热压成型钢制品的方法及钢制品

本发明涉及在连续退火后并随后由锌或锌合金涂覆钢热压成型钢制品的由锌或锌合金涂覆钢热压成型钢制品的方法，并涉及通过热压成型锌或锌合金涂覆钢制造的热浸锌或锌合金涂覆的钢制品。

热压成型(也称为热冲压、热成型、冲压和模压淬火)是一种将钢坯料成型和硬化为成形的最终制品或部件的技术。

通常，将钢坯料再加热至奥氏体化温度(通常为870-940℃)并在该温度下均热，随后在压模中成型和模压淬火。需要高温将钢完全奥氏体化并溶解所有碳化物。模压淬火导致钢基材中的强马氏体组织。即使在临界范围内进行热成型以形成双相结构时，再加热温度也为760℃或更高。

已知的是，未涂覆钢坯料的热成型会导致氧化。已经应用Zn和Al基涂层以减少这种影响。考虑到耐腐蚀性，Zn基涂层可能是优选的，因为其还提供电化防护。但是，由于Zn和Zn-Fe化合物的低熔点和高再加热温度，在热成型过程中可能发生表面开裂，其中开裂与锌的晶界渗透有关。已经探索的解决该问题的一种途径是Zn涂层的改性。

当前的(超)高强度热成型产品因其通过模压淬火获得的马氏体或马氏体-贝氏体显微组织而具有非常低的使用延展性(<8％)。热成型产品中的马氏体显微组织主要意在提供所需强度水平(>1000MPa)。但是，热成型产品的此类显微组织仅能提供约6％的最大总伸长率。尽管单相马氏体显微组织可以提供良好的可弯曲性(例如对1000MPa水平>100°，对1500MPa水平约50°)，因总伸长率低，这些产品中的碰撞能量吸收能力低。从US2016/0312323A1中已知一种制造超高强度未涂覆钢的方法。该已知方法包含提供包含碳和超过2.5重量％的锰的铁基合金的步骤，在第一温度下退火该铁基合金以形成退火合金、在第二温度下热成型该退火合金以形成临界或奥氏体组织并冷却由此退火的奥氏体合金以形成该超高强度钢的步骤。在一个实施方案中，在临界退火温度范围中对该退火合金施以热成型。在另一实施方案中，该热成型温度在奥氏体化退火范围内。该均热时间为约1分钟至约10分钟。在该实例中，在冷轧板的连续退火步骤后，在不引起实际变形的情况下模拟热成型的热循环。它未描述连续退火的方法和在钢带材上施加任何涂层的方法。EP18155866公开了采用至多仅3分钟的均热时间来热成型含有超过3.1重量％Mn的Zn或Zn合金涂覆的钢坯料的方法。它既没有公开用Zn或Zn合金涂覆钢带材的方法，也没有考虑在再加热过程中超出3分钟的均热时间。更长的均热时间对含有相对大量Mn的钢而言是优选的，用于进行有效的扩散。

本发明的一个目的是提供与热压成型的钢带材制品相关的电化防护，同时降低产生(微)开裂的风险，所述电化防护由用于(超)高强度钢的锌基涂层提供。

本发明的另一目的是提供一种热浸镀锌工艺，该工艺使得能够用Zn或Zn合金涂覆含有大量Mn的钢带材，同时提供一种连续退火工艺，其提供了用于在最终产品中实现高延展性所需的显微组织。

本发明的另一目的是提供在室温下具有高强度和高可变形性的热压成型的热浸锌或锌合金涂覆钢制品。

因此，根据本发明的方法是由锌或锌合金涂覆钢带材热压成型钢制品的方法，其中该钢带材具有以重量％计的以下组成：

C：0.05-0.3；

Mn：3.0-12.0；

Al：0.04-3.0；

任选的一种或多种其它合金化元素：

Si：小于1.5；

Cr：小于2.0；

V：小于0.1；

Nb：小于0.1；

Ti：小于0.1；

Mo：小于0.5；

不可避免的杂质，如

S：小于30重量ppm；

P：小于0.04；

余量为Fe；

制造该钢带材的方法包括以下步骤：

-将熔融钢浇铸成板坯；

-将该板坯再加热至高于1150℃的温度并将其保持在所述温度下60分钟或更久的时间；

-将钢热轧成带材，优选具有高于Ar3温度的出口热精轧温度FRT，其中Ar3表示在冷却过程中在钢中铁素体转变开始时的温度；

-卷取该热轧钢带材；

-酸洗该热轧钢带材；

-任选将酸洗过的热轧钢带材冷轧为冷轧钢带材，其中在冷轧的情况下，对卷取和酸洗后的热压带材在温度TB下施以一段时间PB的分批退火，选择TB和PB以使该钢在冷却至室温后具有表现出超过60体积％的铁素体的显微组织，其中在优选的实施方案中，选择TB和PB，其中TB为650℃或更低且PB为24小时或更久；

-根据退火热循环将该带材连续退火，其中该钢带材温度在加热段中优选以1-15℃/s的速率上升，随后在均热段中保持在相对稳定的水平用于均热，其中均热气氛保持在TMIN与TMAX之间的温度下，其中TMIN＝TMAX-100℃，其中认为在加热循环中该钢带材温度(优选以0.5-10℃/s的速率)下降的点处该连续退火结束：

-其中TMAX等于或小于Ac3-100℃和700℃中的最低温度；

-其中该均热气氛具有-40至-10℃的露点；

-其中该连续退火包括在该加热段中在氧含量为500至3000体积ppm的退火气氛中预氧化该钢带材；

-其中该均热气氛是还原性气氛，优选在氮中含有1-15体积％的氢；

-其中该连续退火时间为150秒或更久、优选180秒或更久，该连续退火时间由加热段中的时间加均热段中的时间组成；

-用锌或锌合金热浸涂覆该钢带材，同时：

-使用3秒或更久的浸渍时间；

-在热浸浴中保持420℃至500℃的浴温度；

-其中该锌浴基本上含有锌、至少0.1重量％的Al和任选的至多5重量％的Al和任选的至多4重量％的Mg，该浴的余量包含均单独低于0.3重量％的其它元素，以及不可避免的杂质；

