CN104769138A - 用于制造经压制硬化的涂覆钢部件的方法和能够用于制造所述部件的预涂覆钢板 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种用于制造压制硬化部件的经冷轧、退火和预涂覆的钢板，所述钢板由用于热处理的碳含量C₀为0.07％至0.5％的钢基材和在所述钢基材的至少两个主要面上的金属预涂层形成，所述碳含量以重量表示，所述钢板的特征在于，所述基材在两个主要面的每一个的表面上都包含脱碳区，所述脱碳区的深度p_50％为6微米至30微米，p_50％为碳含量等于上述C₀含量的50％处的深度，所述钢板的特征还在于，所述钢板在基材与金属预涂层之间不包含铁氧化物层。

Description

用于制造经压制硬化的涂覆钢部件的方法和能够用于制造所述部件的预涂覆钢板

本发明涉及用于由钢板制造部件的方法，所述钢板经冷轧和退火、预涂覆、加热、冲压并随后通过将其保持在模压工具内冷却而硬化；这些部件特别意在用作机动车中的结构元件以发挥防入侵和能量吸收功能。此类部件还可用于例如制造农业机械的工具或部件。

在这类应用中，目标是制造组合了高机械强度、高冲击强度、优良抗腐蚀性和优良尺寸精度的钢部件。这种组合在正尝试显著减轻车辆重量的机动车行业中是特别期望的。例如，防入侵的结构部件以及有助于机动车安全的其他部件(例如保险杆、门或中柱加强件)均需要例如上述特性。特别由于使用了具有马氏体或贝氏体-马氏体显微组织的钢部件，这种重量减轻得以实现。

现有技术出版物FR2780984和FR2807447中对此类部件的制造进行了描述，根据所述出版物，将由钢板切割而成用于热处理并预涂覆有金属或金属合金的板坯在炉中加热，随后使其热成形。预涂层可以是铝或铝基合金、锌或锌合金。在于炉中加热期间，该预涂层为钢表面提供保护使其免于脱碳和形成异极矿(calamine)。在于炉中加热期间，该预涂层与钢基材合金化并形成适用于热成形且不引起模具发生任何劣化的化合物。在完成成形后，将该部件保持在模具中使得能够快速冷却，导致形成具有非常高机械性能的硬化显微组织。该类方法被称作压制硬化(press hardening)。

一般地，通过抗拉强度和硬度测试来评价以这种方式获得的部件的机械性能。上述参考文献还描述了能够由在加热和快速冷却前具有500MPa初始强度Rm的钢板坯获得1500MPa机械强度(或最大抗拉强度)Rm的制造方法。

然而，某些硬化涂覆部件的使用条件不仅需要高水平的强度Rm，而且还需要优良的可弯曲性。实际上，该参数似乎确实比在牵引下测量的破坏伸长率更适合保证部件具有充足的延展性以吸收变形或冲击而无断裂的风险，特别是在对应于因部件的几何形状或部件表面上潜在存在的微小缺陷而导致局部应力集中的区域中。

文献WO2009080292公开了能够增大硬化部件的弯曲角的方法。根据该方法，将钢板在退火炉中加热至650℃至800℃的温度以获得显著厚于0.3微米的氧化物层。在该氧化物层下，钢的某些合金元素被氧化。然后，部分还原该氧化物层，使得其具有大于0.3微米的厚度。经还原的氧化物层的外表面(extreme surface)由纯铁组成。然后，用热浸镀法对板进行涂覆。在此步骤之后，板具有以下连续的不同层：在表面附近包含被氧化的元素(内部氧化)的钢基材，该基材顶部是部分还原的氧化物层，而该部分还原的氧化物层本身顶部是用热浸镀法施加的涂层。在使板坯奥氏体化的后续步骤中和/或在成形或冷却期间，在涂层下面形成薄的延展层，使得在涂覆期间形成的裂缝在成形过程中不那么容易扩展到该底层中。

然而，在板浸没到金属涂覆浴槽中时，存在的氧化物层针对热浸涂层粘附至该层可具有不期望的影响。

因此，期望获得不具有这种缺点并且能够在压制硬化后同时获得高水平抗拉强度和可弯曲性的制造方法。

还已知的是，工业制造条件不可避免地包括一定的变化性，例如在对板进行涂覆前退火期间的温度循环以及连续退火炉中气氛的组成和/或露点，其可在给定的制造顺序中略有不同，或者可因制造批次不同而有所不同。虽然采取了最多的预防措施来最小化这些变化，但仍期望获得一种使得在压制硬化后获得的机械性能(特别是可弯曲性)对制造条件的这种潜在变化尽可能不敏感的制造方法。另一目的是使得部件在热冲压后具有优良各向同性的制造方法，即，其中可弯曲性不高度依赖于与板轧制方向相关的应力方向。

还已知的是，在热冲压期间的奥氏体化步骤中，板坯在炉中的保持时间可影响部件的机械性能。因此，期望获得对在炉中的保持时间较不敏感的制造方法，以使部件的机械性能具有高水平的再现性。

在由预涂覆有锌或锌合金的板制造的部件的情况下，目的是获得能够焊接这些部件而无由液态锌渗透而导致晶界变脆的风险的方法。

本发明的目的是通过经济的制造方法来解决上述问题。

出乎意料的是，本发明人已发现，在对部件进行压制硬化之前，当金属预涂层下存在特定厚度的脱碳区时，该部件获得高可弯曲性。

意外的是，硬化前的这种特定脱碳产生很大程度上不依赖于涂覆前的连续退火条件并显示出与轧制方向相关的优良各向同性的弯曲结果；尽管该脱碳区中存在氧化物(其对应于该区域中的氧富集)，但仍获得高弯曲值。

出于此目的，本发明的目的是一种用于制造压制硬化部件的经退火和预涂覆的冷轧板，该冷轧板由用于热处理的碳含量C₀为0.07％至0.5％的钢基材(其中该含量以重量表示)和在该钢基材的两个主要面的至少一个上的金属预涂层构成，其特征在于该基材在两个主要面的每一个的表面上包括脱碳区，其中脱碳区的深度p_50％为6微米至30微米，其中p_50％为碳含量等于含量C₀的50％处的深度，并且特征在于该板在基材与金属预涂层之间不包含铁氧化物层。脱碳区的深度p_50％有利地为9微米至30微米，非常有利地12微米至30微米。

在一个优选实施方案中，板的金属预涂层为铝或铝合金。

在另一优选实施方案中，金属预涂层为锌或锌合金。

优选地，金属预涂层可由顶部为锌层或锌合金层的铝层或铝基合金层构成。

钢基材的组成有利地包括其中含量以重量表示的：0.07％≤C≤0.5％、0.5％≤Mn≤3％、0.02％≤Si≤0.5％、0.01％≤Cr≤1％、Ti≤0.2％、Al≤0.25％、S≤0.05％、P≤0.1％、0.0005％≤B≤0.010％、任选的0.0005％≤Ca≤0.005％，其中该组成的余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

非常有利地，钢基材的组成包括其中含量以重量表示的：0.09％≤C≤0.38％、0.8％≤Mn≤1.5％、0.1％≤Si≤0.35％、0.01％≤Cr≤0.3％、0.02％≤Ti≤0.1％、0.001％≤Al≤0.25％、S≤0.05％、P≤0.1％、0.002％≤B≤0.005％、任选的0.0005％≤Ca≤0.005％，其中该组成的余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

