CN109790595B - 一种具有优异的外卷边成形性和边缘疲劳性能的热轧高强度钢的制备方法 - Google Patents

Abstract

一种制造具有570MPa或更高，或者优选780MPa或更高，或者甚至更优选980MPa或更高的拉伸强度以及拉伸伸长率、SFF和PEF强度的优异组合的热轧高强度钢片材或带材的方法。

Description

一种具有优异的外卷边成形性和边缘疲劳性能的热轧高强度 钢的制备方法

本发明涉及一种适合于车辆底盘部件等的热轧高强度钢片材或带材的制造方法，更具体地说，涉及一种具有至少570MPa，优选至少780MPa，更优选至少980MPa的拉伸强度，且具有拉伸伸长率、外卷边成形性(SFF)与良好的冲压边缘疲劳(PEF)强度的优异组合的热轧高强度钢带材的制造方法。

来自严格的环境法规和车辆安全规定的压力越来越大，迫使汽车工业持续寻求成本有效的选择，以减少燃油消耗和温室气体排放，同时不损害乘客安全或驾驶性能。通过开发新的和创新的具有更薄尺寸的高强度钢来减轻车辆重量是汽车工业的选择之一。

在成形性方面，这些钢应提供足够的拉伸性以及足够的外卷边成形性，因为这将允许自由度增加，以提出新的轻量底盘设计，其中使用较薄尺寸造成的固有刚性损失通过几何修改而得到补偿。由于扩孔能力(HEC)被认为是SFF程度的良好度量，这意味着这些钢应在拉伸伸长率与HEC之间提供合理的平衡。最终部件中出现的剪切或冲压边缘的疲劳性能也是重要的。

高级的高强度钢(AHSS)等级，如双相(DP)、铁素体-贝氏体(FB)或复相(CP)钢(其已被开发用来替代常规的HSLA等级)对于其强度主要依赖于多相显微组织，其中铁素体或贝氏体基体用马氏体或可能残留的奥氏体岛强化。

当与具有等效拉伸强度的纳米沉淀(NP)强化的单相铁素体高强度钢种相比时，具有其多相显微组织的AHSS钢种受到限制。其原因是，在剪切或冲压时，AHSS显微组织中的铁素体或贝氏体基体与低温转变组分之间的硬度差异在靠近切割边缘的钢内部中促进微孔。进而，这些微孔可损害HEC，因为成形可能导致孔隙增长和合并，导致过早的宏观失效，即一个或多个穿透厚度的裂纹。此外，存在两种或更多种具有不同硬度的相组分，如存在于上述AHSS等级中，而且也存在于其中铁素体与(粗的)渗碳体和/或珠光体组合的HSLA中，可导致冲压或剪切边缘断裂区的粗糙度增加。该断裂区粗糙度的增加可导致冲压或剪切边缘疲劳强度的显著降低。

与上述AHSS等级形成对照，NP钢具有均匀的显微组织，其基本上只由铁素体组成，具有高的延展性，对于强度来说，在很大程度上依赖于通过高密度纳米尺寸的复合沉淀物的沉淀硬化，使其在剪切或冲压时不易形成微孔。与具有等效拉伸强度的多相AHSS或HSLA等级相比，这些NP钢在拉伸伸长率与HEC之间提供了改善的平衡。

EP1338665、EP12167140和EP13154825涉及热轧纳米沉淀强化单相铁素体高强度钢，并采用Ti、Mo、Nb和V的不同的组合以实现所需的性能。

在确定钢的HEC时，有几个因素起着重要的作用。除了与钢的拉伸强度的内在关系以及关于与损害剪切或冲压时的抵抗力有关的硬的第二相组分的显微组织特征外，人们普遍认为来自炼钢过程的微量元素，尤其是硫化物和/或氧化物基夹杂物可能会对HEC和疲劳强度产生巨大的影响，因为它们起到应力集中物(raiser)的作用，并且可能在像剪切或冲压的变形操作时起到形成微孔的潜在成核位点的作用。(中心线)偏析也同样，因为中心线偏析可以促进冲压时的开裂，从而可对PEF产生有害影响。本发明的目的是提供一种具有570MPa或更高的拉伸强度，且具有拉伸伸长率和SFF以及良好的PEF强度的优异组合的热轧高强度钢片材或带材的制造方法。

本发明的另一个目的是提供一种具有780MPa或更高的拉伸强度且具有拉伸伸长率和SFF以及良好的PEF强度的优异组合的热轧高强度钢片材或带材的制造方法。

本发明的另一个目的是提供一种具有980MPa或更高的拉伸强度且具有拉伸伸长率和SFF以及良好的PEF强度的优异组合的热轧高强度钢片材或带材的制造方法。

本发明的进一步的目的是提供一种根据上文所述目的的热轧高强度钢片材或带材的制造方法，其中所述钢适合于制造车辆底盘部件等。

利用根据主权利要求所述的方法或者利用根据从属权利要求之一所述的方法可以达到这些目的中的一个或者多个目的。必须注意，除非另有说明，否则所有组成均以重量百分比(wt％)表示。

本发明提供一种适合于例如车辆底盘部件等的热轧高强度钢带材的制造方法，更具体地说，提供了一种具有570MPa或更高，或优选780MPa或更高的拉伸强度，且具有拉伸伸长率和SFF以及良好的PEF强度的优异组合的热轧高强度钢片材或带材的制造方法。可通过诸如切割和/或冲压的常规方法从带材来生产板材或坯料。

该方法特别涉及热轧过程中的热机械路径、输出辊道(ROT)上到卷取温度的冷却轨迹以及随后到环境温度的钢片材或带材的冷却。制造所述钢的方法中的一个任选因素是在炼钢过程中采用钙处理，以防止堵塞来改善铸造性能，并对硫化物和/或氧化物基夹杂物进行改性。另一种任选因素是以下述方式控制炼钢、铸造和凝固过程中的工艺条件：通过限制铸造过程中的过热和强化冷却和限制S含量，使得就板坯和最终钢带材中的渗碳体和/或合金元素或不可避免的杂质的富集而言，将偏析，尤其是中心线偏析的程度保持为最低。为了尽量减少或优选防止钢在冲压或剪切时开裂，就渗碳体和/或合金元素或不可避免的杂质的富集而言，优选尽量减少钢中具有1μm或更大直径的硫化物和/或氧化物基夹杂物的分数，并尽量减少偏析尤其是中心线偏析的程度。为了抑制最终钢中复合Al_xO_y夹杂物的量，优选不采用钙处理，并在炼钢过程中给予足够的时间，以让夹杂物浮出，并使S含量保持在最低、优选为至多0.003％、更优选至多0.002％和最优选至多0.001％。

所提出的所述热轧高强度可成形钢片材或带材的制造方法解决了车辆底盘部件等的制造所需的外卷边操作中的过早边缘开裂问题。此外，本发明中提出的制造方法解决了在用于形成车辆底盘部件等时以及在使用条件下进行循环负载时，所述热轧高强度可成形钢片材或带材的冲压或剪切的边缘的过早疲劳失效的问题。

因此，本发明提供了一种热轧高强度钢，除了拉伸伸长率和HEC的优异组合外，由于冲压或剪切以及良好的冲压或剪切边缘疲劳，该钢还提供了良好的抗边缘开裂性能。强度、伸长率和HEC的优异组合源自可延展性和基本上是单相的铁素体显微组织，该显微组织用高密度的含有V和可选的Mo和/或Nb的微细复合碳化物和/或碳氮化物沉淀物进行强化。显微组织的基本上单相的铁素体的性质以及显微组织内的局部硬度差被保持在最小的事实确保了变形过程中的应力局部化，因此抑制了孔隙的成核化和过早的宏观失效。

