CN101755057B - 具有良好可压延性的低密度钢 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种热轧铁素体钢片材，该片材按重量计具有如下组成：0.001＜C≤0.15％，Mn≤1％，Si＜1.5％，6％≤Al＜10％，0.020％＜Ti＜0.5％，S＜0.050％，P＜0.1％，任选地，选自如下的一种或多种元素：Cr＜1％，Mo＜1％，Ni＜1％，Nb＜0.1％，V≤0.2％，B≤0.010％，该组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成，在与关于轧制的横向相垂直的表面上测量的平均铁素体晶粒尺寸d_IV小于100微米。

Description

具有良好可压延性的低密度钢

技术领域

本发明涉及一种具有大于400MPa的强度和小于约7.3的密度的热轧或冷轧铁素体钢片材，及其制造方法。

背景技术

可特别通过使机动车辆减重来降低由所述机动车辆排放的CO₂量。可以通过如下方式实现该减重：

-提高构成结构部件或表层部件的钢的机械性能，或

-对于给定的机械性能，降低钢的密度。

第一种方法已成为很多研究的主题，钢铁工业已经提出具有800MPa至大于1000MPa的强度的钢。但是，这些钢的密度保持接近于7.8，即常规钢的密度。

第二种方法涉及添加能够降低钢密度的元素。因而，专利EP 1485511公开了添加有硅(2-10％)和铝(1-10％)的钢，该钢具有铁素体显微组织并还含有碳化物相。

但在某些情况下，这些钢的相对高的硅含量可能引起可涂覆性和延展性的问题。

还已知含有约8％的铝添加的钢。但当制造这些钢时，特别是在冷轧期间，可能遇到困难。当压延这些钢时还可遇到起皱(roping)问题。当这样的钢含有大于0.010％的C时，碳化物相的析出可增加脆性。因而，利用这样的钢来制造结构部件是不可能的。

发明内容

本发明的一个目的是提供热轧或冷轧钢片材，该片材同时具有：

-小于约7.3的密度；

-大于400MPa的强度R_m；

-良好的可变形性(特别是在轧制期间)，和优异的抗起皱性，

-良好的可焊性和良好的可涂覆性。

本发明的另一目的是提供一种与常规工业设施相容的制造方法。

为此目的，本发明的一个主题是一种热轧铁素体钢片材，其组成包含如下，含量按重量计：0.001≤C≤0.15％，Mn≤1％，Si≤1.5％，6％≤Al≤10％，0.020％≤Ti≤0.5％，S≤0.050％，P≤0.1％，和任选地，选自如下的一种或多种元素：Cr≤1％，Mo≤1％，Ni≤1％，Nb≤0.1％，V≤0.2％，B≤0.01％，该组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成，在与关于轧制的横向相垂直的表面上测量的平均铁素体晶粒尺寸d_IV小于100微米。

本发明的另一主题是冷轧并退火的铁素体钢片材，该片材的钢具有上述的组成，特征在于其组织由平均晶粒尺寸d_α小于50微米的等轴铁素体构成，还在于晶间κ析出物的线性比率f小于30％，该线性比率f由下式定义：

表示与所考虑的面积(S)有关的含有κ析出物的晶界的总长度，

表示与所考虑的面积(S)有关的晶界的总长度。

根据一个特定的实施方案，该组成包含：0.001％≤C≤0.010％，Mn≤0.2％。

根据一个优选实施方案，该组成包含：0.010％＜C≤0.15％，0.2％＜Mn≤1％。

优选地，该组成包含：7.5％≤Al≤10％。

非常优选地，该组成包含：7.5％≤Al≤8.5％。

固溶碳含量优选小于0.005重量％。

根据一个优选实施方案，该片材的强度等于或大于400MPa。

优选地，该片材的强度等于或大于600MPa。

本发明的另一主题是制造热轧钢片材的方法，在该方法中：提供根据上述组成之一的钢组合物；将钢铸造成半成品形式；然后将所述半成品加热到1150℃或更高的温度；然后使用至少两个在高于1050℃的温度下进行的轧制步骤将该半成品热轧，以便获得片材，其中每一步骤的压下率等于或大于30％，每一轧制步骤和下一轧制步骤之间经过的时间等于或大于10s；然后在900℃或更高的温度T_FL下完成轧制；然后冷却该片材，使得在850℃与700℃之间经过的时间间隔t_p大于3s，以引起κ析出物析出；然后在500-700℃的温度T_卷曲下将该片材卷曲。

