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CN101802233A - 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法 - Google Patents

双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法 Download PDF

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CN101802233A CN200880103426A CN200880103426A CN101802233A CN 101802233 A CN101802233 A CN 101802233A CN 200880103426 A CN200880103426 A CN 200880103426A CN 200880103426 A CN200880103426 A CN 200880103426A CN 101802233 A CN101802233 A CN 101802233A
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Abstract

本发明提供双相钢、由该双相钢制备的扁钢产品、及其制备方法，该扁钢产品例如为金属板。除了具有至少950MPa的强度和良好的可变形性能之外，该双相钢还具有一定的表面光洁度，使得在采用简单的制备方法的条件下，由这种钢制备的扁钢产品在未涂镀的状态下或在设置有抗腐蚀覆层的状态下能够形成复杂成形的部件，诸如车身构件。这一目标的实现在于：本发明的钢由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成，并且含有(以重量％计)：碳：0.10％至0.20％，硅：0.10％至0.60％，锰：1.50％至2.50％，铬：0.20％至0.80％，钛：0.02％至0.08％，硼：＜0.0020％，钼：＜0.25％，铝：＜0.10％，磷：≤0.2％，硫：≤0.01％，氮：≤0.012％；以及余量的铁和不可避免的杂质。该金属板可以作为热轧带或冷轧带而使用。该金属板优选具有大于10％的延伸率和大于580MPa的屈服点。

Description

双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
本发明涉及一种双相钢，其组织基本上由马氏体和铁素体以及各相应情况下的贝氏体构成，并且可能存在残留奥氏体部分，该双相钢具有至少950MPa的抗拉强度。本发明还涉及由这种双相钢制备的扁钢产品以及制备这种扁钢产品的方法。
本文中所用的通称“扁钢产品”通常包括符合本发明这种类型的钢带和钢板。
在车身构造领域中需要这样的钢，其一方面具有高强度和低重量，另一方面还具有良好的可变形能力。已知在制备钢时进行了许多尝试来将这些矛盾的特性结合。
例如，专利文献EP 1 431 107 A1披露了一种不仅具有有效的深冲压性能而且具有高的抗拉强度的钢、由其制备的扁钢产品和制备所述扁钢产品的方法。除了铁和不可避免的杂质，这种已知的钢还含有(以重量％计)：0.08％至0.25％的碳、0.001％至1.5％的硅、0.01％至2.0％的锰、0.001％至0.06％的磷、至多0.05％的硫、0.001％至0.007％的氮以及0.008％至0.2％的铝。同时，其平均r值应该至少为1.2、在轧制方向上的r值至少为1.3、在相对于轧制方向成45度的方向上的r值至少为0.9、并且在轧制方向的横交方向上的r值至少为1.2。在这种已知的钢中，强度增强作用是由硅引起的，就钢的有效涂镀性能而言，选择了为1.5重量％的上限。此外还强调了锰对强度具有积极的影响。在这方面，锰含量的上限被设定为1.5％，这是因为任何超出该上限的值都会伴随着r值的降低，为了优化这种已知钢板的r值，锰含量的范围为0.04重量％至0.8重量％、尤其为0.04重量％至0.12重量％被认为是有利的。
为了进一步提高所述已知钢的强度，除了其他选择性添加的合金元素外，还可以可任选地含有：含量为0.0001重量％至0.01重量％的硼；总含量为0.001重量％至0.2重量％的钛、铌和/或钒；以及总含量为0.001重量％至2.5重量％的锡、铬、铜、镍、钴、钨和/或钼。由于成本的原因，这些元素的总含量被限制至各所述的上限。
