热轧钢板及相关制造方法与流程
本发明还涉及使得能够制造这种类型的钢板的方法。
对使机动车辆重量更轻的需要和提高安全性的需要已导致高强度钢的产生。
历史上，开始对包含附加元素的钢进行开发主要是为了实现析出硬化。
后来，提出了在铁素体基体中包含马氏体以获得组织硬化的“双相”钢。
为了获得更高的强度水平和可加工性，开发了“TRIP”(相变诱导塑性)钢，其显微组织由包含贝氏体和残余奥氏体的铁素体基体组成，所述残余奥氏体在例如冲压操作期间在变形的作用下转变成马氏体。
为了实现大于800MPa的机械强度，已提出具有多数(majority)贝氏体组织的多相钢。这些钢被用于工业中，特别是汽车工业以构造结构部件。
公开EP 2020451中描述了这种类型的钢。为了获得大于10％的断裂延伸率和大于800MPa的机械强度，除了已知存在的碳、锰和硅以外，该公开中所述的钢还包含钼和钒。所述钢的显微组织基本包括上贝氏体(至少80％)和下贝氏体、马氏体及残余奥氏体。
然而，由于存在钼和钒，这些钢的制造昂贵。
此外，某些汽车部件(例如，保险杠梁和悬架臂)通过结合不同变形模式的成形操作来制造。钢的某些显微组织特性可能非常适合于一种变形模式，却较不适合于另一种模式。部件的特定部分必须具有高伸长屈服强度；其他部分必须对切割边缘的形成具有良好的适合性。这后一种特性使用ISO标准16630:2009中描述的扩孔法来评估。
补救这些缺点的一种类型的钢不包含钼或钒而包含特定量的钛和铌，这后两种元素赋予板预期强度、必需的硬化和预期扩孔率等。
使作为本发明的主题的钢板经历热卷取，因为该操作使得可以使碳化钛析出并且赋予所述板最大硬度等。
然而，已发现对于包含比铁更易氧化的元素(例如，硅、锰、铬和铝)的某些钢，某些板一旦在高温下卷取就显示出表面缺陷。这些缺陷可通过板的后续变形而扩大。为了防止这些缺陷，因此必需通过需要更高成本的附加过程来进行卷材的快速冷却，或者在低温下进行卷取操作，该卷取操作导致钛的析出减少。
因此本发明的一个目的是使得可获得这样的板：在高温下对所述板进行卷取操作不引起上述表面缺陷的形成。
本发明的另一个目的是未涂覆状态或镀锌状态的钢板。所述钢的组成和机械特性必须与连续热浸镀锌工艺的限制和热循环相适应。
本发明的另一个目的是用于制造不需要高轧制力的钢板的方法，所述方法使得可以在宽的厚度范围(例如，1.5mm至4.5mm)内进行制造。
最后，本发明的另一个目的是热轧钢板，其制造成本经济，同时表现出至少在横向于轧制方向的方向上大于680MPa且小于或等于840MPa的屈服强度(yield stress)，780MPa至950MPa的机械强度，大于10％的断裂延伸率，和大于或等于45％的扩孔率(Ac)。
为了这一目的，根据本发明的板的特征基本上在于，以重量百分比表示，其化学组成包含：
0.04％≤C≤0.08％
1.2％≤Mn≤1.9％
0.1％≤Si≤0.3％
0.07％≤Ti≤0.125％
0.05％≤Mo≤0.35％
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.15％<Cr≤0.6％，或者
当0.11％<Mo≤0.35％时，0.10％≤Cr≤0.6％
Nb≤0.045％
0.005％≤Al≤0.1％
0.002％≤N≤0.01％
S≤0.004％
P<0.020％
以及任选的0.001％≤V≤0.2％，
剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成，所述板的显微组织由面积百分比大于70％的粒状贝氏体和面积百分比小于20％的铁素体和(可能存在的)剩余部分组成，所述剩余部分由下贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成，马氏体加残余奥氏体含量之和小于5％。
单独考虑或以任何技术上可能的组合考虑，根据本发明的板还可包括以下任选的特征：
-以重量百分比表示，其化学组成由以下组成：
0.04％≤C≤0.08％
1.2％≤Mn≤1.9％
0.1％≤Si≤0.3％
0.07％≤Ti≤0.125％
