CN114008225A

CN114008225A - 热处理冷轧钢带材的方法

Info

Publication number: CN114008225A
Application number: CN202080044149.3A
Authority: CN
Inventors: 陈尚平; R·莫斯托特; M·P·阿尔恩特斯; S·M·C·范伯赫曼
Original assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Current assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Priority date: 2019-06-17
Filing date: 2020-06-11
Publication date: 2022-02-01
Also published as: EP3754035B1; JP2022537037A; ES2911656T3; EP3754035A1; US20220316021A1; PT3754035T; KR20220024414A; MX2021015955A; BR112021023339A2; WO2020254187A1

Abstract

热处理冷轧钢带材的方法，包括以下步骤：在高于(Ac3‑20)将冷轧钢带材均热持续一定均热时间，由此获得具有奥氏体显微组织的冷轧钢带材；冷却该均热的钢带材至小于Ms；加热并在Bs‑Ms的温度范围内热处理该冷却的带材；和将热处理的带材冷却至环境温度。

Description

热处理冷轧钢带材的方法

本发明涉及热处理高强度冷轧钢带材的方法。

在本领域提出了各种类型的冷轧钢材和制造方法用于满足汽车应用中的要求。例如，考虑到它的成形性，超低碳钢用于汽车钢带材中。这种钢型号显示在280-380MPa范围内的拉伸强度。

HSLA(高强度低合金)钢材含有微合金化元素。它们通过析出和晶粒细化的组合而硬化。

先进高强度钢材(AHSS)例如双相(DP)钢和转变诱发塑性(TRIP)钢是目前通常具有高延展性、高强度的钢材，用于汽车制造工业中。在DP钢中铁素体基体内马氏体的存在能够获得高于450Mpa的拉伸强度与良好的冷成形性。

为了同时实现高屈服强度/拉伸强度比和甚至更高的拉伸强度，即大于800MPa，开发了具有复相(CP)显微组织(包括铁素体、贝氏体、马氏体和/或残留奥氏体)的钢材。然而，由于铁素体、贝氏体或马氏体组织和残留奥氏体组织之间变形能力差异，这些钢材通常拉伸翻边成形性较差。因此它们的使用受限于不需要高成形性的汽车零件。

由回火马氏体作为基体相和残余奥氏体组成的TRIP型回火马氏体钢(通过淬火和配分的Q&P钢)和由贝氏体铁素体作为基体相和残余奥氏体组成的TRIP型贝氏体铁素体钢(通过等温淬火的TBF钢)具有优点：例如提供由硬回火(hard tempered)马氏体和/或贝氏体铁素体组织所致的高强度的能力，和显示突出的伸长率的能力，因为基体不含碳化物，并且可在贝氏体铁素体组织中的板条形贝氏体铁素体的边界处容易形成小的残余奥氏体晶粒。因此，不含碳化物的贝氏体铁素体或回火马氏体钢材由于它们均匀的细板条结构预期实现良好的可拉伸翻边性。由于在这些显微组织中仅少量的马氏体存在所致硬度的不均匀将使这些钢型号实现好的深拉性。

然而，由于目前连续生产线的限制，不可使用目前可得的钢配方获得强度和延展性性质的预期有益组合。这些限制尤其包含连续退火(CA)和连续镀锌(CG)生产线的目前设施的再加热炉经常仅适合于使钢带材进行临界或再结晶热处理。例如，在一些目前的退火生产线中最大退火温度限制为890℃。此外，目前CA/CG生产线中的冷却速率限制在固定范围内。许多CA/CG生产线的可用过时效时间也是有限的，例如这个时间长度小于约160秒，这对在过时效期间完成任何期望的变形施加严格的时间限制。

例如，WO2013/144373A1公开了具有多边形铁素体基体的冷轧TRIP钢，其具有包含铬的具体组成和特定显微组织并具有至少780MPa的拉伸强度，其据称允许在具有过时效/等温淬火区段的常规工业退火线上生产。也就是说，对于相对高的过时效/等温淬火温度，等温淬火时间可小于200秒。

EP2831296B1和EP2831299公开了TBF钢材，具有至少980MPa的拉伸强度，其也可在常规生产线上生产。然而，280-320秒的优选过时效/等温淬火时间太长以致不能在相当多的常规生产线上生产。换句话说，贝氏体转变动力学太慢以致不能在有限的时间长度内在过时效区段中完成贝氏体转变以在常规生产线中获得需要的显微组织。

本发明目标是提供具有高拉伸强度和优异延展性的期望组合，例如屈服强度(YS)≥550MPa、拉伸强度(TS)≥980MPa、总伸长率(TE)≥13％、扩孔能力(HEC)≥20％和弯曲角(BA)≥80°的冷轧钢带材，特别是用于在汽车应用中使用的钢带材或合适的替代物。

本发明的另一目标是提供用于热处理冷轧钢带材从而获得如以上提到的期望的性质组合的方法，特别是可使用现有的生产线进行的热处理或合适的替代物。

本发明的另一目标是提供具有期望的性质组合的高硅冷轧钢带材，其可在常规的工业生产线上制造。

本发明的又一目标是提供高强度冷轧钢带材的钢组成及其热处理从而允许在常规的生产线中完成贝氏体转变以便获得期望的显微组织。

鉴于此，本发明提供热处理冷轧钢带材的方法，该方法包括以下步骤：

a)在高于(Ac3-20)将冷轧钢带材进行均热持续1-200秒的均热时间t2，由此获得具有奥氏体显微组织的冷轧钢带材；

b)冷却由步骤a)产生的均热钢带材至在Ms-(Ms-200)范围内的温度T4；

c)加热由步骤b)产生的冷却的钢带材至Bs-Ms的温度范围；

d)在Bs-Ms的温度范围中热处理该加热的钢带材持续30-120秒的时间段t5；

e)将热处理的钢带材冷却至环境温度；

使得钢带材具有包含以下的显微组织(以体积％计)

多边形铁素体(PF)： 0-10；

多边形铁素体(PF)+针状铁素体(AF)+上贝氏体铁素体(HBF)：5-30；

下贝氏体铁素体(LBF)+配分马氏体(PM)： 50-85,

残留奥氏体(RA)： 5-20；

马氏体(M)： 0-15；

其中钢带材具有包含以下的组成(以质量百分比计)

C: 0.15-0.28；

Mn: 1.70-3.00；

Si: 0.50-2.00；

Al: 0.01-0.60；

P: 小于0.050；

S: 小于0.020；

N: 小于0.0080；

其中总和(Si+Al)≥0.60；和

其中10C+Mn+Cr≥3.85且8.5≤(Mn+Cr)/C≤16；和

任选的选自以下的一种或多种元素

0<Cr≤1.00；

0<Cu≤0.20；

0<Ni≤0.50；

0<Mo≤0.50；

0<Nb≤0.10；

0<V≤0.10；

0<Ti≤0.10；

0<B≤0.0030；

0<Ca≤0.0050；

0<REM≤0.0100，其中REM是一种或多种稀土金属；

和余量为铁和不可避免的杂质。

本发明的方法允许生产具有对于需要高强度、成形性和焊接性的汽车零件所期望的具体组成和显微组织和性质组合的冷轧钢带材。

本发明通过以下方式解决慢的贝氏体转变动力学的问题:引入适当量的先共析铁素体并控制它的形态，通过控制顶部退火温度和时间而获得奥氏体的细晶粒，和通过在生产线中使用修改的淬火和配分方法。

