
－４５０℃≦Ｔ_ｃｏｉｌ≦４９５℃を満足する巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌに熱間圧延鋼製品を冷却し、前記巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌで熱間圧延鋼製品を巻き取って、熱間圧延鋼基材を得ること、
－熱間圧延鋼基材を酸洗いすること、
－浴中の連続溶融めっきによってＡｌ又はＡｌ合金を用いて熱間圧延鋼基材をコーティングして、熱間圧延鋼板と、熱間圧延鋼板の各面上にある１０～３３μｍの間の厚さを有するＡｌ又はＡｌ合金コーティングとを含む熱間圧延及びコーティングされた鋼板を得ること
を含む、方法にも関する。

好ましくは、熱間圧延鋼板は、４μｍより低い粒間酸化の深さを有する。

本発明は、
－１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有し、当該熱間圧延鋼板の組成が、重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．４０％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．７０％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
０．００１％≦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％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含み、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、熱間圧延鋼板であって、４μｍ未満の粒間酸化の深さを有する、熱間圧延鋼板と、
－熱間圧延鋼板の各面上にある１０～３３μｍの間に含まれる厚さを有するＡｌ又はＡｌ合金コーティングと
を含む、熱間圧延及びコーティングされた鋼板にも関する。

一実施形態によれば、組成は、Ｎｉ≦０．１％であるような組成である。

この実施形態において、組成は好ましくは、重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．５％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．５％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１％、
０．００１％≦Ｎｉ≦０．１％、
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％、
Ｍｏ≦０．１０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含み、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

別の特定の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
０．０６２％≦Ｃ≦０．０９５％、
１．４％≦Ｍｎ≦１．９％、
０．２％≦Ｓｉ≦０．５％、
０．０２０％≦Ａｌ≦０．０７０％、
０．０２％≦Ｃｒ≦０．１％、
ただし、１．５％≦（Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ）≦２．７％であり、
３．４×Ｎ≦Ｔｉ≦８×Ｎ
０．０４％≦Ｎｂ≦０．０６％、
ただし、０．０４４％≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）≦０．０９％であり、
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
０．００１％≦Ｎ≦０．００９％、
０．０００５％≦Ｓ≦０．００３％、
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％、
及び任意選択的に、０．０００１％≦Ｃａ≦０．００６％
である化学組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

別の特定の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
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％
である化学組成を有し、
チタン含量及び窒素含量は、次の関係：
Ｔｉ／Ｎ＞３．４２
を満足し、
炭素含量、マンガン含量、クロム含量及びケイ素含量は、次の関係：

を満足し、
前記化学組成が任意選択的に、次の元素：
０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、
０．００１％≦Ｗ≦０．３０％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
のいくつかのうちの１つを含み、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

好ましくは、コーティングは、最大で１５μｍ、すなわち、１５μｍ以下の厚さを有する金属間化合物層（以下、「金属間層」ともいう。）を含む。

一実施形態によれば、熱間圧延及びコーティングされた鋼板は、１．１μｍ以下の厚さを有するＺｎコーティングを各面上にさらに含む。

一実施形態において、熱間圧延鋼板は、フェライト－パーライト組織、すなわち、フェライト及びパーライトからなる組織を有する。

本発明は、
－１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有し、当該熱間圧延鋼板の組成が、重量パーセントにより、
０．２４％≦Ｃ≦０．３８％及び０．４０％≦Ｍｎ≦３％、又は
０．３８％≦Ｃ≦０．４３％及び０．０５％≦Ｍｎ≦０．４０％のいずれか、
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％
を含み、
チタン含量及び窒素含量は、次の関係：
Ｔｉ／Ｎ＞３．４２
を満足し、
炭素含量、マンガン含量、クロム含量及びケイ素含量は、次の関係：

を満足し、
前記化学組成が任意選択的に、次の元素：
０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、
０．００１％≦Ｗ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
のいくつかのうちの１つを含み、
－前記組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、熱間圧延鋼板であって、４μｍ未満の粒間酸化の深さを有する、熱間圧延鋼板と、
－熱間圧延鋼板の各面上にある１０～３３μｍの間に含まれる厚さを有するＡｌ又はＡｌ合金コーティングと
を含む、熱間圧延及びコーティングされた鋼板にも関する。

好ましくは、コーティングは、最大で１５μｍ、すなわち、１５μｍ以下の厚さを有する金属間層を有する。

一実施形態において、熱間圧延鋼は、フェライト－パーライト組織、すなわち、フェライト及びパーライトからなる組織を有する。

本発明は、
－本発明による熱間圧延及びコーティングされた鋼板、又は、本発明による方法によって製造された熱間圧延及びコーティングされた鋼板を用意する工程、
－熱間圧延及びコーティングされた鋼板を切断して、ブランクを得る工程、
－炉内でブランクを温度Ｔｃに加熱して、加熱されたブランクを得る工程、
－加熱されたブランクをダイに移送し、加熱されたブランクをダイの中でホットスタンピングし、これによって、ホットスタンピングされたブランクを得る工程、
－ホットスタンピングされたブランクを４００℃未満温度に冷却して、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品を得る工程、
を含む、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品を製造するための方法にも関する。

一実施形態によれば、熱間圧延及びコーティングされた鋼板を切断して、ブランクを得る後で、ブランクが温度Ｔｃに加熱される前に、ブランクが、重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．４０％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．７０％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
０．００１％≦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％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含む組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼から作製された別のブランクに溶接される。

好ましくは、前記他のブランクは、Ｎｉ≦０．１％であるような組成を有する。

別の実施形態によれば、熱間圧延及びコーティングされた鋼板を切断して、ブランクを得る後で、ブランクが温度Ｔｃに加熱される前に、ブランクが、重量パーセントにより、
０．２４％≦Ｃ≦０．３８％及び０．４０％≦Ｍｎ≦３％、又は
０．３８％≦Ｃ≦０．４３％及び０．０５％≦Ｍｎ≦０．４０％のいずれか、
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％
を含む組成を有し、
チタン含量及び窒素含量は、次の関係：
Ｔｉ／Ｎ＞３．４２
を満足し、
炭素含量、マンガン含量、クロム含量及びケイ素含量は、次の関係：

を満足し、
化学組成が任意選択的に、次の元素：
０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、
０．００１％≦Ｗ≦０．３０％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
のいくつかのうちの１つを含み、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼から作製された別のブランクに溶接される。

本発明は、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する少なくとも１つの部分を含み、３％以下の細孔の表面百分率を有するＡｌ又はＡｌ合金コーティングを含む、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品にも関する。

一実施形態によれば、前記部分は、重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．４０％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．７０％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
０．００１％≦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％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含む組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼から作製されている。

一実施形態によれば、前記部分中の鋼の組成は、Ｎｉ≦０．１％であるような組成である。

別の実施形態によれば、前記部分は、重量パーセントにより、
０．２４％≦Ｃ≦０．３８％及び０．４０％≦Ｍｎ≦３％、又は
０．３８％≦Ｃ≦０．４３％及び０．０５％≦Ｍｎ≦０．４０％のいずれか、
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％
を含む組成を有し、
チタン含量及び窒素含量は、次の関係：
Ｔｉ／Ｎ＞３．４２
を満足し、
炭素含量、マンガン含量、クロム含量及びケイ素含量は、次の関係：

を満足し、
化学組成が任意選択的に、次の元素：
０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、
０．００１％≦Ｗ≦０．３０％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
のいくつかのうちの１つを含み、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼から作製されている。

本発明は、自動車用のシャーシ若しくはホワイトボディ部品又はサスペンションアームの製造のための、本発明によるホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品、又は、本発明による方法によって製造されたホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品の使用にも関する。

次に、添付の図面を参照しながら、限定を導入することがない例によって、本発明を詳述及び例示する。

ホットスタンピング後のコーティング付着の査定を示している、熱間圧延及びコーティングされた鋼部品の断面の図である。熱間圧延鋼基材の表面における空隙の表面百分率の判定を示す、コーティング及びホットスタンピングの前の熱間圧延鋼基材の断面の図である。

