CN115698363A

CN115698363A - 高强度钢产品及其制造方法

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Publication number: CN115698363A
Application number: CN202180043208.XA
Authority: CN
Inventors: 维利·科斯蒂; 托米·利马泰宁; 米科·赫米拉; 帕西·水卡宁; 埃里克·尼曼; 马丁·林德; 罗宾·尼尔森; 菊哈·皮克宁
Original assignee: SSAB Technology AB
Current assignee: SSAB Technology AB
Priority date: 2020-06-16
Filing date: 2021-05-20
Publication date: 2023-02-03
Also published as: EP3926064A1; EP3926064B1; ES2930260T3; PL3926064T3; WO2021254722A1; KR20230026400A; US20230235420A1

Abstract

一种热轧带钢产品，其具有按重量百分比(重量％)计组成如下的化学成分：0.025％‑0.070％的C、0％‑1.10％的Si、0.50％‑2.0％的Mn、<0.020％的P、<0.050％的S、<0.010％的N、0％‑0.60％的Cr、0％‑0.20％的Ni、0％‑0.25％的Cu、0％‑0.20％的Mo、0％‑0.15％的Al、0％‑0.050％的Nb、0.020％‑0.20％的V、0.020％‑0.15％的Ti、0％‑0.0010％的B，余量为Fe和不可避免的杂质，其中所述带钢产品的微观结构按体积百分数(体积％)计的组成如下：铁素体≥90％，优选≥95％，更优选≥98％，其中铁素体结构包括10％‑50％的准多边形铁素体，并且铁素体结构的剩余部分是多边形铁素体和/或贝氏体；其中钢带产品的平均铁素体晶粒尺寸<10μm，平均孔膨胀率为≥50％，纵向于轧制方向的屈服强度(Rp_0.2％)≥660MP，并且拉伸强度≥760MPa。

Description

高强度钢产品及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种高强度带钢产品，例如适用于汽车工业应用，其表现出优异的平均孔膨胀比(HER)、优异的伸长率和高可成形性。本发明还涉及一种高强度带钢产品的制造方法。

背景技术

出于环保目的并且为了满足安全法规，汽车工业需要薄且高强度的钢产品。希望减少对环境的负面影响，同时确保乘客安全和良好的驾驶性能。通过减少燃料消耗并从而减少温室气体排放，环境将受到较少的负面影响。这可以通过在汽车工业中使用更薄和更坚固的钢产品来实现，从而可以生产重量更轻的车辆。因此，正在开发热轧钢板以满足这些要求。

为了乘客的安全，较薄的钢产品需要具有高强度。此外，需要一种钢产品，其结合了高强度、高可成形性和拉伸凸缘性(flangeability)。为了更容易地(例如将底盘)成形为期望的形状，需要高的可成形性。然而，高强度会影响钢板的可成形性和拉伸凸缘性。

高强度钢板在拉伸凸缘过程中对边缘开裂很敏感，这可以产生问题。用于确定拉伸凸缘的一个常用测试是孔膨胀测试。高平均孔膨胀率表征了高强度钢板的良好可成形性和良好的拉伸凸缘性。需要具有高拉伸凸缘性并因此具有高平均孔膨胀率的高强度钢，以及以成本有效的方式生产这种钢的方法。

发明内容

本发明的目的是解决提供展现出优异的平均孔膨胀率、伸长率、高可成形性和高拉伸强度的高强度钢产品的问题。该目的是通过将特定合金设计与成本有效的制造方法相结合来实现的，这种方法产生了主要(mainly)铁素体的微观结构。

在第一方面，本发明提供一种热轧带钢产品，所述热轧带钢产品具有按重量百分比(重量％)计组成如下的化学组成：

C 0.025％-0.080％，优选0.030％–0.060％，更优选0.033％-0.055％

Si 0％-1.10％，优选0.0050％–0.80％，更优选0.0050％-0.60％

Mn 0.50％-2.0％，优选0.70％–1.6％，更优选0.80％-1.5％

P <0.020％，优选<0.010％

S <0.050％，优选<0.0050％

N <0.010％，优选<0.0050％

Cr 0％-0.60％，优选0％-0.15％，更优选0％-0.090％

Ni 0％-0.20％

Cu 0％-0.25％，优选0％-0.10％

Mo 0％-0.20％，优选0％–0.15％，更优选0％-0.12％

Al 0％-0.15％，优选0.015％–0.070％

Nb 0％-0.050％，优选0％–0.040％，更优选0％-0.025％

V 0.020％-0.20％，优选0.020％–0.15％，更优选0.030％-0.12％

Ti 0.020％-0.15％，优选0.050％–0.12％，更优选0.060％-0.11％

B 0％-0.0010％，优选0％–0.00050％

余量(remainder)为Fe和不可避免的杂质，其中热轧带钢产品的微观结构按体积百分数(体积％)计的组成如下：铁素体≥90％，优选≥95％，更优选≥98％，其中铁素体结构包括10％-50％的准多边形铁素体，并且所述铁素体结构的剩余部分是多边形铁素体和/或贝氏体；和

