非常高强度的冷轧双相钢片材的制造方法和这样生产的片材
阅读：939发布：2020-07-05
专利汇可以提供非常高强度的冷轧双相钢片材的制造方法和这样生产的片材专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及 冷轧 和 退火 的双相 钢 片材，其具有980-1100MPa的强度、超过9％的断裂延伸率，其组成按重量表示包含如下含量：0.055％≤C≤0.095％，2％≤Mn≤2.6％，0.005％≤Si≤0.35％，S≤0.005％，P≤0.050％，0.1≤Al≤0.3％，0.05％≤Mo≤0.25％，0.2％≤Cr≤0.5％，其中Cr+2Mo≤0.6％，Ni≤0.1％，0.010≤Nb≤0.040％，0.010≤Ti≤0.050％，0.0005≤B≤0.0025％，0.002％≤N≤0.007％，组成的余量由 铁 和生产造成的不可避免的杂质构成。，下面是非常高强度的冷轧双相钢片材的制造方法和这样生产的片材专利的具体信息内容。
1.冷轧和退火的双相钢片材，具有980-1100MPa的强度和超过9％的断裂延伸率，其组成按重量表示包含如下含量：
0.055％≤C≤0.095％
2％≤Mn≤2.6％
0.005％≤Si≤0.35％
S≤0.005％
P≤0.050％
0.1≤Al≤0.3％
0.05％≤Mo≤0.25％
0.2％≤Cr≤0.5％
应理解Cr+2Mo≤0.6％
Ni≤0.1％
0.010≤Nb≤0.040％
0.010≤Ti≤0.050％
0.0005≤B≤0.0025％
0.002％≤N≤0.007％
该组成的余量由铁和来自熔炼的不可避免的杂质组成，与全部铁素体相相比，其非再结晶的铁素体的表面积份数小于或等于15％。
2.根据权利要求1的钢片材，特征在于所述钢的组成按重量表示包含如下含量：
0.12％≤Al≤0.25％。
3.根据权利要求1或2的钢片材，特征在于所述钢的组成按重量表示包含如下含量：
0.10％≤Si≤0.30％。
4.根据权利要求1或2的钢片材，特征在于所述钢的组成按重量表示包含如下含量：
0.15％≤Si≤0.28％。
5.根据权利要求1或2的钢片材，特征在于所述钢的组成按重量表示包含如下含量：
P≤0.015％。
6.根据权利要求1或2的钢片材，特征在于其显微组织包含35至50％表面积份数的马氏体。
7.根据权利要求6的钢片材，特征在于所述显微组织的补充量由50至65％表面积份数的铁素体构成。
8.根据权利要求6的钢片材，特征在于所述显微组织的补充量按表面积份数计由
1-10％贝氏体和40-64％铁素体构成。
9.根据权利要求1或2的钢片材，特征在于其屈服强度Re与其强度Rm之比使得：
0.6≤Re/Rm≤0.8。
10.根据权利要求1或2的钢片材，特征在于它是连续镀锌的。
11.根据权利要求1或2的钢片材，特征在于它包括镀锌层退火的涂层。
12.冷轧和退火的双相钢片材的制造方法，特征在于提供具有根据权利要求1至5中任何一项的组成的钢，然后：
-将所述钢铸造成半成品，然后：
-使所述半成品处于1150℃≤TR≤1250℃的温度下，然后：
-以轧制终了温度TFL≥Ar3对所述半成品进行热轧，从而获得热轧产品，然后：
-在如下的温度Tbob下将所述热轧产品卷取：
500℃≤Tbob≤570℃，然后：
-对所述热轧产品进行去氧化皮，然后：
-以30和80％之间的压下率进行冷轧，从而获得冷轧产品，然后
-以1℃/s≤Vc≤5℃/s的速度加热所述冷轧产品到的退火温度TM，在此将该产品保持时间：30s≤tM≤300s，从而获得带有包含奥氏体的组织的加热和退火的产品，然后：
-以足以使所有的所述奥氏体转变为马氏体的高速度V，将所述产品冷却到低于温度Ms的温度。
13.权利要求12的冷轧和退火的双相钢片材的制造方法，其中退火温度TM为：
