CN105874086A - 高强度钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

高强度钢及其制备方法。冷轧并退火的钢板，其化学组成包含以重量表示的以下成分：0.10％≤C≤0.13％、2.4％≤Mn≤2.8％、0.30％≤Si≤0.55％、0.30％≤Cr≤0.56％、0.020％≤Ti≤0.050％、0.0020％≤B≤0.0040％、0.005％≤Al≤0.050％、Mo≤0.010％、Nb≤0.040％、0.002％≤N≤0.008％、S≤0.005％、P≤0.020％，剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质组成，以面积比计，所述板的显微组织由马氏体和/或下贝氏体、4％至35％的具有少量碳化物的贝氏体、0％至5％的铁素体以及小于5％的岛状的残留奥氏体组成，所述马氏体包含新鲜马氏体和/或自回火马氏体，马氏体和下贝氏体的面积比之和为60％至95％。

Description

高强度钢及其制造方法

本发明涉及具有非常高的拉伸强度和可变形性的冷轧并退火的钢板，其用于通过成型制造部件，特别是在汽车工业中用于制造机动车辆结构部件，以及涉及这种钢板的制造。

在成型操作期间形成了具有非常有利的屈服强度/拉伸强度比的钢。

其强化能力非常高，这使得在碰撞的情况下变形分布良好，并允许在成型之后部件获得显著更高的屈服强度。因此，能够生产与传统钢一样复杂但具有更高的机械性能的部件，这使得保持相同的功能规格而厚度减小。以这种方式，这些钢对车辆的减重和安全要求作出有效回应。

特别地，钢(其组织包含在铁素体基体中的马氏体，任选贝氏体)已经历了重大发展，因为其对高的强度与显著的变形可能性进行了结合。

最近的减重和减少能源消耗要求已导致了对非常高强度的钢(其拉伸强度TS大于1180MPa)的需求增加。

除了这一强度级别之外，这些钢还必须具有良好的延展性，良好的可焊接性和良好的可涂布性，特别是对于通过硬化连续镀锌的良好适用性。

这些钢还必须具有高的屈服强度和断裂延伸率，以及良好的可成形性。

事实上，某些汽车部件是通过结合不同变形模式的成型操作来制造。钢的某些显显微组织特征可被证明是非常适合于一种变形模式，但相对于另一种模式则是不利的。部件的某些部分必须具有高的拉伸强度和/或良好的可弯曲性和/或良好的切割边缘可成形性。

这种切割边缘可成形性通过测定孔扩张率(hole expansion ratio)(表示为Ac％)来评估。该孔扩张率测量钢在冷压期间经受扩张的适用性，并因此提供了以这种变形模式的钢的可成形性的评估。

孔扩张率可如下评估：通过在钢板上切割产生孔之后，使用截头圆锥形工具以扩大所述孔的边缘。在此操作期间，在扩张期间在靠近所述孔的边缘可能观察到早期损坏，这种损坏开始于第二相颗粒或者位于钢中不同的显微组织组分之间的界面上。

标准ISO 16630:2009中描述的，孔扩张方法由以下组成：在加压之前测量孔的初始直径Di，然后当在所述孔的边缘上在跨钢板的整个厚度上观察到裂缝时，测量加压之后孔的最终直径Df。然后使用下式确定孔扩张的适用性Ac％：

因此，Ac％使得能够量化钢板在切出孔口处耐受压力的适用性。根据该方法，初始直径为10毫米。

根据文献US 2012/0312433 A1和US 2012/132327 A1，拉伸强度TS大于1180MPa的钢是已知的。尽管如此，获得这种拉伸强度对可成形性和可焊接性是不利的。

此外，根据文献US 2013/0209833 A1、US 2011/0048589A1、US2011/01683000 A1和WO 2013/144376 A1，具有可超过1000MPa的高拉伸强度但不同时具有令人满意的可成形性和可焊接性的钢是已知的。

在这些情况下，本发明的一个目的在于提供如下钢板：其具有高的拉伸强度(特别为1180MPa至1320MPa)和高的屈服强度(特别为800MPa至970MPa，该值在对钢板进行任何光整冷轧操作之前测定)，以及良好的可成形性，特别是孔扩张率Ac％大于或等于30％，厚度为0.7mm至1.5mm的钢板的弯曲角(bending angle)大于或等于55°，以及大于5％的断裂延伸率。

为了达到这个目的，本发明涉及冷轧并退火的钢板，其化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.10％≤C≤0.13％

2.4％≤Mn≤2.8％

0.30％≤Si≤0.55％

0.30％≤Cr≤0.56％

0.020％≤Ti≤0.050％

0.0020％≤B≤0.0040％

0.005％≤Al≤0.050％

Mo≤0.010％

Nb≤0.040％

0.002％≤N≤0.008％

S≤0.005％

P≤0.020％，

剩余部分由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，以面积比计，所述钢板的显微组织由马氏体和/或下贝氏体、4％至35％的低碳化物含量的贝氏体、0％至5％的铁素体以及小于5％的岛状的残留奥氏体组成，所述马氏体包含新鲜马氏体和/或自回火马氏体，马氏体和下贝氏体的面积比之和为60％至95％。

在一些实施方案中，根据本发明的钢板还包括一个或更多个以下特征：

-以面积比计，所述显微组织包含4％至20％，优选4％至15％的新鲜马氏体；

-以面积比计，所述显微组织包含40％至95％的自回火马氏体和下贝氏体；

-所述自回火马氏体和所述下贝氏体包含沿所述马氏体和贝氏体板条的<111>方向取向的杆状碳化物；

-所述低碳化物含量的贝氏体包含少于100个碳化物/100平方微米的表面单位；

-以面积比计，所述显微组织包含4％至5％的铁素体；

-所述残留奥氏体岛的最小尺寸小于50纳米；

-通过退火形成的尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数占所述原奥氏体晶粒总数的小于10％；

-所述钢板的拉伸强度为1180MPa至1320MPa，并且孔扩张率大于或等于40％；

-所述钢板的厚度为0.7mm至1.5mm，并且所述钢板的弯曲角大于或等于55°；

-化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

2.5％≤Mn≤2.8％；

-化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.30％≤Si≤0.5％；

-化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.005％≤Al≤0.030％；

-所述钢板包含通过热浸涂获得的锌或锌合金涂层；

-所述锌或锌合金涂层是扩散退火处理的镀锌涂层，所述锌或锌合金涂层包含7％至12％的铁；

-所述钢板包含通过真空沉积获得的锌或锌合金涂层。

本发明还涉及用于制造根据本发明的冷轧并退火的钢板的方法，包括以下顺序步骤：

-提供半成品钢，其化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.10％≤C≤0.13％

2.4％≤Mn≤2.8％

0.30％≤Si≤0.55％

0.30％≤Cr≤0.56％

0.020％≤Ti≤0.050％

0.0020％≤B≤0.0040％

0.005％≤Al≤0.050％.

