CN108367539B - 高强度热浸镀锌钢带材 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及高强度热浸镀锌钢带材，其以质量百分比计由下列元素组成：0.10‑0.21％C、1.45‑2.20％Mn、最大1.50％Si、0.1‑1.50％Al、0.001‑0.04％P、0.0005‑0.005％B、0.005‑0.30％V、最大0.015％N、最大0.05％S，和任选一种或多种元素：最大0.004％Ca、最大0.10％Nb、最大0.50％Cr、最大0.20％Mo、最大0.20％Ni、最大0.20％Cu和最大0.20％Ti，组合物的余量由Fe和不可避免的杂质组成。该钢具有良好的表面光洁度和提高的机械强度，特别是高的总强度、延展性和塑性。本发明还涉及制造高强度热浸镀锌钢带材的方法，并涉及其产品。

Description

高强度热浸镀锌钢带材
技术领域
本发明涉及一种高强度热浸镀锌钢带材，具有良好的表面光洁度和提高的机械强度，特别是高的总强度、延展性和塑性。其还涉及制造高强度热浸镀锌钢带材的方法，并涉及其产品。
背景技术
在过去十年，汽车行业一直需要降低车辆重量，并提高乘客的安全性和燃油经济性。钢铁行业对该新挑战的应对是快速开发更高强度的钢材。由此，已经提出了高强度钢材。这些钢材的特点在于与常规钢种相比改进的机械性质，并以下列通称已知：双相(DP)、相变诱导塑性(TRIP)、TRIP辅助双相(TADP)和复相(CP)钢。TRIP辅助双相钢是通过存在残留奥氏体而具有附加延展性的双相钢。正确的名称将是TRIP辅助多相钢，因为存在包括残留奥氏体的更多相，但是为了方便起见，在本文中称为TRIP辅助双相钢。
复相钢是具有不同相的钢，通常含有比双相钢更多的贝氏体，导致更高的Rp、更低的延展性但改进的拉伸翻边性(stretch flangeability)。TRIP辅助钢例如由AnimeshTalapatra,Jayati Datta,N.R.Bandhyopadhyay,Chemical and Materials Engineering1(1):18-27,2013中已知。复相钢例如由Fundamentals of Steel Product PhysicalMetallurgy,2007,作者:B.C.De Cooman和J.G.Speer,出版社:AIST
Figure GDA0002983580640000011
Association for iron and steel Technology,第7章Low-Carbon Steel,7.4.4章HighStrength bainitic,ferrite-bainite and complex phase steels,第410页和几年后出版的VDA239-100Sheet Steel for Cold Forming,VDA-material sheet中已知。
TRIP辅助钢的机械行为与诸如化学组成、晶粒尺寸、应力状态的参数有关，这些参数通常是耦合的，使钢的显微组织和性质成为非常有挑战性的任务。与TRIP钢相比，TRIP辅助钢具有降低的合金化，这提供了焊接性和尺寸窗口与成形性之间的平衡。尽管对TRIP辅助钢有大量发表的工作，仍然极难限定具有在成形操作过程中表现良好的显微组织的钢组成。
TRIP辅助钢的高合金化含量限制了尺寸窗口并在焊接过程中产生问题，由此减小了焊接工艺窗口。
为了使焊接工艺限制最小化，并使尺寸窗口最大化，贫合金化是非常重要的。贫合金化降低了制造成本，并能生产更环保的钢，因为一些合金化元素被怀疑是致癌的。过去已经提出了贫合金化钢组成，但是贫合金化钢的强度不足。
应当注意，贫合金化钢中非常重要的是在带卷长度和宽度上具有良好的均匀性，并在不同的变形方向上(即在朝向轧制方向的纵向、横向和对角线方向上)具有恒定的变形性质。
同样非常重要的是提供具有良好镀锌表面质量的镀锌钢。
因此，需要提供具有强度与延展性的良好平衡的TRIP辅助双相合金。
还需要提供具有改善的保证强度、极限拉伸强度、总均匀伸长率和应变硬化系数(n值)的钢带材。
还需要提供具有低含量合金化元素以降低钢材成本的钢带材。
还需要该钢带材易于制造和高质量涂覆。
因此，该钢带材必须具有高强度、良好的焊接性，并表现出良好的表面质量。这些要求对工业生产的TRIP辅助双相钢类型尤为重要，该TRIP辅助双相钢类型必须成形为例如会点焊或激光焊接到白车身上的汽车部件。或者，所述部件可以粘接成白车身或通过任何其它已知方法粘合。
在相同的拉伸强度下，复相钢显示出明显更高的屈服强度。它们的特征在于冲击过程中的高能吸收，高残余变形能力，良好的扩孔性，边缘延展性和弯曲性。这是以成形性为代价的。
同样重要的是在带卷长度和宽度上保持良好的均匀性。
因此需要提供复相钢带材，其在相同拉伸强度下具有高屈服强度，并具有冲击过程中的高能吸收，高残余变形能力，良好的扩孔性和边缘延展性和弯曲性。
可以通过沉淀硬化附加地获得CP与TADP钢种中的强度，但是这限制了尺寸窗口，并常常降低了在带卷宽度和长度上的均匀性。优选其还在不同方向上具有最小的伸长率的各向异性。
发明内容
因此，本发明的一个目的是找到一种高强度热浸镀锌钢带材组成，其在带材的成形性与加工性之间达成平衡。
本发明的另一目的是提供一种在热浸镀锌过程中具有良好的涂覆性的高强度热浸镀锌钢带材。
本发明的再一目的是提供一种结合了良好的焊接性与不同变形模式下、尤其在拉伸载荷下的改善的变形的高强度热浸镀锌钢带材。
本发明的一个目的是提供一种TRIP辅助钢，其中硬质相形态提供强度和TRIP效应，而软质相形态可以针对相对于轧制方向在0°、45°和90°的三个方向上的形状变形进行优化。
本发明的另一目的是提供一种具有良好的表面质量的高强度热浸镀锌钢带材。
本发明的又一目的是提供一种具有低量的合金化元素、因此具有尽可能低的成本价格的高强度热浸镀锌钢带材。
本发明的另一目的是提供一种具有更大尺寸窗口的高强度热浸镀锌钢带材。更大的尺寸窗口是指更大的宽度和厚度范围。
本发明的另一目的是提供一种高强度热浸镀锌钢带材，其中整个高强度热浸镀锌钢带材中的机械性质在带卷宽度和长度上显示尽可能低的改变。