-热压成型该制品，包括以下步骤：

-提供取自该热浸锌或锌合金涂覆钢带材的坯料；

-将该坯料再加热到Ac3-300℃至750℃范围内的坯料温度TRH，

-在TRH下均热该坯料长于3分钟且至多15分钟的时间；

-在30秒内将该坯料转移至压机；

-在该压机中成型该制品，由此冷却该制品；

-从压机中取出该制品。

通过使用特定的制造工艺将具有特定组成的钢加工成热轧带材或冷轧带材。随后，使用处理的温度和持续时间以及露点和该工艺不同段中的气氛对该带材进行连续退火，由此防止钢的合金化元素的表面富集，获得适于通过热浸镀锌使Zn或Zn合金涂层良好地附着到钢基材的表面。规定的连续退火过程在等于或低于Ac3-100℃或700℃中最低值的低临界温度下进行，用于在钢的铁素体与奥氏体相之间发生Mn配分，这使得能够在热压成型后形成具有大量残留奥氏体的所需显微组织。随后，将坯料形式的Zn或Zn合金涂覆的钢带材在相同的临界温度区(由Ac3-300℃至750℃、优选至700℃)中再加热长于3分钟，从而可以再次发生在铁素体与奥氏体之间的有效Mn配分。以使得不发生液体Zn或Zn合金的晶界渗透的方式选择该坯料的再加热温度，最小化该钢制品热成型过程中的表面微裂纹。优选地，在包含设有热浸涂覆层的钢基材的热浸锌或锌合金涂覆的热压成型钢中，钢基材中的任何微裂纹的长度为5μm或更小。

对于含有3至12重量％的Mn的钢(常规表示为“中Mn钢”)，可以通过热浸镀锌在带材表面上施加良好附着的Zn或Zn合金涂层。

在临将钢热浸至Zn或Zn合金的浴中之前，在有效地在钢的铁素体与奥氏体相之间配分Mn的临界温度下，对该钢施以连续退火。这一特征有助于在随后再加热用于热压成型的Zn或Zn合金涂覆钢的过程中的Mn配分，以提供具有高残留奥氏体量的所需最终显微组织。

将Zn或Zn合金涂覆的钢坯料再加热到Ac3-300℃至750℃、优选至700℃的温度范围内的温度使得在等于或超过3分钟的再加热持续时间内，液体Zn或Zn合金的形成及其向钢基材的晶界中的渗透最小化。

上述选自钢的临界温度范围的再加热还确保了在先前的连续退火过程中在铁素体与奥氏体之间发生的Mn预配分进一步发生。长于3分钟的再加热时间导致Mn的更有效的配分，使得奥氏体相的热稳定性变高，并在将该制品冷却至室温后获得高的残留奥氏体分数。

在该方法的一个实施方案中，钢的Mn含量为6.0重量％或更高。如下文解释的那样，这实现了基本上抑制钢的Ac3温度的效果。结果，在再加热该坯料和热压成型的过程中，较少形成富Zn液相。这抑制了锌诱导的液态金属脆化，最小化了热成型制品中的微裂纹。此外，通过该优选实施方案实现的较低的所需再加热温度还节省了热压成型过程中的能量成本，并导致较少氧化该钢表面上的锌涂层。由此，改善了该热成型制品的可焊性，并且消除了热成型后对该制品进行喷砂的必要性。

在该方法的一个实施方案中，将板坯再加热至高于1200℃或优选高于1250℃的温度，并在所述温度下保持60分钟或更久的时间。这实现了Mn均匀分布在铸态钢板坯中的效果。

在该方法的另一实施方案中，将该板坯再加热至一定温度并在所述温度下保持120分钟或更久的时间。这实现了Mn在铸态钢板中获得甚至更均匀的分布的效果，最小化了任何微观偏析。

在该方法的另一实施方案中，TRH在Ac3-300℃至700℃的范围内。这实现了在钢表面上形成最少量的富锌液相的效果，降低了液相渗入钢基材的机会，由此进一步最小化或消除了锌诱导的液态金属脆化和微裂纹现象。

在该方法的又一个实施方案中，将坯料传送至压机是在10-15秒内。这实现了最小化钢坯料的温度损失的效果，从而可以更容易地使制品成形，并可以最小化或消除成形制品中的回弹。

本发明还体现在可通过权利要求1至5任一项的方法获得的热浸锌或锌合金涂覆的热压成型钢制品中，其具有以体积％计包含以下成分的显微组织：

铁素体：30％或更多、优选40％或更多；

残留奥氏体：20％或更多、优选30％或更多；

马氏体：40％或更少、优选30％或更少，包括0％。

采用含有20体积％或更多、优选30体积％或更多的残留奥氏体结合给定量的铁素体和马氏体的此类钢制品显微组织，实现了高水平的由总伸长率和可弯曲性表示的延展性。这些显微组织还确保在制品中实现高强度值，特别是由于在冷变形过程中(如在碰撞中)转变成强马氏体的残留奥氏体，以及由于在该制品的显微组织中存在的任何初始马氏体。

在根据本发明的一个方面，该热浸锌或锌合金涂覆的热压成型钢制品具有以下机械性质：屈服强度≥800MPa，极限拉伸强度≥820MPa，总伸长率≥10％，1毫米厚度下的弯曲角度≥80°。此类制品特别适于汽车应用，例如前或后纵杆、B柱下部、保险杠梁等。由于高的机械性质(即总伸长率、可弯曲性和强度值)，可以在制品中实现高的碰撞能量吸收。