Mo≤0.010％

Nb≤0.040％

0.002％≤N≤0.008％

S≤0.005％

P≤0.020％

剩余部分由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，然后

-将所述半成品钢加热至大于或等于1250℃的温度T_再加热，然后

-对所述半成品钢进行热轧，轧制结束温度大于冷却时奥氏体转变开始温度Ar3以获得热轧钢板，然后

-使所述热轧钢板以足以避免形成铁素体和珠光体的速率冷却，然后

-在低于580℃的温度下卷取所述热轧钢板，然后

-对所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板，然后

-将所述冷轧钢板以1℃/s至20℃/s的加热速率V_R在600℃和Ac1之间再加热，Ac1表示加热时奥氏体转变开始的温度，然后

-将所述冷轧钢板再加热至Ac3’-10℃至Ac3’+30℃的温度Tm，并将所述冷轧钢板在所述温度Tm下保持50秒至150秒的时间Dm，Ac3’＝Min{Ac3+1200/Dm；1000℃}，其中Ac3和Ac3’以摄氏度表示且Dm以秒表示，并且其中Ac3表示加热时的奥氏体转变结束的温度，所述奥氏体转变结束温度是独立于在所述温度Ac3下的所述保持时间测定的，然后

-使所述钢板以10℃/s至150℃/s的速率冷却至460℃至490℃的温度Te，然后

-将所述钢板在温度Te下保持5秒至150秒的时间，然后

-通过连续浸渍在450℃至480℃的温度TZn下的锌或锌合金浴中对所述钢板进行涂覆，所述温度Te和TZn使得0≤(Te-TZn)≤10℃，然后

-任选地将镀层钢板加热到490℃至550℃的温度保持10s至40s的时间t_G。

本发明还涉及用于制造根据本发明的冷轧并退火的钢板的方法，包括以下顺序步骤：

-提供半成品钢，其化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.10％≤C≤0.13％

2.4％≤Mn≤2.8％

0.30％≤Si≤0.55％

0.30％≤Cr≤0.56％

0.020％≤Ti≤0.050％

0.0020％≤B≤0.0040％

0.005％≤Al≤0.050％.

Mo≤0.010％

Nb≤0.040％

0.002％≤N≤0.008％

S≤0.005％

P≤0.020％

剩余部分由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，然后

-将所述半成品钢加热至大于或等于1250℃的温度T_再加热，然后

-对所述半成品钢进行热轧，轧制结束温度大于Ar3以获得热轧钢板，然后

-使所述热轧钢板以足以避免形成铁素体和珠光体的速率冷却，然后

-在低于580℃的温度下卷取所述热轧钢板，然后

-对所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板，然后

-将所述冷轧钢板以1℃/s至20℃/s的加热速率V_R在600℃和Ac1之间进行再加热，Ac1表示加热时奥氏体转变开始温度，然后

-将所述冷轧钢板再加热至Ac3-10℃至Ac3+30℃的温度Tm，并将所述冷轧钢板在温度Tm下保持50秒至150秒的时间Dm，Ac3’＝Min{Ac3+1200/Dm；1000℃}，其中Ac3和Ac3’以摄氏度表示且Dm以秒表示，并且其中Ac3表示加热时的奥氏体转变结束温度，所述奥氏体转变结束温度是独立于在所述温度Ac3下的所述保持时间测定的，然后

-使所述钢板以10℃/s至100℃/s的速率冷却至460℃至490℃的温度Te，然后

-将所述钢板在温度Te下保持5秒至150秒的时间，然后

-使所述钢板冷却至环境温度。

在一些实施方案中，后一种方法还包括一个或更多个以下特征：

-在冷却至环境温度的步骤之后通过真空沉积进行锌或锌合金涂覆；

-所述真空沉积通过物理气相沉积(PVD)进行；

-所述真空沉积通过喷射气相沉积(JVD)进行。

在阅读以下作为示例提供并参考附图实施的说明书之后，本发明的特征和优点将变得明显，其中：

-图1示出了根据本发明的钢板的通过第一种类型的蚀刻显示的显微组织；

-图2示出了图1钢板的通过第二种类型的蚀刻显示的显微组织。

在整个申请中，Ar3表示冷却时奥氏体转变开始温度。

此外，Ac1表示钢加热时同素异形转变开始温度。

此外，Ac3表示加热时的奥氏体转变结束的温度，如通过本身已知的程序所计算的。这种计算不涉及在温度Ac3下的保持时间。

然而，加热时奥氏体转变结束的温度取决于在稳定阶段的保持时间，表示为Dm。因此，提及Ac3’是指加热时修正的最小奥氏体转变结束温度，其使用式Ac3’＝Min{Ac3+1200/Dm；1000℃}确定，其中Ac3和Ac3’以摄氏度表示且Dm以秒表示。Min{Ac3+1200/Dm；1000℃}表示(Ac3+1200/Dm)和1000℃两个量之间的最小值。因此，如果Ac3+1200/Dm小于或等于1000℃，则Ac3’＝Ac3+1200/Dm。然而，如果Ac3+1200/Dm大于1000℃，则Ac3’＝1000℃。因此，认为即使当在稳定阶段的保持时间非常短时，1000℃的温度也使得能够获得奥氏体组织。

该温度Ac3’使得当将钢保持在温度Ac3’下等于Dm的保持时间时，钢板完全是奥氏体相。

马氏体是冷却时奥氏体γ在马氏体转变开始温度Ms以下转变而不扩散的结果。

马氏体呈在一个方向上延伸并且朝向奥氏体的每个初始晶粒内部的细板条的形式。术语马氏体包括新鲜马氏体和自回火马氏体两者。

以下将对自回火马氏体和新鲜马氏体(即，不回火并且不自回火的马氏体)加以区分。

特别地，自回火马氏体以包含分散在这些板条中的碳化铁的细板条的形式存在，这些板条是沿板条网格α的<111>方向取向的杆状。这种自回火马氏体在低于马氏体转变温度Ms的快速冷却循环的情况下形成。当冷却不慢到足以产生新鲜马氏体时，通过在马氏体转变温度Ms以下析出形成了分散在板条中的碳化铁。与此相反，新鲜马氏体不包含碳化物。

