JP7154298B2 - 高強度及び高成形性鋼板並びに製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高い延性及び成形性を有する高強度鋼板を生産するための方法並びにこの方法により得られた板に関する。
自動車用のボディ構造部材及びボディパネルの部品などの様々な機器を製造するために、ＤＰ（デュアルフェーズ）鋼又はＴＲＩＰ（変形誘起塑性）鋼で作製された板を使用することが知られている。
地球環境保全の観点から自動車の重量を減らし、その燃料効率を改善するために、改善された降伏及び引張強度を有する板を有することが望ましい。しかし、そのような板はまた、良好な延性及び良好な成形性、より具体的には良好なストレッチフランジ性を有さなければならない。
この問題を解決するために、いわゆる焼入れ及び炭素濃化工程によって板を生産することが知られており、板は、焼鈍温度からＭｓ変態点未満の焼入れ温度まで冷却され、その後、炭素濃化温度まで加熱され、一定時間この温度で維持される。得られる鋼板は、マルテンサイト及び残留オーステナイト、並びに任意に、ベイナイト及び／又はフェライトを含む組織を有する。
しかしながら、強度、延性及び成形性の改善された組み合わせを有する鋼板又は部品を生産できることが依然として望ましい。
特に、１０００ＭＰａ～１３００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１２００ＭＰａ～１６００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、１０％以上の均一伸びＵＥ、１４％以上の全伸びＴＥ、少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有し、降伏強度ＹＳと均一伸びＵＥとの積（ＹＳ＊ＵＥ）、引張強度ＴＳと全伸びＴＥとの積（ＴＳ＊ＴＥ）及び引張強度ＴＳと穴広げ率ＨＥＲとの積（ＴＳ×ＨＥＲ）の合計であるＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ＊ＨＥＲは、少なくとも５６０００ＭＰａ％である鋼板を生産できることが依然として望ましい。
降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、均一伸びＵＥ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２－１に従って測定される。測定方法の違いにより、特に使用する試験片の幾何学的形状の違いにより、ＩＳＯ規格に従う全伸びＴＥの値が、大幅に異なり、特に、ＪＩＳ Ｚ ２２０１－０５規格に従う試験片を使用して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１規格に従い測定された全伸びの値より低いことを強調する必要がある。穴広げ率ＨＥＲは、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定される。測定方法の違いにより、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従う穴広げ率ＨＥＲの値は、非常に異なり、ＪＦＳ Ｔ １００１（日本鉄鋼連盟）に従う穴広げ率λの値と比較できない。
この目的のために、本発明は、重量パーセントで、以下：
０．１０％≦Ｃ≦０．２５％
３．５％≦Ｍｎ≦６．０％
０．５％≦Ｓｉ≦２．０％
０．３％≦Ａｌ≦１．２％
ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．５０％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
並びに任意に、
０．０１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
となるようなＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢから選択される、１つ以上の元素を含む組成であって、組成の残余が鉄及び製錬に起因する不可避不純物であるものを有する鋼で作製された冷間圧延熱処理鋼板（以下、本明細書において「冷間圧延及び熱処理鋼板」ともいう。）において、
前記冷間圧延鋼板が、面積分率（以下、本明細書において「表面分率」ともいう。）で、
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の間の残留オーステナイトであって、Ｍｎ含有量が１．１＊Ｍｎ％を超え、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大２．５％のセメンタイト及び、
－ 分配マルテンサイト（以下、本明細書において「炭素濃化マルテンサイト」ともいう。）、
からなる微細組織を有する、冷間圧延及び熱処理鋼板に関する。
０．１０％≦Ｃ≦０．２５％
３．５％≦Ｍｎ≦６．０％
０．５％≦Ｓｉ≦２．０％
０．３％≦Ａｌ≦１．２％
ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．５０％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
並びに任意に、
０．０１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
となるようなＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢから選択される、１つ以上の元素を含む組成であって、組成の残余が鉄及び製錬に起因する不可避不純物であるものを有する鋼で作製された冷間圧延熱処理鋼板（以下、本明細書において「冷間圧延及び熱処理鋼板」ともいう。）において、
前記冷間圧延鋼板が、面積分率（以下、本明細書において「表面分率」ともいう。）で、
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の間の残留オーステナイトであって、Ｍｎ含有量が１．１＊Ｍｎ％を超え、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大２．５％のセメンタイト及び、
－ 分配マルテンサイト（以下、本明細書において「炭素濃化マルテンサイト」ともいう。）、
からなる微細組織を有する、冷間圧延及び熱処理鋼板に関する。
好ましくは、残留オーステナイトは、少なくとも０．４％の平均Ｃ含有量を有する。
実施形態では、前記フレッシュ及び炭素濃化マルテンサイトは、炭化物を含み、表面積が１０×６０ｎｍ２より大きい炭化物の表面密度は、０．０５＊１０６／ｍｍ２未満である。
好ましくは、残留オーステナイトは、島状であり、残留オーステナイトの島は、５００ｎｍ未満の平均サイズを有する。
実施形態では、組織は、最大０．３％のセメンタイトを含み、セメンタイト粒子が存在する場合、５０ｎｍ未満の平均サイズを有する。
一般に、冷間圧延及び熱処理鋼板は、１０００ＭＰａ～１３００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１２００ＭＰａ～１６００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、少なくとも１０％の均一伸びＵＥ、ＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２－１に従って測定された少なくとも１４％の全伸びＴＥ、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有し、降伏強度ＹＳと均一伸びＵＥとの積（ＹＳ＊ＵＥ）、引張強度ＴＳと全伸びＴＥとの積（ＴＳ＊ＴＥ）及び引張強度ＴＳと穴広げ率ＨＥＲとの積（ＴＳ×ＨＥＲ）の合計であるＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ＊ＨＥＲは、少なくとも５６０００ＭＰａ％である。
実施形態では、冷間圧延及び熱処理鋼板は、Ｚｎ又はＺｎ合金でコーティングされている。
別の実施形態では、冷間圧延及び熱処理鋼板は、Ａｌ又はＡｌ合金でコーティングされている。
好ましくは、鋼は、０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有し、炭素当量は、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２＊Ｐ％－３．２４＊Ｂ％－０．１３３Ｍｎ％＊Ｍｏ％として定義される。
本発明はさらに、少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接継手に関し、前記２枚の鋼板のうちの少なくとも１枚は、本発明による冷間圧延及び熱処理鋼板である。
好ましくは、抵抗スポット溶接継手は、任意の溶接後熱処理の前に、少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値を有する。
好ましくは、抵抗スポット溶接継手は、特に溶接後熱処理後に、少なくとも７０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値を有する。
本発明はまた、冷間圧延及び熱処理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：
－ 重量パーセントで
０．１０％≦Ｃ≦０．２５％
３．５％≦Ｍｎ≦６．０％
０．５％≦Ｓｉ≦２．０％
０．３％≦Ａｌ≦１．２％
ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．５０％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
並びに任意に、
０．０１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
となるようなＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢから選択される、１つ以上の元素を含む組成であって、組成の残余が、鉄及び製錬に起因する不可避不純物であるものを有する鋼を鋳造してスラブを得るステップ、
－ １１５０℃～１３００℃の間に含まれる温度Ｔｒｅｈｅａｔでスラブを再加熱するステップ、
－ 再加熱されたスラブをＡｒ３より高い温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得るステップ、
－ ２０℃～６００℃の間に含まれる巻き取り温度Ｔｃｏｉｌで熱間圧延鋼板を巻き取るステップ、
－ ５００℃～ＴＡ１ｍａｘの間に含まれる第１の焼鈍温度ＴＡ１で熱間圧延鋼板を焼鈍するステップであって、ＴＡ１ｍａｘが、加熱直後に最大でも３０％のオーステナイトが作られる温度であり、熱間圧延鋼板が、３秒～５００００秒の間に含まれる時間ｔＡ１の間、前記第１の焼鈍温度ＴＡ１で維持され、熱間圧延焼鈍鋼板（以下、本明細書において「熱間圧延及び焼鈍鋼板」ともいう。）を得る、焼鈍するステップ、
－ 熱間圧延及び焼鈍鋼板を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得るステップ、