本发明基于钢基材组成的改性，其具有锌或锌合金基涂层、使钢可以被制成冷轧和/或热轧形式的加工路线设计、使钢适合于用Zn或Zn合金涂覆并在钢基材中引发有利于后续热冲压的显微组织变化以连续退火和热浸镀锌工艺设计、以及热冲压工艺设计。

钢基材改性的必需元素是Mn、C和Al。随着钢中Mn含量的增加，在加热时奥氏体转变温度(奥氏体转变开始(Ac1)和完成(Ac3))均降低。这使得能够在钢的临界相区中在较低温度下对钢进行退火。

抑制奥氏体转变温度包含以下优点：

由于低均热温度，合金化元素的扩散和随后的合金化元素的外部选择性氧化减少。应当提及的是，由于钢基材中提高的Mn含量，存在Mn的外部选择性氧化的更大可能性，这将妨碍液体锌的润湿性。

对Zn或Zn合金涂覆的钢坯料的再加热也可以在相对低的温度下进行，由此最小化厚氧化物的生长，即：残留更多的金属锌。

该热压成型温度也降低。这使液体锌的形成及其向晶界的渗透最小化，并大大减少了由锌造成的微裂纹。

在其临界温度范围内对钢基材进行退火和再加热以实现所需显微组织组分，从而保证高机械性质。这种冶金要求也对本发明有贡献。如果在高于Ac3的温度下(即在奥氏体温度中)对钢进行退火和/或再加热用于热成型，无法获得所需显微组织。如果这些热处理在高于钢的Ac3温度下进行，则在均热温度下将存在奥氏体的单相，并且该奥氏体的组成将呈现具有低热稳定性的钢的整体组成。另一方面，当均热在临界退火温度下进行时，奥氏体和铁素体的两相在均热温度下共存。这使得合金化元素可以在奥氏体与铁素体之间配分。本发明的钢含有Mn、C和Al作为必需的合金化元素。因此，Mn和C将更多地配分到奥氏体中，因为它们是γ基因(gamma-genic)元素，Al更多地配分到铁素体中，因为它是α基因(alpha-genic)元素。此外，低热处理温度确保钢的晶粒尺寸保持细小。由于低临界热处理，获得了超细显微组织(≤2μm晶粒尺寸)，这改善了产品的强度和延展性。

钢改性的另一重要性如下。钢中提高的Mn量，在3至12重量％的范围内，将通过在临界温度范围下退火和再加热过程中的配分过程导致Mn大量富集在奥氏体中。这种Mn富集与碳富集一起提高了临界奥氏体的热稳定性。因此，在冷却或淬火至室温的过程中，临界奥氏体在很大程度上不会转化为马氏体或任何其它相，使得在室温下在钢的显微组织中可残留大量的奥氏体(>20体积％)。在负载过程中，残留奥氏体转化为马氏体，导致相变诱导塑性(TRIP)效应。由于TRIP效应，其提高了加工或应变硬化速率，因此在产品中实现了高强度、高伸长率和高可弯曲性。高于12重量％的Mn含量将由于极度偏析而导致钢难以连铸，并且可塑性增强的机理将由TRIP变为TWIP(孪晶诱导塑性)，而低于3重量％的含量将不会在奥氏体中提供足够的Mn富集用于在室温下获得足够量的残留奥氏体。

类似于上述的Mn的效果，C也在临界奥氏体中富集，提高了奥氏体的热稳定性，并导致室温显微组织下的奥氏体稳定。但是，C以少于Mn的量有效，因此在本发明中用于改变钢化学性质的C含量范围为0.05至0.3重量％。如果C含量低于0.05重量％，不能获得足够的奥氏体稳定效应，而C含量高于0.3重量％将导致难以对制得的制品进行后处理(如点焊)。焊接是将汽车部件组装到车体中的必要步骤，因此是要考虑的非常重要的方面。在本发明中，还向钢中添加C以提高强度。

铝不是钢中的奥氏体稳定元素，而是铁素体稳定元素。但是，为了扩大钢的临界温度范围(Ac1至Ac3)，向钢中添加0.04-3重量％。在高水平的Mn的情况下，钢对加工温度中的小变化变得敏感，且所得的显微组织可能改变，产生可变的机械性质。添加Al确保了钢的工艺稳健性，从而可以以小的变化选择钢的退火和再加热温度以实现所需机械性质。当钢中除了钢脱氧所需的最低水平(即＜0.04重量％)外不存在Al时，需要使用更精确的炉，但是本发明仍可进行。Al的最高量限制在3重量％以减少热轧过程中氧化物鳞皮的形成以及热轧和冷轧过程中的轧制力。

为了将钢制成热轧和/或冷轧带材，在本发明中必须采用独特的加工步骤，因为该钢含有相对大量的合金化元素，特别是Mn。当Mn含量超过约2重量％时，在铸造后Mn具有偏析的趋势。这将通过提供不均匀的性能而妨碍产品性能，并还可能导致开裂。因此，必须充分均匀化铸造板坯。这通过对板坯施以高于1150℃、优选高于1200℃的相对高温度并持续足够久的时间、优选持续60分钟或更久来实现。

随后，由于高合金化，轧制力在该带材的热压过程中高。通过在奥氏体温度范围内使用相对高的温度，可以进行钢的热轧。该精轧温度(FRT)保持远高于Ar3温度，其可以高于900℃，以保持所需热轧力相对低。