贝氏体(在从高于马氏体转变开始温度Ms的奥氏体范围的冷却期间形成)呈铁素体板条和渗碳体粒子的聚集体的形式。贝氏体的形成涉及短距离扩散。

以下将对下贝氏体和低碳化物含量的贝氏体进行区分。

在冷却期间，在恰好高于马氏体转变开始温度的温度范围内形成下贝氏体。所述下贝氏体呈细板条的形式并且包含分散在这些板条中的碳化物。

此外，低碳化物含量的贝氏体指包含少于100个碳化物/100平方微米的表面单位的贝氏体。在冷却期间，在550℃和450℃之间形成低碳化物含量的贝氏体。

与低碳化物含量的贝氏体不同，下贝氏体通常包含多于100个碳化物/100平方微米的表面单位。

在钢的化学组成中，碳在显微组织的形成以及机械性能中发挥作用。

碳的重量含量为0.10％至0.13％。这种碳含量范围使得能够同时获得大于1180MPa的拉伸强度，大于5％的断裂延伸率，以及大于30％或者甚至大于40％的令人满意的孔扩张率Ac％。特别地，低于0.10％的碳含量水平使得不能够获得足够的拉伸强度。对于大于0.13％的更高碳含量，可焊接性倾向于下降。此外，温度Ms下降，使得显微组织中新鲜马氏体(即，不回火并且不自回火的马氏体)的分数倾向于增大并因此孔扩张率劣化。

锰的重量含量为2.4％至2.8％，优选为2.5％至2.8％。锰是γ源性元素(gammagenous element)，其降低温度Ac3并且降低马氏体的开始形成温度Ms。低的碳含量的钢会导致高于850℃的高的温度Ac3。通过减小温度Ac3的值，大于2.4％的锰含量使得能够在840℃和850℃之间保持至少50秒的时间之后获得钢在所述温度下的完全奥氏体化。锰还使得能够形成自回火马氏体并因此有助于获得大于或等于40％的孔扩张率。将锰含量水平限制为2.8％以限制带结构的形成。

硅是参与固溶体中硬化的元素，其在钢中的按重量计的含量水平为0.30％至0.55％，优选为0.30％至0.5％。至少0.30％的含量水平使得能够获得足够硬化的铁素体和/或贝氏体。将硅的按重量计的含量限制到0.55％以确保大于或等于40％的孔扩张率Ac％，同时限制上贝氏体的形成。此外，硅含量水平的提高将通过促进粘附在钢板表面上的氧化物的形成而使钢的涂布性能劣化。

此外，硅降低可焊接性。可焊接性可特别使用碳当量Ceq进行估计，Ceq例如使用由Nishi,T等在“Evaluation of high-strength steels forautomobile use”,Nippon Steel technical report,No.20,第37-44页,1982中公开的公式进行计算，其中元素的含量水平以重量百分比表示：

Ceq＝C+Mn/20+Si/30+P+S*2。

低于0.55％的硅含量水平特别有助于确保非常好的可焊接性，特别是使用Nishi公式计算的小于或等于0.30％的碳当量以及良好的涂布性能。

硅也是α源性的并因此有助于提高温度Ac3，并且促进低碳化物含量的贝氏体的形成。因此，低于0.55％的硅含量水平有助于避免过量的低碳化物含量的贝氏体的形成。

钢板的组成还包含含量大于或等于0.30％的铬，以提高钢的淬透性，并且增加其硬度以及其拉伸强度。铬含量水平必须小于或等于0.56％，以保持令人满意的断裂延伸率并控制成本。

钛以0.020％至0.050％的含量存在于钢中。在0.020％至0.050％的含量中，钛基本上与氮和碳结合从而以氮化物和/或碳氮化物的形式析出。低于0.020％，未获得1180MPa的拉伸强度。钛还对钢的可焊接性具有正面影响。

超过0.050％的钛含量水平，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，并在孔扩张期间导致早期损坏。事实上，当存在尺寸大于6微米的氮化物时，观察到这些氮化物的大多数来源于切割与加压步骤期间与基体的断裂。钛还使得能够确保氮以氮化物或碳氮化物的形式完全结合，使得硼是游离的形式并且可以在淬透性中发挥有效作用。

硼的重量含量为0.0020％至0.0040％。通过限制碳的活性，硼确实使得能够控制和限制扩散相转变(冷却期间铁素体或珠光体转变)，并且能够形成获得高拉伸强度特性所必需的硬化相(贝氏体或马氏体)。硼的添加还使得能够限制硬化元素(例如，Mn、Mo、Cr)的添加并能够降低钢种的分析成本。根据本发明，确保有效淬透性的最小硼含量水平为0.0020％。超过0.0040％，对淬透性的影响饱和并且观察到对涂布性能和延展性的有害影响。

钢板的组成还任选地包含含量低于0.010％的钼。钼如同铬一样在淬透性中发挥有效作用。然而，高于0.010％的含量水平过度提高了添加成本。

热轧钢板的化学组成任选地包含低于0.040％的重量含量水平的铌。超过0.040％的重量含量水平时，奥氏体的再结晶延迟。然后，组织包含显著部分的细长晶粒，其使得不再能够获得目标孔扩张率Ac％。

此外，只要氮的重量含量水平为0.002％至0.008％即可。为了形成足够量的氮化物和碳氮化物，氮含量水平必须高于0.002％。氮含量水平必须低于0.008％以避免氮化硼析出，这会减少游离硼的量。

0.005％至0.050％的铝重量含量水平使得能够确保钢在其制造期间脱氧。铝含量水平必须低于0.050％或者低于0.030％，以避免提高温度Ac3并且避免在冷却期间形成铁素体。

组成任选地包含硫和磷。

硫含量水平必须低于0.005％。超过0.005％的硫含量水平，由于大量存在降低形变能力(特别是孔扩张率Ac％)的硫化物如MnS，故延展性降低。

磷含量水平必须低于0.020％。事实上，磷是赋予固溶体硬化但降低点焊性和热延展性的元素，特别是由于其对于在晶界上偏析或者对于与锰共偏析的适用性。

以面积比计，根据本发明的钢板的显微组织包含60％至95％的马氏体和下贝氏体，4％至35％的低碳化物含量的贝氏体，0％至5％的铁素体，以及小于5％的岛状残留奥氏体。

