CN110603336A - 用于生产具有高延展性、可成形性和可焊性的高强度钢板的方法以及所获得的钢板 - Google Patents

用于生产具有高延展性、可成形性和可焊性的高强度钢板的方法以及所获得的钢板 Download PDF

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Abstract

方法包括提供冷轧板，所述冷轧板的组成包含：0.15％≤C≤0.23％，1.4％≤Mn≤2.6％，0.6％≤Si≤1.3％，其中C+Si/10≤0.30％，0.4％≤Al≤1.0％，其中Al≥6(C+Mn/10)‑2.5％，0.010％≤Nb≤0.035％，0.1％≤Mo≤0.5％；使所述板在860℃至900℃下退火以获得由至少90％的奥氏体和至少2％的亚温铁素体组成的组织；以高于30℃/秒的速率Vc淬火至Ms‑0℃至Ms‑60℃的温度；加热至410℃至470℃的温度PT持续60秒至130秒；对所述板进行热浸镀；以及冷却至室温。显微组织包含由85％至95％的C含量为至多0.45％的配分马氏体和新鲜马氏体组成的45％至68％的马氏体；0％至15％的残留奥氏体；2％至10％的亚温铁素体；20％至30％的下贝氏体。

Description

用于生产具有高延展性、可成形性和可焊性的高强度钢板的 方法以及所获得的钢板
本发明涉及用于生产具有高延展性和可成形性以及高可焊性的高强度钢板的方法，以及涉及用该方法获得的板。
为了制造各种设备例如机动车辆的车身结构构件和车身板件的部件，已知使用由DP(双相)钢或TRIP(相变诱导塑性)钢制成的板。
还已知使用这样的钢：具有贝氏体组织，不含碳化物析出物，具有残留奥氏体，包含约0.2％的C、约2％的Mn、约1.7％的Si，屈服强度为约750MPa，抗拉强度为约980MPa，总延伸率为约8％。这些板在连续退火线上通过从高于Ac3转变点的退火温度冷却至高于Ms转变点的保持温度并将板保持在该温度下给定时间来生产。
考虑到全球环境保护，为了减轻汽车的重量以提高其燃料效率，期望拥有具有高屈服强度和抗拉强度以及良好的延展性和良好的可成形性并且更具体地良好的拉伸凸缘性的板。
在这方面，期望拥有屈服强度为至少800MPa、抗拉强度TS为至少1180MPa、总延伸率TE为至少13％、并且扩孔率HER为至少30％的经涂覆的板。
抗拉强度TS和总延伸率TE是根据2009年10月出版的ISO标准ISO6892-1测量的。必须强调，由于测量方法的差异，特别是由于所使用的试样的几何形状的差异，根据ISO标准的总延伸率TE的值差异非常大，并且特别地低于根据JIS Z 2201-05标准测量的总延伸率的值。
扩孔率HER是根据ISO标准16630:2009测量的。由于测量方法的差异，根据ISO标准16630:2009的扩孔率HER的值差异非常大并且无法与根据JFS T 1001(日本钢铁联盟标准(Japan Iron and Steel Federation standard))的扩孔率λ的值比较。
然而，为了实现强度和延展性的这样的组合，通常需要添加大量的C和Si。这样的元素通过导致在点焊部中存在裂纹而极大地降低了钢的可焊性，特别是可点焊性。
因此，本发明旨在提供具有上述机械特征和特性以及高可焊性，特别是高可点焊性的经涂覆的钢板及其生产方法。
为了这个目的，本发明涉及用于生产经涂覆的钢板的方法，所述经涂覆的钢板具有至少800MPa的屈服强度、至少1180MPa的抗拉强度、至少13％的根据ISO标准6892-1的总延伸率和至少30％的根据ISO标准16630:2009的扩孔率HER，其中所述方法包括以下连续步骤：
-提供由钢制成的冷轧钢板，所述钢具有按重量％计包含以下的化学组成：
0.15％≤C≤0.23％
1.4％≤Mn≤2.6％，
0.6％≤Si≤1.3％
其中C+Si/10≤0.30％，
0.4％≤Al≤1.0％，
其中Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，
0.010％≤Nb≤0.035％，
0.1％≤Mo≤0.5％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
-使所述冷轧钢板在860℃至900℃的退火温度TA下退火，以获得具有由至少90％的奥氏体和至少2％的亚温铁素体组成的组织的经退火的钢板，
-以高于30℃/秒的平均冷却速率Vc将经退火的钢板从退火温度TA淬火至Ms-10℃至Ms-60℃的淬火温度QT，以获得经淬火的板，
-将经淬火的板从淬火温度QT加热至410℃至470℃的配分温度PT，并将所述板保持在配分温度PT下60秒至130秒的配分时间Pt，
-在浴中对钢板进行热浸镀，
-使钢板冷却至室温，以获得具有按面积分数计包含以下的显微组织的经涂覆的钢板：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体。
优选地，经淬火的板在临加热至配分温度PT之前具有按面积分数计由以下组成的组织：
-2％至10％的亚温铁素体，
-至少10％的残留奥氏体，
-至少38％的马氏体，和
-至少15％的下贝氏体
-至多5％的转变铁素体。
根据一个实施方案，提供冷轧钢板的步骤包括以下连续步骤：
-对由所述钢制成的半成品进行热轧以获得热轧钢板，
-在400℃至750℃的温度Tc下卷取所述热轧钢板，
-在500℃至700℃的温度THBA下进行分批退火2天至6天的时间，
-对所述热轧钢板进行冷轧以获得所述冷轧钢板。
优选地，将冷轧钢板保持在退火温度TA下80秒至180秒的退火时间tA。
根据一个优选的实施方案，退火温度TA为至多880℃，以在退火时获得具有由至少90％的奥氏体和多于5％的亚温铁素体组成的组织的经退火的钢板，经涂覆的钢板的显微组织包含多于5％的亚温铁素体。
优选地，经涂覆的钢板具有按面积分数计由以下组成的组织：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体，
