CN116463547B - 一种120公斤级超高强度镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents
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-
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Abstract
本发明提供一种电阻点焊性能优异的120公斤级超高强度镀锌钢板，C：0.18‑0.24％，Mn：2.3‑3.0％，Si：0.5‑1.7％，Al：0.02‑1.0％，0.55＜Si+Al≤1.75％，C+Si/30+Mn/20≤0.395％，以及选自Nb、Ti、B、Cr、Mo、REM中的至少一种，余量为Fe和不可避免的杂质，其中，将所述钢板的厚度设为t，钢板的电阻率0<R1≤55μΩ·cm，从镀层与钢板基体界面起，向钢板基体方向0.025t以上0.05t以下的范围的钢板的电阻率为0<R2≤15μΩ·cm，0.01t以上至0.015t以下的范围的材料的电阻率为0<R3≤35μΩ·cm，并且满足1.5R1 1/2‑0.1R2‑0.25R3＞0。
Description
技术领域
本发明涉及一种超高强度镀锌钢板及其制造方法，尤其涉及一种电阻点焊性能优异的120公斤级超高强度镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
在“碳中和与碳达峰”的宏观政策背景下，更高效的节能、减排、降耗成为汽车行业的一个重要目标。以车身轻量化为代表的汽车轻量化是节能降耗的重要技术手段。从性能、成本、可维修性、易回收性以及LCA排放角度评级，高强钢和超高强钢仍是目前众多车身轻量化用材中更具综合竞争力的方案。一般将抗拉强度≥340MPa的汽车用钢称为高强钢，将抗拉强度≥780MPa的汽车用钢称为超高强钢。对超高强钢来说，相变强化+析出强化是主要的强化手段，因此钢种会加入较多的合金元素，包括但不限于C、Si、Mn、Nb、V、Ti、Cr、Mo等。除了强度，车身用材特别是下车体部位的用材，还要重点关注防腐性能。除涂覆漆膜之外，带有镀层的汽车用钢也比无镀层材料具有更优异的耐腐蚀性能。高强钢和超高强钢常见的镀层类型有热镀纯锌(GI)、热镀锌铁合金(GA)、电镀纯锌(EG)和锌铝镁镀层(MgAlZn)等。
与普通钢铁材料不同的是，高强钢，特别是超高强钢的镀层产品，因为具有更高的强度和较多的合金元素，在电阻点焊过程中容易出现一种名为液态金属脆化(LME，Liquidmetal embrittlement)的现象，其主要原理是在焊接时的应力作用下，材料表面的镀层受热熔化，液态金属沿钢板基材晶界渗入，造成晶界结合力下降而发生开裂。焊接接头的母材成分与碳当量、组织，镀层的成分、重量，焊接时压力、应力、电流、加热时间与保载时间等因素都会影响LME现象。其中，材料的电阻率越大、材料的强度越高、焊接电流越大、接头应力越大、焊接加热时间越长、保载时间越短，都会恶化LME现象。对镀层超高强钢而言，其母材碳当量更高，焊接时热输入量更大，母材自身较高的强度也易造成焊接应力较大，这些不利因素均严重制约了带镀层的超高强钢在车身上的批量化稳定应用。
根据裂纹出现的位置不同，业内一般将电阻点焊的LME裂纹分为四种类型，即TypeA、Type B、Type C和Type D，如图1所示。其中Type A是电极与材料直接接触部位产生的裂纹，该部位温度较高，裂纹易在发生焊接飞溅后出现，对焊接接头的性能影响不大；Type B与Type C是母材上以及母材间产生的裂纹，Type D是焊点肩部位置产生的裂纹，它们都对焊接接头的性能产生影响，特别是Type C型裂纹，容易导致焊接接头结合力下降，造成焊点失效，需要对其数量和长度进行控制。对此，存在以下研究。
公开号为US11299793B2，名称为“Steel sheet having excellent resistanceto liquid metal embrittlement cracks and method for manufacturing the same”的美国专利公开了一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的镀锌钢板及其制造方法，其成分按重量百分比计为：C：0.04～0.35％，Al+Si：0.99％以下，Mn：3.5-10％，P：0.05％以下(0％除外)，S：0.02％以下(0％除外)，N：0.02％以下(0％除外)，余量为Fe及其他不可避免杂质。以体积分数计，微细组织包含10％以上的残余奥氏体，60％以上的退火马氏体，20％以下的α马氏体和ε马氏体，Mn耗尽层的平均厚度为从产品表面到0.5μm以上。该发明的Mn含量较高，适用于ESP等无头轧制工艺进行生产。该专利未提及使用电阻点焊工艺时裂纹抵抗性。