在本发明的上下文中，考虑马氏体和下贝氏体的面积比之和，这种总面积分数为60％至95％。

如前所述，对自回火马氏体和新鲜马氏体(即，不回火并且不自回火马氏体)进行区分。

根据一个实施方案，马氏体是特别通过自回火马氏体形成的，自回火马氏体和下贝氏体的面积比之和为整个显微组织的至少40％，并且最高95％。

自回火马氏体和下贝氏体以细板条的形式存在，并且包含分散在这些板条中的碳化物。

特别地，自回火马氏体和下贝氏体包含杆状的碳化铁Fe₂C和Fe₃C，所述杆沿马氏体和贝氏体板条网格α的<111>方向取向。

由于自回火马氏体和下贝氏体对于钢的使用性能具有基本上相同的作用，因此共同指定自回火马氏体和下贝氏体的比例。此外，这两种组分(以细板条的形式存在)在扫描电子显微镜观测中不能互相独立鉴定。

为40％至95％的自回火马氏体和下贝氏体的面积百分比使得能够有利于钢的可成形性，特别是其可弯曲性及其切割边缘可成形性。因此，自回火马氏体和下贝氏体的至少40％的百分比使得能够获得良好的弯曲角，特别是厚度为0.7mm至1.5mm的钢板的至少55°的弯曲角，以及特别是大于或等于40％的良好的孔扩张率Ac％。

自回火马氏体和下贝氏体在显微组织中的百分比优选小于95％，以保持足够百分比的低碳化物含量的贝氏体，使得能够获得至少5％的断裂延伸率。

马氏体还可以包含整个显微组织的4％至20％，优选4％至15％的面积比的部分新鲜马氏体。

新鲜马氏体不包含碳化物。

新鲜马氏体的表面百分比必须低于20％，优选低于15％，以特别避免使钢的脆性劣化并且确保良好的孔扩张率。

特别地，必须使带状的新鲜马氏体的面积百分比最小化。马氏体带是指具有细长形貌的长马氏体岛。特别地，这种带相对于钢板的轧制方向(在加10度或减10度以内)具有更大的长度。这种细长形貌一方面以所述岛的最大长度Lmax与最短长度Lmin之比为特征，并且另一方面以所述岛的最大尺寸Lmax的值为特征。当给定的岛的Lmax/Lmin比大于或等于15以及当其最大长度Lmax大于30μm时，其被认为具有细长形貌，因此形成带。

这些带的形成在高的碳和锰含量水平下有利。

带状的新鲜马氏体面积百分比的最小化(特别低于整个显微组织的10％)特别使得能够避免弯曲角的任何劣化。

显微组织还包含4％至35％的低碳化物含量的贝氏体(即，包含少于100个碳化物/100平方微米的表面单位)。

低碳化物含量的贝氏体在550℃至450℃的冷却期间形成。其形成在添加硅(倾向于延迟碳化物的析出)连同少量的硬化元素如碳或锰时特别有利。

低碳化物含量的贝氏体使得能够提高断裂延伸率。特别地，低碳化物含量的贝氏体的至少4％的面积比使得能够获得至少5％的断裂延伸率。低碳化物含量的贝氏体的面积比必须限于35％，以确保大于或等于40％的孔扩张率以及大于或等于1180MPa的拉伸强度。

显微组织还包含0％至5％，优选4％至5％的铁素体。铁素体的面积比必须不超过5％，以确保良好的可弯曲性以及大于1180MPa的强度。

显微组织可包含岛状残留奥氏体，特别是在自回火马氏体和下贝氏体的板条之间形成小片。残留奥氏体的面积比低于5％。

优选地，这些残留奥氏体岛的最小尺寸小于50纳米。

此外，本发明人还已示出了在冷轧钢板的退火期间(即，存在于在退火保持结束时而在随后冷却之前的高温下)控制所产生的奥氏体晶粒尺寸的重要性。这些奥氏体晶粒被认为是“原奥氏体晶粒”，因为这些晶粒在冷却之后的随后同素异形转变期间被其他组分所取代。如将要解释的，这些原奥氏体晶粒的尺寸仍然可以通过不同的方法显示在最终产品中。根据本发明，尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数占这些原奥氏体晶粒总数的小于10％。

尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数例如使用合适的试剂(其蚀刻速度取决于在前者边界上的某些局部偏析)确定，例如Béchet-Beaujard试剂。为了达到这个目的，使用合适的试剂(特别是由用苦味酸饱和的水溶液与至少0.5％的添加烷基磺酸钠构成的试剂)对以最终状态(即，在根据本发明的制造方法结束时)的钢样品进行蚀刻数分钟至1小时的时间。

在这种蚀刻结束时，样品的显微检查使得能够观察原奥氏体晶粒的边界，并能够产生这些原奥氏体晶粒尺寸的直方图，特别是确定尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数。

或者，原奥氏体晶粒的尺寸可如下测定：在退火后的冷却期间使用分级淬火，通过采用初始冷却条件以使晶间铁素体生长，然后通过淬火中断后者。

本发明人已证明，这些原奥氏体晶粒的尺寸决定在退火之后的冷却期间的相转变动力学。特别地，小奥氏体晶粒(小于1微米)有助于降低温度Ms的值并因此增加了新鲜马氏体的形成。

相反地，大奥氏体晶粒的存在减少了低碳化物含量的贝氏体的形成。

尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数构成奥氏体晶粒总数的小于10％，因此特别有助于获得大于或等于40％的孔扩张率Ac％以及厚度为0.7mm至1.5mm的钢板的至少55°的弯曲角。

例如通过使用放大倍率大于1200x的与EBSD(“电子背散射衍射”)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这些显微组织特征。然后，使用本身已知的程序(例如程序)通过图像分析来确定板条和晶粒的形态。

根据本发明的冷轧并退火的钢板能够制造成无覆盖的，其不经涂覆，但也可以是经涂覆的。例如，这样的涂层可由锌或锌合金形成，特别是包含7％至12％的铁的扩散退火处理的镀锌涂层。

