本发明涉及用于车辆的马氏体钢，所述马氏体钢表现出了优异的耐延迟断裂性。这种钢意在用作主要用于汽车的结构构件和增强材料。本发明还涉及生产具有优异的耐延迟断裂性的完全马氏体级别钢的方法。
背景技术：
：汽车的钢部件往往暴露于可以形成并吸收原子态的氢的环境。所吸收的氢可以是除了已经在部件制造期间被吸收的氢以外的。氢会在钢中引起的有害影响为：降低钢的失效应力、限制延展性和韧性、或者甚至加速钢内的裂纹生长。钢由于氢蚀而失效可能在加载时瞬时发生或者在延迟的一段时间之后发生。这种行为使得异常地难以对由于氢脆产生的失效进行预测并且从责任和修理的角度来看会较昂贵。通常，对氢退化的敏感性随着钢强度的增大而增大，并且在钢的强度大于1000MPa时更加显著。因此，已提出了提供不同强度等级的像下文提到的钢那样的若干族钢。在这些理论中，已研发了具有微合金元素的钢，所述钢的硬化同时通过沉淀以及通过对铁素体晶粒尺寸的细化来获得。这些高强低合金(HSLA)钢的研发之后接着的是对被称为先进高强钢的更高强度的钢的研发，所述先进高强钢保持了良好的强度等级和良好的冷成形性，如双相钢、贝氏体钢、TRIP(相变诱发塑性)钢，但是可以通过这些理论获得的拉伸强度等级通常低于1300MPa。为了满足对具有甚至更高强度并同时具有良好成形性的钢的需求，作为挑战，进行了许多研发以获得可以耐受氢脆的钢种。这导致了具有大于1500MPa的耐受性但是由于氢的存在而在钢中出现延迟断裂问题的马氏体钢。此外，马氏体钢呈现出较低的成形性水平。马氏体钢的开发例如由国际申请WO2013082188所述，该申请涉及马氏体钢组合物和该马氏体钢的生产方法。更具体地，在该申请中公开的马氏体钢具有从1700MPa至2200MPa的拉伸强度。最具体地，该发明涉及薄壁制品(thingage)(厚度为1mm)和该薄壁制品的生产方法。然而，该申请在涉及耐延迟断裂性方面没有记载，该申请没有教导如何获得耐延迟断裂的钢。还已知以下论文“Ni、Cu和Si对拉伸强度为1450的高强钢的延迟断裂性能的影响(EffectofNi,CuandSiondelayedfracturepropertiesofHighStrengthSteelswithtensilestrengthof1450)，Shiraga，ISIJ，第7卷，1994年”，该论文教导了Ni含量对由于氢的耐延迟断裂性的积极影响。然而，这种文献不会导致足够的耐延迟断裂性。技术实现要素：本发明的目的是提供一种具有改进的耐受性、成形性和耐延迟断裂性并具有下述拉伸强度的冷轧并退火的钢：-至少1700MPa、优选地至少1800MPa并且甚至更优选地至少1900MPa的拉伸强度；-至少1300MPa、优选地至少1500MPa并且甚至更优选地至少1600MPa的屈服强度；-至少3％、优选地至少5％并且甚至更优选地至少6％的总延伸率；和-在酸浸U型弯曲试验期间具有至少24小时的耐延迟断裂性。本发明提供了一种冷轧并退火的马氏体钢板，该冷轧并退火的马氏体钢板在酸浸没U型弯曲试验期间具有至少24小时的耐延迟断裂性，并且该马氏体钢板按重量百分比计包括：0.30％≤C≤0.5％；0.2％≤Mn≤1.5％；0.5％≤Si≤3.0％；0.02％≤Ti≤0.05％；0.001％≤N≤0.008％；0.0010％≤B≤0.0030％；0.01％≤Nb≤0.1％；0.2％≤Cr≤2.0％；P≤0.02％；S≤0.005％；Al≤1％；Mo≤1％；以及Ni≤0.5％；该组合物的剩余部分为铁和由熔炼造成的不可避免的杂质并且显微组织为100％的马氏体，其中，原奥氏体晶粒尺寸小于20μm。优选地，冷轧并退火的马氏体钢板使得0.01％≤Nb≤0.05％。优选地，冷轧并退火的马氏体钢板使得0.2％≤Cr≤1.0％。优选地，冷轧并退火的马氏体钢板使得Ni≤0.2％、甚至更优选地Ni≤0.05％、并且理想地Ni≤0.03％。优选地，冷轧并退火的马氏体钢板使得1％≤Si≤2％。在优选实施方案中，冷轧并退火的马氏体钢板使得拉伸强度为至少1700MPa、屈服强度为至少1300MPa并且总延伸率为至少3％。