根据一个特定的实施方法，直接在相对旋转的辊之间以薄带材或薄板坯的形式进行铸造。

本发明的另一主题是一种制造冷轧并退火的钢片材的方法，在该方法中：提供根据上述方法之一制造的热轧钢片材；然后以30-90％的压下率将该片材冷轧，以便获得冷轧片材；然后以大于3℃/s的速率V_c将该冷轧片材加热到温度T′；然后以小于100℃/s的速率V_R将该片材冷却，选择温度T′和速率V_R，以便获得完全的再结晶，小于30％的晶间κ析出物的线性比率f，和小于0.005重量％的固溶碳含量。

优选地，将该冷轧片材加热到750-950℃的温度T′。

根据一个特定的冷轧并退火片材的制造方法，提供具有如下组成的片材：0.010％＜C≤0.15％；0.2％＜Mn≤1％；Si≤1.5％；6％≤Al≤10％；0.020％≤Ti≤0.5％；S≤0.050％；P≤0.1％；和任选地，选自如下的一种或多种元素：Cr≤1％，Mo≤1％，Ni≤1％，Nb≤0.1％，V≤0.2％，B≤0.01％，该组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成，将该冷轧片材加热到选定的温度T′下以避免κ析出物的溶解。

根据一种特定的实施方法，提供具有上述组成的片材，将该冷轧片材加热到750-800℃的温度T′下。

本发明的另一主题是根据上述实施方案之一的钢片材或根据上述方法之一制造的钢片材在制造汽车领域中的表层部件或结构部件中的用途。

附图说明

通过下文以实施例的方式并参照附图给出的描述，将清楚本发明的其它特征和优点，在附图中：

-图1示意性地定义了铁素体晶界的线性比率f，在该晶界中存在晶间析出；

-图2显示根据本发明的热轧钢片材的显微组织；

-图3显示在不满足本发明的条件下制造的热轧钢片材的显微组织；

-图4和图5图解了根据本发明的两个冷轧并退火的片材的显微组织；及

-图6显示了在不满足本发明的条件下制造的冷轧并退火的钢片材的显微组织。

具体实施方式

本发明涉及钢，该钢具有小于约7.3的低密度，但仍保持令人满意的使用性能。

本发明特别涉及一种制造方法，该方法用于在特别含有碳、铝和钛的特定组合的钢中控制金属间碳化物的析出、显微组织和织构。

至于钢的化学组成，碳在显微组织的形成和机械性能中起着重要作用。

根据本发明，碳含量为0.001％-0.15％。低于0.001％时，不能获得显著的硬化。当碳含量大于0.15％时，钢的可冷轧性不良。

-当锰含量大于1％时，由于该元素形成γ相的倾向，具有在环境温度下使残余奥氏体稳定的风险。根据本发明的钢在环境温度下具有铁素体显微组织。根据钢中的碳和锰含量，可以使用本发明的多种特定方法：

-当碳含量为0.001-0.010％时，和当锰含量低于或等于0.2％时，所获得的最低强度R_m是400MPa；

-当碳含量大于0.010％但低于或等于0.15％时，和当锰含量大于0.2％但低于或等于1％时，所获得的最低强度是600MPa。

在上述碳含量范围内，本发明人已经证实，该元素通过碳化物(TiC或κ析出物)的析出和通过铁素体晶粒细化而促进显著硬化。如果碳化物析出不是晶间(intergranulaire)的，或如果碳不在固溶体中，则添加碳仅导致延展性的少量损失。

在这些组成范围内，在制造周期过程中的所有温度下，即正好从铸造之后的凝固起，该钢具有铁素体基质。

和铝一样，硅是允许使钢密度降低的元素。但是，过量添加硅(大于1.5％)则导致高附着性氧化物形成以及表面缺陷的可能出现，特别在热浸镀锌操作中造成润湿性不足。另外，该过量添加降低了延展性。

