(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】冷間圧延焼鈍され、分配処理された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 1/18 20060101ALI20240820BHJP
C21D 9/00 20060101ALI20240820BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20240820BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302A
C22C38/38
C21D1/18 C
C21D9/00 A
C21D9/46 P
【請求項の数】
13
(21)【出願番号】P 2022575973
(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】 IB2021056245
(87)【国際公開番号】W WO2022018569
(87)【国際公開日】2022-01-27
【審査請求日】2023-01-26
(31)【優先権主張番号】PCT/IB2020/057008
(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】ストルツ，ミケール
(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】国際公開第２０１５／１８２５９６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開平０５－２３０５３０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特表２０２１－５０７９９４（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１９／１２２９６１（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１７／１８３３４９（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１７／０６８７５７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】米国特許出願公開第２０２１／０３１７５５４（ＵＳ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０２０／０５０５７３（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 １／１８
Ｃ２１Ｄ ９／００
Ｃ２１Ｄ ９／４６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板であって、質量パーセントで：Ｃ：０．０５～０．１８％
Ｍｎ：６．０～１１．０％
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：
Ａｌ：＜３％
Ｓｉ≦１．２０％
Ｔｉ≦０．０５０％
Ｎｂ≦０．０５０％
Ｃｒ≦０．５％
Ｖ≦０．２％
組成の残りが、鉄及び製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、
－０％～３０％のフェライトであって、存在する場合には１．０μｍ未満の粒径を有するそのようなフェライト、
－８％～４０％の残留オーステナイトであって、０．５μｍを上回るサイズを有する島状の残留オーステナイトの分率が５％以下である、残留オーステナイト、
－３０～９２％の分配マルテンサイト、
－３％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１８．０を下回り、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
を含む微細構造を有する、冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板。
【請求項2】
炭素含有量が、０．０８％～０．１５％である、請求項１に記載の鋼板。
【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に記載の鋼板。
【請求項4】
アルミニウム含有量が、０．２％～２．２％である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項5】
微細構造が、５％～２５％のフェライト、１５％～３０％の残留オーステナイト及び４５％～８０％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鋼板。
【請求項6】
微細構造が、フェライトを含まず、２０％～３０％の残留オーステナイト及び７０％～８０％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鋼板。
【請求項7】
引張強度が、１２７０ＭＰａ以上であり、一様伸びＵＥが、１０．０％以上であり、全伸びＴＥが、１４．０％以上であり、ＴＳ、ＴＥ並びに炭素及びケイ素の含有量が、以下の式：（ＴＳｘＴＥ）／（Ｃ％＋Ｓｉ％／４）＞５００００ＭＰａ．％を満たし、式中、Ｃ％及びＳｉ％が、鋼のＣ及びＳｉにおける公称質量％を指す、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項8】
穴拡げ率が、１５％以上である、請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項9】
降伏強度ＹＳが、１０００ＭＰａ以上である、請求項１～８のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項10】
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１～９のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項11】
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１～１０のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項12】
請求項１～１１のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板で作製された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／ｍｍ２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ＣＴＳの値の比である、抵抗スポット溶接部。
【請求項13】
プレス硬化分配鋼部品であって、その組成及び微細構造が、請求項１～１１のいずれか一項に記載の組成及び微細構造である、プレス硬化分配鋼部品。
