JP2019506530A - 優れた成形性を有する高強度鋼板及びこれを製造する方法 - Google Patents

Abstract

０．１７％≦炭素≦０．２４％、１．９％≦マンガン≦２．２％、０．５％≦アルミニウム≦１．２％、０．５％≦ケイ素≦１％、０．０５％≦クロム≦０．２％、０．０１５％≦ニオブ≦０．０３％、硫黄≦０．００３％、リン≦０．０３％を含み、任意選択的に０．００５％≦チタン≦０．０５％、０．００１％≦モリブデン≦０．０５％を含有し、残部の組成は、鉄及び処理から生じる不可避の不純物からなる組成を有する、冷間圧延及び熱処理された鋼板であって、Ｓｉ＋Ａｌ≧１．３％であり、残部はから生じる不可避の不純物からなり、被覆された鋼板の微細構造は、面積割合で、１０〜２０％の残留オーステナイトであって、前記オーステナイト相は０．９から１．１％までの間の炭素含量を有するものと、４０から５５％までの間のポリゴナルフェライトと、１５から４０％までの間の粒状ベイナイトと、少なくとも５％の焼戻しマルテンサイトとを含み、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計は、２０から３０％までの間に含まれる、鋼板。

Description

本発明は、自動車の製造における使用に好適な優れた機械的特性を有する鋼板に関し、特に、本発明は、高強度と共に高成形性を有し、またこれを製造する方法に関する。

近年、地球環境保全の観点から、燃費節約及び二酸化炭素排出量がますます重要視されていることにより、自動車の重量の低減が必要とされており、その結果、より高い強度、伸び及び許容される機械的特性を有する鋼板の開発が必要である。したがって、自動車鋼部品は、一方では高い成形性及び延性、また他方では高い引張強度という、一般に同時に得ることが困難であるとされる２つの特性を満足させる必要がある。

材料の強度を増加させることにより自動車重量の量を低減するための精力的な研究及び開発努力がなされてきた。逆に、鋼板の強度の増加は成形性を減少させるため、高強度及び高成形性の両方を有する材料の開発が必要とされている。

したがって、ＴＲＩＰ（「変態誘起塑性」）鋼等の優れた成形性を有する高強度鋼が開発された。ＴＲＩＰ鋼は、応力と共に漸進的に変態するオーステナイトを含むその複雑な構造により、機械的強度と成形性との間の良好なバランスを提供する。ＴＲＩＰ鋼はまた、延性成分であるフェライトと、マルテンサイト及びオーステナイト（ＭＡ）のアイランド並びにベイナイト等の成分とを含み得る。ＴＲＩＰ鋼は、衝突の場合における、又はさらには自動車部品の成形中における変形の良好な分散を可能にする非常に高い固結能力を有する。したがって、従来の鋼で作製されるものと同程度に複雑であるが、改善された機械的特性を有する部品を製作することが可能であり、これは一方で、機械的性能の点で同一の機能仕様に適合する部品の厚さを低減することを可能にする。したがって、これらの鋼は、車両における重量低減及び安全性の増加の要求に効果的に対応する。熱間圧延又は冷間圧延鋼板の分野において、この種の鋼は、なかでも、自動車車両用の構造及び安全部品への用途を有する。高強度及び高成形性を有する鋼を提供するために、様々な高強度及び高成形性鋼、並びに高強度及び高成形性鋼板を生産するための方法をもたらす、いくつかの試みがなされてきた。

ＵＳ９０７４２７２は、０．１〜０．２８％のＣ、１．０〜２．０％のＳｉ、１．０〜３．０％のＭｎ、並びに残部は鉄及び不可避の不純物からなる化学組成を有する鋼を説明している。微細構造は、９〜１７％の残留オーステナイト、４０〜６５％のベイニティックフェライト、３０〜５０％のポリゴナルフェライト及び５％未満のマルテンサイトを含有する。これは、優れた伸びを有する冷間圧延された鋼板に言及しているが、ＵＳ９０７４２７２に記載の発明は、現在多くの構造自動車部品に要求されている９００ＭＰａの引張強度を達成していない。

