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JP2010521584A - 延性が改善された装置レス熱間成形または焼入れ用鋼 - Google Patents

延性が改善された装置レス熱間成形または焼入れ用鋼 Download PDF

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JP2010521584A
JP2010521584A JP2009553176A JP2009553176A JP2010521584A JP 2010521584 A JP2010521584 A JP 2010521584A JP 2009553176 A JP2009553176 A JP 2009553176A JP 2009553176 A JP2009553176 A JP 2009553176A JP 2010521584 A JP2010521584 A JP 2010521584A
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アルセロールミタル・フランス
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Abstract

本発明は、鋼部品に関し、鋼部品は、ｗｔ％で、０．０４０％≦Ｃ≦０．１００％、０．８０％≦Ｍｎ≦２．００％、Ｓｉ≦０．３０％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０３０％、０．０１０％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．０１５％≦Ｎｂ≦０．１００％、０．０３０％≦Ｔｉ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００９％、Ｃｕ≦０．１００％、Ｎｉ≦０．１００％、Ｃｒ≦０．１００％、Ｍｏ≦０．１００％、Ｃａ≦０．００６％の組成を有し、組成の残部は、鉄および製造プロセスからの不可避的不純物からなる。鋼の微細構造は、少なくとも７５％の等軸フェライト、５％以上２０％以下の量のマルテンサイト、１０％以下の量のベイナイトを含む。

Description

本発明は、装置内での熱間成形または焼入れ後に、特に、有利で均質な強度、伸びおよび耐食性を有する熱間圧延鋼部品または冷間圧延鋼部品の製造に関する。
用途によっては、高引張強度、高耐衝撃性および良好な耐食性を兼ね備える鋼部品を製造することが目的である。この種の兼ね備えは、車両の著しい軽量化が求められる自動車産業において特に望ましい。これは、特に、高い機械的特性を有する鋼部品を使用することにより得られることができ、その微細構造は、マルテンサイトまたはベイナイト−マルテンサイトである。例えば、フェンダークロスメンバおよびドアまたはセンターピラーリインフォースメントなどの、自動車の耐侵入性部品、構造部品または安全性に寄与する部品が、例えば、上記特性を必要とする。
したがって、仏国特許第２７８０９８４号明細書は、熱処理後に非常に高強度を有するアルミニウム被覆鋼板を開示し、この処理は、Ａｃ３から１２００℃で加熱し、その後、装置内で熱間成形することを含む。鋼の組成の元素は、下記の通りである。Ｃ：０．１５から０．５％、Ｍｎ：０．５から３％、Ｓｉ：０．１から０．５％、Ｃｒ：０．０１から１％、Ｔｉ：＜０．２％、Ａｌ、Ｐ：＜０．１％、Ｓ：＜０．０５％、Ｂ：０．０００５から０．０８％。熱処理の間にプレコーティングと鋼との相互拡散によって形成された合金化化合物は、脱炭および腐食に対する保護をもたらす。
１つの実施形態では、０．２３１％のＣ、１．１４５％のＭｎ、０．２３９％のＳｉ、０．０４３％のＡｌ、０．０２０％のＰ、０．００３８％のＳ、０．１７９％のＣｒ、０．００９％のＣｕ、０．０２０％のＮｉ、０．０３２％のＴｉ、０．００４２％のＮ、０．００５１％のＣａおよび０．００２８％のＢを含む鋼を使用すると、熱間成形後に、完全マルテンサイト組織と関連する１５００ＭＰａより大きい強度を得ることが可能となる。
この非常に高い強度レベルの不都合な点は、破断点伸びであり、それは、熱処理後に比較的低く、約５％である。しかし、ある用途は、そのような高強度レベルを必要としないが、他方、１５％を越える破断点伸びの性能を必要とする。これらの用途は、部品の良好な腐食保護をも必要とする。