公开号为US11299793B2，名称为“Steel sheethaving excellent resistance toliquid metal embrittlement cracks and method for manufacturing the same”的美国专利公开了一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的镀锌钢板及其制造方法，其成分按重量百分比计为：C：0.04～0.35％，Al+Si：0.99％以下，Mn：3.5-10％，P：0.05％以下(0％除外)，S：0.02％以下(0％除外)，N：0.02％以下(0％除外)，余量为Fe及其他不可避免杂质。以体积分数计，微细组织包含10％以上的残余奥氏体，60％以上的退火马氏体，20％以下的α马氏体和ε马氏体，Mn耗尽层的平均厚度为从产品表面到0.5μm以上。该发明的Mn含量较高，适用于ESP等无头轧制工艺进行生产。该专利未提及使用电阻点焊工艺时裂纹抵抗性。
鉴于现有技术的上述缺陷，期望获得一种具有更好的抵抗液态金属脆化LME裂纹的性能的、可以抑制Type A、Type B、Type C和Type D的产生的超高强度镀锌钢板。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有优异的抵抗液态金属脆化LME裂纹的性能的、电阻点焊性能优异的120公斤级超高强度镀锌钢板。本发明的更进一步的目的在于提供一种电阻点焊性能优异的120公斤级超高强度镀锌钢板，在至少2层钢板中的一层为本发明钢板的焊接接头组合中，当焊接电流≤(Isplash+Isplash*50％)时，不产生Type B、Type C裂纹，产生Type A裂纹时，在所有的Type A裂纹中，总数量1％以下的Type A裂纹出现在焊接电流＜Isplash时，且Type A裂纹长度为母材板厚的5％以下，当产生Type D裂纹时，在所有的Type D裂纹中，总数量99.99％以上的Type D裂纹出现在焊接电流≥Isplash时，且Type D裂纹长度为母材板厚的10％以下。
为了实现上述目的，本发明提供一种120公斤级超高强度镀锌钢板，其特征在于，钢板包含：
C：0.18-0.24％，
Mn：2.3-3.0％，
Si：0.5-1.7％，
Al：0.02-1.0％，
0.55＜Si+Al≤1.75％，
C+Si/30+Mn/20≤0.395％，
以及选自Nb、Ti、B、Cr、Mo、REM中的至少一种，
余量为Fe和不可避免的杂质，其中，
将钢板的厚度设为t，钢板的电阻率0<R1≤55μΩ·cm，从镀层与钢板基体界面起，向钢板基体方向0.025t以上0.05t以下的范围的钢板的电阻率为0<R2≤15μΩ·cm，0.01t以上至0.015t以下的范围的材料的电阻率为0<R3≤35μΩ·cm，并且满足1.5R1 1/2-0.1R2-0.25R3＞0。
本发明的另一个实施方式，为一种120公斤级超高强度镀锌钢板，其特征在于，除包含Fe和其他不可避免杂质之外，所述钢板包含：
C：0.18-0.24％，
Mn：2.3-3.0％，
Si：0.5-1.7％，
Al：0.02-1.0％，
0.55＜Si+Al≤1.75％，
C+Si/30+Mn/20≤0.395％，
以及选自Nb、Ti、B、Cr、Mo、REM中的至少一种，
其中，
将所述钢板的厚度设为t，钢板的电阻率0<R1≤55μΩ·cm，从镀层与钢板基体界面起，向钢板基体方向0.025t以上0.05t以下的范围的钢板的电阻率为0<R2≤15μΩ·cm，0.01t以上至0.015t以下的范围的材料的电阻率为0<R3≤35μΩ·cm，并且满足1.5R1 1/2-0.1R2-0.25R3＞0。
在本发明上述的技术方案中，各化学元素的设计原理具体如下所述：