Ac1+40℃≤TM≤Ac3-30℃。
14.冷轧、退火和镀锌的双相钢片材的制造方法，特征在于提供如权利要求12或13所述的带有包含奥氏体的组织的所述加热和退火的产品，然后：
-以足以防止所述奥氏体向铁素体的转变的高速度VR，将所述加热和退火产品进行冷却，直到达到接近热浸镀锌温度Tzn的温度，然后：
-在450℃≤TZn≤480℃温度下，通过浸渍在锌或Zn合金浴中对所述产品进行连续镀锌，从而获得镀锌产品，然后：
-以超过4℃/s的速度V′R将所述镀锌产品冷却到环境温度，从而获得冷轧、退火和镀锌钢片材。
15.冷轧和镀锌层退火的双相钢片材的制造方法，特征在于提供如权利要求14所述的带有包含奥氏体的组织的所述加热和退火的产品，然后：
-以足以防止所述奥氏体向铁素体的转变的高速度VR，将所述加热和退火产品进行冷却，直到达到接近热浸镀锌温度TZn的温度，然后：
-在450℃≤TZn≤480℃温度下，通过浸渍在锌或Zn合金浴中对所述产品进行连续镀锌，从而获得镀锌产品，然后：
-在490和550℃之间的温度TG下，将所述镀锌产品加热10-40s的时间tG，从而获得镀锌层退火的产品，然后：
-以超过4℃/s的速度V″R将所述镀锌层退火的产品冷却到环境温度，从而获得冷轧和镀锌层退火钢片材。
16.根据权利要求12至15中任何一项的制造方法，特征在于所述温度TM在760和
830℃之间。
17.根据权利要求14或15的制造方法，特征在于所述速度VR高于或等于15℃/s。
18.根据权利要求1至11中任何一项的钢片材，或根据权利要求12至17中任何一项的方法制造的钢片材，在制造用于机动车辆的结构或安全部件中的用途。
非常高强度的冷轧双相钢片材的制造方法和这样生产的片
材
[0002] 双相钢(其组织在铁素体基质内部包含马氏体和任选的一些贝氏体)已得到了广泛应用，因为它们结合了高强度和大的变形能力。在交货状态下，其屈服强度与其断裂强度相比相对较低，这在成形操作时对其赋予非常有利的屈服强度/强度比例。其加工硬化能力非常高，这允许碰撞中的良好变形分布并在成形之后的部件上产生大得多的屈服强度。于是，可以制造与用常规钢生产的那些部件同样复杂但具有较好机械性质的部件，这允许降低厚度以满足相同的功能规范。这样，这些钢有效地符合机动车辆减重和安全性的要求。
在热轧片材(例如具有1至10mm的厚度)或冷轧片材(例如具有0.5至3mm的厚度)的领域内，这种类型的钢尤其用于机动车辆结构和安全部件例如横梁、纵梁、增强部件或甚至钢板压制的车轮。
在热轧片材(例如具有1至10mm的厚度)或冷轧片材(例如具有0.5至3mm的厚度)的领域内，这种类型的钢尤其用于机动车辆结构和安全部件例如横梁、纵梁、增强部件或甚至钢板压制的车轮。
[0003] 对于减重和降低能耗的现代要求导致非常高强度的双相钢的需求增大，即其机械强度Rm在980和1100MPa之间。除该强度水平外，这些钢还应该具有良好的可焊性和良好连续热浸镀锌能力。这些钢还应该具有良好的弯曲能力。
[0004] 例如，在文献EP1201780 A1中描述高强度双相钢的制造，涉及具有如下组成的钢：0.01-0.3％C，0.01-2％Si，0.05-3％Mn，＜0.1％P，＜0.01％S，和0.005-1％Al，其机械强度超过540MPa，其具有良好的疲劳强度和孔膨胀率。但是，在该文献中提出的大部分实施例显示了小于875MPa的强度。在该文献中超过该值的少数实施例涉及碳含量高(0.25或
0.31％)的钢，其可焊性和孔膨胀率不是令人满意的。
0.31％)的钢，其可焊性和孔膨胀率不是令人满意的。
[0005] 此外，文献EP 0796928 A1也描述冷轧双相钢，其强度超过550MPa，具有的组成为0.05-0.3％C，0.8-3％Mn，0.4-2.5％Al，和0.01-0.2％Si。铁素体基质包含马氏体、贝氏体和/或残余奥氏体。所提出的实施例显示，即使具有高碳含量(0.20-0.21％)，强度仍不高于660MPa。
