CN103649343A - 涂覆有锌或锌合金的经冷轧钢板、其制造方法及所述钢板的用途 - Google Patents

Abstract

本发明涉及TRIP钢板，其是经冷轧并退火的，是可成形的并且具有改善的可焊性，其强度在780MPa与900MPa之间，并且其断裂伸长率大于19%，其中其组成包括含量以重量百分比表示的以下元素：0.17%≤C≤0.25%、1.5%≤Mn≤2%、0.50%≤Si≤1%和0.50%≤Al≤1.2%，应理解Si+Al≥1.30%，所述组成的剩余部分由铁和因生产而产生的不可避免的杂质组成，钢板的显微组织由65%至85%的铁素体、15%至35%的残余马氏体和奥氏体岛组成，所述残余马氏体和奥氏体岛的平均大小小于1.3微米，并且其平均形状因数小于3。

Description

涂覆有锌或锌合金的经冷轧钢板、其制造方法及所述钢板的用途

本发明涉及经涂覆、经冷轧的板的制造，所述板通过成形对零件的制造表现出“TRIP”（转变诱发塑性）效应并且特别地旨在用于机动车辆。

在机动车辆设计领域中减少温室气体排放是目前的一个挑战，该挑战正在通过减少车辆重量，进而减少其燃料消耗来应对。当所述挑战与新一代车辆的安全性要求相结合时，汽车制造商被迫越来越多地在车体中使用具有提高的机械强度的钢以减少零件的厚度，从而减少车辆的重量。然而，用于新一代车辆的零件具有复杂的形状，并且制造所述零件的钢板必须具有足够的延性。

在这些条件下，因为TRIP钢将高强度与高可成形性结合起来，所以其经历了很大增长。

机械强度与可成形性之间的这种良好折中是TRIP钢复杂结构的结果，所述复杂结构包含铁素体（其是延性组分）、较硬的组分（如马氏体和奥氏体（MA）岛，其大多数由残余奥氏体组成）以及最后的机械强度和延性介于铁素体与MA岛之间的贝氏体铁素体基体。TRIP钢具有很高的固结能力，使得在碰撞的情况下乃至在车辆零件成形期间的形变能够有良好分布。因此，可制造与由常规钢制成的那些零件一样复杂但具有改善机械性能的零件，进而使得能够降低零件的厚度以遵守在机械性能方面相同的功能规格（charges fonctionnel）。因此这些钢是对车辆中降低重量和增加安全性的要求的有效应对。在热轧和冷轧钢板的领域中，这种类型的钢已应用于机动车辆的结构和安全零件，以及其他方面。

最近对减少车辆重量和能量消耗的要求导致了对某些TRIP钢的需求，所述TRIP钢的机械强度Rm在780MPa与900MPa之间，使用ISO-型试样的总伸长率大于19%。除该水平的强度和延性之外，所述钢必须具有良好的可焊性和对于连续热浸镀锌的高度适应性。这些钢还必须表现出高度的可弯性。

在这方面，现有技术文献JP2001254138描述了具有以下化学组成的钢：0.05%至0.3%的C、0.3%至2.5%的Si、0.5%至3.0%的Mn和0.001%至2.0%的Al，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。该结构包含残余奥氏体（其中碳的质量浓度大于或等于1%并且体积分数在3%与50%之间）和铁素体（其形状因数在0.5与3之间并且其体积在50%与97%之间）。该现有技术文献涉及未涂覆的钢，并且在该专利的框架中，该发明不能用于形成这样的钢，其需要与高延性相关的特定的机械强度以形成用于机动车辆的复杂的经涂覆的结构零件。

现有技术文献WO2002101112也描述了具有以下化学组成的钢：C:0.0001%至0.3%；Si:0.001%至2.5%；Mn:0.001%至3%；Al:0.0001%至4%；P:0.0001%至0.3%；S:0.0001%至0.1%以及任选的一种或更多种以下元素：总量在0.001%至1%之间的Nb、Ti、V、Zr、Hf和Ta，B：0.0001%至0.1%，Mo：0.001%至5%，Cr：0.001%至25%，Ni：0.001%至10%，Cu：0.001%至5%，Co：0.001%至5%，W：0.001%至5%，以及总量在0.0001%与1%之间的Y、REM、Ca、Mg和Ce，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。所要求保护的显微组织由作为主要结构的50%至97%铁素体或铁素体+贝氏体组合和作为第二相的奥氏体（其含量在总体积的3%与50%之间）组成。该文献的教导不能形成这样的钢，其需要与高度延性相关的特定的机械强度以形成旨在用于机动车辆结构的复杂的经涂覆零件。

