冷轧扁钢产品及其生产方法与流程

  本发明涉及一种具有高抗拉强度rm、低屈服极限rp0.2和高断裂伸长率a80的冷轧扁钢产品及其生产方法。

  1、对节油汽车一直增长的需求推动了对通过轻质结构减轻重量的需求。用于减轻重量的一项成本有效的措施是使用高强度钢。这样就能生产出薄壁部件，尽管其重量轻，但却能承受较高的机械负荷。为了使钢材也能成型为几何复杂程度相比来说较高的部件，它们必须同时具有相比来说较高的延展性。通常情况下，钢材的强度和延展性是反相关的，即强度越高，延展性越低。因此，此类部件只能在有限的范围内使用高强度钢。

  2、最新一代的高强度钢被称为“先进高强度钢”，其目标是实现极高的成型能力，同时具有更高的强度。这些钢包括所谓的双相钢(dp)，其通常主要由铁素体和马氏体组成，但也可能含有其他相，如贝氏体和/或残余奥氏体。在dp钢的塑性变形过程中，变形的通常是软的铁素体，而硬的马氏体则会增加强度。在塑性变形过程中，可以额外从选择性存在的残余奥氏体形成马氏体。其同样会提高强度，但不会影响塑性变形的第一阶段。因此，在实验室测试中，与复相(cp)钢相比，dp钢的屈服极限比(即屈服极限rp0.2和抗拉强度rm之间的比率)相比来说较低，而断裂伸长率a80则相比来说较高。前者主要由具有中等硬度的相组成，如贝氏体和/或退火马氏体。

  3、残余奥氏体含量相比来说较高的dp钢的特征是与传统的dp钢相比具有更高的断裂伸长率，根据测量区域，其残余奥氏体含量通常超过5％。较高的断裂伸长率是残余奥氏体伸长诱导转变的结果，即所谓的“转变诱导塑性，transformation induced plasticity”或trip效应。因此，这种钢通常被称为“trip辅助”dp钢。公开文献wo 2013/182621 a1中公开了冷轧扁钢产品的一个实例，其中说明了通过在合金中加入铝实现最大15体积％的残余奥氏体含量。在一种制造变体中，冷轧扁钢产品以传统方式通过铸造为预产品，经过热轧和冷轧，并在热浸镀层设备中进行退火来生产。退火分几个步骤进行，其中冷轧扁钢产品被加热到750-870℃范围内的最高退火温度，然后冷却到455-550℃范围内的温度。

  4、与其他高强度钢相比，dp钢的一个缺点是对冲压板材成型的过程中也许会出现的边缘裂纹非常敏感。在实验室中，钢的边缘裂纹敏感性是通过所谓的“扩孔试验”来评估的，其中用棘刺将冲压在金属板样品上的孔扩大，直到出现第一条裂纹为止，参见iso 16630：2017，“金属材料--板材和带材--扩孔试验”。由测试前的孔直径d0和首次裂纹形成时的孔直径dr可计算出扩孔率λ，计算公式如下：

  6、dp钢对边缘裂纹相比来说较高的敏感性主要根据组织架构的不均匀性。在dp钢中，马氏体以粗大聚集体的形式形成，其经常呈线状排列。在外部机械负荷作用下，由于铁素体相和马氏体相的硬度相差很大，两相界面处会产生很高的内应力。这在扩孔试验中会导致开裂，因为在冲孔边缘会产生非常大的变形。相比之下，cp钢的组织架构相对各向同性且均匀，析出物相对较细。因此，在外部机械负荷作用下，cp钢的局部应力比dp钢中产生的更均匀、更低。因此，与dp钢相比，cp钢在边缘裂纹方面具有更高的稳定性。

  1、因此，本发明的目的是提供一种具有高抗拉强度rm、低屈服极限rp0.2和高断裂伸长率a80的优化组合的冷轧扁钢产品，并给出其相应的生产方法。

  2、该目的根据本发明第一方面通过具有权利要求1所述特征的冷轧扁钢产品来实现。

  3、根据本发明提供了一种冷轧扁钢产品，其组成除了铁和生产的全部过程中不可避免的杂质外以重量百分比计为

  10、其中杂质包括以下组别的合金元素(p、s、n、ti、v、mo、b、cu、w、ni、sn、as、co、zr、la、ce、nd、pr、ca、o、h)，其含量如下：

