冷轧退火钢板及制造方法

本发明涉及具有高强度、优良的延展性和成形性以及优良的扩孔率的冷轧退火钢板。本发明还涉及用于制造这种冷轧退火钢板的方法。

“双相”钢已经经历了重大发展，这是由于“双相”钢因其显微组织而结合了高强度和高可拉拔性，在其显微结构中，硬马氏体或贝氏体相分散在软铁素体基体中。

特别地，这些钢在成形之前具有与它们的抗拉强度相比相对较低的屈服强度。因此，这些钢在成形操作期间表现出非常有利的屈服比(屈服强度/抗拉强度的比率)。

它们的应变淬透性非常高，这允许在成形之后的零件上获得明显更高的屈服强度并且在碰撞的情况下获得良好的变形分布。因此，可以生产与常规钢一样复杂但具有较高机械特性的零件，使得可以满足与常规钢相同的功能规格，然而厚度有所降低。因此，这些钢对车辆轻量化和安全要求提供了有效的响应。

特别地，由于其高能量吸收能力和疲劳强度，因此双相钢特别适用于生产汽车结构零件和安全零件，比如纵梁、横向构件和加强件。

具有复杂性增加的形状的汽车零件的发展已经导致对具有非常高的延展性和成形性、特别是非常高的可拉拔性以及至少780MPa的高抗拉强度的钢的需求增加。

为了确保高延展性和高可拉拔性，除了至少780MPa、高至900MPa的抗拉强度之外，还期望在任何回火轧制操作之前的至少350MPa但不超过450MPa的屈服强度(以及在回火轧制——如果进行的话——之后的至少450MPa但不超过550MPa的屈服强度)、至少15％的总延伸率以及至少35％的扩孔率。

抗拉强度TS和总延伸率TE根据于2009年10月出版的ISO标准ISO6892-1来测量。必须强调的是，由于测量方法的差异，特别是由于所使用的试样的几何形状的差异，根据ISO6892-1标准的总延伸率TE的值是非常不同的并且特别地低于根据JIS Z 2241标准的总延伸率的值。

此外，通过回火轧制来提高屈服强度，使得未经受任何回火轧制的冷轧板材的屈服强度的值与已经经受回火轧制的钢板的屈服强度的值没有可比性。

在此方面，必须注意的是，已经经受回火轧制的钢板与未经受回火轧制的钢板明显不同并且能够被识别。实际上，回火轧制对板材的表面特性有影响，特别是对板材的表面处的加工硬化和残余应变有明显且公认的影响。此外，回火轧制在板材的表面上留下呈具有明显形状的粗糙凹坑的形式的可辨认的独特痕迹。这些痕迹可以使用电子显微镜容易地看到。

扩孔率HER根据ISO标准16630：2009来测量。由于测量方法的差异，根据ISO标准16630：2009的扩孔率HER的值是非常不同的并且与根据JFS T 1001(日本钢铁联合会标准)的扩孔率λ的值没有可比性。

扩孔率评估钢的孔凸缘的可拉伸性。

通常，高的扩孔率值与高的屈服比值(等于屈服强度除以抗拉强度)相关联，并且因此，对于给定的抗拉强度而言，高的扩孔率值与高的屈服强度值相关联。实际上，高的扩孔率值特别地是由钢的显微组织的各成分之间的低的强度差异造成的。然而，钢的显微组织的各成分之间的低的强度差异导致高的屈服比。

因此，具有至少780MPa的抗拉强度和高扩孔率的钢板在任何回火轧制之前通常将具有高于450MPa、甚至高于500MPa的屈服强度，从而导致在回火轧制之后具有高于550MPa、或者甚至高于600MPa的屈服强度。相比之下，具有至少780MPa的抗拉强度和至多450MPa的屈服强度的钢板在回火轧制之前将具有低扩孔率。

因此，仍然期望生产一种下述冷轧钢板：该冷轧钢板具有780MPa至900MPa的抗拉强度、在任何回火轧制之前的350MPa至450MPa的屈服强度(以及在回火轧制——如果进行的话——之后的450MPa至550MPa的屈服强度)、至少15％的总延伸率以及至少35％的扩孔率。

因此，本发明的一个目的是提供一种具有下述各者的钢板以及一种用于制造该钢板的方法：780MPa至900MPa的抗拉强度、在任何回火轧制操作之前为350MPa至450MPa的屈服强度(并且如果进行回火轧制的话，在回火轧制之后为450MPa至550MPa的屈服强度)、至少15％的总延伸率以及至少35％的扩孔率。

此外，如下面进一步详细解释的，发明人已经发现的是，调整钢的组成以获得这些特性是不够的，因为应用于具有如此设计的组成的钢的已知制造方法导致机械特性在板材的纵向方向和横向方向上的显著不均匀性。