在本发明中，如果所有铁素体相组分的体积分数为至少95vol.％，并且优选至少97vol.％，并且渗碳体和珠光体的组合分数为至多5vol.％，或者优选至多3vol.％，则认为显微组织基本上是单相的铁素体。在本发明中，这种较小分数的渗碳体和珠光体可容忍，因为它不会对钢的相关性能(HEC、PEF、Rp_0.2、RM和A50)产生实质性的不利影响。

现在将描述本发明的钢片材或带材的具体制造步骤的作用。

板坯再加热温度(SRT)：在钢带材热轧机的炉内的板坯再加热或在一体化的铸轧设备内再加热凝固的板坯确保了实际上所有含有V和/或可选的Nb的复合碳化物和碳氮化物沉淀物都被溶解。这将确保奥氏体基体中的固溶体中存在足够的V和/或可选的Nb，以便在热轧后在ROT和/或卷取机上冷却钢片材或带材时进行充分的沉淀硬化。发明人发现取决于所使用的微量合金元素的量，1050℃-1260℃的SRT足够。低于1050℃的SRT会导致不充分的溶解，因此导致过低的强度，而高于1260℃的SRT会增加再加热过程中异常的晶粒生长的风险，并促进不均匀的晶粒结构，这可对成形性产生不利影响。

最后的精轧机的入口温度(T_in,FT7)：一旦钢片材或带材在ROT上被主动冷却至卷取温度，则需要足够高的T_in,FT7以确保在转变前的最佳奥氏体化。为了图解说明奥氏体化的影响，图1显示了计算的0.055C-1.4Mn-0.2Si-0.02Al-0.06Nb-0.22V-0.15Mo-0.01N合金的连续冷却转变(CCT)图。在图1a中，在890℃奥氏体化且奥氏体晶粒尺寸为10μm，而对于图1b的CCT图，采用1000℃的奥氏体化温度和50μm的奥氏体晶粒尺寸作为输入量。两个CCT图中显示的是在图1a的情况中被认为是对比的示例性的ROT冷却轨迹和在图1b的情况中被认为是本发明的示例性的ROT冷却轨迹。

过低的T_in,FT7会导致奥氏体化，其加速铁素体转变并且促进多角形铁素体形成。尽管大部分多角形铁素体有利于拉伸伸长率，但发明人发现过低的T_in,FT7可对HEC和PEF产生不利影响。另一方面，过高的T_in,FT7含量会导致这样的奥氏体化，其使铁素体转变区偏离太远，促使淬透性过强，针状/贝氏体铁素体分数过高，或潜在地甚至最终导致在较低转变温度下形成的其他硬转变产物。这将以拉伸伸长率为代价，或甚至可能损害HEC。发明人发现，对于基于含有多角形铁素体与针状/贝氏体铁素体的混合物的合适的显微组织而在HEC与拉伸伸长率之间具有最佳平衡的本发明而言，当与本发明中规定的SRT、FRT、ROT冷却轨迹和CT组合时，980℃-1100℃的T_in,FT7是合适的。

精轧温度(FRT)：发明人发现，当与本发明中规定的SRT、T_in,FT7、ROT冷却轨迹和CT组合时，950℃-1080℃的FRT是合适的。

主输出辊道冷却速率(CR₁)：鉴于T_in,FT7和FRT在要求的范围内，正好在ROT开始时的钢片材或带材的第一冷却速率应足够强烈，以确保奥氏体向铁素体的转变在相对低的铁素体转变温度开始，促进针状/贝氏体铁素体。这在图1中也有示意性的说明。图1a反映了低FRT的情况，而图1b反映了高FRT。在两个CCT图中显示的是ROT冷却轨迹。在图1a的情况下，第一冷却速率为约25℃/s(对比)，在图1b的情况下，第一冷却速率为约85℃/s(本发明)。从图1a和1b中的计算出的CCT图中可以清楚地看出，与上述精轧条件组合的ROT上的强烈的第一冷却导致在CCT图中碰上的铁素体转变鼻尖，从而促进针状/贝氏体铁素体的形成。

针状/贝氏体铁素体相组分的成核及它们复杂的晶体形态对本发明极其重要。与首先在先前的奥氏体晶界上成核的多角形铁素体不同，针状/贝氏体铁素体将在存在于钢基体中的不可避免的夹杂物上部分成核。尤其是针状铁素体在这方面被认为是有效的作用剂，能够在局部微细晶粒的环境中包裹夹杂物，从而减少其对包括冲压、外卷边和循环疲劳加载的变形操作的有害影响。

发明人已经发现，与本发明中规定的SRT、T_in,FT7、ROT冷却轨迹和CT组合的强烈的第一ROT冷却速率(CR₁)的适宜范围是50℃/s-150℃/s。

第一冷却速率CR₁之后的中间输出辊道温度(T_int,ROT)：强烈的第一冷却使钢带材从FRT迅速冷却至600℃-720℃的中间ROT温度。与高FRT组合的这种ROT设置促进了铁素体形态从多角形铁素体转变为针状/贝氏体铁素体，因此促进了有关HEC和PEF的性能，并适应随机和相间沉淀消耗碳和抑制渗碳体和/或珠光体形成以及刺激进一步有效的奥氏体向铁素体转变所需的快速动力学。

第二输出辊道冷却速率(CR₂)：ROT冷却轨迹中的第二阶段是达到CT的三种变体之一：

·将钢片材或带材等温保持以达到CT，或

·以-20℃/s至0℃/s将钢片材或带材温和冷却以达到CT，或

·以0℃/s至+10℃/s将钢片材或带材温和加热以达到规定的CT。

因为来自发生在ROT上的从奥氏体向铁素体相变的潜热，钢片材或带材的这种加热是自然发生的。

达到CT的第二阶段很少或没有主动冷却，有利于改善沿钢片材或带材宽度的产品一致性，有利于促进从奥氏体向铁素体的进一步转变，并为随机沉淀或相间沉淀提供了足够的沉淀动力学。

卷取温度(CT)：CT部分地决定了奥氏体向铁素体转变的最终阶段，但在很大程度上也决定了沉淀的最终阶段。过低的CT将抑制或阻止卷取和/或随后的卷材冷却过程中任何进一步的沉淀，因此可能导致不完全的沉淀强化。此外，过低的CT可以导致存在低温相变产物，如下贝氏体、马氏体和/或残余的奥氏体。这些相组分的存在可以拉伸伸长率为代价或损害扩孔能力。过高的CT可导致过高分数的粗晶粒多角形铁素体，并促进沉淀物过度粗化，因此导致卷取和/或卷材冷却过程中沉淀强化程度降低。前者可导致过低的HEC和/或PEF，并可以导致在钢片材或带材的切割、剪切或冲压时发生开裂的风险增加。卷取温度的适宜范围为580℃-660℃。

现在将描述钢片材或带材中单个合金元素的作用。除非另有说明，否则所有组成均以重量百分比(％)给出。

添加碳(C)以形成具有V和任选的Nb和/或Mo的碳化物和碳氮化物沉淀物，以获得铁素体相组分(即多角形铁素体和针状/贝氏体铁素体)的充分的沉淀强化。一方面，与使用的V和任选的Nb和/或Mo的量相关，钢中的C的量应足够高，以实现铁素体显微组织的充分的沉淀强化，以确保570MPa或更高，或者优选780MPa或更高的拉伸强度。另一方面，C含量不应过高，因为这可促进最终显微组织中(粗的)渗碳体和/或珠光体的形成，进而可损害扩孔能力。C的量应为0.015-0.15％。合适的最小值为0.02％。合适的最大值为0.12％。