可使用现有的连续退火和镀锌生产线在关于对这些生产线典型的退火区段中顶部温度、冷却速率范围和生产速度下过时效时间窗口的限制内进行根据本发明的这个方法。

冷轧钢带材可为Zn涂覆的，例如通过热浸镀锌或电镀锌。热浸镀锌步骤可容易整合在根据本发明的热处理中。

如下给出用于描述钢的关键转变温度的术语，如本领域技术人员公知的。

Ae3：在平衡条件下发生铁素体转变为奥氏体或奥氏体转变为铁素体的温度。

Ac3：在加热过程中铁素体转变为奥氏体结束时的温度。Ac3通常高于Ae3，但随着加热速率趋向零而趋向Ae3。在本发明中，以3℃/s的加热速率测量Ac3。

Ar3：在冷却期间奥氏体开始转变为铁素体时的温度。

Bs：在冷却过程中奥氏体开始转变为贝氏体时的温度。

Bn：在钢的时间-温度转变(TTT)曲线中贝氏体转变的鼻子温度，该温度下奥氏体转变为贝氏体具有最快的动力学。

Ms:在冷却过程中奥氏体开始转变为马氏体时的温度。

Mf:在冷却过程中奥氏体转变为马氏体结束时的温度。Mf的实际问题在于，在冷却过程中马氏体分数仅渐进地靠近最大可实现的量，意味着形成最后的马氏体需要很长时间。出于实际原因并在本发明的上下文中，Mf因此取为形成了90％的最大可实现量的马氏体时的温度。

可通过膨胀计实验来确定这些关键的相转变温度。供选择地，根据本发明的钢的Ac3、Bs、Bn和Ms点可预先基于它的组成，使用可得的软件例如JmatPro或使用以下经验公式计算：

Ac3(℃)＝942-260C+35Si-35Mn+125Al-11Cr-14Cu

Bs(℃)＝839-86Mn-23Si-67Cr+35√Al-270(1-exp(-1.33C))

Ms(℃)＝539-423C-30.4Mn-7.5Si+30Al

在这些公式中，钢组成的组分X以重量％计表示。

在本说明书中所有温度以摄氏度表示，所有组成以重量百分比(重量％)给出，并且所有显微组织以体积百分比(体积％)给出，除非另有明确说明。

在附图中：

图1是分别显示低温贝氏体铁素体和/或配分马氏体(图1a)和高温贝氏体铁素体(图1b)的贝氏体铁素体显微组织特性的EBSD分布。

图2是低温贝氏体铁素体和高温贝氏体铁素体的错向角的直方图。

图3是显示根据本发明方法的实施方案的通常可用的时间对温度曲线的图。

以下提供根据本发明的组成、方法步骤和显微组织的解释。

组成：

碳：0.15-0.28％

对于强度和稳定残留奥氏体而言需要足量的碳，后者提供TRIP效应。鉴于此，碳的量高于0.15％、优选高于0.17％。提高碳含量导致钢强度、残留奥氏体的量和残留奥氏体中碳含量的提高。然而，碳含量高于0.25％时钢的焊接性明显减小。对于需要焊接的应用，碳含量优选0.15-0.25％、更优选0.17-0.23％。

硅：0.50-2.00％

硅是在根据本发明的钢组成中为了获得描述的显微组织的强制性元素。它的主要功能是防止碳以铁碳化物(最常见为渗碳体)的形式析出并抑制残余奥氏体的分解。硅有助于强度性质和适当的转变行为。另外硅有助于通过在退火过程中限制奥氏体晶粒生长改进延展性、加工硬化性和拉伸翻边成形性。需要最少为0.50％Si以充分抑制碳化物的形成。然而，高的硅含量导致在带材表面上硅氧化物的形成，这劣化表面品质、涂覆性和加工性。另外，钢组成的Ac3温度随着硅含量提高而提高。考虑到可在退火区段中实现的最大顶部温度，这可影响使用现有的生产线生产钢带材的可能性。鉴于此，硅含量为2.00％以下。优选地，考虑到焊接性连同抑制碳化物形成和促进奥氏体稳定，Si在0.80-1.80％的范围内。更优选地，Si为1.00-1.60％。

铝：0.01–0.60％

铝的主要功能是在铸造前使钢液脱氧。对于钢液的脱氧，需要0.01％以上的Al。此外，铝具有与硅类似的功能以防止碳化物的形成并稳定残留奥氏体。与Si相比，认为Al较不有效。它对强化没有明显效果。少量的Al可用于部分代替Si并调节转变温度和临界冷却速率以获得针状铁素体(AF)并加速贝氏体转变动力学。出于这些目的添加Al。因此，Al含量优选大于0.03％。高水平的Al可将铁素体至奥氏体转变点提高至与目前设备不兼容的水平，使得难以获得其中主要相是低温转变产物的显微组织。在铸造过程中开裂的风险随Al含量提高而提高。鉴于此，上限为0.60％、优选0.50％。

关于S i和Al的比例之间的关系，组成满足条件Si+Al≥0.60、优选S i+Al≥1.00。有利地，Al的含量小于0.5倍的Si含量。

锰：1.70-3.00％

考虑到残留奥氏体的淬透性和稳定，需要锰以获得根据本发明的钢带材中的显微组织。Mn还对较高温度下先共析铁素体的形成和贝氏体铁素体转变动力学有影响。一定量的S i和/或Al对抑制贝氏体铁素体中碳化物形成是有必要的。随着Si和Al的含量提高，Ac3温度提高。也调节Mn来平衡由于Si和Al的存在而升高的相转变点Ac3。如果Mn含量小于1.70％，待描述的显微组织难以获得。因此，需要以1.70％以上添加Mn。然而，如果Mn以过量的量存在，可能发生宏观偏析，这导致钢材中不利的带状物形成。此外，过量的量的Mn导致慢的贝氏体转变动力学，这导致过大量的初生马氏体，并且结果是拉伸翻边成形性也劣化。因此，Mn含量为3.00％以下，且优选2.80％以下，且更优选1.80≤Mn≤2.80％。

为了使用可得的生产线获得980MPa的强度，以适当的量添加Mn、Cr和C，有利地满足以下关系：

10*C+Mn+Cr≥3.85，和8.5≤(Mn+Cr)/C≤16。

磷：<0.050％

磷是钢中的杂质。它在晶界处偏析并降低加工性。它的含量小于0.050％、优选小于0.020％。

硫：<0.020％

硫也是钢中的杂质。S形成硫化物夹杂物例如MnS，其引起裂纹并劣化钢的拉伸翻边成形性。S含量优选尽可能低，例如小于0.020％、优选小于0.010％且更优选小于0.005％。

