具有改进的可成形性的钢带材、片材或坯料及生产这样的带材的方法

本发明涉及具有改进的可成形性的钢带材、片材或坯料，并且涉及用于生产这样的钢带材、片材或坯料的方法。

在汽车工业中一直希望具有高强度和良好可成形性的改进钢类型。对于这样的钢类型，可能需要具有提高水平的一种或多种微合金化元素的特殊组成。这样的钢材的强度可大部分通过沉淀强化来实现。然而，对于常规热轧和卷绕，当奥氏体至铁素体转变缓慢时，在铁素体中沉淀的合适温度窗口内的时间跨度可能太短，并且在不再提供用于沉淀的足够动力学的温度下，在卷绕和卷材冷却过程中发生大量的转变。这可由于沉淀不充分而导致强度过低，因为沉淀没有充分发展。

本发明的目的是提供适用于汽车底盘部件的可成形钢带材、片材或坯料。

本发明的另一目的是提供可成形钢带材、片材或坯料，其在低轧制压下率例如30-40％冷轧压下率时显示充分再结晶，优选完全再结晶的显微组织。

本发明的另一目的是提供适用于汽车底盘部件的定制轧制坯料的可成形钢带材、片材或坯料，其在使用30％和更高压下率的柔性冷轧(flexible cold-rolling)随后分批退火之后具有可变厚度与高屈服强度和合适的拉伸伸长率(A50，以％计)。

本发明的另一目的是提供根据上文描述目的的分批退火的可成形钢带材或片材，其中该钢具有由至少50％再结晶铁素体组成的显微组织。

本发明的另一目的是提供制造根据上文描述目的的可成形钢带材或片材的方法。

根据本发明的第一方面，可通过钢带材、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，

其中该钢具有至少90％铁素体、剩余是渗碳体和/或珠光体的显微组织。

本发明提供在分批退火和冷轧之后具有在再结晶行为、强度和延展性之间的优异平衡的可成形钢带材或片材。通过必要和大量的添加至少0.1重量％的V至进一步含有Ti、Mo和任选的Nb作为沉淀元素的钢组成中来获得在再结晶和强度之间的优异平衡。本发明的目的是：在热轧之后，将钢冷却并在相对低的温度下卷绕从而整体上抑制沉淀物的形成，特别是基于V的沉淀物的形成。意图是要在冷轧(要么通过常规冷轧产生均匀厚度，要么通过柔性轧制产生可变厚度)和在铁素体相区域内(小于Ac1转变点)随后分批退火之前在热轧中间进料的铁素体基体中的固溶体中具有同样多的V。

在分批退火的早期阶段过程中的固溶体中的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。这确保通过由晶粒细化的强度提高来减轻由于使用升高的分批退火温度所致沉淀强化的损失。

可通过借助于光学显微法(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中公开了以下工序。

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。这是本发明所关注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，发明人发现如果屈服强度(Rp0.2)恒定或者(优选地)随着在30至60％或更高的范围内的冷轧压下率(CR％)的提高而提高，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。

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，在分批退火钢材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。显微组织因此含有至少90％铁素体，其为再结晶铁素体和非再结晶铁素体之和。

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含量可导致过量的偏析，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而言过高的轧制载荷。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。适合的最小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

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，其通常损害可成形性且特别损害扩孔能力。在另一方面，N可有利于促进氮化物和/或碳氮化物沉淀物，这通常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

其中A和B是分别具有5500和3.39K

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

根据优选实施方案，钢带材、片材或坯料具有在分批退火之后350MPa或更高，优选400MPa或更高，更优选450MPa或更高，仍更优选500MPa或更高，最优选550MPa或更高的屈服强度。这样的屈服强度适合于汽车应用。

优选地钢带材、片材或坯料具有含有再结晶铁素体、渗碳体和/或珠光体的沉淀强化铁素体显微组织，并且其中在分批退火之后所述显微组织中的沉淀物由Ti、V、Mo和任选的Nb组成。本发明提供主要具有铁素体显微组织的钢带材或片材，其通过在分批退火之后由Ti、V、Mo和任选的Nb组成的沉淀物强化。在这个情况下表示“主要”意指铁素体显微组织包含至少90％、或优选至少95％、或更优选至少97％铁素体、或最优选100％铁素体。在分批退火之后显微组织的剩余可为渗碳体和/或珠光体。因此，对于本发明而言，主要铁素体显微组织可由至多10％、或优选至多5％、或更优选至多3％的渗碳体和/或珠光体组成。

