優れた耐遅れ割れ性を有する鉄−炭素−マンガンオーステナイト系鋼板の製造方法、およびそのようにして製造された鋼板
耐遅れ割れ性に優れたオーステナイト系鋼板であって、上記鋼の組成物は、重量で表して、０．３５％＜Ｃ＜１．０５％、１５％＜Ｍｎ＜２６％、Ｓｉ＜３％、Ａｌ＜０．０５０％、Ｓ＜０．０３０％、Ｐ＜０．０８０％、Ｎ＜０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％＜Ｖ＜０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ＜０．５０％、０．０７０％＜Ｎｂ＜０．５０％、０．１４％＜Ｍｏ＜２％、０．０７０％＜Ｃｒ＜２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％＜Ｂ＜０．０１０％、Ｎｉ＜２％、Ｃｕ＜５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物であり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の上記少なくとも１つの金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％＜Ｖｐ＜０．４０％、０．０３０％＜Ｔｉｐ＜０．５０％、０．０４０％＜Ｎｂｐ＜０．４０％、０．１４％＜Ｍｏｐ＜０．４４％、０．０７０％＜Ｃｒｐ＜０．６％であり、一連の少なくとも５つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を表す水素含有量Ｈｍａｘと、量Ｘｐとは、重量で表して、（Ｉ）＜３．３の関係である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、極めて高い機械的特性、特に優れた耐遅れ割れ性と組み合わされた高い機械的強度を有する鉄−炭素−マンガンオーステナイト系鋼からの熱間圧延および冷間圧延板の製造に関する。
【背景技術】
【０００２】
燃料節約および衝突の場合の安全性を考慮して、高強度鋼が自動車分野においてますます使用される。このことは、高い延性と高い引張強度を併せ持つ構造材料の使用を必要とする。これらの要求に満たすために、仏国特許第２，８２９，７７５号明細書は、熱間圧延あるいは冷間圧延可能であり、そして１２００ＭＰａを超え得る強度を有する、主要元素として鉄、炭素（２％まで）およびマンガン（１０％〜４０％）を有する例えばオーステナイト系合金を開示している。これらの鋼の変形モードは充分に高い積層欠陥エネルギーに対しては積層欠陥エネルギーのみに依存し、機械的変形の観察されるモードは双晶形成によるものであり、高加工硬化性を生じる。転位の伝播に対する障害として作用することにより、双晶は流動応力を増大させる。しかし、積層欠陥エネルギーがある限界を超える場合には、完全な転位滑りが主な変形機構となり、そして加工硬化性は低下する。前述の特許明細書は、積層欠陥エネルギーが極めて高い機械的強度と組み合わされて高加工硬化性が観察されるようなものであるＦｅ−Ｃ−Ｍｎ鋼を開示している。
【０００３】
さらに、変形後に高引張残留応力が残存しがちなので、遅れ割れに対する感受性は、特に冷間形成操作後に機械的強度と共に増加するということが知られている。この金属中に場合によっては存在する原子状水素と組み合わされて、これらの応力は遅れ割れ、すなわち、変形後のある時間に起こる割れを生じやすい。水素は、結晶格子欠陥、例えばマトリックス／介在物界面、双晶境界および粒界への拡散により進行的に蓄積し得る。水素がある時間後に臨界濃度に達する場合に有害になり得るのは、粒界の領域においてである。一定の粒度のために、臨界レベルに達するのに必要な時間は、移動可能な水素の初期濃度、残留応力分布場の強度および水素拡散の動力学に依存する。
【０００４】
特定の状況では、少量の水素が、化学的酸洗いまたは電気化学的酸洗い、特別な雰囲気下の焼鈍、電気めっきまたは溶融亜鉛めっきなどの鋼製造のいくつかの段階で、およびプラズマ真空蒸着（ＰＶＤ）中に導入され得る。潤滑油およびグリースを使用する次の機械加工操作は、また、高温でこれらの物質の分解後に水素生成の原因となる可能性がある。
【０００５】
例えば、中炭素鋼からなるボルトの製造において、遅れ割れに出くわす可能性があり、その製造は、冷間鍛造工程を含む。
【０００６】
米国特許第６，２６１，３８８号明細書は、ボルト、ギヤまたはシャフト用ワイヤーおよびバーの製造のための冷間鍛造鋼を開示している。組成物の主な元素は、次のとおりである。Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１％、Ｓｉ＜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％。マトリックスは、粒子結晶粒粗大化を制限するための微細ＴｉまたはＮｂ炭窒化物を含む。１０００〜１４００ＭＰａの最大引張強度（ＵＴＳ）を有する鋼の良好な耐遅れ割れ性は、Ｃｒに富む高密度な度合いを形成することによって得られ、それにより、耐腐食性を増大させ、したがって、腐食工程で生成される水素量を低減する。硫黄およびリンの低減は、また、耐遅れ割れ性を増大させるための解決策として発見された。しかし、これらの解決策は、ミクロ構造が本明細書で検討される完全オーステナイト鋼と全く異なる急冷および焼き戻された鋼に対応している。
【０００７】
さらに、鋼の耐性のレベルに応じて、遅れ割れに対する感受性を低減するために焼鈍処理が行われてもよいことが知られている。鉄および鋼上の電解析出に関係するＩＳＯ標準２０８１−１９８６は、ボルト用高強度マルテンサイト鋼での焼鈍処理を定義している。焼鈍温度θおよび滞留時間ｔは、鋼の耐性とともに増大する。最も耐性のある鋼のために、θ＝１５０〜２２０℃、ｔ＝２４時間での焼鈍処理が、水素拡散を引き起こすことが推奨されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】仏国特許第２，８２９，７７５号明細書
【特許文献２】米国特許第６，２６１，３８８号明細書
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】ＩＳＯ標準２０８１−１９８６
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかし、文献は、これらの処理が、未加工の形態の板または帯鋼に適用される被覆物に適用可能でないことを示す。さらに、これらの処理は、低い延性を有するが、上記オーステナイト系Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ合金ではない中炭素マルテンサイト系鋼を扱い、その組成物は全く異なっている。マルテンサイトと比較される場合、水素拡散係数が、オーステナイトにおいて非常に異なることも知られている。
【００１１】
したがって、優れた耐遅れ割れ性と組み合わされた極めて高い強度および延性を有する部品の製造のために、熱間圧延または冷間圧延鋼板または帯鋼を有する必要がある。鋼板は、裸または亜鉛被覆されるべきである。高引張残留応力が冷間形成された部品にある場合でさえ、高い耐遅れ割れ性が得られるべきである。
【００１２】
靱性などの他の特性を低下することなく、耐遅れ割れ性を増大させるための単純な工程を提供する必要もある。
【００１３】
したがって、本発明の目的は、９００ＭＰａより高い最大引張強度、５０％より高い破断伸びを有し、冷間形成に特に適切な、製造または使用のすべての段階で極めて高い耐遅れ割れ性を有する熱間圧延または冷間圧延鋼板または帯鋼を提供することである。
【００１４】
本発明の目的は、さらに耐遅れ割れ性が単純な金属組織観察で評価されることができる被覆製品を提供することである。
【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１つの主題は、オーステナイト系鋼板または帯鋼であり、その化学組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％であり、水素含有量Ｈｍａｘと量Ｘｐとは、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ≦３．３の関係であり、この比率では、ＨｍａｘおよびＸｐの含有量は、同じ重量単位で表される、オーステナイト系鋼板または帯鋼である。
【００１６】
水素含有量Ｈｍａｘと量Ｘｐとは、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ≦２．５の関係であることが好ましい。
【００１７】
好ましい実施形態によれば、鋼板または帯鋼は、亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物で製造され、元素Ｙは、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇのうちの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎでない。
【００１８】
本発明の他の目的は、ベース鋼上で亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を有する上記ベース鋼を含む被覆鋼板であって、元素Ｙは、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎではなく、ベース鋼の組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％であり、被覆物の厚さは、５０μｍ以下であり、被覆物は、上記基材との界面に、鉄およびマンガンに富むＺｎ合金層を含み、合金層の厚さは、１μｍ以上である、被覆鋼板である。
【００１９】
合金層の厚さは、４μｍ以上であることが好ましい。
【００２０】
好ましい実施形態によれば、合金層の厚さは、７μｍ以上である。
【００２１】
ベース鋼上に亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を有するベース鋼を含む鋼板は、鋼と亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物との間で水素バリアの機能を果たす金属被覆物層を含むことが好ましい。
【００２２】
金属被覆物層の金属は、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、ＷまたはＡｌ、またはこれらの上記金属系合金から選択されることが好ましい。
【００２３】
好ましい実施形態によれば、金属被覆物層は、０．１〜１μｍの厚さを有する。
【００２４】
鋼の組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦０．５０％のＣを含むことが好ましい。
【００２５】
他の好ましい実施形態によれば、鋼組成物は、０．５０％＜Ｃ≦０．７０％のＣを含む。
【００２６】
鋼の組成物は、重量で表して、０．７０％＜Ｃ≦１．０５％のＣを含むことが好ましい。
【００２７】
好ましい実施形態によれば、鋼の組成物は、１７％≦Ｍｎ≦２４％のＭｎを含む。
【００２８】
鋼の組成物は、重量で表して、１６％≦Ｍｎ≦１９％のＭｎを含むことが好ましい。
【００２９】
有利には、鋼組成物は、０．０７０％≦Ｖ≦０．４０％のＶを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のバナジウムＶｐの量は、０．０７０％≦Ｖｐ≦０．１４０％である。
【００３０】
鋼組成物は、０．０６０％≦Ｔｉ≦０．４０％のＴｉを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のチタンＴｉｐの量は、０．０６０％≦Ｔｉｐ≦０．１１０％であることが好ましい。
【００３１】
好ましい実施形態によれば、鋼組成物は、０．０９０％≦Ｎｂ≦０．４０％のＮｂを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のニオブＮｂｐの量は、０．０９０％≦Ｎｂｐ≦０．２００％である。
【００３２】
鋼組成物は、０．２０％≦Ｍｏ≦１．８％のＭｏを含み、析出した炭化物の形態のモリブデンＭｏｐの量は、０．２０％≦Ｍｏｐ≦０．３５％であることが好ましい。
【００３３】
上記炭化物、窒化物、炭窒化物の平均寸法
【数１】
は、７〜２０ナノメートルであることが好ましい。
【００３４】
有利には、上記炭化物、窒化物、炭窒化物の集団の少なくとも７５％は、粒内位置にある。
【００３５】
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼に、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物である組成物を供給することと、
鋼を半完成製品の形態で鋳造し、半完成製品を再加熱し、半完成製品を圧延終了温度まで熱間圧延を行って、板を得、板をコイル化し、場合によっては冷間圧延および焼鈍を行い、再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、焼鈍温度は、選択されて、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の次の量Ｘｐ：０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％を得ることと、
一連の少なくとも５つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を示す浸漬後の水素含有量Ｈｍａｘと、量Ｘｐとが、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３を満足するように、板は、少なくとも１５秒の時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで浸漬される少なくとも１つの浸漬処理を行うこととを含む製造方法である。
【００３６】
温度θおよび時間ｔは、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜２．５のように選択されることが好ましい。
【００３７】
半完成製品は、５〜２０日の時間、９００〜１０００℃の温度で熱処理されることが好ましい。
【００３８】
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
裸の鋼板を供給し、組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％であることと、
２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で上記板を浸漬することとを含む製造方法である。
【００３９】
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す被覆鋼帯鋼または板の製造方法であって、
ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆鋼帯鋼または板を供給し、元素Ｙは、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎではなく、鋼組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％であることと、
時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で帯鋼または板を浸漬し、温度および時間は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することとを含む製造方法である。
【００４０】
本発明は、また、目的として、優れた耐遅れ割れ性を示す熱間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなる、鋼組成物を供給することと、
上記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
上記半完成製品を１１００〜１３００℃の温度に加熱することと、
８９０℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
上記板を５８０℃より低い温度でコイル化することと、
ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物で上記板を被覆することと、
上記被覆板上で少なくとも１つの浸漬処理を行い、上記浸漬は、時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、上記温度および時間は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することとを含む製造方法を有する。
【００４１】
本発明は、さらに目的として、優れた耐遅れ割れ性を示す冷間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
上記のような鋼組成物を供給することと、
上記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
上記半完成製品を１１００〜１３００℃の温度に加熱することと、
８９０℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
上記板を５８０℃より低い温度でコイル化することと、
上記板の少なくとも１つの冷間圧延を行うことと、
上記板の少なくとも１つの焼鈍処理を行い、上記処理は、７００〜８７０℃の温度Ｔｓで、３０〜１８０秒の時間、２〜１０℃／秒の加熱速度Ｖｈと、１０〜５０℃／秒の冷却速度とを含むことと、