氮：<0.0080％

氮是钢中另一不可避免的杂质。它作为氮化物与微合金化元素析出并存在于固溶体中从而有助于强化。过量的氮化物使伸长率、可拉伸翻边性和弯曲性变差。因此，有利地，氮含量为0.0080％以下，优选0.0050％以下，更优选0.0040％以下。

钢组成可包含如下一种或多种任选元素：

铜：0-0.20％

铜在钢组成的实施方案中不需要，但可存在。在一些实施方案中，根据制造方法，Cu的存在可为不可避免的。小于0.05％的铜被认为是残余元素。铜作为合金化元素可添加至多0.20％以促进在制造起始钢带材的热轧阶段中形成的高Si氧化皮的去除，并且当没有表面处理就这样使用冷轧钢带材时促进改进耐腐蚀性，或在Zn涂覆带材的情况下通过熔融的锌促进改进焊接性。Cu作为ε-铜可促进贝氏体组织，引起固溶硬化和从铁素体基体析出，从而有助于析出硬化。Cu也减小渗入钢中的氢的量并因此改进延迟断裂特性。然而，如果添加过量，Cu引起热脆。因此，当添加Cu时，Cu含量小于0.20％。

铬0 1.00％；镍0-0.50％；钼0-0.50％

铬、镍和钼不是所需元素，但可存在为钢组成中的残余元素。Cr、Ni或Mo作为残余元素的允许水平为每种0.05％。作为合金化元素，它们改进钢的淬透性并促进贝氏体铁素体的形成，并且同时它们具有可用于稳定残留奥氏体的类似效果。因此，Cr、Ni和Mo对于显微组织控制是有效的。钢中Cr、Ni或Mo含量优选为至少0.05％以充分获得这一效果。然而，当过量添加它们每个时，效果饱和，并且贝氏体转变动力学变得太慢以致不能在生产线中以有限的过时效时间获得需要的显微组织。因此，Cr的量限制为最大1.00％。当添加相对大量的Cu时，Ni仅用于减小热脆的趋势。Ni的这种效果在Ni含量>[Cu(％)/3]时是明显的。Ni和Mo的量(如果存在)每个限制为最大0.50％。

铌0-0.100％；钒0-0.100％；钛0-0.100％

铌、钒和钛作为残余元素的允许水平为每种0.005％。可添加铌、钒和钛中的一种或多种以细化热轧中间产物和最终产物中的显微组织。这些元素拥有析出强化效应并可改变贝氏体铁素体的形态。它们还对应用相关性质如拉伸边缘延展性和弯曲性的优化有积极贡献。为了获得这些效应，任何这些元素(如果存在)的下限应控制在0.005％以上。当Nb和Ti和V中每个含量超过0.10％时，效应变得饱和。因此，当添加这些元素时，其含量控制在0.005％和0.100％之间。优选地，上限对于Nb和Ti为0.050％以下并且对于V为0.100％以下，因为如果添加过量，则析出过多的碳化物，从而导致加工性劣化。另外，考虑到加工性和成本，Ti+Nb+V之和优选不超过0.100％。

硼0-0.0030％

硼是另一任选元素，其如果添加则控制在0.0003％和0.0030％之间。B作为残余元素的允许水平为0.0003％。硼的添加提高淬透性并也帮助提高拉伸强度。为了获得B的这些效应，需要下限为0.0003％、优选0.0005％。然而，当添加太多的B时，效应饱和。有利地，B控制在0.0025％以下、优选0.0020％以下。

在发明的另一优选实施方案中，没有添加Ti和/或Nb和/或V和/或Ni和/或Cu和/或Cr和/或Mo和/或B作为合金化元素以便减小最终产物的成本，同时仍获得具有期望性质的冷轧高强度钢带材。

钙0-0.0050％；稀土元素(REM)0-0.0100％

此外，根据本发明的组成可任选含有一种或两种选自Ca和稀土金属(REM)的元素，其量与MnS夹杂物控制的处理一致。如果存在为残余元素，允许的水平为0.0005％。如果添加作为合金化元素，将Ca控制为小于0.0050％的值并且REM控制为小于0.0100％的值。Ca和/或REM与硫和氧结合，因此产生对延展性不施加有害影响的氧硫化物，如同如果不存在Ca或REM则将形成细长的锰硫化物的情况。当Ca含量高于0.0050％或REM含量高于0.0100％时，这个效应饱和。优选地，Ca的量(如果存在)控制为小于0.0030％、更优选小于0.0020％的值。优选地，REM的量(如果存在)控制为小于0.0080％、更优选小于0.0050％的值。

钢组成的余量包含铁和不可避免的杂质。

根据本发明的钢材的化学组成与常规的连续生产线的容量匹配。

显微组织

根据本发明热处理的冷轧钢带材具有包含以下的复相显微组织：5-30％的多边形铁素体(PF)、针状铁素体(AF)和上贝氏体铁素体(HBF)，其中多边形铁素体(PF)为至多10％，和50-85％的下贝氏体铁素体(LBF)和配分(part i t ioned)马氏体(PM)、5-20％残留奥氏体(RA)和量为0-15％的初生马氏体(M)。

在本发明中，显微组织以可使用光学显微法和扫描电子显微法观察的方式在功能上分组。多边形铁素体(PF)意指在临界退火下或在高于Bs的温度下缓慢冷却过程中形成的铁素体。针状铁素体(AF)意指在Bs和Ms之间温度下在冷却过程中形成的铁素体。高温贝氏体铁素体(HBF)是在Bs和Bn之间的温度下在等温淬火过程中形成的贝氏体铁素体。低温贝氏体铁素体(LBF)是在Bn和Ms之间的温度下在等温淬火过程中形成的贝氏体铁素体。配分马氏体(PM)是指在快速冷却(淬火)和过时效(配分)热处理过程中形成的马氏体。

贝氏体铁素体和配分马氏体

当淬火停止温度在Ms和Mf之间并且配分在淬火停止温度和Bn之间的温度范围内进行时，在淬火和配分过程中获得PM。在配分(过时效)过程中由未转变的奥氏体的转变获得BF。PM的量取决于淬火温度。BF的量是配分温度和时间的函数。这里注意,在本申请中使用表述“配分马氏体”，而不是回火马氏体。通常在冶金学中，回火马氏体含有由回火产生的一些碳化物析出物。在根据本发明的修改的淬火和配分方法中，因为Si和Al的存在并且因为配分过程中非常短的持续时间，在过时效过程中，延缓碳化物形成。结果，碳从马氏体配分至奥氏体，这导致具有较高稳定性的碳富集残留奥氏体，并且配分马氏体不含碳化物。BF以具有超细粒度的板体形式存在。PM具有与BF类似的组织但具有较小尺寸的铁素体板条，并因此获得较小尺寸的残留奥氏体。通过与S i和/或Al合金化抑制在铁素体板条之间碳化物的析出，其已知对延展性有害。贝氏体铁素体不含碳化物，与此相反常规贝氏体含有碳化物。贝氏体铁素体还不同于具有低密度位错的(先共析)铁素体。