  33、此外，根据本发明的扁钢产品除了不可避免的组织架构成分还具有包括下列相(单位为％)的组织结构：

  38、除非另有明确说明，本说明书里面所有与合金元素含量有关的数据均以重量为基础。因此，所有含量应视为以重量％为单位的数据。给出的组织架构成分是通过对光学显微镜或电子显微镜分析的评估确定的，因此，除非另有明确说明，否则应视为以面积％为单位的面积比例。但奥氏体或残余奥氏体的组织架构成分除外，除非另有明确说明，否则其均为以体积％表示的体积份额。

  39、在此，根据本发明的扁钢产品具有根据din en iso 6892-1：2017(样品形状2，纵向样品)确定的至少780mpa的抗拉强度rm，最大600mpa的屈服极限rp0.2，至少为18％的断裂伸长率a80。屈服极限rp0.2尤其可以限制在最大580mpa，优选最大550mpa。最低屈服极限为至少440mpa。根据din en iso 16630：2017确定的最低允许的扩孔率λ(单位为％)可按下式计算：

  41、其中常数a为至少75％，尤其是至少为78％，优选至少为80％。在某些高强度钢，尤其是多相钢的情况下，已发现扩孔率λ取决于孔冲制和测试执行之间的时间延迟。iso16630：2017中没有规定测试的时间范围。此处给出的数值是基于根据iso 16630：2017在孔冲制后5小时内进行的测试得出的。

  43、根据本发明的扁钢产品的高扩孔率λ与抗拉强度rm、低屈服极限rp0.2和高断裂伸长率a80的组合取决于组织架构的组成。在使用适当的蚀刻剂(如nital或二亚硫酸钠)蚀刻后，可通过光学显微镜(lom)在200至2000倍的放大下确定组织架构的主要成分。

  44、对于低屈服极限rp0.2，需要相比来说较高的铁素体比例。在塑性变形的第一阶段，铁素体优选发生变形，而贝氏体、残余奥氏体和马氏体等较硬的富碳相则起强化作用。因此，屈服极限主要受铁素体含量的影响。已经发现，要使屈服极限达到所需的范围，至少要有20面积％，尤其是至少要有30面积％，优选是40面积％。由于铁素体的硬度相比来说较低，需要特殊的比例的贝氏体、残余奥氏体和选择性的马氏体才可以做到至少780mpa的抗拉强度rm，因此，组织架构中的铁素体比例限制在最大85面积％，尤其最大80面积％，优选最大75面积％。

  45、贝氏体和选择性马氏体对提高强度至关重要。因此，必须存在特殊的比例的贝氏体和选择性的马氏体才可以做到有关抗拉强度rm的最低要求。然而，贝氏体和选择性马氏体的比例对扩孔率λ有着至关重要的影响。与抗拉强度相同的其他dp钢相比，参见w0 2013/182621 a1，根据本发明的扁钢产品的贝氏体比例相比来说较高，选择性马氏体比例相比来说较低，因此扩孔率λ相比来说较高。高比例的马氏体根本上与低扩孔率λ有关，因为在外部机械应力作用下，相邻铁素体晶粒和马氏体聚集体之间的边界可作为裂纹起始点。潜在裂纹起始点的高密度会对切边灵敏度产生不利影响。因此，应尽可能降低马氏体在组织架构中的比例。因此，马氏体含量限制在最大20面积％，尤其是最大17面积％，优选最大13面积％，更优选最大10面积％。马氏体含量可以为0。为了达到抗拉强度rm的最低要求，期望设置至少2面积％的马氏体含量。若需要更高的抗拉强度rm，则尤其可设置至少5面积％的马氏体含量。

  46、铁素体-马氏体边界对裂纹的高敏感性是因为马氏体的硬度比铁素体相对高，因此两相之间的硬度差异较大。贝氏体的硬度低于马氏体。因此，铁素体和贝氏体之间的硬度差小于铁素体和马氏体之间的硬度差。因此，在外部机械应力的作用下，铁素体-贝氏体边界更不易开裂。因此，贝氏体比例高，马氏体比例相应低，有利于切边敏感性。不过，贝氏体的硬度比马氏体低，这在某种程度上预示着特殊的比例的马氏体必须用更高比例的贝氏体取代，才可以做到相同的抗拉强度。在根据本发明的扁钢产品中已经表明，以10至70面积％之间的贝氏体含量能够达到所需的机械性能。如果贝氏体的比例太小，就不能够达到抗拉强度rm和扩孔率λ方面的最低要求。因此，需要至少10面积％，尤其是至少15面积％，优选是至少20面积％的贝氏体。相反，贝氏体比例过高会导致屈服极限rp0.2过高。因此将贝氏体含量限制在最大70面积％，尤其是最大60面积％，优选最大50面积％。

