CN108350542B

CN108350542B - 具有优异的拉伸凸缘成形性的热轧高强度可轧制成形钢片材和制造所述钢的方法

Info

Publication number: CN108350542B
Application number: CN201680065328.9A
Authority: CN
Inventors: R·A·瑞肯博格; M·P·安特斯
Original assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Current assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Priority date: 2015-09-22
Filing date: 2016-09-21
Publication date: 2020-03-10
Anticipated expiration: 2036-09-21
Also published as: EP3353333B1; ES2725005T3; EP3147381B1; EP3147381A1; CN108350542A; US20180265939A1; WO2017050790A1; KR20180053397A; TR201906728T4; EP3353333A1; US10870901B2; JP2018532045A; CA3000554A1; KR102648441B1

Abstract

本发明涉及具有适于汽车底盘部件等等的优异的辊轧成形特性和优异的拉伸凸缘成形性的热轧高强度钢带材或片材，更特别涉及具有780MPa或更高、或优选950MPa或更高的抗拉强度以及总伸长率、拉伸凸缘成形性和疲劳抗力的优异组合的高强度钢带材或片材，并涉及制造所述钢带材或片材的方法，并涉及所述钢带材或片材在部件中的用途。

Description

具有优异的拉伸凸缘成形性的热轧高强度可轧制成形钢片材和制造所述钢的方法

技术领域

背景技术

汽车行业关于减轻车辆重量而承受的持续压力驱动了开发提供成本有效的轻量化解决方案的先进材料技术。先进高强度钢(AHSS)开启了利用其提高的强度来减厚(downgauge)并由此在不影响安全的情况下节省车辆重量的机会。

但是，AHSS等级可能在制造稳健性和/或使用性能方面带来挑战。特别地，AHSS等级如双相(DP)或转变诱发塑性(TRIP)钢(它们的显微组织由柔软的、延性的铁素体与嵌入的硬质低温转变相成分和/或残留奥氏体岛组成)在制造操作过程中在拉伸凸缘成形性或边缘延性方面可能存在问题。此外，当归结于循环负载过程中疲劳抗力时，AHSS中各种相成分之间巨大的硬度差异也会劣化耐用性。

为了克服这些限制，开发了铁素体-贝氏体(FB)和复相(CP)钢，这些提供了超越DP和TRIP钢的改善的拉伸凸缘成形性和改善的疲劳抗力，同时仍提供连续的加工硬化行为和良好的均匀生产率与拉伸伸长率。但是，在最终的CP显微组织中包含更多马氏体岛的强化机理以牺牲拉伸凸缘成形性为代价，并可导致对基于复杂与精细的轻量化设计的汽车底盘部件制造而言过低的拉伸凸缘成形性。CP钢通常在成形前还表现出比DP和TRIP钢更高的屈服强度。

纳米析出强化单相铁素体高强度钢因其冷拉伸性和拉伸凸缘成形性的优异组合著称，并提供了高疲劳抗力。负责它们优异性能的是延性单相铁素体显微组织，其不含硬质相成分如(粗大的)渗碳体、珠光体、贝氏体和/或马氏体。这种均匀的显微组织防止了应力局部化的早期开始，其所得高损伤容限导致了高拉伸伸长率和高扩孔能力。后者被认为是强度-凸缘成形性的良好量度。不幸的是，这些钢表现出高屈服强度和高屈服比，并且在轧制状态下它们显示出不连续的屈服行为和明显的屈服点伸长率，这导致局部化的塑性变形带。这些带会对表面外观产生不利影响，或者可降低疲劳抗力，例如当该材料弯曲和/或拉伸或辊压成形以制造底盘零件时。

发明内容

本发明的一个目的是提供一种适于汽车底盘部件等等的具有优异的辊轧成形特性和优异的拉伸凸缘成形性，以及良好的总伸长率、拉伸凸缘成形性和疲劳抗力的高强度钢。

本发明的另一目的是提供一种具有适于汽车底盘部件等等的优异的辊轧成形特性和优异的拉伸凸缘成形性，以及良好的总伸长率、拉伸凸缘成形性和疲劳抗力并在辊轧状态下具有连续屈服行为的高强度钢。

本发明的另一目的是提供具有适于汽车底盘部件等等的优异的辊轧成形特性和优异的拉伸凸缘成形性，以及良好的总伸长率、拉伸凸缘成形性和疲劳抗力并具有高屈服强度和高屈服比的高强度钢。