本发明的另一目的是提供一种高强度热浸镀锌钢带材，其中该钢带材是具有改善的上述性质的TRIP辅助双相钢带材或复相钢带材。
根据本发明，通过提供高强度热浸镀锌钢带材满足了这些目的的一种或多种，该高强度热浸镀锌钢带材以质量百分比包含以下元素：
0.10-0.21％C
1.45-2.20％Mn
最大1.50％Si
0.1-1.50％Al
0.001-0.04％P
0.0005-0.005％B
0.005-0.30％V
最大0.015％N
最大0.05％S
和任选一种或多种选自以下的元素：
最大0.004％Ca
最大0.10％Nb
最大0.50％Cr
最大0.20％Mo
最大0.20％Ni
最大0.20％Cu
最大0.20％Ti
组合物的余量由Fe和不可避免的杂质组成。
在一个优选的实施方案中，高强度热浸镀锌钢带材以质量百分比由上述元素组成。
在一个优选的实施方案中，高强度热浸镀锌钢带材是TRIP辅助双相钢带材或复相钢带材。
热浸镀锌是指在熔融锌合金浴中进行的用锌合金层涂覆钢带材的工艺。根据所述工艺获得的涂覆钢带材是热浸镀锌钢带材。
发明人发现，通过仔细选择钢的主要构成元素的量，可生产具有期望性质，特别是所需的成形性、均匀性、低各向异性、加工性、强度和伸长率，并同时具有期望的焊接性、涂覆性和表面质量的高强度热浸镀锌钢带材。
发明人已特别发现，有利的是向该钢组成中添加硼和钒。
本发明提供了具有良好的成形性以及良好的焊接性的钢组成。这是因为该组成使用硼，其通过晶界偏析改善了焊接性能。
通过添加硼，热轧中间钢产品可以足够快地冷却以达到提供适于进一步加工的显微组织的卷取温度CT。此外，本发明人发现，由于添加硼，最终产品的性质具有高度的均匀性，并可以制造高强度钢带材。工业，特别是汽车工业始终需要生产具有更大尺寸，即具有比目前生产的那些更大的厚度范围和/或更大的宽度的高强度钢带材，同时它们的机械性质在三个维度中得以保持或甚至改善。
硼已知在奥氏体冷却过程中抑制铁素体形成。这使得带材中的局部碳富集最小化。因此，如果制造TRIP辅助钢的话，通常要避免硼。但是，发明人令人惊讶地发现，根据本发明的含硼的钢组成通过在临界区中连续退火冷轧带材使得不需要铁素体成核而获得了非常良好的TRIP辅助钢种。
此外，添加硼改善了钢的淬硬性(hardenability)，由此可以使用较少的合金化元素。这导致了钢带材改善的尺寸窗口，在设计中更高度地允许扩大的宽度和厚度范围，同时钢在带材宽度上的机械性质保持在期望范围内。
此外，硼偏析到晶粒边界处并代替了晶粒边界处的磷，这改善焊接性或使得可在钢中具有更高的磷含量，同时仍实现良好的焊接性。
发明人进一步发现，向钢组成中添加钒是有益的，并且钒对于制造根据本发明的高强度钢带材而言是必需元素。钒提供沉淀硬化，这导致了晶粒细化和合金化强化。钒沉淀物(析出物)形成发生在最终退火过程中，而不是在热轧和冷轧过程中。这获得了所需尺寸窗口。
任选地，杂质如Nb、Cu、Ti以及其它合金化元素可以通过形成附加或混合沉淀物而有助于沉淀硬化。小的沉淀物提供了附加的强度。但是，如果沉淀物尺寸大，则将不能充分利用钒沉淀物的潜在硬化，尤其是当意在制造高强度冷轧和退火钢带材时。在后者的情况下，发明人已证明，必须在热轧步骤限制钒沉淀以便能够更充分地利用后继退火步骤过程中发生的微细沉淀硬化。发明人已令人惊讶地发现，根据本发明，在热轧产品中不存在沉淀物或存在有限量的沉淀物。这可以通过添加铝来实现，以便能够避免具有较低溶解度的含氮化物的沉淀物，从而有利于具有较高溶解度的更多的富含碳化物的沉淀物。此外，通过在中间热轧产品中限制钒沉淀，可以获得具有改进的尺寸窗口的高强度产品。
基于上述内容，发明人发现，本发明能够获得用于热轧和随后的冷轧的更大尺寸窗口。在连续退火过程中，形成沉淀物，且这些增加沉淀硬化。附加的强度使得在最终产品中额外形成残留奥氏体，导致延展性和硬化的提高，同时强度保持高于所需的650MPa。
主要构成元素的量的原因如下。
C：0.10-0.21质量％。碳必须以足够高的量存在以在常规退火/镀锌生产线可实现的冷却速率下确保淬硬性和形成马氏体及贝氏体。需要马氏体以提供足够的强度。游离碳也使得奥氏体稳定，这对所得强度水平提供了改进的加工硬化潜力和良好的成形性。出于这些原因需要0.10质量％的下限。已经发现0.21质量％的最高水平对确保良好的焊接性是必要的。优选地，碳的量为0.10-0.20质量％，更优选0.11-0.19质量％，且最优选0.12-0.18质量％。在该范围内，钢的淬硬性是最佳的，同时钢的焊接性得到增强，也是由于硼的存在。
Mn：1.45-2.20质量％。添加锰以提高淬硬性，由此使得在常规连续退火/镀锌生产线的冷却速率能力范围内更容易形成硬质相如马氏体或贝氏体。锰也有助于固溶强化，这提高了拉伸强度并强化了铁素体相，还有助于稳定残留奥氏体。锰降低了TRIP辅助双相钢的相变温度范围，由此将所需退火温度降低至能在常规连续退火/镀锌生产线中容易获得的水平。出于这些原因需要1.45质量％的下限。考虑到添加其它元素如硼，该下限是可能的。施加2.20质量％的最高水平以便通过确保中间热轧产物充分转变为柔软的转变产物(铁素体和珠光体)来确保在热轧机中可接受的轧制力和确保在冷轧机中可接受的轧制力。考虑到浇铸过程中更强的偏析和以较高值在带材中形成马氏体带，给出该最高水平。优选地，锰的量为1.45-2.10质量％，且更优选1.50-2.10质量％。
Si：最大1.50质量％。硅提供固溶强化，由此使得获得高强度以及经由铁素体基质强化的奥氏体稳定化。硅非常有效地在过时效过程中阻止了碳化物的形成，由此保持碳溶解以稳定奥氏体。考虑到钢带材的涂覆性，施加1.50质量％的最高水平，因为高水平的硅因降低的粘附性而导致不可接受的涂覆质量。优选地，硅的量为0.05-1.0质量％，更优选0.20-0.80质量％，且最优选0.30-0.70质量％。
