(57)【要約】  溶接部当たり深さ１００μｍ以上の平均２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部の製造のための、９００ＭＰａを超える引張強度を有する亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板を製造する方法であって、次の連続する：冷間圧延鋼板を準備するステップであって、公称組成は、重量パーセントで：０．０７％≦Ｃ≦０．５％、０．３％≦Ｍｎ≦５％、０．０１０％≦Ａｌ≦１％、０．０１０％≦Ｓｉ≦２．４５％、ここで、０．３５％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．５％、０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、及び任意に０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、０．００５％≦Ｖ≦０．２％、０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、０．０００１％≦Ｂ≦０．００４％、０．００１％≦Ｃｕ≦０．５％、０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％を含有し、残部は、鉄及びＳ＜０．００３％、Ｐ＜０．０２％、Ｎ＜０．００８％などの含有量における製錬からの不可避不純物である、ステップと、前記冷間圧延鋼板を、鉄が酸化されないように、２〜１５体積％の水素を含有し、残りは窒素及び不可避不純物である雰囲気（Ａ１）を有する炉内で、５５０℃〜Ａｃ１＋５０℃の温度Ｔ１まで加熱するステップと、水蒸気又は酸素から選択される少なくとも１つの要素を、温度Ｔ≧Ｔ１にて、（０．０７％／ｈ×α）（αは、前記要素が水蒸気の場合は１に等しく、前記要素が酸素の場合は０．５２に等しい）を超える注入流量Ｑで前記炉の雰囲気に追加することで、−１５℃〜鉄／酸化鉄平衡露点の温度Ｔｅの露点ＤＰ２を有する雰囲気（Ａ２）を得るステップと、前記板を、２〜１５体積％の水素と０．１体積％を超えるＣＯを含有する窒素雰囲気（Ａ２）下の炉内で、１０−２１ａｔｍを超える酸素分圧で、温度Ｔ１から７２０℃〜１０００℃の温度Ｔ２まで加熱するステップであって、温度Ｔ１から温度Ｔ２での均熱の終了までの前記板の加熱の持続時間ｔＤは１００〜５００秒である、加熱するステップと、前記板をＴ２で均熱するステップと、前記板を１０〜４００℃／秒の速度で冷却するステップと、前記板を亜鉛又は亜鉛合金めっきでめっきするステップとを含む、方法。【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接部当たり深さ１００μｍ以上の平均２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部の製造のための、９００ＭＰａを超える引張強度を有する亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板を製造する方法であって、次の連続する：
・冷間圧延鋼板を準備するステップであって、公称組成は、重量パーセントで：
０．０７％≦Ｃ≦０．５％、
０．３％≦Ｍｎ≦５％、
０．０１０％≦Ａｌ≦１％、
０．０１０％≦Ｓｉ≦２．４５％、ここで、
０．３５％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．５％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、
及び任意に
０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、
０．００５％≦Ｖ≦０．２％、
０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、
０．０００１％≦Ｂ≦０．００４％、
０．００１％≦Ｃｕ≦０．５％、
０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％
を含有し、残部は、鉄及び
Ｓ＜０．００３％、
Ｐ＜０．０２％、
Ｎ＜０．００８％
などの含有量における製錬からの不可避不純物である、ステップと、
・前記冷間圧延鋼板を、鉄が酸化されないように、２〜１５体積％の水素を含有し、残りは窒素及び不可避不純物である雰囲気（Ａ１）を有する炉内で、５５０℃〜Ａｃ１＋５０℃の温度Ｔ１まで加熱するステップと、次いで
・水蒸気又は酸素から選択される少なくとも１つの要素を、温度Ｔ≧Ｔ１にて、（０．０７％／ｈ×α）（αは、前記要素が水蒸気の場合は１に等しく、前記要素が酸素の場合は０．５２に等しい）を超える注入流量Ｑで前記炉の雰囲気に追加することで、−１５℃〜鉄／酸化鉄平衡露点の温度Ｔｅの露点ＤＰ２を有する雰囲気（Ａ２）を得るステップと、
・前記板を、２〜１５体積％の水素と０．１体積％を超えるＣＯを含有する窒素雰囲気（Ａ２）下の炉内で、１０−２１ａｔｍを超える酸素分圧で、前記温度Ｔ１から７２０℃〜１０００℃の温度Ｔ２まで加熱するステップであって、温度Ｔ１から温度Ｔ２での均熱の終了までの前記板の前記加熱の持続時間ｔＤは１００〜５００秒である、ステップと、
・前記板をＴ２で均熱するステップと、次いで
・前記板を１０〜４００℃／秒の速度で冷却するステップと、次いで
・前記板を亜鉛又は亜鉛合金めっきでめっきするステップと
を含む、方法。
【請求項２】
露点ＤＰ２が−１０〜＋２０℃である、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記雰囲気（Ａ２）が０．２体積％を超えるＣＯを含有する、請求項１又は２に記載の方法。
【請求項４】
前記温度Ｔ２が７５０〜９００℃であり、雰囲気（Ａ２）が体積で３〜５体積％のＨ２を含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項５】
前記均熱後、鋼板をＭｓ〜Ｍｓ＋１５０℃の温度Ｔ３まで冷却し、少なくとも４０秒間にわたってＴ３に維持することで、炭化物を含まないベイナイト鋼板を得る、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項６】
前記温度Ｔ３がＭｓ＋１０℃〜Ｍｓ＋１５０℃である、請求項５に記載の方法。
【請求項７】
前記冷却後、鋼板をＭｓ−５℃〜Ｍｓ−１７０℃の温度ＱＴまで冷却し、任意に２〜８秒の持続時間にわたってＱＴで保持し、次いで、３５０〜５５０℃、好ましくは３５０〜４９０℃の温度Ｔ４に再加熱することで、分配されたマルテンサイトを得る、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
【請求項８】
鋼の微細構造が２０％以下の量の残留オーステナイトを含有する、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
【請求項９】
前記めっきを溶融亜鉛めっきによって行う、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１０】
前記めっきを電気めっきによって行う、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１１】
溶接部当たり深さ１００μｍ以上の平均２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部の製造のための、９００ＭＰａを超える引張強度を有する亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板であって、公称組成が、重量パーセントで：
０．０７％≦Ｃ≦０．５％、
０．３％≦Ｍｎ≦５％、
０．０１０％≦Ａｌ≦１％、
０．０１０％≦Ｓｉ≦２．４５％、
ここで、０．３５％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．５％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、
及び任意に
０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、
０．００５％≦Ｖ≦０．２％、
０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、
０．０００１％≦Ｂ≦０．００４％、
０．００１％≦Ｃｕ≦０．５％、
０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％を含有し、残部は、鉄及び
Ｓ＜０．００３％、
Ｐ＜０．０２％、
Ｎ＜０．００８％
などの含有量における製錬からの不可避不純物である、鋼基板と、
前記亜鉛又は亜鉛合金めっきの真下に０〜１００マイクロメートルの領域Ｄ１００と
を含み、平均炭素含有量Ｃａｖ（１００）は、前記領域Ｄ１００において
Ｃａｖ（１００）／Ｃｎｏｍ＜０．６
及び
Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００））／３２＜０．２１％
を満たし、
Ｃａｖ（１００）は前記領域Ｄ１００におけるＣの平均含有量であり、Ｃｎｏｍは鋼の公称Ｃ含有量であり、
Ｃａｖ（１００）及びＳｉａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、前記領域Ｄ１００におけるＣ及びＳｉの平均含有量である、
鋼板。
【請求項１２】
Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）＜０．３０％