在一个优选实施方案中，钢基材的组成包括其中含量以重量表示的：0.15％≤C≤0.25％。

钢基材有利地具有氧含量O₀和在预涂层与基材之间的界面下方从该界面算起0至5微米深度处的平均氧含量O_m，其中O_m/O₀大于15。

有利地，预涂覆钢的基材在位于预涂层与基材之间的界面下方0至5微米的区域中包含氧化物，所述氧化物包括选自钛、硅、锰、铝和铬中的至少一种元素，其中该区域中直径大于1微米的氧化物的密度大于50/mm²。

本发明的另一目的是用于制造涂覆硬化钢部件的方法，其包括连续的步骤，根据该方法，获得用于热处理的碳含量C₀为0.07％至0.5％的冷轧钢板。使经轧制的钢退火，以在退火结束时在直到6微米至30微米的深度p_50％获得板的表面脱碳，其中p_50％为碳含量等于所述含量C₀的50％处的深度，并且获得表面上不具有铁氧化物层的板，随后在用作基材的退火钢上用金属或金属合金预涂覆。然后，切割预涂覆钢以获得板坯，接着任选地对板坯进行冷冲压，并随后在炉中将板坯加热至温度T_R以给予钢至少部分奥氏体的组织。从炉中取出经加热的板坯并转移到压机或成形装置中，然后使板坯热成形或者热校形(hot sized)以获得部件，接着在压机或成形装置中冷却部件以通过硬化来给予其马氏体或贝氏体-马氏体显微组织。

本发明的另一目的是一种制造方法，其特征在于借助于通过浴液来用热浸镀法连续进行预涂覆。

在一个优选实施方案中，金属预涂层是铝或铝合金。

优选地，预涂层为锌或锌合金。

在一个具体实施方案中，金属预涂层由顶部为锌或锌合金层的铝或铝基合金层构成。深度p_50％有利地为9微米至30微米，非常有利地12微米至30微米。

本发明的另一目的是一种方法，其特征在于：钢基材的组成包括其中含量以重量表示的0.07％≤C≤0.5％、0.5％≤Mn≤3％、0.02％≤Si≤0.5％、0.01％≤Cr≤1％、Ti≤0.2％、Al≤0.25％、S≤0.05％、P≤0.1％、0.0005％≤B≤0.010％、任选的0.0005％≤Ca≤0.005％，其中该组成的余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

在一个具体实施方案中，钢基材的组成包括其中含量以重量表示的：0.09％≤C≤0.38％、0.8％≤Mn≤1.5％、0.1％≤Si≤0.35％、0.01％≤Cr≤0.3％、0.02％≤Ti≤0.1％、0.001％≤Al≤0.25％、S≤0.05％、P≤0.1％、0.002％≤B≤0.005％、任选的0.0005％≤Ca≤0.005％，其中该组成的余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

在所述方法的一个具体实施方案中，钢基材的组成包括：0.15％≤C≤0.25％。

优选地，温度T_R大于或者等于钢的温度A_c3。

优选地，冷轧钢板具有氧含量O₀；使其退火以在退火结束时在基材中在预涂层与基材之间的界面下方的从该界面算起0至5微米深度处获得平均氧含量O_m，其中O_m/O₀大于15。

优选地，使冷轧板退火以在退火结束时在基材中在预涂层与基材之间的界面下方位于距离该界面0至5微米深度处获得氧化物，该氧化物包含选自钛、硅、锰、铝、铬中的至少一种元素，其中该区域中直径大于1微米的氧化物的密度大于50/mm²。

本发明的另一目的是上述实施方案中任意之一所述的制造方法，其中所述退火条件包括以下连续步骤：在获得冷轧板后，在其通过辐射管式炉或电阻炉或感应炉或组合这些方式中至少任意两种的炉时，将其加热到600℃至Ac1+40℃的温度T1a，其中Ac1指在炉中以下区域加热钢期间奥氏体转变开始的温度，所述区域中气氛A1包含按体积计2％至15％的氢气，优选按体积计3％至5％的氢气，余量为氮气和不可避免的杂质，露点为-60℃至-15℃。然后将板从温度T1a加热到720℃至860℃的温度T2a，其中从温度T1a开始将选自液态水、蒸汽或氧气的至少一种成分注入到炉中以在温度T1a与温度T2a之间的炉区中获得露点PR为-15℃至铁/铁氧化物平衡的露点温度Te的气氛A2a，其中板处于温度T1a时的时刻与板达到温度T2a时的时刻之间的间隔大于或等于30秒。接着，在对铁是还原性的气氛A3下，使板保持在T2a至T2a+40℃的温度Tm下，随后在气氛A4中将其冷却至温度T3使得不发生铁的表面再氧化。然后在温度Tbm下通过在金属浴中热浸涂来对板进行预涂覆，应当理解温度T3为Tbm-10℃至Tbm+50℃。

优选地，气氛A2a的露点PR为-15℃至+17℃，极其优选-15℃至-10℃。

本发明的另一目的是其中退火条件包括以下连续步骤的制造方法：在获得冷轧板后，在其通过辐射管式炉或电阻炉或感应炉或组合这些方式中至少任意两种的炉时，将其加热到600℃至Ac1+40℃的温度T1a，其中Ac1指在炉中的以下区域加热钢期间奥氏体转变开始的温度，所述区域中气氛A1包含按体积计2％至15％的氢气，优选按体积计3％至5％的氢气，余量为氮气和不可避免的杂质，露点为-60℃至-15℃。然后将板从温度T1a加热到720℃至860℃的温度T2a，其中从温度T1a开始将选自液态水、蒸汽或氧气的至少一种成分注入到炉中以在温度T1a与温度T2a之间的炉区中获得使铁氧化的气氛A2b，其中板处于温度T1a时的时刻与板达到温度T2a时的时刻之间的间隔大于或等于30秒。接着，在对铁是还原性的气氛A3下，使板保持在T2a至T2a+40℃的温度Tm下，其中在这种气氛A2b中形成的铁层的完全还原不迟于在温度Tm下的保持结束。随后，在气氛A4中将板冷却至温度T3，使得不发生铁的表面再氧化，接着在温度Tbm下通过在金属浴中热浸涂来对该板进行预涂覆，应当理解温度T3为Tbm-10℃至Tbm+50℃。

在一个有利的实施方案中，温度T1a大于Ac1，即加热钢基材期间的奥氏体转变温度。

本发明的另一目的是其退火条件包括以下连续步骤的制造方法：在获得冷轧板后，在其通过炉时，对其进行预加热，该预加热在通过直接火焰加热的炉区中进行，其中在通过燃烧空气/气体比例为1至1.2的空气和天然气的混合物产生的气氛中将板加热至550℃至750℃的温度T1b。在通过辐射管或通过电阻或通过感应或通过这些方式中至少两种的任意组合加热的第二炉区中将板从温度T1b加热到760℃至830℃的温度T2b，其中气氛包含按体积计3％至40％的氢气，余量为氮气和不可避免的杂质，其中露点小于-30℃并且其中板在温度T1b时的时刻与该板达到温度T2b时的时刻之间的间隔为至少30秒。在对铁是还原性的气氛A3下，使板保持在T2b至T2b+40℃的温度Tm下，并随后在一定气氛中冷却板直至温度T3以使得不发生铁的表面再氧化。接着，在温度Tbm下通过在金属浴中浸涂来对板进行预涂覆，应当理解所述温度T3为Tbm-10℃至Tbm+50℃。