上記板をＺｎまたはＺｎ−Ｙ被覆物で被覆することと、
上記被覆板上で少なくとも１つの浸漬処理を行い、上記浸漬は、時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、上記温度および時間は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することと
を含む製造方法を有する。
【００４２】
時間および温度は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２４５０を満足することが好ましい。
【００４３】
有利には、時間および温度は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２７５０を満足する。
【００４４】
浸漬温度θは、再結晶温度未満であることが好ましい。
【００４５】
浸漬は、連続焼鈍によって行われることが好ましい。
【００４６】
好ましい実施形態によれば、浸漬は、バッチ焼鈍によって行われる。
【００４７】
浸漬処理は、オープンコイル焼鈍によって行われることが好ましい。
【００４８】
他の好ましい実施形態によれば、浸漬は、誘導加熱によって行われる。
【００４９】
加熱は、横断方向電磁場で行われることが好ましい。
【００５０】
本発明は、また、上記ステップによる製造方法を目的のために有し、鋼板は、冷間形成されて部品を得て、浸漬は、部品の冷間形成の前または後に行われることを特徴とする。
【００５１】
本発明は、また、目的として、自動車分野での構造部品、補強要素または外部部品の製造への、上記記載の、または上記記載による方法によって製造される、オーステナイト系鋼板の使用を有する。
【００５２】
本発明の更なる特徴および利点は、実施例として示される下記の説明の過程および添付図面で明らかとなるであろう。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】被覆物特性が本発明に相当しないＺｎ被覆鋼板を示す。
【図２】図１の場合による被覆物および基板中のいくつかの元素：Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｈの分布を示す。
【図３】被覆物特性が本発明によるものであるＺｎ被覆鋼板を示す。
【図４】図３の場合による被覆物および基板中のいくつかの元素：Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｈの分布を示す。
【発明を実施するための形態】
【００５４】
本発明者らは、多数の試みの後で、次の条件を観察することにより上述の種々の要求が対処可能であるということを理解した。
【００５５】
鋼の化学組成に関しては、炭素がミクロ構造の形成と機械的特性において極めて重要な役割を果たす。炭素は、積層欠陥エネルギーを増大させ、そしてオーステナイト相の安定性を促進する。１５重量％〜２６重量％の範囲のマンガン含有量と組み合わせられると、この安定性は、０．３５％以上の炭素含有量に対して達成される。しかし、１．０５％を超える炭素含有量に対しては、工業的な製造時のある熱処理の間の炭化物の過度の析出を防止することが困難となり、この析出が延性を低下させる。
【００５６】
好ましくは、充分な炭化物または炭窒化物の析出と組み合わせられた充分な強度を得るには、炭素含有量は、０．３５重量％〜０．５０重量％である。
【００５７】
炭素含有量が０．５０％より高く、０．７０％以下である場合、最大引張強度（ＵＴＳ）は、９００ＭＰａより高く、炭化物および炭窒化物は、最善の方法で析出する。
【００５８】
炭素含有量が０．７０％より高く、１．０５％以下である場合、強度は、１０５０ＭＰａより高い。
【００５９】
マンガンも強度の増大、積層欠陥エネルギーの増大およびオーステナイト相の安定化に必須の元素である。この含有量が１５％未満であると、変形性を極めて著しく低下させるマルテンサイトを形成する危険性がある。さらには、マンガン含有量が２６％を超えると、室温における最大引張強度は低下する。加えて、コストの理由のために、マンガン含有量が高いことは望ましくない。
【００６０】
積層欠陥エネルギーを最適化し、冷間変形の影響下でのマルテンサイトの形成を防止するためには、好ましくは、マンガン含有量は１７％〜２４％である。さらには、マンガン含有量が２４％を超えると、双晶形成による変形モードは完全な転位滑りによる変形モードよりも不利である。
【００６１】
他の好ましい実施形態によれば、マンガン含有量は、１６〜１９％である。炭素含有量が０．７０〜１．０５％である場合、積層欠陥エネルギーは最適であるので、この範囲は特によく適している。
【００６２】
アルミニウムは、鋼の脱酸素に特に有効な元素である。炭素のように、アルミニウムは、積層欠陥エネルギーを増大させる。しかし、マンガンが液体鉄中の窒素の溶解性を増大させるために、アルミニウムは、高マンガン含有量を有する鋼中に過剰に存在する場合には障害となる。過剰に大量のアルミニウムが、鋼中に存在すると、アルミニウムと結合する窒素は、アルミニウム窒化物の形で析出し、これは、粒界のマイグレーションを阻害し、連続鋳造における割れの危険性を極めて著しく増大させる。０．０５０％以下のＡｌ含有量は、ＡＩＮの析出を防止する。
【００６３】
したがって、この析出と固化時の体積欠陥（ブローホール）の形成を妨げるためには、窒素含有量は、０．１％以下でなければならない。加えて、水素トラッピングに無効である粗い析出物を生じる恐れがあるので、窒素含有量は０．１％を超えてはならない。
【００６４】
ケイ素も鋼の脱酸素および固相硬化に有効な元素である。しかし、３％の含有量よりも上では、ケイ素は伸びを低下させ、しかるべき組み立て工程時に望ましくない酸化物を形成する傾向があり、したがって、この限界未満に保たれなければならない。
【００６５】
硫黄およびリンは、粒界を脆化する不純物である。充分な熱間延性を維持するには、これらの含有量は、それぞれ、０．０３０％および０．０８０％を超えてはならない。
【００６６】
場合によっては、ホウ素は、０．０００５％〜０．０１０％の量で添加され得る。この元素は、オーステナイト系粒界で偏析し、これらの凝集を増大させる。０．０００５％よりも下では、この効果は得られない。０．０１０％よりも上では、ホウ素は、ホウ炭化物の形態で析出し、この効果は飽和する。
【００６７】
ニッケルは、固溶硬化により鋼の強度を増大させるのに場合によっては使用され得る。ニッケルは、高破断時伸びの達成に寄与し、靭性を増大させる。しかし、再びコストの理由のために、ニッケル含有量を２％以下の最大含有量に制限することが望ましい。
【００６８】
同様に、場合によっては、５％を超えない含有量で銅を添加することは、銅金属の析出により鋼を硬化する一つの手段である。しかし、この限界よりも上では、銅は、熱間圧延鋼板中の表面欠陥の出現の原因となる。
【００６９】
析出物を形成することが可能である金属元素、例えば、バナジウム、チタン、ニオブ、クロムおよびモリブデンは、水素の含有量と関連して本発明の文脈内で重要な役割を果たす。これは、遅れ割れが、特にオーステナイト系粒界における水素の過剰の局所濃縮により引き起こされるためである。本発明者らは、本発明においてはっきりと規定されているタイプの析出物、性状、量、大きさおよび分布が遅れ割れに対する感受性を極めて著しく低下させ、延性および靭性を低下させることなく感受性を低下させるということが分かった。
【００７０】
本発明者らは、最初に、析出したバナジウム、チタンまたはニオブの炭化物、窒化物または炭窒化物が水素トラップとして極めて有効であるということを実証した。クロムまたはモリブデン炭化物も、この役割を果たし得る。したがって、室温においては、この水素は、これらの析出物とマトリックスとの間の界面で不可逆的にトラップされる。しかし、析出物の形態の金属元素の量が、析出物の性状および合計最大水素含有量に依存する臨界的な含量に等しいか、あるいはそれ以上であるためには、しかるべき工業的な条件下で遭遇し得る残存水素のトラッピングを確実なものとすることが必要である。炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物の形態の金属元素の量は、バナジウム、チタンおよびニオブの場合にはそれぞれＶｐ、ＴｉｐおよびＮｂｐにより表され、そして炭化物の形態のクロムおよびモリブデンの場合にはＣｒｐおよびＭｏｐにより表される。より一般的には、これらの金属元素（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ）は、「Ｘ」によって表され、析出物の形態の対応量は、「Ｘｐ」によって表される。
【００７１】
この関連で、この鋼は、
量が０．０５０重量％〜０．５０重量％で、析出物の形態での量Ｖｐが０．０３０重量％〜０．４０重量％であるバナジウム（好ましくは、バナジウム含有量は、０．０７０％〜０．４０％であり、量Ｖｐは、０．０７０重量％〜０．１４０重量％である）、
量が０．０４０重量％〜０．５０重量％で、析出物の形態での量Ｔｉｐが０．０３０％〜０．５０％であるチタン（好ましくは、チタン含有量は、０．０６０％〜０．４０％であり、量Ｔｉｐは、０．０６０重量％〜０．１１０重量％である）、
量が０．０７０重量％〜０．５０重量％で、析出物の形態での量Ｎｂｐが０．０４０％〜０．４０％であるニオブ（好ましくは、ニオブ含有量は、０．０９０％〜０．４０％であり、量Ｎｂｐは、０．０９０重量％〜０．２００重量％である）、
量が０．０７０重量％〜２重量％で、析出物の形態での量Ｃｒｐが、０．０７０％〜０．６％であるクロム、
量が０．１４重量％〜２重量％で、析出物の形態での量Ｍｏｐが０．１４％〜０．４４％であるモリブデン（好ましくは、モリブデン含有量は、０．２０％〜１．８％であり、量Ｍｏｐは０．２０％〜０．３５％である）
から選択される１つ以上の金属元素Ｘを含有する。
【００７２】
これらの種々の元素に対して表される最小値（例えば、バナジウムの場合には、０．０５０％）は、製造の加熱サイクル中で析出物を形成するのに必要とされる添加量に対応する。さらに多量の析出物を得るには、好ましい最小含有量（例えば、バナジウムの場合には、０．０７０％）が推奨される。
【００７３】
これらの種々の元素に対して表される最大値（例えば、バナジウムの場合には、０．５０％）は、過剰の析出、または機械的性質を低下させる不適切な形態での析出、または本発明の不経済な実施に対応する。元素の添加を最適化するには、好ましい最大含有量（例えば、バナジウムの場合には、０．４０％）が推奨される。
【００７４】
析出物の形態での金属元素の最小値（例えば、バナジウムの場合には、０．０３０％）は、遅れ割れに対する感受性を有効に低下させることを必要とする析出物の最小量に対応する。特に高い耐遅れ割れ性を得るには、好ましい最小量（例えば、バナジウムの場合には、０．０７０％）が推奨される。
【００７５】
析出物の形態での金属元素の最大値（例えば、バナジウムの場合には、０．４０％）は、延性または靭性の劣化を示し、破壊は、析出物上で開始する。さらには、この最大値よりも上では、著しい析出が起こり、これは、冷間圧延後の連続焼鈍熱処理時に完全な再結晶化を防止し得る。
【００７６】
延性が可能な限り維持され、得られる析出物が焼鈍条件下で再結晶化に適合性であるには、析出物の形態での好ましい最大含有量（例えば、バナジウムの場合には、０．１４０％）が推奨される。
【００７７】
本発明者らは、Ｘｐに対する水素含有量（Ｈｍａｘ×１０００）の比率が３．３以下である場合、優れた耐遅れ割れ性が得られることを示した。この比率では、ＨｍａｘおよびＸｐ含有量は、同じ重量単位で表される。異なる元素Ｘが析出物の形態で存在するなら、比率１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐの量Ｘｐは、析出された異なる量の合計を示す。
【００７８】
この比率が２．５以下である場合、特に高い耐遅れ割れ性が得られる。したがって、あるレベルより低く水素含有量Ｈｍａｘを維持しなければならないように見え、このレベルは、上記金属析出物の量に応じる。
【００７９】
Ｈｍａｘは、特に、ＺｎまたはＺｎ合金被覆物を有する、鋼板、裸の鋼板または被覆鋼板上で測定されることが可能な合計水素を示す。「合計」水素の用語は、本明細書において、「拡散性」水素との対照で使用され、例えば、２００℃の温度で、純乾燥窒素の流れで脱ガスすることによって、例えば、フェライト鋼中で測定されることができる。しかし、オーステナイト鋼中の水素の拡散がフェライト鋼中でよりもはるかに低いので、拡散性水素とトラップ水素との区別は、実験的に得ることは明白でない。さらに、本発明者らは、全水素、つまり、拡散性水素とトラップ水素を測定することが、拡散性水素のみが現在の技術で測定される場合より、遅れ割れとのより信頼できる相関性を付与することを経験した。Ｈｍａｘの測定は、下記のとおりである。試料を充分な寸法に切断し、少なくとも１ｇの重量を付与する。誤った値をもたらす可能性があるあらゆる汚染を回避するために洗浄乾燥した後、試料は、純窒素の流れに置かれたチャンバー内で溶融される充分な高温で加熱される。セルは、気体の熱伝導性を測定し、水素の割合を検知する。これは、水素測定のための通常の手順に相当する。
【００８０】
この水素測定は、少なくとも５つの異なる試料で行われる。値Ｈｍａｘは、これらの異なる測定から得られる平均値
【数２】
ではなく、個々のすべての水素測定の最大値を示す。本発明者らは、比率Ｈｍａｘ／Ｘｐと耐水素割れ性との間で強い相関性を示し、一方、比率
【数３】
との相関性は、満足されなかった。
【００８１】
さらには、本発明者らは、過剰に大きい平均の析出物の大きさがトラッピングの有効性を低下させるということが分かった。語句「平均の析出物の大きさ」は、例えば抽出レプリカを用い、続いて透過型電子顕微鏡観察により測定可能な大きさを意味すると本明細書では理解される。各析出物の直径（球形または殆ど球形の析出物の場合）または最長長さ（不規則形状の析出物の場合）が測定され、次にこれらの析出物に対する大きさの分布ヒストグラムが生成され、これから粒子の統計的に代表的な数、例えば、４００より大きい数を計数することにより平均
【数４】
が計算される。平均寸法
【数５】
が２０ナノメートルを超える場合は、析出物とマトリックスとの間の界面面積の減少により水素トラッピングの有効性は減少する。所与の析出物の量に対しては、２０ナノメートルを超える平均の析出物の大きさも存在する析出物の密度を低下させ、したがって、トラッピング部位の間の距離を過度に増大させる。水素トラッピングのための界面面積も低下する。
【００８２】
しかし、平均粒子径
【数６】
が７ナノメートル未満である場合には、析出物は、マトリックスとコヒーレントになるように形成し、したがってトラッピング能を低下させる傾向を有する。これらの極めて微細な析出物を制御する困難性も増大する。この平均値は、ナノメートルのオーダーの大きさを有する多数の極めて微細な析出物の存在を含み得る。
【００８３】
本発明者らは、遅れ割れに対する感受性を低下させるのに、析出物が粒内位置に有利に位置するということも分かった。これは、析出物の集団の少なくとも７５％が粒内位置に在る場合、場合によっては存在する水素が脆化の潜在的な部位であるオーステナイト系粒界に蓄積せずにさらに均一に分布するためである。
【００８４】
元素ＹがＮｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎでない亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物によって被覆された上記組成物の鋼板または帯鋼の場合には、帯鋼または鋼板の一方または両方において、被覆物の厚さは、５０μｍ以下であり、本発明者らは、この被覆物が、１μｍの最小厚さを有する特定の合金層を含み、鉄に富む（層中に少なくとも６重量％の鉄を意味する）およびマンガンに富む（層中に少なくとも１．７重量％のＭｎを意味する）この層が、鋼基板と亜鉛または亜鉛−Ｙ合金層との界面に位置する場合、優れた耐遅れ割れ性が得られることを示した。
【００８５】
この合金層の厚さが４μｍより大きい場合、向上された耐遅れ割れ性が得られ、厚さが７μｍより大きい場合最適である。被覆物の全体が、向上された耐遅れ割れ性のための合金層によって構成されることができるので、上限は固定されない。理論に縛られることなく、この合金層の形成が、水素分布の均質化を向上するとともに、後述するように、被覆物と基板との界面に存在する可能性がある水素ピークを平らにすることが考えられる。
【００８６】
本発明による製造方法は、次の通り行われる。鋼は以下の組成物で製錬される。０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製錬に伴う不可避の不純物とからなる。製錬後に、鋼は、半完成製品（例えば、スラブ）の形態で鋳造される。場合によっては、この半完成製品は、５〜２０日の時間、９００〜１０００℃の温度で熱処理されてもよい。この熱処理は、水素の極めて低いレベルおよび最終製品の向上された耐遅れ割れ性を得ることを可能にする。
【００８７】
鋼半完成製品は、例えば、２から５〜１０ｍｍの厚さを有する帯鋼または鋼板を得るために再加熱され、熱間圧延、コイル化される。この帯鋼または鋼板は、場合によっては、０．２ｍｍ〜数ミリメートルの厚さに冷間圧延され、すなわち、再結晶を得るために連続焼鈍によって焼鈍される。
【００８８】
熱間圧延前の再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、および冷間圧延板の場合の焼鈍温度は、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態で金属元素の次の量Ｘｐの析出物を得るように選択される。０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６。