であり、Ｃａｖ（１００）、Ｓｉａｖ（１００）及びＭｎａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、前記領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ及びＭｎの平均含有量である、請求項１１に記載の鋼板。
【請求項１３】
Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）−（Ａｌａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒａｖ（１００）／１１）＜０．３４％であり、
Ｃａｖ（１００）、Ｓｉａｖ（１００）、Ｍｎａｖ（１００）、Ａｌａｖ（１００）、Ｃｒａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、前記領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量である、請求項１１又は１２に記載の鋼板。
【請求項１４】
Ｍｎ含有量は、前記領域Ｄ１００において一定ではなく、
ｄＭｎｍｉｎ＞１μｍかつ
ｄＭｎｍｉｎ／（Ｍｎｍｉｎ／Ｍｎｎｏｍ）＞８
であり、ｄＭｎｍｉｎは、Ｍｎ含有量が前記領域Ｄ１００における最小値Ｍｎｍｉｎに等しいときのＤ１００における深さであり、Ｍｎｎｏｍは鋼の公称Ｍｎ含有量である、請求項１１〜１３のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１５】
Ｓｉ含有量は、前記領域Ｄ１００において一定ではなく、
ｄＳｉｍｉｎ＞１μｍかつ
ｄＳｉｍｉｎ／（Ｓｉｍｉｎ／Ｓｉｎｏｍ）＞４
であり、ｄＳｉｍｉｎは、Ｓｉ含有量が前記領域Ｄ１００における最小値Ｓｉｍｉｎに等しいときのＤ１００における深さであり、Ｓｉｎｏｍは鋼の公称Ｓｉ含有量である、請求項１１〜１４のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１６】
深さ１００μｍ以上の２つ以下の液体金属脆化割れを含む抵抗スポット溶接部を製造する方法であって、以下の連続する：
・請求項１１〜１５のいずれか一項に記載の少なくとも２つの亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板を準備するステップであって、前記鋼板の厚さは０．５〜２．５ｍｍである、ステップと、次いで
・少なくとも前記亜鉛又は亜鉛めっき鋼板を部分的に重ね合わせるステップと、次いで
・垂直に、かつ重ね合わされた前記板の外側に配置された電極によって３５０〜５００ｄａＮの力を加えるステップと、次いで
・Ｉｍｉｎ〜１．１０Ｉｍａｘの強度Ｉで前記鋼板を溶接するステップであって、Ｉｍｉｎは、前記抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜き破壊が観察されることになる最小強度であり、Ｉｍａｘは、抵抗スポット溶接において観察される液体金属の散りが発生し始める強度である、ステップと
を含む、方法。
【請求項１７】
深さ１００μｍ以上の２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部を製造する方法であって、以下の連続する：
・ＴＳ＞９００ＭＰａの鋼（１）の少なくとも２つの亜鉛又は亜鉛合金めっき板を準備するステップであって、前記鋼板の厚さは０．５〜２．５ｍｍである、ステップと、
・Ｃ１ａｖ（１００）、Ｓｉ１ａｖ（１００）、Ｍｎ１ａｖ（１００）、Ａｌ１ａｖ（１００）、Ｃｒ１ａｖ（１００）を測定するステップであって、これらの量はそれぞれ、亜鉛又は亜鉛合金めっきの下の０〜１００マイクロメートルの鋼基板の領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量を示す、ステップと、次いで
・鋼（１）の係数ＣＳＩ１：
ＣＳＩ１＝Ｃ１ａｖ（１００）＋（Ｓｉ１ａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎ１ａｖ（１００）／１４）−（Ａｌ１ａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒ１ａｖ（１００）／１１）
を計算するステップと、次いで
・Ｉｍｉｎ〜１．１Ｉｍａｘの強度Ｉ１で少なくとも１０箇所の溶接部において抵抗スポット溶接を行うステップであって、Ｉｍｉｎは、前記抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜き破壊が観察されることになる最小強度であり、Ｉｍａｘは、抵抗スポット溶接において観察される液体金属の散りが発生し始める強度である、ステップと、
・前記少なくとも１０箇所の溶接部から、前記深さ１００μｍ以上の液体金属脆性割れの平均数割れ１ａｖを測定するステップと、次いで前記測定時に割れ１ａｖが２を超える場合、
・ＴＳ＞９００ＭＰａの第２の亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板（２）を準備するステップであって、前記鋼板の厚さは鋼（１）の厚さと同じであり、鋼（２）の組成は、
ＣＳＩ２＜ＣＳＩ１−（（割れ１ａｖ−２）／２０）
となるように選択され、ＣＳＩ２＝Ｃ２ａｖ（１００）＋（Ｓｉ２ａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎ２ａｖ（１００）／１４）−（Ａｌ２ａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒ２ａｖ（１００）／１１）であり、Ｃ２ａｖ（１００）、Ｓｉ２ａｖ（１００）、Ｍｎ２ａｖ（１００）、Ａｌ２ａｖ（１００）、Ｃｒ２ａｖ（１００）はそれぞれ、前記亜鉛又は亜鉛合金めっきの下の０〜１００マイクロメートルの前記鋼（２）基材の領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量を示す、ステップと、
・前記強度Ｉ１で鋼板（２）において抵抗スポット溶接を行うステップと
を含む、方法。
【請求項１８】
自動車両の構造部品の製造のための、請求項１１〜１５のいずれか一項に記載の鋼板又は請求項１〜１４のいずれか一項に従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、特に自動車産業の要件に適合した、液体金属脆化による割れ形成の影響を受けにくい抵抗スポット溶接部を得ることを可能にする高強度亜鉛めっき鋼板の製造に関する。
【背景技術】
【０００２】
亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板は、耐食性に非常に優れているため、自動車産業において広く使用されている。しかしながら、ある一定の鋼の溶接では、液体金属脆化（「ＬＭＥ」）又は液体金属助長割れ（「ＬＭＡＣ」）と呼ばれる現象による特定の割れの原因となり得ることが経験的に知られている。この現象は、拘束、熱膨張又は相転移から生じる応力又は内部応力の印加下で、下地である鋼基板の粒界に沿った液体Ｚｎの浸透によって特徴付けられている。より高い応力レベルはＬＭＥリスクを増加させることが認識されている。溶接自体中に存在する応力は、特に母材の強度レベルに依存することから、より高い強度の鋼で作られた溶接部は、一般にさらにＬＭＥに敏感であることが経験的に知られている。
【０００３】
ＬＭＥリスクを低減するために、刊行物のＥＰ０８１２６４７は、Ｃｕを含有する金属コアワイヤを使用したガスシールドアーク溶接を行う方法を開示している。しかしながら、この方法は、自動車産業における薄い板の接合には適合していない。
【０００４】
ＪＰ２００６０３５２９３は、２５％を超えるフェライトを含有する溶接部を生成し、ベース金属の引張強度の１．８倍未満の溶接部の引張強度を実現するために、ステンレス鋼ワイヤを使用するアーク溶接方法を開示している。しかしながら、この方法は自動車産業の要件に適合していないという事実に加えて、実現できる溶接部の強度が低い点で望ましくない。
【０００５】
文献ＪＰ２００４２１１１５８は、鋼組成物中に３〜４０ｐｐｍのホウ素が存在する管の電気抵抗溶接（ＥＲＷ）の方法も開示している。しかしながら、この文献の結論は、ＥＲＷ法の特定の条件に関するものであり、抵抗スポット溶接法に単純に置き換えることはできない。さらに、Ｂの添加は、あらゆる高強度鋼グレードにおいて望ましくない。
【０００６】
文献ＪＰ２００５００２４１５は、亜鉛の拡散を最小限にし、それにより、熱影響領域でのＬＭＥ割れの発生を抑制するために、ニッケルベースの層をめっきと鋼基板との間に挿入することを提案している。しかしながら、鋼板の製造はより複雑で費用がかかる。
【０００７】
文献ＥＰ２６８２４９５は、アーク溶接におけるＬＭＥ割れに対する高い耐性を得るために、鋼組成が、特にＣ、Ｍｎ及びＳｉに関していくつかの制限を含む、亜鉛−アルミニウム−マグネシウムめっき鋼板を開示している。しかしながら、この文献はアーク溶接に関するものであり、抵抗スポット溶接に関するものではない。さらに、最近開発された鋼は、より高い引張強度を達成するために、Ｃ、Ｍｎ及びＳｉの含有量が一般的により高くなっている。したがって、ＥＰ２６８２４９５の組成制限を、鋼板のより高い強度レベルのニーズと単純に一致させることは不可能である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】欧州特許出願公開第０８１２６４７号明細書
【特許文献２】特開２００６−０３５２９３号公報
【特許文献３】特開２００４−２１１１５８号公報
【特許文献４】特開２００５−００２４１５号公報
【特許文献５】欧州特許出願公開第２６８２４９５号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
したがって、２つの相反する要件を一致させる、Ｚｎめっき板の抵抗スポット溶接によって接合できる、亜鉛めっきされた高度に成形可能な鋼板が望ましい：