0.05％≤Mo≤0.25％
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.16％≤Cr≤0.55％，或者
当0.11％<Mo≤0.25％时，0.10％≤Cr≤0.55％
Nb≤0.045％
0.005％≤Al≤0.1％
0.002％≤N≤0.01％
S≤0.004％
P<0.020％
剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成，
-以重量百分比表示，所述钢的组成包含：
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.27％≤Cr≤0.52％，或者
当0.11％<Mo≤0.25％时，0.10％≤Cr≤0.52％
-以重量百分比表示，所述钢的组成包含：
0.05％≤Mo≤0.18％，以及
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.16％≤Cr≤0.55％，或者
当0.11％<Mo≤0.18％时，0.10％≤Cr≤0.55％
-以重量百分比表示，其化学组成包含：
0.05％≤C≤0.07％
1.4％≤Mn≤1.6％
0.15％≤Si≤0.3％
Nb≤0.04％
0.01％≤Al≤0.07％
-以重量百分比表示，其化学组成包含：
0.040％≤Tieff≤0.095％
其中Tieff＝Ti-3.42×N，
其中Ti为以重量表示的钛含量
并且N为以重量表示的氮含量
-所述钢板是经卷取和酸洗的，卷取操作在525℃至635℃的温度下进行，接着进行酸洗操作，并且分布在经卷取的板的n个氧化区域的氧化区域i内的由氧化引起的表面缺陷的深度满足如下标准，其中i为1至n，并且所述n个氧化区域在观测长度lref上延伸：
-由以下定义的第一最大深度标准：
-Pimax≤8微米
其中Pimax：该经卷取的板的氧化区域i中由氧化引起的缺陷的最大深度；以及
-由以下定义的第二平均深度标准：
-
其中Piavg：氧化区域i内由氧化引起的缺陷的平均深度，以及
li：氧化区域i的长度，
-由氧化引起的缺陷的观测长度lref大于或等于100微米，
-由氧化引起的缺陷的观测长度lref大于或等于500微米，
-将板在3公吨力的最小卷绕张力下以相邻的卷层的方式卷取。
本发明还涉及用于制造热轧钢板的方法，所述热轧钢板在横向于轧制方向的方向上的屈服强度至少大于680MPa且小于或等于840MPa，强度为780MPa至950MPa，并且断裂延伸率大于10％，所述方法的特征在于，以液态金属形式获得由以下元素组成的钢(以重量百分比表示)：
0.04％≤C≤0.08％
1.2％≤Mn≤1.9％
0.1％≤Si≤0.3％
0.07％≤Ti≤0.125％
0.05％≤Mo≤0.35％
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.15％<Cr≤0.6％，或者
当0.11％<Mo≤0.35％时，0.10％≤Cr≤0.6％
Nb≤0.045％
0.005％≤Al≤0.1％
0.002％≤N≤0.01％
S≤0.004％
P<0.020％
以及任选的0.001％≤V≤0.2％
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，
并且进行了真空处理或SiCa处理，因此在后者的情况下，所述组成还包括以重量百分比表示的以下元素：
0.0005％≤Ca≤0.005％，
溶解在液态金属中的钛[Ti]和氮[N]的量满足(％[Ti])×(％[N])<6.10-4％2，所述钢经铸造以获得铸造半成品，将该半成品任选地再加热至1160℃至1300℃的温度，然后，
以如下方式轧制该铸造半成品以获得热轧产品：轧制结束温度为880℃至930℃，倒数第二道次的压下率小于0.25，最后道次的压下率小于0.15，这两个压下率之和小于0.37，并且倒数第二道次的轧制开始温度低于960℃，然后
以20℃/秒至150℃/秒的速率冷却该热轧产品以获得热轧钢板。