ＵＳ２０１５／０１５２５３３は、Ｃ：０．１２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．９〜２．２％、Ａｌ：０．２〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．００３％、Ｎ：≦０．００８％、Ｍｏ：≦０．１％、Ｂ：≦０．０００７％、Ｔｉ：≦０．０１％、Ｎｉ：≦０．１％、Ｃｕ：≦０．１％、並びに残部として鉄及び不可避の不純物を含有する高強度鋼を生産するための方法を開示している。鋼板は、５０〜９０体積％のベイニティックフェライトを含むフェライト、５〜４０体積％のマルテンサイト、１５体積％までの残留オーステナイト及び１０体積％までの他の構造構成成分からなる微細構造を有する。ＵＳ２０１５／０１５２５３３において開示されている鋼は、かなりの量のマルテンサイト（すなわち４０％まで）を含有するものの、この鋼は、９００ＭＰａの引張強度レベルを達成していない。

さらに、文献であるＪＰ２００１／２５４１３８は、０．０５〜０．３％のＣ、０．３〜２．５％のＳｉ、０．５〜３．０％のＭｎ及び０．００１〜２．０％のＡｌの化学組成を有し、残部は鉄及び不可避の不純物からなる鋼を説明している。構造は、炭素の質量濃度が１％以上であり、体積割合が３〜５０％の間である残留オーステナイト及び５０〜９７％の量のフェライトを含有する。この発明は、自動車車両用の複雑な構造部品を形成するための高い延性に関連した特定の機械的強度を必要とする鋼を製造するために使用することはできない。

さらに、ＥＰ２７６５２１２は、優れた延性及び伸びフランジ性を有し、マルテンサイトからなる面積比率５〜７０％、残留オーステナイトの面積比率５〜４０％、上部ベイナイトにおけるベイニティックフェライトの面積比率５％以上及びその全体４０％以上を有する高強度鋼板を提案しており、マルテンサイトの２５％以上は焼戻しマルテンサイトであり、ポリゴナルフェライト面積比率は１０％超及び５０％未満である。

米国特許第９０７４２７２号明細書 米国特許出願公開第２０１５／０１５２５３３号明細書 特開２００１−２５４１３８号公報 欧州特許第２７６５２１２号明細書

したがって、上で言及された刊行物に照らして、本発明の目的は、複雑な自動車部品及び部材を生産するための現在の自動車製造業務に適合する能力と共に、より高い重量削減を得ることを可能にする鋼板を提供することである。

本発明の目的は、以下を同時に有する利用可能な冷間圧延された鋼板を作製することにより、これらの問題を解決することである：
９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０５０ＭＰａ超、又はさらに１１００ＭＰａ超の最終引張強度ＴＳ、
５５０ＭＰａ超の降伏強度、
０．６０以上の降伏比、
１７％以上、好ましくは１９％超の全伸びＴＥ、
１８％以上の穴広げ率（ＩＳＯ標準１６６３０：２００９に従い測定される。）。

好ましくは、このような鋼は、成形、特に圧延における良好な好適性、並びに良好な溶接性及び良好な被覆性を有する。

本発明の別の目的は、液体金属脆化亀裂に対する抵抗性に優れた鋼を製造することである。

また、本発明の別の目的は、製造パラメータの、あるわずかな変動に関して過度に敏感となることなく、従来の工業用途に適合するこれらの板を製造するための方法を利用可能にすることである。

図１は、本発明の鋼の微細構造を示す顕微鏡写真である。焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトは淡色の構成成分として見え、残りの部分はフェライト及び粒状ベイナイトである。 図２Ａは、本発明の鋼板中の焼戻しマルテンサイトの均一分布を示し、図２Ｂは、参照鋼板中のマルテンサイトの不均一分布を示す。

本発明による鋼板は、以降で詳細に説明される特定の組成を示す。

炭素は、本発明の鋼中に、０．１７％〜０．２４％で存在する。炭素は、ＴＲＩＰ効果により、微細構造の形成において、並びに強度及び延性において重大な役割を果たし、炭素が０．１７％未満であると有意なＴＲＩＰ効果を得ることができない。０．２４％超では、溶接性が低減される。炭素含量は、有利には、高強度及び高い伸びを得るために、０．２０〜０．２４％の間（これらの値を含む。）に含まれる。

マンガンは、本発明の鋼中に、１．９％〜２．２％（これらの値を含む。）の含量で添加される。マンガンは、フェライトにおける固溶置換により硬質化を提供する元素である。所望の引張強度を得るためには、１．９重量％の最低含量が必要である。それにもかかわらず、２．２％超では、マンガンは、ベイナイトの形成を抑制し、低減された量の炭素を有するオーステナイトの形成をさらに高め、これは後の段階において、要求される特性に有害な残留オーステナイトではなくマルテンサイトに変態する。