[0006] 文献JP 11350038描述了双相钢，其强度超过980MPa，具有的组成为在固溶体中的0.10-0.15％C，0.8-1.5％Si，1.5-2.0％Mn，0.01-0.05％P，小于0.005％S，0.01-0.07％Al，和小于0.01％N，还包含一种或几种以下元素：0.001-0.02％Nb，
0.001-0.02％V，0.001-0.02％Ti。但是，该高强度是以大量添加硅为成本获得的，这当然允许马氏体形成，但却导致表面氧化物形成，其影响了可浸涂性。
0.001-0.02％V，0.001-0.02％Ti。但是，该高强度是以大量添加硅为成本获得的，这当然允许马氏体形成，但却导致表面氧化物形成，其影响了可浸涂性。
[0007] 本发明的目的在于提供一种没有上述缺点的制造非常高强度的双相钢片材(冷轧的、裸的或涂覆的)的方法。
[0008] 本发明旨在提供具有980-1100MPa的机械强度以及超过9％的断裂延伸率和良好成形能力，特别良好弯曲能力的双相钢片材。
[0009] 本发明还旨在提供一种制造方法，其参数的小变化不引起显微组织或机械性质的重大变化。
[0011] 本发明还旨在提供一种钢片材，在其上能够沉积金属涂层，特别地通过根据通常方法热浸镀锌。
[0013] 本发明还旨在通过避免添加昂贵的合金化元素提供一种经济的制造方法。
[0014] 为此目的，本发明的主题是一种冷轧和退火的双相钢片材，其具有在980和1100MPa之间的强度和超过9％的断裂延伸率，其组成按重量表示包含如下含量：0.055％≤C≤0.095％，2％≤Mn≤2.6％，0.005％≤Si≤0.35％，S≤0.005％，P≤0.050％，
0.1≤Al≤0.3％，0.05％≤Mo≤0.25％，0.2％≤Cr≤0.5％，应理解Cr+2Mo≤0.6％，Ni≤0.1％，0.010≤Nb≤0.040％，0.010≤Ti≤0.050％，0.0005≤B≤0.0025％，和
0.002％≤N≤0.007％，该组成的余量由铁和来自熔炼的不可避免的杂质组成。
0.1≤Al≤0.3％，0.05％≤Mo≤0.25％，0.2％≤Cr≤0.5％，应理解Cr+2Mo≤0.6％，Ni≤0.1％，0.010≤Nb≤0.040％，0.010≤Ti≤0.050％，0.0005≤B≤0.0025％，和
0.002％≤N≤0.007％，该组成的余量由铁和来自熔炼的不可避免的杂质组成。
[0015] 该钢的组成优选地按重量表示包含如下含量：0.12％≤Al≤0.25％。
[0016] 根据一个优选的实施方案，该钢的组成按重量表示包含如下含量：0.10％≤Si≤0.30％。
[0017] 该钢的组成优选包含：0.15％≤Si≤0.28％。
[0018] 根据一个优选的实施方案，该组成包含：P≤0.015％。
[0019] 该钢片材的显微组织优选地包含35至50％表面积份数的马氏体。
[0020] 根据一个特定的实施方案，显微组织的补充量由50至65％表面积份数的铁素体构成。
[0021] 根据另一个特定的实施方案，显微组织的补充量由1至10％贝氏体和40至64％铁素体(表面积份数)构成。
[0022] 相对于全部铁素体相，非再结晶铁素体的表面积份数优选小于或等于15％。
[0023] 优选地，该钢片材具有的屈服强度Re与其强度Rm之比使得：0.6≤Re/Rm≤0.8。
[0024] 根据一个特定的实施方案，该片材是连续镀锌的。
[0025] 根据另一个特定的实施方案，该片材包括镀锌层退火的涂层。
[0026] 本发明另一主题在于一种冷轧和退火的双相钢片材的制造方法，其特征在于，提供具有根据任一上述规范的组成的钢，然后：
[0027] -将钢铸造成半成品，然后：