Al：0.1-1.50质量％。为了脱氧，将铝添加到钢液中。在适量的情况下，其还加速了贝氏体转变，由此能够在常规连续退火/镀锌生产线的退火段施加的时间限制内形成贝氏体。铝也阻止了碳化物的形成，由此保持碳溶解，由此导致在过时效过程中分配(partition)为奥氏体，并促进了奥氏体的稳定化。此外，Al能够与氮在高温下形成沉淀物，因此使得钒优选形成具有更高溶解度的钒碳化物。这使得能够选择更宽范围的卷取温度，而不会在热轧中间产物中形成钒沉淀物。AlN沉淀物/夹杂物还在板坯再加热过程中或在板坯连铸后调节奥氏体晶粒尺寸分布。出于可铸性，施加1.50质量％的最高水平，因为高铝含量导致铸型渣中毒，并因此导致铸型渣粘度提高，导致铸造过程中不正确的热传递和润滑。优选地，铝的量为0.1-1.0质量％，更优选0.2-0.9质量％，且最优选0.2-0.80质量％。提高的铝的下限水平具有与较高硅量相同的效果，但是几乎不会提高钢的强度和确保良好的涂覆性。较低的铝上限改善了钢的可铸性。
P：0.001-0.04质量％。磷是已知在晶粒边界处偏析的元素，但是有助于稳定残留奥氏体。其含量必须限于0.04质量％以保持足够的热延展性和避免在点焊组件上进行的拉伸-剪切试验过程中的剥离失败。优选地，磷的量为0.002-0.030质量％，更优选0.004-0.020质量％。
V：0.005-0.30质量％和N：最大0.015质量％。钒和氮以根据本发明限定的量存在。当钒含量低于0.005重量％时，钒沉淀强化不充分。当钒含量大于0.30质量％或当氮含量大于0.015质量％时，在热轧过程中或在热轧之后的早期阶段以微细沉淀物形式发生沉淀，这降低了尺寸窗口，或在连续退火过程中粗化，这降低了沉淀强化。钒量为0.005-0.30质量％，优选0.01-0.20质量％，更优选0.03-0.20质量％，最优选0.04-0.15质量％。如对于连铸设备典型的那样，氮含量限于最大0.015质量％。氮含量优选为0.001-0.01质量％，更优选0.001-0.008质量％，最优选0.001-0.005质量％。
B：0.0005-0.005质量％。添加硼改善了钢的淬硬性，从而可使用较少的其它合金元素。硼的量为0.0005-0.005质量％，优选0.001-0.005质量％，更优选0.001-0.004质量％。
S：最大0.05质量％。优选避免硫，但其不可避免地存在于炼钢过程中。量越低，成形性越好。超过0.05质量％的量的硫以锰和/或钙的硫化物形式过度沉淀，这极大地降低成形性。优选地，硫的量为0.0001-0.003质量％，更优选0.0002-0.002质量％。
任选地，选自Ti、Cr、Mo、Nb、Ni、Cu、Ca的一种或多种元素可以添加到钢组成中或作为杂质存在。
Ca：最大0.004质量％。可任选添加钙。添加钙改变了硫化锰夹杂物的形态。当添加钙时，夹杂物变为球形而不是细长形状。细长的含硫夹杂物(也称为细条物(stringers))可充当弱化平面，沿着该平面可发生层状撕裂和分层断裂。当硫含量非常低时，可以不添加钙。优选地，Ca的量优选为0-0.003质量％，更优选0-0.002质量％。
Ti：最大0.20％。任选地，可添加钛以强化钢和结合氮。限制0.20质量％的最高水平以限制钢的成本。可不添加Ti。优选地，Ti的量为0.0001-0.1质量％，更优选0.001-0.01质量％，且最优选0.001-0.005质量％。
Cr：最大0.50质量％，Mo：最大0.20质量％。任选地，可以分别以不超过0.50和0.20质量％的量添加诸如铬和钼的元素，这些元素阻止贝氏体转变和促进固溶硬化。铬促进铁素体的形成，并添加铬以提高淬硬性。施加0.50质量％的最高水平以确保不会以残留奥氏体为代价形成过多的马氏体。可不加入铬。优选地，Cr的量为0.001-0.50质量％，更优选0.001-0.35质量％，最优选0.001-0.30质量％。Mo的量优选为0.005-0.20质量％，更优选0.005-0.10质量％，以限制钢的成本，并保持尺寸窗口尽可能大。可添加Mo以改善强度和改善镀锌层的质量。Mo还有助于通过沉淀物形成来强化钢。
Nb：最大0.10质量％。任选地，可以以优选0.001-0.10质量％，更优选0.001-0.08质量％，且最优选0.001-0.03质量％的量添加铌。添加铌通过补充碳氮化物沉淀来提高强度，但是增加热轧力，这减小了尺寸窗口。
Ni：最大0.20质量％。任选地，可以以优选0.005-0.10质量％，更优选0.005-0.050质量％，最优选0.005-0.020质量％的量添加镍。可不添加Ni。Ni可以作为杂质存在。
Cu：最大0.20质量％。任选地，可以以0.005-0.10质量％，优选0.005-0.050质量％，更优选0.005-0.020质量％的量添加铜。Cu改善残留奥氏体的稳定性，并可提供沉淀强化。可不添加Cu。Cu可以作为杂质存在。
除了上面给出的理由之外，选择碳、锰、硅、铝、硼、钒和氮的范围，从而发现正确的平衡以提供尽可能均匀的转变，并在带卷冷却过程中确保钢带材可被冷轧。获得起始组织，使得碳能够在退火生产线中快速溶解以促进淬硬性和根据本发明的正确的铁素体/贝氏体转变行为。此外，由于铝加速贝氏体转变，硼减慢贝氏体转变，必须存在铝和硼之间的正确平衡以便在由具有受限的过时效段的常规热浸镀锌生产线所允许的时间尺度内产生适当量的贝氏体。
除了上面给出的元素的绝对含量之外，某些元素的相对量也是重要的。
根据一个优选实施方案，选择Al和Si的量以使得Al+Si的量为0.70-1.60质量％。
铝和硅一起应保持在0.70和1.60质量％之间以确保抑制最终产品中的碳化物和稳定足够量的奥氏体，以便在具有正确组成的情况下提供成形性的合意扩大。Al+Si的量优选为0.70-1.50质量％，更优选0.80-1.40质量％，最优选0.80-1.20质量％。
热浸镀锌钢带材优选在平整轧制后具有高于650MPa，优选650-1160MPa，更优选700-1150MPa，最优选730-1130MPa的极限拉伸强度Rm和/或300-700MPa的0.2％保证强度Rp，优选钢带材中间与边缘之间的Rp和/或Rm的差值小于60MPa，更优选该差值小于40MPa，最优选小于30MPa。根据本发明的组成和处理可实现这些强度水平。
除了在带卷宽度和长度上的高强度之外，重要的是具有低各向异性。低各向异性是指变形特性(例如在纵向、对角线和垂直于轧制方向的方向上的拉伸强度)的改变低于40MPa，优选低于20MPa，最优选低于10MPa。因此，本发明的一部分是设计确保低各向异性的显微组织和质地(texture)。