铝是本发明中的重要元素。当其含量小于6重量％时，不可能获得足够的密度降低。当其含量大于10％时，存在形成脆化的金属间相Fe₃Al和FeAl的风险。

铝含量优选为7.5-10％。在该范围内，片材的密度小于约7.1。

铝含量优选为7.5-8.5％。在该范围内，获得令人满意的减重而无延展性降低。

该钢还包含最小量(即0.020％)的钛，由于TiC的析出，钛有助于将固溶体中的碳含量限制到小于0.005重量％。固溶体中的碳对延展性具有不利作用，因为它降低了位错的可动性。钛大于0.5％时，发生过量碳化钛的析出，而且延展性降低。

任选的硼添加(限于0.010％)，也有助于降低固溶体中的碳的量。

硫含量小于0.050％，以便限制TiS的任何析出，该析出将降低延展性。

出于热延展性的原因，还将磷含量限于0.1％。

任选地，该钢还可以按单独或结合的方式含有：

-含量等于或低于1％的铬、钼或镍。这些元素提供附加的固溶硬化；

-可以按分别小于0.1重量％和0.2重量％的量加入微合金化元素例如铌和钒，以便获得附加的析出硬化。

该组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成。

根据本发明的钢的组织，包含均匀分布的高度错向的铁素体晶粒。相邻晶粒之间的强烈错向抑制了起皱缺陷。该缺陷的特征是，在片材的冷成型期间，在轧制方向局部且过早地出现条带状，形成浮凸(relief)。这种现象是由轻微错向的再结晶晶粒的集聚引起的，因为它们来自再结晶前的同一初始晶粒。对起皱敏感的组织的特征在于织构的空间分布。

当存在起皱现象时，横向上的机械性能(特别是均匀延伸率)和可成型性严重下降。根据本发明的钢由于其有利的织构，因此在成型期间对起皱不敏感。

根据本发明的一个实施方案，在环境温度下，该钢的显微组织由平均晶粒尺寸小于50微米的等轴铁素体基质构成。铝主要固溶于该铁基基质中。这些钢含有κ析出物，它是Fe₃AlC_x三元金属间化合物相。在铁素体基质中存在这些析出物导致了显著的硬化。然而，这些κ析出物不得以显著的晶间析出物的形式存在，否则将存在延展性的明显降低。本发明人已证实，当铁素体晶界(其中存在κ析出物)的线性比率等于或大于30％时，延展性降低。图1中给出该线性比率f的定义。如果考虑其轮廓由长度为L₁，L₂，...L_i的相继晶界所限定的特定晶粒，则显微镜观察表明，该晶粒沿着晶界可具有长度为d₁，...d_i的κ析出物。考虑显微组织的具有统计代表性的面积(S)(例如由多于50个晶粒构成)，用表达式f给出κ析出物的线性比率：

$f=\frac{\underset{\left(s\right)}{\mathrm{\Σ}}\mathrm{di}}{\underset{\left(s\right)}{\mathrm{\Σ}}\mathrm{Li}}$

表示与所考虑的面积(S)有关的包含κ析出物的晶界的总长度，且

表示关于所考虑的面积(S)的晶界总长度。

因而，表述式f代表了铁素体晶界被κ析出物覆盖的程度。

根据另一个实施方案，铁素体晶粒不是等轴的，但其平均尺寸d_IV小于100微米。术语d_IV表示在与关于轧制的横向相垂直的代表性面积(S)上通过线性截距法测量的晶粒尺寸。沿着与该片材厚度垂直的方向进行该d_IV测量。在轧制方向上具有延伸率的这种非等轴晶粒形态可例如存在于根据本发明的热轧钢片材上。

根据本发明的制造热轧片材的实施方法如下：

-提供具有根据本发明的组成的钢；及

-从这种钢铸造半成品。可以按坯锭形式或连续地以具有约200mm厚度的板坯的形式进行该铸造。还可以在相对旋转的钢辊之间以几十毫米厚的薄板坯形式或以薄带材的形式来进行该铸造。正如在下文将会看到的，采取薄产品的形式的该制造方法是特别有利的，因为它使得能够更容易地获得有利于实现本发明的细的组织。本领域技术人员借助于其常识便能够确定满足如下两种需要的铸造条件：铸造之后获得细的等轴组织的需要，以及满足工业铸造的一般要求的需要。