其中钢带产品的平均铁素体晶粒尺寸<10μm，平均孔膨胀率为≥50％，

纵向于轧制方向的屈服强度(Rp0.2％)为≥660MPa，并且

拉伸强度≥760MPa。

在第二方面，本发明提供一种根据第一方面的钢产品的制备方法，所述方法包括以下步骤：

-提供钢坯，所述钢坯具有如本文所述的化学组成；

-将所述钢坯加热到1200℃-1350℃的奥氏体化温度；

-在Ar₃-1300℃范围的温度下热轧至所期望的厚度，其中终轧温度在850-1050℃，优选为910-980℃，更优选930-970℃的范围，从而获得热轧带钢；

-空气冷却0.5-15秒，优选1-6秒；

-加速冷却至590-680℃，优选至620-660℃，并且

-卷取所述热轧带钢。

已经发现，Ti和V的添加增加了钢产品的强度，而不限制平均孔膨胀性能。发明人惊奇地发现，尽管Ti含量相对较高，但平均孔膨胀性能仍处于理想水平，而通常原本会预期的是相对较高的Ti含量由于钢中引入硬TiN以及对其最终微观结构特征的影响而降低平均孔膨胀率。此外，Ti和V合金化使得可以实现钢产品所需的强度水平，即使使用有限量的Mo和/或Nb，或者甚至没有任何Mo和/或者Nb合金化，也可以实现钢产品所需的强度水平。然而，如果存在，Nb和Mo可对组成产生有益影响。

钢产品的高强度主要是(例如Ti和/或V的)沉淀强化的结果，而高平均孔膨胀率是清洁钢冶金和微观结构中不同相的显微硬度的偏差小的结果。通过合金化策略和元素的组合，获得了高强度。

钢产品可以具有以重量百分比(重量％)表示的组成，其中如果Mo的量在0％-0.20％的范围，并且如果Nb的量在<0.0060％的范围，则0.2*Mo+Ti+V可以是0.090％-0.25％，优选0.10％-0.22％，更优选0.12％-0.20％。由此获得具有高平均孔膨胀率和高强度的钢产品。

钢产品可以具有以重量百分比(重量％)表示的组成，其中如果Nb的量在0％至0.050％的范围并且如果Mo的量在＜0.0060％的范围，则0.125*Nb+Ti+V可以是0.070％至0.28％，优选0.090％至0.24％，更优选0.11％至0.19％。由此获得具有高平均孔膨胀率和高强度的产品。

钢产品可以具有以重量百分比(重量％)表示的组成，其中如果Nb的量在0.0060％-0.050％的范围，并且如果Mo的量在0.0060％-0.20％的范围，则0.2*Mo+0.125*Nb+Ti+V可以在0.070％-0.26％的范围内，优选0.10％-0.22％，更优选0.13％-0.19％。由此获得具有高平均孔膨胀率和高强度的产品。

本文公开的钢产品的平均孔膨胀率可为≥60％和/或拉伸强度≥790MPa。拉伸强度可以优选为≥800MPa。拉伸强度的上限可以是960MPa，以便将平均孔膨胀率保持在可接受的水平。此外，钢产品的平均孔膨胀率可为≥65％，优选为≥70％或更优选≥80％。高的平均孔膨胀率和拉伸强度是实现适用于汽车工业的带钢产品的重要特征。

用本文公开的钢获得高强度钢产品，并且平均孔膨胀率保持在高水平。本文所公开的钢产品可以具有≥700MPa的纵向于轧制方向的屈服强度(Rp_0.2％)。为了将平均孔膨胀率保持在可接受的水平，纵向(即轧制方向)的屈服强度(Rp_0.2％)上限可以是820MPa。

钢产品可具有总伸长率≥12％。

本文公开的钢产品可以具有1.5-8.0mm，优选1.5-6.0mm的厚度。

Si、Mn、Ni和Cr的总和以重量百分比(重量％)计可以在1.0％-2.0％，优选1.3％-1.8％的范围。当存在更大量的Mn、Ni和/或Cr时，从奥氏体到铁素体的相变发生得较慢，并且奥氏体在较低温度下更稳定。因此可以使用Mn、Ni和Cr将相变调节到合适的温度范围。Si提供固溶强化并防止渗碳体的形成。

Nb、V和Ti的总和以重量百分比(重量％)计可为0.060％-0.40％，优选为0.10％-0.25％。Nb、V和Ti的量通过碳化物和氮化物沉淀提供沉淀强化，并且也可用于调节相变温度范围。

如果Nb的量在＜0.0050％的范围，并且如果Mo的量在＜0.0050％范围，则Mn的量可以在0.60％-1.5％的范围。这种组合物可获得易于热轧的成本有效的钢产品。此外，需要存在元素C、Ti和V。Nb和Mo含量低时，可获得更多的等轴晶粒，这将会提高强度。

最大碳含量可为

C≤a+Nb*(12.01/92.91)+V*(12.01/50.94)+Ti*(12.01/47.87)+Mo*(0.5*(12.01/95.94))