硅(Si)是获得铁素体基体固溶强化的有效合金元素。此外，Si可延缓甚至完全抑制渗碳体和/或珠光体的形成，这进而有利于扩孔能力。然而，由于Si大幅增加轧机中的轧制负荷，损害了尺寸窗口，而且还可以导致关于钢片材或带材上氧化皮的表面问题，进而可影响基材的疲劳性能，因此需要低的Si含量。为此，Si含量不应超过0.5％。合适的最小值为0.01％。合适的最大值为0.45％或0.32％。

锰(Mn)提供固溶强化，抑制铁素体转变温度并降低铁素体转变速率。后一方面与钢片材或带材的合适的精轧条件和足够高的冷却速率组合，使Mn成为减缓铁素体转变区进入(in)和促进针状/贝氏体铁素体的有效的作用剂。在这种情况下，Mn不仅对获得足够的固溶强化重要，而且更重要的是，获得由多角形铁素体与针状/贝氏体铁素体的混合物组成的所需的铁素体显微组织。这又很重要，因为发现这种由这些铁素体相组分的混合物组成的显微组织能够在HEC、拉伸强度以及延伸率之间提供所需的平衡。此外，由于Mn抑制铁素体的转变，相信有助于转变过程中的沉淀强化程度。然而，应避免过高的Mn，因为这可以导致(中心线)偏析，当钢片材或带材被切割或冲压时，这进而可以导致开裂，随后可以损害HEC和/或PEF。因此，Mn含量应在1.0-2.0％的范围内。合适的最小值为1.2％。合适的最大值为1.8％。

磷(P)提供固溶强化。然而，在较高的水平上，P的偏析可削弱扩孔能力。因此，P含量应为0.06％或更少，或优选至多0.02％。

硫(S)含量应为至多0.008％，由于过高的S含量会促进不希望的硫化物基夹杂物，因此可损害HEC和PEF。所以，本发明建议在炼钢过程中努力实现低的S含量，以获得高的HEC和良好的PEF。钙(Ca)处理可以有利于改性，尤其是MnS发纹(stringer)，以在整体上改善成形性，或通过对Al_xO_y基夹杂物进行改性以在浇铸过程中改善浇铸性，并防止堵塞问题。然而，存在一种风险，即钢带材中的Al_xO_y基夹杂物的量增加，这可以HEC和/或PEF为代价。所以，钙处理是任选的。对于本发明，优选S含量保持在最低，优选至多0.003％，更优选至多0.002％和最优选至多0.001％。除至多0.003％，更优选至多0.002％，且最优选至多0.001％的S含量外，优选不采用钙处理。

铝(Al)作为脱氧剂被加入钢中，可有助于在再加热和热轧过程中的晶粒尺寸控制。钢中的Al含量(Al_tot)由以下组成：

·因钢的脱氧而结合成为氧化物(Al_ox)的Al，其在炼钢和铸造过程中未从熔体中去除，以及

·在钢基体中的固溶体中，或作为AlN沉淀物(Al_sol)存在的Al。

钢基体中的固溶体中的Al和作为氮化物沉淀物存在的Al可以溶解于酸中以测量其含量，此处定义为可溶的Al(Al_sol)。无论是存在于固溶体中(Al_sol)过高的Al，还是存在于钢中作为氧化物基夹杂物(含有Al_xO_y的夹杂物)的过高的Al，都可损害扩孔能力。因此，Al的总含量应为0.12％或更少，Al_sol应为至多0.1％。对于沉淀强化，本发明在很大程度上依赖于使用升高水平的钒(V)以形成复合碳化物和/或碳氮化物沉淀物。众所周知，碳氮化物沉淀物比碳化物沉淀物更不容易粗化。为了利用所使用的V的量来确保最佳程度的沉淀强化，可以使用升高水平的氮(N)。如果采用这种合金方法，则优选保持低的Al量，以便防止N被Al清除并与Al结合形成AlN沉淀物。在这种情况下，优选低的Al含量以保持V(以及任选的Nb)游离，以便在沉淀过程中与N结合以形成(除碳化物沉淀物外的)碳氮化物沉淀物。因此，本发明中的Al_sol优选至多0.065％，更优选至多0.045％，且最优选至多0.035％。Al_sol的合适的最小含量为0.005％。

与热轧过程中的奥氏体化有关，铌(Nb)对奥氏体向铁素体的相变、铁素体形态和晶粒尺寸是重要的。由于Nb在热轧的最终阶段延缓了再结晶，因此在控制奥氏体化，即转变为铁素体之前的奥氏体晶粒尺寸，以及在低于非再结晶温度(T_nr)的条件下轧制时的形状(等轴Vs.扁平)和内部位错程度方面，Nb起着重要的作用。进而，奥氏体化可对奥氏体向铁素体的转变具有实质性影响，尤其是在热轧后立即在ROT上具有合适的冷却轨迹的情况下。如果奥氏体晶界密度受到抑制，优先在原奥氏体晶界和三相点上成核的多角形(等轴)铁素体成核将受到延缓。如果在热轧后有合适的ROT冷却轨迹，那么随后等轴、多角形铁素体的减少将伴随着具有更不规则形状的铁素体相组分，即针状和/或贝氏体铁素体的增加。这些相组分将优先在奥氏体晶界上成核，并向内生长，在针状铁素体的情况下，也会在存在于钢中的夹杂物上生长。尤其是，后一个特征对于本发明重要，因为这些在微细晶粒基体中被包裹的夹杂物对冲压性能没有影响，或减少了影响，和/或将减少其对HEC和/或PEF的负面影响。Nb的使用是任选的。然而，当使用时，Nb含量应为至多0.1％，因为过高的Nb含量可导致偏析，这损害了成形性和疲劳性能。此外，超过0.1％的Nb将失去其对于奥氏体化的效率。当使用时，Nb的最小合适含量为0.01％。除了Nb对奥氏体化的影响以及间接地对相变、铁素体形态和晶粒尺寸的影响外，Nb还能够与C和N结合，并导致碳化物和/或碳氮化物沉淀物。这些沉淀物在奥氏体向铁素体转变过程中或之后在铁素体中形成时，通过沉淀硬化产生强度，并在沉淀过程中清除C，从而提高了强度并有助于成形性。合适的最小Nb值为0.02％。合适的最大值为0.08％。

钒(V)提供沉淀强化。利用微细的V基复合碳化物和/或碳氮化物沉淀物进行沉淀强化对于实现基于单相铁素体显微组织的所需的强度水平与高的拉伸伸长率和高的HEC以及良好的PEF的组合重要。为了实现具有上述性能的显微组织，重要的是，除Nb和/或Mo等其他沉淀元素外，V实际上消耗了所有C来抑制或甚至完全防止在最终的显微组织中(粗的)渗碳体和/或珠光体的形成。V含量应在0.02％-0.45％的范围内。合适的最小值为0.12％。合适的最大值为0.35％，或甚至为0.32％。

