高强度多相钢和用于由这种多相钢制造钢带的方法与流程
本发明涉及一种根据权利要求1前序部分所述的特别是用于车辆轻型结构的带有双相微结构或复相微结构以及少量奥氏体的高强度多相钢，其具有改善的制造特性，且在后续处理时具有突出的材料特性。有利的改进是从属权利要求2～24的主题。
本发明还涉及一种根据权利要求25所述的用于由这种钢制造钢带的方法以及一种根据权利要求38所述的采用该方法制得的钢带。
本发明尤其涉及用于制造下述构件的钢，所述钢在非淬火状态下的抗拉强度至少在980mpa的区域内，这些构件具有比如在扩孔方面改善的可成型性以及具有改善的接合性能比如焊接特性。
背景技术：
激烈竞争的汽车市场不断地迫使制造商寻找解决方案，以降低车队燃油消耗和co2-废气排放，同时保持最大程度的舒适性和乘客保护。在这里，一方面，减轻全部车辆组件的重量起到关键作用，但另一方面，在工作中以及在碰撞情况下，在高的静态和动态负荷时各个零件的尽量有益的特性也起到关键作用。
钢铁供应商通过提供高强度钢来考虑到所提出的上述任务。另外，通过提供具有较小钢板厚度的高强度钢，可以减轻车辆组件的重量，且零件性能相同，甚至可能有所改善。
除了所要求的减轻重量外，这些新开发的钢还必须满足有关屈服强度、抗拉强度和断裂伸长率以及烘烤-硬化-指数的高材料要求，以及对韧性、耐边缘开裂性、改善的弯曲角度和弯曲半径、能量吸收及关于加工硬化效果和烘烤-硬化-效果的规定的固化的高的零件要求。
还必须保证良好的加工性。这既涉及到汽车制造商的工艺，例如冲压和成型、可选的热调质和随后的可选回火、焊接和/或表面后处理如磷化和ktl-喷漆，又涉及到原材料供应商的制造工艺，例如通过金属的或有机的涂层进行表面调处。
也日益要求改善连接特性，其形式例如为更好的通常的焊接性，如在电阻点焊时更大的可用的焊接区域，在机械应力下改善的焊缝失效特性(断裂模式)，以及对延迟的氢脆性(即延迟的无断裂)的足够抵抗力。这同样适用于在管路制造中高强度钢焊接特性，例如采用高频感应焊接工艺(hfi)来制造这些管路。
扩孔能力是一种材料特性，它描述了材料在成型操作时在靠近边缘的区域中例如在拉环时抵抗裂纹产生和裂纹扩展的能力。
扩孔试验例如在iso16630中进行了规范性规定。然后，使用芯轴把预制的例如在钢板中冲制成的孔扩大。测量参数是参照初始直径的孔直径变化，其中，在孔的边缘出现穿过钢板的第一个裂纹。
改进的耐边缘开裂性意味着提高了钢板边缘的成型能力，并且可以通过提高的扩孔能力来描述。这一事实的已知同义词是“低边缘裂纹”(lec)或“高孔扩展”(hhe)下以及
弯曲角度描述了一种材料特性，该特性给出了在具有主要弯曲分量的成型操作中(例如在折叠时)或者也在碰撞载荷下的材料性能结论。增大的弯曲角度因此提高了乘客舱的安全性。
对弯曲角(α)的确定例如通过vda238-100中的小板弯曲试验予以规范性规定。
上述特性对于具有非常复杂的形状的零件很重要。
改善的可焊接性公知地尤其通过降低碳当量来实现。
其同义词比如是“欠包晶的”(up)或已知的“低碳当量”(lce)。在此，碳含量通常小于0.120％(重量)。
此外，在碳当量降低的低碳钢的情况下，可以通过与微合金元素的透明合金化来改善焊缝的失效特性或断裂模式。
高强度零件必须相对于氢具有抗材料脆性的足够抵抗力。
在sep1970中规定了用于汽车制造的高级高强度钢(ahss)对与生产相关的氢致脆性断裂的抵抗力检查，并通过弯钩试验和孔拉伸试验进行了测试。
在汽车制造中日益采用由铁素体基本组织构成的双相钢，在该基本组织中嵌入了马氏体第二相。已表明，在低碳微合金钢的情况下，诸如贝氏体和残余奥氏体的其他相的部分例如有利地影响到扩孔特性、弯曲特性和氢致脆性断裂特性。贝氏体在此可以以不同的形式存在，例如上贝氏体和下贝氏体。
双相钢的独特的加工特性是众所周知的，如非常低的屈服强度比，且同时非常高的抗拉强度，明显的冷作硬化和良好的冷成型性。
对钢材所要求的特性组合最终形成了各种特性的特定于零件的折衷。但是，随着零件几何形状的日益复杂，这些特性通常已不再足够。
在汽车制造中也日益采用多相钢，如具有不同组织成分的复杂相钢、铁素体-贝氏体钢、贝氏体钢以及马氏体钢。根据en10346，复相钢是如下钢，其在铁素体/贝氏体基本组织中包含少量的马氏体、残余奥氏体和/或珠光体，其中，由于延迟的重结晶或微合金元素的析出而引起明显的晶粒细化。
与双相钢相比，这些复相钢具有更高的屈服强度、更大的屈服强度比、更少的冷作硬化和更高的扩孔能力。
根据en10346，铁素体-贝氏体钢是如下钢，其在由铁素体和/或固化的铁素体构成的基质中包含贝氏体或固化的贝氏体。基质的强度是由高的位错密度、晶粒细化和微合金元素的析出引起的。
根据en10346，双相钢是具有铁素体基本组织的钢，在该基本组织中以岛的形式嵌入马氏体第二相，有时也具有贝氏体的一些部分作为第二相。在高抗拉强度情况下，双相钢显示出低的屈服强度比和明显的冷作硬化。
根据en10346，trip-钢是主要具有铁素体基本组织的钢，在该基本组织中嵌入了贝氏体和残余奥氏体，其在成型期间会转变为马氏体(trip效应)。由于其明显的冷作硬化，所述钢实现了高的均匀伸长率和抗拉强度值。结合烘烤-硬化-效果，可实现高的零件强度。这些钢适既适合于拉伸，又适合于深冲。但是，在材料成型时，需要较高的金属板固定力和压力。必须考虑相对较强的回弹。
具有单相组织的高强度钢例如包括贝氏体钢和马氏体钢。
根据en10346，贝氏体钢是如下钢，其特点是在用于冷成型工艺的延伸率足够高的情况下非常高的屈服强度和抗拉强度。由于化学成分，产生了良好的可焊接性。该组织通常由贝氏体构成。该组织中有时可以包含少量其他相，例如马氏体和铁素体。
根据en10346，马氏体钢是如下钢，其通过热机械轧制在马氏体基本组织中包含少量铁素体和/或贝氏体。该钢种的特点是在用于冷成型工艺的延伸率足够高的情况下非常高的屈服强度和抗拉强度。在多相钢组内，马氏体钢具有最高的抗拉强度值。深冲的倾向受到限制。马氏体钢主要适用于弯曲成型工艺，如辊压成型。
根据en10083，调质钢是如下钢，其通过调质(硬化和回火)而得到高抗拉强度和疲劳强度。如果在硬化时借助空气的冷却导致贝氏体或马氏体，则该工艺称为“空气硬化”。通过在硬化后进行的回火，可以有针对性地影响强度/韧性比。
这些钢目前用于结构零件、底盘零件和与碰撞有关的零件以及柔性冷轧带钢。
这种量身定制的轻型轧制薄板技术
然而，对于明显变化的板材厚度，使用当前已知的合金和可用的连续退火设备，不可能无限制地生产具有多相组织的
如果要产生薄钢板，则出于经济原因，通常在连续退火工艺中对冷轧钢带进行重结晶退火，以形成容易成型的薄钢板。
依据合金组分和钢带横截面，根据所要求的机械技术特性和为此所需的组织，设置工艺参数，例如通过速度、退火温度和冷却速度。
上述特性例如因钢成分、热轧时的工艺参数、酸洗时的工艺参数(例如拉伸弯曲矫直)和冷轧时的工艺参数而在连续退火之前就已经受到显著影响。
钢的成分通过定义最小和最大范围的分析规定予以确定。
根据要产生的多相钢而定，确定热轧的工艺参数，例如标准-板坯厚度、板坯铺设时间、板坯出炉温度、粗轧带钢轧制时的道次表、标准-粗轧带钢厚度、带钢热轧机的入口温度、热轧时的道次表、最终轧制温度、热轧带钢的冷却方式、卷取温度。
酸洗时，可选的拉伸弯曲矫直(拉伸)影响后续的工艺步骤。
在冷轧的情况下，在把订单实施为技术规范(工艺参数)时，就已经通过标准-冷轧度来确定用于表示冷轧厚度的热轧带钢厚度。
在热轧过程中粗轧带钢的厚度描述了在进入多机架带钢热轧机中之前的初始厚度，其中，粗轧带钢可逆地在多个道次(过程)中由具有规定的标准厚度的板坯制成。
典型的板坯厚度在250mm和300mm之间(标准250mm，此处进一步考虑)，对于多相钢，粗轧带钢厚度通常在40mm～60mm之间变动。
用于随后的热轧的粗轧带钢厚度通常相对恒定，根据材料组分而定，例如为45mm(此处称为标准)。
低于或高于它的值引起变化的热轧带钢工艺特征值，例如抗拉强度和屈服强度，其由此又影响冷轧时的后续成型，如冷作硬化特性。
为了达到标准所要求的最终的薄钢板工艺特征值，在连续退火处理时按照现有技术确定出取决于材料的粗轧带钢厚度，以确保正常的重结晶。对于经典钢，低于或超过会影响最终工艺特征值，以至于可能发生明显的批次波动(偏差范围)。
冷轧时的轧制度(冷轧度)描述了热轧带钢初始厚度和冷轧带钢最终厚度的差与热轧带钢初始厚度的百分比率。
冷轧度通常相对恒定，对于厚度超过2mm的较厚的冷轧带钢，其冷轧度至多约为40％；对于厚度最多为1mm的冷轧带钢，其冷轧度至多约为60％。
为了达到标准所要求的工艺特征值，在连续退火处理时按照现有技术平均需要约50％的冷轧度，以确保正常的重结晶。对于经典钢，低于或超过会导致波动的工艺特征值，如
为了在连续退火过程之后获得细晶粒组织，已知根据重结晶温度来设定最小的冷轧度，以便为重结晶退火设定相应的位错密度。
如果冷轧度太低(甚至在局部区域内)，则不能克服重结晶的临界阈值，从而不能获得细晶粒的且相对均匀的组织。由于冷轧带钢中不同的晶粒尺寸，即使在重结晶后也会在最终组织中产生不同的晶粒尺寸，这会导致特征值的波动。不同尺寸的晶粒在冷却时会从烤箱温度转变为不同的相成分，并导致进一步的不均匀性。
