CN112292468A - 可变轧制的钢带材、片材或坯料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及可变轧制的钢带材、片材或坯料，其具有至少一个具有高厚度的部分和至少一个具有低厚度的部分，其中在高厚度和低厚度之间的厚度变化为至少35％，并且其中在具有高厚度的部分中屈服强度为350MPa或更高且拉伸伸长率A50(以％计)和片材厚度t(以mm计)满足A50/t^0.2≥14的等式，并且在具有低厚度的部分中屈服强度为450MPa或更高且拉伸伸长率A50(以％计)和片材厚度t(以mm计)满足A50/t^0.2≥17的等式。

Description

可变轧制的钢带材、片材或坯料及其制备方法

本发明涉及可变轧制的钢带材、片材或坯料及其制备方法。

可变轧制的钢带材、片材或坯料用于制备具有可变厚度的汽车底盘零件。分批退火的可变轧制钢在30％至60％范围内的低冷轧压下率下应具有在一方面再结晶和在另一方面强度和可成形性之间的优异平衡。提供了制造所述钢带材、片材或坯料的方法。

对于汽车工业减少温室气体排放和改进它们车辆的燃料经济性的不断提高的压力已导致较高强度钢材的使用以便通过减小规格来减轻车辆重量。经常地，这通过使用具有提高强度和减小的但恒定厚度规格的钢来完成。然而，以在功能方面损失代价最小通过减小规格来进一步节省部件重量的步骤是使用具有可变厚度的钢带材或片材来生产定制轧制坯件(TRB)。这转而使得由TRB生产的最终成型的部件的厚度能够变化，最终在重量减轻和功能优化之间具有优化的平衡。TRB制造路线特别适合于生产具有减轻的部件重量的汽车底盘零件。

生产用于汽车底盘零件的TRB的常见工业实践是利用热轧钢带材或片材的柔性轧制(flexible rolling)，其中可通过在冷轧期间调节轧辊间隙来控制最终钢带材或片材的局部厚度。用于柔性轧制过程的进入的热轧和酸洗钢带材或片材的常见冷轧压下程度在20％至60％的范围内。随后，将定制轧制的钢带材或片材分批退火以促进加工硬化的显微组织的再结晶，并优选以强度损失(由暴露于分批退火工艺的热循环所致)代价最小来恢复冷轧之后的可成形性。在上述工业方法中的分批退火的最高温度(top temperature)常在铁素体相温度区域内，即分批退火期间的最高温度小于Acl转变点。

从分批退火的钢带材或片材，将通过冲裁方法获得TRB。通常，适合于汽车底盘部件的TRB将具有1mm的最小厚度(以确保一定程度的刚度)和35％或更高的片材厚度变化。

目前的TRB制造实践是使用热轧HSLA钢材作为生产用于汽车底盘部件的TRB的进料，并且使用在热轧条件下具有提高强度的HSLA牌号从而实现最终TRB中提高的强度。热轧HSLA钢材的强度提高通常通过提高的晶粒细化和提高的沉淀强化的组合来实现，这来自使用提高水平的一种或多种微合金化元素，包括铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)。因为基于Nb和基于Ti的沉淀物的溶解性产物比基于V的沉淀物的溶解性产物低得多，所以Nb和Ti作为增强剂比V显著更有效。出于这个原因，热轧HSLA钢材通常与Nb和/或Ti合金化，并且通过使用提高水平的Nb和/或Ti实现对于这些牌号而言提高的强度。

热轧HSLA钢中微合金化元素水平的提高将导致显微组织中沉淀物的密度更高。这对于在热轧产品中实现提高的(沉淀)强度是优异的，但是提高的沉淀物密度可严重地阻碍在TRB制造方法中的分批退火过程中的再结晶以获得足够的可成形性。

原因是在再结晶的生长阶段过程中沉淀物阻碍晶界的迁移。再结晶的这种延迟可提供提高的回复可能性，从而导致位错密度的损失和驱动再结晶所储存能量的减少。结果是，可在分批退火过程中需要较高的最高温度和/或在最高温度下延长的保持时间以实现所需程度的再结晶和可成形性。然而，由于在分批退火过程中提高的沉淀物粗化，这种提高的最高温度和/或保持时间可以沉淀强化为代价。

对于所有三种上述微合金化元素，沉淀强化来自碳化物、氮化物和/或碳氮化物沉淀物的形成。每种类型的沉淀物将具有其自身的溶解性产物，这意味着一些沉淀物将比其它更早地形成、粗化或溶解。已知基于V的沉淀物在铁素体中的溶解性比基于Nb和基于Ti的沉淀物的溶解性显著更高，从而使V沉淀物在例如分批退火过程中显著更容易粗化从而实现再结晶(≥650℃)。V沉淀物的这种提高的粗化行为在分批退火的情况下促进了提高的沉淀强化损失。出于这个原因，对于为了实现完全或显著再结晶和高强度而进行分批退火的钢材而言，V被认为是不合适的微合金化元素。特别地，当需要提高的最高温度和/或在最高温度下延长的保持时间以获得足够的再结晶和可成形性用于生产具有提高的微合金含量和高强度的TRB片材时。

相反，在这种情况下Nb和Ti通常被认为是最合适的微合金化元素。在这个背景下，常见的实践是使用热轧的基于Nb或基于(Nb,Ti)的HSLA钢材用于通过柔性冷轧和高温分批退火(≥650℃)生产TRB片材。

通过柔性冷轧和随后的分批退火使用已经在热轧条件下具有高沉淀物密度的热轧(Nb,Ti)-HSLA钢材来生产高强度TRB片材的挑战是一方面平衡加工硬化铁素体显微组织的充分再结晶和如此的充分可成形性和另一方面最小化由于沉淀物粗化所致的铁素体的沉淀强化的损失。这两个特征可相互矛盾，因为在分批退火过程中再结晶可需要高的最高温度以促进新的铁素体晶粒的成核和生长，而沉淀强化可能受益于在分批退火过程中相对低的最高温度以防止沉淀物粗化。

需要使用分批退火的在一方面充分再结晶和可成形性和另一方面(保持)足够的强度之间的优化平衡以生产具有性能和部件重量的特定目标的最终高强度TRB片材。

为了生产高强度TRB片材，常使用更重度合金化的基于(Nb,Ti)的HSLA钢作为用于柔性冷轧和分批退火方法的进料。然而，使用这个方法的问题在于，从热轧工艺继承的高沉淀物密度干扰再结晶，并且在分批退火之后导致不足的再结晶和在低轧制压下率例如30％至40％下太低的可成形性。此外，不充分的再结晶可导致具有伸长晶粒的区域和局部硬化的显微组织区域，这可在TRB坯件的生产和/或最终汽车底盘部件的制造过程中当钢经受剪切操作时促进分层或开裂。

