專利名稱：：雙相鋼、由這種雙相鋼制備的扁鋼產(chǎn)品、以及制備扁鋼產(chǎn)品的方法雙相鋼、由這種雙相鋼制備的扁鋼產(chǎn)品、以及制備扁鋼產(chǎn)品的方法本發(fā)明涉及一種雙相鋼，其組織基本上由馬氏體和鐵素體以及各相應(yīng)情況下的貝氏體構(gòu)成，并且可能存在殘留奧氏體部分，該雙相鋼具有大于950MPa的抗拉強(qiáng)度。本發(fā)明還涉及由這種雙相鋼制備的扁鋼產(chǎn)品以及制備這種扁鋼產(chǎn)品的方法。本文中所用的通稱“扁鋼產(chǎn)品”通常包括符合本發(fā)明這種類型的鋼帶和鋼板。在車身構(gòu)造領(lǐng)域中需要這樣的鋼，其一方面具有高強(qiáng)度和低重量，另一方面還具有良好的可變形能力。已知在制備鋼時(shí)進(jìn)行了許多嘗試來(lái)將這些矛盾的特性結(jié)合。例如，專利文獻(xiàn)EP1637618Al披露了一種不僅具有有效的深沖壓性能而且具有高的抗拉強(qiáng)度的鋼、由其制備的扁鋼產(chǎn)品和制備所述扁鋼產(chǎn)品的方法。除了鐵和不可避免的雜質(zhì)，這種已知的鋼還含有(以重量％計(jì))0.05%至0.3%的碳、至多1.5%的硅、0.01%至3.0%的錳、至多0.02%的磷、0.02%的硫、至多0.01%的氮以及0.01%至3.0%的鋁。這種已知的鋼具有含量至多為7%的殘留奧氏體并且應(yīng)具有顆粒直徑為0.01至5.0μm的鎂沉積物(其分布在該專利文獻(xiàn)中已詳細(xì)確定)。以這種方式構(gòu)成并獲得的鋼應(yīng)該可以特別有效地變形并且應(yīng)該表現(xiàn)出低的形成斷裂的傾向。因此，在該現(xiàn)有技術(shù)中，關(guān)鍵點(diǎn)在于合金中存在鎂，根據(jù)專利文獻(xiàn)EP1637618Al所包含的描述，鎂的存在充分防止了在其他具有類似組成的已知鋼中會(huì)發(fā)生的形成斷裂(“滯后斷裂”)的傾向。為了進(jìn)一步提高專利文獻(xiàn)EP1637618Al中這種已知鋼的強(qiáng)度，除了其他選擇性添加的合金元素外，所述的鋼還可任選地含有含量分別為0.005重量％至5重量％的鉻和鉬，以及含量為0.0051重量％至2重量％的銅，據(jù)稱，所述含量的銅還降低了形成斷裂的風(fēng)險(xiǎn)。專利文獻(xiàn)EP1200635Al中披露了另外的制備扁鋼產(chǎn)品的可行方法，其中所述扁鋼產(chǎn)品由相對(duì)高強(qiáng)度的雙相鋼構(gòu)成，并且即使在經(jīng)歷退火過(guò)程(包括過(guò)老化處理)之后仍具有良好的機(jī)械技術(shù)特性。在該文獻(xiàn)得知的方法中，制備了主要具有鐵素體-馬氏體組織的鋼帶或鋼板，其中馬氏體比例為4%至20%，除了鐵和熔致雜質(zhì)，該鋼帶或鋼板還包含(以重量％計(jì))0.05%至0.2%的碳、至多1.0%的硅、至多2.0%的錳、至多0.的磷、至多0.015%的硫、0.02%至0.4%的鋁、至多0.005%的氮、0.25%至1.0%的鉻、0.002%至0.01%的硼。相應(yīng)的鋼的馬氏體比例優(yōu)選總計(jì)為主要的馬氏體-鐵素體組織的約5%至20%。以這種方式制備的扁鋼產(chǎn)品具有至少500N/mm2的強(qiáng)度，同時(shí)具有良好的成形能力，而無(wú)需為此目的要求特別高含量的特定合金元素。在專利文獻(xiàn)EP1200635Al所述的鋼的情況中，為了提高強(qiáng)度，利用了元素硼的轉(zhuǎn)化影響作用。在這種已知的鋼中，硼使強(qiáng)度提高的作用是通過(guò)以下方式而確保的，其中將至少一種可供選擇的氮化物形成體(優(yōu)選鋁和附加的鈦)加入鋼材中。加入鈦和鋁的作用是結(jié)合鋼中所含的氮，使得硼可用于形成提高硬度的碳化物。在必需存在的鉻含量的支持下，以這種方式獲得了比類似的鋼更高的強(qiáng)度水平。然而，專利文獻(xiàn)EP1200635Al中示例性描述的鋼的最大強(qiáng)度在每種情況下都小于900MPa。