为了获得分别要求的组织，将冷轧带钢在连续退火炉中加热至如下温度，在该温度在冷却期间发生所要求的组织形成(例如双相组织或复相组织)。
如果由于高的防腐要求而要对冷轧带钢的表面进行热浸镀锌，则通常在连续的热浸镀锌设备中进行退火处理，其中热处理或退火和随后的镀锌是在连续过程中进行的。
当使用例如由ep2028282a1和ep2031081a1中已知的合金方案对热轧的或冷轧的钢带进行连续退火时，对于最小抗拉强度约为980mpa的高强度双相钢，存在如下问题：仅存在用于退火参数的很小的处理窗口。因而在最小的横截面变化(厚度、宽度)情况下就已经需要调整过程参数，以实现均匀的机械特性。
对于扩展的处理窗口，在相同的处理参数情况下，即使待退火的带钢的横截面变化较大，也能实现所需的带钢特性。
除了柔性轧制的带钢—其沿着带钢长度具有不同的钢板厚度—之外，这尤其也涉及到具有不同厚度和/或不同宽度的必须相继地退火的带钢。
恰恰是在从一个带钢到另一个带钢的过渡区域中具有不同的厚度时，难以实现均匀的温度分布。对于具有过小的处理窗口的合金组分，在连续退火时，这可能例如导致较薄的带钢经过炉子的速度太慢，从而降低了生产率，或者导致较厚的带钢经过炉子的速度太快，并且无法达到用于所希望的组织的所需的退火温度。结果是增加了废品量。
因此，对于具有相对恒定的冷轧度的材料而言，决定性的处理参数是连续退火时的速度设定，因为相变取决于温度和时间。因而在连续退火时的温度和时间曲线中的变化情况下，钢对机械特性的均匀性越不敏感，处理窗口就越大。
为了产生负荷优化的零件，所述零件由冷轧带钢构成，但也可以由热轧带钢构成，在退火处理具有太小或太大的粗轧带钢厚度或者具有过低或过高的冷轧度的冷轧带钢时，以及在退火处理具有沿着带钢长度变化的钢板厚度的带钢时，处理窗口过窄的问题变得尤为严重。
例如在de10037867a1中描述了一种用于制造沿着带钢长度上具有不同厚度的钢带的方法。
当将已知的合金方案用于多相钢组时，由于狭窄的处理窗口，在对不同厚度的带钢进行连续退火时就已经难以在带钢的整个带钢长度上实现均匀的机械特性。此外，复相钢比双相钢具有更窄的处理窗口。
采用已知的合金方案在连续退火时实际上无法实现设定具有可变的粗轧带钢厚度或可变的冷轧度的不同冷轧带钢的相对均匀的机械工艺特性。重结晶退火所需的冷轧度导致在整个工艺链中非常明显地限制了材料产生的灵活性。最终的冷轧带钢厚度已经确定了热轧带钢的厚度，因而确定了热轧带钢的生产参数。
对于由已知成分的多相钢构成的柔性轧制的冷轧带钢，由于处理窗口太小，板厚较小的区域在冷却时由于转换过程而要么具有因马氏体比例过大所致的太大的强度，要么板厚较大的区域实现因马氏体比例过小所致的太小的强度。采用已知的合金方案在连续退火时实际上无法沿着钢带长度或宽度实现均匀的机械工艺特性。
用于多相钢的已知合金方案的特征在于处理窗口太窄，因此特别不适合于制造具有变化的粗轧带钢厚度和变化的冷轧度的冷轧带钢以及ys不适合于柔性轧制的带钢。
由公开文献de102012002079a1已知一种最小抗拉强度为950mpa的高强度多相钢，其虽然已经具有用于热轧带钢或冷轧带钢的连续退火的非常宽的处理窗口，但是已经表明，采用唯一的热轧带钢厚度(主热轧带钢厚度)在实现均匀的材料特性情况下利用这种钢同样既不能实现变化的粗轧带钢厚度，又不能实现变化的冷轧度。
由公开文献de102015111177a1已知一种最小抗拉强度为980mpa的高强度多相钢，该钢已经具有用于热轧带钢或冷轧带钢的连续退火的非常宽的处理窗口，以及可以例如采用唯一的热轧带钢厚度(主热轧带钢厚度)在实现变化的冷轧度情况下实现具有不同厚度和均匀的材料特性的连续退火的冷轧带钢。
由公开文献de102014017274a1已知一种高强度的可空气硬化的多相钢，其在非空气硬化状态下的最小抗拉强度为950mpa，其虽然已经具有用于热轧带钢或冷轧带钢的连续退火的非常宽的处理窗口，以及可以例如采用唯一的热轧带钢厚度(主热轧带钢厚度)在实现变化的冷轧度情况下实现具有不同厚度和均匀的材料特性的连续退火的冷轧带钢，并且适用于后续的空气硬化工艺。
通过对组织组成部分的体积份额的受控调节来在带钢宽度和带钢长度的狭窄范围内实现所导致的机械工艺特性的目标是当务之急，只有通过扩大处理窗口才能实现。已知的合金方案的特征在于处理窗口过窄，因此特别是在柔性轧制的带钢情况下不适合解决当前的问题。利用已知的合金方案，当前只能生产一个强度等级的具有规定的横截面范围(带钢厚度和带钢宽度)的钢，因此对于不同的强度等级和/或横截面范围需要改变的合金方案。
在钢铁生产中，存在减少碳当量以实现改进的冷加工(冷轧、冷成型)以及更好的使用特性的趋势。
但是，焊接适用性—其特征尤其是碳当量—也是一个重要的评估参数。
例如，在以下碳当量中考虑独特的标准元素，例如碳和锰以及铬或钼和钒(含量以重量％计)：
cev(iiw)＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5
cet＝c+(mn+mo)/10+(cr+cu)/20+ni/40
pcm＝c+(mn+cu+cr)/20+ni/60+mo/15+v/10+5b。
在现有技术中还通过提高碳和/或硅和/或锰的量来实现强度的提高，以及通过组织调节和混合晶体固化(混合晶体硬化)来实现强度的提高。
然而，由于上述元素的量增加，材料加工特性例如在焊接、成型和热浸镀时恶化。
然而，在钢铁生产中，存在降低碳和/或锰含量以实现改进的冷加工以及更好的使用性能的趋势。
一个例子是扩孔测试，用于描述和量化边缘裂纹行为。通过相应优化的钢种调整，钢用户期望获得比标准材料更高的值。但是，以碳当量为特征的焊接适用性也继续成为焦点。
汽车行业对钢种的需求日益增长，根据应用情况，在屈服强度(re)或屈服点(rp0.2)与抗拉强度之比方面存在明显不同的要求。这导致钢的开发在规范的抗拉强度间隔情况下具有相当大的屈服点间隔。
低屈服强度比(re/rm)通常用于双相钢，并且主要用于拉伸和深冲过程中的可成型性。
比如对于复相钢来说，较高的屈服强度比(re/rm)是常见的，其特征还在于抗边缘裂纹的抵抗力。这可以归因于各个组织组成部分的强度的较小差异，这对切割边缘区域中的均匀变形具有有利的影响。
用于获得最低抗拉强度为980mpa的多相钢的分析前景非常多样化，并且对于增加强度的元素碳、锰、磷、铝以及铬和/或钼，以及在单独地或组合地添加微合金中，以及在材料表征方面的特殊特性例如扩孔和降低的碳当量等中，表明合金范围非常大。
尺寸范围宽，其处于0.50～3.00mm的厚度范围内，其中，0.80～2.10mm的定量范围是至关重要的。
可考虑在0.50以下和3.00mm以上的厚度范围。
总之，已知钢种存在的问题是，在连续退火后为了完全重结晶在冷轧时所需的最小轧制度方面，在热轧后为了产生主热轧带钢厚度在给定的粗轧带钢厚度情况下，在要实现的不同冷轧带钢厚度方面不再存在制造灵活性(见图1，于是需要工艺步骤6、8和9)。特别地，由于处理窗口太小，无法在主热轧带钢厚度恒定时在所产生的冷轧带上具有相仿的材料特性情况下产生不同的冷轧带钢厚度。另外，为了产生规定的恒定的主热轧带钢厚度，设定恒定的粗轧带钢厚度额外地限制了制造灵活性。
技术实现要素：
因此，本发明的目的是，提出一种用于高强度多相钢的新合金方案、一种用来由该高强度多相钢制造钢带的方法和一种采用该方法制造的钢带，借此可以扩大用于冷轧带钢的连续退火的处理窗口，从而可以由不同的粗轧带钢厚度、设定的热轧带钢厚度(主热轧带钢厚度)产生不同的冷轧带钢厚度，或者由不同的热轧带钢厚度可以产生冷轧带钢厚度(主冷轧带钢厚度)。另外，要能够在热轧之前使用可变的粗轧带钢厚度，而不是恒定的粗轧带钢厚度。
在此，应实现尽可能均匀的冷轧带钢-材料特性，而无关于设定的粗轧带钢厚度和设定的冷轧度。
此外，应扩大用于冷轧至最终厚度的钢带的退火特别是连续退火的处理窗口，从而除了可以产生具有不同横截面(横截面跳变)的钢带外，也可以产生其厚度沿着钢带长度和必要时沿着钢带宽度变化的钢带
根据本发明的教导，该目的通过一种最小抗拉强度为980mpa的高强度多相钢来实现，其具有按重量百分比计的如下含量：
剩余的为铁，包括通常与钢有关的因熔化所致的杂质，其中，在对由这种钢构成的冷轧钢带退火特别是连续退火时尽量宽的处理窗口方面，mn-si+cr的总含量为≥1.750％(重量)～≤2.250％(重量)。
从数学上讲，这意味着将mn和cr的含量相加，然后从si中减去，由此获得的总和(结果)应大于等于1.750且小于等于2.250％(重量)。其他相应的总含量情况类似。
采用根据本发明的合金方案，在窄的范围内可靠地实现了在热轧之前具有变化的粗轧带钢厚度以及在冷轧时具有变化的冷轧度的冷轧带材的机械-工艺特性。通过变化的粗轧带钢厚度可以对冷轧过程产生积极影响，其方式为，进行冷轧前对热轧带钢的软退火、双冷轧、在下一个冷轧步骤之前对冷轧带钢的软退火这些步骤，而对上述主热轧带钢厚度或主冷轧带钢厚度的制造并无不利后果。
