特許 7541122 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2024-08-19

(45)【発行日】2024-08-27

(54)【発明の名称】冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240820BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20240820BHJP

   C21D 9/46 20060101ALN20240820BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 302A

C22C38/38

C21D9/46 P

【請求項の数】 11

(21)【出願番号】P 2022575201

(86)(22)【出願日】2021-07-12

(65)【公表番号】

(43)【公表日】2023-08-08

(86)【国際出願番号】 IB2021056237

(87)【国際公開番号】W WO2022018565

(87)【国際公開日】2022-01-27

【審査請求日】2023-01-31

(31)【優先権主張番号】PCT/IB2020/056997

(32)【優先日】2020-07-24

(33)【優先権主張国・地域又は機関】IB

(73)【特許権者】

【識別番号】515214729

【氏名又は名称】アルセロールミタル

(74)【代理人】

【識別番号】110001173

【氏名又は名称】弁理士法人川口國際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】ペルラド，アストリッド

(72)【発明者】

【氏名】ジュウ，カンイン

(72)【発明者】

【氏名】ジュン，コラリ

【審査官】河野 一夫

(56)【参考文献】

【文献】特開２０１９－０１４９３３（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１７－２１８６７２（ＪＰ，Ａ）

【文献】国際公開第２０１６／０６７６２６（ＷＯ，Ａ１）

【文献】国際公開第２０１７／１８３３４９（ＷＯ，Ａ１）

【文献】特表２０２１－５０７９９４（ＪＰ，Ａ）

【文献】国際公開第２０１９／１２２９６１（ＷＯ，Ａ１）

【文献】米国特許出願公開第２０２１／００５４４７６（ＵＳ，Ａ１）

【文献】国際公開第２０１９／１３４１０２（ＷＯ，Ａ１）

【文献】韓国公開特許第１０－２００５－００３２７２１（ＫＲ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００

Ｃ２２Ｃ ３８／３８

Ｃ２１Ｄ ９／４６

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

冷間圧延焼鈍鋼板であって、質量パーセントで：
Ｃ：０．０３～０．１８％
Ｍｎ：６．０～１１．０％
Ａｌ：０．２～３％
Ｍｏ：０．０５～０．５％
Ｂ：０．０００５～０．００５％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
を含む組成を有する鋼で作製され、任意選択的に、以下の元素のうちの１つ以上を質量百分率で含み：
Ｓｉ≦１．２０％
Ｔｉ≦０．０５０％
Ｎｂ≦０．０５０％
Ｃｒ≦０．５％
Ｖ≦０．２％
前記組成の残りが、鉄及び精錬から生じる不可避不純物であり、
前記鋼板が、表面分率で、
２５％～５５％の残留オーステナイト、
５％～５０％のフェライト、
５～７０％の分配マルテンサイト
５％未満のフレッシュマルテンサイト、
比率（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（Ｃ％^２×Ｍｎ％）が３．０～８．０であり、Ｃ％及びＭｎ％が、質量％での炭素及びマンガンの公称値であるような、質量パーセントで表される、オーステナイト中の炭素［Ｃ］_Ａ及びマンガン［Ｍｎ］_Ａ含有量、
質量％で表されるマンガン量の関数としての、鋼板の表面から１／４の厚さにおける鋼板の異なる部分についてのマンガン量のピクセルマップから得られたマンガンの累積面積分率をプロットした曲線の、累積面積分率の８０％を表す点から累積面積分率の２０％を表す点までの間で計算される勾配が、下限値－４０又はそれ以上である勾配を有するマンガン分布を特徴とする、マンガンの不均質な再分配
を含む微細構造を有する、冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項2】

炭素含有量が０．０５％～０．１５％である、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項3】

マンガン含有量が、６．０％～９％である、請求項１又は２に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項4】

アルミニウム含有量が、０．７％～２．２％である、請求項１～３のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項5】

微細構造が、３０％～５０％の残留オーステナイト、５％～４０％のフェライト、８％～５０％の分配マルテンサイトを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項6】

引張強度が、１０００ＭＰａ以上であり、一様伸びＵＥが、１３％以上であり、全伸びＴＥが、１６％以上である、請求項１～５のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項7】

降伏強度が、８５０ＭＰａ以上である、請求項１～６のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項8】

ＹＳ、ＵＥ、ＴＳ及びＴＥが、以下の式：
ＹＳ×ＵＥ＋ＴＳ×ＴＥ＞３１０００ＭＰａ．％
を満たす、請求項１～７のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項9】

