具有由组织转变造成的塑性的高强度热浸镀钢带及其生产方法与流程

本发明基于一种用于生产具有由组织转变造成的塑性的高强度热浸镀钢带的方法，包括以下步骤：(i)生产热轧钢带，(ii)将热轧钢带酸洗并任选地冷轧成冷轧钢带，(iii)随后在冷轧或热轧钢带的连续热浸镀工艺意义上进行连续退火，(iv)然后将冷轧或热轧钢带冷却至中间温度，(v)然后将冷轧或热轧钢带从中间温度进一步冷却至冷却停止温度，然后保持该温度，(vi)然后对冷轧或热轧钢带进行热浸镀，和(vii)然后将热浸镀的冷轧或热轧钢带最终冷却至环境温度。除该方法外，本发明还涉及相应的具有由组织转变造成的塑性的高强度热浸镀钢带。

背景技术：

1、对于高强度双相钢和多相钢，随着强度等级的增加，可实现的伸长率或延展性以及由此的成形性会降低。然而，汽车行业需要在保持高强度的同时仍具有高成形性以满足复杂成形操作的高伸长率要求的钢种。这种高成形性可以通过由组织转变造成的塑性来实现。为此，需要在组织中设定足够含量的残余奥氏体。

2、通过较高的si含量可以稳定组织中残余奥氏体的比例，从而由已知的trip效应(trip：相变诱导塑性)实现较高伸长率。从ep2439291b1中已知具有1.4-2.0重量％si的多相钢，其中通过高si含量抑制碳化物形成并实现残余奥氏体的足够稳定性。以同样的方式，从ep3024951b1已知抗拉强度≥900mpa的钢板，其中1≤si≤3重量％。ep3128023b1描述了一种具有高屈强比且si含量在1.2重量％至2.2重量％的高强度钢带。还注意到相同的1.2重量％至2.2重量％的si含量跨度在ep2707514b1中用于生产抗拉强度>1000mpa、均匀伸长率>12％的钢带。

3、然而，在连续镀锌过程中，si通过损害当钢带浸入锌熔体中时的镀锌反应而显著损害可镀锌性。在高硅含量情况下，热轧带材中也会形成强烈粘附的氧化皮，这会导致表面品质和后续加工变得困难。在某些情况下，可以用增加的al含量来替代si，以稳定残余奥氏体。例如，ep3394300b1和ep3394297b1描述了分别使用1≤si+al≤2重量％或1≤si+al≤2.2重量％，以设定足够量的残余奥氏体。类似地，从ep2439290b1已知具有至少950mpa的抗拉强度和至少6％的残余奥氏体含量的多相钢，其含有0.2重量％至0.7重量％的si，0.5重量％至1.5重量％的al，其中cr含量<0.1重量％。

4、然而，过高的al含量可能会损害热延展性或连续铸造过程中的铸造性能。此外，al提高了ac3转变温度，因此连续镀锌需要高的退火温度，出于工艺和成本原因应避免采用高的退火温度。因此，在生产热镀锌钢带时，si+al的总和应尽可能低。低si+al含量也有利于避免液态金属脆化。就本发明而言，术语“热镀锌”和“热浸镀”同义地使用，除非明确指出热镀锌的目的是产生由锌或锌合金制成的涂层。

5、除了si和al的作用外，ep2831299b2还描述了cr与si和al组合产生更高水平的残余奥氏体，其中对于5-20体积％残余奥氏体，最小si+0.8al+cr含量为1.4重量％。除了高成本和焊接性能受限之外，高cr含量还具有以下缺点：在正常加工过程中，由于淬透性增加，热轧带材可能变得太过坚固，而不能随后将其冷轧成冷轧带材。通过提高淬透性，cr还对连续热镀锌过程中的组织发展产生重大影响。因此，如果要实现特定的目标组织，则不能将cr合金化至任意高的水平。随着cr含量的增加，以贝氏体为主的基本组织需要在连续热镀锌中更长的过时效区，这在工业规模上并不总是可实现的。

6、文献ep3730635a1描述了一种生产热浸镀高强度钢板的方法以及相应的热浸镀高强度钢板，其中实际钢板的碳(c)含量为0.04重量％至最大0.15重量％且锑(sb)含量为0.05重量％或更少——0重量％除外。锑(sb)被合金化，分布在晶界中，它阻碍氧化元素如mn、si、al等通过晶界的扩散。此外，实际钢板的特征在于钛(ti)和/或铌(nb)的含量——各自为0.003重量％至最大0.06重量％——其用于增加强度和细化晶粒。

技术实现思路

1、本发明的目的是提供一种用于生产高强度热浸镀钢带的方法及相应的高强度热浸镀钢带，该热浸镀钢带总体上具有高的强度，连同高均匀伸长率以及涂层对实际钢带的良好附着力。

2、该任务由独立专利权利要求的主题来实现。本发明的有利扩展方案由从属权利要求的特征展现。

3、因此，本发明涉及一种用于生产具有由组织转变造成的塑性的高强度热浸镀钢带的方法，具有以下步骤：

4、(i)生产热轧钢带，特别是由加热至超过1200℃的板坯生产热轧钢带，其为以下重量％的元素：c：0.15至0.205，mn：1.9至2.6，al：0.2至0.7，si：0.5至0.9，cr：0.2至0.5，nb：0.01至0.06，mo：<0.15，b：≤0.001，p：≤0.02，s：≤0.005，以及任选的一种或多种以下重量％的元素：ti：0.005至0.060，v：0.001至0.060，n：0.0001至0.016，ni：0.01至0.5，和cu：0.01至0.3，余量的铁，包括常见的钢伴生元素，其中对于值μ＝4.5×([si]+0.9×[al]+[cr])+200×[nb])，其中[si]、[al]、[cr]和[nb]是相应元素的重量％比例，满足8≤μ≤16，

