(57)【要約】  本発明は、その目的として、０．７ｍｍから２ｍｍの間の厚さ、１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの範囲の機械的強度を有し、穴拡げ率Ａｃ％が２０％より大きく、曲げ角度が４０°以上であり、その化学組成は、０．０９％≦Ｃ≦０．１１％、２．６％≦Ｍｎ≦２．８％、０．２０％≦Ｓｉ≦０．５５％、０．２５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０２５％≦Ｔｉ≦０．０４０％、０．００１５％≦Ｂ≦０．００２５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．１８％、０．０８％≦Ｍｏ≦０．１５％、０．０２０％≦Ｎｂ≦０．０４０％、０．００２％≦Ｎ≦０．００７％、０．０００５％≦Ｓ≦０．００５％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％、Ｃａ≦０．００３％を含み、含有率は重量パーセントで表され、残部は鉄および加工から生じる不可避的不純物である冷間圧延および焼鈍された鋼板であって、板はマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトを含む微細構造を有し、マルテンサイトは新鮮なマルテンサイトおよび／または自動焼き戻しマルテンサイトを含み、マルテンサイトおよび下部ベイナイトの表面割合の合計は４０％から７０％の間であり、低炭化物ベイナイトの表面割合は１５％から４５％、フェライトの表面割合は５％から２０％未満であり、全フェライトの割合に対する未再結晶フェライトの割合が１５％未満、島の形態の残留オーステナイトの表面割合が５％未満であり、サイズが１マイクロメートル未満である旧オーステナイト結晶粒の割合が、旧オーステナイト結晶粒の全母集団の４０から６０％に相当する該鋼板を有する。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．７ｍｍから２ｍｍの間の厚さ、１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの間の機械的強度を有し、穴拡げ率Ａｃ％が２０％より大きく、曲げ角度が４０°以上であり、その化学組成は、
０．０９％≦Ｃ≦０．１１％
２．６％≦Ｍｎ≦２．８％
０．２０％≦Ｓｉ≦０．５５％
０．２５％≦Ｃｒ＜０．５％
０．０２５％≦Ｔｉ≦０．０４０％
０．００１５％≦Ｂ≦０．００２５％
０．００５％≦Ａｌ≦０．１８％
０．０８％≦Ｍｏ≦０．１５％
０．０２０％≦Ｎｂ≦０．０４０％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
０．０００５％≦Ｓ≦０．００５％
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
Ｃａ≦０．００３％
を含み、含有率は重量パーセントで表され、残部は鉄および加工から生じる不可避的不純物である冷間圧延および焼鈍された鋼板であって、板はマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトを含む微細構造を有し、マルテンサイトは新鮮なマルテンサイトおよび／または自動焼き戻しマルテンサイトを含み、マルテンサイトおよび下部ベイナイトの表面割合の合計は４０％から７０％の間であり、低炭化物ベイナイトの表面割合は１５％から４５％、フェライトの表面割合は５％から２０％未満であり、全フェライトの割合に対する未再結晶フェライトの割合が１５％未満、島の形態の残留オーステナイトの表面割合として５％未満であり、
サイズが少なくとも１マイクロメートル未満である旧オーステナイト結晶粒の割合が、旧オーステナイト結晶粒の全母集団の４０から６０％に相当する該鋼板。
【請求項２】
微細構造は、１５％から４５％の表面割合の新鮮なマルテンサイトを含むことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
微細構造は、表面割合において、５％から５０％の自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計を含むことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
【請求項４】
自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、マルテンサイトおよびベイナイトのラスの＜１１１＞方向に配向されたロッドの形態の炭化物を含むことを特徴とする請求項３に記載の鋼板。
【請求項５】
低炭化物ベイナイトは、１００平方マイクロメートル単位の表面積当たり１００個未満の炭化物を含む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板。
【請求項６】
鋼板は、サイズが５ナノメートル未満で１０，０００個の析出物／μｍ３未満の量で存在する（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ）（Ｃ、Ｎ）型の析出物を含むことを特徴とする請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項７】
化学組成は２．６％≦Ｍｎ≦２．７％を含み、含有率は重量パーセントで表されることを特徴とする請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項８】
化学組成は、０．３０％≦Ｓｉ≦０．５％を含み、含有率は重量パーセントで表されることを特徴とする請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項９】
化学組成は０．００５％≦Ａｌ≦０．０３０％を含み、含有率は重量パーセントで表されることを特徴とする請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１０】
板は焼き入れにより得られる亜鉛または亜鉛合金コーティングを含むことを特徴とする請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１１】
亜鉛または亜鉛合金コーティングは亜鉛メッキ合金コーティングであり、亜鉛または亜鉛合金コーティングは７重量％から１２重量％の鉄を含むことを特徴とする請求項１０に記載の鋼板。
【請求項１２】
板は、真空蒸着によって得られる亜鉛または亜鉛合金コーティングを含むことを特徴とする請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１３】
以下の工程
−  半製品を供給し、その化学組成は、
０．０９％≦Ｃ≦０．１１％
２．６％≦Ｍｎ≦２．８％
０．２０％≦Ｓｉ≦０．５５％
０．２５％≦Ｃｒ＜０．５％
０．０２５％≦Ｔｉ≦０．０４０％
０．００１５％≦Ｂ≦０．００２５％
０．００５％≦Ａｌ≦０．１８％
０．０８％≦Ｍｏ≦０．１５％
０．０２０％≦Ｎｂ≦０．０４０％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
０．０００５％≦Ｓ≦０．００５％
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
Ｃａ≦０．００３％
を含み、含有率は重量パーセントで表され、残部は鉄および加工から生じる不可避的不純物である工程、次いで
−  半製品を１２５０℃以上の温度Ｔｒに加熱する工程、次いで
−  半製品を熱間圧延して熱間圧延板を得る工程であって、圧延の仕上げ温度は冷却中にオーステナイト変態が開始する温度Ａｒ３よりも高い工程、次いで
−  熱間圧延板を３０℃／秒よりも高い速度で冷却してフェライトとパーライトの形成を防止する工程、次いで
−  熱間圧延板を５８０℃から５００℃の間の温度で巻き取る工程、次いで
−  熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る工程、次いで
−  冷間圧延板を１℃／秒から２０℃／秒の間の加熱速度ＶＣで６００℃からＡｃ１の間で加熱し、Ａｃ１は加熱中にオーステナイト変態が始まる温度を示す工程、