ケイ素は、本発明の鋼に０．５％〜１％の量で添加される。ケイ素は、一次冷却後の平衡化ステップの間、炭化物の析出を抑制することにより微細構造の形成において重要な役割を果たし、これによりその安定化の間オーステナイト中に炭素を濃縮することが可能となる。ケイ素は、アルミニウムの役割と組み合わせて効果的な役割を果たし、その最善の結果は、特定の特性に関して、０．５％超の含量レベルで得られる。しかしながら、１％を超える量でのケイ素の添加は、生成物の表面に接着する酸化物の形成を促進し、溶接性を低減することにより、溶融めっき性に対して悪影響を有する。また、これは、スポット溶接中のオーステナイト粒界への液体Ｚｎの浸透により、液体金属脆化をもたらし得る。１％以下の含量は、溶接への非常に良好な好適性及び良好な被覆性を同時に提供する。ケイ素含量は、ベイナイトに代わる脆性のマルテンサイトの形成を制限するために、好ましくは０．７〜０．９％の間（これらの値を含む。）であろう。

アルミニウムは、本発明において、炭化物の析出を大きく抑制し、残留オーステナイトを安定化することにより重要な役割を果たす。この効果は、アルミニウム含量が０．５％〜１．２％の間に含まれる場合に得られる。アルミニウム含量は、好ましくは、０．９％以下及び０．７％以上であろう。また、一般に、高レベルのＡｌは、耐火材料の腐食及び圧延の上流側の鋼の鋳造中にノズルを詰まらせる危険性を増加させると考えられる。アルミニウムはまた、負の方向に偏析し、マクロ偏析をもたらし得る。過剰量では、アルミニウムは熱間延性を低減し、連続鋳造中の欠陥出現の危険性を増加させる。鋳造条件の慎重な制御なしでは、ミクロ及びマクロ偏析欠陥が、最終的には焼鈍鋼板内の中心偏析をもたらす。この中心バンドは、その周囲のマトリックスより硬く、材料の成形性に悪影響を及ぼすであろう。

それらの上述の個々の制約に加えて、アルミニウム及びケイ素の合計は、１．３％超、好ましくは１．４％超でなければならず、これは、両方の元素が残留オーステナイトの安定化に相乗的に寄与し、これにより焼鈍サイクルの間、最も特にはベイナイト変態の間の炭化物の析出が大幅に抑制されるためである。それによって、オーステナイトの炭素濃縮を得ることが可能であり、鋼板における室温でのその安定化がもたらされる。

さらに、本発明者らは、Ｓｉ／１０＞０．３０％−Ｃ（Ｓｉ及びＣは重量パーセントで表現される。）である場合、ＬＭＥ（液体金属脆化現象）に起因して、ケイ素は、被覆された板、特に亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっき、又は電気亜鉛めっきされた板のスポット溶接に有害である。ＬＭＥの発生は、熱影響部内及び溶接継手の溶接金属内の粒界に亀裂をもたらす。したがって、（Ｃ＋Ｓｉ／１０）は、特に板が被覆される場合、０．３０％以下に維持される必要がある。

また、発明者らは、ＬＭＥの発生を低減するためには、考慮される組成の領域において、Ａｌ含量は、６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％以上である必要があることを見出した。

クロムは、本発明の鋼に０．０５％〜０．２％の量で添加される。クロムは、マンガンのように、マルテンサイト形成の促進において硬化性を増加させる。クロム含量が０．０５％超である場合、これは要求される引張強度に達するために有用である。しかしながら、クロム含量が０．２％超である場合、ベイナイト形成は遅延され、したがってオーステナイトは平衡化ステップの間十分に炭素が濃縮されず、実際に、このオーステナイトは、周囲温度への冷却中にほぼ全体的にマルテンサイトに変態し、伸びは低過ぎる。したがって、クロム含量は、０．０５〜０．２％の間に含まれる。

ニオブは、炭窒化物の形成を誘引して析出硬化により強度を付与するために、本発明の鋼に０．０１５〜０．０３の量で添加される。ニオブは、加熱中の再結晶化を遅延させるため、温度保持の最後及び結果として完全焼鈍後に形成される微細構造はより細かく、生成物の硬質化をもたらす。しかしながら、ニオブ含量が０．０３％超である場合、大量の炭窒化物が形成され、鋼の延性を低減する傾向がある。

チタンは、本発明の鋼に０．００５％〜０．０５％の量で添加され得る任意選択の元素である。チタンは、ニオブのように、析出して炭窒化物を形成し、硬質化に寄与する。しかしながら、チタンは、鋳造生成物の固化中に出現する大きなＴｉＮの形成にも関与する。したがって、チタンの量は、穴広げ性に有害な粗大ＴｉＮを回避するために、０．０５％に制限される。チタン分が０．００５％未満の量で添加される場合、チタンは本発明の鋼にいかなる効果も付与しない。