針對(duì)上述現(xiàn)有技術(shù)的背景，本發(fā)明的目的在于開發(fā)一種具有至少為950MPa的強(qiáng)度并具有良好的可變形能力的鋼、以及由其制備的扁鋼產(chǎn)品。此外，所述鋼應(yīng)具有一定的表面光潔度，使得在使用簡(jiǎn)單的制備方法的條件下，由這種鋼制備的扁鋼產(chǎn)品在未涂鍍的狀態(tài)下或在設(shè)置有抗腐蝕覆層的狀態(tài)下能夠變形為復(fù)雜成形的部件，如車身構(gòu)件。此外，還提供一種可容易地制備以上述方式獲得的扁鋼產(chǎn)品的方法。關(guān)于這種材料，通過(guò)本發(fā)明的權(quán)利要求1中所述的雙相鋼達(dá)到該目的。在從屬于權(quán)利要求1的權(quán)利要求中闡述了該鋼的有利實(shí)施方案。根據(jù)本發(fā)明的權(quán)利要求21，一種達(dá)到上述目的的扁鋼產(chǎn)品的特征在于其由這樣的鋼構(gòu)成，所述的鋼是根據(jù)本發(fā)明構(gòu)成并獲得的。最后，關(guān)于制備方法，通過(guò)本發(fā)明的權(quán)利要求27和28中所述的制備方法達(dá)成了上述目的，其中權(quán)利要求27中所述的方法與本發(fā)明的熱軋帶的制備相關(guān)，權(quán)利要求28中所述的程序方法與本發(fā)明的冷軋帶的制備相關(guān)。引用權(quán)利要求27和28的權(quán)利要求分別包含本發(fā)明方法的有利的變體形式。此外，為了實(shí)際實(shí)施權(quán)利要求中所述的本發(fā)明的方法及其變體形式，下面將對(duì)特別有利的實(shí)施方案進(jìn)行描述。本發(fā)明的鋼的特征在于具有至少950MPa的高強(qiáng)度、特別是具有980MPa的高強(qiáng)度，并且常規(guī)達(dá)到了IOOOMPa和更高的強(qiáng)度。同時(shí)，本發(fā)明的鋼具有至少580MPa的屈服強(qiáng)度、特別是具有至少600MPa的屈服強(qiáng)度，并且具有至少10%的延伸率八8(1。由于高強(qiáng)度和良好可變形能力的結(jié)合，所以本發(fā)明的鋼特別適合于制備復(fù)雜成形的、在實(shí)際使用中要承受高應(yīng)力的部件，例如車身構(gòu)造領(lǐng)域中所需的那些。本發(fā)明的鋼可實(shí)現(xiàn)上述特性的有利結(jié)合，這尤其是由于本發(fā)明的鋼不僅具有高強(qiáng)度，而且還具有雙相組織。因此，本發(fā)明的鋼的合金被如此構(gòu)造，使得其馬氏體比例為至少20%，最大至70%。同時(shí)，殘留奧氏體部分至多8%可為有利的，而最多7%或更少的較低的殘留奧氏體比例通常是優(yōu)選的。本發(fā)明雙相鋼的組織的剩余部分分別由鐵素體和/或貝氏體(貝氏體鐵素體+碳化物)構(gòu)成。根據(jù)本發(fā)明通過(guò)調(diào)節(jié)雙相組織，獲得了高強(qiáng)度、良好的延伸特性以及優(yōu)化的表面光潔度。這是通過(guò)對(duì)本發(fā)明的鋼中存在的除了鐵和不可避免的雜質(zhì)以外的各種合金元素的含量進(jìn)行窄范圍地選擇而實(shí)現(xiàn)的。這樣，本發(fā)明規(guī)定碳含量為0.050重量％至0.105重量％。在這方面，本發(fā)明規(guī)定的碳含量是針對(duì)鋼的最佳可焊性能而選擇的。當(dāng)本發(fā)明的鋼的碳含量為0.060重量％至0.090重量％、特別是0.070重量％至0.080重量％時(shí)，可以以特別可靠的方式利用本發(fā)明的鋼中的碳的有利作用。硅在本發(fā)明的鋼中起到了通過(guò)硬化鐵素體或貝氏體來(lái)提高強(qiáng)度的作用。為了能夠利用此作用，規(guī)定最低的硅含量為0.10重量％，當(dāng)本發(fā)明的鋼的硅含量為至少0.2重量％、特別是至少0.25重量％時(shí)，硅以特別可靠的方式發(fā)揮其作用。當(dāng)遵守該上限時(shí)，晶界氧化的風(fēng)險(xiǎn)也最小化。