如果专利文献EP 1431407A1中所述的钢具有超过850MPa的强度，则它们不再具有双相组织，相反，它们的组织仅由马氏体或仅由铁素体以及各相应情况下的贝氏体构成。此外，专利文献EP 1431 407 A1没有提供这样的例子，其中在具有少量硅或相对高含量的锰的同时，可以复制(例如)铬、钼、钛或硼的作用。相反，专利文献EP 1 431 407 A1给出的例子证明：根据该现有技术，强度基本上是通过使锰和硅的含量与各相应情况下的钢合金适当配合而调整的。
专利文献EP 1 200 635 A1中披露了另外的制备扁钢产品的可行方法，其中所述扁钢产品由相对高强度的双相钢构成，并且即使在经历退火过程(包括过老化处理)之后仍具有良好的机械技术特性。在从该文献得知的方法中，制备了主要具有铁素体-马氏体组织的钢带或钢板，其中马氏体比例为4％至20％，除了铁和熔致杂质，该钢带或钢板还包含(以重量％计)：0.05％至0.2％的碳、至多1.0％的硅、至多2.0％的锰、至多0.1％的磷、至多0.015％的硫、0.02％至0.4％的铝、至多0.005％的氮、0.25％至1.0％的铬、0.002％至0.01％的硼。各相应情况下钢中的马氏体比例优选总计为主要的马氏体-铁素体组织的约5％至20％。以这种方式制备的扁钢产品具有至少500N/mm2的强度，同时具有良好的成形能力，而无需为此目的要求特别高含量的特定合金元素。
在专利文献EP 1 200 635 A1所述的钢的情况中，为了提高强度，利用了元素硼的转化影响作用。在这种已知的钢中，硼使强度提高的作用是通过以下方式而确保的，其中将至少一种可供选择的氮化物形成体(优选铝和附加的钛)加入钢材中。加入钛和铝的作用是结合钢中所含的氮，使得硼可用于形成提高硬度的碳化物。在必需存在的铬含量的支持下，以这种方式获得了比类似的钢更高的强度水平。然而，专利文献EP 1 200 635中示例性描述的钢的最大强度在每种情况下都小于900MPa。
最后，专利文献EP 1 559 797 A1披露了一种相对高强度的双相钢，其组织含有超过60％的铁素体、5％至30％的马氏体，并且除了铁和不可避免的杂质，还包含(以重量％计)：0.05％至0.15％的碳、至多0.5％的硅、1％至2％的锰、0.01％至0.1％的铝、至多0.009％的磷、至多0.01％的硫、以及至多0.005％的氮。为了进一步提高该已知钢的强度，可以向其中加入0.01％至0.3％的钼、0.001％至0.05％的铌、0.001％至0.1％的钛、0.0003％至0.002％的硼、以及0.05％至0.49％的铬。以这种方式合金化并获得的所述已知的钢具有高达700MPa的抗拉强度，并且具有良好的可变形能力和表面光洁度。专利文献EP 1 559 797 A1中所述的改进其目的是改进这种钢的机械特性，同时避免相对大量的合金元素(诸如对于表面光洁度、可焊性、和可变形能力而言很关键的硅、磷和铝)的合金化。
针对上述现有技术的背景，本发明的目的在于开发一种强度至少为950MPa并具有良好的可变形能力的钢、以及由其制备的扁钢产品。此外，所述的钢应具有一定的表面光洁度，使得在采用简单的制备方法的条件下，由这种钢制备的扁钢产品在未涂镀的状态下或在设置有抗腐蚀覆层的状态下能够变形成复杂成形的部件，诸如车身构件。另外，还提供一种可容易地制备以上述方式获得的扁钢产品的方法。
关于这种材料，根据本发明通过权利要求1中所述的双相钢达到了该目的。在从属于权利要求1的权利要求中阐述了该钢的有利实施方案。
根据本发明的权利要求20，一种达到了上述目的的扁钢产品的特征在于其由这样的钢构成，所述的钢是根据本发明构成并获得的。
最后，关于制备方法，根据本发明通过权利要求26和27中所述的制备方法达成了上述目的，其中，权利要求26中所述的方法与本发明的热轧带的制备相关，权利要求27中所述的程序方法与本发明的冷轧带的制备相关。引用权利要求26和27的权利要求分别包含本发明方法的有利的变体形式。此外，为了实际实施权利要求中所述的本发明的方法及其变体形式，下面将对特别有利的实施方案进行描述。
本发明的钢的特征在于具有至少950MPa的高强度、特别是具有超过980MPa的高强度，并且常规也达到了1000MPa和更高的强度。同时，这种钢具有至少580MPa的屈服强度、特别是具有至少600MPa的屈服强度，并且具有至少10％的延伸率A80。