其中所有元素以重量百分比(重量％)计，常数a是碳的公差，其中公差a可以是0.035，或优选0.02，或更优选0.01。

最小碳含量可以是

C>Nb*(12.01/92.91)+V*(12.01/50.94)+Ti*(12.01/47.87)+Mo*(0.5*(12.01/95.94))-b，

其中所有元素以重量百分比(重量％)计，常数b是碳的公差，其中公差b可以是0.015，或优选0.012，或更优选0.01。

以这种方式，确保碳的量足够高以允许充分的沉淀强化，并且足够低以防止形成过多的富碳区域(例如渗碳体、M/A岛)。

铁素体可以包括15％-40％的准多边形铁素体，更优选为20％-35％的准多边形磁铁素体。

钢产品可以是镀锌的。这提高了钢产品的耐腐蚀性。镀锌工艺也可以提高钢的强度。钢产品可以例如通过热浸镀锌进行镀锌，但也可以使用其他镀锌技术。钢产品可以被连续地热浸镀锌。

在本文公开的方法中，加速冷却可以是连续的。

本发明的其他优点和有利特征在以下描述中公开。

定义

术语“钢”定义为含碳(C)的铁合金。

本文件中使用的术语“带钢产品”是指厚度达到并包括10mm，优选1.5-8.0mm，更优选1.5-6.0mm的任何轧钢产品。

术语“极限抗拉强度”(UTS，Rm)是指钢在拉伸下断裂的极限，即最大拉伸应力。

术语“屈服强度”(YS,Rp_0.2)是指0.2％的偏移屈服强度，定义为将导致0.2％塑性应变的应力量。这里给出的测试结果来自于从带材中心部分沿轧制方向(纵向)切割的样品，因此是指纵向于轧制方向测量的屈服强度。

术语“总伸长率”(TE)是指材料断裂前可拉伸的百分比；可成形性的一个粗略指标，通常表示为在整个测量伸长仪固定标距长度上的百分比。两种常见的标距长度分别为50mm(A₅₀)和80mm(A₈₀)。

“孔膨胀率”表征具有高强度的钢板的可成形性和拉伸凸缘性。该测试是通过推动锥形冲头穿过冲孔来扩大冲孔来进行的。测量孔膨胀比时，进行三次测试并计算平均值。因此，测量平均孔膨胀率。在实施例部分中公开了更详细的描述。

钢的合金含量以及加工参数决定了微观结构，而微观结构决定了钢的力学性能。

已经公开的以0至X重量％的量存在的合金元素是任选的合金元素，并且可以以0重量％直至并包括最大量X重量％的量存在。

已经公开的以＜X重量％的量存在的合金元素是任选的合金元素，并且可以以0重量％至不包括X重量％的量存在。

残余内容物(redual contents)和不可避免的杂质之间的区别在于，残余内容物是合金元素的控制量，这些元素不被认为是杂质。通常由工业过程控制的残余内容物对合金没有本质影响。

GS_F是铁素体相的平均晶粒尺寸。

轧制参数：t＝厚度/时间，FRT＝终轧温度，即热轧结束时的温度，CT＝卷取温度。

Ar3是钢冷却时奥氏体向铁素体转变的起始转变温度。

附图简要说明

图1是说明本发明方法的流程图。

图2是根据本发明的一个实施方式，通过扫描电子显微镜从带钢产品的主体部分的1/4厚度获得的显微照片。

具体实施方式

合金设计是开发具有目标力学性能的钢产品时首先考虑的问题之一。在下文中，更详细地描述了根据本发明的化学组成，其中每个元素的％是指重量百分比。

碳C的使用范围为0.025％-0.080％。

C合金化通过固溶和沉淀强化来提高钢的强度，因此C含量有助于提高强度水平。C的使用范围为0.025％-0.080％。过量的C会促进渗碳体的形成，这可能对平均孔膨胀率有害。此外，C可对可焊性和冲击韧性产生不利影响。

优选地，C的使用范围为0.030％-0.060％，更优选0.033％-0.055％。

硅Si的使用范围为0％-1.1％。

硅合金化通过固溶强化来增强强度。此外，Si延缓了渗碳体和珠光体的形成，并抑制了粗粒碳化物的形成，而粗粒碳化物削弱了拉伸凸缘的可成形性。低Si含量是期望的，以减少轧制载荷并避免可损害钢产品疲劳性能的结垢问题。

Si的使用范围为0％-1.1％。优选地，Si的使用范围为0.0050％-0.80％，更优选0.0050％-0.60％。

锰Mn的使用范围为0.50％-2.0％。

Mn提供固溶强化并抑制铁素体转变温度和铁素体转化率。Mn还可以影响碳化物和/或碳氮化物的沉淀。

当Mn的添加量较低时，铸造过程中的偏析受到限制，微观结构更均匀。因此，力学性能是均匀的。

过量的Mn可降低可成形性。此外，增加Mn含量可能会增加连铸过程中的偏析，导致微观结构不均匀。

然而，为了获得正确的强度和微观结构，需要一定量的Mn。Mn的使用范围为0.50％-2.0％。优选地，Mn的使用范围为0.70％-1.6％，更优选0.80％-1.5％。为了更好的可加工性和成本效率，当Nb小于0.0050％且Mo小于0.0050％时，可以使用0.60％-1.5％范围的Mn，更优选Mn在0.6-1.0％范围。