首先将铸造的半成品加热到高于1150℃的温度，以便在所有位置都达到有利于钢在各个轧制步骤期间所经受的高变形的温度。

当然，在相对旋转的辊之间直接铸造薄带材或薄板坯的情况下，可以直接在铸造之后从高于1150℃开始进行这些半成品的热轧步骤，因此在这种情况下不需要中间再加热步骤。

在大量的试验之后，本发明人已经证实，借助于包括下列步骤的制造方法能够避免起皱问题且获得非常良好的可压延性和良好的延展性：

-通过一系列轧制步骤将该半成品热轧，以便获得片材。这些步骤中的每一个均对应着借助于穿过轧机的轧辊实现的产品厚度降低。在工业条件下，在带材轧机上粗轧半成品期间进行这些步骤。与这些步骤中的每一个相关的压下率定义为如下比率：(轧制步骤之后的半成品厚度-轧制之前的厚度)/(轧制之前的厚度)。根据本发明，在高于1050℃的温度下进行这些步骤中的至少两个，它们之中每一个的压下率都等于或大于30％。比率大于30％的每次变形和后续变形之间的时间间隔t_i等于或大于10s，以便在该时间间隔t_i后获得完全的再结晶。本发明人已经证实，该特定的条件组合导致了热轧组织很显著的细化。这由于轧制温度高于非再结晶温度T_nr而促进了再结晶。

本发明人还证实，细的初始组织，例如直接铸造之后获得的组织，有利于提高再结晶的速率。

-在900℃或更高的温度T_FL下完成轧制，以便获得完全的再结晶；

-接着，将所获得的片材冷却。本发明人已经证实，当从850℃冷却到700℃所经过的时间间隔t_p大于3s时，获得TiC碳化物和κ析出物特别有效的析出。因此，获得了有利于硬化的强烈析出；和

-然后，在500-700℃的温度T_卷曲下将该片材卷曲。这个步骤完成了TiC析出。

因而在该阶段中获得具有例如2-6mm厚度的热轧片材。如果需要制造具有较小厚度例如0.6-1.5mm的片材，则制造方法如下：

-提供按上述方法制造的热轧片材。当然，如果对片材的表面光洁度有要求，则借助于本身已知的方法进行酸洗操作；

-接着，进行冷轧操作，压下率为30-90％；及

-然后，以大于3℃/s的加热速率V_c将该冷轧片材加热，以便抑制会降低后续再结晶能力的回复。在退火温度T′下进行该再加热，选择退火温度T′，以便获得高度加工硬化的初始组织的完全再结晶。

然后，以小于100℃/s的速率V_R将该片材冷却，以便不因过多的固溶碳而引起任何脆化。该结果特别令人意外，因为，原本认为快速的冷却速率将有利于减少脆化析出。目前，本发明人已经证实，以小于100℃/s的冷却速率进行缓慢冷却，导致大量碳化物的析出，这因而降低固溶碳含量。该析出具有提高强度的作用，而没有对延展性的不利作用。

选择该退火温度T′和速率V_R，以便在最终产品上获得：

-完全的再结晶；

-小于30％的κ晶间析出物的线性比率f；及

-小于0.005％的固溶碳含量。

优选地，将选择温度T′为750-950℃，以便获得完全再结晶。更特别地，当碳含量大于0.010％但低于或等于0.15％时和当锰含量大于0.2％但低于或等于1％时，将选择温度T′以便进一步抑制在退火之前存在的κ析出物的溶解。这是因为，如果这些析出物已溶解，则在缓慢冷却时后续析出将以脆化的晶间形式发生：过高的退火温度会导致在制造热轧片材期间形成的κ析出物再溶解，并降低机械强度。为此目的，优选地选择温度T′为750-800℃。