决定性的是所选取的范围狭窄的合金组分，重点是有限的且与冷轧带钢厚度相关的铬含量，已表明，这种铬含量对于针对不同的粗轧带钢厚度以及不同的冷轧度来产生均匀的材料特性非常有利。另外，通过受控地调节组织相的体积份额，将在带钢宽度和带钢长度的较窄范围内实现可获得的机械-工艺特性。
此外，按照先前的制造理论，最终的冷轧带钢厚度(最终厚度)决定了必要的热轧带钢厚度，且需要标准-粗轧带钢厚度；可以放弃这种制造理论，具体为，对于不同的冷轧带钢厚度，需要选择的是粗轧带钢厚度，且仅还需要选择主热轧带钢厚度。然而同样有利的是，可以类似地由不同的热轧带钢厚度产生待实现的冷轧带钢厚度。这在很大程度上增加了生产的灵活性，并且还降低了生产成本。
由此可以在板坯状态下由多相钢产生粗轧带钢，然后以待实现的热轧带钢最终厚度对其进行热轧。
也可行的是，由预先确定的例如250mm的板坯厚度和预先选择的具有确定的但可变的厚度的粗轧带钢，以72％～87％的轧制度和待实现的最终厚度来热轧具有相同厚度的热轧带钢。
由此可以有利地对于不同厚度的钢带在连续退火时，通过在热处理过程中调整设备经过速度来调节带钢的相仿的组织状态和机械特征值。
与已知的钢相比，根据本发明的钢还提供了显著扩大处理窗口的优点。由此可以在对具有多相组织的冷轧带钢进行连续退火时产生提高的工艺可靠性。由此，对于连续退火的冷轧带钢，在带钢具有变化的冷轧度时，以及在带钢中或两个带钢的过渡区域中，即使在横截面不同而其它工艺参数相同的情况下，也可以保证均匀的机械-工艺特性。
根据本发明，可以由本发明的多相钢制得钢带，其中，由多相钢制造热轧带钢，由热轧带钢冷轧出具有待实现的最终厚度的钢带，然后对该钢带进行退火，特别是连续退火。
多相钢的特性使得可以从变化的粗轧带钢厚度、选定的具有一定厚度的主热轧带钢或选定的具有不同厚度的热轧带钢，在10％～70％的冷轧度的宽广范围内，冷轧出具有要实现的最终厚度的钢带。
在此按照本发明，根据冷轧带钢的要实现的最终厚度，选择多相钢的化学组成。因此可行的是，在待实现的冷轧带钢的可选厚度等级内，由具有一定厚度的主热轧带钢形成具有一个或多个最终厚度的相应的冷轧带钢，但也可以由不同的热轧带钢厚度形成具有一致厚度的主冷轧带钢。
为了实现均匀的机械特性，已表明有利的是，将钢带冷轧至0.50～3.00mm的最终厚度，并且根据要达到的最终厚度，即使使用变化的粗轧带钢厚度，事先如下选择多相钢的化学组分。
关于使用变化的粗轧带钢厚度，已表明特别有利的是，根据冷轧带钢的要达到的最终厚度，如此地选择mn-si+cr的总含量：
最终厚度为0.50mm～1.00mm(含)：
mn-si+cr的总和≥1.750％(重量)～≤2.030％(重量)，
最终厚度为1.00mm～2.00mm(含)：
mn-si+cr的总和≥1.940％(重量)～≤2.110％(重量)
最终厚度为2.00mm～3.00mm(含)：
mn-si+cr的总和≥2.020％(重量)～≤2.220％(重量)。
此外已表明有利的是，根据冷轧带钢的要达到的最终厚度，如下选择mn-si+cr+mo的总含量：
最终厚度为0.50mm～1.00mm(含)：
mn-si+cr+mo的总和≥1.950％(重量)～≤2.280％(重量)，
最终厚度为1.00mm～2.00mm(含)：
mn-si+cr+mo的总和≥2.140％(重量)～≤2.360％(重量)
最终厚度为2.00mm～3.00mm(含)：
mn-si+cr+mo的总和≥2.220％(重量)～≤2.470％(重量)。
因此，钢带的要达到的最终厚度与由多相钢制造的粗轧带钢或热轧带钢的合金组分有关。
此外已表明有利的是，根据冷轧带钢的要达到的最终厚度，如下选择碳当量cev(iiw)：
最终厚度为0.50mm～1.00mm(含)：
c-含量≤0.100％(重量)，且碳当量cev(iiw)≤0.62％，
最终厚度为1.00mm～2.00mm(含)：
c-含量≤0.105％(重量)，且碳当量cev(iiw)≤0.64％，
最终厚度为2.00mm～3.00mm(含)：
c-含量≤0.115％(重量)，且碳当量cev(iiw)≤0.66％。
也已表明有利的是，根据冷轧带钢的要达到的最终厚度，如下选择mn-含量：
最终厚度0.50mm～1.00mm(含)：
mn-含量≥1.900％(重量)～≤2.200％(重量)，
最终厚度为1.00mm～2.00mm(含)：
mn-含量≥2.050％(重量)～≤2.250％(重量)，
最终厚度为2.00mm～3.00mm(含)：
mn-含量≥2.100％(重量)～≤2.350％(重量)。
在采用变化的粗轧带钢厚度方面已表明特别有利的是，根据冷轧带钢的要达到的最终厚度，如下选择cr-含量和碳当量cev(iiw)：
最终厚度为0.50mm～1.00mm(含)：
cr-含量≥0.260％(重量)～≤0.330％(重量)，碳当量cev(iiw)≤0.62％，
最终厚度为1.00mm～2.00mm(含)：
cr-含量≥0.290％(重量)～≤0.360％(重量)，碳当量cev(iiw)≤0.64％，
最终厚度为2.00mm～3.00mm(含)：
cr-含量≥0.320％(重量)～≤0.370％(重量)，碳当量cev(iiw)≤0.66％。
这适用于对具有不同的带钢横截面的相继的带钢的连续退火，以及适用于沿带钢长度或带钢宽度具有变化的板厚的带钢。例如，由此可以处理具有变化的冷轧度的冷轧带钢。
如果根据本发明，在连续退火过程中形成的高强度的冷轧带钢由具有变化的板厚的多相钢产生，则可以有利地通过成型技术由这种材料来制造负荷优化的构件。
在平整的和非平整的以及热处理的状态下(过老化)以及在拉伸的和非拉伸的状态下(拉伸弯曲矫直)，所产生的材料可以通过热浸镀锌线或纯连续退火设备作为冷轧带钢产生。
同时存在如下可行性，通过专门改变工艺参数来调节组织份额，从而可以产生不同强度等级的钢，例如屈服强度在550mpa和950mpa之间，以及抗拉强度在980mpa和1140mpa之间的钢。
可利用根据本发明的合金组分，通过在ac1和ac3之间的临界退火，或者在ac3上进行奥氏体退火并随后进行受控冷却，来产生钢带，该冷却导致了双相组织或多相组织。
已经证明大约700～950℃的退火温度是有利的。根据本发明，取决于整个过程(仅连续退火或附加地具有热浸镀)，有不同的热处理方法。
对于没有后续热浸镀的连续退火设备，把冷轧至最终厚度的钢带从退火温度以约15～100℃/s的冷却速度冷却至约160～250℃的中间温度。可选地，可以预先以约15～100℃/s的冷却速度冷却至先前的300～500℃的中间温度。最后以大约2～30℃/s的冷却速度冷却至室温(参见方法1，图8a)。替代地，可以以约15～100℃/s的冷却速度从300～500℃的中间温度冷却到室温。
在热浸镀的范畴内进行热处理时，有两种温度控制方案。如上所述，在进入到熔池中之前暂停冷却，并且在从该池离开之后才继续冷却，直到达到约200～250℃的中间温度。取决于熔池温度，在此产生熔池中的保持温度为约400～470℃。再以大约2～30℃/s的冷却速度冷却至室温(参见方法2，图8b)。
热浸镀时温度控制的第二种变型方案包括，在大约200～350℃的中间温度情况下将温度保持大约1～20s，然后再加热至大约400～470℃的热浸镀所需的温度。表面处理之后，将带钢再冷却至约200～250℃。再以大约2～30℃/s的冷却速度冷却至室温(参见方法3，图8c)。
对于已知的双相钢，除了碳之外，锰、铬和硅也负责奥氏体向马氏体的转变。在规定的范围内加入的元素碳、硅、锰、氮、钼和铬以及铌、钛和硼的根据本发明的组合，才在狭窄的范围内一方面确保所需的机械特性，例如980mpa的最低抗拉强度，并同时明显拓宽了连续退火期间的处理窗口。
该材料的特点还有，通过添加重量百分比增加的锰，铁素体区域变得时间更长，冷却过程中温度更低，碳、铬、钼以及硼元素也具有相似的作用。在此，通过提高贝氏体份额，根据处理参数而定，铁素体的份额或多或少地减少。
通过设定≤0.115％(重量)的低碳含量，可以减少碳当量，这改善了焊接适用性，并避免了焊接时的过度硬化点。在电阻点焊时，还可以大大提高电极的使用寿命。
下文详细地描述了在根据本发明的合金中的元素的作用。伴生元素是不可避免的，且在需要时在分析方案中考虑它们的作用。
伴生元素是铁矿石中已经存在的元素或者由于制造而进入钢中的元素。由于它们的主要是负面的影响，因此它们通常是不希望的。将试图将其去除到可容忍的含量或将其转换为无害的形式。
氢(h)是唯一可以扩散通过铁晶格而不产生晶格应力的元素。这导致铁晶格中的氢可相对移动，并且在钢的加工过程中可以相对容易地被吸收。氢在此只能以原子(离子)形式吸收到铁晶格中。
氢具有很强的脆性，并且优选扩散到在能量上有利的位置(缺陷、晶界等)。在此，缺陷充当氢陷阱，且可以显著地增加氢停留在材料中的时间长度。
通过再组合成分子氢，可以产生冷裂纹。这种现象在氢脆化时或氢引起的应力裂缝腐蚀时会发生。同样在延迟断裂即所谓的“delayed-fracture”情况下，氢经常被称为触发原因，延迟断裂是在没有外部应力的情况下发生的。因此，钢中的氢含量应尽可能低。
由于前述原因，根据本发明的钢中的氢含量限制为≤0.0010％(重量)(10ppm)或有利地为≤0.0008％(重量)，最佳为≤0.0005％(重量)。