・１つ目は、ベース金属板において９００ＭＰａを超える引張強度ＴＳを実現するという要件（これには、ある程度の量の合金元素を要する）。
【００１０】
・２つ目は、ＬＭＥに対する高い耐性を有する抵抗スポット溶接部を製造できるようにするという要件（ＬＭＥの発生は、ベース金属の強度と合金化レベルが低い場合には起こりにくい）。
【００１１】
より具体的には、溶接部の機械的性能を低下させないように、少数のＬＭＥの深い割れを有する溶接部を得ることが望ましい。特に、１００マイクロメートルを超える深さの溶接部当たりのＬＭＥ割れの平均数は、溶接強度がＩｍａｘ以下の場合、スポット溶接における散りの発生に対応して２未満であり、溶接強度がＩｍａｘ〜Ｉｍａｘ＋１０％である場合、２以下である。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
このような問題を解決する観点から、本発明は、溶接部当たり深さ１００μｍ以上の平均２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部の製造のための、９００ＭＰａを超える引張強度を有する亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板を製造する方法であって、次の連続する：
・冷間圧延鋼板を準備するステップであって、公称組成は、重量パーセントで：０．０７％≦Ｃ≦０．５％、０．３％≦Ｍｎ≦５％、０．０１０％≦Ａｌ≦１％、０．０１０％≦Ｓｉ≦２．４５％、ここで、０．３５％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．５％、０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、及び任意に：０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、０．００５％≦Ｖ≦０．２％、０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、０．０００１％≦Ｂ≦０．００４％、０．００１％≦Ｃｕ≦０．５％、０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％を含有し、残部は、鉄及びＳ＜０．００３％、Ｐ＜０．０２％、Ｎ＜０．００８％などの含有量における製錬からの不可避不純物である、ステップと、
・冷間圧延鋼板を、鉄が酸化されないように、２〜１５体積％の水素を含有し、残りは窒素及び不可避不純物である雰囲気（Ａ１）を有する炉内で、５５０℃〜Ａｃ１＋５０℃の温度Ｔ１まで加熱するステップと、次いで
・水蒸気又は酸素から選択される少なくとも１つの要素を、温度Ｔ≧Ｔ１にて、（０．０７％／ｈ×α）（αは、前記要素が水蒸気の場合は１に等しく、前記要素が酸素の場合は０．５２に等しい）を超える注入流量Ｑで炉の雰囲気に追加することで、−１５℃〜鉄／酸化鉄平衡露点の温度Ｔｅの露点ＤＰ２を有する雰囲気（Ａ２）を得るステップと、
・板を、２〜１５体積％の水素と０．１体積％を超えるＣＯを含有する窒素雰囲気（Ａ２）下の炉内で、１０−２１ａｔｍを超える酸素分圧で、温度Ｔ１から７２０℃〜１０００℃の温度Ｔ２まで加熱するステップであって、温度Ｔ１から温度Ｔ２での均熱の終了までの板の前記加熱の持続時間ｔＤは１００〜５００秒である、ステップと、
・板をＴ２で均熱するステップと、次いで
・板を１０〜４００℃／秒の速度で冷却するステップと、次いで
・板を亜鉛又は亜鉛合金めっきでめっきするステップと
を含む、方法に関する。
【００１３】
好ましくは、露点ＤＰ２は−１０〜＋２０℃である。
【００１４】
一実施形態によれば、雰囲気（Ａ２）は０．２体積％を超えるＣＯを含有する。
【００１５】
一実施形態によれば、温度Ｔ２は７５０〜９００℃であり、雰囲気（Ａ２）は３〜５体積％のＨ２を含有する。
【００１６】
一実施形態によれば、均熱後、鋼板は、Ｍｓ〜Ｍｓ＋１５０℃の温度Ｔ３まで冷却され、少なくとも４０秒間Ｔ３に維持されることで、炭化物を含まないベイナイト鋼板が得られる。
【００１７】
一実施形態によれば、温度Ｔ３は、Ｍｓ＋１０℃〜Ｍｓ＋１５０℃である。
【００１８】
別の実施形態によれば、冷却後、鋼板は、Ｍｓ−５℃〜Ｍｓ−１７０℃の温度ＱＴまで冷却され、任意に２〜８秒の持続時間にわたってＱＴで保持され、次いで、３５０〜５５０℃の温度Ｔ４に再加熱されることで、分配されたマルテンサイトが得られる。好ましくは、温度Ｔ４は３５０〜４９０℃である。
【００１９】
好ましくは、鋼の微細構造は、２０％以下の量の残留オーステナイトを含有する。
【００２０】
一実施形態によれば、めっきは溶融亜鉛めっきによって行われる。
【００２１】
別の実施形態によれば、めっきは電気めっきによって行われる。
【００２２】
別の実施形態によれば、めっきは蒸着手法によって行われる。
【００２３】
本発明はまた、溶接部当たり深さ１００μｍ以上の平均２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部の製造のための、９００ＭＰａを超える引張強度を有する亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板であって、公称組成が、重量パーセントで：０．０７％≦Ｃ≦０．５％、０．３％≦Ｍｎ≦５％、０．０１０％≦Ａｌ≦１％、０．０１０％≦Ｓｉ≦２．４５％、ここで、０．３５％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．５％、０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、及び任意に：０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、０．００５％≦Ｖ≦０．２％、０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、０．０００１％≦Ｂ≦０．００４％、０．００１％≦Ｃｕ≦０．５％、０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％を含有し、残部は、鉄及びＳ＜０．００３％、Ｐ＜０．０２％、Ｎ＜０．００８％などの含有量における製錬からの不可避不純物である、鋼基板と、亜鉛又は亜鉛合金めっきの真下に０〜１００マイクロメートルの領域Ｄ１００とを含み、平均炭素含有量Ｃａｖ（１００）は、領域Ｄ１００においてＣａｖ（１００）／Ｃｎｏｍ＜０．６及びＣａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００））／３２＜０．２１％を満たし、Ｃａｖ（１００）は領域Ｄ１００におけるＣの平均含有量であり、Ｃｎｏｍは鋼の公称Ｃ含有量であり、Ｃａｖ（１００）及びＳｉａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、領域Ｄ１００におけるＣ及びＳｉの平均含有量である、鋼板に関する。
【００２４】
好ましくは、鋼板は、Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）＜０．３０％となるものであり、Ｃａｖ（１００）、Ｓｉａｖ（１００）及びＭｎａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ及びＭｎの平均含有量である。
【００２５】
好ましくは、鋼板は、Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）−（Ａｌａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒａｖ（１００）／１１）＜０．３４％となるものであり、Ｃａｖ（１００）、Ｓｉａｖ（１００）、Ｍｎａｖ（１００）、Ａｌａｖ（１００）、Ｃｒａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量である。
【００２６】
一実施形態によれば、Ｍｎ含有量は、領域Ｄ１００において一定ではなく、ｄＭｎｍｉｎ＞１μｍかつｄＭｎｍｉｎ／（Ｍｎｍｉｎ／Ｍｎｎｏｍ）＞８であり、ｄＭｎｍｉｎは、Ｍｎ含有量が領域Ｄ１００における最小値Ｍｎｍｉｎに等しいときのＤ１００における深さであり、Ｍｎｎｏｍは鋼の公称Ｍｎ含有量である。
【００２７】
一実施形態によれば、Ｓｉ含有量は、領域Ｄ１００において一定ではなく、ｄＳｉｍｉｎ＞１μｍかつｄＳｉｍｉｎ／（Ｓｉｍｉｎ／Ｓｉｎｏｍ）＞４であり、ｄＳｉｍｉｎは、Ｓｉ含有量が領域Ｄ１００における最小値Ｓｉｍｉｎに等しいときのＤ１００における深さであり、Ｓｉｎｏｍは鋼の公称Ｓｉ含有量である。
【００２８】
本発明はまた、深さ１００μｍ以上の２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部の製造であって、以下の連続する：
・上記のように少なくとも２つの亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板を準備するステップであって、当該鋼板の厚さは０．５〜２．５ｍｍである、ステップと、
・少なくとも亜鉛又は亜鉛めっき鋼板を部分的に重ね合わせるステップと、
・垂直に、かつ重ね合わされた板の外側に配置された電極によって３５０〜５００ｄａＮの力を加えるステップと、
・Ｉｍｉｎ〜１．１０Ｉｍａｘの強度Ｉで鋼板を溶接するステップであって、Ｉｍｉｎは、抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜き破壊が観察されることになる最小強度であり、Ｉｍａｘは、抵抗スポット溶接において観察される液体金属の散りが発生し始める強度である、溶接するステップと
を含む、製造に関する。
【００２９】