根据优选实施方案，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Nb、Ti和Mo

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，在热轧和退火之后钢具有至少0.9的屈服比和/或900MPa或更高、优选950MPa或更高的拉伸强度和/或9％或更高的伸长率A50/t

根据优选实施方案，在使用至少30％的冷轧压下率的冷轧和退火之后钢具有350MPa或更高，优选400MPa或更高，更优选450MPa或更高，仍更优选500MPa或更高，最优选550MPa或更高的屈服强度和14％或更高的伸长率A50/t

优选地，钢具有沉淀强化的铁素体显微组织，所述显微组织含有再结晶铁素体、渗碳体和/或珠光体，并且其中所述显微组织中的沉淀物由Ti、V、Mo和任选的Nb组成，并且其中1/4深度处再结晶铁素体分数为至少50％、优选至少60％、更优选至少70％、最优选至少80％。这样的显微组织可提供所寻找的机械性质。

根据本发明的第二方面，提供方法用于生产根据本发明第一方面的钢，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。

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。

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。

根据优选实施方案，在热轧之后在550和700℃之间的最高温度下，优选在600和700℃之间的最高温度下，更优选在650和700℃之间的最高温度下分批退火热轧钢带材至少1小时。加热热轧带材促进了新沉淀物的形成并因此提高了热轧带材的屈服强度从而提供在强度和可成形性之间的改进平衡。

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至少50％再结晶的冷轧带材，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。

因此，优选在由氢和/或氮组成的不活泼和保护性气氛中，分批退火冷轧钢带材或片材从而防止过度脱碳和/或基于Fe的氧化物皮形成，和/或从而促进在分批退火过程中更有效的热转移。

分批退火循环优选使用总体缓慢的加热速率至最高温度从而提供足够的时间和热能来促进通常沉淀和特别是V沉淀，以便钉扎位错从而抑制回复。

分批退火循环的优选最高温度部分取决于可用于形成VC沉淀物的铁素体基体中的固溶体中的V和C的量，并因此与溶解在分批退火的初始阶段期间形成的VC沉淀物所需的最小温度有关。因此在分配退火过程中最高温度(T

其中V含量[V]以重量％表示。

发明人发现对于本发明而言700℃或更高的最高温度将提供适当再结晶程度以便确保实现本发明的目的；在分批退火之后钢带材或片材的屈服强度(Rp0.2)恒定或优选随着30％以上、或优选30％至60％的冷轧压下率(CR％)的提高而提高。此外，发明人发现了优选在分批退火循环过程中在700℃或更高的最高温度下至少14小时的停留时间来达到本发明的前述目的。

此外，分批退火循环需要从最高温度至大约200℃的总体缓慢的冷速率从而提供足够的时间和热能来再次促进通常沉淀和特别是V沉淀。

在分批退火之后，钢带材或片材可任选向钢带材或片材的表面提供有基于锌的涂层从而提供腐蚀防护。这可通过涂覆工艺例如加热涂覆或电镀锌(其中将锌或锌合金涂层施加到钢带材或片材的表面)来完成。在使用锌合金涂层用于腐蚀防护的情况下，合金优选含有铝和/或镁作为它的主要合金化元素。

现在将通过以下非限制性实施例的方式参考附图解释本发明。

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工序

使用实验室铸锭进行实施例。

在将锭再加热至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、Ti、Nb和V)的优化溶解之后热轧具有在表1.1中显示的化学组成的钢材1A至1H。在5个道次中从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台(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之前，酸洗热轧钢片材。

考虑到它们的组成，将清楚的是钢1A、1B、1D、1E、1F和1H是对照例，因为它们含有小于0.10重量％V。

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H

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)。

(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。

(3)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，而相反保留在固溶体中。考虑到最高温度(T

表1.5和1.6显示当经受具有不同T

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小时时随后的强度损失。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

在表1.6中所示实施例中如果升高T

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来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

实施例2：

(1)合金，方法条件，测试和显微组织分析工序

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。

考虑到它们的组成，将清楚的是钢2A和2B是对照例，因为它们含有小于0.10重量％V。

确定再结晶铁素体分数和再结晶铁素体的平均晶粒尺寸所采用的工序如下。

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数据评估遵循以下工序。

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。典型地，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尽可能多地避免在该扫描区域中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。典型地，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，轴角30＠111)。

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

(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。