特别地，这样的钢板非常适合于金属涂层的沉积，特别是通过根据常规方法的浸渍。

特别地，钢的组成和拉伸特征与用连续浸涂的锌涂覆方法的限制和热循环兼容。

所使用的涂覆方法取决于目标应用。特别地，涂层可通过浸渍，使用真空沉积方法如JVD(喷射气相沉积)或者通过阳离子电沉积来获得。

本发明人已证明，根据本发明的钢板具有1180MPa至1320MPa的拉伸强度，和800MPa至970MPa的屈服强度(在任何光整冷轧操作之前)，至少5％、特别是大于8％的断裂延伸率，以及大于或等于30％，特别是大于或等于40％的孔扩张率Ac％。

特别地，获得了800MPa至970MPa的屈服强度，同时保持拉伸强度低于1320MPa。此外，这样的钢板具有高的弯曲角。特别地，当钢板的厚度为0.7mm至1.5mm时，弯曲角为至少55°。

实施根据本发明的轧制板的制造方法包括以下顺序步骤。

提供了具有根据本发明的组成的钢，以及由所述钢铸造半成品钢。这种铸造可以以铸锭的形式实现，或者连续地以厚度为约200mm的板坯的形式实现。

首先使铸造的半成品钢达到高于1250℃的温度T_R以使钢均匀并完全溶解析出相。

然后，将半成品钢在其中钢的组织是完全奥氏体的温度范围内(即，在高于冷却时奥氏体的转变起始温度Ar3的温度T_FL下)进行热轧。如果温度T_FL低于温度Ar3，则铁素体晶粒是通过轧制应变硬化并且延展性降低。优选地，将选择高于875℃的轧制结束温度。

使热轧钢板以足以避免铁素体和珠光体形成的速率(特别是大于30℃/s)冷却，然后在500℃至580℃的温度T_Bob下卷取热轧钢板。卷取温度必须低于580℃以避免在卷取期间氧化。过低的卷取温度(即，低于500℃)导致钢硬度增加，这增加了随后冷轧期间需要的力。所述卷取温度范围还使得能避免珠光体形成。

然后，以例如40％至70％的压下率进行冷轧以引入允许随后再结晶的变形量。

然后，优选在连续退火设备中，将冷轧钢板以1℃/s至20℃/s的平均加热速率V_C在600℃和温度Ac1(加热时奥氏体的同素异形转变开始温度)之间进行加热。

温度Ac1可通过膨胀测定法测量或者使用“Darstellung derUmwandlungen für technische Anwendungen und ihrerBeeinflussung”,H.P.Hougardy,Werkstoffkunde Stahl Band 1,198-231,Verlag Stahleisen,Düsseldorf,1984中公开的下式评估：

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

在该式中，温度Ac1以摄氏度表示，并且C、Mn、Si、Cr、Mo和Ni分别表示组成中C、Mn、Si、Cr、Mo和Ni的重量百分比。

在钢在600℃和Ac1之间的加热期间，再结晶开始发生并且在钢中形成TiNbCN的析出物，这使得能够控制由Ac1形成的奥氏体晶粒的尺寸分布。

出人意料地，本发明人已证明，控制在600℃和Ac1之间的平均加热速率V_C以及因此在600℃和Ac1之间的加热时间(这对应于再结晶开始和相转变开始之间的时间)对于随后的相转变动力学是决定性的，特别是在退火温度T_M下的随后保持阶段期间。因此，本发明人已证明，出乎意料地，在600℃和Ac1之间选择1℃/s至20℃/s的平均加热速率V_C使得能够在制造方法结束时获得显微组织由以下组成的钢：以面积比60％至95％的马氏体和下贝氏体，4％至35％的低碳化物含量的贝氏体，0％至5％的铁素体，以及小于5％的岛状残留奥氏体。

特别地，低于1℃/s的平均加热速率V_C会导致在600℃和Ac1之间的加热时间过长，并因此形成过量铁素体且机械强度过低。

相反，高于20℃/s的平均加热速率V_C会导致在600℃和Ac1之间的加热时间过短，以及在600℃和Ac1之间的加热期间铁素体晶粒生长不充分。

然而，本发明人已证明，在600℃和Ac1之间的加热结束时获得的铁素体晶粒的尺寸对在奥氏体化结束时的奥氏体晶粒的尺寸产生影响。铁素体晶粒的不充分生长确实引起过小部分的小奥氏体晶粒的形成，由于温度M_S值的减小，因此在退火结束时自回火马氏体形成不充分，即，小于40％。

然后，将冷轧钢板从温度Ac1加热到Ac3’-10℃至Ac3’+30℃的退火温度T_M，并将所述冷轧钢板在温度T_M下保持50秒至150秒的时间Dm。

如上所指出，温度Ac3’取决于在稳定阶段的保持时间。选择时间Dm使得尺寸小于1微米的奥氏体晶粒的分数占奥氏体晶粒总数的小于10％。特别地，保持时间Dm必须足够长以形成足够大的奥氏体晶粒。优选地，将选择大于3微米的平均粒径，理想地为5微米至10微米。

此外，短于50秒的保持时间Dm会导致在该方法结束时形成过大比例的铁素体。

奥氏体晶粒的尺寸决定在退火时的冷却期间的相转变动力学。特别地，小奥氏体晶粒(小于1微米)有助于减小温度Ms的值，并因此减少自回火马氏体的形成。

将冷轧板以1℃/s至20℃/s的平均加热速率V_C在600℃和Ac1之间加热，随后通过将所述冷轧钢板在Ac1和T_M之间加热，并将所述冷轧钢板在温度T_M下保持50秒至100秒的时间Dm，从而使得能够控制形成的奥氏体晶粒的尺寸，并且更特别地控制尺寸小于1微米的这些晶粒的分数。

这些加热参数使得在退火结束时能够获得根据本发明的显微组织，并因此助于获得期望的机械特性。

然后，使钢板以10℃/s至100℃/s的速率V_R冷却到460℃至490℃的温度Te。冷却速率V_R必须大于10℃/s以形成小于5％的铁素体并且不形成太多的低碳化物含量的贝氏体。

该冷却可以从温度T_M以一个或更多个步骤进行，并且在后一种情况下该冷却可涉及不同的冷却方式，例如，冷水浴或沸水浴、水射流或气体射流。

然后，将钢板在温度Te下保持5秒至150秒的时间De。

在此阶段发生奥氏体向贝氏体的部分转变。在Te下的保持必须短于150秒以限制贝氏体的面积比，并因此获得足够比例的马氏体。

该方法的以下步骤根据一个步骤是制造连续镀锌钢板(特别是扩散退火处理的镀锌钢板)还是未涂覆的而有所不同。

根据对应于连续镀锌钢板的制造的第一实施方案，钢板如下涂覆：通过将其连续传递浸渍在450℃至480℃的温度TZn下的锌或锌合金浴中数秒。温度Te和TZn使得0≤(Te-TZn)≤10℃。