  47、考虑根据本发明扁钢产品的抗拉强度rm，相比来说较高的断裂伸长率a80主要是由于组织架构中残余奥氏体的比例相比来说较高。这根据残余奥氏体的伸长诱导转变(即所谓的trip效应)对断裂伸长率a80有积极影响，但不影响塑性变形的第一阶段(由屈服极限rp0.2表征)。为实现断裂伸长率a80方面的最低要求，需要最少5％，尤其至少6％，优选至少7％的残余奥氏体比例。在扩孔试样上冲孔时，由于塑性变形非常大，冲孔边缘旁的残余奥氏体会转变为马氏体。这样，残余奥氏体和马氏体一样，会对扩孔率λ产生不利影响。因此，根据本发明的扁钢产品中残余奥氏体的含量为最大15％，尤其是最大13％，优选最大12％。

  48、由于残余奥氏体是通过衍射仪，例如xrd按体积测量的，因此残余奥氏体很可能也是贝氏体和/或马氏体的成分，因此在某些情况下，组织架构成分的加和可超过100％。不过，根据残余奥氏体的粗细度，也可将其视为单独的组织架构成分。

  49、此外，组织结构中还有几率存在基于nb的精细析出物(碳化物或碳氮化物)。由于这些析出物非常细微，因此无法通过lom看到，只可以通过透射电子显微镜(tem)在50000至500000倍的放大下才能看到。析出物是指具有nacl(bl)晶体结构的碳化物或碳氮化物，其主要由nb和c组成。此外，析出物还可能含有低浓度的ti、v、mo、cr、w和/或n，具体取决于生产的全部过程中不可避免的杂质的浓度。精细的nb基析出物促进精细的晶粒结构，并由此对机械特性和扩孔率产生积极影响。为了达到这一效果，nb基析出物不应超过一定的尺寸。因此，平均析出物直径为最大20nm，尤其是最大15nm，优选最大10nm。平均析出物直径一样能通过tem来确定。

  50、其他相可能以不作为贝氏体成分存在的珠光体、渗碳体、非金属夹杂物，如mns或alo、和粗碳氮化物，如析出物直径超过50nm的nbcn或ticn的形式单独存在或共同存在，这些相对机械性能和扩孔率λ有害，因此不期望。因此，其他相属于(生产所限)不可避免的组织结构成分。这些相的总和应为最大5面积％，尤其是最大3面积％，优选最大2面积％。

  52、根据本发明的用于生产具有铁素体基础组织结构的冷轧扁钢产品的方法包括以下步骤：

  60、其中杂质包括选自以下组别的合金元素(p、s、n、ti、v、mo、b、cu、w、ni、sn、as、co、zr、la、ce、nd、pr、ca、o、h)，其含量可如下：

  84、c)将预产品预热至一定温度，和/或将预产品保持在1150至1350℃之间的温度；

  85、d)将预产品热轧为热轧扁钢产品，尤其是其厚度在1.8至5mm之间，其中热轧结束温度在850至980℃之间；

  86、e)以20至400℃/s的冷却速率将获得的热轧扁钢产品冷却至450至600℃的卷取温度；

  88、g)将卷材解绕并冷轧成冷轧扁钢产品，尤其是其厚度在0.6至2.4mm之间，其中冷轧程度在30％至80％之间；

  90、i)将卷材解绕，并在连续过程中对冷轧扁钢产品进行退火，包括以下步骤

  91、i1)以0.5至20℃/s之间的平均加热速率加热至840至900℃的退火温度，并在840至900℃下保持30至300s；

  92、i2)以0.5至20℃/s之间的平均冷却速率冷却至等于或高于ms并低于455℃的温度，并在该温度下保持1至1000s，以获得一种扁钢产品，该扁钢产品除了不可避免的组织结构成分还具有包括下列相(单位为％)的组织结构：

