專利名稱：：雙相鋼、由這種雙相鋼制備的扁鋼產品、以及制備扁鋼產品的方法雙相鋼、由這種雙相鋼制備的扁鋼產品、以及制備扁鋼產品的方法本發明涉及一種雙相鋼，其組織基本上由馬氏體和鐵素體以及各相應情況下的貝氏體構成，并且可能存在殘留奧氏體部分，該雙相鋼具有大于950MPa的抗拉強度。本發明還涉及由這種雙相鋼制備的扁鋼產品以及制備這種扁鋼產品的方法。本文中所用的通稱“扁鋼產品”通常包括符合本發明這種類型的鋼帶和鋼板。在車身構造領域中需要這樣的鋼，其一方面具有高強度和低重量，另一方面還具有良好的可變形能力。已知在制備鋼時進行了許多嘗試來將這些矛盾的特性結合。例如，專利文獻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度的鋼、由其制備的扁鋼產品和制備所述扁鋼產品的方法。除了鐵和不可避免的雜質，這種已知的鋼還含有(以重量％計)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中已詳細確定)。以這種方式構成并獲得的鋼應該可以特別有效地變形并且應該表現出低的形成斷裂的傾向。因此，在該現有技術中，關鍵點在于合金中存在鎂，根據專利文獻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發生的形成斷裂(“滯后斷裂”)的傾向。為了進一步提高專利文獻EP1637618Al中這種已知鋼的強度，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，據稱，所述含量的銅還降低了形成斷裂的風險。專利文獻EP1200635Al中披露了另外的制備扁鋼產品的可行方法，其中所述扁鋼產品由相對高強度的雙相鋼構成，并且即使在經歷退火過程(包括過老化處理)之后仍具有良好的機械技術特性。在該文獻得知的方法中，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，該鋼帶或鋼板還包含(以重量％計)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。相應的鋼的馬氏體比例優選總計為主要的馬氏體-鐵素體組織的約5%至20%。以這種方式制備的扁鋼產品具有至少500N/mm2的強度，同時具有良好的成形能力，而無需為此目的要求特別高含量的特定合金元素。在專利文獻EP1200635Al所述的鋼的情況中，為了提高強度，利用了元素硼的轉化影響作用。在這種已知的鋼中，硼使強度提高的作用是通過以下方式而確保的，其中將至少一種可供選擇的氮化物形成體(優選鋁和附加的鈦)加入鋼材中。加入鈦和鋁的作用是結合鋼中所含的氮，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度水平。然而，專利文獻EP1200635Al中示例性描述的鋼的最大強度在每種情況下都小于900MPa。針對上述現有技術的背景，本發明的目的在于開發一種具有至少為950MPa的強度并具有良好的可變形能力的鋼、以及由其制備的扁鋼產品。此外，所述鋼應具有一定的表面光潔度，使得在使用簡單的制備方法的條件下，由這種鋼制備的扁鋼產品在未涂鍍的狀態下或在設置有抗腐蝕覆層的狀態下能夠變形為復雜成形的部件，如車身構件。此外，還提供一種可容易地制備以上述方式獲得的扁鋼產品的方法。關于這種材料，通過本發明的權利要求1中所述的雙相鋼達到該目的。在從屬于權利要求1的權利要求中闡述了該鋼的有利實施方案。根據本發明的權利要求21，一種達到上述目的的扁鋼產品的特征在于其由這樣的鋼構成，所述的鋼是根據本發明構成并獲得的。最后，關于制備方法，通過本發明的權利要求27和28中所述的制備方法達成了上述目的，其中權利要求27中所述的方法與本發明的熱軋帶的制備相關，權利要求28中所述的程序方法與本發明的冷軋帶的制備相關。引用權利要求27和28的權利要求分別包含本發明方法的有利的變體形式。此外，為了實際實施權利要求中所述的本發明的方法及其變體形式，下面將對特別有利的實施方案進行描述。本發明的鋼的特征在于具有至少950MPa的高強度、特別是具有980MPa的高強度，并且常規達到了IOOOMPa和更高的強度。同時，本發明的鋼具有至少580MPa的屈服強度、特別是具有至少600MPa的屈服強度，并且具有至少10%的延伸率八8(1。由于高強度和良好可變形能力的結合，所以本發明的鋼特別適合于制備復雜成形的、在實際使用中要承受高應力的部件，例如車身構造領域中所需的那些。本發明的鋼可實現上述特性的有利結合，這尤其是由于本發明的鋼不僅具有高強度，而且還具有雙相組織。因此，本發明的鋼的合金被如此構造，使得其馬氏體比例為至少20%，最大至70%。