CN115516117A - 钢的退火方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及钢带的制造方法、具有受控脱碳深度的钢带、点焊接头以及所述钢带或所述点焊接头的用途。本发明由于抗液态金属脆化(LME)性特性和目标机械特性的改善而特别良好地适合于汽车工业。

Description

钢的退火方法
本发明涉及钢带的制造方法、点焊接头以及所述钢带或所述点焊接头的用途。本发明由于先进高强度钢的抗液态金属脆化(Liquid Metal Embrittlement，LME)性特性的改善而特别良好地适合于汽车工业。
为了降低车辆重量，将高强度钢用于汽车工业，特别是用于结构部件。这样的钢种包含合金元素以大大改善其机械特性。
在它们的制造期间，在涂覆之前，全硬钢经历了提高它们的强度-延性平衡的退火步骤。在该步骤中，在受控气氛中将钢加热并保持高于其再结晶温度，然后冷却到镀锌温度以通过热浸镀锌法在钢表面上进行锌涂覆。
例如，通常的做法是将全硬钢从环境温度加热到再结晶温度(加热步骤)，然后保持该温度(均热步骤)。两个步骤均在包含例如5体积％的H2和95体积％的N2的露点为-20℃或更高的气氛中进行。然后将钢快速冷却到期望的温度。
在高于约700℃的加热段和均热段中，以使得炉内的高露点气氛中存在的氧气以与形成氧化物的钢合金元素例如锰(Mn)、铝(Al)、硅(Si)或铬(Cr)朝向钢表面的扩散相比更高的速率扩散到钢表面下中的方式控制露点。
C以及其他形成氧化物的钢合金元素例如Mn、Si、Cr和Al的存在导致至少两种类型的反应。
首先，如图1所示，氧气与碳反应并形成气体(图像A和B)，例如CO2和CO，导致钢表面下中的碳原子的耗尽并产生脱碳层1(图像C和D)。越靠近表面2，碳耗尽越强。除了以上之外，来自主体3的碳原子扩散到碳耗尽区1中(图像E)。所有这些现象同时发生(图像F)。如果离开钢表面下层的碳原子多于扩散到所述层中的碳原子，则与主体钢碳水平相比，钢表面下层将脱碳和/或形成碳耗尽区域。
其次，如图2所示，氧气与对氧气的亲和力高于铁的钢合金元素例如锰(Mn)、铝(Al)、硅(Si)和铬(Cr)反应，导致大部分的在钢表面下处形成的氧化物(其被称为内部选择性氧化物，报告为4)以及非常少量的在表面处形成的氧化物(称为外部选择性氧化物，报告为5)。这些氧化物为例如元素氧化物，例如MnO、SiO2。此外，其还形成复合的混合氧化物，例如MnSiO3、MnSiO4。这些氧化物可以以不连续结核或连续层的形式存在于钢表面下的晶界中。这些内部氧化物主要沿着晶界存在并且也存在于晶粒内。
在随后的过程步骤中，这些钢通常通过另一种金属或金属合金，例如基于锌的涂料进行涂覆，以改善其诸如耐腐蚀性、磷化处理性等的特性。金属涂层可以通过热镀法或电镀法沉积。热镀基于锌的涂层(也称为热镀锌)通常包含以重量百分比计约0.1至0.4的铝。所述铝优先与铁反应并在钢/涂层界面之间形成抑制层。该抑制层主要由Fe和Al构成并且形成金属间化合物Fe2Al5-xZnx(0<x<1)。所述抑制层可以包含一些Zn原子。
当在汽车工业中使用时，锌涂覆的钢板通常通过电阻点焊(Resistance SpotWelding，RSW)法焊接在一起。在该过程期间，液态锌或液态锌合金渗透钢表面下区域并导致钢的液态金属脆化(LME)。其导致钢延性下降并导致早期失效。
关于脱碳层，脱碳层越厚，对LME的抗性越好。然而，脱碳层使钢的机械特性劣化。这主要是由于钢表面下区域中形成软铁素体相。脱碳层厚度必须以使得其提供优异的抗LME性特性同时满足目标机械特性的方式进行控制。总体而言，需要以使得其产生满足优异的抗LME性和目标机械特性二者的最佳脱碳层深度的方式控制退火气氛。本发明的目的是提供解决上述问题的方案。
该目的通过提供根据权利要求1的方法来实现。所述方法还可以包括权利要求2至9中的任何特征。该目的还通过提供根据权利要求10至13的钢板、根据权利要求14的点焊接头来实现。该目的还通过提供要求保护的钢板或点焊接头的优选用途来实现。
本发明的其他特征和优点将根据本发明的以下详细描述而变得明显。
为了举例说明本发明，将特别参照以下附图对非限制性实例的各种实施方案和试验进行描述：
图1示出了退火炉中发生的各种反应。
图2示出了钢合金元素的内部氧化和外部氧化。
图3示出了退火炉和热浸镀设备的一个实施方案。