-至多5％的转变铁素体。
优选地，退火温度TA与淬火温度QT之间的平均冷却速率Vc为至少50℃/秒，经涂覆的钢板的显微组织按面积分数计由以下组成：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体，
经涂覆的钢板的总延伸率为至少14％。
还优选地，退火温度TA与淬火温度QT之间的平均冷却速率Vc为至少60℃/秒，总延伸率为至少14％，以及抗拉强度为至少1250MPa。
在一个实施方案中，钢组成中的Si和Al含量为使得0.6％≤Si＜1.0％，以及0.7％≤Al≤1.0％。
优选地，钢组成中的C含量为使得0.17％≤C≤0.21％。
优选地，钢组成中的C含量为使得1.9％≤Mn≤2.3％。
在一个实施方案中，钢板涂覆有Zn或Zn合金。
本发明还涉及用于生产至少两个钢板的电阻点焊部的方法，所述方法包括：
-通过根据本发明的方法生产第一经涂覆的钢板，
-提供组成为使得C+Si/10≤0.30％且Al≥6(C+Mn/10-2.5％的第二钢板，
-将所述第一经涂覆的钢板电阻点焊至所述第二钢板。
例如，第二钢板通过根据本发明的方法生产。
本发明还涉及由钢制成的经涂覆的钢板，所述钢具有按重量％计包含以下的化学组成：
0.15％≤C≤0.23％
1.4％≤Mn≤2.6％，
0.6％≤Si≤1.3％
其中C+Si/10≤0.30％
0.4％≤Al≤1.0％，
其中Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，
0.010％≤Nb≤0.035％，
0.1％≤Mo≤0.5％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述经涂覆的钢板具有按面积分数计包含以下的显微组织：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体。
优选地，残留奥氏体的平均C含量为1.0％至1.3％。
在一个优选的实施方案中，经涂覆的钢板的显微组织包含多于5％的亚温铁素体。
在一个实施方案中，钢组成中的Si和Al含量为使得0.6％≤Si＜1.0％，以及0.7％≤Al≤1.0％。
在一个实施方案中，钢组成中的C含量为使得0.17％≤C≤0.21％。
在一个实施方案中，钢组成中的Mn含量为使得1.9％≤Mn≤2.3％。
通常，经涂覆的钢板具有至少800MPa的屈服强度、至少1180MPa的抗拉强度、至少13％的根据ISO 6892-1的总延伸率和至少30％的根据ISO 16630:2009的扩孔率HER。
在一个实施方案中，经涂覆的钢板涂覆有Zn或Zn合金，涂覆由小于480℃的温度下的涂覆得到。
优选地，经涂覆的钢板具有按面积分数计由以下组成的组织：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体，
-至多5％的转变铁素体。
优选地，显微组织按面积分数计由以下组成：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体。
在该实施方案中，总延伸率通常为至少14％。
根据一个实施方案，抗拉强度为至少1250MPa，总延伸率为至少14％。
本发明还涉及焊接结构，所述焊接结构包括至少第一钢板和第二钢板的至少十个电阻点焊部，其中所述第一钢板为根据本发明的经涂覆的钢板，以及所述第二钢板的组成为使得C+Si/10≤0.30％且Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，并且其中每个电阻点焊部的裂纹的平均数目小于6。
在一个实施方案中，第二钢板为根据本发明的经涂覆的钢板。
优选地，焊接结构为第一钢板和第二钢板(即仅两个钢板)的焊接结构，至少十个电阻点焊部中的深度超过100微米的裂纹的平均数目小于0.1。
如果焊接结构为第一钢板、第二钢板和第三钢板的焊接结构，则第三钢板的组成为使得C+Si/10≤0.30％且Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，至少十个电阻点焊部中深度超过100微米的裂纹的平均数目通常小于4。
本发明还涉及用于生产根据本发明的焊接结构的方法，所述方法包括：
-提供第一钢板和第二钢板，
-将第一钢板和第二钢板部分地叠加，
-通过垂直于叠加的板放置的电极施加3.5kN至5kN的力，
-以I最大至1.1*I最大的强度对第一钢板和第二钢板进行电阻点焊以产生至少10个电阻点焊部，I最大为在将所述第一经涂覆的钢板电阻点焊至所述第二钢板时开始观察到液态金属飞溅(expulsion)的强度。
本发明还涉及根据本发明生产的经涂覆的钢板或者根据本发明的经涂覆的钢板用于制造机动车辆中的结构部件的用途。
本发明还涉及根据本发明制造的电阻点焊部或者根据本发明的焊接结构用于制造机动车辆中的结构部件的用途。
现在将参照示出了根据本发明的钢的显微照片的附图详细地描述本发明但不引入限制。
根据本发明的钢的组成按重量百分比计包含：
-0.15％至0.23％的碳，用于确保令人满意的强度和提高残留奥氏体(其是获得足够的延伸率所必需的)的稳定性。优选地，碳含量高于或等于0.17％，和/或低于或等于0.21％。如果碳含量太高，则热轧板太硬而不能冷轧，并且可焊性，特别是可点焊性不足。如果碳含量低于0.15％，则抗拉强度将无法达到1180MPa。
-1.4％至2.6％的锰。限定最小值以具有足够的淬透性，以获得包含至少45％的马氏体和马氏体中的至少85％的配分马氏体的显微组织，并且获得至少1180MPa的抗拉强度。限定最大值以避免具有对延展性不利的偏析问题。优选地，锰含量高于或等于1.9％，和/或低于或等于2.3％。