[0028] -使半成品处于1150℃≤TR≤1250℃的温度，然后：
[0029] -以TFL≥Ar3的轧制终了温度热轧该半成品，以获得热轧产品，然后：
[0030] -在500℃≤Tbob≤570℃温度下卷取该热轧产品，然后对热轧产品进行去氧化皮，然后以30和80％之间的压下率进行冷轧，从而获得冷轧产品，然后：
[0031] -以1℃/s≤Vc≤5℃/s的速度将冷轧产品加热至退火温度TM，例如：Ac1+40℃≤TM≤Ac3-30℃，在此处保持如下时间：30s≤tM≤300s，从而获得带有包含奥氏体的组织的加热和退火的产品，然后：
[0032] -以对于使所有奥氏体转变为马氏体的足够高的速度V，将该产品冷却到低于温度Ms的温度。
[0033] 本发明的另一主题在于制造冷轧、退火和镀锌的双相钢片材的方法，其特征在于，提供根据上述规范的具有包含奥氏体的组织的加热和退火的产品，然后：
[0034] -以足以防止奥氏体向铁素体转变的高速度VR将加热和退火产品进行冷却，直到达到接近热浸镀锌温度TZn的温度，然后：
[0035] -通过在450℃≤TZn≤480℃温度下浸渍在锌或Zn合金浴中将该产品连续镀锌，从而获得镀锌产品，然后：
[0036] -以超过4℃/s的速度V’R将该镀锌产品冷却到环境温度，从而获得冷轧、退火和镀锌的钢片材。
[0037] 本发明的另一主题是制造冷轧和镀锌层退火的双相钢片材的方法，其特征在于，提供根据上述规范的具有包含奥氏体的组织的加热和退火的产品，然后：
[0038] -以足以防止所述奥氏体向铁素体转变的高速度VR将加热和退火的产品进行冷却，直到达到接近热浸镀锌温度TZn的温度，然后：
[0039] -通过在450℃≤TZn≤480℃温度下浸渍在锌或Zn合金浴中将该产品连续镀锌，从而获得镀锌产品，然后：
[0040] -在490和550℃之间的温度TG下加热该镀锌产品10-40s的时间tG，从而获得镀锌层退火的产品，然后：
[0041] -以超过4℃/s的速度V″R将该镀锌层退火的产品冷却到环境温度，从而获得冷轧和镀锌层退火的钢片材。
[0042] 本发明另一主题是根据上述规范之一的制造方法，其特征在于温度TM在760和830℃之间。
[0043] 根据一个特定的实施方案，冷却速度VR高于或等于15℃/s。
[0044] 本发明另一主题是根据任一上述规范的钢片材，或根据任一上述规范的方法制造的钢片材，用于制造机动车辆结构或安全部件的用途。
[0046] -图1表示根据本发明的钢片材的显微组织的实施例；而
[0047] -图2和3表示不根据本发明的钢片材的显微组织的实施例。
[0048] 现在将通过考虑其不同的特征元素，更准确但非限制性地描述本发明：
[0049] 就钢的化学组成而言，碳对该显微组织的形成起重要作用并影响机械性质：低于0.055重量％则强度不是令人满意的。超过0.095％，则不能够保证9％的延伸率。可焊性也降低。
[0050] 除归因于固溶体的硬化作用外，锰是增大淬硬性和降低碳化物析出的元素。需要2重量％的最小含量以获得所需的机械性质。但是，超过2.6％，则其γ铁形成品质导致太明显的带状组织的形成。
[0051] 硅是促进液态钢脱氧且在固溶体中硬化的元素。该元素通过防止碳化物析出和通过促使马氏体(其是双相钢组织的组分)的形成，也在显微组织形成中起重要作用。超过0.005％时，它具有重要的作用。超过0.10％，优选超过0.15％的硅添加量，可使达到本发明所寻求的较高水平强度成为可能。但是，硅含量的提高通过促使粘附在产品表面上的氧化物形成降低了浸涂能力：其含量应该限于0.35重量％，优选0.30％，以获得良好的可涂覆性。另外，硅还降低可焊性：小于0.28％的含量同时提供了良好的可焊性以及良好的可涂覆性。
[0052] 硫含量超过0.005％时，由于降低延展性的硫化物例如MnS的过量存在使延展性降低，延展性得到降低，特别地在孔膨胀试验期间。
