具有极高的强度及延展性机械性能的钢板、其制造方法及用途 |
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| 申请号 | CN201480042272.6 | 申请日 | 2014-07-24 | 公开(公告)号 | CN105408503B | 公开(公告)日 | 2017-12-12 |
| 申请人 | 安赛乐米塔尔研发有限公司; | 发明人 | 塞巴斯蒂安·伊夫·皮埃尔·阿兰; 让-克里斯托夫·弗朗索瓦·埃莱; | ||||
| 摘要 | 本 发明 涉及制造一种强度大于900MPa、弹性极限大于700MPa及分布式延伸率大于12％的 冷轧 钢 板，其组成包括，含量以重量百分比表示：0.26％≤C≤0.45％，1.0％≤Mn≤3.0％，1.0％≤Si≤3.0％，Al≤0.10％，0％≤Cr≤1.5％，S≤0.005％，P≤0.020％，Nb≤0.1％，Ti≤0.020％，V≤0.015％，N≤0.01％，余量是 铁 和来自制造工艺的不可避免的杂质。显微组织以面积比例表示包括13％至25％的残余奥氏体和13％至30％的MA岛，余量由 贝氏体 及可能的铁素体组成。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种机械强度大于或等于900MPa、弹性极限大于700MPa且均匀延伸率大于或等于 |
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| 说明书全文 | 具有极高的强度及延展性机械性能的钢板、其制造方法及用途 [0001] 本发明涉及制造极高强度的钢板，所述钢板同时展现出机械强度及变形能力以允许实现冷成型操作。更具体而言，本发明涉及机械强度大于900MPa、弹性极限大于700MPa和均匀延伸率大于12％的钢材。车辆，特别是陆地机动车辆(机动车辆、联合收割机、挂车、半挂车……)，特别地构成这些钢板的应用领域，其可能应用于结构部件、加固组件，甚至用于制造耐磨损部件。 [0002] 温室效应对于减少尾气排放的强烈需求，加之对机动车辆安全的需求增加以及燃料价格的上涨，推动了陆地交通工具制造商越来越多地在车身外壳中使用机械强度改善的钢材以便减小部件的厚度，以及因此减轻车辆重量并同时保持结构的机械强度性能。在此方面，将高强度与足够使成型时不出现裂痕的可成型性相结合的钢材具有越来越大的重要性。过去，曾陆续地提出了多个系列的提供各种机械强度水平的钢材。这些系列包括双相DP钢、相变诱发塑性(TRIP，Transformation Induced Plasticity)钢、多相钢甚至低密度钢(FeAl)。 [0003] 为了应对车辆越来越轻的这个需求，需要拥有强度越来越大的钢材以弥补厚度的降低。然而，已知的是，在碳钢领域，机械强度的提高通常伴随着延展性的丧失。另外，陆地机动车辆制造商将部件设计得越来越复杂，这需要钢材展现出高水平的延展性。 [0004] 通过阅读作为现有技术的专利WO2012164579可以了解到一种对于具有以下化学组成的钢，主要由贝氏体组成的显微组织以及该贝氏体钢的热制造方法：C：0.25-0.55，Si：0.5-1.8，Mn：0.8-3.8，Cr：0.2-2.0，Ti：0.0-0.1，Cu：0.0-1.2，V：0.0-0.5，Nb：0.0-0.06，Al： 0.0-2.75，N：<0.004，P：<0.025，S：<0.025，该贝氏体钢的热制造方法包括将钢卷冷却至室温的步骤，贝氏体转化在冷却期间实现。在该专利框架内的贝氏体显微组织通过热处理得到，这使得获得高强度的厚钢板。用于降低厚度的冷轧需要极高的能量并且热钢板不能够满足减轻重量的迫切需要以适应机动车辆领域的要求。 [0005] 另一方面，已知专利EP1553202，其公开了一种能抵抗由于高氢造成的脆化的极高强度的钢材，该钢材包括，用质量百分比表示：0.06％到0.6％的C，0.5％到3％的Si+Al，0.5％到3％的Mn，少于0.15％的P，少于0.02％的S，显微组织包括，以面积分数表示：大于 3％的残余奥氏体，大于30％的贝氏体铁素体，以及优选地小于50％的多边形铁素体。该发明所获得的钢材由于在化学组成和冶金路线即生产参数方面的大窗口而在机械特性方面表现出较强的分散性。 [0006] 本发明的目的在于解决上文中提及的问题。本发明的目的在于实现一种冷轧钢，其展现出大于900MPa的机械强度、大于700MPa的弹性极限以及大于12％的均匀延伸率。本发明的目的还在于并且主要在于实现一种能够以稳定方式生产的钢材。生产路线的稳健性是本发明的主要因素。 [0008] 为此，本发明的目的在于一种机械强度大于或等于900MPa、弹性极限大于700MPa以及均匀延伸率大于或等于12％的冷轧退火钢板，其组成包括，含量以重量百分比表示：0.26％≤C≤0.45％，优选地0.26％≤C≤0.35％，1.0％≤Mn≤3.0％，优选地1.4％≤Mn≤ 2.6％，1.0％≤Si≤3.0％，优选地1.4％≤Si≤1.8％，Al≤0.1％，Cr≤1.5％，优选地Cr≤ 0.5％，S≤0.005％，P≤0.020％，Nb≤0.1％，优选地Nb≤0.05％，Ti≤0.02％，V≤0.015％，N≤0.01％，余量由铁和来自制造工艺的不可避免的杂质组成，其中256×C+47×Mn+150×Cr+2260×Nb＞142，显微组织由以下成分组成，以面积比例表示：13％-25％的残余奥氏体， 13％-30％的岛状马氏体和残余奥氏体，余量由铁素体和贝氏体组成。 [0009] 优选地，根据本发明的钢材包括最多30％的铁素体。 [0010] 优选地，根据本发明的钢材的总体延伸率大于14％甚至15％。 [0012] 本发明的目的还在于一种制造冷轧退火钢板的方法，该冷轧退火钢板的强度大于或等于900MPa、弹性极限大于或等于700MPa以及均匀延伸率大于或等于12％，该方法包括如下步骤： [0013] –提供具有上述组成的钢材，然后 [0014] –将所述钢材铸造成半成品，然后 [0017] –在540℃至590℃范围内的温度Tbob下卷取所述热轧钢板以得到成卷的热轧钢板，然后 [0018] –将所述成卷的热轧钢板冷却至室温，然后 [0019] –可选地，对所述成卷的热轧钢板进行罩式退火，以使得所述钢板在5至24小时的持续时间内在400℃至700℃范围内的温度下退火， [0020] –展开和清洗已退火的所述成卷的热轧钢板以得到适合于冷轧的热轧钢板，然后[0021] –以30％至80％的压下率对所述适合于冷轧的热轧钢板进行冷轧，以得到冷轧钢板，然后， [0022] –通过在60秒至600秒范围内的持续时间tsoaking内，以2℃/s-50℃/s范围内的速度Vc将所述冷轧钢板重新加热至760℃-1100℃范围内的温度Tsoaking来对所述冷轧钢板进行退火，然后， [0023] –以在20℃/s至1000℃/s范围内的速度冷却所述冷轧钢板，以使得冷却结束的温度TOA在360℃至440℃之间，其中： [0024] Tsoaking＜1.619(TOA-T1)，其中T1＝-206C－43Mn－164Cr－896Nb [0025] Tsoaking>1.619(TOA-T2)，其中T2＝50C+4Mn－14Cr+1364Nb－132。 [0026] 以上温度以℃为单位，且化学组成以质量百分比来表示， [0027] –在100秒至2000秒范围内的持续时间tOA内将所述冷轧钢板保持在从360℃至440℃的温度范围之内。 [0028] 优选地，以等温的方式在360℃至440℃范围内的冷却结束温度TOA下且在100至2000秒的范围内保持所述钢板。 [0031] 可选地，可以通过淬火热镀锌工艺来在冷却至室温之前将冷轧退火钢板镀锌或锌合金层。 [0032] 可选地，可以通过淬火热镀铝工艺来在冷却至室温之前将冷轧退火钢板镀铝或铝合金层。 [0033] 可选地，以0.1％至3％范围内的冷轧率来再次冷轧钢板。 [0034] 优选地，随后在10小时至48小时范围内的保持时间期间，在150℃至190℃范围内的保持温度Tbase下将可能已有镀层的退火钢板进行退火。 [0036] 根据本发明的冷轧退火钢板或者根据本发明的方法制造的钢板，用于制造陆地机动车辆的部件。 [0037] 本发明的其他特征及优点将在以下描述过程中变得明显。 [0038] 根据本发明，以重量百分比表示的碳含量在0.26％至0.45％的范围内。如果本发明的碳含量在重量上低于0.26％，则机械强度变得不足且残余奥氏体比例也不足以达到大于12％的均匀延伸率。