−  冷間圧延板を７８０℃から（Ａｃ３−２５℃）の間の温度Ｔｍにし、冷間圧延板を３０秒から１５０秒の間の時間Ｄｍの間この温度Ｔｍに保持し、Ａｃ３は加熱中のオーステナイト変態の仕上げ温度を示すことが理解される工程、次いで
−  板を１０℃／秒から１５０℃／秒の間の速度ＶＲ１で４００℃から４９０℃の間の温度Ｔｅまで冷却する工程、次いで
−  板を５秒から１５０秒の間の時間Ｄｅの間この温度Ｔｅに保持する工程、次いで
−  被覆板を得るために、板を４５０℃から４８０℃の間の温度ＴＺｎで亜鉛または亜鉛合金浴中に浸漬することによって連続的に熱溶融メッキし、温度ＴｅおよびＴＺｎは０℃≦（Ｔｅ−ＴＺｎ）≦１０℃である工程、次いで
−  被覆板を、場合により、１０から４０秒の間の時間ｔＧの間４９０℃から５５０℃の間の温度ＴＧに加熱する工程
を含む請求項１から１１のいずれか一項に記載の冷間圧延および焼鈍された板を製造する方法。
【請求項１４】
以下の逐次的工程
−  半完成品を供給し、その化学組成は、
０．０９％≦Ｃ≦０．１１％
２．６％≦Ｍｎ≦２．８％
０．２０％≦Ｓｉ≦０．５５％
０．２５％≦Ｃｒ＜０．５％
０．０２５％≦Ｔｉ≦０．０４０％
０．００１５％≦Ｂ≦０．００２５％
０．００５％≦Ａｌ≦０．１８％
０．０８％≦Ｍｏ≦０．１５％
０．０２０％≦Ｎｂ≦０．０４０％
０．００２％≦Ｎ≦０．００７％
０．０００５％≦Ｓ≦０．００５％
０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％
Ｃａ≦０．００３％
を含み、含有率は重量パーセントとして表され、残部は鉄および加工から生じる不可避的不純物である工程、
−  半製品を１２５０℃以上の温度Ｔｒに加熱する工程、
−  半製品を熱間圧延して熱間圧延板を得る工程であって、圧延の仕上げ温度はＡｒ３よりも高い工程、次いで
−  熱間圧延板を３０℃／秒よりも高い速度で冷却してフェライトおよびパーライトの形成を防止する工程、次いで
−  熱間圧延板を５８０℃から５００℃の間の温度で巻き付ける工程、次いで
−  熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る工程、次いで
−  冷間圧延板を６００℃からＡｃ１の間で１℃／秒から２０℃／秒の間の再加熱速度ＶＲで再加熱し、Ａｃ１は加熱中にオーステナイト変態が始まる温度を示す工程、
−  冷間圧延板を７８０℃から（Ａｃ３−２５℃）の間の温度Ｔｍに再加熱し、冷間圧延板を３０秒から１５０秒の間の時間Ｄｍの間この温度Ｔｍに保持し、Ａｃ３は加熱中のオーステナイト変態の仕上げ温度を示すことが理解される工程、次いで
−  板を１０℃／秒から１００℃／秒の間の速度ＶＲ２で４００℃から４９０℃の間の温度Ｔｅまで冷却する工程、次いで
−  板を５秒から１５０秒の間の時間Ｄｅの間この温度Ｔｅに保持する工程、次いで
−  板を室温まで冷却する工程
を含む、請求項１から９および１２のいずれか一項に記載の冷間圧延および焼鈍された板の製造方法。
【請求項１５】
さらに、室温まで冷却する工程の後に真空蒸着によって亜鉛または亜鉛合金コーティングを適用する請求項１４に記載の冷間圧延、焼鈍および被覆された板の製造方法。
【請求項１６】
真空蒸着は物理蒸着（ＰＶＤ）によって行われる請求項１４に記載の板の製造方法。
【請求項１７】
真空蒸着はジェット蒸着（ＪＶＤ）によって行われる請求項１４に記載の板の製造方法。
【請求項１８】
自動車における構造部品または安全部品を製造するための、請求項１から１２のいずれか一項に記載の鋼板または請求項１３から１７のいずれか一項に記載の方法によって製造された鋼板の使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に自動車産業において成形部品を製造するための、自動車の車体構造要素を製造するための、およびそのような板を製造するための非常に高い機械的強度および変形可能性を有する冷間圧延および焼鈍された鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
成形操作中に非常に良好な降伏強度／抵抗比を有する鋼が開発された。
【０００３】
それらは非常に高い圧密能力を有し、それは衝突の際の変形の良好な分布および成形後の部品のより高い降伏強度をもたらす。従って、従来の鋼のように複雑な部品を製造することは可能であるが、より高い機械的特性を有し、結果として同じ機能仕様を満たす厚さが減少する。よって、これらの鋼は、車両重量の軽減化および安全性の要求に対する有効な答えである。
【０００４】
特に、その構造がフェライト系マトリックス中にマルテンサイトおよび潜在的にベイナイトを含む鋼は、それらが高い強度と高い変形能とを併せ持つため、広範囲に開発されてきた。
【０００５】
軽量化およびより低いエネルギー消費に対する最近の要求は、機械的強度Ｒｍが１１８０ＭＰａを超える非常に高強度の鋼に対する需要を増大させた。
【０００６】
この高強度レベルに加えて、これらの鋼は良好な延性、溶接性、および被覆性、特に連続溶融亜鉛メッキに対する良好な適合性を有さなければならない。
【０００７】
これらの鋼はまた、高い降伏強度および破断伸びならびに良好な成形性を有さなければならない。
【０００８】
事実、一部の自動車部品は、様々な変形方法を組み合わせる成形操作によって製造される。鋼のある種の微細構造特性は、１つの変形方法にはよく適し得るが、別のものには適さない。部品の特定の部分は、特に、湾曲した縁部を成形するために、高い伸び抵抗および／または良好な曲げ性および／または伸びフランジ性を有さなければならない。
【０００９】
この伸びフランジ性は、Ａｃ％と表される穴拡げ率を測定することにより評価される。この比率は、コールドスタンピング中に鋼が広がる能力を測定し、従ってこの変形方法の成形性の評価を提供する。
【００１０】
穴拡げ率は、以下のように評価することができる。即ち、金属板に穴を切断することにより孔を開けた後、この穴の縁を広げるためにテーパー付の工具が使用される。広げる時に穴の縁付近で早期損傷が観察されるのはこの操作の間であり、この損傷は第２相粒子または鋼の様々な微細構造成分の間の界面で始まる。
【００１１】
文献ＵＳ２０１２／０３１２４３３Ａ１号およびＵＳ２０１２／１３２３２７Ａ１号によれば、機械的強度Ｒｍが１１８０ＭＰａを超える鋼が知られている。しかし、この機械的強度は、成形性および溶接性を犠牲にして達成される。
【００１２】
さらに、文献ＵＳ２０１３／０２０９８３３Ａ１号、ＵＳ２０１１／００４８５８９Ａ１号、ＵＳ２０１１／０１６８３０００Ａ１号およびＷＯ２０１３／１４４３７６Ａ１号によれば、１０００ＭＰａを超える高い機械的強度を有する鋼は知られているが、同時に満足な成形性および溶接性を有してはいない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】米国特許出願公開第２０１２／０３１２４３３号明細書
【特許文献２】米国特許出願公開第２０１２／１３２３２７号明細書
【特許文献３】米国特許出願公開第２０１３／０２０９８３３号明細書
【特許文献４】米国特許出願公開第２０１１／００４８５８９号明細書
【特許文献５】米国特許出願公開第２０１１／０１６８３０００号明細書
【特許文献６】国際公開第２０１３／１４４３７６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
これらの条件の下で、本発明の１つの目的は、特に７５０ＭＰａから９７０ＭＰａの間の高い降伏強度（この値は板に対するあらゆるスキンパス操作の前に決定される）と共に、特に１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの間の高い機械的強度、良好な成形性、特に２０％以上の穴拡げ率Ａｃ％、０．７ｍｍから２ｍｍの間の厚さの板の４０°以上の曲げ角度、および７％より大きい破断伸びを有する鋼板を供給することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