图4示出了退火炉和热浸镀设备的第二实施方案。
图5示出了根据本发明的退火循环的一个实施方案。
图6示出了根据本发明的退火循环的第二实施方案。
图7呈现了要求保护的具有镀锌涂层的钢板的第一实施方案。
图8呈现了要求保护的具有镀锌层扩散退火涂层的钢板的第二实施方案。
图9呈现了示出要求保护的方法对第一钢种上的脱碳层的影响(实验A1和A2*)的两个SEM图像。
图10呈现了示出要求保护的方法对第一钢种上的内部氧化物、抑制层和镀锌涂层的影响[实验A1(左图)和实验A2*(右图)]的两个SEM图像。
图11呈现了示出要求保护的方法对第二钢种上的脱碳层(左图)以及对内部氧化物、抑制层和镀锌涂层(右图)的影响(实验B1*)的两个SEM图像。
图12呈现了示出要求保护的方法对第一钢种上的脱碳层(左图)以及对内部氧化物和镀锌层扩散退火涂层(右图)的影响(实验A3*)的两个SEM图像。
图13呈现了示出要求保护的方法对第二钢种上的脱碳层(左图)以及对内部氧化物和镀锌层扩散退火涂层(右图)的影响(实验B2*)的SEM图像。
图14示出了3层堆叠条件下的电阻点焊过程，示出了LME裂纹形成的可能位置。
图15示出了电阻点焊测试的一个实施方案。
本发明涉及用于制造涂覆有基于锌的涂层或基于铝的涂层的涂覆钢板的方法，该方法包括：
A)提供钢板，所述钢板具有以重量百分比计的以下化学组成：
0.01≤Al≤1.0％，
0.07≤C≤0.50％，
0.3≤Mn≤5.0％，
V＜0.2％，
0.01≤Si≤2.45％，
0.35≤Si+Al≤3.5
N＜0.01％，
P＜0.02％，
S≤0.01％
以及任选地以重量百分比计的以下元素中的至少一者：
B≤0.004％，
Co≤0.1％，
0.001≤Cr≤1.00％，
Cu≤0.5％，
0.001≤Mo≤0.5％，
Nb≤0.1％，
Ni≤1.0％，
Ti≤0.1％，
组成的剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成，
B)对所述钢板进行退火，所述退火按以下顺序包括：
i)预加热步骤，其中将所述钢板从室温加热到550℃至Ac1+50℃的温度T1，
ii)加热步骤，其中在气氛A1中将所述钢板从温度T1加热到720℃至1000℃的再结晶温度T2，所述气氛A1包含0.1体积％至15体积％的H2，其中余量由惰性气体、H2O、O2和不可避免的杂质组成，所述气氛A1具有-10℃至+30℃的露点DP1，
iii)均热步骤，其中在气氛A2中将所述钢板保持在所述再结晶温度T2下，所述气氛A2包含0.1体积％至15体积％的H2，其中余量由惰性气体、H2O、O2和不可避免的杂质组成，所述气氛A2具有-30℃至0℃的露点DP2，所述露点DP1高于所述露点DP2，以及，
iv)冷却步骤，
C)用基于锌的涂料或基于铝的涂料对所述钢板进行涂覆。
在以下段落中，将讨论和解释要求保护的发明的范围。
出于以下原因，所提供的钢具有要求保护的组成：
-0.01重量％≤Al≤1.0重量％，Al提高Ms温度并因此使残余奥氏体不稳定。此外，随着Al含量增加至高于1.0％，Ac3温度提高，从而导致工业生产困难。
-0.07重量％≤C≤0.50重量％：如果碳含量低于0.07％，则存在抗拉强度不足的风险。此外，如果钢显微组织包含残余奥氏体，则可能无法获得实现足够的延伸率所必需的其稳定性。如果C含量大于0.5％，则焊缝的淬透性增大。
-0.3重量％≤Mn≤5.0重量％。锰为固溶硬化元素，其有助于获得高抗拉强度。然而，当Mn含量高于5.0％时，Mn可能有助于形成具有过于明显的偏析区的组织，这可能不利地影响焊缝的机械特性。优选地，锰含量在1.5重量％至3.0重量％的范围内。这使得可以获得令人满意的机械强度而不增大钢的工业制造难度并且不增大焊缝的淬透性。
-V<0.2重量％。钒形成实现硬化和强化的析出物。
-0.01重量％≤Si≤2.45重量％。Si使碳化物形成延迟并且使奥氏体稳定。当Si含量大于2.45％时，则钢的塑性和韧性显著降低。
出于以下原因，钢可以任选地包含诸如Nb、B、Ni、Ti、Cu、Mo和/或Co的元素。
硼可以任选地以低于或等于0.004重量％的量包含在钢中。通过在晶界处偏析，B使晶界能降低并因此有利于提高对液态金属脆化的抗性。