同時，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選的。本發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)構成。根據本發明通過調節雙相組織，獲得了高強度、良好的延伸特性以及優化的表面光潔度。這是通過對本發明的鋼中存在的除了鐵和不可避免的雜質以外的各種合金元素的含量進行窄范圍地選擇而實現的。這樣，本發明規定碳含量為0.050重量％至0.105重量％。在這方面，本發明規定的碳含量是針對鋼的最佳可焊性能而選擇的。當本發明的鋼的碳含量為0.060重量％至0.090重量％、特別是0.070重量％至0.080重量％時，可以以特別可靠的方式利用本發明的鋼中的碳的有利作用。硅在本發明的鋼中起到了通過硬化鐵素體或貝氏體來提高強度的作用。為了能夠利用此作用，規定最低的硅含量為0.10重量％，當本發明的鋼的硅含量為至少0.2重量％、特別是至少0.25重量％時，硅以特別可靠的方式發揮其作用。當遵守該上限時，晶界氧化的風險也最小化。考慮到下列事實由本發明的鋼制備的扁鋼產品要具有最適于進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被設定為0.6重量％。通過將本發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于本發明的鋼的特性的不利影響。本發明的鋼的錳含量在2.10重量％至2.80重量％的范圍內，以便一方面利用錳使強度提高的作用，另一方面利用錳對形成馬氏體的有利影響。在根據本發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，因為其抑制形成珠光體。當錳含量為至少2.20重量％、特別是至少2.45重量％時，可以以特別可靠的方式利用本發明的鋼中存在的錳的這些有利作用。通過將錳含量限制至2.70重量％、特別是2.60重量％，可以更可靠地消除錳對于本發明的鋼產生的消極影響，例如降低延伸率、損害焊接適應性或降低對熱浸鍍鋅的適應性。含量為0.2重量％至0.8重量％的鉻在本發明的雙相鋼中也具有強度提高作用。鉻的效果在由本發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。特別是在鉻含量為至少0.3重量％、尤其是至少0.55重量％時，鉻產生有利的效果。然而，本發明的鋼的鉻含量同時被降至0.8重量％，以減少發生晶界氧化的風險，并避免對本發明的鋼的延伸特性產生消極影響。特別是在將本發明的鋼的鉻含量的上限設定為最大0.7重量％、尤其是0.65重量％時，可以確保這點。含量為至少0.02重量％的鈦的存在也有助于提高本發明的鋼的強度，因為其形成精細的TiC或Ti(C，N)沉積物且有助于晶粒細化。鈦的另外的積極作用是結合可能存在的氮，從而防止在本發明的鋼中形成氮化硼。這些物質將對本發明的扁鋼產品的延伸特性和可變形能力帶來很強的消極影響。因此，當加入硼來提高強度時，鈦的存在還確保硼可以充分發揮其作用。為此，能夠有利的是，鈦的加入量大于各相應情況下的氮含量的5.1倍(即，鈦含量>1.5(3.4X氮含量))。然而，過高的鈦含量不利地導致高的重結晶溫度，當由本發明的鋼制備冷軋扁鋼產品(其在最終處理階段退火)時，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，可以以特別可靠的方式利用鈦對于本發明的鋼的特性所產生的積極作用。通過根據本發明可任選地提供的、含量最多為0.002重量％的硼，也可提高本發明的鋼的強度，與分別加入錳、鉻和鉬的情況一樣，當由本發明的鋼制備冷軋帶時，在退火后臨界冷卻速率降低。因此，根據本發明的特別優選的實施方案，硼含量為至少0.0005重量％。然而，過高的硼含量同時可降低本發明的鋼的可變形能力，并且不利地影響本發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，本發明的鋼可以利用硼的最優化的作用。類似在上述含量范圍內的硼或鉻，根據本發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明的鋼的強度。在這方面，根據經驗，鉬的存在對于用金屬覆層包覆的扁鋼產品的涂鍍性能或其延展性能沒有消極影響。實際試驗已表明，含量最高達0.25重量％、特別是0.22重量％時，可特別有效地利用鉬的積極影響，從經濟觀點考慮也是如此。因此，甚至含量為0.05重量％的鉬也對本發明的鋼的特性具有積極影響。