磷P的用量可以＜0.020％。

P是固溶体强化元素。在高水平下，P偏析将损害拉伸凸缘的可成形性以及可焊性和冲击韧性。由于这些负面影响，P是这些类型的钢中不期望的元素。

P的用量可小于0.020％。优选地，P的用量可以＜0.010％。

硫S的用量可以＜0.050％。

低硫含量有利于可成形性。因此，低的S含量有利于高的平均孔膨胀率。

S的用量可＜0.050％。优选地，S可以以＜0.0050％的量使用。

氮N的用量可以＜0.010％。

氮与Ti一起形成氮化物，这减少了可用于TiC沉淀强化的Ti的量。

N含量过高会影响冷拉伸和拉伸凸缘的可成形性。N含量可以＜0.010％。优选地，N可以＜0.0050％的量使用。

铬Cr的使用范围为0％-0.60％。

优选地，不添加Cr，但其可以例如存在于废原料中。为了实现沿带材的均匀强度水平和良好的可成形性的性能，即良好的平均孔膨胀率，铬合金化不是必要的且也不需要。铬合金化也增加了合金的成本。

Cr与Mn类似地抑制铁素体的形成。因此，Cr可以部分地替代Mn，以改善在升高的Mn水平下可能存在的中心线偏析。

Cr还可以提高材料的强度。

Cr的使用范围可以为0％-0.60％。优选地，Cr的使用范围可以为0％-0.15％。更优选地，Cr含量为0％-0.090％，甚至更优选0％-0.080％。在一些实施方式中，Cr可以在0％至0.060％的范围使用。

镍Ni的用量可以为0％-0.20％。

可以任选地添加Ni。如果不是有意添加，则其含量可能为来自废料的0-0.20％。高于0.20％的镍可以提高韧性，但也会增加钢的成本。

铜Cu的使用范围可以为0％-0.25％。

如果不是有意添加，基于废原料的冶金可能导致铜的存在。如果钢中含有大量Cu，则需要Ni，以防止在热轧过程中产生表面缺陷。作为一般规则，Ni含量需要为Cu含量的至少30％来防止缺陷，并且优选甚至更多。当Cu含量大于0.20％时，需要Ni合金化。

Cu可以在0％-0.25％的范围使用。优选地，Cu可以在0％-0.10％的范围使用。

钼Mo的使用范围可以为0％-0.20％。

钼合金化提高了冲击强度、低温韧性和抗回火性。钼可用于提高强度，但对本文所公开的钢产品来说不是必需的。替代地或附加地，可以使用其他合金元素(诸如Ti和/或V)来提高强度。因此，可以在没有任何钼合金化的情况下实现更具成本效益的解决方案。此外，钼含量的增加增加了热轧力。钼抑制铁素体的形成，因此可用于钢中。Mo也是碳化物形成体(former)，并且可以与Ti和/或V和/或Nb一起形成碳化钼或复合碳化物。

如果有意使用钼合金化，钼的使用范围可以高达(或至多)0.20％。优选地，Mo的使用范围可以为0％-0.15％，更优选0％-0.12％。

如果不有意添加钼，则可存在高达0.050％的微量钼。Mo合金化优选与Nb结合使用，因为Mo合金化增强了Nb的强化效果。

铝Al的使用范围为0％-0.15％。

铝在冶金中用作脱氧元素。过高的Al含量可通过形成氧化铝而降低可成形性和可焊性。为了防止熔体中形成过量的氧化铝，应避免Al含量大于0.070％。然而，如果在冶金过程中没有使用其他脱氧剂从钢中去除氧气，则需要一些铝。

Al可以在0％-0.15％的范围使用。优选地，Al可以在0.015％-0.070％的范围使用。

铌Nb的使用范围可以为0％-0.050％。

Nb通过沉淀和晶粒细化而有助于钢的强化和韧化。然而，过量的Nb可以损害可弯曲性。因此Nb是任选元素。

Nb的使用范围为0％-0.050％，优选0％-0.040％，更优选0％-0.025％。Nb可以在0％-0.020％的范围使用。

在Nb不是有意地被合金化的情况下，例如以痕量存在，可以用其他合金元素(例如Ti和/或V)来实现所需的强度。在这种情况下，Nb含量小于0.010％，优选小于0.0050％。

如果有意使Nb合金化，钢的Nb含量可在0.0060％-0.050％的范围。优选地，Nb可以在0.0060％-0.040％，更优选0.0060％-0.025％的范围使用。在低于0.0060％的水平下，Nb对强度的影响可能不可靠，并且仅会导致强度水平的偏差。