本发明的一个主题是具有上述组成的钢带材，其显微组织由铁素体，贝氏体，残余奥氏体及任选的马氏体，和/或用沉淀物强化的渗碳体组成。在下文中，还使用术语残留奥氏体代替残余奥氏体。对本发明而言，术语残余奥氏体和残留奥氏体具有相同的含义。
根据本发明，提供了制造高强度热浸镀锌钢带材的方法，其包括以下步骤：
a)将铸钢热轧至2.0-4.0毫米的厚度，并在卷取温度CT下卷取为卷取的热轧钢带材，
b)酸洗带材，
c)随后以40％或更大的压下量冷轧带材，
d)将带材临界区退火，
e)将带材在过时效段中后退火，任选进行淬火和分配或淬火和回火，
f)将带材热浸镀锌，
g)平整轧制带材。
热浸镀锌可通过连续过程来进行。任选可将该钢带材镀锌退火。
根据制造TRIP辅助双相钢的优选方法，其中将冷轧材料根据上述步骤d)临界区退火，其中在到达Ac1温度之前使用至多40℃/s的加热速率和/或使用1-100秒的中间均热期，获得了存在于TRIP辅助双相钢中铁素体部分的再结晶铁素体超过90％的带材，并获得了0.18或更高的n4-6值。
根据优选实施方案，钢带材已经在热浸镀锌过程中用锌合金涂层涂覆，其中在熔融锌合金浴中进行该涂覆，其中锌合金由0.3-2.3重量％、优选1.6-2.3重量％的镁，0.6-2.3重量％、优选1.6-2.3重量％的铝，小于0.0010重量％的硅，任选的小于0.2重量％的一种或多种附加元素、不可避免的杂质组成，剩余部分为锌。
根据已知方法酸洗高强度热轧带材以获得适于冷轧的表面光洁度。在标准条件下进行冷轧，例如通过将热轧带材的厚度由2.0-4.0毫米减少到0.7-2.0毫米。
根据优选实施方案，高强度热浸镀锌钢带材是复相钢带材。
根据优选实施方案，热浸镀锌钢带材是TRIP辅助双相钢带材。
根据本发明，提供了制造热轧钢带材的方法，其中将铸钢热轧至2.0-4.0毫米的厚度，并在Bs+50℃和Ms之间，优选在Bs和Ms之间和最优选在Bs-20℃和Ms+60℃之间的卷取温度CT下卷取。
非常高的CT会导致表面下(subsurface)氧化，这降低镀锌端面涂覆的质量，并降低均匀性。
规定范围内的CT需要较少的合金化元素以便在该冷轧和连续退火的最终产品中获得足够的强度。
非常低的CT减小尺寸窗口，因为材料变得太过坚硬，这降低均匀性。此外，在非常低的CT时，形成马氏体，这无法提供可加工的带材形状。
因此，发明人发现了确保中间热轧产物的良好均匀性和良好带材形状的最佳CT范围。
由于在Bs+50℃至Ms之间、优选Bs至Ms之间、且最优选Bs-20℃至Ms+60℃之间的CT下卷取，实现了充分限定的显微组织，其可以以正确的压下量冷轧，在合适的温度下退火和随后镀锌，以获得根据本发明的具有所需强度和性质的镀锌钢带材。
热轧带材具有由40-80体积％的铁素体、优选50-70体积％的铁素体，20-50体积％的珠光体和/或贝氏体、优选30-50体积％的珠光体和/或贝氏体，以及小于10体积％的渗碳体和沉淀物/夹杂物组成的显微组织。总和应加起来达到100％。
在此类显微组织的状态下，热轧带材具有适于冷轧后进一步加工、尤其适于退火步骤的性质。显微组织的质地使得其确保低各向异性。
本发明的一个目的是提供一种制造高强度冷轧TRIP辅助双相钢带材的方法，其中以40％或更高、优选45至75％之间的压下量对热轧钢带材进行冷轧，在Ac1与Ac3温度之间、优选在Ac1+50℃与Ac3-30℃之间的温度下连续退火，在低于Bs温度的温度下过时效，优选在低于Bs-50℃下过时效以形成贝氏体和/或回火马氏体，同时残留奥氏体部分富集碳。任选地，带材在过时效段中经受淬火和分配或淬火和回火。
随后根据已知的镀锌法(包括热浸镀锌、热喷涂和电沉积)涂覆、优选锌涂覆带材。热浸镀锌可以通过间歇法或连续法进行。任选地，可将钢带材镀锌退火。带材随后以小于0.7％、优选小于0.5％的伸长率平整(轧制)。优选将带材热浸镀锌。
本发明的另一目的是提供一种制造高强度冷轧TRIP辅助双相钢带材的方法，包括以下步骤：
a)提供根据本发明制造的热轧钢带材，其中卷取的热轧钢带材具有由40-80体积％的铁素体、优选50-70体积％的铁素体，20-50体积％的珠光体和/或贝氏体、优选30-50体积％的珠光体和/或贝氏体，以及小于10体积％的渗碳体/沉淀物/夹杂物组成的显微组织，总和应加起来达到100％。显微组织的质地使得其确保最终产物的低各向异性。
b)酸洗带材，
c)以高于40％的压下量、优选45至75％的压下量冷轧带材，和
d)带材在相变温度Ac1和Ac3之间、优选Ac1+50℃和Ac3-30℃之间经受退火热处理，随后当温度低于Ac3时以冷却速率Vcs进行一个或多个冷却阶段，随后在过时效温度Toa下进行过时效阶段持续过时效时间toa，进行选择以使得所述钢材的显微组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体及任选的马氏体、和/或渗碳体和夹杂物/沉淀物组成，
e)任选地带材在过时效段中进行淬火和分配或淬火和回火。
f)将带材热浸镀锌，
g)以小于0.7％、优选小于0.5％的伸长率平整轧制带材。
任选可以将步骤f)中的带材镀锌退火。
根据已知方法酸洗高强度热轧带材以获得适于冷轧的表面光洁度。在标准条件下进行冷轧，例如通过将热轧带材的厚度由2.0-4.0毫米减少到0.7-2.0毫米。
根据优选实施方案，进行用于制造TRIP辅助双相钢的上述方法，使得将冷轧材料临界区退火，其中在到达Ac1温度之前、优选在350℃-Ac1温度的温度范围内，使用至多40℃/s的加热速率、优选使用至多20℃/s的加热速率，和/或使用1-100秒、优选1-60秒的中间均热，获得了存在于TRIP辅助双相钢中铁素体部分的再结晶铁素体超过90％的带材，并获得了0.18或更高的n4-6值。中间均热在这里还指在上述时间内的缓慢加热或缓慢冷却，或两者。