此外，更均匀的组织—在根据本发明的钢中尤其是通过扩大其处理窗口而实现—降低了对氢脆化的敏感性。
氧气(o)：在熔融状态下，钢对气体具有相当高的吸收能力。然而在室温下仅可溶解极少量的氧。类似于氢，氧只能以原子形式扩散到材料中。由于强烈的脆化作用以及对耐老化性的负面影响，在制造过程中试图尽可能降低氧含量。
为了减少氧，一方面存在有方法工艺上的方案，例如真空处理，另一方面有分析方法。通过添加某些合金元素，可以将氧气转化为较不危险的状态。例如，通常常见的是在用锰、硅和/或铝对钢进行脱氧的过程中将氧去除。但是，由此生成的氧化物可能会引起负面特性，成为材料中的缺陷。
由于上述原因，因此钢中的氧含量应尽可能低。
磷(p)是铁矿石中的微量元素，并作为替代原子溶解在铁晶格中。磷通过混合晶体固化来提高硬度，并改善淬透性。但是通常尝试尽可能降低磷含量，因为特别是由于其在固化介质中的溶解度低，它强烈地趋于偏析，并且在很大程度上降低了韧性。由于磷在晶界处的积聚，发生晶界破裂。此外，磷使从坚韧到脆性的转变温度提高到300℃。在热轧过程中，近表面处的氧化磷会导致晶界撕裂。
但是在某些钢中，由于成本低和强度提高，磷被用作微量合金元素(<0.1％(重量))，例如在高强度if-钢(无间隙)、烘烤-硬化-钢或者也在双相钢的一些合金方案中。根据本发明的钢与已知分析方案不同，后者使用磷作为混合晶体形成剂，其特别之处在于，磷没有被合金化，而是被设定为尽可能低。
由于上述原因，根据本发明的钢中的磷含量被限制为在钢生产中不可避免的量。p应优选≤0.020％(重量)。
与磷一样，硫(s)也作为微量元素结合在铁矿石中。硫在钢中是不期望的(易切削钢除外)，因为它易于偏析并具有很强的脆化作用。因此尝试例如通过真空处理来实现使熔体中的硫含量尽可能低。此外，通过添加锰将存在的硫转化为相对无害的化合物硫化锰(mns)。硫化锰在轧制过程中通常被成排地轧出，并充当转化的晶种点。尤其是在扩散受控的转化情况下，这导致成排的(微)组织，并且在明显成排情况下可能导致机械性能恶化，例如明显的马氏体线而不是分布的马氏体岛、各向异性的材料行为、降低的断裂伸长率。
由于上述原因，根据本发明的钢中的硫含量被限制为≤0.0020％(重量)，或有利地为≤0.0015％(重量)，最佳为≤0.0010％(重量)。
通常将合金元素添加到钢中，以便有针对性地影响某些性能。在此，不同钢中的合金元素会影响不同的性能。效果通常很大程度上取决于量和材料中的溶解状态。因此，这些关系可能非常多样且复杂。
合金元素的作用将在下面更详细地讨论。
碳(c)是钢中最重要的合金元素。由于有针对性地引入不超过2.06％(重量)的碳，铁才变成钢。在钢铁生产过程中，碳含量通常会显著地降低。对于用于连续热浸镀的双相钢，其份额根据en10346或vda239-100最大为0.230％(重量)，没有规定最小值。
由于其相对小的原子半径，碳会间隙地溶解在铁晶格中。在此，在α-铁中的溶解度最大为0.02％，且在α-铁中的最大溶解度为2.06％。碳的溶解形式显著提高钢的淬透性，因此对于形成足够量的马氏体而言必不可少。但是，碳含量过高会增加铁素体与马氏体之间的硬度差，并限制可焊接性。
为了满足例如高的扩孔度和弯曲角度以及改善的可焊接性的要求，根据本发明的钢包含≤0.115％(重量)的碳含量。
由于碳在各相中的溶解度不同，因此在相变过程中必须进行明显的扩散过程，这可能导致非常不同的动力学条件。另外，碳增加了奥氏体的热力学稳定性，这在相图中表现为奥氏体区扩大到较低温度。随着马氏体中强制溶解的碳含量的增加，晶格畸变随之增加，随之而来的是没有扩散所形成的相的强度增加。
碳还形成碳化物。几乎每种钢中都存在的组织相是碳化铁(fe3c)。但是，也会与其他金属例如铬、钛、铌和钒形成明显更坚硬的特殊碳化物。对于所导致的强度增加，不仅离析物的类型而且离析物的分布和大小都至关重要。为了一方面确保足够的强度，另一方面确保良好的可焊接性、改善的扩孔度、改善的弯曲角度和对氢致裂纹形成的足够的抵抗力(无延迟断裂)，因此将最小c-含量设定为0.075％(重量)，最大c-含量设定在0.115％(重量)，伴有横截面相关的含量差异是有利的，例如：
最终厚度0.50mm～1.00mm(含)(c≤0.100％(重量))
最终厚度为1.00～2.00mm(含)(c≤0.105％(重量))
最终厚度为2.00～3.00mm(含)(c≤0.115％(重量))。
此外有利的是，保持碳含量以及碳当量cev(iiw)的与带钢厚度相关的差异。
最终厚度为0.50～1.00mm(含)(c≤0.100％(重量))，碳当量cev(iiw)≤0.62，
最终厚度为1.00～2.00mm(含)(c≤0.105％(重量))，碳当量cev(iiw)≤0.64％，
最终厚度为2.00～3.00mm(含)(c≤0.115％(重量))，碳当量cev(iiw)≤0.66％。
硅(si)在铸造时与氧结合，因此可在钢的脱氧过程中用于镇定目的。对于后来的钢性能来说重要的是，偏析系数要显著低于例如锰的偏析系数(0.16比0.87)。偏析通常导致结构组分的线排列，这恶化了成型性能，例如扩孔度和柔韧性。
按材料特性，硅的添加引起明显的混合晶体强化。大约添加0.1％的硅会增加约10mpa的抗拉强度，其中，添加多达2.2％的硅时，伸长率只会稍微降低。针对不同的板厚度和退火温度研究了这种情况。硅含量从0.2％增至0.5％会使屈服强度增加约20mpa，抗拉强度增加约70mpa。在此，断裂伸长率降低约2％。后者尤其归因于以下事实：硅降低了碳在铁素体中的溶解度，并增加了碳在铁素体中的活性，从而阻止了碳化物的形成，碳化物作为脆性相降低了延展性，这又改善了可成型性。硅在根据本发明的钢的范围内的低强度增加效果为宽的处理窗口奠定了基础。
另一个重要的作用是，硅使得铁素体可在较短的时间和温度下形成，因此可以在淬火硬化之前实现产生足够的铁素体。在热轧中，这为改进的冷轧奠定了基础。在热浸镀中，通过铁素体的加速形成，使奥氏体富集了碳，从而使其稳定。因为硅阻碍了碳化物的形成，所以奥氏体被额外地稳定了。因此，在加速冷却时，可以抑制贝氏体的形成，而有利于马氏体的形成。
在根据本发明的范围内添加硅已导致以下所述的进一步令人惊讶的效果。碳化物形成的上述延迟例如也可以由铝引起。然而，铝形成稳定的氮化物，从而没有足够的氮可用来与微合金元素形成碳氮化物。由于与硅合金化，所以不存在该问题，因为硅既不形成碳化物，也不形成氮化物。因此，硅对通过微合金形成离析物具有间接的积极影响，这些微合金又对材料的强度具有积极影响。由于由硅引起的转变温度升高趋向于促进晶粒粗化，因此具有铌、钛和硼的微合金是特别有利的，如同有针对性地调节在根据本发明的钢中的氮含量。
众所周知，在热轧时，对于高级硅合金钢，会出现形成牢固粘附的红色氧化皮，并增加氧化皮压入的风险，这会影响随后的酸洗结果和酸洗产率。如果有利地用盐酸而不是硫酸进行酸洗，则在根据本发明的具有0.400～0.500％的硅的钢中就不会发现这种效果。
关于含硅钢的镀锌性，尤其在de19610675c1中介绍到，由于钢表面的液态锌润湿性非常差，因此硅含量不超过0.800％(重量)或硅含量不超过2.000％(重量)的钢不能进行热浸镀锌。
除了对硬轧的冷轧带钢进行再结晶外，在连续热浸镀涂层设备中进行退火处理时的大气条件还会导致氧化铁减少，氧化铁例如会在冷轧时形成在表面上，或者由于在室温下储存而在表面上形成。然而，对于亲氧的合金组分，例如硅、锰、铬、硼，气体气氛是氧化性的，结果这些元素会发生偏析和选择性氧化。选择性氧化既可以在外部即在基材表面上进行，也可以在内部在金属基质内进行。
众所周知，硅特别是在退火期间扩散到表面，并单独地或与锰一起在钢表面上形成氧化物。这些氧化物可防止基材与熔体之间的接触，并防止或显著降低润湿反应。结果，可能会出现无锌斑点，所谓的“裸点”，甚至大面积的区域都没有涂层。此外，由于润湿反应变差，导致抑制层的形成不充分，锌或锌合金层在钢基材上的附着力会降低。
与该传统的专业知识相反，在测试过程中令人惊讶地发现，在重结晶退火时和在经过热浸池时仅通过合适的高炉操作，就可以实现对钢带的有效热浸镀和涂层的良好附着力。
为此首先要确保，通过化学机械的或热-水力机械的预清洗使得带钢表面无氧化皮、酸洗油或轧制油或其他污垢颗粒残留。为了防止氧化硅到达带钢表面，还必须采取促进合金元素在材料表面下方的内部氧化的方法。根据设备配置，此处采用不同的措施。
在一种设备配置中，退火工艺步骤仅在辐射管式炉(radianttubefurnace：rtf)中进行(参见图8c中的方法3)，对于该设备配置，可以通过调节高炉气氛(n2-h2保护气体气氛)的氧分压来针对性地影响合金元素的内部氧化。设定的氧分压在此必须满足以下方程式，其中，炉温在700至950℃之间。
-12>logpo2≥-5*si-0.25-3*mn-0.5-0.1*cr-0.5-7*(-lnb)0.5
在此，si、mn、cr、b表示钢中相应的合金的比例(重量百分比)，po2表示氧分压，单位为mbar。