考慮到下列事實(shí)由本發(fā)明的鋼制備的扁鋼產(chǎn)品要具有最適于進(jìn)一步加工的表面光潔度，并且如果需要的話，要最適于施加的覆層，則硅含量的上限同時(shí)被設(shè)定為0.6重量％。通過(guò)將本發(fā)明的鋼的硅含量限制至0.4重量％、特別是0.35重量％，甚至可以更可靠地避免硅對(duì)于本發(fā)明的鋼的特性的不利影響。本發(fā)明的鋼的錳含量在2.10重量％至2.80重量％的范圍內(nèi)，以便一方面利用錳使強(qiáng)度提高的作用，另一方面利用錳對(duì)形成馬氏體的有利影響。在根據(jù)本發(fā)明制備冷軋帶的情況下，錳也在降低退火后的臨界冷卻速率方面具有有利影響，因?yàn)槠湟种菩纬芍楣怏w。當(dāng)錳含量為至少2.20重量％、特別是至少2.45重量％時(shí)，可以以特別可靠的方式利用本發(fā)明的鋼中存在的錳的這些有利作用。通過(guò)將錳含量限制至2.70重量％、特別是2.60重量％，可以更可靠地消除錳對(duì)于本發(fā)明的鋼產(chǎn)生的消極影響，例如降低延伸率、損害焊接適應(yīng)性或降低對(duì)熱浸鍍鋅的適應(yīng)性。含量為0.2重量％至0.8重量％的鉻在本發(fā)明的雙相鋼中也具有強(qiáng)度提高作用。鉻的效果在由本發(fā)明的鋼制備的冷軋帶的退火后的臨界冷卻速率方面與錳的效果相當(dāng)。特別是在鉻含量為至少0.3重量％、尤其是至少0.55重量％時(shí)，鉻產(chǎn)生有利的效果。然而，本發(fā)明的鋼的鉻含量同時(shí)被降至0.8重量％，以減少發(fā)生晶界氧化的風(fēng)險(xiǎn)，并避免對(duì)本發(fā)明的鋼的延伸特性產(chǎn)生消極影響。特別是在將本發(fā)明的鋼的鉻含量的上限設(shè)定為最大0.7重量％、尤其是0.65重量％時(shí)，可以確保這點(diǎn)。含量為至少0.02重量％的鈦的存在也有助于提高本發(fā)明的鋼的強(qiáng)度，因?yàn)槠湫纬删?xì)的TiC或Ti(C，N)沉積物且有助于晶粒細(xì)化。鈦的另外的積極作用是結(jié)合可能存在的氮，從而防止在本發(fā)明的鋼中形成氮化硼。這些物質(zhì)將對(duì)本發(fā)明的扁鋼產(chǎn)品的延伸特性和可變形能力帶來(lái)很強(qiáng)的消極影響。因此，當(dāng)加入硼來(lái)提高強(qiáng)度時(shí)，鈦的存在還確保硼可以充分發(fā)揮其作用。為此，能夠有利的是，鈦的加入量大于各相應(yīng)情況下的氮含量的5.1倍(即，鈦含量>1.5(3.4X氮含量))。然而，過(guò)高的鈦含量不利地導(dǎo)致高的重結(jié)晶溫度，當(dāng)由本發(fā)明的鋼制備冷軋扁鋼產(chǎn)品(其在最終處理階段退火)時(shí)，這具有特別消極的影響。為此，鈦含量的上限被限制至0.10重量％。當(dāng)鈦含量為0.060重量％至0.090重量％、特別是0.070重量％至0.085重量％時(shí)，可以以特別可靠的方式利用鈦對(duì)于本發(fā)明的鋼的特性所產(chǎn)生的積極作用。通過(guò)根據(jù)本發(fā)明可任選地提供的、含量最多為0.002重量％的硼，也可提高本發(fā)明的鋼的強(qiáng)度，與分別加入錳、鉻和鉬的情況一樣，當(dāng)由本發(fā)明的鋼制備冷軋帶時(shí)，在退火后臨界冷卻速率降低。因此，根據(jù)本發(fā)明的特別優(yōu)選的實(shí)施方案，硼含量為至少0.0005重量％。然而，過(guò)高的硼含量同時(shí)可降低本發(fā)明的鋼的可變形能力，并且不利地影響本發(fā)明所期望的雙相組織的形成。因此，在硼含量被限制為0.0007重量％至0.0016重量％、特別是0.0008重量％至0.0013重量％時(shí)，本發(fā)明的鋼可以利用硼的最優(yōu)化的作用。類似在上述含量范圍內(nèi)的硼或鉻，根據(jù)本發(fā)明可任選地存在的含量為至少0.05重量％的鉬也有助于提高本發(fā)明的鋼的強(qiáng)度。