在一个优选实施方案中，温度T2b大于Ac1。

本发明的另一些特征和优点将在以下描述中变得显而易见，该描述以实施例的方式提供并参考了附图，其中：

图1示出了本发明要求保护的旨在用于制造压制硬化部件的预涂覆钢板的显微组织。

图2图示了通过压制硬化部件的涂层下面的显微硬度测量的软区域d的深度的定义。

图3图示了对于预涂覆板或板坯，通过辉光放电光发射光谱测定法测量的在压制硬化之前板或板坯的预涂层下面的表面脱碳深度p_50％的定义。

图4示出了压制硬化部件的临界弯曲角α_c作为软表面区深度的函数的变化，其中后者通过涂层下面的显微硬度测量。

图5示出了压制硬化部件的临界弯曲角α_c作为脱碳区深度p_50％的函数的变化，后者是在进行热冲压和硬化前在预涂敷板坯上进行测量。

图6示出了在预涂覆前的退火期间炉的特定区域中的露点对热冲压后部件的临界弯曲角的影响。

图7示出了预涂覆前的退火期间炉特定区域中的露点对脱碳区深度p_50％的影响，其中在进行热冲压和硬化前在预涂覆板坯上对这后一参数进行测量。

图8示出了露点为-27℃时，在压制硬化后锌涂层下面的钢的显微组织。

图9示出了露点为-7℃时，在压制硬化后锌涂层下面的钢的显微组织。

图10示出了在进行热冲压前，两种预涂覆钢板的钢基材在其与预涂层的界面附近的碳含量变化，其中板的退火在露点为-27℃或-7℃的气氛A2a中进行。

图11示出了两种热冲压钢部件在与这些部件的涂层的界面附近的碳含量变化，其中用于制造这些部件的板的退火在露点为-27℃或-7℃的气氛A2a中进行。

图12和13示出了在退火期间形成在钢基材中在表面附近的内部氧化物。

图14和15示出了这些氧化物的能量分散式X-射线光谱学的两种光谱。

图16示出了在按照本发明要求保护地那样所制造的板中，预涂层下面的相对氧含量(O/O₀)的变化。

本发明要求保护的方法中使用的冷轧板的厚度优选为约0.5mm至2.6mm，除了其他应用之外，该厚度范围用于制造机动车工业用的结构部件或加强部件。

所述钢为用于热处理的钢，即，其为能够在奥氏体化之后硬化并且通过淬火快速冷却的钢。

有利地，所述钢包含以下元素，其中组成以重量表示：

-按重量计0.07％至0.5％、优选按重量计0.09％至0.38％、极其优选按重量计0.15％至0.25％的碳含量。该元素在紧跟奥氏体化处理的冷却之后获得的淬透性和机械强度方面发挥重要作用。含量低于0.07重量％时，对于硬化的适合性降低并且压制硬化后的机械强度不足。0.15％的C含量可以确保最高热成形区中的充分淬透性。含量超过按重量计0.5％时，在硬化期间形成缺陷的风险增加，特别是对于最厚的部件而言。同时，变得难以确保在压制硬化后在部件弯曲期间的延展性。0.09％至0.38％的碳含量使得能够在部件的显微组织完全马氏体化时获得在大约1000MPa至2050MPa之间的强度Rm。

-锰除了作为脱氧剂的作用之外，其还对淬透性具有重要影响，特别是当其含量按重量计大于0.5％、优选大于0.8％时。尽管如此，优选将其添加量限制在按重量计3％、极其优选地将其限制在1.5％以避免过度偏析。

-钢的硅含量必须为按重量计0.02％至0.5％、优选为0.1％至0.35％。该元素除了在液态钢脱氧中的作用之外，其还有利于钢的硬化，但是仍必须对其含量进行限制以防止氧化物过量形成以及避免对可浸涂性的不期望影响。

-在大于0.01％的水平之上，铬增加淬透性并且有助于在热成形操作后获得高强度。在等于1％(优选0.3％)的浓度之上，铬对部件机械性能的均匀性的影响得以饱和。

-铝是一种促进脱氧和氮的沉淀的元素。加工过程中形成过量的粗铝酸盐，往往降低延展性，这是将铝含量限制在按重量计为0.25％的原因。0.001％的最低含量使得能够在加工过程中使呈液态的钢脱氧。

-过量的硫和磷导致脆性增加。这是为何优选将这些元素的浓度分别限制在按重量计为0.05％和0.1％。

-硼是一种在淬透性方面发挥重要作用的元素，其浓度必须为按重量计0.0005％至0.010％、优选按重量计为0.002％至0.005％。浓度低于0.0005％时，则无法获得对淬透性的充分作用。浓度为0.002％时，则可获得完全作用。硼的最高含量必须低于0.010％、优选低于0.005％以避免降低韧性。

-钛对氮具有高亲和力。钛保护硼以使该元素呈游离形式，从而使其可发挥对淬透性的完全作用。然而，高于0.2％时，有在液态钢中形成粗氮化钛的风险，从而对其韧性具有不期望的影响。钛优选为0.02％至0.1％。

-任选地，钢还可包含0.0005％至0.005％的量的钙：通过与氧或硫结合，钙能够防止大夹杂物的形成，这对由其制造的板或部件的延展性具有不期望的影响。

钢的其余组成部分由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成，特别是以氧化物形式存在的氧。

优选的钢为包含以下成分的22MnB5：0.20％至0.25％的C、1.1％至1.35％的Mn、0.15％至0.35％的Si、0.02％至0.06％的Al、0.02％至0.05％的Ti、0.02％至0.25％的Cr、0.002％至0.004％的B，余量由铁和不可避免的杂质组成。

本发明人已经首次探寻了能够在压制硬化后获得优良可弯曲性的条件。通过对部件进行三点弯曲来测量这种特性。在轧辊上用三点挠曲逐步使部件弯曲，其中同时测量施加的载荷。测量部件中出现裂纹时的临界弯曲角α_c，其中该现象伴随着施加载荷的瞬时下降。这类测试条件在DIN VDA 238-100中有述。对于约1300MPa至1600MPa的断裂载荷Rm，需要大于55°的临界弯曲角以满足规范要求。优选地，甚至需要大于60°的临界弯曲角以满足最严苛的使用条件。

通过将在下文详述的制造方法，本发明人已自1.2mm厚22MnB5钢的板坯制造了不同之处仅在于存在位于涂层之下的或多或少大软层的部件，所述板坯经合金化热镀锌(galvannealed)、加热到880℃后进行热冲压并在该温度下保持5分钟。图2中图示了用于确定该软区深度的方法。在压制硬化之后，部件由用于热处理的钢基材6和涂层4组成，而涂层4与该基材通过界面5隔开。应当指出，该示意图并未试图再现不同区域的各自尺寸。在基材中，从界面5处开始于非常低的载荷下进行硬度测量(例如，50g载荷，HV0.05下的Vickers硬度)，以获得说明显微硬度分布的曲线7。由此获得表征软区深度的值d。图4示出了针对在约30微米至40微米变化的d值所测得的临界弯曲角α_c。对于深度小的软区，热冲压部件将不满足α_c≥55°的要求。然而，对于较深的软区，已观察到比例受宽散射的影响。对于给定的d值(例如，35微米)，无法确切地确定热冲压部件是否将符合所要求的标准。还已观察到，在压制硬化后，对应于这些宽度可变的软区的显微组织是非常类似的。此外，这些软区的显微组织可以完全是马氏体，即，用常规的光学显微镜不能容易地将其区别开来。换言之，本发明人已表明在经压制硬化的部件上测得的软区深度和对这些部件软区的光学显微组织观察结果都不是能够可靠地确保弯曲角具有最小值的参数。