5、(ii)将热轧钢带酸洗并任选地冷轧成冷轧钢带，

6、(iii)随后的在冷轧或热轧钢带的连续热浸镀工艺意义上的，所述连续退火的为750℃至950℃之间且包括950℃、特别是800℃至870℃之间的最高温度在10秒至1200秒、特别是50秒至650秒的总持续时间内进行连续退火，

7、(iv)然后将冷轧或热轧钢带以至多10k/s的平均冷却速率cr1冷却至620至760℃温度范围的中间温度，

8、(v)然后将冷轧或热轧钢带从中间温度以平均冷却速率cr2>cr1并且最大150k/s继续冷却至200℃至450℃且包括450℃、特别是280℃至450℃且包括450℃的温度范围内的冷却停止温度，然后将温度保持在200℃至450℃且包括450℃、特别是280℃至450℃且包括450℃的温度范围内，持续25至500秒,

9、(vi)然后在380至500℃之间的温度对冷轧或热轧钢带进行热浸镀，和

10、(vii)然后将热浸镀的冷轧或热轧钢带以1k/s至50k/s的平均冷却速率最终冷却至环境温度。本发明的关键在于元素si、al、cr和nb的比例以及由这些比例产生的μ值与所描述的连续热浸镀工艺的组合。元素nb的比例尤其值得注意。

11、已知的是，nb作为微合金化元素通过强烈的晶粒细化和细小的nb(c,n)沉淀物的形成来提高强度。这种效应特别有利地用于具有低c含量的钢中，因为随着c含量的降低，nb的溶解度极限移动到更高的浓度，因此更大量的nb是有效的。科学论文》mohrbacher,j.-r.yang,y.-w.chen,j.rehrl；metals 10(2020)504《描述了nb在含残余奥氏体且nb含量为约300ppm的无铝双相钢中的有益作用。其中描述了以下优点：例如通过晶粒细化和纳米级nb沉淀物提高rp0.2屈服强度和抗拉强度(rm)，实现更改的强度和韧性，组织中更均匀的应变分布和更细的ma晶粒尺寸以提高抗裂性。此外，观察到冷轧组织的再结晶显著延迟。关于300ppm的nb含量，作者指出，这代表了所研究的双相钢在工业方法中的最大可能溶解nb含量，因为热轧前加热板坯时的最高保持温度受到技术限制。文献ep3394300b1还描述了在具有trip效应的钢中任选使用nb，以在热轧过程中细化奥氏体晶粒，并在最终退火处理过程中通过沉淀硬化来增加强度。

12、然而，与通常使用nb来增加强度不同，在根据本发明生产的钢带中发现了意想不到的效果。与si、al和cr组合，根据本发明的钢中nb含量的增加更低的导致强度，但同时在适当的方法进程(图1)情况下增加残余奥氏体的含量。尽管抗拉强度随nb含量的增加而降低，但抗拉强度和均匀伸长率rm×ag的乘积却由于残余奥氏体比例较高而增加。因此，在根据本发明的钢中，与所达到的残余奥氏体含量相比，si和al的含量尤其可以保持较低。由此该钢可以采用连续热镀锌方法生产，并且特点在于非常好的涂层附着力，也即特别是锌附着力。确定值μ＝4.5×([si]+0.9[al]+[cr])+200×[nb](以重量％计)应为8至16、特别是8.0至16.0，以稳定残余奥氏体，其中出于所描述的理由而将[si]+0.9×[al]之和限制为<1.2重量％，优选限制为<1.0重量％，以保证好的可镀锌性。此外，还发现，nb含量高于300ppm具有冶金学效果，并增加最终组织中的残余奥氏体含量，由此可以获得尽可能高的伸长率。此外，通过避免过高的cr含量(<0.5重量％，更精确地<0.50重量％)，可以灵活地调整各种组织，其中，例如，贝氏体多于回火马氏体，或者反过来。

13、在生产热轧钢带的步骤中、特别是由加热到超过1200℃的板坯生产热轧钢带的步骤中，优选规定，热轧钢带的组成为以下重量％的元素：c：0.15至0.205；mn：1.90至2.60；al：0.20至0.70；si：0.50至0.90；cr：0.20至0.50；nb：0.0100至0.0600；mo：<0.15；b：≤0.0010；p：≤0.02；s：≤0.005，以及任选的一种或多种以下重量％的元素：

14、ti：0.005～0.060；v：0.001至0.060；n：0.0001至0.016；ni：0.01至0.5，和cu：0.01至0.3，余量的铁，包括常见的钢伴生元素，其中对于值μ＝4.5×([si]+0.9×[al]+[cr])+200×[nb]，其中[si]、[al]、[cr]和[nb]是相应元素的重量％比例，满足8.0≤μ≤16.0。在该钢带的组成数据情况下，所选择的限值在其精度方面被更精确地指定。

15、优选地规定，对于μ值，满足1.0≤μ≤16.0，并且满足表达式[si]+0.9×[al]<1.2，特别是[si]+0.9×[al]<1.0，其中[si]和[al]为热轧钢带中相应元素的重量％比例。

16、根据本发明方法的一个优选实施方案，热轧钢带中的c含量为至少0.16重量％，即c含量为0.16重量％至0.205重量％。其中优选地，热轧钢带中的mn含量为1.95重量％至2.4重量％，特别是1.95重量％至2.40重量％，并且热轧钢带中的c含量至少为0.16重量％并且优选地满足表达式(100[c]+10[mn])/(4.5×([si]+0.9[al]+[cr])+200×[nb])<4.5。[si]、[al]、[cr]、[c]和[mn]为相应元素在热轧钢带中的重量％比例。