在這方面，根據(jù)經(jīng)驗(yàn)，鉬的存在對(duì)于用金屬覆層包覆的扁鋼產(chǎn)品的涂鍍性能或其延展性能沒(méi)有消極影響。實(shí)際試驗(yàn)已表明，含量最高達(dá)0.25重量％、特別是0.22重量％時(shí)，可特別有效地利用鉬的積極影響，從經(jīng)濟(jì)觀點(diǎn)考慮也是如此。因此，甚至含量為0.05重量％的鉬也對(duì)本發(fā)明的鋼的特性具有積極影響。如果存在足夠量的其他強(qiáng)度提高元素，當(dāng)鉬含量為0.065重量％至0.18重量％、特別是0.08重量％至0.13重量％時(shí)，鉬在本發(fā)明的鋼中尤為明顯地產(chǎn)生所期望的作用。然而，特別是如果本發(fā)明的鋼含有少于0.3重量％的鉻，則有利的是加入0.05重量％至0.22重量％的鉬以確保本發(fā)明的鋼具有所要求的強(qiáng)度。當(dāng)本發(fā)明的鋼被熔融時(shí)，用鋁來(lái)脫氧和結(jié)合鋼中可能含有的氮。為此，如果需要，可向本發(fā)明的鋼中加入含量為少于0.1重量％的鋁，當(dāng)其含量在0.01重量％至0.06重量％、特別是0.020重量％至0.050重量％時(shí)，可以以特別可靠的方式使鋁產(chǎn)生所期望的作用。本發(fā)明的鋼可含有至多0.20重量％的銅以進(jìn)一步提高其強(qiáng)度。銅含量在0.08重量％至0.12重量％的范圍內(nèi)是特別有利的。同樣地，可向本發(fā)明的鋼中加入至多0.1重量％的鎳，以進(jìn)一步提高硬化能力，并由此提高本發(fā)明的鋼的強(qiáng)度。與鋁類似，鈣可在制備鋼的過(guò)程中用于脫氧。此外，存在含量至多為0.005重量％、特別是0.002重量％至0.004重量％的鈣也可以促進(jìn)細(xì)晶粒組織的形成。在本發(fā)明的鋼中，特別是在同時(shí)存在硼時(shí)為了避免氮化硼的形成，氮的含量?jī)H允許為最高達(dá)0.012重量％。為了可靠地防止各相應(yīng)情況下存在的鈦與氮完全結(jié)合而不再有效地作為微合金元素，氮含量?jī)?yōu)選被限制至0.007重量％。低于本發(fā)明規(guī)定的上限的低含量的磷有助于本發(fā)明的鋼具有良好的可焊性能。因此，根據(jù)本發(fā)明，磷含量?jī)?yōu)選被限制為<0.1重量％，特別是<0.02重量％，在磷含量為小于0.010重量％時(shí)得到特別良好的結(jié)果。如果硫含量低于本發(fā)明規(guī)定的上限，則MnS或(Mn，F(xiàn)e)S的形成被抑制，從而確保本發(fā)明的鋼以及由其制備的扁鋼產(chǎn)品的良好的延展性能。當(dāng)硫含量低于0.003重量％時(shí)尤其是如此。根據(jù)本發(fā)明，為了制備具有至少為950MPa的抗拉強(qiáng)度和雙相組織的熱軋帶(所述雙相組織由20%至70%的馬氏體、至多8%的殘留奧氏體、以及余量的鐵素體和/或貝氏體構(gòu)成)，首先將根據(jù)本發(fā)明構(gòu)成的雙相鋼熔融，將熔體鑄造成預(yù)制品(如扁坯或薄板坯)，然后將所述預(yù)制品重新加熱至或保存于1100至1300°C的起始熱軋溫度，在800至950°C的最終熱軋溫度下將預(yù)制品熱軋成熱軋帶，并最終將所得熱軋帶在至多650°C、特別是500-650°C的卷繞溫度下卷繞。按照本發(fā)明的方式，由本發(fā)明的雙相鋼構(gòu)成的扁鋼產(chǎn)品可直接傳送(即無(wú)需進(jìn)行隨后的冷軋過(guò)程)，以作為熱軋后獲得的熱軋帶的形式進(jìn)行進(jìn)一步加工。在這方面，可以證明，根據(jù)本發(fā)明構(gòu)成的熱軋帶對(duì)卷繞溫度的變化，反應(yīng)不敏感，并且可恒定地達(dá)到強(qiáng)度在IOOOMPa的區(qū)域內(nèi)并且屈服強(qiáng)度為750至890MPa。由復(fù)相鋼制備的熱軋帶也獲得了類似的特征。然而，這些鋼需要特別精確地調(diào)節(jié)卷繞溫度。