钒V的使用范围为0.020％-0.20％。

V提供沉淀强化。基于细小的含V碳化物和/或碳氮化物沉淀物的沉淀强化对于实现期望的强度水平是重要的。V与Ti结合使用以诱导强度。此外，当N水平较低时，V主要存在于碳化钒(VC)中。

V的使用范围为0.020％-0.20％。优选地，V的使用范围为0.020％-0.15％，更优选0.030％-0.12％。

钛Ti的使用范围为0.020％-0.15％。

Ti提供沉淀强化。基于细小含Ti碳化物和/或碳氮化物沉淀物的沉淀强化对于实现期望的强度水平是重要的。

Ti含量应保持低于0.15％，因为较高的含量可导致连续铸造问题。

Ti的使用范围为0.020％-0.15％。优选地，Ti的使用范围为0.050％-0.12％，更优选0.060％-0.11％。

硼B的使用范围可以为0％至0.0010％。

B增加了材料的强度和可硬化性(hardenability)。然而，过量可以降低可成形性。

B可以在0％至0.0010％的范围使用。优选地，B可以在0％至0.00050％的范围使用。

本文所公开的产品具有包括按体积百分比(体积％)计组成如下的主要铁素体结构：铁素体≥90％，优选≥95％，更优选≥98％，其中所述铁素体结构包括10％-50％的准多边形铁素体和余量的多边形铁素体和/或贝氏体。铁素体是一种软相，但它可以通过(用例如Ti和/或V)沉淀强化来强化。铁素体具有良好的可成形性，例如导致具有良好的孔膨胀率，并且当其被强化时，它形成了优良的钢产品。

优选地，铁素体可包括15％-40％的准多边形铁素体，更优选地，包括20％-35％的准多边形铁素体。在一些实施方式中，多边形铁素体的量为≤20％，更优选≤10％。

测试表明，本文公开的钢产品对加工参数的变化不敏感。通过在冷却步骤中加速冷却可以获得准多边形相，这将增强钢。除了铁素体之外，钢产品的微观结构可以包括高达10％的其他相和结构，例如珠光体、马氏体/奥氏体(M/A)岛和/或渗碳体，使得总含量增加至100％。在一些实施方案中，M/A岛和珠光体的含量可高达5％。在一个实施方案中，微结构包括至少95％的铁素体，其余为珠光体和M/A岛。珠光体和M/A岛的总和可以是<3％。优选地，避免碳富集区，例如M/A岛。优选地，钢产品不含残余奥氏体，或包括至多0.5％的残余奥氏体。奥氏体优选仅以M/A岛(如果有的话)的形式存在。从带材的主体部分并在1/4厚度处测量相分数。

晶粒结构并非完全伸长，即“泛圆形”(pancaked)，接近椭圆形，但也并非完全等轴。钢带产品具有铁素体晶粒结构，其中铁素体颗粒结构的纵横比的范围可为1-2，优选1-1.5。

合金中过多的Nb和Mo可导致原有奥氏体晶粒的伸长。更接近等轴显微结构的显微结构是期望的，因此需要控制Nb和Mo的含量。

准多边形铁素体特性

准多边形铁素体的微观结构以相对粗粒的铁素体晶粒为特征，其边界既不规则又起伏。该结构通常显示出包括位错子结构的清晰可检测的蚀刻证据。在连续冷却期间，准多边形铁素体转变发生在低于多边形铁素体的温度范围，大致在610-670℃之间。与多边形铁素体类似，在准多边形铁素体内消除了先前的奥氏体边界。由于参与大量转变的母奥氏体和产品铁素体理想地具有相同的组成，转变可以通过跨越转变界面的短程扩散来完成。然而，在迁移界面处可能发生间隙的或替代的原子分配，导致准多边形铁素体(块状铁素体)的不规则生长和锯齿状边界。

本文公开的钢产品的平均铁素体晶粒尺寸可以为<10μm。铁素体晶粒的平均尺寸可以为<6μm。小晶粒尺寸通常提高钢制品的强度。

具有目标力学性能的钢产品是在导致产生特定微观结构的过程中生产的，该微观结构反过来决定了钢产品的力学性能。

图1示出了根据本发明第一方面的钢产品的制备方法，其示意性地示出了方法步骤。该方法包括下述步骤S1-S6。

S1：提供具有本文公开的化学组成的钢坯。这可以通过例如连续铸造工艺(也称为单流铸造(strand casting))来实现。

S2：将钢板加热至1200-1350℃的奥氏体化温度。

S3：在Ar3-1300℃范围内的温度下热轧至所期望的厚度，其中终轧温度(FRT)在850-1050℃，优选910-980℃，更优选930-970℃的范围。由此获得热轧钢带。轧制速度可取决于带材厚度。较薄的标距(gauges)通常以较快的速度轧制。轧制速度还取决于轧制设备和轧制线长度。