根据另一优选实施方案，选择退火热处理以使得冷轧TRIP辅助双相钢带材的显微组织由以下组成：20-50体积％的铁素体、优选25-45体积％的铁素体，15-25体积％的残留奥氏体和马氏体，残余奥氏体含量为5-15体积％，优选5-13体积％的残留奥氏体，剩余部分为回火马氏体、贝氏体、渗碳体和夹杂物/沉淀物。总和应加起来达到100％。该显微组织使得其导致低各向异性，特别是在纵向、横向和对角线方向上的拉伸性质的变化很小。残余奥氏体岛/针的平均尺寸不超过20微米，且优选不超过10微米，且最优选不超过5微米。
通过(钒碳氮化物)沉淀物硬化该显微组织，该沉淀物的尺寸小于50纳米，优选小于30纳米，最优选小于20纳米。
本发明的另一目的是提供制造根据本发明的冷轧TRIP辅助双相钢带材的方法，其中冷轧带材经历退火热处理，该退火热处理包括在10℃/s或更高的加热速率Vhs下的加热阶段，在Ac1和Ac3之间、优选在Ac1+50℃和Ac3-30℃之间退火0至450秒、优选0至400秒的时间段，随后当温度低于Ac3时在大于5℃/s、优选大于10℃/s的冷却速率下的冷却阶段，随后进行冷却阶段至低于Bs、优选低于Bs-50℃的过时效温度Toa持续20秒至500秒、优选30秒至450秒的toa。任选地，过时效包括淬火和分配或淬火和平整。任选地如上所述地涂覆、优选锌涂覆带材，任选退火并后接小于0.7％、优选小于0.5％的伸长率的平整。任选将带材镀锌退火。优选将带材热浸镀锌。
根据本发明的另一方面，提供了制造根据本发明的第一方面的高强度热浸镀锌复相钢带材的方法，其中将铸钢热轧至2.0-4.0毫米的厚度并在Bs至Ms温度、优选Bs-20℃温度至Ms+60℃温度的卷取温度CT下卷取。选择热轧中的卷取温度以低于Bs温度、优选低于Bs-20℃，以便在固溶体中保留更多的钒可用于在冷轧后的后继退火过程中的沉淀。
由于在Bs至Ms，优选Bs至Ms，优选Bs-20℃至Ms+60℃的CT下卷取，实现了充分限定的显微组织，其可以以正确的压下量冷轧，退火并镀锌，以获得根据本发明的具有所需强度和性质的镀锌钢带材。
在此类显微组织的状态下，热轧带材具有适于在冷轧后进一步加工、尤其适于退火步骤的性质。
根据优选实施方案，以40％或更高、优选45至75％之间的压下量对带材进行冷轧。
随后进行适于将加工硬化组织再结晶以及适于提供根据本发明的特定显微组织的退火处理。该处理优选通过连续退火来进行，包括加热阶段、均热阶段和过时效。
根据优选实施方案，选择该退火热处理以使得冷轧复相钢带材的显微组织由以下组成：20-50体积％的铁素体、优选25-45体积％的铁素体，15-25体积％的残留奥氏体和马氏体，且残余奥氏体含量为5-15体积％的残留奥氏体、优选5-13体积％的残留奥氏体、更优选3-13体积％的残留奥氏体、且最优选3-12体积％的残留奥氏体，剩余部分为回火马氏体、贝氏体、渗碳体和沉淀物/夹杂物。总和应加起来达到100％。
发明人在加热阶段过程中观察到：加工硬化组织的再结晶；渗碳体的溶解；高于相变温度Ac1时奥氏体的生长；以及上述钒碳氮化物在铁素体中的沉淀。这些碳氮化物沉淀物非常小，通常在该加热阶段之后具有小于50纳米、优选小于30纳米的直径。
本发明的另一目的是提供一种制造高强度冷轧复相钢带材的方法，包括以下步骤：
a)提供根据本发明制造的热轧钢带材，其中卷取的热轧带材具有由40-80体积％的铁素体、优选50-70体积％的铁素体，20-50体积％的珠光体和/或贝氏体、优选30-50体积％的珠光体和/或贝氏体，以及小于10体积％的渗碳体/沉淀物/夹杂物组成的显微组织，总和应加起来达到100％，
b)酸洗带材，
c)以高于40％的压下量、优选45至75％的压下量冷轧带材，和
d)带材经受高于Ac1+50℃的退火热处理，随后当温度低于Ac3时以冷却速率Vcs进行一个或多个冷却阶段，随后在过时效温度Toa下进行冷却阶段持续过时效时间toa，进行选择以使得所述钢材的显微组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和任选的马氏体和/或渗碳体、夹杂物和沉淀物组成，
e)任选地，带材在过时效段中进行淬火和分配或淬火和回火。
f)锌涂覆、优选热浸镀锌带材，
g)以0.4-2.0％的压下量、优选以0.4-1.2％的压下量平整轧制带材。
任选将步骤f)中的带材镀锌退火。
步骤a)中显微组织的质地使得其确保最终产物的低各向异性。
在优选的实施方案中，冷轧复相钢带材经历退火热处理，其包括在10℃/s或更高的加热速率Vhs下的加热阶段，在高于Ac1+50℃、优选高于Ac1+80℃的温度下退火持续0至450秒、优选0至400秒之间的时间段，随后当温度低于Ac3时在大于5℃/s、优选大于10℃/s的冷却速率Vcs下的冷却阶段，随后进行冷却阶段至低于Bs-50℃、优选低于Bs-100℃的过时效温度Toa持续20秒至500秒、优选30秒至450秒之间的toa。任选地，带材经受淬火和分配或淬火和回火。任选地，在过时效阶段后根据已知的镀锌法(包括热浸镀锌、热喷涂和电沉积)涂覆、优选锌涂覆带材。热浸镀锌可以通过间歇法或连续法进行。任选地，可将钢带材镀锌退火。优选将带材热浸镀锌。
根据本发明的高强度热浸镀锌复相钢带材随后以0.4-2.0％的压下量、优选以0.4-1.2％的压下量进行张力轧制。该张力轧制的百分比可以向带材提供适当的机械性质，如适当的屈服强度和拉伸强度水平，同时其它性质保持在复相材料所需的窗口内。可以根据所选择的CT、前述退火、过时效温度和平整机伸长率(temper mill elongation)范围制造所得复相钢带材。
根据本发明的钢带材类型优选用于制造汽车行业中的结构组件或增强部件。
下面将阐述本发明。以非限制性实例的方式，下面的结果显示了本发明提供的有利特性。
A1–在高于其的温度下显微组织由铁素体(α-Fe)和奥氏体的混合物组成的温度；根据S.H.Park等人在Development of Ductile Ultra-High Strength Hot-rolledSteels,Posco Technical Report,1996,50-128中描述的公式来计算该Ac1温度。
A3–在高于其的温度下显微组织完全由奥氏体组成的温度。根据KARIYA,N.HighCarbon Hot-Rolled Steel Sheet and Method for Production Thereof.欧洲专利申请EP 2.103.697.A1,23.09.2009,第15页描述的公式计算该Ac3温度。