【００８９】
特に、熱間圧延帯鋼に関して、コイル化温度は、Ｘｐの析出の動力学が等温保持の状態で最大である範囲で選択されるであろう。半完成製品の再加熱が、１１００〜１３００℃である場合、圧延終了温度が８９０℃以上である場合、およびコイル化温度が５８０℃未満である場合、適切な析出物が得られる。
【００９０】
最終製品が、冷間圧延帯鋼である場合、熱間圧延前の再加熱温度、圧延終了温度およびコイル化温度は、ホットコイル中の析出物の量を最小限にするように選択され、それにより、冷間圧延を促進する。再結晶のための連続焼鈍温度は、次いで、Ｘｐの析出物を最大限にするように選択される。
【００９１】
上記パラメーターは、析出物の量に関して、次の好ましい範囲を得るためにより具体的に選択される。Ｘｐ：０．０７０％≦Ｖｐ≦０．１４０％、０．０６０％≦Ｔｉｐ≦０．１１０％、０．０９０％≦Ｎｂｐ≦０．２００％、０．２０％≦Ｍｏｐ≦０．３５％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％。
【００９２】
本発明によれば、浸漬後の鋼板の水素含有量Ｈｍａｘおよび量Ｘｐが、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３を満足するように、帯鋼または鋼板は、熱間圧延状態、または熱間圧延状態次いで冷間圧延状態、または熱間圧延状態次いで冷間圧延状態および焼鈍状態で（冷間圧延工程および焼鈍工程は、最終的には１回より多く行われる）、次いで、少なくとも１５秒の時間ｔに、２５０〜９００℃の温度θで浸漬される。
【００９３】
上述するように、Ｈｍａｘは、少なくとも５つの異なる水素測定から測定される最大値を示す。
【００９４】
この浸漬処理は、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３が、これらの各浸漬処理の終わりに留意されるという条件で、製造サイクルで１回または数回行われてもよい。
【００９５】
２５０℃未満の浸漬温度θで、または１５秒未満の時間、耐遅れ割れ性における向上は観察されない。９００℃より高いと、粒成長は速く、降伏強度に対する不利益な影響を生じる。
【００９６】
組み合わせ（θ、ｔ）が、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３である場合、耐遅れ割れ性は非常に向上される。組み合わせ（θ、ｔ）が１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜２．５である場合、耐遅れ割れ性は極めて高い。
【００９７】
上記組成物を有する鋼板が、亜鉛または亜鉛−Ｙ合金によって被覆される場合、発明者らは、浸漬処理用パラメーター（θ、ｔ）がθＬｎ（ｔ）≧２２００、θが℃、ｔが秒である場合、耐遅れ割れ性の向上が得られることがわかった。
【００９８】
従来技術に反して、この浸漬処理は、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆鋼板上で行われ、鋼基板は、オーステナイト系構造を有する。さらに、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆製品上での浸漬処理は、基板とＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物との界面で鉄と合金とされた層の形成を防止するために、従来低温で行われる。この層は、マルテンサイト基板からのいかなる水素除去も妨げると考えられる。本発明者らは、そのような合金層の存在が、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金上層から存在するオーステナイト基板への水素拡散に対する障害の役割をすることが可能であるので、存在するオーステナイト基板の耐遅れ割れ性には実際には有益であることが分かった。このように、上記受けた浸漬条件は、基板界面での合金層の形成、および基板および被覆物からの水素脱ガス量を制御する。
【００９９】
θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２４５０である場合、高い耐遅れ割れ性が得られ、θ（℃）Ｌｎ＞（ｔ（ｓ））≧２７５０である場合、非常に高い耐遅れ割れ性が観察される。これらの特定の浸漬条件は、鋼基板と、上記亜鉛または亜鉛−Ｙ層との界面での鉄およびマンガンに富む層の形成と関連する。
【０１００】
これら３つの浸漬条件（θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００、２４５０または２７５０）によれば、それぞれ１μｍ、４μｍおよび７μｍの最小厚さを有するＦｅおよびＭｎに富む層が形成される。
【０１０１】
裸の鋼板または被覆鋼板のための浸漬処理は、次の特徴で行われる。
【０１０２】
浸漬の間の−３０℃より低い露点を有する乾燥雰囲気
材料からの水素脱ガスのための駆動力を向上するために、純窒素またはアルゴン雰囲気を使用することによる、水素の最低割合
処理中に材料からの水素を富ませて、このようにして、脱ガス効率を限定することが可能な静的または滞留雰囲気と対照的な再生成された雰囲気の動的循環。
【０１０３】
浸漬処理は、再結晶を得る目的でないので、鋼の再結晶温度ＴＲより低い温度θを限定することは有利である。
【０１０４】
本発明の特定の条件における浸漬は、理論に縛られることなく、被覆鋼板に次の効果を有する：
被覆物およびオーステナイト基板と被覆物との界面からの水素脱ガス、
鋼板の厚さによる水素分布の均質化、
上記特定の金属析出物上の存在するオーステナイト基板中での水素トラッピングの活性化、
残留非合金ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物、またはさらなる処理に由来する水素に対する障害の役割をするＦｅおよびＭｎに富むＺｎの合金層の形成。
【０１０５】
浸漬処理は、例えば、連続焼鈍、バッチ焼鈍、誘導加熱による焼鈍などの異なる方法によって行われてもよい。好ましい実施形態によれば、浸漬処理は、バッチ焼鈍によって行われてもよく、つまり、鋼板は、一般的に、コイルの形態であり、焼鈍炉に対して静止している。
【０１０６】
特定の実施形態によれば、この浸漬処理は、オープンコイル焼鈍によって有利に行われてもよい。これは、鋼板が、コイルの個々の連続ラップの間で分離して巻き付けられる技術を参照する。結果として、分離は、より容易な気体循環および交換を可能にする。コイル分離は、気体が、焼鈍および被覆物からのより容易な脱ガスの間に鋼板間で循環することを可能とする。
【０１０７】
他の特定の実施形態によれば、浸漬処理は、誘導加熱板または部品によって行われてもよい。上記鋼組成物が、磁性であるので、誘導加熱は、横断方向フラックスインダクタで有利に行われることが可能である。誘導コイルは、加熱する鋼板または部品の一方または両方に置かれる。磁界のラインは、長手方向および相対移動に垂直である。特定の利点は、鋼板または部品が薄く、横断方向フラックスインダクタで効率的で一様に加熱されるので、この加熱モードから得られる。
【０１０８】
他の特定の実施形態によれば、本発明の条件における浸漬は、鋼板から取り出され、例えば、スタンピング（ｓｔａｍｐｉｎｇ）によって冷間形成された部品上で行われてもよい。このように、熱処理が、水素脱ガスおよび被覆鋼の場合の界面合金層の形成を引き起こすだけでなく、部品の冷間形成中に導入される残留応力を効率的に低減する。
【０１０９】
また、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金板の場合には、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物と、鋼基板との間の薄い中間金属層も、その堆積に使用される方法が水素の低いピックアップをもたらす、耐遅れ割れ性の向上に使用されることができる。この薄い金属中間層は、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物、またはさらなる処理に由来する可能性がある水素に対する障害の役割をする。
【０１１０】
製造工程は、下記のどおりである。上記組成物の裸の鋼板は、厚さが、例えば、０．１〜１μｍの範囲の薄い金属被覆物で被覆される。この薄い層の金属は、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、ＷまたはＡｌ、または、これらの金属系合金であってもよい。この被覆物は、例えば、電気めっきまたはＰＶＤなどの方法によって行われてもよく、条件は、水素ピックアップを限定するためになされる。その後、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆は、電気めっきによって行われる。
【０１１１】
非限定的な実施例によって、次の結果は、本発明によりもたらされる有利な特徴を示す。
【実施例】
【０１１２】
以下の表１に付与された組成物を有する鋼が作製された。鋼Ｄは、さらなる水素トラップのために析出することが可能である金属元素Ｘをほとんど有さない。鋼は製錬され、半完成製品の形態で鋳造された。これらは、１１８０℃で再加熱され、９５０℃の圧延終了温度で、２．５〜３．５ｍｍの厚さに熱間圧延され、さらに、５００℃未満の温度でコイル化された。得られた帯鋼は、さらに、１〜１．５ｍｍの厚さに冷間圧延された。帯鋼は、連続焼鈍処理を受けた。帯鋼のうちのいくつかは、被覆されていない状態でテストされ、他のもの（組成物Ａ〜Ｃ）は、さらに、連続焼鈍後に被覆され、そのような状態でテストされた。被覆されていない状態または被覆された状態での詳細および結果は、以下に表される。
【表１】
【０１１３】
被覆されていない帯鋼または鋼板
冷間圧延板はすべて、オーステナイト系ミクロ構造の充分な再結晶を得るために、７４０℃〜８１０℃の浸漬温度で連続的に焼鈍された。処理は、３℃／秒の加熱速度での加熱、および２５℃／秒の冷却速度での冷却を含んでいた。ある場合には、同じ組成物のいくつかの冷間圧延板が、異なる条件で焼鈍された。参照符号Ａ１、Ａ２、Ａ３は、例えば、条件１、２、３で焼鈍された組成物Ａの鋼板を示す。Ａ５およびＣ２と称する２枚の鋼板について、バッチ焼鈍によるさらなる浸漬は、冷間圧延および連続焼鈍された鋼板上で行われた。処理の異なる温度（θ）および時間（ｔ）が表２に示される。
【０１１４】
焼鈍雰囲気の気体中で異なる処理条件、すなわち露点または水素含有量を使用することによって、水素含有量は変えられた。表２は、水素含有量Ｈｍａｘおよびバナジウム炭窒化物の形態で本明細書で析出物の量Ｘｐを示し、それは、浸漬後に鋼板上で測定された。本発明に対応する処理（連続またはバッチ焼鈍）は、すべて、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われた。量Ｘｐは、選択的化学溶解、その後のＩＣＰ−ＯＥＳ（誘導結合プラズマ−発光分光法）分析法によって様々な鋼板において決定された。Ｈｍａｘは、５つの試料を使用して、上記説明された方法によって測定された。平均寸法および粒界に対する局在性などの析出物の他の特性は、透過型電子顕微鏡を使用して観察される抽出レプリカに基づいて測定された。
【表２】
【０１１５】
表３は、これらの条件の下で得られた機械的特性、最大引張強度（ＵＴＳ）および破断伸びＡを示す。さらに、直径１３５ｍｍの円形ブランクが、板から切断された。次いで、これらのブランクは、直径７５ｍｍのパンチを使用して、平底のカップ（カップテスト）を得るように十分に引き抜かれた。成形後、カップの弾性スプリングバックは、その直径を８３ｍｍに増加させる。このように、テスト（つまり、パンチ直径に対する最初のブランク径の比率）の重大性を特徴づける要因βは、１．８であった。カップは、深絞り（ｄｅｅｐ ｄｒａｗｉｎｇ）モードで変形され、それは、特に、カップ縁で、局部的に高い残留応力を生じる。応力の補足源として、カップは、それらの直径を７５ｍｍに低減する弾性圧縮を受けた。主な応力が、破断応力の大きさの程度であるので、これらの条件テストは厳しい。結果として起こる微小割れの存在は、成形直後、または３か月の待機後に、このテストにおいて確認され、それにより、遅れ割れに対する感受性も特徴づけた。より過酷な試験条件を得るために、直径を７０ｍｍに低減する塑性変形のテストも、いくつかの試料上で行われた。観察の結果は、表３に付与される。
【表３】
【０１１６】
１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐが、３．３を超える場合、つまり、最大水素含有量が高すぎ、析出物の量が低すぎる組み合わせのために、試料によっては、厳しいテストの条件で微小割れを示し、７５ｍｍまでの圧縮が弾性変形を引き起こすので、遅れ割れの危険性が増大する。
【０１１７】
１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐが、２．５より低い場合、つまり、最大水素含有量がかなり低く、析出物の量が高い組み合わせについて、耐遅れ割れ性は、非常に厳しいテスト（７０ｍｍまでカップの塑性圧縮）の条件でさえ優れている。
【０１１８】
被覆板
上述するように、組成物ＡおよびＣを有する鋼板は冷間圧延され、次いで、８００℃で１８０秒間連続焼鈍され、さらに、ＺｎＳＯ４槽中で電気めっきを施すことによって各面上に７．５μｍのＺｎで被覆された。
【０１１９】
表４に示された温度（θ）および時間（ｔ）の異なる条件で、−４０℃の露点を有するアルゴン雰囲気中でバッチ焼鈍によって鋼板は浸漬された。すべての条件について、最大引張強度は、１１００ＭＰａより高く、伸長は５０％より長かった。遅れ割れに対する感受性は、深絞りされたカップ上で評価された。カップの絞り比（最初のブランク径／最終のカップ直径）は、１．８であった。次いで、カップは、万力の入口に垂直な方向（過酷な試験条件）に、直径が、８２ｍｍから７５ｍｍ、または７０ｍｍ（極めて過酷な試験条件）に低減されるような万力中でのカップ縁の圧縮の２つの応力レベルを受けた。さらに、被覆物および鋼基板での元素分布を評価するためにグロー放電発光分光法（ＧＤＯＥＳ）が行われた。
【表４】
【０１２０】
状態Ａ１’〜Ａ３’の鋼板は、合金層の不充分な厚さを示す。浸漬温度は、これらの条件において低すぎる。図１は、２００℃、１時間浸漬された鋼板Ａ１’の例を示す。合金層は、そのような状態で存在しない。図２は、表面近傍のＧＤＯＥＳによって測定されたＦｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｈの分布を示す。図２の高強度は、被覆物または基板内の所与の元素の存在を示す。水素濃度は、著しい濃度ピークを有する被覆物において主に局部集中されている。被覆物と基板との界面が、実際に極めてシャープである一方、腐食のクレーターのまわりの望まれない発光により、ＧＤＯＥＳ技術は、人為的にこの界面を塗り潰す傾向があることに注意しなければならない。
【０１２１】
θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２４５０の条件で処理された４μｍより厚い合金層を有する試料は、極めて過酷な試験条件に対して優れた結果を示す。例えば、図３は、３００℃で１時間浸漬された鋼板Ａ１’の例を示す。鉄およびマンガンに富む合金層の厚さは、５μｍより大きい。ＧＤＯＥＳによって測定され、図４に示されるように、水素分布は被覆物および基板においてより一様であり、したがって、多量の水素の蓄積を回避する。
【０１２２】
７μｍより厚い合金層を有し、θ（℃）Ｌ（ｔ（ｓ））≧２７５０の条件で処理された試料は、被覆物層および基板において一様な水素分布を示す。
【０１２３】
したがって、厚さが１μｍより大きい合金層の存在は、金属組織観察によって評価することが簡単であるので、本発明は、被覆鋼板に耐遅れ割れ性をもたらす便利な手段である。
【０１２４】
本発明による鋼板は、９００ＭＰａより高い最大引張強度および５０％より大きい破断伸びを有し、その条件は、冷間形成およびエネルギー吸収に特に適している。
【０１２５】
本発明による熱間圧延板または冷間圧延板は、それらの極めて高い強度および延性のために、衝突の場合の安全性を向上しながら、車両重量を有効に低減する構造部品、補強要素または外部部品の形態で、自動車分野において有利に使用される。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、極めて高い機械的特性、特に優れた耐遅れ割れ性と組み合わされた高い機械的強度を有する鉄−炭素−マンガンオーステナイト系鋼からの熱間圧延および冷間圧延板の製造に関する。
【背景技術】
【０００２】
燃料節約および衝突の場合の安全性を考慮して、高強度鋼が自動車分野においてますます使用される。このことは、高い延性と高い引張強度を併せ持つ構造材料の使用を必要とする。これらの要求に満たすために、仏国特許第２，８２９，７７５号明細書は、熱間圧延あるいは冷間圧延可能であり、そして１２００ＭＰａを超え得る強度を有する、主要元素として鉄、炭素（２％まで）およびマンガン（１０％〜４０％）を有する例えばオーステナイト系合金を開示している。これらの鋼の変形モードは充分に高い積層欠陥エネルギーに対しては積層欠陥エネルギーのみに依存し、機械的変形の観察されるモードは双晶形成によるものであり、高加工硬化性を生じる。転位の伝播に対する障害として作用することにより、双晶は流動応力を増大させる。しかし、積層欠陥エネルギーがある限界を超える場合には、完全な転位滑りが主な変形機構となり、そして加工硬化性は低下する。前述の特許明細書は、積層欠陥エネルギーが極めて高い機械的強度と組み合わされて高加工硬化性が観察されるようなものであるＦｅ−Ｃ−Ｍｎ鋼を開示している。