－ 冷間圧延鋼板をＡｅ１～Ａｅ３の間に含まれる第２の焼鈍温度ＴＡ２に再加熱し、冷間圧延鋼板を３０秒～５００秒の間に含まれる保持時間ｔＡの間、第２の焼鈍温度ＴＡ２で維持して、焼鈍直後に、５５～９０％の間のオーステナイト及び１０％～４５％の間のフェライトを含む組織を得るステップ、
－ １℃／秒～１００℃／秒の間に含まれる冷却速度Ｖｃで冷間圧延鋼板を２０℃～Ｍｓ－ ５０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴに焼入れするステップ、
－ ３５０℃～５００℃の間に含まれる炭素濃化温度ＴＰに冷間圧延鋼板を再加熱し、３秒～１０００秒の間に含まれる炭素濃化時間ｔＰの間、冷間圧延鋼板を前記炭素濃化温度ＴＰで維持するステップ、
－ 冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、冷間圧延及び熱処理鋼板を得るステップ、
を含む、方法に関する。
－ 重量パーセントで
０．１０％≦Ｃ≦０．２５％
３．５％≦Ｍｎ≦６．０％
０．５％≦Ｓｉ≦２．０％
０．３％≦Ａｌ≦１．２％
ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．５０％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
並びに任意に、
０．０１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
となるようなＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢから選択される、１つ以上の元素を含む組成であって、組成の残余が、鉄及び製錬に起因する不可避不純物であるものを有する鋼を鋳造してスラブを得るステップ、
－ １１５０℃～１３００℃の間に含まれる温度Ｔｒｅｈｅａｔでスラブを再加熱するステップ、
－ 再加熱されたスラブをＡｒ３より高い温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得るステップ、
－ ２０℃～６００℃の間に含まれる巻き取り温度Ｔｃｏｉｌで熱間圧延鋼板を巻き取るステップ、
－ ５００℃～ＴＡ１ｍａｘの間に含まれる第１の焼鈍温度ＴＡ１で熱間圧延鋼板を焼鈍するステップであって、ＴＡ１ｍａｘが、加熱直後に最大でも３０％のオーステナイトが作られる温度であり、熱間圧延鋼板が、３秒～５００００秒の間に含まれる時間ｔＡ１の間、前記第１の焼鈍温度ＴＡ１で維持され、熱間圧延焼鈍鋼板（以下、本明細書において「熱間圧延及び焼鈍鋼板」ともいう。）を得る、焼鈍するステップ、
－ 熱間圧延及び焼鈍鋼板を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得るステップ、
－ 冷間圧延鋼板をＡｅ１～Ａｅ３の間に含まれる第２の焼鈍温度ＴＡ２に再加熱し、冷間圧延鋼板を３０秒～５００秒の間に含まれる保持時間ｔＡの間、第２の焼鈍温度ＴＡ２で維持して、焼鈍直後に、５５～９０％の間のオーステナイト及び１０％～４５％の間のフェライトを含む組織を得るステップ、
－ １℃／秒～１００℃／秒の間に含まれる冷却速度Ｖｃで冷間圧延鋼板を２０℃～Ｍｓ－ ５０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴに焼入れするステップ、
－ ３５０℃～５００℃の間に含まれる炭素濃化温度ＴＰに冷間圧延鋼板を再加熱し、３秒～１０００秒の間に含まれる炭素濃化時間ｔＰの間、冷間圧延鋼板を前記炭素濃化温度ＴＰで維持するステップ、
－ 冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、冷間圧延及び熱処理鋼板を得るステップ、
を含む、方法に関する。
好ましくは、熱間圧延及び焼鈍鋼板は、表面分率で、
－ 少なくとも６７％のフェライトであって、平均粒径が４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大３０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる組織を有する。
－ 少なくとも６７％のフェライトであって、平均粒径が４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大３０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる組織を有する。
実施形態では、冷間圧延及び熱処理鋼板は、表面分率で、
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の残留オーステナイトであって、１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大２．５％のセメンタイト及び、
－ 炭素濃化マルテンサイト、
からなる微細組織を有する。
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の残留オーステナイトであって、１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大２．５％のセメンタイト及び、
－ 炭素濃化マルテンサイト、
からなる微細組織を有する。
一般に、残留オーステナイトは、少なくとも０．４％の平均Ｃ含有量を有する。
第１の実施形態では、熱間圧延鋼板に実行される焼鈍は、バッチ焼鈍であり、第１の焼鈍温度ＴＡ１は、５００℃～６７０℃の間に含まれ、熱間圧延鋼板は、１０００秒～５００００秒の間に含まれる時間の間、前記第１の焼鈍温度ＴＡ１で維持される。
この実施形態では、熱間圧延及び焼鈍鋼板は、一般に、表面分率で、
－ 少なくとも７５％のフェライトであって、平均粒径が４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大１０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる微細組織を有し、
前記残留オーステナイトは、１．５＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％は、鋼のＭｎ含有量を示す。
－ 少なくとも７５％のフェライトであって、平均粒径が４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大１０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる微細組織を有し、
前記残留オーステナイトは、１．５＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％は、鋼のＭｎ含有量を示す。
第２の実施形態では、熱間圧延鋼板に実行される焼鈍は、連続焼鈍であり、第１の焼鈍温度ＴＡ１は、６５０℃～最大連続焼鈍温度ＴＩＣＡｍａｘの間に含まれ、これは、３０％のオーステナイトが加熱直後に作られる温度であり、熱間圧延鋼板は、３秒～５００秒の間に含まれる時間の間、前記第１の焼鈍温度ＴＡ１で維持される。
この実施形態では、熱間圧延及び焼鈍鋼板は、一般に、表面分率で、
－ 少なくとも６７％のフェライトであって、平均粒径が４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大３０％のオーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大でも１％のセメンタイトであって、セメンタイト粒子が存在する場合、１５０ｎｍ未満の平均サイズを有する、セメンタイト、
からなる組織を有する。
－ 少なくとも６７％のフェライトであって、平均粒径が４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大３０％のオーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大でも１％のセメンタイトであって、セメンタイト粒子が存在する場合、１５０ｎｍ未満の平均サイズを有する、セメンタイト、
からなる組織を有する。
冷間圧延及び熱処理鋼板は、好ましくは、表面分率で、
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の間の残留オーステナイトであって、１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、残留オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大でも０．３％のセメンタイトであって、セメンタイト粒子が存在する場合、セメンタイト粒子が５０ｎｍ未満の平均サイズを有する、セメンタイト及び、
－ 炭素濃化マルテンサイト、
からなる微細組織を有する。
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の間の残留オーステナイトであって、１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、残留オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大でも０．３％のセメンタイトであって、セメンタイト粒子が存在する場合、セメンタイト粒子が５０ｎｍ未満の平均サイズを有する、セメンタイト及び、
－ 炭素濃化マルテンサイト、
からなる微細組織を有する。
実施形態では、炭素濃化温度ＴＰでの維持と室温への冷却との間で、冷間圧延鋼板は、浴中で溶融めっきされる。
別の実施形態では、冷間圧延板を炭素濃化温度ＴＰで維持した後、冷間圧延鋼板は、直ちに室温まで冷却される。
この実施形態では、冷間圧延鋼板を室温まで冷却するステップの後に、冷間圧延及び熱処理鋼板は、電気化学的方法又は真空コーティング工程によってコーティングされてもよい。
実施形態では、冷間圧延及び熱処理鋼板は、Ｚｎ又はＺｎ合金でコーティングされている。
別の実施形態では、冷間圧延及び熱処理鋼板は、Ａｌ又はＡｌ合金でコーティングされている。
好ましくは、鋼は、０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有し、炭素当量は、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２＊Ｐ％－３．２４＊Ｂ％－０．１３３Ｍｎ％＊Ｍｏ％として定義される。
本発明はまた、少なくとも２枚の鋼板のスポット溶接継手を生産するための方法であって、
－ 本発明による、又は本発明による方法によって生産された冷間圧延及び熱処理鋼板を提供するステップ、
－ 第２の鋼板を提供するステップ、
－ 冷間圧延及び熱処理鋼板を第２の鋼板にスポット溶接するステップ、
を含む、方法に関する。
－ 本発明による、又は本発明による方法によって生産された冷間圧延及び熱処理鋼板を提供するステップ、
－ 第２の鋼板を提供するステップ、
－ 冷間圧延及び熱処理鋼板を第２の鋼板にスポット溶接するステップ、
を含む、方法に関する。
例えば、第２の鋼板は、本発明による、又は本発明による方法によって生産された冷間圧延及び熱処理鋼板である。