为了在基于重度合金化的基于(Nb，Ti)的HSLA的高强度TRB片材的整个柔性冷轧压下率范围上实现充分的再结晶和可成形性，需要高的分批退火最高温度和在最高温度下可能更长的停留时间。然而，这样的改变可与炉的最大加热能力冲突和/或由于这种情况使强度降低太多，因为沉淀物将随着更高的最高温度而不断粗化。这可导致不可接受的强度损失，并且不满足为获得最小屈服强度和最大部件重量设定的TRB产品目标。

本发明的目的是提供适合于制造TRB的可变轧制的钢带材、片材或坯料，在采用30％或更高的压下率可变冷轧、随后分批退火之后，其具有高屈服强度和相对于片材厚度的高拉伸伸长率(A50，以％计)。

本发明的另一个目的是提供用于生产这样的具有可变厚度的钢带的方法。

根据本发明的第一方面，通过可变轧制的钢带材、片材或坯料来达到这些目的中的一个或多个，所述钢带材、片材或坯料由以下元素组成(以重量％计)：

0.05-0.20C

0.10-0.70Si

0.80-2.50Mn

0.01-0.10Al

0.07-0.25Ti

0.10-0.35V

0.05-0.40Mo

任选0.02-0.10Nb

任选0.01-0.80Cr

至多0.06P

至多0.01S

至多0.01N

至多0.005Ca

余量由不可避免的杂质和Fe组成，

其中带材、片材或坯料具有至少一个具有高厚度的部分和至少一个具有低厚度的部分，其中在高厚度和低厚度之间的厚度变化为至少35％，并且其中在具有高厚度的部分中屈服强度为350MPa或更高且拉伸伸长率A50(以％计)和片材厚度t(以mm计)满足A50/t^0.2≥14的等式，并且在具有低厚度的部分中屈服强度为450MPa或更高且拉伸伸长率A50(以％计)和片材厚度t(以mm计)满足A50/t^0.2≥17的等式。

本发明提供分批退火的可变轧制的钢带材或片材，其在再结晶行为、强度和延展性之间具有优异的平衡，并解决了在30％至60％的冷轧压下率范围内过少再结晶和在这些压下率范围内强度损失过高的问题。通过向进一步含有作为沉淀元素的Ti、Mo和任选的Nb的钢组成中必要和大量的添加至少0.1重量％的V从而获得再结晶和强度之间的优异平衡。

在分批退火的早期阶段过程中固溶体中的V除了基于V的氮化物和/或碳氮化物沉淀物之外将(主要地)形成基于V的碳化物沉淀物。通过由冷轧操作引起的位错的存在加速了分批退火过程中的V沉淀，因为提高的位错密度将提高元素的扩散速率。与此同时，位错将充当在分批退火的早期阶段过程中沉淀的优先成核位点。这转而将抑制位错的消除并因此减小回复程度，因为新形成的基于V的沉淀物将钉轧位错并且阻碍它们的移动。减小的回复程度将提高用于再结晶铁素体晶粒成核的驱动力并提高铁素体晶核的密度，从而导致在再结晶过程中更多的碰撞并最后促使最终显微组织的晶粒细化。通过确保足够高的分批退火最高温度来促进新形成的铁素体晶核/晶粒的随后生长。这种最高温度应等于或大于基于V的沉淀物的溶解温度以便溶解基于V的沉淀物并提高它们的钉扎力，从而允许晶界的迁移。发明人发现了在本发明中700℃或更高的最高温度足够促进显著再结晶。

在分批退火过程中这样高的最高温度将削弱沉淀强化，因为沉淀物在那些温度下一般将易于显著粗化。可通过使用Ti和Mo任选地与Nb组合来抑制在这些温度下的沉淀强化的损失。已知元素Mo与Ti和Nb组合形成复合碳化物和/或碳氮化物沉淀物，其具有提高的热稳定性和因此提高的抗粗化性。在本发明中，在溶解之后分批退火过程中被带入铁素体基体中的固溶体中的V可再次在冷却时在铁素体基体中部分沉淀，从而在一定程度上有助于沉淀强化。

然而，更重要的是V添加通过促进再结晶来提供晶粒细化。这确保通过晶粒细化和因此提高的晶界或所谓的Hall-Petch强化来减轻由于使用升高的分批退火温度(≥700℃)所致沉淀强化的损失。

可通过借助于光学显微镜(LOM)或电子背散射衍射(EBSD)的显微组织分析来确定再结晶的证据。使用这些技术来确定分批退火钢材的再结晶铁素体分数和确定在分批退火的钢片材的显微组织中再结晶铁素体的平均晶粒尺寸。在实施例1中公开了以下程序。

评估在分批退火之后是否实现了显微组织的显著再结晶的替代方法是记录在一系列冷轧压下率的分批退火之后的屈服强度的演变。在低冷轧压下率下，从0％往上，由于未(显著)损害的加工硬化所致，分批退火之后的Rp0.2将提高，因为位错的量没有提供充足的再结晶驱动能。然而，取决于分批退火参数，在一些点处分批退火之后的Rp0.2随着提高的冷轧压下率将再次开始降低，因为局部再结晶将开始出现，从而导致位错硬化的损失。再次取决于分批退火参数，在一些点处Rp0.2可开始保持稳定或在其中Rp0.2随着提高的冷轧压下率而降低的区域之后再次提高。这是本发明感兴趣的区域并且是其中再结晶占优势的区域。在这个区域中Rp0.2随着冷轧压下率的提高而提高是提高的晶粒细化的结果，这是由再结晶和提高的位错量和因此提高的潜在晶核量引起的，存在所述潜在晶核以形成新的再结晶的铁素体晶粒。因此，由于晶粒细化，提高的碰撞和晶粒细化将导致Rp0.2提高。在这种背景中，发明人发现如果随着在30至60％或更高的范围内的冷轧压下率(CR％)的提高屈服强度(Rp0.2)恒定或者(优选地)提高，则实现足够的再结晶以在制造期间具有用于成形操作的足够可成形性，并且当钢用于制造(汽车)部件时避免或基本上抑制由于剪切操作(包括切割或冲压)产生的分层或开裂的问题。