如果本发明的碳含量在重量上大于0.45％，则由于在热影响区(ZAT)内或者在电阻焊的情况下的融化区内形成了韧性弱的显微组织，可焊性变得越来越小。根据优选的实施方式，碳含量在0.26％至0.35％之间。在此范围内，可焊性是令人满意的，奥氏体的稳定性得到优化，且马氏体比例在本发明的范围内。 [0039] 锰是一种通过置换固溶体而提高硬度的元素，它使奥氏体稳定且降低Ac3转换的温度。锰因而有助于机械强度的提高。根据本发明，在重量上需要最少1.0％的锰含量以得到期望的机械特性。然而，若锰含量超过3.0％，则它的伽马相特性会导致形成过于明显的带状结构，这不利于机动车辆结构部件的成型特性，甚至会使可镀性降低。优选地，锰含量的区间在1.4％至2.6％之间，因此结合了足够的机械强度而不会增加形成不利于成型的带状结构的风险，也不会增加焊接合金的淬透性，其不利于根据本发明的钢板的焊接能力。 [0040] 残余奥氏体的稳定性通过添加硅而成为可能，硅能够可观地减慢碳化物在退火周期期间，更具体而言在贝氏体转化期间的析出。这是因为硅在渗碳体中的溶解度非常弱并且该元素增加碳在奥氏体中的活性。任何渗碳体的形成因而都将在界面去硅步骤之前。奥氏体中的碳的富集因而导致其室温下在退火钢板上的稳定。然后，外部约束的施加，例如成型，将导致该奥氏体转变为马氏体。该转变也具有改善抗损坏性的结果。对于本发明所要实现的特性，大于3.0％的硅的量的添加将明显地促进铁素体且不会达到所要实现的机械强度，另外可能形成高度附着的氧化物，该氧化物会导致表面缺陷，硅的最小含量也应该被固定为在重量上的1.0％以得到奥氏体的稳定效果。优选地，硅含量应在1.4％至1.8％之间以便优化上述效果。 [0041] 铬含量应被限制在1.5％，该元素能够控制在退火期间自所述保持温度Tsoaking开始的冷却中先共析铁素体的形成，大量的该铁素体降低了根据本发明的钢板所必需的机械强度。另外，该元素能够硬化并细化贝氏体显微组织。优选地，由于成本原因以及为了避免过度硬化，铬含量应小于0.5％。 [0042] 镍和铜具有与锰基本相似的效果。这两种元素作为余量。 [0043] 铝含量在重量上限于0.1％，该元素是有利于形成铁素体的有效的阿尔法相。高含量的铝使Ac3点上升且在退火供能方面使工业工艺变得昂贵。另外，认为高含量的铝增加了耐火材料的腐蚀，且增大了轧制上游的钢材浇铸时喷嘴堵塞的危险。另外，铝不利地离析，这会导致宏观离析。过量的铝会降低热延展性且增加连续浇铸时出现缺陷的风险。如果没有对铸造条件的深入监测，微观离析和宏观离析类型的缺陷最终导致在退火钢板上的中心离析。该中心带将比它周围的基体更坚硬且不利于材料的成型性。 [0044] 至于硫，当其含量超过0.005％，由于存在使变形能力下降的过量的硫化物，例如MnS即硫化锰，因此延展性降低。 [0046] 铌是微合金元素，其具有与碳和/或氮形成提高硬度的析出物的特性。在热轧操作中已经出现的这些析出物延缓了退火过程中的再结晶并因而细化显微组织，这对材料的硬度有所贡献。另外，其还能够通过结构的细化效应允许高温退火而不降低延伸性能，来改善产品的延伸特性。然而，由于经济原因以及为了避免热轧负荷过大，铌含量应该被限制在0.1％。优选地，由于成本原因以及为了避免冷钢板过度硬化，铌含量应小于0.05％。在另一实施方式中，倾向于使铌含量大于或等于0.001％，这能够在其出现时且在需要提高硬度时，提高铁素体硬度。 [0048] 氮被限制在0.01％以避免材料老化现象并使固化期间氮化铝(AlN)的析出最小化，并因而避免半成品脆化。 [0049] 余量由铁和来自制造工艺的无法避免的杂质组成。 [0050] 根据本发明，钢材的显微组织应该包括以面积比例表示的13％至25％的奥氏体。如果残余奥氏体的含量小于13％，则均匀延伸率将小于12％。如果残余奥氏体的含量大于 25％，则由于碳的富集不充分，残余奥氏体将是不稳定的，并且钢材的延展性将下降，弹性极限将小于700MPa。 [0051] 另外，根据本发明的钢材应该包括13％至30％的MA岛，即岛状残余奥氏体和马氏体，后者可以为初生马氏体或者是次生马氏体都没有关系。如果MA岛的含量小于13％，则将不能达到900MPa的机械强度，且如果MA岛的含量大于30％，则均匀延伸率将小于12％。 [0052] 显微组织中剩下的由贝氏体以及可能的铁素体组成。