本発明はまた、深さ１００μｍ以上の２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部を製造する方法であって、以下の連続する：
・ＴＳ＞９００ＭＰａの鋼（１）の少なくとも２つの亜鉛又は亜鉛合金めっき板を準備するステップであって、当該鋼板の厚さは０．５〜２．５ｍｍである、ステップと、
・Ｃ１ａｖ（１００）、Ｓｉ１ａｖ（１００）、Ｍｎ１ａｖ（１００）、Ａｌ１ａｖ（１００）、Ｃｒ１ａｖ（１００）を測定するステップであって、これらの量はそれぞれ、亜鉛又は亜鉛合金めっきの下の０〜１００マイクロメートルの鋼基板の領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量を示す、測定するステップと、
・鋼（１）の係数ＣＳＩ１：
ＣＳＩ１＝Ｃ１ａｖ（１００）＋（Ｓｉ１ａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎ１ａｖ（１００）／１４）−（Ａｌ１ａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒ１ａｖ（１００）／１１）を計算するステップと、
・Ｉｍｉｎ〜１．１Ｉｍａｘの強度Ｉ１で少なくとも１０箇所の溶接部において抵抗スポット溶接を行うステップであって、Ｉｍｉｎは、抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜き破壊が観察されることになる最小強度であり、Ｉｍａｘは、抵抗スポット溶接において観察される液体金属の散りが発生し始める強度である、ステップと、
・少なくとも１０箇所の溶接部から、深さ１００μｍ以上の液体金属脆性割れの平均数割れ１ａｖを測定するステップと、次いで測定時に割れ１ａｖが２を超える場合、
・ＴＳ＞９００ＭＰａの第２の亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板（２）を準備するステップであって、当該鋼板の厚さは鋼（１）の厚さと同じであり、鋼（２）の組成は、ＣＳＩ２＜ＣＳＩ１−（（割れ１ａｖ−２）／２０）となるように選択され、ＣＳＩ２＝Ｃ２ａｖ（１００）＋（Ｓｉ２ａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎ２ａｖ（１００）／１４）−（Ａｌ２ａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒ２ａｖ（１００）／１１）であり、Ｃ２ａｖ（１００）、Ｓｉ２ａｖ（１００）、Ｍｎ２ａｖ（１００）、Ａｌ２ａｖ（１００）、Ｃｒ２ａｖ（１００）はそれぞれ、亜鉛又は亜鉛合金めっきの下の０〜１００マイクロメートルの鋼（２）基材の領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量を示す、ステップと、次いで
・強度Ｉ１で鋼板（２）において抵抗スポット溶接を行うステップと
を含む、方法に関する。
【００３０】
本発明はまた、自動車両の構造部品の製造のために、上記のような鋼板、又は上記のように製造された鋼板の使用を目的とする。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
本発明を詳細に説明し、制限を加えずに実施例によって説明する。
【００３２】
第一に、冷間圧延鋼板には、自動車産業で使用される典型的な厚さ範囲である０．５〜２．５ｍｍの厚さが提供される。本発明で実現される鋼板は、鋳造、熱間圧延、巻取り、任意に中間焼鈍、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍及びめっきのステップを連続的に含む方法により製造される。鋼の組成は、重量％で以下の元素を含有する：
・炭素：０．０７％〜０．５％。炭素含有量が０．０７％未満の場合、引張強度が不十分、すなわち９００ＭＰａ未満になることがある。さらに、鋼の微細構造が残留オーステナイトを含有する場合、十分な伸びを実現するために必要なその安定性は得られない。０．４％Ｃを超えると、熱影響領域又はスポット溶接部の溶融領域に靭性の低い微細構造が生成するため、溶接性が低下する。好ましい実施形態では、炭素含有量は０．１８〜０．４％の範囲にあり、これにより１１８０ＭＰａを超える高い引張強度を実現することが可能になる。Ｚｎめっき鋼板の加熱時、鋼基板の炭素含有量が低ければ、鋼と液体Ｚｎ又はＺｎ合金との相互作用は減少する。その結果、ＬＭＥは発生しにくくなる。
【００３３】
・マンガンは固溶体硬化元素であり、９００ＭＰａを超える引張強度を得るのに寄与する。このような効果は、Ｍｎ含有量が少なくとも０．３重量％のときに得られる。しかしながら、５％を超えると、Ｍｎの添加は、溶接部の機械的特性に悪影響を与えかねない過度に偏析が目立った領域を有する構造の形成に寄与する。好ましくは、これらの効果を実現するために、マンガン含有量は１．５〜３％の範囲にある。こうして、鋼の工業的製造の困難性を増すことなく、また溶接部の焼入性を増すことなく、満足のいく機械的強度を得ることが可能である。特定の焼鈍条件では、ＭｎはＳｉ及びＯと反応し、それにより、表面下の領域における鋼のＳｉ量が減少する。したがって、Ｍｎが、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒと一緒に、Ｚｎめっきの下で特定の量よりも低く保たれる場合、耐ＬＭＥ性が増加する。
【００３４】
・機械的特性と溶接性の要求される組合せを実現するために、ケイ素は０．０１０〜２．４５％の範囲でなければならない：ケイ素は、セメンタイトへの溶解度が低いことと、並びに、この元素はオーステナイト中の炭素の活性を増加させるという事実により、板の冷間圧延後の焼鈍中の炭化物析出を減少させる。したがって、炭素中のオーステナイトの濃縮は、室温でのその安定化と、例えば、成形中の応力の印加がこのオーステナイトからマルテンサイトへの変態につながることを意味する変態誘起塑性（「ＴＲＩＰ」）挙動の出現とにつながる。Ｓｉが２．４５％を超えると、溶融亜鉛めっき前に焼鈍中に強く付着する酸化物が形成される可能性があり、これはめっきの表面欠陥につながる可能性がある。Ｃに関しては、Ｓｉを低下させると抵抗スポット溶接中にＬＭＥが促進される。焼鈍条件を制御することによって、めっきの下のＳｉの量を変更できる。露点は焼鈍炉内の酸素分圧を制御する。酸素は鋼の内部に拡散し、Ｓｉと反応してＳｉＯ２を生成する。その結果、鋼の表面下の領域のＳｉの量が低下する。したがって、ＳｉがＺｎめっきの下で特定の量よりも低く保たれる場合、耐ＬＭＥ性が増加する。
【００３５】
・アルミニウムは０．０１０〜１％でなければならない。残留オーステナイトの安定化に関して、アルミニウムはケイ素と比較的類似した影響を有している。しかしながら、アルミニウムの含有量が１重量％を超えると、Ａｃ３温度、すなわち、焼鈍ステップ中の鋼のオーステナイトへの完全な変態温度が上昇し、それにより、工業工程がさらにコストがかかるものとなる。したがって、Ａｌ含有量は１％に制限される。
【００３６】
成形性の高い鋼には室温で残留オーステナイトが含まれるため、（Ｓｉ＋Ａｌ）≧０．３５％などの量で鋼組成にケイ素及び／又はアルミニウムを添加することにより、オーステナイトの十分な安定化が存在する必要がある。（Ｓｉ＋Ａｌ）＜０．３５％の場合、残留オーステナイトの割合は５％未満になる可能性があり、したがって、冷間成形における延性及び歪み硬化特性は不十分である可能性がある。しかしながら、（Ｓｉ＋Ａｌ）＞２．５％の場合、めっき性及び溶接性が低下する。
【００３７】
・クロムは、焼鈍サイクル中に最高温度に保持した後、冷却ステップ中に初析フェライトの形成を遅らせることを可能にし、こうしてより高い強度レベルが実現できる。したがって、コストの理由及び過剰な硬化を防ぐために、クロム含有量は０．００１％超１．０％未満である。Ｃｒは鋼の耐ＬＭＥ性にも影響を及ぼす：特定の焼鈍条件では、Ｃｒは表面下の領域でＭｎ及びＯと反応する。したがって、Ｃｒが、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒと一緒に、Ｚｎめっきの下で特定の量よりも低く保たれる場合、耐ＬＭＥ性が増加する。
【００３８】
・０．００１％〜０．５％の量のモリブデンは、この元素がオーステナイトの分解を遅らせることから、焼入性を高め、残留オーステナイトを安定化させるのに有効である。
【００３９】
・鋼は、炭化物、窒化物又は炭窒化物の形態で析出し得る元素を任意に含有していてよく、これにより析出硬化が実現される。この目的のために、鋼は、ニオブ、チタン又はバナジウムを含有していてよい：Ｎｂ及びＴｉは、それぞれ０．００５〜０．１％の量であり、Ｖは０．００５〜０．２％の量である。
【００４０】
・鋼は、靭性を改善するために、０．００１％〜１．０％の量のニッケルを任意に含有していてよい。
【００４１】
・鋼は、追加の硬化を提供するために、０．００１％〜０．５％の量の銅を任意に含有していてよい。
【００４２】
・鋼はまた、０．０００１〜０．００５％、好ましくは０．０００１〜０．００４％の量のホウ素を任意に含有していてよい。粒界で偏析することによって、Ｂは粒界エネルギーを減少させ、それにより、液体金属脆化に対する耐性を高めるのに有益である。
【００４３】
・組成のバランスは、鉄と製鋼から生じる残留元素とで構成されている。これに関して、少なくともＳ、Ｐ、及びＮは、残留元素又は不可避不純物と見なされる。したがって、これらの含有量は、Ｓが０．００３％未満、Ｐが０．０２％であり、またＮが０．００８％未満である。
【００４４】
上記の組成は、公称組成、すなわち、鋼板の２つの主表面の真下にある厚さ１００マイクロメートルの２つの領域を除く、板の中央部厚さを中心とする領域に存在する鋼板の組成として理解される。以下で説明するように、本発明では、この公称組成は、Ｚｎめっきの真下の鋼基板の表面に存在する局所組成とは異なる。
【００４５】