在本发明的情况下，优选的目的是在使用30％或更高压下率的冷轧和随后的分批退火之后本发明钢的屈服强度(Rp0.2)在分批退火之前随着冷轧压下率的提高是恒定的或优选提高。根据发明人评估这点的合适措施是根据以下拟合作为30-60％压下率的冷轧压下率(CR％)函数的分批退火钢材的Rp0.2(在纵向方向上)的演变

Rp0.2(CR％)＝a×ln(CR％)+b

其中a和b作为拟合参数。本发明的优选目的是拟合参数a为0或更高。

本发明的合金化元素的作用如下。

添加碳(C)以与V、Ti、Mo和(在本发明中)任选与Nb一起形成碳化物和/或碳氮化物沉淀物。C的量取决于使用的V、Ti、Nb和/或Mo的量并应为至少0.05重量％。然而，最大含量为0.20重量％以防止过量的偏析和防止渗碳体和/或珠光体的过高分数。对于本发明而言，在分批退火钢的显微组织中珠光体和/或渗碳体的分数为优选至多10％，或更优选至多5％，或最优选至多3％。认为偏析和过量的珠光体和/或渗碳体对扩孔能力有害。对于本发明而言更优选的C含量范围是在0.06和0.17重量％之间，或最优选在0.07和0.14重量％之间。

硅(Si)提供显著的固溶强化，这是所期望的，因为它对强度的贡献不受分批退火方法的热循环的损害。此外，它妨碍渗碳体和珠光体的形成，因此抑制可损害扩孔能力的粗大碳化物的形成。然而，过高的Si将导致不期望的轧制载荷提高并可导致表面问题和降低的疲劳性质。出于这些原因，Si含量为至少0.10重量％，可不超过0.70重量％。对于本发明而言更优选的Si含量范围是在0.20和0.60重量％之间，或最优选在0.30和0.60重量％之间。

锰(Mn)提供固溶强化，这是所期望的，因为它的贡献不受分批退火方法的热循环的损害。因此，Mn含量应为至少0.8重量％。然而，过高的Mn含量可导致过度偏析，这可损害扩孔能力并在剪切操作过程中促进分层或开裂。此外，过高的Mn含量将抑制铁素体转变温度并促进淬透性，从而导致在中间热轧进料中硬的富碳相组分(例如马氏体和残余奥氏体)，这转而可导致不可接受的高强度和对于冷轧机过高的轧制载荷。因此，对于本发明而言合适的最大Mn含量是2.5重量％。对于本发明而言更优选的Mn含量范围是在0.9和2.30重量％之间，或最优选在1.20和2.00重量％之间。

磷(P)提供固溶强化。然而，在高水平下，P偏析在剪切操作过程中将促进分层或开裂并损害扩孔能力。因此，P含量应为至多0.06重量％、或优选至多0.04重量％和更优选至多0.02重量％。

已知硫(S)对可成形性特别是扩孔能力有害。因此，S含量应为至多0.01重量％、或优选至多0.005重量％或更优选至多0.003重量％。

添加铝(Al)作为脱氧剂。合适的最小Al含量为0.01重量％。然而，过高的Al可为有害的，因为它在熔融钢的凝固过程中形成AlN颗粒，这可在铸造过程中引起表面问题。此外，过高的Al含量可损害扩孔能力，因为它可导致在钢基体中过高分数的Al_xO_y夹杂物，这可在剪切钢材时促进内部破裂。因此，Al含量应为至多0.10重量％。对于本发明而言合适的Al含量范围是在0.01和0.10重量％之间，或更优选在0.02和0.09重量％之间，和最优选在0.04和0.08重量％之间。

氮(N)含量应是低的，即至多0.01重量％。过高的N含量，特别是当太多的N是游离的并且在铁素体基体中的固溶体中时，一般对可成形性有害。此外，在Ti的存在下过高的N含量可导致过量的大的立方体TiN颗粒，其一般损害可成形性和特别地损害扩孔能力。在另一方面，N可有利于促进氮化物和/或碳氮化物沉淀物，这一般比碳化物沉淀物更加热稳定。在这种背景下，N可有利于在分批退火工艺的热循环过程中抑制粗化。对于本发明而言N含量的更优选范围是至多0.008重量％，或最优选在0.002和0.007重量％之间。

在本发明中使用钛(Ti)来实现沉淀强化并在一定程度上实现晶粒细化。如此，Ti是本发明的合金组合成中实现对于分批退火之后的钢带材或片材而言的期望强度水平的必要元素。合适的最小Ti含量是0.07重量％或更优选0.08重量％或甚至0.10重量％。过高的Ti含量可导致不期望的与偏析相关的现象，导致在热轧和随后的冷轧过程中过高的轧制载荷，并导致由于在分批退火之后实现的不充分再结晶所致的过低的可成形性。在分批退火之后钢的这种不充分的再结晶可导致在制造操作期间由剪切钢产生的开裂或分层问题。因此，合适的最大Ti含量为0.25重量％。对于本发明而言更优选的Ti最大含量是0.22重量％，或最优选0.20重量％。

在本发明中使用铌(Nb)来实现一定程度的沉淀强化以及实现晶粒细化和因此通过Hall-Petch效应的强度。因为沉淀硬化的程度与Ti的程度相比相对有限，所以Nb的使用对于本发明而言被认为是任选的。然而，当使用时，合适的最小Nb含量是0.02重量％，或更优选0.03重量％，并且合适的最大Nb含量是0.10重量％，更优选0.09重量％，和最优选0.08重量％。

已知钼(Mo)是碳化物形成元素并可与Ti、V和/或Nb一起形成复合碳化物和/或碳氮化物沉淀物。报道包含Mo的这些复合沉淀物比它们没有Mo的对应物更加热稳定，并因此在暴露于大于600℃温度下的热循环过程中更抗粗化。因此，Mo有利于在大于600℃的最高温度下分批退火过程中抑制沉淀物粗化，并且减小由于大于600℃分批退火所致的沉淀强化损失。最终分批退火钢的期望的强度水平最终将决定需要多少程度的Mo，Mo是昂贵的合金元素。对于本发明而言，合适的Mo含量为至少0.05重量％且至多0.40重量％。对于本发明而言更优选的Mo含量范围是在0.08和0.35重量％之间，或最优选在0.10和0.30重量％之间。