此外，当任选地对热轧带材施加冷轧以降低最终钢产品的规格时，除非采用适当的预处理，否则将不可能冷轧该材料。特别地，在热轧后对卷取的钢在钢的临界温度区域内较低的温度下施以优选24小时或更久的分批退火处理。这种分批退火温度应优选低于650℃，因为在高于该温度的温度下，在将该钢冷却至室温后将形成大量残留奥氏体。此外，如果使用高的分批退火温度，在显微组织中可能出现大量的马氏体。马氏体和残留奥氏体均通过提高轧制力而使冷轧变得困难。当马氏体相是硬的时，在冷轧过程中，残留奥氏体自身转变为硬的马氏体，提高了轧制力。因此，合意的是对卷取的材料进行分批退火用于将残留奥氏体和马氏体的含量保持在较低的值并提高铁素体的量。铁素体相在冷轧过程中不会产生与残留奥氏体一样高的加工硬化，并因此保持低的轧制力，使得能够进行冷轧。

接下来，在钢的加工过程中，本发明需要以如下方式设计连续退火过程，即，使得在连续退火过程中，钢表面保持清洁和没有氧化物，以使其适于随后的热浸镀锌步骤。本发明的连续退火和热浸镀锌步骤示意性地显示在图1的左手侧。挑战在于：除了产生适于良好的Zn或Zn合金附着的钢表面外，该连续退火处理还必须提供钢基材显微组织，在所述显微组织中发生Mn和C在铁素体与奥氏体之间的充分配分，导致在热压成型过程中在再加热前在该基材中的高残留奥氏体分数。为了实现这两个要求，在连续退火过程中的最大均热温度TMAX保持低于Ac3-100℃和700℃中的最低值。该温度位于经优化以获得Mn向奥氏体中的最大配分的钢的临界温度范围内。不论本发明的钢化学成分如何，高于700℃的温度将导致钢表面的严重外部选择性氧化。通过至少150秒、优选超过180秒的均热时间来确保Mn由铁素体向奥氏体的充分配分。较短的均热时间不会导致奥氏体中充分的Mn富集以赋予其充分的热稳定性，因为Mn是钢中扩散慢的相对大的替代合金化元素。另一方面，碳，作为钢中小的间隙合金化元素，比Mn扩散更快。因此，最小均热时间的要求主要从Mn扩散系数的角度而不是从C的扩散系数的角度出发。1至15℃/s至均热温度的加热速率是优选的。较慢的加热速率将使连续退火的生产在经济上不那么有吸引力，而较快的速率将使连续退火生产线的操作极为危险，因此是不切实际的。

除了在连续退火过程中保持上述低均热温度外，还必须控制退火气氛以使钢基材表面在热浸镀锌过程中能够具有Zn或Zn合金的良好附着。由此，在将钢带材加热到均热温度的过程中，退火气氛保持为氧化性，通常在退火气氛中的氧含量为500至3000重量ppm。由于这种预氧化气氛，发生内部选择性氧化，并形成薄的魏氏体(wüstite)层。随后，在钢基材在该退火温度下均热的过程中，保持在该退火气氛中优选含有1至15体积％H2的还原气氛。由于均热过程中的还原气氛，减少了魏氏体。在本申请的均热温度下，合金化元素的扩散速率低，因此合金化元素的富集缓慢。加热过程中低于500重量ppm的氧含量将允许Mn、Si原子在钢表面上被氧化，最终导致液体锌的润湿不良。相反，高于3000重量ppm的氧含量将导致Fe的过度氧化，导致在钢表面上形成厚的FeO层。该表面不适于Zn或Zn合金粘附。此外，这些FeO粒子在生产过程中可能黏着在辊上，产生大量表面缺陷。

在连续退火过程中确保钢基材的表面没有上述合金化元素富集后，将钢带材浸入保持在420℃至500℃的温度之间的含有液体Zn或Zn合金的浴中。低于420℃的浴温度，Zn将保持固态，且高于500℃，将发生液态Zn或Zn合金的过度蒸发。对液体粘度及其蒸发优化的典型温度在450-465℃的范围内。此外，钢带材在Zn或Zn合金液体浴中的浸渍持续时间也是重要的。该持续时间由钢带材通过连续退火生产线的速度来决定。应当以确保钢带材在镀锌浴中最少3秒的浸渍持续时间的方式来调节连续退火设施中的线速度。为了获得钢带材与Zn或Zn合金之间的良好粘附性，3秒或更长的时间是必要的。

上述热浸镀锌条件适用于基本含有锌、至少0.1重量％Al和任选的至多5重量％Al和至多4重量％Mg的Zn浴，该浴的其余部分包含均单独小于0.3重量％的其它元素，和不可避免的杂质。由此，本发明不仅限于纯Zn涂层，而是可应用于多种Zn基涂层的变体。

涉及钢基材的热压成型及其加工为涂覆带材的本发明与同样作为本发明的一部分的热成型方法协作运行。该热成型循环示意性显示在图1的右手侧。根据本发明，对Zn或Zn合金涂覆的钢带材或坯料的热压而言，必须在特殊设计的钢基材的临界温度区域中在低温下再加热。再加热的典型温度范围，TRH为Ac3-300℃至750℃、优选至700℃。

该温度范围的选择基于若干考虑因素：

-不需要完全奥氏体化；

-本发明的热成型部件不需要像常规热成型钢那样在焊接之前进行喷砂以除去Zn氧化物，因为热处理后存在的氧化锌仍然非常薄。这通过消除喷砂的成本和改善点焊性而降低了热成型部件的制造成本；

-本发明的钢基材的显微组织的基本特征在热压成型工艺过程中没有显著变化。因此，压制温度可以低于常规热压成型的情况。这样，可以最小化锌造成的金属脆化。当在热成型过程中最小化微裂纹形成时，产品实现了高抗疲劳性和耐久性。