  98、将合金组成在上述规定范围内的钢水浇铸成预产品。将钢在熔化后浇铸成预产品，在传统生产工艺中，该预产品可以是常规尺寸的板坯。然而也可以由这种钢材通过直接热轧连续铸件在铸造轧制设备中制造薄板坯作为预产品，或在带钢铸造设备中制造铸造带钢作为预产品。例如，在铸造轧制设备或带钢铸造设备中，可以直接进一步加工预产品，即直接带着铸造热，这样预产品就可以保持在一定的温度下，或根据需要预热到一定的温度，例如在均衡炉或预热炉中，在这个温度下可以保证尽可能完全的均质化，并且在铸造过程中可能形成的析出物尽可能完全地(再次)溶解。如果熔体例如在连铸设备中浇铸成预产品，则将浇铸和完全凝固的带束分成多个有限尺寸的板坯，然后让板坯尤其是通过自然冷却来冷却到环境温度。例如，在步进式炉中或通过其他合适的方法，将预产品或板坯重新加热到一定温度以进一步加工。

  99、预热和/或保持预产品时的温度为至少1150℃，尤其是至少1200℃，以确保尽可能完全地溶解预产品中可能以碳化物/碳氮化物和/或氮化物形式存在的不期望的析出物。预热和/或保持的温度不应超过1350℃，以避免预产品部分熔化和/或过度起氧化皮。出于生态和经济方面的考虑，预热和/或保持的温度尤其可以限制在最高1300℃。

  100、预产品在一个或多个轧制机架(热轧机组)中以在850至980℃之间的热轧结束温度热轧为热轧扁钢产品。生产热轧扁钢产品的热轧结束温度为至少850℃，尤其是至少880℃，以避免成型阻力过度增大。在热轧结束温度过低的情况下，轧制力会不成比例地上升，并且由于热机械轧制效应，材料会失去所需的各向同性。为了避免不期望的粗晶粒形成，用于制造热轧扁钢产品的轧制结束温度限制在最大980℃。

  102、获得的热轧扁钢产品以20至400℃/s的冷却速率冷却至450至600℃的卷取温度。需要至少为20℃/s的冷却速率，以基本避免珠光体和渗碳体的形成，以及在后面的工艺步骤中无法溶解的粗析出物的产生。技术上无法实现400℃/s以上的冷却速率。为了防止马氏体的形成并促进热轧扁钢产品中由贝氏体、贝氏体铁素体和/或铁素体组成的组织结构的形成，卷取温度至少为450℃，尤其是至少为480℃。热轧扁钢产品组织结构中的马氏体会转移到冷轧和退火扁钢产品的组织结构中，成为冷轧扁钢产品组织结构中不期望的相。此外，热轧扁钢产品组织结构中的马氏体会对热轧扁钢产品的冷轧性以及冷轧和退火扁钢产品组织结构的各向同性产生不利影响。在卷取温度过高的情况下，会增加形成珠光体的风险，进而导致卷材冷却过程中的锰偏析。此外，过高的卷取温度还会引发明显的晶界氧化风险。为了避免这种情况，卷取温度限制在最大600℃，尤其最大580℃。

  104、热轧扁钢可以选择性地从卷材解绕，然后送入传统的酸洗工序，可以是卷材到卷材的工艺，即卷取-酸洗-卷取，或者优选在冷轧之前直接酸洗，即解绕-酸洗-冷轧。酸洗可以去除热轧扁钢产品上存在的氧化皮，和/或为后续步骤准备或活化热轧扁钢产品的表面。

  105、热轧扁钢产品从卷材中解绕，然后以30％到80％之间的冷轧度冷轧为冷轧扁钢产品。冷轧度kwg的计算公式为

  107、其中lwb是热轧扁钢产品(热轧带材)的厚度，lkb是冷轧扁钢产品(冷轧带材)的厚度。

  108、对于较高的表面质量和尺寸公差而言冷轧是必须的，这对于冷轧扁钢产品在薄壁部件，如车身外壳部件中的预设最终用途而言是必要的。然而，冷轧会导致冷作硬化，从而对钢材的延展性和扩孔率产生不利影响。此外，冷轧会产生主要的轧辊纹理，导致机械性能明显各向异性，进而降低扩孔率。冷作硬化和轧辊纹理对机械技术性能的影响无法通过随后的退火完全恢复。

  109、在冷轧度过低的冷轧情况下，无法达到目标应用所需的表面质量和尺寸公差。因此，冷轧度至少为30％。在冷轧度过高的情况下，冷作硬化和轧辊纹理的影响非常大，以至于无法达到所需的机械技术性能。因此，冷轧度限制在最大80％，尤其是最大70％。