不含碳化物的BF和PM显微组织由于具有高位错密度的中间硬质铁素体组织和过饱和的碳含量而提供高强度。贝氏体铁素体组织还有助于期望的高伸长率，因为它不含碳化物，并且小的残余奥氏体晶粒可存在于板条形贝氏体铁素体的边界处。

在本发明中，贝氏体铁素体分为两类：在Bs和Bn之间的高温度范围下形成的贝氏体铁素体，被称作上贝氏体铁素体(HBF)，和在Bn和Ms之间的低温度范围下形成的贝氏体铁素体，被称作下贝氏体铁素体(LBF)。当通过扫描电子显微法与EBSD分析观察经历3％硝酸乙醇(Ni tal)溶液蚀刻的钢带材的横截面时，HBF具有高于0.35的平均纵横比(定义为短轴的长度除以长轴的长度)，和LBF具有低于0.35的平均纵横比。产生该区别的原因在于，在高于Bn的较高温度范围下形成的贝氏体铁素体(HBF)在粒度和形状上与AF类似，并且难以使用SEM区别HBF与AF。就像AF，HBF具有比LBF更大的粒度、更低的位错密度并更软，并且它起到提高钢的伸长率的作用。在另一方面，由于更小的板体尺寸，LBF具有的强度比HBF的强度更高，这有助于钢带材的强度以及增强成形性。PM具有与LBF类似的显微组织，但不同的是，当形成温度降低时，铁素体板条和残留奥氏体的尺寸变得更小。然而，这种改变是逐渐的，使得LBF和PM不能够通过SEM观察清楚地分辨。在本发明中，LBF和PM分组为一种显微组织，因为它们对钢性质的贡献也相似。

根据本发明的高强度钢带材的特征在于贝氏体铁素体可具有包括HBF和LBF+PM的复合显微组织。因此，可获得具有高伸长率和好的成形性的高强度冷轧钢带材。

为了获得高强度和成形性的良好平衡，需要50-85％LBF+PM。如果LBF+PM以过小的量存在，则钢带材具有不足的强度。然而，如果LBF+PM以过大的量存在，则可危及其它铁素体(PF、AF和HBF)和残留奥氏体对伸长率的作用。因此，LBF和PM之和在50-85％、优选55-80％的范围内。淬火步骤中形成的PM可加速在过时效过程中未转变的奥氏体的BF转变动力学。为了确保贝氏体转变可在目前典型的生产线中以可用的持续时间内完成，可通过控制淬火停止温度小于钢的Ms点来调节PM的量。淬火停止温度越低，形成的PM越多。对于含有较高含量的合金化元素的钢材而言，需要较高量的PM。

在本发明中HBF的形成是由于通过由贝氏体转变产生的潜热加热带材或由于通过应用热浸镀锌方法加热所致。在本发明中形成HBF(如果存在)如果必要则允许加速贝氏体转变，使得贝氏体转变可在有限的时间长度内在现有的生产线中的过时效区段中完成。根据由冷却阶段产生的PF和AF的量，控制HBF的量，使得PF、AF和HBF的总量为5-30％、优选10-25％。如以上描述的，HBF具有与PF和AF类似的功能。如果在冷却区段中形成了足量的PF和AF，并且出于获得具有较高强度的钢带材的目的，应最小化HBF的量至0％。在PF和AF的量不足的情况下，可提高HBF的量。然而，应控制HBF的量，使得PF、AF和HBF的总量为5-30％、优选10-25％。

多边形铁素体和针状铁素体

先共析铁素体比贝氏体铁素体更软并且功能上提高钢带材的伸长率。引入一定量的先共析铁素体并控制铁素体的特性以提高贝氏体转变动力学和增强残留奥氏体的稳定性并进一步提高伸长率。可使用本发明在冷却过程中根据形成温度产生两种类型的先共析铁素体。在冷却过程中，在缓慢冷却区段中在大于Bs温度的高温下形成的铁素体相是多边形或块状的，称作多边形铁素体(PF)。证明了这个类型的铁素体提高伸长率但是降低屈服强度和翻边成形性，例如在贝氏体或马氏体相的存在下的扩孔能力(HEC)。在快速冷却区段中在Bs和Ms之间的温度在较低温度下形成的铁素体具有接近针状形状和比PF的粒度更小的粒度，并被称作针状铁素体(AF)。它在形态上类似于HBF但具有相对更低量的位错。AF的存在可提高伸长率而没有牺牲强度和成形性。因为PF、AF和HBF对根据本发明的钢中的拉伸性质有类似功能，所以可存在这些铁素体显微组织的三个类型，或存在它们中的一个或两个。出于确保高伸长率的目的，PF、AF和HBF的体积分数为5％以上、优选10％以上。然而，如果这些铁素体显微组织的含量过高并超过30％，HEC明显减小。在任何情况下，应控制PF、AF和HBF的总量小于30％、优选小于25％。因为PF对成形性例如扩孔能力和弯曲性有害，所以PF的量应为10％以下、优选5％以下、更优选0％以获得具有伸长率和HEC值的良好组合的钢。

残余奥氏体

残余奥氏体(还称为残留奥氏体)意指在最终显微组织中显示FCC相(面心立方晶格)的区域。残留奥氏体部分通过TRIP效应增强延展性，这表明自身提高均匀伸长率。残余奥氏体的体积分数为5％以上、优选7％以上以表现出TRIP效应。小于5％，将不会实现延展性和均匀伸长率的期望水平。上限主要由组成和生产线中的加工参数确定。对于给定的组成，如果残留奥氏体的量过高，残留奥氏体中的碳含量变得过低。然后，残留奥氏体不足够稳定，并且局部延展性(拉伸翻边成形性)可能减小至不可接受的水平。因此，残留奥氏体的体积分数的上限为20％、优选15％。

残余奥氏体中碳的浓度对TRIP特性有影响。残留奥氏体有效改进伸长率性质，特别是当残留奥氏体中的碳浓度为0.90重量％以上时。如果碳含量过低，残留奥氏体对于产生TRIP效应不够稳定。因此，有利地，残留奥氏体中的碳含量为0.90重量％以上，优选0.95重量％以上。虽然残留奥氏体中碳的浓度优选尽可能高，但是实际加工条件通常强加约1.6％的上限。可通过控制铁素体的量来调节残留奥氏体的碳含量和稳定性。

马氏体

在等温淬火之后的最终冷却区段中新形成马氏体(M)。它抑制屈服点伸长率并提高加工硬化系数(n-值)，这对于在最终压制零件中实现稳定的无颈缩变形和应变均匀性是期望的。甚至在最终钢带材中1％的初生马氏体下，可实现与常规的双相钢材相当的拉伸响应和因此的压制行为。然而，初生马氏体的存在将由于沿着马氏体和LBF/HBF界面的裂纹形成而损害成形性。因此，控制初生马氏体的量为15％以下、优选10％以下。