17、此外，有利的是，热轧钢带中元素cr和mo的比例之和以重量％计小于0.5，即满足[cr]+[mo]＜0.5。

18、根据本发明方法的另一优选实施方案，中间温度在650至730℃的温度范围，并且当达到该温度时，钢带具有含至少10体积％的铁素体的组织。

19、根据本发明方法的又一优选实施方案，冷却停止温度的上限为400℃，优选350℃，即冷却停止温度≤400℃，优选≤350℃，其中在最终冷却至环境温度后，组织中存在大于8体积％的奥氏体，并且其中冷轧或热轧钢带在热浸镀之前保持的温度≤400℃，优选≤350℃。

20、在连续热镀锌过程中，nb在大工业生产方面的进一步优势是具有更高加工速度和更宽的冷却停止温度工艺窗口的操作方法。本发明的钢还可以通过nb含量有针对性地调节连续热镀锌过程中铁素体的比例，从而可以调节技术性能例如抗拉强度、屈服强度、屈强比和均匀伸长率，而无需改变退火循环。由于冷却停止温度的工艺窗口较宽，在大工业生产中可以容忍较大的温度波动。在μ≥10的一个优选实施方案中，在钢带的带材长度上在315至400℃的范围内的冷却停止温度波动δt仅导致热浸镀钢带沿轧制方向的抗拉强度的最大波动0.47×δ(以mpa为单位)(其中数值δ对应于以开尔文为单位的δt数值)，这导致该方法具有较高的方法稳定性。

21、在本发明的范围内，提供了具有双相或多相组织的高强度热浸镀钢带连同以高的工艺稳定性生产钢带的相应方法，所述钢带具有用于由组织转变造成的塑性的残余奥氏体，以及ag>8％的优异可成形性以及低的si和al含量。另外，钢带应优选具有好的可焊性以及低的液态金属脆化和氢脆倾向。具体地，所得高强度热浸镀钢带具有至少900mpa的抗拉强度rm和至少8％的均匀伸长率ag。

22、根据本发明方法的另一优选实施方案，在最后的方法步骤期间或之后以最大2％的轧制程度对热浸镀钢带进行平整，其中，通过平整使rp0.2屈服强度增加至少20mpa。

23、最后，在根据本发明的方法中，有利地规定，在热轧钢带中，ti含量为至少0.005重量％，n含量为最多0.008重量％，al含量为最多0.50重量％；并且在板坯中在再加热前在至少100mm2的测量面积上，以及在高强度热浸镀钢带中至少20mm2的测量面积上，直径>0.96μm的tin和tialn颗粒的面积比例之和为至少1μm2/mm2。

24、较高的铝含量(如在根据本发明的钢中所使用的)在连铸过程中或者在连铸紧后面在初级晶界处会形成有害的板状aln，这使得板坯易于开裂(所谓的aln脆化)。发现根据本发明的钢中这些有害的aln沉淀物的数量可以通过tin和tialn沉淀物来减少，tin和tialn沉淀物对于开裂倾向并不重要。tin有时在熔体中已经形成，从而在氮与al反应形成aln之前与氮结合。为了降低所用板坯的开裂倾向，在有利的实施方案中，根据本发明的钢包含在板坯中在再加热前在至少100mm2的测量面积上直径>0.96μm的tin和tialn沉淀物的面积比例之和为至少1μm2/mm2的。由于tin和tialn在随后的退火过程中不再溶解，因此在高强度热浸镀钢带中仍然可以检测到它们。tin和tialn的比例可以使用能量色散x射线光谱(edx)进行定量测定。测量颗粒中元素的原子％含量和颗粒的面积ap，由此作为√(4ap/π)得出直径。颗粒中元素的浓度(元素n、o、f、na、mg、al、si、s、k、ca、ti、v、cr、mn、zn、zr、nb和pb)由总量100原子％扣除元素fe和c的总含量得出。tin的特点是颗粒中原子％浓度最高和第二高的元素来自[ti,n]组，此外ti和n的含量均>5原子％，且al含量<5原子％。对于tialn，颗粒中原子％浓度最高和第二高的元素来自[n、al、ti]组，并且ti、al和n的含量均>5原子％。

25、具有由组织转变造成的塑性并具有铁素体、马氏体、贝氏体、残余奥氏体组织的高强度热浸镀钢带的生产通常如下进行：

26、(i)由具有根据本发明的钢化学组成的板坯生产不同厚度(通常为1.7mm至6mm)的热轧带材，其在热轧之前必须重新加热至>1200℃的温度以溶解nb。热轧的最终轧制温度为860至960℃，通常>900℃，以避免热机械轧制和结构不均匀性。卷取温度可以为420至750℃，通常>600℃，以获得主要为铁素体-珠光体的热轧带材组织。

27、(ii)将热轧带钢进行酸洗和任选的在最高保持温度400℃至700℃进行罩式退火，退火时间为12小时至6天，退火时间包括加热和冷却至室温的时间。如果热轧带材在<600℃的温度下卷取，则可优先进行罩式退火，以降低冷轧过程中的阻力。在本发明的上下文中，室温或环境温度应理解为是指10至40℃、优选15至25℃之间的温度。任选地将热轧带材冷轧成厚度通常为0.5毫米至2.5毫米的冷轧带材或称为薄板。