冷間圧延後、鋼の微細構造は高度に異方性になり、延性特性が低下する。したがって、結晶粒の再結晶を実現し、最終的な所望の微細構造を生成することを可能にするオーステナイト変態を得るために、焼鈍が行われる。焼鈍は、いくつかの領域に分割された炉内で鋼ストリップを連続的に移動させることによって行われる。
【００４６】
本発明によれば、冷延鋼板は、放射管炉又は抵抗炉又は誘導炉又はこれらの方法の少なくともいずれか２つを組み合わせた炉で５５０℃〜Ａｃ１＋５０℃の温度Ｔ１まで連続的に焼鈍され、Ａｃ１は、鋼が炉領域で加熱される際のオーステナイト変態の開始温度を示し、ここで、炉領域の雰囲気（Ａ１）は、鉄が酸化されないように、２〜１５体積％の水素、好ましくは３〜５体積％の水素を含有し、残りは窒素及び不可避不純物であり、また露点ＤＰ１を有する。この値は、例えば、Ｄ．Ｈｕｉｎ，Ｐ．Ｆｌａｕｄｅｒ，Ｊ．Ｂ．Ｌｅｂｌｏｎｄ，“焼鈍処理中の鋼の内部酸化の数値シミュレーション（Ｎｕｍｅｒｉｃａｌ  ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｉｎｔｅｒｎａｌ  ｏｘｉｄａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｓｔｅｅｌｓ  ｄｕｒｉｎｇ  ａｎｎｅａｌｉｎｇ  ｔｒｅａｔｍｅｎｔｓ）”．金属の酸化（Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｍｅｔａｌｓ）２００５年；６４；１：ｐ．１３１−６７から決定できる。
【００４７】
次いで、板は温度Ｔ１から７２０〜１０００℃の温度Ｔ２まで加熱され、水蒸気又は酸素から選択される少なくとも１つの要素が温度Ｔ１で炉に注入され始める。
【００４８】
温度が９０〜１５０℃の水蒸気の場合、以下に詳述する鋼板表面の変更を得るために、注入流量Ｑは１時間当たり０．０７％を超えていなければならず、こうして高い耐ＬＭＥ性を得ることが可能になる。注入量Ｑは、以下に説明するように、１時間当たりの注入蒸気量を、水蒸気の注入位置と均熱温度Ｔ２に加熱された炉セクションの端部との間の炉領域の体積で割ることによって評価される。
【００４９】
酸素注入の場合、ＬＭＥに対する耐性を高めるのに必要な鋼表面の変更を得るために、注入流量Ｑは０．０３６％／ｈを超えていなければならない。注入量Ｑは、１時間当たりの酸素の注入量を、酸素の注入位置と均熱温度Ｔ２で加熱された炉セクションの端部との間の炉の体積で割ることによって評価される。
【００５０】
したがって、注入の種類（水蒸気又は酸素）に関係なく、耐ＬＭＥ性の増加を得るための最小注入流量Ｑは（０．０７％／ｈ×α）であり、αは、注入される要素が水蒸気の場合は１に等しく、注入される要素が酸素の場合は０．５２である。
【００５１】
温度Ｔ１〜温度Ｔ２の炉のセクションでは、雰囲気（Ａ２）は、−１５℃〜鉄／酸化鉄平衡露点の温度Ｔｅ、好ましくは−１０℃〜＋２０℃の露点ＤＰ２を有していなければならない。雰囲気（Ａ２）は、窒素と２〜１５体積％の水素、好ましくは３〜５体積％の水素とを含有する。温度Ｔｅは、例えば、米国化学会及び米国国立標準局物理学協会によって出版された刊行物：ＪＡＮＡＦ  Ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｔａｂｌｅｓ，第３版，第ＩＩ部，Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｐｈｙｓｉｃａｌ  ａｎｄ  Ｃｈｅｍｉｃａｌ  Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅ  Ｄａｔａ，第１４巻，１９８５年，補遺Ｎｏ．１から決定できる。
【００５２】
特定の流量Ｑに基づき、雰囲気（Ａ２）は０．１体積％を超えるＣＯ、好ましくは０．２体積％を超えるＣＯを含有し、雰囲気（Ａ２）の酸素分圧は１０−２１ａｔｍを超える。こうして、０から１００ミクロンまでの間にある鋼板の表面下の領域で、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒの変更を得ることが可能である。
【００５３】
Ｔ１からＴ２での均熱の終了までの持続時間ｔＤは１００〜５００秒である。持続時間ｔＤが１００秒未満の場合、０から１００ミクロンまでの間にある表面下の領域の鋼組成の変更は、ＬＭＥに対する耐性を有意に改善するには不十分である。持続時間ｔＤが５００秒を超えると、鋼板の機械的特性は不十分になるというリスクがある。
【００５４】
次いで、板は、上記の雰囲気（Ａ２）下にＴ２〜Ｔ２＋５０℃の温度で均熱される。
【００５５】
温度Ｔ２で３０〜４００秒であり得る持続時間にわたって均熱した後、鋼板を冷却して、高い成形性と９００ＭＰａを超える引張強度とを兼ね備えた微細構造が得られる。冷却は、窒素を５〜７０％の水素又は水でクエンチすることによって実施でき、１０℃／秒〜４００℃／秒の冷却速度が得られる。
【００５６】
一実施形態によれば、炭化物を含まないベイナイト（「ＣＦＢ」）微細構造を得るために、鋼板は、Ｍｓ〜Ｍｓ＋１５０℃、又はＭｓ＋１０℃〜Ｍｓ＋１５０℃の温度Ｔ３まで冷却される。その後、鋼板は、微細構造の変態を得るために、少なくとも４０秒間にわたって温度Ｔ３に維持される。最終的な微細構造は、通常、１０〜２０％の残留オーステナイトと５０％を超えるベイナイトとを含有し、ベイナイトは粗い炭化物を実質的に含まず、すなわち、０．１μｍよりも大きいサイズを有するラス間炭化物の単位面積当たりの数が５００００／ｍｍ２以下であるようなものである。
【００５７】
別の実施形態によれば、クエンチ及び分配された（「Ｑ−Ｐ」）微細構造を得るために、鋼板は、マルテンサイト開始温度（Ｍｓ）未満の温度ＱＴ、すなわち、Ｍｓ−５℃〜Ｍｓ−１７０℃まで冷却され、任意に２〜８秒の持続時間にわたってＱＴで保持され、次いで３５０〜５５０℃、好ましくは３５０〜４９０℃の温度Ｔ４まで再加熱され、鉄の表面再酸化が起こらないように雰囲気（Ａ３）中で３０〜５００秒間均熱される。好ましくは、この雰囲気は、２〜１５体積％の水素、より好ましくは３〜５体積％の水素を含有する。
【００５８】
最終的な微細構造は、通常、３〜２０％の残留オーステナイト、２５％を超える分配されたマルテンサイト、すなわち、鋼の公称Ｃ含有量よりも低いＣ含有量を有する焼戻しマルテンサイトを含有する。
【００５９】
その後、鋼板は、温度Ｔｂｍに維持されたＺｎベースの液体金属浴で溶融亜鉛めっきされる。これに関して、Ｔｂｍ−１０℃〜Ｔｂｍ＋５０℃の温度を有する鋼は、液体金属浴を連続的に通過してめっきされる。板は亜鉛又は亜鉛合金めっき板であり、後者の表現は、Ｚｎ含有量が５０重量％を超えるめっきを示す。特にめっきは、溶融亜鉛めっき（「ＧＩ」）によって、又は溶融亜鉛めっきの直後に約４７５〜５７０℃で熱処理を行うことによって、めっき中の鉄の拡散を引き起こし、約７〜１４％のＦｅを含有する「合金化溶融亜鉛」又は「ＧＡ」めっきを得るために行われ得る。これは電気めっき工程又は蒸着工程によって得られた亜鉛又は亜鉛合金めっきであってもよい。Ｚｎ合金は、例えば、Ｚｎ−３％、Ｍｇ−３．７％Ａｌ又はＺｎ−１，２％Ａｌ−１．２％ＭｇめっきなどのＺｎ−Ｍｇ−Ａｌめっきであってもよい。
【００６０】
亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を製造するための好ましい実施形態では、Ｔ３又はＴ４で均熱した後（所望の微細構造、ＣＦＢ又はＱ−Ｐ鋼による）、鋼板を４６５℃±２０℃に加熱し、４６０℃±２０℃に維持された０．１５〜０．４０重量％のアルミニウムを含有する液体亜鉛浴で溶融亜鉛めっきする。亜鉛めっき持続時間は２〜１０秒である。
【００６１】
合金化亜鉛めっき（ＧＡ）を製造するための別の好ましい実施形態では、亜鉛めっきは、４６０℃±２０℃に維持された０．１０〜０．１７重量％のアルミニウムを含有する液体亜鉛浴で行われ、これに続けて４７５〜５７０℃で後めっき熱処理が行われる。
【００６２】
電気めっき法により鋼板に亜鉛めっきを適用することもできる。この工程では、鋼板はＴ３又はＴ４温度に均熱した後、室温まで冷却される。次いで、この鋼板は、５０〜１００℃に維持された亜鉛の塩化物又は硫酸塩ベースの塩の溶液を含む電気亜鉛めっき浴に浸される。この工程では、２つのアノードに電流が流れ、鋼板はカソードとして機能する。
【００６３】
亜鉛めっきは、自体公知の蒸着法によって鋼板に適用することもできる。
【００６４】
驚くべきことに、本発明者らは、鋼板公称組成が上記の特徴に対応する場合と、Ｚｎ又はＺｎ合金めっきの真下の０から１００μｍまでの間にある領域Ｄ１００の組成が特定の特徴を示す場合とに、高い引張強度とＬＭＥ割れに対する高い耐性との組合せが得られることを証明した。この領域Ｄ１００は、鋼板上の２つの主表面のそれぞれに存在することを理解されたい。この領域の特定の特徴は、焼鈍工程で得られ、すなわち、Ｚｎ又はＺｎ合金めっきを適用する前に鋼表面の組成を変更することを可能にする特定の温度、注入流量、炉の雰囲気、持続時間及び露点範囲によって得られる。したがって、変更された組成、すなわち、炭素、マンガン、ケイ素、アルミニウム及びクロムについて変更された組成を有する領域が得られる。この領域の平均組成及びこの領域内のＭｎ及びＳｉの勾配は、公称鋼組成、温度Ｔ１及びＴ２、流量Ｑ、Ｔ１からＴ２での均熱の終了までの持続時間ｔＤ及び炉の雰囲気によって制御される。特に、露点ＤＰ２とＴ１〜Ｔ２の酸素分圧とは、領域の性質及び深さに強い影響を及ぼす。
【００６５】
Ｚｎ又はＺｎ合金めっきの下の領域Ｄ１００では、鋼の組成は、鋼公称組成と比較して異なる。この特定の領域は、スポット溶接でのＬＭＥ割れに対する耐性を改善する。Ｚｎ浴に溶融亜鉛めっきする直前の鋼板と比較して、鋼板表面の約１マイクロメートルが液体亜鉛合金浴と反応するか、又は該合金浴に溶解することが経験的に知られている。