C：C是钢中常用的固溶强化元素，由于其在奥氏体中的溶解度较高，在具有淬火-配分工艺的产品中，马氏体中的碳向残余奥氏体中富集，提高了残余奥氏体的稳定性，从而利用残余奥氏体的TRIP效应实现材料延伸率的提高。本发明所述超高强度镀锌钢板具有1180MPa以上的抗拉强度和14％以上的断裂延伸率，如果C含量过低，则无法保证材料的超高强度，同时不利于形成碳富集的稳定的残余奥氏体，也会影响材料的断裂延伸率；如果C含量过高，则会显著提高碳当量，影响电阻点焊性能，同时也更容易出现孪晶，增加裂纹敏感性。因此本发明中的C的质量百分比控制在0.18～0.24％之间。
Mn：Mn可以提高钢的淬透性，降低临界转变温度，从而提高钢的强度，同时Mn可以显著扩大奥氏体相区，降低Ac3、Ms和Mf点，提高奥氏体稳定性，有利于提高钢的延伸率。但是Mn含量过高，会显著提高碳当量，不利于电阻点焊性能，同时也会加剧晶粒粗化趋势，降低钢的塑性和韧性，恶化耐腐蚀性能。因此本发明中Mn的质量百分比控制在2.3～3.0％之间。
Si：Si在碳化物中的溶解度极小，能够强烈抑制渗碳体洗出，促进碳向残余奥氏体中富集，提高残余奥氏体的稳定性，从而提高材料的强度和成形性；但是Si含量过高时，由于在退火过程中容易形成含Si的氧化物，造成钢板表面可镀性变差，不利于得到质量良好的镀层，Si含量过高也会提高碳当量，不利于电阻点焊性能。因此本发明中Si的质量百分比控制在0.5～1.7％之间。
Al：Al具有和Si类似的抑制渗碳体，提高残余奥氏体稳定性的作用，同时Al不仅能提高残余奥氏体的机械稳定性，还能提高残余奥氏体的热稳定性，Al还可以与C、N形成细小弥散分布的难溶质点，细化晶粒，因此Al在钢中可以部分替代Si。但是Al的强化效果弱于Si，Al含量过高也会造成钢的Ac3温度显著升高，增大连续浇铸难度和铸坯开裂风险钢。因此本发明中Al的质量百分比控制在0.02～1.0％之间。
在本发明的化学成分设计中，还要控制Al和Si元素的质量百分含量满足0.55％＜Al+Si≤1.75％这一技术特征是因为：适量的Al和Si既能保证一定的强化效果，促进残余奥氏体稳定化，保证材料的强度和延伸率，又不会因连铸困难、铸坯开裂及可镀性变差等造成生产困难。
电阻率与合金元素、晶体结构、晶体缺陷和固溶效果均有密切关系。在本发明所述的超高强钢镀锌钢板中，钢板的厚度为t，钢板的电阻率0<R1≤55μΩ·cm，从镀层与钢板基体界面起，向钢板基体方向0.025t以上至0.05t以下的范围的钢板的电阻率为0<R2≤15μΩ·cm，0.01t以上至0.015t以下的范围的钢板的电阻率为0<R3≤35μΩ·cm，并且满足1.5R1 1/2-0.1R2-0.25R3＞0。其中R1、R2、R3的范围及其之间的关系代表了材料的平均电阻率水平，以及在电阻点焊过程中LME裂纹的可能发生区域的电阻率水平。特别地，当是R2≤15μΩ·cm、R3≤35μΩ·cm，并且1.5R1 1/2-0.1R2-0.25R3＞0时，可以保证：当焊接电流≤(Isplash+Isplash*50％)时，不产生Type B、Type C裂纹，产生Type A裂纹时，在所有的Type A裂纹中，总数量1％以下的Type A裂纹出现在焊接电流＜Isplash时，且Type A裂纹长度为母材板厚的5％以下，当产生Type D裂纹时，在所有的Type D裂纹中，总数量99.99％以上的Type D裂纹出现在焊接电流≥Isplash时，且Type D裂纹长度为母材板厚的10％以下。
进一步地，在本发明的高强度冷轧钢板中，Nb、Ti、B、Cr、Mo、REM的含量为：
0≤Nb≤0.1％；
0≤Ti≤0.1％；
0≤B≤0.003％；
0≤Cr≤0.1％；
0≤Mo≤0.1％；
0≤REM≤0.05％。
Nb、Ti都是碳化物形成元素，可以抑制渗碳体析出，细小的Nb、Ti碳化物还具有细化晶粒，提高强度的作用，但是Nb、Ti碳化物不利于残余奥氏体的稳定化，而且Nb、Ti的大量添加还会提高材料合金成本。因此本发明中Nb、Ti的质量百分比控制在0～0.1％之间。
B容易在奥氏体晶界偏聚，抑制奥氏体转变，提高钢的淬透性，从而提高强度，但是B含量过高会恶化钢的成形性，增大开裂风险。因此本发明中B的质量百分比控制在0～0.003％之间。
Cr、Mo都是促进相变强化，增强奥氏体稳定性的元素，能够提高奥氏体抵抗回火分解的能力；但是过高的Cr、Mo含量会抑制贝氏体转变，不利于C向奥氏体中富集，从而削弱奥氏体的稳定性，同时Mo还会显著提高钢的冷轧变形抗力，增大冷轧生产难度。因此本发明中Cr和Mo的质量百分比均控制在0-0.1％。
REM是稀土元素的统称，钢中常用的稀土以La、Ce混合物为主，不排除包含其他La、Ce之外的稀土元素。REM具有净化晶界、变质夹杂的作用，但是含量过高时会损害材料成形性。因此本发明中REM的质量百分比控制在0.01％以下。