然后，通过将大部分的剩余奥氏体转变成新鲜马氏体和/或下贝氏体使镀锌产品冷却至环境温度。以这种方式，获得了冷轧退火的镀锌钢板，以面积比计，其包含60％至95％的马氏体和下贝氏体，4％至35％的低碳化物含量的贝氏体，0％至5％的铁素体，以及小于5％的岛状残留奥氏体。

如果希望制造冷轧、退火和“扩散退火处理的镀锌”(镀锌合金)的钢板，则在离开锌或锌合金浴之后立即将镀锌产品在490℃至550℃的温度T_G下加热10s至40s的时间t_G。因此，引起了铁和在浸渍期间沉积的锌或锌合金细层的相互扩散，这使得能够获得扩散退火处理的镀锌钢板。

然后，将扩散退火处理的镀锌钢板冷却至环境温度，同时将大部分的剩余奥氏体转变成新鲜马氏体和/或下贝氏体。以这种方式，获得了冷轧、退火和扩散退火处理的镀锌钢板，以面积比计，其包含60％至95％的马氏体和下贝氏体，4％至35％的低碳化物含量的贝氏体，0％至5％的铁素体，以及小于5％的岛状残留奥氏体。

根据对应于未涂覆钢板的制造的第二实施方案，进行钢板从温度Te至环境温度的冷却以获得冷轧退火的未涂覆钢板，以面积比计，其包含60％至95％的马氏体和下贝氏体，4％至35％的低碳化物含量的贝氏体，0％至5％的铁素体，以及小于5％的岛状残留奥氏体。

根据对应于真空涂覆钢板的制造的第三实施方案，如第二实施方案中的进行钢板从温度Te至环境温度的冷却，然后例如通过物理气相沉积(PVD)或喷射气相沉积(JVD)类型的方法进行锌或锌合金涂覆的真空沉积。获得了冷轧退火的涂覆钢板，以面积比计，其包含60％至95％的马氏体和下贝氏体，4％至35％的低碳化物含量的贝氏体，0％至5％的铁素体，以及小于5％的岛状残留奥氏体。

本发明人已证明，实施该方法使得能够获得这样的钢板：其具有1180MPa至1320MPa的拉伸强度，和800MPa至970MPa的屈服强度(在任何光整冷轧操作之前)，至少5％或者甚至8％的断裂延伸率，其孔扩张率Ac％大于或等于30％，甚至大于或等于40％。

此外，实施该方法使得能够得到当钢板的厚度为0.7mm至1.5mm时弯曲角为至少55°的钢板。

此外，使用常规装配方法如通过点电阻焊接，所获得的钢板具有良好的可焊接性。

作为一个非限制性实例，以下结果显示出由本发明赋予的有利特性。

已提供了半成品钢，其中以重量含量(％)表示的组成示于下表1中。

除了用于制造根据本发明的钢板的钢I1至I4之外，示出了用于制造参考钢板的钢R1至R9的组成作为比较。

表1

加下划线的值不是根据本发明的。

使用程序计算温度Ac3、马氏体转变开始温度Ms以及对应于这些组成的每一种的碳当量Ceq。这些值提供在下表2中。

特别地，温度Ms由K.W.Andrews在“Empirical Formulae for theCalculation of Some Transformation Temperatures”,Journal of the Ironand Steel Institute,203,第7部分,1965中公开的下式确定，其中元素的含量水平以重量百分比表示：

Ms(℃)＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-11Si-7Mo。

碳当量Ceq由上述Nishi公式确定。

加下划线的值不是根据本发明的。

表2

将对应于上述组成的铸造半成品钢再加热至高于1250℃的温度T_再加热，然后进行热轧，轧制结束温度等于850℃，因此大于所有这些钢的Ar3。

然后，使热轧钢板冷却，同时避免形成铁素体和珠光体，然后在545℃的温度下卷取。

然后，将钢板冷轧至1.4mm的厚度。

然后，将钢板以再加热速率V_c在600℃和Ac1(Ac1表示加热时奥氏体转变开始温度)之间进行再加热，然后再加热至温度Tm并在温度Tm下保持时间Dm。

按照第一组测试，使钢板以速率V_R冷却至温度Te，然后在温度Te下保持时间De。

这些测试按照表3中所示的五种不同的处理条件(a至e)来进行。

按照第6个测试(表3中的f)，使钢板以冷却速率V_R从温度Tm冷却至环境温度，而不保持在Tm和环境温度之间的中间温度下。在表3中，NA意指不适用。事实上，根据处理f，不进行在温度Te下的保持，并因此保持时间De是不相关的。

因此，所制造的钢板是未涂覆的钢板。

处理	VC(℃/s)	Tm(℃)	Dm(s)	VR(℃/s)	Te(℃)	De(s)
							a	2	810	120	30	460	130
b	2	830	120	30	460	130
							c	6	820	60	26	470	33
d	0.2	820	2	26	460	33
							e	0.2	820	60	26	460	33
f	2	830	120	>100℃/s	20	NA

表3

加下划线的值不是根据本发明的。

使用拉伸强度测试，确定了通过不同的制造方式获得的钢板的屈服强度Ys、拉伸强度TS和总延伸率A。这些钢板的可弯曲性也通过测定断裂之前的最大角度来确定。

钢板断裂之前的最大角度通过施加冲头到钢板上以使所述板弯曲来确定。待施加以进行弯曲的力增加直至钢板断裂。因此，测量在弯曲期间施加的力使得能够发现钢板断裂的开始，并且能够测量当断裂发生时的弯曲角。

还通过如下方式测定了各钢板的孔扩张率Ac％：使用截头圆锥形工具通过在钢板上切割产生孔以在所述孔的边缘引起扩张。如标准ISO16630:2009中所述，在加压之前测量孔的初始直径Di，然后当在所述孔的边缘上跨整个钢板厚度上观察到裂缝时，测量加压之后孔的最终直径Df。孔扩张能力Ac％根据以下公式确定：