モリブデンは、本発明の鋼に０．００１％〜０．０５％の量で添加され得る任意選択の元素である。モリブデンは、硬化性の増加、ベイナイト形成の遅延及びベイナイト中の炭化物析出の回避において効果的な役割を果たすことができる。しかしながら、モリブデンの過度の添加は、合金元素の添加のコストを増加させ、したがって経済的な理由から、その含量は０．０５％に制限される。

本発明における硫黄含量は、可能な限り低く保持されなければならず、したがって、硫黄の含量は、本発明において０．００４％以下である。０．００４％以上の硫黄含量は、鋼の加工性を低減するＭｎＳ（硫化マンガン）等の硫化物の過度の存在により延性を低減し、また亀裂発生の原因でもある。

リンは、本発明の鋼に０．０３％までの量で存在してもよく、リンは、固溶体中で硬質化するが、スポット溶接の安定性及び熱間延性を大幅に低減する元素である。これらの理由から、リンの含量は、スポット溶接への良好な好適性及び良好な熱間延性を得るために、０．０３％に限定されなければならない。

本発明の鋼板は、いくつかの相を含む特定の微細構造を示し、相の量は面積割合で示される。

ポリゴナルフェライト構成成分は、本発明の鋼に向上した伸びを付与し、要求されるレベルの伸び及び穴広げ率を確実とする。ポリゴナルフェライトは柔らかく、本来延性の構成成分である。ポリゴナルフェライトは、低い固溶炭素含量及び非常に低い転位密度を有するため、冷却ステップ中に形成する通常のフェライトから区別され得る。ポリゴナルフェライトは、少なくとも４０％の量及び５５％の最大レベルまでで存在しなければならない。ポリゴナルフェライトは、焼戻しマルテンサイト等の存在する他の硬質相と比較したその柔軟性に起因して、また０．００５％まで低くてもよいポリゴナルフェライト中に存在する極めて制限された炭素量のため、本発明に伸びを付与する。さらに、低い転位密度もまた、穴広げ率に寄与する。このポリゴナルフェライトは、主に、変態区間焼鈍に対応する温度での加熱及び保持の間に形成される。冷却中にある程度の量の通常のフェライトが形成され得るが、マンガン分に起因して、冷却ステップにおいて出現する通常のフェライトの含量は、常に５％未満である。

本発明の粒状ベイナイトは、非常に低い炭化物の密度を有するため、本発明の鋼に存在する粒状ベイナイトは、従来のベイナイト構造とは異なる。本明細書において、非常に低い炭化物の密度とは、１００μｍ^２の単位面積当たり１００以下の炭化物を意味する。転位密度が高い（ほぼ１０^１５／ｍ^−２）ため、この粒状ベイナイトは、ポリゴナルフェライトとは対照的に、本発明の鋼に高強度を付与する。粒状ベイナイトの量は、１５〜４０％である。

残留オーステナイトは、１０から２０％までの間の量で構成成分として存在し、ＴＲＩＰ効果を確実とするための必須の構成成分である。本発明の残留オーステナイトは、０．９〜１．１％の炭素パーセンテージを有し、これは、本発明に適切な成形性を提供する、室温でのオーステナイトの安定化及びＴＲＩＰ効果の向上において重要な役割を果たす。さらに、オーステナイトに対する炭素の溶解度が高く、これによりベイナイト中の炭化物の形成が抑止されるため、炭素に富む残留オーステナイトはまた、粒状ベイナイトの形成に寄与する。好ましい実施形態において、このような残留オーステナイトの平均粒径は、２μｍ未満である。残留オーステナイトは、シグマメトリー（ｓｉｇｍａｍｅｔｒｙ）と呼ばれる磁気的な方法により測定され、これは、強磁性である他の相とは対照的に常磁性であるオーステナイトを不安定化する熱処理の前及び後の鋼の磁気モーメントの測定からなる。

本発明の鋼は、少なくとも５％の焼戻しマルテンサイトもまた含有し、これは、初期オーステナイト粒から生じた各粒内に一方向に引き延ばされた微細ラスで構成される構成成分であり、微細炭化鉄が＜１１１＞方向に沿ってラスの間に析出している。このマルテンサイトの焼戻しは、マルテンサイトとフェライト又はベイナイトとの間の硬度ギャップの減少により降伏強度を増加させることができ、同じ理由から、またマルテンサイトの減少により、穴広げ率を増加させる。焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計の含量は、２０〜３０％の間、好ましくは２５〜３０％の間である。焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトは、マルテンサイト−オーステナイトアイランドの形態で、又は個々の異なる微細構造の形態で存在し得る。本発明の鋼は、いかなる非焼戻しマルテンサイトも含有しないが、これは、非焼戻しマルテンサイトが硬質相であり、これにより鋼の降伏強度を減退させ、また本発明の鋼の成形性を減少させるであろうためである。