碳化物

碳化物可存在为细析出物，如果过时效温度过高或过时效时间过长，其在等温淬火期间形成，或者如果冷却速率过慢则在冷却过程中以珠光体的形式形成。根据本发明，本发明钢的显微组织不含珠光体且不含碳化物。不含珠光体意味着包括渗碳体和铁素体的层状显微组织的量小于5％。不含碳化物意味着碳化物量低于标准x-射线测量的检测限。

显微组织的表征

可通过下文描述的技术定量测定在如以上描述的发明钢中分类的显微组织成分。通过使体积分数等于面积分数并使用商购的图像处理程序或合适的其它技术由抛光的表面测量面积分数来测量成分的体积分数。

可使用光学显微法(OM)和扫描电子显微法(SEM)来区分PF、初生M、RA和珠光体。当在OM下表征使用10％水性焦亚硫酸钠(缩写为SMB)蚀刻的样品时，珠光体观察为深色区域，PF观察为着色的灰色区域，和初生马氏体观察为浅棕色区域。当用SEM表征用3％硝酸乙醇溶液蚀刻的样品时，PF观察为不包括残留奥氏体的具有较光滑表面的晶粒，珠光体观察为包括渗碳体和铁素体的层状显微组织。剩余的显微组织观察为灰色区域，特征为板体或板条状铁素体亚组织，其中RA作为白色或浅灰色区域分散在晶粒中，并且没有碳化物可被识别。这种显微组织组被称作贝氏体铁素体状显微组织。它可包括HBF、LBF、AF和PM的混合物。通过使用OM和SEM不可清楚地区分这些显微组织，因为它们的形态相似。

在本发明中，借助于电子背散射衍射(EBSD)将贝氏体铁素体状显微组织进一步分成两个不同的组。第一组由PM和LBF组成，和第二组由AF和HBF组成。从测量的EBSD数据，可通过从Fe(α)产生Fe(γ)部分来首先区分残留奥氏体与其它显微组织。然后通过将Fe(α)分割成具有高的平均图像品质(IQ)的部分和具有低平均IQ的部分而将初生马氏体(M)与贝氏体铁素体状显微组织分开。低的IQ部分分类为马氏体，和高的IQ部分分类为贝氏体铁素体状显微组织。以下参考图1描述区分两组类型的方法。在贝氏体铁素体(高IQ部分)中，鉴别到在相邻组织之间的倾斜角的取向差不小于15°的区域。区域被认为具有相同的晶体取向并在本发明中限定为贝氏体板体。对于如此检测的贝氏体板体，测定具有与贝氏体板体相同面积的圆的直径。通过使用放大倍数为3000的EBSD分析的照片来测定贝氏体板体的等效圆的直径。通过将椭圆拟合至贝氏体板体，也测定纵横比(定义为短轴的长度除以长轴的长度)。类似地，测量所测量区域(约100乘100μm)中所有贝氏体板体的等效圆的直径和所有贝氏体板体的等效椭圆的纵横比，并且平均值定义为本发明中贝氏体板体的平均粒度和贝氏体板体的平均纵横比。

发明人***地研究了等温淬火温度对贝氏体铁素体显微组织的影响。等温淬火温度范围为从Ms-200至Bs。发现了贝氏体板体的平均尺寸和平均纵横比随着等温淬火温度提高而提高。尤其是，发现贝氏体板体的纵横比在小于440℃(其小于Bn)等温淬火和大于460℃(其高于根据本发明的方法中使用的钢组成的Bn)等温淬火的样品之间具有突然变化。因此，定义纵横比为0.35的临界平均值以将贝氏体铁素体状显微组织的两组分开。由LBF和PM组成的组具有0.35以下的纵横比，和由HBF和AF组成的组具有大于0.35的纵横比。

除了贝氏体板体的形态和尺寸的差异之外，在HBF、AF组和LBF、PM组之间的复杂结晶板体中的错向关系也不同。在图2中显示了在根据本发明的钢中错向角分布。60°处的峰与相邻晶粒之间错向一致，具有由轴角(axe-angle)关系60°<111>和60°<110>引起的Kurdjumov-Sachs(KS/KS)关系并对应于马氏体。53°-54°处的峰是由根据Nishiyama-Wassermann和Kurdjumov-Sachs(NW/KS)的关系的相转变获得的晶粒之间的错向所致。根据现有技术(参见A.-F.Gourgues、H.M.Flower和T.C.Lindley,Materials Science andTechnology,2000年一月,第16卷,第26-40页)，针状铁素体和上贝氏体以Nishiyama–Wassermann关系与母体奥氏体相一起生长，而下贝氏体和马氏体由具有Kurdjumov–Sachs关系的高度复杂的包状物(packet)与母相组成。类比这些结果，假设53-54°处的峰对应于HBF和AF的形成，和60°处的峰对应于LBF和PM的形成。53-54°处的峰变得更可区分并且峰的高度提高，但随着等温淬火温度提高，60°处的峰的高度降低。在本发明中，可通过两个峰高度之比来测定HBF、AF组和LBF、PM组的相对量。

因为一些残留奥氏体作为非常小尺寸的膜分散在贝氏体板体之间并不可被EBSD检测到，所以由EBSD测定的残留奥氏体的分数总低于实际值。因此，可使用作为测量残留奥氏体含量的常规技术的基于XRD的强度测量方法。在钢带材的¹/₄厚度处测定残留奥氏体的体积分数。还从这个XRD分析测量渗碳体的量。将由钢带材制备的样品进行机械和化学抛光，并然后通过用X-射线衍射仪使用Co-Ka测量fcc铁的(200)面、(220)面和(311)面中每个的积分强度和bcc铁的(200)面、(211)面和(220)面的积分强度进行分析。使用Rietveld分析测定残留奥氏体(RA)的量和残留奥氏体中的晶格参数。使用下式计算残留奥氏体中的C含量：

其中a是以埃计的残留奥氏体的晶格参数。

机械性质

具有以上显微组织和组成并根据本发明热处理的冷轧钢带材具有这样的性质：

屈服强度(YS)为至少550MPa；和/或

拉伸强度(TS)为至少980MPa；和/或

总伸长率(TE)为至少13％；和/或

扩孔能力(HEC)为至少20％；和/或

弯曲角(BA)为至少80°。

优选地，冷轧和热处理的带材拥有所有这些性质。

方法步骤

根据本发明的方法，热处理具有如以上解释组成的冷轧钢带材以获得显微组织和性质。使通过冷轧获得的冷轧钢带材经受如在连续退火生产线中的热处理。在图3中图示地显示了本工艺的典型设计。例如使用至少0.5℃/s的加热速率将冷轧钢带材加热到高于温度(Ac3-20)，优选至(Ac3-20)-(Ac3+20)的温度范围，通常至预定的奥氏体化温度T2，并在这个温度范围内保持时间段t2(步骤a)，并然后通常使用两步冷却以受控的冷却速率冷却至小于Ms、通常在Ms至-(Ms–200)范围内的温度T4(步骤b)。然后，加热钢带材(步骤c)，其任选地包括小于Ms、通常在T4-Ms范围内至高于Ms的热处理，并随后在Ms-Bs的范围内处理用于等温淬火持续时间t5(步骤d)，通常在Ms至Bn范围内的温度T5下。任选地，然后将钢带材加热至在Bn至Bs范围内的温度T6持续时间段t6，这可为能够热浸镀锌处理的温度。最后，将钢带材冷却降至室温(步骤e)。将在下文中描述每个步骤中的工艺参数和功能。