28、(iii)在冷轧或热轧钢带的连续热浸镀意义上在750至950℃，优选>800℃温度的连续退火，以设定高奥氏体化程度。

29、(iv)首先在缓慢冷却系统段(所谓的缓慢冷却段)中缓慢冷却至620至760℃、优选650至730℃的中间温度，以形成铁素体。除了残余奥氏体之外，铁素体作为塑性相，有助于钢带更高的延展性。必须如此选择中间温度，以使最终组织含有至少10％的铁素体。由于根据本发明的钢的高c和mn含量，淬透性提高到这样的程度，使得在预先几乎完全奥氏体化以及在缓慢冷却段中较高的加工速度或较高的冷却速率情况下，当合金化<100ppm的nb时，在缓慢冷却段的区域中仅不充分地形成铁素体。通过在根据本发明的钢中与nb合金化，即使在缓慢冷却段中较高的加工速度或由此产生的高冷却速率(例如4k/s)下，也可以在缓慢冷却段的区域中形成铁素体。因此，nb含量至少为100ppm nb是强制性需要的，并且允许系统配置具有短区段的缓慢冷却段或高加工速度，以提高产量。

30、(v)其次在快速冷却系统段中从中间温度快速冷却到200℃至450℃、特别是280℃至450℃的冷却停止温度。维持在200℃至450℃、特别是280℃至450℃的过时效温度，优选大约等于冷却停止温度，由此残余奥氏体中的碳浓度增加并且残余奥氏体在即使在室温下，也在最终组织中保持稳定。大致相同的冷却停止温度和过时效温度的优点在于使用热镀锌系统，该系统在达到冷却停止温度紧后面无需再加热单元。这允许利用不同的系统配置灵活地生产根据本发明的钢。较低的冷却停止温度和过时效温度通常会导致较高的强度，但会牺牲残余奥氏体含量。就此而言，发现根据本发明的钢在>100ppm、特别是200-600ppm的较高nb含量和在≤400℃，特别是≤350℃的低冷却停止温度和相同的过时效温度情况下，仍然可以设定高残余奥氏体含量，这在没有nb的情况下是不可能的。此外，不同冷却停止温度下可达到的残余奥氏体含量在较高的nb含量下适配，并且在由组织转变造成的塑性意义上能够实现更大的工艺窗口和一致的技术性能。≤400℃，特别是≤350℃的低冷却停止温度对于形成回火马氏体并设定相关的更高屈服强度以及允许来自生产过程的有害氢在保持在该温度时扩散出钢中也是有利的。在>450℃的过高冷却停止温度情况下，马氏体转变仅在热浸镀之后发生并且氢被热浸镀层锁住。<200℃的过低冷却停止温度和过时效温度也会导致氢被锁住，因为氢的扩散在低温下受到抑制。<200℃的过低冷却停止温度还会导致回火马氏体比例过高，从而导致钢带的屈强比过高，并且需要非常高的冷却功率。因此，最小冷却停止温度和过时效温度为200℃，优选为280℃，以设定贝氏体和回火马氏体的最佳比例并使得氢能够从钢带中扩散出来。

31、(vi)必要时，将钢带再加热，并在380℃至500℃的温度下进行热浸镀精整。热浸镀精整步骤是根据本发明的钢的生产方法的组成部分，这是因为在此期间不仅在钢表面施加热浸镀层，而且通过该步骤中的温度处理也影响热浸镀钢带的最终技术参数。如果在钢带再加热之前在组织中已经形成马氏体，则该马氏体在热浸镀精整过程中被回火，因此被称为回火马氏体。

32、(vii)然后将涂覆的钢带冷却至环境温度。在最终冷却至环境温度期间，未充分稳定的奥氏体转变为马氏体(新鲜马氏体)。剩余的奥氏体称为残余奥氏体。任选地对涂覆的钢带进行平整和/或拉伸弯曲矫直(streckbiegerichten)，以便最终设定rp0.2屈服强度。

33、根据本发明钢带的合金概念和加工旨在实现>900mpa的高抗拉强度和>8体积％的残余奥氏体含量，以保证优异的可成形性。根据本发明的钢带的组织由8体积％-16体积％的残余奥氏体、>10体积％且<40体积％的铁素体、至少50体积％的贝氏体、回火马氏体和新鲜马氏体的总和组成；其中在一个优选实施方案中，贝氏体和新鲜马氏体的总量多于回火马氏体。为组织成分给出的铁素体、贝氏体和马氏体的百分比数据是在垂直于轧制表面的纵向截面上测定的，并基于面积比例(由钢板法线和轧制方向撑出的表面)，通常也被视为体积比例。此外，组织比例基于厚度的1/4位置。

34、残余奥氏体含量可以通过使用磁轭的磁感应法来测量。或者，也可以使用x射线衍射或电子背散射衍射(electron backscatter diffraction-ebsd)对电解抛光样品测定残余奥氏体的比例。

35、由于其形成机制，新鲜马氏体具有高位错密度和高硬度。在电子背散射衍射中，这些区域在菊池带对比度中比其他组织成分更暗，这是因为衍射条件被扰动的晶格破坏了。由此，可以定量测定新鲜马氏体的比例。或者，可以使用基于样品冷却时体积变化的膨胀测定法来确定新鲜马氏体的形成。

36、本发明还涉及一种具有由组织转变造成的塑性的高强度热浸镀钢带，其特别是通过上述方法生产，所述高强度热浸镀钢带组成为以下重量％的元素：c：0.15至0.205；mn：1.9至2.6；al：0.2至0.7；si：0.5至0.9；cr：0.2至0.5；nb：0.01至0.06；mo：<0.15；b：≤0.001；p：≤0.02；s：≤0.005，以及任选的一种或多种以下重量％的元素：ti：0.005至0.060；v：0.001至0.060；n：0.0001至0.016；ni：0.01至0.5、cu：0.01至0.3，余量的铁、包括常见的与钢伴生元素。对于值μ＝4.5×([si]+0.9×[al]+[cr])+200×[nb]，其中[si]、[al]、[cr]和[nb]为相应元素的重量％比例，满足8≤μ≤16，其中钢带的抗拉强度rm和均匀伸长率ag的乘积大于8000mpa％，特别是大于9000mpa％，并且特别有利地为9900至13000mpa％。