次に、本発明を、制限を導入することなく、詳細に説明し、実施例によって説明する。
以下、Ａｅ１は、それ以下ではオーステナイトが完全に不安定になる平衡変態温度を示し、Ａｅ３は、それ以上ではオーステナイトが完全に安定する平衡変態温度を示し、Ａｒ３は、冷却直後にオーステナイトからフェライトへの変態が始まる温度を示し、Ｍｓは、マルテンサイト開始温度、すなわち、冷却直後にオーステナイトがマルテンサイトに変態し始める温度を示し、Ｍｆは、マルテンサイト終了温度、すなわち、冷却直後にオーステナイトからマルテンサイトへの変態が終了する温度を示す。所与の鋼について、当業者は、膨張測定試験を通じてこれらの温度を決定する方法を知っている。
本発明による鋼の組成は、重量パーセントで以下を含む：
－ ０．１０％≦Ｃ≦０．２５％。満足な強度を確保し、十分な伸びを得るために必要な残留オーステナイトの安定性を改善するため。好ましくは、炭素含有量は、０．１５％以上である。炭素含有量が多過ぎると、熱間圧延板の硬度が高すぎて冷間圧延しにくくなり、溶接性が不十分となる。炭素含有量が０．１０％未満の場合、引張強度は、目標値に達しない。
－ ３．５％≦Ｍｎ≦６．０％。満足な強度を確保し、オーステナイトの少なくとも一部の安定化を達成して、十分な伸びを得るため。特に、最小値は、表面分率で８％～３０％の間の残留オーステナイトを含み、１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、最終組織を得るように定義される。３．５％未満では、最終組織は、不十分な残留オーステナイト分率及び残留オーステナイト中の不十分なＭｎ含有量を含むため、延性と強度との所望の組み合わせは達成されない。最大値は、延性に有害である偏析問題を有することを回避するために定義される。好ましくは、マンガン含有量は、３．７％以上である。
－ ０．５％≦Ｓｉ≦２．０％及び０．３％≦Ａｌ≦１．２％。シリコン及びアルミニウムの含有量は、以下の関係をさらに満たしている：Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％。
－ ０．１０％≦Ｃ≦０．２５％。満足な強度を確保し、十分な伸びを得るために必要な残留オーステナイトの安定性を改善するため。好ましくは、炭素含有量は、０．１５％以上である。炭素含有量が多過ぎると、熱間圧延板の硬度が高すぎて冷間圧延しにくくなり、溶接性が不十分となる。炭素含有量が０．１０％未満の場合、引張強度は、目標値に達しない。
－ ３．５％≦Ｍｎ≦６．０％。満足な強度を確保し、オーステナイトの少なくとも一部の安定化を達成して、十分な伸びを得るため。特に、最小値は、表面分率で８％～３０％の間の残留オーステナイトを含み、１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、最終組織を得るように定義される。３．５％未満では、最終組織は、不十分な残留オーステナイト分率及び残留オーステナイト中の不十分なＭｎ含有量を含むため、延性と強度との所望の組み合わせは達成されない。最大値は、延性に有害である偏析問題を有することを回避するために定義される。好ましくは、マンガン含有量は、３．７％以上である。
－ ０．５％≦Ｓｉ≦２．０％及び０．３％≦Ａｌ≦１．２％。シリコン及びアルミニウムの含有量は、以下の関係をさらに満たしている：Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％。
本発明によれば、Ｓｉ及びＡｌはともに、以下の重要な役割を果たす：シリコンは、平衡変態温度Ａｅ３未満に冷却する直後にセメンタイトの析出を遅らせる。その結果、Ｓｉの添加は、十分な量の残留オーステナイトを安定化させるのに役立つ。Ｓｉは、固溶体強化をさらに提供し、部分的なマルテンサイト変態後に実行される即時の再加熱及び保持ステップから生じる、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素再分配中に、炭化物の形成を妨害する。含有量が多過ぎると、表面で酸化ケイ素が形成され、これは鋼のコーティング性を損なわせる。その結果、Ｓｉ含有量は、２．０％以下である。
アルミニウムは、精錬中に液相で鋼を脱酸するのに非常に効果的な元素である。加えて、Ａｌは、鋼のＡｅ１及びＡｅ３温度を上昇させるガンマジニアス元素である。したがって、少なくとも０．３％のＡｌの添加により、臨界間領域（すなわち、Ａｅ１とＡｅ３との間）は、以下でさらに詳述するように、オーステナイトでのＭｎの濃化に有利な温度範囲にある。介在物の発生を回避し、酸化の問題を回避して、材料の焼入れ性を確保するために、Ａｌ含有量は、１．２％以下である。
さらに、Ｓｉと同様に、Ａｌは残留オーステナイトを安定化させる。残留オーステナイトの安定化に対するＳｉ及びＡｌの効果は、類似している。Ｓｉ及びＡｌ含有量が、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％となるような場合、オーステナイトの満足な安定化が得られ、それにより、所望の微細組織を達成することを可能にする。
－ ０．１０％≦Ｍｏ≦０．５０％。モリブデンは、焼入れ性を高め、残留オーステナイトを安定化させることによって、炭素濃化中のオーステナイト分解を減らし、高マンガン含有量に起因することができ、穴広げ率に有害な中心偏析を減らす。さらに、Ｍｏは、組織の微細化に役立つ。０．５０％を超えると、Ｍｏの添加は、コストがかかり、求められている特性を考慮すると効果的ではない。
－ 任意に、０．０１％≦Ｃｒ≦１．０％。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。最大１．０％のクロムが許容され、飽和を超える効果が認められており、それ以上のＣｒの添加は、いずれも無意味で高価である。
－ 任意に、０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％。熱間圧延中にオーステナイト粒を微細化し、析出強化を提供するため。０．０１０％～０．０８０％のニオブ含有量により、満足な降伏強度、伸び及び穴広げ率を得ることが可能になる。０．０８０％を超えると、延性及び穴広げ率は、満足ではない。
－ 任意に、０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％。特に、ＢＮの形成に対してホウ素を保護するために、ホウ素に加えてチタンが０．０１０％～０．０８０％の間の含有量で添加されてもよい。
－ ０．１０％≦Ｍｏ≦０．５０％。モリブデンは、焼入れ性を高め、残留オーステナイトを安定化させることによって、炭素濃化中のオーステナイト分解を減らし、高マンガン含有量に起因することができ、穴広げ率に有害な中心偏析を減らす。さらに、Ｍｏは、組織の微細化に役立つ。０．５０％を超えると、Ｍｏの添加は、コストがかかり、求められている特性を考慮すると効果的ではない。
－ 任意に、０．０１％≦Ｃｒ≦１．０％。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。最大１．０％のクロムが許容され、飽和を超える効果が認められており、それ以上のＣｒの添加は、いずれも無意味で高価である。
－ 任意に、０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％。熱間圧延中にオーステナイト粒を微細化し、析出強化を提供するため。０．０１０％～０．０８０％のニオブ含有量により、満足な降伏強度、伸び及び穴広げ率を得ることが可能になる。０．０８０％を超えると、延性及び穴広げ率は、満足ではない。
－ 任意に、０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％。特に、ＢＮの形成に対してホウ素を保護するために、ホウ素に加えてチタンが０．０１０％～０．０８０％の間の含有量で添加されてもよい。
これらの元素によって提供される高温での鋼の硬化を制限するために、Ｎｂ及びＴｉの含有量はそれぞれ０．０８０％以下であり、これは熱間圧延力の増加により薄板を生産することを困難にする。
任意に、０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％。析出強化を提供するため。バナジウム含有量が０．３０％を超える場合、バナジウムは、炭化物及び／又は炭窒化物を形成することによって炭素を消費し、これによりマルテンサイトが軟化する。加えて、本発明による鋼の延性は、損なわれる。
任意に、鋼の焼入れ性を高めるための０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％。
鋼の残部の組成は、鉄及び製錬に起因する不純物である。この点で、少なくともＮｉ、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ及びＮは、不可避不純物である残留元素と見なされる。その結果、それらの含有量は、Ｎｉが０．０５％、Ｃｕが０．０３％、Ｓが０．０１０％、Ｐが０．０２０％及びＮが０．００８％未満である。
好ましくは、鋼の組成は、鋼が０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有するようなものであり、炭素当量は、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２＊Ｐ％－３．２４＊Ｂ％－０．１３３Ｍｎ％＊Ｍｏ％として定義される。
炭素当量が０．４％未満であると、鋼板のスポット溶接性が非常に良好である。加えて、０．４％未満の炭素当量を達成するのに必要な追加元素の含有量が少ないにもかかわらず、本発明の鋼板及びその製造方法は、非常に高い機械的特性を達成することができる。
したがって、本発明によれば、非常に高い機械的特性及び非常に良好なスポット溶接性を達成することができる。
次に、本発明による冷間圧延及び熱処理鋼板の微細組織について説明する。
冷間圧延及び熱処理鋼板は、表面分率が以下からなる組織を有する：
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の間の残留オーステナイトであって、平均Ｍｎ含有量が１．１＊Ｍｎ％を超え、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、残留オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大２．５％のセメンタイト及び、
－ 炭素濃化マルテンサイト。
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の間の残留オーステナイトであって、平均Ｍｎ含有量が１．１＊Ｍｎ％を超え、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、残留オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大２．５％のセメンタイト及び、
－ 炭素濃化マルテンサイト。