钒(V)是本发明的必要元素，因为它充当在分批退火过程中促进再结晶的试剂从而提供晶粒细化，并提供沉淀强化。前者(即再结晶方面)通过在分批退火的初始阶段过程中基于V的碳化物沉淀物的形成来实现，所述沉淀物在位错上成核并因此钉扎位错，从而减小它们的移动性并抑制回复。因此，随着在再结晶开始时残存位错池提高，再结晶开始的驱动力提高。通过使用在分批退火期间的最高温度(其确保在分批退火期间随后足够的基于V的沉淀物再次开始溶解)，释放提高的再结晶驱动力，并且促使新的再结晶铁素体晶粒生长。

如提到的，大量V添加促进已经在低冷轧压下率下的再结晶，因为它抑制位错的消除并因此维持提高的储存能水平作为再结晶驱动力。与此同时，这导致再结晶晶核密度提高并因此碰撞程度提高，从而促进最终显微组织的晶粒细化。这种晶粒细化效果将带来提高的强度。这将在一定程度上减轻在700℃或更高的最高温度下分批退火的沉淀强化损失。

在分批退火循环期间升高的温度下，铁素体基体中的固溶体中的V可在分批退火循环的最后阶段期间之后再次沉淀，从而在分批退火之后再次有助于最终钢带材或片材的铁素体显微组织的沉淀强化。

本发明中的V不仅被认为有利于如以上提到的通过晶粒细化和通过在分批退火期间形成新的基于V的沉淀物的直接沉淀强化而实现强度，而且通过在分批退火期间抑制钢基体中基于Ti的沉淀物的粗化动力学而间接实现强度。后者被认为是铁素体基体中的固溶体中相对高的V含量的结果，这将降低Ti溶解度并因此抑制基于Ti的沉淀物的粗化动力学。此外，在分批退火过程中将沉淀的部分V将对应于共沉淀，即V沉淀在已有的基于Ti的沉淀物上。这可促进富V壳体包围基于Ti的沉淀物，其将充当屏障，从而抑制被富V壳体覆盖的基于Ti的沉淀物的粗化。

V的量应足够高以促进足够程度的再结晶。发明人发现合适的最小V含量是0.10重量％，或优选0.12重量％，和更优选0.13重量％。与此同时，V的量和VC沉淀物的对应量应与铁素体中的VC沉淀物的溶解温度对应，其在使用的分批退火炉的工业能力内。根据经验，发明人使用以下等式(基于Arrhenius关系)用于估计铁素体中的VC沉淀物的溶解温度(T_溶解以℃计)，假设所有的V与C结合以1:1原子比形成VC沉淀物

其中A和B是分别具有5500和3.39K^-1值的常数，并且其中[V]以重量％计。T_溶解的值应与分批退火炉的加热能力一致以便确保VC可在分批退火循环过程中充分溶解以促进显著再结晶。合适的最大V含量是0.35重量％或更优选0.30重量％或最优选0.25重量％。

铬(Cr)是本发明的任选元素并且可用于促进铁素体的形成，特别是当使用升高水平的Mo和/或Mn时，其可抑制铁素体的形成。如果使用，合适的Cr含量是0.01-0.80重量％，或优选0.01-0.60重量％，或更优选0.01-0.40重量％。

钙是本发明的任选元素并且可用于改变MnS型的夹杂物以改进可成形性和/或改变Al_xO_y型的夹杂物以减小阻塞的风险和改进在炼钢过程中钢的铸造能力。然而，过高的Ca含量可导致在炼钢厂的设备中耐火内衬的过度磨损。在炼钢过程中使用钙处理用于夹杂物控制的情况下，合适的最大Ca含量是50ppm，或更优选最大35ppm。在钙处理的情况下，钢中合适的最小Ca含量是20ppm。在炼钢工艺过程中不存在钙处理的情况下，钢中的Ca含量为至多20ppm，或优选至多10ppm，或最优选至多5ppm。

根据优选实施方案，可变轧制的钢带材、片材或坯料含有满足以下等式的以重量百分比(重量％)表示的Ti和Mo和任选的Nb

或优选

Nb、Ti和Mo的量满足这些等式时，提供在这些元素之间的合适平衡。

当钢带材、片材或坯料含有满足以下等式的以重量百分比(重量％)表示的C、N、Ti、Mo、V和任选的Nb时，提供甚至更优选的实施方案

其中

和

使用在这些元素之间的这样的平衡提供了在本发明必需的元素之间的优化平衡。

优选地，钢具有沉淀强化的铁素体显微组织，其由在具有高厚度的部分的1/4深度处至少50％再结晶铁素体组成，并且其任选还包含渗碳体和/或珠光体，并且其中在所述显微组织中的沉淀物由Ti、V、Mo和任选的Nb组成。根据优选实施方案，钢具有由在具有高厚度的部分中的1/4深度处至少60％再结晶铁素体、优选在具有高厚度的部分中的1/4深度处至少70％再结晶铁素体、更优选在具有高厚度的部分中的1/4深度处至少80％再结晶铁素体、最优选在具有高厚度的部分中的1/4深度处90％再结晶铁素体组成的显微组织。再结晶铁素体的量表示分批退火之后显微组织的稳定性。

优选地，在具有高厚度的部分中的钢具有为400MPa或更高，优选为450MPa或更高、或更优选为500MPa或更高、或最优选为550MPa或更高的屈服强度，和/或其中在具有低厚度的部分中的钢具有的屈服强度等于或高于具有高厚度的部分的屈服强度，并优选具有为500MPa或更高、更优选为550MPa或更高的屈服强度。屈服强度越高，在汽车结构中TRB的性能越好。

此外，优选的是在具有高厚度的部分中的钢满足等式A50/t^0.2≥16，优选A50/t^0.2≥18，最优选A50/t^0.2≥20，并且其中具有低厚度的部分中的钢满足等式：A50/t^0.2≥18，优选A50/t^0.2≥20，最优选A50/t^0.2≥22，其中在具有低厚度的部分中的A50/t^0.2等于或高于在具有高厚度的部分中的A50/t^0.2。等式A50/t^0.2的值表示分别在具有高厚度和低厚度的部分中相对于片材厚度t(以mm计)的拉伸伸长率A50(以％计)。这个值越高，车辆中TRB的防撞性越好。