この目的のために、本発明の目的は、０．７ｍｍから２ｍｍの間の厚さ、１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの間の機械的強度を有し、穴拡げ率Ａｃ％が２０％より大きく、曲げ角度が４０°以上であり、その化学組成は、０．０９％≦Ｃ≦０．１１％、２．６％≦Ｍｎ≦２．８％、０．２０％≦Ｓｉ≦０．５５％、０．２５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０２５％≦Ｔｉ≦０．０４０％、０．００１５％≦Ｂ≦０．００２５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．１８％、０．０８％≦Ｍｏ≦０．１５％、０．０２０％≦Ｎｂ≦０．０４０％、０．００２％≦Ｎ≦０．００７％、０．０００５％≦Ｓ≦０．００５％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％、Ｃａ≦０．００３％を含み、含有率は重量パーセントで表され、残部は鉄および加工から生じる不可避的不純物である冷間圧延および焼鈍された鋼板であって、板はマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトを含む微細構造を有し、マルテンサイトは新鮮なマルテンサイトおよび／または自動焼き戻しマルテンサイトを含み、マルテンサイトおよび下部ベイナイトの表面割合の合計は４０％から７０％の間であり、低炭化物ベイナイトの表面割合は１５％から４５％、フェライトの表面割合は５％から２０％未満であり、全フェライトの割合に対する未再結晶フェライトの比が１５％未満、島の形態の残留オーステナイトの表面割合として５％未満であり、サイズが１マイクロメートル未満である旧オーステナイト結晶粒の割合が、旧オーステナイト結晶粒の全母集団の４０から６０％に相当する該鋼板である。
【００１６】
また、いくつかの実施形態では、本発明による板は、以下の特性のうちの１つ以上を含む。
−  微細構造は、表面割合において、１５％から４５％の新鮮なマルテンサイトを含み、
−  微細構造は、表面割合において、５％から５０％の自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計を含み、
−  自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、マルテンサイトおよびベイナイトのラスの＜１１１＞方向に配向されたロッドの形態の炭化物を含み、
−  低炭化物ベイナイトは、１００平方マイクロメートル単位の表面積当たり１００個未満の炭化物を含み、
−  鋼板は、サイズが５ナノメートル未満で１０，０００個の析出物／μｍ３未満の量で存在する（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ）（Ｃ、Ｎ）型の析出物を含み、
−  化学組成は２．６％≦Ｍｎ≦２．７％を含み、含有率は重量パーセントで表され、
−  化学組成は、好ましくは０．３０％≦Ｓｉ≦０．５％を含み、含有率は重量パーセントで表され、
−  好ましい実施形態によれば、化学組成は０．００５％≦Ａｌ≦０．０３０％を含み、含有率は重量パーセントで表され、
−  板は亜鉛または亜鉛合金で被覆され、浸漬によって達成され、
−  特定の実施形態によれば、亜鉛または亜鉛合金コーティングは、亜鉛メッキ合金コーティングであり、亜鉛または亜鉛合金コーティングは７重量％から１２重量％の鉄を含み、
−  鋼板は、真空蒸着によって得られる亜鉛または亜鉛合金コーティングを有する。
【００１７】
本発明はまた、以下の逐次工程を含む、上記の特性のいずれかによる、亜鉛または亜鉛合金で被覆された冷間圧延および焼鈍された板をその目的とする。
−  半製品を供給し、その化学組成は、０．０９％≦Ｃ≦０．１１％、２．６％≦Ｍｎ≦２．８％、０．２０％≦Ｓｉ≦０．５５％、０．２５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０２５％≦Ｔｉ≦０．０４０％、０．００１５％≦Ｂ≦０．００２５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．１８％、０．０８％≦Ｍｏ≦０．１５％、０．０２０％≦Ｎｂ≦０．０４０％、０．００２％≦Ｎ≦０．００７％、０．０００５％≦Ｓ≦０．００５％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％、Ｃａ≦０．００３％を含み、含有率は重量パーセントで表され、残部は鉄および加工から生じる不可避的不純物である工程、次いで
−  半製品を１２５０℃以上の温度Ｔｒに加熱する工程、次いで
−  熱間圧延板を得るために、半製品を熱間圧延し、圧延の仕上げ温度は冷却中にオーステナイト変態が開始する温度Ａｒ３よりも高い工程、次いで
−  熱間圧延板を３０℃／秒よりも高い速度で冷却してフェライトとパーライトの形成を防止する工程、次いで
−  熱間圧延板を５８０℃から５００℃の間の温度で巻き取る工程、次いで
−  熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る工程、次いで
−  冷間圧延板を６００℃からＡｃ１の間で再加熱し、Ａｃ１は加熱中にオーステナイト変態が始まる温度を示し、再加熱速度ＶＣは１℃／秒から２０℃／秒の間である工程、
−  冷間圧延板を７８０℃から（Ａｃ３−２５℃）の間の温度Ｔｍにし、冷間圧延板を３０秒から１５０秒の間の時間Ｄｍの間この温度Ｔｍに保持し、Ａｃ３は加熱中のオーステナイト変態の仕上げ温度を示すことが理解される工程、次いで
−  板を１０℃／秒から１５０℃／秒の間の速度ＶＲ１で４００℃から４９０℃の間の温度Ｔｅまで冷却する工程、次いで
−  板を５秒から１５０秒の間の時間Ｄｅの間この温度Ｔｅに保持する工程、次いで
−  被覆板を得るために、板を４５０℃から４８０℃の間の温度ＴＺｎで亜鉛または亜鉛合金浴中に連続的に浸漬することによって被覆し、温度ＴｅおよびＴＺｎは０℃≦（Ｔｅ−ＴＺｎ）≦１０℃である工程、次いで
−  被覆板を、場合により、１０から４０秒の間の期間ｔＧの間４９０℃から５５０℃の間の温度ＴＧに再加熱する工程。
【００１８】
本発明はまた、その目的として、以下の逐次的工程を含む、冷間圧延および焼鈍された板の製造方法を有する。
−  半完成品を供給し、その化学組成は、０．０９％≦Ｃ≦０．１１％、２．６％≦Ｍｎ≦２．８％、０．２０％≦Ｓｉ≦０．５５％、０．２５％≦Ｃｒ＜０．５％、０．０２５％≦Ｔｉ≦０．０４０％、０．００１５％≦Ｂ≦０．００２５％、０．００５％≦Ａｌ≦０．１８％、０．０８％≦Ｍｏ≦０．１５％、０．０２０％≦Ｎｂ≦０．０４０％、０．００２％≦Ｎ≦０．００７％、０．０００５％≦Ｓ≦０．００５％、０．００１％≦Ｐ≦０．０２０％、Ｃａ≦０．００３％を含み、含有率は重量パーセントで表され、残部は鉄および加工から生じる不可避的不純物である工程、次いで
−  半製品を１２５０℃以上の温度Ｔｒに加熱する工程、次いで
−  熱間圧延板を得るために、半製品を熱間圧延し、圧延処理の仕上げ温度はＡｒ３よりも高い工程、次いで
−  熱間圧延板を３０℃／秒よりも高い速度で冷却してフェライトとパーライトの形成を防止する工程、次いで
−  熱間圧延板を５８０℃から５００℃の間の温度で巻き取る工程、次いで
−  熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る工程、次いで
−  冷間圧延板を６００℃からＡｃ１の間で１℃／秒から２０℃／秒の間の再加熱速度ＶＲで再加熱し、Ａｃ１は加熱中にオーステナイト変態が始まる温度を示す工程、
−  冷間圧延板を７８０℃から（Ａｃ３−２５℃）の間の温度Ｔｍに加熱し、冷間圧延板を３０秒から１５０秒の間の時間Ｄｍの間この温度Ｔｍに保持し、Ａｃ３は加熱中のオーステナイト変態の仕上げ温度を示すことが理解される工程、次いで
−  板を１０℃／秒から１００℃／秒の間の速度ＶＲ２で４００℃から４９０℃の間の温度Ｔｅまで冷却する工程、次いで
−  板を５秒から１５０秒の間の時間Ｄｅの間この温度Ｔｅに保持する工程、次いで
−  板を室温まで冷却する工程。
【００１９】
特定の実施形態では、この後者の方法は、以下の特性の１つ以上を含む。