本发明的目的是生产涂覆有Zn或Zn合金的钢板，其具有改善的可成形性、可涂覆性和可焊性的标准的组合。对焊接过程中锌渗入期间通过液体锌而脆化的低敏感性改善了经涂覆且经焊接的零件在使用中的行为。该脆化由锌或锌合金的底涂层由于其在焊接期间所暴露的高温而熔化来解释。在这些温度下，液体锌渗入到钢的奥氏体晶粒边界中并引起脆化，例如，其导致了在点焊期间暴露于外部高应力的区域中裂纹的过早出现。

在这个意义上，本发明的目的是制造可用的“TRIP效应”钢板，其机械强度在780MPa与900MPa之间，同时断裂伸长率大于19%。该板必须可用Zn或Zn合金涂覆并且必须对锌在奥氏体晶粒边界中的渗入相对不敏感。

本发明的另外一个目的是通过消除对添加昂贵合金元素的需要来提供一种经济的制造方法。

所述板可使用任意合适的制造方法来制造。然而，其有利地使用其中参数的小变化不引起显微组织或机械性能显著变化的制造方法。

本发明的一个特别有利的目的是提供易于冷轧的钢板，即，在热轧步骤之后其硬度有限使得在冷轧步骤中需要的轧制力保持适中的钢板。

为此，本发明的目的是涂覆有锌或锌合金的冷轧退火钢板，其组成如下，其中含量以重量百分比表示：

0.17%≤C≤0.25%

1.5%≤Mn≤2.0%

0.50%≤Si≤1%

0.50%≤Al≤1.2%

B≤0.001%

P≤0.030%

S≤0.01%

Nb≤0.030%

Ti≤0.020%

V≤0.015%

Cu≤0.1%

Cr≤0.150%

Ni≤0.1%

0%≤Mo≤0.150%

其中Si+Al≥1.30%，

组成的剩余部分由铁和因加工而产生的不可避免的杂质组成，所述显微组织由（含量以面积百分比表示）65%至85%的铁素体、15%至35%的马氏体和残余奥氏体的岛组成，所述铁素体包含小于5%的未再结晶的铁素体，应理解，总残余奥氏体含量在10%与25%之间并且总马氏体含量小于或等于10%，所述马氏体和残余奥氏体的岛的平均尺寸小于1.3微米，其平均形状因数小于3，机械强度Rm在780MPa与900MPa之间并且断裂伸长率A%大于或等于19%。