可使用以下公式估算优选的最大FRT：

Tfmax＝1071,50-7,943*t-149,61*Si+90,14*Si^2

其中t是钢带的厚度，Si是以重量百分比计的钢的硅含量。假设热轧机入口温度为1080℃，确定了该方程。这是针对厚度1.5至6mm计算的。

类似地，可以使用以下关系来估算优选的最小FRT：

Tfmin＝880,27-12,949t+1514,4Nb+66,89Ti+48,96Mo-12433Nb^2+1,1359t^2

其中Ti、Mo和Nb分别是以重量百分比计的钛、钼和铌含量。这是针对1.5至6mm的厚度计算的。

S4：空气冷却0.5-15秒，优选1-6秒。在一些实施方案中，空气冷却时间可以为至少2秒，更优选为至少3秒。该时间取决于轧制速度。例如，轧制速度越慢，加速冷却之前的空气冷却时间越长。空气冷却时间越长，所需的加速冷却速率越大。这为恢复和再结晶的发生提供了更多的时间，并且更快的加速冷却速度导致更小的铁素体晶粒尺寸和最佳的沉淀尺寸。这使钢具有良好的力学性能。

空气冷却可以在加速冷却步骤S5之前进行。

S5：加速冷却至590-680℃，优选至620-660℃。快速或加速冷却步骤可以通过水冷却进行。因此，加速冷却步骤可以是水冷却步骤。该步骤可以尽可能晚地进行。这有利于平均孔膨胀率。

与空气冷却相比，加速冷却下的冷却速率可以高达至少两倍。从终轧温度到卷取温度的平均冷却速率可以是例如大约15℃。平均冷却速率是空气和水的混合冷却速率。加速冷却步骤S5中的冷却速率可以是25℃/s-350℃/s。在一些实施方案中，冷却速率可以是25℃/s-150℃/s，在另一个实施方案中冷却速率可以为150℃/s-350℃/s。优选地，从奥氏体区域到铁素体区域的冷却速度尽可能快，并且铁素体形成温度尽可能低。这使得能够获得小的铁素体晶粒尺寸，以及最佳的沉淀尺寸，从而获得良好的力学性能。

S6：卷取热轧带钢。卷取步骤S6中的平均卷取温度可以是560-670℃。卷取温度为带材体温度。头部和尾部的卷取温度可高于主体部分的卷取温度，以防止由于头部和尾部快速冷却而导致的强度下降。例如，头部和尾部可以在冷却台上保持较高的温度，因为当带材卷取时，这些部件的冷却速度会比主体部件的冷却更快。卷取对控制强度分布至关重要，因为即使带材温度可沿带材长度变化，但当带材卷取时，这些变化趋于平稳。

在一个实施方案中，头部和尾部可以被冷却到比主体部分被冷却到的温度高15-40℃的温度。通过将头部和尾部保持在较高的温度下，避免了头部和尾部的快速冷却，并且可以获得更均匀的微观结构，从而获得更均匀的力学性能。

在步骤S6中的卷取之前，即在冷却步骤中，可以发生一部分的奥氏体到铁素体的相变。

冷却步骤和卷取步骤S6将获得期望的微观结构，这将获得优异的性能。期望的微观结构和由此获得的性能可以是合金化的一部分。例如，Mn和Si可以抑制铁素体的形成，从而在后期发生转变。

加速冷却结束和卷取开始之间也可能有一个短的空气冷却期，例如10-30℃。

冷却可以是连续的。可以在一个步骤中进行冷却，并且可以使用例如水冷却来进行冷却。

在冷却步骤之后，即空气冷却步骤S4和加速冷却步骤S5之后，钢带被卷取。卷取温度可以是冷却步骤的结束温度，也可以是低于冷却结束温度几℃的温度。在卷取之前，带材可在达到冷却结束温度之后已经冷却了几度。

当钢带冷却到特定温度时，温度通常可以下降，从加速冷却结束到卷取温度，例如10-30℃。

热轧钢可进行热浸镀锌。在另一实施方案中，热轧钢在镀锌之前被冷轧。可连续热浸镀锌。这将提高钢制品的耐腐蚀性。镀锌工艺可提高钢制品的强度，例如，屈服强度(Rp_0.2％)通常可因镀锌而增加50-150MPa。

实施例

以下实施例进一步描述和演示了本发明范围内的实施方案。给出这些实施例仅仅是为了说明的目的，并且不应被解释为本发明的限制，因为在不脱离本发明的范围的情况下，其许多变化是可能的。

用于生产测试用钢带产品的化学组成列于表1中。

用于生产测试用钢带产品的制造条件列于表2中。优选地，尽可能晚地开始加速冷却，以允许发生再结晶。如果终轧温度高，则可以更早地开始加速冷却。空气冷却时间的合适范围可以是0.5-15s。

测试用钢带产品的力学性能如表3所示。

拉伸测试

根据ISO标准SFS_EN-ISO6892-1进行拉伸试验。纵向于轧制方向抽取测试样品。从拉伸测试，确定了屈服强度(Rp_0.2％)、拉伸强度(Rm)和总伸长率(At)。

屈服强度

本发明实施例1–14中的每一个的纵向测量的屈服强度(Rp_0.2％)平均值在673MPa至790MPa的范围(表3)。比较例15至16的纵向测量的屈服强度(Rp_0.2％)平均值分别为545MPa和662MPa，低于本发明的实施例中的纵向测量的平均值(表3)。