本発明の好ましい実施形態において、焼戻しマルテンサイト分の分布の均一性は、以下のように特徴付けられる：焼戻しマルテンサイト割合(TM)は、前記鋼板における５０×５０μｍ^２の任意の区域上で測定され、平均割合(TM^*)と比較される。|(TM)-(TM^*)|≦1,5%である場合、焼戻しマルテンサイトの分布は均一であると定義される。このような均一な分配は、穴広げ率を改善する。

本発明による鋼板は、任意の好適な工程により生産され得る。しかしながら、以下で説明される工程を使用することが好ましい。

半完成品の鋳造は、インゴットの形態で、又は薄いスラブ若しくは薄いストリップ（すなわち、スラブの場合約２２０ｍｍから、薄いストリップ又はスラブの場合数十ミリメートルまでの範囲の厚さ）の形態で行うことができる。

簡潔性のために、以下の説明は、半完成品としてのスラブに重点を置いている。上述の化学組成を有するスラブは、連続鋳造により製造され、本発明の製造方法に従ってさらなる処理に提供される。ここで、スラブは、連続鋳造の間高温で使用されてもよく、又は、まず室温まで冷却され、次いで再加熱されてもよい。

熱間圧延に供されるスラブの温度は、好ましくはＡｃ３点超及び少なくとも１０００℃超であり、１２８０℃未満でなければならない。本明細書において言及される温度は、スラブ内の全ての点がオーステナイト範囲に達することを確実とするように規定されている。スラブの温度が１０００℃未満である場合、圧延機に過剰の負荷が付加され、さらに、鋼の温度が圧延中にフェライト変態温度まで減少し得る。したがって、圧延が完全オーステナイト領域にあることを確実とするため、再加熱は１０００℃超で行われなければならない。さらに、温度は、熱間圧延中に粒が再結晶化する能力を低下させる粗大フェライト粒をもたらすオーステナイト粒の好ましくない成長を回避するために、１２８０℃を超えてはならない。さらに、１２８０℃超の温度は、熱間圧延中に有害である厚い層状酸化物の形成の危険性を高める。仕上げ圧延温度は、８５０℃超でなければならない。熱間圧延に供される鋼が完全オーステナイト領域において圧延されることを確実とするために、Ａｒ３点を超える仕上げ圧延温度を有することが好ましい。

このようにして得られた熱間圧延された鋼板は、次いで、本発明の必要な微細構造を得るために、３５〜５５℃／秒の冷却速度で５８０℃以下の巻取り温度まで冷却されるが、これは、この範囲の冷却速度がベイナイトの形成につながるためである。冷却速度は、マルテンサイトの過度の形成を回避するために、５５℃／秒を超えてはならない。巻取り温度は、５８０℃未満でなければならないが、これは、この温度を超えると、ミクロ偏析及び粒間酸化の危険性があるためである。本発明の熱間圧延された鋼板に好ましい巻取り温度は、４５０〜５５０℃の間である。

その後、熱間圧延された鋼板は、好ましくは１２５℃／時間以下の冷却速度で室温まで冷却される。

その後、スケールを除去するために、熱間圧延された鋼板に酸洗が行われ、熱間圧延された板は、典型的には３０から９０％までの間の厚さ低減で冷間圧延される。

冷間圧延工程により得られた、得られた冷間圧延された鋼板は、本発明の鋼に必要な機械的特性及び微細構造を付与するために、変態区間焼鈍及び他の後続の熱処理工程に供される。

冷間圧延された鋼板は、連続的に焼鈍され、６０：４０〜３５：６５のフェライト対オーステナイト比を確実とするために、１〜２０℃／秒、好ましくは２℃／秒超の加熱速度で、Ａｃ１〜Ａｃ３の間、好ましくは７８０〜９５０℃の間の均熱化温度までが設定される。均熱化は、好ましくは１０秒超の間行われ、６００秒以下でなければならない。

次いで、板は、２５℃／秒超の速度で、４４０〜４８０℃のベイナイト温度変態範囲まで冷却され、３０℃／秒以上の冷却速度が好ましい。理論に束縛されることを望まないが、マルテンサイト形成の均一性は、焼鈍後のこの高い冷却速度によるところが大きいと本発明者らは考えている。