−  さらに、室温まで冷却する工程の後に真空蒸着によって亜鉛または亜鉛合金コーティングを適用する工程、
−  真空蒸着は物理蒸着法（ＰＶＤ）によって行われる工程、
−  真空蒸着はジェット蒸着（ＪＶＤ）によって行われる工程。
【００２０】
以下の説明中に現れる本発明の他の特徴および利点は、例として与えられ、添付の図面を参照して説明する。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】第１の種類の金属組織エッチングによって実証された本発明による鋼板の微細構造を示す。
【図２】第２の種類の金属組織エッチングによって実証された図１の鋼板の微細構造を示す。
【図３】透過型電子顕微鏡で観察された本発明による板中の（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ）（Ｃ、Ｎ）の炭窒化物析出の例を示す。
【図４】透過型電子顕微鏡で観察された本発明によらない（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ）（Ｃ、Ｎ）の炭窒化物析出の例を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
Ａｃ１は、鋼の加熱中に同素変態が開始する温度を示すためにも使用される。
【００２３】
Ａｃ３は、加熱中のオーステナイト変態の仕上げ温度を指す。
【００２４】
Ａｒ３は、冷却中にオーステナイト変態が開始する温度を指す。
【００２５】
Ｍｓは、マルテンサイト変態が開始する温度を示す。
【００２６】
本発明による板の微細構造は、マルテンサイトを含む。これは、冷却中のマルテンサイト変態開始温度より低いオーステナイトγの拡散のない変態の結果である。
【００２７】
マルテンサイトは、一方向に伸び、オーステナイトの各初期粒内に配向された薄いラスの形を有する。マルテンサイトという用語は、新鮮なマルテンサイトおよび自動焼戻しマルテンサイトの両方を含む。自動焼戻しマルテンサイトと新鮮なマルテンサイト、即ち、焼き戻されず、自動焼戻しされないものとは区別される。
【００２８】
特に、自動焼戻しマルテンサイトは、ラスのメッシュα’の＜１１１＞方向に配向されたロッドの形態で、これらのラスに分散された炭化鉄を含む薄いラスの形態を有する。この自動焼戻しマルテンサイトは、冷却が新鮮なマルテンサイトを生成するのに十分に遅くない場合に、マルテンサイト変態温度Ｍｓ未満における炭化鉄の析出によって形成される。逆に新鮮なマルテンサイトは炭化物を含まない。
【００２９】
マルテンサイト変態の初期温度Ｍｓより高いオーステナイト温度範囲からの冷却中に形成されたベイナイトは、フェライトラスおよびセメンタイト粒子の集合体として形成される。その形成は、短距離拡散を伴う。
【００３０】
その結果、下部ベイナイトと低炭化物ベイナイトが区別される。下部ベイナイトは、マルテンサイト変態温度Ｍｓのすぐ上の温度範囲での冷却中に形成される。それは、薄いラスの形態を有し、これらのラスの中に分散された炭化物を含む。
【００３１】
また、低炭化物ベイナイトは、１００平方マイクロメートル単位の表面積当たり１００個未満の炭化物を含むベイナイトとして定義される。低炭窒化ベイナイトは、冷却中に５５０℃から４５０℃の間で形成される。低炭窒化ベイナイトとは異なり、下部ベイナイトは常に１００平方マイクロメートル単位の表面積当たり１００個を超える炭化物を含む。
【００３２】
本発明の鋼の化学組成では、炭素は微細構造の形成およびその機械的特性において役割を果たす。
【００３３】
重量パーセントでの炭素含有率は、０．０９％から０．１１％の範囲である。この範囲の炭素含有率は、１１８０ＭＰａを超える機械的強度、７％を超える破断伸び、および２０％以上の十分な穴拡げ率Ａｃ％を同時に達成するのに寄与する。特に、炭素含有率が０．０９％未満では、十分な機械的強度を達成することができない。０．１１％よりも大きいより高い炭素含有率の場合、溶接性は低下する傾向があり、温度Ｍｓは低下するので、微細構造中の新鮮なマルテンサイトの割合が増加し、従って穴拡げ率を減少させる傾向がある。
【００３４】
重量パーセントでのマンガン含有率は、２．６％から２．８％の間である。マンガンは、温度Ａｃ３およびマルテンサイト形成が始まる温度Ｍｓを低下させるガンマジェニック（ｇａｍｍａｇｅｎｉｃ）元素である。鋼の低い炭素含有率によって、８６０℃を超える高い温度Ａｃ３がもたらされることがある。温度Ａｃ３を低下させることによる２．６％を超えるマンガン含有率によって、この温度で少なくとも３０秒間保持した後、鋼の完全なオーステナイト化を８４０℃から８５５℃の間で達成することが可能になる。マンガンはまた、自動焼戻しマルテンサイトの形成を促進し、従って、２０％以上の穴拡げ率Ａｃ％に寄与する。重量パーセントでのマンガン含有率は、縞模様構造の形成を制限するために２．８％に制限され、好ましくは２．６％から２．７％の間である。
【００３５】
ケイ素は、重量パーセントでの鋼中のその含有率が０．２０重量％から０．５５重量％の間、好ましくは０．３０％から０．５％の間の固溶体焼き入れ元素である。含有率が少なくとも０．３０％であると、フェライトおよび／またはベイナイトを十分に焼き入れすることができる。重量パーセントでのケイ素含有率は、上部ベイナイトの形成を制限する２０％以上の孔拡張率Ａｃ％を確保するために０．５５％に制限される。また、ケイ素含有率の増加は、板の表面への付着性酸化物の形成を促進することによって鋼の被覆性を低下させる。０．５５％未満のケイ素含率は良好な溶接性にも寄与する。
【００３６】
ケイ素はアルファジェニック（ａｌｐｈａｇｅｎｉｃ）元素であり、Ａｃ３の温度を上昇させることに寄与し、低炭窒化ベイナイトの生成を促進する。０．５５％未満のケイ素含有率は、過剰量の低炭化物ベイナイトの形成を防止するのに役立つ。
【００３７】
鋼板の組成はまた、鋼の焼入れ性を改善し、その硬度および機械的強度を高めるために、０．２５重量％以上の量のクロムを含む。クロムの含有率は、充分な破断伸びを維持し、製造コストを制限するために、０．５％未満でなければならない。
【００３８】
チタンは鋼中に０．０２５重量％から０．０４０重量％の範囲の量で存在する。０．０２５％から０．０４０％の範囲の量では、チタンは窒素および炭素と結合して、窒化物および／または炭窒化物の形態で析出する。０．０２５％未満では、１１８０ＭＰａの機械的強度が達成されないおそれがある。
【００３９】
チタン含有率が０．０４０％を超えると、液体状態から粗大な窒化チタンが析出し、延性を低下させ、穴拡げ時の早期損傷を招くおそれがある。実際、６マイクロメートルよりも大きい窒化物が存在すると、これらの窒化物の大部分は、切断およびスタンピング工程中にマトリックスとの剥離を引き起こすことが分かっている。チタンはまた、窒素が焼き入れ析出の形態で完全に結合することを保証するので、ホウ素は遊離形態で見出され、焼入れ性において有効な役割を果たすことができる。チタンは、窒素に対して超化学量論量であり、従ってＴｉ／Ｎ比は３．４２より大きい。
【００４０】
重量パーセントでのホウ素含有率は、０．００１５％から０．００２５％の間である。炭素の活性を制限することにより、ホウ素は拡散相変態（冷却中のフェライトまたはパーライト変態）を制御および制限し、高い機械的抵抗特性を得るために必要な焼き入れ相（ベイナイトまたはマルテンサイト）を形成することができる。ホウ素の添加はまた、Ｍｎ、Ｍｏ、およびＣｒ等の焼き入れ元素の添加を制限し、鋼種の分析コストを低減する。本発明によれば、有効焼入れ性を確保するための最小ホウ素含有率は０．００１５％である。０．００２５％を超えると、焼入れ性に対する効果が飽和し、被覆性および延性に悪影響を及ぼす。
【００４１】
鋼板の組成はまた、０．０８重量％から０．１５重量％の量のモリブデンを含む。モリブデンは、クロムのように、０．０８％を超える含有率で焼入れ性に有効な役割を果たす。
【００４２】
０．１５％を超えるモリブデン含有率は、フェライトの再結晶を遅らせる。機械的強度Ｒｍは、１３２０ＭＰａよりも高くなりすぎ、双方とも延性の低下をもたらす。
【００４３】