ＬＭＥ指数が、０．３６を下回る、ここで、ＬＭＥ指数は、ＬＭＥ指数＝Ｃ％＋Ｓｉ％／４、に従って計算され、式中、Ｃ％及びＳｉ％は、それぞれ鋼中の炭素及びケイ素の質量百分率を表す、請求項１～８のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項10】

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＋２．２Ｐ％－３．２４Ｂ％－０．１３３×Ｍｎ％×Ｍｏ％
として規定され、元素が質量パーセントで表される、請求項１～９のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板。

【請求項11】

請求項１～１０のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍鋼板で作製された２つの鋼部品の抵抗スポット溶接部であって、前記抵抗スポット溶接部が、少なくとも３０ｄａＮ／ｍｍ^２のα値を有し、ここでα値は、溶接点の直径と鋼板の厚さとの積に対する交差引張強度の値の比である、
抵抗スポット溶接部。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、良好な溶接性を有する高強度鋼板及びそのような鋼板を得る方法に関する。

【背景技術】

【0002】

自動車用車体構造部材の部品及び車体パネルなどの様々な品目を製造するために、ＤＰ（二相）鋼又はＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼で作製された鋼板を使用することが知られている。

【0003】

自動車産業における主要な課題のうちの１つは、安全要件を疎かにすることなく、地球環境保全の観点から車両の燃費を改善するために車両の重量を減少させることである。これらの要件を満たすために、降伏強度及び引張強度が改善され、延性及び成形性が良好な鋼板を有する新しい高強度鋼が製鋼産業によって継続的に開発されている。

【0004】

機械的特性を改善するために行われた開発のうちの１つは、鋼中のマンガン含有量を増加させることである。マンガンの存在は、オーステナイトの安定化によって鋼の延性を増加させるのに役立つ。しかし、これらの鋼は、脆性という弱点を呈する。この問題を克服するために、ホウ素としての元素が添加される。これらのホウ素添加化学作用は、熱間圧延段階では非常に強靭であるが、ホットバンドは、硬すぎてさらに加工することができない。ホットバンドを軟化させる最も効率的な方法は、バッチ焼鈍であるが、それは、靭性の損失につながる。

【0005】

これらの機械的要件に加えて、そのような鋼板は、液体金属脆化（ＬＭＥ）に対する良好な耐性を示さなければならない。亜鉛又は亜鉛合金コーティングされた鋼板は、耐食性に非常に効果的であり、したがって自動車産業において広く使用されている。しかしながら、特定の鋼のアーク溶接又は抵抗溶接が、液体金属脆化（「ＬＭＥ」）又は液体金属助長割れ（「ＬＭＡＣ」）と呼ばれる現象に起因する特定の割れの発生を引き起こす可能性があることを経験してきている。この現象は、拘束、熱膨張又は相変態から生じる印加応力又は内部応力下で、下にある鋼基材の粒界に沿った液体Ｚｎの浸透を特徴とする。炭素又はケイ素のような元素の添加は、ＬＭＥ耐性に有害であることが知られている。

【0006】

自動車産業では通常、以下の式：
ＬＭＥ指数＝Ｃ％＋Ｓｉ％／４、
に従って計算されるいわゆるＬＭＥ指数の上限値を制限することによってそのような抵抗性を評価する。式中、Ｃ％及びＳｉ％は、それぞれ鋼中の炭素及びケイ素の重量百分率を表す。

【0007】

刊行物ＷＯ２０２００１１６３８は、炭素含有量が低減された中及び中間マンガン（３．５～１２％のＭｎ）冷間圧延鋼を提供するための方法に関する。２つの工程経路が記載されている。第１のものは、冷間圧延鋼板の単一の変態区間焼鈍に関するものである。第２のものは、冷間圧延鋼板の二重焼鈍に関するものであり、第１のものは、完全オーステナイトであり、第２のものは、変態区間である。焼鈍温度の選定によって、引張強度及び伸びの良好な妥協点が得られる。焼鈍温度を下げることにより、オーステナイトの富化が得られ、これは良好な破断厚さ歪み値を含意する。しかし、本発明で使用される炭素及びマンガンの量が少ないと、鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以下の値に制限される。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【文献】国際公開第２０２０／０１１６３８号