これらの表面分率及び粒径は、以下の方法によって決定される：試験片を冷間圧延及び熱処理し、それ自体が既知である試薬で研磨及びエッチングして得られた鋼板から切り出し、微細組織を明らかにする。その後、断面は、光学又は走査型電子顕微鏡、例えば、電子後方散乱回折（「ＥＢＳＤ」）デバイス及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に結合された、電界放出銃を備えた走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）を用いて５０００×を超える倍率で調べられる。
各成分（炭素濃化マルテンサイト、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）の表面分率の決定は、それ自体既知である方法による画像分析で実行される。残留オーステナイト分率は、例えば、Ｘ線回折（ＸＲＤ）によって決定される。
組織中のフェライトは、臨界間フェライトである。
フェライト分率が１０％未満である場合、穴広げ率ＨＥＲは、２０％に達しない。フェライト分率が４５％を超える場合、少なくとも１２００ＭＰａの引張強度は、達成されない。
フェライトは、最大１．３μｍの平均粒径を有する。加えて、％で表されるフェライトの表面分率とμｍで表されるフェライト粒の平均サイズとの積は、最大３５μｍ％である。
最大１．３μｍの平均粒径及び最大３５μｍ％のフェライトの表面分率とフェライト粒の平均粒径との積により、少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲ、少なくとも１０００ＭＰａの降伏強度及び少なくとも５６０００ＭＰａ％の合計ＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ＊ＨＥＲを達成することを可能にする。
冷間圧延及び熱処理鋼板の微細組織は、室温では残留オーステナイトである少なくとも８％のオーステナイトを含む。表面分率が少なくとも８％で存在する場合、残留オーステナイトは、延性の増加に寄与する。
残留オーステナイトは、マンガンに富んでいる。特に、残留オーステナイトは、１．１＊Ｍｎ％以上の平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎは、鋼組成でのＭｎ含有量を示す。このＭｎの富化は、残留オーステナイトを安定化させる。
残留オーステナイトはまた、一般に炭素に富んでいる。特に、残留オーステナイトは、少なくとも０．４％、好ましくは０．４％～１．０％の間に含まれる平均Ｃ含有量を有する。このＣの富化は、オーステナイトをさらに安定化させる。
残留オーステナイト中のＣ含有量は、例えば、リートベルト精密化（Ｒｉｅｔｖｅｌｄ，Ｈ．，「Ａ ｐｒｏｆｉｌｅ ｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔ ｍｅｔｈｏｄ ｆｏｒ ｎｕｃｌｅａｒ ａｎｄ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ」，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ａｐｐｌｉｅｄ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ，２（２），６５－７１，１９６９）を用いたＸ線回折（ＸＲＤ）分析によって、残留オーステナイト分率及び格子定数を決定することによって、決定される。次いで、残留オーステナイト中のＣ含有量は、ダイソン及びホームズ公式（Ｄ．Ｊ．Ｄｙｓｏｎ，ａｎｄ Ｂ．Ｈｏｌｍｅｓ：「Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ａｌｌｏｙｉｎｇ ａｄｄｉｔｉｏｎｓ ｏｎ ｔｈｅ ｌａｔｔｉｃｅ ｐａｒａｍｅｔｅｒ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ」，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，１９７０，２０８，４６９－４７４）によって決定される。
残留オーステナイトは、一般に島状であり、残留オーステナイトの島の平均サイズは、５００ｎｍ未満である。
１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有する、少なくとも８％の残留オーステナイトの表面分率により、高延性と高強度との組み合わせを得ることができる。
実際、残留オーステナイトをＭｎで富化すると、オーステナイトの安定化が高くなるため、鋼板が変形に供されると、残留オーステナイトは、個々の転位のすべり及び機械的双晶の両方によって変形する。
組織は、最大２．５％までのセメンタイトを含んでもよい。実施形態では、組織は、最大でも１％、さらに好ましくは最大でも０．３％のセメンタイトを含む。
最終組織におけるセメンタイト粒子の平均サイズは、一般に５０ｎｍ未満である。
炭素濃化マルテンサイトは、以前のオーステナイト粒内に配向した微細な細長いラスとして存在する。炭素濃化マルテンサイトは、鋼の公称Ｃ含有量よりも厳密に低い平均Ｃ含有量を有する。
フレッシュマルテンサイトが組織中に存在してもよいが、表面分率は、最大でも８％である。実際、フレッシュマルテンサイトの分率が８％を超えると、ＩＳＯ １６６３０：２００９に従う穴広げ率ＨＥＲは２０％未満になる。
炭素濃化されたマルテンサイトは、それ自体既知である試薬、例えば、Ｎｉｔａｌ試薬で研磨及びエッチングされた断面上を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で観察することで、フレッシュマルテンサイトと区別できる。
炭素濃化マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトを含むマルテンサイトは、それが存在する場合、少量の炭化物を含む。特に、表面積が１０×６０ｎｍ２を超えるマルテンサイトの炭化物の表面密度は、一般に０．０５＊１０６／ｍｍ２以下である。
次に、上記のような冷間圧延及び熱処理鋼板を生産するための方法について説明する。
２～６ｍｍの間の厚さを有する熱間圧延板は、上記のような組成を有する鋼を鋳造して、スラブを得ること、－ １１５０℃～１３００℃の間に含まれる温度Ｔｒｅｈｅａｔでスラブを再加熱すること及び最終的な圧延温度がＡｒ３を超える再加熱されたスラブを熱間圧延して、熱間圧延鋼を得ることによって生産することができる。
最終的な圧延温度は、オーステナイト粒の粗大化を回避するために、好ましくは最大でも１０００℃である。
次いで、熱間圧延鋼は、例えば、１℃／秒～５０℃／秒の間に含まれる冷却速度で冷却され、２０℃～６００℃の間に含まれる温度で巻き取られる。
巻き取り後、板は、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトを含み得る組織を有する。
巻き取り後、板は、酸洗される。
次いで、熱間圧延鋼板は、熱間圧延鋼板の冷間圧延性及び靭性を改善するために、並びに高い機械的特性、特に高強度及び高延性を有する冷間圧延及び熱処理鋼板の生産に適した熱間圧延及び焼鈍鋼板を提供するために焼鈍される。
特に、熱間圧延鋼板は、第１の焼鈍温度ＴＡ１で及び制御された第１の焼鈍時間ｔＡ１の間焼鈍され、この第１の焼鈍の終わりに、表面分率が：
－ 少なくとも６７％のフェライトであって、平均サイズが４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大３０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる組織を得る。
－ 少なくとも６７％のフェライトであって、平均サイズが４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大３０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる組織を得る。
平均フェライト粒径が最大でも４μｍである少なくとも６７％のフェライトを有することにより、非常に微細な組織、その結果、非常に高い機械的特性を有する冷間圧延及び熱処理鋼板を生産することができる。
最大でも２％のフレッシュマルテンサイト分率により、熱間圧延及び焼鈍鋼板の高靭性を達成することが可能になる。
加えて、最大でも３％のセメンタイト分率は、冷間圧延鋼板の後続の焼鈍中にセメンタイト溶解が促進され、その結果、さらなる処理ステップ中の延性及び強度が改善されることを含意する。
本発明者らは、熱間圧延鋼板の焼鈍が、５００℃～ＴＡ１ｍａｘの間に含まれる第１の焼鈍温度ＴＡ１で実行される場合に、この組織が達成されることを見出し、ＴＡ１ｍａｘは、加熱直後及び３秒～５００００秒の間に含まれる第１の焼鈍時間ｔＡ１中に最大でも３０％のオーステナイトが作られる温度である。第１の焼鈍時間ｔＡ１は、第１の焼鈍温度ＴＡ１での保持時間であり、この第１の焼鈍温度ＴＡ１までの加熱時間を含まない。
第１の焼鈍温度ＴＡ１が５００℃未満及び／又は第１の焼鈍時間ｔＡ１が３秒未満の場合、微細組織回復による軟化が不十分となるため、熱間圧延及び焼鈍鋼板の硬度が高くなり過ぎて、板の冷間圧延性が低下する。
第１の焼鈍温度ＴＡ１がＴＡ１ｍａｘを超える場合、第１の焼鈍中に高過ぎる分率のオーステナイトが作られるため、熱間圧延及び焼鈍鋼板のフレッシュマルテンサイトの分率は、２％を超え、熱間圧延及び焼鈍鋼板中の残留オーステナイトの分率は、３０％を超えてもよい。
第１の焼鈍時間ｔＡ１が５００００秒を超える場合、微細組織が粗大化するため、熱間圧延及び焼鈍鋼板中の平均フェライト粒径は、４μｍを超える。
第１の焼鈍中に作ることができるオーステナイトは、Ｍｎに富み、特に少なくとも１．５＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有する。このＭｎの富化は、第１の焼鈍温度ＴＡ１での保持中のオーステナイトへのマンガン濃化に起因する。その結果、このオーステナイトは、安定するため、熱間圧延及び焼鈍鋼板の組織は、一般に１．５＊Ｍｎ％を超える平均Ｍｎ含有量を有する最大３０％までの残留オーステナイトを含み、最大でも２％のフレッシュマルテンサイトを含む。
第１の実施形態では、第１の焼鈍は、バッチ焼鈍である。
この実施形態では、第１の焼鈍は、好ましくは、表面分率が以下：
－ 少なくとも７５％のフェライトであって、平均サイズが４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大１０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる熱間圧延及び焼鈍鋼板の組織を得るために実行される。
残留オーステナイトは、１．５＊Ｍｎ％を超える平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ含有量は、鋼中のＭｎ含有量を示す。
－ 少なくとも７５％のフェライトであって、平均サイズが４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大１０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる熱間圧延及び焼鈍鋼板の組織を得るために実行される。