熱間圧延鋼製品、基材、板材又は部品に関して、熱間圧延鋼製品、基材、板材又は部品は、熱間圧延されるが冷間圧延されないと理解しなければならない。

本発明は、さらに冷間圧延されることがなかった、熱間圧延鋼板に関する。

熱間圧延された板材又は基材は、次の特徴という観点において、冷間圧延された板材又は基材とは異なる。一般に、熱間圧延工程及び冷間圧延工程が、マトリックスと第２相粒子（酸化物、硫化物、窒化物、炭化物．．．）との間のレオロジー的挙動の差異のために、第２相粒子の周囲にある程度の損傷を発生させる。冷間圧延の場合、空隙は、セメンタイト、カーバイド又はパーライトの周囲で核形成し、成長することができる。さらに、粒子は、断片化することができる。この損傷は、イオンビーム研磨によって切断及び調製された板材において、観察され得る。この技法は、最終的な空隙を部分的に又は完全に充填することができる、機械的研磨のときの金属の流れに起因した人工物をなくすものである。最終的な空隙の存在についてのさらなる観察が、走査型電子顕微鏡法によって実施される。オーステナイト域において圧延された熱間圧延鋼板に比較したとき、セメンタイト粒子の周囲又は内部に観察された局所的な損傷は、これらの粒子が熱間圧延工程では存在しないため、冷間圧延に特定して原因を帰することができる。したがって、圧延鋼板においてセメンタイト、カーバイド又はパーライトの内部又は周囲に観察された損傷は、鋼板が冷間圧延されたことを示すものである。

さらには、下記において、熱間圧延鋼基材は、任意のコーティング工程前に本製造方法を実施するときに製造される、熱間圧延鋼製品を表し、熱間圧延及びコーティングされた鋼板は、コーティング工程を含む製造方法から生じた製品を表す。したがって、熱間圧延及びコーティングされた鋼板は、熱間圧延鋼基材のコーティングから生じるものであり、鋼製品及び鋼製品の各面上にあるコーティングを含む。

コーティング前の熱間圧延鋼基材から、熱間圧延及びコーティングされた鋼板の鋼製品（すなわち、コーティングを除く）を区別するために、熱間圧延及びコーティングされた鋼板製の鋼製品は、下記において、「熱間圧延鋼板」と呼ぶ。

熱間圧延鋼基材は一般に、加熱され、目標の厚さに熱間圧延され、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌに冷却され、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌで巻き取られ、スケールを取り除くように酸洗いされた、鋼半製品から製造される。

次いで、熱間圧延鋼基材をコーティングして、熱間圧延及びコーティングされた鋼板を製作することができ、熱間圧延及びコーティングされた鋼板は、切断され、炉内で加熱され、ホットスタンピングされ、所望の組織を得るために室温に冷却されるように仕向けられる。

本発明者らは、ホットスタンピングにさらに向かうことになるコーティングの付着の不足に関する課題を調査してきたが、この付着の不足が大抵の場合、巻取り中に巻き（コイル）の芯及び長手方向の軸領域に位置する板材の部分に起きることを発見した。

本発明者らは、この現象をさらに調査し、ホットスタンピング後のコーティングの付着の不足が、巻取り中に起きる粒間酸化に起因することを発見した。

特に、巻取り直前に、鋼は、オーステナイトを含む。巻取り後には、このオーステナイトの部分がフェライト及びパーライトに変態して、熱を発生させる。発生した熱により、巻き取られた鋼基材、特に巻きの芯及び軸領域の温度上昇が起きる。

巻きの芯は、基材の長手方向に沿って、基材の全長の３０％のところに位置する第１の端部から、基材の全長の７０％のところに位置する第２の端部まで延伸する、基材（又は板材）の部分として規定されている。さらには、軸領域は、基材の全幅の６０％に等しい幅を有する、基材の中央部にある長手方向の軸を中心とする領域として規定されている。

芯及び軸領域においては、巻取り中、巻き取り線どうしが接触しており、酸素の分圧は、鉄よりも容易に酸化される元素、特にケイ素、マンガン又はクロムのみが酸化されるような分圧である。

１気圧における鉄－酸素相図は、高温で形成される酸化鉄、すなわち、ウスタイト（ＦｅＯ）が、５７０℃より低い温度において安定でなく、熱力学的平衡のとき、ヘマタイト（Ｆｅ_２Ｏ_３）及びマグネタイト（Ｆｅ_３Ｏ_４）という他の２種の相に変態することを示している。逆に、巻取り中の巻きのいくつかの部品、特に巻きの芯及び軸領域における温度上昇が、温度が５７０℃を超えることになる温度上昇である場合、ヘマタイト及びマグネタイトがウスタイトに変態するが、この分解の生成物のうちの１つが、酸素である。

この反応から生じた酸素は、鋼基材の表面に存在する鉄よりも容易に酸化される元素、特にケイ素、マンガン、クロム及びアルミニウムと化合する。

これらの酸化物は、マトリックス中に均一に拡散するのではなく、粒界に自然に形成する。この結果、酸化は、粒界においてより著しい。この酸化は、下記において、粒間酸化と呼ぶ。

したがって、巻取りが終了したときに、巻きは、表面から特定の深さに至るまで、粒間酸化を含み、この粒間酸化は、１７マイクロメートルという高いものであり得る。

本発明者らは、熱間圧延鋼基材における顕著な粒間酸化、及びこの結果としての熱間圧延鋼板における顕著な粒間酸化により、ホットスタンピング後のコーティングの付着が不十分になることを発見した。実際、コーティングの後で、ホットスタンピングするために板材を加熱したときには、炭素がコーティングに向かって拡散していき、粒間酸化物、特に酸化マンガン及び酸化ケイ素に出くわす。この炭素の拡散は、ＳｉＯ_２とＣとの間の反応、ＭｎＯとＣとの反応及びＭｎ_２ＳｉＯ_４とＣとの間の反応を起こして、酸化炭素を形成する。これらの酸化炭素は、最終的にコーティングが固化するまで移動及び溶解するが、これらの酸化炭素が集まって空洞を形成したときには、コーティング中に細孔が生じ、この結果、コーティング付着が不十分になる。

コーティング付着に及ぼす粒間酸化の影響は、冷間圧延鋼板とは対照的に、巻取りにさらに向かうことになる冷間圧延を施されていない熱間圧延鋼板に特有である。実際、このような冷間圧延板の製造中において、冷間圧延の前に、基材の表面に存在し得る粒間酸化は、冷間圧延中において板材全体としては、厚さが減じる。この結果、ホットスタンピング前の冷間圧延された板材の粒間酸化の深さは、熱間圧延鋼板の粒間酸化の深さに比較して大幅に減じる。

粒間酸化は、例えばＨＣｌ浴中で３７５秒の時間にわたって鋼基材を徹底的に酸洗いすることによって、コーティング前に低減し、又はなくすことさえもできる。

しかしながら、徹底的な酸洗いは、工業的な処理に適合しない非常に低いライン速度を必要とする。

さらに、この徹底的な酸洗いにより、非常に重要な、発展した表面（ｄｅｖｅｌｏｐｅｄｓｕｒｆａｃｅ）が鋼基材の表面に生じる。発展した表面は、コーティング中に浴と接触する鋼基材の表面の全領域をいう。

この重要な発展した表面により、浴中での溶融めっきコーティング中に鋼表面から鉄がより激しく溶解し、金属間層が成長し、これにより、最終的には、鋼板に隣接する限定的な単一のコーティング領域に限定されず、コーティングの表面にまで到達する。この結果、コーティングの厚さは、目標の厚さ範囲内に制御することができない。金属間層は、ある規定の化学量論に従って金属元素から構成されており、原子が特定の位置を占有する結晶構造を有する、固体状化合物から作製されている。

したがって、本発明者らは、巻取り中の粒間酸化を抑制又は限定することにより、目標範囲、特に１０～３３μｍの間へのコーティングの厚さの制御を可能にする一方で、工業的な酸洗いラインにおける良好な生産性を保ちながら、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有し、ホットスタンピング後のコーティング付着が改善された、熱間圧延及びコーティングされた鋼板を製造できることを見出した。

鋼の組成は、鋼をホットスタンピングして、５００Ｍｐａ以上又は１０００Ｍｐａ以上又は１３５０Ｍｐａ以上又は１６８０Ｍｐａ以上の引張強度を有する部品を製作することができるような組成である。

本発明の第１の態様による鋼の組成が、下に開示される。

鋼の化学組成に関しては、炭素は、マルテンサイトの硬度に及ぼす効果のため、ホットスタンピング後に得られる硬化能及び引張強度に関して、重要な役割を担う。

０．０４％の含量未満のときには、任意の冷却条件下におけるスタンピング後に５００Ｍｐａ超の引張強度を得ることができない。０．３８％超の場合、この第１の態様による組成の他の元素と組み合わさって、ホットスタンピング後のコーティングの付着が、満足なものではない。理論に束縛されるものではないが、０．３８％より高いＣ含量は、ホットスタンピング前の板材の加熱中に顕著な酸化炭素の形成が起き、コーティング付着への粒間酸化の悪影響を悪化させる可能性がある。さらに、０．３８％超のときには、鋼の耐遅れ割れ性及び靱性が低下する。