由于高强度和良好可变形能力的结合，所以本发明的钢特别适合于制备复杂成形的、在实际使用中要承受高应力的部件，例如车身构造领域中所需的那些。
由于本发明的钢具有双相组织，所以其具有高强度，同时具有良好的延伸性。这样，本发明的钢的合金被如此构造，使得其马氏体比例为至少20％，优选超过30％，最大至70％。同时，残留奥氏体部分至多8％可为有利的，而最多7％或更少的较低的残留奥氏体比例通常是优选的。本发明双相钢的组织的剩余部分分别由铁素体和/或贝氏体(贝氏体铁素体+碳化物)构成。
根据本发明通过调节双相组织，获得了高强度和良好的延伸特性。这是通过对本发明的钢中存在的除了铁和不可避免的杂质以外的各种合金元素的含量进行窄范围地选择而实现的。
这样，本发明规定碳含量为0.10重量％至0.20重量％。最小碳含量被选择为0.10重量％以便能够形成具有足够硬度的马氏体组织，并调节本发明的钢所期望的特性结合。然而，如果含量超过0.20重量％，则碳会抑制所期望的铁素体/贝氏体组织部分的形成。更高的碳含量还对焊接适宜性有消极影响，例如这对于本发明的材料在机动车工程领域中的应用而言是特别明显的。当本发明的钢的碳含量为0.12重量％至0.18重量％、特别是为0.15重量％至0.16重量％时，可以以特别可靠的方式利用本发明的钢中的碳的有利作用。
此外，硅在本发明的钢中起到了通过硬化铁素体或贝氏体来提高强度的作用。为了能够利用此作用，规定最低的硅含量为0.10重量％，当本发明的钢的硅含量为至少0.2重量％、特别是至少0.25重量％时，硅以特别可靠的方式发挥其作用。考虑到下列事实：由本发明的钢制备的扁钢产品要具有最适于进一步加工的表面光洁度，并且如果需要的话要最适于施加的覆层，则硅含量的上限同时被设定为0.6重量％。当遵守该上限时，晶界氧化的风险也最小化。通过将本发明的钢的硅含量限制至0.4重量％、特别是0.35重量％，甚至可以更可靠地避免硅对本发明的钢的特性的不利影响。
本发明的钢的锰含量在1.5重量％至2.50重量％的范围内，特别是为1.5重量％至2.35重量％，以利用该元素的强度提高作用。这样，锰的存在促进了马氏体的形成。如果冷轧带是由本发明的钢制备的，且所述冷轧带在加工末期退火，则根据本发明所规定的锰含量抑制了在退火后的冷却过程中形成珠光体。当锰含量为至少1.7重量％、特别是为至少1.80重量％时，可以以特别可靠的方式利用本发明的钢中存在的锰所产生的这些积极作用。然而，为了避免锰对于可变形能力、焊接适宜性和涂镀性能的消极影响，锰含量在本发明的钢中的上限被设定为2.5重量％。通过将锰含量限制至2.20重量％、特别是2.00重量％，可以更可靠地排除锰对于本发明的钢可能产生的消极影响。
含量为0.2重量％至0.8重量％的铬在本发明的双相钢中也具有强度提高作用。当铬含量为至少0.3重量％、特别是至少0.5重量％时，该作用尤为明显。另一方面，本发明的钢的铬含量同时被限定至0.8重量％，以降低晶界氧化的风险，并确保本发明的钢具有良好的延伸特性。此外，当遵守该上限时，得到了可有效设置金属覆层的表面。当将本发明的钢的铬含量的上限设定为最大0.7重量％、特别是0.6重量％时，尤其可避免铬含量的消极影响。
含量为至少0.02重量％的钛的存在也有助于提高本发明的钢的强度，因为其形成精细的TiC或Ti(C，N)沉积物且有助于晶粒细化。钛的另外的积极作用是结合可能存在的氮，从而防止在本发明的钢中形成氮化硼。这些物质将对本发明的扁钢产品的延伸特性和可变形能力带来很强的消极影响。因此，当加入硼来提高强度时，钛的存在还确保硼可以充分发挥其作用。为此，能够有利的是，钛的加入量大于各相应情况下的氮含量的5.1倍(即，钛含量＞1.5(3.4×氮含量))。然而，过高的钛含量不利地导致高的重结晶温度，当由本发明的钢制备在最终处理阶段退火的冷轧扁钢产品时，这具有特别消极的影响。为此，钛含量的上限被限制至0.08重量％、特别是0.06重量％。当钛含量为0.03重量％至0.055重量％、特别是0.040重量％至0.050重量％时，可以以特别可靠的方式利用钛对于本发明的钢的特性所产生的积极作用。
通过根据本发明可任选地提供的、含量最多为0.002重量％的硼，也可提高本发明的钢的强度，与分别加入锰、铬和钼时的情况一样，当由本发明的钢制备冷轧带时，在退火后临界冷却速率降低。为此，根据本发明的尤其具有实践导向作用的实施方案，硼含量为至少0.0005重量％。然而，过高的硼含量同时可降低本发明的钢的可变形能力，并且不利地影响本发明所期望的双相组织的形成。因此，在含量为0.0007重量％至0.0016重量％、特别是0.0008重量％至0.0013重量％时，在本发明的钢中提供了最优的硼的作用。