钼(Mo)以多种方式与本发明有关。首先，Mo在转变过程中延缓了奥氏体-铁素体界面的迁移率，进而延缓了铁素体的形成和生长。与合适的精轧条件和ROT冷却轨迹结合，以多角形铁素体为代价，Mo的存在有利于促进针状/贝氏体铁素体，由此促进了HEC。其次，Mo抑制或甚至完全防止了珠光体的形成。后者对于本发明重要，以实现基本上是单相的铁素体显微组织，其中(粗的)渗碳体和/或珠光体受到抑制，以在拉伸伸长率与HEC之间实现良好的平衡。由于Mo像V和Nb一样，可作为碳化物形成剂，它的存在是有利的，因为它与C结合，防止渗碳体和/或珠光体的形成，并有助于沉淀强化。相信Mo还抑制基于V和/或Nb的复合沉淀物的粗化，由此抑制在缓慢的卷材冷却过程中沉淀物的粗化而引起的沉淀强化的降低。Mo的使用取决于钢片材或带材所需的强度水平，从而在本发明中被视为任选的。在使用Mo作为合金化元素的情况下，其含量应为至少0.05和/或至多0.7％。合适的最小值为0.10％或甚至0.15％。合适的最大值为0.40％、0.30％或甚至0.25％。

铬(Cr)提供淬透性并延缓奥氏体形成铁素体。因此，与适当的精轧条件和ROT冷却轨迹结合，以多角形铁素体为代价，Cr可像Mn和Mo一样，作为有效的元素来促进针状/贝氏体铁素体。本发明不强制使用Cr。通过将合适水平的Mn和Mo与适当的热轧设置、ROT冷却条件和卷取温度结合使用，可实现所需的显微组织以及所要求的拉伸性能、HEC和/或PEF性能。然而，使用铬可能有助于减少Mn和/或Mo的量。用Cr代替部分Mn可有助于抑制Mn的(中心线)偏析，进而可降低钢在切割、剪切或冲压时开裂的风险。用Cr代替部分Mo可有助于减少Mo的含量。这是有益的，因为Mo是一种非常昂贵的合金元素。Cr在使用时应在0.15％-1.2％的范围内。使用时Cr的合适的最小含量为0.20％，使用时Cr的合适的最大含量为1％。

氮(N)像碳一样，是沉淀过程中的关键元素。众所周知，尤其是与利用V的沉淀强化结合，N有利于促进碳氮化物沉淀物。这些碳氮化物沉淀物比碳化物沉淀物更不容易粗化。因此，与V的结合的高水平的N可促进额外的沉淀强化，并更有效地利用包括V和Nb的昂贵的微合金元素。因为对于N来说，Al与V竞争，因此建议在使用较高的N时使用相对较低的Al含量，以使V的沉淀强化最大化。在这种情况下，Al_sol含量和N含量的合适范围分别为0.005％-0.04％和0.006％-0.02％。应注意，所有N均与Al或优先与V结合在一起。应避免存在游离N，因为这将损害成形性和疲劳性。本发明的合适的最大N含量为0.02％。在本发明中的沉淀强化是主要利用碳化物沉淀物来促进的情况下，优选升高的Al_sol含量为0.030％-0.1％且N含量为0.002％-0.01％。本发明的合适的最小N含量为0.002％。合适的最大氮含量为0.013％。

钢中可存在钙(Ca)，在采用钙处理来控制夹杂物和/或进行防堵塞实践以改善铸造性能的情况下，其含量将升高。在本发明中，采用钙处理是任选的。如果不采用钙处理，Ca将作为来自炼钢和铸造过程的不可避免的杂质存在，其含量通常为至多0.015％。如果采用钙处理，钢带材或钢片材的钙含量一般不超过100ppm，通常为5ppm-70ppm。为了抑制最终钢中复合Al_xO_y夹杂物的量，优选不采用钙处理，并在炼钢过程中给予足够的时间，以使夹杂物浮出，并使S含量保持在最低，优选至多0.003％、更优选至多0.002％且最优选至多0.001％。

在一个实施方案中，根据本发明生产的热轧钢片材或带材的厚度为至少1.4mm，至多12mm。优选厚度为至少1.5mm和/或至多5.0mm。更优选厚度为至少1.8mm和/或至多4.0mm。

在本发明的优选实施方案中，根据本发明生产的热轧钢片材或带材包含C、N、Al_sol、V和任选的Nb和Mo，其中这些元素的含量(以wt％表示)满足以下公式：

如果

在本发明的优选实施方案中，根据本发明生产的热轧钢片材或带材包含C、N、Al_sol、V和任选的Nb和Mo，其中这些元素的含量(以wt％表示)满足以下公式：

如果

在本发明的优选实施方案中，根据本发明生产的热轧钢片材或带材的具有570MPa或更高的拉伸强度且包含C、N、Al_sol、V和任选的Nb和Mo，其中这些元素的含量(以wt％表示)满足以下公式：

如果

在本发明的优选实施方案中，根据本发明生产的热轧钢片材或带材具有780MPa或更高的拉伸强度且包含C、N、Al_sol、V和任选的Nb和Mo，其中这些元素的含量(以wt％表示)满足以下公式：

如果

在本发明的优选实施方案中，根据本发明生产的热轧钢片材或带材具有980MPa或更高的拉伸强度且包含C、N、Al_sol、V和任选的Nb和Mo，其中这些元素的含量(以wt％表示)满足以下公式：

如果

在本发明的优选实施方案中，根据本发明生产的热轧钢片材或带材具有980MPa或更高的拉伸强度且包含C、N、Al_sol、V和任选的Nb和Mo，其中这些元素的含量(以wt％表示)满足以下公式：

如果

根据另一方面，本发明还体现在根据本发明生产的高强度热轧钢片材或带材的制造中，其中高强度热轧钢片材或带材具有：

·至少570MPa的拉伸强度和90％或更高的HEC，或

·至少780MPa的拉伸强度和65％或更高的HEC，或

·至少980MPa的拉伸强度和40％或更高的HEC，

其中(Rm×A50)/t^0.2>10000或优选(Rm×A50)/t^0.2≥12000。

根据另一方面，本发明还体现在根据本发明生产的高强度热轧钢片材或带材的制造中，其中高强度热轧钢片材或带材具有：

·至少570MPa的拉伸强度和90％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙的情况下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少280MPa，优选至少300MPa，或；

·至少780MPa的拉伸强度和65％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙的情况下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少300MPa，优选至少320MPa，或；

·至少980MPa的拉伸强度和40％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙的情况下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少320MPa，优选至少340MPa；

其中(Rm×A50)/t^0.2>10000或优选(Rm×A50)/t^0.2≥12000。

现在将借助于以下非限制性实施例进一步说明本发明。

实施例1：将具有表1中所示化学组成的钢A至F在表2中给出的条件下进行热轧，生产具有在2.8mm-4.1mm范围内的厚度(t)的钢1A至38F。除化学组成外，表1还提供了Ar3，即钢冷却时奥氏体向铁素体的转变开始且开始形成铁素体的温度的指示。作为Ar3的指示性测量，使用以下公式：

A_r3＝902-(527×C)-(62×Mn)+(60×Si)

表2提供了关于工艺条件(T_int，ROT＝中间输出辊道温度；Δt₁＝离开精轧机与在ROT上开始至T_int，ROT的第一冷却之间的时间；CR₁＝第一冷却速率)的细节；描述在ROT上的第二冷却的参数(Δt₂＝在ROT上至卷取温度(CT)的第二冷却的时间；CR₂＝第二冷却速率)。CR_av是从FRT至CT的平均冷却速率。在拉伸测试和HEC测试之前热轧钢均进行了酸洗。表3中钢1A至38F所报告的拉伸性能基于A50拉伸几何结构，而拉伸测试平行于轧制方向，根据EN-ISO6892-1(2009)(Rp0.2＝0.2％条件屈服强度或屈服的强度；Rm＝极限拉伸强度；YR＝屈服比(Rp_0.2/Rm)；Ag＝均匀伸长率；A50＝A50拉伸伸长率；ReH＝上屈服强度(upper proof)或屈服的强度；ReL＝下屈服强度(lower proof)或屈服的强度；Ae＝屈服点伸长率)。