A1和A3中的后缀c和r分别表示加热和冷却循环中的转变。
n值：加工硬化系数或n值与均匀伸长率密切相关。在大多数片材成形过程中，成形性的极限由对局部变薄或“颈缩”的耐受性来决定。在单轴拉伸试验中，在均匀伸长的程度下开始颈缩，来自于拉伸试验的n值和均匀伸长率可看作是钢板的成形性的量度。当目的是改善带钢的成形性时，n值和均匀伸长率代表最适合的优化参数。
n4_6值是4至6％伸长率之间的特定淬硬性值。
Rm(MPa)：拉伸强度-对应于最大强度的应力。
Rp(MPa)：屈服强度-非比例延伸等于伸长计规格长度(Le)的指定百分比时的应力。所用符号后面是给出规定百分比的后缀，如Rp0,2
Ag(％)：均匀伸长率-最大强度下的非比例伸长率百分比。
A80(％)：直至断裂的总伸长率。
扩孔性，评估钢板的拉伸翻边性能的一个指标，通常通过使用圆柱形或锥形冲头的扩孔试验来获得，并且其根据M.W.BOYLES,Operating Procedure CP/04/OP/04Procedure for Hole Expansion Testing,British Steel Strip Products(1997)来测量。
Bs是贝氏体起始温度，Ms是马氏体起始温度。Bs和Ms根据S.M.C.van Bohemen,Bainite and martensite Start Temperature calculated with exponential carbondependence,Materials Science and Technology 28,4(2012)487-495来计算。
附图说明
图1：组成L1在沿卷材长度的头部、中部和尾部处的屈服强度和拉伸强度拉伸值。横轴表示宽度:卷材部分的左侧边缘、中间和右侧边缘。
图2-顶部：一系列连续退火的不含钒(T0)和含有钒(T1)的合金的淬硬性系数(n值)vs.拉伸强度(Rm)。该材料在退火后未平整轧制。
图3-底部：一系列连续退火的不含钒(T0)和含有钒(T1)的合金的拉伸强度(Rm)vs.延展性(总伸长率(A80)×拉伸强度(Rm))。该材料在退火后未平整轧制。
图4：1/4规格处的TRIP辅助双相和复相冷轧最终产品的显微组织图像。
具体实施方式
实施例1：浇铸钢组成L2并热轧至约930℃的终轧温度，高于约920℃的Ac3温度，并以约100℃/s的冷却速率冷却至约510℃的卷取温度。随后以1℃/分钟的冷却速率将材料冷却至室温。最终规格为3.7毫米。将材料冷轧至1.2毫米，随后在约840℃的最高温度下连续退火，冷却至约400℃并在该温度下保持60秒，随后加热至约470℃以便镀锌，并最终冷却至室温。测得的拉伸性质描述在表3中。
实施例2：在与实施例1相同的条件下制造具有1.3毫米规格的T1钢组成的几个卷材。此外，施加0.4％的平整机延伸率。对所述卷材的锌涂覆的带材成品进行均匀性测试。在卷材开始、中间和末尾处在卷材中间宽度和边缘位置处测量拉伸性质Rp和Rm。试验结果显示在图1中，图1显示了在卷材的中间宽度和边缘处在头部、中段和尾部中的屈服强度和拉伸强度值，且这些值最大变动30MPa。
实施例3：由钢组成T1如实施例1中那样通过热轧制造复相钢带材，冷轧至1.3毫米，并根据描述在约840℃下退火至少40秒。在热浸镀锌后，以约0.9％的压下量平整轧制带材。所得钢带材是与表3的实例相比具有提高的Rp的复相钢。
实施例4：制造不含钒的钢组成T0和含有钒的钢组成T1。将1.3毫米规格的冷轧钢组成T0和T1连续退火。退火均热温度在770至880℃之间。随后，将样品在390和470℃之间过时效，在460℃下锌涂覆数秒，并冷却至室温。对各退火条件进行拉伸测试。
在开发根据本发明的高强度热浸镀锌钢带材的过程中，已经如表1所示制造了大量带钢卷材。T0-T4是生产线试验组成并经过平整轧制，L1-L4是根据本发明的实验室铸造合金组成，未进行平整轧制。
表1：以毫-重量％计和以重量ppm计的B、N、Ca和S的钢组成
Figure GDA0002983580640000181
Figure GDA0002983580640000191
ND：未检测到
表2显示铸造组成的Al+Si总和、计算的贝氏体起始(Bs)温度和马氏体起始(Ms)温度、以及计算的相变温度Ac1和Ac3。
表2
Figure GDA0002983580640000192
Figure GDA0002983580640000201
表3示出在卷材中部的屈服强度(Rp0.2)、拉伸强度(Rm)、均匀伸长率(Ag)、总伸长率(A80)和加工硬化系数(n)或n值。对T0和T1确定扩孔性。
表3
Figure GDA0002983580640000202
Figure GDA0002983580640000211
表3中，所有钢带材显示高于730MPa的高强度Rm。T0和T1至T3的比较清楚地显示Rm方面的显著差异，其中，如果存在钒，则获得约800MPa的更高强度的钢带材。因此显而易见的是，钒添加提高强度。这也得到了以下事实的支持：尽管T0和T1中的扩孔性相似，但T1的拉伸强度Rm比T0高40MPa。
表3进一步显示，由于L4中较高的钒量，可获得超过1000MPa的高拉伸强度。尽管在L1和L3中，强度Rm相似，但是具有更高钒含量的L3表现出更好的n值和伸长率(A80)。从表3可以进一步看出，其它含有钒的合金的量的变化会获得具有改善的伸长率和n值的高强度钢带材。
T1合金根据本发明进行热轧、冷轧和采用复相退火循环的连续退火，随后以0.9％进行平整轧制。结果显示在表4中。表4清楚地表明，可获得具有复相钢性质的高强度钢。对复相高强度钢而言，780-920MPa的高Rp和Rm是典型值。
表4：材料T1在卷材中部的拉伸性质。屈服强度在0.9％平整机伸长率后测得。对于L5-L14(未经平整轧制)为拉伸性质。
Figure GDA0002983580640000221