进一步地，在本发明中其他不可避免的杂质中：P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.008％。
P、S和N均是钢中不可避免的杂质元素，P含量过高会弱化晶界，增大脆性开裂风险，恶化焊接性能；S作为杂质元素，影响钢的成形性和焊接性能；N可以提高奥氏体稳定性，起到一定的强化作用，但N含量过高会增大脆断风险，同时容易析出AlN，降低连铸质量。因此本发明中P、S、N的质量百分比分别控制在0.015％以下、0.010％以下和0.010％以下。
进一步地，本发明的120公斤级超高强度镀锌钢板，按照垂直于轧制方向的ISO6892-1标准中Type III型试样进行室温拉伸，钢板的抗拉强度≥1180MPa，屈服强度≥800MPa，断裂延伸率≥14％，扩孔率≥30％。
本发明的第二方面是一种上述的120公斤级超高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下步骤：
(1)冶炼和连铸；
(2)热轧；
(3)酸洗和冷轧；
(4)连续退火；
(5)镀锌。
在所述步骤(1)中，得到化学成分满足本发明所述要求的铸坯。
在所述步骤(2)中，对步骤(1)中的铸坯依次进行加热、终轧、层流冷却、卷取得到热轧卷，所述步骤(2)中，进行加热的温度为1150～1300℃的范围，进行终轧的温度为Ac3～1000℃的范围，进行层流冷却的保温温度为(Ac1±45℃)的范围，并且层流冷却停留时间为5～30s，然后再冷却至550～650℃进行卷取，将卷取温度设为TC，对卷取后的钢卷在(卷取温度TC±30℃)范围内保温30～300min。
在所述步骤(3)中，对步骤(2)得到的热轧卷进行酸洗、冷轧，得到轧硬卷；
在所述步骤(4)中，对步骤(3)得到的轧硬卷进行多段式热处理，该多段退火处理包括下述(a)～(d)：
(a)第一段退火，将所述轧硬卷加热至不低于600℃～(Ac1+40℃)的第一段温度范围得到钢卷，
(b)第二段退火，将(a)中得到的所述钢卷继续加热至(Ac1+50℃)～(Ac3+80℃)或(Ac1+50℃)～900℃的第二段温度范围，并保温30～300s得到带钢，所述第二段温度范围的上限取(Ac3+80℃)与900℃之间的较小值，
(c)第三段退火，将(b)中得到的带钢以不低于一定冷却速度V2-3冷却至第三段温度范围Ms～Mf并保温10～120s，
(d)第四段退火，将(c)中得到的带钢再次加热至(350℃～TZP)的第四段温度范围并保温15～90s。
步骤(4)中，(a)中气氛含有0.01～0.5％体积含量的O2，余量为N2和不可避免的杂质；(b)中气氛含有至少1.5％体积含量H2，以及0.2％体积以下含量水蒸气，余量为N2和不可避免的杂质，露点为-25～10℃；(c)中V2-3代表冷却速度，其不低于50℃/s；(d)中TZP为锌锅温度。
在本发明所述的超高强度镀锌钢板的制造方法中，在所述步骤(2)中，将热轧后的带钢冷却至(Ac1±45℃)范围内保温5～30s，是通过控制层流冷却过程，进行分段式冷却，使热轧带钢在停留时间内发生尽可能多的铁素体相变，减小沿板宽方向上的组织和性能差异，提高带钢的板型质量。对卷取后的钢卷在(TC±30℃)范围内停留30～300min，是为了使带钢有比较充足的时间发生贝氏体相变或珠光体相变，减少强硬相的马氏体生成，使带钢具有更低的强度，以利于进行冷轧。
在本发明所述的超高强度镀锌钢板的制造方法中，在所述步骤(4)的多段式退火是淬火-配分工艺。第一段退火是带钢预热及预氧化过程，通过控制气氛中的O2含量，能够抑制钢种Si、Mn等元素的外氧化，促进Fe的氧化。第二段退火是加热/均热过程，也是内氧化过程，通过控制退火温度，使带钢在奥氏体单相区或铁素体+奥氏体双相区进行加热，得到适宜比例的奥氏体；通过控制退火气氛和露点，使Si、Mn等元素发生内氧化。第三段退火是淬火过程，以不低于高氢冷却方式的冷速将带钢淬火至Ms～Mf之间，使加热/均热阶段生成的奥氏体转变为马氏体+残余奥氏体，淬火温度的高低决定了生成马氏体的量。第四段退火为再加热与配分过程，控制退火温度在(350℃～TZP)之间，既能起到促进马氏体中碳元素向奥氏体中扩散富集的作用，又避免了过高的配分温度下马氏体回火剧烈造成强度的显著下降。