  112、将冷轧扁钢产品从卷材中解绕，然后在连续过程中进行退火。冷轧扁钢产品的退火对组织结构成分的形成以及由此对最终产品的机械技术性能的调整有着至关重要的影响。为了生产根据本发明的扁钢产品，对退火条件进行设置，使得增加贝氏体在组织结构中的比例，减少可能时甚至避免马氏体在组织结构中的比例。这样就可以同时获得高抗拉强度和高扩孔率。贝氏体是由奥氏体在冷却过程中分解形成的。不过，这只发生在一个狭窄的温度范围内。在高于此范围的温度下，一般会形成铁素体或珠光体，而马氏体则在低于此范围的温度下形成；即低于通常约为400℃的马氏体起始温度ms。此外，在此温度范围内，奥氏体的不稳定化会促进奥氏体分解为贝氏体。奥氏体的稳定性主要取决于其碳含量。因此，能够最终靠匹配奥氏体中碳的浓度或分布来形成贝氏体。

  113、退火可以在多级连续退火设备中以常规方式进行，也可以在热浸镀层设备的多级连续退热设备中以常规方式进行。

  114、在退火的第一阶段，冷轧扁钢产品以0.5至20℃/s之间的平均加热速率加热至840至900℃之间的退火温度。至少为0.5℃/s的平均加热速率是必须的，以避免组织架构过度粗化，否则会对抗拉强度产生不利影响。超过20℃/s的平均加热速率会阻碍组织架构的完全再结晶。为了最小化冷轧产生的会对断裂伸长率和扩孔率产生不利影响的冷作硬化和各向异性，需要足够的再结晶。因此，平均加热速率限制在最大20℃/s。

  115、在退火的第二阶段，将冷轧扁钢产品保持在840至900℃之间的退火温度下30至300s。根据现有技术对dp钢的退火是加热至临界间(interkritisch)温度范围内的退火温度，即ac1和ac3温度之间，在该温度范围中，组织架构部分转变为奥氏体，并保持在该退火温度下特定时长。在这段保持时间内，组织结构中的碳会在铁素体和奥氏体之间配分或重新分配。由于碳在奥氏体中的溶解度较高，碳在奥氏体中富集。因此，碳在组织结构中分布的均匀性取决于退火温度。碳分布的均匀性在后续冷却过程中对其他组织结构成分，如新铁素体、马氏体或贝氏体的形成和特性具有重要影响，进而影响最终产品的机械技术性能。在高于但接近ac1温度，通常约为710℃下，奥氏体的比例很小，因此碳的分布非常不均匀。在常规实践中，在低于840℃的退火温度下对dp钢进行退火，在此温度下，组织结构中含有明显比例的未转变组织结构成分，例如老铁素体、马氏体或贝氏体。相应地，碳的分布仍然相对不均匀。相比之下，根据本发明，在至少840℃和最高900℃之间的退火温度下退火。在至少为840℃的退火温度下，例如低于ac3温度，通常约为860℃，组织结构主要由奥氏体组成，因此碳的分布相对均匀。因此，退火温度必须为至少840℃。在高于ac3的退火温度下进行退火会导致完全奥氏体化的组织结构，从而改善碳的均匀分布。结合第三阶段对温度的设置，更均匀的碳分布可促进组织结构中贝氏体的形成，而贝氏体的形成对于所需的机械性能和扩孔率λ的组合至关重要。在900℃下退火时，碳分布完全均匀化。这会导致贝氏体的过度形成，从而导致屈服极限rp0.2过高。碳分布的均匀性以及因此最终产品的机械技术性能同样受到保持时间的影响。碳在保持时间内的重新分布涉及到扩散过程，而扩散过程既取决于退火温度，也取决于保持时间。如果保持时间太短，就没有足够的时间进行碳的再分布，从而无法实现碳的均匀分布。为了足够均匀的碳分布需要至少30s的保持时间。相反，过长的保持时间会导致组织结构过度粗化。因此，保持时间限制在最大300s。

  116、在退火的第三阶段，以0.5至20℃/s之间的平均冷却速率将冷轧扁钢产品冷却至等于或高于ms并且低于455℃的温度。至少0.5℃/s的平均冷却速率是必须的，以避免在冷却过程中由于奥氏体的分解和组织结构的过度粗化而形成珠光体等不期望的相。过高的平均冷却速率反过来又会阻止在冷却过程中形成新的铁素体。为了达到所需的机械技术性能，需要较高比例的铁素体。因此，平均冷却速率的上限设定为最大20℃/s。