由于上述低温再加热，也最小化了Zn或Zn合金涂层的氧化，并且金属涂层保持相对厚，这在性能方法向钢基材提供了良好的电化防护，由此提高了该产品的耐腐蚀性。

由于在热成形过程中选择低再加热温度而产生的上述益处与钢基材上的Zn或Zn合金涂层有关。坯料再加热温度的这种选择也是为了有助于在钢基材中形成正确的显微组织，以实现所需的机械性质和最终的机械性能。如前所述，由于在钢基材的临界温度范围内选择均热温度，该基材在先前的连续退火步骤中已经形成了大量的残留奥氏体。用于热成型的临界再加热通过进一步促进Mn与C向奥氏体中的配分而增补了这一点，从而可以在热成型钢基材中获得具有更高机械稳定性的残留奥氏体。由于奥氏体稳定化元素扩散到临界奥氏体中的额外机会，该再加热步骤还将产生额外量的残留奥氏体。

将由此再加热的坯料转移至用于变形的成型工具，通常为压机，在其中将该坯料变形至所需形状。转移时间优选在30秒内、更优选在10-15秒内以避免坯料的过度冷却。在压机中成形后，冷却该制品。由于具有高Mn量的临界奥氏体非常稳定，并且当其部分转化为马氏体时，其具有极高的可淬性，使得不需要更高速率的模压淬火，因此传统热成型中必不可少的模压淬火在本发明中并不是必要的。可以从压机中取出成形制品，并使其在环境气氛中冷却。用空气强制冷却或结合模压淬火，随后在空气中(强制)冷却也是可能的。

再加热坯料从该炉或其它加热设备传送至成形工具用于变形。如所述那样，优选该传送时间短，优选地在10-15秒内。在有利的实施方案中，转移过程中钢坯料的温度下降不超过150℃。优选该温度下降在100-150℃范围内。如果温度下降较高，则该坯料可能太坚固以至于不能在后续成形步骤中变形。

此外，本发明允许在成形之后立即将成形制品从热成型压机中取出，例如在100-450℃范围内、如200-425℃的出口温度下，因为模压淬火并非严格必需的。

在一个实施方案中，该冷却步骤在压机中进行，有利地进行至100-250℃的温度、优选150-200℃的温度。考虑到改性钢基材的可淬性，至少3℃/s的冷却速率是合适的。甚至这种相对缓慢的冷却速率也将确保在成形制品中奥氏体再次转化为马氏体。有利地，该淬火速率为至少5℃/s。在从压机中取出后，使成形制品进一步冷却至环境温度。

在本发明中实现该机械性质的关键是上述改进的钢基材化学的工艺链，其在最终热成型条件下导致独特的显微组织。用本发明的加工改性的钢化学获得了至少20体积％的残留奥氏体和至少30体积％的铁素体，同时马氏体为40体积％或更少，包括0体积％。这种相对高分数的残留奥氏体是亚稳的，并提供TRIP效应以实现高的强度、伸长率与可弯曲性的组合，导致热成型的热浸锌或锌合金涂覆钢制品的高耐撞性。即使当残留奥氏体相对稳定时，由于其面心立方(FCC)晶体结构，其固有的高于铁素体和马氏体的延展性也提供高延展性值。

用于根据本发明的方法的钢是一种发明钢概念，其包含作为主要成分的碳、锰和铝。任选地，可以存在选自硅、铬、钒、铌、钛和钼的其它合金化元素。可以存在不可避免的杂质如N、P、S、O、Cu、Ni、Sn、Sb等(源自用于制备该钢组合物的原材料)，但浓度非常低。它们不是特意加入或特别控制在预定的限度内。该钢组合物的余量为铁。

碳以0.05-0.3重量％、优选0.05-0.25重量％、更优选0.08-0.2重量％的量存在。其主要因强度而加入，尽管碳也有助于稳定奥氏体。在本组合物中，锰的奥氏体稳定效果因其较高的比例而显著得多。太少的C将不能提供820MPa或更高、优选1000MPa或更高的所需强度水平，并且如果C高于0.3，则成型部件的可焊性可能变差。

锰以3.0-12.0重量％的量存在。锰降低Ac1和Ac3温度，稳定奥氏体，提高强度和韧性，并通过在室温显微组织下稳定奥氏体而引发TRIP效应。在低于3.0重量％的水平下，不能实现目标效果，而在高于12.0重量％的量下，将引起铸造和偏析中的问题。而且，变形机理将从相变诱导塑性(TRIP)变为孪晶诱导塑性(TWIP)。如果Mn含量太低，则在室温下残留的奥氏体不足且残留奥氏体的稳定性太低，结果是无法获得延展性益处。优选Mn含量为3.5-10.5重量％。在一个实施方案中，Mn的量为5.0-9.0重量％。在另一些实施方案中，其为5.5-8.5重量％，如6.0-7.5重量％。

可以添加铝以扩大温度范围Ac1-Ac3，用于在工业应用方面提高该方法的稳健性。Al以0.04-3.0重量％、优选0.5-2.5重量％、更优选1.0-2.2重量％的量存在。

如果存在的话，硅以小于1.5的量加入用于通过固溶强化来提高强度。如果存在的话，该量通常大于0.01重量％且小于1.5重量％。其优选范围为0.1-1.0重量％。

Al和Si均有助于抑制渗碳体析出以避免延展性劣化。此外，Al和Si还提高峰值退火温度，用于在室温下获得最大量的残留奥氏体。因此，在临界退火过程中，Mn的扩散有利于Mn在奥氏体中有效配分。