次いで、鋼板は、ベイナイト形成を誘引するために、この温度で２０〜２５０秒間、好ましくは３０〜１００秒間維持される。冷間圧延された鋼板を２０秒未満の間保持すると、過度に低い量のベイナイトがもたらされ、オーステナイトの濃縮が十分ではなく、１０％未満の残留オーステナイトの量がもたらされるであろう。２５０秒を超えると、ベイナイト中の炭化物の析出がもたらされ、最後の冷却の前に炭素中のオーステナイトを枯渇させるであろう。この４４０から４８０℃までの間での保持は、粒状ベイナイトを形成するために及びオーステナイトの炭素濃縮を促進するために行われる。

次いで、亜鉛又は亜鉛合金浴内への浸漬により溶融亜鉛めっき（ＧＩ）が行われるが、その温度は４４０〜４７５℃の間であってもよく、次いで、残留オーステナイトを得、マルテンサイト含量を制限するために、ＧＩ生成物が１〜２０℃／秒、好ましくは５〜１５℃／秒の間の冷却速度で室温まで冷却される。

次いで、亜鉛めっきされた鋼板は、バッチ焼鈍処理に供される。このバッチ焼鈍中、亜鉛めっきされた鋼板は、１７０から３５０℃までの間、好ましくは１７０〜２５０℃の間の温度まで、１２〜２５０時間、好ましくは１２〜３０時間加熱され、次いで室温まで冷却される。これは、新しいマルテンサイトを効果的に焼戻すために行われる。

本明細書において示される以下の試験、例、比喩的例示及び表は、本質的に非限定的であり、説明のみを目的とするとみなされなければならず、また本発明の有利な特徴を示し、広範囲の実験後に本発明者らにより選択された工程パラメータの有意性を解説し、さらに、本発明の鋼により達成され得る特性を確立する。

試験試料の鋼板組成は、表１にまとめられており、鋼板は、それぞれ表２にまとめられた工程パラメータに従って生成される。表３は、得られた微細構造を示し、表４は、使用特性の評価の結果を示す。

測定方法の違いにより、ＩＳＯ標準に従う穴広げ率ＨＥＲの値は大きく異なり、ＪＦＳ Ｔ １００１（日本鉄鋼連盟標準）による穴広げ率λの値と同等ではないことが強調されなければならない。引張強度ＴＳ及び全伸びＴＥは、２００９年１０月に公開されたＩＳＯ標準ＩＳＯ ６８９２−１に従い測定される。測定方法の違いにより、特に使用される試験片の幾何構造の違いにより、ＩＳＯ標準に従って測定される全伸びＴＥの値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１−０５標準に従い測定される全伸びの値とは大きく異なり、特にこれよりも低い。

［表１−鋼組成］
表１は、重量パーセントで表現される組成を有する鋼を示す。鋼組成Ｉ１〜Ｉ６は、本発明による板の製造に役立ち、この表はまた、表中Ｒ１〜９で指定される参照鋼組成を指定している。

［表２−工程パラメータ］
本明細書における表２は、表１に示された鋼試料に対して適用された焼鈍工程パラメータを詳細に示している。表１はまた、本発明の鋼及び参照鋼のベイナイト変態温度の表を示している。ベイナイト変態温度の計算は、以下を使用することにより行われる：
Bs=839-(86^*[Mn]+23^*[Si]+67^*[Cr]+33^*[Ni]+75^*[Mo])-270^*(1-EXP(-1,33^*[C]))

Ａｃ１は、「Ｄａｒｓｔｅｌｌｕｎｇ ｄｅｒ Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｅｎ ｆｕｒ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ Ａｎｗｅｎｄｕｎｇｅｎ ｕｎｄ Ｍｏｇｌｉｃｈｋｅｉｔｅｎ ｉｈｒｅｒ Ｂｅｅｉｎｆｌｕｓｓｕｎｇ，Ｈ．Ｐ．Ｈｏｕｇａｒｄｙ，Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｋｕｎｄｅ Ｓｔａｈｌ Ｂａｎｄ １，１９８−２３１，Ｖｅｒｌａｇ Ｓｔａｈｌｅｉｓｅｎ，Ｄｕｓｓｅｌｄｏｒｆ，１９８４」において公開されている以下の式を使用して計算される：
Ac1=739-22^*C-7^*Mn+2^*Si+14^*Cr+13^*Mo-13^*Ni