在优选实施方案中，冷轧并退火的马氏体钢板在酸浸U型弯曲试验期间具有至少48小时的耐延迟断裂性，更优选地，在酸浸U型弯曲试验期间具有至少100小时的耐延迟断裂性，并且在另一优选实施方案中，在酸浸U型弯曲试验期间具有至少300小时的耐延迟断裂性。理想地，在酸浸U型弯曲试验期间具有至少600小时的耐延迟断裂性。本发明还提供了一种包括以下步骤的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法，所述步骤可以顺序地执行：-对具有根据本发明的组成的钢进行铸造以获得板坯，-在高于1150℃的温度T再加热处对板坯进行再加热，-在高于850℃的温度处对再加热的板坯进行热轧以获得热轧钢，-对热轧钢进行冷却直到500℃与660℃之间的卷取温度T卷取为止，随后-在T卷取处卷取经冷却的热轧钢，-清除热轧钢的氧化皮，-对钢进行冷轧以获得冷轧钢板，-加热直至Ac3℃(加热期间奥氏体形成的温度)与950℃之间的温度T退火，在T退火处退火40秒与600秒之间的时间，以获得晶粒尺寸低于20μm的100％的奥氏体显微组织，-可选地，以至少1℃/s的冷却速率从退火温度向冷轧钢施加冷却步骤直到至少Ac3℃的温度T1，-可选地，将冷轧钢以至少100℃/s的冷却速率CR淬火冷却至室温，以及-可选地，在180℃与300℃之间的温度处对冷轧钢进行回火至少40秒。优选地，在根据本发明的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法中，冷却速率CR淬火为至少200℃/s。在一个优选实施方案中，在根据本发明的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法中，冷却速率CR淬火为至少500℃/s。优选地，在根据本发明的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法中，在于T退火处退火40秒与600秒之间的时间期间所形成的奥氏体晶粒尺寸低于15μm。根据本发明的冷轧并退火的钢可以用于生产用于车辆的部件。根据本发明的冷轧并退火的钢可以用于生产用于车辆的结构构件。附图说明现在将参照附图对本发明的优选实施方案和主要方面进行描述，在附图中：图1示出了钢中的热轧钢的显微组织；以及图2示出了冷轧并退火的马氏体钢的显微组织。具体实施方式为了获得根据本发明的马氏体钢板，化学组分以及生产参数都很重要，以达到所有的目的并且获得优异的耐延迟断裂性。需要低于0.5％的镍含量以减少氢脆，拉伸性能需要0.3％与0.5％之间的碳含量并且为了改进氢脆耐受性还需要高于0.5％的Si含量。以下化学组成元素以重量百分数给出。关于碳：含量增大到高于0.5wt％将增大晶界碳化物的量，其为钢的耐延迟断裂性劣化的主要原因之一。然而，需要至少0.30wt％的碳含量来获得目标钢强度——即，1700MPa的拉伸强度和1300MPa的屈服强度。因此，碳含量应被限制在从0.30wt％至0.5wt％的范围内。优选地，碳被限制在0.30％与0.40％之间的范围内。锰增加了对高强度钢的延迟断裂的敏感性。MnS夹杂物的形成往往成为由氢导致的裂纹产生的起点，出于这个原因，锰含量被限制成最大量为1.5wt％。将Mn含量降低成低于0.2wt％将不利于成本和生产率，这是由于通常的剩余物含量高于该水平。因此，锰含量应被限制成0.2wt％≤Mn≤1.5wt％、优选地0.2wt％≤Mn≤1.0wt％并且甚至更优选地0.2wt％≤Mn≤0.8wt％。硅：需要最小量为0.5wt％来达到本发明的目标性能，这是由于Si由于下述方面而改善了钢的耐延迟断裂性：-降低氢扩散动力学并且防止H2形成，以及-在可选的回火过程期间抑制碳化物形成。硅含量高于3.0wt％，钢的可涂覆性劣化。因此，Si的添加量被限制在0.5wt％至3.0wt％的范围、优选地1.2％≤Si≤1.8％。关于钛，添加小于0.02wt％的钛会使本发明的钢具有低的耐延迟断裂性，本发明的钢将在酸浸U型弯曲试验期间在少于50小时内开裂。事实上，受Ti(C、N)析出影响的氢捕获需要钛。