根据本发明的第二方面，使用生产具有可变厚度的钢带材的方法达到本发明的一个或多个目的，该方法包括以下步骤：

·铸造具有根据本发明第一方面的组成的板坯，

·将凝固的板坯再加热至1150和1300℃之间的温度，

·在Ar3转变点或更高的热精轧温度下完成热轧，

·以10至150℃/s的平均冷却速率将热轧钢带材冷却至卷绕温度，

·在450和580℃之间的温度范围中卷绕该热轧钢带材，

·以可变轧制的形式冷轧带材，使得进行在30％和60％之间的冷轧压下率，并获得至少35％的带材厚度变化，

·分批退火钢带材。

本发明加工步骤的作用如下。

在轧制之前在热带材轧机的炉中板坯的再加热温度应足够高以确保实际上所有含有Ti和V和任选的Nb的碳化物和碳氮化物沉淀物已溶解在钢基体中。这需要在热轧和进一步的下游加工之前将固溶体中的Ti和V和任选的Nb的量最大化。优化的再加热温度取决于Ti和V和任选的Nb的量。然而，发明人发现再加热温度的合适范围在1150和1300℃之间。

应在Ar3转变点或更高时完成热带材轧机中的精轧以便在主动冷却钢带材或片材以促进奥氏体至铁素体相变之前，在奥氏体相区域中完成热轧顺序。

热带材轧机的输出台上用于冷却刚刚精轧之后的钢带材或片材的平均冷却速率应在10至150℃/s的范围内。

在热带材轧机中卷绕钢带材或片材的温度应足够低从而整体上抑制沉淀但特别是V的沉淀。与此同时，卷绕温度不应过低，因为这导致过多的转变硬化。本发明中的中间热轧进料的显微组织本质上优选是铁素体和/或贝氏体，优选不存在大量的马氏体。发明人发现了在热带材轧机中钢带材或片材的合适卷绕温度在450和580℃之间。

当进行这些工艺步骤时，可以可变轧制的形式进行带材的冷轧，其中冷轧压下率在30％和60％之间使得获得至少35％的带材厚度变化。可变轧制带材的退火之后，获得根据本发明第一方面的带材。

优选地，热轧钢带材采用870℃或更高的精轧温度、优选采用900℃或更高的精轧温度、更优选采用940℃或更高的精轧温度和最优选采用980℃或更高的精轧温度热轧。为了减小轧制载荷并抑制在最后轧制道次期间微合金元素的应变诱发沉淀，可选择设定用于精轧的温度较高。较高精轧温度的另一个益处是它对织构发展和因此机械性质和各向同性的有益影响。因此对于本发明而言，精轧温度应优选为900℃或更高，或更优选940℃或更高，或最优选980℃或更高。

根据优选实施方案，以40至100℃/s的平均冷却速率将精轧之后的热轧钢带材冷却至卷绕温度。

优选地，在480和560℃之间，或更优选在500和540℃之间的温度范围中卷绕该热轧钢带材以提供中间进料的优选显微组织。

优选地，冷轧并分批退火热轧钢带材

·在740℃或更高的最高温度下持续至少8小时，或

·在720℃或更高的最高温度下持续至少10小时，或

·在700℃或更高的最高温度下持续至少14小时。

这种分批退火过程导致冷轧带材最少50％再结晶，从而导致在强度和可成形性之间具有适当平衡的沉淀强化铁素体显微组织。

将通过以下非限制性实施例的方式参考附图阐述本发明。

图1显示在实施例中使用的分批退火循环的时间-温度曲线。

实施例1：

(1)合金，方法条件，测试和显微组织分析程序

使用实验室铸锭进行实施例。

将锭再加热至1250℃持续45分钟以确保碳化物和碳氮化物沉淀物(沉淀物取决于合成组成包含Mo、Nb、Ti和V)的最佳溶解之后热轧具有在表1.1中显示化学组成的钢材1A至1H。在5个道次从35至3.5±0.5mm的厚度轧制热轧钢片材，其中最后轧制道次的出口温度在大约900至1000℃的范围内。在最后轧制道次之后，将钢片材转移至输出辊道(ROT)并以大约40至50℃/s的平均冷却速率从在850至900℃之间的起始ROT温度冷却降温至大约600或540℃的出口ROT温度。接下来，将热轧钢片材转移到炉中以重复从600或540℃的起始温度至环境温度的缓慢卷冷却。在热轧钢片材的拉伸试验之前酸洗热轧钢片材，或者在冷轧和随后的分批退火方面进一步加工，随后拉伸测试冷轧和分批退火的钢片材。

在没有冷轧压下率(CR％等于0％)的热轧钢片材上和在热轧后10％、20％、30％、40％、50％或60％冷轧压下率之后的冷轧钢片材上进行分批退火。为了抑制在分批退火期间的脱碳，将板材包裹在不锈钢箔中，并在分批退火炉中使用保护性H₂气氛。使用许多不同的设定来进行分批退火(BA)模拟。这些包括对于所有钢材1A至1H(T/t＝以℃计的最高温度/在最高温度下以小时计的保持时间)：BA-675/3、BA-700/3、BA-740/3、BA-700/10和BA-740/10。另外，对于钢1G还进行以下BA循环；BA-740/7、BA-740/8和BA-740/9。在表1.2中显示关于所使用的许多分批退火曲线的细节，显示以下分批退火模拟的时间-温度(t-T)描述：BA-675/3、BA-700/3、BA-740/3、BA-700/10和BA-740/10。虽然对于分批退火循环而言最高温度(T_最高)和高温度下的保持时间(t_保持)是可变的，但是分批退火曲线中的加热和冷却阶段的梯度在所有模拟中保持固定。在图1中显示用于这个实施例中的钢材的分批退火循环的时间-温度曲线。

在所有情况下即对于热轧以及分批退火钢片材而言平行于轧制方向借助于取出A50测试件并根据EN 1002-1/ISO 6892-1向测试件施加拉伸载荷来测量拉伸性质(Rp0.2是0.2％偏移保证或屈服强度；Rm是极限拉伸强度；Ag是均匀伸长率；A50是总拉伸伸长率)。

为了测定再结晶铁素体分数和这种再结晶部分(在变形和退火之后)的晶粒尺寸，使用电子背散射衍射(EBSD)表征显微组织。为了这个目的，关于样品制备、EBSD数据收集和EBSD数据评估遵循以下程序。

在安装在导电树脂中并机械抛光至1μm的平行于轧制方向的横截面(RD-ND平面)上进行EBSD测量。为了获得完全没有变形的表面，使用胶态氧化硅(OPS)进行最后的抛光步骤。