因此，优选地，本发明还旨在提供一种具有上述特性的钢板，使得这些特性在整个板材上是均匀的，并且本发明还旨在提供一种用于制造这种钢板的方法。

此外，在给定的生产线上，扩孔率通常随着板材厚度的增加而降低。因此，本发明还旨在提供一种用于制造在从0.7mm到2.3mm的较宽范围的板材厚度上、例如在至少1.5mm或至少2.0mm的板材厚度上具有上述机械特性的冷轧钢板。

为此，本发明涉及一种冷轧退火钢板，该冷轧退火钢板具有按重量百分比计包含下述各者的组成，并且优选地，该组成由下述各者组成：

0.060％≤C≤0.085％

1.8％≤Mn≤2.0％

0.4％≤Cr≤0.6％

0.1％≤Si≤0.5％

0.010％≤Nb≤0.025％

3.42N≤Ti≤0.035％

0≤Mo≤0.030％

0.020％≤Al≤0.060％

0.0012％≤B≤0.0030％

S≤0.005％

P≤0.050％

0.002％≤N≤0.007％

以及可选的0.0005％≤Ca≤0.005％，

该组成的剩余部分是铁和冶炼产生的不可避免的杂质，按表面分数计，该冷轧退火钢板具有由下述各者组成的显微组织：

-34％至80％的贝氏体，

-10％至16％的马氏体，以及

-10％至50％的铁素体，其中，未再结晶铁素体相对于整个组织的表面分数为小于30％；

马氏体由自回火马氏体和新鲜马氏体组成，自回火马氏体相对于整个组织的表面分数为4％至10％。

优选地，贝氏体是含有低碳化物的贝氏体，含有低碳化物的贝氏体每100μm

在实施方案中，冷轧退火钢板未经回火轧制，该冷轧退火钢板具有780MPa至900MPa的抗拉强度TS、350MPa至450MPa的屈服强度YS、至少15％的总延伸率TE以及根据ISO标准16630：2009测量的至少35％的扩孔率HER。

在另一实施方案中，冷轧退火钢板是经回火轧制的板材，该冷轧退火钢板具有780MPa至900MPa的抗拉强度TS、450MPa至550MPa的屈服强度YS、至少15％的总延伸率TE以及根据ISO标准16630：2009测量的至少35％的扩孔率HER。

通常，冷轧退火钢板具有0.7mm至2.3mm的厚度，例如具有至少2.0mm的厚度。

优选地，冷轧退火钢板在轧制方向上具有至少500m的长度，并且冷轧退火钢板的最高抗拉强度区域与最低抗拉强度区域之间的抗拉强度的差异为最高抗拉强度区域的抗拉强度的至多7％。