-0.6％至1.3％的硅和0.4％至1.0％的铝。在本发明的钢中，Si和Al均作为奥氏体稳定剂而添加。尤其是，当使钢板在一定温度下冷却以获得部分马氏体转变，并立即再加热并保持在温度PT下(在此期间碳从马氏体配分至奥氏体)时，Si和Al延迟碳化物的形成。如果以足够的量添加Si和Al，则在没有显著的碳化物析出的情况下发生碳配分。此外，Si提供了固溶强化并提高了扩孔率。
然而，必须将Si含量限制为1.3％，以避免在板的表面上形成硅氧化物，这对涂布性能是不利的。
最重要的是，本发明人发现，当Si/10>0.30％-C(Si和C以重量百分比计来表示)时，由于LME(液态金属脆化现象)，因此硅对镀锌板的点焊是不利的。LME的发生在热影响区和焊接接头的焊接金属中的晶界处产生裂纹。因此，(C+Si/10)必须保持小于或等于0.30％。优选地，Si含量为至多1.0％。
此外，必须以至少0.4％的含量添加Al，以实现足够的奥氏体稳定化。然而，Al含量限制为1.0％以防止Ac3转变温度升高，Ac3转变温度升高意味着当在高温下加热以在退火步骤中获得钢板的奥氏体化时，成本更高。
此外，当C和/或Mn含量高时，Al通过降低LME敏感性而具有有利的作用。因此，Al含量为使得Al≥6(C+Mn/10)-2.5％。优选地，Al含量为至少0.7％。
-0.010％至0.035％的铌，以使热轧期间奥氏体晶粒细化和在最终的热处理期间提供沉淀强化。0.010％至0.035％的Nb含量使得可以获得令人满意的屈服强度和延伸率水平，特别是至少800MPa的屈服强度。
-0.1％至0.5％的钼，以提高淬透性和使残留奥氏体稳定，以在配分期间显著减少奥氏体分解。优选地，Mo含量为至少0.20％。
余量为铁和由炼钢产生的残余元素。在这方面，Ni、Cr、Cu、Ti、V、B、S、P和N至少被认为是残余元素(其是不可避免的杂质)。因此，它们的按重量百分比计的含量为对于Ni小于0.05％，对于Cr小于0.01％，对于Cu小于0.03％，对于V小于0.007％，对于B小于2ppm，对于S小于0.005％，对于P小于0.02％，以及对于N小于0.010％。Ti含量限制为0.05％，因为高于这样的值，大尺寸的碳氮化物将主要在液体阶段中析出，并且钢板的可成形性将降低，使得更难以达到总延伸率的13％目标。
对于本发明的经涂覆的钢板，特别是涂覆有Zn或Zn合金的钢板，可点焊性可能受到LME(液态金属脆化)现象的影响。
可以通过在高温下进行的拉伸试验来评估特定钢对这种现象的敏感性。特别地，该热拉伸试验可以使用Gleeble RPI热模拟器来进行，这样的装置本身在本领域中是已知的。
这种命名为“Gleeble LME试验”的试验描述如下：
-使厚度为0.7mm至3mm的经涂覆板的样品经受高温拉伸试验以确定在焊接区周围出现裂纹的最小临界位移。在板中切割的样品具有10mm长和10mm宽的校准区，以及40mm长和30mm宽的头部，头部与校准部分之间的曲率半径为5mm。
-高温拉伸试验通过如下来进行：将各样品迅速(1000℃/秒)加热，将样品保持在预定的温度下并使经加热的样品经受预定的延伸或位移，然后在空气中冷却样品，保持该延伸或位移。冷却后，观察样品以确定是否存在LME裂纹。如果在样品上形成至少一个至少2mm的裂纹，则确定样品具有裂纹。
-试验在多个预定温度例如700℃、750℃、800℃、850℃、900℃和950℃下以及以0.5mm、0.75mm、1mm、1.25mm、1.5mm、1.75mm、2mm等的延伸或位移进行；延伸或位移是将样品保持在Gleeble模拟器上的钳口(jaw)的延伸或位移。
-报告开裂开始的临界位移并且对于所考虑的温度范围确定最小临界位移，即出现裂纹的最小位移。
通常，认为当在700℃至800℃的温度下最小临界位移小于1.5mm时，在电阻点焊中发生LME的概率高，而当最小临界位移为至少1.5mm时，在电阻点焊中观察到许多LME裂纹的概率低。
在这方面，发明人发现对于本发明的钢，使得(C+Si/10)小于或等于0.30％并且Al高于或等于6(C+Mn/10)-2.5％，则最小临界位移为至少1.5mm，而当(C+Si/10)大于0.30％和/或Al小于6(C+Mn/10)-2.5％时，最小临界位移小于1.5mm，并且甚至小于1mm。
作为实例，已经用具有以下组成的钢进行了Gleeble LME试验：
S1：C＝0.226％，Mn＝2.01％，Si＝0.716，Al＝0.802％，
S2：C＝0.204％，Mn＝2.07％，Si＝1.44％，Al＝0.033％，
对于S1，C+Si/10＝0.2976％，最小临界位移为2.25mm。
对于S2，C+Si/10＝0.4412％，最小临界位移为0.9mm。
用于评估经涂覆的板的可点焊性的另一种方法是“LME点焊试验”，该试验允许确定例如在包括通过电阻点焊组装的部件的产品(例如，车身)的工业生产中，在大量的电阻点焊部中具有开裂焊点的概率。
该“LME点焊试验”来源于电阻点焊的电极寿命试验，其中在叠加在一起的三个板上做出复数个电阻点焊部，例如30个：待测试的板和由镀锌低碳板(例如根据EN 10346的DX54D+Z)制成的两个支撑板。板的厚度为1.6mm并且电阻点焊部根据ISO标准18278-2制成用于异质组装(heterogeneous assemblies)。参数为：
-电极尖端直径：8mm，
-焊接力：4.5kN，
-焊接时间：由40毫秒周期(冷却时间)隔开的3个180毫秒的脉冲，
-保持时间：400毫秒。
对于该试验，为了确定电阻点焊部中的裂纹的最终发生，将样品切割并抛光。然后用苦味酸蚀刻电阻点焊部并通过显微镜例如以200倍放大倍率观察，以确定每个所观察的电阻点焊部中的裂纹数目和每个电阻点焊部中的裂纹长度的总和。
对于实例S1和S2，每个电阻点焊部的裂纹数目的比例如下：
-S1：Gleeble LME试验≥1.5mm，80％的电阻点焊部具有少于10个裂纹，0％的电阻点焊部具有20个或更多个裂纹，
-S2：Gleeble LME试验<1.5mm，仅40％的电阻点焊部具有少于10个裂纹，并且30％的电阻点焊部具有20个或更多个裂纹。