出人意料地是，本发明人已发现，为获得期望结果，需要在硬化前的预涂覆板或板坯上而不是在经压制硬化的部件上确定脱碳深度。确定方法示于图3中，该示意图并非试图按比例重现不同区域各自的尺寸：板或板坯由钢基材10和预涂层8构成，预涂层8与该基材通过界面9隔开。从该界面开始，用自身是已知技术的辉光放电光发射光谱测定法(glow discharge opticalemission spectrometry，GDOES)测量碳含量等于基材10的标称碳含量C₀的50％处的深度p_50％。浓度曲线可显示碳从基材到界面有规律的下降(曲线11)，或者甚至位于界面不远处的最小值(曲线12)。这后一种情况反映外表面附近局部化的碳富集，其实际上对热冲压后的机械性能没有影响。在曲线12的情况下，纳入考虑的深度p_50％位于这非常表面的富集之外，如图3中所示。由于将在下文详述的制造方法，本发明人已自1.2mm厚的22MnB5钢的合金化镀锌板坯制造了不同之处仅在于存在位于涂层下面的或多或少大脱碳层的部件。切割这些板以获得板坯，所述板坯在炉中被加热至880℃达5分钟，然后进行热冲压以获得部件。对这些部件进行弯曲测试，测试结果示于图5中，其中在弯曲过程中，沿与轧制方向平行的方向(曲线13)或者沿垂直方向(曲线14)施加挠曲。应当指出，与图4中所示结果相比，压制硬化之前的脱碳区深度使得能够令人满意地预测压制硬化之后的部件特性。为了获得临界弯曲角α_c≥55°(沿与轧制平行的方向弯曲)，脱碳区的深度p_50％必须不小于6微米。不管相对于轧制方向的取向，为了满足该条件，脱碳区的深度p_50％必须不小于9微米。不管相对于轧制方向的取向如何，为了获得值α_c≥55°，脱碳区的深度p_50％必须不小于12微米。出人意料地是仍然观察到，当沿垂直于轧制的方向施加挠曲时，在深度p_50％超过30微米的情况下，可弯曲性并未得到提高，甚至稍微变差。此外，平行于轧制的方向和垂直于轧制的方向之间的可弯曲性差异有增大的趋势。因此，为了满足机械要求，p_50％的值必须为6微米至30微米、优选9微米至30微米、极其优选12微米至30微米。

下面对本发明要求保护的方法进行更详细的描述。首先，按照上文所述获得用于热处理的钢。该钢呈扁平冷轧板的形式。下文说明的退火热处理具有影响通过冷轧硬化的显微组织工件的重结晶的特定目的。在任选地脱脂和电解清洗以获得不含污染物的表面后，可通过以下方法获得6微米至30微米的脱碳深度p_50％：

-在第一实施方案中，当板通过辐射管式炉、或者通过电阻或通过感应或通过这些不同方式的任意组合加热的炉时，所述板经受热处理。这些方式提供了调节在炉不同部分中存在的气氛的特性，而与加热方式无关。该炉包括多个其中存在不同的温度和/或气氛条件的区域(预加热、加热、保温、冷却)。在其中气氛(命名为A1)包含按体积计2％至15％氢气，优选按体积计3％至5％氢气、余量为氮气和气体形式的不免避免的杂质、露点为-60℃至-15℃的区域中，将板预热到温度T1a。已知的是，露点表征所讨论气氛的氧化潜力。然后，行进中的板进入到另一炉区中，在此从温度T1a开始，注入呈液态或蒸汽形式的水、或氧气、或这些不同要素的组合以提高该气氛的露点。注入必须不能在低于600℃的温度T1a下进行，其将导致铁的低温氧化。优选地，注入在大于Ac1的温度T1a下进行，Ac1为在对钢进行加热时钢的奥氏体转变起始温度。那是因为高于该温度时，碳在奥氏体中呈固溶体形式，即，呈更适合待发生的脱碳现象的形式。优选地，注入在低于或等于Ac1+40℃的温度T1a下进行。优选此高于Ac1的温度范围以获得更大的脱碳深度p50％，例如大于9微米或12微米。超过Ac1+40℃时，存在增加奥氏体晶粒度以及导致在退火之后的冷却期间在钢基材中形成贝氏体和/或马氏体化合物的风险。进行注入以使炉的该区段中气氛A2a的露点PR在-15℃至铁/铁氧化物热力学平衡的露点温度Te之间。在所讨论的温度范围内形成的铁氧化物可以是FeO或Fe₃O₄。将选择对应于形成一种或另一种氧化物的最低平衡温度Te。例如可通过参考以下出版物来确定该温度Te：由National Bureau of Standards的American Chemical Society和AmericanInstitute of Physics出版的JANAF Thermomechanical Tables，第3版，第II部分，Journal of Physical and Chemical Reference Data，第14卷，1985，增刊No.1。在这些注入条件下，使钢中存在的某些添加元素(Mn、Si、Al、Cr、Ti)发生选择性内部氧化，而不发生铁的任何表面氧化。Mn、Si、Al、Cr的内部氧化可具有延伸至其表面下约5微米的深度。在该表面区域中存在氧富集，将其平均氧含量命名为O_m。如果将钢基材的标称氧含量命名为O₀的话，则表征氧的表面富集的比例O_m/O₀大于15。

所述氧化物位于预涂层与基材之间的界面下方0微米至5微米处。对于高于-15℃的露点PR来说，该区域中直径大于1微米的氧化物的密度大于50/mm²。如下对所述直径进行限定：以金相截面开始，确定将具有相同表面积的圆的直径。已知的是，由于氧化物作为初始失效位点的作用，其对延展性一般具有不利影响。如下文所述，在本发明条件下形成的内部氧化物的特定性质对压制硬化后的适于可弯曲性不具有任何不期望的影响。

在这些条件下，发生表面脱碳。当露点高于对应于铁/铁氧化物平衡的露点温度Te时，气氛变得使铁氧化。在后续的退火步骤中，存在不能完全还原铁氧化物并导致局部出现对应于局部存在的未还原表面氧化物的涂层缺陷的潜在风险。温度Te是温度和气氛中氢气的浓度的函数。通过示例的方式，对于包含97.5％氮气和2.5％氢气的气氛而言，在800℃下，Te＝+9℃。对于包含95％氮气和5％氢气的气氛而言，在800℃下，Te＝+18℃。然后，该板离开其中在720℃至860℃的温度T2a下进行注入的区段，并进入到处于T2a至T2a+40℃的温度Tm下的保持区。板在温度T1a时的时刻与其达到温度T2a时的时刻之间的间隔必须为至少30秒以获得6微米至30微米的脱碳深度p_50％。

任选地，保持区开始时的气氛可与前一区中的气氛相同，即，其露点可为-15℃至Te。然后，可在气氛A3下使板冷却或者可使其保持在温度Tm下，所述气氛A3包含按体积计2％至15％的氢气，优选按体积计3％至5％的氢气，余量由氮气和气态的不可避免的杂质组成，露点为-60℃至-15℃，这些条件对铁是还原性的。下面对随后的冷却步骤进行描述。