在实施方案中，冷轧退火钢板包含通过连续浸涂获得的锌涂层或锌合金涂层。

在另一实施方案中，冷轧退火钢板包含通过真空沉积获得的锌涂层或锌合金涂层。

本发明还涉及一种用于制造冷轧退火钢板的方法，该方法包括以下顺序步骤：

-提供由钢制成的半成品，所述钢具有按重量百分比计包含下述各者的组成，并且该组成优选地由下述各者组成：

0.060％≤C≤0.085％

1.8％≤Mn≤2.0％

0.4％≤Cr≤0.6％

0.1％≤Si≤0.5％

0.010％≤Nb≤0.025％

3.42N≤Ti≤0.035％

0≤Mo≤0.030％

0.020％≤Al≤0.060％

0.0012％≤B≤0.0030％

S≤0.005％

P≤0.050％

0.002％≤N≤0.007％

以及可选的0.0005％≤Ca≤0.005％，

该组成的剩余部分是铁和冶炼产生的不可避免的杂质，

-将所述半成品加热至高于或等于1200℃的温度T

-将热轧钢板以至少10℃/s的第一冷却速率V

-以至少40％的冷轧压下率对热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板，

-将冷轧钢板以到退火温度T

-将冷轧钢板以10℃/s至50℃/s的第二冷却速率V

-将冷轧钢板在440℃至480℃的温度范围内保持包括20s至500s的保持时间t

-将冷轧钢板以至少1℃/s的第三冷却速率V

优选地，退火时间t

在实施方案中，退火温度T

通常，按表面分数计，冷轧退火钢板具有由下述各者组成的显微组织：

-34％至80％的贝氏体，

-10％至16％的马氏体，以及

-10％至50％的铁素体，其中，未再结晶铁素体相对于整个组织的表面分数为小于30％；

马氏体由自回火马氏体和新鲜马氏体组成，自回火马氏体相对于整个组织的表面分数为4％至10％。

在实施方案中，在440℃至480℃的温度范围内进行的所述保持期间，冷轧钢板在低于或等于480℃的温度下在浴中进行热浸涂。

优选地，冷轧退火钢板涂覆有Zn或Zn合金。

在另一实施方案中，在冷却至环境温度之后，通过真空沉积进行锌涂层或锌合金涂层。

优选地，冷轧压下率为40％至80％。

在实施方案中，在冷却至环境温度之后，以0.1％至0.4％的回火轧制率对钢板进行回火轧制。

现在将参照附图详细地但是在不引入限制的情况下描述本发明，在附图中：

-图1是示出了未根据本发明的钢板的组织的显微照片；

-图2是示出了根据本发明的钢板的组织的显微照片。

贯穿本申请，Ac1表示加热时同素异形转变开始温度。

Ac1可以通过膨胀测定法来测量或者使用在《Darstellung der Umwandlungen für technische Anwendungen und

Ac1＝739-22*C-7*Mn+2*Si+14*Cr+13*Mo-13*Ni。

在该等式中，Ac1以摄氏度表示，并且C、Mn、Si、Cr、Mo和Ni表示以重量百分比表示的组成中的C、Mn、Si、Cr、Mo和Ni的含量。

此外，Ar3表示在冷却时奥氏体转变开始温度，T

温度Ar3和Ac3可以通过膨胀测定法来测量，或者使用本身已知的

此外，Mf表示马氏体结束温度、即在冷却时从奥氏体转变为马氏体的温度。Mf可以通过膨胀测定法来测量。

在下文中，钢的化学组成的元素的含量以重量百分比(或百万分率、即ppm)表示。

在钢的化学组成中，碳在显微组织的形成和机械性能中发挥作用。

碳含量为0.060％至0.085％，以用于确保至少780MPa的抗拉强度、在任何回火轧制之前的350MPa至450MPa(以及在回火轧制之后的450MPa至550MPa)的屈服强度以及至少35％的扩孔率。如果C含量低于0.060％，则抗拉强度不能达到780MPa。如果C含量高于0.085％，则在卷取期间形成过高分数的珠光体，从而导致不利于扩孔率的带状组织。此外，贝氏体包含过多量的碳化物，使得屈服强度可能超过450MPa(在回火轧制之前)并且总延伸率可能无法达到15％。优选地，C含量低于或等于0.075％。

添加至少1.8％的锰和至少0.4％的铬以提高钢的可淬火性，以便获得包含至少10％的马氏体并具有至少780MPa的抗拉强度的显微组织。

特别地，为了获得足够的可淬火性，Mn含量为至少1.8％。然而，如果Mn含量高于2.0％，则奥氏体的稳定化过于重要并且Ms温度太高，使得在从退火温度开始的冷却期间将形成过高的马氏体分数。因此，屈服强度将超过450MPa(在回火轧制之前)。此外，Mn含量高于2.0％导致不利于扩孔率的带状组织。因此，扩孔率无法达到35％。

与锰不同，铬在退火期间不会影响奥氏体的分数。因此，除了Mn之外，还添加铬以进一步提高钢的可淬火性，至少0.4％的Cr含量与至少1.8％的Mn含量一起提供足够的可淬火性以获得至少780MPa的抗拉强度。实际上，低于0.4％，自回火马氏体的分数可能不足，同时可能获得过高的铁素体分数。Cr高于0.6％，钢的可涂覆性降低并且添加成本过高。因此，Cr含量为至多0.6％。

在至少0.1％的含量中，硅提供了铁素体的硬化，因此降低了显微组织的组分之间的硬度差异并且增加了扩孔率。硅有利于形成含有低碳化物的贝氏体，即每100μm

钛和铌是根据本发明一起使用以提供析出硬化并且允许在将马氏体分数限制为至多16％的同时实现至少780MPa的抗拉强度的微合金元素。

在3.42*N至0.035％的含量中(N表示以重量百分比表示的钢中的N含量)，钛主要与氮和碳结合，从而以细氮化物和/或碳氮化物的形式析出，这允许对奥氏体晶粒尺寸进行控制。钛还对钢的可焊接性有积极影响。如果钛含量高于0.035％，则存在形成从液体状态析出的粗氮化钛的风险，这倾向于降低延展性并且在扩孔试验期间导致早期损坏，因此使扩孔率降低。