铬可以以低于或等于1.00重量％的含量存在。铬允许使在退火循环期间保持在最高温度之后的冷却步骤期间的先共析铁素体的形成延迟，使得可以实现更高的强度水平。出于成本原因并且为了防止过度硬化，其含量限制为1.00重量％。
铜可以以低于或等于0.5重量％的含量存在，以通过铜金属的析出使钢硬化。
量低于或等于0.5重量％的钼对于提高淬透性和使残余奥氏体稳定是有效的，因为该元素使奥氏体的分解延迟。
镍可以任选地以低于或等于1.0重量％的量包含在钢中以改善韧性。
钛和铌也是可以任选地用于通过形成析出物来实现硬化和强化的元素。然而，当Nb量大于0.1重量％和/或Ti含量大于0.1重量％时，存在过度析出可能导致韧性降低的风险，这必须避免。
P和S被认为是由炼钢产生的残留元素。P可以以低于或等于0.04重量％的量存在。S可以以低于或等于0.01重量％的量存在。
优选地，钢的化学组成不包含铋(Bi)。实际上，不希望受任何理论的束缚，认为如果钢板包含Bi，则润湿性降低，并因此涂层粘附性降低。
为了正确理解公开的发明，将定义几个术语。露点是这样的温度，空气必须冷却到该温度以变成被水蒸气饱和。在炼钢中，Ac1对应于加热期间奥氏体开始形成的温度。Ms对应于快速冷却时奥氏体开始形成马氏体的温度。
该方法的几个步骤可以在如图3或图4所示的炉中进行。两个炉均包括预加热段6、加热段7、均热段8和冷却段9。如图4所示的炉还包括分配段10。
预加热步骤通常在钢被冷轧(也称为全硬状态)之后发生。在该预加热期间，在非氧化气氛中将钢板从室温加热到550℃至Ac1+50℃的温度T1。这可以在能够在温度T1下加热钢而不产生铁氧化物或以有限量产生铁氧化物的任何加热装置中完成。例如，该步骤可以在具有由N2、H2和不可避免的杂质组成的气氛的RTF(Radiant Tube Furnace，辐射管式炉)中、在通过感应加热的装置中或在具有空气/可燃气体比率<1的气氛的DFF(Direct-Fired Furnace，直燃炉)中完成。然而，在包括若干区域例如5个区域以在最后的区域或最后两个区域中具有空气/可燃气体>1的比率的DFF中是可能的。
在加热步骤期间，将钢板在气氛A1中从温度T1加热到720℃至1000℃的再结晶温度T2，所述气氛A1包含0.1体积％至15体积％的H2，其中余量由惰性气体、H2O、O2和不可避免的杂质组成，所述气氛A1具有-10℃至+30℃的露点DP1。可以使用氮气作为惰性气体。
在均热步骤期间，将钢板在气氛A2中在所述再结晶温度T2下加热，所述气氛A2包含0.1体积％至15体积％的H2，其中余量由惰性气体、H2O、O2和不可避免的杂质组成，所述气氛A2具有-30℃至0℃的露点DP2，所述露点DP1高于所述露点DP2。可以使用氮气作为惰性气体。
气氛A1和气氛A2可以通过在炉中使用预加热的蒸汽并掺入N2-H2气体来实现，所述炉在不同段中配备有高温计、H2和露点检测器以监测H2、气氛露点和温度。
冷却可以在包含N2和20％至50％的H2的气氛中实现。使用高速风扇将该气体混合物吹在钢表面上。冷却也可以通过任何其他冷却装置例如冷却辊来实现。
在以下部分中，不受任何理论的束缚，将解释加热步骤和均热步骤中的物理现象以掌握本发明的核心。
在加热步骤中，温度的逐渐升高以及相对高的露点允许具有高的pO2(氧气的分压)，从而导致氧气扩散到钢中。这种增加的氧气扩散具有两个主要结果。首先，它允许通过与间隙元素碳的反应而使钢表面下深度脱碳。其次，氧气与替代的形成氧化物的元素例如Mn、Si、Al和Cr反应并在钢表面下区域中形成内部氧化物，这减少可用于形成表面氧化物的合金元素的量。由于这些合金元素的更快的扩散，因此那些内部氧化物优先形成在晶界区域上。
在加热步骤结束时，钢表面下区域包括：
-部分脱碳层，所述部分脱碳层具有10μm至30μm的厚度和主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比，
-部分脱碳层外部的脱碳层，所述脱碳层具有30μm至70μm的厚度和主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比。
给出那些值只是为了获得数量级。诸如加热时间、加热结束时的温度、钢碳含量以及露点(其决定pO2)的参数影响所述完整脱碳层以及所述部分脱碳层的厚度。
在均热步骤中，与加热步骤相比，温度更高，但露点更低。均热步骤对钢表面下区域具有几个影响。