  117、在退火过程的第四阶段中，冷轧扁钢产品在从第三阶段出来时的等于或大于ms并且低于455℃的最终温度下保持1至1000s的持续时间。设置第四阶段的温度和持续时间对形成高比例的贝氏体至关重要，而贝氏体是实现最终产品所需的机械技术性能所必需的。等于或大于ms并且低于455℃温度与由于奥氏体分解而形成贝氏体的温度范围相对应，前提是奥氏体己通过将退火温度设置在840至900℃之间以及持续时间在30至300s之间而失去稳定。马氏体起始温度ms(单位：℃)根据c、mn和cr含量(分别以重量％为单位)按以下公式计算得出：

  119、如果第四阶段的温度低于ms，则仍存在的部分奥氏体将转变为马氏体。这将不利于形成具有高贝氏体比例的组织结构，因此不利于高抗拉强度和高扩孔率的组合。由此限制第四阶段中的温度下限。在等于或高于455℃的温度下，不会形成贝氏体，而会形成过高比例的奥氏体，在冷轧扁钢产品随后冷却至例如室温的过程中，其大部分会转变为马氏体。此外，455℃及以上的温度会使一定比例的奥氏体转变为珠光体，从而破坏扩孔率。因此，第四阶段的温度必须低于455℃。贝氏体的产生同样需要冷轧扁钢产品在ms至低于455℃之间的温度下保持至少1s。低于1s的持续时间对于明显比例的贝氏体的产生而言是不够的。在持续时间过长的情况下，可能会形成过多的珠光体，从而对抗拉强度和扩孔率产生不利影响。因此，持续时间限制在最大1000s，尤其是最大800s，优选最大500s，更优选最大300s。

  120、在第四阶段退火后，冷轧扁钢产品可在第五阶段进行调温，使冷轧扁钢产品以0.5至20℃/s的平均冷却速率冷却到最大100℃的温度。

  121、替代性并且优选地，在第四阶段后，通过浸入熔池中将冷轧扁钢产品涂上锌基防腐蚀覆层。熔池进入温度至少比熔池温度低10℃，最多比熔池温度高20℃，以防止熔池温度因引入热轧钢带而发生显著变化。在第五阶段中，可以通过相应地控制调温冷轧扁钢产品来调节所需的熔池进入温度。

  122、对防腐蚀覆层的组成以及冷轧扁钢产品在进行热浸镀时所经过的熔池的组成没有特殊要求。例如，防腐蚀覆层或熔池主要由锌(zn)组成，也可能具有剩余的常规成分。因此，防腐蚀覆层或熔池中除了锌和不可避免的杂质外，还可能含有最多20重量％的fe、最多5重量％的mg和最多10重量％的al。为了达到最佳的防腐蚀使用性能，如果分别均存在的线重量％的mg和/或至少1重量％的al。

  123、在热浸镀层操作之后，还可以选择性进行进一步的热处理(“镀锌层扩散退火，galvannealing”)，其中将热浸镀层的扁钢产品加热到最高550℃，以焙烧锌基覆层。

  124、获得的冷轧扁钢产品在离开热浸镀层工序后直接地或经过额外的选择性热处理后，可以以0.5至20℃/s的平均冷却速率冷却到100℃以下的温度。

  125、对“平均”加热或冷却速率应理解为起始温度(实际温度)与目标温度(额定温度)之间的差值与从起始温度到达到目标温度之间所需的时间的关系。一般来说，加热和冷却速率并不是一个恒定参数。

  126、由此获得的扁钢产品还可以选择性进行传统的平整轧制操作，以优化其尺寸精度和表面特性。这里设置的平整轧制度为至少0.1％，并且最大1.0％，其中特别优选的平整轧制度设置为至少0.3％。在冷轧扁钢产品表面选择性涂有金属覆层的情况下，小于0.1％的平整轧制度会导致表面粗糙度过低，从而对扁钢产品的成型性产生不利影响。超过1.0％的平整轧制度会对机械性能(屈服极限和断裂伸长率)和扩孔率产生不利影响。