【０００３】
さらに、変形後に高引張残留応力が残存しがちなので、遅れ割れに対する感受性は、特に冷間形成操作後に機械的強度と共に増加するということが知られている。この金属中に場合によっては存在する原子状水素と組み合わされて、これらの応力は遅れ割れ、すなわち、変形後のある時間に起こる割れを生じやすい。水素は、結晶格子欠陥、例えばマトリックス／介在物界面、双晶境界および粒界への拡散により進行的に蓄積し得る。水素がある時間後に臨界濃度に達する場合に有害になり得るのは、粒界の領域においてである。一定の粒度のために、臨界レベルに達するのに必要な時間は、移動可能な水素の初期濃度、残留応力分布場の強度および水素拡散の動力学に依存する。
【０００４】
特定の状況では、少量の水素が、化学的酸洗いまたは電気化学的酸洗い、特別な雰囲気下の焼鈍、電気めっきまたは溶融亜鉛めっきなどの鋼製造のいくつかの段階で、およびプラズマ真空蒸着（ＰＶＤ）中に導入され得る。潤滑油およびグリースを使用する次の機械加工操作は、また、高温でこれらの物質の分解後に水素生成の原因となる可能性がある。
【０００５】
例えば、中炭素鋼からなるボルトの製造において、遅れ割れに出くわす可能性があり、その製造は、冷間鍛造工程を含む。
【０００６】
米国特許第６，２６１，３８８号明細書は、ボルト、ギヤまたはシャフト用ワイヤーおよびバーの製造のための冷間鍛造鋼を開示している。組成物の主な元素は、次のとおりである。Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１％、Ｓｉ＜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％。マトリックスは、粒子結晶粒粗大化を制限するための微細ＴｉまたはＮｂ炭窒化物を含む。１０００〜１４００ＭＰａの最大引張強度（ＵＴＳ）を有する鋼の良好な耐遅れ割れ性は、Ｃｒに富む高密度な度合いを形成することによって得られ、それにより、耐腐食性を増大させ、したがって、腐食工程で生成される水素量を低減する。硫黄およびリンの低減は、また、耐遅れ割れ性を増大させるための解決策として発見された。しかし、これらの解決策は、ミクロ構造が本明細書で検討される完全オーステナイト鋼と全く異なる急冷および焼き戻された鋼に対応している。
【０００７】
さらに、鋼の耐性のレベルに応じて、遅れ割れに対する感受性を低減するために焼鈍処理が行われてもよいことが知られている。鉄および鋼上の電解析出に関係するＩＳＯ標準２０８１−１９８６は、ボルト用高強度マルテンサイト鋼での焼鈍処理を定義している。焼鈍温度θおよび滞留時間ｔは、鋼の耐性とともに増大する。最も耐性のある鋼のために、θ＝１５０〜２２０℃、ｔ＝２４時間での焼鈍処理が、水素拡散を引き起こすことが推奨されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】仏国特許第２，８２９，７７５号明細書
【特許文献２】米国特許第６，２６１，３８８号明細書
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】ＩＳＯ標準２０８１−１９８６
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかし、文献は、これらの処理が、未加工の形態の板または帯鋼に適用される被覆物に適用可能でないことを示す。さらに、これらの処理は、低い延性を有するが、上記オーステナイト系Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ合金ではない中炭素マルテンサイト系鋼を扱い、その組成物は全く異なっている。マルテンサイトと比較される場合、水素拡散係数が、オーステナイトにおいて非常に異なることも知られている。
【００１１】
したがって、優れた耐遅れ割れ性と組み合わされた極めて高い強度および延性を有する部品の製造のために、熱間圧延または冷間圧延鋼板または帯鋼を有する必要がある。鋼板は、裸または亜鉛被覆されるべきである。高引張残留応力が冷間形成された部品にある場合でさえ、高い耐遅れ割れ性が得られるべきである。
【００１２】
靱性などの他の特性を低下することなく、耐遅れ割れ性を増大させるための単純な工程を提供する必要もある。
【００１３】
したがって、本発明の目的は、９００ＭＰａより高い最大引張強度、５０％より高い破断伸びを有し、冷間形成に特に適切な、製造または使用のすべての段階で極めて高い耐遅れ割れ性を有する熱間圧延または冷間圧延鋼板または帯鋼を提供することである。
【００１４】
本発明の目的は、さらに耐遅れ割れ性が単純な金属組織観察で評価されることができる被覆製品を提供することである。
【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１つの主題は、オーステナイト系鋼板または帯鋼であり、その化学組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％であり、水素含有量Ｈｍａｘと量Ｘｐとは、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ≦３．３の関係であり、この比率では、ＨｍａｘおよびＸｐの含有量は、同じ重量単位で表される、オーステナイト系鋼板または帯鋼である。
【００１６】
水素含有量Ｈｍａｘと量Ｘｐとは、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ≦２．５の関係であることが好ましい。
【００１７】
好ましい実施形態によれば、鋼板または帯鋼は、亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物で製造され、元素Ｙは、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇのうちの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎでない。
【００１８】
本発明の他の目的は、ベース鋼上で亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を有する上記ベース鋼を含む被覆鋼板であって、元素Ｙは、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎではなく、ベース鋼の組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％であり、被覆物の厚さは、５０μｍ以下であり、被覆物は、上記基材との界面に、鉄およびマンガンに富むＺｎ合金層を含み、合金層の厚さは、１μｍ以上である、被覆鋼板である。
【００１９】
合金層の厚さは、４μｍ以上であることが好ましい。
【００２０】
好ましい実施形態によれば、合金層の厚さは、７μｍ以上である。
【００２１】
ベース鋼上に亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を有するベース鋼を含む鋼板は、鋼と亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物との間で水素バリアの機能を果たす金属被覆物層を含むことが好ましい。
【００２２】
金属被覆物層の金属は、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、ＷまたはＡｌ、またはこれらの上記金属系合金から選択されることが好ましい。
【００２３】
好ましい実施形態によれば、金属被覆物層は、０．１〜１μｍの厚さを有する。
【００２４】
鋼の組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦０．５０％のＣを含むことが好ましい。
【００２５】
他の好ましい実施形態によれば、鋼組成物は、０．５０％＜Ｃ≦０．７０％のＣを含む。
【００２６】
鋼の組成物は、重量で表して、０．７０％＜Ｃ≦１．０５％のＣを含むことが好ましい。
【００２７】
好ましい実施形態によれば、鋼の組成物は、１７％≦Ｍｎ≦２４％のＭｎを含む。
【００２８】
鋼の組成物は、重量で表して、１６％≦Ｍｎ≦１９％のＭｎを含むことが好ましい。
【００２９】
有利には、鋼組成物は、０．０７０％≦Ｖ≦０．４０％のＶを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のバナジウムＶｐの量は、０．０７０％≦Ｖｐ≦０．１４０％である。
【００３０】
鋼組成物は、０．０６０％≦Ｔｉ≦０．４０％のＴｉを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のチタンＴｉｐの量は、０．０６０％≦Ｔｉｐ≦０．１１０％であることが好ましい。
【００３１】
好ましい実施形態によれば、鋼組成物は、０．０９０％≦Ｎｂ≦０．４０％のＮｂを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のニオブＮｂｐの量は、０．０９０％≦Ｎｂｐ≦０．２００％である。
【００３２】
鋼組成物は、０．２０％≦Ｍｏ≦１．８％のＭｏを含み、析出した炭化物の形態のモリブデンＭｏｐの量は、０．２０％≦Ｍｏｐ≦０．３５％であることが好ましい。
【００３３】
上記炭化物、窒化物、炭窒化物の平均寸法
【数１】
は、７〜２０ナノメートルであることが好ましい。
【００３４】
有利には、上記炭化物、窒化物、炭窒化物の集団の少なくとも７５％は、粒内位置にある。
【００３５】
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼に、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物である組成物を供給することと、
鋼を半完成製品の形態で鋳造し、半完成製品を再加熱し、半完成製品を圧延終了温度まで熱間圧延を行って、板を得、板をコイル化し、場合によっては冷間圧延および焼鈍を行い、再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、焼鈍温度は、選択されて、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の次の量Ｘｐ：０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％を得ることと、
一連の少なくとも５つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を示す浸漬後の水素含有量Ｈｍａｘと、量Ｘｐとが、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３を満足するように、板は、少なくとも１５秒の時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで浸漬される少なくとも１つの浸漬処理を行うこととを含む製造方法である。
【００３６】
温度θおよび時間ｔは、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜２．５のように選択されることが好ましい。
【００３７】
半完成製品は、５〜２０日の時間、９００〜１０００℃の温度で熱処理されることが好ましい。
【００３８】
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
裸の鋼板を供給し、組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％であることと、
２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で上記板を浸漬することとを含む製造方法である。
【００３９】
本発明の他の目的は、優れた耐遅れ割れ性を示す被覆鋼帯鋼または板の製造方法であって、
ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆鋼帯鋼または板を供給し、元素Ｙは、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎではなく、鋼組成物は、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製錬に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の量Ｘｐは、重量で表して、０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％であることと、
時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で帯鋼または板を浸漬し、温度および時間は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することとを含む製造方法である。
【００４０】
本発明は、また、目的として、優れた耐遅れ割れ性を示す熱間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなる、鋼組成物を供給することと、
上記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
上記半完成製品を１１００〜１３００℃の温度に加熱することと、
８９０℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
上記板を５８０℃より低い温度でコイル化することと、
ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物で上記板を被覆することと、
上記被覆板上で少なくとも１つの浸漬処理を行い、上記浸漬は、時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、上記温度および時間は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することとを含む製造方法を有する。
【００４１】
本発明は、さらに目的として、優れた耐遅れ割れ性を示す冷間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
上記のような鋼組成物を供給することと、
上記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
上記半完成製品を１１００〜１３００℃の温度に加熱することと、
８９０℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
上記板を５８０℃より低い温度でコイル化することと、
上記板の少なくとも１つの冷間圧延を行うことと、
上記板の少なくとも１つの焼鈍処理を行い、上記処理は、７００〜８７０℃の温度Ｔｓで、３０〜１８０秒の時間、２〜１０℃／秒の加熱速度Ｖｈと、１０〜５０℃／秒の冷却速度とを含むことと、
上記板をＺｎまたはＺｎ−Ｙ被覆物で被覆することと、
上記被覆板上で少なくとも１つの浸漬処理を行い、上記浸漬は、時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、上記温度および時間は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することと
を含む製造方法を有する。
【００４２】
時間および温度は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２４５０を満足することが好ましい。
【００４３】
有利には、時間および温度は、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２７５０を満足する。
【００４４】
浸漬温度θは、再結晶温度未満であることが好ましい。
【００４５】
浸漬は、連続焼鈍によって行われることが好ましい。
【００４６】
好ましい実施形態によれば、浸漬は、バッチ焼鈍によって行われる。
【００４７】
浸漬処理は、オープンコイル焼鈍によって行われることが好ましい。
【００４８】
他の好ましい実施形態によれば、浸漬は、誘導加熱によって行われる。
【００４９】
加熱は、横断方向電磁場で行われることが好ましい。
【００５０】
本発明は、また、上記ステップによる製造方法を目的のために有し、鋼板は、冷間形成されて部品を得て、浸漬は、部品の冷間形成の前または後に行われることを特徴とする。
【００５１】
本発明は、また、目的として、自動車分野での構造部品、補強要素または外部部品の製造への、上記記載の、または上記記載による方法によって製造される、オーステナイト系鋼板の使用を有する。
【００５２】
本発明の更なる特徴および利点は、実施例として示される下記の説明の過程および添付図面で明らかとなるであろう。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】被覆物特性が本発明に相当しないＺｎ被覆鋼板を示す。
【図２】図１の場合による被覆物および基板中のいくつかの元素：Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｈの分布を示す。
【図３】被覆物特性が本発明によるものであるＺｎ被覆鋼板を示す。
【図４】図３の場合による被覆物および基板中のいくつかの元素：Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｈの分布を示す。
【発明を実施するための形態】
【００５４】
本発明者らは、多数の試みの後で、次の条件を観察することにより上述の種々の要求が対処可能であるということを理解した。
【００５５】