在第一步骤中，在1-200秒的均热时间t2期间，在高于(Ac3-20)，例如在(Ac3-20)-(Ac3+20)℃的温度范围内均热该冷轧钢以便实现完全奥氏体显微组织。在高于(Ac3-20)的温度下退火是必要的，因为根据本发明热处理的钢带材需要具有所需量的低温转变相例如贝氏体铁素体和残留奥氏体，以及预定量的铁素体，其由高温单一奥氏体相转变。如果T2低于(Ac3-20)或退火时间t2小于1s，逆转变为奥氏体可能不会充分进行，和/或钢片中的碳化物可能不会充分溶解，并且不确保单一奥氏体相显微组织。如果T2高于(Ac3+20)或t2长于200秒，奥氏体晶粒将生长，这影响残留奥氏体的尺寸和分布以及之后在过时效过程中减慢贝氏体转变动力学。在最终冷却过程中形成的过量初生马氏体可由于这种不完全的贝氏体转变而形成，这导致较高的强度但低的延展性和成形性。此外，具有较大粒度的均匀的单一奥氏体组织可抑制在接下来的冷却区段中PF和AF的形成，使得在可得的生产线中在目前的冷却计划内获得不足量的铁素体，并且该不足量的铁素体可引起钢带材具有不足的伸长率。观察到了奥氏体的均匀性对冷却区段中PF和AF的形成具有大的影响。因此，退火温度需要高于(Ac3-20)，但是有利地不超过(Ac3+20)，优选在(Ac3-15)至(Ac3+15)的范围内。退火时间t2为1秒至200秒、优选40秒至150秒。

在随后的冷却步骤中，将奥氏体带材冷却至小于Ms，通常在Ms至Ms-200范围内的温度T4。这种冷却的目的是调节铁素体和配分马氏体的量，但防止珠光体的形成。

在本发明的一个实施方案中，将如此处理的钢带材以至少15℃/s的冷却速率直接冷却至温度T4以防止珠光体的形成，但是允许形成少量的AF。如果冷却速率太低，铁素体可过量形成或甚至可形成珠光体。优选地，V4高于20℃/s。然而，如果V4过高，例如高于80℃/s，则没有足够的铁素体形成。因此，合适的冷却速率V4在15至80℃/s，优选20至70℃/s的范围内以调节铁素体的量。

在本发明的其它实施方案中，可通过两步冷却实现这种冷却以便调节铁素体的量并使带材温度均匀化。这适合如目前使用的包括两个连接的冷却区段的大多数连续退火生产线或热浸镀锌生产线。首先通常以至少1℃/s，例如2-15℃/s、优选3-10℃/s的冷却速率V3将钢带材冷却至在800-550℃范围内，优选在750-550℃的范围内的温度T3(称作缓慢冷却区段)。此后，通常以至少15℃/s，例如15-80℃/s、优选20-70℃/s的冷却速率V4将钢带材进一步冷却降至温度T4(称作快速冷却区段)。因为在连续退火生产线中每个区段的长度是固定的，所以可通过调节T3温度来控制对于给定的生产线速度而言的冷却速率V3和V4。T3越高，V3越低并且V4越高。在这个冷却过程中，一些PF可在缓慢冷却区段中形成，并且一些AF可在快速冷却区段中形成。对于固定的生产线速度，在缓慢冷却区段中形成的PF量主要取决于T3，和AF的量主要取决于V4。因此，在合适的范围内选择T3以调整铁素体的量并防止珠光体的形成。如果T3过低，例如低于550℃，PF可在缓慢冷却区段中过量形成，并且AF还可在快速冷却区段中过量形成，或者甚至如果产生的V4低于15℃/s，可形成珠光体。如果T3过高，例如高于800℃，PF可形成不足，并且如果产生的V4太高则形成较少AF。因此，T3应在800至550℃的范围内，优选在750至600℃/s的范围内。

在冷却至小于Ms、优选在Ms-(Ms-200)的范围内的温度T4之后，获得一定量的马氏体。T4越低，形成的马氏体越多。为了在接下来的配分过程中有效地加速贝氏体转变动力学，根据钢组成调节T4。对于含有较高量的合金化元素的钢材而言，应用较低的T4。如果T4过高，形成不足量的PM。未转变奥氏体的贝氏体转变不可在过时效(配分)阶段中完成，并且过多的初生马氏体可在接下来的冷却至环境温度的过程中形成。如果T4过低，形成过多的PM，并且残留奥氏体的量减小。因此，T4优选在Ms–(Ms–200)、更优选(Ms–50)–(Ms–150)的范围内。因为PM的量仅取决于T4温度，所以尽可能快地加热钢带材至在Ms-Bs范围内的配分温度，以便允许利用贝氏体转变的过时效区段中的总可用时间长度的剩余部分。实践中，根据生产线的加热能力并为了促进钢带材温度的均匀性，包括任何任选的保持时间的步骤c)的总持续时间t4优选小于10s、更优选小于5s。任选地，加热步骤c)可包括在小于Ms的温度范围内、例如在Ms-(Ms-200)的范围内、例如在(Ms-50)-(Ms-150)的温度范围内简要热处理。

在随后的热处理步骤d)中，在高于Ms且低于Bs、优选低于Bn的温度T5下热处理该冷却的带材持续在30-120秒范围内的时间t5。通过加热至在这个范围内的温度T5并在所述T5下热处理，未转变的奥氏体转变为下贝氏体铁素体(LBF)，并且在先前形成的马氏体中出现碳配分。如果T5过低，贝氏体转变太慢，在过时效过程中贝氏体转变不充足，并且在过时效之后的冷却过程中初生马氏体可形成过量，这提高强度，但减小需要的伸长率。在另一方面，碳配分可能不足以使残留奥氏体稳定。如果T5过高，在过时效区段中获得过多的HBF，这不可提供需要的强度。T5的优选范围是(Bn-50)至Bn，以便实现快速贝氏体转变动力学。如果热处理时间t5小于30s，贝氏体转变不完全并且在马氏体和贝氏体中的碳配分不充分。如果t5大于120s，存在风险：碳化物开始形成并因此降低残留奥氏体中的碳含量。t5的最大时间尤其受生产线的给定速度下的总可用时间限制。优选地，t5在40至100秒的范围内。