在炉区域由直接燃烧炉(directfiredfurnace：dff)或无氧化炉(non-oxidizingfurnace：nof)和随后的辐射管炉的组合构成(参见图8b中的方法2)的系统配置中，对合金元素的选择性氧化同样可以影响熔炉区域的气体气氛。
通过nof中的燃烧反应可以调节氧分压，进而调节铁和合金元素的氧化电位。这应如下设定：使得合金元素的氧化在钢表面下方的内部发生，并且必要时在经过nof-区域后在钢表面上形成一层薄的氧化铁层。这例如通过将co值降低到4％(体积)以下来实现。
在随后的辐射管式炉中，有时形成的氧化铁层在n2-h2-保护气体气氛下被还原，同样，合金元素的内部进一步被氧化。在该炉区域中设定的氧分压在此必须满足以下方程式，其中，炉温在700至950℃之间。
-18>logpo2≥-5*si-0.3–2.2*mn-0.45-0.1*cr-0.4-12.5*(-lnb)0.25
在此，si、mn、cr、b表示钢中相应的合金比例(重量百分比)，po2表示氧分压，单位为mbar。
在熔炉→锌锅(长管)之间的过渡区域中，要设定气体气氛(n2-h2保护性气体气氛)的露点，进而设定氧分压，以避免带钢在浸入到熔池中之前氧化。露点在-30～-40℃的范围内被证明是有利的。
在连续热浸涂层设备的熔炉区域中通过上述措施防止了在表面形成氧化物，并实现了带钢表面利用液态熔体的均匀、良好的润湿性。
如果代替热浸镀(在此例如热浸镀锌)而通过连续退火然后进行电解镀锌(参见图8a中的方法1)来选择工艺路线，则无需采取特殊预防措施来确保镀锌性能。众所周知，通过电解沉积比连续热浸法明显更容易实现给高合金钢镀锌。在电解镀锌时，纯锌直接沉积在带钢表面上。为了不妨碍电子在钢带和锌离子之间流动、进而不妨碍镀锌，必须确保在带钢表面上不存在覆盖表面的氧化层。通常通过在退火期间的标准还原气氛且通过电解前的预清洗来保证这种条件。
为了确保在退火时尽可能宽的处理窗口和足够的镀锌性，将最小硅含量设定为0.400％(重量)，最大硅含量设定为0.500％(重量)。
几乎所有钢中都添加了锰(mn)用于脱硫，以将有害的硫转化为硫化锰。另外，锰通过混合晶体固化提高了铁素体的强度，并使α-/γ转变推移至较低的温度。
在多相钢例如双相钢中通过合金化来添加锰的主要原因是淬透性的显著提高。由于阻碍扩散，珠光体和贝氏体的转变被推迟较长的时间，并且降低了马氏体的起始温度。
但同时，通过添加锰，提高了马氏体和铁素体之间的硬度比。此外，该组织的线形成得到了增强。在各相之间的大的硬度差和形成马氏体线导致较低的扩孔能力，这与提高边缘裂纹敏感性同等含义。
与硅一样，锰在退火处理期间倾向于在钢表面上形成氧化物。根据退火参数和其他合金元素(尤其是硅和铝)的含量，可能会出现锰氧化物(例如mno)和/或mn-混合氧化物(例如mn2sio4)。但是，在si/mn或al/mn的比例低时，锰应被视为不太关键，因为易于形成球状氧化物而不是形成氧化膜。然而，高锰含量会对锌层的外观和锌的附着力产生负面影响。通过用于在连续热浸镀层时设定炉区域的上述措施，减少了退火后在钢表面上形成mn-氧化物或mn-混合氧化物。
由于上述原因，锰-含量设定为1.900％(重量)～2.350％(重量)。
为了获得所需的最小强度，有利的是，保持锰含量随着带钢厚度变化。
在最终厚度为0.50～1.00mm(含)的情况下，锰含量优选在≥1.900％(重量)～≤2.200％(重量)之间的范围内，在最终厚度为1.00～2.00mm(含)的情况下，锰含量在≥2.050％(重量)～≤2.250％(重量)之间的范围内，在最终厚度为2.00～3.00mm(含)的情况下，锰含量在≥2.100％(重量)～≤2.350％(重量)之间的范围内。
本发明的另一个特殊性是，可以通过同时改变硅-含量来补偿锰含量的变化。锰和硅引起的强度增加(此处为屈服强度，ys)通常由pickering方程很好地予以描述：
ys(mpa)＝53.9+32.34[％(重量)mn]+83.16[％(重量)si]+354.2[％(重量)n]+17.402d(-1/2)
但是，这主要是基于混合晶体硬化的效果，根据此方程，该效果对于锰比对于硅更弱。但同时，如上所述，锰显著提高了淬透性，由此在多相钢中显著提高了增加强度的第二相的比例。
因此，就提高强度而言，在第一级近似中，添加0.1％的硅等同于添加0.1％的锰。对于根据本发明的成分的钢和包括根据本发明的时间-温度-参数的退火，基于经验得出了屈服强度和抗拉强度(ts)的以下关系：
ys(mpa)＝185.7+147.9[％(重量)si]+161.1[％(重量)mn]
ts(mpa)＝574.8+189.4[％(重量)si]+174.1[％(重量)mn]
与pickering-方程相比，无论对于屈服强度还是对于抗拉强度，锰和硅的系数都近乎相同，由此使得用硅替代锰成为可能。
一方面，铬(cr)采用溶解的形式以微量就已经可以显著地提高钢的淬透性。另一方面，在相应的温度控制下，铬以碳化铬的形式引起微粒固化。晶种点数量随之提高，同时降低了碳含量，这导致淬透性降低。
在双相钢中，通过添加铬，主要改善了淬透性。铬在溶解状态下使珠光体和贝氏体的转变时间更长，在此同时降低了马氏体的起始温度。
另一个重要效果是，铬显著提高了抗回火性，从而在热浸池中几乎没有强度损失。
铬还是碳化物形成剂。如果存在铬-铁-混合碳化物，则在硬化之前必须选择足够高的奥氏体化温度，以溶解碳化铬。否则，通过提高晶种数量，会导致淬透性的恶化。
铬同样倾向于在退火处理期间在钢表面上形成氧化物，由此会恶化热浸质量。通过在连续的热浸涂层期间用于设定炉区域的上述措施，减少了退火后在钢表面上形成cr-氧化物或cr-混合氧化物。
因此，将铬-含量设定为0.250％(重量)～0.400％(重量)的含量。
为了达到所需的最小强度，有利的是，特别是对于粗轧带钢厚度变化的工艺，保持铬含量随着带钢厚度变化。
在最终厚度为0.50～1.00mm(含)的情况下，铬-含量优选在≥0.260％(重量)～≤0.330％(重量)之间的范围内；在最终厚度为1.00～2.00mm(含)的情况下，铬-含量在≥0.290％(重量)～≤0.360％(重量)之间；在最终厚度为2.00～3.00mm(含)的情况下，铬-含量在≥0.320％(重量)～≤0.370％(重量)之间。
为了达到所需的最小强度，有利的是，这里同样特别是对于粗轧带钢厚度变化的工艺，与碳当量cev(iiw)相组合地保持铬含量随着带钢厚度变化(与带钢厚度相关的差分)。
在最终厚度为0.50～1.00mm(含)的情况下，在碳当量cev(iiw)≤0.62％时，铬-含量优选在≥0.260％(重量)～≤0.330％(重量)之间的范围内；在最终厚度为1.00～2.00mm(含)的情况下，在碳当量cev(iiw)≤0.66％时，铬-含量在≥0.290％(重量)～≤0.360％(重量)之间；在最终厚度为2.00～3.00mm(含)的情况下，在碳当量cev(iiw)≤0.66％时，铬-含量在≥0.320％(重量)～≤0.370％(重量)之间。
对于小于0.50mm的最终厚度，可以采用≥0.250％(重量)～<0.370％(重量)之间的铬含量；对于大于3.00mm的最终厚度，可以采用>0.370％(重量)～≤0.400％(重量)之间的铬含量。
钼(mo)：类似于铬和锰，钼的添加导致改善淬透性。珠光体和贝氏体的转变被推移更长的时间，并且降低了马氏体的起始温度。同时，钼是强碳化物形成剂，其可以特别是也与钛一起产生细密分布的混合碳化物等。钼还显著提高了抗回火性，从而在热浸池中不会看到强度损失。钼还通过混合晶体硬化来起作用，但在此效果不如锰和硅。
因此，钼含量设定为在大于0.200％(重量)～0.300％(重量)之间。出于成本原因，mo-含量有利地设定在大于0.200％(重量)～0.250％(重量)之间的范围内。
作为所需机械性能和可热浸性之间的折衷，已表明，对于根据本发明的合金方案来说，mo+cr的总含量≤0.650％(重量)是有利的。
为了达到所需的机械特征值，特别是最小抗拉强度，有利的是，通过总和公式mn-si+cr来保持锰、硅和铬的总含量，其中，特别是对于粗轧带钢厚度变化的工艺，该总和公式界定在≥1.750％(重量)～≤2.250％(重量)之间。
为了达到所需的机械特征值，特别是最小抗拉强度，已表明有利的是，通过总和公式mn-si+cr+mo来设定锰、硅、铬和钼的总含量，其中，特别是对于粗轧带钢厚度变化的带钢加工，该总和公式界定在≥1.950％(重量)～≤2.500％(重量)之间。
铜(cu)：添加铜可以提高抗拉强度以及淬透性。与镍、铬和磷结合时，铜可以在表面上形成保护性氧化层，该氧化层可以大大降低腐蚀速度。
与氧相结合，铜会在晶界处形成有害的氧化物，该氧化物尤其是对于热成型工艺会产生不利影响。因此，铜含量被设定为≤0.050％(重量)，因此被限制为在钢铁生产中不可避免的量。
镍(ni)：与氧气相结合，镍会在晶界处形成有害的氧化物，该氧化物尤其是对于热成型工艺会产生不利影响。因此，镍含量被设定为≤0.050％(重量)，因此被限制为在钢铁生产中不可避免的量。
钒(v)：在本合金方案中，钒含量设定为≥0.005％(重量)～≤0.020％(重量)，最佳地限制为≥0.005％(重量)～≤0.015％(重量)。