本发明的另一目的是提供具有780MPa或更高的抗拉强度的高强度钢。

本发明的另一目的是提供具有950MPa或更高的抗拉强度的高强度钢。

本发明的另一目的是提供制造所述钢带材或片材的方法。

根据第一方面，这些目的的一种或多种可以通过具有780MPa或更高的抗拉强度以及连续屈服行为和总伸长率、拉伸凸缘成形性与疲劳抗力的优异组合的高强度热轧钢带材或片材来实现，其包含(以重量％计)：

·0.05至0.14％的C；

·1.0至2.0％的Mn；

·0.05至0.7％的Mo；

·0.10至0.40％的V；

·任选以下的一种或多种

-至少0.1和/或至多1.2％的Cr；

-至少0.01和/或至多0.14％的Ti；

-至少0.01和/或至多0.10％的Nb；

·至多0.5％的Si；

·至多0.04％的P；

·至多0.008％的S；

·至多0.1％的Al_sol；

·至多0.020％的N；

·至多0.003％的B；

·任选地，与用于夹杂物控制的钙处理一致的量的Ca；

·余量的Fe和不可避免的杂质；

其中该钢带材或片材具有包含由多边形铁素体(PF)和贝氏体铁素体(BF)以及至多5％的∑(马氏体和残余奥氏体)的混合物组成的基体的显微组织，其中该PF和BF用V和/或Mo以及任选的Ti和/或Nb的微细复合碳化物和/或碳-氮化物析出强化，其中该整体显微组织含有至少0.8％的∑(M+RA)，并且其中该基体含有(以基体的体积百分比计)至少40％的BF和至多60％的PF。

本发明的钢具有包含足以改善加工硬化并在一方面抑制不连续屈服和屈服点伸长的马氏体(M)的显微组织，但是硬质次级相成分(包括马氏体)的量不能过高以造成促进变形时的广泛应力局部化(这将损害拉伸凸缘成形性和/或疲劳抗力)的风险。此外，为了补偿由于利用转变硬化通过混入马氏体来提高钢强度的受限的可能性，实现了良好设计的基体，其提供高屈服强度(R_p0.2)和高屈服比(YR＝屈服比＝屈服强度/抗拉强度＝R_p0.2/R_m)。该基体由多边形铁素体(PF)和贝氏体铁素体(BF)的混合物组成，其中该PF和BF用V和/或Mo以及任选的Ti和/或Nb的微细复合碳化物和/或碳-氮化物析出强化。纳米尺寸的析出物实现了所需强度水平，并通过在析出物中固定C抑制了(粗大的)渗碳体或珠光体的形成。

该基体构成整体显微组织的至少95体积％。嵌在该基体的贝氏体铁素体成分之中和之间的是虽小但大量的该整体显微组织的至少0.5体积％和至多5体积％的马氏体(M)与残余奥氏体(RA)相成分(即∑(M+RA)为≥0.5体积％和≤5体积％)，这抑制了不连续屈服和屈服点伸长，而不会显著劣化扩孔能力(或拉伸凸缘成形性)或疲劳抗力。基体与小的M和/或RA岛的这种组合可以被识别为粒状贝氏体。为了获得在一方面的连续屈服与在另一方面的良好扩孔能力与疲劳抗力之间的正确平衡，M和/或RA的量应当限于至多5体积％。优选的最小量为0.8体积％。优选的最大量为4体积％。重要的是确保在微合金化元素(包括V)的析出动力学仍然足够快速以允许显著的析出硬化并抑制(粗大的)渗碳体或甚至珠光体的形成(这会损害扩孔能力)的温度下形成BF成分。为了实现这一点，除了能充分促进贝氏体转变的其它合金化元素之外，还需要足够量的Mo和任选的Cr。应当指出，该整体显微组织由基体、M和RA组成，其中该基体由(析出硬化的)PF和BF组成。因此，其意图在于，本发明的钢具有由PF、BF、M和RA组成的整体显微组织，其中∑(PF、BF、M、RA)＝100体积％。该整体显微组织因此不含其它显微组织组分，特别是不含富碳的显微组织组分，如粗大的渗碳体或珠光体。但是，不会实质地影响本发明的钢的性质或性能的次要和/或不可避免的量的这些其它显微组织组分可以是允许的。

在一个实施方案中，该钢带材或片材具有950MPa或更高的抗拉强度。

在一个实施方案中，该钢带材或片材包含(以重量％计)：

·至少0.08％，和/或

·至少0.15％的Mo，和/或

·至少0.15或至少0.20％的Cr，和/或

·至少0.02％的Nb。

在一个实施方案中，本发明的钢带材或片材的显微组织含有至少0.8％的∑(M+RA)和/或该基体含有(以该基体的体积百分比计)至少60％的BF和至多40％的PF，优选至少80％的BF和至多20％的PF。