因此，在實(shí)踐中，對(duì)于由復(fù)相鋼制備的熱軋帶所應(yīng)用的卷繞溫度其最大容許偏差僅為30°C。根據(jù)本發(fā)明制備的熱軋帶不存在這種對(duì)工藝管理精度的高要求。相反，在根據(jù)本發(fā)明制備熱軋帶時(shí)，卷繞溫度可在寬泛的范圍內(nèi)變化，以有目的地影響在各相應(yīng)情況下所期望的特性及組織的發(fā)展。特別適合于此目的的卷繞溫度在500°C至650°C的范圍內(nèi)，已經(jīng)證明卷繞溫度為530°C至580°C是特別有利的，因?yàn)樵诰砝@溫度超過(guò)580°C時(shí)，晶界氧化的風(fēng)險(xiǎn)增加，而當(dāng)卷繞溫度低于500°C時(shí)，熱軋帶的強(qiáng)度會(huì)提高以致于可能難以進(jìn)行后續(xù)的變形。由根據(jù)本發(fā)明獲得的熱軋帶可形成未鍍覆狀態(tài)和鍍覆狀態(tài)的可承受高應(yīng)力的、復(fù)雜設(shè)計(jì)的部件。如果按照本發(fā)明的方式獲得的熱軋帶要保持為未鍍覆的，或者要進(jìn)行電解鍍而成為具有金屬覆層的熱軋帶，則扁鋼產(chǎn)品不必進(jìn)行退火。另一方面，如果要通過(guò)熱浸鍍鋅將熱軋帶覆以金屬覆層，則首先在600°C的最大退火溫度下退火，隨后冷卻至鍍?cè)?例如其可為鋅浴)的溫度。在通過(guò)鋅浴后，可以以常規(guī)方式將經(jīng)涂鍍的熱軋帶冷卻至室溫。如果需要厚度相對(duì)較小的扁鋼產(chǎn)品，那么也可由上述組成的鋼制備冷軋帶。在本發(fā)明為了制備冷軋帶(其具有至少950MPa的抗拉強(qiáng)度和雙相組織，該雙相組織由20%至70%的馬氏體、至多8%的殘留奧氏體、以及余量的鐵素體和/或貝氏體構(gòu)成)的過(guò)程中，首先將根據(jù)本發(fā)明構(gòu)成的雙相鋼熔融，然后將熔體鑄造成預(yù)制品(如扁坯或薄板坯)，然后將所述預(yù)制品重新加熱至或保存于1100至1300°C的起始熱軋溫度，在800°C至950°C的最終熱軋溫度下將預(yù)制品熱軋成熱軋帶，并將所得熱軋帶在至多650°C、特別是500至650°C的卷繞溫度下卷繞，然后將熱軋帶冷軋成冷軋帶，隨后將所得的冷軋帶在700°C至900°C的退火溫度下退火，最后將冷軋帶以受控方式冷卻。因此制備的冷軋帶也可設(shè)置有抗腐蝕覆層。已經(jīng)證明，至多580°C的卷繞溫度對(duì)于冷軋帶的制備是特別有利的，因?yàn)槿绻?80°C的卷繞溫度，則晶界氧化的風(fēng)險(xiǎn)增加。在低卷繞溫度下，熱軋帶的強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度提高，使得對(duì)熱軋帶進(jìn)行冷軋變得更加困難。因此，將要冷軋成冷軋帶的熱軋帶優(yōu)選在至少500°C、特別是至少530°C或至少550°C的溫度下卷繞。如果熱軋帶被冷軋成冷軋帶，則已證明有利的是，調(diào)節(jié)冷軋度為40%至70%、特別是50%至60%。就最終的退火步驟過(guò)程中晶粒生長(zhǎng)的風(fēng)險(xiǎn)而言，變形度太低是不利的。按照這種方式冷軋的本發(fā)明的冷軋帶的厚度通常為0.8mm至2.5mm。如果要為本發(fā)明的扁鋼產(chǎn)品設(shè)置保護(hù)性金屬覆層，則可通過(guò)(例如)熱浸鍍鋅、鍍鋅退火處理或電解鍍來(lái)進(jìn)行。如果需要，可在涂鍍之前實(shí)施預(yù)氧化過(guò)程，以確保金屬覆層可靠地結(jié)合在各相應(yīng)情況下要鍍覆的基底上。如果根據(jù)本發(fā)明制備的冷軋帶要保持為未鍍覆的，或者要進(jìn)行電解鍍，則在連續(xù)的退火爐中以單獨(dú)的作業(yè)步驟進(jìn)行退火處理。加熱速率為1至50K/S，所達(dá)到的最大退火溫度在700至900°C的范圍內(nèi)。隨后，為了有意調(diào)節(jié)本發(fā)明所期望的特性的結(jié)合，經(jīng)退火的冷軋帶優(yōu)選被冷卻，使得在550至650°C的溫度范圍內(nèi)達(dá)到至少為ΙΟΚ/s的冷卻速率，以抑止珠光體的形成。