これらの構造的用途は、０．５から４ｍｍの厚さを有する補強部品にほぼ関する。求められるものは、部品の熱処理後、５００ＭＰａより大きい強度および１５％より大きい破断点伸びを有する鋼である。これらの機械的特性の兼ね備えは、衝突の場合に高エネルギー吸収を確実にする。これらの強度および伸びの必要条件は、たとえ装置内の冷却速度が、厚さ０．５ｍｍの部品と厚さ約４ｍｍの部品との間で異なっていても、満足されなければならない。この状況は、例えば、加熱および冷却の両方を含む工業ラインの調節が、異なる厚さの部品が上記厚さ範囲内でライン上を連続で処理される場合に変更されないことを可能にする。
部品の熱間鍛造または装置間でのその焼入れが、ある領域内で比較的大きな大きさの局部的変形をもたらす可能性があることが知られている。部品と装置との接触は、より完全である可能性があり、または冷却速度が各点で同じでないほど完全でない可能性がある。変形度または冷却速度に関するこれらの局部的ばらつきは、熱処理後、部品が異質構造および不均一特性を有するという結果を有する可能性がある。
本発明の目的は、上述の問題を解決することである。特に、本発明の目的は、およそ０．５から４ｍｍの厚さの範囲で、装置内で熱間成形または焼入れ後に、５００ＭＰａより大きい強度および１５％より大きい破断点伸びの両方を有する熱間圧延鋼部品または冷間圧延鋼部品を提供することである。本発明の他の目的は、優れた構造的均質性および均一な機械的特性を有する部品、すなわち、局部的変形度または局部的冷却速度が製造の間に均一でなくても、強度および伸びが部品の様々な部分において変化しない部品を提供することである。
本発明の他の目的は、通常の組み立てプロセス（抵抗溶接、アーク溶接、レーザー溶接）によって容易に溶接されることができる鋼部品を提供することであり、装置内で熱成形または焼入れされる前後に部品が溶接されることが可能である。
この目的のために、本発明の１つの主題は、鋼の組成が、含有量を重量で表して、０．０４０％≦Ｃ≦０．１００％、０．８０％≦Ｍｎ≦２．００％、Ｓｉ≦０．３０％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０３０％、０．０１０％≦Ａｌ≦０．０７０％、０．０１５％≦Ｎｂ≦０．１００％、０．０３０％≦Ｔｉ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００９％、Ｃｕ≦０．１００％、Ｎｉ≦０．１００％、Ｃｒ≦０．１００％、Ｍｏ≦０．１００％、Ｃａ≦０．００６％を含み、組成の残部は、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなり、鋼の微細構造は、少なくとも７５％の等軸フェライト、５％以上２０％以下の量のマルテンサイト、１０％以下の量のベイナイトからなる、鋼部品である。
本発明の他の主題は、上記特徴による鋼部品であって、鋼の組成は、含有量を重量で表して、０．０５０％≦Ｃ≦０．０８０％、１．２０％≦Ｍｎ≦１．７０％、Ｓｉ≦０．０７０％、Ｓ≦０．００４％、Ｐ≦０．０２０％、０．０２０％≦Ａｌ≦０．０４０％、０．０３０％≦Ｎｂ≦０．０７０％、０．０６０％≦Ｔｉ≦０．０８０％、Ｎ≦０．００９％、Ｃｕ≦０．１００％、Ｎｉ≦０．１００％、Ｃｒ≦０．１００％、Ｍｏ≦０．１００％、Ｃａ≦０．００５％を含み、組成の残部は、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなることを特徴とする鋼部品である。
１つの特定の実施形態によれば、部品の鋼の平均フェライト粒径は、６ミクロン未満である。
１つの特定の実施形態によれば、鋼部品は、全厚にわたって合金化された層で被覆されている。この合金化層は、鋼とプレコーティングとの合金化のための少なくとも１つの熱処理に起因し、プレコーティングは、亜鉛系合金またはアルミニウム系合金である。
好ましい実施形態によれば、鋼部品の強度は、５００ＭＰａ以上であり、その破断点伸びは、１５％より大きい。
本発明の他の主題は、部分の少なくとも１つが、上記特徴のうちのいずれかに記載の部品である、溶接物品である。