【発明の概要】

【0009】

したがって、本発明の目的は、上述の問題を解決し、１０００ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ、１３％以上の一様伸びＵＥ及び１６％以上の全伸びＴＥを有する高い機械的特性の組み合わせを有する冷間圧延焼鈍鋼板を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0010】

好ましくは、冷間圧延焼鈍鋼板は、８５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する。

【0011】

好ましくは、本発明による冷間圧延焼鈍鋼板は、ＹＳＸＵＥ＋ＴＳＸＴＥ＞３１０００ＭＰａ．％を満たす。

【0012】

好ましくは、本発明による冷間圧延焼鈍された鋼板は、０．３６未満のＬＭＥ指数を有する。

【0013】

好ましくは、本発明による冷間圧延焼鈍鋼板は、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＋２．２Ｐ％－３．２４Ｂ％－０．１３３＊Ｍｎ％＊Ｍｏ％
として規定され、元素は重量パーセントで表される。

【0014】

好ましくは、本発明による冷間圧延焼鈍鋼板の２つの鋼部品の抵抗スポット溶接部は、少なくとも３０ｄａＮ／ｍｍ２のα値を有する。

【0015】

本発明の目的は、請求項１に記載の鋼板を提供することによって達成される。鋼板はまた、単独で又は組み合わせて、請求項２～１０の特徴のいずれかを含むことができる。

【0016】

本発明の別の目的は、請求項１１に記載の２つの鋼部品の抵抗スポット溶接である。

【図面の簡単な説明】

【0017】

【図1】試験４及び試験１５の熱間圧延熱処理鋼板の試験片を表す図である。

【図2】試験４及び試験１５について、マンガン量の関数として３つのマップの累積面積分率を表す図である。

【発明を実施するための形態】

【0018】

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。

【0019】

本発明によれば、十分な強度及び良好な溶接性を確保するために、炭素含有量は、０．０３％～０．１８％である。炭素が０．１８％を上回ると、鋼板の溶接性及びＬＭＥに対する耐性が低下する場合がある。均熱の温度は、炭素含有量に依存する：炭素含有量が高いほど、オーステナイトを安定化するための均熱温度は低くなる。炭素含有量が０．０３％未満である場合、オーステナイト分率は、均熱後に所望の引張強度及び伸びを得るのに十分に安定化されない。本発明の好ましい実施形態では、炭素含有量は、０．０５％～０．１５％である。本発明の別の好ましい実施形態では、炭素含有量は、０．０５％～０．１０％である。

【0020】

マンガン含有量は、６．０％～１１．０％である。添加量が１１．０％を上回ると、鋼板の溶接性が低下し、部品組立の生産性が低下する可能性がある。さらに、中心偏析のリスクは、機械的特性を損なうほど増加する。均熱の温度は、マンガン含有量にも依存するので、均熱後に目標とする微細構造及び強度を得るために、オーステナイトを安定化するためにマンガンの最小値が規定される。好ましくは、マンガン含有量は、６．０％～９％である。

【0021】

本発明によれば、鋳造中のマンガン偏析を低減するために、アルミニウム含有量は、０．２％～３％である。アルミニウムは、精緻化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。添加量が３％を上回ると、鋼板の溶接性が低下し、鋳造能力が低下する場合がある。さらに、９８０ＭＰａを上回る引張強度を達成することは困難である。さらに、アルミニウム含有量が高いほど、オーステナイトを安定化するための均熱温度が高くなる。アルミニウムは、変態区間範囲を拡大することによって製品の堅牢性を改善し、溶接性を改善するために少なくとも０．２％添加される。さらに、介在物及び酸化の問題の発生を回避するためにアルミニウムが添加される。本発明の好ましい実施形態では、アルミニウム含有量は、０．７％～２．２％である。

【0022】

モリブデン含有量は、鋳造中のマンガン偏析を減少させるために０．０５％～０．５％である。さらに、モリブデンの少なくとも０．０５％の添加は、脆性に対する耐性を提供する。０．５％を上回ると、モリブデンの添加は、コストがかかり、必要とされる特性を考慮すると効果的ではない。本発明の好ましい実施形態では、モリブデン含有量は、０．１５％～０．３５％である。

【0023】

本発明によれば、ホウ素含有量は、熱間圧延鋼板の靭性及び冷間圧延鋼板のスポット溶接性を改善するために０．０００５％～０．００５％である。０．００５％を上回ると、先行するオーステナイト粒界でのホウ炭化物の形成が促進され、鋼がより脆くなる。本発明の好ましい実施形態では、ホウ素含有量は、０．００１％～０．００３％である。