单独考虑或以任何技术上可能的组合考虑，根据本发明的方法还可包括以下任选的特征：
-将热轧钢板在525℃至635℃的温度下进行卷取。
-以重量百分比表示，热轧钢板的组成由以下元素组成：
0.04％≤C≤0.08％
1.2％≤Mn≤1.9％
0.1％≤Si≤0.3％
0.07％≤Ti≤0.125％
0.05％≤Mo≤0.25％
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.16％≤Cr≤0.55％，或者
当0.11％<Mo≤0.25％时，0.10％≤Cr≤0.55％
Nb≤0.045％
0.005％≤Al≤0.1％
0.002％≤N≤0.01％
S≤0.004％
P<0.020％
剩余部分由铁和不可避免的杂质组成
-热轧产品的冷却速率为50℃/秒至150℃/秒。
-钢的组成包含以重量表示的以下元素：
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.27％≤Cr≤0.52％，或者
当0.11％<Mo≤0.25％时，0.10％≤Cr≤0.52％
-所述钢的组成包含以重量表示的以下元素：
0.05％≤Mo≤0.18％，并且
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.16％≤Cr≤0.55％，或者
当0.11％<Mo≤0.18％时，0.10％≤Cr≤0.55％
-钢的组成包含以重量表示的以下元素：
0.05％≤C≤0.08％
1.4％≤Mn≤1.6％
0.15％≤Si≤0.3％
Nb≤0.04％
0.01％≤Al≤0.07％
-将板在580℃至严格630℃之间的温度下进行卷取，
-将板在530℃至600℃之间的温度下进行卷取，
对板进行酸洗，然后将经酸洗的板再加热至600℃至750℃的温度，然后以5℃/秒至20℃/秒的速率冷却经再加热的酸洗板，
并且在合适的锌浴中用锌涂覆获得的板。
-将所述板在3公吨力的最小卷绕张力下以相邻的卷层的方式进行卷取。
本发明的其他特征和优点将参照附图通过非限制性实施例从以下描述中显现，在附图中：
-图1是示出具有不同水平的铬和钼的在590℃的温度下卷取的根据本发明的板和现有技术的板的卷材芯中氧化结果的图，
-图2是从横截面观察的板的表面的示意图，考虑到可容许的氧化标准的定义，该图示出在经卷取和酸洗的板上由氧化引起的表面缺陷的分布，
-图3是示出在轧制方向上测量的屈服强度随着根据本发明的板(其钛含量和氮含量变化)的有效钛含量的变化趋势的图，
-图4是示出在横向于轧制方向的方向上屈服强度随着根据本发明的板(其钛水平和氮水平变化)的有效钛含量的变化趋势的图，
-图5是示出在轧制方向上最大拉伸强度随着根据本发明的板(其钛含量和氮含量变化)的有效钛含量的变化趋势的图，
-图6是示出在横向于轧制方向的方向上最大拉伸强度随着本发明的板(其钛含量和氮含量变化)的有效钛含量的变化趋势的图，
-图7是用扫描电子显微镜拍摄的照片，表现了酸洗后板的截面的表面情况，所述表面的组成在本发明的范围以外并且不满足氧化标准，
-图8是用扫描电子显微镜拍摄的照片，表现了满足氧化标准的酸洗后的根据本发明的板的截面的表面情况，
-图9是用扫描电子显微镜拍摄的照片，表现了酸洗后根据本发明的板的截面的表面情况，所述表面的组成不同于图8所示的板并且也不满足氧化标准，以及
-图10是用扫描电子显微镜拍摄的照片，表现了根据本发明的板的显微组织。
本发明人已发现，在高温下特别是高于570℃的温度下卷取的某些板上存在的表面缺陷主要位于卷材的芯部水平。在该区域内，卷层彼此接触并且氧气分压使得只有比铁更易氧化的元素(例如硅、锰和铬)仍可与氧原子接触而氧化。
1个大气压下的铁-氧相图示出，在高温下形成的铁氧化物维氏体(wustite)在超过570℃下不再稳定并在热力学平衡下分解成另外两相：赤铁矿和磁铁矿，该反应的产物之一为氧气。
因此本发明人确定，满足一定条件使得在卷材芯中，由此释放的氧与比铁更易氧化的元素(即，特别是存在于所述板表面上的锰、硅、铬和铝)结合。与基体中均匀扩散相比，最终显微组织的晶界自然地构成这些元素的扩散短路。结果是在晶界水平更显著的氧化并且更深的氧化。