本発明の他の主題は、被覆された鋼部品を製造する方法であって、上記組成を有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板が供給されるステップと、次いで、プレコーティングが、鋼板に塗布され、プレコーティングは、亜鉛系合金またはアルミニウム系合金であるステップとを含む方法である。鋼板は、切断されてブランクを得て、次いで、任意に、このブランクは溶接される。任意に、ブランクは冷間変形され、次いで、ブランクは、鋼とプレコーティングとの合金化によって、ブランクの表面上に合金化層を形成するとともに、鋼に完全オーステナイト組織を付与するように炉内で温度Ｔｃに加熱され、合金化は、層の全厚にわたって生成される。ブランクは炉から取り出され、次いで、任意に、ブランクは、熱間変形されて、鋼部品に所望の機械的特性を付与するのに適した条件下で冷却される部品を得る。
本発明の他の主題は、部品を製造する方法であって、上記請求項に記載の組成を有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板が供給されるステップと、次いで、鋼板は、切断されてブランクを得るステップとを含む、方法である。任意に、ブランクは溶接され、次いで、任意に、このブランクは冷間変形される。ブランクは、鋼に完全オーステナイト組織を付与するように炉内で温度Ｔｃに加熱され、次いで、ブランクは炉から取り出される。任意に、上記ブランクは、熱間変形されて部品を得、次いで、この部品は、鋼部品に所望の機械的特性を付与するのに適した条件下で冷却され、次いで、任意に、コーティングが部品に塗布される。
１つの特定の方法によれば、温度Ｔｃは、８８０から９５０℃であり、この温度での浸漬時間ｔｃは、３から１０分である。
１つの特定の方法によれば、温度Ｔｃから４００℃での平均冷却速度Ｖｃは、３０から８０℃／ｓである。
好ましくは、温度Ｔｃから４００℃での平均冷却速度Ｖｃは、３５から６０℃／ｓである。
本発明のさらに他の主題は、上述された、または陸上自動車用、または農業機械または造船分野用の構造部品または安全部品を製造するための、上記方法の１つによって製造された部品または物品の使用である。
本発明の他の特徴および利点は、実施例によって、および以下の添付図面を参照して以下に付与される記載で明らかとなる。
本発明による熱処理後の鋼の微細構造を示す。 本発明によらない熱処理後の鋼の微細構造を示す。
鋼の化学的組成に関して、炭素は、冷却し、次いでオーステナイト化処理した後に得られた硬化性および引張強度に重要な役割を果たす。０．０４０重量％の含有量より低いと、任意の冷却条件下で５００ＭＰａを超える強度を得ることができない。０．１００％の含有量を超えると、例えば、部品が、冷却された装置内に保持される場合、最も迅速な冷却条件下であまりにも大きな割合のマルテンサイトを形成する危険性がある。そのとき、破断点伸びは１５％未満であってもよい。０．０５０から０．０８０％の炭素含有量が、製造条件に依存して、強度特性および伸び特性が非常に安定していることを可能にするとともに、鋼が通常の組み立てプロセスで非常に良好な溶接性を示すことを可能にする。
マンガンは、特に、その重量含有量が、少なくとも０．８０％である場合、その脱酸の役割とは別に、硬化性に重要な効果をも有する。しかし、２．００％を超えると、そのオーステナイト形成特性が、非常に顕著な帯状構造の形成をもたらす。偏析の危険なく満足な硬化性を得るために、Ｍｎの範囲は、１．２０から１．７０％であることが好ましい。さらに、このようにして、非常に良好な靱性が、静的機械的応力条件または動的機械的応力条件下で得られる。
シリコンは、溶鋼を脱酸させることに役立ち、鋼の硬化に寄与する。しかし、その含有量は、表面酸化物の過剰形成を回避し、かつ被覆性および溶接性を促進するために制限されなければならない。０．３０重量％より多いシリコンを添加すると、装置内で冷却した後にオーステナイトの考えられる安定化、ここでは望ましくないものがもたらされる。０．０７０％未満のシリコン含有量は、上記結果を得るために好ましい。
硫黄および燐は、過剰量の場合、延性を低減する。これは、それらの含有量が、それぞれ、０．００５重量％および０．０３０重量％に制限されるからである。０．００４％および０．０２０％未満の含有量は、それぞれ、より詳しくは、延性および靱性を向上させることを可能にする。
アルミニウムは、０．０１０から０．０７０重量％の量の場合、溶鋼が脱酸されることを可能にする。０．０２０から０．０４０％の好ましい量は、オーステナイトのいかなる安定化も防止する。
チタンおよびニオブは、マイクロ合金化元素の種類に属し、これらの元素は、数ｌ０−３から数ｌ０−２％の少量でさえ有効である。