在第二实施方案中，制造方法以与上述方法相同的方式开始，直至在温度T1a下的注入步骤，其中温度T1a为600℃至Ac1+40℃，优选高于Ac1。在此温度下，注入一定量的水、蒸汽或氧气以在该炉区中获得命名为A2b的气氛，该气氛使铁氧化。这些条件导致表面(即铁和某些添加元素(Mn、Si、Al、Cr、Ti))完全氧化。在该氧化层下面，形成Mn、Si、Al、Cr或Ti的内部氧化物并发生氧富集。表面脱碳与铁氧化同时发生。随后，板离开处于720℃至860℃的温度T2a下的注入区并进入处于T2a至T2a+40℃的保持温度Tm下的保持区。板在温度T1a时的时刻与其达到温度T2a时的时刻之间的间隔必须为至少30秒以获得6微米至30微米的脱碳深度p_50％。除此之外，在保持区中，使板在对铁是还原性的气氛A3中保持在温度Tm下，其中对这些条件进行选择，使得不迟于温度Tm下的保持结束发生铁氧化物层的完全还原。出于此目的，例如可选择以下气氛：包含按体积计2％至15％的氢气，优选按体积计3％至5％的氢气，余量由氮气和气态的不可避免的杂质组成、露点为-60℃至-15℃并且持续足够长的时间以使该区域中发生表面铁氧化物层的完全还原。在使该铁氧化物层还原之后，板在位于表面之下0微米至5微米处包含Mn、Si、Al或Cr的氧化物，其中该区域中直径大于1微米的氧化物的密度大于50/mm²。局部氧富集使得比例O_m/O₀大于15。

下面对随后的冷却步骤进行描述。

在第三实施方案中，用于使板退火的热循环组合了不同的加热方式；预加热步骤在直接火焰炉(“DFF”)区域中进行。当板通过炉时，在其中通过燃烧空气和天然气的混合物来产生气氛的区域中将其预热到550℃至750℃的温度T1b。根据本发明，空气/气体比例为1至1.2，应当理解空气-气体燃烧的化学计量比为1。这些预加热条件导致形成厚度为0.10微米至0.25微米的铁氧化物表层。在该氧化层下面，形成Mn、Si、Al、Cr或Ti的内部氧化物并发生氧富集。离开DFF炉中此预加热区，板进入通过辐射管(RTF)或通过电阻或通过感应或通过这些不同方式的任意组合加热的第二炉区。气氛包含按体积计3％至40％的氢气、余量由氮气和不可避免的杂质组成，露点低于-30℃。在此第二区中，将板加热到760℃至830℃的温度T2b。优选地，T2b大于Ac1，这使得由于碳存在于奥氏体固溶体中可以脱碳更快。板在温度T1b时的时刻与其达到温度T2b时的时刻之间的间隔必须为至少30秒以获得6微米至30微米的脱碳深度p_50％。这些条件导致前面步骤中产生的铁氧化物表层完全被还原，并导致预期的表面脱碳。在使该铁氧化物层还原之后，板在位于表面下0微米至5微米处包含Mn、Si、Al或Cr的氧化物，其中该区域中直径大于1微米的氧化物的密度大于50/mm²。局部氧富集使得比例O_m/O₀大于15。

-然后，板行进到处于T2b至T2b+40℃的保持温度Tm下的保持区中。

上述三个实施方案中方法的其余部分是相同的。

在使得不发生铁的表面再氧化的气氛A4中，将板冷却至温度T3。例如，可使用以下气氛：包含按体积计2％至70％的氢气、余量由氮气和气态的不可避免的杂质组成，露点为-60℃至-30℃。因此，随后进入到预涂覆浴液中的板完全不含表面铁氧化物。温度T3接近温度Tbm(预涂覆浴液的温度)以防止浴液的热破坏。为此，温度T3将为Tbm-10℃至Tbm+50℃。因此，用锌进行预涂覆时，温度T3将为450℃至510℃。对于铝-硅浴液的预涂覆来说，温度T3将为660℃至720℃。

预涂层可以是铝或铝基合金。在后一种情况下，板可有利地通过在铝-硅合金浴液中进行连续浸涂而获得，该铝-硅合金浴液包含按重量百分比计7％至15％的硅，3％至20％的铁，任选的15ppm至30ppm的钙，余量由铝和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

预涂层还可以是锌或锌合金。特别地，预涂层可以是经连续热浸镀锌的(“GI”)，其包含0.25％至0.70％的Al、0.01％至0.1％的Fe，余量为锌和加工过程中产生的不可避免的杂质。预涂层还可以是经合金化热镀锌的(“GA”)，其包含0.15％至0.4％的Al、6％至15％的Fe，余量为锌和加工过程中产生的不可避免的杂质。预涂层还可以是锌-铝-镁合金，其包含1％至15％的Al、0.5％至5％的Mg、0.01％至0.1％的Fe，余量为锌和加工过程中产生的不可避免的杂质。预涂层还可以是包含4％至6％的Al、0.01％至0.1％的Fe、余量为锌和加工过程中产生的不可避免的杂质的合金。

预涂层还可以是铝-锌合金，其包含40％至45％的Zn、3％至10％的Fe和1％至3％的Si，余量为锌和加工过程中产生的不可避免的杂质的合金

预涂层还可由层的叠置构成，例如在通过浸涂沉积铝层或铝合金层后，可叠置锌或锌合金的一个或更多个后续沉积层，例如通过电沉积或通过真空沉积：PVD(物理气相沉积)和/或CVD(化学气相沉积)，其中这些沉积方法本身均是已知的。

在此阶段，通过上述方法获得由顶部为预涂层的钢基材构成并且在基材和预涂层之间无铁氧化物层的板，该钢基材的脱碳深度p_50％为6微米至30微米。图1示出了此类板的一个实例，其中钢基材1包括顶部为合金化热镀锌预涂层1的特定表面脱碳区2。

然后，切割板以获得几何形状与目标部件的最终几何形状具有限定关系的板坯。任选地，可对部件进行冷冲压以使其或多或少接近目标部件的最终几何形状。在小的冷变形的情况下，所述方法可由热变形来补充，如下文将说明的。

然后，将该扁平板坯或预冲压板坯加热到能够赋予钢基材部分或完全奥氏体的组织的温度T_R。T_R可以在A_c1(钢在加热时开始奥氏体转变的温度)和A_c3(奥氏体转变结束的温度)之间，特别是当目的是在压机中冷却后获得贝氏体-马氏体显微组织时尤为如此。另一方面，如果目的是最终部件中大部分为马氏体显微组织，则温度T_R将高于A_c3。优选地，在炉中于普通气氛下对板坯进行加热；在此步骤中，在钢的基材与预涂层之间发生合金化。术语“预涂层”用于指加热前的合金，“涂层”指在紧接热冲压之前的加热期间形成的合金层。因此，在炉中进行的热处理改变了预涂层的性质及其几何形状，因为最终涂层的厚度大于预涂层的厚度。通过合金化形成的涂层保护下面的钢免受氧化和额外的脱碳，并且适合进行后续的热成形，特别是在冲压机中。合金化发生在涂层的整个厚度上。取决于预涂层的组成，在该合金层和/或呈固溶体形式的合金中形成一个或更多个金属间相。涂层中的铁富集导致其熔点快速升高。所形成的涂层还具有以下优点：这些涂层是粘附性的，并且适合进行后续的潜在热成形操作和快速冷却。