由于均热段的露点相对较低，因此氧气的量也较低，并因此只能扩散到钢表面下区域中有限(较小)的深度，从而导致钢表面下区域的有限深度中的脱碳反应。同时，碳原子从主体扩散到钢表面下区域的碳耗尽区域(部分脱碳层，然后是脱碳层)。事实上，存在于部分脱碳区域中的碳原子扩散到脱碳区域中并且部分脱碳区域被来自主体的碳原子重新填充。因此，其产生非常接近钢表面的脱碳层。所述脱碳反应取决于几个因素，例如均热温度、露点(pO2)、均热持续时间和主体钢中存在的碳量。
因此，在均热步骤结束时，钢表面下区域包括：
-部分脱碳层，所述部分脱碳层具有约30μm的厚度和主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比。
-部分脱碳层外部的脱碳层，所述脱碳层具有约20μm的厚度和主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比。
给出那些值只是为了获得数量级。
由于加热段中氧气的分压(pO2)较高，因此较大量的O2可以容易地扩散在钢表面下区域中并形成内部氧化物，并因此捕获所述表面下区域的更深处中的Si、Mn、Cr、Al。这种现象发生在加热段中的再结晶的早期。在均热段中，在钢表面下区域中发生主要的晶粒生长以及大的铁素体晶粒的形成。
由于内部氧化物在钢表面下区域更深处形成，然后是晶粒生长，因此在钢表面处形成不含内部氧化物的铁素体层。该层在镀锌期间可以容易地与涂覆浴中的铝反应并形成令人满意的抑制层。
与现有技术相反，在该退火过程中，加热步骤的露点高于均热步骤的露点，从而允许改善在抗液态金属脆化(LME)性方面的钢特性，如前所述。显然，本发明还具有产生具有主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比的受控深度的完全脱碳层的优点。
优选地，露点DP2为-25℃至+10℃。优选地，露点DP2为-20℃至0℃。优选地，露点DP2为-25℃至-5℃。甚至更优选地，露点为-25℃至-5℃。
优选地，所述冷却步骤，在气氛A3中将所述钢板冷却到Ms至Ms+150℃的温度T3并在T3下保持至少40秒，所述气氛A3包含惰性气体和1体积％至30体积％的H2，具有低于或等于-40℃的露点DP3。甚至更优选地，所述温度T3为Ms+10℃至Ms+150℃。这允许具有分配的显微组织。
优选地，在所述冷却步骤iv)之后，使所述钢板进一步冷却到(Ms-5℃)至(Ms-170℃)的温度TQT，然后经历再加热步骤v)，其中将所述钢板在30秒至300秒期间再加热到300℃至550℃的温度T4。这样的步骤也称为分配步骤。甚至更优选地，任选地将所述钢板在TQT下保持2秒至8秒的持续时间。甚至更优选地，将所述钢板再加热到330℃至490℃的温度T4。
优选地，在所述冷却步骤iv)和所述再加热步骤v)之后的均衡步骤vi)，将所述钢带在气氛A4中在300℃至500℃的温度下加热，所述气氛A4包含至少一种惰性气体和1体积％至30体积％的H2，具有低于或等于-40℃的露点DP4。
优选地，步骤A)中的所述钢板以重量百分比计具有至少：0.001％≤Cr+Mo≤1.000％。
优选地，所述加热步骤和所述均热步骤持续100秒至500秒。优选地，在所述加热步骤和所述均热步骤中，气氛A1和气氛A2包含3体积％至8体积％的H2。
优选地，所述DP1比DP2高5℃至40℃。甚至更优选地，所述DP1比DP2高10℃至30℃。
优选地，在所述步骤C)中，所述涂覆通过电镀或热浸镀完成。
优选地，在所述步骤C)中，所述涂覆通过热浸镀法完成，以及将所述钢带设置在高于镀锌浴5℃至10℃的温度下，所述镀锌浴具有0.15重量百分比至0.40重量百分比的铝含量，保持在450℃至470℃的温度下。
优选地，在所述步骤C)中，所述涂覆通过热浸镀法完成，以及将所述钢带设置在高于镀锌浴5℃至10℃的温度下，然后在离开所述镀锌浴之后加热至470℃至550℃的温度，所述镀锌浴具有0.09重量百分比至0.15重量百分比的铝含量，保持在450℃至470℃的温度下。这样的过程步骤允许生产镀锌层扩散退火钢带。
图5和图6示出了上文描述的两个典型的热循环。在图5上，全硬钢板的预加热从室温开始并持续146秒，直到钢达到575℃。然后在加热步骤期间，将钢在131秒内从575℃加热到715℃，然后在174秒内从715℃加热到均热温度(800℃)。之后，使带材经历均热步骤，其中使其温度在800℃下保持146秒。最后，通过淬火使带材快速冷却到190℃的温度。之后，使板经历在365℃下热处理105秒的再加热阶段(也称为分配阶段)，然后冷却至465℃。最后将钢在保持在460℃的Zn-0.2重量％Al浴中镀锌。