第四段退火之后，带钢以(TZP±15℃)的温度进入锌锅完成镀锌，对热镀纯锌镀层，带钢出锌锅后冷却至室温，得到最终产品；对热镀锌铁合金镀层，带钢出锌锅后再加热进行合金化，合金化温度过低会造成欠合金化，合金化温度过高会造成残余奥氏体稳定性下降而分解，影响最终产品的延伸率，因此合金化温度控制在(TZP-20℃)～(TZP+35℃)；合金化时间过短，带钢来不及进行充分合金化，合金化时间过长，则镀层中铁含量过高，恶化镀层的抗粉化性能，因此合金化时间控制在5～30s。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(2)中控制铸坯加热温度为1200～1280℃，防止因加热温度过低造成精轧轧制力过大或加热温度过高造成板坯过烧，晶粒过于粗大。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(2)中控制精轧温度为(Ac3+20℃)～950℃。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(2)的带钢层流冷却过程中，控制温度为(Ac1-20℃)～(Ac1+30℃)围内保温7～16s。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(2)的带钢卷取后保温过程中，控制停留时间为120～240min。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(4)的退火过程中，控制第二段退火温度为(Ac1+70℃)～(Ac3+80℃)或(Ac1+70℃)～900℃，保温时间为35～120s，第二段温度区间的上限取(Ac3+80℃)与900℃之间的较小值。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(4)的退火过程中，第二段温度区间的气氛含有4％～25％体积含量的H2，0.05％～0.10％提及含量的水蒸气，余量为N2和不可避免的杂质，露点为-15～0℃。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(4)的退火过程中，第四段温度为350℃～(TZP-35℃)，保温时间为30～60s。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(4)的退火过程中，带钢以(TZP±10℃)的温度进入锌锅。
为了得到更优的实施效果，在一些优选的实施方式中，在步骤(4)的退火过程中，合金化温度为(TZP-10℃)～(TZP+25℃)，保温时间为10～20s。
本发明的电阻点焊性能优异的120公斤级超高强度镀锌钢板及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
(1)本发明首次对120公斤级超高强度镀锌钢板通过限定钢板厚度方向不同区域的电阻率以及钢板平均电阻率，实现了抑制在电阻点焊过程中的LME裂纹的发生，得到了具有优异的电阻点焊性能的超高强度镀锌钢板。
(2)在至少2层钢板中的一层为本发明的120公斤级超高强度镀锌钢板的焊接接头组合中，当焊接电流≤(Isplash+Isplash*50％)时，不产生Type B、Type C裂纹，产生Type A裂纹时，在所有的Type A裂纹中，总数量1％以下的Type A裂纹出现在焊接电流＜Isplash时，且Type A裂纹长度母材板厚5％以下，当产生Type D裂纹时，在所有的Type D裂纹中，总数量99.99％以上的Type D裂纹出现在焊接电流≥Isplash时，且Type D裂纹长度为母材板厚10％以下。
(3)本发明的超高强度镀锌钢板成分简单，通过热轧层流冷却、热轧卷取与保温、连续退火过程工艺精确控制，获得了抗拉强度≥1180MPa、屈服强度≥800MPa，断裂延伸率≥14％、扩孔率≥30％的钢板的电阻点焊性能优异。
(4)本发明的超高强度镀锌钢板生产所需的工艺装备简单，可实现批量稳定生产，材料的综合性能使其能够满足制造形状复杂的车身零部件，并具有优异的电阻点焊性能和耐腐蚀性能。
附图说明
图1示意性地说明了本发明的4种电阻点焊LME裂纹的相对位置。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例对本发明的具体实施方式做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成限定。
本发明的镀锌是指，热镀锌或热镀锌铁合金。