在達(dá)到該臨界范圍內(nèi)的溫度之后，可將帶材保持10至100秒的時(shí)間，或者可以以0.5至30K/s的冷卻速率直接冷卻至室溫。然而，如果冷軋帶將要通過(guò)熱浸鍍鋅法涂鍍，則可將退火和涂鍍步驟結(jié)合。在這種情況下，冷軋帶以連續(xù)順序通過(guò)熱浸鍍生產(chǎn)線的各個(gè)爐段，各個(gè)爐段的主導(dǎo)溫度不同且最高達(dá)到700至900°C，在這種情況下加熱速率應(yīng)選擇在2至lOOK/s的范圍內(nèi)。在已經(jīng)達(dá)到各相應(yīng)情況下的退火溫度后，將帶材在該溫度下保持10至200秒。隨后將帶材冷卻至各相應(yīng)情況下的鍍?cè)?典型為鋅浴)的溫度，通常低于500°C，在這種情況下，在550至650°C的溫度范圍內(nèi)冷卻速率也應(yīng)該超過(guò)ΙΟΚ/s。在達(dá)到該溫度階段后，冷軋帶可任選地在各相應(yīng)情況的溫度下保持10至100秒。隨后經(jīng)退火的冷軋帶通過(guò)各相應(yīng)情況下的鍍?cè)?優(yōu)選鋅浴)。隨后，將冷軋帶冷卻至室溫以得到常規(guī)的熱浸鍍鋅的冷軋帶，或經(jīng)迅速加熱，隨后冷卻至室溫以制備鍍鋅退火的冷軋帶。如果需要，在退火處理之后，冷軋帶可在鍍覆或未鍍覆狀態(tài)下經(jīng)歷表皮光軋，表皮光軋度被調(diào)節(jié)為至多為2%。以下參照實(shí)施實(shí)例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)描述。將十六種鋼熔體1至16(其組成如表1中所示)以常規(guī)的方式熔融，并鑄造成扁坯。隨后將扁坯在爐中重新加熱至1200°C，并以常規(guī)的方式從該溫度開始進(jìn)行熱軋。最終軋制溫度為900°C。對(duì)于第一系列試驗(yàn)，將這樣獲得的熱軋帶在550°C的卷繞溫度下卷繞，其調(diào)節(jié)精度為+/-30°C，然后將它們?cè)诶滠埗葹?0%、65%和70%的條件下冷軋成厚度為0.8毫米至2毫米的冷軋帶。表2示出了熔體1至16的第一系列試驗(yàn)中制備的冷軋帶的組織狀態(tài)、機(jī)械特性、各相應(yīng)情況下調(diào)節(jié)的冷軋度和帶材厚度。在另外的四個(gè)系列的試驗(yàn)中，將以上述方式由熔體1至16制備的熱軋帶在低于100°C的卷繞溫度、在500°C的溫度、在600°C的溫度、以及在650°C的溫度下卷繞。表3(卷繞溫度為20°C)、表4(卷繞溫度=500°C)、表5(卷繞溫度=5800C)以及表6(卷繞溫度=650°C)示出了這些熱軋帶測(cè)定的特性。這樣獲得的熱軋帶并非旨在用于冷軋，而是可任選地在設(shè)置有保護(hù)性金屬覆層后被運(yùn)送以進(jìn)一步加工為部件。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>3OO1631832以上的量均以重量％計(jì)，余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>10~Γ887I1007丨9.5丨貝氏體(貝氏體鐵素體，<1%20殘留奧氏體，碳化物沉積物)Γ787102415.8貝氏體(貝氏體鐵素體，4%20殘留奧氏體，碳化物沉積物)~~1282298516,3貝氏體(貝氏體鐵素體，2%20殘甯奧氏體，碳化物沉積物)，部分球狀鐵素體13782100110貝氏體(貝氏體鐵素體，<1%25殘留奧氏體，碳化物沉積物)，部分球狀鐵素體Π824102913.9貝氏體(貝氏體鐵素體,3.5%20殘留奧氏體，碳化物沉積物)““5848102711.7貝氏體(貝氏體鐵素體，2%20殘留奧氏體，碳化物沉積物)，部分球狀鐵素體~6779100415.3貝氏體(貝氏體鐵素體，4%20殘留奧氏體，碳化物沉積物)，部分球狀鐵素體權(quán)利要求一種雙相鋼，其組織由20％至70％的馬氏體、至多8％的殘留奧氏體、以及余量的鐵素體和/或貝氏體構(gòu)成，其具有至少為950MPa的抗拉強(qiáng)度，并且具有以下組成(以重量％計(jì))碳0.050％至0.105％，硅0.20％至0.60％，錳2.10％至2.80％，鉻0.20％至0.80％，鈦0.02％至0.10％，硼＜0.0020％，鉬＜0.25％，鋁＜0.10％，銅至多0.20％，鎳至多0.10％，鈣至多0.005％，磷至多0.2％，硫至多0.01％，氮至多0.012％，余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼，特征在于，其屈服強(qiáng)度至少為580MPa。