在酸洗操作期间，为了消除氧化皮层，由此形成的氧化物也被除去，为缺陷(不连续)留出基本上垂直于所述板的表层约3μm至5μm的空间。
尽管对于未经历变形的板，这些缺陷不引起任何特定的疲劳性能的劣化，但是当板变形时情况则并非如此，更特别是在位于变形折叠的下表面或内表面中的区域，此处缺陷深度可达25μm。
对于约590℃的卷取温度，这些表面缺陷自然地存在于卷材芯中，在所述卷材芯处板的表面保持经历最长时间的高温(特别是高于570℃)。
因此本发明人发现了这样的板的组成，该组成使得可以避免在酸洗后在卷材芯中的最终显微组织的晶粒水平上形成晶间氧化、在最终显微组织的晶界处发生晶间氧化。
为了这一目的，已经确定板的组成必须包含限定在特定水平内的铬和钼。出乎意料地，本发明人已示出这种类型的板未表现出上述表面缺陷。
根据本发明，所述板中以重量计碳的含量为0.040％至0.08％。此范围的碳含量使得可以同时获得高断裂延伸率和大于780MPa的机械强度Rm。
此外，以重量计碳的最大含量设为0.08％，其使得可以获得大于或等于45％的扩孔率Ac％。
优选地，以重量计碳的含量为0.05％至0.07％。
根据本发明，以重量计锰的含量为1.2％至1.9％。当以此量存在时，锰有助于所述板的强度并限制中心偏析带的形成。其有助于获得大于或等于45％的扩孔率Ac％。优选地，以重量计锰含量为1.4％至1.6％。
0.005％至0.1％的铝含量使得可以确保钢在其制造期间的脱氧。优选地，铝含量为0.01％至0.07％。
在根据本发明的钢板中钛的存在量为以重量计0.07％至0.125％。
可以任选地添加以重量计0.001％至0.2％的量的钒。通过使显微组织细化和碳氮化物的硬化析出可以获得高至250MPa的机械强度增加。
此外，本发明教导了以重量计氮的含量为0.002％至0.01％。尽管氮含量可以极低，但将其极限值设为0.002％以使所述板可以在经济上令人满意的条件下制造。
至于铌，其在所述钢的组成中的含量以重量计小于0.045％。大于以重量计0.045％的含量，奥氏体的再结晶被延迟。由此其组织包含显著分数的细长晶粒，这使得可以实现指定的扩孔率Ac％。优选地，以重量计铌含量小于0.04％。
根据本发明的组成还包含0.10％至0.55％的量的铬。处于该水平的铬含量使得可以改善表面质量。如将在下文中解释的，铬含量连同钼含量来共同限定。
根据本发明，在所述板的化学组成中存在的以重量计的硅含量为0.1％至0.3％。硅使渗碳体的析出延迟。在根据本发明所限定的量中，其以非常小的量(即，区域浓度小于1.5％)并且以非常细的形状析出。该渗碳体更细的形貌使得可以获得大于或等于45％的高扩孔能力。优选地，以重量计的硅含量为0.15％至0.3％。
根据本发明的钢的硫含量不能大于0.004％以限制硫化物，特别是硫化锰的形成。存在于所述钢的组成中的低水平的硫和氮促进其对孔扩张的适合性。
根据本发明的钢的磷含量小于0.020％以促进对孔扩张和可焊接性的适合性。
根据本发明，所述板的组成包含特定浓度的铬和钼。
参照表1至4和图1来解释根据本发明的板的组成中铬含量和钼含量的限制。
表1至4示出所述板的组成和所述板的制造条件对在卷材中间或卷材芯和带材轴(strip axis)处测量的屈服强度、最大拉伸强度、总断裂延伸率、扩孔率和氧化标准的影响，其中在下文中更详细地解释卷材芯和带材轴的这些概念。
在ISO标准16630:2009中如下描述了扩孔法：在通过在板中切割产生孔之后，使用圆锥形工具扩大该孔的边缘。在该操作期间可以观察到扩大期间孔边缘附近的早期损坏，因此该损坏在所述钢中的第二相颗粒上或者在不同显微组织组分之间的界面处开始。
因此，扩孔法由以下组成：测量冲压前孔的初始直径Di，然后测量冲压后所述孔的最终直径Df，在所述孔的边缘上在所述板的厚度处观察到裂纹遍布时进行测量。然后根据下式确定扩孔能力Ac％：
因此Ac使得钢在切孔水平处能够耐受冲压。根据此方法，初始直径为10毫米。