37、对于实际钢带的钢，优选其组成为以下重量％的元素：c：0.15至0.205；mn：1.90至2.60；al：0.20至0.70；si：0.50至0.90；cr：0.20至0.50；nb：0.0100至0.0600；mo：<0.15；b：≤0.0010；p：≤0.02；s：≤0.005，以及任选的一种或多种以下重量％的元素：ti：0.005至0.060；v：0.001至0.060；n：0.0001至0.016；ni：0.01至0.5和cu：0.01至0.3；余量的铁，包括常见的钢伴生元素。对于值μ＝4.5×([si]+0.9×[al]+[cr])+200×[nb]，其中[si]、[al]、[cr]和[nb]为相应元素的重量％比例，满足8.0≤μ≤16.0。在该钢带组成数据情况下，所选择的限值在其精度方面被更精确地指定。

38、与用于生产高强度热浸镀钢带的方法相关提及的优选实施方案也应类似地适用于高强度热浸镀钢带。例如，对于实际钢带的钢，特别规定该钢带中的c含量为至少0.16重量％，即c含量以重量％计在0.16至0.205的范围。

39、通过热浸镀/热镀锌形成的涂层例如是由锌或锌合金例如锌-铝或锌-铝-镁制成的涂层。这种涂层是众所周知的并且这里将不再进一步讨论。与本发明有关的关于高强度热浸镀钢带的组成和组织的数据仅涉及用作涂层基材的实际钢带。

40、根据本发明的高强度热浸镀钢带的一个优选实施方案，相对于基于错误取向角>15°的大角度晶界的整个晶界面积，与60°<111>的∑3取向关系最大偏差为10°的特殊∑3晶界的面积比例小于整个晶界的30％。

41、此外，有利的是，高强度热浸镀钢带具有＜0.87的屈强比rp0.2/rm并且具有≥25mpa的烘烤硬化值bh2。

42、根据本发明的高强度热浸镀钢带的另一优选实施方案，实际钢带的组织至少具有以下成分：8-16体积％的残余奥氏体，>10体积％且<40体积％的铁素体，至少50体积％的贝氏体、回火马氏体和新鲜马氏体的总和。在此，“实际钢带”是指作为涂层基材的钢带。

43、根据本发明的高强度热浸镀钢带的又一优选实施方案，实际钢带的组织具有以下特性中的至少两种：

44、-贝氏体和新鲜马氏体的体积％比例总计之和大于回火马氏体的体积％比例，

45、-贝氏体中粒状贝氏体的体积％比例高于下贝氏体的体积％比例，以及

46、-整个组织中存在至少2体积％的新鲜马氏体比例。

47、下面更详细地描述根据本发明的具有由组织转变造成的塑性的高强度钢带中的元素的影响。伴生元素是不可避免的，并且在必要时在分析概念中考虑它们的影响。

48、伴生元素是铁矿石中已经存在的元素或生产引起的进入钢中的元素。由于它们主要产生负面影响，因此它们通常是不受欢迎的。人们已尝试将它们消除到可容忍的含量或将它们转化为危害较小的形式。

49、氮(n)是来自钢铁生产的伴生元素。含有游离氮的钢往往具有强的时效作用。即使在低温下，氮也会扩散至位错并阻止它们。这会导致强度增加，伴随着韧性迅速丧失。通过以合金化方式添加铝或钛，氮会以氮化物的形式结合。由于上述原因，任选的氮含量被限制为≤0.016重量％或钢生产中不可避免的量。特别地，最大0.008重量％的氮含量是有利的，以避免有害的aln沉淀物。

50、与磷一样，硫(s)作为微量元素结合在铁矿石中。它在钢中(除易切削钢外)是不受欢迎的，因为它往往强烈偏析并且具有强的脆化作用。因此，人们已尝试在熔体中实现尽可能低的硫含量(例如通过深真空处理)。此外，通过添加锰，存在的硫被转化为相对无害的化合物硫化锰(mns)。硫化锰通常在轧制过程中呈线状轧出，并充当转变的晶核位置。特别是在扩散控制转变的情况下，这导致线状凸起的组织，并且在线条强烈凸起情况下，则可能导致机械性能恶化(例如凸起的马氏体线而不是分布的马氏体岛、各向异性材料行为、降低的断裂伸长率)。由于上述原因，硫含量被限制在≤0.005重量％或钢生产中不可避免的量。

51、磷(p)是来自铁矿石的微量元素，作为替代原子溶解在铁晶格中。磷通过固溶体固化(mischkristallverfestigung)提高硬度并改善淬透性。然而，通常尝试尽可能地降低磷含量，这是因为尤其由于其低扩散速率，磷强烈偏析并大大降低韧性。由于磷在晶界处的积聚而发生晶界断裂。此外，磷使从韧性到脆性的转变温度提高到直至300℃。热轧过程中，晶界上靠近表面的磷氧化物会引起断裂。通过合金化添加少量硼能部分补偿磷的负面影响。猜测硼增加晶界凝聚力并减少晶界处的磷偏析。然而，在某些钢中，由于其成本低且强度增加高，因此以少量(<0.1％)作为微合金化元素使用，例如在较高强度的if钢(无间隙原子)中。由于上述原因，磷含量限制在≤0.02％或钢生产中不可避免的量。