  128、碳(c)是形成马氏体、残余奥氏体和贝氏体等较硬的组织结构成分的关键。这些组织结构成分的比例对钢的机械性能有很大影响。根据本发明设定的高抗拉强度rm和高扩孔率λ的组合需要这些组织结构成分的特定比例。马氏体、残余奥氏体或贝氏体比例太小会导致抗拉强度rm不足，而马氏体或残余奥氏体比例过高会导致扩孔率λ不足。为了达到所需的组织结构，从而实现抗拉强度rm和扩孔率λ的理想组合，c含量必须在0.12至0.18重量％之间，尤其是0.13至0.17重量％之间。如果c含量小于0.12重量％，则无法形成足够的马氏体、残余奥氏体和贝氏体，因此无法达到780mpa的最低强度要求。如果c含量超过0.18重量％，则会形成过多的马氏体或残余奥氏体，因此无法达到扩孔率λ的最低要求。

  129、硅(si)可防止珠光体的形成，而珠光体的形成不利于材料的延展性和成型特性。本来以珠光体形式结合的碳c反而会导致形成富c相，如马氏体、贝氏体和残余奥氏体。因此，与硅的合金化会间接影响机械性能。与硅合金化尤其可促进残余奥氏体的形成，这对断裂伸长率a80有积极影响。为了达到这种效果，需要至少0.05重量％，尤其是至少0.10重量％，优选至少0.15重量％的硅含量。过高的si含量会导致残余奥氏体的过度形成，从而对扩孔率λ产生不利影响。此外，过高的si含量也不利于热浸镀钢的表面质量。由于这些原因，si含量的上限被限制在最多0.4重量％，尤其是最多0.3重量％，优选最多0.25重量％。

  130、锰(mn)是一种重要的合金元素，其在带材厚度上不均匀地以线状分布。mn对c在fe中的溶解度有很大影响，因此对组织结构的局部转变特性也有很大影响。因此，mn含量对退火过程中富含c的组织结构成分的形成具有主导性影响，进而影响退火材料的机械性能和扩孔率λ。已经发现，锰含量在1.9和2.5重量％之间，尤其是在1.95和2.35重量％之间，优选在2.0和2.3重量％之间时，机械性能和扩孔率λ可达到最佳组合。低于1.9重量％的mn含量不能达到要求的780mpa的抗拉强度下限。超过2.5重量％的mn含量会导致马氏体和残余奥氏体的过度形成，因此达不到扩孔率λ方面的最低要求。

  131、为了抑制珠光体和因此形成残余奥氏体，除si之外还添加了铝(al)。这样，al含量同样有助于提高钢的延展性。为了达到关于残余奥氏体含量和断裂伸长率a80的最低要求，需要至少0.2重量％，尤其是至少0.25重量％，优选是至少0.27重量％的al含量。与硅相比，al对热浸镀扁钢产品表面质量的不利影响较小。然而，过高的al含量会导致残余奥氏体的过度形成，从而对扩孔率λ产生不利影响。因此，al含量的上限被限制在最高0.5重量％，尤其是最高0.45重量％，优选是最高0.4重量％。

  132、铬(cr)与mn的作用类似，会影响退火过程中组织结构成分的形成，进而影响最终材料的机械性能和扩孔率λ。此外，cr还能减缓nb基碳化物的粗化。这样，cr同样可以通过析出硬化有助于提高强度。为了达到这些效果，至少为0.05重量％，特别是至少为0.07重量％的cr含量是必须的。然而，过量的cr会增加明显的晶界氧化风险，从而恶化表面质量。因此，cr含量的上限被限制在最多0.2重量％，尤其是最多0.15重量％。

  133、铌(nb)以碳化物的形式析出，导致组织结构细化。更精细的组织结构对抗拉强度有积极影响，并且不会严重破坏延展性。已经发现，更精细的组织结构对材料的扩孔率λ有积极影响。nb基碳化物同样通过析出硬化效应对材料的抗拉强度产生直接影响。当碳化物在连续退火设备中的退火过程中没有过度粗化时，这种效果尤为明显。为了达到nb的积极效果，需要至少0.01重量％，特别是至少0.015重量％的nb含量。过高的nb含量反过来又会导致连铸过程或板坯冷却或再加热过程中出现裂纹。因此，nb含量的上限限定为最高0.06重量％，尤其是最高0.05重量％，优选是最高0.04重量％。

  134、在此未明确列举的所有其他可想到的合金元素可归因于生产所限不可避免的杂质，这些杂质作为钢材生产的起始材料的成分产生，或在钢材熔化和加工过程中因生产所限而进入钢材。这些杂质包括选自以下组别的合金元素(p、s、n、ti、v、mo、b、cu、w、ni、sn、sb、as、co、zr、la、ce、nd、pr、ca、0、h)，它们的含量应保持在足够低的水平，使得对钢的性能没有技术影响。