[0053] 磷是在固溶体中硬化但降低可点焊性和热延展性的元素，这特别是由于它在晶界偏析或与锰共偏析的趋势。由于这些原因，为了获得良好的可点焊性，其含量应该限于0.050％，优选0.015％。
[0055] 在冷轧之后的退火期间，铝以AlN的形式限制晶粒生长。该元素还用于液态钢的脱氧，其量通常小于约0.050％。事实上，一般认为，更大的含量使耐火材料的腐蚀和喷嘴堵塞的风险增大。在过大量时，铝降低热延展性并增大连续铸造中出现缺陷的风险。还试图限制氧化铝夹杂(特别是团簇的形式)，以保证满意的延伸率性质为目的。本发明人已经阐明，与该组成的其它元素组合，可添加至多0.3重量％的铝量，而对所要求的其它性质无任何不利影响，特别是对于延展性，并还使获得所寻求的显微组织和机械性质成为可能。若超过0.3％，则连续铸造期间存在液态金属和熔渣之间相互作用的风险，这可导致出现缺陷。至多0.25重量％的铝含量保证细显微组织的形成，而无对延展性具有不利影响的大的马氏体岛状物。
[0056] 本发明人已表明，可令人惊讶地获得980和1100MPa之间的高强度水平，甚至在限制铝和硅的添加时也是如此。这是通过根据本发明的合金化或微合金化元素的特定组合，特别是通过添加Mo、Cr、Nb、Ti、B获得的。
[0057] 超过0.05重量％的量时，钼起对淬硬性具有积极作用，并延迟铁素体的生长和贝氏体的出现。但是，超过0.25％的含量过量地增大了添加物成本。
[0058] 超过0.2％的数量时，铬因其对淬硬性的作用还有助于延迟先共析体铁素体的形成。超过0.5％时，添加的成本再次是过大的。
[0059] 铬和钼对淬硬性的组合作用在本发明中根据其单独特征得到考虑；根据本发明，铬和钼含量使得：Cr+(2×Mo)≤0.6％。该关系式中的系数分别表示这两种元素对淬硬性的影响，用于促进产生细铁素体组织的目的。
[0060] 钛和铌是根据本发明一起使用的微合金化元素：
[0061] -在0.010-0.050％的量时，钛主要与氮和碳组合从而以氮化物和/或碳氮化物的形态析出。当热轧之前将板坯加热至1150-1250℃时，这些析出物是稳定的，这使控制奥氏体晶粒尺寸成为可能。超过0.050％的钛含量时，存在形成从液态析出粗的钛的氮化物的风险，而这倾向于降低延展性；
[0062] -在超过0.010％的量时，在热轧期间，或者同样在接近亚临界(intercritique)转变范围的温度范围内退火时，铌对于在奥氏体或铁素体中形成Nb(CN)细析出物是非常有效的。它延迟热轧期间和退火期间的再结晶并细化显微组织。但是，由于过大的铌含量降低可焊性，由此应将其限于0.040％。
[0063] 上述钛和铌含量使得以氮化物或碳氮化物的形式完全捕集氮的设置成为可能，到此程度以致硼以游离状态出现，并可对淬硬性起积极的作用。硼对淬硬性的作用是重要的。通过限制碳的活性，事实上，硼使控制和限制扩散相的转变(冷却期间的铁素体或珠光体的转变)和形成获得高机械强度特性所需的硬化相(贝氏体或马氏体)成为可能。因而硼的加入是本发明的重要组分，它还使限制硬化元素例如Mn、Mo和Cr的添加并降低钢种的成本成为可能。
[0064] 为提供有效的淬硬性，硼的最小含量是0.0005％。超过0.0025％时，对淬硬性的作用达到峰值，且可观察到对可涂覆性和热延展性的不利作用。
[0065] 为了形成令人满意量的氮化物和碳氮化物，要求0.002％的最小氮含量。氮含量限于0.007％以避免形成会降低铁素体硬化所需游离硼的量的BN。
[0066] 可以进行镍的任选添加从而获得铁素体的额外硬化。但由于成本的原因，该添加限于0.1％。
[0067] 根据本发明的轧制片材的制造方法的实行包括下列相继步骤：
[0068] -提供具有根据本发明组成的钢；
[0069] -从这种钢开始进行半成品的铸造。