在这种含量中，钛确保氮以氮化物或碳氮化物的形式充分结合，使得硼呈游离形式并且可以在可淬透性中发挥有效作用。

在至少0.010％的含量中，铌对在接近临界转变范围的温度范围内退火期间形成细碳氮化铌从而导致析出硬化是非常有效的。此外，Nb使奥氏体晶粒细化，并且因此限制进一步用于卷取的热轧钢中的珠光体分数。如果Nb含量低于0.010％，则奥氏体晶粒尺寸将过大，使得最终组织将包含过多的自回火马氏体。因此，屈服强度将过大。然而，高于0.025％，铌在退火期间使铁素体的再结晶过度延迟，使得组织将包含多于30％的未再结晶铁素体，这使得不再能够实现目标扩孔率。

添加至少0.0012％的硼以限制碳的活性，以便控制和限制扩散相转变(冷却期间的珠光体转变)，并且以便形成获得期望抗拉强度所需的硬化相(贝氏体或马氏体)。硼的添加还使得能够限制硬化元素比如Mn、Mo和Cr的添加并且能够降低钢种的成本。然而，高于0.0030％，B可能与C共偏析，从而导致形成不利于扩孔率的带状组织。因此，B含量为至多0.0030％。优选地，B含量为至少0.0015％和/或至多0.0025％。

该组成可以包含多达0.030％的钼作为残余元素。Mo在退火期间使Nb和Ti的析出延迟并且使再结晶延迟，并且如果以高于0.030％的含量存在，则可能致使铁素体晶粒过度细化。

铝是用于在精加工期间使呈液相的钢脱氧的非常有效的元素。Al含量为至少0.020％，以获得充分脱氧的钢。然而，Al含量必须为至多0.060％，以避免温度Ac3的升高并允许在冷却期间控制铁素体的形成。

为了形成令人满意的量的氮化物和碳氮化物，需要最少0.002％的氮含量。氮含量限制为0.007％，以防止从液态形成粗TiN析出物，粗TiN析出物倾向于降低延展性并且在扩孔试验期间导致早期损坏，从而使扩孔率降低。

可选地，钢可以经历利用钙进行的硫化物的球化处理，由于MnS球化，其具有改善扩孔率的效果。因此，钢组成可以包含至少0.0005％、多达0.005％的Ca。

钢的组成的剩余部分是铁和冶炼产生的杂质。在此方面，镍、铜、硫和磷被认为是作为不可避免的杂质的残余元素。因此，它们的含量为至多0.05％的Ni、至多0.03％的Cu、至多0.005％的S和至多0.050％的P。

如果硫含量高于0.005％，则由于存在过多的硫化物比如MnS，因而延展性、特别是扩孔率降低。实现非常低的S含量、即低于0.0001％的S含量是非常昂贵的，并且没有任何益处。因此，S含量通常高于或等于0.0001％。

然而，在本发明中，扩孔率相对于钢的S含量的敏感性降低，使得即使在S含量高于0.001％的情况下也可以获得至少35％的扩孔率，其获得成本较低。因此，根据实施方案，S含量为至少0.001％。

磷是降低点焊性和热延展性的元素，特别是由于磷倾向于在晶界处偏析并与锰共偏析。由于这些原因，磷的含量必须被限制为至多0.050％，并且优选地限制为至多0.015％。然而，实现非常低的P含量、即低于0.001％的P含量是非常昂贵的。因此，P含量通常高于或等于0.001％。

按表面分数计，根据本发明的冷轧退火钢板的显微组织由34％至80％的贝氏体、10％至16％的马氏体和10％至50％的铁素体组成。

至少10％的铁素体分数有助于实现至少15％的总延伸率。

铁素体可以由亚温铁素体组成，或者铁素体可以包含亚温铁素体和在冷轧钢板退火期间冷却时形成的铁素体，如下文所述。在冷却时生成的铁素体在下文中被称为“转变铁素体”。特别地，如上所述，如果本发明的方法中的退火温度T

相比之下，如果退火温度T

“转变铁素体”与在退火步骤结束时残留在组织中的亚温铁素体不同。特别地，转变铁素体富含锰，即具有高于钢的平均锰含量且高于亚温铁素体的锰含量的锰含量。因此，在用焦亚硫酸盐蚀刻之后，可以通过利用使用二次电子的FEG-TEM显微镜观察显微照片来区分亚温铁素体和转变铁素体。在显微照片上，亚温铁素体呈中灰色，而转变铁素体由于其较高的锰含量而呈深灰色。

铁素体中的一些铁素体可能未再结晶。换言之，铁素体可能包含未再结晶铁素体。然而，该组织必须包含(按表面分数计)少于30％的未再结晶铁素体。这个百分比是参照整个组织来表示的。

具有少于30％的未再结晶铁素体对实现目标机械特性、特别是至少35％的扩孔率至关重要。实际上，如果该组织包含多于30％的未再结晶铁素体，则会产生带状结构，使得扩孔率将无法达到35％。