Ｃ含量は、鋼板のホットスタンピングによって製造された、ホットスタンピング部品の所望の引張強度ＴＳに依存する。特に、炭素含量が０．０６％～０．３８重量％の範囲である場合、完全オーステナイト化及びスタンピングの後にマルテンサイト焼入れを行うことによって製造されたホットスタンピング部品の引張強度ＴＳは、事実上、炭素含量にのみ依存し、式：
ＴＳ（ＭＰａ）＝３２２０（Ｃ％）＋９０８
（式中、Ｃ％は、重量パーセントによる炭素含量を表す。）による炭素含量に関連付けられている。

一実施形態によれば、Ｃ含量は、０．７５％以上である。

脱酸素を行う役割以外にも、マンガンは、特にマンガンの含量が少なくとも０．４０％であり、Ｃ含量が最大で０．３８％である場合において、焼入れ性に重要な効果を及ぼす。３％超の場合、Ｍｎによるオーステナイトの安定化は、顕著すぎるものであり、これにより、しま状組織の形成が著しくなりすぎる。一実施形態によれば、Ｍｎ含量は、２．０％以下である。

ケイ素は、液体状の鋼の脱酸素を促し、鋼の硬化に寄与するために、少なくとも０．００５％の含量で添加される。しかしながら、ケイ素の含量は、酸化ケイ素の過剰な形成を回避するために限定しなければならない。さらには、ケイ素含量は、顕著すぎるオーステナイトの安定化を回避するために限定しなければならない。したがって、ケイ素含量は、０．７０％以下、例えば０．５％以下である。好ましくは、Ｓｉ含量は、少なくとも０．１０％である。

アルミニウムが、脱酸素剤として添加されてもよく、Ａｌ含量は、０．１％以下で０．００５％より高く、一般に０．０１０％以上である。好ましくは、Ａｌ含量は、０．０７０％以下である。

任意選択的に、鋼組成は、鋼の焼入れ性を増大させるために、クロム、タングステン及び／又はホウ素を含む。

特に、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を増大させ、ホットスタンピング後に所望の引張強度ＴＳの達成に寄与するために、添加されてもよい。Ｃｒが添加される場合、Ｃｒの含量は、０．０１％以上で最大２％である。自由裁量によるＣｒの添加が実施されない場合、Ｃｒ含量は、０．００１％という低いものであってよい。

Ｗを添加して、炭化タングステンの形成によって鋼の焼入れ性及び硬化能を増大させてもよい。Ｗが添加される場合、Ｗの含量は、０．００１％以上で０．３０％以下である。

Ｂが添加される場合、Ｂの含量は、０．０００２％より高く、好ましくは０．０００５％以上で最大０．０１０％である。Ｂ含量は、好ましくは、０．００５％以下である。

任意選択的に、最大０．１％のニオブ及び／又は最大０．２％のチタンが、析出硬化を起こすために添加される。

Ｎｂが添加される場合、Ｎｂの含量は、好ましくは、少なくとも０．０１％である。特に、Ｎｂ含量が０．０１％～０．１％の間に含まれる場合、硬化作用のある微細な炭窒化物Ｎｂ（ＣＮ）沈殿物が、熱間圧延の間に、オーステナイト又はフェライト中に形成する。Ｎｂ含量は、好ましくは、０．０６％以下である。さらに好ましくは、Ｎｂ含量は、０．０３％～０．０５％の間に含まれる。

Ｔｉが添加される場合、Ｔｉの含量は好ましくは、少なくとも０．０１５％で最大０．２％である。Ｔｉ含量が０．０１５％～０．２％の間に含まれる場合、非常に高い温度における析出がＴｉＮの形態で起き、次いでより温度において、微細なＴｉＣの形態でオーステナイト中に起きて、硬化が起きる。さらに、ホウ素に加えてチタンも添加される場合、チタンは、ホウ素と窒素との化合を防止し、窒素は、チタンと化合する。したがって、チタン含量は、好ましくは、３．４２Ｎより高い。しかしながら、Ｔｉ含量は、粗大なＴｉＮ析出物の析出を回避するために、０．２％以下、好ましくは０．１％以下のままにすべきである。自由裁量によるＴｉの添加が実施されない場合、Ｔｉは、少なくとも０．００１％の含量の不純物として存在する。

モリブデンは、最大で０．６５％の含量で添加されてもよい。Ｍｏが添加される場合、Ｍｏの含量は、好ましくは少なくとも０．０５％、例えば０．１０％以下である。Ｍｏは好ましくは、高温において非常に安定であり、加熱したときのオーステナイトグレーンの成長を限定する、共沈殿物を形成するために、Ｎｂ及びＴｉと一緒に添加される。最適な効果は、Ｍｏ含量が０．１５％～０．２５％の間に含まれる場合に得られる。

ニッケルは、０．００１％という低さであることと、０．１％以下であることとが可能な含量において、不純物として存在する。

硫黄、リン及び窒素は一般に、鋼組成中に不純物として存在する。

窒素含量は、少なくとも０．０００５％である。窒素含量は、粗大なＴｉＮ析出物の析出を防止するために、最大でも０．０１０％でなければならない。

量が過剰である場合、硫黄及びリンは延性を低下させる。したがって、硫黄及びリンの含量は、それぞれ０．０５％及び０．１％に限定される。

好ましくは、Ｓ含量は、最大で０．０３％である。非常に低いＳ含量、すなわち、０．０００１％より低いＳ含量の達成は、非常にコストがかかるものであり、いかなる利益もない。したがって、Ｓ含量は一般に、０．０００１％以上である。

好ましくは、リン含量は、最大で０．０５％、さらに好ましくは最大で０．０２５％である。非常に低いＰ含量、すなわち、０．０００１％より低いＰ含量の達成は、非常にコストがかかるものである。したがって、Ｐ含量は一般に、０．０００１％以上である。

鋼は、ＭｎＳ球状化による曲げ角度の改善効果を有するカルシウムを用いて実施される、硫化物の球状化のための処理を施されてもよい。したがって、鋼組成は、少なくとも０．０００１％で最大０．００６％のＣａを含んでもよい。

鋼の組成の残部は、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

第１の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
０．０４０％≦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％
である化学組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

この組成を用いた場合、ホットスタンピング後に少なくとも５００Ｍｐａの引張強度を有する鋼部品を製造することができる。

第２の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
０．０６２％≦Ｃ≦０．０９５％、
１．４％≦Ｍｎ≦１．９％、
０．２％≦Ｓｉ≦０．５％、
０．０２０％≦Ａｌ≦０．０７０％、
０．０２％≦Ｃｒ≦０．１％、
ただし、１．５％≦（Ｃ＋Ｍｎ＋Ｓｉ＋Ｃｒ）≦２．７％であり、
３．４×Ｎ≦Ｔｉ≦８×Ｎ、
０．０４％≦Ｎｂ≦０．０６％、
ただし、０．０４４％≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）≦０．０９％であり、
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
０．００１％≦Ｎ≦０．００９％、
０．０００１％≦Ｓ≦０．００３％、
０．０００１％≦Ｐ≦０．０２０％
及び任意選択的に、０．０００１％≦Ｃａ≦０．００６％
である化学組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

この組成を用いた場合、ホットスタンピング後に少なくとも１０００Ｍｐａの引張強度を有する鋼部品を製造することができる。

第３の実施形態によれば、鋼は、重量パーセントにより、
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≦０．０８％
０．０００５％≦Ｎ≦０．０１０％、
０．０００１％≦Ｓ≦０．０５％、
０．０００１％≦Ｐ≦０．１％
である化学組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる。

この組成を用いた場合、ホットスタンピング後に少なくとも１３５０Ｍｐａの引張強度を有する鋼部品を製造することができる。

本発明の第２の態様による鋼の組成が、下に開示される。

Ｃ含量は、Ｍｎ含量が０．４０％～３％の間に含まれる場合、０．２４％～０．３８％の間に含まれる。炭素は、マルテンサイトの硬度に及ぼす効果のため、ホットスタンピング後に得られる硬化能及び引張強度に関して、重要な役割を担う。少なくとも０．２４％の含量は、コストがかかる元素の添加なして、ホットスタンピング後に少なくとも１８００Ｍｐａの引張強度ＴＳの達成を可能にする。０．３８％超の場合において、Ｍｎ含量が０．４０％～３％の間に含まれるとき、鋼の耐遅れ割れ性及び靱性が低下する。Ｃ含量は好ましくは、Ｍｎ含量が０．４０％～３％の間に含まれる場合、０．３２％～０．３６％の間に含まれる。