拉伸强度

本发明实施例1至14中的每一个的纵向测量的极限拉伸强度(Rm)的平均值在760MPa至853MPa的范围内(表3)。比较例15至16纵向测量的极限拉伸强度(Rm)的平均值分别为632MPa和767MPa(表3)。

伸长率

本发明实施例1至14的总伸长率值在13.3％至21.5％的范围(表3)。比较例15至16的总伸长率值分别为25.0％和18.0％(表3)。

孔膨胀率

根据ISO 16630标准进行孔膨胀测试。在测试中，在材料上冲出一个10mm的孔，切割间隙为12％。推动锥形心轴穿过夹紧试件的孔，直到发现贯穿厚度的裂纹，发现贯穿厚度的裂纹后停止测试。测量孔的直径，并与原始直径相关，结果以百分比差表示。测量测试样品的孔的初始直径d₀。当观察到撕裂时，冲头停止移动，并测量孔的直径d_f。使用以下公式计算孔膨胀率λ：

测试进行了三次，并计算平均值，该值代表平均孔膨胀结果。孔膨胀测试的测试样品取自带材的主体部分。

本发明实施例1至14的孔膨胀率的平均值在63.3％至92.7％的范围(表3)。比较例15至16的平均值分别为78％和40％(表3)。

测试钢带产品的微观结构如表4所示。在图2中，公开了显微照片(SEM显微照片)，这是样品9的显微照片。

图2说明了钢产品的典型本体(bulk)微观结构特征。主要铁素体形态分别为多边形铁素体、不规则形状准多边形铁素体和贝氏体铁素体。特别是，准多边形铁素体的存在是该钢产品的特征。准多边形铁素体内部缺乏明显可检测的次级相微观构成也是显而易见的。此外，如图2所示，珠光体、碳富集区和MA构成部分的数量可以忽略不计。这种细粒钢产品微观结构的另一个典型特征是结构中缺少之前的奥氏体晶粒边界。这主要是由准多边形铁素体的形成引起的。

微观结构表征

在包含轧制方向(RD)和法向方向(ND)的截面上研究了典型的带材主体部分四分之一厚度的微观结构。用场发射扫描电子显微镜(FESEM)和电子背散射衍射(EBSD)对微观结构进行了表征。用于微观结构表征和EBSD测量的扫描电子显微镜是牛津仪器公司(Oxford Instruments)的JEOL JSM-7000F场发射扫描电子显微镜(FESEM)和EBSD Nordlys系统。

样品制备

SEM表征工作在平行于施加的轧制方向(RD-ND平面)的横截面上进行。将样品安装在导电树脂中并机械抛光至1μm。使用MD-Chem抛光布和非干燥0.04μm胶体二氧化硅悬浮液，使用10N力和120s抛光时间进行最终抛光步骤。最后，将试样在2％硝酸盐(Nital)中蚀刻。

EBSD表征工作在平行于施加的轧制方向(RD-ND平面)的横截面上进行。将样品安装在导电树脂中并机械抛光至1μm。使用MD-Chem抛光布和不干燥的0.04μm胶体二氧化硅悬浮液，使用10N力和900s抛光时间进行最终抛光步骤。

IL＝截距长度

RD＝轧制方向＝带材长度方向

ND＝法向＝带材厚度方向

纵横比＝IL RD/IL ND

实施例1-7的纵横比为1.20-1.50。尚未对实施例8-10进行测试，但可以预期得到类似的值。

晶粒尺寸测量

GS_F是测量的相(铁素体)的平均晶粒尺寸。

使用EBSD图和线性截距法研究了晶粒结构和形态。平均晶粒尺寸

(滚动方向)和

(垂直于滚动方向)是使用晶体取向数据而不是来自蚀刻样品的处理图像来测量的，以避免晶粒边界的模糊。用于定义晶界的临界错向角(critical misorientation angle)为15°。通过将所有线段相加并除以测试线穿过的完整晶粒的数目来计算平均线性截距值。统计数据中不包括不完整的截距(图边缘的晶粒)。

1-7号钢的铁素体的平均晶粒尺寸在3.32至5.18之间。尚未对实施例8-10进行测试，但可以预期得到类似的值。

准多边形铁素体分数测量

准多边形铁素体的微观结构以相对粗粒的(coarse)铁素体晶粒为特征，其边界既不规则又起伏，并且结构通常显示出包括位错子结构的清晰可检测的蚀刻证据。

采用来自四分之一厚度处的SEM显微照片和点计数法，从平面截面测量准多边形铁素体的体积分数。绘制了完整的点网格，并对点进行了配准(registered)，以获得准多边形铁素体中的点的数目。最后，通过将准多边形铁素体中的点的数目除以网格点的总数来获得准多边形铁素体的分数。

1-11钢的QPF分数在16.7％和36.1％之间。

本发明实施例1至14的孔膨胀率的平均值高于50％，这从表3中可以看出。还可以看出，本发明实施的屈服强度值高于660MPa。此外，本发明的实施例具有高于760MPa的拉伸强度，这也可以在表3中看到。