焼鈍温度が（Ａｃ３−２５℃）よりも低い場合、本発明の条件下での添加により、チタンおよびニオブと組み合わせて、焼き入れに寄与し、焼鈍後に１１８０ＭＰａ以上の機械的強度Ｒｍを得ることを可能にするモリブデン、チタンおよびニオブ炭窒化物（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ）（Ｃ、Ｎ）のナノメートルの析出を得ることが可能になる。
【００４４】
しかし、小さいサイズの化合物の過度に高密度の析出により、過剰な焼き入れがもたらされる。即ち、５ｎｍより小さい析出物の密度が１０，０００析出物／μｍ３を超えると、機械的強度Ｒｍが１３２０ＭＰａを超えることがあり、冷間変形性が不十分となる。
【００４５】
本発明で規定する量のモリブデンを添加することにより、温度Ｔｍでの焼鈍後の工程における起こり得る変動の影響を受けにくい鋼板を得ることができる。冷却速度ＶＲおよび温度Ｔｅは、規定された設定値に従って工業的条件下で連続的に制御されるが、これらのパラメータのわずかな変動が一時的に生じることがある。これらの変動は、最終製品の特性に影響を与えるべきではない。本発明によって規定される範囲内では、ＶＲまたはＴｅの中程度の変動、例えば、７％は、７％未満の機械的強度Ｒｍの変動をもたらす。
【００４６】
熱間圧延鋼板の化学組成は、重量パーセントで０．０２０％から０．０４０％の間の含有率のニオブを含む。０．０２０％より多い量では、ニオブは機械的強度Ｒｍの増加を可能にする。重量％で０．０４０％の含有率を超えると、オーステナイトの再結晶が遅れる。従って、この構造はかなりの割合の細長い結晶粒を含み、もはや目標の穴拡げ率Ａｃ％の達成をもたらさない。
【００４７】
また、重量パーセントでの窒素含有率は、０．００２％から０．００７％の間である。十分な量の窒化物および炭窒化物を形成するためには、窒素含有率は０．００２％より大きくなければならない。窒素含有率は、遊離ホウ素の量を減少させるであろう窒化ホウ素の析出を防止するために、０．００７％未満であるべきである。
【００４８】
０．００５重量％から０．１８重量％の間のアルミニウム含有率は、その製造中に鋼を脱酸するのに役立つ。アルミニウム含有率、温度Ａｃ３の上昇および冷却中のフェライトの形成を防止するために、０．１８％未満またはさらには０．０３０％未満でなければならない。
【００４９】
硫黄含有率は０．００５％未満でなければならない。この含有率を超えると、変形性、特に穴拡げ率Ａｃ％を低下させる、ＭｎＳ等の硫化物の過剰な存在により延性が低下する。しかし、０．０００５％未満の非常に低減された硫黄含有率を得ることは、非常に高価であり、製造コストの点で大きな利点はない。実用的な観点から、少なくとも０．０００５％の硫黄含有率を選択することができる。
【００５０】
リン含有率は０．０２０％未満でなければならない。リンは固溶体における焼き入れを与えるが、特に粒の接合部に偏析したり、マンガンと共に分離したりする傾向があるため、スポット溶接性と熱間延性を低下させる元素である。
【００５１】
それにもかかわらず、０．００１％未満の極めて低いリン含有率を達成することは非常に高価であり、製造コストの点で大きな利点はない。実用的な観点から、少なくとも０．００１％のリン含有率を選択することができる。
【００５２】
０．００３％未満の量で、カルシウムは、延性に悪影響を与える細長い介在物、特に硫化物を防止する。
【００５３】
本発明による鋼板の微細構造では、マルテンサイトと下部ベイナイトの表面割合の合計は４０％から７０％の間である。微細構造はまた、表面割合で、１５％から４５％の低炭化物ベイナイト、５％から２０％未満のフェライト、および島の形態の５％未満の残留オーステナイトを含む。全フェライトの割合のうち再結晶フェライトの表面割合は１５％未満であり、それにより１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの間の機械的強度Ｒｍ、７％を超える伸び、２０％以上の穴拡げ率を同時に得ることが可能になる。
【００５４】
上述したように、自動焼戻しマルテンサイトと新鮮なマルテンサイト、即ち、焼き戻されず、自動焼戻しされないものとは区別される。
【００５５】
一実施形態によれば、マルテンサイトは、自動焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの合計の表面割合は、微細構造全体の少なくとも５％から最大５０％に相当する自動焼き戻しマルテンサイトから形成される。
【００５６】
自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、薄いラスの形態を有し、これらのラスに分散された炭化物を含む。特に、自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、マルテンサイトおよびベイナイトのラスのメッシュの＜１１１＞方向に配向されたロッドの形態のＦｅ２ＣおよびＦｅ３Ｃの炭化鉄を含む。自動焼戻しマルテンサイトおよび下部マルテンサイトの割合は、自動焼戻しマルテンサイトおよび下部マルテンサイトが鋼の使用特性に対し実質的に同じ役割を果たすので、一緒に特定される。さらに、これらの２つの成分は、薄いラスの形態で、走査型電子顕微鏡観察で個々に区別することができない。これらの２つの成分は、透過型電子顕微鏡検査によってのみ区別することができる。
【００５７】
４０％から７０％の間の、自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計の表面割合は、鋼の成形性、特にその曲げ性および伸びフランジ性を促進する。従って、少なくとも４０％の自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの割合は、満足な曲げ角度、特に、少なくとも４０°という、０．７ｍｍから２ｍｍの間の厚さの板の曲げ角度、および２０％以上の穴拡げ率Ａｃ％に寄与する。
【００５８】
微細構造中の自動焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の割合は、少なくとも７％の破断伸びをもたらす十分な割合の低炭化物ベイナイトを維持するために７０％未満でなければならない。
【００５９】
マルテンサイトはまた、微細構造全体の１５％から４５％の間の新鮮なマルテンサイトを含むことができ、新鮮なマルテンサイトの割合は、特に鋼の延性の低下を防止し、良好な穴拡げ率を確保するために４５％未満でなければならない。
【００６０】
微細構造はまた、表面割合で１５％から４５％の低炭化物ベイナイトを含む。それは、温度Ｔｍでの焼鈍後の冷却中および５５０℃から４５０℃の保持中に形成される。その形成には、炭素またはマンガンのような少量の焼き入れ元素と共に、炭化物の析出を遅らせる傾向があるケイ素の添加が有利に働く。
【００６１】
低炭化物ベイナイトは、破断伸びを増加させる。特に、低炭化物ベイナイトの表面率が少なくとも１５％であれば、少なくとも７％の破断伸びを得ることができる。低炭化物含有率を有するベイナイトの表面割合は、２０％以上の穴拡げ率および１１８０ＭＰａ以上の機械的強度を確保するために、４５％に制限されるべきである。
【００６２】
微細構造はまた、単位面積当たり５％から２０％未満のフェライトを含む。フェライトの含有率が５％未満では、降伏応力が不十分な過剰な自動焼戻しマルテンサイトが得られるおそれがある。フェライトの含有率が２０％を超えると、機械的強度Ｒｍが１３２０ＭＰａ未満であるおそれがある。
【００６３】
微細構造はまた、表面割合で、島の形態の残留オーステナイトを５％まで含み、自動焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのラスの間に小さな板を形成することができる。
【００６４】
さらに、本発明者らは、冷間圧延板の金属の焼鈍中に生成されたオーステナイト結晶粒、即ち、焼鈍後かつその後の冷却前の高温で存在したオーステナイト結晶粒のサイズの制御の重要性も実証した。これらのオーステナイト結晶粒は、これらの粒が冷却中の同素変態中に他の成分に置換されるため、「旧オーステナイト結晶粒」と呼ばれる。それにもかかわらず、以下に説明するように、これらの旧オーステナイト結晶粒のサイズは、最終製品において様々な方法によって実証され得る。本発明によれば、サイズが１マイクロメートル未満である旧オーステナイト結晶粒の割合は、これらの旧オーステナイト結晶粒の全母集団の４０％から６０％に相当する。