锡(sn)：由于在本合金方案中不需要添加锡，因此锡含量设定为≤0.040％(重量)，因此被限制为与钢相关的不可避免的量。
铝(al)通常与钢形成合金，以结合溶解在铁中的氧和氮。氧和氮因此转化为氧化铝和氮化铝。这些离析物可以通过增加晶种点来引起晶粒细化，并因此提高韧性性能以及强度值。
如果钛存在量足够，则氮化铝不会析出。氮化钛具有较低的形成焓，并且在较高的温度下形成。
在溶解状态下，铝如同硅那样使铁素体的形成时间变短，因此能够在双相钢中形成足够的铁素体。它还抑制了碳化物的形成，因此导致了奥氏体的转变延迟。出于这个原因，铝还用作残余奥氏体钢(trip-钢)中的合金元素，以代替部分硅。采用这种方法的原因是，对于镀锌反应而言，铝的重要性略微不如硅。
因此将铝-含量限制为0.010％(重量)～最大0.060％(重量)，并且添加铝以使钢稳定。
铌(nb)：铌以不同方式在钢中起作用。在精轧机中进行热轧时，由于形成细微分布的析出物而延迟了再结晶，由此提高了晶种点的密度，并在转化后产生更细的晶粒。溶解的铌的份额也抑制了再结晶。离析物提高了最终产品的强度。这些离析物可以是碳化物或碳氮化物，通常是混合碳化物，其中还掺入了钛。该效果从0.005％(重量)开始，并且从0.010％(重量)的铌开始特别明显。在热浸镀锌中在(部分)奥氏体化期间，离析物还阻止晶粒生长。超过0.060％(重量)的铌，预计不会产生额外效果。已表明，0.025％(重量)～0.045％(重量)的含量是有利的。
钛(ti)：由于其对氮的高亲和力，因此钛在凝固时主要离析成tin。此外，它与铌一起作为混合碳化物出现。tin对于推料炉中的晶粒尺寸稳定性非常重要。离析物具有高的温稳定性，因此它们与混合碳化物相反，在1200℃时主要作为阻碍晶粒生长的颗粒存在。钛还对热轧期间的再结晶有延缓作用，但在此的效果不如铌。钛通过离析硬化起作用。在此，大部分tin-颗粒的有效性比细微分布的混合碳化物低。在钛的0.005％(重量)～0.060％(重量)的范围内将获得最佳的效果，因此这就是根据本发明的合金范围。已表明0.025％(重量)～0.045％(重量)的含量对此是有利的。
硼(b)：硼是一种非常有效的用于实现变化的冷轧度的合金剂。实验令人惊讶地表明，根据本发明，用于添加硼的非常窄的范围对于在随后的处理中以变化的冷轧度产生的冷轧带的机械性能的均匀性具有显著的效果。这种明显的效果才导致如下可行性：代替采用相对恒定的冷轧度，即使对于具有变化的冷轧度的材料，基于主热轧带钢厚度或者基于主冷轧带钢厚度，在处理步骤(图8a、8b或8c)之后调节限定的特征值范围。
此外，硼是用于提高淬透性的有效元素，该元素即使很少量就已经有效。在此，马氏体开始温度保持不受影响。为了变得有效，硼必须处于固溶状态。由于它对氮具有很高的亲和力，因此必须首先优选通过在化学计量上必需的钛量将氮分解/去除。由于其在铁中的溶解度低，溶解的硼优选在奥氏体晶界处积聚。在那里，它部分地形成fe-b-碳化物，这些碳化物是相干的并降低了晶界能。两种效果都延迟了铁素体和珠光体的形成，从而提高了钢的淬透性。但是，过量的硼是有害的，因为会形成硼化铁，硼化铁会对材料的淬透性、可成型性和韧性产生负面影响。硼还倾向于在连续热浸涂层期间在退火时形成恶化镀锌质量的氧化物或混合氧化物。通过在连续热浸涂层时用于设定炉区域的上述措施，减少了在钢表面上形成氧化物。
出于上述原因，把根据本发明的合金方案的硼-含量设定为大于0.0005％(重量)～0.0010％(重量)的值，有利地设定为≤0.0009％(重量)的值，或最佳为>0.0006％(重量)～≤0.0009％(重量)。
氮(n)在钢铁生产中既可以是合金元素，也可以是伴生元素。氮含量过高会导致强度增加，并牵涉到迅速的韧性丧失以及老化效果。另一方面，通过有针对性地添加氮，与微合金元素钛和铌结合地，可以通过氮化钛和氮化铌(碳)来实现细晶粒硬化。此外，在热轧前再加热时，粗大晶粒的形成也得到了抑制。
因此根据本发明，将n-含量设定为≥0.0020％(重量)～≤0.0120％(重量)的值。
已表明，确定氢和氮的含量总和是有利的，其中，h+n的最佳值在≥0.0025％(重量)～≤0.0130％(重量)之间。
已表明，如果根据ti+nb+b的总和来添加氮，则对维持钢的所需性能是有利的。
如果ti+nb+b的总含量为≥0.010％(重量)～≤0.080％(重量)，则氮含量应保持在≥0.0020％(重量)～≤0.0090％(重量)的值。对于ti+nb+b的≥0.050％(重量)的总含量，已表明≥0.0040％(重量)～≤0.0120％(重量)的氮含量是有利的。
对于铌和钛的总含量，已表明，≤0.100％(重量)的含量是有利的，并且由于铌和钛在原则上可互换，高达0.005％(重量)的最小铌含量是有利的，以及出于成本的原因，特别有利的是≤0.090％(重量)。
在微合金元素铌以及钛与硼的相互作用中，总含量≤0.102％(重量)被证明是有利的，特别有利的是≤0.092％(重量)。在本发明的意义上，更高的含量不再改善(性能)。
此外，出于上述原因，已表明ti+nb+v+mo+b的总含量的最大含量≤0.365％(重量)是适宜的。
钙(ca)：以钙-硅混合化合物的形式添加钙会在钢的生产中引起熔融相的脱氧和脱硫。这样，反应产物被转移到炉渣中并清洁钢。根据本发明，提高的纯度在最终产品中导致更好的性能。
由于上述原因，将ca-含量设定为≥0.0010％(重量)～≤0.0060％(重量)。已表明≤0.0030％(重量)的含量是有利的。
在采用根据本发明的钢以变化的粗轧带钢厚度进行试验时发现，在ac1和ac3之间进行临界退火或在ac3以上进行奥氏体退火并随后进行受控的冷却时，基于2.30mm的主加热带钢产生最小抗拉强度为980mpa、厚度为1.50mm的双相钢，但也可以产生在0.50～3.00mm的厚度范围内的双相钢，其特征是对工艺波动具有足够的耐受性。
与已知的合金方案相比，由此得到用于根据本发明的合金组分的明显更宽的处理窗口。
对于根据本发明的钢，要实现的双相组织的退火温度在大约700和950℃之间，因此根据温度范围而定，将实现部分奥氏体的组织(两相区域)或完全奥氏体的组织(奥氏体区域)。
试验还表明，在ac1和ac3之间进行临界退火后或在ac3以上进行奥氏体退火并随后进行受控的冷却之后，也在400～470℃之间的温度下例如采用锌或锌-镁予以热浸镀的另一处理步骤之后，所设定的组织份额保持不变。
连续退火的且在某些情况下被热浸镀的材料可以在平整的(后冷轧)或非平整的状态下制得，和/或在拉伸弯曲取向或非拉伸弯曲取向的状态下以及在热处理的状态下(过老化)制得。
此外在后续处理时，由根据本发明的合金组分构成的钢带的特征在于高的耐边缘开裂性和大的弯曲角。
因此可以有利地产生具有100000mpax°、特别是120000mpax°的最小乘积值rm×α(抗拉强度×[根据vda238-100的弯曲角度])的钢带。
另外，在由钢制造商提供后，根据本发明的钢带具有至少6个月的延迟无断裂状态，同时满足根据sep1970的对于孔拉伸试验和弯钩试验的要求。
当以后使用材料时，钢带的沿着其轧制方向和横向于其轧制方向的非常小的特性值差异是有利的。因而可以独立于轧制方向(例如横向于轧制方向、沿着轧制方向和与轧制方向斜对角地或与轧制方向成一定角度地)，从钢带上切下板坯，从而使废料最少。
为了确保由根据本发明的钢生产的热轧带钢的冷轧性，根据本发明，在奥氏体范围内以高于ar3的最终轧制温度，且在高于贝氏体起始温度的卷取温度情况下产生热轧带钢。
因此，在根据本发明的钢带的进一步加工过程中，可以制造例如用于汽车工业的硬化构件。
在此，从根据本发明的钢带上切下板坯，然后将其加热到高于ac3的温度。将加热的板坯成型为构件，然后在成型模具中或借助空气予以硬化，并进行可选的后续回火。
有利地，根据本发明的钢具有即使在静止的空气中冷却时就已经发生硬化的性质，从而可以省去对成型模具的单独冷却。
在硬化时，通过加热将钢的组织转移到奥氏体区域中，优选地在保护性气体气氛下转移到950℃以上的温度。在随后借助空气或保护气体予以冷却时，形成用于高强度构件的马氏体结构。
随后的回火可以实现减小在硬化的构件中的固有应力。同时降低了构件的硬度，从而达到了所需的韧性值。
附图说明
本发明的其它特征、优点和细节可由对附图中所示的实施例的如下说明得到。
图1(示意性地)示出由本发明的钢制造钢带的过程链；
图2(示意性地)示出例如用于根据本发明的钢的热轧和冷轧以及连续退火(伴有最佳的热浸镀)还有零件制造、可选的调质(空气硬化)和可选的回火这些处理步骤的时间-温度-曲线；
图3示出根据本发明的钢的化学组分(例子1～4)；
图4a示出在热轧状态下(hr)根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)；
图4b示出在冷轧状态下(cr)根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)；
图5a示出在冷轧根据本发明的钢时的固化特性、横向于轧制方向的特征值；
图5b示出在冷轧根据本发明的钢时的固化特性、冷态屈服曲线；