52、通常会在钢中添加合金化元素，以有针对性影响某些性能。合金化元素可以影响不同钢的不同性能。联系是多样且复杂的。下面将更详细地讨论合金化元素的作用。

53、碳(c)被认为是钢中最重要的合金化元素。通过有针对性地引入至多2.06％的碳含量，铁才能变成钢。在钢生产过程中，碳含量通常会大幅降低。由于其原子半径相对较小，碳以填隙方式溶解在铁晶格中。在α-铁中溶解度最大为0.02％，在γ-铁中溶解度最大为2.06％。溶解形式的碳显著提高钢的淬透性。由于溶解度不同，相变过程中需要明显的扩散过程，这可能导致非常不同的动力学条件。此外，碳增加了奥氏体的热力学稳定性，这在相图中通过奥氏体区域向较低温度的扩展而显示，并且使得可以在室温下稳定组织中较高含量的残余奥氏体。随着马氏体中强制溶解的碳含量增加，晶格畸变增加，结果，无扩散产生的相的强度增加。为了保证足够的强度和残余奥氏体含量，最小c含量设定为0.15重量％。0.16重量％的最小c含量对于伸长率特别有利，由此增加了残余奥氏体中的c含量并使其更加稳定。由于nb的溶解度以及因此的有效性随着c含量的增加而降低，因此根据本发明的钢中的最大c含量被限制为0.205重量％。过高的碳含量通常也被证明在焊接性和液态金属脆化方面是不利的。

54、通常将铝(al)以合金化方式添加到钢中以结合溶解在铁中的氧和氮。氧和氮由此转化为氧化铝和氮化铝。这些沉淀物可以通过增加晶核位点的数量来细化晶粒，从而提高韧性和强度值。在溶解状态，像硅一样，铝将铁素体的形成推移至更短的时间，从而能够形成足够量的铁素体。它还抑制碳化物的形成，从而导致奥氏体的延迟转变。因此，al也被用作残余奥氏体钢中的合金化元素，以用铝代替部分硅。采用这种操作方式的原因是，与si相比，al对镀锌反应的危害性不那么大。然而，al可能会损害连铸中的热延展性或铸造性。al还会导致ac3转变温度出现不合意的升高。因此，al含量限制为0.2重量％至最大0.7重量％，特别是0.20重量％至最大0.70重量％。特别地，al含量可以限制为最大0.5重量％，特别是0.50重量％，以避免有害的aln沉淀物，其可导致aln脆化。

55、硅(si)通过固溶体固化提高铁素体的强度和屈强比，同时仅略微降低断裂伸长率。另一个重要的作用是硅将铁素体的形成推移至更短的时间，从而允许铁素体在淬火之前形成。通过铁素体的形成，奥氏体富碳化并稳定化。在较高含量下，硅通过阻碍碳化物形成，在较低温度范围内显著稳定奥氏体，特别是在贝氏体形成区域显著稳定奥氏体。在热轧过程中，在高硅含量情况下，会形成强烈粘附的氧化皮，这会损害进一步的加工。在连续镀锌过程中，硅在退火过程中会扩散到表面并单独或与锰一起形成膜状氧化物。当钢带浸入锌熔体时，这些氧化物会通过损害镀锌反应(铁溶解和抑制层的形成)损害可镀锌性。这表现在锌附着力差和未镀锌区域。然而，通过调整退火气体中的水分含量的合适的炉操作和/或通过低si/mn比和/或通过使用中等量的硅，仍能确保钢带的可镀锌性和好的锌附着力。由于上述原因，最小si含量设定为0.50重量％，最大si含量设定为0.90重量％。

56、几乎所有钢中都添加锰(mn)进行脱硫，以将有害的硫转化为硫化锰。此外，锰通过固溶体固化提高铁素体的强度，并将转变推移到更低的温度。合金化添加锰的一个主要原因是显著改善淬透性。由于扩散阻碍，珠光体转变和贝氏体转变被推移至更长时间，马氏体起始温度降低。与硅一样，锰在退火处理过程中往往在钢表面形成氧化物。根据退火参数和其他合金化元素(特别是si和al)的含量，可能会产生锰氧化物(例如mno)和/或mn混合氧化物(例如mn2sio4)。然而，当si/mn或al/mn比率较低时，锰被认为危害性较低，因为更容易形成球状氧化物而不是氧化物膜。然而，高锰含量会对锌层的外观和锌的附着力产生负面影响。因此，将mn含量设定为1.9重量％至2.6重量％，特别是1.90重量％至2.60重量％，优选仅至多2.40重量％，以避免mn线状物。

57、铬(cr)：通过添加铬主要改善淬透性。在溶解状态下，铬将珠光体转变和贝氏体转变推移至更长的时间，同时降低马氏体起始温度。另一个重要的作用是，铬显著增加了回火阻力，因此在锌浴中几乎没有强度损失。铬也是碳化物形成剂。如果铬以碳化物形式存在，则在硬化之前必须选择足够高的奥氏体化温度，以溶解碳化铬。否则，晶核数量的增加会导致淬透性变差。在退火处理过程中，铬还容易在钢表面形成氧化物，从而降低镀锌品质。因此，cr含量被设定为0.2至0.5重量％、特别是0.20至0.50重量％的值。