借助于非限制性实施例，下列结果将显示出由本发明所赋予的有利性能。

实施例1：热轧片材

通过如下方式制造钢：将钢铸造成具有约50mm厚度的半成品的形式。在下表1中给出了其组成，以重量百分数表示。

将该半成品再加热到1220℃的温度下并热轧以获得约3.5mm厚度的片材。

从同一组成开始，使一些钢经受多种热轧条件。标记I1-a，I1-b，I1-c，I1-d和I1-e表示例如从组成I1出发在不同条件下制造的5个钢片材。

对于钢I1至I3，表2详细列出了后续的热轧步骤的条件：

-N是在高于1050℃的热轧温度下进行的轧制步骤数目；

-其中，Ni是压下率大于30％的的轧制步骤数目；

-每个N_i步骤和紧随其后的轧制步骤之间所经过的时间为t_i；

-轧制结束温度为T_FL；

-当在850和700℃之间冷却时所经过的时间间隔为t_p；及

-卷曲温度为T_卷曲。

表2：在热轧期间的制造条件

标记		N	Ni	t1(s)	TR(℃)	tp(s)	T卷曲(℃)
								I1a	I	4	3	14.520.626.8	900	21	700
I1b	R	6	2	2 2	900	21	700
								I1c	R	4	1	8	900	1.3	700
I1d	I	5	3	26.523.520	900	21	700
								I1e	R	7	5	7.7 5.2 3.5 3 2.5	1050	20	700
I3a	I	4	2	1011	950	20	700
								I3b	R	4	1	5	950	20	700

I＝根据本发明；R＝参比；

加有下划线的值：不根据本发明。

表3显示了在表2的片材上测量的密度以及某些机械性能和显微组织。因而，在关于轧制的横向上测量了如下：强度R_m、均匀延伸率A_u和断裂延伸率A_t。还根据NF EN ISO 643标准，使用线性截距法测量了与关于轧制的横向相垂直的表面上的晶粒尺寸d_IV，沿垂直于片材厚度的方向进行d_IV的测量。为了获得增强的机械性能，更特别地寻求小于100微米的晶粒尺寸d_IV。

表3：从钢I1和I3获得的热轧片材的性能

标记		Rm(MPa)	Au(％)	At(％)	密度	DIV
							I1a	I	505	10.7	25.4	7.05	75
I1b	R	507	n.d	n.d	7.05	200
							I1c	R	474	n.d	n.d	7.05	450
I1d	I	524	n.d	n.d	7.05	40
							I1e	R	504	n.d	n.d	7.05	120
I3a	I	645	n.d	n.d	7.07	70
							I3b	R	628	n.d	n.d	7.07	400

I＝根据本发明；R＝参比；

n.d＝未测定；加有下划线的值：不根据本发明。

根据本发明的钢片材(于图2中关于片材I1d显示了其显微组织)的特征在于，小于100微米的晶粒尺寸d_IV，并具有505-645MPa的机械强度。

以过短的道次间时间轧制片材I1b和I1e。因而其组织是粗的，且是非再结晶的或不充分再结晶的，如涉及片材I1e的图3所示。因此，延展性降低，且该片材对起皱缺陷较敏感。对于片材I3b可以得出类似的结论。

以数目不足的轧制步骤、大于30％的压下率，过短的道次间时间和过短的时间间隔t_p，将片材I1c轧制。这些结果与关于片材I1b和I1e所注意到的那些结果相同。由于时间间隔t_p过短，仅部分地发生κ析出物和碳化物TiC的硬化析出，由此不能充分利用硬化的可能性。

将从参比钢R1-R6制成的半成品进行轧制，以便在与表2的I3a钢相同的制造条件下制造热轧片材。在表4中给出了在这些片材上获得的性能。

表4：从钢R1-R6获得的热轧片材的机械性能。

标记	Re(MPa)	Rm(MPa)	Au(％)	At(％)	密度
						R1	n.d	n.d	n.d	n.d	7.2
R2	n.d	n.d	n.d	n.d	7.44
						R3	n.d	450	0.1	0.1	6.48
R4	725	786	0.6	0.6	6.67
						R5	596	687	2.7	2.7	6.9
R6	853	891	0.7	0.7	6.7