鋼の化学組成に関しては、炭素がミクロ構造の形成と機械的特性において極めて重要な役割を果たす。炭素は、積層欠陥エネルギーを増大させ、そしてオーステナイト相の安定性を促進する。１５重量％〜２６重量％の範囲のマンガン含有量と組み合わせられると、この安定性は、０．３５％以上の炭素含有量に対して達成される。しかし、１．０５％を超える炭素含有量に対しては、工業的な製造時のある熱処理の間の炭化物の過度の析出を防止することが困難となり、この析出が延性を低下させる。
【００５６】
好ましくは、充分な炭化物または炭窒化物の析出と組み合わせられた充分な強度を得るには、炭素含有量は、０．３５重量％〜０．５０重量％である。
【００５７】
炭素含有量が０．５０％より高く、０．７０％以下である場合、最大引張強度（ＵＴＳ）は、９００ＭＰａより高く、炭化物および炭窒化物は、最善の方法で析出する。
【００５８】
炭素含有量が０．７０％より高く、１．０５％以下である場合、強度は、１０５０ＭＰａより高い。
【００５９】
マンガンも強度の増大、積層欠陥エネルギーの増大およびオーステナイト相の安定化に必須の元素である。この含有量が１５％未満であると、変形性を極めて著しく低下させるマルテンサイトを形成する危険性がある。さらには、マンガン含有量が２６％を超えると、室温における最大引張強度は低下する。加えて、コストの理由のために、マンガン含有量が高いことは望ましくない。
【００６０】
積層欠陥エネルギーを最適化し、冷間変形の影響下でのマルテンサイトの形成を防止するためには、好ましくは、マンガン含有量は１７％〜２４％である。さらには、マンガン含有量が２４％を超えると、双晶形成による変形モードは完全な転位滑りによる変形モードよりも不利である。
【００６１】
他の好ましい実施形態によれば、マンガン含有量は、１６〜１９％である。炭素含有量が０．７０〜１．０５％である場合、積層欠陥エネルギーは最適であるので、この範囲は特によく適している。
【００６２】
アルミニウムは、鋼の脱酸素に特に有効な元素である。炭素のように、アルミニウムは、積層欠陥エネルギーを増大させる。しかし、マンガンが液体鉄中の窒素の溶解性を増大させるために、アルミニウムは、高マンガン含有量を有する鋼中に過剰に存在する場合には障害となる。過剰に大量のアルミニウムが、鋼中に存在すると、アルミニウムと結合する窒素は、アルミニウム窒化物の形で析出し、これは、粒界のマイグレーションを阻害し、連続鋳造における割れの危険性を極めて著しく増大させる。０．０５０％以下のＡｌ含有量は、ＡＩＮの析出を防止する。
【００６３】
したがって、この析出と固化時の体積欠陥（ブローホール）の形成を妨げるためには、窒素含有量は、０．１％以下でなければならない。加えて、水素トラッピングに無効である粗い析出物を生じる恐れがあるので、窒素含有量は０．１％を超えてはならない。
【００６４】
ケイ素も鋼の脱酸素および固相硬化に有効な元素である。しかし、３％の含有量よりも上では、ケイ素は伸びを低下させ、しかるべき組み立て工程時に望ましくない酸化物を形成する傾向があり、したがって、この限界未満に保たれなければならない。
【００６５】
硫黄およびリンは、粒界を脆化する不純物である。充分な熱間延性を維持するには、これらの含有量は、それぞれ、０．０３０％および０．０８０％を超えてはならない。
【００６６】
場合によっては、ホウ素は、０．０００５％〜０．０１０％の量で添加され得る。この元素は、オーステナイト系粒界で偏析し、これらの凝集を増大させる。０．０００５％よりも下では、この効果は得られない。０．０１０％よりも上では、ホウ素は、ホウ炭化物の形態で析出し、この効果は飽和する。
【００６７】
ニッケルは、固溶硬化により鋼の強度を増大させるのに場合によっては使用され得る。ニッケルは、高破断時伸びの達成に寄与し、靭性を増大させる。しかし、再びコストの理由のために、ニッケル含有量を２％以下の最大含有量に制限することが望ましい。
【００６８】
同様に、場合によっては、５％を超えない含有量で銅を添加することは、銅金属の析出により鋼を硬化する一つの手段である。しかし、この限界よりも上では、銅は、熱間圧延鋼板中の表面欠陥の出現の原因となる。
【００６９】
析出物を形成することが可能である金属元素、例えば、バナジウム、チタン、ニオブ、クロムおよびモリブデンは、水素の含有量と関連して本発明の文脈内で重要な役割を果たす。これは、遅れ割れが、特にオーステナイト系粒界における水素の過剰の局所濃縮により引き起こされるためである。本発明者らは、本発明においてはっきりと規定されているタイプの析出物、性状、量、大きさおよび分布が遅れ割れに対する感受性を極めて著しく低下させ、延性および靭性を低下させることなく感受性を低下させるということが分かった。
【００７０】
本発明者らは、最初に、析出したバナジウム、チタンまたはニオブの炭化物、窒化物または炭窒化物が水素トラップとして極めて有効であるということを実証した。クロムまたはモリブデン炭化物も、この役割を果たし得る。したがって、室温においては、この水素は、これらの析出物とマトリックスとの間の界面で不可逆的にトラップされる。しかし、析出物の形態の金属元素の量が、析出物の性状および合計最大水素含有量に依存する臨界的な含量に等しいか、あるいはそれ以上であるためには、しかるべき工業的な条件下で遭遇し得る残存水素のトラッピングを確実なものとすることが必要である。炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物の形態の金属元素の量は、バナジウム、チタンおよびニオブの場合にはそれぞれＶｐ、ＴｉｐおよびＮｂｐにより表され、そして炭化物の形態のクロムおよびモリブデンの場合にはＣｒｐおよびＭｏｐにより表される。より一般的には、これらの金属元素（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ）は、「Ｘ」によって表され、析出物の形態の対応量は、「Ｘｐ」によって表される。
【００７１】
この関連で、この鋼は、
量が０．０５０重量％〜０．５０重量％で、析出物の形態での量Ｖｐが０．０３０重量％〜０．４０重量％であるバナジウム（好ましくは、バナジウム含有量は、０．０７０％〜０．４０％であり、量Ｖｐは、０．０７０重量％〜０．１４０重量％である）、
量が０．０４０重量％〜０．５０重量％で、析出物の形態での量Ｔｉｐが０．０３０％〜０．５０％であるチタン（好ましくは、チタン含有量は、０．０６０％〜０．４０％であり、量Ｔｉｐは、０．０６０重量％〜０．１１０重量％である）、
量が０．０７０重量％〜０．５０重量％で、析出物の形態での量Ｎｂｐが０．０４０％〜０．４０％であるニオブ（好ましくは、ニオブ含有量は、０．０９０％〜０．４０％であり、量Ｎｂｐは、０．０９０重量％〜０．２００重量％である）、
量が０．０７０重量％〜２重量％で、析出物の形態での量Ｃｒｐが、０．０７０％〜０．６％であるクロム、
量が０．１４重量％〜２重量％で、析出物の形態での量Ｍｏｐが０．１４％〜０．４４％であるモリブデン（好ましくは、モリブデン含有量は、０．２０％〜１．８％であり、量Ｍｏｐは０．２０％〜０．３５％である）
から選択される１つ以上の金属元素Ｘを含有する。
【００７２】
これらの種々の元素に対して表される最小値（例えば、バナジウムの場合には、０．０５０％）は、製造の加熱サイクル中で析出物を形成するのに必要とされる添加量に対応する。さらに多量の析出物を得るには、好ましい最小含有量（例えば、バナジウムの場合には、０．０７０％）が推奨される。
【００７３】
これらの種々の元素に対して表される最大値（例えば、バナジウムの場合には、０．５０％）は、過剰の析出、または機械的性質を低下させる不適切な形態での析出、または本発明の不経済な実施に対応する。元素の添加を最適化するには、好ましい最大含有量（例えば、バナジウムの場合には、０．４０％）が推奨される。
【００７４】
析出物の形態での金属元素の最小値（例えば、バナジウムの場合には、０．０３０％）は、遅れ割れに対する感受性を有効に低下させることを必要とする析出物の最小量に対応する。特に高い耐遅れ割れ性を得るには、好ましい最小量（例えば、バナジウムの場合には、０．０７０％）が推奨される。
【００７５】
析出物の形態での金属元素の最大値（例えば、バナジウムの場合には、０．４０％）は、延性または靭性の劣化を示し、破壊は、析出物上で開始する。さらには、この最大値よりも上では、著しい析出が起こり、これは、冷間圧延後の連続焼鈍熱処理時に完全な再結晶化を防止し得る。
【００７６】
延性が可能な限り維持され、得られる析出物が焼鈍条件下で再結晶化に適合性であるには、析出物の形態での好ましい最大含有量（例えば、バナジウムの場合には、０．１４０％）が推奨される。
【００７７】
本発明者らは、Ｘｐに対する水素含有量（Ｈｍａｘ×１０００）の比率が３．３以下である場合、優れた耐遅れ割れ性が得られることを示した。この比率では、ＨｍａｘおよびＸｐ含有量は、同じ重量単位で表される。異なる元素Ｘが析出物の形態で存在するなら、比率１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐの量Ｘｐは、析出された異なる量の合計を示す。
【００７８】
この比率が２．５以下である場合、特に高い耐遅れ割れ性が得られる。したがって、あるレベルより低く水素含有量Ｈｍａｘを維持しなければならないように見え、このレベルは、上記金属析出物の量に応じる。
【００７９】
Ｈｍａｘは、特に、ＺｎまたはＺｎ合金被覆物を有する、鋼板、裸の鋼板または被覆鋼板上で測定されることが可能な合計水素を示す。「合計」水素の用語は、本明細書において、「拡散性」水素との対照で使用され、例えば、２００℃の温度で、純乾燥窒素の流れで脱ガスすることによって、例えば、フェライト鋼中で測定されることができる。しかし、オーステナイト鋼中の水素の拡散がフェライト鋼中でよりもはるかに低いので、拡散性水素とトラップ水素との区別は、実験的に得ることは明白でない。さらに、本発明者らは、全水素、つまり、拡散性水素とトラップ水素を測定することが、拡散性水素のみが現在の技術で測定される場合より、遅れ割れとのより信頼できる相関性を付与することを経験した。Ｈｍａｘの測定は、下記のとおりである。試料を充分な寸法に切断し、少なくとも１ｇの重量を付与する。誤った値をもたらす可能性があるあらゆる汚染を回避するために洗浄乾燥した後、試料は、純窒素の流れに置かれたチャンバー内で溶融される充分な高温で加熱される。セルは、気体の熱伝導性を測定し、水素の割合を検知する。これは、水素測定のための通常の手順に相当する。
【００８０】
この水素測定は、少なくとも５つの異なる試料で行われる。値Ｈｍａｘは、これらの異なる測定から得られる平均値
【数２】
ではなく、個々のすべての水素測定の最大値を示す。本発明者らは、比率Ｈｍａｘ／Ｘｐと耐水素割れ性との間で強い相関性を示し、一方、比率
【数３】
との相関性は、満足されなかった。
【００８１】
さらには、本発明者らは、過剰に大きい平均の析出物の大きさがトラッピングの有効性を低下させるということが分かった。語句「平均の析出物の大きさ」は、例えば抽出レプリカを用い、続いて透過型電子顕微鏡観察により測定可能な大きさを意味すると本明細書では理解される。各析出物の直径（球形または殆ど球形の析出物の場合）または最長長さ（不規則形状の析出物の場合）が測定され、次にこれらの析出物に対する大きさの分布ヒストグラムが生成され、これから粒子の統計的に代表的な数、例えば、４００より大きい数を計数することにより平均
【数４】
が計算される。平均寸法
【数５】
が２０ナノメートルを超える場合は、析出物とマトリックスとの間の界面面積の減少により水素トラッピングの有効性は減少する。所与の析出物の量に対しては、２０ナノメートルを超える平均の析出物の大きさも存在する析出物の密度を低下させ、したがって、トラッピング部位の間の距離を過度に増大させる。水素トラッピングのための界面面積も低下する。
【００８２】
しかし、平均粒子径
【数６】
が７ナノメートル未満である場合には、析出物は、マトリックスとコヒーレントになるように形成し、したがってトラッピング能を低下させる傾向を有する。これらの極めて微細な析出物を制御する困難性も増大する。この平均値は、ナノメートルのオーダーの大きさを有する多数の極めて微細な析出物の存在を含み得る。
【００８３】
本発明者らは、遅れ割れに対する感受性を低下させるのに、析出物が粒内位置に有利に位置するということも分かった。これは、析出物の集団の少なくとも７５％が粒内位置に在る場合、場合によっては存在する水素が脆化の潜在的な部位であるオーステナイト系粒界に蓄積せずにさらに均一に分布するためである。
【００８４】
元素ＹがＮｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎでない亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物によって被覆された上記組成物の鋼板または帯鋼の場合には、帯鋼または鋼板の一方または両方において、被覆物の厚さは、５０μｍ以下であり、本発明者らは、この被覆物が、１μｍの最小厚さを有する特定の合金層を含み、鉄に富む（層中に少なくとも６重量％の鉄を意味する）およびマンガンに富む（層中に少なくとも１．７重量％のＭｎを意味する）この層が、鋼基板と亜鉛または亜鉛−Ｙ合金層との界面に位置する場合、優れた耐遅れ割れ性が得られることを示した。
【００８５】
この合金層の厚さが４μｍより大きい場合、向上された耐遅れ割れ性が得られ、厚さが７μｍより大きい場合最適である。被覆物の全体が、向上された耐遅れ割れ性のための合金層によって構成されることができるので、上限は固定されない。理論に縛られることなく、この合金層の形成が、水素分布の均質化を向上するとともに、後述するように、被覆物と基板との界面に存在する可能性がある水素ピークを平らにすることが考えられる。
【００８６】
本発明による製造方法は、次の通り行われる。鋼は以下の組成物で製錬される。０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、１５％≦Ｍｎ≦２６％、Ｓｉ≦３％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０８０％、Ｎ≦０．１％の各元素、バナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム（０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、０．１４％≦Ｍｏ≦２％、０．０７０％≦Ｃｒ≦２％）から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、Ｎｉ≦２％、Ｃｕ≦５％から選択される１つ以上の元素を含み、残部が、鉄と、水素を含む、製錬に伴う不可避の不純物とからなる。製錬後に、鋼は、半完成製品（例えば、スラブ）の形態で鋳造される。場合によっては、この半完成製品は、５〜２０日の時間、９００〜１０００℃の温度で熱処理されてもよい。この熱処理は、水素の極めて低いレベルおよび最終製品の向上された耐遅れ割れ性を得ることを可能にする。
【００８７】
鋼半完成製品は、例えば、２から５〜１０ｍｍの厚さを有する帯鋼または鋼板を得るために再加熱され、熱間圧延、コイル化される。この帯鋼または鋼板は、場合によっては、０．２ｍｍ〜数ミリメートルの厚さに冷間圧延され、すなわち、再結晶を得るために連続焼鈍によって焼鈍される。
【００８８】
熱間圧延前の再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、および冷間圧延板の場合の焼鈍温度は、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態で金属元素の次の量Ｘｐの析出物を得るように選択される。０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６。
【００８９】
特に、熱間圧延帯鋼に関して、コイル化温度は、Ｘｐの析出の動力学が等温保持の状態で最大である範囲で選択されるであろう。半完成製品の再加熱が、１１００〜１３００℃である場合、圧延終了温度が８９０℃以上である場合、およびコイル化温度が５８０℃未満である場合、適切な析出物が得られる。
【００９０】
最終製品が、冷間圧延帯鋼である場合、熱間圧延前の再加熱温度、圧延終了温度およびコイル化温度は、ホットコイル中の析出物の量を最小限にするように選択され、それにより、冷間圧延を促進する。再結晶のための連続焼鈍温度は、次いで、Ｘｐの析出物を最大限にするように選択される。
【００９１】
上記パラメーターは、析出物の量に関して、次の好ましい範囲を得るためにより具体的に選択される。Ｘｐ：０．０７０％≦Ｖｐ≦０．１４０％、０．０６０％≦Ｔｉｐ≦０．１１０％、０．０９０％≦Ｎｂｐ≦０．２００％、０．２０％≦Ｍｏｐ≦０．３５％、０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％。
【００９２】
本発明によれば、浸漬後の鋼板の水素含有量Ｈｍａｘおよび量Ｘｐが、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３を満足するように、帯鋼または鋼板は、熱間圧延状態、または熱間圧延状態次いで冷間圧延状態、または熱間圧延状態次いで冷間圧延状態および焼鈍状態で（冷間圧延工程および焼鈍工程は、最終的には１回より多く行われる）、次いで、少なくとも１５秒の時間ｔに、２５０〜９００℃の温度θで浸漬される。
【００９３】
上述するように、Ｈｍａｘは、少なくとも５つの異なる水素測定から測定される最大値を示す。
【００９４】
この浸漬処理は、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３が、これらの各浸漬処理の終わりに留意されるという条件で、製造サイクルで１回または数回行われてもよい。