58、钼(mo)：钼的添加方式与铬类似地进行，以改善淬透性。珠光体和贝氏体转变被推移至更长的时间，并且马氏体起始温度降低。钼还显著增加了回火阻力，因此在锌浴中预计不会损失强度，并且通过固溶体固化导致铁素体强度增加。mo含量的添加取决于尺寸、系统配置和组织设置。然而，通过减缓c扩散，mo还可以抵消残余奥氏体中碳的富集。高mo含量还会导致热轧带材强度高，这对可冷轧性产生负面影响。由于这些原因，mo含量设定为最多0.15重量％。

59、铜(cu)：添加铜可以提高抗拉强度和淬透性。当与镍、铬和磷组合时，铜可以在表面形成保护性氧化层，其可以显著降低腐蚀速率。铜与氧结合会在晶界处形成有害的氧化物，这会产生负面影响，特别是对于热成型工艺。因此，任选的铜含量限制为0.01至0.3重量％。

60、镍(ni)：通过镍可以提高抗拉强度和淬透性。然而，与氧结合，镍会在晶界处形成有害的氧化物，这会产生负面影响，特别是对于热成型工艺。因此，任选的镍含量限制为0.01至0.5重量％。

61、微合金化元素通常仅以非常少量(<0.1％)添加。与合金化元素相反，它们主要通过形成沉淀物起作用，但溶解状态下也会影响性能。尽管添加量很少，但微合金化元素对生产条件以及加工性能和最终性能有很大影响。作为微合金化元素通常使用可溶于铁晶格的碳化物形成剂和氮化物形成剂。由于氮化物和碳化物彼此完全溶解，也可能形成碳氮化物。形成氧化物和硫化物的倾向通常在微合金化元素中最为明显，但通常由于其他合金化元素而被有针对性阻止。通过能结合通常有害的元素硫和氧，可以积极地利用这一特性。然而，如果由此不再有足够的微合金化元素可用于形成碳化物，这种结合也会产生负面影响。典型的微合金化元素是钒、钛、铌和硼。这些元素可以溶解在铁晶格中并与碳和氮形成碳化物或氮化物。

62、即使在高温下，钛(ti)也会形成非常稳定的氮化物(tin)和硫化物(tis2)。根据氮含量，其仅部分溶解在熔体中。如果生成的沉淀物不随炉渣一起去除，则由于形成温度高，它们会在材料中形成粗颗粒，这通常不利于机械性能。通过结合游离氮和氧对韧性产生积极影响。钛由此保护其他溶解的微合金化元素(例如铌)免受氮的结合。然后这些微合金化元素可以最佳地发挥其效果。钛还具有防止有害的aln沉淀物的支持作用，由于相对高的al含量，该aln沉淀物可导致根据本发明的钢中的aln脆化。未结合的钛在从1150℃往上的温度形成碳化钛，从而可导致晶粒细化(抑制奥氏体晶粒生长、通过延迟再结晶和/或在α-/γ-转变过程中增加晶核数量来细化晶粒)以及沉淀硬化。因此，任选的ti含量为0.005至0.060重量％的值。

63、铌(nb)通常会引起强烈的晶粒细化，这是因为它是所有微合金化元素中延迟再结晶和抑制奥氏体晶粒生长最有效的。铌的另一个作用是延迟α-/γ-转变并降低溶解状态下的马氏体起始温度。原则上，铌的合金化受限于达到其溶解度极限。虽然这限制了沉淀物的量，但如果超过，则会导致具有相当粗颗粒的早期沉淀物形成。因此，沉淀硬化对于低碳含量钢(可能存在更大的过饱和度)和热成型方法(变形引起的沉淀)特别有效。如上所述，发现在根据本发明的热浸镀钢带的情况下，可以通过nb来稳定较高含量的残余奥氏体。nb在本发明的钢中的特别作用在下文中详细解释。因此，nb含量限制为0.01至0.06重量％，特别是0.0100至0.0600重量％，并且从0.0200重量％的含量起在本发明中特别有效，甚至更有利的是从0.0300重量％起。因此nb在本发明中不是任选的，而是必须合金化的。

64、钒(v)：钒在超过约1000℃的温度或者在α/γ-转变之后才开始形成碳化物和氮化物，即明显晚于钛和铌。因此，由于奥氏体中存在的沉淀物数量较少，钒几乎没有细化晶粒的作用。奥氏体晶粒生长也不受碳化钒后期才发生的沉淀的阻碍。因此，强度增加效果几乎完全基于沉淀硬化。溶解形式的钒也起到转变延迟作用。钒的优点是在奥氏体中的溶解度高，并且由于沉淀温度低而导致细小沉淀物的体积比例高。因此，任选的v含量限制在0.001至0.060重量％的值。

65、硼(b)与氮和碳形成氮化物或碳化物；然而，通常这不是力争实现的。一方面，由于溶解度低，仅形成少量沉淀物，另一方面，这些沉淀物大部分沉淀在晶界处。没有实现表面硬度增加(例外情况是在工件边缘区域形成feb和fe2b的渗硼)。为了防止氮化物形成，通常尝试将氮与更高亲和力的元素结合。钛尤其可以确保所有氮的结合。极少量的溶解形式的硼显著提高深度淬透性。硼的作用机制可以这样描述：当温度控制得当时，硼原子在晶界上积聚，并通过降低晶界能，在此处使能够生长的铁素体晶核的形成变得显著困难。就温度控制而言，必须注意确保硼主要以原子形式分布在晶界中，并且不会因温度过高而以沉淀物的形式存在。硼的有效性随着晶粒尺寸的增加和碳含量(>0.8％)的增加而降低。含量高于60ppm还会导致淬透性降低，这是因为碳化硼会在晶界上充当晶核。硼由于其原子直径小而扩散得非常好，并且与氧具有非常高的亲和力，这可以导致靠近表面区域(直至0.5毫米)的硼含量减少。就此而言，不建议在高于1000℃的温度下进行退火。此外推荐这样做，这是因为在高于1000℃的退火温度下，硼会导致严重的粗晶粒形成。硼对于锌连续热浸镀精整过程来说是极具危害性的元素，因为即使以极少量单独使用或与锰一起使用，也会在退火处理过程中在钢表面形成膜状氧化物。这些氧化物使带材表面钝化并阻止镀锌反应(铁溶解和抑制层的形成)。是否形成膜状氧化物取决于游离硼和锰的量以及所使用的退火参数(例如退火气体中的水分含量、退火温度、退火时间)。较高的锰含量和长的退火时间往往会导致球状和危害性较低的氧化物。通过增加退火气体中的水分含量，还可以减少钢材表面的含硼氧化物的量。由于上述原因，b含量保持尽可能低，并限制在最高0.0010重量％的值。