用于EBSD测量的扫描电子显微镜(SEM)是配备有场发射枪的Zeiss Ultra 55机器(FEG-SEM)和EDAX PEGASUS XM 4HIKARI EBSD系统。在片材的RD-ND平面上收集EBSD扫描。将样品以70°角度放在SEM中。在高电流选项接通时加速电压为15kV。使用120μm光圈并且在扫描期间工作距离为15mm。为了补偿样品的高倾斜角度，在扫描期间使用动态聚焦校正。

使用TexSEM Laboratories(TSL)软件OIM(Orientation Imaging Microscopy)数据收集版本7.2来拍摄EBSD扫描。通常，使用以下数据收集设定：与标准背景减除结合的6×6像素合并(binning)的Hikari照相机。扫描区域在所有情况下位于1/4样品厚度的位置并且仔细避免在该扫描区域中尽可能多地包括非金属性夹杂物。

EBSD扫描尺寸在所有情况下为100×100μm，其中步长为0.1μm和扫描速率大约为100帧/秒。使用Fe(α)来标引菊池图样。在数据收集过程中使用的Hough设定为：像素组合图样尺寸为大约96；θ集尺寸为1；rho分数为大约90；最大峰计数为10；最小峰计数为5；Hough类型设定为典型；Hough分辨率设定为低；蝶式卷积掩模(butterfly convolution mask)为9×9；峰对称性为0.5；最小峰幅为10；最大峰距为20。

使用TSL OIM分析软件版本“8.0x64[12-14-16]”评估EBSD扫描。通常，数据集相对RD轴旋转90°以获得相对于测量取向处于恰当取向的扫描。进行标准晶粒膨胀清除(晶粒容限角(GTA)为5°，最小晶粒尺寸为5像素，使用的标准是晶粒必须含有多行用于单一膨胀迭代清除)。接下来，应用伪对称清除(GTA 5，111下轴角30)。

通过评估晶粒平均错误取向图和平均IQ图来创建再结晶分数的分区。从这些产生的分区，测定再结晶分数和晶粒尺寸(晶粒容限角＝15°，最小像素数为10，晶粒必须含有多行)。

(2)热轧和分批退火钢片材的拉伸性质

热轧钢片材：表1.3给出钢材1A至1D在600℃下卷绕的热轧钢片材(对应于标号为1A-HR600、1B-HR600、1C-HR600、1D-HR600的热轧钢片材)的A50拉伸性质。表1.4给出钢材1A至1H在540℃下卷绕的热轧钢片材(以与表1.3中进行的类似方式标记相应的热轧钢片材)的A50拉伸性质。

分批退火钢片材：表1.5和1.6给出在没有任何中间冷轧(CR％等于0％)的情况下且相应采用分别在600和540℃下卷绕的热轧钢片材的分批退火钢片材的拉伸性质。表1.7至1.13提供对于所有前述分批退火条件而言使用0至60％中间冷轧压下率的所有分批退火钢片材的拉伸性质。

(3)分批退火钢片材显微组织

表1.7至1.13提供基于EBSD测量的再结晶铁素体分数(以％计)和再结晶铁素体的平均晶粒尺寸(以μm计)。

(4)结果解释：控制沉淀强化

表1.4显示钢材1A至1D的数据，对应于在600和540℃下卷绕之间的Rp0.2和Rm的差异。数据说明将卷绕温度从600降低至540℃导致强度的减小，特别是Rp0.2。随着卷绕温度的降低，Rp0.2的这种降低对于具有Ti和Mo含量提高的钢材1B和1D以及对于具有Ti、Mo和V提高的钢材1C最明显(与钢材1A相比)。这种强度减小主要归因于沉淀强化的损失，因为卷绕温度的减小使成核和形成沉淀物所需的动力学减小。转而，这意味着对于钢材1B、1C和1D而言一定量的Ti和特别是大量的V没有在热轧钢片材的最终显微组织的铁素体中沉淀，而相反停留在固溶体中。考虑到最高温度(T_最高)足够高以提供使碳化物和/或碳氮化物沉淀物成核和生长必要的动力学，可使固溶体中的这种Ti和V在随后的热循环例如分批退火循环中沉淀。

表1.5和1.6显示钢材1A至1H当经受具有不同T_最高和t_保持值并在没有中间冷轧的情况下分批退火时分别在600和540℃下卷绕的热轧钢片材的拉伸数据。

在600℃下卷绕并且具有在热轧钢片材的最终显微组织的铁素体中沉淀的大多数微合金化元素将导致当热轧钢片材在675℃的最高温度下分批退火3小时时显著的强度损失。在分批退火时Rp0.2和Rm的测量损失(表1.5)大致相同。在分批退火之后强度的损失可通过沉淀强化的损失来解释。后者将是源于热轧阶段的沉淀物粗化的结果，和因为在热轧阶段期间在沉淀中消耗了大多数微合金化含量所以不可能在分批退火过程中形成显著分数的新沉淀物的事实。

与此相反，当对应于钢材1A至1H并在540℃下卷绕的热轧钢片材经受具有675或700℃的T_最高持续3或10小时t_保持的分批退火时，测量到Rp0.2的显著提高(参见表1.6)。Rp0.2的这种提高将主要与微合金化元素的沉淀有关，所述微合金化元素由于低温卷绕而保留在热轧钢片材中的固溶体中，但在使用675或700℃的T_最高持续3或10小时的随后分批退火期间沉淀。

在表1.6中所示实施例中如果升高T_最高大于700℃，即740℃，则Rp0.2在t_保持为3或10小时的分批退火之后降低。对于所有钢材即钢材1A至1H观察到Rp0.2的这种降低，并且据信这与由于大于700℃大量沉淀物粗化所致的沉淀强化损失有关。

以上观察意味着能够一方面通过促进在分批退火过程中新形成的沉淀物的成核和生长和另一方面通过促进沉淀物粗化从而在分批退火过程中控制沉淀。取决于作为分批退火循环的关键输入参数的T_最高和t_保持，在分批退火之后钢片的Rp0.2与相应的热轧钢片材的Rp0.2相比，可以这种方式提高或降低。可使用这种对于在分批退火过程中沉淀强化程度的控制来控制在热轧之后没有任何中间冷轧步骤的情况下最终分批退火钢片材的强度，但是还可用于控制和改进在分批退火过程中冷轧钢片材的再结晶行为，即促进已经在相对低的冷轧压下率(例如CR％≥30％)下大量/部分(即≥50％)或优选完全再结晶。这种显著再结晶的开始由作为冷轧压下率(例如CR％≥30％)函数的屈服强度和拉伸伸长率的提高所表示。因为TRB片材中厚度变化，所以通过使用等式A50/t^0.2将拉伸伸长率标准化为1mm厚度，其中A50是拉伸伸长率(以％计)和t是片材厚度(以mm计)。这样做是为了适当地评估拉伸伸长率是否由于冷轧压下率的提高所致再结晶铁素体分数的提高而真正提高。