如果存在足夠量的其他強度提高元素，當鉬含量為0.065重量％至0.18重量％、特別是0.08重量％至0.13重量％時，鉬在本發明的鋼中尤為明顯地產生所期望的作用。然而，特別是如果本發明的鋼含有少于0.3重量％的鉻，則有利的是加入0.05重量％至0.22重量％的鉬以確保本發明的鋼具有所要求的強度。當本發明的鋼被熔融時，用鋁來脫氧和結合鋼中可能含有的氮。為此，如果需要，可向本發明的鋼中加入含量為少于0.1重量％的鋁，當其含量在0.01重量％至0.06重量％、特別是0.020重量％至0.050重量％時，可以以特別可靠的方式使鋁產生所期望的作用。本發明的鋼可含有至多0.20重量％的銅以進一步提高其強度。銅含量在0.08重量％至0.12重量％的范圍內是特別有利的。同樣地，可向本發明的鋼中加入至多0.1重量％的鎳，以進一步提高硬化能力，并由此提高本發明的鋼的強度。與鋁類似，鈣可在制備鋼的過程中用于脫氧。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％的鈣也可以促進細晶粒組織的形成。在本發明的鋼中，特別是在同時存在硼時為了避免氮化硼的形成，氮的含量僅允許為最高達0.012重量％。為了可靠地防止各相應情況下存在的鈦與氮完全結合而不再有效地作為微合金元素，氮含量優選被限制至0.007重量％。低于本發明規定的上限的低含量的磷有助于本發明的鋼具有良好的可焊性能。因此，根據本發明，磷含量優選被限制為<0.1重量％，特別是<0.02重量％，在磷含量為小于0.010重量％時得到特別良好的結果。如果硫含量低于本發明規定的上限，則MnS或(Mn，Fe)S的形成被抑制，從而確保本發明的鋼以及由其制備的扁鋼產品的良好的延展性能。當硫含量低于0.003重量％時尤其是如此。根據本發明，為了制備具有至少為950MPa的抗拉強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/或貝氏體構成)，首先將根據本發明構成的雙相鋼熔融，將熔體鑄造成預制品(如扁坯或薄板坯)，然后將所述預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。按照本發明的方式，由本發明的雙相鋼構成的扁鋼產品可直接傳送(即無需進行隨后的冷軋過程)，以作為熱軋后獲得的熱軋帶的形式進行進一步加工。在這方面，可以證明，根據本發明構成的熱軋帶對卷繞溫度的變化，反應不敏感，并且可恒定地達到強度在IOOOMPa的區域內并且屈服強度為750至890MPa。由復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節卷繞溫度。因此，在實踐中，對于由復相鋼制備的熱軋帶所應用的卷繞溫度其最大容許偏差僅為30°C。根據本發明制備的熱軋帶不存在這種對工藝管理精度的高要求。相反，在根據本發明制備熱軋帶時，卷繞溫度可在寬泛的范圍內變化，以有目的地影響在各相應情況下所期望的特性及組織的發展。特別適合于此目的的卷繞溫度在500°C至650°C的范圍內，已經證明卷繞溫度為530°C至580°C是特別有利的，因為在卷繞溫度超過580°C時，晶界氧化的風險增加，而當卷繞溫度低于500°C時，熱軋帶的強度會提高以致于可能難以進行后續的變形。由根據本發明獲得的熱軋帶可形成未鍍覆狀態和鍍覆狀態的可承受高應力的、復雜設計的部件。如果按照本發明的方式獲得的熱軋帶要保持為未鍍覆的，或者要進行電解鍍而成為具有金屬覆層的熱軋帶，則扁鋼產品不必進行退火。另一方面，如果要通過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，隨后冷卻至鍍浴(例如其可為鋅浴)的溫度。在通過鋅浴后，可以以常規方式將經涂鍍的熱軋帶冷卻至室溫。如果需要厚度相對較小的扁鋼產品，那么也可由上述組成的鋼制備冷軋帶。在本發明為了制備冷軋帶(其具有至少950MPa的抗拉強度和雙相組織，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/或貝氏體構成)的過程中，首先將根據本發明構成的雙相鋼熔融，然后將熔體鑄造成預制品(如扁坯或薄板坯)，然后將所述預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置有抗腐蝕覆層。已經證明，至多580°C的卷繞溫度對于冷軋帶的制備是特別有利的，因為如果超出580°C的卷繞溫度，則晶界氧化的風險增加。在低卷繞溫度下，熱軋帶的強度和屈服強度提高，使得對熱軋帶進行冷軋變得更加困難。因此，將要冷軋成冷軋帶的熱軋帶優選在至少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，調節冷軋度為40%至70%、特別是50%至60%。