本发明要求保护的板还可表现出单独考虑或组合考虑的下列特征：

-以重量百分比表示的组成包括：

0.19%≤C≤0.23%

-以重量百分比表示的组成包括：

1.6%≤Mn≤1.8%

-以重量百分比表示的组成包括：

0.7%≤Si≤0.9%

-以重量百分比表示的组成包括：

0.6%≤Al≤0.8%

-以重量百分比表示的组成包括：

0%<B≤0.0005%,

-面积百分比大于90%的马氏体和残余奥氏体的岛的大小小于或等

于2微米。

本发明的另外一个目的是用于涂覆有锌或锌合金的冷轧退火板的制造方法，其由下列步骤组成：

-获得具有本发明要求保护的组成的钢，然后

-将该钢浇铸成半成品的形式，然后

-将该半成品加热到1150℃至1250℃的温度，然后

-对该半成品进行热轧，在大于或等于Ar3的终轧温度T_FL下完成轧

制以获得板，然后

-在500℃至600℃的温度T_bob下使该经热轧的板卷取，然后

-将该经热轧的板冷却到环境温度，然后

-如有必要，对该经热轧的板进行酸洗，然后

-对该板进行冷轧，然后

-将该经冷轧的板接着以1℃/秒至30℃/秒的速率V_c再加热至T_r维

持大于或等于15秒的时长t_r，选择所述温度和时间以获得面积百

分比在35%与70%之间的奥氏体，剩余部分由多角形铁素体组成，

然后

-将该经冷轧的板以速率V_ref冷却到475℃至440℃的温度T_eg，所述

速率V_ref足够快以防止珠光体的形成，然后

-将该经冷轧的板在均衡温度（température d’égalisation）T_eg下保

温20秒至120秒的时长t_eg，然后

-通过在锌或锌合金的浴中连续热浸来涂覆该经冷轧的板，然后

-将该经冷轧、经涂覆的板冷却至环境温度。

本发明要求保护的板还可表现出单独考虑或组合考虑的下列特征：

-终轧温度T_FL大于900℃。

-终轧温度T_FL等于或大于920℃。

-在T_r下进行时长t_r的退火期间的露点在-20℃与-15℃之间。

-退火温度T_r在Ac1+50℃与Ac3-50℃之间。

-退火温度T_r在Ac1+50℃与Ac1+170℃之间。

-时间t_eg优选地在30秒与80秒之间。

-时间t_eg理想地在30秒与60秒之间。

本发明要求保护的板适合于电阻点焊。

本发明的另外一个目的是本发明要求保护的或通过本发明要求保护的方法获得的经冷轧、经退火并且经涂覆的板用于制造地面机动车辆的结构或安全零件的用途。

以下描述中示出了本发明的另外的特征和优势，其仅通过示例的方式给出并且参照附图，其中：

-图1示出了用来测量机械性能的拉伸试样的尺寸，其中数值尺寸示

于表4中。

-图2示出了本发明要求保护的钢板的显微组织的一个实例，所述钢

板具有白色的MA岛和黑色的包含多角形铁素体和贝氏体的基体。

-图3示出了作为各自最大长度函数的根据本发明的MA岛的形状因

数分布的一个实例。

同样，在本发明的框架内，已发现了在临界区（intercritique）保温期间形成的奥氏体分数及其与均衡温度的组合对钢板的最终机械行为的影响。

碳通过TRIP效应在显微组织的形成中以及在延性和强度方面的机械性能中起着重要作用：碳低于0.17wt%时机械强度变得不足。高于0.25%时，虽然TRIP效应得到改善，但可焊性逐渐降低。碳含量有利地在0.19%与0.23%之间（含0.19%和0.23%）。

锰是通过置换型固溶体提供硬化的元素，其增加了淬硬性并且减缓碳化物的沉淀。1.5wt%的最小含量对于获得期望机械性能是必需的。然而，高于2%，其γ基因（gammagène）特征导致过度带状组织的形成，其可对汽车结构零件的成形性能产生不利影响，并且使钢的可涂覆性降低。锰含量有利地在1.6%与1.8%之间（含1.6%和1.8%）。

通过添加硅和铝可使残余奥氏体稳定，硅和铝显著减缓退火周期期间并且最特别地在贝氏体转变期间碳化物的沉淀。这使得奥氏体富集有碳，导致其在环境温度下在经涂覆的钢板中的稳定。例如，随后在成形过程中施加外部压力将导致该奥氏体转变为马氏体。该转变导致了TRIP钢的机械强度与延性之间的良好折衷。

硅是在置换型固溶体中硬化的元素。该元素通过在初步冷却之后的均衡步骤期间减缓碳化物沉淀也在显微组织的形成中起着重要作用，这使得可在残余奥氏体中浓缩碳以使其稳定。硅与铝结合起着有效作用，考虑到特定性质，其最好的结果是在含量水平高于0.50%时获得的。然而，以大于1%的量添加硅则具有通过促进粘附于产品表面的氧化物的形成而对热浸涂覆的适用性产生不利影响的风险；硅含量必须限制在1wt%以有助于可热浸涂覆性。硅含量优选地在0.7%与0.9%之间。硅还降低了可焊性；小于或等于1%的含量同时提供了非常好的焊接适用性以及良好的可涂覆性。

铝通过大大减缓碳化物的沉淀在本发明中起着重要作用；其作用与硅的作用相结合，其中按重量计硅和铝的含量使得：Si+Al≥1.30%，以足以阻碍碳化物的沉淀并稳定残余奥氏体。当铝含量大于0.50%时并且当其小于1.2%时获得了该效果。铝含量优选地小于或等于0.8%并且大于或等于0.6%。一般还认为高水平的Al增加了在轧制上游的钢浇铸期间喷嘴堵塞的风险和耐火材料的侵蚀。铝也发生负偏析并且可导致宏观偏析。过量的铝降低热延性并在连续浇铸期间增加出现缺陷的风险。在没有小心控制浇铸条件的情况下，微观和宏观偏析缺陷最终导致了退火钢板的中心偏析。该中心带将比其周围基体更硬并且将对材料的成形性产生不利影响。

硫含量高于0.01%时，延性由于降低钢可加工性的硫化物如MnS（硫化锰）的过量存在而降低，并且也是裂纹萌生的来源。硫也是残余元素，其含量应被限制。

磷是这样的元素，其在固溶体中硬化但显著降低点焊适用性和热延性，特别是考虑到其晶粒边界偏析的倾向或其与锰共偏析的倾向。因为这些原因，所以其含量必须限于0.03%以获得良好的点焊适用性和良好的热延性。磷也是残余元素，其含量应该被限制。