(5)结果解释：控制再结晶

表1.7至1.13显示除了拉伸数据以外所有分批退火钢片材的再结晶铁素体分数和再结晶铁素体的平均铁素体晶粒尺寸。前一个显微组织参数是使用分批退火实现的再结晶程度的清楚且直接的指示。再结晶的另一个指标是作为冷轧压下率函数的分批退火之后Rp0.2的演变。表1.7至1.13显示根据以下式的拟合参数a和b，其与Rp0.2作为30-60％(这里考虑为通常的TRB范围)的冷轧压下率(CR％)的函数的的对数拟合相对应

Rp0.2(CR％)＝a×ln(CR％)+b

如果拟合参数a的值为0或更高，在30-60％冷轧压下率范围内的Rp0.2演变被认为是随着来自额外的晶粒细化的提高的冷轧压下率而Rp0.2提高的实质或完全再结晶的指示。因此，对于本发明优选的是拟合参数a是至少0。随着冷轧压下率提高而再结晶提高的另一指标是根据A50/t^0.2的拉伸伸长率的提高。

表1.7至1.13中还显示这样的指示，如果分批退火钢与特定的冷轧压下率结合适合作为TRB应用的构件(即TRB构件)，对于TRB应用要求屈服强度(Rp0.2)为至少350MPa，A50/t^0.2≥14，并且在1/4深度处的再结晶铁素体分数为至少50％。表1.7至1.13中满足这些条件的分批退火钢材在TRB栏中用“O”标记。表1.7至1.13中不满足这些条件的分批退火钢材在TRB栏中用“X”标记。

在与本发明相关的TRB应用的情况下，本发明实施例与一组相邻且合适的TRB构件对应，其中每个构件具有至少1mm的厚度，并且其中使用最低和最高冷轧压下率获得的构件厚度变化至少35％，并且对于具有最高冷轧压下率的该构件具有至少450MPa的屈服强度(Rp0.2)和A50/t^0.2≥17。表1.12显示对应于本发明要求保护并根据本发明加工的NbTiMo-V合金钢1G的TRB应用的发明实施例，在本情况下其在540℃下卷绕，以30至60％范围的压下率冷轧，并在740℃下分批退火10小时(钢材1G-158BA至1G-161BA)。

表1.7至1.13中大多数对照例对应于具有A50/t^0.2<14和/或1/4深度处再结晶铁素体分数小于50％的分批退火钢材。然而，除了这些对照例之外，在表1.7至1.13中存在对照例，其确实具有A50/t^0.2≥14和至少50％的再结晶铁素体分数，但是其不与厚度为至少1mm的相邻合适的TRB构件形成TRB构件的集合，其中使用最低和最高冷轧压下率获得的构件厚度变化至少35％。所有这些对照例具有以下共同点：(1)任一合金不含有大量的V和/或(2)热轧加工条件不合适和/或分批退火条件不合适提供用于TRB应用的解决方案，在所述TRB应用中满足前述要素(包括至少35％的厚度变化)。

实施例2：

(1)合金，方法条件，测试和显微组织分析程序

采用与实施例1中报告的类似方式热轧和进一步加工具有表2.1中显示的化学组成的钢材2A至2G。采用与实施例1中报告的相同方法测量拉伸性质。确定再结晶铁素体分数和再结晶铁素体的平均晶粒尺寸采用的程序与实施例1中报告的那些相同。

(2)热轧和分批退火钢片材的拉伸性质

(2A)热轧钢片材：表2.2给出钢材2A至2G在600或540℃下卷绕的热轧钢片材的A50拉伸性质。采用与之前在实施例1中类似方式进行标记相应的热轧钢片材。

(2B)分批退火钢片材：表2.3给出在没有任何中间冷轧(CR％等于0％)的情况下且对应于分别在600和540℃下卷绕的热轧钢片材的分批退火钢片材的拉伸性质。表2.4和2.5提供与分别在600和540℃下卷绕的热轧进料相关的使用0至60％中间冷轧压下率的分批退火钢片材的拉伸性质。

(3)分批退火钢片材显微组织

表2.4和2.5提供基于EBSD测量的再结晶铁素体分数(以％计)和再结晶铁素体的平均晶粒尺寸(以μm计)。

(4)结果解释：控制再结晶

表2.4和2.5显示除了拉伸数据以外所有分批退火钢片材的再结晶铁素体分数和再结晶铁素体的平均铁素体晶粒尺寸。前一个显微组织参数是使用分批退火实现的再结晶程度的清楚且直接的指示。再结晶的另一个指标是作为冷轧压下率函数的分批退火之后Rp0.2的演变。表2.4和2.5显示根据以下式的拟合参数a和b，其与Rp0.2作为30-60％(这里考虑为通常的TRB范围)的冷轧压下率(CR％)的函数的对数拟合相对应

Rp0.2(CR％)＝a×ln(CR％)+b

如果拟合参数a的值为0或更高，在30-60％冷轧压下率范围内的Rp0.2演变被认为是随着来自额外的晶粒细化的提高的冷轧压下率而Rp0.2提高的实质或完全再结晶的指示。因此，对于本发明优选的是拟合参数a是至少0。随着冷轧压下率提高而再结晶提高的另一指标是根据A50/t^0.2的拉伸伸长率的提高。

表2.4和2.5中还显示这样的指示，如果分批退火钢与特定的冷轧压下率结合适合作为TRB应用的构件(即TRB构件)，对于TRB应用要求屈服强度(Rp0.2)为至少350MPa，A50/t^0.2≥14，并且在1/4深度处的再结晶铁素体分数为至少50％。表1.7至1.13中满足这些条件的分批退火钢材在TRB栏中用“O”标记。表1.7至1.13中不满足这些条件的分批退火钢材在TRB栏中用“X”标记。

在与本发明相关的TRB应用的情况下，表2.4和2.5中的本发明实施例与一组相邻且合适的TRB构件对应，其中每个构件具有至少1mm的厚度，并且其中使用最低和最高冷轧压下率获得的构件厚度变化至少35％，并且对于具有最高冷轧压下率的该构件具有至少450MPa的屈服强度(Rp0.2)和A50/t^0.2≥17。表2.5显示全部对应于本发明要求保护并根据本发明加工的NbTiMo-V合金钢材(钢材2C至2G)的TRB应用的大量发明实施例，在目前情况下其在540℃下卷绕，以20至60％或30至60％范围的压下率冷轧，并在至少700℃的最高温度下分批退火至少10小时。