如图6所示，全硬钢板的预加热从室温开始并持续146秒，直到钢达到675℃。然后在加热步骤期间，将钢在131秒内从675℃加热到815℃，然后在174秒内从815加热到均热温度(880℃)。之后，使带材经历均热步骤，其中使其温度保持在880℃下以进行均热持续146秒。最后，通过淬火使带材快速冷却到280℃的温度。之后，使板经历在450℃下热处理105秒的再加热阶段(也称为分配阶段)，然后冷却至460℃。最后将钢在保持在460℃的Zn-0.2重量％Al浴中镀锌。
如图7所示，本发明还涉及如前所述制造的镀锌钢带，所述镀锌钢带包括：
-具有如前所述的组成的钢主体18，
-在所述钢主体18的顶部上的部分脱碳层17，所述部分脱碳层17具有20μm至40μm的厚度和主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比并且具有包含至少50％铁素体和以下成分中的至少一者的显微组织：贝氏体、马氏体和/或残余奥氏体，
-在所述部分脱碳层17的顶部上的脱碳层16，所述脱碳层16具有5μm至40μm的厚度和主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比并且具有包含至少90％铁素体的显微组织，所述脱碳层16的上部包括内部氧化物层15，所述内部氧化物层15具有2μm至12μm的厚度并且包含基于Mn、Si、Al和Cr的元素氧化物以及Mn、Si、Al和Cr的混合氧化物，
-在所述内部氧化物层15的顶部上的抑制层14，所述抑制层14的厚度为100nm至500nm，
-在所述抑制层14的顶部上的基于锌的涂层13，所述基于锌的涂层13的厚度为3μm至30μm。
所述内部氧化物层在脱碳层的外部上，更靠近抑制层，如图7所示。内部氧化物层包含上述氧化物并且具有主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比并且具有至少90％的铁素体。
如图8所示，本发明还涉及如前所述制造的镀锌层扩散退火钢带，所述镀锌层扩散退火钢带包括：
-具有如前所述的组成的钢主体18，
-在所述钢主体18的顶部上的部分脱碳层17，所述部分脱碳层17具有20μm至40μm的厚度和主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比并且具有包含至少50％铁素体和以下成分中的至少一者的显微组织：贝氏体、马氏体和/或残余奥氏体，
-在所述部分脱碳层17外部的脱碳层16，所述脱碳层16具有5μm至40μm的厚度和主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比并且具有包含至少90％铁素体的显微组织，所述脱碳层16的上部包括内部氧化物层15，所述内部氧化物层15具有2μm至12μm的厚度并且包含基于Mn、Si、Al和Cr的元素氧化物以及Mn、Si、Al和Cr的混合氧化物，
-在所述内部氧化物层15的顶部上的基于铁-锌的涂层12，所述基于铁-锌的涂层12具有3μm至30μm的厚度并且包含10重量百分比至20重量百分比的铁。
内部氧化物层不能比脱碳层更厚。因此，如果脱碳层的厚度为“x”μm，x为5μm至12μm，则内部氧化物层的厚度为2至“x”。所述内部氧化物层在脱碳层的外部上，更靠近抑制层，如图8所示。内部氧化物层包含上述氧化物并且具有主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比并且具有至少90％的铁素体。
优选地，所述钢带的厚度为0.5mm至3.0mm。
优选地，所述钢带的极限抗拉强度(UTS)大于900MPa。
本发明还涉及至少两个金属板的点焊接头，所述至少两个金属板包括至少一个如前所述的钢板，所述接头包含零个尺寸大于100μm的裂纹。
优选地，所述点焊接头包括两个或三个金属板。优选地，所述点焊接头还包括铝板或钢板。
本发明还涉及任何先前描述的涂覆钢板或任何先前描述的点焊接头用于制造机动车辆的用途。
实验结果