优选地，当铁素体出现时其为多边形铁素体。 [0053] 根据本发明的钢板能够通过任何适合的方法制造。例如，可以使用根据本发明的方法，该方法可以包括如下描述的步骤。 [0055] 然后，铸造的半成品被置于大于1150℃的温度Trech以得到加热的半成品，以便使钢材完全达到轧制时经受的利于成型的高温。该温度区间能够在奥氏体范围内。然而，如果温度Trech大于1275℃，则奥氏体晶粒以不期望的方式增长，导致更粗糙的最终结构且增加与液体氧化物的出现相关的表面缺陷的风险。当然还可以在铸造后直接热轧而不加热板坯。 [0056] 因而在钢的结构完全是奥氏体的温度范围内热轧半成品：如果轧制结束温度Tfl大于850℃，则轧制负荷极大，这可能导致大量的能量消耗。优选地，遵守大于900℃的轧制结束温度。 [0057] 随后在540℃至590℃范围内的温度Tbob下卷取热轧产品。该温度范围允许在与缓慢冷却后的卷制相关的准等温保持期间实现铁素体、贝氏体或珠光体的转化，以便使冷却后的马氏体比例最小化。大于590℃的卷制温度导致形成不期望的表面氧化物。当卷制温度过低，低于540℃时，冷却后的产品的硬度增加，这会增加后面的冷轧过程中需要的轧制负荷。 [0058] 然后，如需要的话，依据已知的方法将热轧产品展开。 [0059] 可选地，对成卷的热轧钢板进行温度在TRB1和TRB2之间的、持续时间为5至24小时的中间罩式退火，其中TRB1＝400℃及TRB2＝700℃。 [0061] 随后优选地以30％至80％的压下率进行冷轧。 [0062] 随后，优选地，在连续退火装置中，以每秒2℃至50℃的平均加热速度VC加热冷轧产品。相对于下面的退火温度Tsoaking，该加热速度范围允许得到结构的再结晶和充分细化。低于2℃每秒，可以避免表面脱碳的风险。高于50℃每秒，可以避免保持期间未再结晶痕迹和不溶碳化物的出现，这些情况会具有降低残余奥氏体比例的效果。 [0063] 加热进一直进行到达到760℃至1100℃范围内的退火温度Tsoaking。当Tsoaking低于760℃时，促进了不利于延伸的未再结晶相的出现。相反，如果Tsoaking超过1100℃，则奥氏体晶粒的尺寸大大增加，这不利于最终的显微组织的细化，因而不利于弹性极限值。 [0064] 在温度Tsoaking的60秒至600秒的保持持续期间tsoaking允许之前形成的碳化物溶解，以及特别地允许充分地奥氏体转化。持续时间低于60秒，碳化物的溶解会不充分。另一方面，高于600秒的保持时间很难适合连续退火装置的生产率要求，特别是钢卷的移动速度。保持持续期间tsoaking因而在60秒至600秒之间。 [0065] 退火保持结束后，将钢板冷却直到达到范围在TOA1＝360℃与TOA2＝440℃之间的温度TOA，冷却速度Vref足够快以避免珠光体的形成。为此，冷却速度是每秒20℃至1000℃。超过每秒1000℃，则难以准确地达到目标温度TOA。低于360℃，则贝氏体比例过大，且残余奥氏体比例不足，因而其稳定性过强。因而延伸率不够，也就是说低于12％的均匀延伸率。高于440℃，则贝氏体比例相对于允许稳定足够的奥氏体比例而言过小，但有助于不利的过大马氏体比例的出现。因而弹性极限或延伸率不够。 [0066] 在TOA1(℃)至TOA2(℃)温度范围内的保持时间tOA应高于100秒以允许贝氏体转化以及因此由于所述奥氏体碳的富集而得到的奥氏体的稳定性。该保持时间还应该小于2000秒以避免碳化物的析出，这会具有降低残余奥氏体比例的效果且因而损害产品的延展性。 [0067] 退火温度Tsoaking以及保持温度TOA二者由以下的关系式(1)和关系式(2)限定： [0068] 关系式1： [0069] Tsoaking＜1619(TOA－T1)，其中T1＝－206C－43Mn－164Cr－896Nb [0070] 关系式2： [0071] Tsoaking＞1619(TOA－T2)，其中T2＝50C+4Mn－14Cr+1364Nb－132 [0072] 其中，温度以℃为单位，化学组成以质量百分比表示。优选地，所述保持以等温方式实现。 [0073] 遵守化学组成与退火温度Tsoaking以及保持温度TOA之间的这些关系式，允许稳定地获得大于900MPa的强度，大于700MPa的弹性极限以及最后大于12％的均匀延伸率。