在该基体中可以容许显著量的析出硬化PF，因为其可以提供提高的拉伸伸长。但是，优选的是，其体积分数为该基体的至多60体积％，或更优选至多40体积％，或最优选至多20体积％，因为过高的PF分数将导致强度损失，并可以进一步引入不连续屈服和屈服点伸长，这在本发明中是要避免的。

在本发明的一个实施方案中，采用电子背散射衍射技术测得的该显微组织的归一化取向偏差角分布(MOD)曲线中20°至50°的取向偏差角的强度之和为至多0.50、优选至多0.40、更优选至多0.20。

在一个实施方案中，采用电子背散射衍射技术测得的该显微组织的取向偏差角分布(MOD)指数为至少0.45、优选至少0.65、更优选至少0.85。

在一个实施方案中，本发明的钢带材或片材的组成在Ti为至少0.01％的情况下满足下列等式：

和

其中

优选其中

和

其中

在这些等式以及下面的那些等式中，如果元素用周期表中使用的代码表示，如Mo，那么这意味着该重量％的元素必须进入该等式。

在一个实施方案中，本发明的钢带材或片材的组成在Ti为至多0.005％的情况下(即Ti是不可避免的杂质，并且不是有意的合金化元素)满足下列等式：

和

和

优选其中

和

和

和

和

其中

和

优选其中

和

和

其中

和

在一个实施方案中，本发明的高强度热轧钢带材或片材具有满足等式(TS×El)/t^0.2>12000的抗拉强度(TS)、总伸长率(El)和片材厚度t(毫米)和下列(i至vi)之一：

i.至少0.7的YR和40％或更高的HER，或

ii.至少0.8的YR和40％或更高的HER，或

iii.至少0.7的YR和50％或更高的HER，或

iv.至少0.8的YR和50％或更高的HER，或

v.至少0.7的YR和60％或更高的HER，或

vi.至少0.8的YR和60％或更高的HER。

在一个实施方案中，本发明的钢带材或片材在上表面和/或下表面上具有金属性涂层，优选锌基涂层。可以例如在电解沉积过程中或通过在热-涂覆(HTC)循环(其中在该HTC循环过程中的温度保持尽可能低以避免对钢性质的不利影响)中的热浸涂来完成具有金属性涂层的热轧带材的涂覆。术语上表面和/或下表面是指该带材的主表面。

在一个实施方案中，该热轧带材或片材的厚度为至少1.0毫米和至多5.0毫米。合适的最大厚度为3.7毫米。该厚度优选为至少1.25毫米和/或至多3.5毫米。合适的最大厚度为3.2毫米。该厚度更优选为至少1.50毫米和/或至多3.0毫米。

连续屈服可以定义为具有至多0.1％的Ae值，并优选具有0的值的钢。YR优选为至少0.70。

现在将描述个别合金化元素的作用。所有组成均以重量％给出，除非另行说明。

添加碳(C)以便与V和Mo，以及任选与Ti和/或Nb形成碳化物和/或碳-氮化物析出物，并提高嵌在贝氏体铁素体(BF)中的M和/或RA的小但显著的份数，这可以定义为粒状贝氏体基体。该∑(M+RA)为≥0.5体积％且≤5体积％，并对抑制不连续屈服和屈服点伸长至关重要，这被认为对钢带材或片材的辊压成形性能是积极的。C的量必须足够高以便在仍提供充足的析出动力学以实现基于V、Mo和任选的Ti和/或Nb的显著析出硬化的相变温度下促进足够量的粒状贝氏体。同时，C的量取决于获得抗拉强度为至少780MPa的钢带材或片材所需的析出硬化的量。此外，要抑制(粗大的)渗碳体和/或珠光体的形成，因为这些相成分的存在会损害扩孔能力。这意味着C的量必须足够高以与V、Mo和任选的Ti和/或Nb形成析出物，并且足够低以防止形成渗碳体和/或渗碳体。因此，C的量必须为0.05％至0.14％。C含量优选为至少0.08％。

硅(Si)有益于固溶强化和抑制渗碳体和/或珠光体的形成。后者意义重大，因为珠光体和/或渗碳体损害拉伸凸缘成形性和疲劳抗力。但是，需要低Si含量以降低轧制负荷和避免尺寸(scale)问题，这会损害该钢带材或片材的疲劳性能。因此，Si含量不应超过0.5％。合适的最小Si含量为0.05％。合适的最大Si含量为0.3％。