任选存在一种或多种选自V、Nb、Ti和Mo的其它微合金化元素。这些微合金化元素通过它们的碳化物、氮化物或碳氮化物的析出硬化来提高强度。Cr，本发明的另一种任选元素，也提高了峰值退火温度，用于在室温下获得最大量的残留奥氏体，并降低残留奥氏体含量对退火温度的敏感性。这些导致Mn在奥氏体中的有效配分和在退火过程中提高的工艺稳健性。如果存在的话，这些任选的合金化元素的优选添加量为：V：0.01-0.1重量％；和/或Nb：0.01-0.1重量％；和/或Ti：0.01-0.1重量％；和/或Mo：0.05-0.5重量％；和/或Cr：0.1-2.0重量％。

锌或锌合金涂层的组成没有限制。热浸涂覆可以使用标准GI涂覆浴进行，其中GI代表“正常镀锌，即采用主要含锌的浴的热浸涂覆”。可以应用几种Zn涂覆浴，如基本含有锌、至少0.1重量％Al、和任选的至多5重量％Al和任选的至多4重量％Mg的锌浴，该浴的其余部分包含均单独低于0.3重量％的其它元素，和不可避免的杂质。锌合金涂层可以实现为包含0.3-4.0重量％的Mg和0.05-6.0重量％的Al以及任选至多0.2重量％的一种或多种额外元素以及不可避免的杂质，并且余量为锌。例如为了形成锌花和/或防止浮渣形成，可以以小于0.3wt％的少量存在的额外元素可选自Pb、Sb、Ti、Ca、Mn、Sn、La、Ce、Cr、Ni、Zr和Bi。优选Pb、Sn、Bi和Sb。对常见应用而言，少量的此类额外元素不显著改变该浴或所得涂层的性能。优选地，当在涂层中存在一种或多种额外元素时，每种额外元素以<0.02重量％的量存在，优选各自以<0.01重量％的量存在。

获得的热浸锌或锌合金涂覆的热压成型钢制品优选具有三重或双重显微组织，其包含(以体积％计)：

铁素体：30％或更多、优选40％或更多；

残留奥氏体：20％或更多、优选30％或更多；

马氏体：40％或更少，包括0％，优选30％或更少，包括0％。

有利地，所得成形制品具有以下性质：

屈服强度：800MPa或更高；优选850MPa或更高，更优选900MPa或更高

拉伸强度：820MPa或更高；优选1000MPa或更高

总伸长率：10％或更高；优选15％或更高，更优选25％或更高

在1.0毫米厚度下的最小弯曲角：80°或更大；优选90°或更大。

上述相分数通过使用X射线衍射(XRD)来测定。在试样的1/4厚度位置处通过XRD测定残留奥氏体的量。在Panalytical Xpert PRO标准粉末衍射仪(CoKa-辐射)上在45至165°(2Θ)的范围内记录XRD图。通过Rietveld分析使用用于Rietveld修正的Bruker Topas软件包进行相比例的定量测定。马氏体含量由衍射图中铁素体衍射位置处的分峰来确定。该相的晶粒尺寸可以由显微组织的扫描电子显微镜图像来确定。

屈服强度、极限拉伸强度和总伸长率根据NEN10002标准在室温下由准静态(应变率3×10

通过在再加热从该带材切割的坯料之前使用在如上所述的制造钢带材中的临界连续退火步骤，发生由铁素体向奥氏体的Mn配分，使得临界奥氏体甚至更稳定。在经由热浸镀锌的临界退火后的冷却过程中，该临界奥氏体因其高稳定性和因低Ms(即高热稳定性)而不会显著地转化为马氏体，得到三重(铁素体+残留奥氏体+马氏体)或双重(铁素体+残留奥氏体)显微组织。对高Mn含量，例如高于10.5重量％，可以获得完全双重组织，对低于10.5重量％的Mn含量，形成三重组织。此外，通过提高Mn的含量，可以保证低的再加热温度TRH(例如低于700℃)和高的残留奥氏体量(20体积％或更高)。该高的残留奥氏体量在变形过程中完全或部分转化为马氏体，导致相变诱导塑性(TRIP)效应，产生高应变硬化率(＝高伸长率和高强度)。

当在低于700℃的温度下对钢带材进行临界退火(使用连续退火工艺步骤)时，由于存在大量残留奥氏体，该带材具有高强度和高延展性。在也低于750℃或优选低于700℃的临界温度范围内进行用于热成型的再加热过程中，可发生额外的Mn配分，向奥氏体提供更高的稳定性。但是，当退火和再加热温度不同时，可能发生Mn的某些再分布。这在一些情况下可能导致在热成型后比在连续退火和热浸镀锌后略微更少量的残留奥氏体。但是，获得了仍可使本发明发挥作用的大量残留奥氏体(＞20体积％)。如果存在的话，该马氏体可以略微回火，但这种现象将有助于甚至更高的伸长率值。

由于钢组成以及所用带材退火和坯料再加热步骤，该制品的残余伸长率(或使用延展性)优选为25％或更高。优选使用中Mn钢的临界退火以及临界再加热步骤的方法以获得超细铁素体(0.5-2.0μm)和马氏体与高残留奥氏体区的混合显微组织。因此，在最终产品中获得了高延展性。

优选的热浸锌或锌合金涂覆的热压成型钢制品是汽车部件，如前/后纵杆或保险杠梁，特别是需要高能量吸收结合高强度的那些。非限制性实例包括B柱和底盘的结构部件。

将参照以下描述的实施例阐述本发明。参照附图，其中：

图1显示了连续退火-热浸镀锌循环和随后的热成型循环的示意图；

图2显示了在热成形后用于微裂纹研究的采样(a)实际Ω形型材(b)示意性位置。

通过在真空感应炉中熔融装料来铸造尺寸为200毫米×100毫米×100毫米的三种本发明的化学组成A、B和C的钢锭。这些钢的化学组成与通常用于热成型的常规22MnB5钢种一起在表1中给出。22MnB5钢种以1.5毫米厚度的GI涂覆条件接收，并为了比较而进一步加工。将本发明的钢A、B和C的铸锭在1250℃下再加热2小时，并粗轧至25毫米的厚度。随后，将该带材在1250℃下再次再加热30分钟，并热轧至3毫米的厚度，对于所有三种钢，终轧温度(FRT)为900℃，其处于奥氏体相区域。对于钢A、B和C，在冷却过程中奥氏体向铁素体的转化温度(Ar3)通过膨胀测定法分别测得为798、805和725℃。在马弗炉中由680℃对热轧钢施以卷材冷却模拟，并由此冷却至室温。随后将热轧带材在马弗炉中在保护气氛下在600℃下退火96小时，并空气冷却至室温。随后在90℃下将带材在HCl酸中酸洗以除去氧化物，并使用多个道次冷轧至1.5毫米的厚度。