如果考虑每个电阻点焊部中的裂纹的平均数目，则结果如下：
-S1：每个电阻点焊部中的裂纹的平均数目为5，
-S2：每个电阻点焊部中的裂纹的平均数目为10。
厚度为2mm至5mm的热轧板可以由上述本发明的钢组成以已知的方式生产。
作为一个实例，在轧制之前的再加热温度可以为1200℃至1280℃，优选约1250℃，精轧温度优选为Ar3至950℃，并且优选高于850℃，卷取在优选为400℃至750℃的温度下进行。优选地，如果Si＞1.0％，则卷取温度低于或等于550℃。
在卷取之后，板具有铁素体-贝氏体-马氏体或铁素体-珠光体-贝氏体组织。
在卷取之后，优选使板分批退火以减小热轧钢板的硬度并因此改善热轧钢板的可冷轧性。
例如，使热轧钢板在500℃至700℃，例如550℃至650℃的温度下分批退火2天至6天，优选3天至5天的时间。该时间包括加热至分批退火温度和从分批退火温度冷却至环境温度。
在分批退火(如果进行的话)之后，冷轧钢板具有铁素体-贝氏体-回火马氏体组织。
任选地对热轧并任选地分批退火的钢板进行酸洗，然后冷轧以获得厚度为0.7mm至3mm，例如在0.8mm至2mm的范围内的冷轧钢板。
然后，对冷轧钢板进行热处理，优选在组合的连续退火和热浸镀线上进行热处理。
热处理和涂覆包括以下步骤：
-使冷轧钢板在860℃至900℃的退火温度TA下退火，退火温度TA为使得在退火步骤结束时，钢具有由奥氏体和亚温铁素体组成的组织，奥氏体的分数为至少90％并且亚温铁素体的分数为至少2％。因此，退火在低于Ac3的温度下进行，Ac3是在加热步骤期间转变成奥氏体结束的温度。如果退火温度TA低于860℃，则在最终组织(即在热处理和涂覆之后)中获得不足的马氏体和残留奥氏体分数，因此无法实现目标抗拉强度和总延伸率。如果退火温度TA高于900℃，则最终组织包括不足的亚温铁素体分数，因此无法实现至少13％的总延伸率。优选地，退火温度为至多880℃，以便在退火步骤结束时获得由至少90％的奥氏体和多于5％的亚温铁素体组成的组织。
将板保持在退火温度下，即保持在TA-5℃与TA+5℃之间优选80秒至180秒的退火时间tA。优选地，退火时间tA为85秒至136秒。
-刚在退火步骤之后，通过以足够快以避免形成上贝氏体和粒状贝氏体并且避免或限制形成铁素体的冷却速率使经退火的钢板从退火温度TA冷却至低于退火后获得的奥氏体的Ms转变点的淬火温度QT来对其进行淬火。
从退火温度TA到淬火温度QT的平均冷却速率严格高于30℃/秒，优选高于50℃/秒，还优选高于60℃/秒。
实际上，以30℃/秒或更低的冷却速率，无法实现目标屈服强度和抗拉强度。大于30℃/秒的冷却速率允许在冷却时将铁素体的形成限制在小于5％的分数。
至少50℃/秒的冷却速率允许在冷却时抑制铁素体的形成。因此，至少50℃/秒的冷却速率确保了淬火时板的组织，并且因此经涂覆的钢板的最终组织不包含由奥氏体向铁素体转变而产生的任何铁素体。至少50℃/秒的冷却速率允许实现与目标屈服强度、抗拉强度和扩孔率组合的至少14％的总延伸率。
至少60℃/秒的冷却速率允许实现至少14％的总延伸率和至少1250MPa的抗拉强度。
淬火温度为Ms-60℃至Ms-10℃。对于钢的每种特定组成和每种组织，本领域技术人员知晓如何确定退火后残留的奥氏体的Ms转变点。如果淬火温度QT低于Ms-60℃，则淬火时产生的马氏体的分数太高而不能使最终组织中的大于10％的足够量的残留奥氏体稳定，因此总延伸率无法达到13％。此外，如果淬火温度QT高于Ms-10℃，则最终组织中的配分马氏体的分数太低而不能获得期望的抗拉强度。
淬火温度QT下的钢的组织优选包含：
-2％至10％，并且优选多于5％的亚温铁素体，
-至少10％的残留奥氏体，
-至少38％的马氏体，和
-至少15％的下贝氏体。
亚温铁素体由在低于Ac3的温度下退火而产生。亚温铁素体不同于退火后可能产生的铁素体(下文中称为“转变铁素体”，由奥氏体向铁素体的转变而产生)。如果冷却速率不足以防止这样的形成(即30℃/秒或更低)，则这样的转变铁素体可以例如在从退火温度TA冷却至淬火温度QT期间出现。特别地，与转变铁素体相反，亚温铁素体为多边形的。此外，转变铁素体富含碳和锰，即具有高于亚温铁素体的碳和锰含量的碳和锰含量。因此，在用焦亚硫酸盐蚀刻之后，通过用使用二次电子的FEG-TEM显微镜观察显微照片，可以区分亚温铁素体和转变铁素体。在这样的显微照片上，亚温铁素体呈中灰色，而转变铁素体由于其较高的碳和锰含量而呈深灰色。
淬火温度QT下的组织可以包含转变铁素体，但是分数为至多5％，并且通常为至多2％。
因此，淬火温度下的钢的组织通常由以下组成：
-2％至10％，并且优选多于5％的亚温铁素体，
-至少10％的残留奥氏体，
-至少38％的马氏体，
-至少15％的下贝氏体，和
-至多5％的转变铁素体。
此外，当至淬火温度QT的冷却速率为至少50℃/秒时，淬火温度QT下的组织不包含任何转变铁素体。因此，淬火温度QT下的组织按面积分数计由以下组成：
-2％至10％，并且优选多于5％的亚温铁素体，
-至少10％的残留奥氏体，
-至少38％的马氏体，和
-至少15％的下贝氏体。
-将经淬火的板任选地保持在淬火温度QT下2秒至8秒，优选3秒至7秒的保持时间。
-然后将板从淬火温度再加热至410℃至470℃的配分温度PT，并保持在配分温度PT下60秒至130秒的配分时间Pt。在该配分步骤期间，碳被配分，即从马氏体扩散到奥氏体中，奥氏体因此富含碳。
如果配分温度PT高于470℃或低于410℃，则最终产品的延伸率不令人满意。
如果配分时间小于60秒，则发生碳从马氏体向奥氏体的不充分的配分，因此马氏体中的碳含量将过高并且残留奥氏体中的碳含量过低。结果，最终产品的延伸率不令人满意。
-刚在将板保持在配分温度PT下的步骤之后，对板进行热浸镀。热浸镀可以为例如镀锌，但是所有的金属热浸镀都是可能的，条件是在涂覆期间使板所处的温度保持小于480℃。当对板进行镀锌时，其以通常条件进行，例如通过从430℃到480℃的温度范围的Zn浴进行。根据本发明的钢可以镀覆有Zn或镀覆有Zn合金，如例如锌-镁或锌-镁-铝。