【0024】

任意選択的に、いくつかの元素を本発明による鋼の組成に添加することができる。

【0025】

ケイ素含有量の最大添加は、ＬＭＥ耐性を改善するために１．２０％に制限される。加えて、この低いケイ素含有量は、ホットバンド焼鈍の前に熱間圧延鋼板を酸洗するステップを排除することによって工程を単純化することを可能にする。好ましくは、添加される最大ケイ素含有量は、０．５％である。

【0026】

析出強化を提供するために、チタンを０．０５０％まで添加することができる。好ましくは、ＢＮの形成からホウ素を保護するために、ホウ素に加えて最低０．０１０％のチタンが添加される。

【0027】

ニオブは、任意選択的に、熱間圧延中にオーステナイト粒を精製し、析出強化を提供するために０．０５０％まで添加することができる。好ましくは、添加されるニオブの最小量は、０．０１０％である。

【0028】

任意選択的に、クロム及びバナジウムをそれぞれ０．５％及び０．２％まで添加して、強度を改善させることができる。

【0029】

鋼の組成の残りは、鉄及び製錬から生じる不純物である。この点において、Ｐ、Ｓ及びＮは、少なくとも不可避不純物である残留元素とみなされる。それらの含有量は、Ｓについては０．０１０％以下、Ｐについては０．０２０％以下、Ｎについては０．００８％以下である。

【0030】

次に、本発明による冷間圧延焼鈍鋼板の微細構造を説明する。それは、表面分率で：
２５％～５５％の残留オーステナイト、
５％～５０％のフェライト、
５％～７０％の分配マルテンサイト
５％未満のフレッシュマルテンサイト、
比率（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（Ｃ％^２×Ｍｎ％）が３．０～８．０であり、Ｃ％及びＭｎ％が、重量％での炭素及びマンガンの公称値であるような、重量パーセントで表される、オーステナイト中の炭素［Ｃ］_Ａ及びマンガン［Ｍｎ］_Ａ含有量、並びに
－４０以上の勾配を有する微細構造中のマンガン分布を特徴とする、マンガンの不均質な再分配
を含有する。

【0031】

本発明による鋼板の微細構造は、２５％～５５％の残留オーステナイト、好ましくは３０～５０％のオーステナイトを含有する。オーステナイトが２５％を下回る又は５５％を上回ると、均一伸びＵＥ及び全伸びＴＥは、１３％及び１６％のそれぞれの最小値に達することができない。

【0032】

そのようなオーステナイトは、熱間圧延鋼板の変態区間焼鈍中に形成されるが、冷間圧延鋼板の第１及び第２の変態区間焼鈍中にも形成される。熱間圧延鋼板の変態区間焼鈍中に、公称値より高いマンガン含有量を含有する領域及び公称値より低いマンガン含有量を含有する領域が形成され、マンガンの不均質な分布が生じる。したがって、炭素は、マンガンと共偏析する。このマンガン不均質性は、熱間圧延鋼板のマンガン分布の勾配によって測定され、そして、これは、図２に示し、後述するように、－３０以上でなければならない。

【0033】

ホットバンド焼鈍後のオーステナイト中のマンガンの不均質な再分配及びオーステナイト中のマンガンの低い拡散速度論のために、ホットバンド焼鈍中に形成されたマンガン不均質性は、冷間圧延鋼板の第１及び第２の変態区間焼鈍後も依然として存在する。これは、－４０以上である微細構造中のマンガン分布の勾配によって証明することができる。

【0034】

オーステナイト中の炭素［Ｃ］_Ａ及びマンガン［Ｍｎ］_Ａ含有量は、重量パーセントで表され、比率（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（Ｃ％^２×Ｍｎ％）が３．０～８．０であるようなものである。比率が３．０未満である場合、残留オーステナイトは、変形中に連続ＴＲＩＰ－ＴＷＩＰ効果を提供するのに十分に安定していない。８．０を上回る場合、残留オーステナイトは、安定しすぎて、変形中に十分なＴＲＩＰ－ＴＷＩＰ効果を生成することができない。そのようなＴＷＩＰ－ＴＲＩＰ効果は、「Ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ－ｏｆ－ｔｈｅ－ＴＷＩＰ－ＴＲＩＰ－Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ－Ｅｎｈａｎｃｅｍｅｎｔ－Ｍｅｃｈａｎｉｓｍ－ｉｎ－Ａｌ－Ａｄｄｅｄ－６－Ｗｔ－Ｐｃｔ－Ｍｅｄｉｕｍ－Ｍｎ－Ｓｔｅｅｌ」ＤＯＩ：１０．１００７／ｓ１１６６１－０１５－２８５４－ｚ、Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ＆Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ ａｎｄ ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ ２０１５、ｐ．２３５６、４６Ａ巻、２０１５年６月（Ｓ．ＬＥＥ，Ｋ．ＬＥＥ，及びＢ．Ｃ．ＤＥ ＣＯＯＭＡＮ）で特に説明されている。