以下部分涉及表现出改善的表面特性和表面下特性的实验结果。实验是对带材厚度为1.4mm至1.6mm的两个不同钢种(钢A和钢B)进行的。
不同的实验参数报告于表1中。
对第一钢种(钢A)进行第一组实验(A1和A2*)，以示出加热段和均热段的露点差异对钢的脱碳行为的影响。根据图5中报告的热循环对钢进行退火，然后在Zn-0.20重量％Al涂覆浴中镀锌，因此两个实验的热循环相似。在实验A1中，在加热段(-5℃)和均热段(-3℃)中保持几乎相似的露点。而在实验A2*中，与均热段(-9℃)相比，在加热段(-1℃)中应用更高的露点。对于两个实验，在两个段中均保持4％至5％的氢气浓度。
对钢A进行第二个实验(A3*)。根据图5中报告的热循环对钢进行退火，然后在Zn-0.129重量％Al涂覆浴中镀锌。紧接在镀锌之后，在480℃下进行后涂层热处理(也称为镀锌层扩散退火)。在该实验中，与均热段(-10℃)相比，在加热段(0℃)中也应用更高的露点，并且在两个段中均保持约5％的氢气。
对不同的钢种(钢B)进行第三个实验(B1*)。根据图6中报告的热循环对钢进行退火，然后在Zn-0.20重量％Al涂覆浴中镀锌。与钢A相比，钢B中的峰值退火温度更高。在该实验中，与均热段(-20℃)相比，在加热段(-5℃)中也应用更高的露点，并且在两个段中均保持约5％的氢气。
第四个实验(B2*)也对钢B进行。根据图6中报告的热循环对钢进行退火，然后在Zn-0.129重量％Al涂覆浴中镀锌。紧接在镀锌之后，在510℃下进行后涂层热处理(也称为镀锌层扩散退火)。在该实验中，与均热段(-5℃)相比，在加热段(+4℃)中也应用更高的露点，并且在两个段中均保持约5％的氢气。
实验A2*、A3*、B1*和B2*是根据本发明的，其中加热段的露点高于均热段的露点。
表1.不同的实验参数
Figure BDA0003926862780000121
脱碳层
图9比较了使用钢A根据实验A1(左图)和A2*(右图)生产的钢的钢表面下区域中形成的脱碳层的SEM显微照片。
根据本发明的钢表面下区域的显微照片A2*呈现了：
-钢主体18，
-约30μm的部分脱碳层17，其具有主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比，
-约20μm的脱碳层16，其具有主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比。
相反，根据现有技术的钢表面下的显微照片A1仅显示出钢主体18和约45μm的部分脱碳层17。该比较表现出要求保护的方法关于在钢表面下区域中形成脱碳层的优点，这对于为了获得目标机械特性以及抗液态金属脆化性特性是有利的。
图10示出了通过实验A1(左图)和A2*(右图)生产的钢A的样品的SEM显微照片，表现出存在内部氧化物15、抑制层14和镀锌涂层13。
图11示出了通过实验B1*生产的钢B的样品的两张SEM显微照片。钢表面下的显微照片呈现了：
-钢主体18，
-约30μm的部分脱碳层17，其具有主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比，
-约15μm的脱碳层16，其具有主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比，
-抑制层14、内部氧化物层15和镀锌涂层13。
图12示出了通过实验A3*生产的钢A的样品的两张SEM显微照片。左侧的钢表面下的显微照片呈现了：
-钢主体18，
-约30μm的部分脱碳层17，其具有主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比，
-约20μm的脱碳层16，其具有主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比。
该实验表现出优选的要求保护的方法，其中DP1比DP2高5℃至30℃。
图13示出了通过实验B2*生产的钢B的样品的两张SEM显微照片。左侧的钢表面下的显微照片呈现了：
-钢主体18，
-约30μm的部分脱碳层17，其具有主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比，
-约15μm的脱碳层16，其具有主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比，