【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（デュアルフェーズ）鋼又はＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼で作製された薄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、安全要件を無視することなく、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のおかげで鋼の延性を増加させるのに役立つ。しかし、これらの鋼は、脆性の弱さを呈する。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し、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。
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し、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％の間の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。焼鈍温度の選定のおかげで、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】
【課題を解決するための手段】
【0009】
したがって、本発明の目的は、上述の問題を解決し、１２７０以上の引張強度ＴＳ、１０．０％以上の一様伸びＵＥ、１４．０％以上の全伸びＴＥ、少なくとも１５％の穴拡げ率を有する高い機械的特性の組み合わせを有し、式（ＴＳｘＴＥ）／（Ｃ％＋Ｓｉ％／４）＞５００００ＭＰａ．％を満たす鋼板を提供することであり、式中、Ｃ％及びＳｉ％は、鋼のＣ及びＳｉにおける公称重量％を指す。
【0010】
好ましくは、鋼板は、１０００ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
【0011】
好ましくは、本発明による鋼板は、０．３６未満のＬＭＥ指数を有する。
【0012】
好ましくは、本発明による鋼板は、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。
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。
【0013】
好ましくは、本発明による鋼板の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。
【0014】
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２～１１の特徴のいずれかを含むことができる。
【0015】
本発明の別の目的は、請求項１２に記載の２つの鋼部品の抵抗スポット溶接である。
【0016】
本発明の別の目的は、請求項１３に記載のプレス硬化分配鋼部品である。
【図面の簡単な説明】
【0017】
【図1】Ｍｓ７０％に対応する正規化されたマルテンサイト分率を表す図である。
【図2】試験１３及び試験１～８の熱間圧延熱処理鋼板の断面を表す図である。
【図3】試験１３及び試験１～８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、満足のいく強度及び良好な溶接性特性を確保するために、炭素含有量は、０．０５％～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０．０５％未満である場合、分配マルテンサイトの強度は、１２７０ＭＰａを上回るＵＴＳを得るのに十分ではない。本発明の好ましい実施形態では、炭素含有量は、０．０８％～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、０．１０～０．１５％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、３％を下回る。アルミニウムは、精錬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、鋳造性が低下する場合がある。さらに、１２７０ＭＰａ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、好ましくは、変態区間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％まで添加される。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を添加することができる。本発明の好ましい実施形態では、アルミニウム含有量は、０．２％～２．２％、より好ましくは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、旧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、１．０％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】
鋼の残りの組成は、鉄及び製錬に起因する不純物である。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、本発明による鋼板の微細構造について説明する。それは、表面分率で：
－０％～３０％のフェライトであって、存在する場合には１．０μｍ未満の粒径を有するそのようなフェライト、
－８％～４０％の残留オーステナイトであって、０．５μｍを上回るサイズのオーステナイト島の分率が５％以下である、残留オーステナイト、
－３０～９２％の分配マルテンサイト
－３％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１８．０を下回り、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
を含有する。
－０％～３０％のフェライトであって、存在する場合には１．０μｍ未満の粒径を有するそのようなフェライト、
－８％～４０％の残留オーステナイトであって、０．５μｍを上回るサイズのオーステナイト島の分率が５％以下である、残留オーステナイト、
－３０～９２％の分配マルテンサイト
－３％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１８．０を下回り、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
を含有する。
【0031】
本発明による鋼板の微細構造は、８％～４０％の残留オーステナイトを含有する。オーステナイトが８％を下回る又は４０％を上回ると、一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥは、１０．０％及び１４．０％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、図３に示し後述するように、－５０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のおかげで測定される。
【0033】