就最終的退火步驟過程中晶粒生長的風險而言，變形度太低是不利的。按照這種方式冷軋的本發明的冷軋帶的厚度通常為0.8mm至2.5mm。如果要為本發明的扁鋼產品設置保護性金屬覆層，則可通過(例如)熱浸鍍鋅、鍍鋅退火處理或電解鍍來進行。如果需要，可在涂鍍之前實施預氧化過程，以確保金屬覆層可靠地結合在各相應情況下要鍍覆的基底上。如果根據本發明制備的冷軋帶要保持為未鍍覆的，或者要進行電解鍍，則在連續的退火爐中以單獨的作業步驟進行退火處理。加熱速率為1至50K/S，所達到的最大退火溫度在700至900°C的范圍內。隨后，為了有意調節本發明所期望的特性的結合，經退火的冷軋帶優選被冷卻，使得在550至650°C的溫度范圍內達到至少為ΙΟΚ/s的冷卻速率，以抑止珠光體的形成。在達到該臨界范圍內的溫度之后，可將帶材保持10至100秒的時間，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熱浸鍍鋅法涂鍍，則可將退火和涂鍍步驟結合。在這種情況下，冷軋帶以連續順序通過熱浸鍍生產線的各個爐段，各個爐段的主導溫度不同且最高達到700至900°C，在這種情況下加熱速率應選擇在2至lOOK/s的范圍內。在已經達到各相應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情況下的鍍浴(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的溫度范圍內冷卻速率也應該超過ΙΟΚ/s。在達到該溫度階段后，冷軋帶可任選地在各相應情況的溫度下保持10至100秒。隨后經退火的冷軋帶通過各相應情況下的鍍浴(優選鋅浴)。隨后，將冷軋帶冷卻至室溫以得到常規的熱浸鍍鋅的冷軋帶，或經迅速加熱，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下經歷表皮光軋，表皮光軋度被調節為至多為2%。以下參照實施實例對本發明進行詳細描述。將十六種鋼熔體1至16(其組成如表1中所示)以常規的方式熔融，并鑄造成扁坯。隨后將扁坯在爐中重新加熱至1200°C，并以常規的方式從該溫度開始進行熱軋。最終軋制溫度為900°C。對于第一系列試驗，將這樣獲得的熱軋帶在550°C的卷繞溫度下卷繞，其調節精度為+/-30°C，然后將它們在冷軋度為50%、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的第一系列試驗中制備的冷軋帶的組織狀態、機械特性、各相應情況下調節的冷軋度和帶材厚度。在另外的四個系列的試驗中，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，而是可任選地在設置有保護性金屬覆層后被運送以進一步加工為部件。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>3OO1631832以上的量均以重量％計，余量為鐵和不可避免的雜質。<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/或貝氏體構成，其具有至少為950MPa的抗拉強度，并且具有以下組成(以重量％計)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。2.根據權利要求1所述的雙相鋼，特征在于，其屈服強度至少為580MPa。3.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其延伸率A8tl至少為10%。4.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其磷含量<0.1重量％，特別是<0.020重量％。5.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其碳含量為0.06重量％至0.09重量％。6.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其硅含量為0.20重量％至0.40重量％。7.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其錳含量為2.20重量％至2.70重量％。8.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其鉻含量為0.40重量％至0.70重量％。9.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其鈦含量為0.060重量％至0.090重量％。