优选地，未再结晶铁素体的表面分数为至多25％，更优选地为至多20％。

马氏体是由冷却时奥氏体在Ms温度以下未扩散的转变产生的。马氏体通常呈岛状的形式。

至少10％的马氏体分数对获得至少780MPa的抗拉强度是必须的。然而，由于马氏体的高屈服强度，高于16％的马氏体分数将导致在回火轧制之前屈服强度高于450MPa并且在回火轧制之后屈服强度高于550MPa。此外，高于16％的马氏体分数会使扩孔率劣化。因此，马氏体分数为至多16％。

马氏体由自回火马氏体以及可选的新鲜马氏体(即未回火也未自回火的马氏体)组成。

自回火马氏体相对于整个组织的表面分数为4％至10％。特别地，自回火马氏体的高于10％的表面分数将导致在回火轧制之前屈服强度高于450MPa(并且如果进行回火轧制的话，则导致在回火轧制之后屈服强度高于550MPa)。

此外，具有10％至16％的马氏体——其中，自回火马氏体的表面分数为4％至10％——有助于实现在任何回火轧制之前的至少350MPa但不高于450MPa的屈服强度以及至少35％的扩孔率HER。

对于自回火马氏体，该定义是指A.Constant和G.Henry在PYC Edition1986，第157页的“Les principes de base de traitement thermique des aciers”中给出的定义。

马氏体通常具有低于0.75％的C含量。

至少34％的贝氏体分数有助于实现在回火轧制之前的350MPa至450MPa的屈服强度以及至少35％的扩孔率。实际上，贝氏体的屈服强度低于马氏体的屈服强度。此外，贝氏体与铁素体之间的硬度差异较小，并且贝氏体通过使马氏体岛分离而有助于避免形成带状组织并提高扩孔率。

如果贝氏体分数高于80％，则组织将不会包含至少10％的马氏体和至少10％的铁素体，使得抗拉强度或总延伸率将过低。

贝氏体在从高于Ms温度的完全奥氏体温度或亚温温度区域的冷却期间形成。贝氏体呈贝氏体板条和渗碳体颗粒的聚集体的形式。贝氏体的形成涉及短距离扩散。

下面将对含有碳化物的贝氏体与含有低碳化物的贝氏体进行区分。

含有低碳化物的贝氏体是指每100μm

与含有低碳化物的贝氏体不同，碳化物含量的贝氏体每100平方微米的表面单位始终包含多于100个碳化物。

优选地，组织中的贝氏体由含有低碳化物的贝氏体组成。仅具有含有低碳化物的贝氏体有助于实现在回火轧制之前的至多450MPa的屈服强度以及至少15％的总延伸率。

钢的组织不包含任何奥氏体。

这些显微组织特征例如通过利用使用放大倍率大于1200x的、与EBSD(“电子背向散射衍射”)检测器耦合的场效应金属管(“SEM-FEB”技术)的扫描电子显微镜观察显微组织来确定。然后，板条和晶粒的形态通过使用本身已知的程序、例如

在用由氢氟酸和过氧化氢组成的溶液进行化学抛光之后，通过用扫描电子显微镜观察显微组织来确定未再结晶铁素体的分数。

冷轧退火钢板通常包含细碳氮化钛和/或碳氮化铌。特别地，其最大尺寸低于5nm的这些碳氮化物的表面密度优选地低于或等于10

该表面密度可以通过借助透射电子显微镜(TEM)观察样本来测量。

冷轧退火钢板例如通过包括以下顺序步骤的方法来制造。

将具有上述组成的钢进行铸造以获得钢半成品。钢可以被铸造以获得钢锭或者连续地铸造成呈具有约200mm的厚度的板坯的形式。在该阶段，半成品包含(TiNb)(CN)析出物。

将钢半成品重新加热到至少1200℃的温度T

将半成品在钢的组织为完全奥氏体的温度范围内进行热轧以获得热轧钢板，最终轧制温度T

如果T

如果T

通常，最终轧制温度T

在热轧期间，通常会析出细氮化钛。其最大尺寸通常为150nm至200nm。

然后，将热轧钢产品以至少10℃/s的第一冷却速率V

第一冷却速率V

卷取温度T

实际上，发明人已经发现，如果卷取温度T

发明人已经对这种现象进行了研究并发现其主要是由钢中的低Mn含量导致的，Mn含量对获得回火轧制之前至多450MPa的屈服强度以及至少35％的扩孔率而言是必需的。

特别地，Mn在卷取期间通常会使奥氏体向贝氏体和/或马氏体的转变延迟。对于具有高于2.0％的Mn含量的钢来说情况尤其如此，在所述钢中，不需要回火轧制之前至多450MPa的屈服强度或回火轧制之后至多550MPa的屈服强度并且/或者扩孔率较低。