还需要Ti用作强氮化物形成物(TiN)，钛保护硼免于与氮发生反应；因此，硼将在钢中呈固溶体状态。此外，钛析出物钉扎原奥氏体晶界，由此使得具有细的最终马氏体组织，这是由于原奥氏体晶粒尺寸将低于20μm。然而，高于0.05wt％的Ti含量会导致粗的含Ti析出物并且这些粗的析出物将失去其晶界钉扎作用。因此，期望的钛含量在0.01wt％与0.05wt％之间。优选地，Ti含量在0.02wt％与0.03wt％之间。低于0.001wt％的氮含量减少了钢中的氮化物析出物，从而由于受析出物的钉扎作用较少而导致较粗的钢的组织。此外，粗的显微组织呈现出更少量的晶界，这增大了裂纹扩展动力学。结果将是钢的耐延迟断裂性的劣化。然而，在氮含量高于0.008wt％时，钢中的氮化物变得更粗，因此减少了晶粒尺寸钉扎作用并且导致钢的耐延迟断裂性的劣化。因此，氮含量应被限制在0.001wt％至0.008wt％的范围内。硼应保持呈固溶体状态以改善钢的淬透性。低于0.0010wt％时，硼不足以帮助晶界强化，需要晶界强化来获得本发明的钢的优异的延迟断裂。此外，硼由于其比磷显著地更快地扩散至晶界而防止了磷偏析对所述晶界的不利影响，磷偏析会使耐延迟断裂性劣化。然而，高于0.0030wt％，可以形成碳硼化物。因此，添加10ppm至30ppm的硼。期望的铌含量在0.01wt％与0.1wt％之间。Nb含量低于0.01wt％不提供足够的原奥氏体晶粒细化作用。然而，在Nb含量大于0.1wt％的情况下，不存在进一步的晶粒细化。优选地，Nb含量为0.01wt％≤Nb≤0.05wt％。关于铬：高于2.0wt％时，耐延迟断裂性没有得到改善并且添加铬增大了生产成本。Cr低于0.2wt％时，耐延迟断裂性会低于期望值。期望的铬含量在0.2wt％至2.0wt％之间。优选地，Cr含量为0.2wt％≤Cr≤1.0wt％。铝对耐延迟断裂性产生积极影响。然而，该元素为奥氏体稳定剂，该元素提高了在退火期间冷却之前的用于完全奥氏体化的Ac3点，这是由于需要完全奥氏体化来获得完全马氏体显微组织，出于节约能源的目的并且为了避免会导致原奥氏体晶粒粗化的较高的退火温度，Al含量被限制到1.0wt％。关于镍，现有技术的文献，如“Ni、Cu和Si对拉伸强度为1450的高强钢的延迟断裂性能的影响(EffectofNi，CuandSiondelayedfracturepropertiesofHighStrengthSteelswithtensilestrengthof1450)，Shiraga，ISIJ，第7卷，1994年”教导了添加镍对耐延迟断裂性有益。与现有技术的教示相反，发明人出人意料地发现，镍在本发明的合金中对耐延迟断裂性具有负面影响。出于这个原因，镍含量被限制到0.5wt％，优选地，Ni含量低于0.2wt％，甚至更优选地，Ni含量低于0.05wt％，并且理想地，钢包含杂质水平的低于0.03wt％的Ni。钼含量由于成本问题而被限制到1wt％，此外，已确定在添加Mo的同时对耐延迟断裂性没有改进。优选地，钼含量被限制到0.5wt％。关于磷，当含量超过0.02wt％时，磷沿着钢的晶界偏析并且导致钢板的耐延迟断裂性的劣化。因此，磷含量应被限制到0.02wt％。关于硫，超过0.005wt％的含量导致大量的非金属夹杂物(MnS)，并且这将导致钢板的耐延迟断裂性的劣化。因此，硫含量应被限制到0.005wt％。氢劣化常常作为由取决于晶界的相对强度的脆性解理或界面分离产生的晶间断裂而被观察到。认为在奥氏体化期间杂质(例如，P、S、Sb和Sn)在晶界上的偏析与在回火期间渗碳体(Fe3C)沿着晶界的析出的组合会导致晶间脆化。杂质偏析的程度并且因此脆化的程度通过合金中存在Mn而得到提高。因此，在本发明中，S、Sb、Sn、P的含量优选地被限制地尽可能低。根据本发明的生产钢的方法意指对具有本发明的化学成分的钢进行铸造。铸钢被再加热成高于1150℃。当板坯的再加热温度低于1150℃时，钢将会不均匀并且析出物将不会被完全地溶解。随后，对板坯进行热轧，在至少850℃的温度Tlp处进行最后的热轧道次。如果Tlp低于850℃，则热加工性降低、裂纹将会出现并且轧制力将会增大。