【００６５】
サイズが１マイクロメートル未満である旧オーステナイト結晶粒の割合は、例えば、適切な試薬（例えば、Ｂｅｃｈｅｔ−Ｂｅａｕｊａｒｄ試薬）によって決定され、そのエッチング速度は、それ自体既知である以前の接合部の特定の局所的偏析に依存する。この目的のために、最終状態、即ち、本発明による製造方法の最後にある鋼の試料を、適切な試薬、特に、少なくとも０．５％のアルキルスルホン酸ナトリウムを加えたピクリン酸の飽和水溶液を含む試薬で数分から１時間エッチングする。
【００６６】
このエッチングの終了時に、試料の顕微鏡写真検査により、旧オーステナイト結晶粒の接合部を可視化することが可能になり、これらの旧オーステナイト結晶粒のサイズ分布のヒストグラムを作成することが可能になり、特にそのサイズが１マイクロメートル未満の旧オーステナイト結晶粒の割合を決定することが可能になる。
【００６７】
あるいは、旧オーステナイト結晶粒のサイズは、焼鈍後の冷却中の焼き入れの中断により、初期冷却条件を採用して粒間フェライト核生成を誘発し、次に焼き入れによりそれを中断することによって決定することができる。
【００６８】
本発明者らは、これらの旧オーステナイト結晶粒のサイズが、焼鈍後の冷却中の相変態の動力学に影響することを実証した。特に、１マイクロメートル未満の小さなオーステナイト結晶粒は、温度Ｍｓの値を下げることに寄与し、従って新鮮なマルテンサイトの形成を増加させる。
【００６９】
逆に、粗大なオーステナイト結晶粒の存在により、低炭化物ベイナイトの形成が減少する。
【００７０】
全オーステナイト結晶粒母集団の４０％から６０％の間の、サイズが１マイクロメートル未満の旧オーステナイト結晶粒の割合は、マルテンサイト変態の温度Ｍｓを低下させ、破断伸びおよび降伏点を低下させるであろう過剰な割合の自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの形成を防止するのに寄与する。
【００７１】
上述した微細構造特性は、例えば、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）検出器と結合された、電界効果ガン（ＳＥＭ−ＦＥＧ技術）を用いた走査型電子顕微鏡による１２００ｘより大きい倍率での微細構造の観察によって決定される。次いで、ラスおよび結晶粒の形態が、Ａｐｈｅｌｉｏｎ（Ｒ）ソフトウェアのような既知のソフトウェアを使用する画像解析によって決定される。
【００７２】
本発明による冷間圧延および焼鈍された鋼板は、コーティングなしで未処理で製造することができ、またコーティングを有することもできる。例えば、そのようなコーティングは、亜鉛または亜鉛合金、特に７重量％から１２重量％の鉄を含む亜鉛メッキ合金コーティングであってもよい。
【００７３】
特に、このような鋼板は、特に通常の方法に従った溶融亜鉛めっきによる金属コーティングの堆積によく適している。特に、鋼の組成および機械的特性は、亜鉛浴中での連続浸漬のための被覆方法の制約および熱サイクルに適合する。
【００７４】
使用される被覆方法は、意図される用途に依存する。特に、コーティングは、ホットディップ、ジェット蒸着（ＪＶＤ）のような真空蒸着技術、またはカチオン電気メッキによって得ることができる。
【００７５】
本発明者らは、本発明による鋼板が、１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの間の機械的強度、スキンパス操作前の７５０ＭＰａから９７０ＭＰａの間の降伏強度、少なくとも７％、特に８％を超える破断伸び、および少なくとも２０％の穴拡げ率Ａｃ％を有することを実証した。
【００７６】
特に、１３２０ＭＰａ未満の機械的強度を維持しながら、８００ＭＰａから９７０ＭＰａの間の降伏強度が得られる。また、このような板は、高い曲げ角度を有する。特に、板が０．７ｍｍから２ｍｍの厚さを有する場合、曲げ角度は少なくとも４０°である。
【００７７】
本発明に従って圧延された板の製造方法の実施には、以下の工程が含まれる。
【００７８】
本発明による組成を有する鋼が供給され、半製品がそれから鋳造される。この鋳造は、インゴット中で行うことができ、または厚さ約２００ｍｍのスラブ中で連続的に行うことができる。
【００７９】
鋼を均質化し、析出物を完全に溶解させるために、半製品鋳造物を最初に１２５０℃を超える温度ＴＲに加熱する。
【００８０】
次いで、半製品は、鋼構造が完全にオーステナイトである温度範囲、即ち、冷却中にオーステナイト変態が開始する温度Ａｒ３よりも高い温度ＴＦＬで熱間圧延される。温度ＴＦＬが温度Ａｒ３よりも低い場合、フェライト粒は圧延によって加工硬化され、延性が低下する。優先的には、８７５℃を超える圧延終了時の温度を選択すべきである。
【００８１】
熱間圧延板は３０℃／秒を超える速度で冷却されてフェライトおよびパーライトの形成を防止し、次いで５００℃から５８０℃の間の温度ＴＢｏｂで熱間圧延板が巻き取られる。巻き取り中の酸化を防止するために、巻き取り温度は５８０℃より低くなければならない。巻き取り温度が低すぎると、即ち、５００℃未満であると、鋼の硬度が上昇し、これはその後の冷間圧延に必要な応力を増大させる。この巻き取り温度範囲はまた、パーライトの形成を防止する。
【００８２】
板は次に、周知の方法の１つを用いて酸洗いされる。
【００８３】
次いで、その後の再結晶を可能にする変形量を導入するために、例えば、４０％から７０％の間の減少率で冷間圧延が実施される。
【００８４】
冷間圧延板は、次いで、好ましくは連続焼鈍プラント内で、６００℃から温度Ａｃ１（オーステナイトが加熱中にその同素変態を開始する温度）の間で、１℃／秒から２０℃／秒の間の平均加熱速度ＶＣで加熱される。
【００８５】
温度Ａｃ１は膨張率測定で測定することができ、または「Ｄａｒｓｔｅｌｌｕｎｇ  ｄｅｒ  Ｕｍｗａｎｄｌｕｎｇｅｎ  ｆｕｒ  ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ  Ａｎｗｅｎｄｕｎｇｅｎ  ｕｎｄ  Ｍｏｇｌｉｃｈｋｅｉｔｅｎ  ｉｈｒｅｒ  Ｂｅｅｉｎｆｌｕｓｓｕｎｇ」、Ｈ．  Ｐ．  Ｈｏｕｇａｒｄｙ、Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｋｕｎｄｅ  Ｓｔａｈｌ  Ｂａｎｄ  １、１９８−２３１、Ｖｅｒｌａｇ  Ｓｔａｈｌｅｉｓｅｎ、デュッセルドルフ、１９８４に発表された以下の式により評価することができる。
Ａｃ１＝７３９−２２＊Ｃ−７＊Ｍｎ＋２＊Ｓｉ＋１４＊Ｃｒ＋１３＊Ｍｏ−１３＊Ｎｉ
【００８６】
この式において、温度Ａｃ１は摂氏温度で表され、組成の元素含有率は重量パーセントとして表される。
【００８７】
鋼を６００℃からＡｃ１の間で加熱すると、再結晶化処理が始まり、Ａｃ１から開始して形成されるオーステナイト結晶粒のサイズ分布を制御する（ＴｉＮｂＭｏ）（ＣＮ）析出物が形成される。驚くべきことに、本発明者らは、６００℃からＡｃ１の間の平均加熱速度ＶＣの制御、従って６００℃からＡｃ１の間の加熱時間（これは再結晶の開始と相変態の開始との間の時間に相当する）の制御は、特に焼鈍温度Ｔｍを保持する工程の間のその後の相変態の動力学にとって決定的であることを実証した。従って、本発明者らは、予想外に、６００℃からＡｃ１の間における１℃／秒から２０℃／秒の間に含まれる平均加熱速度ＶＣの選択により、製造方法の最後に、微細構造が、表面割合において、４０％から７０％のマルテンサイトと下部ベイナイトの合計、１５％から４５％の低炭化物ベイナイト、５％から２０％未満のフェライト、島の形態の５％未満の残留オーステナイトから構成された鋼を得ることが可能になることを実証した。
【００８８】
特に、１℃／秒未満の平均加熱速度ＶＣは、６００℃からＡｃ１の間の過度に長い加熱時間をもたらし、これは過剰のフェライト形成および低すぎる機械的抵抗をもたらすであろう。
【００８９】
反対に、２０℃／秒より高い平均加熱速度ＶＣは、６００℃からＡｃ１の間の不十分な加熱時間、６００℃からＡｃ１の間の加熱の間のフェライト粒子の不十分な成長をもたらすであろう。