图2示出来自拉伸试验的拉伸强度值相对于n值的曲线图，图3示出计算的延展性相当于拉伸强度。对于TRIP辅助双相材料而言，最大程度提高硬化系数n和延展性(A80*RM)、同时最大程度提高拉伸强度Rm是重要的，以使拉伸成形和深拉性能最佳，同时获得高强度。
在图2和3中，白色菱形符号和虚线表示不含钒的实施例T0的数据。实线和黑色与灰色方块符号表示含有钒的实施例T1。
图2和图3清楚地表明，含有钒的钢组成的强度保持在800MPa范围内，同时在800MPa的强度水平下显著改善了硬化系数(图2)和延展性(图3)。这导致改进的成形性，特别是改进的拉伸成形和深拉。
图4是复相钢带材和TRIP辅助双相钢带材(其基于组成T1并根据上述方法制造)在1/4厚度处的显微组织图像。
在Picral和SMB蚀刻后获得光学显微镜图像。在Picral图中，深色区域代表贝氏体、马氏体或回火马氏体。在Nital图中，灰白色区域表示铁素体。在SMB蚀刻中，深灰色区域代表马氏体形成，浅色区域代表铁素体。
在图4中左侧的TRIP辅助双相显微组织中，存在尺寸可超过10微米的灰白色区域。这些区域表示铁素体的存在，并且铁素体的大尺寸赋予材料其特征性的低屈服应力。用X射线衍射测量残留奥氏体的含量，该量为约10％。这赋予该双相材料其TRIP辅助特性。
左侧的TRIP辅助双相带材与右侧的复相带材之间的区别清晰可见。复相带材的白色区域更细，并且在SMB蚀刻中存在更多棕色区域，其与(回火)马氏体的形成有关。
复相显微组织的特征在于更细的浅灰白色区域，表明铁素体晶粒更细小。在SMB蚀刻中存在更多的深灰色区域，这些是存在更低碳(回火)马氏体和/或贝氏体的典型现象。这些现象的组合导致较高的Rp，并且残留奥氏体含量明显较低。这是复相类型钢的典型特征。
表5：在对轧制方向0°、45°和90°方向上进行的拉伸试验的拉伸试验参数
Figure GDA0002983580640000231
通过与轧制方向相比在0°、45°和90°方向上进行拉伸试验来测量TRIP辅助双相钢带材T1的最小各向异性。表5显示了在这3个方向上Rp与Rm和Ag、n值以及Lankford系数或r值方面存在最小差异。在三个方向上的拉伸值的最小差异表明，材料可独立于轧制方向而均匀变形。最小的各向异性对于均匀拉伸或深拉变形是有利的。n4_6值为0.18或超过这些值，可以看出，这与奥氏体形成之前的低加热速率或均热有关，在奥氏体开始形成前允许超过90％的(含有沉淀物的)铁素体再结晶。该均热可以是在低于Ac1温度的温度下1-100秒的保温时间。任选地，均热由均热选项的加热或冷却物体或任意组合组成。无论加热与均热如何，进行操作使得加热的带材在低于Ac1温度(例如350℃至Ac1之间)的温度制度中保持1-100秒。

Claims (32)

1.高强度热浸镀锌钢带材，以质量百分比由以下元素组成：
0.10-0.21％C
1.50-2.10％Mn
0.2-1.50％Si
0.1-1.50％Al
0.001-0.04％P
0.001-0.005％B
0.05-0.30％V
最大0.015％N
最大0.05％S
和任选一种或多种选自以下的元素：
最大0.004％Ca
最大0.10％Nb
最大0.50％Cr
最大0.20％Mo
最大0.20％Ni
最大0.20％Cu
最大0.20％Ti
其中，Al+Si的量为0.70-1.60质量％，
组合物的余量由Fe和不可避免的杂质组成，
其中，该钢带材经受了从2.0-4.0mm的热轧厚度开始的40％或更大的冷轧压下量，并且其中在该钢带材的退火后在热轧钢带材中存在钒沉淀物；并且
其中，该钢带材在平整轧制后具有650MPa或更大的极限拉伸强度Rm和300-700MPa的0.2％保证强度Rp，该平整轧制发生在该退火后。
2.根据权利要求1所述的钢带材，其中，Al+Si的量为0.70-1.50质量％。
3.根据权利要求1所述的钢带材，其中，Al+Si的量为0.80-1.40质量％。
4.根据权利要求1所述的钢带材，其中，Al+Si的量为0.80-1.20质量％。
5.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，C的量为0.10-0.20质量％。
6.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，C的量为0.11-0.19质量％。
7.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，C的量为0.12-0.18质量％。
8.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中Si的量为0.2-0.8质量％。
9.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中Si的量为0.30-0.70质量％。
10.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中B的量为0.001-0.004质量％。
11.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中V的量为0.01-0.20质量％。
12.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中V的量为0.05-0.20质量％。
13.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中Al的量为0.1-1.0质量％。
14.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中Al的量为0.2-0.9质量％。
15.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中Al的量为0.2-0.8质量％。
16.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中该钢带材具有由以下组成的显微组织：20-50体积％的铁素体，15-25体积％的残余奥氏体和马氏体，且5-15体积％的残余奥氏体含量，剩余部分为回火马氏体、贝氏体、渗碳体和沉淀物/夹杂物，总和应加起来达到100％。