锰(Mn)是重要的，因为其提供了基体的固溶强化，并降低了Ar₃-转变温度，由此促进了晶粒细化和与其它合金化元素如Mo和/或Cr结合刺激了低温相变产物的形成，所述低温相变产物包括嵌在贝氏体基体(BF)中的由M和/或RA组成的粒状贝氏体。此外，Mn减缓了转变速率，这可有助于相间析出，并因此有助于碳化物和/或碳-氮化物析出物的相对均匀和微细的分布以优化析出硬化。因此，Mn含量应当为至少1.0％。但是，过高的Mn含量会导致(中心线)偏析，这会在冲孔或切割该钢带材或片材时促进分开，并又损害该钢带材或片材的拉伸凸缘成形性。因此，Mn含量应当为1.0至2.0％。合适的最小Mn含量为1.20％。合适的最大Mn含量为1.9％。

低硫(S)含量有益于成形性。因此，需要低S含量来获得高扩孔能力。可能需要用于夹杂物控制的钙(Ca)处理以改善可铸性并改性MnS。S含量应当为至多0.008％、优选至多0.005％。如果采用钙处理的话，该钢带材或片材的钙含量通常不超过100ppm，通常为5至70ppm。

磷(P)是有效的固溶强化元素。但是，在高水平下，P中心线偏析会在冲孔时促进分开，并在其偏析至晶界时促进晶粒间的分裂。因此，高P水平将损害拉伸凸缘成形性。因此，P含量应为0.04％或更低、优选至多0.01％、更优选至多0.005％。

铝(Al)作为脱氧剂添加，并通过在奥氏体相中存在AlN析出物在该钢带材或片材的再加热和热轧过程中可有助于晶粒尺寸控制。钢中的Al含量(Al_tot)由键合成氧化物的Al(Al_ox)(由钢脱氧造成并且尚未在炼钢和浇铸过程中从熔体中去除)和余量的铝(固溶在钢基体中或以氮化铝析出物形式存在)组成。固溶在钢基体中的Al和以氮化物析出物形式存在的Al可以溶解在酸中以测量其含量，并且其定义为可溶性铝(Al_sol)。过高的Al_sol会损害拉伸凸缘成形性。因此，Al_sol的量应当为至多0.1％。Al_sol的优选量取决于钢中作为析出强化元素的V和Ti的存在与含量。

以因使用提高的N水平而牺牲碳化物(VC)析出物为代价，通过促进氮化物(VN)和/或碳-氮化物(VCN)析出物的形成，可以提高V的析出强化效应。其原因在于VN和VCN析出物因其较低的溶度积而比VC更加热稳定，并因此较不容易在卷取过程中粗化。因此，VN和VCN析出物的较小尺寸将有助于更高的析出强化程度。为了使尽可能多的N可用于VN和VCN析出，建议使用低水平的Al，因为Al是一种有效的N清除剂。在这种情况下，优选使用至多0.07％或更优选至多0.025％的相对低的Al_sol水平。

除了V之外，还可添加Ti以实现显著的析出强化(即添加的Ti的量高于工业生产的钢带材或片材中的典型和不可避免的杂质)。在这种情况下，应当避免使用提高的N水平，因为这会促进TiN或TiVN形成，该TiN或TiVN在带材热轧机中的工业板坯再加热条件下不会溶解或仅部分溶解。此外，TiN倾向于析出为大的立方体夹杂物，其可以充当应力集中部位，并因此在变形时在该钢带材或片材中构成空隙和微裂纹形成的潜在成核位点，这导致了拉伸凸缘成形性和/或疲劳抗力的劣化。因此，如果V和Ti二者均用于钢带材或片材的析出强化，则不需要使用低水平的Al。在这种情况下，优选使用0.025至0.1％的Al_sol含量。