3.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其延伸率A8tl至少為10%。4.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其磷含量<0.1重量％，特別是<0.020重量％。5.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其碳含量為0.06重量％至0.09重量％。6.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其硅含量為0.20重量％至0.40重量％。7.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其錳含量為2.20重量％至2.70重量％。8.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其鉻含量為0.40重量％至0.70重量％。9.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其鈦含量為0.060重量％至0.090重量％。10.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，在存在氮的情況下，所述雙相鋼的鈦含量大于各相應(yīng)情況下的氮含量的5.1倍。11.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其硼含量為0.0005重量％至0.002重量％。12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的雙相鋼，特征在于，其硼含量為0.0007重量％至0.0015重量％。13.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其鉬含量為0.05重量％至0.20重量％。14.根據(jù)權(quán)利要求13所述的雙相鋼，特征在于，其鉻含量<0.3重量％。15.根據(jù)權(quán)利要求13或權(quán)利要求14所述的雙相鋼，特征在于，其鉬含量為0.065重量％至0.150重量％。16.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其鋁含量為0.01重量％至0.06重量％。17.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其銅含量為0.07重量％至0.13重量％。18.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其硫含量<0.003重量％。19.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其氮含量<0.007重量％。20.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的雙相鋼，特征在于，其殘留奧氏體的含量小于7%。21.一種扁鋼產(chǎn)品，其由根據(jù)權(quán)利要求1至20中的任一項(xiàng)所獲得的雙相鋼構(gòu)成。22.根據(jù)權(quán)利要求21所述的扁鋼產(chǎn)品，特征在于，其為僅經(jīng)過(guò)熱軋的熱軋帶。23.根據(jù)權(quán)利要求21所述的扁鋼產(chǎn)品，特征在于，其為通過(guò)冷軋而得到的冷軋帶。