钼在确定淬硬性和硬度中起着有效作用并且延迟贝氏体的出现。然而，钼的添加过度地提高了合金元素添加的成本，使得出于经济原因其含量被限于0.150%乃至被限于0.100%。

铬由于其在确定淬硬性中的作用，所以也有助于延缓先共析铁素体的形成。该元素通过置换型固溶体也有助于硬化，但是因为铬是昂贵的合金元素，所以出于经济原因其含量限于0.150%乃至限于0.100%。

镍是奥氏体的强力的稳定剂，促进奥氏体的稳定化。然而，在高于0.1%的水平下，添加合金元素的成本从财务角度来看意义不大。因此，镍含量出于经济原因限于0.1%。

铜也是奥氏体的稳定剂，促进奥氏体的稳定化。然而，在高于0.1%的水平下，添加合金元素的成本从财务角度来看意义不大。因此，铜含量出于经济原因限于0.1%。

硼对钢的淬硬性表现出很强的影响。其限制碳的活性并且限制扩散相转变（在冷却期间的铁素体或贝氏体转变），从而促进硬化相如马氏体的形成。该影响在本发明中是不期望的，原因是本发明的目的是促进贝氏体转变以稳定奥氏体并且防止过多面积百分比的马氏体形成。因此，硼含量限于0.001%。

微合金元素如铌、钛和钒分别限于0.030%、0.020%和0.015%的最大水平，原因是这些元素具有与碳和/或氮形成硬化沉淀物的特殊特征，这也往往会降低产品的延性。它们还延缓了加热期间和退火保温步骤期间的再结晶，并因此细化了显微组织，从而也使材料硬化。

组成的剩余部分由铁和因加工而产生的不可避免的杂质组成。

TRIP效应钢具有包含残余奥氏体和马氏体的岛（称为“MA岛”）以及铁素体的显微组织。该铁素体可被细分为两类：临界区铁素体（其为多角形铁素体，在作为在T_r下退火一部分的加热后的保温期间形成）和贝氏体铁素体（不含碳化物，在保温之后，在初期冷却期间和作为退火一部分的均衡步骤期间形成）。以下所用术语“铁素体”包括两种子类型。虽然存在于显微组织中的马氏体是不期望的，但是其难以被完全除去。

本发明要求保护的板的有利性质得益于显微组织的组合而获得，所述显微组织的组合包括多角形铁素体、贝氏体铁素体以及残余奥氏体和马氏体的岛，并且具有权利要求书中限定的特定的化学组成。

在本发明的上下文中，形成了不多于5%的未再结晶铁素体。未再结晶铁素体的该比率如下评估：在鉴定了显微组织内的铁素体相之后，相对于铁素体相总体对未再结晶铁素体的面积百分比进行定量。该未再结晶相具有非常低的延性，是在成形为最终形式期间裂纹萌生的源头，并且使其不可能达到本发明所规定的特征。

本发明教导了：显微组织由（含量水平以面积百分比表示）65%至85%的铁素体、15%至35%的马氏体和残余奥氏体的岛构成，其中残余奥氏体的总含量在10%与25%之间并且马氏体总含量小于或等于10%（以面积百分比计）。

小于15%的MA岛的量不会使抗损性有任何显著的提高。总伸长率也不会达到19%。此外，由于MA岛是硬的，所以如果其含量水平小于15%，则存在不能达到规定的780MPa的风险。超过35%时，需要高碳含量以充分地稳定它，这会对钢的可焊性产生不利影响。优选地，残余奥氏体按重量计的碳含量大于0.8%以获得在环境温度下足够稳定的MA岛。在本发明的框架内，铁素体使得能够改善延性，并且该延性结构的存在对达到19%的规定总伸长率是必要的。贝氏体铁素体使得能够稳定残余奥氏体。

图2说明了本发明要求保护的显微组织通过光学显微镜得到的图像。所述MA岛看起来为白色，铁素体为黑色。在该阶段中，因为放大率太低，所以多角形铁素体与贝氏体铁素体之间没有差别，并且在两种情况下，由结晶角度来看都具有体心立方结构（structure cubique centrée）。主要不同在于贝氏体铁素体的位错密度和碳含量高于多角形临界区铁素体的位错密度和碳含量。

例如，本发明要求保护的方法可包括下列的连续步骤：

获得具有本发明要求保护的组成的钢，然后由这种钢来浇铸半成品。可将所述钢浇铸成锭，或者可将所述钢连续浇筑成厚板的形式。

使浇铸半成品首先达到大于1150℃且小于1250℃的温度T_rech，使得在各方面，其都达到有利于钢在轧制期间将经历的高形变速率的温度。该温度范围使得其可在奥氏体范围中。