I＝根据本发明；R＝参比；

n.d＝未测定；加有下划线的值：不根据本发明。

钢R1具有不足的钛含量，由此导致过高的固溶碳含量，因而可弯曲性降低。

钢R2具有不足的铝含量，由此妨碍获得小于7.3的密度。

钢R3，R4，R5和R6含有过高的铝含量及可能的碳。由于金属间化合物相或碳化物的过量析出，它们的延展性降低。

实施例2：冷轧并退火的片材

从热轧钢片材I1a和I3-a(根据本发明)以及I1-c和I-3b(不满足本发明的条件)开始，以75％的压下率进行冷轧操作，以便获得厚度约0.9mm的片材。在该步骤期间显示出可冷轧性。接着进行退火操作，其特征是加热速率V_c＝10℃/s。在表5中给出了退火温度T′和冷却速率V_R。在这些条件下，该退火导致完全的再结晶。

从同一热轧片材出发，使某些钢进行各种冷轧和退火条件。标记I3a1，I3a2，I3a3，I3a4表示例如在不同的冷轧和退火条件下从热轧片材13a制造的四个钢片材。

表5：冷轧并退火片材的制造条件

标记		可冷轧性	T′	VR
					I1a1	I	满意	900℃	13℃/s
I1a2	R	满意	900℃	150℃/s
					I1c1	R	满意	900℃	13℃/s
I3a1	I	满意	800℃	13℃/s
					I3a2	R	满意	800℃	150℃/s
I3a3	R	满意	900℃	13℃/s
					I3a4	R	满意	900℃	150℃/s
I3b	R	不满意(在横向上开裂)

I＝根据本发明；R＝参比；加有下划线的值：不根据本发明。

表6显示了表5中片材的某些机械性能、化学性能、显微组织和密度。因而，通过在关于轧制的横向上进行的拉伸试验来测量屈服强度R_e、拉伸强度R_m、均匀延伸率A_u和断裂延伸率A_t。通过扫描电子显微镜观察，在试验样品断裂面上揭示了解理小平面的可能存在。

还测量了固溶体中的碳含量C_sol，以及可弯曲性和可压延性。还揭示了变形后可能存在起皱。

这些再结晶片材的显微组织由等轴铁素体构成，在关于轧制的横向上测量了其平均晶粒尺寸d_α。还借助于Aphelion^TM图像分析软件测量了铁素体晶界被κ析出物覆盖的程度f。

钢片材I1a1和I3a1具有满足本发明条件的固溶碳含量、等轴铁素体晶粒尺寸和晶界覆盖程度f。因此，这些片材的可弯曲性、可压延性和抗起皱性是高的。

图4图解了根据本发明的钢片材I1a1的显微组织。

图5图解了根据本发明的另一钢片材I3a1的显微组织：显示出κ析出物的存在，其仅有少量以晶间形式存在，由此能够保持高延展性。

相比之下，在退火之后以过高的速率将钢片材I1a2冷却：这时碳完全在固溶体中，导致基质延展性降低，如断裂表面上脆性区域的局部存在。同样，以过高的速率将片材I3a2冷却，也导致固溶体中的过多含量。

图6图解了在过高温度T′下退火的片材I3a3的显微组织：退火之前存在的κ析出物溶解，且在冷却时以晶间形式过量地发生它们的随后析出。这在断裂表面上导致局部存在脆性区域。

还在引起κ析出物部分溶解的温度下将片材I3a4退火。固溶体中的碳含量过高。

在不满足本发明的条件下从热轧片材制造钢片材I1c1：等轴晶粒尺寸过大，抗起皱性和可压延性不足。

不满足本发明准则的热轧片材I 3b不能变形，因为在冷轧期间出现横向裂纹。

要么以均质焊接(焊接两个具有相同组成的片材)，要么以异质焊接(与具有以下组分的无间隙原子的钢片材进行焊接：0.002％C；0.01％Si；0.15％Mn；0.04％Al；0.015％Nb；和0.026％Ti，以重量百分数表示)，在钢片材I1al上进行了电阻点焊性试验。对焊接接头的检验表明，它们是无缺陷的。

在焊接接头后续热处理的情况下，0.096％的Ti添加保证了在热影响区中不存在固溶的碳。

根据本发明的钢显示出良好的连续可镀锌性，特别是在以高于-20℃的露点温度，在800℃的退火周期过程中。

因此，根据本发明的钢具有特别有利的性能组合(密度、机械强度、可变形性、可焊性、可涂覆性)。这些钢片材在汽车领域中可有利地用于制造表层部件或结构部件。

Claims (15)