【0035】

本発明による鋼板の微細構造は、５～５０％のフェライト、好ましくは１０～４５％のフェライトを含有する。そのようなフェライトは、熱間圧延鋼板の変態区間焼鈍中に形成されるが、冷間圧延鋼板の第１及び第２の変態区間焼鈍中にも形成される。

【0036】

本発明による鋼板の微細構造は、５～７０％の分配マルテンサイト、好ましくは８～５０％の分配マルテンサイトを含有する。そのようなマルテンサイトは、熱間圧延鋼板の変態区間焼鈍後の冷却時に、公称値よりも炭素及びマルテンサイトが少ないオーステナイトの一部の変態によって形成することができる。しかし、それは主に冷間圧延鋼板の第１の焼鈍後の冷却時に形成され、次いで冷間圧延鋼板の第２の焼鈍中に分配される。

【0037】

フレッシュマルテンサイトは、５％までの表面分率で存在することができるが、本発明による鋼板の微細構造において望ましい相ではない。それは、不安定なオーステナイトの変態によって、室温までの最終冷却ステップ中に形成される可能性がある。実際、炭素及びマンガン含有量が低いこの不安定なオーステナイトは、２０℃を上回るマルテンサイト開始温度Ｍｓをもたらす。最終的な機械的特性を得るために、フレッシュマルテンサイトは、最大５％に制限され、好ましくは０％まで低減される。

【0038】

分配マルテンサイトは、それ自体知られた試薬、例えばＮｉｔａｌ試薬で研磨及びエッチングされた試験片で、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察されるか、又は研磨された試験片で、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）によって分析されることで、フレッシュマルテンサイトと区別することができる。分配マルテンサイトは、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、分配温度Ｔ_Ｐでの保持中に、鋼のＭｓ温度を下回る焼入れ時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分配に起因する。

【0039】

対照的に、分配ステップ後の炭素富化オーステナイトのマルテンサイトへの変態から生じるフレッシュマルテンサイトは、鋼の公称炭素含有量よりも高いＣ含有量及び分配マルテンサイトよりも高い転位密度を有する。

【0040】

本発明による冷間圧延焼鈍鋼板は、１０００ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ、１３％以上の一様伸びＵＥ及び１６％以上の全伸びＴＥを有する。

【0041】

好ましくは、冷間圧延焼鈍鋼板は、８５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する。

【0042】

好ましくは、冷間圧延焼鈍鋼板は、０．３６を下回るＬＭＥ指数を有する。

【0043】

好ましくは、冷間圧延焼鈍鋼板は、溶接性を改善するために、０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有する。炭素当量は、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２Ｐ％－３．２４Ｂ％－０．１３３＊Ｍｎ％＊Ｍｏ％として規定され、元素は重量パーセントで表される。

【0044】

溶接組立体は、本発明による冷間圧延焼鈍鋼の薄板から２つの部品を生成し、次いで２つの鋼部品の抵抗スポット溶接を実行することによって製造することができる。

【0045】

第１の薄板を第２の薄板に接合する抵抗スポット溶接部は、少なくとも３０ｄａＮ／ｍｍ２のα値によって規定される交差引張試験における高い抵抗を特徴とする。

【0046】

本発明による鋼板は、任意の適切な製造方法によって生成することができ、当業者は、それを規定することができる。しかしながら、以下のステップを含む本発明による方法を使用することが好ましい：
さらに熱間圧延することができる半製品には、上述の鋼組成が提供される。半製品は、熱間圧延を容易にすることができるように、１１５０℃～１３００℃の温度に加熱され、最終熱間圧延温度ＦＲＴは、８００℃～１０００℃である。好ましくは、ＦＲＴは、８５０℃～９５０℃である。

【0047】

次いで、熱間圧延鋼は、冷却され、２０℃～６５０℃、好ましくは３００℃～５００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻き取られる。