鋼のニオブ含有量が、０．０１５から０．１００％である場合、微細な硬化炭窒化物Ｎｂ（ＣＮ）析出物が、熱間圧延の間にオーステナイト中またはフェライト中に生じる。これらの析出物は、その後の溶接の間にオーステナイト結晶粒の成長を制限することをも可能にする。０．０３０から０．０７０％のニオブ含有量は、高温での機械的特性をさらに適度に改善しながら、かなりの硬化をもたらし、それによって、ストリップミルでの熱間圧延の間に力を制限することを可能にする。
チタン含有量が、０．０３０から０．０８０重量％である場合、析出物が、非常に高温でＴｉＮ窒化物の形態で生じ、次いで、低温でオーステナイト中に微細なＴｉＣ炭化物の形態で生じ、硬化をもたらす。ＴｉＮ析出物は、任意の溶接操作の間にオーステナイト結晶粒の成長を有効に制限する。０．０６０％から０．０８０％のチタン含有量は、ＴｉＣまたはＴｉ炭硫化物のより激しい析出物をもたらす。
窒素含有量は、粗い形態で、凝固から直ちに生じるＴｉＮの析出を防止するために、０．００９％未満である。
熱間圧延または冷間圧延および焼きなまし後、ニオブおよびチタンは、析出された形態である。本発明によるプロセスでは、鋼の完全オーステナイト化が次いで行われ、その後、装置内で焼入れする。本発明者らは、析出物、特に、チタン析出物が、加熱からのオーステナイト結晶粒の成長を遅らせる点で有効であり、延性を低減する非常に硬質の第２の成分の形成を制限することを実証した。このオーステナイト結晶粒径の制御は、冷却速度の変化に対する低い感度を達成することを可能にする。
鋼の組成は、また、銅、クロム、ニッケルおよびモリブデンなどの元素を含んでもよく、それらは、固溶体硬化によって、または硬化性に対するそれらの影響によって強度を向上することに役立つ。しかし、それらの個々の含有量は、０．１％に制限されなければならず、あるいはその反対で、ベイナイト組織が、炉内オーステナイト化の後に生じ、これらの組織は、冷却速度の変化に敏感である。
鋼は、さらに、硫化物を球状化するとともに、耐疲労性を改善する目的で、０．００６％以下、好ましくは０．００５％以下のカルシウムの添加を含んでもよい。
本発明による製造方法は、以下の通りである：
上記組成のうちの１つの板、または板から切断されたブランクが供給される。完全オーステナイト化が順次起こる範囲で、この鋼板の初期の微細構造が、比較的小さな役割を果たす。しかし、マイクロ合金化元素は、析出された形態でなければならず、例えば、鋼板またはブランクが、溶鋼を鋳造し、次いで１１００℃に再加熱することによって製造されてもよい。熱間圧延は、９４０℃より低い最終圧延温度で実行される。鋼板は、次いで、２０から１００℃／ｓの速度で５００から７００℃に冷却される。その後の空冷後、鋼板は、次いで、４５０から６８０℃の温度で巻回される。これらの条件は、マイクロ合金化元素の微細で分散された析出物を得ることを可能にする。
本発明は、鋼板およびブランクが素肌のままであろうとプレコートされていても、鋼板またはブランク上で行なわれてもよい。プレコートの場合、プレコーティングが鋼板に塗布され、プレコーティングは、亜鉛系合金またはアルミニウム系合金である。特に、このプレコーティングは、溶融めっきプロセス、電着、または真空蒸着プロセスによって塗布されてもよい。蒸着は、単一ステップで、または連続ステップの組み合わせによって実行されてもよい。蒸着は、連続的に実行されることが好ましい。このプレコーティングの厚さは、処理条件に耐性があるコーティングを得る目的で、５から３５ミクロンであってもよい。
プレコーティングの合金は、アルミニウムまたはアルミニウム系合金であってもよい。例えば、プレコーティングは、さらに、８から１１重量％のシリコンおよび２から４重量％の鉄を含むアルミニウム系の浴中で溶融めっきコーティングによって塗布されてもよい。
プレコーティングの合金は、また、亜鉛または亜鉛系合金であってもよい。この亜鉛合金は、例えば、５重量％以下の量でアルミニウムをも含んでもよい。亜鉛系合金は、また、任意に、シリコン、鉛、アンチモン、ビスマス、ランタンおよびセリウムなどの１つ以上の元素を含んでもよい。
プレコートされた鋼板は、次いで、得られる最終部分の形状に従った形状を有するブランクを得るように切断される。