【００９０】
このように、本発明者らは、６００℃からＡｃ１の間の加熱後に得られるフェライト粒子のサイズが、オーステナイト化後のオーステナイト結晶粒のサイズに影響を及ぼすことを実証した。フェライト粒子の成長が不十分であると、過度に高い割合のオーステナイト結晶粒が形成され、温度ＭＳの値が低下するため、焼鈍後の自動焼戻しマルテンサイトの形成が不十分、即ち、４０％未満となる。
【００９１】
冷間圧延板は、次に、温度Ａｃ１から、７８０℃から（Ａｃ３−２５℃）の間の焼鈍温度Ｔｍまで加熱される。
【００９２】
温度Ａｃ３は膨張率測定で測定するか、または式：Ａｃ３＝９１２−３７０−２７．４  Ｍｎ＋２７．３  Ｓｉ−６．３５  Ｃｒ−３２．７  Ｎｉ＋９５．２  Ｖ＋１９０  Ｔｉ＋７２  Ａｌ＋６４．５  Ｎｂ＋５．５７  Ｗ＋３３２  Ｓ＋２７６  Ｐ＋４８５  Ｎ−９００  Ｂ＋１６．２  Ｃ  Ｍｎ＋３２．３  Ｃ  Ｓｉ＋１５．４  Ｃ  Ｃｒ＋４８  Ｃ  Ｎｉ＋４．３２  Ｓｉ  Ｃｒ−１７．３  Ｓｉ  Ｍｏ−１８．６  Ｓｉ  Ｎｉ＋４．８  Ｍｎ  Ｎｉ＋４０．５  Ｍｏ  Ｖ＋１７４  Ｃ２＋２．４６  Ｍｎ２−６．８６  Ｓｉ２＋０．３２２  Ｃｒ２＋９．９  Ｍｏ２＋１．２４  Ｎｉ２−６０．２  Ｖ２に従って計算することができる。
【００９３】
この式において、温度Ａｃ３は摂氏温度で表され、組成の元素含有率は重量パーセントで表される。
【００９４】
温度Ｔｍが７８０℃未満では、析出物（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ）（ＣＮ）の密度は、焼き入れが１３２０ＭＰａの値を超えるＲｍの上昇を招き、成形性が低下するようなものである。
【００９５】
温度Ｔｍが（Ａｃ３−２５℃）よりも高いと、オーステナイト結晶粒径が大きくなり過ぎて、過剰な量の下部ベイナイトおよびマルテンサイトが形成され、新鮮なマルテンサイトが損なわれて、１１８０ＭＰａの機械的強度Ｒｍを達成することが不可能である。
【００９６】
冷間圧延板は、３０秒から１５０秒の間の時間Ｄｍの間、温度Ｔｍで保持される。
【００９７】
時間Ｄｍは、サイズが１マイクロメートル未満であるオーステナイト結晶粒の割合が全オーステナイト母集団の４０％から６０％に相当するように選択される。保持時間Ｄｍが３０秒未満であると、方法の最後に過剰の割合のフェライトが形成されるであろう。オーステナイト結晶粒のサイズによって、焼鈍後の冷却中の相変態速度が決定される。特に、１マイクロメートル未満の小さなオーステナイト結晶粒は、温度Ｍｓの値を下げ、ひいては自動焼戻しマルテンサイトの形成を減少させるのに寄与する。
【００９８】
冷間圧延板を１℃／秒から２０℃／秒の平均加熱速度ＶＣで６００℃から温度Ａｃ１の間の温度に加熱した後、冷間圧延板をＡｃ１からＴｍの間で加熱し、 冷間圧延板をその温度Ｔｍに５０秒から１００秒の間の時間Ｄｍの間保持することにより、形成されたオーステナイト結晶粒のサイズを制御することができ、より詳細には、サイズが少なくとも１マイクロメートル未満のこれらの結晶粒の割合を制御することが可能になる。
【００９９】
これらの加熱パラメータは、本発明による微細構造を焼鈍の終わりに得ることを可能にし、それによって所望の機械的特性を得ることに寄与する。
【０１００】
続いて亜鉛メッキを施すことが意図された板の場合、鋼板は１０℃／秒から１５０℃／秒の間の速度ＶＲ１で４００℃から４９０℃の間の温度Ｔｅまで冷却される。５％未満のフェライトを形成し、過剰な低炭化物ベイナイトを形成しないためには、冷却速度は１０℃／秒より大きくなければならない。
【０１０１】
裸の板を製造する場合、鋼板は１０℃／秒から１００℃／秒の間の速度ＶＲ２で４００℃から４９０℃の間の温度Ｔｅまで冷却される。
【０１０２】
冷却は、１つ以上の工程で温度Ｔｍから開始して実施することができ、冷水または沸騰水の浴、ウォータージェットまたはガスジェット等の様々な冷却方法を含むことができる。
【０１０３】
次に、板は温度Ｔｅで５秒から１５０秒の間の時間Ｄｅの間保持される。
【０１０４】
オーステナイトから低炭化物ベイナイトへの部分的な変態がこの工程で起こる。Ｔｅでの保持は、ベイナイトの表面割合を制限し、ひいては十分な割合のマルテンサイトを得るために、１５０秒未満でなければならない。
【０１０５】
この方法の以下の工程は、連続亜鉛めっき鋼板が製造されるかどうか、特に亜鉛めっき合金化されるかまたは被覆されていないかによって異なる。
【０１０６】
連続亜鉛めっき鋼板を製造することに対応する第１の実施形態によれば、板は、４５０℃から４８０℃の間の温度ＴＺｎで亜鉛または亜鉛合金浴に数秒間連続浸漬することによって被覆される。温度ＴｅおよびＴＺｎは、０℃≦（Ｔｅ−ＴＺｎ）≦１０℃のようなものである。
【０１０７】
次いで、亜鉛めっき製品は、室温に冷却され、残留オーステナイトの大部分は新鮮なマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトに変態する。
【０１０８】
冷間圧延、焼鈍、および亜鉛めっき−合金化（「合金化溶融亜鉛めっき」）鋼板を製造する場合、亜鉛または亜鉛合金浴を出た直後に４９０℃／秒から５５０℃の温度ＴＧで１０秒から４０秒の間の時間ｔＧの間亜鉛めっき製品を加熱する。これにより、鉄および浸漬処理中に堆積した亜鉛または亜鉛合金の薄層の拡散が引き起こされ、亜鉛めっき−合金化板が得られる。
【０１０９】
次いで、亜鉛めっき−合金化板を室温まで冷却し、残留オーステナイトの大部分は新鮮なマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトに変態する。
【０１１０】
未被覆鋼板の製造に対応する第２の実施形態では、板の冷却が温度Ｔｅから周囲温度まで行われる。
【０１１１】
真空処理によって被覆された鋼板を製造することに対応する第３の実施形態では、第２の実施形態のように進行し、板は温度Ｔｅから室温まで冷却され、次いで真空蒸着によって、例えば、物理蒸着（ＰＶＤ）またはジェット蒸着（ＪＶＤ）によって亜鉛または亜鉛合金の被覆を達成する。
【０１１２】
上記の全ての実施形態において、表面割合で、４０％から７０％のマルテンサイトと下部ベイナイトの総量、１５％から４５％の低炭化物ベイナイト、５％から２０％未満のフェライト、島の形態の５％未満の残留オーステナイトを含む冷間圧延および焼鈍された交番が得られる。
【０１１３】
本発明者らは、この方法の使用により、７５０ＭＰａから９７０ＭＰａの間の（スキンパス操作の前の）降伏強度と共に、１１８０ＭＰａから１３２０ＭＰａの間の機械的強度、少なくとも７％または８％の破断伸びを有し、穴拡げ率Ａｃ％は２０％以上である鋼板を得ることが可能になることを実証した。
【０１１４】
さらに、この方法の使用は、板の厚さが０．７ｍｍから２ｍｍの間である場合に、板が少なくとも４０°曲げられることを保証する。
【０１１５】
得られた板は、抵抗スポット溶接等の従来の接合方法による溶接にも適している。
【実施例】
【０１１６】
非網羅的な例として、以下の結果は、本発明により与えられる有利な特性を示す。
【０１１７】
半完成の鋼製品が供給され、重量％（％）として表示されたその組成を下記の表１に示す。
【０１１８】
本発明による板を製造するために使用される鋼Ｉ１からＩ３に加えて、比較のために、基準板を製造するために使用される鋼Ｒ１からＲ５の組成が示される。
【０１１９】
温度Ａｃ３は、膨張率測定で測定し、または上記の式を用いて計算し、表１に報告した。
【０１２０】
【表１】
2018521222.tif 000003
表１−鋼の組成−温度Ａｃ３
下線の値：本発明に対応しない
【０１２１】
上記の組成物に対応する半完成鋳造物を１２５０℃を超える温度ＴＲまで加熱し、次いで熱間圧延し、圧延終了時の温度はこれら全ての鋼についてＡｒ３よりも高い８５０℃であった。
【０１２２】
フェライトおよびパーライトの形成を防止しながら熱間圧延板を冷却し、次いで、５４５℃の温度で巻き取った。次いで、板を１．４ｍｍの厚さまで冷間圧延した。
【０１２３】
第１の組の試験では、Ｉ１板を６００℃からＡｃ１（Ａｃ１は加熱中にオーステナイト変態が開始する温度を示す）の間の加熱速度ＶＣで加熱し、Ａｃ１から温度Ｔｍに再び加熱し、時間Ｄｍの間温度Ｔｍで保持した。