如上所述，本发明的目的是防止晶间氧化的形成，所述晶间氧化的特征为经卷取和酸洗的板的表面上的不连续。
因此，问题在于：获得这些缺陷的深度足够低的表面使得在所述板成形之后，与由该成形引入的这些缺陷相关的局部应力强度因子的增加不威胁所述板的疲劳寿命。
本发明人已示出，必须满足关于在经卷取的板中存在缺陷的两个标准，以获得优异的疲劳性能。更具体地，必须在经历特定条件的卷材的区域内考虑这些标准。所述区域位于卷材芯和带材轴处，其中氧气分压低但足以使比铁更易氧化的元素被氧化。该现象可在将所述板在3公吨力的最小卷取温度下以相邻的卷层的方式进行卷取时观察到。
将卷材芯定义为卷材的长度中末端区域的两侧均被切去后的区域，每个末端区域的长度等于所述卷材总长度的30％。以类似方式将带材轴定义为如下区域：在横向于轧制方向的方向上，位于所述带材的中部的中心，并且宽度等于所述带的宽度的60％。
参照图2，在观测长度lref上对板1的卷材中部和带材轴评估这两个氧化标准。
选择该观测长度使得其为表面情况的代表性特征。将所述观测长度lref设为100微米，但是如果目的是增强氧化标准方面的要求，则可为高达500微米或者甚至更长。
由氧化引起的缺陷2分布在该经卷取的板1的n个氧化区域的氧化区域Oi内，其中i为1至n。各个氧化区域Oi沿长度li延伸，并且如果两个区域Oi、Oi+1被长度为至少3微米的没有任何氧化缺陷的区域分开，则氧化区域Oi被视为区别于相邻区域Oi+1。板1的缺陷2必须满足的第一标准[1]是遵循Pimax≤8微米的最大深度标准，其中Pimax是各个氧化区域Oi上由氧化引起的缺陷2的最大深度。
板1中的缺陷2必须满足的第二标准[2]是平均深度标准，其表示观测长度lref上或多或少大量存在的氧化区域。该第二标准定义为其中Piavg是氧化区域Oi上由氧化引起的缺陷的平均深度。
在表1至4和图1中，将表面氧化结果表示如下：
○无氧化或非常少的氧化：满足标准[1]和[2]
少量氧化：满足标准
●严重氧化：不满足标准
无氧化或非常少的氧化使得可以获得优异的疲劳强度，即使在经历较大变形的部件上也是如此，即，表现出高至39％的塑性变形等效比率，基于主要变形ε1和ε2，在经变形部件的任意点处的等效塑性变形率由以下公式来定义：
表1示出对于不在根据本发明的板的框架内的组成所获得的结果。
表2a示出根据本发明的板的组成，并且表2b示出由表2a中板的组成所获得的结果，其中板旨在未经涂覆并且在590℃的恒温下进行卷取，实施例5除外。
表3示出由根据本发明的板的组成所获得的结果，所述板也旨在未经涂覆并且卷取温度从526℃至625℃变化。
表4示出由根据本发明的板的组成所获得的结果，所述板旨在经镀锌并且卷取温度从535℃至585℃变化。
比较例1和11与表1示出，当铬含量和钼含量不满足本发明的条件时，氧化标准得不到满足。
比较例5、6、7和9示出，存在铬但没有钼，氧化也不满足所述标准。比较例9还示出，添加镍未获得在氧化标准方面令人满意的结果。
相反，比较例4示出，存在钼且具有非常少量的铬，表面氧化不满足预定标准。
最后，比较例2、3、8和11示出，铬和钼各自的含量必须足够。
表2b示出由包含铬和钼的板的组成所获得的结果，铬和钼各自的水平对铬为0.15％至0.55％而对钼为0.05％至0.32％。
表3示出由包含铬和钼的板的组成所获得的结果，铬和钼各自的含量对铬为0.30％至0.32％而对钼为0.15％至0.17％。
表4示出由包含铬和钼的板的组成所获得的结果，铬和钼各自的含量对铬为0.31％至0.32％而对钼为0.15％至0.16％。表2、3和4中的每个实施例均满足上文中定义的氧化标准。
图7示出不满足上文中定义的氧化标准的板9的存在的表面缺陷，并且所述板的组成包含0.3％铬和0.02％钼。
图8和9示出满足所述氧化标准的两个板10、11的表面情况，并且其各自的组成包含：图8中0.3％铬和0.093％钼，以及图9中0.3％铬和0.15％钼。
应当指出，作为表2至4中所示结果的主题的板在3公吨力的最小卷绕张力下以相邻的卷层的方式进行卷取。