この式において、Ａｃ１はセ氏温度であり、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉは、鋼のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの重量％である。

Ａｃ３は、ソフトウェアＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ^（Ｒ）を使用して計算される。

鋼試料を、１０００℃〜１２８０℃の間の温度まで加熱し、次いで８５０℃超の仕上げ温度での熱間圧延に供し、その後５８０℃未満の温度で巻取った。次いで、熱間圧延された巻取り物を、３０から８０％までの間の厚さ低減で冷間圧延した。これらの冷間圧延された鋼板を、以下で詳細に示されるような熱処理に供した。次いで、それらを４６０℃の温度で亜鉛浴内で溶融めっきし、２４時間バッチ焼鈍した。

［表３−微細構造］
表３は、本発明の鋼及び参照鋼の両方の微細構造組成を決定するために、走査型電子顕微鏡等の異なる顕微鏡に関する標準に従って行われた試験の結果を示す。

結果は、重量パーセントで表現されている残留オーステナイトの炭素含量を除き、面積パーセントで規定されている。全ての本発明の例は、均一なマルテンサイト分配を有し、一方全ての比較例は、不均一な分配を有することが観察された。

［表４−機械的特性］
表４は、本発明の鋼及び参照鋼の機械的特性を例示している。引張試験は、ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ６８９２−１標準に従い行われる。穴広げ率は、標準ＩＳＯ１６６３０：２００９に従い測定され、１０穿孔ｍｍを有する試料が変形される。変形及び亀裂発生後、穴直径が測定され、HER%=100^*(Df-Di)/Diが計算される。

以降、標準に従い行われた様々な機械的試験の結果が、本明細書において表形式で示される。

スポット溶接性に関して、本発明による板は、組成がＣ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％となる場合、低いＬＭＥ感受性を有する。これは、このような鋼では、自動車車体等の抵抗スポット溶接部を含む構造を生成することが可能であり、抵抗スポット溶接部内の亀裂数の確率が、平均値が抵抗スポット溶接部当たり５つ未満の亀裂であるような確率であり、１０個未満の亀裂を有する確率が９８％であることを意味する。

特に、少なくとも２つの鋼板の抵抗スポット溶接部を含む溶接構造は、本発明による方法によって、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような、またＺｎ又はＺｎ合金で被覆されている第１の鋼板を生成すること、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％及びＡｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％であるような組成を有する第２の鋼板を提供すること、並びに第１の鋼板を第２の鋼板に抵抗ポット溶接することにより生成され得る。第２の鋼板は、例えば、本発明による方法によって生成され、Ｚｎ又はＺｎ合金で被覆されてもよい。

したがって、低ＬＭＥ感受性を有する溶接構造が得られる。例えば、少なくとも１０個の抵抗スポット溶接部を含むこのような溶接構造に関して、抵抗スポット溶接部当たりの平均亀裂数は５未満である。

任意選択的に本発明による抵抗スポット溶接により溶接された鋼板は、製作工程中の高い成形性及び衝突した場合の高いエネルギー吸収を提供するため、動力車における構造部品の製造に有益に使用される。また、本発明による抵抗スポット溶接部は、溶接領域内に位置する最終的な亀裂の発生及び伝播が大幅に低減されるため、動力車における構造部品の製造に有益に使用される。

Claims (19)