-紧接在热浸镀步骤之后，使经涂覆的钢板以优选高于1℃/秒，例如2℃/秒至20℃/秒的冷却速度冷却至室温。
该热处理和涂覆使得可以获得按面积分数计包含以下的最终组织(即，在配分、热浸镀和冷却至室温之后)：
-45％至68％的马氏体，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体。
所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成。85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，其余的即5％至15％为新鲜马氏体。
与将通过包括退火、淬火和回火的热处理获得的回火马氏体不同，本发明的钢的配分马氏体具有至多0.45％的C含量。该含量是由在配分步骤期间碳从马氏体向奥氏体的配分而产生的。
相比之下，新鲜马氏体(其是由在配分步骤之后富含碳的奥氏体转变成马氏体而产生的)的C含量为至少0.9％并且通常小于1.2％。
新鲜马氏体相对于马氏体的分数为5％至15％，使得相对于整个组织的新鲜马氏体分数为至多10％。实际上，高于10％的新鲜马氏体的分数将导致根据标准ISO 16630:2009的扩孔率HER小于30％。
至少10％的残留奥氏体的分数和至少2％的亚温铁素体的分数允许获得至少13％的总延伸率，总延伸率是根据ISO标准ISO 6892-1测量的。
此外，该处理允许在残留奥氏体中获得增加的C含量，该C含量为至少1.0％，并且多至1.3％。该增加的C含量使残留奥氏体稳定，并且有助于实现至少13％的总延伸率。
组织中的铁素体为亚温铁素体，即由在低于Ac3的温度下退火而产生的铁素体。
亚温铁素体的分数优选为5％(不包括5％)至10％。
根据本发明的经涂覆的钢板可以包含转变铁素体，但是分数为至多5％，通常为至多2％。因此，根据本发明的经涂覆的钢板的组织由以下组成：
-45％至68％的马氏体，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体，
-至多5％，并且优选至多2％的转变铁素体。
优选地，所述组织不包含任何转变铁素体。
因此，经涂覆的钢板的组织按面积分数计优选由以下组成：
-45％至68％的马氏体，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体。
显微组织特征例如通过用耦合至电子背散射衍射(“EBSD”)装置和透射电子显微术(TEM)的具有场发射枪的扫描电子显微镜(“FEG-SEM”)以大于5000倍的放大倍率观察显微组织来确定。
通过该热处理，可以获得这样的钢板：其屈服强度YS为至少800MPa，抗拉强度TS为至少1180MPa，并且甚至为至少1250MPa，根据ISO标准6892-1的总延伸率TE为至少13％，并且甚至高于14％，以及根据ISO标准16630:2009的扩孔率HER为至少30％，并且甚至为至少35％。
屈服强度YS可以高于1000MPa，特别是如果配分时间Pt为至少110秒。
实施例1：
作为实施例和比较，制造了由根据表I的钢组成制成的板，元素以重量计来表示。诸如Ac1和Ac3的转变温度记录在表I中。Ac1和Ac3通过膨胀测定法测量。
表I
在该表中，“res.”意指该元素仅作为残留物存在并且不进行该元素的主动添加。
对板进行热轧，然后在550℃下卷取。
本发明人首先评估了分批退火对热轧钢板的特性的影响。
为此，本发明人使由钢I1制成的热轧钢板在550℃的温度下经历2天的分批退火，并将经分批退火的钢板的机械特性与未经历分批退火的相同热轧钢板的机械特性进行比较。
机械特性，即屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE记录在下表II中。
表II
这些结果表明，分批退火导致热轧钢板的软化，从而改善了其可冷轧性。
此外，将由钢I1和R1制成的热轧钢板在550℃下分批退火2天，酸洗并冷轧。将冷轧板退火、淬火并配分。在配分之后，通过在460℃下镀锌来对所述板进行热浸镀，然后使其冷却至室温。
处理条件记录在表III中。
表III
在该表中，Ms表示由退火产生的奥氏体的马氏体起始温度，TA为退火温度，tA为退火时间，Vc为退火温度TA与淬火温度之间的平均冷却速率，QT为淬火温度，PT为配分温度以及Pt为配分时间。
对于板所获得的显微组织记录在表IV中。F表示亚温铁素体的面积分数，M表示马氏体的面积分数，PM表示马氏体中配分马氏体的百分比，RA表示残留奥氏体的面积分数，以及B表示下贝氏体的面积分数。对于每种钢板，表IV记录了每种显微组织组分的分数或百分比是否包含在目标范围内。
表IV
*：进一步包含多于5％的转变铁素体
此外，确定每个钢板的根据标准ISO 16630:2009测量的扩孔率HER、屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE。屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE根据2009年10月出版的ISO标准ISO 6892-1测量。特性记录于表V中。
在该表中，n.d.意指特性未确定。
这些实施例表明，通过根据本发明的方法，可以获得抗拉强度为至少1180MPa且根据ISO 6892-1的总延伸率为至少13％的经涂覆的钢板。这些钢板还具有至少800MPa的屈服强度和至少30％的根据ISO 16630:2009的扩孔率HER。这些钢板还具有至少9％，并且通常大于10％的均匀延伸率。
表V
实施例3和4的比较表明，仅当淬火温度为Ms-60℃至Ms-10℃时，实现了目标特性。相比之下，如果淬火温度QT低于Ms-60℃(实施例3)，则淬火时产生的马氏体的分数太高，使得无法实现足够的奥氏体分数。结果，无法实现至少13％的总延伸率。