本発明の変形例によれば、プレコートされたブランクは、他の鋼部品に任意に溶接されてもよい。実際、ある用途では、部品のすべての点で同じレベルの機械的特性を必要としないことが知られている。したがって、注文溶接されたブランクの使用において成果があり、ブランクは、異なる組成または異なる厚さを場合により有する鋼板からなる組み立て体である。本発明によるプレコートされたブランクは、このように、より複雑な組み立て体に溶接することによって組込まれてもよい。溶接は、連続プロセス、例えば、レーザービーム溶接、電気アーク溶接によって、または、例えば、スポット抵抗溶接などの不連続プロセスによって実行されてもよい。ブランクは、１つ以上の他の鋼ブランクと組み立てられてもよく、その組成および厚さは、成形処理および熱処理後の機械的特性が変化し、後の応力に局部的に適合されている最終段階の部品で得られるように、同一または異なってもよい。鉄および不可避的不純物とは別に、本発明によるブランクと組み立てられた鋼ブランクの重量組成は、例えば、０．０４０から０．２５％のＣ、０．８から２％のＭｎ、０．４以下のＳｉ、０．１％以下のＡｌを含む。
本発明の他の変形によれば、プレコートされたブランクは、任意に冷間変形されてもよい。この変形例は、形状が、得ることが望まれる部分の最終形状に比較的近いように実行されてもよい。これは、冷間で行われる変形の場合、後に説明されるように、熱間で行われる変形で補完されてもよい。冷間変形が実際に最終形状をもたらす場合、部品を装置内で適合ステップにさらす前に、部品が次いで加熱される。この最終ステップの目的は、冷却時に部品のいかなる変形をも防止することであり、部品と装置との適切な接触の結果、特定の冷却サイクルをもたらすことである。したがって、この適合ステップは、部品上に装置によって適用された最小の力によって特徴づけられる。
これらの任意の溶接および冷間変形ステップ後、ブランクは、熱処理炉内で加熱される。この処理の目的は、鋼の完全オーステナイト化を実行することである。ブランクがプレコートされる場合、この処理は、また、処理の間、および部品の後の使用の間に、ブランクの表面を保護することができるコーティングを形成する目的を有する。
アルミニウム系または亜鉛系プレコーティングの役割は、以下の通りである。炉内での加熱の間に、鋼基板とプレコーティングとの合金化反応が起こり、合金化層が、ブランクの表面上に生じる。合金化は、プレコーティングの全厚にわたって起こる。プレコーティングの組成に応じて、１つ以上の金属間相が、この合金化層内に形成される。これらの相の融点が、部品が加熱される温度を超えているので、コーティングは、高温で溶融しない。用語「プレコーティング」は、加熱前の合金を意味すると考えられ、用語「コーティング」は、加熱の間に形成された合金化層を意味すると考えられる。したがって、コーティングの厚さが、鋼基板への拡散反応のためにプレコーティングの厚さより大きいので、熱処理は、プレコーティングの性質およびその形状を変える。言及されるように、熱処理は、耐熱性層を生じる。この層は、基板が炉の雰囲気と接触することを防止することにより基板を保護する。したがって、加熱が、プレコーティングのない部品上で行なわれる場合に生じる脱炭および酸化の問題が回避される。形成されたコーティングは、また、接着性の利点、および後に続く熱間成形操作に適切であるという利点を有する。
加熱は、Ａｃ３より高い温度ＴＣで行なわれ、Ａｃ３の温度は、加熱の間の鋼のオーステナイト変態温度の終端を示す。温度ＴＣは、好ましくは８８０から９５０℃である。温度ＴＣで３から１０分間の浸漬時間ｔＣが、ブランクの温度を均質化するように実行されてもよい。これらの条件下で、微細なオーステナイト粒が、Ａｃ３よりわずかに高いこの温度範囲内で形成される。硬化性は、そのような構造から抑えられ、それによって、低い延性を有する微細構造成分の形成を防止する。この範囲内の温度変化は、最終の機械的特性の大きなばらつきを引き起こさない。
加熱されたブランクは、次いで、炉から取り出され、装置に移動され、ここで、ブランクは、部品の所望の形状を得る目的で熱変形を受ける、または上記されたように簡単な適合操作を受ける。もちろん、ブランクがあらかじめ変形されていない場合、変形が完全に実行されるのは熱変形段階である。両方の場合、装置内の部品の存在は、冷却をもたらし、それは、熱伝導によって本質的に起こる。冷却速度は、炉と装置との間の移動時間、部品の厚さおよび温度、冷却液による装置自体の任意の冷却、および部品が装置内でどれくらいの時間保持されるかなどのパラメーターに依存する。変形例によれば、部品は、「第２の」装置と呼ばれる他の装置に移動されてもよく、それは、冷却サイクルの最後が制御されることを可能にする。