０．３８％～０．４３％の間に含まれるように高められたＣ含量は、Ｍｎ含量を０．０５％～０．４０％の間に含まれる範囲に低下させた場合に使用することができる。したがって、ひずみ下における耐腐食性の改善を達成しながらも、Ｍｎ含量の低下がＣ含量の増大によって補償される。

脱酸素を行う役割以外にも、マンガンは、焼入れ性に重要な効果を及ぼす。

Ｃ含量が０．２４％～０．３８％の間に含まれる場合、Ｍｎ含量は、少なくとも０．４０％で３％以下でなければならない。所望の強度レベル（この実施形態においては、少なくとも１８００ＭＰＡの引張強度ＴＳ）を得るために十分なほど冷却したときの、オーステナイトからマルテンサイトへの変態開始温度であるＭｓ温度を達成するためには、少なくとも０．４０％のＭｎ含量が必要である。

３％超の場合、Ｍｎによるオーステナイトの安定化は、顕著すぎるものであり、これにより、しま状組織の形成が著しくなりすぎる。Ｍｎ含量は、好ましくは、２．０％以下である。

代替形態において、Ｃ含量が０．３８％～０．４３％の間に含まれる範囲に高められた場合、Ｍｎ含量は、０．０５％～０．４０％の間に含まれる範囲に低下させることができる。Ｍｎ含量を低下させることにより、ひずみ下におけるより高い耐腐食性を得ることができる。

Ｍｎ及びＣの含量は好ましくは、Ｃｒ含量と一緒に規定される。

Ｃ含量が０．３２％～０．３６％の間に含まれる場合、０．４０％～０．８０％の間に含まれるＭｎ含量及び０．０５％～１．２０％の間に含まれるＣｒ含量により、高い耐遅れ割れ性を達成することができる。

Ｃ含量が０．２４％～０．３８％の間に含まれる場合において、Ｍｎ含量が１．５０％～３％の間に含まれるとき、スポット溶接性は、特に満足なものである。

Ｃ含量が０．３８％～０．４３％の間に含まれる場合において、Ｍｎ含量が０．０５％～０．４０％の間、好ましくは０．０９％～０．１１％の間に含まれるとき、ひずみ下における耐腐食性が大幅に増大する。

これらの組成範囲は、約３２０℃～３７０℃の間に含まれるＭｓ温度への到達を可能にし、これにより、ホットスタンピング部品の非常に高い強度が保証される。

ケイ素は、０．１０％～０．７０重量％の間に含まれる含量で添加される。少なくとも０．１０％の含量はさらなる硬化を起こし、液体状の鋼の脱酸素を促す。しかしながら、ケイ素の含量は、酸化ケイ素の過剰な形成を回避するために限定しなければならない。さらには、ケイ素含量は、顕著すぎるオーステナイトの安定化を回避するために限定しなければならない。したがって、ケイ素含量は、０．７０％以下である。

Ｃ含量が０．２４％～０．３８％の間に含まれる場合、Ｓｉ含量は、鋼がマルテンサイト変態後にダイの中に維持されているせいで起きる可能性があるフレッシュマルテンサイトの焼戻しを回避するために、好ましくは少なくとも０．５０％である。

アルミニウムが、脱酸素剤として添加されてもよく、Ａｌ含量は、０．０７０％以下で０．０１５％以上である。０．０７０％超の場合、粗大なアルミネートが加工操作中に生成されて、延性を低下させる可能性がある。好ましくは、Ａｌ含量は、０．０２０％～０．０６０％の間に含まれるように、より低い。

任意選択的に、鋼組成は、鋼の焼入れ性を増大させるために、クロム及び／又はタングステンを含む。

クロムは鋼の焼入れ性を増大させ、ホットスタンピング後の所望の引張強度ＴＳの達成に寄与する。Ｃｒが添加される場合、Ｃｒの含量は、０．０１％以上で最大２％である。自由裁量によるＣｒの添加が実施されない場合、Ｃｒ含量は、０．００１％という低いものであってよい。

Ｃ含量が０．２４％～０．３８％の間に含まれる場合、Ｃｒ含量は、好ましくは、０．３０％～０．５０％の間に含まれる。Ｍｎ含量が１．５０％～３％の間に含まれる場合、Ｃｒの添加は任意選択的なものであり、Ｍｎの添加によって達成される焼入れ性は、十分なものである。

Ｃ含量が０．３８％～０．４３％の間に含まれる場合、０．５％より高い、好ましくは０．９５０％～１．０５０％の間に含まれるＣｒ含量が、ひずみ下における耐腐食性を増大させるために好ましい。

上記に規定の条件に加えて、Ｃ含量、Ｍｎ含量、Ｃｒ含量及びＳｉ含量は、次の条件も満足しなければならない。

この条件下において、部品がダイの中に維持されているために起きる可能性があるマルテンサイトの焼戻しから生じた自己焼戻しマルテンサイトの割合が非常に限定され、この結果、非常に高いフレッシュマルテンサイトの割合により、少なくとも１８００Ｍｐａの引張強度を達成することができる。

Ｂは、０．０００５％超で最大０．００４０％の含量で添加される。Ｂは、焼入れ性を増大させる。粒界において拡散することにより、Ｂは、Ｐの粒間凝離を防止する。

任意選択的に、最大０．０６％のニオブ及び／又は最大０．１％のチタンが、析出硬化を起こすために添加される。

Ｎｂが添加される場合、Ｎｂの含量は、好ましくは、少なくとも０．０１％である。特に、Ｎｂ含量が０．０１％～０．０６％の間に含まれる場合、硬化作用のある微細な炭窒化物Ｎｂ（ＣＮ）沈殿物が、熱間圧延の間に、オーステナイト又はフェライト中に形成する。この結果、Ｎｂは、スタンピング前の加熱中のオーステナイトグレーンの成長を限定する。しかしながら、Ｎｂ含量は、０．０６％以下である。実際、０．０６％超の場合、圧延荷重が大きくなりすぎる可能性がある。好ましくは、Ｎｂ含量は、０．０３％～０．０５％の間に含まれる。

Ｔｉは、少なくとも０．０１５％、最大０．１％の含量で添加される。Ｔｉ含量が０．０１５％～０．１％の間に含まれる場合、非常に高い温度における析出がＴｉＮの形態で起き、次いでより低い温度において、微細なＴｉＣの形態でオーステナイト中に起きて、硬化が起きる。さらに、チタンは、ホウ素と窒素との化合を防止し、窒素は、チタンと化合する。したがって、チタン含量は、３．４２Ｎより高い。しかしながら、Ｔｉ含量は、粗大なＴｉＮ析出物の析出を回避するために、０．１％以下のままにすべきである。好ましくは、Ｔｉ含量は、スタンピング前の加熱中のオーステナイトグレーンの成長を限定する微細な窒化物を生成するために、０．０２０％～０．０４０％の間に含まれる。

モリブデンは、最大で０．６５％の含量で添加されてもよい。Ｍｏが添加される場合、Ｍｏの含量は、好ましくは、少なくとも０．０５％である。Ｍｏは好ましくは、高温において非常に安定であり、加熱したときのオーステナイトグレーンの成長を限定する、共沈殿物を形成するために、Ｎｂ及びＴｉと一緒に添加される。最適な効果は、Ｍｏ含量が０．１５％～０．２５％の間に含まれる場合に得られる。

ニッケルは、鋼の耐遅れ破壊性を増大させるために、０．２５％～２％の間に含まれる含量で添加される。

窒素含量は、上記に説明したように、ＴｉＮ、Ｎｂ（ＣＮ）及び／又は（Ｔｉ、Ｎｂ）（ＣＮ）の析出を達成して、オーステナイトグレーンの成長を限定するために、少なくとも０．００３％である。窒素含量は、粗大なＴｉＮ析出物の析出を防止するために、最大でも０．０１０％でなければならない。

量が過剰である場合、硫黄及びリンは延性を低下させる。したがって、硫黄及びリンの含量は、それぞれ０．００５％及び０．０２５％に限定される。

Ｓ含量は、硫化物の析出を限定するために、最大で０．００５％である。非常に低いＳ含量、すなわち、０．０００１％より低いＳ含量の達成は、非常にコストがかかるものであり、いかなる利益もない。したがって、Ｓ含量は一般に、０．０００１％以上である。

リン含量は、最大で０．０２５％であり、この結果、オーステナイト粒界におけるＰの凝離を限定する。非常に低いＰ含量、すなわち、０．０００１％より低いＰ含量の達成は、非常にコストがかかるものである。したがって、Ｐ含量は一般に、０．０００１％以上である。