然而，如果温度T_rech大于1275℃，则奥氏体晶粒不期望地长大并且导致了更粗的最终组织。

-在其中钢结构由此完全是奥氏体的温度范围中对所述半成品进行热轧；如果在冷却Ar3期间，终轧温度T_FL小于奥氏体开始转变为铁素体的温度，则铁素体晶粒通过轧制进行硬化加工并且延性显著地降低。优选地，将选择大于900℃的终轧温度。甚至更优选终轧温度T_FL大于或等于920℃。

-然后使热轧产品在500℃与600℃之间的温度T_bob下卷取。该温度范围使得其可在与卷取相关的准等温保温期间实现完全的贝氏体转变，然后缓慢冷却。大于600℃的卷取温度导致不期望的氧化物的形成。

当卷取温度太低时，产品的硬度增加，从而使在后续冷轧期间必须施加的力增加。

-如有必要，随后可使用本身已知的方法对热轧产品进行酸洗，然后以优选地在30%与80%之间的压缩率（taux de réduction）进行冷轧。

-然后以1℃/秒至30℃/秒的平均加热速率V_c，优选地在连续退火设备中对经冷轧的产品进行加热。相对于以下的退火温度T_r，在该范围中的加热速率使得其可获得低于5%的未再结晶铁素体分数。

进行加热直至退火温度T_r并且维持时长t_r，使得获得了35%与70%之间的临界区奥氏体，所述退火温度T_r优选地在温度Ac1（加热期间同素异形体转变开始的温度）+50℃与Ac3（加热期间同素异形体转变结束的温度）-50℃之间。这特别地可通过着眼于能量守恒选择在Ac1+50℃与Ac1+170℃之间的温度T_r来实现。当T_r小于（Ac1+50℃）时，组织还可包含未再结晶铁素体的带，其面积百分比可达到5%。本发明要求保护的退火温度T_r使得其可获得足够量的临界区奥氏体以在冷却期间随后形成量为使得残余奥氏体会被充分稳定并且实现期望的机械特征的铁素体。

当临界区奥氏体的分数大于70%时，在温度T_r下，其碳浓度较低，这分别导致随后在冷却期间和在440℃与475℃之间的均衡步骤期间的过快转变以及多角形铁素体和贝氏体铁素体的过度富集。因为铁素体不是非常硬的相，所以其过量的存在使得不可能实现780MPa的目标以及总伸长率≥19%。

保温时长t_rec在15秒与300秒之间。在温度T_r下大于或等于15秒的最小保温时间t_r使得碳化物能够分解，并且首先充分转变为奥氏体。时间超过300秒，该作用达到饱和。保温时间大于300秒也难以适应连续退火设备的生产要求，特别是卷材的开卷速率。

在退火保温结束时，所述板冷却到接近于温度T_eg的温度，冷却速率V_ref足够快以防止冷却期间的任何转变并且特别是防止吸附碳的珠光体的形成。为此目的，冷却速率V_ref优选地大于5℃/秒。在该阶段中，发生奥氏体至铁素体的部分转变。当C被驱向奥氏体时，因为奥氏体在铁素体中相对不溶，所以这使得其可稳定奥氏体以促进TRIP效应。

在温度范围440℃至475℃中的保温必须大于20秒以允许通过奥氏体富集碳使所述奥氏体稳定化，并且小于120秒以限制铁素体的面积百分比和限制最大可能程度的碳化物的沉淀。实际上，超过120秒时，渗碳体Fe₃C沉淀并因此降低了可用于以残余奥氏体开始的TRIP效应的碳量。其结果是以下二者：由于奥氏体分解并包含较少碳的低的机械强度，以及由于不太稳定的奥氏体（因为其不太富含碳）的TRIP效应的低的伸长率。该奥氏体将表现为当暴露于机械应力时过早地转变为马氏体的岛。因为马氏体不是非常有延性的，所以将使钢的总伸长率降低。

优选地，在温度T_eg下的保温时间t_eg将在30秒与80秒之间。理想地，保温时间将在30秒与60秒之间以对显微组织和机械性能具有最佳影响。

然后通过浸入锌或锌合金浴中进行热浸镀锌，其温度T_Zn可在440℃与475℃之间。

例如锌或锌合金浴的组成可使得Al(%)+Fe(%)+10(Pb+Cd)<0.55%，并且补足至100%的剩余部分由锌组成。

然后使镀锌产品以大于2℃/秒的速率V_ref2冷却到环境温度。以这种方式，获得了经冷轧、经退火和镀锌的钢板，其包含以面积百分比计65%至85%的铁素体和15%至35%的马氏体和残余奥氏体的岛，应理解残余奥氏体含量在10%与25%之间。