24.根據(jù)權(quán)利要求21至23中的任一項(xiàng)所述的扁鋼產(chǎn)品，特征在于，其設(shè)置有保護(hù)性金屬覆層。25.根據(jù)權(quán)利要求24所述的扁鋼產(chǎn)品，特征在于，所述保護(hù)性金屬覆層是通過(guò)熱浸鍍鋅制得的。26.根據(jù)權(quán)利要求24所述的扁鋼產(chǎn)品，特征在于，所述保護(hù)性金屬覆層是通過(guò)鍍鋅退火制得的。27.一種制備熱軋帶的方法，該熱軋帶具有至少為950MPa的抗拉強(qiáng)度和雙相組織，所述雙相組織由20%至70%的馬氏體、至多8%的殘留奧氏體、以及余量的鐵素體和/或貝氏體構(gòu)成，該方法包括下列步驟-將根據(jù)權(quán)利要求1至20中的任一項(xiàng)構(gòu)成的雙相鋼熔融，_將熔體鑄造成預(yù)制品，如扁坯或薄板坯，-將所述預(yù)制品重新加熱至或保持在iioo°c至i3oo°c的起始熱軋溫度，-在800°C至950°C的最終熱軋溫度下將所述預(yù)制品熱軋成熱軋帶，以及-將所述熱軋帶在至多650°C、特別是500°C至650°C的卷繞溫度下卷繞。28.一種制備冷軋帶的方法，所述冷軋帶具有至少為950MPa的抗拉強(qiáng)度和雙相組織，所述雙相組織由20%至70%的馬氏體、至多8%的殘留奧氏體、以及余量的鐵素體和/或貝氏體構(gòu)成，該方法包括下列步驟-將根據(jù)權(quán)利要求1至20中的任一項(xiàng)構(gòu)成的雙相鋼熔融，-將所述熔體鑄造成預(yù)制品，如扁坯或薄板坯，-將所述預(yù)制品重新加熱至或保持在iioo°c至i3oo°c的起始熱軋溫度，-在800°C至950°C的最終熱軋溫度下將所述預(yù)制品熱軋成熱軋帶，-將所述熱軋帶在至多650°C、特別是500°C至650°C的卷繞溫度下卷繞，-將所述熱軋帶冷軋成冷軋帶，-將所述冷軋帶在700°C至900°C的退火溫度下退火，以及-將退火的冷軋帶以受控方式冷卻。29.根據(jù)權(quán)利要求27或權(quán)利要求28所述的方法，特征在于，所述卷繞溫度高于500°C，至多為580°C。30.根據(jù)權(quán)利要求27至29中的任一項(xiàng)所述的方法，特征在于，所述熱軋帶以40%至70%的冷軋度被冷軋成冷軋帶。31.根據(jù)前述權(quán)利要求中的任一項(xiàng)所述的方法，特征在于，在550°C至650°C的溫度范圍內(nèi)以至少ΙΟΚ/s的冷卻速率實(shí)施所述的受控冷卻。全文摘要本發(fā)明涉及雙相鋼、扁鋼產(chǎn)品、及其制備方法，該雙相鋼具有至少950MPa的強(qiáng)度、良好的可變形性能以及良好的表面光潔度。在采用簡(jiǎn)單的制備方法的條件下，本發(fā)明的雙相鋼使得由其制備的扁鋼產(chǎn)品在未涂鍍的狀態(tài)下或在設(shè)置有抗腐蝕覆層的狀態(tài)下能夠形成復(fù)雜成形的部件，諸如車身構(gòu)件。為實(shí)現(xiàn)該目的，本發(fā)明的鋼具有由20％至70％的馬氏體、至多8％的殘留奧氏體、以及余量的鐵素體和/或貝氏體構(gòu)成的組織，并且具有以下組成(以重量％計(jì))碳0.050％至0.105％，硅0.20％至0.60％，錳2.10％至2.80％，鉻0.20％至0.80％，鈦0.02％至0.10％，硼＜0.0020％，鉬＜0.25％，鋁＜0.10％，銅至多0.20％，鎳至多0.10％，鈣至多0.005％，磷至多0.2％，硫至多0.01％，氮至多0.012％；以及余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)。文檔編號(hào)C21D8/02GK101802237SQ200880103428公開日2010年8月11日申請(qǐng)日期2008年8月7日優(yōu)先權(quán)日2007年8月15日發(fā)明者京特·施蒂希,葉卡捷林娜·博查羅瓦,多羅特婭·馬蒂森,布里吉特·哈默,托馬斯·黑勒,西爾克·施特勞斯申請(qǐng)人:蒂森克虜伯鋼鐵歐洲股份公司