鋼は、ＭｎＳ球状化による曲げ角度の改善効果を有するカルシウムを用いて実施される、硫化物の球状化のための処理を施されてもよい。したがって、鋼組成は、少なくとも０．０００５％で最大０．００５％のＣａを含んでもよい。

上記に説明したように、本発明者らは、熱間圧延及びコーティングされた鋼板のホットスタンピングによって製造された鋼部品のコーティングの付着の不足は、特定の厚さにわたって、ホットスタンピング前の熱間圧延及びコーティングされた鋼板の表面上に存在する粒間酸化から発生することを発見した。

最初に、本発明者らは、コーティングの満足な付着を保証するという目的でホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品が満たさなければならない判断基準を希求した。

本発明者らは、コーティング中の細孔の表面百分率の判定によって、コーティング付着に関する品質を査定できることを見出した。

コーティング中の細孔の表面百分率は、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品を対象にして判定され、すなわち、ホットスタンピング及び室温への冷却の後に判定される。

コーティング中の細孔の表面百分率は、倍率１０００倍の光学顕微鏡下で試料の５つの異なる断面を観察することによって、判定される。各断面は、典型的な様式によりコーティングを特徴付けるように選択される、長さｌ_ｒｅｆを有する。長さｌ_ｒｅｆは、１５０μｍとして選択される。

図１に提示のように、各断面を対象にして、この断面のコーティング中の細孔の表面百分率を判定するための画像分析の手段、例えばＯｌｙｍｐｕｓＳｔｒｅａｍＥｓｓｅｎｔｉａｌｓ^（Ｒ）によって、画像分析が実施される。上記目的のために、コーティングの上側境界及び下側境界Ｂ_１及びＢ_２が特定されている。特に、上側境界は、周囲の環境との界面において、コーティングの外形に沿っており、下側境界は、コーティングから鋼材料を隔てている。次いで、下側境界と上側境界との間にあり、細孔Ｐを含む、コーティングによって占有される全領域が判定され、下側境界と上側境界との間に位置する細孔によって占有される表面が査定される（図１にある灰色の領域）。次いで、着目する断面のコーティング中の細孔の表面百分率は、細孔によって占有される表面とコーティングによって占有される全表面との比（に１００を掛けたもの）として算定される。

最後に、コーティング中の細孔の表面百分率は、このようにして得られた５つの値の平均として判定される。

コーティング付着は、コーティング中の細孔の表面百分率が３％以下である場合、満足なものだと考えられる。対照的に、コーティング中の細孔の表面百分率が３％より高い場合、コーティング付着は、不満足なものだと考えられる。

さらに、本発明者らは、コーティングの厚さを目標範囲、特に１０～３３μｍの範囲、例えば２０～３３μｍの間の又は１０～２０μｍの間の範囲内に制御できるようにすることと、スタンピングの後に、コーティングの付着が満足であることを確実にすることとを確実にするという目的で、熱間圧延鋼基材及び熱間圧延鋼板のそれぞれによって満足しなければならない、２つの判断基準を特定した。

第１の判断基準は、酸洗いの後でコーティングの前における熱間圧延鋼基材の表面状態に関連付けられている。

特に、上記に説明したように、コーティング直前の熱間圧延鋼基材の発展した表面は、浴中での溶融めっきの間に、鋼表面から鉄が激しく溶解し、制御されていない金属間層の成長が制御を受けなくなり、この結果、目標範囲へのコーティング厚さの制御が不可能になることがないように、制御しなければならない。

実際、熱間圧延鋼基材の粒間酸化は、徹底的な酸洗いによって低減することができ、これにより、熱間圧延鋼板の粒間酸化の低減が可能になる。しかしながら、この徹底的な酸洗いのため、基材は、コーティング厚さの制御と適合しない表面状態（すなわち、発展した表面）を有するであろう。

本発明者らは、コーティング厚さが目標範囲に含まれる、すなわち、１０～３３μｍの間に含まれることを確実にするためには、コーティング中に形成される金属間層の厚さが、１５μｍより低いままでなければならないこと、及び、１５μｍの金属間層の厚さを得るためには、あらゆる酸洗いの後でコーティングの前に、熱間圧延鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率が、３０％より低くなければならないことを見出した。ここで、金属間層の厚さは、熱間圧延及びコーティングされた鋼板のコーティングの金属間層の厚さを表す。

空隙の表面百分率に関する判断基準は特には、巻取り中に巻きの芯及び軸領域に位置する熱間圧延鋼基材の領域において、満たさなければならない。

図２に提示のように、表面領域は、熱間圧延鋼基材の表面の上側地点を起点にして、この上側地点から１５μｍの深さに至るまでに延伸する領域として、規定される。表面領域中の空隙の表面百分率は、各断面が１５０μｍの長さｌ_ｒｅｆを有する、熱間圧延鋼基材を代表する５つの明瞭な断面から判定される。断面は好ましくは、巻きの芯及び軸領域から収集された試料から取得される。各断面上において、試料表面領域は、上面が、断面の表面プロファイルに属するより高い２つの点Ｐｔ１とＰｔ２とをつなげており、下面が、上側から１５μｍ離れている、長方形領域として、画像分析、例えばＯｌｙｍｐｕｓＳｔｒｅａｍＥｓｓｅｎｔｉａｌｓ^（Ｒ）によって判定される。したがって、各試料表面領域は、１５０μｍの長さｌ_ｒｅｆ及び１５μｍの深さを有する。

各断面に関しては、鋼ではない試料表面領域の領域を特定し、これらの領域の全表面を判定する。次いで、試料表面領域中の空隙の表面百分率は、鋼ではない領域の全表面と試料表面領域の全表面との比に１００を掛けたものとして判定される。最後に、熱間圧延及び酸洗いされた鋼基材の空隙の表面百分率は、このようにして得られた５つの値の平均として判定される。

第２の判断基準は、熱間圧延鋼板、すなわち、コーティング後の鋼製品の粒間酸化の最大深さである。実際、本発明者らは、ホットスタンピング後に満足なコーティング付着を得るためには、熱間圧延鋼板の粒間酸化の深さが４μｍ未満でなければならないことを発見した。

この判断基準は特に、巻取り中に、巻きの芯及び軸領域に位置する熱間圧延及びコーティングされた鋼板の領域において満たさなければならない。

粒間酸化の深さは、熱間圧延及びコーティングされた鋼板を対象にして判定され、すなわち、コーティング後に判定される。

粒間酸化の深さは、熱間圧延鋼板の表面から（すなわち、コーティングと熱間圧延鋼板との界面から）、この表面に対して直交する方向で、熱間圧延鋼板の内部に向かう、熱間圧延鋼板の領域の厚さとして、規定されており、この熱間圧延鋼板の領域において、粒間酸化が観察される。

特に、粒間酸化は、倍率１０００倍の光学顕微鏡を用いて、巻きの芯及び軸領域から収集された試料から採った、それぞれが１５０μｍの長さｌ_ｒｅｆを有する５つの異なる断面を対象にして、観察される。各断面において、粒間酸化の最大深さが測定される。最後に、粒間酸化の深さが、このようにして得られた５つの値の平均として決定される。

したがって、コーティングの後に、コーティング厚さを目標範囲内に制御できることと、ホットスタンピングの後に、コーティング付着が満足であること、すなわち、コーティング中の細孔の表面百分率が３％以下であることとを確実にするためには、次の２つの条件を満たさなければならない：
－酸洗いの後でコーティングの前に、熱間圧延鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率が、３０％より低くなければならない、及び、
－酸洗い及びコーティングの後の熱間圧延鋼板の粒間酸化の深さが、４μｍより低くなければならないこと。

熱間圧延鋼製品は、鋼半製品を得るように上記組成を有する鋼をキャスティングし、１１５０℃～１３００℃の間に含まれる温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}で鋼半製品を再加熱し、再加熱された鋼半製品を最終圧延温度ＦＲＴで熱間圧延して、熱間圧延鋼製品を得ることによって、製造することができる。温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}は、例えば、１１５０℃～１２４０℃の間に含まれる。

最終圧延温度ＦＲＴは一般に、８４０℃～１０００℃の間に含まれる。

熱間圧延による薄肉化は、熱間圧延鋼製品が１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さ、例えば３ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有するように適合されている。

次いで、熱間圧延鋼製品をランアウトテーブル上で冷却して、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌに到達させ、巻きとって、熱間圧延鋼基材を得る。

巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌは、粒間酸化を回避する又は少なくとも限定するように選択される。

特に、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌは、熱間圧延鋼基材の粒間酸化の深さが５μｍ未満であるように選択される。実際、熱間圧延鋼基材の粒間酸化の深さが５μｍ未満である場合、コーティングの後の熱間圧延鋼板の粒間酸化の深さが４μｍ未満のままになる。さらに好ましくは、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌは、粒間酸化が起きないように選択される。