镀锌涂层和镀锌层扩散退火涂层
如关于实验A2*的图9和图10以及关于实验B1*的图11所示，要求保护的方法产生了用于在镀锌期间反应性润湿的合适表面。如表1中报告的，在钢A和钢B的镀锌期间，保持Zn-0.20重量％Al浴组成。在镀锌期间，在钢/涂层界面处形成连续的抑制层，这表明良好的反应性润湿行为。
在实验A3*和B2*中，在Zn-0.129重量％Al浴中镀锌，然后对于钢A在480℃下以及对于钢B在510℃下进行后涂层热处理(也称为镀锌层扩散退火处理)之后分别生产了镀锌层扩散退火涂覆钢A和镀锌层扩散退火涂覆钢B。图12和图13分别表现出镀锌层扩散退火涂覆钢A和镀锌层扩散退火涂覆钢B的截面SEM显微照片。这些显微照片表明要求保护的方法适用于生产镀锌层扩散退火涂覆钢。
抗液态金属脆化性的评估
通过电阻点焊法对在A2*、A3*、B1*和B2*实验的条件下生产的钢评估根据表1中报告的热循环生产的以上镀锌涂覆钢和镀锌层扩散退火涂覆钢的液态金属脆化(LME)敏感性。电极类型为面直径为6mm的ISO类型B；电极的力为5kN以及水的流量为1.5g/分钟。焊接循环报告于表2中：
表2.确定抗LME性特性的焊接方案.
Figure BDA0003926862780000141
使用三层堆叠条件评估抗LME裂纹性行为。在这种情况下，如图14所示通过电阻点焊将三个涂覆钢板焊接在一起，表现出压痕区域19、由于压痕而变形的区域20、热影响区(HAZ)区域21、HAZ/焊接熔核界面区域22和HAZ区域中的搭接面23。进行所有电阻点焊测试，包括严重的噪声因素，例如两个钢板之间的间隙24、焊接电极与所述钢板之间的偏移25以及焊接电极与所述钢板之间的电极角度26，其在图15中示意性地示出。然后如表3中报告的在如图14所示的所有5个位置中使用光学显微镜评估大于100μm的裂纹的数量。由于存在特定厚度的脱碳层，因此在有和没有焊接噪声因素的情况下，在宽范围钢板厚度内在钢板中都观察到了优异的抗LME性行为。
表3.电阻点焊之后LME裂纹详情(3层堆叠条件)
Figure BDA0003926862780000151

Claims (15)

1.一种用于制造涂覆有基于锌的涂层或基于铝的涂层的涂覆钢板的方法，包括：
A)提供钢板，所述钢板具有以重量百分比计的以下化学组成：0.01％≤Al≤1.0％，0.07％≤C≤0.50％，0.3％≤Mn≤5.0％，V<0.2％，0.01％≤Si≤2.45％，0.35≤Si+Al≤3.5，N≤0.01％，P<0.02％，S≤0.01％，以及任选地以重量百分比计的以下元素中的至少一者：B≤0.004％，Co≤0.1％，Cu≤0.5％，0.001％≤Cr≤1.00％，0.001％≤Mo≤0.5％，Nb≤0.1％，Ni≤1.0％，Ti≤0.1％，组成的剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成，
B)对所述钢板进行退火，所述退火按以下顺序包括：
i)预加热步骤，其中将所述钢板从室温加热到550℃至Ac1+50℃的温度T1，
ii)加热步骤，其中在气氛A1中将所述钢板从温度T1加热到720℃至1000℃的再结晶温度T2，所述气氛A1包含0.1体积％至15体积％的H2，其中余量由惰性气体、H2O、O2和不可避免的杂质组成，所述气氛A1具有-10℃至+30℃的露点DP1，
iii)均热步骤，其中在气氛A2中将所述钢板保持在所述再结晶温度T2下，所述气氛A2包含0.1体积％至15体积％的H2，其中余量由惰性气体、H2O、O2和不可避免的杂质组成，所述气氛A2具有-30℃至0℃的露点DP2，所述露点DP1高于所述露点DP2，以及
iv)冷却步骤，
C)用基于锌的涂料或基于铝的涂料对所述钢板进行涂覆。
2.根据权利要求1所述的方法，其中在所述冷却步骤中，在气氛A3中将所述钢板冷却到Ms至Ms+150℃的温度T3并在T3下保持至少40秒，所述气氛A3包含惰性气体和1体积％至30体积％的H2，具有低于或等于-40℃的露点DP3。
3.根据权利要求2所述的方法，其中在所述冷却步骤iv)之后，使所述钢板进一步冷却到(Ms-5℃)至(Ms-170℃)的温度TQT，然后经历再加热步骤v)，在所述再加热步骤v)中将所述钢板在30秒至300秒期间再加热到300℃至550℃的温度T4。