类似在上述含量范围内的硼或铬，根据本发明可任选地存在的钼含量也有助于提高本发明的钢的强度。在这方面，根据经验，钼的存在对于用金属覆层包覆的扁钢产品的涂镀性能或其延展性能没有消极影响。实际试验已表明，含量最高达0.25重量％、特别是0.22重量％时，可特别有效地利用钼的积极影响，从经济观点考虑也是如此。因此，甚至含量为0.05重量％的钼也对本发明的钢的特性具有积极作用。如果存在足够量的其他的强度提高元素，则当钼含量为0.065重量％至0.18重量％、特别是0.08重量％至0.13重量％时，钼在本发明的钢中尤为明显地产生所期望的作用。然而，如果本发明的钢含有少于1.7重量％的钼和/或少于0.4重量％的铬，则有利的是加入0.05重量％至0.22重量％的钼以确保本发明的钢具有所要求的强度。
当本发明的钢被熔融时，用铝来脱氧和结合钢中可能含有的氮。为此，如果需要，可向本发明的钢中加入含量少于0.1重量％的铝，当其含量在0.01重量％至0.06重量％、特别是0.020重量％至0.050重量％的范围内时，可以以特别可靠的方式使铝产生所期望的作用。
在本发明的钢中，特别是在同时存在硼时为了避免氮化硼的形成，氮的含量仅允许为最高达0.012重量％。为了可靠地防止各相应情况下存在的钛与氮完全结合而不再有效地作为微合金元素，氮含量优选被限制至0.007重量％。
低于本发明规定的上限的低含量的磷有助于使本发明的钢具有良好的可焊性能。因此，根据本发明，磷含量优选被限制为＜0.1重量％，特别是＜0.02重量％，在磷含量为＜0.010重量％时得到特别良好的结果。
如果硫含量低于本发明规定的上限，则MnS或(Mn，Fe)S的形成被抑制，从而确保本发明的钢以及由其制备的扁钢产品具有良好的延展性能。当硫含量低于0.003重量％时尤其如此。
按照本发明的方式，由本发明的双相钢构成的扁钢产品可直接传送(即无需随后进行的冷轧过程)，以作为热轧后获得的热轧带的形式进行进一步加工。因此，从根据本发明获得的热轧带可形成未涂镀状态的高度耐应力的部件。如果这些部件尤其要免受腐蚀，则可在热轧带形成各种部件之前或之后为其设置保护性金属覆层。
另一方面，如果需要厚度相对较小的扁钢产品，则由本发明的钢制备的热轧带可首先经历冷轧，随后进行退火，以作为冷轧带的形式进行进一步加工，以上操作可任选地在施加金属抗腐蚀覆层后实施。
如果要为本发明的扁钢产品设置保护性金属覆层，则可通过(例如)热浸镀锌、镀锌退火处理或电解镀来进行。如果需要，可在涂镀之前实施预氧化过程，以确保金属覆层可靠地结合在各相应情况下要涂镀的基底上。
根据本发明，为了制备以热轧带的形式存在、并且具有至少为950MPa的抗拉强度和双相组织的扁钢产品(所述双相组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成)，首先将根据本发明构成的双相钢熔融，将熔体铸造成预制品(诸如扁坯或薄板坯)，然后将所述预制品重新加热至或保存于1100至1300℃的起始热轧温度，在800至950℃的最终热轧温度下将预制品热轧为热轧带，并将所得的热轧带在至多570℃的卷绕温度下卷绕。
通过在室温至570℃的范围内合适地调节卷绕温度，可调节其本身接下来不经历任何进一步轧制的热轧带的双相组织，以获得各种期望的特性的结合。
如果按照本发明的方式获得的热轧带要保持为未涂镀的，或者要进行电解镀而成为具有金属覆层的热轧带，则扁钢产品不必进行退火。另一方面，如果要通过热浸镀锌将热轧带覆以金属覆层，则首先在600℃的最高退火温度下退火，随后冷却至镀浴的温度，例如其可为锌浴。在通过锌浴后，可以以常规方式将涂镀的热轧带冷却至室温。
如果本发明的扁钢产品要以冷轧带的形式提供，那么为此将根据本发明构成的双相钢熔融，将对应的钢熔体铸造成预制品(诸如扁坯或薄板坯)，然后将所述预制品重新加热至或保存于1100至1300℃的起始热轧温度，在800至950℃的最终热轧温度下将预制品热轧为热轧带，将热轧带在500至650℃的卷绕温度下卷绕，然后将热轧带冷轧，将所得的冷轧带在700至900℃的退火温度下退火，随后将冷轧带以受控方式冷却。