【００９５】
２５０℃未満の浸漬温度θで、または１５秒未満の時間、耐遅れ割れ性における向上は観察されない。９００℃より高いと、粒成長は速く、降伏強度に対する不利益な影響を生じる。
【００９６】
組み合わせ（θ、ｔ）が、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３である場合、耐遅れ割れ性は非常に向上される。組み合わせ（θ、ｔ）が１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜２．５である場合、耐遅れ割れ性は極めて高い。
【００９７】
上記組成物を有する鋼板が、亜鉛または亜鉛−Ｙ合金によって被覆される場合、発明者らは、浸漬処理用パラメーター（θ、ｔ）がθＬｎ（ｔ）≧２２００、θが℃、ｔが秒である場合、耐遅れ割れ性の向上が得られることがわかった。
【００９８】
従来技術に反して、この浸漬処理は、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆鋼板上で行われ、鋼基板は、オーステナイト系構造を有する。さらに、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆製品上での浸漬処理は、基板とＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物との界面で鉄と合金とされた層の形成を防止するために、従来低温で行われる。この層は、マルテンサイト基板からのいかなる水素除去も妨げると考えられる。本発明者らは、そのような合金層の存在が、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金上層から存在するオーステナイト基板への水素拡散に対する障害の役割をすることが可能であるので、存在するオーステナイト基板の耐遅れ割れ性には実際には有益であることが分かった。このように、上記受けた浸漬条件は、基板界面での合金層の形成、および基板および被覆物からの水素脱ガス量を制御する。
【００９９】
θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２４５０である場合、高い耐遅れ割れ性が得られ、θ（℃）Ｌｎ＞（ｔ（ｓ））≧２７５０である場合、非常に高い耐遅れ割れ性が観察される。これらの特定の浸漬条件は、鋼基板と、上記亜鉛または亜鉛−Ｙ層との界面での鉄およびマンガンに富む層の形成と関連する。
【０１００】
これら３つの浸漬条件（θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００、２４５０または２７５０）によれば、それぞれ１μｍ、４μｍおよび７μｍの最小厚さを有するＦｅおよびＭｎに富む層が形成される。
【０１０１】
裸の鋼板または被覆鋼板のための浸漬処理は、次の特徴で行われる。
【０１０２】
浸漬の間の−３０℃より低い露点を有する乾燥雰囲気
材料からの水素脱ガスのための駆動力を向上するために、純窒素またはアルゴン雰囲気を使用することによる、水素の最低割合
処理中に材料からの水素を富ませて、このようにして、脱ガス効率を限定することが可能な静的または滞留雰囲気と対照的な再生成された雰囲気の動的循環。
【０１０３】
浸漬処理は、再結晶を得る目的でないので、鋼の再結晶温度ＴＲより低い温度θを限定することは有利である。
【０１０４】
本発明の特定の条件における浸漬は、理論に縛られることなく、被覆鋼板に次の効果を有する：
被覆物およびオーステナイト基板と被覆物との界面からの水素脱ガス、
鋼板の厚さによる水素分布の均質化、
上記特定の金属析出物上の存在するオーステナイト基板中での水素トラッピングの活性化、
残留非合金ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物、またはさらなる処理に由来する水素に対する障害の役割をするＦｅおよびＭｎに富むＺｎの合金層の形成。
【０１０５】
浸漬処理は、例えば、連続焼鈍、バッチ焼鈍、誘導加熱による焼鈍などの異なる方法によって行われてもよい。好ましい実施形態によれば、浸漬処理は、バッチ焼鈍によって行われてもよく、つまり、鋼板は、一般的に、コイルの形態であり、焼鈍炉に対して静止している。
【０１０６】
特定の実施形態によれば、この浸漬処理は、オープンコイル焼鈍によって有利に行われてもよい。これは、鋼板が、コイルの個々の連続ラップの間で分離して巻き付けられる技術を参照する。結果として、分離は、より容易な気体循環および交換を可能にする。コイル分離は、気体が、焼鈍および被覆物からのより容易な脱ガスの間に鋼板間で循環することを可能とする。
【０１０７】
他の特定の実施形態によれば、浸漬処理は、誘導加熱板または部品によって行われてもよい。上記鋼組成物が、磁性であるので、誘導加熱は、横断方向フラックスインダクタで有利に行われることが可能である。誘導コイルは、加熱する鋼板または部品の一方または両方に置かれる。磁界のラインは、長手方向および相対移動に垂直である。特定の利点は、鋼板または部品が薄く、横断方向フラックスインダクタで効率的で一様に加熱されるので、この加熱モードから得られる。
【０１０８】
他の特定の実施形態によれば、本発明の条件における浸漬は、鋼板から取り出され、例えば、スタンピング（ｓｔａｍｐｉｎｇ）によって冷間形成された部品上で行われてもよい。このように、熱処理が、水素脱ガスおよび被覆鋼の場合の界面合金層の形成を引き起こすだけでなく、部品の冷間形成中に導入される残留応力を効率的に低減する。
【０１０９】
また、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金板の場合には、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物と、鋼基板との間の薄い中間金属層も、その堆積に使用される方法が水素の低いピックアップをもたらす、耐遅れ割れ性の向上に使用されることができる。この薄い金属中間層は、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物、またはさらなる処理に由来する可能性がある水素に対する障害の役割をする。
【０１１０】
製造工程は、下記のどおりである。上記組成物の裸の鋼板は、厚さが、例えば、０．１〜１μｍの範囲の薄い金属被覆物で被覆される。この薄い層の金属は、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、ＷまたはＡｌ、または、これらの金属系合金であってもよい。この被覆物は、例えば、電気めっきまたはＰＶＤなどの方法によって行われてもよく、条件は、水素ピックアップを限定するためになされる。その後、ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆は、電気めっきによって行われる。
【０１１１】
非限定的な実施例によって、次の結果は、本発明によりもたらされる有利な特徴を示す。
【実施例】
【０１１２】
以下の表１に付与された組成物を有する鋼が作製された。鋼Ｄは、さらなる水素トラップのために析出することが可能である金属元素Ｘをほとんど有さない。鋼は製錬され、半完成製品の形態で鋳造された。これらは、１１８０℃で再加熱され、９５０℃の圧延終了温度で、２．５〜３．５ｍｍの厚さに熱間圧延され、さらに、５００℃未満の温度でコイル化された。得られた帯鋼は、さらに、１〜１．５ｍｍの厚さに冷間圧延された。帯鋼は、連続焼鈍処理を受けた。帯鋼のうちのいくつかは、被覆されていない状態でテストされ、他のもの（組成物Ａ〜Ｃ）は、さらに、連続焼鈍後に被覆され、そのような状態でテストされた。被覆されていない状態または被覆された状態での詳細および結果は、以下に表される。
【表１】
【０１１３】
被覆されていない帯鋼または鋼板
冷間圧延板はすべて、オーステナイト系ミクロ構造の充分な再結晶を得るために、７４０℃〜８１０℃の浸漬温度で連続的に焼鈍された。処理は、３℃／秒の加熱速度での加熱、および２５℃／秒の冷却速度での冷却を含んでいた。ある場合には、同じ組成物のいくつかの冷間圧延板が、異なる条件で焼鈍された。参照符号Ａ１、Ａ２、Ａ３は、例えば、条件１、２、３で焼鈍された組成物Ａの鋼板を示す。Ａ５およびＣ２と称する２枚の鋼板について、バッチ焼鈍によるさらなる浸漬は、冷間圧延および連続焼鈍された鋼板上で行われた。処理の異なる温度（θ）および時間（ｔ）が表２に示される。
【０１１４】
焼鈍雰囲気の気体中で異なる処理条件、すなわち露点または水素含有量を使用することによって、水素含有量は変えられた。表２は、水素含有量Ｈｍａｘおよびバナジウム炭窒化物の形態で本明細書で析出物の量Ｘｐを示し、それは、浸漬後に鋼板上で測定された。本発明に対応する処理（連続またはバッチ焼鈍）は、すべて、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われた。量Ｘｐは、選択的化学溶解、その後のＩＣＰ−ＯＥＳ（誘導結合プラズマ−発光分光法）分析法によって様々な鋼板において決定された。Ｈｍａｘは、５つの試料を使用して、上記説明された方法によって測定された。平均寸法および粒界に対する局在性などの析出物の他の特性は、透過型電子顕微鏡を使用して観察される抽出レプリカに基づいて測定された。
【表２】
【０１１５】
表３は、これらの条件の下で得られた機械的特性、最大引張強度（ＵＴＳ）および破断伸びＡを示す。さらに、直径１３５ｍｍの円形ブランクが、板から切断された。次いで、これらのブランクは、直径７５ｍｍのパンチを使用して、平底のカップ（カップテスト）を得るように十分に引き抜かれた。成形後、カップの弾性スプリングバックは、その直径を８３ｍｍに増加させる。このように、テスト（つまり、パンチ直径に対する最初のブランク径の比率）の重大性を特徴づける要因βは、１．８であった。カップは、深絞り（ｄｅｅｐ ｄｒａｗｉｎｇ）モードで変形され、それは、特に、カップ縁で、局部的に高い残留応力を生じる。応力の補足源として、カップは、それらの直径を７５ｍｍに低減する弾性圧縮を受けた。主な応力が、破断応力の大きさの程度であるので、これらの条件テストは厳しい。結果として起こる微小割れの存在は、成形直後、または３か月の待機後に、このテストにおいて確認され、それにより、遅れ割れに対する感受性も特徴づけた。より過酷な試験条件を得るために、直径を７０ｍｍに低減する塑性変形のテストも、いくつかの試料上で行われた。観察の結果は、表３に付与される。
【表３】
【０１１６】
１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐが、３．３を超える場合、つまり、最大水素含有量が高すぎ、析出物の量が低すぎる組み合わせのために、試料によっては、厳しいテストの条件で微小割れを示し、７５ｍｍまでの圧縮が弾性変形を引き起こすので、遅れ割れの危険性が増大する。
【０１１７】
１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐが、２．５より低い場合、つまり、最大水素含有量がかなり低く、析出物の量が高い組み合わせについて、耐遅れ割れ性は、非常に厳しいテスト（７０ｍｍまでカップの塑性圧縮）の条件でさえ優れている。
【０１１８】
被覆板
上述するように、組成物ＡおよびＣを有する鋼板は冷間圧延され、次いで、８００℃で１８０秒間連続焼鈍され、さらに、ＺｎＳＯ４槽中で電気めっきを施すことによって各面上に７．５μｍのＺｎで被覆された。
【０１１９】
表４に示された温度（θ）および時間（ｔ）の異なる条件で、−４０℃の露点を有するアルゴン雰囲気中でバッチ焼鈍によって鋼板は浸漬された。すべての条件について、最大引張強度は、１１００ＭＰａより高く、伸長は５０％より長かった。遅れ割れに対する感受性は、深絞りされたカップ上で評価された。カップの絞り比（最初のブランク径／最終のカップ直径）は、１．８であった。次いで、カップは、万力の入口に垂直な方向（過酷な試験条件）に、直径が、８２ｍｍから７５ｍｍ、または７０ｍｍ（極めて過酷な試験条件）に低減されるような万力中でのカップ縁の圧縮の２つの応力レベルを受けた。さらに、被覆物および鋼基板での元素分布を評価するためにグロー放電発光分光法（ＧＤＯＥＳ）が行われた。
【表４】
【０１２０】
状態Ａ１’〜Ａ３’の鋼板は、合金層の不充分な厚さを示す。浸漬温度は、これらの条件において低すぎる。図１は、２００℃、１時間浸漬された鋼板Ａ１’の例を示す。合金層は、そのような状態で存在しない。図２は、表面近傍のＧＤＯＥＳによって測定されたＦｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｈの分布を示す。図２の高強度は、被覆物または基板内の所与の元素の存在を示す。水素濃度は、著しい濃度ピークを有する被覆物において主に局部集中されている。被覆物と基板との界面が、実際に極めてシャープである一方、腐食のクレーターのまわりの望まれない発光により、ＧＤＯＥＳ技術は、人為的にこの界面を塗り潰す傾向があることに注意しなければならない。
【０１２１】
θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２４５０の条件で処理された４μｍより厚い合金層を有する試料は、極めて過酷な試験条件に対して優れた結果を示す。例えば、図３は、３００℃で１時間浸漬された鋼板Ａ１’の例を示す。鉄およびマンガンに富む合金層の厚さは、５μｍより大きい。ＧＤＯＥＳによって測定され、図４に示されるように、水素分布は被覆物および基板においてより一様であり、したがって、多量の水素の蓄積を回避する。
【０１２２】
７μｍより厚い合金層を有し、θ（℃）Ｌ（ｔ（ｓ））≧２７５０の条件で処理された試料は、被覆物層および基板において一様な水素分布を示す。
【０１２３】
したがって、厚さが１μｍより大きい合金層の存在は、金属組織観察によって評価することが簡単であるので、本発明は、被覆鋼板に耐遅れ割れ性をもたらす便利な手段である。
【０１２４】
本発明による鋼板は、９００ＭＰａより高い最大引張強度および５０％より大きい破断伸びを有し、その条件は、冷間形成およびエネルギー吸収に特に適している。
【０１２５】
本発明による熱間圧延板または冷間圧延板は、それらの極めて高い強度および延性のために、衝突の場合の安全性を向上しながら、車両重量を有効に低減する構造部品、補強要素または外部部品の形態で、自動車分野において有利に使用される。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐遅れ割れ性に優れたオーステナイト系鋼板であって、
前記鋼の組成物が、重量で表して、
０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、
１５％≦Ｍｎ≦２６％、
Ｓｉ≦３％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の各元素、下記のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム
０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、
０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、
０．１４％≦Ｍｏ≦２％、
０．０７０％≦Ｃｒ≦２％
から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、
Ｎｉ≦２％、
Ｃｕ≦５％
から選択される１つ以上の元素を含み、
残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の前記少なくとも１つの金属元素の量Ｘｐが、重量で表して、
０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、
０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、
０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、
０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％
であり、
一連の少なくとも５つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を表す水素含有量Ｈｍａｘと、量Ｘｐとが、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ≦３．３の関係である、オーステナイト系鋼板。
【請求項２】
１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ≦２．５であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記鋼板が、亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を含み、元素Ｙが、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇのうちの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎでないことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を有するベース鋼を含む被覆鋼板であって、
元素Ｙが、前記ベース鋼上でＮｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎではなく、
前記ベース鋼の組成物が、重量で表して、
０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、
１５％≦Ｍｎ≦２６％、