优选地，Tlp为至少870℃。-将钢冷却到直至卷取温度T卷取。-T卷取在500℃与660℃之间。-在卷取之后，热轧钢被清除氧化皮。-以取决于最终的目标厚度并优选地在30％与80％之间的冷轧比对钢进行冷轧。-随后执行后续的均热处理。-将钢加热到直至必须在Ac3与950℃之间的退火温度T退火。-在完全奥氏体区域中在Ac3与950℃之间的温度T退火处对钢进行退火至少40秒，以在淬火之前形成晶粒尺寸低于20μm的100％的奥氏体。控制退火温度是该过程的重要特征，这是由于控制退火温度使得能够在淬火之前除了对100％的奥氏体组织进行控制以外，还能够对原奥氏体晶粒尺寸进行控制。低于Ac3，存在铁素体，并且铁素体的存在会改变奥氏体的化学组分并且将钢的拉伸强度减小成低于目标1700MPa，此外，铁素体的存在会在钢中产生第二相，该第二相与在淬火之后获得的硬的马氏体相比非常软。具有大的硬度差的这两相的共存不利于类似扩孔或可弯曲性的使用性能。优选地，退火在40秒至300秒内完成并且温度优选地在850℃与900℃之间。原奥氏体必须低于20μm，这是由于本发明的机械性能和耐延迟断裂性在尺寸小于20μm时得到改善，优选地，该尺寸小于15μm。-随后，冷轧钢板在至少一个步骤中被冷却。在根据本发明的优选实施方案中，钢首先被以高于1℃/s的冷却速率CR1冷却到直至高于820℃的温度，该温度仍高于Ac3温度。Ac3为在该冷却步骤中在该温度之下可能出现铁素体的温度。该第一冷却步骤是可选的。低于1℃/s时，将发生奥氏体晶粒的生长，从而导致对耐延迟断裂性和机械性能不利的粗的马氏体晶粒。-随后，冷轧钢在第二冷却步骤中以高于100℃/s的冷却速率CR2进一步快速冷却至室温，优选地CR2≥200℃/s并且甚至更优选地CR2≥500℃/s，以使得最终的显微组织由小尺寸的马氏体构成。低于100℃/s，将会出现粗的马氏体晶粒或者甚至出现铁素体，这将分别对耐延迟断裂性或拉伸强度不利。-在冷却至室温或回火温度之后，钢被再加热并且被保持在180℃与300℃之间的温度至少40秒以进行对钢延展性有益的回火处理。低于180℃，回火会对延展性没有影响并且完全的马氏体组织会具有脆性行为。高于300℃，更多的碳化物的形成降低了钢强度并且使耐延迟断裂性劣化。马氏体是在对于退火期间形成的奥氏体进行冷却之后所形成的组织。马氏体在后回火工艺步骤期间被进一步回火。这种回火的一个作用是对延展性和耐延迟断裂性的改进。马氏体含量必须是100％，本发明的目标组织是完全马氏体组织。根据本发明的在快速冷却CR2之后的可选的回火处理就可以通过任何适合的方式执行，只要温度和时间保持在所要求保护的范围内即可。特别地，可以对未卷取的钢板以顺序的方式执行感应退火。执行这种回火处理的另一优选方式是对一卷钢板执行所谓的分批退火。根据机械性能的目标值，本领域技术人员知道如何限定钢组分和回火参数(时间和温度)，以在保持在本发明的所要求保护的范围内的同时达到本发明的性能。在回火处理之后，涂覆可以通过包括例如电镀、真空涂覆(喷射气相沉积)、或化学气相涂覆的任何合适的方法来完成。优选地，应用电沉积锌涂层。缩写：-TS(MPa)指的是通过拉伸试验(ASTM)在相对于轧制方向的纵向方向上测得的拉伸强度，-YS(MPa)指的是通过拉伸试验(ASTM)在相对于轧制方向的纵向方向上测得的屈服强度，-屈服比为YS与TS之间的比。-TEl(％)指的是通过拉伸试验(ASTM)在相对于轧制方向的纵向方向上测得的总延伸率，-UEl(％)指的是通过拉伸试验(ASTM)在相对于轧制方向的纵向方向上测得的均匀延伸率，-N.E：未评估分析方法：在四分之一厚度的位置处利用SEM(扫描电镜)来观察显微组织并且所述显微组织显示全部为完全马氏体。关于机械性能，利用ASTME8标准(用于热轧钢的横向方向和用于退火钢的纵向方向)准备平板拉伸试样用于室温拉伸试验。试验以12.5mm/分钟的恒定的十字头速度进行并且伸长计的计量范围为50mm。关于耐延迟断裂性，所述试验包括使平的矩形试样弯曲至最大弯曲下的85％的拉伸强度(TS)或者90％的TS的期望应力水平，接着放松至85％的TS的应力状态。