[0070] 可以以坯锭进行铸造或以厚度约为200mm的板坯形式进行连续铸造。还可以以反转钢辊之间的薄带材形式或几十毫米厚的薄板坯形式进行铸造。
[0071] 首先使铸造的半成品处于超过1150℃的温度TR，使得它们在每个点都达到对于在轧制期间钢都经受的大变形有利的温度。
[0072] 但若该温度TR过高，奥氏体晶粒以不期望的方式生长。在该温度范围内，能够有效地控制奥氏体晶粒尺寸的仅有析出物是钛的氮化物，而且应将加热温度限于1250℃，以便在该阶段上维持细的奥氏体晶粒尺寸。
[0073] 当然，在反转辊之间的薄带材或薄板坯的直接铸造的情况下，可以直接在铸造之后进行这些半成品的热轧步骤(以高于1150℃的温度开始)，使得在这种情况下不需要中间加热步骤。
[0074] 在钢组织完全是奥氏体的温度范围内将该半成品热轧：若TFL小于冷却时的奥氏体转变的起始温度Ar3，则铁素体晶粒通过轧制进行加工硬化，而且延展性降低。优选地，选择高于850℃的轧制终了温度。
[0075] 然后在500和570℃之间的温度Tbob下将热轧产品卷取：该温度范围使得在与卷取相关的近等温保持时间过程中获得完全贝氏体转变成为可能。该范围导致Ti和Nb析出物的形态，该形态足够细以便允许在制造方法的后续阶段中利用其硬化力。超过570℃的卷取温度导致较粗的析出物形成，其中连续退火过程中该聚结明显地降低效率。
[0076] 当卷取温度过低时，产品的硬度增大，这增大了后续冷轧期间所需的力。
[0077] 然后，使用本身已知的方法对热轧产品进行去氧化皮，然后优选地以30和80％之间的压下率进行冷轧。
[0078] 然后，优选在连续退火装置中，以1-5℃/s的平均加热速度Vc加热该冷轧产品。与下述退火温度TM结合，该加热速度范围产生小于或等于15％的非再结晶铁素体份数。
[0079] 该加热在温度Ac1(加热时同素异形转变的起始温度)+40℃和Ac3(加热时同素异形转变的终了温度)-30℃之间的退火温度TM下进行，即在亚临界范围内的特定温度范围中：当TM小于(Ac1+40℃)时，该组织还可包括非再结晶铁素体区域，其表面积份数可以达到15％。该非再结晶铁素体份数例如以如下方式计算：在显微组织中间识别出铁素体相之后，相对于全部铁素体相将非再结晶铁素体的表面积百分数进行量化。本发明人已阐明，这些非再结晶区域对延展性起不利影响，而且未使获得本发明所寻求的特征成为可能。根据本发明的退火温度TM产生了足够的奥氏体以在随后冷却时按照获得所需特性的数量形成马氏体。小于(Ac3-30℃)的温度TM还保证在温度TM下形成的奥氏体岛状物的碳含量确实导致后续的马氏体转变：当退火温度过高时，奥氏体岛状物的碳含量变得过低，这导致随后向贝氏体或珠光体的不利转变。另外，过高的温度导致铌析出物尺寸增大，这使之失去部分硬化能力。因而，最终机械强度降低。
[0080] 为此，优选地选择760℃和830℃之间的温度TM。
[0081] 在该温度TM下的30s最小保持时间tM允许碳化物溶解，并发生向奥氏体的部分转变。在300s时间后，该作用达到峰值。超过300s的保持时间还难以与连续退火装置的生产率需求相容，特别是运行速度。保持时间tM为30和300s之间。
[0082] 根据制造的是未涂覆的钢片材，还是连续热浸镀锌的钢片材，还是镀锌层退火的片材，该方法的下列步骤不同：
[0083] -在第一种情况下，在退火保持时间结束时，以足以使退火期间形成的所有奥氏体转变为马氏体的冷却速度V，进行冷却至低于温度Ms(马氏体形成的起始温度)的温度。
[0084] 该冷却可以从温度TM开始在一个或多个步骤中进行，并且在后者情况下，可使用不同的冷却方法例如冷水浴或沸水浴、水或气的射束。可以将这些可能的加速冷却方法进行结合，从而获得奥氏体向马氏体的完全转变。在该马氏体转变之后，将钢片材冷却到环境温度。