第１の態様による鋼組成を用いた場合、本発明者らは、４μｍ未満の熱間圧延鋼板の粒間酸化の深さを得るためには、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌが、ｆγと表される巻取り直前のオーステナイト分率に依存する最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}より低くなければならないことを見出した。

実際、巻取り直前における高いオーステナイト分率ｆγは、特に巻取り中の板材の巻き及び軸領域において、巻取り中のオーステナイトをかなり変態させ、これによって、顕著な温度上昇を起こす。対照的に、巻取り直前のオーステナイト分率ｆγが低い場合、オーステナイトの変態が巻取り中に起きず、又はほとんど起きず、この結果、板材の温度上昇が抑制される。

この結果、最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}は、巻取り直前のオーステナイト分率ｆγの減少関数である。

本発明者らは、４μｍ未満の熱間圧延鋼板中の粒間酸化の深さを得るためには、最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}が、

（式中、Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}は、セルシウス度として表され、ｆγは、０（０％のオーステナイトに対応する）～１（１００％のオーステナイトに対応する）の間に含まれる巻取り直前の鋼中のオーステナイト分率を表す。）として表されることを発見した。したがって、最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}は、５１０℃～６５０℃の間に含まれる。

したがって、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌは、

を満足しなければならない。

巻取り直前の鋼中のオーステナイト分率ｆγは、電磁気による（ＥＭ）非接触非破壊方式の技法を用いて、鋼板の磁性特性を検出するための装置を使用することによって、判定することができる。

この技法の原理は、文献「Ｏｎｌｉｎｅｅｌｅｃｔｒｏｍａｇｎｅｔｉｃｍｏｎｉｔｏｒｉｎｇｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｈｏｔｓｔｒｉｐｒｏｌｌｉｎｇａｎｄｉｔｓａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｔｏｐｒｏｃｅｓｓｏｐｔｉｍｉｚａｔｉｏｎ」，Ａ．Ｖ．Ｍａｒｍｕｌｅｖら、ＲｅｖｕｅｄｅＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｅ１１０，ｐｐ．２０５－２１３（２０１３）において記述されているが、常磁性であるオーステナイトの磁性特性と、強磁性相であるフェライト、パーライト、ベーナイト及びマルテンサイトの磁性特性との差異に基づく。

オーステナイト分率ｆγを判定するための装置は、例えば、ＵＳ２００３／００３８６３０Ａ１に開示されている。

巻取り直前のオーステナイト分率ｆγは、鋼組成に依存し、特に、Ｃ含量、最終圧延温度ＦＲＴ、及び、最終圧延温度ＦＲＴと巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌとの間の冷却工程に依存する。

特に、鋼のＣ含量が高いほど、巻取り直前の鋼板中のオーステナイト分率ｆγが高くなる。したがって、他のすべてのパラメータが等しいとき、Ｃ含量が高いほど、最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}が低くなる。特に、鋼のＣ含量が０．０７５％以上である場合、基材中のオーステナイト分率が０．５より高いままであり、この結果、巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}が５８０℃より低い。

最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}は、最終圧延温度ＦＲＴが固定された所与のライン上において、所与の組成及び厚さを有する鋼を対象にして、最終圧延温度ＦＲＴからの冷却の間に、鋼製品中のオーステナイト分率を判定することと、冷却の間に、基材の温度Ｔを６５０－１４０ｆγ’（Ｔ）の値に比較することとによって、判定することが可能であり、ｆγ’（Ｔ）は、冷却中の温度Ｔにおける基材のオーステナイト分率である。

最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}は、Ｔ＝６５０－１４０ｆγ’（Ｔ）である温度である。

一般に、巻取り温度は、好ましくは５８０℃より低く、さらに好ましくは５７０℃より低い。

しかしながら、巻取り温度は、低い巻取り温度に起因するであろう望ましくない鋼の機械的特性の増大を回避するために、４５０℃より高いままにすべきである。

これらの条件下において、熱間圧延鋼基材中の粒間酸化が限定され、この結果、コーティング後の熱間圧延鋼板の粒間酸化の深さが４μｍより低くなる。

第２の態様による鋼組成を用いた場合、本発明者らは、４μｍ未満の熱間圧延鋼板の粒間酸化の深さを得るためには、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌが、第１の態様による組成に比較してさらに制限されなければならず、４９５℃以下の値に設定しなければならないことを見出した。

コーティング付着とコーティング厚さとを同時に確実に目標範囲に収めるための、上記において与えられた規則は、依然として有効である。しかしながら、０．２５％以上のＮｉの存在のため、これらの規則は、酸洗いラインにおける良好な生産性をも同時にもたらすほどには十分でない。実際、本発明者らは、０．２５％超のＮｉの存在は、ホットストリップミルにおけるスケールの粘着力を高めることを発見した。表面への粘着力が非常に強いこのようなスケールの存在は、板材のコーティング適性を損なう。このスケールは、徹底的な酸洗いによって除去され得るが、この徹底的な酸洗いは、酸洗いラインの生産性を大きく低下させるであろう。本発明者らは、巻取り温度をＴ_{ｃｏｉｌｍａｘ}＝４９５℃以下に低下することにより、ホットストリップミルにおいてランアウトテーブル上に形成されるスケール量の低減を促すことができることを見出した。したがって、スケールと鋼との界面に形成される金属ニッケルが低減され、これにより、最終的には、酸洗いラインにおけるスケールの破砕及び酸洗いが促進され、この結果、この酸洗いラインにおける生産性がより高められた方法が提供される。

巻取りの後、熱間圧延鋼基材は、酸洗いされる。粒間酸化の深さが限定されているため、酸洗い条件は、ホットスタンピング後のコーティングの付着又はコーティングの厚さに影響しない。

特に、軽い酸洗いが実施される場合であっても、酸洗い前の粒間酸化の深さが浅いため、酸洗い及びコーティングの後の熱間圧延鋼板中の粒間酸化の深さは、熱間整形前の加熱中に酸化炭素がほとんど形成されず、又は全く形成されず、ホットスタンピング後のコーティング付着が損なわれないように、いかなる場合においても４μｍより低い。

さらには、徹底的な酸洗いが実施される場合であっても、酸洗い前の粒間酸化の深さが浅いため、酸洗い後の熱間圧延鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率は、３０％より低いままになる。したがって、鋼表面からの激しい鉄の溶解及び制御されてない金属間層の成長は、浴中での鋼板の溶融めっきコーティング中に起きず、コーティングの厚さは、目標の厚さに制御することができる。

酸洗いは例えば、１５～６５秒の間に含まれる時間にわたって、ＨＣｌ浴中で実施される。

したがって、このようにして得られた酸洗いされた熱間圧延鋼基材は、本明細書の上記において規定された第１の判断基準を満足し、すなわち、３０％より低い表面領域中の空隙の表面百分率を有する。さらには、熱間圧延及び酸洗いされた鋼板は、粒間酸化を有さず、又はほとんど有さず、これにより、上記に規定の第２の判断基準を満足することができ、すなわち、コーティング後の熱間圧延鋼板中において４μｍより低い粒間酸化の深さを得ることができる。

酸洗いの後、熱間圧延及び酸洗いされた鋼基材は、板材の表面を一時的に保護するために、油を塗ることもできるし、又は有機フィルム、例えばＥａｓｙｆｉｌｍ^（Ｒ）ＨＰＥを装着することもできる。

次いで、熱間圧延及び酸洗いされた鋼基材は、熱間圧延及びコーティングされた鋼板を得るように、浴中でＡｌ又はＡｌ合金によって継続的に溶融めっきコーティングされる。

例えば、コーティングは、Ａｌ－Ｓｉコーティングであってよい。Ａｌ－Ｓｉコーティングのための一般的な浴は一般に、基本的な組成として重量パーセントにより、８％～１１％のケイ素と、２％～４％の鉄とを含有し、残り部分が、アルミニウム又はアルミニウム合金及び処理に固有の不純物である。アルミニウムと一緒に存在する合金元素は、それぞれ１５～３０ｐｐｍの間のストロンチウム及び／又はカルシウムを含む。

別の例として、コーティングは、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇコーティングであってもよい。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇコーティングのための典型的な浴は、重量パーセントにより、０．１％～１０％の間のマグネシウムと、０．１％～２０％の間のアルミニウムとを含有し、残り部分が、Ｚｎ又はＺｎ合金、Ｓｉ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ及び／又はＢｉ等の任意選択的な追加用の元素並びに処理に固有の不純物である。