表2.4和2.5中大多数对照例对应于具有A50/t^0.2<14和/或再结晶铁素体分数小于50％的分批退火钢材。然而，除了这些对照例之外，在表2.4和2.5中存在许多对照例，其确实构成具有A50/t^0.2≥14和在1/4深度处至少50％的再结晶铁素体分数的TRB构件，但是其不与厚度为至少1mm的相邻合适的TRB构件形成TRB构件的集合，其中使用最低和最高冷轧压下率获得的构件厚度变化至少35％。所有这些对照例具有以下共同点：(1)任一合金不含有大量的V(即钢材2A和2B)和/或(2)热轧加工条件不合适和/或分批退火条件不合适提供用于TRB应用的解决方案，在所述TRB应用中满足前述要素(包括至少35％的厚度变化)。

Claims (15)

1.可变轧制的钢带材、片材或坯料，由以下元素组成(以重量％计)：

0.05-0.20C

0.10-0.70Si

0.80-2.50Mn

0.01-0.10Al

0.07-0.25Ti

0.10-0.35V

0.05-0.40Mo

任选0.02-0.10Nb

任选0.01-0.80Cr

至多0.06P

至多0.01S

至多0.01N

至多0.005Ca

余量由不可避免的杂质和Fe组成，

其中带材、片材或坯料具有至少一个具有高厚度的部分和至少一个具有低厚度的部分，其中在高厚度和低厚度之间的厚度变化为至少35％，并且其中在具有高厚度的部分中屈服强度为350MPa或更高且拉伸伸长率A50(以％计)和片材厚度t(以mm计)满足A50/t^0.2≥14的等式，并且在具有低厚度的部分中屈服强度为450MPa或更高且拉伸伸长率A50(以％计)和片材厚度t(以mm计)满足A50/t^0.2≥17的等式。

2.根据权利要求1所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中对于一种或多种元素，以下范围是有效的：

0.06-0.17C

0.20-0.60Si

0.90-2.30Mn

0.02-0.09Al

0.08-0.22Ti

0.12-0.30V

0.08-0.35Mo

任选0.03-0.09Nb

任选0.01-0.60Cr

至多0.04P

至多0.005S

至多0.008N

至多0.003Ca。

3.根据权利要求1或2所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中对于一种或多种元素，以下范围是有效的：

0.07-0.14C

0.30-0.60Si

1.20-2.00Mn

0.04-0.08Al

0.10-0.20Ti

0.13-0.25V

0.10-0.30Mo

任选0.03-0.08Nb

任选0.01-0.40Cr

至多0.02P

至多0.003S

0.002-0.007N

至多0.001Ca。

4.根据前述权利要求中任一项所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中Nb以在0.02和0.10％之间，优选在0.03和0.09％之间，更优选在0.03和0.08％之间的量存在。

5.根据前述权利要求中任一项所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中由重量百分比(重量％)表示的Ti和Mo和任选的Nb的含量满足以下等式

或优选

6.根据前述权利要求中任一项所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中由重量百分比(重量％)表示的C、N、Ti、Mo、V和任选的Nb的含量满足以下等式

其中

和

7.根据前述权利要求中任一项所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中钢具有沉淀强化的铁素体显微组织，其由在具有高厚度的部分中1/4深度处至少50％的再结晶铁素体组成，并且其任选还包含渗碳体和/或珠光体，并且其中在所述显微组织中的沉淀物由Ti、V、Mo和任选的Nb组成。

8.根据前述权利要求中任一项所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中钢具有由在具有高厚度的部分中1/4深度处至少60％的再结晶铁素体、优选在具有高厚度的部分中1/4深度处至少70％的再结晶铁素体、更优选在具有高厚度的部分中1/4深度处至少80％的再结晶铁素体、最优选在具有高厚度的部分中1/4深度处90％的再结晶铁素体组成的显微组织。

9.根据前述权利要求中任一项所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中在具有高厚度的部分中的钢具有为400MPa或更高、优选为450MPa或更高、或更优选为500MPa或更高、或最优选550MPa或更高的屈服强度，和/或其中在具有低厚度的部分中的钢具有的屈服强度等于或高于具有高厚度的部分的屈服强度，并优选具有为500MPa或更高、更优选为550MPa或更高的屈服强度。

10.根据前述权利要求中任一项所述的可变轧制的钢带材、片材或坯料，其中在具有高厚度的部分中的钢满足等式A50/t^0.2≥16，优选A50/t^0.2≥18，最优选A50/t^0.2≥20，并且其中具有低厚度的部分中的钢满足等式：A50/t^0.2≥18，优选A50/t^0.2≥20，最优选A50/t^0.2≥22，其中在具有低厚度的部分中的A50/t^0.2等于或高于在具有高厚度的部分中的A50/t^0.2。

11.用于生产具有可变厚度的钢带材的方法，包括以下步骤：

·铸造具有根据前述权利要求中任一项的组成的板坯，

·将凝固的板坯再加热至1150和1300℃之间的温度，

·在Ar3转变点或更高的热精轧温度下完成热轧，

·以10至150℃/s的平均冷却速率将热轧钢带材冷却至卷绕温度，

·在450和580℃之间的温度范围中卷绕该热轧钢带材，

·以可变轧制的形式冷轧带材，使得进行在30％和60％之间的冷轧压下率，并获得至少35％的带材厚度变化，

·分批退火钢带材。

12.根据权利要求12所述的方法，其中热轧钢带材或片材采用870℃或更高的精轧温度、优选采用900℃或更高的精轧温度、更优选采用940℃或更高的精轧温度和最优选采用980℃或更高的精轧温度热轧。

13.根据权利要求12或13所述的方法，其中以40至100℃/s的平均冷却速率将精轧之后的热轧钢带材或片材冷却至卷绕温度。

14.根据权利要求12、13或14所述的方法，其中在480和560℃之间的温度范围中卷绕该热轧钢带材或片材。

15.根据权利要求12至15中任一项所述的方法，其中分批退火冷轧钢带材或片材

·在740℃或更高的最高温度下持续至少8小时，或

·在720℃或更高的最高温度下持续至少10小时，或

·在700℃或更高的最高温度下持续至少14小时。

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