钢在浸没到0.1N盐酸(pH＝1)中之前在85％的TS下变形。应变计粘贴在U型弯曲试样的几何中心处以在弯曲期间监测最大应变变化。基于利用标准拉伸试验测得的全应力-应变曲线，即，应变与TS之间的相关性，TS在U型弯曲期间的目标百分比可以通过调节应变(例如，弯曲的高度)来精确地限定。在85％的TS的受限制的应力下的U型弯曲试样随后浸没到0.1NHCl中以确定裂纹是否形成。出现裂纹的时间越长，钢的耐延迟断裂性就越好。结果以范围的形式呈现，这是由于在没有即时的裂纹报告的情况下某一裂纹的出现可能在发生断裂之后的数小时如一整夜才被注意。利用下式测量马氏体转变点：Ms(℃)＝539-423％，C-30.4Mn％-17，7％Ni-12.1％Cr-7.5％Mo(wt％)。在退火期间在加热时获得完全奥氏体组织的温度Ac3利用本领域技术人员本身已知的Thermo-Calc软件来计算。不受限于该理论，奥氏体显微组织在退火期间形成。奥氏体的显微组织在冷却至室温期间变成马氏体显微组织。因此，马氏体晶粒尺寸是冷却之前的原奥氏体晶粒尺寸的函数。马氏体晶粒尺寸在耐延迟断裂性和机械性能方面起重要作用。在冷却之前和均热期间的更小的奥氏体晶粒尺寸导致了更小的马氏体晶粒尺寸，更小的马氏体晶粒尺寸提供了更好的耐延迟断裂性。因此，根据本发明，期望低于20μm的原奥氏体晶粒尺寸以防止材料在U型弯曲试验期间在少于1天(24小时)内开裂。关于在冷却之后形成的马氏体显微组织，原奥氏体晶粒尺寸可以利用EBSD(电子背散射衍射)技术进行检测。实施例中的所有试样都经历相同的热机械路径：示例性试验：在下文的实施例中使用的钢具有以下化学组分：钢CMnPSSiAlCrNiCuNbTiBNMs，CAc31Al0.350.500.0070.0010.20.7210.00253738672Al-Ti-B0.350.510.00300.20.7350.0250.0020.00363768713Ni0.340.490.00200.20.0531.00.00323637794Ni-Nb0.340.490.00200.20.0531.00.0280.00343647805Ni-Nb-Ti-B0.330.500.00200.20.0501.00.0250.0020.00323657816Ni-Al-Nb0.360.500.00300.20.7491.00.0300.00243548407Si-Ti-B0.320.490.0020.0011.50.0420.0250.0020.00383888498Si-Ti-B-Cu0.340.430.0020.0011.50.0460.150.0240.0020.00353798449Si-Ti-B-Cu-Nb0.320.480.0030.0011.50.0410.150.0290.0240.0020.003738884910Ni-Cu-Ti-B-Si0.310.500.00301.50.0570.120.240.0250.0020.002739084711Ni-Cu-Ti-B-Si-Nb0.310.490.00401.50.0520.120.230.0300.0240.0020.003039484912Si-Cr-Ti-B0.320.490.0030.0011.50.0520.50.0250.0020.003038384813Si-Cr-Ti-B-Nb0.320.490.0030.0011.50.0520.50.0280.0250.0020.0027382849表1：化学组分(wt％)对于上游工艺，在于1250℃处再加热并且奥氏体化3小时之后，具有表1中列出的化学成分的实验室铸造50kg板坯在实验室的轧机上从65mm被热轧至20mm的厚度。精轧温度为870℃。板在热轧之后进行空冷。在对预轧制的20mm厚的板进行剪切并且再加热至1250℃3小时之后，板被热轧至3.4mm。在从精轧温度以45℃/s的平均冷却速率受控冷却至低于660℃之后，每个组分的热轧钢均在炉中保持在620℃的温度处达1小时，接着进行24小时的炉冷，以模拟工业卷取过程。