当Mn含量降低为至多2.0％时，在卷取期间，奥氏体向贝氏体的转变加快，从而导致在卷取期间板材的温度升高，特别是卷材的芯区域和轴区域中的温度升高。

卷材的芯被限定为板材的下述部分：该部分从位于板材的总长度的30％处的第一端部沿着板材的纵向方向延伸至位于板材的总长度的70％处的第二端部。此外，轴区域被限定为以板材的纵向中轴线为中心、具有与板材的总宽度的60％相等的宽度的区域。

在芯区域和轴区域中，在卷取期间，卷绕是连续的，使得奥氏体转变为贝氏体所产生的热在很大程度上不能耗散。

如果卷取温度高于或等于500℃，则这种温度的升高会导致硼碳化物以及粗碳化钛和碳化铌的析出，从而抑制B、Ti和Nb的析出硬化潜力。另外，Nb对再结晶细化的效果被抑制，使得铁素体晶粒过粗。此外，这种温度的升高会导致渗碳体聚结。特别地，渗碳体没有完全溶解，使得可用于奥氏体的C的量过低。因此，在卷取期间，在位于卷材的芯区域和轴区域中的区域中形成过低量的奥氏体，从而导致在最终的显微组织中该区域中的马氏体分数过低。由于这两种影响，抗拉强度在板材的该区域中无法达到780MPa。

另外，如果卷取温度高于或等于500℃，则板材的机械特性在板材的纵向方向或横向方向上不均匀。

发明人已经发现，当在低于500℃的温度下进行卷取时，尽管由于奥氏体转变成贝氏体而导致温度升高，但是没有出现渗碳体的聚结也没有出现硼碳化物或粗碳化钛和碳化铌的析出。因此，抗拉强度不会降低，并且板材的机械特性在板材的纵向方向和横向方向上是均匀的。

另外，在低于500℃的温度下进行卷取允许限制在卷取期间形成的珠光体的分数，从而避免在方法的随后的步骤中形成不利于扩孔率的带状组织。

然而，如果卷取温度低于Mf，板材将太硬而无法冷轧。

优选地，卷取温度为至少300℃，更优选地为至少350℃或至少400℃。

在卷取期间，奥氏体转变成贝氏体以及可选的马氏体和/或珠光体，使得在卷取结束时，整个板材的组织由贝氏体以及可选的马氏体和/或珠光体组成，在没有铁素体的情况下，珠光体的表面分数低于15％。特别地，组织在板材的纵向方向和横向方向上是均匀的。贝氏体是含有低碳化物的贝氏体，即每100μm

在该阶段，板材包含固溶体中的B、Nb和Ti。特别地，固溶体中的Nb含量为至少0.01％。

热轧板材在卷取之后的这种显微组织对获得期望的机械特性至关重要。实际上，在随后的退火步骤中，再结晶的动力学——这取决于热轧板材在卷取之后的显微组织——对退火期间形成的组织、特别是对奥氏体晶粒的尺寸和形状有很大影响。特别地，如果板材在卷取之后的组织包含15％或更多的珠光体，则奥氏体在退火期间将主要在板材的包含珠光体的区域中成核并生长，从而导致带状组织。

然后，以至少40％的冷轧压下率对热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板。低于40％，赋予组织的应变不足，从而导致在随后的退火期间再结晶不足并且导致带状组织。

冷轧压下率通常为40％至80％。

冷轧钢板通常具有0.7mm至2.3mm、例如至少1.5mm或至少2.0mm的厚度。

然后，将冷轧钢板重新加热至Ar3-20℃至Ar3+15℃的退火温度T

到退火温度T

必须注意的是，600℃至Ac1的平均加热速率V

平均加热速率V

在600℃至Ac1的加热期间，发生再结晶并且在钢中析出细碳氮化钛和碳氮化铌。具有细析出物使得在固溶体中仍然能够具有足够的Nb以用于通过避免铁素体晶粒的过于重要的生长而在再结晶期间控制铁素体晶粒的尺寸。

本发明人已经发现，控制600℃至Ac1的平均加热速率V

特别地，对600℃至Ac1的平均加热速率的控制允许控制在Ac1下获得的铁素体晶粒的尺寸和纵横比。在从Ac1至退火温度的随后的加热期间，奥氏体晶粒将在再结晶铁素体的晶界处成核。因此，对600℃至Ac1的平均加热速率的控制允许控制奥氏体晶粒在退火结束时的尺寸和再分配以及最终的显微组织。