本发明中Ac1是指，加热时珠光体向奥氏体转变的温度，单位为℃。
本发明Ac3是指：加热时转变为奥氏体的终了温度，单位为℃。
本发明的TC是指：步骤(2)中的卷取温度，单位为℃。
本发明Ms是出现“马氏体”的温度、Mf是完全“马氏体”化的温度，单位为℃。
本发明TZP代表锌锅温度，单位为℃。
本发明V2-3代表冷却速度。
实施例1-12以及对比例1-2
表1列出了实施例1-12的超高强度镀锌钢板和对比例1-2镀锌钢板对应的各化学元素质量百分比。
本发明实施例1-12的超高强度镀锌钢板采用以下步骤制得：
(1)冶炼和连铸：得到化学成分满足本发明钢板的成分的铸坯；
(2)热轧：将步骤(1)中得到的铸坯在1150～1300℃进行加热，在Ac3～1000℃范围内进行终轧；将终轧后的带钢冷却至(Ac1±45℃)范围，并且层流冷却停留时间为5～30s，再冷却至550～650℃进行卷取，卷取温度为TC；对卷取后的钢卷在(TC±30℃)范围内停留30～300min，得到热轧卷；
(3)酸洗和冷轧：对步骤(1)中得到的热轧卷热轧卷进行酸洗、冷轧，得到轧硬卷；
(4)连续退火：对步骤(3)中得到的轧硬卷进行多段式热处理，
(a)第一段退火，将轧硬卷加热至不低于600℃～(Ac1+40℃)的第一段温度范围，得到钢卷；
(b)第二段退火，将(a)中得到的钢卷继续加热至(Ac1+50℃)～(Ac3+80℃)或(Ac1+50℃)～900℃的第二段温度范围，并保温30～300s，得到带钢；
(c)第三段退火，将(b)中得到的带钢以不低于一定冷却速度V2-3冷却至第三段温度范围Ms～Mf并保温10～120s；
(d)第四段退火，将(c)中得到的带钢再次加热至350℃～TZP的第四段温度范围并保温15～90s，
其中，步骤(4)中，(a)中气氛含有0.01～0.5％体积含量的O2，余量为N2和不可避免的杂质；(b)中气氛含有至少1.5％体积含量H2，以及0.2％体积以下含量的水蒸气，余量为N2和不可避免的杂质，露点为-20～15℃，第二段温度范围的上限取Ac3+80与900之间的较小值；(c)中V2-3代表冷却速度，其不低于50℃/s；(d)中TZP为锌锅温度；
(5)镀锌，步骤(4)的(d)第四段退火后得到的带钢以(TZP±15℃)的温度进入锌锅完成镀锌，得到镀锌钢板，其中，镀锌钢板为热镀锌镀层钢板时，带镀锌层的钢板出锌锅后冷却至室温，镀锌钢板为热镀锌铁合金镀层钢板时，带热镀锌铁合金镀层的钢板出锌锅后在(TZP-20℃)～(TZP+35℃)的范围内保温5s～60s进行合金化，随后冷却至室温。
表2-1和表2-2列出了实施例1-12的超高强度镀锌钢板的具体工艺参数。
表2-1.
表2-2.
GI：镀层为纯锌层，
GA：镀层为锌铁合金。
将实施例1-12的超高强度镀锌钢板和对比例1-2镀锌钢板进行力学性能测试和电阻点焊性能测试，所得的测试结果列于表3中。
其中，力学性能、电阻率和电阻点焊性能的测试方法为：
力学性能：在垂直于钢板轧制方向上，按照ISO 6892-1标准中Type III型试样要求加工拉伸样品，并在室温条件下进行拉伸，测定抗拉强度TS、屈服强度YS和断裂延伸率EL。需要强调的是，由于测量方法的差异以及试样几何尺寸的差异，根据ISO 6892-1标准测量的断裂延伸率与根据JIS Z2241标准、GB/T 228.1标准测量的断裂延伸率之间存在差异，由于参考标准之间的差异造成的断裂延伸率测量值的差异，都属于本发明的镀锌超高强钢的保护范围。
扩孔率：按照ISO 16630标准加工样品，并按照标准要求在室温下进行扩孔率检测，测定扩孔率HER。需要强调的是，由于测量方法的差异以及试样几何尺寸的差异，根据ISO 16630标准测量的扩孔率与根据JFS T1001标准、GB/T 15825.4标准测量的扩孔率之间存在差异，由于参考标准之间的差异造成的扩孔率测量值的差异，都属于本发明的镀锌超高强钢的保护范围。
电阻率：取一定面积的钢板，采用包括但不限于磨床、线切割、铣床等加工方式，取钢板全厚度t、0.025t以上0.05t以下、0.01t以上至0.015t以下的样品，用电阻率测量设备检测样品的电阻率R1、R2、R3。
LME裂纹：将焊接接头切割并抛光，腐蚀后并通过显微镜(一般为光学显微镜)以一定放大倍数进行观察接头截面，确定所观察的焊接接头上不同类型裂纹的长度。
将实施例1-12的超高强度镀锌钢板进行力学性能、电阻率和电阻点焊性能测试，所得的测试结果列于表3中。将对比例1-2镀锌钢板的电阻点焊性能测试示于表4中。
表3.