残留オーステナイトは、１．５＊Ｍｎ％を超える平均Ｍｎ含有量を有し、Ｍｎ含有量は、鋼中のＭｎ含有量を示す。
本発明者らは、第１の焼鈍温度ＴＡ１が５００℃～６７０℃の間に含まれ、第１の焼鈍時間ｔＡ１が１０００秒～５００００秒の間に含まれる場合、そのような組織が達成されることを見出した。
組織の粗大化を制限するために、第１の焼鈍温度ＴＡ１は、６７０℃未満である。６７０℃を超えると、熱間圧延及び焼鈍鋼板では４μｍを超える平均フェライト粒径が得られる。
第１の実施形態では、第１の焼鈍時間ｔＡ１は、十分な軟化を達成するために少なくとも１０００秒である。１０００秒未満では、熱間圧延及び焼鈍鋼板の硬度が高くなり過ぎて、板の冷間圧延性が低下する。
第１の実施形態では、第１の焼鈍中に作ることができるオーステナイトは、Ｍｎに富み、特に、少なくとも１．５＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有する。このＭｎの富化は、第１の焼鈍温度ＴＡ１での保持中のオーステナイトへのマンガン濃化に起因する。
その結果、このオーステナイトは、安定しているため、熱間圧延及び焼鈍鋼板の組織は、最大１０％までの残留オーステナイトを含み、平均Ｍｎ含有量が１．５＊Ｍｎ％を超え、最大でも２％のフレッシュマルテンサイトを含む。
第２の実施形態では、第１の焼鈍は、連続焼鈍である。
この第２の実施形態では、第１の焼鈍は、好ましくは、表面分率が以下：
－ 少なくとも６７％のフェライトであって、平均サイズが４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大３０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大１％のセメンタイト、
セメンタイト粒子が存在する場合、１５０ｎｍ未満の平均サイズを有する。
からなる熱間圧延及び焼鈍鋼板の組織を得るために実行される。
－ 少なくとも６７％のフェライトであって、平均サイズが４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大３０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大１％のセメンタイト、
セメンタイト粒子が存在する場合、１５０ｎｍ未満の平均サイズを有する。
からなる熱間圧延及び焼鈍鋼板の組織を得るために実行される。
この第２の実施形態では、第１の焼鈍温度ＴＡ１は、好ましくは、加熱直後に３０％のオーステナイトが作られる温度である、６５０℃～最大連続焼鈍温度ＴＩＣＡｍａｘの間に含まれる。
さらに、第１の焼鈍時間ｔＡ１は、３秒～５００秒の間に含まれる。
第１の焼鈍温度ＴＡ１が６５０℃未満である場合、微細組織による軟化が不十分であるため、熱間圧延及び焼鈍鋼板の硬度が高くなり過ぎて、冷間圧延性が低下する。
第１の焼鈍温度ＴＡ１がＴＩＣＡｍａｘを超える場合、連続焼鈍中に高過ぎる分率のオーステナイトが作られ、これによりオーステナイトの安定化が不十分になり得るため、熱間圧延及び焼鈍鋼板のフレッシュマルテンサイトの分率が２％を超える。
さらに、第２の実施形態では、第１の焼鈍時間ｔＡ１が５００秒を超える場合、微細組織が粗大化するため、熱間圧延及び焼鈍鋼板の平均フェライト粒径が４μｍを超える。
この第２の実施形態では、第１の焼鈍中に作ることができるオーステナイトもＭｎに富み、特に、少なくとも１．５＊Ｍｎ％のＭｎ含有量を有する。
したがって、このオーステナイトは、強く安定化されるため、冷却直後に最大でも２％のフレッシュマルテンサイトが作られる。その結果、熱間圧延及び焼鈍鋼板中の残留オーステナイトは、一般に、少なくとも１．５＊Ｍｎ％の平均Ｍｎ含有量を有する。
次いで、熱間圧延及び焼鈍鋼板は、任意に酸洗される。
次いで、熱間圧延及び焼鈍鋼板を冷間圧延して、０．７ｍｍ～３ｍｍの間、例えば０．８ｍｍ～２ｍｍの範囲の厚さを有する冷間圧延鋼板を得る。
冷間圧延の圧下率は、好ましくは２０％～８０％の間に含まれる。２０％未満では、後続の熱処理中の再結晶は、有利ではなく、これは冷間圧延及び熱処理鋼板の延性を損なう場合がある。８０％を超えると、冷間圧延中にエッジ割れするリスクがある。
次いで、冷間圧延鋼板は、連続焼鈍ラインで熱処理される。
熱処理は、以下のステップを含む：
－ 冷間圧延鋼板をＡｅ１～Ａｅ３の間に含まれる第２の焼鈍温度ＴＡ２に再加熱し、焼鈍直後に、５５％～９０％の間のオーステナイト及び１０％～４５％の間のフェライトを含む組織を得て、保持時間ｔＡ２の間、第２の焼鈍温度ＴＡ２で冷間圧延鋼板を維持するステップ。
－ 冷間圧延鋼板をＡｅ１～Ａｅ３の間に含まれる第２の焼鈍温度ＴＡ２に再加熱し、焼鈍直後に、５５％～９０％の間のオーステナイト及び１０％～４５％の間のフェライトを含む組織を得て、保持時間ｔＡ２の間、第２の焼鈍温度ＴＡ２で冷間圧延鋼板を維持するステップ。
当業者にとって、膨張測定試験から、鋼組成ごとの焼鈍直後に所望の組織を達成するのに適したＡｅ１及びＡｅ３並びに第２の焼鈍温度ＴＡ２を決定する方法は既知である。
第２の焼鈍温度ＴＡ２への再加熱速度Ｖｒは、好ましくは、１℃／秒～２００℃／秒の間に含まれる。
この焼鈍中に、組織中に存在し得るセメンタイトは、溶解される。
特に、鋼組成でのＡｌ含有量により、５５％～９０％の間のオーステナイト及び１０％～４５％の間のフェライトを含む組織を焼鈍した直後に達成される焼鈍温度は、炭化物の溶解に有利な温度範囲である。
この温度範囲は、この温度での保持中のオーステナイトへのＭｎの濃化にも有利である。
その結果、第２の焼鈍温度での板の保持後、鋼板の組織は、Ｍｎに富む５５％～９０％のオーステナイト及び１０％～４５％のフェライトからなる。
第２の焼鈍温度が、焼鈍直後に得られる組織が１０％未満のフェライトを含有するような温度である場合、最終組織でのフェライト分率は、所望の伸び及び穴広げ率を達成するには不十分である。加えて、Ｍｎによるオーステナイトの富化は、残留オーステナイトを安定化させるには不十分である。
－ 第２の焼鈍温度が、焼鈍直後に得られる組織が４５％を超えるフェライトを含有するような温度である場合、最終組織でのフェライト分率が高過ぎて、所望の引張強度を達成できない。加えて、炭化物の溶解は、不十分であり、最終組織の粗大化、特にフェライトの平均粒径が１．３μｍを超え、フェライトの表面分率とフェライト粒の平均粒径との積が３５μｍ％を超えて粗大化する。
－ 第２の焼鈍温度が、焼鈍直後に得られる組織が４５％を超えるフェライトを含有するような温度である場合、最終組織でのフェライト分率が高過ぎて、所望の引張強度を達成できない。加えて、炭化物の溶解は、不十分であり、最終組織の粗大化、特にフェライトの平均粒径が１．３μｍを超え、フェライトの表面分率とフェライト粒の平均粒径との積が３５μｍ％を超えて粗大化する。
第２の焼鈍温度ＴＡ２での保持時間ｔＡ２は、３０秒～５００秒の間に含まれる。
－ 保持時間ｔＡ２が３０秒未満の場合、Ｍｎによるオーステナイトの不十分な安定化及び不十分な炭化物の溶解が達成される。保持時間ｔＡ２が５００秒を超えると、組織の粗大化につながる。特に、保持時間ｔＡ２が５００秒を超えると、１．３μｍを超えるフェライトの平均粒径及び３５μｍ％を超えるフェライトの表面分率とフェライト粒の平均粒径との積につながるため、目標とする特性、特に目標とする穴広げ率、降伏強度及び合計ＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ×ＨＥＲは、達成されない。
－ 冷却直後のパーライトの形成を回避するために、冷間圧延鋼板を１℃／秒～１００℃／秒の間に含まれる冷却速度Ｖｃで、オーステナイトのＭｓ変態点よりも低い焼入れ温度ＱＴまで焼入れする。焼入れ温度ＱＴは、２０℃～Ｍｓ－５０℃の間に含まれる。鋼の各特定の組成及び各組織について、当業者にとって、膨張計によりオーステナイトのＭｓ開始変態点を決定する方法は既知である。２０℃の温度は、一般にＭｆ＋２０℃を超える。
－ 保持時間ｔＡ２が３０秒未満の場合、Ｍｎによるオーステナイトの不十分な安定化及び不十分な炭化物の溶解が達成される。保持時間ｔＡ２が５００秒を超えると、組織の粗大化につながる。特に、保持時間ｔＡ２が５００秒を超えると、１．３μｍを超えるフェライトの平均粒径及び３５μｍ％を超えるフェライトの表面分率とフェライト粒の平均粒径との積につながるため、目標とする特性、特に目標とする穴広げ率、降伏強度及び合計ＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ×ＨＥＲは、達成されない。
－ 冷却直後のパーライトの形成を回避するために、冷間圧延鋼板を１℃／秒～１００℃／秒の間に含まれる冷却速度Ｖｃで、オーステナイトのＭｓ変態点よりも低い焼入れ温度ＱＴまで焼入れする。焼入れ温度ＱＴは、２０℃～Ｍｓ－５０℃の間に含まれる。鋼の各特定の組成及び各組織について、当業者にとって、膨張計によりオーステナイトのＭｓ開始変態点を決定する方法は既知である。２０℃の温度は、一般にＭｆ＋２０℃を超える。
この焼入れステップ中に、オーステナイトは、部分的にマルテンサイトに変態する。
焼入れ温度ＱＴは、好ましくは、焼入れ後すぐに、８％～３８％の間のオーステナイト、１０％～４５％の間のフェライト、１２％～８２％の間のマルテンサイト及びあるいはセメンタイトからなる組織が得られるように選択される。
当業者にとって、所望の組織を得るように適合された焼入れ温を決定する方法は既知である。
焼入れ温度ＱＴが２０℃未満の場合、最終組織での炭素濃化マルテンサイトの分率が高過ぎて、８％を超える十分な量の残留オーステナイトを安定化させることができない。さらに、焼入れ温度ＱＴがＭｓ－５０℃を超える場合、最終組織での炭素濃化マルテンサイトの分率が低過ぎて、所望の引張強度を得ることができない。
－ 任意に、２秒～２００秒の間、好ましくは３秒～７秒の間に含まれる保持時間ｔＱの間、焼入れ温度ＱＴで焼入れされた板を保持して、鋼の伸びの減少をもたらすマルテンサイトでのイプシロン炭化物の形成を回避する。
－ ３５０℃～５００℃の間に含まれる炭素濃化温度ＴＰまで冷間圧延鋼板を再加熱し、３秒～１０００秒の間に含まれる炭素濃化時間ｔＰの間、冷間圧延鋼板を前記炭素濃化温度ＴＰで維持する。
－ 任意に、２秒～２００秒の間、好ましくは３秒～７秒の間に含まれる保持時間ｔＱの間、焼入れ温度ＱＴで焼入れされた板を保持して、鋼の伸びの減少をもたらすマルテンサイトでのイプシロン炭化物の形成を回避する。
－ ３５０℃～５００℃の間に含まれる炭素濃化温度ＴＰまで冷間圧延鋼板を再加熱し、３秒～１０００秒の間に含まれる炭素濃化時間ｔＰの間、冷間圧延鋼板を前記炭素濃化温度ＴＰで維持する。
この炭素濃化ステップ中に、炭素は、マルテンサイトからオーステナイトに拡散し、それによってオーステナイトのＣの富化が達成される。
炭素濃化温度ＴＰが５００℃を超える場合、又は３５０℃未満の場合は、最終製品の伸びは、満足ではない。
－ 任意に、例えば、４８０℃以下の温度の浴中で板を溶融めっきする。任意の種類のコーティングを使用することができ、特に、亜鉛－ニッケル、亜鉛－マグネシウム又は亜鉛－マグネシウム－アルミニウム合金のような亜鉛又は亜鉛合金、例えばアルミニウムーシリコンのような、アルミニウム又はアルミニウム合金を使用することができる。