  135、磷(p)是广义上的杂质，由铁矿石夹带到钢中，在工业规模的炼钢过程中无法完全消除。其含量应尽可能低，其中为保证过程可靠的可焊性，其含量应为最大0.02％，尤其最大0.017％。

  136、硫(s)同样也是广义上的杂质，因此必须将其含量设置为最大0.01％，以避免由于硫化物(fes；mns；(mn，fe)s)的过度形成而导致明显的偏析倾向和对成型性或延展性的不利影响，尤其是最大0.005％，优选最大0.003重量％。一般来说，可以合金化添加钙，用于脱硫和根据ca含量调节s含量。

  137、氮(n)同样是生产所限不可避免的杂质。如果存在n，ti、nb和/或v在同时存在c的情况下，优选与n形成氮化物或碳氮化物。因此，在实践中，在技术和经济上可接受的条件下，析出物中的氮吸收是不可避免的。但原则上，争取尽可能低的含量，因为以n为主的碳氮化物通常非常粗糙且有棱角，因此它们不仅无助于强化，反而会引发裂纹。为了尽最大可能避免形成以n为主的碳氮化物，含量应限制在最大0.01％，尤其是最大0.006％。

  138、钛(ti)和钒(v)作为微合金元素，并且以碳化物的形式析出。已经发现，与nb相比，钛和钒对本发明钢材的性能没有明显影响。因此，它们属于不期望的杂质。因此，ti的最大允许含量定为最大0.01重量％，尤其是最大0.007重量％，v的最大允许含量定为最大0.02重量％，尤其是最大0.01重量％。

  139、钼(mo)会减慢c的扩散速率，因此会阻碍退火过程中c的均匀分布。因此，mo含量必须限制在最大0.1重量％，尤其是最大0.05重量％。

  140、硼(b)会在组织架构奥氏体化过程中积聚在晶界处，并阻碍冷却过程中铁素体的形成。这不利于形成铁素体含量较高的组织架构。因此，b的含量不能超过0.0007重量％，尤其是0.0005重量％，优选是0.0004重量％。

  141、铜(cu)会以粗颗粒的形式析出，对机械性能产生不利影响。此外，cu还会对铸造性产生不利影响。为了尽最大可能避免cu的影响，cu含量应限制在最多0.1重量％，尤其是最多0.05重量％。

  142、钨(w)、镍(ni)、锡(sn)、锑(sb)、砷(as)、钴(co)、锆(zr)和稀土，例如镧(la)、铈(ce)、钕(nd)和镨(pr)，在本发明的钢中不需要作为合金元素，并且如果可以检测到，则属于不可避免的杂质。因此：w的含量应限制在最大0.1重量％，尤其是最大0.05重量％；ni的含量应限制在最大0.1重量％，尤其是最大0.05重量％；sn的含量应限制在最大0.05重量％；sb的含量应限制在最大0.0004重量％；as的含量应限制在最大0.02重量％；co的含量应限制在最大0.02重量％；zr含量限制在最大0.0002重量％；la含量限制在最大0.0002重量％；ce含量限制在最大0.0002重量％；nd含量限制在最大0.0002重量％；pr含量限制在最大0.0002重量％。

  143、在钢铁生产中，钙(ca)通常被添加到熔体中，用于脱氧和脱硫，以及改善铸造性能。过高的ca含量会形成不需要的夹杂物，其对机械性能和轧制性能产生不利影响。因此，上限被限制在最大0.005％，尤其是最大0.002％。

  144、由于氧化层会对机械性能、轧制性能和铸造性能产生不利影响，因此熔体或钢材中的氧(o)同样也是不期望的。因此，o的最大允许含量确定为最高0.005％，尤其是最高0.002％。

  145、氢(h)作为最小的原子，在钢中的晶格间隙位置有着非常强的流动性，并且尤其是在高强度钢中，在热轧的冷却过程中会导致芯部中的撕裂。因此，含量应尽可能低，在任何情况下为最大0.001％，尤其最大0.0006％，优选最大0.0004％，其中目标含量优选最大0.0002％。

  技术研发人员：叶卡捷林娜·博查罗瓦,弗兰克·希斯克,尼古拉斯·温泽,亚历山大·齐默尔曼

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