66、参比钢和根据本发明的实施例钢的合金组成的比较在表1中示出。各组成基于实际钢带的最终产品，即用于涂覆的基材。

67、

68、

69、表2包括为具有热浸镀的连续退火方法步骤中不同退火循环的方法参数，其中设置了技术参数(纵向/轧制方向)。

70、

71、表2：连续退火的方法参数

72、表2中注明了以下参数：

73、tan：退火温度

74、tan：退火时间

75、tm：中间温度

76、cr1：从tan冷却到tm期间的平均冷却速率

77、tq：冷却停止温度

78、toa：过时效温度

79、cr1：从tm冷却到tq期间的平均冷却速率

80、toa：在toa的保持时间

81、thd：热浸镀精整温度

82、cr3：热浸镀精整后的平均冷却速率

83、不同退火循环的各钢相应的技术参数和组织组成汇总在表3中。

84、

85、表3中注明了以下参数：

86、rm：抗拉强度

87、rp0.20：平整前屈服强度

88、rp0.20/rm：平整前屈强比

89、ag：均匀伸长率

90、ra：组织中残余奥氏体的比例

91、*ag测定为过低(非标准断裂)

92、新鲜马氏体和回火马氏体在此处被缩写为“新鲜m”和“回火m”。

93、为了测定技术参数，根据din en iso 6892-1:2020-06对测量长度为80mm的样品进行拉伸试验，所述长度沿轧制方向采集。

94、参比钢a具有所需的si、al和cr含量，但未与nb合金化，不满足μ＝4.5×(si+0.9al+cr)+200×nb>8的前提条件。在该钢情况下，特别是在低冷却停止温度tq情况下，不能设定足够水平的残余奥氏体(>8体积％)和铁素体(>10体积％)含量。

95、根据本发明的钢b至g、i、j具有与a相当的si、al和cr含量，并且另外与nb合金化，其中nb含量为130至410ppm。对于这些钢，μ>8。这些钢的特征还在于si+0.9×al的含量<1重量％。在这些钢情况下，可以实现高的>8体积％的残余奥氏体和>10体积％的铁素体含量。对于所有退火循环，rmxag足够高，>8000mpa％。特别是，μ>10的钢c至f在所有循环中均表现出非常高的>9000mpa％的抗拉强度和均匀伸长率的乘积rm×ag。

96、钢e以410ppm的最高nb含量，μ＝13.8，稳定化最高的残余奥氏体含量。因此，该钢的rm也达到了最高的rm×ag值。对于这种钢，在具有相应不同冷却停止温度的所有退火循环中，所达到的抗拉强度和残余奥氏体含量几乎相同，这在大工业生产中被证明在工艺稳定性和工艺波动方面是有利的。特别地，残余奥氏体含量在13.7％、13.8％和13.3％情况下在315℃至450℃冷却停止温度范围(退火循环ia、ii和iii)出乎意料地稳定，并且能够实现一致的由组织转变造成的塑性。即使在290℃和260℃的更低冷却停止温度下，在足够高的nb含量和μ＝12.8的情况下，rm×ag也可能达到非常高的值(u钢，退火循环id和ie)。

97、参比钢h也用nb合金化，但c含量>0.205重量％，这被认为在可焊性和lme(液态金属脆化)方面是不利的。另外，由于c含量过高，深度淬透性增加到这样的程度，以至于在缓慢冷却段中不能形成足够量的铁素体(>10体积％)。

98、参比钢k的al含量过高，>0.7。因此，该钢在连续热镀锌意义上的连续退火期间不能确保充分的奥氏体化。

99、参比钢l不满足μ＝4.5×(si+0.9al+cr)+200×nb>8的前提条件。在该钢情况下，无法在组织中产生足够量的残余奥氏体。退火循环ia的抗拉强度也太低(<900mpa)。

100、与根据本发明的钢不同，参比钢m和n与>0.15重量％的mo合金化。在这些钢中，不能稳定足够高的残余奥氏体含量，这是因为mo极大地减慢了碳的扩散并抵消了c对残余奥氏体的富集。由于轧制力高和高的边缘裂纹倾向，这些钢也不适合冷轧。因此，根据本发明的钢的mo含量被限制为<0.15重量％。

101、根据本发明的钢o和p具有比根据本发明的钢b至f、g、i、j更高的si含量。对于这些钢，满足si+0.9×al＜1.2重量％。对于钢o和钢p，达到了足够的残余奥氏体含量和所需的技术参数。

102、参比钢q至s是典型的复杂相钢，在平整前在组织中具有常见的低残余奥氏体含量(<5体积％)。对于这些钢，满足μ<6和rm×ag远低于8000mpa％。

103、参比钢t低于根据本发明的实施方案所需的>0.2重量％的al含量，并且未达到所需的残余奥氏体比例。