在675℃下对钢A的冷轧带材施以连续退火5分钟，而对钢B和C在650℃下连续退火5分钟，随后将所有钢带材直接浸入包含Zn合金的镀锌浴中(热浸镀锌)，所述Zn合金主要含有Zn和0.4重量％的Al。该带材的尺寸为200毫米×105毫米×1.5毫米。浴温度保持在465℃，采用5秒的浸渍时间，随后将该带材以5℃/秒冷却至室温,类似于空气冷却。在热浸退火模拟器中进行这些连续退火和热浸镀锌模拟。在热循环的连续退火部分的均热过程中的气氛设定成露点为-30℃的NH

随后使用表4中显示的热循环在由Schuler SMG GmbH&Co.KG提供的热成型压机中热成型Zn涂覆的带材。图1的右侧部分也示意性地显示了该热循环。使用了两种类型的用于成型的工具——用于获得拉伸、弯曲、接触电阻、腐蚀和显微组织试样的扁平工具，和用于获得微裂纹研究的Ω形型材的帽顶(hat-top)工具(图2a)。额外的再加热时间-温度组合用于接触电阻和腐蚀测量，其分别在表10和表11中给出。

对30毫米×200毫米(轧制方向×横向)尺寸的镀锌带材施以汽车工业采用的Zn粘附力测试。在该试验中，将Betamate 1496V胶(至少150毫米长，4-5毫米厚和至少10毫米宽)施加在带材两侧上的带材中心。随后，在烘箱中在175℃下固化该胶30分钟。随后牢固地夹持样品，胶侧向外，并以中等速度弯曲至90°的角度，弯曲半径为1.1毫米。随后目测样品并给出描述Zn脱层状态的代码。

根据NEN10002标准以3×10

下面是在表中用于表示拉伸和弯曲试验结果的缩写和符号。Rp＝屈服强度，Rm＝极限拉伸强度，Ag＝均匀伸长率，A50＝50毫米标距长度的总伸长率。BA＝弯曲角，L＝其中弯曲轴平行于轧制方向的纵向试样，T＝其中弯曲轴垂直于轧制方向的横向试样。

残留奥氏体的量在试样的1/4厚度位置处通过X射线衍射(XRD)来测定。在Panalytical Xpert PRO标准粉末衍射仪(CoKa-辐射)上在45至165°(2Θ)的范围内记录XRD图。通过Rietveld分析使用用于Rietveld修正的Bruker Topas软件包进行相比例的定量测定。马氏体含量由衍射图中铁素体衍射位置处的分峰来确定。

研究了热成型的Ω形型材的微裂纹。Ω型材的尺寸以及微裂纹研究的方案显示在图2中。从Ω型材中，沿高度切割1厘米宽的截面，并使用光学显微镜以1000×放大倍数研究试样在涂覆板材横截面中的微裂纹。为此，检查了从型材的中间高度到基部的约1厘米的长度。

在没有任何喷砂的情况下遵循ISO18594标准测量钢B和D的热成型坯料在宽范围的时间和温度组合(在表10中给出)下的接触电阻，以获得热成型材料的可焊性的指标。对相同的再加热条件，还在没有任何喷砂处理的情况下测定了涂覆钢的耐腐蚀性。热成型钢B和D的腐蚀试验按照VDA 621-415标准进行。将每个空白试样磷酸盐化并电镀，随后划线。在纵向方向上在该样品上标记平行放置的宽和窄划线(1毫米和0.3毫米宽，100毫米长)。两种类型的划线之间的距离保持为30毫米，并且距样品边缘的距离保持为35毫米。5体积％的NaCl+10克NaHCO

Zn合金涂层粘附性测试结果在表3中给出，测试后涂层保持完整的结果用“P”(＝通过)表示，测试过程中涂层脱层的结果用“F”(＝失败)表示。可以看出，当λ为0.98时，即在连续退火过程中在加热段中不存在氧时(参见表2)，对所有三种钢A、B和C在测试过程中涂层均脱层。另一方面，当λ值为1.005和1.01时(对应于800和1700重量ppm的加热部分中的氧含量)，所有三种涂覆的钢均通过了涂层粘附性测试。但是，当λ值为1.02(＝连续退火的加热段中3700重量ppm的氧含量)时，在所有三种钢中在测试过程中涂层均脱层。这些结果表明，在本发明的钢带材的连续退火的加热过程中，需要存在氧含量的优化量用于对钢表面产生良好的涂层粘附性。对于不存在氧的情况(λ＝0.98)，Mn的选择性氧化发生在钢的表面，其不可能还原回金属Mn，因此在热浸过程中基材表面将不适于Zn或Zn合金的粘附。但是当存在3700重量ppm的过多的氧时(λ＝1.02)，太多的Fe氧化物在钢表面上形成厚的FeO层。该表面不适于Zn或Zn合金的粘附。此外，这些FeO颗粒在生产过程中可能黏着在辊上，产生大量表面缺陷。在其热浸镀锌条件下，即在热成型之前，钢的拉伸性质在表5中给出，相应的钢基材显微组织在表6中与原样的GI 22MnB5钢种(钢D)的那些一起给出。由于在连续退火过程中使用临界退火温度进行均热，因此在所有三种本发明的钢中获得了高的残留奥氏体分数，以及所需量的铁素体和少量的马氏体(表6)。这是可能的，因为在退火过程中临界奥氏体富集Mn和C，这通过降低其Ms温度而提高了奥氏体的热稳定性。相反，并未对任何本发明的化学组成进行改性且没有根据奥氏体稳定化的目标进行连续退火的22MnB5钢种具有铁素体-珠光体显微组织，不含任何残留奥氏体。在本发明的钢A、B和C中获得的特定显微组织的效果反映在它们的机械性质中(表5)。这些钢具有高得多的屈服强度和拉伸强度值，以及由于由残留奥氏体的TRIP效应实现的提高的应变硬化速率而具有良好的总伸长率。这种益处也反映在本发明钢的较高Rm×A50值，该值是钢的能量吸收能力的指标。