为了促进易氧化元素（例如锰、铝和硅）的内部氧化现象并且由此促进锌的底涂层在板上的沉积，冷轧之后在炉中的退火在高露点下进行，即，增加进入金属的氧气流量。

当在露点为-40℃或更低的气氛中进行退火时，产品表现出抑制性的可湿性并且沉积的锌没有覆盖百分之百的板表面。而且，当该露点在-40℃时，发现了锌基涂层不良的粘附性。

另一方面，露点在-20℃和-15℃之间时，将显著地改善锌基涂层的可湿性和粘附性。

还可使用电镀锌或PVD（“物理气相沉积”）法。

下文将基于以下非限制性实施例对本发明进行说明。

制备了钢，其组成示于下表中（以重量百分比表示）。因为钢IX1、IX2、IX3和IX4用于制造本发明要求保护的板，所以出于比较的目的，也示出了用于制造参考例的板的钢R1至R6的组成。

对对应于上面所列组成的浇铸半成品进行浇铸，再加热至1230℃，然后在其中组织是完全奥氏体的范围内进行热轧。这些热轧产品的制造条件（终轧温度T_FL和卷取温度T_bob）表示在表2中。

钢	TFL（℃）	Ar3（℃）	Tbob（℃）
				IX1	920	713	580
IX2	>920	716	550
				IX3	>920	702	550
IX4	>920	726	535
				R1	910	726	550
R2	915	715	540
				R3	922	721	560
R4	>920	774	540
				R5	>920	690	540
R6	>920	687	540

表2：热轧产品的制造条件

然后对所有热轧产品进行酸洗，然后以30%至80%的压缩率进行冷轧。以相同组成开始，使某些钢经历不同的制造条件。

表3表示冷轧之后经退火的板的制造条件：

-加热速率Vc

-在保温（临界区）结束时的初始奥氏体含量γ_init

-退火温度T_r

-退火期间的保温时间t_r

-退火之后的冷却速率V_ref

-镀锌之后的冷却速率V’_ref

-均衡温度T_eg

-均衡步骤的时长t_eg

转变温度Ac1和Ac3也示于表3中。

还确定了TRIP钢的显微组织，以及残余奥氏体含量的量化。在用偏亚硫酸氢盐、Klemm或Lepera蚀刻剂进行蚀刻之后定量MA岛的面积百分比，随后使用Aphelion^TM软件进行图像分析。

板全部涂覆有锌。

在某些情况下评估了终轧温度，但是当指出其大于920℃时其仍在900℃与1000℃之间。

词条“n.e.”是指“未评估”。

表3：经冷轧并经退火的板的制造条件

带下划线的值：与本发明不一致

表3（续表）：经冷轧并经退火的钢的制造条件

带下划线的值：与本发明不一致

所获得的机械拉伸性能（弹性极限Re、强度Rm、断裂伸长率A）示于下表5中。这些值通过使用具有表4所示并且图1所说明的尺寸的ISO20×80试样获得。使用单轴拉伸力来获得这些机械性能，其中以垂直于冷轧方向的方向施加力。

表4：拉伸试样的尺寸，单位用mm表示（图1说明了所指示的长度）

类型

B

Lo

Lc

R

T

Lt

尺寸空白

ISO20×80

20

80

100

20

30

260

260×32

如下对可涂覆性进行定量：使板围绕楔弯曲180°，然后将胶带施用于弯曲表面外部；移除胶带时，如果涂层是粘附性的，则其不随带一起脱落。如果涂层不是粘附性的，则涂层随带一起脱落。

同样地，通过在涂覆有锌的零件上进行焊接试验来评估对通过液体Zn渗入而脆化的敏感性。该测试由以下组成：对于所使用的每种材料和方法，在显微镜下观察裂纹及其深度，然后做出相关分类。

对于这两种测试，分数由1（不良可涂覆性/对液体Zn敏感）至5（非常好的可涂覆性/对液体Zn不敏感）表示。认为1至2的结果是不满意的。

表5在经冷轧并经退火的钢上获得的结果

带下划线的值：与本发明不一致

本发明要求保护的钢板具有一组显微组织和机械特性，使得可有利地制造零件，特别地可用作结构零件：强度在780MPa与900MPa之间，使用表4所述的ISO20×80试样的断裂伸长率大于19%，良好的可涂覆性和对通过液体锌渗入而脆化的相对低的敏感性。图2说明了具有白色MA岛的钢板1的形态。