【0048】

次いで、熱間圧延鋼板を室温まで冷却し、酸洗することができる。

【0049】

次いで、熱間圧延鋼板は、Ａｃ１とＡｃ３との間の焼鈍温度Ｔ_ＨＢＡに焼鈍される。より正確には、Ｔ_ＨＢＡは、析出した炭化物を０．８％を下回る割合に最小化し、マンガンの不均質な再分配を促進するように選定される。このマンガン不均質性は、－３０以上でなければならない熱間圧延鋼板のマンガン分布の勾配によって測定される。好ましくは、温度Ｔ_ＨＢＡは、Ａｃ１＋５℃～Ａｃ３で構成される。好ましくは、温度Ｔ_ＨＢＡは、５８０℃～６８０℃である。

【0050】

鋼板は、マンガン拡散及び不均質なマンガン分布の形成を促進するために、０．１～１２０時間の保持時間ｔ_ＨＢＡの間、前記温度Ｔ_ＨＢＡに維持される。さらに、熱間圧延鋼板のこの熱処理は、熱間圧延鋼板の０．４Ｊ／ｍｍ^２を上回る靭性を維持しながら硬度を低下させることを可能にする。

【0051】

次いで、熱間圧延熱処理鋼板を室温に冷却し、酸洗して酸化を除去することができる。

【0052】

次いで、熱間圧延熱処理鋼板は、２０％～８０％の減少率で冷間圧延される。

【0053】

次いで、冷間圧延鋼板は、１０秒～１８００秒の保持時間ｔ１_ｓｏａｋ間の冷間圧延鋼板のＡｃ１とＡｃ３との間に含まれる変態区間温度Ｔ１_ｓｏａｋでの第１の焼鈍に供される。Ａｃ１及びＡｃ３は、ディラトメトリー試験によって測定される。Ｔ１_ｓｏａｋ及びｔ１_ｓｏａｋは、均熱の終わりに表面分率で５０％～９５％のオーステナイトを得るように選択され、これにより、ホットバンド焼鈍中に形成されたマンガン不均質性を可能な限り保つことが可能になる。これは、少なくとも－４０の微細構造におけるマンガン分布の勾配を示す鋼板によって証明される。好ましくは、変態区間温度Ｔ１_ｓｏａｋは、６５０～８５０℃、より好ましくは７１０℃～７８０℃であり、時間ｔ１_ｓｏａｋは、１００～１０００秒である。そのような第１の焼鈍は、連続焼鈍により実行することができる。

【0054】

冷却すると、マンガン及び炭素にあまり富んでいない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する。このフレッシュマルテンサイトは、マンガン及び炭素が豊富な領域、並びにマンガン及び炭素が枯渇した領域を含有する。

【0055】

さらに、微細構造は、第１の焼鈍後の冷却後に５％～５０％のフェライトを含有する。

【0056】

次いで、冷間圧延鋼板は、３０秒～３６００秒の保持時間ｔ２_ｓｏａｋ間の焼鈍鋼板のＡｃ１とＡｃ３との間に含まれる変態区間温度Ｔ２_ｓｏａｋでの第２の焼鈍に供される。Ａｃ１及びＡｃ３は、ディラトメトリー試験によって測定される。好ましくは、変態区間温度Ｔ２_ｓｏａｋは、５５０℃～６５０℃であり、ｔ２_ｓｏａｋは、１００～１５００秒である。

【0057】

この第２の焼鈍の目的は、オーステナイト及びマルテンサイト中の炭素及びマンガンの分配を継続することである。フレッシュマルテンサイトの一部の炭素及びマンガンは、公称よりも高いため、マルテンサイトのこの部分は、Ｔ１_ｓｏａｋよりも低い温度でオーステナイトに変態することができ、マンガン及び炭素のそのようなオーステナイトへの分配を伴う。炭素及びマンガンがより乏しいマルテンサイト構造の別の部分は、オーステナイトに変態しないが、炭素及びマンガンの両方のオーステナイトの分配をもたらす。その結果、Ｔ２_ｓｏａｋは、Ｔ１_ｓｏａｋよりも低い。ｔ２_ｓｏａｋは、オーステナイト中の炭素の拡散に十分な時間を与えるためにｔ１_ｓｏａｋよりも長いことが好ましいが、オーステナイトがＴＲＩＰ－ＴＷＩＰ効果を確実にするには不十分な量の炭素を含有するように、オーステナイトの最終含有量が５５％を上回ることを回避するのに十分低いままであるべきである。