所有钢在热压成型后的机械性质和相应的显微组织组分分别呈现在表7和表8中。观察到在本发明的钢中，在所有再加热条件下由于Mn(和C)在临界再加热过程中配分到奥氏体中，在其显微组织中获得了超过30体积％的残留奥氏体。在钢B中，随着再加热时间的增加，由于更多的Mn配分到奥氏体中，对于任何特定再加热温度，残留奥氏体含量均提高。通常，在较高的再加热温度下，残留奥氏体含量由于较少的Mn配分到奥氏体中而略微降低(这也可通过ThermoCalc计算来显示)。通常，钢A、B和C中的残留奥氏体含量在热成型之后与热成型之前相似或略高(表6和表8)。因此，可能似乎由于在热成型过程中进一步的Mn配分，没有产生太多的益处。但不是这样，这一点从相应的总伸长率、拉伸强度和总伸长率与拉伸强度的乘积(表5和表7)的比较(稍后进行)中可以清楚地看出。与本发明的钢中>30体积％的残留奥氏体相比，常规22MnB5钢种在热成型后产生主要为马氏体(98.3体积％)的显微组织。本发明的钢中铁素体分数超过40体积％，且马氏体分数小于20体积％。

由于在本发明的钢中形成的所需显微组织，获得了有吸引力的机械性质(表7)。在本发明的钢中实现了高于20％的总伸长率、高于800MPa的屈服强度和高于950MPa的极限拉伸强度。由于更高含量的残留奥氏体，含有较高量Mn的钢(钢C)也比含有较低Mn的钢(钢A和B)获得了更高的极限抗拉强度和总伸长率。在热成型后，本发明的钢中的能量吸收值(Rm×A50值)通常也很高。常规22MnB5钢种实现了高于1500MPa的拉伸强度，但由于总伸长率不佳而具有低得多的能量吸收能力。本发明的钢在所有再加热条件下的能量吸收能力是22MnB5钢种的至少2.5倍。此外，本发明的热成型钢在1.0毫米厚度下的弯曲角比22MnB5的弯曲角高得多。钢A、B和C获得了高于100°的最小弯曲角。如上所述，本发明钢的这些惊人的机械性质是由于在其显微组织中残留奥氏体相的高分数，其由于TRIP效应而提供高的加工硬化。在再加热过程中奥氏体中的额外Mn富集反映在热成型的本发明钢的能量吸收值比热浸镀锌钢中的更高。

在表9中提供了微裂纹研究的结果。在低温下热成型本发明的钢后，存在少量且长度较短的微裂纹。但是，在较高温度下常规热成型的GI 22MnB5钢种在其表面上显示出大量长的微裂纹。本发明的钢中微裂纹的这种最小化是由于低温再加热和热成型，其最小化了锌扩散和渗透到钢晶界中，在热成型过程中抑制了金属脆化。但是，对于22MnB5，由于使用了更高的温度，并未获得相同的益处。

接触电阻测量的结果在表10中给出。观察到当本发明的钢(钢B)的再加热温度对高至15分钟的不同均热时间高至700℃时，接触电阻值低，与浸渍态的GI 22MnB5(钢D)相当，并且比在更高温度(800-900℃)下再加热的GI 22MnB5低得多。应当提及的是，浸渍态的GI22MnB5是可焊的，因此本发明的钢在热成型后的低接触电阻值表明该钢也是可焊的。但是，钢B的接触电阻值在800℃下再加热时提高，表明Zn或Zn合金涂层氧化。这将影响热成型部件的点焊性，因此从焊接性的角度来看，再加热温度应限制在700℃或更低。

观察到类似的腐蚀结果趋势，其在表11中给出。在本发明的钢B中，红锈的形成随着再加热温度而缓慢提高直至700℃，随后对800℃的再加热温度急剧提高。直至700℃，红锈百分比低，虽然略高于浸渍态的GI 22MnB5的红锈百分比，表明该热成型产品良好的耐腐蚀性。当在900℃下热成型时，耐腐蚀性远高于GI 22MnB5(钢D)。因此，这些结果表明，当再加热温度限制在700℃时，本发明的钢由于其Zn或Zn合金涂层而具有更高的耐腐蚀性。在800℃下Zn基涂层的严重氧化导致耐腐蚀性的急剧下降。

表1:以重量％计的钢的组成

表2：用于钢A、B和C的退火气氛

表3:Zn粘附性测试的结果(F＝失败，P＝通过)

表4：再加热时间和温度

表5：热成型前Zn涂覆的坯料的机械性质

表6:热成型前Zn涂覆的坯料的显微组织组分

表7:热成型后钢的机械性质

表8:热成型后钢的显微组织组分

表9:热成型后微裂纹的分析结果

表10:接触电阻结果

表11:测试1周后的腐蚀测试结果