因为可通过在过时效过程中由贝氏体转变产生的潜热提高钢带材温度，所以如果钢带材达到高于Bn的温度，将形成少量的高温贝氏体铁素体。

随后，按照生产线能力将如此热处理的带材冷却至环境温度，在其过程中可形成一些初生马氏体。钢带材然后以至少1℃/s、优选至少5℃/s的冷却速率V7冷却降至低于300℃，这之后钢带材进一步冷却降至环境温度。冷却降至环境温度可为强制冷却或不受控的自然冷却。在实际实施方案中，将该热处理的钢带材以在5.0-10.0℃/s范围内的冷却速率V7冷却至在(Ms-50)-Mf范围内的温度T7。从T7进一步冷却至环境温度优选以5.0-20.0℃/s、更优选6.0-15.0℃/s的冷却速率V8进行。

有利地，在均热步骤前的加热步骤以两个子步骤进行，所述子步骤包括以10.0-30.0℃/s、优选15.0-25.0℃/s的加热速率V1将冷轧带材加热至在680-740℃范围内、优选在700-720℃范围内的温度T1；和以0.5-4.0℃/s、优选1.0-3.0℃/s的加热速率V2将冷轧带材从温度T1进一步加热至均热温度T2。在从T1至均热温度T2的缓慢加热过程中，在铁素体中发生回复和再结晶，以及在奥氏体转变过程中碳化物和铁素体的溶解。T1和V2影响这些过程的进展，其影响奥氏体粒度和合金化元素在奥氏体相中分布的均匀性。有利地，根据加热速率V2控制均热时间t2，以确保所有碳化物的溶解和避免粗大的奥氏体粒度。

在实施方案中，根据本发明的方法包括在热处理步骤d)和冷却步骤e)之间的另外的热处理步骤，其中使由步骤d)产生的钢带材经受在Bs-Bn、优选(Bs-50)–Bn的范围内，通常在固定的温度T6下的另外的热处理。另外的处理时间t6有利地为5-30秒、优选10-20秒。这个另外的热处理通过从剩余奥氏体形成高温贝氏体铁素体增多贝氏体铁素体以完成贝氏体转变，并因此进一步减小在接下来的冷却区段中形成的马氏体量，能够改进强度和延展性性质。碳也进一步配分至残留奥氏体中，使它更稳定。当这个另外的热处理应用在给定的过时效区段中和因此在其中给定的总时间长度时，进一步减小时间t5以满足可用的时间长度，例如t4+t5+t6之和在30-120s的范围内。

在优选实施方案中，这个另外的热处理包括集成的热浸镀锌处理，其中由步骤c)产生的钢带材涂覆有基于Zn或Zn合金的涂层。

已根据本发明热处理的钢带材可提供有涂层，有利地基于锌或锌合金的涂层。有利地，基于锌的涂层是镀锌或镀锌退火的涂层。基于Zn的涂层可包含含有Al作为合金化元素的Zn合金。优选的锌浴组成含有0.10-0.35％Al，余量为锌和不可避免的杂质。包含Mg和Al作为主要合金化元素的另一优选的Zn浴具有组成：0.5-3.8％Al、0.5-3.0％Mg、任选地至多0.2％的一种或多种另外的元素；余量为锌和不可避免的杂质。另外的元素的实例包括Pb、Sb、Ti、Ca、Mn、Sn、La、Ce、Cr、Ni、Zr和Bi。

可在单独的步骤中施用涂层例如Zn或Zn合金的保护涂层。优选地，热浸镀锌步骤集成在如以上解释的根据本发明的方法中。

任选地，可使用根据本发明的退火和涂覆锌的带材来进行回火轧制处理以便根据由预期用途产生的具体要求微调拉伸性质和改变表面外观和粗糙度。

通常根据以下一般方法制造如此冷轧的钢带材。制备如以上描述的组成并铸造成板坯。在1100-1300℃范围内的温度下再加热之后使用热轧来加工铸造板坯。通常，在5至7个机座中进行板坯热轧至适合于进一步冷轧的最终尺寸。通常，在高于800℃、有利地850℃以上的完全奥氏体条件下进行精轧。可卷绕如此由热轧步骤获得的带材，例如在通常700℃以下的卷绕温度下。酸洗该热轧带材并冷轧以获得具有合适规格的冷轧钢带材。优选地，冷轧压下量在通常30至80％的范围内。为了减小冷轧过程中的轧制力，卷绕带材或半冷轧带材可经受热分批退火。分批退火温度应在500-700℃的范围内。

还可应用薄板坯铸造、带坯连铸等。在这个情况下可接受制造方法跳过至少一部分的热轧过程。

本发明还涉及具有如以上概述的组成和显微组织的热处理的冷轧钢带材。

本发明还在于制品，例如结构、工程或汽车组件，其由根据本发明的冷轧和热处理的带材生产。

实施例

使用真空感应将具有如表1中显示组成的钢材铸造成具有尺寸为200mm×110mm×110mm的25kg的锭。使用以下工艺计划制造1mm厚度的冷轧带材：

·在1225℃下再加热该锭2小时；

·将锭从140mm粗轧至35mm；

·在1200℃下再加热粗轧锭30min；

·在6个道次内从35mm热轧至4mm；

·输出辊道冷却：以40℃/s的速率从精轧温度(FRT)约850至900℃冷却至600℃；

·炉冷：带材转移至600℃下的预加热炉并然后冷却至室温以模拟冷却过程；

·酸洗：然后在85℃下的HCl中酸洗该热轧带材以去除氧化物层；

·冷轧：将热轧带材冷轧至1mm带材；

·根据本发明热处理：具有合适尺寸的冷轧片材用于模拟通过使用连续退火模拟器(CASIM)的退火过程；由如此处理的带材机加工用于显微组织观察、拉伸测试和扩孔测试的样品。

在具有10mm×5mm×1mm尺寸(沿着轧制方向的长度)的冷轧样品上进行膨胀法。在Bahr膨胀计型号DIL 805上进行膨胀测试。所有测量按照SEP 1680进行。从淬火膨胀法曲线确定临界相转变点Ac3、Ms和Mf。使用可得的软件JmatPro 10预计Bs和Bn。由模拟退火循环的膨胀曲线测定在不同工艺参数退火过程中的相分数。

通过光学显微法(OM)和扫描电子显微法(SEM)，使用商购图像处理程序测定显微组织。在钢带材的轧制方向和正交方向的横截面中的¹/₄厚度处观察显微组织。用于EBSD测量的扫描电子显微镜(SEM)是配备有场发射枪的Zeiss Ul tra 55机器(FEG-SEM)和EDAXPEGASUS XM 4HIKARI EBSD***。使用TexSEM Laboratories(TSL)软件OIM(Or ientat ionImaging Microscopy)数据收集来采集EBSD扫描。使用TSL OIM分析软件评估EBSD扫描。EBSD扫描面积在所有情况下为100×100μm，其中步长为0.1μm和扫描速率大约为80帧/秒。

通过XRD根据DIN EN 13925在D8 Discover GADDS(Bruker AXS)上用Co-Kα辐射测定残留奥氏体。通过Rietveld分析进行相比例的定量测定。