TS：抗拉强度；
YS：屈服强度；
TEL：断裂延伸率；
HER：扩孔率。
将对比例1-2的镀锌钢板进行电阻点焊性能测试，所得的测试结果列于表4中。
表4.
由表1～3可看出，本发明实施例1-12中使用的钢种的化学元素满足本发明，由此实施例1-12通过本发明的方法得到的超高强度镀锌钢板的抗拉强度≥1180MPa，屈服强度≥800MPa，断裂延伸率≥14％，扩孔率≥30％，且电阻率满足本发明。因此，实施例1-12中的钢板采用当焊接电流≤(Isplash+Isplash*50％)时，均未发生Type B与Type C型LME裂纹，在焊接电流＜Isplash时，Type A型LME裂纹未出现，或者出现TypeA型LME裂纹时，Type A裂纹长度为母材板厚5％以下。例如，实施例2、3中Type A型LME裂纹长度分别为母材厚度的0.5％。在焊接电流≥Isplash时，Type D型LME裂纹未出现，或者出现Type D型LME裂纹时，Type D型裂纹的长度均为母材板厚10％以下。例如，实施例中Type D型LME裂纹长度最长的实施例6中，Type D型裂纹的长度为母材厚度的9.2％。
对此，对比例1、2的钢板是现有钢板，其不是通过本发明钢板制造方法制造的。对比例1的钢板的钢种的化学元素仅Al以及Sn未满足本发明，对比例2中的钢种的化学元素Mn、Al、Cr、Sb未满足本发明，进行电阻点焊时，对比例1、2的钢板中产生了对母材影响较大的Type C型的裂纹，出现的Type C型裂纹分别为母材厚度的32.3％、39.1％，裂纹较大，与本发明实施例中的钢材相比，对比例中的钢材抵抗液态金属脆化LME裂纹的性能、电阻点焊性能明显较差。
由上述可知，本发明通过优化化学元素以及控制制造工艺得到的实施例1-12中的超高强度镀锌钢板的LME裂纹得到了抑制，电阻点焊性能优异。
综上所述，可以看出，通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，本公开中可以得到抗拉强度、屈服强度、断裂延伸率、扩孔率优异的、且具有优异的电阻点焊性能的超高强度镀锌钢，其在至少2层钢板中的一层为本发明钢板的焊接接头组合中，当焊接电流≤(Isplash+Isplash*50％)时，不产生Type B、Type C裂纹，产生Type A裂纹时，总数量1％以下的Type A裂纹出现在焊接电流＜Isplash时，且Type A裂纹长度为母材板厚5％以下，当产生Type D裂纹时，总数量99.99％以上的Type D裂纹出现在焊接电流≥Isplash时，且Type D裂纹长度为母材板厚10％以下。本公开的120公斤级超高强度镀锌钢板具有优异的抵抗液态金属脆化LME裂纹的性能及电阻点焊性能，可实现批量稳定生产，材料的综合性能使其能够满足制造形状复杂的车身零部件，并具有优异的电阻点焊性能和耐腐蚀性能，可以有效应用于制造汽车车身结构，符合目前对于汽车轻量化及安全性的汽车用钢的发展需求，具有广阔的应用前景。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。
Claims (8)
1.一种120公斤级超高强度镀锌钢板，其特征在于，所述钢板包含：
C：0.18-0.24%，
Mn：2.3-3.0%，
Si：0.5-1.7%，
Al：0.02-1.0%，
0.55＜Si+Al≤1.75%，
C+Si/30+Mn/20≤0.395%，
以及选自Nb、Ti、B、Cr、Mo、REM中的至少一种，
余量为Fe和不可避免的杂质，其中，
将所述钢板的厚度设为t，钢板的电阻率0<R1≤55μΩ·cm，从镀层与钢板基体界面起，向钢板基体方向0.025t以上0.05t以下的范围的钢板的电阻率为0<R2≤15μΩ·cm，0.01t以上至0.015t以下的范围的材料的电阻率为0<R3≤35μΩ·cm，并且满足1.5R1 1/2-0.1R2-0.25R3＞0。
2.一种120公斤级超高强度镀锌钢板，其特征在于，除包含Fe和其他不可避免杂质之外，所述钢板包含：
C：0.18-0.24%，
Mn：2.3-3.0%，
Si：0.5-1.7%，
Al：0.02-1.0%，
0.55＜Si+Al≤1.75%，
C+Si/30+Mn/20≤0.395%，