卷绕温度至多580℃已经被证明对于冷轧带的制备特别有利，因为如果超出580℃的卷绕温度，则晶界氧化的风险增加。在低卷绕温度下，热轧带的强度和屈服强度提高，使得对热轧带进行冷轧变得更加困难。因此，将要冷轧为冷轧带的热轧带优选在至少530℃、特别是至少550℃的温度下卷绕。
如果根据本发明制备的冷轧带要保持为未涂镀的，或者要进行电解镀，则在连续的退火炉中以单独的作业步骤进行退火处理。加热速率为1至50K/s，所达到的最大退火温度在700至900℃范围内。随后，为了有意调节本发明所期望的特性的结合，经退火的冷轧带优选被冷却，使得在550至650℃的温度范围内达到至少为10K/s的冷却速率，以抑止珠光体的形成。在达到该临界范围内的温度之后，可将带材保持10至300秒的时间，或者可以以0.5至30K/s的冷却速率直接冷却至室温。
然而，如果冷轧带将要通过热浸镀锌法涂镀，则可将退火和涂镀步骤结合。在这种情况下，冷轧带以连续的顺序通过热浸镀生产线的各个炉段，各个炉段的主导温度不同且最高达到700至900℃，在这种情况下加热速率应选择在2至100K/s的范围内。在已经达到各相应情况下的退火温度后，将带材在该温度下保持10至200秒。随后将带材冷却至各相应情况下的镀浴(典型为锌浴)的温度，通常低于500℃，在这种情况下，在550至650℃的温度范围内冷却速率也应该超过10K/s。在达到该温度阶段后，冷轧带可任选地在各相应情况的温度下保持10至300秒。随后，将经过退火的冷轧带通过各相应情况下的镀浴(优选锌浴)。随后，将冷轧带冷却至室温以得到常规的热浸镀锌的冷轧带，或者迅速加热，随后冷却至室温以制备镀锌退火的冷轧带。
如果热轧带被冷轧为冷轧带，则已证明有利的是，调节冷轧度为40％至70％、特别是50％至60％，以便使轧制带达到足够高的强度并且对各相应情况下可得到的装配工程学参数达到最佳利用。按照这种方式冷轧的本发明的冷轧带的厚度通常为0.8至2.5毫米。
如果需要，冷轧带可在涂镀或未涂镀状态下经历表皮光轧，表皮光轧度被调节为至多达2％。
以下参照实施实例对本发明进行详细描述。
将十六种钢熔体1至16(其组成如表1中所示)以常规的方式熔融，并铸造成扁坯。随后将扁坯在炉中重新加热至1200℃，并以常规的方式从该温度开始进行热轧。最终轧制温度为900℃。
对于第一系列试验，将这样获得的热轧带在550℃的卷绕温度下卷绕，其调节精度为+/-30℃，然后将它们在冷轧度分别为50％、65％和70％的条件下冷轧成厚度为0.8毫米至2毫米的冷轧带。
随后，按照上文针对要以未涂镀状态传送的冷轧带而以一般形式描述的方式，对所得的冷轧带进行退火和受控冷却过程。
表2示出了熔体1至16的第一系列试验中制备的冷轧带的组织状态、机械特性、各相应情况下调节的冷轧度和带材厚度。
在另外三个系列的试验中，将以上述方式由熔体1至16制备的热轧带分别在低于100℃的卷绕温度、在500℃的温度、以及在650℃的温度下卷绕。表3(卷绕温度为20℃)、表4(卷绕温度＝500℃)以及表5(卷绕温度＝570℃)示出了针对这些热轧带测定的特性。这样获得的热轧带并非打算用于冷轧，而是可任选地在设置有保护性金属覆层后被运送以进一步加工为部件。
表1
  熔体   C   Si   Mn   Al   Mo   Ti   Cr   B   P   S   N
  1   0.149   0.30   1.97   0.007   -   -   0.45   0.0004   0.003   0.004   0.0013
  2   0.150   0.30   1.97   ＜0.005   -   0.023   0.45   0.0021   0.005   0.004   0.015
  3   0.152   0.30   1.99   0.005   -   -   0.46   0.0004   0.004   0.004   0.0014
  4   0.157   0.30   1.97   0.005   -   -   0.81   0.0005   0.004   0.004   0.0017
  5   0.153   0.30   1.50   0.005   -   -   0.81   0.0004   0.004   0.004   0.0015
  6   0.150   0.02   1.98   ＜0.005   -   0.023   0.80   0.0022   0.004   0.005   0.0015