图6a示出在薄钢板状态(hdg)下根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)；
图6b示出在薄钢板状态(hdg)下在根据本发明的钢上的根据iso16630的扩孔试验和根据vda238-100的小板弯曲试验的结果；
图7a示出在hr、cr和hdg状态下根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)；例子1(粗轧带钢厚度为40mm)；
图7b示出在hr、cr和hdg状态下根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)；例子2(粗轧带钢厚度为45mm)；
图7c示出在hr、cr和hdg状态下根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)；例子3(粗轧带钢厚度为50mm)；
图7d示出在hr、cr和hdg状态下根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)；例子4(粗轧带钢厚度为55mm)；
图7e作为总览示出在hr、cr和hdg状态下根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)；
图8a示出方法1、温度-时间-曲线(退火变型，示意性地)；
图8b示出方法2、温度-时间-曲线(退火变型，示意性地)；
图8c示出方法3、温度-时间-曲线(退火变型，示意性地)。
具体实施方式
图1示意性地示出由本发明的钢制造钢带的过程链。示出了在本发明中可能的过程路线。直至酸洗之前，用于全部根据本发明的钢的过程路线都是相同的，然后根据所希望的结果执行不同的过程路线。例如，可以在酸洗之后把酸洗的热轧钢带以不同的轧制度予以冷轧和热浸镀。也可以对软退火的热轧钢带或软退火的冷轧钢带予以冷轧和热浸镀。
图2示意性地示出由根据本发明的合金组分构成的钢带的热轧和连续退火这些处理步骤的时间-温度-曲线。示出了用于热轧过程以及用于在冷轧之后的热处理、零件制造以及可选的调质(伴有可选的回火)的与时间和温度有关的变型。
例子1～4源自熔融物，以便在此排除分析上的影响，在这些例子中，图3根据所产生的粗轧带钢厚度，示出了本发明的钢的合金组分。由2.30mm的热轧带钢给定厚度，产生了具有1.50mm的冷轧带钢给定厚度的冷轧带钢。根据在热轧之前待产生的粗轧带钢厚度，例如1针对40mm的粗轧带钢厚度，例如2针对45mm的粗轧带钢厚度，例如3针对50mm的粗轧带钢厚度，例如4针对55mm厚度的粗轧带钢，示出了合金组分。
图4以图4a在热轧状态下(hr，hotrolled)并且以图4b在冷轧状态下(cr，coldrolled)示出根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)。
图5在图5a中以表格并且在图5b中以作为冷态屈服曲线的曲线，关于横向于轧制方向的机械特征值示出在冷轧根据本发明的钢时的固化特性；
图6在图6a中在薄钢板状态(hdg，热浸镀锌)下示出根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)，且在图6b中在薄钢板状态(hdg)下沿着轧制方向和横向于该轧制方向示出根据iso16630的扩孔试验和根据vda238-100的小板弯曲试验的结果以及具有抗拉强度的相应产品。
图7示出采用40mm(图7a)、45mm(图7b)、50mm(图7c)、55mm(图7d)的粗轧带钢厚度以及在图7e中作为总览曲线图，在hr、cr和hdg状态下根据本发明的钢的机械特征值(横向于轧制方向)。
图8示意性地示出在退火处理和冷却和分别不同的奥氏体条件下根据本发明的温度-时间-曲线的三种变型。
通过在所述跨度内的不同的根据本发明的温度设计，产生了各不相同的特征值，或者也产生了不同的扩孔结果以及弯曲角度。原理上的差异因而是在热处理和后续冷却时的温度-时间-参数。
方法1(图8a)示出在连续退火设备中产生的且冷轧至最终厚度的钢带的退火和冷却。首先把带钢加热至在大约700～950℃(ac1～ac3)范围内的温度。然后以在大约15和100℃/s之间的冷却速度把退火的钢带从退火温度冷却至大约200～250℃的中间温度(zt)。在该示意图中省去示出第二中间温度(大约300～500℃)。
接下来，借助空气以在大约2和30℃/s之间的冷却速度把钢带冷却至达到室温(rt)，或者，以在大约15和100℃/s之间的冷却速度冷却至室温。
方法2(图8b)示出根据方法1的过程，然而，为了热渍调处，在经过热渍器皿时，暂时中断对钢带的冷却，以便随后继续以在大约15和100℃/s之间的冷却速度冷却至大约200～250℃的中间温度。接下来，借助空气以在大约2和30℃/s之间的冷却速度把钢带冷却至达到室温。方法2对应于退火，例如使用直接燃烧炉和辐射管炉的组合进行热浸镀锌，如其在图8b中所述。
方法3(图8c)同样示出在热渍调处时根据方法1的过程，然而，钢带的冷却通过短暂的间歇(大约1～20s)在大约200～400℃范围内的中间温度情况下中断，直至又加热到对于热渍调处必需的温度(st)。随后，又把钢带冷却至大约200～250℃的中间温度。以大约2～30℃/s的冷却速度，借助空气把钢带最终冷却至达到室温。
方法3例如对应于在连续退火设备中的过程控制，如其在图8c中所述。此外，在此可以借助感应炉可选地直接在锌浴之前实现对钢的再加热。
在以下示例中，为了随后热轧至2.30mm的热轧带钢厚度(相应的压下量为94％～96％)，从板坯到粗轧带钢的压下量从78％改变至84％。在唯一的冷轧步骤中，以35％的冷轧度实现1.50mm的冷轧带钢给定厚度。令人印象深刻地表明，无论对于很小的粗轧带钢厚度，还是较高的粗轧带钢厚度，以及位于它们之间的范围，横向于轧制方向都实现了抗拉强度和屈服强度的相对均匀的设有波动幅度的值。根据本发明的钢同样允许使用主热轧带钢厚度(伴有变化的冷轧度)以及使用主冷轧带钢厚度，而不影响前述事实。
对于根据方法3按照图8c的用于热浸镀锌(hdg)的工业制造，例如以下示例处于所谓的可行性试验的范畴内，这些试验要证明可变的粗轧带钢厚度可以显著影响冷轧性，如所需的轧制力，而较高的热轧带钢强度(hr)和较高的冷轧带钢强度(cr)在粗轧带钢厚度减小时不会导致薄钢板(hdg)出现明显波动：
例子1
(由2.30mm的主热轧带钢和40mm的粗轧带钢厚度构成的1.50mm的冷轧带钢)
合金组分(重量百分比)。根据方法3按照图8c对根据本发明的钢予以热浸镀，该钢带有：0.104％的c；0.443％的si；2.178％的mn；0.012％的p；0.0004％的s；0.0045％的n；0.038的ai；0.330％的cr；0.208％的mo；0.0372％的ti；0.0332％的nb；0.007％的v；0.0006％的b；0.0020％的ca；0.027％的cu；0.047％的ni；0.008％的sn；0.00038％的h，把250mm的板坯材料在粗轧机中热轧成40mm的粗轧带钢之前，可逆地以84％的压下量予以轧制，随后在宽带钢热轧机中在910℃的终轧给定温度情况下以94％的压下量予以热轧，并且在650℃的卷取给定温度情况下以2.30mm的主热轧带钢厚度予以卷取，并在酸洗之后在无附加的热处理(比如罩式退火)情况下一次性冷轧(冷轧度为35％)至1.50mm。
薄钢板状态(hdg)
在横向上的屈服强度比re/rm为66％。
横向于轧制方向的材料特征值例如等于hc660xd。
初始状态(hr)
在横向上的屈服强度比re/rm为77％。
-屈服强度(re)826mpa
-抗拉强度(rm)1070mpa
-断裂延伸率(a80)10.0％
在横向上的中间状态(cr)
-屈服强度(re)1246mpa
-抗拉强度(rm)1305mpa
-断裂延伸率(a80)2.0％
例子2
(由2.30mm的主热轧带钢和45mm的粗轧带钢厚度构成的1.50mm的冷轧带钢)
合金组分(重量百分比)。根据方法3按照图8c对根据本发明的钢予以热浸镀，该钢带有：0.104％的c；0.443％的si；2.178％的mn；0.012％的p；0.0004％的s；0.0045％的n；0.038的ai；0.330％的cr；0.208％的mo；0.0344％的ti；0.0372％的nb；0.007％的v；0.0006％的b；0.0020％的ca；0.027％的cu；0.047％的ni；0.008％的sn；0.00038％的h，把250mm的板坯材料在粗轧机中热轧成45mm的粗轧带钢之前，可逆地以82％的压下量予以轧制，随后在宽带钢热轧机中在910℃的终轧给定温度情况下以95％的压下量予以热轧，并且在650℃的卷取给定温度情况下以2.30mm的主热轧带钢厚度予以卷取，并在酸洗之后在无附加的热处理(比如罩式退火)情况下一次性冷轧(冷轧度为35％)至1.50mm。
薄钢板状态(hdg)
在横向上的屈服强度比re/rm为67％。
横向于轧制方向的材料特征值例如等于hc660xd。
初始状态(hr)
在横向上的屈服强度比re/rm为70％。