1.热轧铁素体钢片材，其钢组成包含如下，含量按重量计：

0.001≤C≤0.15％

0.108％≤Mn≤1％

Si≤1.5％

6％≤Al≤10％

0.020％≤Ti≤0.5％

S≤0.050％

P≤0.1％

和任选地，选自如下的一种或多种元素：

Cr≤1％

Mo≤1％

Ni≤1％

Nb≤0.1％

V≤0.2％，

B≤0.010％，且

该组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成，在与关于轧制的横向相垂直的表面上测量的平均铁素体晶粒尺寸d_IV小于100微米。

2.冷轧并退火的铁素体钢片材，该片材的钢具有根据权利要求1的组成，其特征在于其组织由平均晶粒尺寸d_α小于50微米的等轴铁素体构成，还在于晶间κ析出物的线性比率f小于30％，所述线性比率f由下式定义：

$f=\frac{\underset{\left(s\right)}{\mathrm{\Σ}}\mathrm{di}}{\underset{\left(s\right)}{\mathrm{\Σ}}\mathrm{Li}}$

表示与所考虑的面积(S)有关的含有κ析出物的晶界的总长度，而

表示与所考虑的所述面积(S)有关的晶界总长度。

3.根据权利要求1或2的钢片材，其特征在于，其组成包含如下，含量按重量计：

0.001％≤C≤0.010％

Mn≤0.2％。

4.根据权利要求1或2的钢片材，其特征在于，其组成包含如下，含量按重量计：

0.010％＜C≤0.15％

0.2％＜Mn≤1％。

5.根据权利要求1或2的钢片材，其特征在于，其组成包含如下，含量按重量计：

7.5％≤Al≤10％。

6.根据权利要求1或2的钢片材，其特征在于，其组成包含如下，含量按重量计：

7.5％≤Al≤8.5％。

7.根据权利要求1或2的钢片材，其特征在于，固溶体中的碳含量小于0.005重量％。

8.根据权利要求1或2的钢片材，其特征在于，其强度R_m等于或大于400MPa。

9.根据权利要求4的钢片材，其特征在于，其强度R_m等于或大于600MPa。

10.热轧钢片材的制造方法，在该方法中：

-提供具有根据权利要求1-6中任一项的组成的钢；

-以半成品形式铸造所述钢；然后

-将所述半成品加热到1150℃或更高的温度；然后

-使用在高于1050℃的温度下进行的至少两个轧制步骤将该半成品热轧，以便获得片材，所述至少两个轧制步骤中每一个的压下率等于或大于30％，所述至少两个轧制步骤中的每一个和下一轧制步骤之间经过的时间等于或大于10s；然后

-在900℃或更高的温度T_FL下完成轧制；然后

-冷却所述片材，使得在850℃与700℃之间经过的时间间隔t_p大于3s，以便引起κ析出物析出；和然后

-在500-700℃的温度T_卷曲下将所述片材进行卷曲。

11.根据权利要求10的热轧钢片材的制造方法，其特征在于，直接在相对旋转的辊之间以薄带材或薄板坯形式进行所述铸造。

12.冷轧并退火的钢片材的制造方法，在该方法中：

-提供根据权利要求10或11制造的热轧钢片材；然后

-以30-90％的压下率将所述片材冷轧，以便获得冷轧片材；然后

-以大于3℃/s的速率V_c将所述冷轧片材加热到温度T′；然后

-以小于100℃/s的速率V_R将所述片材冷却，

-选择所述温度T′和所述速率V_R，以便获得完全的再结晶，晶间κ析出物的线性比率f小于30％，且固溶体中的碳含量小于0.005重量％；且其中将所述冷轧片材加热到750-950℃温度T′。

13.根据权利要求12的制造方法，其特征在于提供具有根据权利要求4的组成的片材，并且其特征在于将所述冷轧片材加热到选定温度T′从而抑制κ析出物溶解。

14.根据权利要求12的制造方法，其特征在于提供具有根据权利要求4的组成的片材，并且其特征在于将所述冷轧片材加热到750-800℃的温度T′。

15.根据权利要求1至9中任一项的钢片材或根据权利要求10至14中任一项制造的钢片材在汽车领域中用以制造表层部件或结构部件的用途。

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