Rm和拉伸伸长率(在本例中为A50)的乘积，Rm×A50被视为钢在其变形时可吸收能量的程度的度量。此参数与钢片材冷成型以生产特定的车辆底盘部件等以及评价其在冷成型过程中的抗断裂性和随后的失效时的制造有关。由于拉伸伸长率部分取决于钢片材或带材的厚度(t)，并且根据奥利弗(Oliver)公式，与t^0.2成比例，因此钢片材或带材吸收能量的度量也可表示为(Rm×A50)/t^0.2以允许具有不同厚度的钢片材或带材之间的直接比较。

为了确定被认为是SFF程度标准的HEC(λ)，从每块钢片材上切下三个正方形样品(90×90mm²)，然后在钢样品中心冲压一个直径(d₀)为10mm的孔。样品的HEC测试是在毛刺向上的情况下进行的。从下向上推60°的圆锥冲头，当贯通厚度的裂纹形成时测量孔径d_f。使用以下公式计算HEC(λ)，其中d₀等于10mm：

表3中报告了板1A至38F的HEC。

用电子背散射衍射(EBSD)对钢片材1A至38F的显微组织进行表征，以识别显微组织的普遍特征，并确定其相组分和分数。为此目的，在样品制备、EBSD数据收集和EBSD数据评价方面遵循以下程序。

EBSD测量是在平行于轧制方向(RD-ND平面)的横截面上进行的，该横截面固定在导电树脂中，并被机械抛光至1μm。为了获得完全无变形的表面，用胶体二氧化硅(OPS)进行最终抛光步骤。

用于EBSD测量的扫描电子显微镜(SEM)是配备有场发射枪(FEG-SEM)和EDAXPEGASUS XM 4HIKARI EBSD***的蔡司Ultra 55机器。在钢片材的RD-ND平面上收集EBSD扫描。在SEM中，将样品置于70°角下。在高电流选项打开的情况下，加速电压为15kV。在扫描过程中采用120μm孔径，工作距离为17mm。为了补偿样品的高倾斜角，在扫描过程中采用了动态聚焦校正。

使用TexSEM实验室(TSL)软件OIM(定向成像显微镜)数据收集版本7.0.1捕获EBSD扫描。通常，使用以下数据收集设置：Hikari相机，处于结合有标准背景减法的6×6像素组合。在所有情况下扫描区域都位于样品厚度的1/4位置。

在所有情况下EBSD扫描尺寸都为100μm×100μm，步长为0.1μm，扫描速率为每秒80帧。对于所有钢样品1A至38F，显微组织中未发现RA，因此在扫描过程中仅包括Fe(α)。数据收集过程中使用的Hough设置为：像素合并图案尺寸(binned Pattern size)为约96；θ设定尺寸(theta set size)为1；rho分数为约90；最大峰值计数为13；最小峰值计数为5；Hough类型设为经典；Hough分辨率设为低；蝶形卷积模板(butterfly convolution mask)为9×9；峰对称性为0.5；最小峰值幅度为5；最大峰距离为15。

使用TSL OIM分析软件版本7.1.0×64评价EBSD扫描。通常，数据集在RD轴上旋转90°以获得相对于测量方向的正确方向上的扫描。进行标准晶粒扩张清理(晶粒度公差角(GTA)为5°，最小晶粒尺寸为5像素，使用的标准是晶粒必须包含多行以便单次扩张迭代清理)。

采用以下方法计算了Fe(α)分区的取向差(misorientation)角度分布(MOD)指数：使用TSL-OIM分析软件，从分区的EBSD数据集计算了包括所有边界在内的5°-65°取向差角度范围的归一化的取向差角度分布(MOD)，像素合并为1°。类似地，以与测量的曲线相同的取向差角度范围和像素合并，计算了随机再结晶的多角形铁素体(PF)的归一化的理论MOD。在实践中，这是所谓基于“MacKenzie”的包括在TSL OIM分析软件中的MOD。MOD的归一化意味着MOD下面的区域被定义为1。然后，MOD指数被定义为图2a(上图)和2b(下图)中理论曲线(虚线)和测量曲线(实线)之间的区域，可定义为：

其中M_MOD,i为在测量的MOD的角度i(范围5°-65°)处的强度，R_MOD,i为在随机再结晶的PF的理论或基于“MacKenzie”的MOD的角度i处的强度。

图2a和2b中的实线表示测量的MOD，虚线表示随机再结晶的多角形铁素体(PF)结构的理论取向差角度曲线。图2a显示了具有显微组织的示例性样品的MOD曲线，该显微组织具有主要为多角形铁素体(PF)的特征。图2b显示了具有显微组织的示例性样品的MOD曲线，该显微组织具有主要为针状/贝氏体(AF/BF)的特征。根据定义，MOD指数范围从0到几乎2；当测量的曲线等于理论曲线时，两条曲线之间的面积为0(MOD指数将为0)，而如果两条分布曲线之间(几乎)没有强度重叠，则MOD指数为(几乎)2。因此，如图2中所说明的，MOD包含显微组织性质的信息，且MOD指数可用于基于定量方法评价显微组织的特征，因此比基于诸如光学显微镜法的常规方法更明确。全PF显微组织将具有单峰模式的MOD，大部分强度在20°-50°范围内，峰值强度约45°。相反，全AF/BF显微组织将具有强的双峰模式的MOD，峰值强度在5°-10°和50°-60°，极小强度在20°-50°的范围内。因此，本实施例中的低的MOD指数和高的20°-50°的MOD强度是主要为PF显微组织的明显特征，而高的MOD指数和低的20°-50°的MOD强度是主要为AF/BF显微组织的明显特征。

除了在针状/贝氏体铁素体(AF/BF)Vs.多角形铁素体(PF)方面对基体特征进行定性评价外，还采用MOD指数定量确定PF和AF/BF的体积分数。图3显示了体积分数AF/BF(vol.％)与MOD指数的关系曲线图，其中假定了体积分数AF/BF与MOD指数之间的线性关系。在0和100％AF/BF处的开环的实心黑线说明了AF/BF的量随MOD指数而变化的理论关系。然而，发明人已经发现，基于光学显微镜法，MOD指数在1.1-1.2范围内的显微组织已经被分类为仅或100％AF/BF。因此，在本实施例中，发现了体积分数AF/BF与MOD指数之间的更经验的关系，其中100％PF类型的显微组织的MOD指数为0，100％AF/BF类型的显微组织的MOD指数为1.15。该关系在图3中用虚线示出，在0和100％AF/BF处具有闭合的三角形符号，并由以下公式给出：

AF/BF＝86.96×MOD指数在该情况下，假设PF的量为：

PF＝100-AF/BF

AF/BF和PF以总显微组织的体积百分比表示。本文所描述的EBSD程序用于量化钢片材1A至38F的显微组织的AF/BF和PF体积分数。表3中给出了MOD指数、PF和AF/BF体积分数，以及钢片材1A至38F的拉伸性能和HEC以及基于EBSD分析的平均晶粒尺寸。基于光学显微镜法和EBSD观察，发明人发现，在所有情况下，钢片材1A至38F的整个显微组织基本上是单相铁素体，由多角形铁素体(PF)和/或针状/贝氏体铁素体(AF/BF)组成，其中上述铁素体相组分总和的总体积分数不低于95％。常规的光学显微镜法显示，在所有情况下，渗碳体和/或珠光体的体积分数都低于5％。