还确定了钢的显微组织。在用亚硫酸氢钠蚀刻之后，将马氏体(包括自回火马氏体和新鲜马氏体)和下贝氏体(共同)、自回火马氏体和下贝氏体(共同)以及低碳化物含量的贝氏体的面积比量化。将新鲜马氏体的面积比在通过NAOH-NaNO3试剂蚀刻之后量化。

铁素体的面积比还通过其中铁素体相是可识别的光学和扫描电子显微镜观察确定。

钢板的显微组织提供在下表4中。

表4

加下划线的值不是根据本发明的。

钢板的机械性能提供在下表5中。

表5

在该表中，n.d意指性能的值未确定。

这些结果的分析表明钢的组成、其显微组织和机械性能之间的关系。

钢板I1-b、I2-b、I3-b、I4-b和I5-b具有根据本发明的组成和显微组织。随后，这些钢板具有满足目标值的拉伸强度、屈服强度、延伸率、弯曲角和孔扩张率。

图1和2示出了钢板I4-b的显微组织。图1是钢板通过亚硫酸氢钠蚀刻的结果，而图2是钢板通过NAOH-NaNO3蚀刻的结果。图1示出了自回火马氏体和下贝氏体(M+B1)，以及低碳化物含量的贝氏体(BFC)。图2示出了以较暗区的形式的新鲜马氏体(MF)。

根据实施例R1-b的钢板示出了过高的Cr含量水平和过高的B含量的水平，使得其拉伸强度TS过高。因此，尽管获得了令人满意的屈服强度YS，但该屈服强度与过高的拉伸强度TS共同获得。

根据R2-b和R3-b的钢板具有过低的C含量水平，并因此不具有令人满意的拉伸强度。

特别地，根据实施例R2-b的钢板包含高的低碳化物含量的贝氏体分数，由于构成钢板的钢的低的C含量水平，这导致获得相对低的拉伸强度。

此外，低的C含量水平导致温度Ac3提高，并因此温度Ac3’提高。

对于根据制造条件c的实施例R3，因此形成了过高数量的小奥氏体晶粒，这导致在退火结束时形成过低面积比的自回火马氏体与下贝氏体，过高比例的新鲜马氏体，以及过高面积比的低碳化物含量的贝氏体。

这导致获得不足的强度TS和屈服强度YS，以及小于期望最低比率的孔扩张率。

根据实施例R4-b的钢板具有过高的C和Mn含量水平，过低的Cr和Si含量水平，过高的Nb含量水平和过低的B含量水平，从而导致获得的弯曲角太小。

特别地，实施例R4-b中的Mn和C的高含量水平导致过度形成带状的新鲜马氏体，这导致弯曲角劣化。此外，由于高含量水平的碳和锰，钢的可焊接性劣化。特别地，由上述Nishi式确定的碳当量Ceq等于0.34％，因此大于期望的最大值0.30％。

实施例R5示出了过低的Mn含量水平，其与高的Si含量水平(0.507％)结合导致过度形成根据处理b和c的低碳化物含量的贝氏体。

因此，实施例R5-b和R5-c具有不足的拉伸强度和屈服强度。

此外，过低的Mn含量水平导致高的温度Ac3＝820℃。因此，根据制造条件c，Ac3＝840℃的值较高，使得温度Tm＝820℃低于Ac3’-10℃。结构，优化不完全，在钢中保留了过高面积比的铁素体，以及过少的自回火马氏体和下贝氏体。

因此，拉伸强度TS和屈服强度YS不足，孔扩张率Ac％也不足。

同样地，实施例R6示出了过低的Mn含量水平，其与高的Si含量水平(0.511％)结合导致过度形成低碳化物含量的贝氏体。

此外，过低的Mn含量的水平导致高的温度Ac3＝820℃，使得根据途径c，温度Tm＝820℃小于Ac3’-10℃＝830℃。

结果，优化不完全，并且在钢中保留了过高面积比的铁素体，以及过少的自回火马氏体和下贝氏体。因此，屈服强度和孔扩张率劣化。然而，高的Mo含量水平使得能够保持高的拉伸强度TS。

实施例R7具有过高的Mo含量水平。由于实施例R7的低Nb含量水平，故这种高的Mo含量水平导致原奥氏体晶粒的尺寸减小，并且由于温度M_S值的减小，因此导致在退火结束时马氏体和下贝氏体(特别是自回火马氏体和下贝氏体)形成不充分，而过度形成新鲜马氏体。

对于实施例R7，其导致不足的屈服强度。然而，高的Mo含量水平使得能够保持高的拉伸强度TS。

钢R8的组合物也具有过高的Mo含量水平。

实施例R9示出了过高的Si含量水平，导致过度形成低碳化物含量的贝氏体以及马氏体和下贝氏体形成不充分，这导致获得不足的屈服强度。对于实施例I1-D，加热速率Vc和保温时间Dm太低。因此，温度Tm低于Ac3’-10。结果，优化不完全，并且观察到铁素体晶粒过度生长。因此，在钢中保留了过大面积比的铁素体、不足的自回火马氏体和下贝氏体，以及不足的低碳化物含量的贝氏体。因此，拉伸强度和屈服强度不足。

对于实施例I1-e，加热速率Vc太低。因此，观察到铁素体晶粒过度生长。因此，在钢中保留了过大面积比的铁素体、不足的自回火马氏体和下贝氏体，以及不足的低碳化物含量的贝氏体。因此，拉伸强度和屈服强度不足。

对于实施例I4-f，冷却速率V_R太高。因此，形成了过多的马氏体和下贝氏体以及不足的低碳化物含量的贝氏体和新鲜马氏体。

因此，拉伸强度和屈服强度远远超出目标拉伸强度和屈服强度。

Claims (21)

1.一种冷轧并退火的钢板，其化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.10％≤C≤0.13％

2.4％≤Mn≤2.8％

0.30％≤Si≤0.55％

0.30％≤Cr≤0.56％

0.020％≤Ti≤0.050％

0.0020％≤B≤0.0040％

0.005％≤Al≤0.050％

Mo≤0.010％

Nb≤0.040％

0.002％≤N≤0.008％

S≤0.005％

P≤0.020％，

剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质组成，以面积比计，所述钢板的显微组织由马氏体和/或下贝氏体、4％至35％的低碳化物含量的贝氏体、0％至5％的铁素体以及小于5％的岛状的残留奥氏体组成，所述马氏体包含新鲜马氏体和/或自回火马氏体，马氏体和下贝氏体的面积百分比之和为60％至95％。