[0085] 因而，冷却的裸片材的显微组织由带有马氏体岛状物的铁素体基质构成，该马氏体岛状物的表面积份数在35和50％之间且无贝氏体。
[0086] -如果期望制造连续热浸镀锌的片材，则在退火保持时间结束时，将该产品冷却，直到达到接近热浸镀锌温度TZn的温度，冷却速度VR足够快以防止奥氏体向铁素体的转变。为此，冷却VR速度优选高于15℃/s。通过浸渍在其温度TZn为450-480℃的锌或锌合金浴中进行热浸镀锌。在该阶段发生奥氏体向贝氏体的部分转变，这导致1-10％贝氏体的形成，该数值是按表面积份数表示的。在该温度范围内保持时间应小于80s，以便将贝氏体的表面积份数限制在10％，并因而获得满意的马氏体份数。然后以超过4℃/s的V′R速度将镀锌产品冷却到环境温度，目的是使残余奥氏体部分完全变换为马氏体：这样获得了按表面积份数包含40-64％铁素体、35-50％马氏体和1-10％贝氏体的冷轧、退火和镀锌的钢片材。
[0087] -如果期望制造冷轧和“镀锌层退火的”，即合金-镀锌(galvanisee-alliee)的双相钢片材，则在退火保持时间结束时将该产品冷却，直到达到接近热浸镀锌温度TZn的温度，冷却速度VR足够快以防止奥氏体向铁素体的转变。为此，冷却速度VR优选高于15℃/s。通过浸渍在其温度TZn为450-480℃的锌或锌合金浴中进行热浸镀锌。在该阶段发生奥氏体向贝氏体的部分转变，这导致1-10％贝氏体的形成，该值以表面积份数表示。在该温度范围内的保持时间应短于80s，以将贝氏体的份数限制在10％。在离开锌浴后，将该镀锌产品加热至490-550℃温度TG持续10-40s的时间tG。这诱使铁和沉积的锌或锌合金细层在浸渍期间相互扩散，其产生镀锌层退火的产品。以超过4℃/s的速度V″R将该产品冷却到环境温度：这样获得了具有铁素体基质的镀锌层退火的钢片材，其按表面积份数包含40-64％铁素体、35-50％马氏体和1-10％贝氏体。该马氏体一般为平均尺寸小于4微米，甚至两微米的岛状物形式，大多数的这些岛状物(它们中超过50％)具有块状(massive)形态而非延伸的形态。给定岛状物的形态用其最大尺寸L最大和最小尺寸L最小之比表征。当其比例 小于或等于2时，给定的岛状物被认为具有块状形态。
[0088] 本发明人还观察到，在根据本发明限定的条件下，制造参数的小变化，不引起显微组织或机械性质的重大变化，这对于制造的工业产品特征的稳定性是有利的。
[0089] 现在将使用以非限制性方式给出的下列实施例来说明本发明：实施例
[0090] 制造下表所示组成的钢，以重量百分数表示。除用于制造根据本发明的片材的钢IX至IZ外，还以对比的方式显示了制造用作参比片材的钢R的组成。
[0091]
[0092] 表1钢组成(重量％)。R＝参比
[0093] 有下划线的值：不根据本发明。
[0094] 将符合上述组成的铸造半成品加热至1230℃，然后在组织完全是奥氏体的温度范围内热轧至2.8-4mm的厚度。将这些热轧产品的制造条件(轧制终了温度TFL，卷取温度Tbob)列于表2。
[0095]钢 TFL(℃) Ar3(℃) Tbob(℃)
IX 890 705 530
IY 880 715 540
IZ 880 735 530
R 880 700 550
IX 890 705 530
IY 880 715 540
IZ 880 735 530
R 880 700 550
[0096] 表2 热轧产品制造条件
[0097] 接着对热轧产品进行去氧化皮，然后冷轧到1.4至2mm的厚度，这是50％的压下率。从相同组成开始，将一些钢经受不同的制造条件。例如，标记IX1，IX2和IX3指定了从钢组成IX开始在不同的条件制造的三种钢片材。将这些片材在锌浴中在460℃的温度TZn下进行热浸镀锌，还将其它的进行镀锌层退火处理。表3显示了冷轧之后退火的片材的制造条件：
[0098] -加热速度Vc