这是本发明的要点，因为它允许稳健性的生产冶金路线，从而，得到的钢板不会因为生产工艺在本发明所述的化学组成和温度范围内的分散而具有不同的机械响应。 [0074] 另一可替选方案在于在冷却至室温前通过淬火热镀锌来实现锌或锌合金的镀层(锌的质量百分比大于50％)。优选地，还可以通过任意已知的电镀或物理化学方法在裸露的退火钢板上镀锌或锌合金。基于铝或以铝为基础的合金(铝的质量百分比大于50％)的镀层也可以通过热淬火进行沉积。 [0075] 随后，优选地，基于以150℃至190℃范围内的保持温度Tbase在10小时至48小时的保持时间tbase期间内对可能有镀层的退火冷轧钢板进行罩式退火后的热处理，以改善弹性极限以及柔韧性。该处理被称为后罩式退火处理。 [0076] 现在本发明将通过以下给出的非限制性示例进行阐述。 [0077] 示例 [0078] 制造具有如下图表所示组成的钢板，组成以质量百分比表示。表1指明了用于制造本发明的钢板的钢材的化学组成。 [0079]钢材 C Mn Si Al Cr Mo Cu Ni V Nb S P B Ti N A 0.24 1.51 1.48 0.002 0.007 0.002 0.007 0.004 0.002 0.002 0.0015 0.0135 0.0004 0.001 0.004B 0.29 1.50 1.48 0.002 0.007 0.002 0.007 0.004 0.002 0.002 0.0015 0.0134 0.0004 0.001 0.005C 0.29 1.51 1.48 0.002 0.007 0.002 0.007 0.004 0.002 0.012 0.0015 0.0140 0.0004 0.001 0.006D 0.27 2.05 1.44 0.002 0.007 0.002 0.007 0.004 0.002 0.030 0.0009 0.0133 0.0004 0.001 0.006E 0.31 1.48 1.49 0.003 0.003 0.002 0.002 0.002 0.002 0.001 0.0030 0.0160 0.0004 0.001 0.000F 0.31 2.46 1.52 0.003 0.080 0.012 0.001 0.001 0.002 0.002 0.0030 0.0020 0.0004 0.001 0.001G 0.31 2.46 1.49 0.003 0.014 0.002 0.005 0.005 0.002 0.002 0.002 0.004 0.0005 0.0008 0.004[0080] 表1：化学组成(重量百分比) [0081] 对应于以上组成的钢板依据收集在表2中的制造条件而被制造。 [0082] 根据这些组成，针对某些钢材应用不同的退火条件。热轧之前的条件是相同的，其具有在1230℃至1275℃之间的加热、在930℃至990℃之间的轧制结束温度以及在550℃至580℃之间的卷制。热轧产品随后被全部展开，然后，根据钢材，以60％至70％之间的压下率直接冷轧或者进行冷轧前的退火。 [0083] 表2还指明了冷轧后的退火钢板的制造条件，其命名如下： [0084] -加热温度：Trech [0085] -轧制结束温度：Tfl [0086] -卷制温度：TBOB [0087] -罩式退火温度：TRB [0088] -TRB保持时间：tRB [0089] -冷轧压下率 [0090] -加热速度：VC [0091] -保持温度：Tsoaking [0092] -Tsoaking保持时间：tsoaking [0093] -冷却温度：Vref [0094] -冷却结束温度：TOA [0095] -温度TOA保持时间：tOA [0096] -依据关系式1和关系式2计算的温度 [0097] [0098] 表2：示例及参照例的退火条件 [0099] [0100] 表2(续)：示例及参照例的退火条件 [0101] 表2中的参照例A1至A8、B1至B5、B7至B12、C1至C5、C7至C10、C12、C13、C15、D1、D3至D5、D8、D9、D12、F1、G1、G2、G5和G6表示基于具有图表1中给出的组成的钢材、依据不符合本发明的条件而制造的钢板。不符合本发明的参数用下划线标出。 [0102] 应该注意到，两个参照例D1和D5不符合本发明，因为冷却结束温度TOA低于360℃，这有利于形成大量的贝氏体铁素体和少量的残余奥氏体从而限制钢板的延展性。 [0103] 还应注意到的是，两个参照例C12和D12不符合本发明，因为冷却结束温度TOA高于440℃，这有利于形成少量的贝氏体铁素体和不稳定的残余奥氏体从而限制钢板的延展性和弹性极限。 [0104] 还应注意到的是，参照例A5、A6、A8、B10、B11、C10和C15不符合本发明，因为温度Tsoaking低于依据其各自的组成利用关系式1计算得出的温度。 [0105] 还应注意到的是，参照例A2、A3、A7、B2、B3、B7、C2、C3、C7、C13、D3和G5不符合本发明，因为温度Tsoaking高于同样依据其各自的组成利用关系式2计算得出的温度。 [0106] 还应注意到的是，参照例A1、A4、B1、B4、B5、B7、B9、B12、C1、C4、C5、C8、C9、D4、D8、D9、F1、G1、G2和G6不符合本发明，因为冷却结束温度TOA在360℃至440℃的范围之外且保持温度Tsoaking低于利用关系式1计算得出的温度或高于利用关系式2计算得出的温度，这会导致上文提到的不利后果。 [0107] 示例B6、C6、C11、C14、D2、D6、D7、D10、D11、D13、D14、E1、F2、G3和G4符合本发明。 [0108] 随后通过使用ISO 12.5×50类型的试样来测量机械特性。允许得到这些机械特性的单轴拉伸是平行于冷轧方向而施加的。 [0109] 所得到的拉伸机械特性在下面的表3中给出，缩写如下： [0110] –弹性极限：Re [0111] –机械强度：Rm [0112] –均匀延伸率：Al.Unif. [0113] –总体延伸率：Al.Total. [0114] [0115] [0116] 表3：本发明及参照例的机械特性 [0117] 表3中的参照例A1至A8、B1至B5、B7至B12、C1至C5、C7至C10、C12、C13、C15、D1、D3至D5、D8、D9、D12、F1、G1、G2、G5和G6表示基于具有表1中给出的组成的钢材、按照表2中描述的条件而制造的钢板。不符合本发明的机械特性用下划线示出。 [0118] 示例B6、C6、C11、C14、D2、D6、D7、D10、D11、D13、D14、E1、F2、G3和G4符合本发明。 [0119] 应当注意到的是，参照例B1、B3、B4、B7、B8、C1、C3、C4、C7、C8、D1、D3和D8不符合本发明，因为弹性极限Re低于700MPa，这意味着或是由于冷却结束温度TOA高于440℃而使得贝氏体铁素体的量过少，或是由于保持温度Tsoaking低于利用关系式1计算得出的温度而使得多边形铁素体的量过多。 [0120] 还应注意到的是，参照例A4至A6、A8、B2、B11、C5、C9、C10、C15、D5、D9、F1、G1、G2和G6不符合本发明，因为均匀延伸率低于12％，这意味着或是由于保持温度Tsoaking高于利用关系式2计算得出的温度而使得多边形铁素体的量过少，或是由于冷却结束温度TOA低于360℃而使得残余奥氏体的量过少。 [0121] 还应注意到的是，参照例A1、B5、B6、B12和C12不符合本发明，因为弹性极限和均匀延伸率分别低于700MPa和12％，这意味着由于冷却结束温度高于440℃而使得MA岛的量过多。 [0122] 最后应注意到的是，参照例A2、A3、A7、B2、C2、C13、D4、D12和G5不符合本发明，因为弹性极限Re和机械强度Rm分别低于700MPa和900MPa，这意味着多边形铁素体的量过多，且因而保持温度Tsoaking低于利用关系式1计算得出的温度，以及由于冷却结束温度TOA过低而使得MA岛的量过少。 [0123] 本发明允许实现适合锌或锌合金镀层沉积的钢板，特别是通过电镀锌的常用方法。 [0124] 本发明还允许实现适合锌或锌合金镀层沉积的钢板，特别是通过在液态锌浴中进行热淬火随后进行或不进行合金热处理的方法。 [0125] 本发明最后允许实现具有借助于常用组装方法的良好焊接能力的钢材，例如示例性而非限制性的电阻点焊。 |
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