例えば、浴は、０．５％～８％の間のアルミニウムと、０．３％～３．３％の間のマグネシウムとを含有し、残り部分が、Ｚｎ又はＺｎ合金、Ｓｉ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ及び／又はＢｉ等の任意選択的な追加用の元素並びに処理に固有の不純物である。

別の例として、コーティングは、Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｍｇコーティングである。

Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｍｇコーティングのための浴の第１の例は、重量パーセントにより、２．０％～２４．０％の亜鉛、７．１％～１２．０％のケイ素、任意選択的に１．１％～８．０％のマグネシウム、及び任意選択的に、各さらなる元素の含量が０．３％未満であるようにＰｂ、Ｎｉ、Ｚｒ又はＨｆから選択されるさらなる元素を含有し、残部が、アルミニウム並びに不可避的な不純物及び残留元素であり、Ａｌ／Ｚｎの比が、２．９超である。

Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｍｇコーティングのための浴の第２の例は、重量パーセントにより、４．０％～２０．０％の亜鉛、１％～３．５％のケイ素、任意選択的に１．０％～４．０％のマグネシウム、及び任意選択的に、各さらなる元素の含量が０．３％未満であるようにＰｂ、Ｎｉ、Ｚｒ又はＨｆから選択されるさらなる元素を含有し、残部が、アルミニウム並びに不可避的な不純物及び残留元素であり、Ｚｎ／Ｓｉの比が、３．２～８．０の間に含まれる。

Ａｌ－Ｚｎ－Ｓｉ－Ｍｇコーティングのための浴の第３の例は、重量パーセントにより、２．０％～２４．０％の亜鉛、１．１％～７．０％のケイ素、ケイ素の量が１．１～４．０％の間である場合において任意選択的に１．１％～８．０％のマグネシウム、及び任意選択的に、各さらなる元素の含量が０．３％未満であるようにＰｂ、Ｎｉ、Ｚｒ又はＨｆから選択されるさらなる元素を含有し、残部が、アルミニウム並びに不可避的な不純物及び残留元素であり、Ａｌ／Ｚｎの比が、２．９超である。

溶融めっきによるコーティングの堆積後、コーティングされた鋼板は通常、コーティングされた鋼板の両面上に気体を噴出するノズルを用いて拭われ、次いで、コーティングされた鋼板が冷却される。

このようにして得られた熱間圧延及びコーティングされた鋼板は、熱間圧延鋼板と、熱間圧延鋼板の各面上にあるＡｌ又はＡｌ合金コーティングとを含む。

熱間圧延鋼板は一般に、フェライト－パーライト組織、すなわち、フェライト及びパーライトからなる組織を有する。

熱間圧延鋼板の各面上におけるＡｌ又はＡｌ合金コーティングの厚さは、１０μｍ～３３μｍの間に含まれる。

第１の実施形態によれば、コーティングの厚さは、２０μｍ～３３μｍの間の範囲に含まれるように制御される。

第２の実施形態によれば、コーティングの厚さは、１０μｍ～２０μｍの間の範囲に含まれるように制御される。

第３の実施形態によれば、コーティングの厚さは、１５μｍ～２５μｍの間の範囲であるように制御される。

コーティングの後、熱間圧延鋼板中の粒間酸化の深さは、酸洗いのため、４μｍ未満、一般に３μｍより低いままである。この深さは、熱間圧延鋼板の表面（すなわち、コーティングから熱間圧延鋼板を隔てる表面）から鋼板の内部に向かって延びる。

さらに、コーティング前の熱間圧延鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率が浅いため、酸洗いの後であっても、コーティングの厚さは、熱間圧延及びコーティングされた鋼板の各面上と、熱間圧延及びコーティングされた鋼板の各面上にあるあらゆる場所とにおいて、目標の厚さ範囲、特に１０μｍ～３３μｍの間の厚さ範囲に含まれる。

熱間圧延及びコーティングされた鋼板は、ホットスタンピングされるように仕向けられる。

上記目的のために、熱間圧延及びコーティングされた鋼板を切断して、ブランクを得る。任意選択的に、このブランクを第２のブランクに溶接し、これによって、本発明による熱間圧延及びコーティングされた鋼板から切り出された第１のブランク、及び、第２のブランクを含むテーラードブランク（ＴＷＢ）を得てもよい。第２のブランクは、本発明による熱間圧延及びコーティングされた鋼板から得ることもでき、又は、冷間圧延及びコーティングされた鋼板から切り出されたブランクであってもよい。特に、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する第１のブランクは、異なる厚さを有し、及び／又は異なる組成を有する鋼から作製された、第２のブランクに溶接されてもよい。第２のブランクは好ましくは、重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．４０％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．７０％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
０．００１％≦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％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含む組成を有し、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼から作製されている。

第２のブランクは、重量パーセントにより、
０．２４％≦Ｃ≦０．３８％及び０．４０％≦Ｍｎ≦３％、又は
０．３８％≦Ｃ≦０．４３％及び０．０５％≦Ｍｎ≦０．４０％のいずれか、
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％
を含む組成を有し、
チタン含量及び窒素含量は、次の関係：
Ｔｉ／Ｎ＞３．４２
を満足し、
炭素含量、マンガン含量、クロム含量及びケイ素含量は、次の関係：

を満足し、
化学組成が任意選択的に、次の元素：
０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、
０．００１％≦Ｗ≦０．３０％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
のいくつかのうちの１つを含み、
組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼から作製されていてもよい。

単純化のために、「ブランク」という用語は下記において、本発明による熱間圧延及びコーティングされた鋼板から得られたブランク、又は、このブランクを含むテーラードブランクを表すために使用される。

次いで、ブランクをホットスタンピング前に炉内で熱処理に供し、ホットスタンピングして、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品を得る。

特に、ブランクは炉内において、オーステナイトへの少なくとも部分的な変態を鋼基材中に起こすことを可能にする温度Ｔｃに加熱される。この温度は、例えば８６０℃～９５０℃の間に含まれ、一般に８８０℃～９５０℃の間に含まれ、この結果、加熱されたブランクが得られる。

次いで、加熱されたブランクを炉から取り出し、炉からダイに移送するが、ここで、加熱されたブランクが、所望の部品の幾何形状を得るという目的で、熱間変形（ホットスタンピング）を受けて、ホットスタンピングされたブランクが得られる。ホットスタンピングされたブランクは、好ましくは１０℃／秒を超える、さらに好ましくは３０℃／秒を超える冷却速度Ｖｒにおいて、４００℃に冷却され、これにより、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品が得られる。

このようにして得られたホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品は、非常に満足なコーティング付着を有する。

特に、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品のコーティング中の細孔の表面百分率は、３％以下である。

さらに、例えば噴霧による塗装の後、塗装付着は、非常に満足である。塗装付着は特には、規格ＩＳＯ２４０９：２００７に従った湿式塗装付着試験の実施によって査定することができる。塗装付着は、湿式塗装付着試験の結果が２以下である場合に良好だと考えられ、湿式塗装付着試験の結果が２より高い場合に不十分だと考えられる。

重量パーセントにより表１に開示の組成を有する半製品をキャスティングすることによって、熱間圧延及びコーティングされた鋼板を製造した。

表１において鋼Ａ、Ｂ及びＥに関して報告されたＮｉ含量は、残留物（又は不純物）としてのＮｉの存在に対応する。

最終圧延温度ＦＲＴによって、厚さｔｈになるまで半製品を熱間圧延した。

熱間圧延鋼製品を巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌに冷却し、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌで巻取って、熱間圧延鋼基材を得た。

次いで、時間ｔ_{ｐｉｃｋｌｉｎｇ}にわたって、ＨＣｌ浴中で熱間圧延鋼基材を酸洗いした。酸洗いの後、熱間圧延鋼基材の芯及び軸領域から試料を採取し、各試料を対象にして、表面領域中の空隙の表面百分率を、本明細書の上記において記述された手順に従って判定した。

次いで、熱間圧延鋼基材を溶融めっきコーティングした。表２は、試料を溶融めっきするために使用された浴組成を示している。板材の各面上にある２０～３３μｍの間に含まれるコーティング厚さを、目標とした。

溶融めっきコーティングの後、熱間圧延及びコーティングされた板材のうちのいくつかには、電着によって、Ａｌ合金コーティング上に０．７μｍのＺｎを堆積させた。

コーティングの後、試料を板材の芯及び軸領域から採取し、各試料を対象にして、本明細書の上記において記述された手順に従って粒間酸化の深さを判定した。さらに、コーティングの厚さ及び金属間層の厚さを判定した。