－ 溶融めっきステップを実行する場合、炭素濃化ステップ直後、又は溶融めっきステップ直後、冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、冷間圧延及び熱処理鋼板を得る。冷却速度は、好ましくは１℃／秒を超え、例えば、２℃／秒～２０℃／秒の間に含まれる。
－ 任意に、例えば、４８０℃以下の温度の浴中で板を溶融めっきする。任意の種類のコーティングを使用することができ、特に、亜鉛－ニッケル、亜鉛－マグネシウム又は亜鉛－マグネシウム－アルミニウム合金のような亜鉛又は亜鉛合金、例えばアルミニウムーシリコンのような、アルミニウム又はアルミニウム合金を使用することができる。
－ 溶融めっきステップを実行する場合、炭素濃化ステップ直後、又は溶融めっきステップ直後、冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、冷間圧延及び熱処理鋼板を得る。冷却速度は、好ましくは１℃／秒を超え、例えば、２℃／秒～２０℃／秒の間に含まれる。
この冷却ステップ中に、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てもよい。しかしながら、Ｃ及びＭｎによるオーステナイトの安定化により、フレッシュマルテンサイトの表面分率は、８％以下のままである。
－ 任意に、室温まで冷却した後、溶融めっきステップが実行されていない場合、板は、電気化学的方法、例えば、電気亜鉛めっきによって、又はＰＶＤ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工程によってコーティングすることができる。任意の種類のコーティングを使用することができ、特に、亜鉛－ニッケル、亜鉛－マグネシウム又は亜鉛－マグネシウム－アルミニウム合金のような亜鉛又は亜鉛合金を使用することができる。任意に、電気亜鉛めっきによるコーティング後、板は、脱ガスに供されてもよい。
－ 任意に、室温への冷却及び任意のコーティング後、板は、１５０～４５０℃の間に含まれる温度で、１～２０分の間に含まれる保持時間の間、追加の焼戻し処理に供されてもよい（温度が高いほど、保持時間は短くなる）。この焼戻し処理は、板の成形性を改善することを目的としている。
－ 任意に、室温まで冷却した後、溶融めっきステップが実行されていない場合、板は、電気化学的方法、例えば、電気亜鉛めっきによって、又はＰＶＤ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工程によってコーティングすることができる。任意の種類のコーティングを使用することができ、特に、亜鉛－ニッケル、亜鉛－マグネシウム又は亜鉛－マグネシウム－アルミニウム合金のような亜鉛又は亜鉛合金を使用することができる。任意に、電気亜鉛めっきによるコーティング後、板は、脱ガスに供されてもよい。
－ 任意に、室温への冷却及び任意のコーティング後、板は、１５０～４５０℃の間に含まれる温度で、１～２０分の間に含まれる保持時間の間、追加の焼戻し処理に供されてもよい（温度が高いほど、保持時間は短くなる）。この焼戻し処理は、板の成形性を改善することを目的としている。
この製造方法により、最終組織、すなわち、炭素濃化及び室温まで冷却後、表面分率が以下からなる最終組織を得ることができる：
－ １０％～４５％の間のフェライト、
－ ８％～３０％の残留オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 炭素濃化されたマルテンサイト及び、
－ 最大２．５％のセメンタイト。
－ １０％～４５％の間のフェライト、
－ ８％～３０％の残留オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 炭素濃化されたマルテンサイト及び、
－ 最大２．５％のセメンタイト。
フェライトは、臨界間フェライトである。
第２の焼鈍温度ＴＡ２未満の冷却中に作られた可能性のあるフェライト（以下、変態フェライト）ではなく、組織中の臨界間フェライトの存在により、この第２の焼鈍中にオーステナイトのＭｎ富化を達成することが可能になる。実際、臨界間フェライトではなく変態フェライトの存在は、Ｍｎによる残留オーステナイトの十分な安定化が第２の焼鈍中に行うことができなかったことを含意し、その結果、所望の特性、特に所望の全伸びが達成されない。
フェライトは、最大１．３μｍの平均粒径を有する。加えて、％で表されるフェライトの表面分率とμｍで表されるフェライト粒の平均サイズとの積は、最大３５μｍ％である。
この平均粒径は、熱間圧延及び焼鈍鋼板の微細組織、並びに後続の熱処理、特に冷間圧延中の板の変形及び後続の再結晶に起因する。
残留オーステナイトは、Ｍｎに富んでおり、この富化は、特に、第２の焼鈍温度ＴＡ２での保持中にフェライトからオーステナイトへのＭｎの濃化に起因する。特に、このＭｎの富化は、ＴＡ２での臨界間焼鈍が、フェライトからオーステナイトへのＭｎの拡散を有利にする温度範囲で実行されるという事実に起因する。その結果、残留オーステナイト中のＭｎ含有量は、１．１＊Ｍｎ％を超える。
残留オーステナイトは、一般にＣに富んでおり、この富化は、炭素濃化温度ＴＰでの保持中に、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素の濃化に起因する。
残留オーステナイト中の平均Ｃ含有量は、一般に少なくとも０．４％であり、好ましくは０．４％～１．０％の間に含まれる。
残留オーステナイトは、島状であり、残留オーステナイトの島の平均サイズは、５００ｎｍ未満である。
炭素濃化マルテンサイトは、第２の焼鈍後にＭｓ変態温度未満に冷却し、後続の３５０℃～５００℃の間に含まれる炭素濃化温度ＴＰで加熱及び保持した直後に作られる。
炭素濃化されたマルテンサイトは、鋼の公称Ｃ含有量よりも厳密に低い平均Ｃ含有量を有する。この低いＣ含有量は、炭素濃化温度ＴＰでの保持中に、鋼のＭｓ温度未満で焼入れ直後に作られたマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の濃化に起因する。
フレッシュマルテンサイトは、炭素濃化温度ＴＰから室温への冷却直後に作られ得る。しかしながら、Ｍｎによる残留オーステナイトの安定化のために、組織中のフレッシュマルテンサイトの分率は、８％以下である。
存在する場合、炭素濃化マルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトを含むマルテンサイトは、少量の炭化物を含む。特に、表面積が１０×６０ｎｍ２を超えるマルテンサイトの炭化物の表面密度は、一般に０．０５＊１０６／ｍｍ２以下である。
マルテンサイト中のこの少量の炭化物は、炭素濃化温度ＴＰでの保持中に、マルテンサイトからオーステナイトへのＣの濃化に起因する。この少量の炭化物は、引張強度と全伸びとの高い組み合わせを得るのに貢献する。
実際、炭化物の量が少ないほど、炭化物の形態での炭素及びマンガンの分率は低くなり、オーステナイト中の炭素及びマンガンの分率は高くなる。対照的に、表面積が１０×６０ｎｍ２を超えるマルテンサイト中の炭化物の０．０５＊１０６／ｍｍ２を超える表面密度は、オーステナイトが十分な量の炭素及びマンガンを含有しておらず、十分に安定化されていないことを含意する。
焼鈍温度からの冷却時及び炭素濃化直後に、ほんのわずかのセメンタイトが作られ得る。しかしながら、最終組織中のセメンタイト分率は、いずれにしても２．５％未満のままである。一般に、最終組織中のセメンタイト分率は、１％未満、好ましくは０．３％未満である。
加えて、最終組織におけるセメンタイト粒子の平均サイズは、一般に１５０ｎｍ未満である。
第１の焼鈍が連続焼鈍である場合、最終組織は、最大０．３％のセメンタイトを含み、存在する場合、セメンタイト粒子は、５０ｎｍ未満の平均サイズを有する。実際、連続焼鈍により、セメンタイトの分率が非常に低くなり、熱間圧延及び焼鈍鋼板は、最大１％のセメンタイト分率を有する。加えて、セメンタイト粒子は、非常に微細であり、平均粒子サイズは、最大１５０ｎｍである。その結果、セメンタイトは、第２の焼鈍温度での後続の焼鈍中に完全に又はほぼ完全に溶解する。
１０００ＭＰａ～１３００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１２００ＭＰａ～１６００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、１０％以上の均一伸びＵＥ、１４％以上の全伸びＴＥ、少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有し、降伏強度ＹＳと均一伸びＵＥとの積（ＹＳ＊ＵＥ）、引張強度ＴＳと全伸びＴＥとの積（ＴＳ＊ＴＥ）及び引張強度ＴＳと穴広げ率ＨＥＲとの積（ＴＳ×ＨＥＲ）の合計であるＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ＊ＨＥＲが、少なくとも５６０００ＭＰａ％である鋼板が得られる。一般に、積である降伏強度×均一伸び（ＹＳ×ＵＥ）の積は、少なくとも１１０００ＭＰａ％であり、積である引張強度×全伸び（ＴＳ×ＴＥ）の積は、少なくとも１９０００ＭＰａ％である。
本発明の別の目的は、抵抗スポット溶接によって一緒に溶接された第１の鋼板及び第２の鋼板を備える溶接アセンブリである。第１の鋼板は、本発明による冷間圧延及び熱処理鋼板であり、第２の鋼板は、本発明によるものであっても、異なる組成を有していてもよい。特に、第１及び第２の鋼板は、同じ組成又は異なる組成を有していてもよいし、及び同じ厚さ又は異なる厚さを有してもよい。
溶接アセンブリは、第１及び第２の鋼板を生産し、第１及び第２の鋼板を抵抗スポット溶接することによって製造される。
第１の鋼板を第２の鋼板に接合する抵抗スポット溶接は、特に溶接後熱処理後に、少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２、好ましくは少なくとも７０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値によって定義されるクロス引張試験における高抵抗を特徴とする。
ここで、アルファ値は、クロス試験での最大荷重を溶接直径及び厚さで割った値を示す。これは、ｄａＮ／ｍｍ２で表される抵抗スポット溶接についての正規化された荷重である。
実施例及び比較として、表１による鋼組成で作製された板が製造され、その含有量が、重量パーセントで表されている。
この表では、「ｒｅｓ．」は、元素が残渣としてのみ存在し、この元素の自発的な追加は行われなかったことを意味する。
鋼Ａｅ１及びＡｅ３の変態温度を膨張計で測定し、表Ｉにも報告する。
この表では、下線が引かれた値は、本発明によるものではない。
鋼を鋳造してインゴットを得た。インゴットを１２５０℃の温度Ｔｒｅｈｅａｔで再加熱し、Ａｒ３を超える温度で熱間圧延して熱間圧延鋼を得て、酸洗した。
次いで、熱間圧延鋼を４５０℃又は２０℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻き取り、バッチ焼鈍又は第１の焼鈍温度ＴＡ１で時間ｔＡ１の間、連続焼鈍して、それにより熱間圧延及び焼鈍鋼板を得た。