Ｓｉ≦３％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の各元素、下記のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム
０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、
０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、
０．１４％≦Ｍｏ≦２％、
０．０７０％≦Ｃｒ≦２％
から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、
Ｎｉ≦２％、
Ｃｕ≦５％
から選択される１つ以上の元素を含み、
残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の前記少なくとも１つの金属元素の量Ｘｐが、重量で表して、
０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、
０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、
０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、
０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％
であり、
前記被覆物の厚さが、５０μｍ以下であり、前記被覆物が、前記基材との界面に、鉄およびマンガンに富むＺｎ合金層を含み、前記合金層の厚さが、１μｍ以上である、被覆鋼板。
【請求項５】
前記合金層の厚さが、４μｍ以上であることを特徴とする、請求項４に記載の鋼板。
【請求項６】
前記合金層の厚さが、７μｍ以上であることを特徴とする、請求項４に記載の鋼板。
【請求項７】
前記ベース鋼の上に亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を有するベース鋼を含み、
前記鋼と前記亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物との間で水素バリアの機能を果たす金属被覆物層を含むことを特徴とする、請求項４に記載の組成物を有する、被覆鋼板。
【請求項８】
前記金属被覆物層の金属が、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、ＷまたはＡｌ、またはこれらの前記金属系合金から選択されることを特徴とする、請求項７に記載の鋼板。
【請求項９】
前記金属被覆物層が、０．１〜１μｍの厚さを有することを特徴とする、請求項７または８に記載の鋼板。
【請求項１０】
前記組成物が、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦０．５０％のＣを含むことを特徴とする、請求項１〜９のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１１】
前記組成物が、重量で表して、０．５０％＜Ｃ≦０．７０％のＣを含むことを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１２】
前記組成物が、重量で表して、０．７０％＜Ｃ≦１．０５％のＣを含むことを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１３】
前記組成物が、重量で表して、１７％≦Ｍｎ≦２４％のＭｎを含むことを特徴とする、請求項１０または１１に記載の鋼板。
【請求項１４】
前記組成物が、重量で表して、１６％≦Ｍｎ≦１９％のＭｎを含むことを特徴とする、請求項１２に記載の鋼板。
【請求項１５】
前記組成物が、０．０７０％≦Ｖ≦０．４０％のＶを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のバナジウムＶｐが、０．０７０％≦Ｖｐ≦０．１４０％であることを特徴とする、請求項１〜１４のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１６】
前記組成物が、０．０６０％≦Ｔｉ≦０．４０％のＴｉを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のチタンＴｉｐが、０．０６０％≦Ｔｉｐ≦０．１１０％であることを特徴とする、請求項１〜１５のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１７】
前記組成物が、０．０９０％≦Ｎｂ≦０．４０％のＮｂを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のニオブＮｂｐが、０．０９０％≦Ｎｂｐ≦０．２００％であることを特徴とする、請求項１〜１６のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１８】
前記組成物が、０，２０％≦Ｍｏ≦１．８％のＭｏを含み、炭化物の形態のモリブデンＭｏｐが、０．２０％≦Ｍｏｐ≦０．３５％であることを特徴とする、請求項１〜１７のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１９】
前記炭化物、窒化物、炭窒化物の平均寸法
【数７】
が、７〜２０ナノメートルであることを特徴とする、請求項１〜１８のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項２０】
前記炭化物、窒化物、炭窒化物の集団の少なくとも７５％が、粒内位置にあることを特徴とする、請求項１〜１９のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項２１】
優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼に、重量で表して、
０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、
１５％≦Ｍｎ≦２６％、
Ｓｉ≦３％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の各元素、下記のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム
０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、
０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、
０．１４％≦Ｍｏ≦２％、
０．０７０％≦Ｃｒ≦２％
から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、
Ｎｉ≦２％、
Ｃｕ≦５％
から選択される１つ以上の元素を含み、
残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物とからなる組成物を供給することと、
前記鋼を半完成製品の形態で鋳造することと、
前記半完成製品を再加熱することと、
前記半完成製品を圧延終了温度まで熱間圧延を行って、板を得ることと、
前記板をコイル化することと、
場合によっては冷間圧延および焼鈍を行い、再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、焼鈍温度が、選択されて、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の次の量Ｘｐ
０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、
０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、
０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、
０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％
を得ることと、
一連の少なくとも５つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を示す浸漬後の水素含有量Ｈｍａｘと、量Ｘｐとが、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３を満足するように、前記板が、少なくとも１５秒の時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで浸漬される少なくとも１つの浸漬処理を行うことと
を含む、鋼板の製造方法。
【請求項２２】
前記温度θおよび前記時間ｔが、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜２．５のように選択されることを特徴とする、請求項２１に記載の製造方法。
【請求項２３】
前記半完成製品が、５〜２０日の時間、９００〜１０００℃の温度で熱処理されることを特徴とする、請求項２１または２２に記載の製造方法。
【請求項２４】
優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼板を供給し、前記鋼の組成物が、請求項４によることと、
２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で前記板を浸漬することと
を含む、製造方法。
【請求項２５】
優れた耐遅れ割れ性を示す被覆鋼板の製造方法であって、
ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆鋼板を供給し、元素Ｙが、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎではなく、前記鋼の組成物が、請求項４によることと、
時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で前記板を浸漬し、前記温度および時間が、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することと
を含む、製造方法。
【請求項２６】
優れた耐遅れ割れ性を示す熱間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
重量で表して、
０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、
１５％≦Ｍｎ≦２６％、
Ｓｉ≦３％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の各元素、下記のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム
０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、
０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、
０．１４％≦Ｍｏ≦２％、
０．０７０％≦Ｃｒ≦２％
から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、
Ｎｉ≦２％、
Ｃｕ≦５％
から選択される１つ以上の元素を含み、
残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなる、鋼組成物を供給することと、
前記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
前記半完成製品を１１００〜１３００℃の温度に加熱することと、
８９０℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
前記板を５８０℃より低い温度でコイル化することと、
ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物で前記板を被覆することと、
前記被覆板上で少なくとも１つの浸漬処理を行い、前記浸漬が、時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、前記温度および時間が、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することと
を含む、製造方法。
【請求項２７】
優れた耐遅れ割れ性を示す冷間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
請求項２６による鋼組成物を供給することと、
前記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
前記半完成製品を１１００〜１３００℃の温度に加熱することと、
８９０℃以上の圧延終了温度で前記半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
前記板を５８０℃より低い温度でコイル化することと、
前記板の少なくとも１つの冷間圧延を行うことと、
前記板の少なくとも１つの焼鈍処理を行い、前記処理が、７００〜８７０℃の温度Ｔｓで、３０秒〜１８０秒の時間、２〜１０℃／秒の加熱速度Ｖｈと、１０〜５０℃／秒の冷却速度とを含むことと、
前記板をＺｎまたはＺｎ−Ｙ被覆物で被覆することと、
前記被覆板上で少なくとも１つの浸漬処理を行い、前記浸漬が、時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、前記温度および時間が、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することと
を含む、製造方法。
【請求項２８】
θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２４５０であることを特徴とする、請求項２５〜２７のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項２９】
θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２７５０であることを特徴とする、請求項２５〜２７のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３０】
浸漬温度θが、再結晶温度未満である、請求項２４〜２９のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３１】
前記浸漬が、連続焼鈍によって行われることを特徴とする、請求項２１〜３０のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３２】
前記浸漬が、バッチ焼鈍によって行われることを特徴とする、請求項２１〜３１のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３３】
前記浸漬が、オープンコイル焼鈍によって行われる、請求項３２に記載の製造方法。
【請求項３４】
前記浸漬が、誘導加熱によって行われることを特徴とする、請求項２１〜２９のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３５】
前記浸漬が、横断方向電磁場で行われることを特徴とする、請求項３４に記載の製造方法。
【請求項３６】
前記鋼板が、冷間形成されて部品を得て、前記浸漬が、前記部品の冷間形成の前または後に行われることを特徴とする、請求項２１〜３５のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３７】
自動車分野での構造部品、補強要素または外部部品の製造のための、請求項１〜２０のいずれか一項に記載の、または請求項２１〜３６のいずれか一項に記載の方法によって製造される、オーステナイト系鋼板の使用。
【請求項１】
耐遅れ割れ性に優れたオーステナイト系鋼板であって、
前記鋼の組成物が、重量で表して、
０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、
１５％≦Ｍｎ≦２６％、
Ｓｉ≦３％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の各元素、下記のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム
０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、
０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、
０．１４％≦Ｍｏ≦２％、
０．０７０％≦Ｃｒ≦２％
から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、
Ｎｉ≦２％、
Ｃｕ≦５％
から選択される１つ以上の元素を含み、
残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の前記少なくとも１つの金属元素の量Ｘｐが、重量で表して、
０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、
０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、
０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、
０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％
であり、