【０１２４】
板を速度ＶＲ１で温度Ｔｅまで冷却し、次に時間Ｄｅの間温度Ｔｅに保持した。
【０１２５】
特定の試験（Ｉ１Ｆ）では、板Ｉ１を８１０℃まで加熱し、この温度で１２０秒間保持し、次いで１００℃／秒を超える速度で室温まで水による焼き入れすることにより、即ち、温度Ｔｅでの保持工程なしに冷却した。
【０１２６】
これらの試験は、表２に示す種々の処理条件（ＡからＨ）の下で行った。この表において、「ｎ．ａ.」は該当しないことを意味する。実際、処理Ｆでは、温度Ｔｅでの保持がないため、関連する保持時間Ｄｅを定義することが不可能であった。
【０１２７】
第２の組の試験では、表３に規定された条件下で等級Ｒ１からＲ５を処理した。
【０１２８】
次いで、上記の全ての条件で製造された板を、４６０℃の亜鉛浴中で連続的にホットディップすることによってコーティングで被覆し、亜鉛メッキ合金コーティングを得るために直ちに５１０℃に加熱した。
【０１２９】
【表２】
2018521222.tif 000004
表２：等級Ｉ１の試験条件
下線の値：本発明に従わない
【０１３０】
【表３】
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表３：等級Ｉ２、Ｉ３およびＲ１からＲ５の試験条件
【０１３１】
このようにして得られた板の機械的特性を、鋼の組成および熱処理から決定した。慣例により、板は、化学組成の名称と熱処理の名称を組み合わせることによって命名した。従って、Ｉ１Ａは、熱処理Ａの条件が適用された組成物Ｉ１から得られた板を指す。
【０１３２】
これらの種々の製造方法によって得られた板の降伏強度Ｒｅ、引張強度Ｒｍおよび全伸びＡｔを決定するために引張強度試験を用いた。破壊前の最大角度を決定することによってこれらの板の曲げ性も決定した。
【０１３３】
板を曲げるように板にパンチを適用することによってこの角度を決定する。破壊が生じるまで、曲げを達成するために加えられる力を増加させる。従って、曲げ中に加えられる力を測定することにより、板の破壊の開始を検出し、この破壊が生じるときの最大曲げ角度を測定することが可能になる。
【０１３４】
板に突き刺し、次いでテーパー付き工具を使用して穴の縁部を拡げることにより、板に直径１０ｍｍの穴を作ることによって、穴拡げ率Ａｃ％も各板について決定した。ＩＳＯ  １６６３０：２００９に記載されているように、スタンピング前の穴の初期直径Ｄｉおよびスタンピング後の穴の最終直径Ｄｆを、亀裂が穴の縁で板の厚さに現れ始める瞬間に測定した。穴の拡げ能力Ａｃ％は、以下の式に従って決定した。
【数１】
2018521222.tif 000006
【０１３５】
鋼の微細構造特性も決定した。重亜硫酸ナトリウムエッチングを施した研磨部においてマルテンサイト（自動焼戻しマルテンサイトおよび新鮮なマルテンサイトを含む）および下部ベイナイト（一緒に）、自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト（一緒に）ならびに低炭化物ベイナイトの表面割合を定量化した。新鮮なマルテンサイトの表面割合は、ＮａＯＨ−ＮａＮＯ３試薬によるエッチング後に定量化した。
【０１３６】
フェライトの表面割合も、フェライト相を同定した光学および走査型電子顕微鏡観察を用いて決定した。
【０１３７】
薄膜析出物の性質、サイズ、密度も透過型電子顕微鏡で観察した。
【０１３８】
板の微細構造に関する詳細は以下の表４に示す。
【０１３９】
【表４】
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表４−得られた板の微細構造特性
下線の値：本発明に従わない
ｎ．ｄ／：決定されなかった
【０１４０】
板の機械的特性を以下の表５に示す。
【０１４１】
【表５】
2018521222.tif 000008
表５−得られた板の機械的特性
ｎ．ｄ／：決定されなかった
【０１４２】
従って、鋼組成物、それらの微細構造、およびそれらの機械的特性間の関係を実証する。
【０１４３】
本発明に係る鋼板は、目標値を満足する機械的強度、降伏強度、破断伸び、曲げ角度および穴拡げ率を得ることができる組成および微細構造を有する。
【０１４４】
図１および図２は実施例Ｉ１Ａの微細構造を示す。図１は重亜硫酸水素ナトリウムを用いて板をエッチングした結果を示し、図２はＮａＯＨ−ＮａＮＯ３を用いて板をエッチングした結果を示す。図１は、自己焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト（Ｍ＋ＢＩ）ならびに低炭化物ベイナイト（ＢＦＣ）を示す。図２は、より暗い領域の形態で、新鮮なマルテンサイト（ＭＦ）を示す。
【０１４５】
試験Ｉ１Ａにおいて、ＴＥＭ観察（図３）は、１０，０００個の析出物／μｍ３未満の量の平均サイズ７ｎｍの（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ）（ＣＮ）の炭窒化物の存在を明らかにし、所望の機械的特性が達成される。これらの観察はまた、自動焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトのラス中の＜１１１＞方向に配向されたロッドの形態の炭化物の存在も明らかにする。低炭化物ベイナイトは、１００平方マイクロメートル単位の表面積当たり１００個未満の炭化物を含む。
【０１４６】
試験Ｉ１Ｂでは、焼鈍温度ＴｍがＡＣ３に近すぎるため、オーステナイト中の炭素量が低くなる。過剰の低炭化物ベイナイトは冷却および温度Ｔｅでの保持中に生じる。これにより、機械的強度が不十分となる。
【０１４７】
試験Ｉ１ＤおよびＩ１Ｅでは、加熱速度Ｖｃが低すぎる。従って、過剰なフェライト粒子の成長が観察される。これは鋼中に過剰なフェライトを残し、不充分なマルテンサイトまたは下部ベイナイトが存在する。従って、機械的強度Ｒｍは、例Ｉ１Ｅの場合のように、保持時間Ｄｍが６０秒であっても達成されない。
【０１４８】
試験Ｉ１Ｆでは、冷却速度ＶＲが高すぎる。これは、過剰のマルテンサイトおよび下部ベイナイト、ならびに不十分な低炭化物ベイナイトおよび新鮮なマルテンサイトをもたらす。従って、機械的強度および降伏強度は目標値をはるかに超えているが、破断伸びは不十分である。
【０１４９】
処理Ｇの温度Ｔｍにおける保持時間Ｄｍは、条件Ｉ１Ｇに従って製造された板が１５％未満のフェライト再結晶化率を有するように短すぎる。これは、低すぎる穴の拡げ値をもたらす縞模様構造を生成する。
【０１５０】
試験Ｉ１Ｈでは、焼鈍温度が低すぎ、過度に高い密度の小さな析出物がもたらされる。即ち、ＴＥＭ観察（図４）により、機械的抵抗が１３２０ＭＰａを超えるように１０，０００個の析出物／μｍ３を超える量の５ｎｍの平均サイズが示される。また、焼鈍温度Ｔｍが低いとフェライトの再結晶率が１５％を超えることができず、結果として低すぎる穴拡げ値がもたらされる。
【０１５１】
試験Ｉ１ＧおよびＩ１Ｈでは、サイズが１μｍ未満のオーステナイト結晶粒の割合が高すぎるため、低すぎる温度Ｍｓおよび低すぎる量のベイナイト＋自動焼戻しマルテンサイトの形成がもたらされる。これは、穴拡げの低下（これはこれら２つの試験については小さすぎる）の一因となる。
【０１５２】
例Ｒ１Ｂの板は、高すぎるＣ、Ｃｒ、ＴｉおよびＢの含有率を有するため、Ｍｏの含有量が少ないにもかかわらず、機械的強度Ｒｍが高すぎる。従って、良好な降伏強度Ｒｅが得られるものの、それは高すぎる機械的強度Ｒｍと共に得られる。
【０１５３】
試験板Ｒ２Ｂ、Ｒ３ＢおよびＲ３Ｃは、ＢおよびＣｒの量は非常に多いものの、不十分なレベルのＣ、ＭｎおよびＭｏを含み、従って十分な機械的強度を有していない。
【０１５４】
例Ｒ５は不十分なＭｎ含有率を有し、処理ＢおよびＣにおいて低炭窒化ベイナイトが過剰に生成する結果となる。
【０１５５】
本発明による鋼板は、自動車産業における構造部品または安全部品を製造するために有利に使用することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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