微細組織分析を熱間圧延及び焼鈍鋼板から採取された試験片で実行した。
次いで、熱間圧延及び焼鈍鋼板を酸洗し、５０％の冷間圧延圧下率で冷間圧延し、１．２ｍｍの厚さを有する冷間圧延板を得た。
冷間圧延板を、加熱速度Ｖｒ＝１０℃／秒で第２の焼鈍温度ＴＡ２に再加熱し、保持時間ｔＡ２の間、第２の焼鈍温度ＴＡ２で維持した。
次いで、冷間圧延板を冷却速度Ｖｃ＝５℃／秒で焼入れ温度ＱＴまで焼入れし、時間ｔＱ＝３秒の間、温度ＱＴで維持した。
次いで、板を炭素濃化温度ＴＰに再加熱し、炭素濃化時間ｔＰの間、炭素濃化温度ＴＰで維持した後、すぐに室温まで冷却した。
処理の条件を表ＩＩに報告する。
この表では、「焼鈍タイプ」の列は、実行した焼鈍がバッチ焼鈍であったか、又は連続焼鈍であったかを示している。
表ＩＩでは、下線が引かれた値は、本発明によるものではない。
熱間圧延及び焼鈍鋼板の微細組織を表ＩＩＩに報告する。
表ＩＩＩでは、Ｆγは、パーセントで表したオーステナイトの表面分率であり、Ｆαは、パーセントで表したフェライトの表面分率であり、Ｄαは、マイクロメートル単位のフェライト粒の平均サイズである。
冷間圧延及び熱処理鋼板の微細組織は、電子後方散乱回折（「ＥＢＳＤ」）デバイス及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に結合された、電界放出銃を備えた走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）を用いて５０００×を超える倍率で観察することによって分析した。
冷間圧延及び熱処理鋼板の微細組織を表ＩＶに報告する。この表では：
－ Ｆγは、百分率で、残留オーステナイトの表面分率を示し、
－ Ｄγは、ｎｍで表される残留オーステナイトの島の平均サイズであり、
－ Ｆαは、パーセントで表されるフェライトの表面分率を示し、
－ Ｄαは、μｍ単位のフェライトの平均粒径であり、
－ Ｆα＊Ｄαは、％単位のフェライトの表面分率とμｍ単位のフェライトの平均サイズとの積であり、
－ ＦＭは、パーセントで表されるフレッシュマルテンサイトの表面分率であり、
－ ＰＭは、パーセントで表される炭素濃化マルテンサイトの表面分率であり、
－ ｄｃは、１０６／ｍｍ２で表される１０×６０ｎｍ２を超える表面積を有するマルテンサイト中の炭化物の表面密度である。
－ Ｆγは、百分率で、残留オーステナイトの表面分率を示し、
－ Ｄγは、ｎｍで表される残留オーステナイトの島の平均サイズであり、
－ Ｆαは、パーセントで表されるフェライトの表面分率を示し、
－ Ｄαは、μｍ単位のフェライトの平均粒径であり、
－ Ｆα＊Ｄαは、％単位のフェライトの表面分率とμｍ単位のフェライトの平均サイズとの積であり、
－ ＦＭは、パーセントで表されるフレッシュマルテンサイトの表面分率であり、
－ ＰＭは、パーセントで表される炭素濃化マルテンサイトの表面分率であり、
－ ｄｃは、１０６／ｍｍ２で表される１０×６０ｎｍ２を超える表面積を有するマルテンサイト中の炭化物の表面密度である。
この表では、下線が引かれた値は、本発明によるものではない。「ｎ．ｄ．」は、「未定」を意味し、「ＮＡ」は、「該当なし」を意味する。
加えて、実施例Ｉ１Ａ～Ｉ１Ｄ及びＩ２Ａ～Ｉ４Ａの残留オーステナイト中の平均Ｍｎ含有量を決定した。これらの実施例はすべて、１．１＊Ｍｎ％を超える平均Ｍｎ含有量を有する。
これらの実施例Ｉ１Ａ～Ｉ１Ｄ及びＩ２Ａ～Ｉ４Ａのセメンタイト分率は、２．５％未満である。
冷間圧延及び熱処理鋼板の機械的特性も決定した。特に、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、均一伸びＵＥ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２－１に従って測定した。穴広げ率ＨＥＲをＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定した。
機械的特性を表Ｖに報告する。
この表では、下線が引かれた値は、本発明によるものではない。「ｎ．ｄ．」は、「未定」を意味する。
実施例Ｉ１Ａ～Ｉ１Ｄ及びＩ２Ａ～Ｉ４Ａを本発明による鋼から作製し、本発明による製造方法によって生産した。これらすべての実施例は、１０００ＭＰａ～１３００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１２００ＭＰａ～１６００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、少なくとも１０％の均一伸びＵＥ、ＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２－１に従って測定された少なくとも１４％の全伸びＴＥ、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲ及び５６０００ＭＰａ％を超える合計ＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ＊ＨＥＲを有する。
対照的に、実施例Ｉ１Ｅを本発明による組成を有する鋼で作製したが、Ａｅ３に等しい第２の焼鈍温度で第２の焼鈍に供した。その結果、冷間圧延及び熱処理鋼板の最終組織は、フェライトを含まないため、目的とする均一伸び及び全伸びは達成されない。
実施例Ｉ４Ｂも本発明による組成を有する鋼で作製したが、６８０℃の温度でバッチ焼鈍した。その結果、バッチ焼鈍後の熱間圧延鋼板のフェライト粒径は、４μｍを超える。その結果、冷間圧延及び熱処理鋼板は、フェライトの平均粒径が１．３μｍを超え、フェライトの表面分率とｎｍ単位のフェライトの平均サイズとの積Ｆα＊Ｄαが３５μｍ％を超える組織を有する。その結果、実施例Ｉ４Ｂの降伏強度は、１０００ＭＰａ未満である。
さらに、実施例Ｒ１Ａ、Ｒ２Ｂ及びＲ４Ａを０．３％未満のＡｌ及び０．１％未満のＭｏを含む鋼から生産した。結果として、これらの鋼の温度Ａｅ３が低過ぎたため、Ｍｎでオーステナイトを富化するのに有利な温度範囲で第２の焼鈍を実行することができなかったが、焼鈍直後に１０％～４５％のフェライト及び５５％～９０％のオーステナイトを含む組織を作った。その結果、鋼が７７５℃の第２の焼鈍温度ＴＡ２、すなわち、本発明による実施例の第２の焼鈍温度未満の温度で焼鈍されたとしても、組織は、焼鈍直後に９０％を超えるオーステナイト及び１０％未満のフェライトを含んだので、最終組織は、１０％未満のフェライトを含有する。
加えて、７７５℃のこの第２の焼鈍温度ＴＡ２は、オーステナイトへのＭｎの大幅な拡散を可能にするのに十分ではなかった。焼鈍直後に作られた高オーステナイト分率及びこのオーステナイトへのＭｎの低拡散のために、オーステナイトは、第２の焼鈍中にＭｎが十分に富化されなかった。結果として、実施例Ｒ１Ａ、Ｒ２Ｂ及びＲ４Ａの最終組織は、８％を超えるフレッシュマルテンサイトを含む。
低過ぎるフェライト分率、及び高すぎるフレッシュマルテンサイト分率のため、実施例Ｒ１Ａ、Ｒ２Ｂ及びＲ４Ａの降伏強度ＹＳは、１０００ＭＰａ未満であり、それらの穴広げ率ＨＥＲは、２０％未満である。加えて、実施例Ｒ１Ａ及びＲ４Ａの全伸びＴＥは、１４％に達しない。
実施例Ｒ２Ａ（１２０℃）の焼入れ温度が、実施例Ｒ２Ｂ（１４０℃）の焼入れ温度よりも低いことを除いて、実施例Ｒ２Ｂと同じ条件で実施例Ｒ２Ａを生産した。結果として、実施例Ｒ２Ａは、より多くの炭素濃化マルテンサイトを含み、８％未満のフレッシュマルテンサイトを含む。それにもかかわらず、フェライト分率が１０％未満のままであるため、２０％未満の穴広げ率ＨＥＲ及び５６，０００ＭＰａ％未満の合計ＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ＊ＨＥＲが達成される。
実施例Ｒ３Ａ及びＲ３Ｂは、Ｍｏを含まない鋼から生産した。結果として、最終組織でのフェライト粒径は、１．３μｍを超え、引張強度は、１２００ＭＰａに達しない。
実施例Ｒ４Ｂは、０．３％未満のＡｌ及び０．１％未満のＭｏを含む鋼から生産した。結果として、この鋼の温度Ａｅ３が低過ぎたため、Ｍｎでオーステナイトを富化するのに有利な温度範囲で第２の焼鈍を実行することができなかったが、焼鈍直後に１０％～４５％のフェライト及び５５％～９０％のオーステナイトを含む組織を作った。その結果、鋼が７７５℃の第２の焼鈍温度ＴＡ２、すなわち、本発明による実施例の第２の焼鈍温度未満の温度で焼鈍されたとしても、組織は、焼鈍直後に９０％を超えるオーステナイト及び１０％未満のフェライトを含んだので、最終組織は、１０％未満のフェライトを含有する。
フェライト分率が低過ぎるため、実施例Ｒ４Ｂの穴広げ率ＨＥＲは、２０％未満である。
実施例Ｒ５Ａ及びＲ５Ｂは、１．０％を超えるＡｌを含み、Ｍｏを含まない鋼から生産した。
実施例Ｒ５Ａは、８３０℃で焼鈍したため、最終組織は、４５％を超えるフェライトを含有する。加えて、鋼中にＭｏが存在しないため、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積は、３５μｍ％を超える。結果として、目標とする特性のいずれも達成されない。
Ｒ５Ｂは、より高い第２の焼鈍温度（８６０℃）で焼鈍したため、最終組織は、４５％未満のフェライトを含有する。しかしながら、フェライトの表面分率とフェライトの平均粒径との積は、３５μｍ％を超えたままである。結果として、目標とする引張強度及び降伏強度は、達成されず、合計ＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ＊ＨＥＲは、５６，０００ＭＰａ％未満のままである。
さらに、本発明者らは、上記の製造条件で得られた鋼板の溶接性を評価した。
特に、一部の鋼板では抵抗スポット溶接試験を実行した。様々な試験条件下で生産された冷間圧延及び熱処理鋼板は、４００ｄａＮの溶接力で抵抗スポット溶接した。
クロス引張試験を実行し、アルファ値を決定した。
ここで、アルファ値は、クロス試験での最大荷重を溶接直径及び厚さで割った値を示す。これは、ｄａＮ／ｍｍ２で表される抵抗スポット溶接についての正規化された荷重である。
パラメータ及び結果を表ＶＩに報告する：
－ 「試験条件」は、抵抗スポット溶接試験を実行した冷間圧延及び熱処理鋼板を示し、
－ 「アルファ」は、アルファ値、すなわち、ｄａＮ／ｍｍ２で表される、溶接直径及び厚さで割ったクロス試験での最大荷重を示す。
－ 「試験条件」は、抵抗スポット溶接試験を実行した冷間圧延及び熱処理鋼板を示し、
－ 「アルファ」は、アルファ値、すなわち、ｄａＮ／ｍｍ２で表される、溶接直径及び厚さで割ったクロス試験での最大荷重を示す。
実施例Ｉ１Ｂ、Ｉ２Ｂ、Ｉ３Ｂ及びＩ４Ａは、本発明による組成を有する鋼で作製され、本発明に対応する製造条件で生産した。結果として、これらの板の抵抗スポット溶接によって生産された抵抗スポット溶接は、任意の溶接後熱処理前のアルファ値が少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２であることを特徴とする高延性を有する。
本発明による、及び本発明に従って製造された冷間圧延及び熱処理鋼板は、車両の構造部品又は安全部品の製作に利益を伴って使用することができる。
Claims (24)