【００６６】
領域Ｄ１００におけるＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌなどの元素の含有量プロファイルと同様に、この領域の平均含有量：それぞれＣａｖ（１００）、Ｓｉａｖ（１００）、Ｍｎａｖ（１００）、Ａｌａｖ（１００）、Ｃｒａｖ（１００）も、例えば、グロー放電発光分光法（ＧＤＯＥＳ）などのそれ自体が公知の手法によって測定できる。
【００６７】
したがって、Ｃａｖ（１００）は鋼板の公称Ｃ含有量Ｃｎｏｍと比較できる。本発明者らは、ＬＭＥ割れに対する耐性を改善するために、一定量の脱炭がＤ１００に存在しなければならないこと、すなわち、Ｃａｖ（１００）／Ｃｎｏｍが０．６未満でなければならないことを証明した。鋼板の表面でＣのこの勾配を作り出すことに加えて、本発明者らは、Ｄ１００におけるＣ及びＳｉがＣａｖ（１００）＋Ｓｉａｖ（１００）／３２＜０．２１％となる場合に耐ＬＭＥ性が効果的に得られることを証明した。
【００６８】
さらに、ＬＭＥ割れに対する耐性（１００μｍよりも深い割れの溶接部当たりの平均数で測定）をＤ１００に存在する元素と相関させることで、本発明者らは、この領域で条件：Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）＜０．３０％を規定するために、Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ及びＭｎを考慮することによって、より良好な相関係数が得られることを証明した。
【００６９】
最も厳しい溶接条件、すなわち、高い拘束に関連する形状と高い溶接強度では、ＬＭＥに対する最適な耐性を得るためにＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒをすべて考慮しなければならないこと、すなわち、これらの元素が領域Ｄ１００で条件：
Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）−（Ａｌａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒａｖ（１００）／１１）＜０．３４％を満たさなければならないことを見出した。
【００７０】
さらに、焼鈍条件は、領域Ｄ１００においてＭｎ及びＳｉに勾配を作り出すため、これらの元素の濃度はこの領域において様々に変化する：Ｓｉ及びＭｎ含有量（それぞれＳｉｍｉｎ及びＭｎｍｉｎ）の最小値は、Ｚｎめっきの下で一定の距離で発生する（それぞれｄＳｉｍｉｎ及びｄＭｎｍｉｎ）。
【００７１】
本発明者らは、ｄＳｉｍｉｎ＞１μｍであり、かつｄＳｉｍｉｎ／（Ｓｉｍｉｎ／Ｓｉｎｏｍ）＞４である場合（Ｓｉｎｏｍは鋼の公称Ｓｉ含有量を示す）、ＬＭＥ割れに対する高い耐性が得られることを証明した。
【００７２】
Ｍｎに関しては、同様の方法で、ｄＭｎｍｉｎ＞１μｍであり、かつｄＭｎｍｉｎ／（Ｍｎｍｉｎ／Ｍｎｎｏｍ）＞８である場合（Ｍｎｎｏｍは鋼の公称Ｍｎ含有量を示す）、ＬＭＥに対する高い耐性が観察される。
【００７３】
さらに、多数の観察と知見に基づいて、本発明者らは、深さ１００μｍ以上の２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部を製造する方法を導き出した。現在の状況では、ＬＭＥ割れが発生する場合、公称鋼組成又はめっきを変更するための試行が行われている。しかしながら、これらの変更に基づく最終的な改善には、一般的な特徴がない場合がある：例えば、改善は溶接条件１では有意であり、強度が異なる溶接条件２ではそれほど有意ではない可能性がある。
【００７４】
本発明者らは、Ｉｍａｘ付近の異なる溶接強度値（これは、抵抗スポット溶接で液体金属の散りが観察され始める強度である）に対する、耐ＬＭＥ性（１００μｍよりも深い割れの平均数で測定）とパラメーターＣＳＩ＝Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）−（Ａｌａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒａｖ（１００）／１１）との間の相関関係を確立した。本発明者らは、割れの数はＣＳＩの線形関数であり、この相関の勾配はＩｍａｘ付近の範囲の強度に関係なくほぼ同じであることを観察した。この知見に基づいて、本発明者らは、ＬＭＥの問題をより簡単に改善するための以下の方法を考え付いた：最初のステップとして、ＴＳ＞９００ＭＰａの鋼（１）の亜鉛又は亜鉛合金めっき板が０．５〜２．５ｍｍの厚さで準備される。これらの鋼板は、抵抗スポット溶接で接合される。
【００７５】
次いで、Ｃ１ａｖ（１００）、Ｓｉ１ａｖ（１００）、Ｍｎ１ａｖ（１００）、Ａｌ１ａｖ（１００）、Ｃｒ１ａｖ（１００）が測定され、これらの量はそれぞれ、亜鉛又は亜鉛合金めっきの下の０〜１００マイクロメートルの鋼基板の領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量を示す。鋼（１）の係数ＣＳＩ１（１）は、ＣＳＩ１＝Ｃ１ａｖ（１００）＋（Ｓｉ１ａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎ１ａｖ（１００）／１４）−（Ａｌ１ａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒ１ａｖ（１００）／１１）により計算される。
【００７６】
その後、抵抗スポット溶接は、Ｉｍｉｎ〜１．１Ｉｍａｘの強度Ｉ１で少なくとも１０箇所の溶接部において行われ、Ｉｍｉｎは、抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜き破壊が観察されることになる最小強度であり、Ｉｍａｘは、抵抗スポット溶接において観察される液体金属の散りが発生し始める強度である。
【００７７】
その後、少なくとも１０箇所の溶接部から、深さ１００μｍ以上のＬＭＥ割れの平均数割れ１ａｖが測定される。結果が満足のいくものでない場合、すなわち、割れ１ａｖが２を超える場合、本発明者らは、要件を満たし得る鋼板を迅速に提供する方法を導き出した：
ＴＳ＞９００ＭＰａ及び鋼（１）と同じ厚さを有する第２の亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板（２）が提供され、この鋼（２）の組成は、ＣＳＩ２＜ＣＳＩ１−（（割れ１ａｖ−２）／２０）：ＣＳＩ２＝Ｃ２ａｖ（１００）＋（Ｓｉ２ａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎ２ａｖ（１００）／１４）−０（Ａｌ２ａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒ２ａｖ（１００）／１１）を満たすように選択される。
【００７８】
Ｃ２ａｖ（１００）、Ｓｉ２ａｖ（１００）、Ｍｎ２ａｖ（１００）、Ａｌ２ａｖ（１００）、Ｃｒ２ａｖ（１００）はそれぞれ、亜鉛又は亜鉛合金めっきの下の０〜１００マイクロメートルの鋼（２）基材の領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量を重量％で示す。次いで、鋼（２）は同じ強度Ｉ１で溶接される。
【００７９】
この方法により、このように鋼から製造されたスポット溶接部（２）は満足のいくものになり、費用と時間のかかる試行錯誤試験が不要になる。
【００８０】
本発明を以下の実施例により説明するが、これらの実施例は決して限定的なものではない。
【実施例】
【００８１】
［実施例１］
厚さ１．４〜１．６ｍｍの範囲の冷延鋼板を提供し、公称組成はＡ〜Ｆで表し、これらを表１に報告している。組成の残部は、鉄及び製錬からの不可避不純物である。特に、重量％でのＳ、Ｐ及びＮは、Ｓ＜０．００３％、Ｐ＜０．０２％、Ｎ＜０．００８％となる。
【００８２】
加熱時のオーステナイトへの変態の開始と冷却時のマルテンサイト変態の開始とにそれぞれ対応するＡｃ１及びＭｓ温度も表１に報告している。
【００８３】
【表１】
2020524743.tif 000002
【００８４】
これらの鋼板は、異なる焼鈍サイクルに供した。表２は、これらの異なる条件での温度Ｔ１及びＴ２での雰囲気、温度、流量、露点及び持続時間を報告している。したがって、板Ｄ３は、例えば、焼鈍条件３に供された組成Ｄの冷間圧延鋼を示す。
【００８５】
条件２〜５では、温度Ｔ１での炉への注入は、１１０℃の温度を有する蒸気水で行った。
【００８６】
Ａ１では鉄の酸化は起こらない。
【００８７】
焼鈍条件１では、鋼板表面は十分に変更されておらず、したがって、以下の表４及び５の試験Ｂ１ｃ、Ｅ１ａ、Ｅ１ｂからわかるように、ＬＭＥに対する高い耐性を実現できる特定の表面特徴は存在しない。
【００８８】
焼鈍条件２では、蒸気注入を行ったが、蒸気流量は０．０５％／ｈの不十分なものであった。表４及び表５の試験Ａ２ｃ及びＣ２ｄからわかるように、雰囲気Ａ２のＣＯパーセンテージ及び酸素分圧も、高い耐ＬＭＥ性を実現するには不十分であった。
【００８９】
焼鈍条件３〜５では、本発明の条件に従って水蒸気注入を行った。
【００９０】
Ｔ２に均熱した後、温度Ｔ３が、鋼ＡではＭｓ＋４５℃、鋼ＢではＭｓ＋９０℃、鋼Ｃ及びＤではＭｓ＋４０℃に等しくなるまで、鋼板Ａ〜Ｄを１０〜４００℃／秒の冷却速度で冷却した。Ｔ２での持続時間の維持は、鋼Ａ、Ｂ及びＣ〜Ｄそれぞれについて、３００秒、４０秒及び３６０秒である。
【００９１】
鋼Ｅは２２５℃の温度ＱＴまで冷却し、次いで９０秒間の持続時間にわたって４１０℃の温度Ｔ４まで再加熱した。
【００９２】
鋼Ｆは１５０℃の温度ＱＴまで冷却し、次いで１２０秒間の持続時間にわたって４６５℃の温度Ｔ４に再加熱した。
【００９３】
鋼板Ａ及びＣ〜Ｆは純亜鉛で電気めっき（ＥＧ）し、鋼Ｂは０．３％Ａｌ及び０．４％Ｆｅを含有するＺｎ浴で溶融亜鉛めっき（ＧＩ）した。適用されためっきはすべて７μｍの同様の厚さを有している。