1. 被覆された鋼板であって、重量パーセントで表現される以下の元素：
   ０．１７％≦炭素≦０．２４％
   １．９％≦マンガン≦２．２％
   ０．５％≦ケイ素≦１％，
   ０．５％≦アルミニウム≦１．２％、
   ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧１．３％であり、
   ０．０５％≦クロム≦０．２％
   ０．０１５％≦ニオブ≦０．０３％
   硫黄≦０．００４％
   リン≦０．０３％
   を含み、以下の任意選択の元素
   ０．００５％≦チタン≦０．０５％
   ０．００１％≦モリブデン≦０．０５％
   の１つ以上を含有してもよく、残部は鉄及び製錬から生じる不可避の不純物からなる組成を有し、前記被覆された鋼板の微細構造は、面積割合で、１０〜２０％の残留オーステナイトであって、前記オーステナイト相は０．９から１．１％までの間の炭素含量を有するものと、４０〜５５％のポリゴナルフェライトと、１５〜４０％の粒状ベイナイトと、少なくとも５％の焼戻しマルテンサイトとを含み、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計は、２０〜３０％の間に含まれる、鋼板。
2. 組成が、重量パーセントで表現して、０．７％≦Ｓｉ≦０．９％を含む、請求項１に記載の鋼板。
3. 組成が、重量パーセントで表現して、０．７％≦Ａｌ≦０．９％を含む、請求項１又は２に記載の鋼板。
4. ケイ素及びアルミニウム含量の合計が、１．４％超である、請求項１又は２に記載の鋼板。
5. 炭素及びケイ素含量が、Ｃ＋Ｓｉ／１０≦０．３０％となるような含量である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼板。
6. アルミニウム、炭素及びマンガン含量が、Ａｌ≧６（Ｃ＋Ｍｎ／１０）−２．５％となるような含量である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼板。
7. 残留オーステナイト及び焼戻しマルテンサイトの合計が、２５％〜３０％の間である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼板。
8. 鋼板における５０×５０μｍ^２の任意の区域上で測定された、|(TM)-(TM^*)|≦1,5%となるような平均焼戻しマルテンサイト割合(TM^*)及び焼戻しマルテンサイト割合(TM)を有する、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼板。
9. ９８０ＭＰａ以上の引張強度、１７％以上の一様伸び及び１８％以上の穴広げ率を有し、ここで、穴広げ率は、ＩＳＯ標準１６６３０：２００９に従って測定されるものである、請求項１〜８のいずれか一項に記載の鋼板。
10. 引張強度が、１０００ＭＰａ〜１１００ＭＰａの間であり、穴広げ率が、１８％〜２３％の間である、請求項９に記載の鋼板。
11. 降伏強度が、５５０ＭＰａ超であり、引張強度に対する降伏強度の比率が、０．６０以上である、請求項９又は１０に記載の鋼板。
12. 溶融亜鉛めっきされている、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の鋼板。
13. 被覆された鋼板を製造する方法であって、以下の一連のステップ：
    請求項１〜６のいずれか一項に記載の組成を有する、半完成品を提供するステップ；
    前記半完成品を、１０００℃〜１２８０℃の間の温度まで再加熱するステップ；
    完全にオーステナイト域にある前記半完成品を圧延するステップであって、熱間圧延仕上げ温度は、熱間圧延された鋼板を得るために８５０℃以上にされるべきである、圧延するステップ；
    前記熱間圧延された鋼板を、３５〜５５℃／秒の冷却速度で、５８０℃以下の巻取り温度まで冷却し；及び前記熱間圧延された板を巻取る、ステップ；
    前記熱間圧延された板を室温まで冷却するステップ、
    前記熱間圧延された鋼板を酸洗するステップ；
    前記熱間圧延された鋼板を冷間圧延して、冷間圧延された鋼板を得る、冷間圧延するステップ；
    次いで、前記冷間圧延された鋼板を、１〜２０℃／秒の加熱速度で、Ａｃ１〜Ａｃ３の間の均熱化温度まで６００秒未満の間継続的に焼鈍するステップ、
    次いで、２５℃／秒超の速度で、４００〜４８０℃の間の温度まで前記板を冷却し、及び前記冷間圧延された鋼板を２０〜２５０秒の期間保持する、ステップ、
    前記冷間圧延された鋼板を、亜鉛又は亜鉛合金浴内で溶融めっきすることにより被覆するステップ；
    前記冷間圧延された鋼板を、室温まで冷却するステップ；
    次いで、前記被覆された冷間圧延された鋼板を、１℃／秒〜２０℃／秒の間の速度で、１７０〜３５０℃の均熱化温度まで、１２〜２５０時間バッチ焼鈍し、次いで前記板を室温まで冷却する、ステップ
    を含む方法。
14. 前記巻取り温度が、ベイナイト変態開始温度Ｂｓよりも低い、請求項１３に記載の被覆された鋼板を生産する方法。
15. 前記均熱化温度が、７８０℃〜９００℃の間であり、均熱化が、１０〜６００秒間行われる、請求項１３又は１４に記載の被覆された鋼板を生産する方法。
16. 前記板が、継続的焼鈍の後、３０℃／秒超の冷却速度で４００〜４８０℃の間の温度まで冷却される、請求項１３〜１５のいずれか一項に記載の被覆された鋼板を生産する方法。
17. 前記鋼板が、亜鉛又は亜鉛合金浴内で被覆された後、２０℃／秒未満の冷却速度で冷却される、請求項１６に記載の被覆された鋼板を生産する方法。
18. 前記鋼板が、１７０℃〜２５０℃の間で１２〜３０時間バッチ焼鈍される、請求項１３〜１７のいずれか一項に記載の被覆された鋼板を生産する方法。
19. 焼戻しされていないマルテンサイトを有さない、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の鋼板。

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