2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于以面积比计，所述显微组织包含4％至20％，优选4％至15％的新鲜马氏体。

3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于以面积比计，所述显微组织包含40％至95％的自回火马氏体和下贝氏体。

4.根据权利要求3所述的钢板，其特征在于所述自回火马氏体和所述下贝氏体包含沿马氏体和贝氏体板条的<111>方向取向的杆状碳化物。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的钢板，其特征在于所述低碳化物含量的贝氏体包含少于100个碳化物/100平方微米的表面单位。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的钢板，其特征在于以面积比计，所述显微组织包含4％至5％的铁素体。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的钢板，其特征在于残留奥氏体岛的最小尺寸小于50纳米。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的钢板，其特征在于通过退火形成的尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数占所述原奥氏体晶粒总数的小于10％。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的钢板，其特征在于所述钢板的拉伸强度为1180MPa至1320MPa，并且孔扩张率Ac％大于或等于40％。

10.根据权利要求1至9中任一项所述的钢板，其特征在于所述钢板的厚度为0.7mm至1.5mm，并且所述钢板的弯曲角大于或等于55°。

11.根据权利要求1至10中任一项所述的钢板，其特征在于所述化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

2.5％≤Mn≤2.8％。

12.根据权利要求1至11中任一项所述的钢板，其特征在于所述化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.30％≤Si≤0.5％。

13.根据权利要求1至12中任一项所述的钢板，其特征在于所述化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.005％≤Al≤0.030％。

14.根据权利要求1至13中任一项所述的钢板，其特征在于所述钢板包含通过连续浸涂获得的锌或锌合金涂层。

15.根据钢板权利要求14所述的钢板，其特征在于所述锌或锌合金涂层是扩散退火处理的镀锌涂层，所述锌或锌合金涂层包含7％至12％的铁。

16.根据权利要求1至13中任一项所述的钢板，其特征在于所述钢板包含通过真空沉积获得的锌或锌合金涂层。

17.一种用于制造根据权利要求1至15中任一项所述的冷轧并退火的钢板的方法，包括以下连续步骤：

-提供半成品钢，其化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.10％≤C≤0.13％

2.4％≤Mn≤2.8％

0.30％≤Si≤0.55％

0.30％≤Cr≤0.56％

0.020％≤Ti≤0.050％

0.0020％≤B≤0.0040％

0.005％≤Al≤0.050％

Mo≤0.010％

Nb≤0.040％

0.002％≤N≤0.008％

S≤0.005％

P≤0.020％

剩余部分由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，然后

-将所述半成品钢加热至大于或等于1250℃的温度T_再加热，然后

-对所述半成品钢进行热轧，轧制结束温度大于冷却时奥氏体转变开始温度Ar3以获得热轧钢板，然后

-使所述热轧钢板以足以避免形成铁素体和珠光体的速率冷却，然后

-在低于580℃的温度下卷取所述热轧钢板，然后

-对所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板，然后

-将所述冷轧钢板以1℃/s至20℃/s的加热速率V_R在600℃和Ac1之间进行再加热，Ac1表示加热时的奥氏体转变开始温度，然后

-将所述冷轧钢板再加热到Ac3’-10℃至Ac3’+30℃的温度Tm，并将所述冷轧钢板在所述温度Tm下保持50秒至150秒的时间Dm，Ac3’＝Max{Ac3+1200/Dm；1000℃}，其中Ac3和Ac3’以摄氏度表示且Dm以秒表示，并且其中Ac3表示加热时的奥氏体转变结束温度，所述奥氏体转变结束温度是独立于在所述温度Ac3下的所述保持时间测定的，然后

-使所述钢板以10℃/s至150℃/s的速率冷却至460℃至490℃的温度Te，然后

-将所述钢板在所述温度Te下保持5秒至150秒的时间，然后

-通过连续浸渍在450℃至480℃的温度TZn下的锌或锌合金浴中对所述钢板进行涂覆，所述温度Te和TZn使得0≤(Te-TZn)≤10℃，然后-任选地将经涂覆钢板加热到490℃至550℃之间的温度保持10s至40s的时间t_G。

18.一种用于制造根据权利要求1至13和16中任一项所述的冷轧并退火的钢板的方法，包括以下顺序步骤：

-提供半成品钢，其化学组成包含以重量百分比表示的以下成分：

0.10％≤C≤0.13％

2.4％≤Mn≤2.8％

0.30％≤Si≤0.55％

0.30％≤Cr≤0.56％

0.020％≤Ti≤0.050％

0.0025％≤B≤0.0040％

0.005％≤Al≤0.050％

Mo≤0.010％

Nb≤0.040％

0.002％≤N≤0.008％

S≤0.005％

P≤0.020％

剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质组成，然后

-将所述半成品钢加热至大于或等于1250℃的温度T_再加热，然后

-对所述半成品钢进行热轧，轧制结束温度大于Ar3以获得热轧钢板，然后

-使所述热轧钢板以足以避免形成铁素体和珠光体的速率冷却，然后

-在低于580℃的温度下卷取所述热轧钢板，然后

-对所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板，然后

-将所述冷轧钢板以1℃/s至20℃/s的加热速率V_R在600℃和Ac1之间进行再加热，Ac1表示加热时的奥氏体转变开始温度，然后

-将所述冷轧钢板再加热至Ac3-10℃至Ac3+30℃的温度Tm，并将所述冷轧钢板在所述温度Tm下保持50秒至150秒的时间Dm，Ac3’＝Max{Ac3+1200/Dm；1000℃}，其中Ac3和Ac3’以摄氏度表示且Dm以秒表示，并且其中Ac3表示加热时的奥氏体转变结束温度，所述奥氏体转变结束温度是独立于在所述温度Ac3下的所述保持时间测定的，然后

-使所述钢板以10℃/s至100℃/s的速率冷却到460℃至490℃的温度Te，然后

-将所述钢板在温度Te下保持5秒至150秒的时间，然后

-使所述钢板冷却至环境温度。

19.根据权利要求18所述的用于制造冷轧退火的经涂覆钢板的方法，其中锌或锌合金涂覆在所述冷却至环境温度的步骤之后通过真空沉积进行。

20.根据权利要求19所述的钢板制造方法，其特征在于所述真空沉积通过物理气相沉积(PVD)进行。

21.根据权利要求19所述的钢板制造方法，其特征在于所述真空沉积通过喷射气相沉积(JVD)进行。