本発明者らは、所望の機械的特性の達成が、特定のパラメーター、すなわちＶｃを制御することに依存することを実証した。このパラメーターは、炉をそのままにしておくときの部品の温度Ｔｃと４００℃の温度の平均冷却速度を示す。このＴｃから４００℃の温度範囲は、本発明による鋼組成の所望の微細構造をもたらす同素変態が起こる特定の間隔をカバーする。
速度Ｖｃは、３０から８０℃／ｓであり、Ｖｃが３０℃／ｓ未満である場合、部品の構造は、まさに主にフェライトを含み、５００ＭＰａより大きい強度レベルが、必ずしも達成することができなるとは限らない。速度Ｖｃが３５から６０℃／ｓである場合、得られた機械的特性のばらつきは特に小さい。
速度が８０℃／ｓより大きい場合、過剰量のベイナイトが微細構造内で見られる。この成分の特性は、ＶＣのわずかなばらつきに敏感である。したがって、部品と装置との接触状態の局部的ばらつき、または名目パラメーターに対する処理条件の不慮のばらつきが、所定の部品内、すなわち部品間で機械的特性のばらつきをもたらす。
本発明による微細構造は、少なくとも７５％の微細な等軸フェライトからなり、この百分率含有量は、例えば、研磨およびエッチングされた部分上で測定されることができる表面の一部分に対応する。用語「等軸」は、フェライト粒の最大長さとそれらの最短長さの平均比率が、１．２を超えない構造を示す。好ましくは、平均フェライト粒径は、高強度および１５％よりはるかに大きい破断点伸びの両方を得るように６ミクロン未満である。
構造は、また、マルテンサイトを含み、その表面の割合は、５から２０％である。この成分は、フェライトマトリックス内に分散されたアイランドの形態であり、これらのアイランドのサイズは、一般的に、フェライト粒のサイズ以下である。この微細分散された形態で、５から２０％のマルテンサイトの存在が、あまりに顕著な延性の低減なしで引張強度が向上されることを可能にする。
構造は、また、１０％に制限される量でベイナイトを含んでもよい。これは、この成分の存在が、機械的特性の大きな均一性を示さなければならない部品の製造には望ましくないことが分かったからである。
このように得られた成形部品は、次いで、例えば、より複雑な構造を構成するように、部品を同じまたは異なる厚さまたは組成の他の部品に溶接することによって任意に組み立てられてもよい。
初期の鋼板またはブランクがプレコーティングを有さない場合、成形された部品は、腐食保護が部品に必要なら、適切な被覆操作によって熱処理後にもちろん被覆されてもよい。
実施例を付与して、次の実施形態が、本発明によって与えられた他の利点を説明する。
実施例１
１．２から２ｍｍの厚さを有し、次の重量組成を有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板が、検討された。
Figure 2010521584
鋼ＡおよびＢが、本発明による組成を有する鋼である。鋼ＣおよびＤは、対照鋼である。鋼Ａの熱間圧延板は、２ｍｍの厚さを有していた。鋼Ｂは、厚さ２ｍｍの熱間圧延板の形態で、および厚さ１．５ｍｍ、１．２ｍｍの冷間圧延および焼きなまされた鋼板の形態で試験を受けた。
鋼ＣおよびＤは、対照鋼であり、それらは、１．２ｍｍの厚さで、冷間圧延および焼きなまされる。
これらの様々な鋼板は、９．３％のシリコンおよび２．８％の鉄を含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物からなる溶融アルミニウム合金浴中で溶融めっきプレコートされた。プレコーティングの厚さは、面当たり約２５ミクロンであった。鋼板は、次いで、ブランクの形態に切断された。
ブランクは、次いで、表２に示された浸漬時間ｔｃの間、温度Ｔｃに加熱された。鋼によっては、Ｂ１からＢ３で分類された条件下で、鋼Ｂなどの多くの異なる試験状態にさらされた。加熱条件は、すべて、鋼の完全オーステナイト変態をもたらす。この加熱および浸漬段階の間、プレコーティングは、その全厚にわたって合金化層に変態された。この合金化コーティングは、高融点および高硬度を有し、腐食に非常に強く、基礎をなすベース鋼が加熱段階の間および後に酸化、脱炭されることを防止する。
オーステナイト化の後、ブランクは、温度Ｔｃで炉から取り出され、次いで、熱変形された。平均冷却速度Ｖｃは、表２に示された条件にしたがって変更された。部品で測定された機械的特性（降伏強度Ｒｅ、引張強度Ｒｍおよび破断点伸びＡ）も、表２に示されている。
Figure 2010521584