使板坯保持在温度T_R下以确保其内部温度的均匀性。取决于板坯的厚度(例如，可为0.5mm至2.6mm)，在温度T₁[sic；T_R]下的保温时间可为30秒至15分钟不等。

然后，从炉中取出经加热的板坯并转移到模具(tooling)，其中快速进行该转移以使在冷却期间不引起奥氏体转变。在一个变化实施方案中，在模具附近对板坯进行加热，随后使其热成形而不进行转移。然后，对板坯进行热冲压以获得部件的最终几何形状。其他模式的热变形也是可能的，例如在轧辊之间成形，其为一种通常被称为“轧制成形”的方法。如果之前已对板坯进行了冷冲压的话，则发生在从炉中取出板坯之后的步骤可简单地是在压制工具中的保形(conformation)。在这种情况下，保形以通过模具向部件施加较小的力为特征，而目的是完成部件的最终几何形状并且避免冷却期间的潜在变形。

任选地，还可以仅对板坯的一部分进行加热，或者可以对经冲压部件在不同区域中进行不同的冷却，在此情况下，这些变化导致部件被不均匀地硬化，其中某些区域显著更硬，而另一些区域则具有较低的机械强度但更大的延展性。

在冲压或保形步骤之后，使部件保持在模具(可任选地对模具进行冷却)中以确保其通过热传导得到有效的冷却。

取决于钢基材的冷却速率和淬透性，最终的显微组织是马氏体的或贝氏体-马氏体的。

作为非限制性实例提供的以下结果例示了通过本发明获得的有利特性。

实施例1：

获得1.2mm厚的冷轧板，其组成以重量％表示如下，其中余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成：

C	Mn	Si	Cr	Ti	Al	S	P	B	O
										0.22	1.17	0.24	0.19	0.040	0.032	0.003	0.013	0.003	0.0014

该钢组合物的温度A_c1为724℃。当板通过辐射管式炉时，于包含按体积计4.7％氢气、露点为-31℃的氮气气氛A1下将其预热到600℃的温度T1a，之后注入水以获得具有露点PR的气氛A2a。通过改变注入到炉中的水流来使露点为-27℃(通过注入相对大量的水获得)至+2℃不等，从而进行不同的测试。对于所有的测试：随后在气氛A2a中将板从温度T1a加热到等于780℃的温度T2a并持续110秒，从而实现脱碳以及Mn、Si、Al、Cr和Ti的选择性内部氧化，其中这些氧化物均紧邻板的表面形成。在温度T2a下，铁/铁氧化物平衡的露点为+17℃。随后，板进入如下炉区：其中其在包含氮气和7％氢气的对铁是还原性的气氛A3中保持在780℃的温度Tm下。接着，当板行进到另一炉区中时，于包含10％氢气的气氛A4下将其冷却到470℃的温度T3，并通过浸入温度Tm为462℃的浴液中来对其进行预涂覆，该浴液包含锌和0.125％的铝以及不可避免的杂质。在气氛A4下的保持和冷却步骤中，没有发生铁的表面再氧化。在预涂覆之后，立即将板再次加热到540℃的温度以获得合金化热镀锌预涂层(“GA”)，即，包含9％铁的预涂层。结果是，在钢基材与合金化热镀锌预涂层之间不含铁氧化物层的板。图12示出了在本发明条件下进行的观察，在选择性内部氧化期间形成的氧化物，可见于紧邻预涂层下方的钢基材中。可隔离这些氧化物或者使其沿晶界对齐。基于对这些氧化物的射线能量分散光谱学(energy dispersivespectroscopy，“EDS”)分析，已表明它们是锰、硅和铝的氧化物，其表现出与这些元素相对应的特征峰，如图14和15中所示。铁峰归因于围绕氧化物的基体。

图13示出了位于钢基材表面之下0微米至5微米处的区域中直径大于1微米的氧化物的存在，其密度大于50/mm²。

图16示出了通过辉光放电光学发射光谱测定法测量的预涂层下面基材中的相对氧含量(O/O₀)的变化，其中O₀指基材中的标称氧含量。已针对露点值PR为-3℃和+2℃，测量了这种变化。深度p＝0对应于基材与预涂层之间的界面。在位于基材表面之下0微米至5微米的区域中，对应于存在的上述氧化物的氧含量增加。该区域中氧的局部富集使得比例O_m/O₀大于15。对于PR＝-3℃，比例O_m/O₀等于15.1；对于PR＝+2℃，比例O_m/O₀等于17.4。

然后，切割预涂覆板以获得适合进行冲压的板坯。在炉中于普通气氛下将这些板坯加热到880℃的温度。在炉中保持5分钟的时间(包括用于加热阶段的4分钟时间)后，取出板坯并立即对其进行冲压。在热冲压之后，在压机中以大于30℃/秒的速率冷却部件以在钢基材中获得完全马氏体组织。在硬化部件上获得的极限抗拉强度Rm一般为约1500Mpa。

通过用两个直径为30mm的外辊和半径很小的中心刀片进行的三点弯曲测试测量这些部件的临界弯曲角α_c。

图6示出了临界角α_c作为从温度T1a处开始注入水之后的露点PR之函数的变化。当PR低于-15℃时，获得的弯曲角具有小于55°的不能令人满意的值。当PR超过+17℃的温度Te时，有在后续的保持期间不能使铁氧化物完全还原并导致局部出现对应于局部存在的未还原表面氧化物的涂层缺陷的潜在风险。在本发明的范围内，弯曲角作为露点的函数而变化较小。在-15℃至-7℃时，平均增加为0.79°/℃，而当低于-15℃时，变化更大(1.05°/℃)。当PR为-15℃至-10℃时，检测到特别有趣的范围，因为弯曲角实际上独立于露点。换言之，在该特定范围内，退火期间注入到炉中的水量的任何潜在的不期望波动对在热冲压后进行弯曲的适合性无影响，这使得能够确保经冲压和压制硬化的部件的特性具有高度的稳定性。还可观察到，尽管存在形成在预涂层下面的氧化物，依然获得这种优良的可弯曲性。不受敷于理论，认为自这些氧化物开始的初始损伤具有被这些氧化物所处的碳含量降低的区域的固有韧性所延缓的趋势。

还通过同时改变PR和温度T1a进行了测试，其中后者为720℃(即，Ac1-4℃)或760℃(Ac1+36℃)。图7示出了在热冲压之前，温度T1a和露点PR对脱碳深度p_50％的影响，其中脱碳深度p_50％通过辉光放电光学发射光谱测定法测量。当露点过低时，脱碳深度未达到本发明所需的值(图7中标记为“A”的结果)。足够高的露点(略低于Ac1的温度T1a)使得能够获得所需深度(结果“B”)。加热到更高的温度T1a(Ac1+36℃)使得能够显著增加脱碳深度p_50％(结果“C”)。

用试剂Nital对获得的热冲压部件进行抛光和蚀刻后，用光学显微镜观察涂层下面通过初始预涂层的锌和基材钢之间的扩散而合金化所产生的显微组织。图8还示出了用露点PR＝-27℃进行退火时的涂层15和下面的钢16。图9示出了用露点PR＝-7℃进行退火时的涂层17和下面的钢18。尽管两个试样之间存在显著的可弯曲性差异(20°)，但是在热冲压后在两个试样之间未检测到显著的显微组织差异，尽管热冲压之前它们之间存在脱碳差异。