【００９４】
領域Ｄ１００におけるＣ、Ｍｎ  Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌの含有量の変動と、この領域におけるこれらの元素の平均値（それぞれ：Ｃａｖ（１００）、Ｓｉａｖ（１００）、Ｍｎａｖ（１００）、Ａｌａｖ（１００）、Ｃｒａｖ（１００））とは、グロー放電発光分光法（ＧＤＯＥＳ）で測定した。
【００９５】
鋼Ａ〜Ｄから得られた板の微細構造は、１２％の残留オーステナイトと、０．１μｍ超５００００／ｍｍ２以下のサイズを有するラス間炭化物の単位面積当たりの数を有する５０％を超えるベイナイトとを含有する。鋼Ｅ〜Ｆから得られた鋼の微細構造は、３〜２０％の残留オーステナイトを、２５％を超える分配マルテンサイトと共に含有する。
【００９６】
【表２】
2020524743.tif 000003
【００９７】
鋼板は、表３に従って異なる条件で５０又は６０ＨＺの交流及び４５０〜５００ｄａＮの電極加圧力下で抵抗スポット溶接した。電極は鋼板に対して垂直に配置されている。Ｄ３ｄは、例えば、条件ｄに従って溶接された、ｎ°３で表される条件で焼鈍された鋼Ｄで作られた溶接部を示す。
【００９８】
・強度の異なる値を適用することによって、ＩｍｉｎとＩｍａｘで定義される適切な溶接範囲を決定することが可能であり、Ｉｍｉｎは、抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜き破壊が観察されることになる最小強度であり、Ｉｍａｘは、抵抗スポット溶接において観察される液体金属の散りが発生し始める強度である。工業的条件での強度の選択は、この直前値を中心に行われることが多く、なぜなら、この値は、高い溶接部引張特性を得ることができる大きな溶接部ナゲット直径に対応するからである。この場合、溶接は、Ｉｍａｘ及び散り領域の真上、すなわちＩｍａｘ＋１０％で行った。Ｉｍａｘ〜Ｉｍａｘ＋１０％の強度による溶接は、ＬＭＥ感受性を増加させるものの、この条件は、工業的慣行において場合によっては生じ得る。
【００９９】
・表３は、溶接シーケンスも報告している：例えば、１２−２−１２は、溶接シーケンスが、電流が流れる２０ミリ秒の１２周期（「熱間周期））と、それに続けて電流が流れない２０ミリ秒の２周期（「冷間周期」）と、電流の最後の１２周期）とで構成されていることを示す。
【０１００】
・２枚又は３枚の板を一緒に溶接し、スタックアップ構成を作り出すことによって、ＬＭＥ割れに対する感度はスタックアップ厚さが増すほどに高くなる。不均質な溶接を行い、他の鋼板は、０．０３２％Ｃ、０．００８％Ｓｉ、０．２２２％Ｍｎ、０．０５２％Ａｌ、０．０３９％Ｃｒ及び０．０１２％Ｎを含有する組成の軟鋼である。軟鋼が選択される理由は、このスポット溶接に、９００ＭＰａを超える引張応力を有する鋼よりも適切な溶接部を得るためにより高い電流レベルが必要だからである。この高電流レベルは高入熱を誘発し、結果として高抵抗鋼の溶接中により多くのＬＭＥ割れを誘発する。したがって、溶接条件の厳しさが増す。表３は、スタックアップの総厚を報告している。これらのスタックアップでは、９００ＭＰａを超える引張強度を有する鋼板が溶接電極と接触する１つの表面を有するように溶接が行われる。最終的な割れは、板表面の溶接電極によって作り出された凹部領域で発生しやすい傾向にある。
【０１０１】
【表３】
2020524743.tif 000004
【０１０２】
ＬＭＥによる割れの観察と定量化は、次の条件で行った：１０〜２０箇所の溶接部の半断面カット及び微細研磨後、１０〜１０００の倍率で光学顕微鏡により溶接部を観察した。深さ１００ミクロンを超える割れの数を各溶接部について測定し、スポット溶接部当たり１００μｍよりも深いＬＭＥ割れの平均数を一連の２０溶接部について計算した。
【０１０３】
ＬＭＥ割れに対する高い耐性は、Ｉ＝Ｉｍａｘの溶接の場合に平均割れ数が２未満のとき、又はＩｍａｘ＋１０％の溶接の場合に平均割れ数が２以下のときに得られる。
【０１０４】
表４及び表５は、ＧＤＯＥＳから測定した、Ｚｎめっきの下の領域Ｄ１００における鋼組成のいくつかの特定の特徴との関係で、Ｉｍａｘ又はＩｍａｘ＋１０％の溶接条件で決定された平均ＬＭＥ割れ数を示している。さらに、表４は、ベース金属において測定された最小引張強度を報告している。
【０１０５】
【表４】
2020524743.tif 000005
【０１０６】
【表５】
2020524743.tif 000006
【０１０７】
表４から明らかなように、組成及び焼鈍条件により、高い成形性とすべての場合で少なくとも９００ＭＰａの引張強度とを有するＺｎ又はＺｎ合金めっき鋼板の製造が可能になった。しかしながら、これらの板は、ＬＭＥ割れに対する同じ耐性は有していない：
鋼板Ｄ３、Ｆ４、Ｅ５は、本発明の条件に従って製造した。したがって、領域Ｄ１００におけるＣ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒの平均含有量は、Ｉｍａｘ＋１０％の溶接条件でもＬＭＥ割れが発生しにくい程度に低下されている。
【０１０８】
焼鈍条件により、Ｍｎ及びＳｉの勾配を有する領域Ｄ１００が作り出された。表５はまた、これらの鋼について以下のことを示す：Ｍｎ及びＳｉプロファイルは、Ｓｉ及びＭｎ含有量の最小の位置がＺｎめっきよりも１μｍを超えて下にあり、ｄＳｉｍｉｎ／（Ｓｉｍｉｎ／Ｓｉｎｏｍ）＞４かつｄＭｎｍｉｎ／（Ｍｎｍｉｎ／Ｍｎｎｏｍ）＞８となることを示す。この領域を作り出すことで、Ｚｎめっきから十分な距離にあるＳｉ及びＭｎが十分に減少することにより、耐ＬＭＥ性を改善できる。
【０１０９】
比較すると、板Ｂ１、Ｅ１、Ａ２、Ｃ２の焼鈍条件は、本発明に対応していない。したがって、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＡｌの脱炭及び組成変更は、十分な耐ＬＭＥ性を得るのに十分ではない。
【０１１０】
したがって、これらの高い機械的特性及び抵抗スポット溶接におけるＬＭＥ割れに対する高い耐性により、本発明に従って製造された高強度鋼板は、自動車両用の構造部品の製造に有益に使用できる。
【手続補正書】
【提出日】平成31年4月16日(2019.4.16)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接部当たり深さ１００μｍ以上の平均２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部の製造のための、９００ＭＰａを超える引張強度を有する亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板を製造する方法であって、次の連続する：
・冷間圧延鋼板を準備するステップであって、公称組成は、重量パーセントで：
０．０７％≦Ｃ≦０．５％、
０．３％≦Ｍｎ≦５％、
０．０１０％≦Ａｌ≦１％、
０．０１０％≦Ｓｉ≦２．４５％、ここで、
０．３５％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．５％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、
及び任意に
０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、
０．００５％≦Ｖ≦０．２％、
０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、
０．０００１％≦Ｂ≦０．００４％、
０．００１％≦Ｃｕ≦０．５％、
０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％
を含有し、残部は、鉄及び
Ｓ＜０．００３％、
Ｐ＜０．０２％、
Ｎ＜０．００８％
などの含有量における製錬からの不可避不純物である、ステップと、
・前記冷間圧延鋼板を、鉄が酸化されないように、２〜１５体積％の水素を含有し、残りは窒素及び不可避不純物である雰囲気（Ａ１）を有する炉内で、５５０℃〜Ａｃ１＋５０℃の温度Ｔ１まで加熱するステップと、次いで
・水蒸気又は酸素から選択される少なくとも１つの要素を、温度Ｔ≧Ｔ１にて、（０．０７％／ｈ×α）（αは、前記要素が水蒸気の場合は１に等しく、前記要素が酸素の場合は０．５２に等しい）を超える注入流量Ｑで前記炉の雰囲気に追加することで、−１５℃〜鉄／酸化鉄平衡露点の温度Ｔｅの露点ＤＰ２を有する雰囲気（Ａ２）を得るステップであって、当該注入流量Ｑは１時間当たりの水蒸気又は酸素の注入体積を、水蒸気又は酸素の注入位置と均熱温度Ｔ２で加熱された炉セクションの端部との間の炉の体積で割ったものである、ステップと、
・前記板を、２〜１５体積％の水素と０．１体積％を超えるＣＯを含有する窒素雰囲気（Ａ２）下の炉内で、１０−２１ａｔｍを超える酸素分圧で、前記温度Ｔ１から７２０℃〜１０００℃の温度Ｔ２まで加熱するステップであって、温度Ｔ１から温度Ｔ２での均熱の終了までの前記板の前記加熱の持続時間ｔＤは１００〜５００秒である、ステップと、
・前記板をＴ２で均熱するステップと、次いで
・前記板を１０〜４００℃／秒の速度で冷却するステップと、次いで
・前記板を亜鉛又は亜鉛合金めっきでめっきするステップと
を含む、方法。
【請求項２】
露点ＤＰ２が−１０〜＋２０℃である、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記雰囲気（Ａ２）が０．２体積％を超えるＣＯを含有する、請求項１又は２に記載の方法。
【請求項４】
前記温度Ｔ２が７５０〜９００℃であり、雰囲気（Ａ２）が体積で３〜５体積％のＨ２を含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項５】