图1示出在590℃的卷取温度下由比较例和实施例所获得的实验点。更确切地，实验点3对应于表1中的比较例，实验点4a对应于表2a和2b中表面氧化少的实施例，并且实验点4b对应于表2a和2b中表面氧化为零或非常少的实施例。
应注意，在0.10％钼处两个试验点的准叠加。第一实验点3对应于比较例11，其中精确的铬含量为0.150；而第二实验点4a对应于实施例11，其中精确的铬含量为0.152。
因此，就上述信息而言，本发明教导了，根据本发明的板的组成包含铬和钼，并且当钼含量为0.05％至0.11％时，以重量计铬的含量严格地为大于0.15％且小于或等于0.6％，而当钼含量严格地为大于0.11％且小于或等于0.35％时，以重量计铬的含量为0.10％至0.6％。因此，对于上述铬含量，钼含量为0.05％至0.35％。
优选地，当以重量计钼的含量为0.05％至0.11％时，以重量计铬的含量为0.16％至0.55％，而当以重量计钼的含量为0.11％至0.25％时，以重量计铬的含量为0.10％至0.55％。
甚至更优选地，以重量计铬的含量为0.27％至0.52％，而以重量计钼的含量为0.05％至0.18％。
根据本发明的板的显微组织包含粒状贝氏体。
粒状贝氏体不同于上贝氏体和下贝氏体。此处参考题为Characterization and Quantification of Complex Bainitic Complex Microstructures in High and Ultra-High Strength Steels-Materials Science Forum,Vol.500-501,pp 387-394；November 2005的论文，以用于定义粒状贝氏体。
根据此文，将组成根据本发明的板的显微组织的粒状贝氏体定义为，具有高比例的严重取向混乱的相邻晶粒和晶粒的无规形态。粒状贝氏体的面积百分比大于70％。
此外，铁素体以不超过20％的面积百分比存在。可能的额外量由下贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成，马氏体和残余奥氏体的含量之和小于5％。
图10示出根据本发明的板的显微组织，所述板还包含粒状贝氏体12、马氏体和奥氏体的岛状物13和铁素体14。
根据本发明已确定，对屈服强度和最大拉伸强度要考虑的一个标准是所谓的有效钛。
假设钛的析出以氮化物的形式发生，并且考虑到氮化钛中这两种元素的化学计量比，有效钛Tieff表示很可能以碳化物形式析出的过量钛的量。因此，有效钛根据公式Tieff＝Ti-3.42×N来定义，其中Ti为以重量表示的钛含量，而N为以重量表示的氮含量。
表2至4示出测试的各个组成的有效钛的值。
图3至6分别示出对其中钛含量和氮含量的组合变化的不同组成所获得的弹性极限和最大拉伸强度随着有效钛含量的变化的结果。图3和5示出在所述板的轧制方向上的这些特性，而图4和6示出在横向于所述板的轧制方向的方向上的这些特性。
在图3至6中，由实心圈表示的实验点5、5a对应于钛含量为0.071％至0.076％且氮含量为0.0070％至0.0090％的组成；由实心菱形表示的实验点6、6a对应于钛含量为0.087％至0.091％且氮含量为0.0060％至0.0084％的组成；由实心三角形表示的实验点7、7a对应于钛含量为0.088％至0.092％且氮含量为0.0073％至0.0081％的组成；而由实心正方形表示的实验点8、8a对应于钛含量为0.098％至0.104％且氮含量为0.0048％至0.0070％的组成。
就这些图而言，明显的是必须考虑有效钛。
更具体地，在轧制方向上(图3和5)，屈服强度和最大拉伸强度标准与0.055％至0.095％之间的有效钛含量有关。在轧制方向的横向方向上(图4和6)，屈服强度和最大拉伸强度特性与0.040％至0.070％之间的有效钛含量有关。
因此本发明教导了，所述组成可含0.040％至0.095％，优选0.055％至0.070％的有效钛含量，其中所述标准同时考虑了在轧制方向上和横向于轧制方向的方向上。
考虑有效钛所提供的优点特别在于，能够对高氮含量进行利用从而避免对氮含量的限制，这是加工所述板的制约因素。