  7   0.152   0.60   1.97   ＜0.005   -   0.021   0.45   0.0022   0.004   0.004   0.0024
  熔体   C   Si   Mn   Al   Mo   Ti   Cr   B   P   S   N
  8   0.154   0.19   2.07   0.004   -   0.022   0.60   0.0011   0.004   0.00   0.0052
  9   0.16   0.29   1.8   0.032   0.08   0.046   0.52   0.0009   0.013   0.001   0.004
  10   0.152   0.28   1.7   0.028   0.15   0.051   0.3   0.0012   0.008   0.001   0.0045
  11   0.14   0.21   1.7   0.036   0.19   0.035   0.45   0.0010   0.011   0.0015   0.0042
  12   0.148   0.24   1.83   0.031   0.22   0.035   0.65   0.0012   0.010   0.0015   0.0042
  13   0.153   0.29   2.2   0.029   0.08   0.090   0.59   0.0018   0.012   0.0013   0.0051
  14   0.19   0.22   1.75   0.033   0.18   0.052   0.51   0.0009   0.007   0.0020   0.0031
  15   0.12   0.27   2.35   0.027   -   0.051   0.5   0.0012   0.014   0.0012   0.0029
  16   0.1   0.31   2.31   0.031   0.22   0.086   0.66   0.0016   0.013   0.0016   0.0047
以上的量均以重量％计，余量为铁和不可避免的杂质。
Figure GPA00001029611300121
Figure GPA00001029611300141
表3
Figure GPA00001029611300151
表4
Figure GPA00001029611300161
表5
Figure GPA00001029611300171

Claims (30)

1.一种双相钢，其组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成，其具有至少为950MPa的抗拉强度，并且具有以下组成(以重量％计)：
碳：0.10％至0.20％，
硅：0.10％至0.60％，
锰：1.50％至2.50％，
铬：0.20％至0.80％，
钛：0.02％至0.08％，
硼：＜0.0020％，
钼：＜0.25％，
铝：＜0.10％，
磷：≤0.2％，
硫：≤0.01％，
氮：≤0.012％，
余量为铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的双相钢，特征在于，其屈服强度至少为580MPa。
3.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其延伸率A80至少为10％。
4.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其磷含量＜0.1重量％，特别是＜0.02重量％。
5.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其碳含量为0.12重量％至0.18重量％。
6.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其硅含量为0.20重量％至0.40重量％。
7.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其锰含量为1.50重量％至2.35重量％。