低于1℃/s的平均加热速率V

相反，高于10℃/s的平均加热速率V

600℃至Ac1的1℃/s至10℃/s的平均加热速率V

退火温度T

如果退火温度T

如果退火温度T

将板材在退火温度T

如果退火时间t

然后，将板材以10℃/s至50℃/s的第二冷却速率V

这种冷却可以从温度T

如果第二冷却速率V

如果退火温度为Ac3至Ac3+15℃，则第二冷却速率V

然后，将钢板在440℃至480℃的温度范围内保持20s至500s的保持时间t

在此阶段发生剩余奥氏体到贝氏体的部分转变。如果保持时间t

优选地，保持时间t

可选地，在440℃至480℃的温度范围内进行的保持期间，钢板在低于480℃的温度TZn下在锌浴或锌合金浴中进行热浸涂。

可选地，在镀锌之后，钢板可以通过在离开锌浴或锌合金浴后立即在通常为10s至40s的时间t

在440℃至480℃的温度范围内进行的保持之后或者在镀锌或镀锌扩散退火——如果进行的话——之后立即将板材以至少1℃/s的第三冷却速率V

通过该制造方法，获得冷轧退火钢板，按表面分数计，该冷轧退火钢板的组织由34％至80％的贝氏体、10％至16％的马氏体以及10％至50％的铁素体组成。组织中未再结晶铁素体的表面分数为小于30％。马氏体由自回火马氏体和新鲜马氏体组成，自回火马氏体相对于整个组织的表面分数为4％至10％。

在冷却至室温之后，如果不进行镀锌，则冷轧退火钢板可以通过真空沉积、例如通过物理气相沉积(PVD)或喷射蒸气沉积(JVD)类型来涂覆。

发明人已经表明的是，通过该制造方法生产的冷轧退火钢板具有780MPa至900MPa的抗拉强度、350MPa至450MPa的屈服强度、至少15％或者甚至至少18％的总延伸率以及至少35％的扩孔率HER。

在不进行任何回火轧制的情况下，在冷却至室温之后，仅实现350MPa至450MPa的屈服强度。

特别地，在组成中添加铌和钛以及在退火步骤期间析出细碳氮化铌和碳氮化钛允许在相对较低、至多16％的马氏体分数的情况下获得至少780MPa的抗拉强度。因此，屈服强度保持为至多450MPa，并且显微组织的各成分之间的硬度差异减小，使得扩孔率可以超过35％。

可选地，在冷却至室温之后，进行回火轧制。在这种情况下，冷轧退火钢板具有780MPa至900MPa的屈服强度、450MPa至550MPa的抗拉强度、至少15％或甚至18％的总延伸率以及至少35％的扩孔率HER。

例如以0.1％至0.4％、例如0.1％至0.2％的压下率进行回火轧制。

此外，这些机械特性在冷轧退火钢板的从0.7mm至2.3mm的较宽厚度范围内实现。特别地，这些特性在板材的厚度为至少2.0mm、高达2.3mm时实现。

另外，机械特性、特别是抗拉强度在板材的纵向方向和横向方向上是均匀的。特别地，考虑到整个冷轧退火钢板在轧制方向上具有至少500m的长度，冷轧退火钢板的最高抗拉强度区域与最低抗拉强度区域之间的抗拉强度差异为最高抗拉强度区域的抗拉强度的至多7％。

实施例：

作为实施例和比较，已经制造了由根据表I的钢组成制成的板材，元素以重量百分比或ppm(百万分率)来表示。

表I

在该表中，“res”表示对应元素作为残余物存在，其含量低于针对该元素所限定的较低范围。特别地，Ti的残余量意味着Ti含量低于3.42N，并且B的残余量意味着B含量低于0.0012％。带下划线的值不是根据本发明的。

在表I中还报告了转变Ac3值。Ac3用

将具有表I中所公开的组成的钢进行铸造以获得钢锭。将钢锭在1250℃的温度T

将热轧钢板以30℃/s的第一冷却速率V

然后对热轧钢进行酸洗并以50％的冷轧压下率进行冷轧，以获得具有1.4mm的厚度的冷轧板材。

将冷轧板材以到退火温度T

将板材以第二冷却速率V

最后，以0.1％至0.4％的回火轧制率对板材进行回火轧制。

在表II中报告了处理条件。

表II

在表II中，带下划线的值不是根据本发明的。在表II中，T

确定因此获得的钢板的显微组织。在用亚硫酸氢钠进行蚀刻之后，对马氏体(包含回火马氏体和新鲜马氏体)的表面分数、贝氏体的表面分数和含有低碳化物的贝氏体的表面分数进行量化。在通过NAOH-NaNO

铁素体的表面分数还通过光学电子显微镜和扫描电子显微镜观察来确定，其中，在用由氢氟酸和过氧化氢组成的溶液进行化学抛光之后，通过扫描电子显微镜观察来识别铁素体相并确定未再结晶的分数。