-屈服强度(re)725mpa
-抗拉强度(rm)1030mpa
-断裂延伸率(a80)10.2％
在横向上的中间状态(cr)
-屈服强度(re)1224mpa
-抗拉强度(rm)1260mpa
-断裂延伸率(a80)1.5％
例子3
(由2.30mm的主热轧带钢和50mm的粗轧带钢厚度构成的1.50mm的冷轧带钢)
合金组分(重量百分比)。根据方法3按照图8c对根据本发明的钢予以热浸镀，该钢带有：0.104％的c；0.443％的si；2.178％的mn；0.012％的p；0.0004％的s；0.0045％的n；0.038的ai；0.330％的cr；0.208％的mo；0.0344％的ti；0.0372％的nb；0.007％的v；0.0006％的b；0.0020％的ca；0.027％的cu；0.047％的ni；0.008％的sn；0.00038％的h，把250mm的板坯材料在粗轧机中热轧成50mm的粗轧带钢之前，可逆地以80％的压下量予以轧制，随后在宽带钢热轧机中在910℃的终轧给定温度情况下以96％的压下量予以热轧，并且在650℃的卷取给定温度情况下以2.30mm的主热轧带钢厚度予以卷取，并在酸洗之后在无附加的热处理(比如罩式退火)情况下一次性冷轧(冷轧度为35％)至1.50mm。
薄钢板状态(hdg)
在横向上的屈服强度比re/rm为65％。
横向于轧制方向的材料特征值例如等于hc660xd。
初始状态(hr)
在横向上的屈服强度比re/rm为69％。
-屈服强度(re)695mpa
-抗拉强度(rm)1010mpa
-断裂延伸率(a80)8.8％
在横向上的中间状态(cr)
-屈服强度(re)1203mpa
-抗拉强度(rm)1255mpa
-断裂延伸率(a80)1.9％
例子4
(由2.30mm的主热轧带钢和55mm的粗轧带钢厚度构成的1.50mm的冷轧带钢)
合金组分(重量百分比)。根据方法3按照图8c对根据本发明的钢予以热浸镀，该钢带有：0.104％的c；0.443％的si；2.178％的mn；0.012％的p；0.0004％的s；0.0045％的n；0.038的ai；0.330％的cr；0.208％的mo；0.0344％的ti；0.0372％的nb；0.007％的v；0.0006％的b；0.0020％的ca；0.027％的cu；0.047％的ni；0.008％的sn；0.00038％的h，把250mm的板坯材料在粗轧机中热轧成55mm的粗轧带钢之前，可逆地以78％的压下量予以轧制，随后在宽带钢热轧机中在910℃的终轧给定温度情况下以96％的压下量予以热轧，并且在650℃的卷取给定温度情况下以2.30mm的主热轧带钢厚度予以卷取，并在酸洗之后在无附加的热处理(比如罩式退火)情况下一次性冷轧(冷轧度为35％)至1.50mm。
薄钢板状态(hdg)
在横向上的屈服强度比re/rm为66％。
横向于轧制方向的材料特征值例如等于hc660xd。
初始状态(hr)
在横向上的屈服强度比re/rm为70％。
-屈服强度(re)679mpa
-抗拉强度(rm)967mpa
-断裂延伸率(a80)9.6％
在横向上的中间状态(cr)
-屈服强度(re)1158mpa
-抗拉强度(rm)1230mpa
-断裂延伸率(a80)2.5％
总结：
无法看出粗轧带钢厚度对薄钢板(hdg)机械特征值的显著影响。
该论断适用于在这些例子中采用的35％的冷轧度，但也可不受限制地转用至可变的冷轧度。
前面已借助薄钢板介绍了本发明，该薄钢板具有在0.50～3.00mm的厚度范围内的待实现的最终厚度1.50mm。也可行的是，在需要时产生在0.10～4.00mm范围内的最终厚度。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.一种由最小抗拉强度为980mpa的多相钢制造钢带的方法，其中多相钢含有(按重量百分比计)：
剩余的为铁，包括通常与钢有关的因熔化所致的杂质在内，其中，在对由这种钢构成的冷轧带钢退火、特别是连续退火时尽量宽的处理窗口方面，mn-si+cr的总含量为≥1.750％(重量)～≤2.250％(重量)，
其特征在于，由所述多相钢在板坯状态下产生粗轧带钢，随后由所述粗轧带钢以要实现的热轧带钢最终厚度对钢带予以热轧，并且由预先确定的板坯厚度和预先选择的具有确定的但可变的厚度的粗轧带钢，以72％～87％的轧制度和待实现的最终厚度热轧具有相同厚度的热轧带钢。
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于，产生热轧带钢，由所述热轧带钢冷轧出具有待实现的最终厚度的冷轧带钢，然后对所述冷轧带钢进行连续退火。
3.如权利要求2所述的方法，其特征在于，由所选择的具有确定厚度的主热轧带钢，或者由所选择的具有不同厚度的热轧带钢，以10％～70％的冷轧度产生具有要实现的最终厚度的冷轧带钢。
4.如权利要求1～3中任一项所述的方法，其特征在于，为了产生所要求的多相组织，在连续退火期间把冷轧至最终厚度的钢带加热至在大约700～950℃范围内的温度；然后以在大约15～100℃/s之间的冷却速度把退火的钢带从退火温度冷却至大约300～500℃的第一中间温度，随后以在大约15～100℃/s之间的冷却速度冷却至大约160～250℃的第二中间温度，之后以大约2～30℃/s的冷却速度借助空气把钢带冷却，直至达到室温；或者以在大约15～100℃/s之间的冷却速度从第一中间温度冷却至室温。
5.如权利要求1～3中任一项所述的方法，其特征在于，为了产生所要求的多相组织，在连续退火期间把冷轧至最终厚度的钢带加热至在大约700～950℃范围内的温度，随后冷却至大约400～470℃的温度，其中，在进入到熔池中之前暂停冷却，然后予以热浸镀，且在热浸镀之后以在大约15～100℃/s之间的冷却速度继续冷却至大约200～250℃的中间温度，随后以大约2～30℃/s的冷却速度借助空气把钢带冷却，直至达到室温。
6.如权利要求1～3中任一项所述的方法，其特征在于，为了产生所要求的多相组织，在连续退火期间把冷轧至最终厚度的钢带加热至在大约700～950℃范围内的温度，随后冷却至大约200～250℃的中间温度，并且在进入到熔池中之前保持该温度长达大约1～20s，随后又把钢带加热至大约400～470℃的温度，然后予以热浸镀，且在进行热浸镀之后以在大约15～100℃/s之间的冷却速度进行重新冷却，直至大约200～250℃的中间温度，随后以大约2～30℃/s的冷却速度借助空气冷却至室温。
7.如权利要求2～6中任一项所述的方法，其特征在于，在连续退火中，采用由直接燃烧炉区(nof)和辐射管式炉(rtf)组成的设备配置，退火时的氧化电位会因nof中的小于4％(体积)的co-含量而提高，其中，在rtf内根据如下方程式设定用于铁的还原性的炉气氛的氧分压：
-18>logpo2≥-5*si-0.3–2.2*mn-0.45-0.1*cr-0.4-12.5*(-lnb)0.25
其中，si、mn、cr、b表示钢中相应的合金份额(以重量百分比计)，po2表示以mbar为单位的氧分压，为避免带钢氧化，在即将浸入熔融池之前，将气体气氛的露点设定为-30℃或以下。
8.如权利要求7所述的方法，其特征在于，在仅以辐射管式炉进行退火时，炉气氛的氧分压满足以下方程式，
-12>logpo2≥-5*si-0.25-3*mn-0.5-0.1*cr-0.5-7*(-lnb)0.5
其中，si、mn、cr、b表示钢中相应的合金份额(以重量百分比计)，po2表示以mbar为单位的氧分压，为避免带钢氧化，在即将浸入熔融池之前，将气体气氛的露点设定为-30℃或以下。
9.如权利要求2～8中任一项所述的方法，其特征在于，对于不同厚度的钢带，在连续退火时，通过在热处理过程中调整设备经过速度来调节带钢的相仿的组织状态和机械特征值，例如根据iso16630的最小扩孔值、根据vda238-100的最小弯曲角度、最小乘积值rm×α(抗拉强度×[根据vda238-100的弯曲角度])或延迟无断裂状态。
10.如权利要求2所述的方法，其特征在于，在退火或热浸镀之后对钢带进行平整。
11.如权利要求2所述的方法，其特征在于，在退火或热浸镀之后对钢带进行拉伸弯曲矫直。
12.如权利要求1～11中至少一项所述的方法，其特征在于，从所述钢带切下板坯，然后将该板坯加热到高于ac3的温度，将加热的板坯成型为构件，然后在模具中或借助空气予以硬化。
13.一种采用根据权利要求1～11中任一项所述的方法制造的钢带，具有根据iso16630为20％、特别是25％的最小扩孔值。
14.如权利要求13所述的钢带，具有根据vda238-100在纵向或横向上为70°、特别是85°的最小弯曲角度。
15.如权利要求13或14所述的钢带，具有100000mpa°、特别是120000mpa°的最小乘积值rm×α(抗拉强度×[根据vda238-100的弯曲角度])。
16.如权利要求13～15中任一项所述的钢带，具有至少6个月的延迟无断裂状态，且满足根据sep1970对于孔拉伸试验和弯钩试验的要求。
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