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１８．０を下回るようなものである。比率が１８．０を上回る場合、残留オーステナイトは、変形中に十分なＴＲＩＰ－ＴＷＩＰ効果を提供するには安定しすぎる。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。
【0034】
さらに、０．５μｍを上回るサイズを有するオーステナイト島の分率は、穴拡げ率が少なくとも１５％に等しいままであることを確実にするために、５％以下に維持されなければならない。実際、そのような大きなオーステナイト島は、十分に安定していない。
【0035】
本発明による鋼板の微細構造は、０～３０％のフェライトを含有し、存在する場合、そのようなフェライトは、１．０μｍを下回る粒径を有する。そのようなフェライトは、冷間圧延鋼板のＡｃ１～Ａｃ３の温度で行われる場合、冷間圧延鋼板の焼鈍中に形成することができる。冷間圧延鋼板の焼鈍が冷間圧延鋼板のＡｃ３を上回って行われる場合、フェライトは存在しない。好ましくは、フェライト含有量は、０％～２５％に含まれる。
【0036】
本発明による鋼板の微細構造は、３０～９２％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、冷間圧延鋼板の焼鈍後の冷却時に大部分が形成され、冷間圧延鋼板の分配中に分配される。
【0037】
フレッシュマルテンサイトは、３％を下回る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、３％を下回る、好ましくは２％を下回る、又はさらに良好に０％まで低減されなければならない。
【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断面で、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察されるか、又は研磨された断面で、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ＴＰ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。第１の実施形態では、微細構造は、５％～２５％のフェライト、１５％～３０％の残留オーステナイト及び４５％～８０％の分配マルテンサイトを含む。
【0040】
別の実施形態では、微細構造は、フェライトを含まず、２０％～３０％の残留オーステナイト及び７０％～８０％の分配マルテンサイトを含む。
【0041】
本発明による鋼板は、１２７０以上の引張強度ＴＳ、１０．０％以上の一様伸びＵＥ、１４．０％以上の全伸びＴＥ、少なくとも１５％の穴拡げ率を有し、式（ＴＳｘＴＥ）／（％Ｃ＋％Ｓｉ／４）＞５００００ＭＰａ．％を満たす。
【0042】
好ましくは、鋼板は、１０００ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
【0043】
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。
【0044】
好ましくは、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。
【0045】
溶接組立体は、本発明による鋼板から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。
【0046】
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。
【0047】
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：
【0048】
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。
【0049】
次いで、熱間圧延鋼は、冷却され、２０℃～６００℃、好ましくは３００℃～５００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻き取られる。
【0050】
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。
【0051】
次いで、熱間圧延鋼板は、Ａｃ１とＡｃ３との間の焼鈍温度ＴＨＢＡに焼鈍される。より正確には、ＴＨＢＡは、析出した炭化物の面積分率を０．８％を下回って最小化し、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、－５０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のおかげで測定される。好ましくは、温度ＴＨＢＡは、Ａｃ１＋５℃～Ａｃ３である。好ましくは、温度ＴＨＢＡは、５８０℃～６８０℃である。
【0052】
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ｔＨＢＡの間、前記温度ＴＨＢＡ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。
【0053】
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。
【0054】
次いで、熱間圧延熱処理鋼板は、２０％～８０％の圧下率で冷間圧延される。
【0055】
次いで、冷間圧延鋼板を、Ｔ１～９３０℃の温度Ｔｓｏａｋで３秒～１０００秒の保持時間ｔｓｏａｋの間、焼鈍に供し、Ｔ１は、表面分率で３０％のフェライトが均熱の終わりに形成される温度である。Ｔｓｏａｋが９３０℃を超えると、室温で十分なオーステナイトを安定化させることができない。好ましくは、Ｔｓｏａｋは７２０～９００℃、より好ましくは７２０℃～８７０℃であり、時間ｔｓｏａｋは、１００～１０００秒である。そのような焼鈍は、連続焼鈍により実行することができる。
【0056】
次いで、冷間圧延焼鈍鋼板を、（Ｍｓ７０％－７５）～（Ｍｓ７０％－２０）の範囲に設定されたＴｑまで焼入れする。Ｍｓ７０％は、この焼入れ操作によって鋼板が７０％のマルテンサイト含有量に達する温度である。この値は、室温まで冷却され、１２０℃まで再加熱されたサンプルに対して実行されたダイアメトラル試験のおかげで、室温まで冷却している間のマルテンサイト変態速度曲線を描くことによって決定される。図１に示すように、７０％（室温で１と比較して０．７に正規化された）のマルテンサイトの百分率に対応する値は、Ｍｓ７０％と規定される。
【0057】
そのような焼入れは、少なくとも０．１℃／ｓ、好ましくは少なくとも１℃／秒の平均冷却速度で行われる。均熱の終わりに存在するオーステナイトの一部は、Ｔｑの値に応じて正確な割合で、フレッシュマルテンサイトになる。
【0058】
焼入れ後、次いで、鋼板を５～１０００秒の時間ｔｐの間、３００～５５０℃の温度Ｔｐで分配ステップに供する。好ましくは、Ｔｐは、３５０～５００℃であり、ｔｐは、１００～３００秒である。
【0059】
フレッシュマルテンサイトは、この分配ステップの終わりに分配マルテンサイトに変態する。オーステナイトは、さらに炭素が豊富である。