实施例4和5的比较表明，仅当配分温度PT为410℃至470℃时，实现了目标特性。相比之下，如果配分温度PT低于410℃(实施例5)，则发生碳从马氏体向奥氏体的不充分的配分，使得奥氏体不够稳定以确保至少13％的总延伸率。
实施例6和7的比较表明，退火温度从900℃降低至880℃允许实现抗拉强度和总延伸率的改善的平衡。
实施例6、8和9证明，所述方法在退火时间tA和配分时间Pt变化的情况下非常稳健，这可能是由于例如线速度的变化。因此，不考虑速度线的不想要的变化，用本发明的方法实现了目标机械特性。然而，应当注意的是，由于新鲜马氏体分数的减少，因此较长的配分时间Pt导致屈服强度YS的增加(实施例10)。
通过实施例10至12，发明人研究了淬火期间的冷却速率Vc对机械特性的影响。
这些实施例表明，当冷却速率高于30℃/秒时，实现了目标特性。相比之下，如果冷却速率为30℃/秒或更小(实施例13)，则在冷却时产生多于5％的铁素体，并且在QT下获得不足的马氏体分数。结果，最终组织包含不足的配分马氏体百分比，并且包含转变铁素体。因此，无法实现至少800MPa的屈服强度和至少1180MPa的抗拉强度。
此外，实施例10和11证明，当冷却速率为至少50℃/秒时，实现了高于14％的总延伸率，并且当冷却速率Vc为至少60℃/秒时，实现了至少1250MPa的抗拉强度和至少14％的总延伸率。
实施例13表明，当退火温度、淬火温度和配分温度太低时，无法实现目标特性。特别是，由于低的退火温度，因此亚温铁素体分数高于10％。此外，由于低的淬火和配分温度，因此淬火时产生的马氏体的分数太高，并且在配分期间发生碳从该马氏体向奥氏体的不足的配分。结果，无法实现至少1180MPa的抗拉强度和至少13％的总延伸率。
实施例14和15由特别是具有不足的Al含量的钢R1制成。
此外，以过低的退火和淬火温度生产实施例14和15。
因此，实施例14和15具有小于13％的总延伸率和小于30％的扩孔率。
附图示出了示出实施例11的显微组织的显微照片。在该图上，F表示亚温铁素体，B表示下贝氏体，PM表示配分马氏体，FM表示新鲜马氏体以及RA表示残留奥氏体。
实施例2：
制造了由根据表VI的钢组成制成的板，元素以重量计来表示。诸如Ac1和Ac3的转变温度记录在表I中。Ac1和Ac3通过膨胀测定法测量。在表VI中，钢I1是与表I中相同的钢。
表VI
在该表中，“res.”意指该元素仅作为残留物存在并且不进行该元素的主动添加。
对板进行热轧，然后在550℃下卷取。将由钢I1和R2制成的热轧钢板在550℃下分批退火2天，酸洗并冷轧至1.6mm的厚度。
将冷轧板退火、淬火并配分。在配分之后，通过在460℃下镀锌来对所述板进行热浸镀，然后使其冷却至室温。
处理条件记录于表VII中。
表VII
在该表中，Ms表示由退火产生的奥氏体的马氏体起始温度，TA为退火温度，tA为退火时间，Vc为退火温度TA与淬火温度之间的平均冷却速率，QT为淬火温度，PT为配分温度以及Pt为配分时间。实施例16对应于上述实施例6。
对于板所获得的显微组织记录在表VIII中。F表示亚温铁素体的面积分数，M表示马氏体的面积分数，PM表示马氏体中配分马氏体的百分比，RA表示残留奥氏体的面积分数以及B表示下贝氏体的面积分数。
表VIII
**：实施例17的马氏体和贝氏体的总和为85％至90％。
此外，确定每个钢板的根据标准ISO 16630:2009测量的扩孔率HER、屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE。屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE根据2009年10月出版的ISO标准ISO 6892-1测量。特性记录在表IX中。
在该表中，n.d.意指特性未确定。
表IX
根据表X在不同的条件下在60Hz的交流电和4.5kN的电极力下，对由钢I1或R2制成的钢板(实施例16和17)进行电阻点焊。电极垂直于钢板放置。
-通过施加不同的强度值，可以确定由I最小(其是最小强度，高于该强度，当使电阻点焊部经受剪切拉伸试验时，观察到拔拉破坏)和I最大(其是在电阻点焊中开始观察到液态金属飞溅的强度)限定的合适的焊接范围。在工业条件下强度的选择常常在该最后的值附近进行，因为其对应于大的焊接熔核直径，这使得可以获得高焊接抗拉特性。在目前情况下，焊接已在I最大和在飞溅范围内略高于I最大(即I最大+10％)下进行。尽管以I最大至I最大+10％的强度的焊接增加了LME敏感性，但是这种情况可能在工业实践中在某些情况下遇到。
-焊接参数为：
-电极尖端直径：6mm，
-焊接力：4.5kN，
-焊接时间：380毫秒，
-冷却时间：0毫秒，
-保持时间：300毫秒。
-通过将两个或三个板焊接在一起并产生层叠体配置，随着层叠体厚度的增加，对LME开裂的敏感性更高。特别是，为了生产两层的层叠体，将板16和17焊接至具有以下组成：0.1C-2.2Mn-0.3Si-0.3Mo-0.2Cr-0.01Nb-0.03Ti-0.001B且具有1.6mm的厚度的镀锌DP980钢。为了生产三层的层叠体，将板16和17焊接至各自具有1.5mm的厚度的由超深冲钢制成的两个镀锌板(具有270MPa的抗拉强度)。选择这些其他钢，原因是其点焊需要比抗拉强度高于1180MPa的本发明的钢更高的电流水平以获得合适的焊部。这种高电流水平引起高热量输入，并且结果是在高电阻钢的焊接期间引起更多的LME裂纹。因此，提高了焊接条件的严格性。表X记录了层叠体的总厚度。在这些层叠体中，焊接以抗拉强度高于1180MPa的钢板(实施例16或17的钢板)的一个表面与焊接电极接触的方式来进行。最终的裂纹更容易出现在由焊接电极在板表面上产生的压痕区域中。
表X
焊接条件 层叠体中的层的数目 层叠体厚度(mm) 焊接强度
a 2 3.2mm I<sub>最大</sub>和I<sub>最大</sub>+10％.