钢片材1A至6A和7B至14B分别对应于NbVMo和NbV基的化学，并且在所有情况下都是利用钙处理生产的。

对钢片材1A至14B预测的Ar3为约775℃。对于FRT为890℃-910℃的这些钢片材，根据EP12167140和EP13154825中分别针对NbVMo或NbV基合金提出的工艺条件生产所有钢片材。同样适用于生产钢片材1A至14B所采用的ROT上的平均冷却速率和卷取温度。钢片材1A至14B的平均冷却速率和卷取温度分别在13℃/s-17℃/s和615℃-670℃的范围内。

然而，首先从钢片材1A到6A的拉伸性能和扩孔能力来看，很明显，如钢A的NbVMo基合金与基本上单相的铁素体显微组织的组合不会导致所需的580MPa的最小拉伸强度与90％的HEC或750MPa的拉伸强度与60％的HEC或980MPa的拉伸强度与30％的HEC的分别组合。

钢片材1A至14B的显微组织基本上都是单相铁素体，即钢片材1A至14B的渗碳体和/或珠光体的量为至多3vol.％或更少。然而，与伴随的拉伸强度水平相比，钢片材1A至14B缺乏HEC。

为了制造钢片材15C至22C，采取了另一种方法。未采用钙处理来抑制钢中Al_xO_y基夹杂物的量。此外，对热轧和ROT冷却条件进行了修改。作为对于钢片材1A至14B，T_in,FT7和FRT分别在930℃-940℃和890℃-910℃的范围内的替代，采用明显更高的温度来生产钢片材15C至22C。对于这些钢片材，T_in,FT7和FRT分别在990℃-1010℃和960℃-990℃的范围内。除了对精轧条件的修改外，还改变了ROT上的冷却轨迹。对于钢片材15C至22C，ROT开始时的冷却速率比钢片材1A至14B采用的的冷却速率明显更大。作为对于钢片材1A至14B采用的约8秒-10秒的20℃/s-35℃/s范围内的相对温和的冷却的替代，以60℃/s-80℃/s范围内的冷却速率对钢片材15C至22C进行了约4秒-5秒的更剧烈的冷却。对于所有钢，即1A至22C，初始冷却至ROT上的640℃-700℃范围内的中间温度之后是进一步相对温和地冷却至610℃-670℃的最终卷取温度。

与钢片材1A至14B相似，钢片材15C至22C的显微组织都基本上是单相铁素体，具有至多3体积％或更少的渗碳体和/或珠光体。然而，EBSD分析显示，与钢片材15C至22C的显微组织相关的MOD指数明显高于钢片材1A至14B的MOD指数。而钢片材1A至14B的MOD指数在0.2-0.44的范围内，钢片材15C至22C具有0.5-0.8的MOD指数值。钢片材15C至22C的相当高的MOD指数表明MOD具有显著不同的特征，钢片材15C至22C的铁素体形态部分与钢片材1A至14B的铁素体形态部分存在本质差异。正如已经讨论过的，增大的MOD指数反映了以多角形铁素体为代价的总体铁素体组织中的针状/贝氏体铁素体分数的增加。根据MOD指数，钢片材15C至22C的多角形铁素体(PF)的体积分数估计在约35％-56％的范围内，而钢片材1A至14B的PF分数估计为明显更高，具有62％-80％范围内的值。将钢片材15C至22C的AF/BF分数与钢片材1A至14B的AF/BF分数进行比较，显示前者含有约44％-65％的AF/BF，而后者则在20％-38％的范围内。

以上分析表明，精轧最终部分的升高的温度以及ROT开始时的提高的冷却速率导致了PF与AF/BF的混合物中的变化，并以PF为代价促进了AF/BF的形成。这进而对HEC有非常有益的影响，而屈服和拉伸强度或拉伸伸长率没有任何重要影响。钢片材15C至22C的HEC的测量值比具有类似拉伸强度的钢片材1A至14B大。而来自1A至14B集合的具有780MPa或更高的拉伸强度的钢片材的HEC在35％-60％的范围内，来自钢片材15C至22C集合的具有780MPa或更高的拉伸强度的钢片材的HEC在75％-100％的范围内。

对一方面钢片材23D至28D和另一方面29D的HEC性能和显微组织进行了比较，显示不仅钙处理可发挥作用，而且最重要的是热轧和ROT冷却条件。对于所有钢片材23D至29D，没有采用钙处理，一方面钢片材23D至28D与另一方面29D之间的唯一区别是所采用的热轧和ROT冷却条件。对于钢片材23D至28D，T_in,FT7和FRT分别在920℃-970℃和900℃-940℃的范围内，而对于钢片材29D，这两个值分别显著更高，具有1000℃和963℃的值。此外，对于钢片材29D，ROT开始时的冷却速率显著更高：对于29D，冷却速率为约71℃/s，而对于钢片材23d至28D，冷却速率为约27℃/s-44℃/s。尽管所有钢片材23D至29D的显微组织都基本上是单相铁素体，但对于钢片材29D，钢带材精轧温度的升高与采用的ROT开始时钢带材冷却的增强的组合导致以多角铁素体为代价的针状/贝氏体铁素体的分数增加，并导致HEC的大幅增加，但不会显著损害拉伸性能。这反映在测量的MOD指数值中，即钢片材23D至28D具有0.30-0.45范围内的MOD指数值，而对于钢片材29D，则显著更高，具有0.65的值。关于扩孔能力，对于钢片材23D至28D，其值在35％-53％的范围内，而钢片材29D的HEC为81％。

此外，对于钢E(钢片材30E至36E)，研究了热轧和ROT冷却条件对拉伸性能、扩孔能力和显微组织的影响。对于钢E，所看到的影响与对钢片材23D至28D Vs.钢片材29D所观察到的关于HEC和显微组织的影响相似：精轧温度和ROT开始时的初始冷却速率的增加导致了HEC的大幅增加，以及在整个基本上单相铁素体的显微组织中的PF和AF/BF的体积分数变化的大幅增加。后者又反映在MOD指数的增加上，即钢片材30E至35E具有0.25-0.42范围的MOD指数值，而对于钢片材36E，其MOD指数值为约0.50。对于钢片材30E至35E，相应的HEC在35％-56％的范围内，而钢片材36E的HEC明显更高，具有65％的测量值。

尽管作为SFF测量的HEC对出自特定钢片材的车辆底盘部件的制造性有影响，但PEF则被视为一旦投入使用后车辆底盘部件的临界边缘疲劳的测量。为了确定PEF，从多个钢片材上切下纵轴平行于轧制方向的矩形样品(185×45mm²)，然后在钢样品中心冲压(单冲)直径为15mm的孔。这些PEF样品的几何形状设计使得在孔周长的应力集中足够大，以确保疲劳裂纹总是在孔附近开始。这意味着，矩形样品可以简单地用剪板机裁剪，而无需像通常普通基材应力寿命或S-N疲劳测试(应力(以MPa计)随失效循环(Nf)而变化)那样进一步打磨/抛光。研究的钢片材都是用15mm的冲头冲压的。将分别具有约3.05和3.04mm厚度的钢片材6A和15C与15.8mm的模具组合进行冲压，分别导致这些钢片材13.1％-13.2％的间隙。对于具有2.89mm厚度的钢片材29D，使用15.5mm的模具，其导致8.7％的间隙。间隙(Cl，以百分比计)基于模具直径(d_模具，以mm计)、冲头直径(d_冲头，在该情况下为15mm)和钢片材厚度(t，以mm计)，根据：