图10示出了在露点为-27℃或-7℃的气氛A2a中退火的两个板在热冲压前的碳含量变化。通过辉光放电光学发射光谱测定法测量的钢基材中的这种变化，作为钢与预涂层之间的界面之下的深度的函数表示于图10中。确定相对于标称碳含量C₀测量的局部含量(C)以获得相对碳含量C/C₀的变化。应当指出，两种退火条件下的脱碳区很不同，其中PR＝-7℃时，脱碳深度p_50％为15微米；而PR＝-27℃时，脱碳深度p_50％为3微米。如果考虑脱碳区的总体性，则在用PR＝-7℃退火之后测量的脱碳深度比在于PR＝-27℃下退火之后测量的脱碳深度大致大35微米。

在对板热冲压之后，用相同方法确定由此获得的部件的涂层之下的碳含量变化。图11示出了这些部件的相对碳含量C/C₀的变化。由此可以表明，在两种退火条件下脱碳区基本相同。

这表明，在压制硬化处理之前于炉中加热导致碳朝向钢的脱碳表面扩散。在热冲压之后确定的脱碳不能确定在PR＝-7℃下退火将导致令人满意的弯曲结果，而在PR＝-27℃下退火将不会获得所需水平。尽管不完全，但是碳的这种均化作用使得能够在紧位于涂层下方的钢中获得足够的碳含量以在关联热冲压的冷却条件下导致马氏体硬化，如图8和9中所示。然而，在这些条件下产生的马氏体的固有韧性特性取决于脱碳条件，这特别是通过选择温度PR而产生的。因此，与本领域技术人员所预期的相反，必须在热冲压操作之前而非之后，在板或板坯上对热冲压部件弯曲的适合性进行有效测试。

此外，根据本发明，由预涂覆有锌或锌合金的脱碳板制得的热冲压部件显示出特别适合通过点焊来进行焊接。看起来，在加热和热冲压之后，在涂层下面具有脱碳层。已知的是，电阻焊导致非常大的局部温度升高，原因是熔芯中获得构成焊接组件之间的接头的熔合区。在于常规热冲压部件上进行的焊接接头中，由于焊接期间温度升高，奥氏体的晶界通过涂层中随后呈液态的锌的渗透而变脆。根据本发明，涂层下面存在其中碳非常贫化的区域导致加热期间的奥氏体转变温度Ac3局部上升。取决于碳含量，则高温下的组织于是由铁素体显微组织或者由铁素体和奥氏体的混合物构成。在液态锌的存在下，与奥氏体组织相比，该显微组织对开裂的敏感性下降。

实施例2：

用上述方法制造预涂覆有锌的板，不同之处在于该板的厚度为1.8mm，并且在热浸涂后，不再将其重新加热至540℃，从而使其涂层是经镀锌的而非经合金化热镀锌的。

对制造条件进行选择以获得脱碳深度p_50％为6微米的板。切割板以获得板坯，并在炉中，于普通气氛和880℃的温度下使其奥氏体化。在炉中保持总共最长达10分钟的时间后，取出板坯、立即进行热冲压并进行压制硬化。下表表示临界弯曲角α_c作为部件在炉中的总保持时间的函数的变化。

保持时间(分钟)	弯曲角αc(°)
		5.5	57.5
7	55
		10	54

因此看起来，板坯在进行热冲压之前可在炉中保持高达7分钟，而仍满足要求。这使得能够解决在热冲压线上的事故导致必须使板坯在炉中保持比计划更久时在该线上所遇到的问题。本发明使这种灵活性成为可能，从而避免对板坯进行不必要的丢弃。还可观察到，超过7分钟时，保持时间增加仅导致弯曲角下降非常小，这表明在热冲压期间在涉及标称热处理参数有偏差的情况下，本发明要求保护的方法确保了高水平的安全性，并且使得能够实现部件机械性能的高度再现性。

因此，本发明能够在非常令人满意的经济条件下制造出具有很高强度特性和可弯曲性并具有优良各向同性的预涂覆板和涂覆部件。这些部件可有利地用作机动车结构领域中的结构部件或加强部件。

Claims (28)

1.一种用于制造压制硬化部件的经退火和预涂覆的冷轧板，所述冷轧板由用于热处理的碳含量C₀为0.07％至0.5％的钢基材和所述钢基材的两个主要面的至少一个上的金属预涂层构成，其中所述碳含量以重量表示，所述冷轧板的特征在于，所述基材在所述两个主要面的每一个的表面上都包括脱碳区，其中所述脱碳区的深度p_50％为6微米至30微米，优选9微米至30微米，极其优选12微米至30微米，其中p_50％为碳含量等于所述含量C₀的50％处的深度；并且所述冷轧板的特征还在于，所述板在所述基材与所述金属预涂层之间不包含铁氧化物层。

2.根据权利要求1所述的预涂覆板，其特征在于所述涂层为铝或铝合金。

3.根据权利要求1所述的预涂覆板，其特征在于所述涂层为锌或锌合金。

4.根据权利要求1所述的预涂覆板，其特征在于所述金属预涂层由顶部为锌层或锌合金层的铝层或铝基合金层构成。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的预涂覆板，其特征在于所述钢基材的组成包含如下以重量％表示的成分：

0.07％≤C≤0.5％

0.5％≤Mn≤3％

0.02％≤Si≤0.5％

0.01％≤Cr≤1％

Ti≤0.2％

Al≤0.25％

S≤0.05％

P≤0.1％

0.0005％≤B≤0.010％、

任选的0.0005％≤Ca≤0.005％，

所述组成的余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

6.根据权利要求1至4中任一项所述的预涂覆板，其特征在于所述钢基材的组成包含如下以重量％表示的成分：

0.09％≤C≤0.38％

0.8％≤Mn≤1.5％

0.1％≤Si≤0.35％

0.01％≤Cr≤0.3％

0.02％≤Ti≤0.1％

0.001％≤Al≤0.25％

S≤0.05％

P≤0.1％

0.002％≤B≤0.005％、

任选的0.0005％≤Ca≤0.005％，

所述组成的余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的预涂覆板，其特征在于所述钢基材的组成包含如下以重量％表示的成分：

0.15％≤C≤0.25％。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的预涂覆板，其特征在于所述钢基材有利地具有氧含量O₀和在所述预涂层与所述基材之间的界面之下从所述界面算起0至5微米深度处的平均氧含量O_m，其中O_m/O₀大于15。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的预涂覆板，其特征在于所述基材在位于所述预涂层与所述基材之间的界面之下0至5微米的区域中包含氧化物，所述氧化物包括选自钛、硅、锰、铝、铬中的至少一种元素，其中该区域中直径大于1微米的所述氧化物的密度大于50/mm²。

10.一种用于制造经涂覆和硬化的钢部件的方法，其包括以下所列出的步骤：

-获得用于热处理的碳含量C₀为0.07％至0.5％的冷轧板，然后

-使轧钢退火以在退火结束时在直到6微米至30微米的深度p_50％获得所述板的表面脱碳，其中p_50％为碳含量等于所述含量C₀的50％处的深度，从而获得在其表面上不具有铁氧化物层的板，然后