4.根据权利要求3所述的方法，其中任选地将所述钢板在TQT下保持2秒至8秒的时间。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的方法，所述方法包括在所述冷却步骤iv)和所述再加热步骤v)之后的均衡步骤vi)，在所述均衡步骤vi)中在气氛A4中将所述钢带加热到300℃至500℃的温度，所述气氛A4包含至少一种惰性气体和1体积％至30体积％的H2，具有低于或等于-40℃的露点DP4。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其中DP1比DP2高5℃至40℃。
7.根据权利要求6所述的方法，其中DP1比DP2高10℃至30℃。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的方法，其中在所述步骤C)中，所述涂覆通过热浸镀法完成，以及将所述钢带设置在高于镀锌浴5℃至10℃的温度下，所述镀锌浴具有0.15重量百分比至0.40重量百分比的铝含量，保持在450℃至470℃的温度下。
9.根据权利要求1至7中任一项所述的方法，其中在所述步骤C)中，所述涂覆通过热浸镀法完成，以及将所述钢带设置在高于镀锌浴5℃至10℃的温度下，然后在离开所述镀锌浴之后加热到470℃至550℃的温度，所述镀锌浴具有0.09重量百分比至0.15重量百分比的铝含量，保持在450℃至470℃的温度下。
10.一种根据权利要求1至8中任一项制造的镀锌钢带，包括：
-具有如前所述的组成的钢主体(18)，
-在所述钢主体(18)的顶部上的部分脱碳层(17)，所述部分脱碳层(17)具有20μm至40μm的厚度和所述主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比并且具有包含至少50％铁素体和以下成分中的至少一者的显微组织：贝氏体、马氏体和/或残余奥氏体，
-在所述部分脱碳层(17)的顶部上的脱碳层(16)，所述脱碳层(16)具有5μm至40μm的厚度和所述主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比并且具有包含至少90％铁素体的显微组织，所述脱碳层(16)的上部包括内部氧化物层(15)，所述内部氧化物层(15)具有2μm至12μm的厚度并且包含基于Mn、Si、Al和Cr的元素氧化物以及Mn、Si、Al和Cr的混合氧化物，
-在所述内部氧化物层(15)的顶部上的抑制层(14)，所述抑制层(14)的厚度为100nm至500nm，
-在所述抑制层(14)的顶部上的基于锌的涂层(13)，所述基于锌的涂层(13)的厚度为3μm至30μm。
11.一种根据权利要求9制造的镀锌层扩散退火钢带，包括：
-具有如前所述的组成的钢主体(18)，
-在所述钢主体(18)的顶部上的部分脱碳层(17)，所述部分脱碳层(17)具有20μm至40μm的厚度和所述主体钢的碳重量百分比的5％至20％的碳重量百分比并且具有包含至少50％铁素体和以下成分中的至少一者的显微组织：贝氏体、马氏体和/或残余奥氏体，
-在所述部分脱碳层(17)外部的脱碳层(16)，所述脱碳层(16)具有5μm至40μm的厚度和所述主体钢的碳重量百分比的小于5％的碳重量百分比并且具有包含至少90％铁素体的显微组织，所述脱碳层(16)的上部包括内部氧化物层(15)，所述内部氧化物层(15)具有2μm至12μm的厚度并且包含基于Mn、Si、Al和Cr的元素氧化物以及Mn、Si、Al和Cr的混合氧化物，
-在所述内部氧化物层(15)的顶部上的基于铁-锌的涂层(12)，所述基于铁-锌的涂层(12)具有3μm至30μm的厚度并且包含10重量百分比至20重量百分比的铁。
12.根据权利要求10或11所述的钢带，其中所述钢带的厚度为0.5mm至3.0mm。
13.根据权利要求10或12中任一项所述的钢带，其中所述钢带的极限抗拉强度大于900MPa。
14.一种至少两个金属板的点焊接头，所述至少两个金属板包括至少一个根据权利要求11至13中任一项所述的钢板，所述接头包含零个尺寸大于100μm的裂纹。
15.根据权利要求11至13中任一项所述的涂覆钢板或根据权利要求14所述的点焊接头用于制造机动车辆的用途。
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