拉伸测试-从退火的带材机加工JIS5测试件(规格长度＝50mm；宽度＝25mm)使得拉伸方向平行于轧制方向。在Schenk TREBEL测试机中按照NEN-EN10002-1:2001标准进行室温拉伸测试以测定拉伸性质(屈服强度YS(MPa)、极限拉伸强度UTS(MPa)、总延伸率TE(％))。对于每种条件，进行三次拉伸测试并报告机械性质的平均值。

扩孔测试(可拉伸翻边性评价测试)-从获得的轧制带材取样用于测试可扩孔性的测试件(尺寸：90×90mm)。按照日本钢铁联合会标准JFS T 1001，在测试件中心冲出10mm直径的冲孔，并且将60°锥形冲头上推并***该孔中。当裂纹穿透带材厚度时，测量孔直径d(mm)。通过以下等式计算扩孔比λ(％)：λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100，其中d0为10mm。

弯曲测试-从平行和垂直于轧制方向的弯曲试样(40mm×30mm)由每个条件制备，并通过根据VDA 238-100标准的三点弯曲测试来测试。在不同的弯曲角停止实验并且检查试样的弯曲表面用于鉴别失效以便测定弯曲角(BA)。弯曲轴与轧制方向平行的样品的弯曲角低于弯曲轴垂直于轧制方向的样品的那些弯曲角。对于每种类型的测试，测试三个样品，并对每种条件给出来自三次测试的平均值。

在表2中使用图3中的指示给出工艺参数。在CASIM中，钢带材以V4冷却降至T4并然后在5s内加热至T5。

在表3中给出产生的显微组织和拉伸性质。钢A53(实施例6和7)不可能达到所要求的拉伸强度或伸长率，因为不满足(10C+Mn+Cr)的条件。实施例14和20显示，如果(PF+AF+HBF)的量不够高，则不可达到所要求的伸长率。

Claims

1.热处理冷轧钢带材的方法，该方法包括以下步骤：

b)将由步骤a)产生的均热钢带材冷却至在Ms-(Ms-200)范围内的温度T4；

c)加热由步骤b)产生的冷却的钢带材至Bs-Ms的温度范围；

d)在Bs-Ms的温度范围中热处理经加热的钢带材持续30-120秒的时间段t5；

e)将热处理的钢带材冷却至环境温度；

使得钢带材具有包含以下的显微组织(以体积％计)

其中钢带材具有包含以下的组成(以质量百分比计)

其中总和(Si+Al)≥0.60；和

其中10C+Mn+Cr≥3.85且8.5≤(Mn+Cr)/C≤16；

任选的选自以下的一种或多种元素

0<Cr≤1.00；

0<Cu≤0.20；

0<Ni≤0.50；

0<Mo≤0.50；

0<Nb≤0.10；

0<V≤0.10；

0<Ti≤0.10；

0<B≤0.0030；

0<Ca≤0.0050；

0<REM≤0.0100，其中REM是一种或多种稀土金属；

和余量为铁和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的方法，其中步骤c)包括在Ms-(Ms-200)的温度范围内、更优选在(Ms-50)-(Ms-150)的温度范围内的温度T4下热处理来自步骤b)的冷却的带材，其中优选步骤c)的总持续时间t4在1-10秒的范围内、更优选1-5秒的范围内。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的方法，其中步骤a)包括在(Ac3-20)-(Ac3+20)的温度范围内、优选(Ac3-15)–(Ac3+15)的温度范围内将冷轧的钢带材进行均热，优选持续30-150s的均热时间t2。

4.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中步骤b)包括以足以避免珠光体形成的冷却速率冷却来自步骤a)的均热钢带材至温度T4。

5.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中步骤b)包括以至少1℃/s的冷却速率V3、优选以2.0-15.0℃/s的冷却速率V3、更优选以3.0-10.0℃/s的冷却速率V3将由步骤a)产生的均热钢带材冷却至在800-550℃的范围内、优选在750-600℃的范围内的温度T3的子步骤。

6.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中步骤b)包括以至少15℃/s的冷却速率V4、优选以20.0-70.0℃/s的冷却速率V4将均热钢带材从在800-550℃的范围内、优选在750-600℃的范围内的温度T3冷却至T4的子步骤。

7.根据前述权利要求中任一项所述的方法，在步骤a)前还包括以至少0.5℃/s的加热速率将冷轧带材加热至温度大于(Ac3-20)，优选包括以10.0-30.0℃/s的加热速率V1、优选以15.0-25.0℃/s的加热速率V1将该冷轧带材加热至在800-550℃范围内、优选在750-600℃范围内的温度T1；和以0.5-4.0℃/s、优选1.0-3.0℃/s的加热速率V2将冷轧带材从温度T1进一步加热至温度大于(Ac3-20)，优选至(Ac3-20)-(Ac3+20)、更优选(Ac3-15)-(Ac3+15)的温度范围。

8.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中步骤d)中热处理在Bn-(Ms+50)的范围内进行，优选在40-100秒的时间段t5期间。

9.根据前述权利要求中任一项所述的方法，包括在步骤d)和e)之间的另外的热处理步骤：在Bs-Bn、优选(Bs-50)–Bn的范围内热处理由步骤c)产生的钢带材，优选持续5-30秒的时间段t6，更优选持续10-20秒的时间段t6。

10.根据权利要求9所述的方法，其中另外的热处理步骤包括热浸镀锌处理。

11.根据前述权利要求1-9中任一项所述的方法，热处理后还包括用保护涂层、优选Zn或Zn合金涂层涂覆热处理的钢带材的涂覆步骤。

12.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中显微组织以体积％计包含：

和/或其中残留奥氏体(RA)中的C含量为0.90重量％以上，优选0.95重量％以上。

13.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其中产生的钢带材具有至少一个、优选全部的以下性质：

屈服强度(YS)为至少550MPa；和/或

拉伸强度(TS)为至少980MPa；和/或

总伸长率(TE)为至少13％；和/或

扩孔能力(HEC)为至少20％；和/或

弯曲角(BA)为至少80°。

14.热处理的冷轧钢带材，具有包含以下的组成(以质量％计)：

其中总和(Si+Al)≥0.60；和

其中10C+Mn+Cr≥3.85且8.5≤(Mn+Cr)/C≤16；和

任选的选自以下的一种或多种元素

0<Cr≤1.00；

0<Cu≤0.20；

0<Ni≤0.50；

0<Mo≤0.50；

0<Nb≤0.10；

0<V≤0.10；

0<Ti≤0.10；

0<B≤0.0030；

0<Ca≤0.0050；

0<REM≤0.0100，其中REM是一种或多种稀土金属；

和余量为铁和不可避免的杂质；

和包含以下的显微组织(以体积％计)

15.根据权利要求14所述的热处理的冷轧钢带材，具有至少一个、优选全部的以下性质：

屈服强度(YS)为至少550MPa；和/或

拉伸强度(TS)为至少980MPa；和/或

总伸长率(TE)为至少13％；和/或

扩孔能力(HEC)为至少20％；和/或

弯曲角(BA)为至少80°。