熱処理後に得られた微細構造は、研磨、エッチングされた部分上で検査された。平均フェライト粒径は、画像解析によって決定された。
鋼Ａ上で行なわれた試験は、機械的特性が、本発明のプロセスの範囲内でオーステナイト化温度にほとんど依存しないことを示す。したがって、工業的製造は、このパラメーターの意図しない変化に対してほとんど敏感にならない。微細構造の例が、図１に挙げられる。構造は、試験Ｂ１に対して、５ミクロンの平均サイズを有する９３％の等軸フェライトおよび７％のマルテンサイトから構成されている。
試験Ａ１、Ａ２、Ｂ１およびＢ２は、すべて、７５％を超える等軸フェライト、５％から２０％の量のマルテンサイトおよび１０％未満のベイナイトからなる構造をもたらす。
あまりにも高い冷却速度（ｌ００℃／ｓ、試験Ｂ３）は、２０％をわずかに越えるマルテンサイト含有量をもたらす。マルテンサイトは、５ミクロンのサイズを超える可能性があるアイランドの形態で存在する。伸びは、そのとき、１５％未満である。
鋼Ｃは、高すぎる炭素含有量および高すぎるシリコン含有量を有しており、有効な粒子制御用の十分なマイクロ合金化元素を含まない。３５℃／ｓの冷却条件でさえ、構造は、フェライトではなく、試験Ｃ１に関して図２で説明されるように主にベイナイトである。伸びは、そのとき、１５％未満である。冷却速度が向上する場合（試験Ｃ２およびＣ３）、構造は、微量のベイナイトを含む、主にマルテンサイトになる。伸びは、かなりの低減を受ける。
鋼Ｄは、不十分な含有量のマンガンおよびチタンを有し、過剰量の硫黄を含む。したがって、強度は、試験Ｄ１の条件下で、５００ＭＰａ未満で不十分である。
実施例２
表１に詳述された本発明による組成を有する鋼板Ｂが検討された。実施例１において説明されたように、厚さ２ｍｍの鋼板が、アルミニウム系合金でプレコートされた。鋼板は、９００℃で８分間加熱され、次いで、熱間鍛造されて部品を製造した。冷却速度Ｖｃは、６０℃／ｓであった。部品の形状内で、等価な変形εは、異なる領域にしたがってさまざまであり、ある部分は、実際に、局部的に変形されない（ε＝０％）が、他は、２０％の変形を受けた。顕微鏡写真観察、硬度測定および引張試験片が、これらの異なって変形された領域で得られた。降伏強度は４３０から４７５ＭＰａで変化し、引張強度は５８０から６５０ＭＰａで変化し、破断点伸びは１７から２２％で変化した。したがって、オーステナイト粒は、問題の位置に依存して程度の差はあるが熱間変形されるということにもかかわらず、本発明による鋼およびプロセスは、特性が、同一部品内で非常に均質なままであることによって特徴づけられる。特に、問題の変形がどの程度であれ、引張強度は、５００ＭＰａを越えたままであり、破断点伸びは、１５％を越えたままである。
このように、本発明は、高強度特性および延性特性を有する被覆された部品を製造することを可能にし、これらの特性は、すべての部品において均質である。本発明による鋼は、製造パラメーターにおける変化にあまり敏感ではなく、これは、製造ラインでの予定外の遅れの場合、または製造の変更の場合（例えば、異なる厚さの部品が同じ炉内を連続的に通る）に利点である。
これらの部品は、自動車構造用、および農業機械または造船分野において、安全部品、特に構造部品または補強部品を製造するために有利に使用される。

Claims (12)

  1. 鋼の組成が、含有量を重量で表して、
    ０．０４０％≦Ｃ≦０．１００％、
    ０．８０％≦Ｍｎ≦２．００％、
    Ｓｉ≦０．３０％、
    Ｓ≦０．００５％、
    Ｐ≦０．０３０％、
    ０．０１０％≦Ａｌ≦０．０７０％、
    ０．０１５％≦Ｎｂ≦０．１００％、
    ０．０３０％≦Ｔｉ≦０．０８０％、
    Ｎ≦０．００９％、
    Ｃｕ≦０．１００％、
    Ｎｉ≦０．１００％、
    Ｃｒ≦０．１００％、
    Ｍｏ≦０．１００％、
    Ｃａ≦０．００６％
    を含み、組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなり、前記鋼の微細構造が、少なくとも７５％の等軸フェライト、５％以上２０％以下の量のマルテンサイト、１０％以下の量のベイナイトからなる、鋼部品。
  2. 前記鋼の組成が、含有量を重量で表して、
    ０．０５０％≦Ｃ≦０．０８０％、
    １．２０％≦Ｍｎ≦１．７０％、
    Ｓｉ≦０．０７０％、
    Ｓ≦０．００４％、