卷取温度CT以℃给出。热轧钢的两个表面都被研磨以移除任何脱碳层。对于下游工艺，在冷轧压下至1.0mm的厚度之后，试样件经历盐锅处理以模拟均热处理。所述均热处理意指将1.0mm厚的冷轧试样加热至900℃、将该试样等温保持100秒以模拟退火，接着进行第一步骤冷却至880℃。随后，试样进行水淬(WQ)，水淬是使得冷却速率显著高于100℃/s的冷却系统。试样随后被加热、在200℃处回火100秒并且空冷至室温(最终冷却)。热轧钢板1至13的显微组织由图1示出，在图1中，铁素体呈黑色并且含碳化物相如珠光体呈白色。下面的表2和表3分别示出了用于热轧钢和冷轧钢的工艺参数：表2：热轧参数表3：冷轧参数如可以从下面的表4观察到的，没有热轧钢呈现出高于850MPa的拉伸强度；这允许在常规的冷轧机上进行冷轧。如果材料太硬，则在冷轧期间会出现开裂或者由于热轧钢太硬而达不到最终的目标厚度。样品名称TEL(％)UEL(％)YS(MPa)TS(MPa)1Al24.614.13785882Al-Ti-B21.513.14356193Ni24.712.43896114Ni-Nb24.712.94946355Ni-Nb-Ti-B20.611.64526376Ni-Al-Nb23.513.15436847Si-Ti-B22.914.24767158Si-Ti-B-Cu22.413.74997319Si-Ti-B-Cu-Nb22.714.252172410Ni-Cu-Ti-B-Si22.413.950772911Ni-Cu-Ti-B-Si-Nb22.813.553274012Si-Cr-Ti-B17.410.165683913Si-Cr-Ti-B-Nb15.39.3620845表4：热轧钢机械性能(横向方向)从下面的表5可以清楚地观察到，钢1至钢6由于其短时间的裂纹存在而不耐延迟断裂。在U型弯曲试验期间在少于1天之后并且有时甚至在小于6小时(1/4天)内，这些试样失效。这至少是由于钢1至钢6的的Si含量为0.2wt％(参照表1)。如由表3中的钢7至钢13所示出的，钢中的Nb的添加明显地改善了耐延迟断裂性。这可以归因于Nb析出物对晶粒细化和提供更多H捕获位点的作用。退火的100％马氏体钢具有图2中所示的显微组织，机械性能以及耐延迟断裂性的试验结果在表5中给出。表5：冷轧并退火的钢1至13的机械性能钢参照物7至13是根据本发明的，钢13在分类结果方面呈现为最佳的，钢13在酸浸延迟断裂试验(U型弯曲)期间大于12天没有裂纹并且具有至少1600MPa的YS、至少1900MPa的拉伸强度和至少6％的总延伸率。原奥氏体晶粒尺寸可以利用EBSD技术来评估。在钢13的情况下，基于至少三幅图像的这些值导致了在10μm与15μm之间的晶粒尺寸。根据本发明的钢可以用于呈白部件的机动车车身。权利要求书(按照条约第19条的修改)1.一种冷轧并退火的马氏体钢板，按重量百分比计包括：0.30％≤C≤0.5％；0.2％≤Mn≤1.5％；0.5％≤Si≤3.0％；0.02％≤Ti≤0.05％；0.001％≤N≤0.008％；0.0010％≤B≤0.0030％；0.01％≤Nb≤0.1％；0.2％≤Cr≤2.0％；P≤0.02％；S≤0.005％；Al≤1％；Mo≤1％；以及Ni≤0.5％；组合物的剩余部分为铁和由熔炼造成的不可避免的杂质；显微组织为100％的马氏体，其中，原奥氏体晶粒尺寸小于20μm；以及所述钢板在酸浸U型弯曲试验期间具有至少24小时的耐延迟断裂性。2.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，0.01％≤Nb≤0.05％。3.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，0.2％≤Cr≤1.0％。4.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，Ni≤0.2％。5.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，Ni≤0.05％。