-在充当所述基材的退火钢上用金属或金属合金预涂覆所述板，然后，

-切割该板以获得板坯，然后

-任选地对该板坯进行冷冲压，然后，

-在炉中将该板坯加热至温度T_R以赋予所述钢至少部分奥氏体的组织，然后

-从所述炉中取出该经加热的板坯并转移到压机或成形装置中，然后，

-使该板坯热成形或者热校形以获得部件，然后

在所述压机或成形装置中冷却该部件以通过硬化而赋予其马氏体或贝氏体-马氏体显微组织。

11.根据权利要求10所述的制造方法，其特征在于用热浸镀法借助于通过浴液来连续进行所述预涂覆。

12.根据权利要求10或11所述的制造方法，其特征在于所述涂层为铝或铝合金。

13.根据权利要求10或11所述的制造方法，其特征在于所述涂层为锌或锌合金。

14.根据权利要求10或11所述的制造方法，其特征在于所述金属预涂层由顶部为锌层或锌合金层的铝层或铝基合金层构成。

15.根据权利要求10至14中任一项所述的制造方法，其特征在于所述深度p_50％为9微米至30微米，优选12微米至30微米。

16.根据权利要求10至15中任一项所述的制造方法，其特征在于所述钢基材的组成包含如下以重量％表示的成分：

0.07％≤C≤0.5％

0.5％≤Mn≤3％

0.02％≤Si≤0.5％

0.01％≤Cr≤1％

Ti≤0.2％

Al≤0.25％

S≤0.05％

P≤0.1％

0.0005％≤B≤0.010％、

任选的0.0005％≤Ca≤0.005％，

所述组成的余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

17.根据权利要求10至16中任一项所述的制造方法，其特征在于所述钢基材的组成包含如下以重量％表示的成分：

0.09％≤C≤0.38％

0.8％≤Mn≤1.5％

0.1％≤Si≤0.35％

0.01％≤Cr≤0.3％

0.02％≤Ti≤0.1％

0.001％≤Al≤0.25％

S≤0.05％

P≤0.1％

0.002％≤B≤0.005％、

任选的0.0005％≤Ca≤0.005％，

所述组成的余量由铁和加工过程中产生的不可避免的杂质组成。

18.根据权利要求10至17中任一项所述的制造方法，其特征在于所述钢基材的组成包含如下以重量％表示的成分：

0.15％≤C≤0.25％。

19.根据权利要求10至18中任一项所述的制造方法，其特征在于该温度T_R大于或等于所述钢的温度A_c3。

20.根据权利要求10至19中任一项所述的制造方法，其特征在于所述冷轧钢板优选地具有氧含量O₀，以及对该板进行退火以在退火结束时在所述基材中在所述预涂层与所述基材之间的界面之下的从所述界面算起0至5微米深度处获得平均氧含量O_m，其中O_m/O₀大于15。

21.根据权利要求10至20中任一项所述的制造方法，其特征在于对所述冷轧板进行退火以在退火结束时在所述基材中在所述预涂层与所述基材之间的界面之下位于距离所述界面0至5微米深度处获得氧化物，所述氧化物包括选自钛、硅、锰、铝、铬中的至少一种元素，其中该区域中直径大于1微米的所述氧化物的密度大于50/mm²。

22.根据权利要求10至21中任一项所述的制造方法，其特征在于这些退火条件包括以下连续步骤：

-在已获得该冷轧钢板后，在其通过辐射管式炉或电阻炉或感应炉或组合这些方式中至少任意两种的炉时，将其预加热到600℃至Ac1+40℃的温度T1a，其中Ac1指在该炉中以下区域加热所述钢期间开始发生奥氏体转变的温度，在所述区域中气氛A1包含按体积计2％至15％的氢气，优选按体积计3％至5％的氢气，其中余量为氮气和不可避免的杂质，露点为-60℃至-15℃，然后

-将该板从所述温度T1a加热到720℃至860℃的温度T2a，从所述温度T1a开始将选自液态水、蒸汽或氧气的至少一种成分注入到该炉中以在所述炉的处于该温度T1a与所述温度T2a之间的区段中获得具有露点PR为-15℃至铁/铁氧化物平衡的露点温度Te的气氛A2a，其中所述板在所述温度T1a时的时刻与所述板达到所述温度T2a时的时刻之间的间隔大于或等于30秒，然后

-在对铁是还原性的气氛A3下，使该板保持在T2a至T2a+40℃的温度Tm下，然后

-在使得不发生铁的表面再氧化的气氛A4中将该板冷却至温度T3，然后

-随后在温度Tbm下通过在金属浴中浸涂来对所述板进行预涂覆，应当理解所述温度T3为Tbm-10℃至Tbm+50℃。

23.根据权利要求22所述的方法，其特征在于所述露点PR为-15℃至+17℃。

24.根据权利要求22所述的方法，其特征在于所述露点PR为-15℃至-10℃。

25.根据权利要求10至21中任一项所述的制造方法，其特征在于这些退火条件包括以下连续步骤：

-在已获得该冷轧钢板后，在其通过辐射管式炉或电阻炉或感应炉或组合这些方式中至少任意两种的炉时，将其预加热到600℃至Ac1+40℃的温度T1a，其中Ac1指在该炉中以下区域加热所述钢期间开始发生奥氏体转变的温度，所述区域中气氛A1包含按体积计2％至15％氢气，优选按体积计3％至5％氢气，其中余量为氮气和不可避免的杂质，露点为-60℃至-15℃，然后

-将该板从所述温度T1a加热到720℃至860℃的温度T2a，从所述温度T1a开始将选自液态水、蒸汽或氧气的至少一种成分注入到该炉中以在所述炉的处于该温度T1a与所述温度T2a之间的区段中获得使铁氧化的气氛A2b，其中所述板在所述温度T1a时的时刻与所述板达到所述温度T2a时的时刻之间的间隔大于或等于30秒，然后

-在对铁是还原性的气氛A3下，使所述板保持在T2a至T2a+40℃的温度Tm，其中不迟于在温度Tm下的保持结束，发生在该气氛A2b中形成的铁层的完全还原，然后

-在使得不发生铁的表面再氧化的气氛A4中将该板冷却至温度T3，然后

-随后在温度Tbm下通过在金属浴中浸涂来对所述板进行预涂覆，应当理解所述温度T3为Tbm-10℃至Tbm+50℃。

26.根据权利要求22至25中任一项所述的制造方法，其特征在于所述温度T1a大于Ac1，所述Ac1为在加热所述钢基材期间的奥氏体转变温度。

27.根据权利要求10至21中任一项所述的制造方法，其特征在于这些退火条件包括以下连续步骤：

-在已获得冷轧钢板后，在其通过炉时，对其进行预加热，所述预加热在通过直接火焰加热的炉区中进行，其中在通过燃烧空气/天然气比例为1至1.2的空气和天然气的混合物所产生的气氛中将所述板预热至550℃至750℃的温度T1b，然后

-在通过辐射管或通过电阻或通过感应或通过这些方式中至少两种的任意组合加热的第二炉区中将该板从所述温度T1b加热到760℃至830℃的温度T2b，其中气氛包含按体积计3％至40％的氢气，余量为氮气和不可避免的杂质，其中露点小于-30℃并且其中所述板在所述温度T1b时的时刻与所述板达到所述温度T2b时的时刻之间的间隔为至少30秒，然后

-在对铁是还原性的气氛A3下，使所述板保持在T2b至T2b+40℃的温度Tm下，然后

-在使得不发生铁的表面再氧化的气氛A4中将该板冷却至温度T3，然后

-随后在温度Tbm下通过在金属浴中浸涂来对所述板进行预涂覆，应当理解所述温度T3为Tbm-10℃至Tbm+50℃。

28.根据权利要求27所述的制造方法，其特征在于所述温度T2b大于Ac1。