计算。

所有PEF测试均使用液压单轴测试机和0.1的测试R值(最小负载/最大负载)进行。通过将测试负载除以冲孔疲劳测试样品中间处的横截面积(即样品宽度减去孔的测量尺寸)，将负载转换为应力，以消除材料厚度的影响。用于PEF测试的失效标准是位移增加0.1mm。

PEF测试结果示于表4中，并显示了工艺条件(Ca＝钙处理，是或否；HSM＝精轧温度，ROT冷却条件和与本发明一致的卷取温度，是或否)、拉伸性能(Rp0.2＝0.2％条件屈服强度或屈服的强度；Rm＝最终拉伸强度；A50＝A50拉伸伸长率)、HEC(λ)和显微组织特征(PF＝多角形铁素体的体积分数；AF/BF＝针状/贝氏体铁素体的体积分数；MOD指数)。表4中描述PEF强度的相关特征是1×10⁵循环时对于用于冲压钢片材的特定间隙(Cl)的最大疲劳应力(σ_max)和最大疲劳应力(σ_max)与Rm的比率(以百分比计)。表4中还提供了当对钢基材进行冲压时开裂量的光学评价。开裂程度用冲孔周长的百分比表示。

一般来说，钢的PEF性能在很大程度上取决于冲压边缘断裂区的表面粗糙度以及靠近冲压边缘的钢片材内部累积的应变和损伤量。进而，这些特征部分地由钢基材的显微组织和机械响应以及冲压条件(尤其包括冲头与模具之间的间隙)的影响确定。众所周知，间隙的增加可能伴随着断裂区粗糙度的增加，而这进而又可导致PEF的恶化。此外，随着间隙的增加，由于(中心线)偏析和/或夹杂物的存在，应变的量(尤其是内部损伤)可增加。这种内部损伤可导致钢基材内的开裂、内部空洞和潜在的内部微裂纹，这些都可在循环疲劳负载过程中起到局部应力集中物的作用，因此可影响PEF性能。

图4显示了一个示意图，说明了屈服强度(Rp0.2)对基材S-N疲劳的影响，以及对具有相同拉伸强度且以类似间隙冲压的铁素体钢和多相钢的PEF的影响，尽管这两种钢具有明显不同的屈服强度。众所周知，铁素体钢，例如常规的HSLA钢以及如本发明中定义的单相沉淀强化钢，具有相对高的屈服强度，通常的屈服比在0.85至几乎1的范围内。相比之下，像双相(DP)或复相(CP)钢的多相钢通常具有显著更低的屈服强度和通常在0.5-0.85范围内的屈服比。一般规则是，具有高屈服强度的钢比具有低屈服强度的钢具有显著更高的基材S-N疲劳强度。在基材S-N疲劳的情况下，疲劳强度受循环负载过程中疲劳断裂的成核和生长的控制，而疲劳断裂的成核和生长在很大程度上分别受钢片材表面粗糙度和显微组织的控制。

然而，一旦钢片材被冲压，由于孔周长的应力集中可能比钢片材中的任何其他地方都大，因此S-N疲劳性能在很大程度上受冲压孔的控制。进而，这将导致靠近钢片材中的孔的疲劳裂纹的成核和生长。

如图4所示，冲压钢片材导致应力寿命(S-N)疲劳性能显著下降。一旦钢片材被冲压，具有高屈服强度的钢通常在疲劳性能方面将经历比具有相对低屈服强度的钢显著更大的下降。该结果示于图4中，强调了在冲压时，铁素体和多相钢种的应力-寿命疲劳曲线几乎好像碰撞，与常规的应力-寿命基材疲劳相比，屈服应力不再决定曲线的顺序。取而代之，其他因素，如冲压边缘的条件，即断裂区的表面粗糙度以及靠近冲压边缘壁的钢片材内部的应变和损伤将决定应力-寿命PEF曲线的位置。因此，关键是要确保目标的高强度钢的PEF足够高，以保证任何向下测量的潜力，而不会损失性能。

表2和表3中已经显示，本发明的纳米沉淀强化单相铁素体钢能够适应高强度与高拉伸伸长率和高扩孔能力的组合。相应的显微组织由多角形铁素体与针状/贝氏体铁素体的混合物组成。尤其是后一种铁素体组分被认为是促成优异的扩孔能力的关键。前面的对比例显示，以针状/贝氏体铁素体为代价的多角形铁素体的过高分数导致过低的HEC，因而导致一旦冲孔被拉伸就过早断裂和失效。在这种情况下，本发明所需的针状/贝氏体相组分被认为当受到强烈的局部变形时(如当钢片材被冲压、切割或剪切的情况)可增加钢片材的抗损伤能力。尤其是针状铁素体，其可在钢中的夹杂物上成核，被认为能够将夹杂物局部地嵌入到微细晶粒基体中，当钢在冲压等过程中发生严重变形时，使夹杂物的存在不那么有害。此外，针状和贝氏体铁素体相组分的微细且复杂的铁素体形态被认为可抑制断裂扩展。这些方面，连同防止或至少抑制任何(中心线)偏析(这些偏析可能导致冲压时开裂)，以及防止或至少抑制最终显微组织中硫化物和/或氧化物基夹杂物(即具有1μm或更大直径的夹杂物)的存在，与确保本发明的纳米沉淀强化单相铁素体钢的疲劳性能的降低被保持为最低具有相关性。在这种情况下，低的S含量任选地与在炼钢过程中避免钙处理并尝试促进Al_xO_y基夹杂物有足够的时间从钢液中浮出的组合有助于减少硫化物和/或氧化物基夹杂物的量。此外，对于本发明来说，有益的是以偏析，且尤其是中心线偏析被抑制或甚至完全被防止的方式来安排炼钢和铸造。

表4显示了用于本发明的对比例和两个发明实施例的PEF性能和冲模间隙，以及相关工艺条件的指示和相应拉伸性能、扩孔能力、间隙以及源自EBSD分析的显微组织特征的信息以及冲压时开裂程度的评价。此处作为以MPa计的在1×10⁵循环至失效时的最大疲劳强度σ_max和作为用于冲压钢片材的特定间隙(Cl)在1×10⁵循环时的最大疲劳应力(σ_max)与Rm的比率(以百分比计)来测量PEF性能。表4所示的用于钢片材的间隙对于钢片材6A和15C为约13％，对于本发明的钢片材29D为约8.7％。

数据显示，对于对比钢片材6A，由在1×10⁵循环至失效时的最大疲劳强度σ_max表示的PEF为296MPa，而具有实际相等的厚度和用于冲压的间隙的本发明的钢片材15C，该PEF显著更高，具有314MPa的值。同样的趋势适用于对比钢片材6A和本发明的钢片材15C的在1×10⁵循环至失效时的σ_max/Rm比率，即分别为35.2％和37.8％。钢片材15C相对于钢片材6A其PEF性能得到改善，与前面关于HEC的讨论类似，这归于将S含量保持在低的水平，没有采用钙处理的事实，以及精轧、ROT和卷取条件与本发明一致的事实，导致在钢片材15C的情况下，得到由多角形铁素体与针状/贝氏体铁素体的混合物组成的所需的显微组织，具有至多60％的PF和至少40％的AF/BF。另一个引人注目的观察结果是，对于对比钢片材6A，观察到广泛的开裂，覆盖了冲孔周长的80％-100％。对于本发明的钢片材15C，冲压后的开裂程度为至多5％。与对比钢片材6A相比，对于本发明的钢片材15C，开裂的强烈减少与中心线偏析量的强烈减少以及相对大的Al_xO_y基夹杂物的量的减少有关。