10.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，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情況下的氮含量的5.1倍。11.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其硼含量為0.0005重量％至0.002重量％。12.根據權利要求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.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其鉬含量為0.05重量％至0.20重量％。14.根據權利要求13所述的雙相鋼，特征在于，其鉻含量<0.3重量％。15.根據權利要求13或權利要求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.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其鋁含量為0.01重量％至0.06重量％。17.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其銅含量為0.07重量％至0.13重量％。18.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其硫含量<0.003重量％。19.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其氮含量<0.007重量％。20.根據前述權利要求中的任一項所述的雙相鋼，特征在于，其殘留奧氏體的含量小于7%。21.一種扁鋼產品，其由根據權利要求1至20中的任一項所獲得的雙相鋼構成。22.根據權利要求21所述的扁鋼產品，特征在于，其為僅經過熱軋的熱軋帶。23.根據權利要求21所述的扁鋼產品，特征在于，其為通過冷軋而得到的冷軋帶。24.根據權利要求21至23中的任一項所述的扁鋼產品，特征在于，其設置有保護性金屬覆層。25.根據權利要求24所述的扁鋼產品，特征在于，所述保護性金屬覆層是通過熱浸鍍鋅制得的。26.根據權利要求24所述的扁鋼產品，特征在于，所述保護性金屬覆層是通過鍍鋅退火制得的。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/或貝氏體構成，該方法包括下列步驟-將根據權利要求1至20中的任一項構成的雙相鋼熔融，_將熔體鑄造成預制品，如扁坯或薄板坯，-將所述預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/或貝氏體構成，該方法包括下列步驟-將根據權利要求1至20中的任一項構成的雙相鋼熔融，-將所述熔體鑄造成預制品，如扁坯或薄板坯，-將所述預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.根據權利要求27或權利要求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.根據權利要求27至29中的任一項所述的方法，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.根據前述權利要求中的任一項所述的方法，特征在于，在550°C至650°C的溫度范圍內以至少ΙΟΚ/s的冷卻速率實施所述的受控冷卻。全文摘要本發明涉及雙相鋼、扁鋼產品、及其制備方法，該雙相鋼具有至少950MPa的強度、良好的可變形性能以及良好的表面光潔度。在采用簡單的制備方法的條件下，本發明的雙相鋼使得由其制備的扁鋼產品在未涂鍍的狀態下或在設置有抗腐蝕覆層的狀態下能夠形成復雜成形的部件，諸如車身構件。為實現該目的，本發明的鋼具有由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/或貝氏體構成的組織，并且具有以下組成(以重量％計)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。文檔編號C21D8/02GK101802237SQ200880103428公開日2010年8月11日申請日期2008年8月7日優先權日2007年8月15日發明者京特·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·施特勞斯申請人:蒂森克虜伯鋼鐵歐洲股份公司