b 3 4.6mm I<sub>最大</sub>和I<sub>最大</sub>+10％
由于LME导致的裂纹的观察和量化在以下条件下进行：在对20个点焊部进行半横切和精细抛光之后，其中10个以I＝I最大进行焊接，并且另外10个以I＝I最大+10％进行焊接，通过光学显微镜以10至1000(例如200)的放大倍率观察焊接截面。对每个点焊部测量深度超过100微米的裂纹的数目，并且对于每个系列的10个点焊部计算每个点焊部的深于100μm的LME裂纹的平均数目。此外，对于在相同条件下产生的每个系列的10个点焊部，确定高于100μm的最大裂纹尺寸。
对于两层的层叠体，在以I＝I最大或I最大+10％进行焊接的情况下，当深度超过100微米的裂纹的平均数目小于0.1时，获得了高的耐LME开裂性。
对于三层的层叠体，在以I＝I最大进行焊接的情况下，当深度超过100微米的裂纹的平均数目小于2时，或者在以I最大+10％进行焊接的情况下，当裂纹的平均数目小于4时，获得了高的耐LME开裂性。
表XI示出了强度I最大、在I最大或I最大+10％的焊接条件下确定的平均LME裂纹数目和尺寸大于100μm的裂纹的最大尺寸。
表XI
在该表中，16a表示在条件a下焊接的钢板16。这同样适用于示例17a(在条件a下焊接的板17)，并且类推至示例16b和17b。
关于可点焊性，并且如以上实施例2所示，根据本发明的板具有低的LME敏感性。这意味着这样的钢可以生产包括电阻点焊部的结构，例如车身，对于这些结构，电阻点焊部中的裂纹的数目的概率为使得每个电阻点焊部的平均值小于6个裂纹并且具有少于10个裂纹的概率为98％。
此外，如以上实施例所示，与现有技术的钢板相比，尺寸大于100微米的裂纹的数目大大减少。
特别地，包括至少两个钢板的电阻点焊部的焊接结构可以通过如下来生产：通过根据本发明的方法生产第一钢板，例如涂覆有Zn或Zn合金的第一钢板，提供组成为使得C+Si/10≤0.30％且Al≥6(C+Mn/10)-2.5％的第二钢板，并将第一钢板电阻点焊至第二钢板。第二钢板可以例如通过根据本发明的方法来生产，并且可以涂覆有Zn或Zn合金。
因此，获得了具有低LME敏感性的焊接结构。例如，对于包括至少十个电阻点焊部的这样的焊接结构，每个电阻点焊部的裂纹的平均数目小于6。
例如，焊接结构可以通过如下来生产：提供第一钢板和第二钢板，使第一钢板和第二钢板部分地叠加，通过垂直于叠加的板放置的电极施加3.5kN至5kN的力，并以I最大至1.1*I最大的强度对第一钢板和第二钢板进行电阻点焊以产生至少10个电阻点焊部，I最大为在将所述第一经涂覆的钢板电阻点焊至所述第二钢板时开始观察到液态金属飞溅的强度。
特别是，如果焊接结构是仅两个板(第一钢板和第二钢板)的焊接结构，则即使在苛刻的条件下，特别是以I最大至I最大+10％的强度对钢板进行焊接，电阻点焊部中的深度超过100微米的裂纹的平均数目也小于0.1。通常，在十个电阻点焊部中，没有一个包含深度超过100微米的裂纹。
如果焊接结构是三个板的焊接结构，第三板的组成为使得C+Si/10≤0.30％且Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，则即使在苛刻的条件下，特别是以I最大至I最大+10％的强度对钢板进行焊接，电阻点焊部中的深度超过100微米的裂纹的平均数目也小于4。特别是，如果强度等于I最大，则深度超过100微米的裂纹的平均数目小于2。
根据本发明的任选地通过电阻点焊焊接的钢板有利地用于制造机动车辆中的结构部件，因为它们在制造过程期间提供高可成形性并在碰撞的情况下提供高能量吸收。根据本发明的电阻点焊部还有利地用于制造机动车辆中的结构部件，因为位于焊接区中的裂纹的最终引发和传播被大大减少。

Claims (29)

1.-一种用于生产经涂覆的钢板的方法，所述经涂覆的钢板具有至少800MPa的屈服强度、至少1180MPa的抗拉强度、至少13％的根据ISO标准6892-1的总延伸率和至少30％的根据ISO标准16630:2009的扩孔率HER，
其中所述方法包括以下连续步骤：
-提供由钢制成的冷轧钢板，所述钢具有按重量％计包含以下的化学组成：
0.15％≤C≤0.23％
1.4％≤Mn≤2.6％，
0.6％≤Si≤1.3％
其中C+Si/10≤0.30％，
0.4％≤Al≤1.0％，
其中Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，
0.010％≤Nb≤0.035％，
0.1％≤Mo≤0.5％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
-使所述冷轧钢板在860℃至900℃的退火温度TA下退火，所述退火温度低于Ac3，以获得具有由至少90％的奥氏体和至少2％的亚温铁素体组成的组织的经退火的钢板，
-以高于30℃/秒的平均冷却速率Vc将所述经退火的钢板从所述退火温度TA淬火至Ms-10℃至Ms-60℃的淬火温度QT，以获得经淬火的板，
-将所述经淬火的板从所述淬火温度QT加热至410℃至470℃的配分温度PT，并将所述板保持在所述配分温度PT下60秒至130秒的配分时间Pt，
-在浴中对所述钢板进行热浸镀，
-使所述钢板冷却至室温，以获得具有按面积分数计包含以下的显微组织的经涂覆的钢板：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体。
2.-根据权利要求1所述的方法，其中所述经淬火的板在临加热至所述配分温度PT之前具有按面积分数计由以下组成的组织：
-2％至10％的亚温铁素体，
-至少10％的残留奥氏体，
-至少38％的马氏体，和
-至少15％的下贝氏体
-至多5％的转变铁素体。
3.-根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中提供所述冷轧钢板的步骤包括：
-对由所述钢制成的半成品进行热轧以获得热轧钢板，
-在400℃至750℃的温度Tc下卷取所述热轧钢板，
-在500℃至700℃的温度THBA下进行分批退火2天至6天的时间，
-对所述热轧钢板进行冷轧以获得所述冷轧钢板。
4.-根据权利要求1至3中任一项所述的方法，其中将所述冷轧钢板保持在所述退火温度TA下80秒至180秒的退火时间tA。