一連の少なくとも５つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を表す水素含有量Ｈｍａｘと、量Ｘｐとが、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ≦３．３の関係である、オーステナイト系鋼板。
【請求項２】
１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ≦２．５であることを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記鋼板が、亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を含み、元素Ｙが、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇのうちの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎでないことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を有するベース鋼を含む被覆鋼板であって、
元素Ｙが、前記ベース鋼上でＮｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎではなく、
前記ベース鋼の組成物が、重量で表して、
０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、
１５％≦Ｍｎ≦２６％、
Ｓｉ≦３％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の各元素、下記のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム
０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、
０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、
０．１４％≦Ｍｏ≦２％、
０．０７０％≦Ｃｒ≦２％
から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、
Ｎｉ≦２％、
Ｃｕ≦５％
から選択される１つ以上の元素を含み、
残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなり、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の前記少なくとも１つの金属元素の量Ｘｐが、重量で表して、
０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、
０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、
０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、
０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％
であり、
前記被覆物の厚さが、５０μｍ以下であり、前記被覆物が、前記基材との界面に、鉄およびマンガンに富むＺｎ合金層を含み、前記合金層の厚さが、１μｍ以上である、被覆鋼板。
【請求項５】
前記合金層の厚さが、４μｍ以上であることを特徴とする、請求項４に記載の鋼板。
【請求項６】
前記合金層の厚さが、７μｍ以上であることを特徴とする、請求項４に記載の鋼板。
【請求項７】
前記ベース鋼の上に亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物を有するベース鋼を含み、
前記鋼と前記亜鉛または亜鉛−Ｙ合金被覆物との間で水素バリアの機能を果たす金属被覆物層を含むことを特徴とする、請求項４に記載の組成物を有する、被覆鋼板。
【請求項８】
前記金属被覆物層の金属が、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、ＷまたはＡｌ、またはこれらの前記金属系合金から選択されることを特徴とする、請求項７に記載の鋼板。
【請求項９】
前記金属被覆物層が、０．１〜１μｍの厚さを有することを特徴とする、請求項７または８に記載の鋼板。
【請求項１０】
前記組成物が、重量で表して、０．３５％≦Ｃ≦０．５０％のＣを含むことを特徴とする、請求項１〜９のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１１】
前記組成物が、重量で表して、０．５０％＜Ｃ≦０．７０％のＣを含むことを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１２】
前記組成物が、重量で表して、０．７０％＜Ｃ≦１．０５％のＣを含むことを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１３】
前記組成物が、重量で表して、１７％≦Ｍｎ≦２４％のＭｎを含むことを特徴とする、請求項１０または１１に記載の鋼板。
【請求項１４】
前記組成物が、重量で表して、１６％≦Ｍｎ≦１９％のＭｎを含むことを特徴とする、請求項１２に記載の鋼板。
【請求項１５】
前記組成物が、０．０７０％≦Ｖ≦０．４０％のＶを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のバナジウムＶｐが、０．０７０％≦Ｖｐ≦０．１４０％であることを特徴とする、請求項１〜１４のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１６】
前記組成物が、０．０６０％≦Ｔｉ≦０．４０％のＴｉを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のチタンＴｉｐが、０．０６０％≦Ｔｉｐ≦０．１１０％であることを特徴とする、請求項１〜１５のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１７】
前記組成物が、０．０９０％≦Ｎｂ≦０．４０％のＮｂを含み、析出した炭化物、窒化物、炭窒化物の形態のニオブＮｂｐが、０．０９０％≦Ｎｂｐ≦０．２００％であることを特徴とする、請求項１〜１６のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１８】
前記組成物が、０，２０％≦Ｍｏ≦１．８％のＭｏを含み、炭化物の形態のモリブデンＭｏｐが、０．２０％≦Ｍｏｐ≦０．３５％であることを特徴とする、請求項１〜１７のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項１９】
前記炭化物、窒化物、炭窒化物の平均寸法
【数７】
が、７〜２０ナノメートルであることを特徴とする、請求項１〜１８のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項２０】
前記炭化物、窒化物、炭窒化物の集団の少なくとも７５％が、粒内位置にあることを特徴とする、請求項１〜１９のいずれか一項に記載の鋼板。
【請求項２１】
優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼に、重量で表して、
０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、
１５％≦Ｍｎ≦２６％、
Ｓｉ≦３％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の各元素、下記のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム
０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、
０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、
０．１４％≦Ｍｏ≦２％、
０．０７０％≦Ｃｒ≦２％
から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、
Ｎｉ≦２％、
Ｃｕ≦５％
から選択される１つ以上の元素を含み、
残部が、鉄と、水素を含む、製造に伴う不可避の不純物とからなる組成物を供給することと、
前記鋼を半完成製品の形態で鋳造することと、
前記半完成製品を再加熱することと、
前記半完成製品を圧延終了温度まで熱間圧延を行って、板を得ることと、
前記板をコイル化することと、
場合によっては冷間圧延および焼鈍を行い、再加熱温度、圧延終了温度、コイル化温度、焼鈍温度が、選択されて、炭化物、窒化物または炭窒化物の形態の金属元素の次の量Ｘｐ
０．０３０％≦Ｖｐ≦０．４０％、
０．０３０％≦Ｔｉｐ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｎｂｐ≦０．４０％、
０．１４％≦Ｍｏｐ≦０．４４％、
０．０７０％≦Ｃｒｐ≦０．６％
を得ることと、
一連の少なくとも５つの試料から測定されることが可能である最大水素含有量を示す浸漬後の水素含有量Ｈｍａｘと、量Ｘｐとが、重量で表して、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜３．３を満足するように、前記板が、少なくとも１５秒の時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで浸漬される少なくとも１つの浸漬処理を行うことと
を含む、鋼板の製造方法。
【請求項２２】
前記温度θおよび前記時間ｔが、１０００Ｈｍａｘ／Ｘｐ＜２．５のように選択されることを特徴とする、請求項２１に記載の製造方法。
【請求項２３】
前記半完成製品が、５〜２０日の時間、９００〜１０００℃の温度で熱処理されることを特徴とする、請求項２１または２２に記載の製造方法。
【請求項２４】
優れた耐遅れ割れ性を示す鋼板の製造方法であって、
鋼板を供給し、前記鋼の組成物が、請求項４によることと、
２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で前記板を浸漬することと
を含む、製造方法。
【請求項２５】
優れた耐遅れ割れ性を示す被覆鋼板の製造方法であって、
ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆鋼板を供給し、元素Ｙが、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇの１つまたは複数であるが、ＦｅまたはＭｎではなく、前記鋼の組成物が、請求項４によることと、
時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で前記板を浸漬し、前記温度および時間が、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することと
を含む、製造方法。
【請求項２６】
優れた耐遅れ割れ性を示す熱間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
重量で表して、
０．３５％≦Ｃ≦１．０５％、
１５％≦Ｍｎ≦２６％、
Ｓｉ≦３％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０８０％、
Ｎ≦０．１％
の各元素、下記のバナジウム、チタン、ニオブ、モリブデンおよびクロム
０．０５０％≦Ｖ≦０．５０％、
０．０４０％≦Ｔｉ≦０．５０％、
０．０７０％≦Ｎｂ≦０．５０％、
０．１４％≦Ｍｏ≦２％、
０．０７０％≦Ｃｒ≦２％
から選択される少なくとも１つの金属元素Ｘ、および場合によっては、
０．０００５％≦Ｂ≦０．０１０％、
Ｎｉ≦２％、
Ｃｕ≦５％
から選択される１つ以上の元素を含み、
残部が、鉄と、製造に伴う不可避の不純物とからなる、鋼組成物を供給することと、
前記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
前記半完成製品を１１００〜１３００℃の温度に加熱することと、
８９０℃以上の圧延終了温度で半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
前記板を５８０℃より低い温度でコイル化することと、
ＺｎまたはＺｎ−Ｙ合金被覆物で前記板を被覆することと、
前記被覆板上で少なくとも１つの浸漬処理を行い、前記浸漬が、時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、前記温度および時間が、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することと
を含む、製造方法。
【請求項２７】
優れた耐遅れ割れ性を示す冷間圧延被覆鋼板の製造方法であって、
請求項２６による鋼組成物を供給することと、
前記鋼組成物から半完成製品を鋳造することと、
前記半完成製品を１１００〜１３００℃の温度に加熱することと、
８９０℃以上の圧延終了温度で前記半完成製品を熱間圧延して、板を得ることと、
前記板を５８０℃より低い温度でコイル化することと、
前記板の少なくとも１つの冷間圧延を行うことと、
前記板の少なくとも１つの焼鈍処理を行い、前記処理が、７００〜８７０℃の温度Ｔｓで、３０秒〜１８０秒の時間、２〜１０℃／秒の加熱速度Ｖｈと、１０〜５０℃／秒の冷却速度とを含むことと、
前記板をＺｎまたはＺｎ−Ｙ被覆物で被覆することと、
前記被覆板上で少なくとも１つの浸漬処理を行い、前記浸漬が、時間ｔの間、２５０〜９００℃の温度θで、−３０℃より低い露点を有する純窒素またはアルゴン雰囲気で行われ、前記温度および時間が、θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２２００を満足することと
を含む、製造方法。
【請求項２８】
θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２４５０であることを特徴とする、請求項２５〜２７のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項２９】
θ（℃）Ｌｎ（ｔ（ｓ））≧２７５０であることを特徴とする、請求項２５〜２７のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３０】
浸漬温度θが、再結晶温度未満である、請求項２４〜２９のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３１】
前記浸漬が、連続焼鈍によって行われることを特徴とする、請求項２１〜３０のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３２】
前記浸漬が、バッチ焼鈍によって行われることを特徴とする、請求項２１〜３１のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３３】
前記浸漬が、オープンコイル焼鈍によって行われる、請求項３２に記載の製造方法。
【請求項３４】
前記浸漬が、誘導加熱によって行われることを特徴とする、請求項２１〜２９のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３５】
前記浸漬が、横断方向電磁場で行われることを特徴とする、請求項３４に記載の製造方法。
【請求項３６】
前記鋼板が、冷間形成されて部品を得て、前記浸漬が、前記部品の冷間形成の前または後に行われることを特徴とする、請求項２１〜３５のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項３７】
自動車分野での構造部品、補強要素または外部部品の製造のための、請求項１〜２０のいずれか一項に記載の、または請求項２１〜３６のいずれか一項に記載の方法によって製造される、オーステナイト系鋼板の使用。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図２】
【図３】
【図４】
【公表番号】特表２００９−５４２９２０（Ｐ２００９−５４２９２０Ａ）
【公表日】平成２１年１２月３日（２００９．１２．３）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−５１８９９２（Ｐ２００９−５１８９９２）
【出願日】平成１９年７月６日（２００７．７．６）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＩＢ２００７／００１８６６
【国際公開番号】ＷＯ２００８／００７１９２
【国際公開日】平成２０年１月１７日（２００８．１．１７）
【出願人】（５０６１６６４９１）アルセロールミタル・フランス (43)
【出願人】（５０７１１５１０４）ティッセンクルップ・スティール・ヨーロッパ・アクチエンゲゼルシャフト (2)
【Ｆターム（参考）】
【公表日】平成２１年１２月３日（２００９．１２．３）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年７月６日（２００７．７．６）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＩＢ２００７／００１８６６
【国際公開番号】ＷＯ２００８／００７１９２
【国際公開日】平成２０年１月１７日（２００８．１．１７）
【出願人】（５０６１６６４９１）アルセロールミタル・フランス (43)
【出願人】（５０７１１５１０４）ティッセンクルップ・スティール・ヨーロッパ・アクチエンゲゼルシャフト (2)
【Ｆターム（参考）】
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