【0058】

好ましくは、変態区間温度Ｔ２_ｓｏａｋは、５００℃～６５０℃であり、時間ｔ２_ｓｏａｋは、２００～１０００秒である。そのような第２の焼鈍は、連続焼鈍により実行することができる。

【0059】

次いで、冷間圧延焼鈍鋼板を８０℃未満、好ましくは室温まで冷却する。冷却すると、マンガン及び炭素にあまり富んでいないオーステナイトの一部がフレッシュマルテンサイトに変態し得る。

【0060】

次いで、鋼板は、亜鉛若しくは亜鉛系合金又はアルミニウム若しくはアルミニウム系合金の溶融めっきコーティング、電着又は真空コーティングを含む任意の好適な方法によってコーティングすることができる。

【0061】

本発明を以下の実施例によって説明するが、これらは決して限定的なものではない。

【実施例】

【0062】

表１に組成をまとめた４つのグレードを半製品に鋳造し、鋼板に加工した。

【0063】

表１－組成
試験した組成を以下の表にまとめ、元素含有量を重量パーセントで表す。

【0064】

【表1】

【0065】

冷間圧延鋼板のＡｃ１及びＡｃ３温度は、ディラトメトリー試験及び金属組織分析によって測定されている。

【0066】

表２－熱間圧延熱処理鋼板の工程パラメータ
鋳造された鋼半製品を１２００℃で再加熱し、熱間圧延し、次いで４５０℃で巻き取った。熱間圧延熱処理鋼板を得るための以下の特定の条件を適用した：

【0067】

【表2】

【0068】

熱間圧延熱処理鋼板を分析し、対応する特性を表３にまとめる。

【0069】

表３－熱間圧延熱処理鋼板の微細構造及び特性
マンガン分布の勾配及び析出した炭化物の割合を測定した。

【0070】

析出した炭化物の割合は、電界放出電子銃を備えた走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）及び１５０００倍を超える倍率での画像分析によって検査された薄板の試験片によって測定される。

【0071】

熱間圧延鋼板の熱処理は、マンガンがオーステナイト中に拡散することを可能にする：マンガンの再分配は、マンガン含有量が低い領域及びマンガン含有量が高い領域で不均質である。このマンガン不均質性は、機械的特性を達成するのに役立ち、マンガンプロファイルによって測定することができる。

【0072】

図１は、試験４及び試験１５の熱間圧延熱処理鋼板の試験片を表す。黒色領域は、マンガン量が少ない領域に対応し、灰色領域は、マンガン量が多い領域に対応する。

【0073】

この図は、以下の方法によって得られる：試験片を熱間圧延熱処理鋼板から厚さ１／４で切断し、研磨する。

【0074】

その後、この試験片はマンガン量を測定するために１００００倍を超える倍率で電界放出電子銃（「ＦＥＧ」）を備えた電子プローブマイクロアナライザによって特性評価される。試験片の異なる部分の１０μｍ×１０μｍの３つのマップを取得した。これらのマップは、０．０１μｍ^２の画素で構成されている。重量パーセントでのマンガン量を各ピクセルで計算し、次いで、マンガン量の関数として３つのマップの累積面積分率を表す曲線上にプロットする。

【0075】

この曲線は、試験４及び試験１５について図２にプロットされており、薄板試験片の１００％が１％を超えるマンガンを含有する。試験１５では、薄板試験片の２０％が１０％を超えるマンガンを含有する。

【0076】

次いで、得られた曲線の勾配が、累積面積分率の８０％を表す点と累積面積分率の２０％を表す点との間で計算される。

【0077】

試験４では、熱間圧延後の熱処理がないことは、マンガンの再分配が十分に不均質ではないことを含意し、これはマンガン分布の勾配の値が－３０未満であることがわかる。これは、試験５及び６にも当てはまる。

【0078】

対照的に、試験１５では、マンガンの再分配は、明らかに不均質であり、これは－３０を超えるマンガン分布の勾配の値によって証明される。これは、４～６を除く他のすべての試験にも当てはまる。

【0079】

【表3】

【0080】

表４－冷間圧延焼鈍鋼板の工程パラメータ
次いで、得られた熱間圧延熱処理鋼板を冷間圧延する。次いで、冷間圧延鋼板は、８０℃未満に冷却される前に、温度Ｔ１_ｓｏａｋで最初の焼鈍をされ、保持時間ｔ１_ｓｏａｋの間、前記温度に維持される。次いで、鋼板は、室温に冷却される前に、温度Ｔ２_ｓｏａｋで２回目の焼鈍をされ、保持時間ｔ２_ｓｏａｋの間、前記温度に維持される。冷間圧延焼鈍鋼板を得るための以下の特定の条件を適用した：