表4还显示了有关本发明实施例29D的细节。为了评价这种钢片材的PEF性能，采用了8.7％的间隙。此外，基于具有(在该本发明的具体情况下)至多50％的PF和至少50％的AF/BF的多角形铁素体与针状/贝氏体铁素体的混合物的所需显微组织，该钢片材在冲压时几乎没有或没有开裂的迹象，并在1×10⁵循环至331MPa的失效时提供了良好的PEF强度。

表1：钢的组成

Claims (28)

1.一种具有至少570MPa的拉伸强度，且具有拉伸伸长率、SFF和PEF强度的优异组合的热轧高强度钢带材的制造方法，包括以下步骤：

·浇铸板坯，然后是将凝固的板坯再加热到1050℃-1260℃的温度的步骤；

·以980℃-1100℃的精轧机入口温度热轧钢板坯；

·在950℃-1080℃的精轧温度下完成所述热轧；

·以50℃/s-150℃/s的第一冷却速率将热轧钢带材冷却至600℃-720℃的ROT上的中间温度；

·然后通过

ο利用由奥氏体向铁素体相变产生的潜热对钢进行0℃/s至+10℃/s的温和加热，或；

ο使钢保持恒温，或；

ο通过对钢进行温和冷却，使其整体达到-20℃/s至0℃/s的ROT的第二阶段中的温度变化速率；

·达到580℃-660℃的卷取温度；

其中所述钢以wt％计包含：

·0.015％-0.15％的C；

·至多0.5％的Si；

·1.0％-2.0％的Mn；

·至多0.06％的P；

·至多0.008％的S；

·至多0.1％的Al_sol；

·至多0.02％的N；

·0.02％-0.45％的V；

·任选以下中的一种或多种：

ο至少0.05％和至多0.7％的Mo；

ο至少0.15％和至多1.2％的Cr；

ο至少0.01％和至多0.1％的Nb；

·任选的Ca，其量与用于夹杂物控制的钙处理一致；

·余量的Fe和不可避免的杂质；

其中，所述钢具有基本上单相的铁素体显微组织，所述铁素体显微组织包含多角形铁素体(PF)与针状/贝氏体铁素体(AF/BF)的混合物，且其中所述铁素体组分之和的总体积分数为至少95％，且所述铁素体组分用包含V和任选的Mo和/或Nb的微细的复合碳化物和/或碳氮化物沉淀物进行强化。

2.根据权利要求1所述的方法，其中所述热轧高强度钢带材具有至少780MPa的拉伸强度。

3.根据权利要求1所述的方法，其中不采用钙处理，钢中存在的任何Ca是来自炼钢过程的不可避免的杂质，并且钢含有至多0.003％的S。

4.根据权利要求1所述的方法，其中钢含有至多0.002％S。

5.根据权利要求1所述的方法，其中钢含有至多0.001％的S。

6.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中精轧机入口温度为至多1050℃。

7.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中精轧温度为至多1030℃。

8.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中到中间温度的第一冷却速率为至少60℃/s和/或至多100℃/s。

9.根据上述权利要求8所述的方法，其中中间温度为至少630℃和/或至多690℃。

10.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中冷却到中间温度之后是：

·由于由奥氏体向铁素体相变产生的潜热，有效地进行0℃/s至+5℃/s的温和加热，或；

·保持恒温，或；

·有效地温和冷却，使其整体达到-15℃/s至0℃/s的ROT的第二阶段中的温度变化速率；

达到卷取温度。

11.根据上述权利要求1所述的方法，其中卷取温度为至少600℃和/或至多650℃。

12.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中卷取的热轧钢带材被放置以逐渐冷却到环境温度，或者通过将卷材浸入水盆中或通过用水喷淋对卷材进行主动冷却来将其冷却到环境温度。

13.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中对经过表面氧化皮除去处理后的热轧钢带材进行涂覆处理，以确保钢受到锌或锌合金涂层的防腐保护。

14.根据上述权利要求13所述的方法，其中锌合金涂层含有铝和/或镁作为其主要合金元素。

15.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中所述热轧钢带材具有基本上单相的铁素体显微组织，所述铁素体显微组织以基体的体积百分比计含有以下混合物：

·至多60％的多角形铁素体(PF)和至少40％的针状/贝氏体铁素体(AF/BF)或；

·至多50％的多角形铁素体，或；

·至多30％的多角形铁素体和至少70％的针状/贝氏体铁素体。

16.根据上述权利要求15所述的方法，其中基本上单相的铁素体显微组织含有至少50％的针状/贝氏体铁素体。

17.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中用电子背散射衍射(EBSD)技术测量的热轧钢带材的显微组织的MOD指数为至少0.45。

18.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中用电子背散射衍射(EBSD)技术测量的热轧钢带材的显微组织的MOD指数为至少0.50。

19.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中用电子背散射衍射(EBSD)技术测量的热轧钢带材的显微组织的MOD指数为至少0.60。

20.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中用电子背散射衍射(EBSD)技术测量的热轧钢带材的显微组织的MOD指数为至少0.75。

21.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中所述热轧钢带材具有至少570MPa的拉伸强度和90％或更高的HEC，且其中所述钢以wt％计包含：

·0.02-0.05％的C；

·至多0.25％的Si；

·1.0-1.8％的Mn；

·至多0.065％的Al_sol；

·至多0.013％的N；

·0.12-0.18％的V；

·0.02％-0.08％的Nb；

·以及任选的0.20％-0.60％的Cr。

22.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其中所述热轧钢带材具有至少780MPa的拉伸强度和65％或更高的HEC，且其中所述钢以wt％计包含：

·0.04-0.06％的C；

·至多0.30％的Si；

·1.0-1.8％的Mn；

·至多0.065％的Al_sol；

·至多0.013％的N；

·0.18-0.24％的V；

·0.10-0.25％的Mo；

·0.03％-0.08％的Nb；

·以及任选的0.20％-0.80％的Cr。

23.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其中所述热轧钢带材具有至少980MPa的拉伸强度和40％或更高的HEC，其中所述钢以wt％计包含：

·0.08-0.12％的C；

·至多0.45％的Si；

·1.0％-2.0％的Mn；

·至多0.065％的Al_sol；

·至多0.013％的N；

·0.24-0.32％的V；

·0.15-0.40％的Mo；

·0.03％-0.08％的Nb；

·以及任选的0.20％-1.0％的Cr。

24.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中所述热轧钢带材具有：

·至少570MPa的拉伸强度和90％或更高的HEC，或

·至少780MPa的拉伸强度和65％或更高的HEC，或

·至少980MPa的拉伸强度和40％或更高的HEC，

其中(Rm×A50)/t^0.2>10000。

25.根据上述权利要求24所述的方法，其中(Rm×A50)/t^0.2≥12000。

26.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中所述热轧钢带材具有：

·至少570MPa的拉伸强度和90％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少280MPa，或；

·至少780MPa的拉伸强度和65％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少300MPa，或

·至少980MPa的拉伸强度和40％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少320MPa，

其中(Rm×A50)/t^0.2>10000。

27.根据上述权利要求1-5中任一项所述的方法，其中所述热轧钢带材具有：

·至少570MPa的拉伸强度和90％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少300MPa，或；

·至少780MPa的拉伸强度和65％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少320MPa，或

·至少980MPa的拉伸强度和40％或更高的HEC，其中在0.1的应力比和8％-15％的冲压间隙下1×10⁵循环至失效时，最大疲劳应力为至少340MPa，

其中(Rm×A50)/t^0.2>10000。

28.根据上述权利要求26所述的方法，其中(Rm×A50)/t^0.2≥12000。

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