前記均熱後、鋼板をＭｓ〜Ｍｓ＋１５０℃の温度Ｔ３まで冷却し、少なくとも４０秒間にわたってＴ３に維持することで、炭化物を含まないベイナイト鋼板を得る、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項６】
前記温度Ｔ３がＭｓ＋１０℃〜Ｍｓ＋１５０℃である、請求項５に記載の方法。
【請求項７】
前記冷却後、鋼板をＭｓ−５℃〜Ｍｓ−１７０℃の温度ＱＴまで冷却し、任意に２〜８秒の持続時間にわたってＱＴで保持し、次いで、３５０〜５５０℃、好ましくは３５０〜４９０℃の温度Ｔ４に再加熱することで、分配されたマルテンサイトを得る、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
【請求項８】
鋼の微細構造が２０％以下の量の残留オーステナイトを含有する、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
【請求項９】
前記めっきを溶融亜鉛めっきによって行う、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１０】
前記めっきを電気めっきによって行う、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１１】
溶接部当たり深さ１００μｍ以上の平均２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部の製造のための、９００ＭＰａを超える引張強度を有する亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板であって、公称組成が、重量パーセントで：
０．０７％≦Ｃ≦０．５％、
０．３％≦Ｍｎ≦５％、
０．０１０％≦Ａｌ≦１％、
０．０１０％≦Ｓｉ≦２．４５％、
ここで、０．３５％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦２．５％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、
及び任意に
０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、
０．００５％≦Ｖ≦０．２％、
０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、
０．０００１％≦Ｂ≦０．００４％、
０．００１％≦Ｃｕ≦０．５％、
０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％を含有し、残部は、鉄及び
Ｓ＜０．００３％、
Ｐ＜０．０２％、
Ｎ＜０．００８％
などの含有量における製錬からの不可避不純物である、鋼基板と、
前記亜鉛又は亜鉛合金めっきの真下に０〜１００マイクロメートルの領域Ｄ１００と
を含み、平均炭素含有量Ｃａｖ（１００）は、前記領域Ｄ１００において
Ｃａｖ（１００）／Ｃｎｏｍ＜０．６
及び
Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００））／３２＜０．２１％
を満たし、
Ｃａｖ（１００）は前記領域Ｄ１００におけるＣの平均含有量であり、Ｃｎｏｍは鋼の公称Ｃ含有量であり、
Ｃａｖ（１００）及びＳｉａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、前記領域Ｄ１００におけるＣ及びＳｉの平均含有量である、
鋼板。
【請求項１２】
Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）＜０．３０％
であり、Ｃａｖ（１００）、Ｓｉａｖ（１００）及びＭｎａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、前記領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ及びＭｎの平均含有量である、請求項１１に記載の鋼板。
【請求項１３】
Ｃａｖ（１００）＋（Ｓｉａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎａｖ（１００）／１４）−（Ａｌａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒａｖ（１００）／１１）＜０．３４％であり、
Ｃａｖ（１００）、Ｓｉａｖ（１００）、Ｍｎａｖ（１００）、Ａｌａｖ（１００）、Ｃｒａｖ（１００）は、それぞれ重量％で表される、前記領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量である、請求項１１又は１２に記載の鋼板。
【請求項１４】
Ｍｎ含有量は、前記領域Ｄ１００において一定ではなく、
ｄＭｎｍｉｎ＞１μｍかつ
ｄＭｎｍｉｎ／（Ｍｎｍｉｎ／Ｍｎｎｏｍ）＞８
であり、ｄＭｎｍｉｎは、Ｍｎ含有量が前記領域Ｄ１００における最小値Ｍｎｍｉｎに等しいときのＤ１００における深さであり、Ｍｎｎｏｍは鋼の公称Ｍｎ含有量である、請求項１１〜１３のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１５】
Ｓｉ含有量は、前記領域Ｄ１００において一定ではなく、
ｄＳｉｍｉｎ＞１μｍかつ
ｄＳｉｍｉｎ／（Ｓｉｍｉｎ／Ｓｉｎｏｍ）＞４
であり、ｄＳｉｍｉｎは、Ｓｉ含有量が前記領域Ｄ１００における最小値Ｓｉｍｉｎに等しいときのＤ１００における深さであり、Ｓｉｎｏｍは鋼の公称Ｓｉ含有量である、請求項１１〜１４のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１６】
深さ１００μｍ以上の２つ以下の液体金属脆化割れを含む抵抗スポット溶接部を製造する方法であって、以下の連続する：
・請求項１１〜１５のいずれか一項に記載の少なくとも２つの亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板を準備するステップであって、前記鋼板の厚さは０．５〜２．５ｍｍである、ステップと、次いで
・少なくとも前記亜鉛又は亜鉛めっき鋼板を部分的に重ね合わせるステップと、次いで
・垂直に、かつ重ね合わされた前記板の外側に配置された電極によって３５０〜５００ｄａＮの力を加えるステップと、次いで
・Ｉｍｉｎ〜１．１０Ｉｍａｘの強度Ｉで前記鋼板を溶接するステップであって、Ｉｍｉｎは、前記抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜き破壊が観察されることになる最小強度であり、Ｉｍａｘは、抵抗スポット溶接において観察される液体金属の散りが発生し始める強度である、ステップと
を含む、方法。
【請求項１７】
深さ１００μｍ以上の２つ以下の液体金属脆化割れを含有する抵抗スポット溶接部を製造する方法であって、以下の連続する：
・ＴＳ＞９００ＭＰａの鋼（１）の少なくとも２つの亜鉛又は亜鉛合金めっき板を準備するステップであって、前記鋼板の厚さは０．５〜２．５ｍｍである、ステップと、
・Ｃ１ａｖ（１００）、Ｓｉ１ａｖ（１００）、Ｍｎ１ａｖ（１００）、Ａｌ１ａｖ（１００）、Ｃｒ１ａｖ（１００）を測定するステップであって、これらの量はそれぞれ、亜鉛又は亜鉛合金めっきの下の０〜１００マイクロメートルの鋼基板の領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量を示す、ステップと、次いで
・鋼（１）の係数ＣＳＩ１：
ＣＳＩ１＝Ｃ１ａｖ（１００）＋（Ｓｉ１ａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎ１ａｖ（１００）／１４）−（Ａｌ１ａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒ１ａｖ（１００）／１１）
を計算するステップと、次いで
・Ｉｍｉｎ〜１．１Ｉｍａｘの強度Ｉ１で少なくとも１０箇所の溶接部において抵抗スポット溶接を行うステップであって、Ｉｍｉｎは、前記抵抗スポット溶接部がせん断引張試験を受けたときに引抜き破壊が観察されることになる最小強度であり、Ｉｍａｘは、抵抗スポット溶接において観察される液体金属の散りが発生し始める強度である、ステップと、
・前記少なくとも１０箇所の溶接部から、前記深さ１００μｍ以上の液体金属脆性割れの平均数割れ１ａｖを測定するステップと、次いで前記測定時に割れ１ａｖが２を超える場合、
・ＴＳ＞９００ＭＰａの第２の亜鉛又は亜鉛合金めっき鋼板（２）を準備するステップであって、前記鋼板の厚さは鋼（１）の厚さと同じであり、鋼（２）の組成は、
ＣＳＩ２＜ＣＳＩ１−（（割れ１ａｖ−２）／２０）
となるように選択され、ＣＳＩ２＝Ｃ２ａｖ（１００）＋（Ｓｉ２ａｖ（１００）／３２）＋（Ｍｎ２ａｖ（１００）／１４）−（Ａｌ２ａｖ（１００）／４８）＋（Ｃｒ２ａｖ（１００）／１１）であり、Ｃ２ａｖ（１００）、Ｓｉ２ａｖ（１００）、Ｍｎ２ａｖ（１００）、Ａｌ２ａｖ（１００）、Ｃｒ２ａｖ（１００）はそれぞれ、前記亜鉛又は亜鉛合金めっきの下の０〜１００マイクロメートルの前記鋼（２）基材の領域Ｄ１００におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量を示す、ステップと、
・前記強度Ｉ１で鋼板（２）において抵抗スポット溶接を行うステップと
を含む、方法。
【請求項１８】
自動車両の構造部品の製造のための、請求項１〜１０のいずれか一項に従って製造された鋼板の使用。
【請求項１９】
自動車両の構造部品の製造のための、請求項１１〜１５のいずれか一項に記載の鋼板の使用。
【国際調査報告】
2020524743.tif 000007
2020524743.tif 000008
2020524743.tif 000009
2020524743.tif 000010
2020524743.tif 000011