从化学组成的观点来看，板IX1、IX2、IX3和IX4是本发明所要求保护的。与这些组成相关的测试（其从1至12编号）使得其可证明所获得性质的稳定性并且证明制造方法的限制以获得本发明要求保护的板。

与本发明要求保护的测试（包括1、2和5至11（包括端点））相关的化学组成IX1、IX2、IX3和IX4对液体锌的渗入特别是在电阻点焊期间相对不敏感。这些组成具有良好的可涂覆性以及出乎意料地平均[长度]为1.06微米的MA岛（即，细晶粒）。其机械强度也在780MPa与900MPa之间并且其总伸长率显著地大于19%。图2说明了来自测试1的板的显微组织。各个马氏体/奥氏体岛（也称为“MA岛”）的特征在于其最大长度和其最大宽度。基于多于100个经表征岛的代表性样品，岛的平均长度出乎意料得低并且等于1.06微米。置信区间为95%，其得到了在0.97微米与1.15微米之间的平均值。最小的岛测量为0.38微米且最长的为3.32微米。第一四分位数（即，25%的最小岛中的最大岛）测量为0.72微米；第三四分位数（即，25%的最长岛中的最小岛）测量为1.29微米。中位值计算为0.94微米。中位值与平均值之间的近似很好地指示出数据表现出集中在1μm±0.1μm的长度上的分布。MA岛的特征还在于其形状因数，即其长度和其最大宽度之间的比

测试1中的MA岛具有如图3所示的形状因数分布。形状因数的平均值为2.15。置信区间为95%，其得到了在1.95与2.34之间的平均形状因数。

与化学组成IX1相关的测试3在保温时间结束时的奥氏体含量γ_init过低，原因是保温温度低于Ac1+50℃，因此MA的最终面积百分比过低并且该显微组织特征与本发明框架内的机械强度降低相关。与化学成IX1相关的测试4经历了在使得可获得60%的γ_init的温度下退火并因此在本发明要求保护的间隔内。然而，均衡温度T_eg为430℃，所以太低，并且均衡温度时间t_eg为180秒，太长。因此这些岛的面积百分比太低，结果是机械强度小于780MPa。

与化学组成IX4相关的测试12经历了t_eg为314秒的均衡步骤，其高于本发明框架中的规定值120秒，总伸长率太低，为15.3%。

R1具有本发明规定的目标之外的化学组成。R1的Si含量太低并且磷含量太高。因此测试13和测试14具有就本发明规定的目标而言不令人满意的机械强度性质（因为其低于780MPa），即使测试13遵守制造条件也是如此。测试14也具有小于Ac1+50℃的退火温度T_r。

由于碳的质量浓度小于0.17%，所以化学组成R3和R4与本发明不一致。与R3（17和18）和R4（19和20）相关的测试17、18、19和20使其不可能达到780MPa。由于没有足够的碳来稳定奥氏体并形成足够的MA岛，所以该退火结束时得到的MA岛的分数太低。因此，这些MA岛的含量太低，并因此这些测试的机械强度小于780MPa。

由于Si含量大于1%并且铝含量小于0.5%，所以化学组成R2与本发明不一致。两个测试（测试15和测试16）源自该化学组成。尽管退火循环确实与权利要求相符，但是测试15与本发明不相符。由于硅的双重硬化效应及其小于铝的铁素体形成能力，该退火结束时MA岛的分数太高。事实上，与MA岛相比铁素体是软的结构，并且利用铁素体形成元素使钢板软化；在这种情况下，铝用来重新平衡硬度，以获得机械强度小于900MPa的板。因此，钢板15的机械强度大于900MPa并且MA岛的平均大小远远大于1.3微米。该晶粒大小将有助于晶粒之间的连接性并且加速已形成裂纹的蔓延。此外，该参考例的对液体锌渗入的敏感性（2/5）小于本发明规定的最小值（3/5）。

测试16与本发明不相符；MA岛的平均大小明显大于1.3微米。硅含量也将导致在热浸镀锌前的退火期间在表面上形成二氧化硅。该产品的可涂覆性因此小于规定的最小分数3（满分5）。其对于液体锌渗入的敏感性也小于3（满分5）。

化学组成R5与本发明不相符。碳含量小于0.17%并且Ti含量大于0.020%。如测试21和22所示，结果是不能实现19%的规定伸长率。

化学组成R6与本发明不相符，原因是铌含量大于0.030%。实施例23和24示出没有实现19%的规定伸长率。

本发明要求保护的钢板将有利地用于制造地面机动车辆中的结构或安全零件。可引用以下非限制性实例：横梁、路轨、中柱。

Claims (17)