【0060】
次いで、冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板を室温まで冷却し、そのような冷却中に、少量のフレッシュマルテンサイトが形成され得る。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】
別の実施形態では、上述の方法は、熱間圧延鋼板の焼鈍、冷間圧延後又はコーティング後に停止することができ、対応する鋼板をブランクに切断することができ、次いで、ブランクは、プレス硬化によって部品を製造するために使用される。コーティングが溶融めっきコーティングによって行われる場合、それは、通常、薄板の表面をホットメルト浴に浸漬する直前に焼鈍を実行して調製することが好ましい。
【0062】
そのようなプレス硬化操作は、冷間圧延鋼板について上述した焼鈍と同様に、鋼ブランクがオーブン内でＴ１～９３０℃になる温度まで加熱されるオーステナイト化ステップからなる。好ましくは、このオーステナイト化温度は、７２０～９００℃、より好ましくは７２０℃～８７０℃であり、オーステナイト化時間は、３０～１０００秒である。次いで、加熱されたブランクは、ホットスタンプが行われるホットスタンピングダイに移される。
【0063】
次いで、当業者に知られている様式での焼入れ操作によって硬化を行いながら、部品をダイ内に維持する。焼入れは、（Ｍｓ７０％－７５）～（Ｍｓ７０％－２０）の温度Ｔｑに達するまで、少なくとも０．１℃／ｓの冷却速度に達するように実行される。この焼入れ中に、部品は、冷間圧延焼鈍鋼板の対象となるものと同じ微細構造を獲得する。
【0064】
次いで、鋼製部品を、通常２～１００秒以内にオーブンに移し、保持時間ｔｐの間、温度Ｔｐで部品を再加熱する必要がある分配操作に供し、Ｔｐは３００～５５０℃及びｔｐは２～１０００秒の範囲である。好ましくは、Ｔｐは、３５０～５００℃であり、ｔｐは、１００～３００秒である。次いで、部品は、冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板の対象となるものと同じ微細構造を獲得する。
【0065】
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】
【0066】
実施例１－冷間成形用鋼板
表１に組成をまとめた６つのグレードを半製品に鋳造し、鋼板に加工した。
表１に組成をまとめた６つのグレードを半製品に鋳造し、鋼板に加工した。
【0067】
表１－組成
テスト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。
テスト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。
【0068】
【表1】
【0069】
冷間圧延板のＡｃ１、Ａｃ３及びＭｓ温度は、ダイアメトラル試験及び金属組織分析によって決定されている。
【0070】
表２－熱間圧延熱処理鋼板の工程パラメータ
鋳造されたままの鋼半製品を１２００℃で再加熱し、熱間圧延し、次いで巻き取った。次いで、熱間圧延熱処理鋼板を温度ＴＨＢＡで熱処理し、保持時間ｔＨＢＡの間、前記温度に維持される。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：
鋳造されたままの鋼半製品を１２００℃で再加熱し、熱間圧延し、次いで巻き取った。次いで、熱間圧延熱処理鋼板を温度ＴＨＢＡで熱処理し、保持時間ｔＨＢＡの間、前記温度に維持される。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：
【0071】
【表2】
【0072】
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。
【0073】
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決定した。
マンガン分布の勾配及び析出した炭化物の割合を決定した。
【0074】
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断面のおかげで決定される。
【0075】
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、低マンガン含有量の領域及び高マンガン含有量の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のおかげで測定することができる。
【0076】
図２は、試験１３及び試験１～８の熱間圧延熱処理鋼板の断面を表す。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。
【0077】
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。
【0078】
その後、マンガン量を決定するために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断面を特性評価する。断面の異なる部分の１０μｍ×１０μｍの３つのマップを取得した。これらのマップは、０．０１μｍ２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。
【0079】
この曲線は、試験１３及び試験１～８について図３にプロットされており、薄板断面の１００％が１％を超えるマンガンを含有する。試験１～８では、薄板断面の１０％が１０％を超えるマンガンを含有する。
【0080】
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。
【0081】
試験１～８では、この勾配は－５０より高く、これは、マンガンの再分配が不均質であり、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を有することを示している。
【0082】
対照的に、試験１３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不均質ではないことを含意し、これは－５０未満のマンガン分布の勾配の値によって見ることができる。
【0083】
【表3】
【0084】
表４－冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板の工程パラメータ
試験１～１５では、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、２℃／ｓの冷却速度でＴｑで焼入れされる前に、温度Ｔｓｏａｋで最初の焼鈍をされ、保持時間ｔｓｏａｋ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Ｔｐで２回目の加熱をされ、保持時間ｔｐの間、前記温度に維持される。
試験１～１５では、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、２℃／ｓの冷却速度でＴｑで焼入れされる前に、温度Ｔｓｏａｋで最初の焼鈍をされ、保持時間ｔｓｏａｋ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Ｔｐで２回目の加熱をされ、保持時間ｔｐの間、前記温度に維持される。