此外，确定板材的机械特性。

测量的特性是扩孔率HER、屈服强度YS、抗拉应力TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE。

屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE根据于2009年10月出版的ISO标准ISO 6892-1来测量。扩孔率HER根据标准ISO16630：2009来测量。

此外，对板材的最高抗拉强度区域与最低抗拉强度区域之间的抗拉强度差异△TS进行测量。

下面在表III中报告了钢板的显微组织和它们的机械特性。

表III

在表III中，M是马氏体的表面分数，FM是新鲜马氏体的表面分数，TM是回火马氏体的表面分数，B是贝氏体的表面分数，F是铁素体的表面分数，列“UF<30％”指示未再结晶铁素体的表面分数是否小于30％，并且LBC/B是贝氏体中为含有低碳化物的贝氏体的百分比。

钢1的组成包含少于0.4％的Cr，从而导致可淬火性不足，使得自回火马氏体的分数无法达到4％，同时铁素体分数高于50％。对于在低于Ar3-20℃的温度下进行退火的实施例1-a而言，甚至实现了更高的铁素体分数。因此，抗拉强度无法达到780MPa，并且对于实施例1-a而言，扩孔率无法达到35％。

钢2和钢3的组成也包含少于0.4％的Cr，并且包含多于2.0％的Mn。这种高的Mn含量导致奥氏体的稳定化过于重要，使得在从退火温度进行的冷却期间形成过高的马氏体分数，并且贝氏体分数过低。因此，屈服强度过高。此外，这种高于2.0％的Mn含量会导致带状组织，使得扩孔率无法达到35％。

钢4的组成是根据本发明的。实施例4-b通过根据本发明的方法生产并且具有根据本发明的组织，使得达到目标机械特性。图2图示了该实施例4-b的组织。在该图上，M表示马氏体，CFB表示无碳化物贝氏体，并且F表示铁素体。

相比之下，实施例4-a在低于Ac

钢5的组成包含过多的C和Mn以及不足的Ti和B含量。钢6的组成包含过多的C和Mn、不足的Ti和B含量以及过低的Cr含量。因此，实施例5-a、实施例5-b、实施例6-a和实施例6-b不具有所要求保护的组织，特别是具有过高的铁素体分数(在冷却时形成铁素体)和过低的贝氏体分数，使得屈服强度过高并且扩孔率无法达到35％。

钢7的组成还包含过多的C和Mn，同时Cr含量过低且Nb含量过高。实施例7-a包含过多的铁素体、过多的未再结晶铁素体和过低的贝氏体分数，使得无法实现目标屈服强度和扩孔率。

钢8的组成是根据本发明的。实施例8-b、实施例8-g和实施例8-h通过根据本发明的方法生产并且具有根据本发明的组织，使得达到目标机械特性。

相比之下，实施例8-a在低于Ac3-20℃的温度T

实施例8-c、实施例8-d和实施例8-e在过高的卷曲温度下进行卷曲。因此，组织未包含足够的马氏体、未包含足够的自回火马氏体、未包含足够的贝氏体且包含过多的铁素体。因此，抗拉强度无法达到780MPa。另外，抗拉强度不均匀，抗拉强度的差异△TS高于7％。

实施例8-f在过低的退火温度T

实施例8-i在退火之后保持处于过高温度，使得自回火马氏体的分数过高、屈服强度高于550MPa并且扩孔率无法达到35％。

实施例8-j保持过短的保持时间t

实施例8-k以过快的加热速率V

钢9的组成包含过多的Mo，并且实施例9-m在过低的退火温度下进行退火，使得钢的组织不是根据本发明的并且无法实现目标特性。

钢10的组成包含过多的C、不足的Cr、Nb和B。因此，马氏体分数过高并且扩孔率无法达到35％。图1图示了实施例10-a的组织。在该图上，M表示马氏体，CFB表示无碳化物贝氏体，并且F表示铁素体。此外，BC表示含有碳化物的贝氏体。

钢11的组成是根据本发明的。实施例11-b通过根据本发明的方法生产并且具有根据本发明的组织，使得达到目标机械特性。

相比之下，实施例11-a在低于Ac

实施例11-c也在低于Ac

钢12的组成包含多于0.085％的C。因此，即使执行根据本发明的方法，也无法实现目标组织或无法实现目标特性。实施例12-c再次表明的是，在过高的卷取温度下进行卷取会导致抗拉强度的差异△TS高于7％。

钢13的组成包含过多的Mn以及不足的Ti和B含量。因此，即使执行根据本发明的方法，也无法实现目标组织或无法实现目标特性。特别地，由于Ti和B含量不足，因此马氏体分数无法达到10％，使得抗拉强度低于780MPa。