    Ｐ≦０．０２０％、
    ０．０２０％≦Ａｌ≦０．０４０％、
    ０．０３０％≦Ｎｂ≦０．０７０％、
    ０．０６０％≦Ｔｉ≦０．０８０％、
    Ｎ≦０．００９％、
    Ｃｕ≦０．１００％、
    Ｎｉ≦０．１００％、
    Ｃｒ≦０．１００％、
    Ｍｏ≦０．１００％、
    Ｃａ≦０．００５％
    を含み、組成の残部が、鉄および精錬に由来する不可避的不純物からなることを特徴とする、請求項１に記載の鋼部品。
  3. 前記鋼の平均フェライト粒径が、６ミクロン未満であることを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼部品。
  4. 前記部品が、全厚にわたって合金化された層で被覆されており、前記合金化層が、前記鋼とプレコーティングとの合金化のための少なくとも１つの熱処理に起因し、前記プレコーティングが、亜鉛系合金またはアルミニウム系合金であることを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼部品。
  5. 強度が、５００ＭＰａ以上であり、破断点伸びが、１５％より大きいことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼部品。
  6. 部分の少なくとも１つが、請求項１から５のいずれか一項に記載の部品である、溶接物品。
  7. 被覆された鋼部品を製造するプロセスであって、
    請求項１または２に記載の組成を有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板が供給されるステップと、
    プレコーティングが、前記鋼板に塗布され、前記プレコーティングが、亜鉛系合金またはアルミニウム系合金であるステップと、
    前記鋼板が、切断されてブランクを得るステップと、
    任意に、前記ブランクが溶接されるステップと、
    任意に、前記ブランクが冷間変形されるステップと、
    前記ブランクが、前記鋼と前記プレコーティングとの合金化によって、前記ブランクの表面上に合金化層を形成するとともに、前記鋼に完全オーステナイト組織を付与するように炉内で温度Ｔｃに加熱され、合金化が、前記層の全厚にわたって生成されるステップと、
    前記ブランクが炉から取り出されるステップと、
    任意に、前記ブランクが、熱間変形されて部品を得るステップと、
    前記部品が、前記鋼部品に所望の機械的特性を付与するのに適した条件下で、装置内で冷却されるステップと
    を含む、プロセス。
  8. 部品を製造するプロセスであって、
    請求項１または２に記載の組成を有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板が供給されるステップと、
    前記鋼板が、切断されてブランクを得るステップと、
    任意に、前記ブランクが溶接されるステップと、
    任意に、前記ブランクが冷間変形されるステップと、
    前記ブランクが、前記鋼に完全オーステナイト組織を付与するように炉内で温度Ｔｃに加熱されるステップと、
    前記ブランクが炉から取り出されるステップと、
    任意に、前記ブランクが、熱間変形されて部品を得るステップと、
    前記部品が、前記鋼部品に所望の機械的特性を付与するのに適した条件下で、装置内で冷却されるステップと、
    任意に、コーティングが前記部品に塗布されるステップと
    を含む、プロセス。
  9. 前記温度Ｔｃが、８８０から９５０℃であり、前記温度での浸漬時間ｔｃが、３から１０分であることを特徴とする、請求項７または８に記載の製造プロセス。
  10. 前記温度Ｔｃから４００℃での平均冷却速度Ｖｃが、３０から８０℃／ｓであることを特徴とする、請求項７から９のいずれか一項に記載の製造プロセス。
  11. 前記温度Ｔｃから４００℃での平均冷却速度Ｖｃが、３５から６０℃／ｓであることを特徴とする、請求項７から９のいずれか一項に記載の製造プロセス。
  12. 請求項１から６のいずれか一項に記載の、または陸上自動車用、または農業機械または造船分野用の構造部品または安全部品を製造するための請求項７から１１のいずれか一項に記載のように製造された、部品または物品の使用。
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