【0085】
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：
【0086】
【表4】
【0087】
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。
【0088】
表５－冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板の微細構造
得られた冷間圧延分配鋼板の微細構造の相百分率を決定した。
得られた冷間圧延分配鋼板の微細構造の相百分率を決定した。
【0089】
［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を備えた電子プローブマイクロアナライザ（Ｍｎ％）の両方で測定される。
【0090】
微細構造中の相の表面分率は、以下の方法によって決定される：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、断面は、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。
【0091】
フェライトの表面分率の決定は、Ｎｉｔａｌ又はＰｉｃｒａｌ／Ｎｉｔａｌ試薬エッチング後のＳＥＭ観察のおかげで実行される。
【0092】
残留オーステナイトの体積分率の測定は、Ｘ線回折のおかげで実行される。
【0093】
【表5】
【0094】
表６－冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板の機械的特性
得られた冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板の機械的特性を決定し、以下の表にまとめた。
得られた冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板の機械的特性を決定し、以下の表にまとめた。
【0095】
降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、並びに一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥ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。穴拡げ率のテストは、ＩＳＯ１６６３０規格に準拠して行う。
【0096】
【表6】
【0097】
試験４、６、９及び１０を、高すぎる焼入れ温度Ｔｑに供し、これは十分に安定していない高い分率の大きなオーステナイト島の形成をもたらし、したがって穴拡げ率が低下する。
【0098】
試験５を、低すぎる焼入れ温度Ｔｑに供し、これは［Ｃ］Ａ
２×［Ｍｎ］Ａ／Ｃ％２×Ｍｎ％の値によって示されるように、変形中に安定しすぎるオーステナイトの生成をもたらす。これは、低すぎる全伸び値及び一様伸び値を誘発する。
【0099】
試験８を、Ｔ１を上回る均熱温度に供したが、Ｔｑが高すぎ、これは特に十分に安定していない高い分率の大きなオーステナイト島の形成をもたらす。フェライトの分率が比率較的高いことと相まって、これは穴拡げ率の大幅な低下をもたらす。
【0100】
試験１３を、十分なマンガンを含有しない組成から作製し、低すぎる温度でホットバンド焼鈍に供した。得られた微細構造は、フェライト及びフェライト中に比率較的均質なマンガン分布を有する炭化物で構成される。さらに、比率較的低い均熱は、炭化物の不十分な溶解をもたらす。冷間圧延鋼板の焼鈍後の大きなフェライト粒径は、ホットバンドバッチ焼鈍中に形成された非常に大きなフェライトサイズから引き継がれている。炭化物は、ホットバンドバッチ焼鈍中のフェライトの異常粒成長を防止することができない。したがって、フェライトの粒径は、大きすぎ、残留オーステナイト分率及び機械的安定性が低下し、これは一様伸び及び全伸びの低下を誘発する。
【0101】
十分なマンガンを含有しない組成の試験１４及び１５を、低すぎる温度でのホットバンド焼鈍に供した。得られた微細構造は、フェライト及びフェライト中に比率較的均質なマンガン分布を有する炭化物で構成される。焼入れ及び分配された薄板は、（ＵＴＳｘＴＥ）／（Ｃ％＋Ｓｉ％／４）の低い値によって証明されるように、機械的特性とＬＭＥ耐性との間の良好な妥協点を示していない。
【0102】
表７－冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板の溶接性特性
ＩＳＯ規格１８２７８－２条件のスポット溶接を、冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板に対して行った。
ＩＳＯ規格１８２７８－２条件のスポット溶接を、冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板に対して行った。
【0103】
使用されるテストでは、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／ｍｍ２で表される。
【0104】
冷間圧延焼鈍分配の溶接性特性を決定し、以下の表にまとめた。
【0105】
【表7】
【0106】
実施例２－プレス硬化部品
試験１６及び１７では、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、冷間圧延鋼板を８６０℃で１００秒間焼鈍して、アルミニウム系溶融めっき浴中でのさらなるコーティングのために鋼板の表面を調製する。
試験１６及び１７では、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、冷間圧延鋼板を８６０℃で１００秒間焼鈍して、アルミニウム系溶融めっき浴中でのさらなるコーティングのために鋼板の表面を調製する。
【0107】
コーティングを凝固させ、室温まで冷却した後、鋼板をブランクに切断する。次いで、そのようなブランクを炉に入れ、そこでそれらを温度Ｔｓｏａｋで焼鈍し、保持時間ｔｓｏａｋの間、前記温度に維持する。次いで、それらをプレス硬化ダイに移し、そこでそれらを部品に打ち抜き、２℃／ｓの冷却速度でＴｑで焼入れする。
【0108】
次いで、鋼部品は、室温に冷却される前に、再び炉内に移し、そこでそれらを温度Ｔｐで２回目の加熱をし、保持時間ｔｐの間、前記温度に維持される。鋼部品を得るために以下の特定の条件を適用した：
【0109】
【表8】
【0110】
得られた鋼部品の微細構造の相百分率を決定した：
【0111】
【表9】
【0112】
部品の機械的特性を決定し、以下の表にまとめた。
【0113】
降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、並びに一様伸びＵＥ及び全伸びＴＥ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。穴拡げ率のテストは、ＩＳＯ１６６３０規格に準拠して行う。
【0114】
【表10】
【図1】
【図2】
【図3】