6.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，Ni≤0.03％。7.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，1％≤Si≤2％。8.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，拉伸强度为至少1700MPa，屈服强度为至少1300MPa，总延伸率为至少3％。9.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，在酸浸U型弯曲试验期间具有至少100小时的耐延迟断裂性。10.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，在酸浸U型弯曲试验期间具有至少300小时耐延迟断裂性。11.根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板，其中，在酸浸U型弯曲试验期间具有至少600小时耐延迟断裂性。12.一种用于生产根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢板的方法，包括下述步骤：对钢进行铸造以获得板坯；在高于1150℃的温度T再加热下对所述板坯进行再加热；在高于850℃的温度下对经再加热的所述板坯进行热轧以获得热轧钢；将所述热轧钢冷却到500℃与660℃之间的卷取温度T卷取为止；在T卷取下对冷却的所述热轧钢进行卷取；清除所述热轧钢的氧化皮；对所述钢进行冷轧以获得冷轧钢板；加热至在Ac3℃与950℃之间的温度T退火，在T退火退火40秒至600秒的时间，以得到晶粒尺寸低于20μm的100％的奥氏体显微组织；以及将所述冷轧钢以至少100℃/s的冷却速率CR淬火冷却至室温或回火温度。13.根据权利要求12所述的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法，其中，所述冷却速率CR淬火为至少200℃/s。14.根据权利要求13所述的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法，其中，所述冷却速率CR淬火为至少500℃/s。15.根据权利要求12所述的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法，其中，在于T退火退火40秒至600秒的时间期间所形成的奥氏体晶粒尺寸低于15μm。16.一种用于车辆的部件，所述部件包括：根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢。17.一种结构构件，包括：根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢。18.一种车辆，包括：由根据权利要求1所述的冷轧并退火的马氏体钢制成的部件。19.根据权利要求12所述的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法，还包括下述步骤：以至少1℃/s的冷却速率从所述退火温度到至少820℃的温度T1对所述冷轧钢进行冷却步骤。20.根据权利要求12所述的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法，还包括在180℃与300℃之间的温度下对所述冷轧钢进行回火至少40秒的步骤。21.根据权利要求12所述的用于生产冷轧并退火的马氏体钢板的方法，其中，所述步骤顺序地执行。22.一种用于车辆的部件，所述部件包括：根据权利要求12生产的冷轧并退火的马氏体钢。23.一种结构构件，包括：根据权利要求12生产的冷轧并退火的马氏体钢。24.一种车辆，包括：由根据权利要求12生产的冷轧并退火的马氏体钢制成的部件。当前第1页1 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