8.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其铬含量为0.30重量％至0.70重量％。
9.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其钛含量为0.030重量％至0.055重量％。
10.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，在存在氮的情况下，所述双相钢的钛含量大于各相应情况下的氮含量的5.1倍。
11.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其硼含量为0.0005重量％至0.0020重量％。
12.根据权利要求11所述的双相钢，特征在于，其硼含量为0.0007重量％至0.0016重量％。
13.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其钼含量为0.05重量％至0.22重量％。
14.根据权利要求13所述的双相钢，特征在于，其锰含量＜1.7重量％。
15.根据权利要求13或14所述的双相钢，特征在于，其铬含量＜0.4重量％。
16.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其钼含量为0.065重量％至0.150重量％。
17.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其铝含量为0.01重量％至0.06重量％。
18.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其硫含量＜0.003重量％。
19.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其氮含量＜0.007重量％。
20.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其残留奥氏体的含量小于7％。
21.一种扁钢产品，其由根据权利要求1至20中的任一项所获得的双相钢构成。
22.根据权利要求21所述的扁钢产品，特征在于，其为仅经过热轧的热轧带。
23.根据权利要求21所述的扁钢产品，特征在于，其为通过冷轧而得到的冷轧带。
24.根据权利要求21至23中的任一项所述的扁钢产品，特征在于，其设置有保护性金属覆层。
25.根据权利要求24所述的扁钢产品，特征在于，所述保护性金属覆层是通过热浸镀锌制得的。
26.根据权利要求24所述的扁钢产品，特征在于，所述保护性金属覆层是通过镀锌退火制得的。
27.一种制备热轧带的方法，该热轧带具有至少为950MPa的抗拉强度和双相组织，所述双相组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成，该方法包括下列步骤：
-将根据权利要求1至20中的任一项获得的双相钢熔融，
-将熔体铸造成预制品，诸如扁坯或薄板坯，
-将所述预制品重新加热至或保持在1100至1300℃的起始热轧温度，
-在800至950℃的最终热轧温度下将所述预制品热轧成所述热轧带，以及
-将所述热轧带在至多为570℃的卷绕温度下卷绕。
28.一种制备冷轧带的方法，该冷轧带具有至少为950MPa的抗拉强度和双相组织，所述双相组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成，该方法包括下列步骤：
-将根据权利要求1至20中的任一项构成的双相钢熔融，
-将熔体铸造成预制品，诸如扁坯或薄板坯，
-将所述预制品重新加热至或保持在1100至1300℃的起始热轧温度，
-在800至950℃的最终热轧温度下将所述预制品热轧成热轧带，
-将所述热轧带在500℃至650℃的卷绕温度下卷绕，
-在卷绕后对所述热轧带进行冷轧，
-将所述冷轧带在700℃至900℃的退火温度下退火，以及
-将退火的冷轧带以受控方式冷却。
29.根据权利要求28所述的方法，特征在于，所述热轧带以40％至70％的冷轧度被冷轧成所述冷轧带。
30.根据权利要求28或权利要求29所述的方法，特征在于，在550℃至650℃的温度范围内以至少10K/s的冷却速率实施所述的受控冷却。
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