- 重量パーセントで、以下：
０．１０％≦Ｃ≦０．２５％
３．５％≦Ｍｎ≦６．０％
０．５％≦Ｓｉ≦２．０％
０．３％≦Ａｌ≦１．２％
ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．５０％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
並びに任意に、
０．０１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
となるようなＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢから選択される１つ以上の元素
を含む組成であって、組成の残余が鉄及び製錬に起因する不可避不純物であるものを有する鋼で作製された冷間圧延熱処理鋼板において、
前記冷間圧延熱処理鋼板が、面積分率で、
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの面積分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の間の残留オーステナイトであって、１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大２．５％のセメンタイト及び、
－ 分配マルテンサイト、
からなる微細組織を有する、冷間圧延熱処理鋼板。 - 残留オーステナイトが、少なくとも０．４％の平均Ｃ含有量を有する、請求項１に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- フレッシュマルテンサイト及び分配マルテンサイトが、炭化物を含み、表面積が１０×６０ｎｍ２を超える炭化物の面積密度が、０．０５＊１０６／ｍｍ２未満である、請求項１又は２に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 残留オーステナイトが、島状であり、前記残留オーステナイトの島が、５００ｎｍ未満の平均サイズを有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 組織が、最大０．３％のセメンタイトを含み、セメンタイト粒子が存在する場合、５０ｎｍ未満の平均サイズを有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。
- 冷間圧延熱処理鋼板が、１０００ＭＰａ～１３００ＭＰａの間に含まれる降伏強度ＹＳ、１２００ＭＰａ～１６００ＭＰａの間に含まれる引張強度ＴＳ、少なくとも１０％の均一伸びＵＥ、ＩＳＯ規格ＩＳＯ ６８９２－１に従って測定された少なくとも１４％の全伸びＴＥ、ＩＳＯ規格１６６３０：２００９に従って測定された少なくとも２０％の穴広げ率ＨＥＲを有し、降伏強度ＹＳと均一伸びＵＥとの積（ＹＳ＊ＵＥ）、引張強度ＴＳと全伸びＴＥとの積（ＴＳ＊ＴＥ）及び引張強度ＴＳと穴広げ率ＨＥＲとの積（ＴＳ×ＨＥＲ）の合計であるＹＳ＊ＵＥ＋ＴＳ＊ＴＥ＋ＴＳ＊ＨＥＲが、少なくとも５６０００ＭＰａ％である、請求項１～５のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 冷間圧延熱処理鋼板が、Ｚｎ又はＺｎ合金でコーティングされている、請求項１～６のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 冷間圧延熱処理鋼板が、Ａｌ又はＡｌ合金でコーティングされている、請求項１～６のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 鋼が、０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有し、前記炭素当量が、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２＊Ｐ％－３．２４＊Ｂ％－０．１３３Ｍｎ％＊Ｍｏ％として定義される、請求項１～８のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板。
- 少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接継手であって、前記２枚の鋼板のうちの少なくとも１枚が、請求項１～９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板である、抵抗スポット溶接継手。
- 任意の溶接後熱処理前に、少なくとも５０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値を有する、請求項１０に記載の抵抗スポット溶接継手。
- 少なくとも７０ｄａＮ／ｍｍ２のアルファ値を有する、請求項１０又は１１に記載の抵抗スポット溶接継手。
- 冷間圧延熱処理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：
－ 重量パーセントで
０．１０％≦Ｃ≦０．２５％
３．５％≦Ｍｎ≦６．０％
０．５％≦Ｓｉ≦２．０％
０．３％≦Ａｌ≦１．２％
ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．８％
０．１０％≦Ｍｏ≦０．５０％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
並びに任意に、
０．０１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．０１０％≦Ｔｉ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｎｂ≦０．０８０％
０．０１０％≦Ｖ≦０．３０％
０．０００５％≦Ｂ≦０．００４％、
となるようなＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢから選択される１つ以上の元素
を含む組成であって、組成の残余が、鉄及び製錬に起因する不可避不純物であるもの有する鋼を鋳造してスラブを得るステップ、
－ １１５０℃～１３００℃の間に含まれる温度Ｔｒｅｈｅａｔでスラブを再加熱するステップ、
－ 前記再加熱されたスラブをＡｒ３より高い温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼板を得るステップ、
－ ２０℃～６００℃の間に含まれる巻き取り温度Ｔｃｏｉｌで前記熱間圧延鋼板を巻き取るステップ、
－ ５００℃～ＴＡ１ｍａｘの間に含まれる第１の焼鈍温度ＴＡ１で前記熱間圧延鋼板を焼鈍するステップであって、ＴＡ１ｍａｘが、加熱直後に最大３０％のオーステナイトが作られる温度であり、前記熱間圧延鋼板が、３秒～５００００秒の間に含まれる時間ｔＡ１の間、前記第１の焼鈍温度ＴＡ１で維持され、熱間圧延焼鈍鋼板を得る、焼鈍するステップ、
－ 前記熱間圧延焼鈍鋼板を冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得るステップ、
－ 前記冷間圧延鋼板をＡｅ１～Ａｅ３に含まれる第２の焼鈍温度ＴＡ２に再加熱し、前記冷間圧延鋼板を３０秒～５００秒の間に含まれる保持時間ｔＡの間、第２の焼鈍温度ＴＡ２で維持して、５５～９０％の間のオーステナイト及び１０％～４５％の間のフェライトを含む組織を得るステップ、
－ １℃／秒～１００℃／秒の間に含まれる冷却速度Ｖｃで前記冷間圧延鋼板を２０℃～Ｍｓ－５０℃の間に含まれる焼入れ温度ＱＴに焼入するステップ、
－ ３５０℃～５００℃の間に含まれる炭素濃化温度ＴＰに前記冷間圧延鋼板を再加熱し、３秒～１０００秒の間に含まれる炭素濃化時間ｔＰの間、前記冷間圧延鋼板を前記炭素濃化温度ＴＰで維持するステップ、
－ 前記冷間圧延鋼板を室温まで冷却し、冷間圧延熱処理鋼板を得るステップ、
を含み、
前記冷間圧延熱処理鋼板が、面積分率で、
－ １０％～４５％の間のフェライトであって、最大１．３μｍの平均粒径を有し、フェライトの面積分率とフェライトの平均粒径との積が、最大３５μｍ％である、フェライト、
－ ８％～３０％の間の残留オーステナイトであって、１．１＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、オーステナイト、
－ 最大８％のフレッシュマルテンサイト、
－ 最大２．５％のセメンタイト及び、
－ 分配マルテンサイト
からなる微細組織を有する
方法。 - 残留オーステナイトが、少なくとも０．４％の平均Ｃ含有量を有する、請求項１３に記載の方法。
- 熱間圧延鋼板で実行される焼鈍が、バッチ焼鈍であり、第１の焼鈍温度ＴＡ１が、５００℃～６７０℃の間に含まれ、前記熱間圧延鋼板が、１０００秒～５００００秒の間に含まれる時間の間、前記第１の焼鈍温度ＴＡ１で維持される、請求項１３又は１４に記載の方法。
- 熱間圧延焼鈍鋼板が、面積分率で、
－ 少なくとも７５％のフェライトであって、平均粒径が４μｍ未満である、フェライト、
－ 最大１０％の残留オーステナイト、
－ 最大２％のフレッシュマルテンサイト及び、
－ 最大３％のセメンタイト、
からなる微細組織を有し、
前記残留オーステナイトが、１．５＊Ｍｎ％を超えるＭｎ含有量を有し、Ｍｎ％が鋼のＭｎ含有量を示す、
請求項１５に記載の方法。 - 炭素濃化温度ＴＰでの維持と室温への冷却との間に、冷間圧延鋼板が、浴中で溶融めっきされる、請求項１３～１６のいずれか一項に記載の方法。
- 冷間圧延板を炭素濃化温度ＴＰで維持した後、冷間圧延鋼板が、直ちに室温まで冷却される、請求項１３～１６のいずれか一項に記載の方法。
- 冷間圧延鋼板を室温まで冷却するステップ後に、冷間圧延熱処理鋼板が、電気化学的方法又は真空コーティング工程によってコーティングされる、請求項１８に記載の方法。
- 冷間圧延熱処理鋼板が、Ｚｎ又はＺｎ合金でコーティングされる、請求項１７又は１９に記載の方法。
- 冷間圧延熱処理鋼板が、Ａｌ又はＡｌ合金でコーティングされる、請求項１７又は１９に記載の方法。
- 鋼が、０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有し、前記炭素当量が、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２＊Ｐ％－３．２４＊Ｂ％－０．１３３Ｍｎ％＊Ｍｏ％として定義される、請求項１３～２１のいずれか一項に記載の方法。
- 少なくとも２枚の鋼板のスポット溶接継手を生産するための方法であって、
－ 請求項１～９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板、又は請求項１３～２２のいずれか一項に記載の方法によって生産された冷間圧延熱処理鋼板を提供するステップ、
－ 第２の鋼板を提供するステップ、
－ 前記冷間圧延熱処理鋼板を前記第２の鋼板にスポット溶接するステップ、
を含む、方法。 - 第２の鋼板が、請求項１～９のいずれか一項に記載の冷間圧延熱処理鋼板であるか、又は請求項１３～２２のいずれか一項に記載の方法によって生産された冷間圧延熱処理鋼板である、請求項２３に記載の方法。
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