17.根据权利要求1所述的钢带材，其中该热浸镀锌钢带材具有650-1160MPa的极限拉伸强度Rm。
18.根据权利要求1所述的钢带材，其中该热浸镀锌钢带材具有700-1150MPa的极限拉伸强度Rm。
19.根据权利要求1所述的钢带材，其中该热浸镀锌钢带材具有730-1130MPa的极限拉伸强度Rm。
20.根据权利要求1所述的钢带材，其中该钢带材中间与边缘之间的Rp和/或Rm的差值小于60MPa。
21.根据权利要求17-19任一项所述的钢带材，其中该钢带材中间与边缘之间的Rp和/或Rm的差值小于60MPa。
22.根据权利要求21所述的钢带材，其中该钢带材中间与边缘之间的Rp和/或Rm的差值小于40MPa。
23.根据权利要求21所述的钢带材，其中该钢带材中间与边缘之间的Rp和/或Rm的差值小于30MPa。
24.根据权利要求1-4任一项所述的钢带材，其中该钢带材是TRIP辅助双相或复相钢带材。
25.制造根据权利要求1-24任一项所述的钢带材的方法，包括以下步骤：
a)将铸钢热轧至2.0-4.0毫米的厚度，并在卷取温度CT下卷取，其中卷取的热轧钢带材具有由40-80体积％的铁素体，20-50体积％的珠光体和/或贝氏体，以及小于10体积％的渗碳体/沉淀物/夹杂物组成的显微组织，总和应加起来达到100％，
b)酸洗钢带材，
c)随后以40％或更大的压下量冷轧钢带材，
d)将钢带材临界区退火，
e)将钢带材在过时效段中后退火，任选进行淬火和分配或淬火和回火，
f)将钢带材热浸镀锌，
g)平整轧制钢带材。
26.制造中间热轧钢带材的方法，其中将铸钢热轧至2.0-4.0毫米的厚度，并在Bs+50℃和Ms温度之间的卷取温度CT下卷取，获得具有由40-80体积％的铁素体，20-50体积％的珠光体和/或贝氏体，以及小于10体积％的渗碳体/沉淀物/夹杂物组成的显微组织的中间热轧钢带材，总和应加起来达到100％；
其中，该铸钢以质量百分比由以下元素组成：
0.10-0.21％C
1.50-2.10％Mn
0.2-1.50％Si
0.1-1.50％Al
0.001-0.04％P
0.001-0.005％B
0.05-0.30％V
最大0.015％N
最大0.05％S
和任选一种或多种选自以下的元素：
最大0.004％Ca
最大0.10％Nb
最大0.50％Cr
最大0.20％Mo
最大0.20％Ni
最大0.20％Cu
最大0.20％Ti
其中，Al+Si的量为0.70-1.60质量％，
组合物的余量由Fe和不可避免的杂质组成。
27.制造TRIP辅助双相钢的方法，包括以下步骤：
a)将铸钢热轧至2.0-4.0毫米的厚度，并在卷取温度CT下卷取，其中卷取的热轧钢带材具有由40-80体积％的铁素体，20-50体积％的珠光体和/或贝氏体，以及小于10体积％的渗碳体/沉淀物/夹杂物组成的显微组织，总和应加起来达到100％，
b)酸洗钢带材，
c)随后以40％或更大的压下量冷轧钢带材，
d)将冷轧材料临界区退火，其中在到达Ac1温度之前，使用至多40℃/s的加热速率和/或使用1-100秒的中间均热期，获得了存在于TRIP辅助双相钢中铁素体部分的再结晶铁素体大于90％的钢带材，并获得了0.18或更高的n4-6值，其中n4-6为4和6％伸长率之间的特定淬硬性值，
e)将钢带材在过时效段中后退火，任选进行淬火和分配或淬火和回火，
f)将钢带材热浸镀锌，
g)平整轧制钢带材，
其中，该铸钢以质量百分比由以下元素组成：
0.10-0.21％C
1.50-2.10％Mn
0.2-1.50％Si
0.1-1.50％Al
0.001-0.04％P
0.001-0.005％B
0.05-0.30％V
最大0.015％N
最大0.05％S
和任选一种或多种选自以下的元素：
最大0.004％Ca
最大0.10％Nb
最大0.50％Cr
最大0.20％Mo
最大0.20％Ni
最大0.20％Cu
最大0.20％Ti
其中，Al+Si的量为0.70-1.60质量％，
组合物的余量由Fe和不可避免的杂质组成。
28.根据权利要求27所述的方法，其中将铸钢热轧至2.0-4.0毫米的厚度，并在Bs+50℃和Ms温度之间的卷取温度CT下卷取，获得具有由40-80体积％的铁素体，20-50体积％的珠光体和/或贝氏体，以及小于10体积％的渗碳体/沉淀物/夹杂物组成的显微组织的中间热轧钢带材，总和应加起来达到100％。
29.根据权利要求25的方法制得的钢带材，其中该钢带材是TRIP辅助双相或复相钢带材。
30.根据权利要求25所述的方法，其中，
在步骤d)中，使钢带材在相变温度Ac1和Ac3之间经受退火热处理，随后当温度低于Ac3时以冷却速率Vcs进行一个或多个冷却阶段，随后在过时效温度Toa下进行过时效阶段持续过时效时间toa，进行选择以使得所述钢带材的显微组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和任选的马氏体和/或渗碳体组成，
在步骤e)中，任选地，将退火的钢带材在过时效段中进行淬火和分配或淬火和回火，
在步骤g)中，以小于0.7％的伸长率平整轧制钢带材，并且
其中，该钢带材为高强度冷轧TRIP辅助双相钢带材。
31.根据权利要求25所述的方法，其中，
在步骤c)中，以大于40％的压下量冷轧钢带材，
在步骤d)中，使钢带材经受高于Ac1+50℃的退火热处理，随后当温度低于Ac3时以冷却速率Vcs进行一个或多个冷却阶段，随后在过时效温度Toa下进行冷却阶段持续过时效时间toa，进行选择以使得所述钢带材的显微组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和任选的马氏体和/或渗碳体组成，
在步骤e)中，任选地，退火的钢带材在过时效段中进行淬火和分配或淬火和回火，
在步骤g)中，以0.4-2.0％的压下量平整轧制钢带材，并且
其中，该钢带材为高强度冷轧复相钢带材。
32.根据权利要求30所述的方法，其中以小于0.5％的伸长率平整轧制钢带材。
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