このようにして得られた熱間圧延及びコーティングされた鋼板を切断して、ブランクを得た。熱間圧延及びコーティングされた鋼板の芯及び軸領域から切り出したブランクを、時間ｔ_Ｃにわたって炉内で９２０℃の温度に加熱した。この時間ｔ_Ｃは、目標温度への加熱段階及びこの温度での保持段階を含む。次いで、加熱されたブランクをダイに移送し、ホットスタンピングし、室温に冷却した。

それぞれのホットスタンピングされ、コーティングされた部品から試料を採取し、上記手順に従ってコーティング中の細孔の表面百分率を判定することによってコーティング付着を査定した。さらに、コーティング厚さを測定した。

最後に、２０μｍの電着塗装を各部品の片面に装着し、部品への塗装の付着を、規格ＩＳＯ２４０９：２００７に従った湿式塗装付着試験によって査定した。塗装付着は、この試験の結果が２以下だった場合に良好だと考え、又はこの試験の結果が２より高かった場合に不十分だと考えた。

これらのすべての例において、板材の幅は、１ｍに等しかった。

各部品に関する製造条件（鋼の組成、熱間圧延後の厚さｔｈ、最終圧延温度ＦＲＴ、巻取り直前のオーステナイト分率ｆγ及び最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}、巻取り温度Ｔ_ｃｏｉｌ、酸洗い時間ｔ_{ｐｉｃｋｌｉｎｇ}及び加熱時間ｔ_Ｃ）が、表３に示されている。

この表中に、下線を引いた値は、本発明によるものではない。

熱間圧延された鋼基材、板材又は部品のそれぞれを対象にして測定された特性（熱間圧延鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率ＳＶ_ＳＳ、熱間圧延鋼板の粒間酸化の深さＤ_ＩＯ、コーティング厚さＣ_ｔ、金属間層の厚さＩＭ_ｔ、及びホットスタンピング部品のコーティング中の細孔の表面百分率ＳＰ_{ｃｏａｔｉｎｇ}、及び良好又は不十分という塗装付着の品質）が、表４に示されている。

表４において、ｎｄは「検出なし」を意味し、ＮＡは「該当なし」を意味する。

試料１～４、１９、２２、２３、２５及び２７は、本発明によらない巻取り温度を用いて製造された。特に、試料１～４、１９、２２、２３、２５及び２７は、最高巻取り温度Ｔ_{ｃｏｉｌｍａｘ}より高い温度で巻取り、酸洗い前の粒間酸化の深さを高くした。

試料１～３、１９、２２、２３、２５及び２７は、通常の条件下において、すなわち、１５～６５秒の間に含まれる時間にわたって、酸洗いされた。巻取り温度及び酸洗いの条件の結果として、試料１～３、１９、２２、２３、２５及び２７の（コーティング後に測定された）鋼板の粒間酸化の深さは、４μｍ以上であり、すなわち、許容される酸化の最大深さより高い。

したがって、ホットスタンピングの後、３％超であるときのコーティング中の細孔の表面百分率、及び塗装付着は不十分である。

さらに、０．４１７％のＮｉを含む鋼Ｅから作製された例２３を、５３１℃の温度で巻取った。この結果、表面への粘着力が強い大量のスケールが、酸洗い前及び酸洗い後の板材上に存在した。このスケールの除去は、徹底的な酸洗いの実施を必要としたであろうが、この徹底的な酸洗いの実施は、酸洗いラインの生産性を大幅に低下させたであろう。

５３１℃より低いが４９５℃より高い巻取り温度の使用によって、同様の結果を得ることができた。試料４を３７５秒の時間にわたって徹底的に酸洗いした。巻取り温度及び酸洗いの条件の結果として、熱間圧延鋼板がコーティングの後に粒間酸化を含まない場合であっても、コーティング前の鋼基材の表面領域における空隙の表面百分率は、非常に高かった（３７．１％）。この結果、制御されていない金属間層中の成長が、溶融めっきコーティング中に起き、この結果、コーティング厚さは、２０～３３μｍの範囲に制御することができず、試料４の場合のコーティング厚さは、３７．６μｍであった。

対照的に、試料５は、試料４と同じ時間にわたって徹底的に酸洗いされたが、試料４とは異なり、本発明による巻取り温度を用いて製造した。したがって、酸洗いの前には、熱間圧延鋼基材が粒間酸化を含まず、又はほとんど含んでおらず、この結果、試料４とは著しく異なり、酸洗いの後には、鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率が低かった（５％）。この結果、コーティング厚さを２０～３３μｍの範囲内に制御することができた。したがって、試料４と試料５との比較は、本発明による製造条件が、コーティング厚さの制御を可能にしながら、ホットスタンピング後の改善されたコーティング付着及び非常に良好な塗装付着を達成できることを示している。

さらには、徹底的に（試料５）又はわずかに（試料６）酸洗いされた試料５と試料６との比較は、巻取り温度が本発明によって選択される条件下において、酸洗いの徹底度がコーティング付着に影響せず、コーティング厚さの制御に影響しないことを示している。

これらの結果は、本発明の方法において、ホットスタンピング後のコーティング付着を損なうことなく、酸洗いの徹底度を低減できることを示している。したがって、本発明の方法は、徹底的な酸洗いを必要としない。したがって、本発明の方法は、熱間圧延及びコーティングされた鋼板のコーティングの厚さを目標範囲、特に１０～３３μｍの間に含まれる範囲に制御することを可能にしながら、酸洗いラインの生産性低下を伴うことなく、１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有し、ホットスタンピング後のコーティング付着が改善された、熱間圧延及びコーティングされた鋼板の製造を可能にする。

試料５～１８、２０、２１、２４、２６、２８及び２９は、熱間圧延及びコーティングされた鋼板が本発明による方法によって製造された場合、熱間圧延鋼板が粒間酸化を含まず、又はほとんど含まず、この結果、ホットスタンピング部品のコーティング中の細孔の表面百分率ＳＰ_{ｃｏａｔｉｎｇ}が低く、塗装付着が良好であることを示している。さらに、酸洗い前の粒間酸化の深さが浅く、この結果、コーティング前の鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率が低い。この結果、コーティング厚さは、２０～３３μｍの範囲で制御することができる。

特に、試料２４は、本発明の第２の態様による組成を有する鋼Ｄから作製されている。巻取り温度は、４９５℃以下だった。巻取り温度の結果として、熱間圧延鋼板は、粒間酸化を含まず、又はほとんど含まず、ホットスタンピング部品ＳＰ_{ｃｏａｔｉｎｇ}のコーティング中の細孔の表面百分率が低く、塗装付着が良好である。さらに、酸洗い前の粒間酸化の深さが浅く、この結果、コーティング前の鋼基材の表面領域中の空隙の表面百分率が低い。この結果、コーティング厚さは、２０～３３μｍの範囲で制御することができる。さらに、酸洗い時間は、酸洗いラインにおける高い生産性を達成するように短縮され得る。

Claims

１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する少なくとも１つの部分を含み、３％以下の細孔の表面百分率を有するＡｌ又はＡｌ合金コーティングを含む、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品であって、前記部分が、重量パーセントにより、
０．０４％≦Ｃ≦０．３８％、
０．４０％≦Ｍｎ≦３％、
０．００５％≦Ｓｉ≦０．７０％、
０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、
０．００１％≦Ｃｒ≦２％、
０．００１％≦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％、
Ｍｏ≦０．６５％、
Ｗ≦０．３０％、
Ｃａ≦０．００６％
を含む組成を有する鋼から作製されており、
前記組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品。
前記部分における前記鋼の組成が、Ｎｉ≦０．１％であるようなものである、請求項１に記載のホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品。
１．８ｍｍ～５ｍｍの間に含まれる厚さを有する少なくとも１つの部分を含み、３％以下の細孔の表面百分率を有するＡｌ又はＡｌ合金コーティングを含む、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品であって、前記部分が、重量パーセントにより、
０．２４％≦Ｃ≦０．３８％及び０．４０％≦Ｍｎ≦３％、又は
０．３８％≦Ｃ≦０．４３％及び０．０５％≦Ｍｎ≦０．４０％のいずれか、
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％
を含む組成を有し、
チタン含量及び窒素含量は、次の関係：
Ｔｉ／Ｎ＞３．４２
を満足し、
炭素含量、マンガン含量、クロム含量及びケイ素含量は、次の関係：

を満足し、
前記化学組成が任意選択的に、次の元素：
０．０５％≦Ｍｏ≦０．６５％、
０．００１％≦Ｗ≦０．３０％、
０．０００５％≦Ｃａ≦０．００５％
のうちの１つ又は複数を含み、
前記組成の残部が、鉄及び製錬から生じる不可避的な不純物からなる、鋼から作製されている、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品。