以及选自Nb、Ti、B、Cr、Mo、REM中的至少一种，
其中，
将所述钢板的厚度设为t，钢板的电阻率0<R1≤55μΩ·cm，从镀层与钢板基体界面起，向钢板基体方向0.025t以上0.05t以下的范围的钢板的电阻率为0<R2≤15μΩ·cm，0.01t以上至0.015t以下的范围的材料的电阻率为0<R3≤35μΩ·cm，并且满足1.5R1 1/2-0.1R2-0.25R3＞0。
3.如权利要求1或2所述的120公斤级超高强度镀锌钢板，其特征在于，所述Nb、Ti、B、Cr、Mo、REM的含量为：
0≤Nb≤0.1%；
0≤Ti≤0.1%；
0≤B≤0.003%；
0≤Cr≤0.1%；
0≤Mo≤0.1%；
0≤REM≤0.05%。
4.如权利要求1或2所述的120公斤级超高强度镀锌钢板，其特征在于，其他不可避免的杂质中含有：
P≤0.015%，
S≤0.010%，
N≤0.010%。
5.如权利要求1或2所述的120公斤级超高强度镀锌钢板，其特征在于，按照垂直于轧制方向的ISO 6892-1标准中Type III型试样进行室温拉伸，所述钢板的抗拉强度≥1180MPa，屈服强度≥800MPa，断裂延伸率≥14%，扩孔率≥30%。
6.一种权利要求1~5中任一项所述的120公斤级超高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下步骤：
（1）冶炼和连铸，得到满足权利要求1~5中任一项所述的钢板的成分的铸坯；
（2）热轧，对步骤（1）中的所述铸坯依次进行加热、终轧、层流冷却、卷取得到热轧卷；
（3）酸洗和冷轧，对步骤（2）中得到的热轧卷进行酸洗、冷轧，得到轧硬卷；
（4）连续退火：对步骤（3）中得到的所述轧硬卷进行多段式热处理得到带钢；
（5）镀锌，将步骤（4）中得到的所述带钢以（锌锅温度TZP±15℃）的温度进入锌锅完成镀锌，得到镀锌钢板，
所述步骤（4）包括下述（a）~（d）：
（a）第一段退火，将所述轧硬卷加热至不低于600℃~（Ac1+40℃）的第一段温度范围得到钢卷，
（b）第二段退火，将（a）中得到的所述钢卷继续加热至（Ac1+50℃）~（Ac3+80℃）或（Ac1+50℃）~900℃的第二段温度范围，并保温30~300s得到带钢，所述第二段温度范围的上限取（Ac3+80℃）与900℃之间的较小值，（c）第三段退火，将（b）中得到的带钢以不低于一定冷却速度V2-3冷却至第三段温度范围Ms~Mf并保温10~120s，
（d）第四段退火，将（c）中得到的带钢再次加热至350℃~TZP的第四段温度范围并保温15~90s，
其中，Ac1是加热时珠光体向奥氏体转变的温度，Ac3是加热时转变为奥氏体的终了温度，Ms是开始出现马氏体的温度、Mf是完全转变为马氏体的温度，V2-3代表冷却速度，其不低于50℃/s，
所述步骤（4）中，（a）中气氛含有0.01~0.5%体积含量的O2，余量为N2和不可避免的杂质，（b）中气氛含有至少1.5%体积含量H2，以及0.2%体积以下含量水蒸气，余量为N2和不可避免的杂质，露点为-25~10℃。
7.根据权利要求6所述的120公斤级超高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
所述步骤（2）中，
进行加热的温度为1150~1300℃的范围，
进行终轧的温度为Ac3~1000℃的范围，
进行层流冷却的保温温度为（Ac1±45℃）的范围，并且层流冷却停留时间为5~30s，然后再冷却至550℃~650℃进行卷取，对卷取后的钢卷在（卷取温度TC±30℃）范围内保温30~300min。
8.如权利要求6所述的120公斤级超高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述步骤（5）中，所述镀锌钢板的镀锌为热镀锌层钢板时，带镀锌层的钢板出锌锅后冷却至室温；所述镀锌钢板为热镀锌铁合金镀层钢板时，带热镀锌铁合金镀层的钢板出锌锅后在（锌锅温度TZP-20℃）~（锌锅温度TZP+35℃）的范围内保温5~60s进行合金化，随后冷却至室温。
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