用于如上限定的钢板的制造方法包括以下步骤：
以液态金属形式提供以重量百分比表示的具有下述组成的钢：
0.04％≤C≤0.08％
1.2％≤Mn≤1.9％
0.1％≤Si≤0.3％
0.07％≤Ti≤0.125％
0.05％≤Mo≤0.35％
当0.05％≤Mo≤0.11％时，0.15％<Cr≤0.6％，或者
当0.11％<Mo≤0.35％时，0.10％≤Cr≤0.6％
Nb≤0.045％
0.005％≤Al≤0.1％
0.002％≤N≤0.01％
S≤0.004％
P<0.020
以及任选的0.001％≤V≤0.2％
剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。
向包含溶解有氮含量[N]的液态金属中添加钛[Ti]，使得溶解在所述液态金属中的钛[Ti]和氮[N]的量满足％[Ti]％[N]<6.10-4％2。
然后使所述液态金属经历真空处理或硅钙(SiCa)处理，在该情况下本发明教导了，所述组成还包含以重量计0.0005≤Ca≤0.005％的含量。
在这些条件下，在液态金属中氮化钛不过早地析出为粗的形状，其效果将会降低扩孔性。钛的析出在低温下以均匀分布的细的碳氮化物形式发生。该细的析出物有助于显微组织的硬化和细化。
然后对所述钢进行铸造，优选通过连铸以获得铸造半成品。非常优选地，所述铸造可在以相反方向旋转的圆柱体之间进行，以获得薄板坯或薄带坯形式的铸造半成品。这些铸造方法导致析出的尺寸减小，这有利于以最终状态获得的产品中的孔扩张。
然后将所得半成品再加热至1160℃至1300℃的温度。低于1160℃，无法达到780MPa的特定机械拉伸强度。自然地，在直接铸造薄板坯的情况下，在高于1160℃下开始半成品的热轧步骤可在铸造后立即进行，即，不将半成品冷却至环境温度，并因此不需进行再加热步骤。然后如下对该铸造半成品进行热轧以获得热轧产品：轧制结束温度为880℃至930℃，倒数第二道次的压下率小于0.25，最后道次的压下率小于0.15，这两个压下率之和小于0.37，并且倒数第二道次的轧制开始温度小于960℃。
因此在最后两个道次期间，轧制在低于非再结晶温度的温度下进行，这防止了奥氏体再结晶。指定该必要条件以避免引起在这最后两个道次期间奥氏体的过度变形。
这些条件使得可以产生可满足对于扩孔率Ac％的要求的大多数等轴晶粒。
在轧制之后，以20℃/秒至150℃/秒，优选50℃/秒至150℃/秒的速率冷却所述热轧产品以获得热轧钢板。
最后，在525℃至635℃的温度下卷取所获得的板。
参照表2和3，在制造未经涂覆的板的情况下，卷取温度将为525℃至635℃以使析出更致密并实现最大可能的硬化，这使得在纵向和横向上可以达到大于780MPa的机械拉伸强度。根据这些表中所示的结果，这些卷取温度使得可以获得满足氧化标准的板。
参照表3，应注意，卷取温度的增加(实施例26和28)导致了在较低卷取温度下不存在的由氧化引起的缺陷。尽管如此，根据本发明的板的组成使得在考虑氧化标准的同时，可以在高温下卷取所述板。
参照表4在制造旨在经历镀锌操作的板的情况下，不考虑在轧制方向上或横向方向上的特性的期望方向，并且为了补偿在与镀锌操作相关的再加热处理期间发生的额外析出，卷取温度将为530℃至600℃。根据该表中示出的结果，这些卷取温度使得可以获得满足氧化标准的板。
在后者情况下，然后根据公知的常规技术对经卷取的板进行酸洗，然后再加热至550℃至750℃的温度。然后以5℃每秒至20℃每秒的速率冷却所述板，然后在合适的锌浴中用锌涂覆。
根据本发明的所有钢板在倒数第二轧制道次中以小于0.15的压下率进行轧制，并且在最后轧制道次中以小于0.07的压下率进行轧制，由此这两个道次期间累积变形小于0.37。因此在热轧结束时，获得变形较少的奥氏体。
因此，本发明使得可以得到钢板，所述钢板具有高机械拉伸特性，并且对通过冲压成形具有良好的适合性。考虑到冲压之后表面缺陷的最小化或不存在表面缺陷，由这些板制造的冲压部件具有高疲劳强度。
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