表格：

表2轧制参数

表3力学性能

表4微观结构

Claims

1.一种热轧带钢产品，具有按照重量百分比(重量％)计组成如下的化学组成：

C 0.025％-0.080％，优选0.030％–0.060％，更优选0.033％-0.055％

Si 0％-1.10％，优选0.0050％–0.80％，更优选0.0050％-0.60％

Mn 0.50％-2.0％，优选0.70％–1.6％，更优选0.80％-1.5％

P<0.020％，优选<0.010％

S<0.050％，优选<0.0050％

N<0.010％，优选<0.0050％

Cr 0％-0.60％，优选0％-0.15％，更优选0％-0.090％

Ni 0％-0.20％

Cu 0％-0.25％，优选0％-0.10％

Mo 0％-0.20％，优选0％–0.15％，更优选0％-0.12％

Al 0％-0.15％，优选0.015％–0.070％

Nb 0％-0.050％，优选0％–0.040％，更优选0％-0.025％

V 0.020％-0.20％，优选0.020％–0.15％，更优选0.030％-0.12％

Ti 0.020％-0.15％，优选0.050％–0.12％，更优选0.060％-0.11％

B 0％-0.0010％，优选0％–0.00050％

余量为Fe和不可避免的杂质，其中热轧带钢产品的微观结构按体积百分数(体积％)计的组成如下：铁素体≥90％，优选≥95％，更优选≥98％，其中铁素体结构包括10％-50％的准多边形铁素体，并且所述铁素体结构的剩余部分是多边形铁素体和/或贝氏体；和

纵向于轧制方向的屈服强度(Rp_0.2％)为≥660MPa，并且

拉伸强度≥760MPa。

2.根据权利要求1所述的钢产品，其中，如果Mo的量在0％至0.20％的范围，并且如果Nb的量在<0.0060％的范围，则0.2*Mo+Ti+V为0.090％至0.25％，优选0.10％至0.22％，更优选0.12％至0.20％。

3.根据权利要求1所述的钢产品，其中，如果Nb的量在0％至0.050％的范围，并且如果Mo的量在＜0.0060％的范围，则0.125*Nb+Ti+V为0.070％至0.28％，优选0.090％至0.24％，更优选0.11％至0.19％。

4.根据权利要求1所述的钢产品，其中，如果Nb的量在0.0060％-0.050％的范围，并且如果Mo的量在0.0060％-0.20％的范围，则0.2*Mo+0.125*Nb+Ti+V在0.070％-0.26％的范围、优选0.10％-0.22％且更优选0.13％-0.19％。

5.根据前述权利要求中任一项所述的钢产品，其中，所述钢产品的平均孔膨胀率为≥60％和/或拉伸强度≥790MPa。

6.根据前述权利要求中任一项所述的钢产品，其中，所述产品具有纵向于轧制方向的屈服强度(Rp_0.2％)≥700MPa。

7.根据前述权利要求中任一项所述的钢产品，其中，所述钢产品的厚度为1.5-8.0mm，优选为1.5-6.0mm。

8.根据权利要求1或5-7中任一项所述的钢产品，其中，Si、Mn、Ni和Cr的总和在1.0％-2.0％的范围，优选1.3％-1.8％。

9.根据权利要求1或5-7中任一项所述的钢产品，其中，Nb、V和Ti的总和为0.060％-0.40％，优选0.10％-0.25％。

10.根据权利要求1或5-7中任一项所述的钢产品，其中，如果Nb的量在<0.0050％的范围，并且如果Mo的量在<0.0050％的范围，则Mn的量在0.60％-1.5％的范围。

11.根据权利要求1或5-7中任一项所述的钢产品，其中碳量为C<a+Nb*(12.01/92.91)+V*(12.01/50.94)+Ti*(12.01/47.87)+Mo*(0.5*(12.01/95.94))

12.根据权利要求1或5-7或11中任一项所述的钢产品，其中所述碳量为

C>Nb*(12.01/92.91)+V*(12.01/50.94)+Ti*(12.01/47.87)+Mo*(0.5*(12.01/95.94))-b，

13.根据前述权利要求中任一项所述的钢产品，其中，所述铁素体可包括15％-40％的准多边形铁素体，更优选为20％-35％的准多边形铁素体。

14.根据前述权利要求中任一项所述的钢产品，其中所述钢产品是镀锌的。

15.一种根据前述权利要求中任一项所述的钢产品的制备方法，包括以下步骤：

-S1：提供钢坯，所述钢坯具有如权利要求1所述的化学组成；

-S2：将所述钢坯加热到1200℃-1350℃的奥氏体化温度；

-S3：在Ar3-1300℃范围的温度下热轧至所期望的厚度，其中终轧温度在850-1050℃，优选为910-980℃，更优选930-970℃的范围，从而获得热轧带钢；

-S4：空气冷却0.5-15秒，优选1-6秒；

-S5：加速冷却至590-680℃，优选至620-660℃，并且

-S6：卷取所述热轧带钢。