5.-根据权利要求1至4中任一项所述的方法，其中所述退火温度TA为至多880℃，以在退火时获得具有由至少90％的奥氏体和多于5％的亚温铁素体组成的组织的经退火的钢板，以及其中所述经涂覆的钢板的所述显微组织包含多于5％的亚温铁素体。
6.-根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其中所述退火温度TA与所述淬火温度QT之间的所述平均冷却速率Vc为至少50℃/秒，所述经涂覆的钢板的所述显微组织按面积分数计由以下组成：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体，
所述经涂覆的钢板的总延伸率为至少14％。
7.-根据权利要求6所述的方法，其中所述退火温度TA与所述淬火温度QT之间的所述平均冷却速率Vc为至少60℃/秒，总延伸率为至少14％，以及抗拉强度为至少1250MPa。
8.-根据权利要求权利要求1至7中任一项所述的方法，其中0.6％≤Si＜1.0％，以及0.7％≤Al≤1.0％。
9.-根据权利要求1至8中任一项所述的方法，其中0.17％≤C≤0.21％。
10.-根据权利要求1至9中任一项所述的方法，其中1.9％≤Mn≤2.3％。
11.-根据权利要求1至10中任一项所述的方法，其中所述钢板涂覆有Zn或Zn合金。
12.-一种用于生产至少两个钢板的电阻点焊部的方法，所述方法包括：
-通过根据权利要求1至11中任一项所述的方法生产第一经涂覆的钢板，
-提供组成为使得C+Si/10≤0.30％且Al≥6(C+Mn/10)-2.5％的第二钢板，
-将所述第一经涂覆的钢板电阻点焊至所述第二钢板。
13.-一种由钢制成的经涂覆的钢板，所述钢具有按重量％计包含以下的化学组成：
0.15％≤C≤0.23％
1.4％≤Mn≤2.6％，
0.6％≤Si≤1.3％
其中C+Si/10≤0.30％
0.4％≤Al≤1.0％，
其中Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，
0.010％≤Nb≤0.035％，
0.1％≤Mo≤0.5％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述经涂覆的钢板具有按面积分数计包含以下的显微组织：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体。
14.-根据权利要求13所述的经涂覆的钢板，其中所述残留奥氏体的平均C含量为1.0％至1.3％。
15.-根据权利要求13或14中任一项所述的经涂覆的钢板，其中所述经涂覆的钢板的所述显微组织包含多于5％的亚温铁素体。
16.-根据权利要求13至15中任一项所述的经涂覆的钢板，其中0.6％≤Si＜1.0％，以及0.7％≤Al≤1.0％。
17.-根据权利要求13至16中任一项所述的经涂覆的钢板，其中0.17％≤C≤0.21％。
18.-根据权利要求13至17中任一项所述的经涂覆的钢板，其中1.9％≤Mn≤2.3％。
19.-根据权利要求13至18中任一项所述的经涂覆的钢板，具有至少800MPa的屈服强度、至少1180MPa的抗拉强度、至少13％的根据ISO 6892-1的总延伸率和至少30％的根据ISO 16630:2009的扩孔率HER。
20.-根据权利要求13至19中任一项所述的经涂覆的钢板，其中所述经涂覆的钢板涂覆有Zn或Zn合金，涂覆由小于480℃的温度下的涂覆得到。
21.-根据权利要求13至20中任一项所述的经涂覆的钢板，其中，其中所述显微组织按面积分数计由以下组成：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体
-至多5％的转变铁素体。
22.-根据权利要求13至21中任一项所述的经涂覆的钢板，其中所述显微组织按面积分数计由以下组成：
-45％至68％的马氏体，所述马氏体由配分马氏体和新鲜马氏体组成，85％至95％的所述马氏体为配分马氏体，所述配分马氏体具有至多0.45％的C含量，
-10％至15％的残留奥氏体，
-2％至10％的亚温铁素体，
-20％至30％的下贝氏体。
23.-一种焊接结构，包括至少第一钢板和第二钢板的至少十个电阻点焊部，其中所述第一钢板为根据权利要求13至22中任一项所述的经涂覆的钢板，以及所述第二钢板的组成为使得C+Si/10≤0.30％且Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，以及其中每个电阻点焊部的裂纹的平均数目小于6。
24.-根据权利要求23所述的焊接结构，其中所述第二钢板为根据权利要求13至22中任一项所述的经涂覆的钢板。
25.-根据权利要求23或24中任一项所述的焊接结构，其中所述焊接结构为由所述第一钢板和所述第二钢板组成的两个板的焊接结构，并且所述至少十个电阻点焊部中的深度超过100微米的裂纹的平均数目小于0.1。
26.-根据权利要求23或24中任一项所述的焊接结构，其中所述焊接结构为所述第一钢板、所述第二钢板和第三钢板的焊接结构，所述第三钢板的组成为使得C+Si/10≤0.30％且Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，以及其中深度超过100微米的所述至少十个电阻点焊部中的深度超过100微米的裂纹的平均数目小于4。
27.-一种用于生产根据权利要求25所述的焊接结构的方法，包括：
-提供所述第一钢板和所述第二钢板，
-将所述第一钢板和所述第二钢板部分地叠加，
-通过垂直于叠加的板放置的电极施加3.5kN至5kN的力，
-以I最大至1.1*I最大的强度对所述第一钢板和所述第二钢板进行电阻点焊以产生至少10个电阻点焊部，I最大为在将所述第一经涂覆的钢板电阻点焊至所述第二钢板时开始观察到液态金属飞溅的强度。
28.-根据权利要求1至11中任一项生产的经涂覆的钢板或者根据权利要求13至22中任一项所述的经涂覆的钢板用于制造机动车辆中的结构部件的用途。
29.-根据权利要求12制造的电阻点焊部或者根据权利要求23至26中任一项所述的焊接结构用于制造机动车辆中的结构部件的用途。
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