【0081】

【表4】

【0082】

次いで、冷間圧延焼鈍鋼板を分析し、対応する微細構造要素、機械的特性及び溶接性特性をそれぞれ表５、６及び７にまとめた。

【0083】

表５－冷間圧延焼鈍鋼板の微細構造
得られた冷間圧延焼鈍鋼板の微細構造の相比率、並びに第１の焼鈍後及び第２の焼鈍後のマンガン分布の勾配を測定した。

【0084】

微細構造中の相の表面分率は、以下の方法によって測定される：試験片を冷間圧延焼鈍鋼板から切断し、研磨し、それ自体が知られた試薬でエッチングして、微細構造を明らかにする。その後、試験片は、走査型電子顕微鏡、例えば電界放出電子銃を備えた走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）を用いて、二次電子モードで５０００倍を超える倍率で検査される。

【0085】

フェライトの表面分率の測定は、Ｎｉｔａｌ又はＰｉｃｒａｌ／Ｎｉｔａｌ試薬エッチング後のＳＥＭ観察によって実行される。

【0086】

残留オーステナイトの体積分率の測定は、Ｘ線回折によって実行される。

【0087】

［Ｃ］Ａ及び［Ｍｎ］Ａは、重量パーセントでのオーステナイト中の炭素及びマンガンの量に対応する。それらは、Ｘ線回折（Ｃ％）及び電界放出電子銃（Ｍｎ％）を備えた電子プローブマイクロアナライザの両方で測定される。

【0088】

【表5】

【0089】

熱間圧延鋼板の焼鈍後に得られたマンガン分布の不均質性は、冷間圧延鋼板の両方の焼鈍ステップ後に可能な限り維持される。それは、熱間圧延鋼板の焼鈍後に得られたマンガン分布の勾配（表３）と、冷間圧延鋼板の第１及び第２の焼鈍ステップ後に得られたマンガン分布の勾配（表５）とを比較することによってわかる。

【0090】

表６－冷間圧延焼鈍鋼板の機械的特性
得られた冷間圧延焼鈍の機械的特性を測定し、以下の表にまとめた。

【0091】

降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ並びに全伸びＴＥ及び一様伸びＵＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２－１に従って測定される。

【0092】

【表6】

【0093】

試験２を、十分なオーステナイトを形成するには持続時間が短すぎる第２の焼鈍に供した。対照的に、試験３のｔ２_ｓｏａｋは、十分に高い。

【0094】

試験９及び１０を、不十分な量の炭素で過剰なオーステナイトが形成されるように持続時間が長すぎる第２の焼鈍に供したが、これはそのようなオーステナイトが十分に安定しないことを意味する。対照的に、試験８のｔ２_ｓｏａｋは、十分に低かった。

【0095】

試験１１及び１２を、温度が高すぎて、持続時間も高すぎる第２の焼鈍に供すると、炭素量が不十分な過剰なオーステナイトが形成される。

【0096】

試験１３及び１４を、オーステナイトの炭素含有量が低すぎるように持続時間が長すぎる第２の焼鈍に供した。

【0097】

試験１８を、十分なオーステナイトを形成するには温度が低すぎる第２の焼鈍に供した。対照的に、試験１９のＴ２_ｓｏａｋは、十分に高かった。

【0098】

表７－冷間圧延焼鈍鋼板の溶接性特性
ＩＳＯ規格１８２７８－２条件のスポット溶接を、冷間圧延焼鈍鋼板に対して行った。

【0099】

使用される試験では、サンプルは、２枚の鋼板で構成され、同等の交差溶接の形態である。溶接点を破断するように力を加える。この力は、交差引張強度（ＣＴＳ）として知られており、ｄａＮで表される。それは、溶接点の直径及び金属の厚さ、すなわち鋼及び金属コーティングの厚さに依存する。それにより、溶接点の直径と基材の厚さとの積に対するＣＴＳの値の比である係数αを計算することが可能になる。この係数は、ｄａＮ／ｍｍ^２で表される。

【0100】

得られた冷間圧延焼鈍の溶接性を測定し、以下の表にまとめた。

【0101】

【表7】

【図1】

【図2】