[0099] -退火温度TM
[0100] -退火保持时间tM
[0101] -退火之后的冷却速度VR
[0102] -镀锌之后冷却速度V’R
[0103] -镀锌层退火的温度TG
[0104] -镀锌层退火的时间tG
[0105] -在镀锌层退火处理之后的冷却速度V″R
[0106] 表3中还显示了转变温度Ac1和Ac3。
[0107]
[0108] 表3冷轧和退火钢片材的制造条件
[0109] 有下划线的值：不根据本发明
[0110] 所获得的拉伸机械性质(屈服强度Re、强度Rm、断裂延伸率A)列于下表4。也列出了比例Re/Rm。
[0111] 还测定了钢的显微组织，其基质为铁素体。在分别用试剂Picral和LePera试剂侵TM蚀之后对贝氏体和马氏体的表面积份数进行量化，然后用Aphelion 软件进行图像分析。
还使用光学显微镜和扫描电子显微镜观察(其中识别了铁素体相)，然后量化该铁素体相中的再结晶份数，确定了非晶铁素体的表面积份数。
还使用光学显微镜和扫描电子显微镜观察(其中识别了铁素体相)，然后量化该铁素体相中的再结晶份数，确定了非晶铁素体的表面积份数。
[0112] 非再结晶铁素体一般通过轧制呈延伸的岛状物形式。
[0113] 用以下方式量化弯曲能力：将片材在本身上弯曲回几次。这样，弯曲半径每次都减小。然后通过在弯折块表面处计录裂纹的出现来估计弯曲能力，用1(低弯曲能力)至5(很好的能力)表示得分。得分为1-2的结果被认为是不令人满意的。
[0114]
[0115] 表4 在冷轧和退火片材上获得的结果
[0116] 有下划线的值：不根据本发明
[0117] 根据本发明的钢片材具有一组显微组织和机械特征，这允许有利地制造部件，特别是用于结构用途：强度在980和1100MPa之间，Re/Rm比率在0.6和0.8之间，断裂延伸率超过9％，良好的弯曲能力。图1说明了钢片材IX1的形态，其中所有铁素体均为再结晶的。
[0118] 根据本发明的片材具有良好的可焊性，特别是通过电阻点焊，碳当量小于0.25。特别地，如标准ISO 18278-2标准所定义的，点焊可焊性的电流范围非常宽，约3500A。其比同等级的参比钢有所增大。另外，在根据本发明的片材的焊缝上进行的交叉(cross)拉伸试验或拉伸-剪切试验揭示，这些点焊缝强度在机械特性方面上非常高。
[0119] 通过比较，参比片材没有提供这些相同的特征：
[0120] 将钢片材IX3(镀锌)和IX6(镀锌层退火的)在太低的温度TM下进行了退火：因而，非再结晶的铁素体份数过量，马氏体份数也是如此。这些显微组织特征与降低的延伸率和弯曲能力相关。
[0121] 图2说明了钢片材IX3的显微组织：注意到延伸的岛状物形式的非再结晶铁素体的存在(标志(A))，与再结晶的铁素体和马氏体共同存在，后者组分在显微相片上显示较暗。从扫描电子显微镜的显微相片(图3)可以清晰地区分非再结晶铁素体(A)的区域和再结晶的铁素体(B)的区域。
[0122] 片材IX5是在太高的温度TM下退火的镀锌层退火的片材：因而，在高温下奥氏体的碳含量太低，而贝氏体的出现促进马氏体形成的损害。还存在铌析出的聚结，这导致硬化的损失。因而强度不是令人满意的，Re/Rm之比太高。
[0123] 在退火步骤之后以太慢的速度VR冷却镀锌层退火的片材IX7：因而在该冷却步骤中形成的铁素体向奥氏体转变是过量的，该钢片材在最终阶段包含过高的贝氏体份数和过低的马氏体份数，这导致不令人满意的强度。
[0124] 钢片材R的组成不对应于本发明，其碳含量过高，而其锰、铝、铌、钛、和硼的含量过低。因而，马氏体份数过低，以致机械强度不令人满意。
[0125] 根据本发明的钢片材在机动车辆工业中有利地用于结构或安全部件的制造。
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