1.一种涂覆有锌或锌合金的冷轧钢板，其组成包括由重量表示的以下元素：

0.17%≤C≤0.25%

1.5%≤Mn≤2.0%

0.50%≤Si≤1%

0.50%≤Al≤1.2%

B≤0.001%

P≤0.030%

S≤0.01%

Nb≤0.030%

Ti≤0.020%

V≤0.015%

Cu≤0.1%

Cr≤0.150%

Ni≤0.1%

0%≤Mo≤0.150%

其中Si+Al≥1.30%，

所述组成的剩余部分由铁和因加工而产生的不可避免的杂质组成，

显微组织由含量以面积百分比表示的以下部分组成：

65%至85%的铁素体，和

15%至35%的马氏体和残余奥氏体的岛，

所述铁素体包含小于5%的未再结晶铁素体，由此残余奥氏体的总含量在10%与25%之间并且马氏体总含量小于或等于10%，所述马氏体和残余奥氏体的岛的平均大小小于1.3微米，并且其平均形状因数小于3，

所述板的机械强度Rm在780MPa与900MPa之间，包括端点，并且断裂伸长率A%大于或等于19%。

2.如权利要求1所述的钢板，其组成包括由重量表示的以下元素：

0.19%≤C≤0.23%。

3.如权利要求1或2所述的钢板，其组成包括由重量表示的以下元素：

1.6%≤Mn≤1.8%。

4.如权利要求1至3中任一项所述的钢板，其组成包括由重量表示的以下元素：

0.7%≤Si≤0.9%。

5.如权利要求1至4中任一项所述的钢板，其组成包括由重量表示的以下元素：

0.6%≤Al≤0.8%。

6.如权利要求1至5中任一项所述的钢板，其组成包括由重量表示的以下元素：

0%<B≤0.0005%。

7.如权利要求1至6中任一项所述的钢板，其中面积百分比大于90%的所述马氏体和残余奥氏体的岛的大小小于或等于两微米。

8.一种用于制造冷轧的并涂覆有锌或锌合金的钢板的方法，其由以下步骤组成，其中：

-获得具有如权利要求1至7中任一项所述的组成的钢，然后

-将所述钢浇铸成半成品，然后

-将所述半成品加热到1150℃至1250℃的温度，然后

-对所述半成品进行热轧，在大于或等于Ar3的终轧温度T_FL下完成所述轧制以获得板，然后

-在500℃至600℃的温度T_bob下使所述经热轧的板卷取，然后

-将所述经热轧的板冷却到环境温度，然后

-如有必要，则对所述经热轧的板进行酸洗，然后

-对所述板进行冷轧，然后

-接着以1℃/秒至30℃/秒的速率V_c将该经冷轧的板再加热至温度T_r维持大于或等于15秒的时长t_r，选择所述温度和时间以获得面积百分比在35%与70%之间的奥氏体，然后

-将所述经冷轧的板以速率V_ref冷却到475℃至440℃的温度T_eg，所述速率V_ref足够快以防止形成珠光体，然后

-将所述经冷轧的板在均衡温度T_eg下保温20秒至120秒的时长t_eg，然后

-通过在锌或锌合金浴中的连续热浸来涂覆所述经冷轧的板，然后

-将所述经冷轧、经涂覆的板冷却至环境温度。

9.如权利要求8所述的用于制造板的方法，其中所述温度T_FL大于900℃。

10.如权利要求8所述的用于制造板的方法，其中所述温度T_FL大于920℃。

11.如权利要求8至10中任一项所述的用于制造板的方法，其中在所述温度T_r下在维持所述时间t_r的退火期间的露点在-20℃与-15℃之间。

12.如权利要求8至11中任一项所述的用于制造板的方法，其中所述温度T_r在Ac1+50℃与Ac3-50℃之间。

13.如权利要求8至11中任一项所述的用于制造板的方法，其中所述温度T_r在Ac1+50℃与Ac1+170℃之间。

14.如权利要求8至13中任一项所述的用于制造板的方法，其中所述时间t_eg在30秒与80秒之间。

15.如权利要求8至13中任一项所述的用于制造板的方法，其中所述时间t_eg是在30秒与60秒之间。

16.一种用于制造零件的方法，其通过焊接如权利要求1至7中任一项所述的或者通过如权利要求8至15中任一项所述之方法获得的至少一块经冷轧并经涂覆的板来进行，其中所述板通过电阻点焊进行焊接。

17.一种如权利要求1至7中任一项所述的或者通过如权利要求8至16中任一项所述之方法获得的经冷轧并经涂覆的钢板用于制造用于地面机动车辆之结构或安全零件的用途。

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