氮(N)是以碳化物析出为代价促进碳-氮化物析出的有益元素。因此，在V析出强化的情况下，提高的N水平对提高V对钢带材或片材的基体的析出强化的贡献有益。如上所述，当除了V之外还添加Ti用于析出强化时，这不适用。提高的Ti和N的水平的组合将促进TiN和TiVN。这些类型的氮化物析出物在奥氏体相中具有相对低的溶度积，并因此在1050至1250℃的温度下的工业板坯的再加热过程中不会溶解或仅部分溶解。这降低了V以及Ti产生该钢带材或片材的最终显微组织的析出强化的有效性。此外，提高的N以及Ti的水平导致前述的形成大的立方体TiN夹杂物，这可损害成形性和疲劳抗力。如果除了主要用于晶粒细化的任选中等量的Nb之外，使用V而不添加Ti，那么优选使用至多0.02％的相对高的N水平。如果与V一起加入Ti用于析出强化，那么优选使用至多0.006％、优选0.003％、或最优选至多0.001％的相对低的N水平。

铌(Nb)提供晶粒细化并在较小程度上提供一些析出硬化。晶粒细化对强度与成形性之间的良好平衡是重要的，并被认为有助于改善的疲劳抗力。另一方面，Nb也会在热轧过程中阻碍再结晶，并且因此，提高的Nb的水平可导致(过)高的轧制力。其在本发明中的存在因此是任选的，并且如果使用的话限于0.1％、优选至少0.02％、更优选至少0.035％的量。

钒(V)提供析出强化。基于微细的含V碳化物和/或碳-氮化物析出物的析出强化对实现基于(粒状)贝氏体显微组织的所需强度水平以及高伸长和高扩孔能力至关重要。就成形性而言，V是对于在碳化物和/或碳-氮化物析出过程中大量结合C和在贝氏体基体中抑制(粗大的)层间和层内渗碳体的形成(这可损害成形性)至关重要的微合金化元素之一。因此，最小V含量为0.1％。过多的V可导致(中心线)偏析，这可促进冲孔或切割该钢带材或片材时的分开，损害该钢带材或片材的拉伸凸缘成形性。因此，V含量应当为0.10至0.40％。合适的最小V含量为至少0.15％。合适的最大V含量为至多0.35％、更优选至多0.32％、最优选至多0.25％。

钛(Ti)将晶粒细化与析出强化结合。晶粒细化对强度与伸长之间的良好平衡重要。此外，可能期望来自Ti的析出强化以实现(粒状)贝氏体显微组织的充分强化并由此实现该钢带材或片材的所需屈服强度和抗拉强度。但是，其使用可导致形成相对大的立方体TiN夹杂物，这可损害成形性(特别是在扩孔能力方面)和/或疲劳抗力。此外，与Nb类似，Ti也在热轧过程中阻碍再结晶，并因此可以在奥氏体热轧过程中防止充分的奥氏体晶粒细化，可能导致过高的轧制力。因此，Ti的使用在本发明中是任选的，当用于实现足够的析出强化时，Ti的合适范围为0.01至0.14％。如果使用的话，合适的最大Ti含量为0.12％、或更优选0.08％、或最优选0.05％。如果使用的话，合适的最小Ti含量为0.02％。

钼(Mo)抑制渗碳体和珠光体的形成并通过促进贝氏体显微组织提供硬化性，特别是当与Cr的使用结合时。Mo在提高的温度下促进形成贝氏体显微组织，从而允许在较高的温度下卷取。这些较高的温度提供了充足的析出动力学以刺激显著的析出强化。在本发明中，作为碳化物形成体，Mo在除Mo之外还含有V和任选的Ti和/或Nb的复合碳化物和/或碳-氮化物析出物的形成中起相关作用。此外，Mo严重阻碍奥氏体-铁素体(γ-α)转变界面的迁移速度，并因此延缓了该钢带材或片材在冷却和卷取过程中的γ-α相变。当以提高的水平使用时，这允许在相变后析出，其固有地是相对缓慢的过程，从而促进了相间析出。据信，Mo有助于含有V和任选的Ti和/或Nb的碳化物和/或碳-氮化物析出物的热稳定性，一旦形成复合碳化物和/或碳-氮化物析出物，这就降低了带材热轧机中析出物在卷取过程中的粗化速率。因此，Mo在卷取过程中有益于抑制析出强化的损失，这允许更有效地利用微合金化元素V、Ti和/或Nb。因此，Mo含量应当为0.05至0.7％。合适的最小Mo含量为0.15％、或更优选0.25％。Mo含量优选为至多0.55％、或更优选至多0.45％。

铬(Cr)提供硬化性并促进了贝氏体显微组织，特别是在与Mn和Mo结合时。为了在仍允许基于碳化物和/或碳-氮化物析出物的显著析出硬化的工业相关冷却和卷取条件下实现贝氏体显微组织，除了Mn和Mo之外还可需要使用Cr。其原因在于高水平的Mn可能导致偏析，并因此可能导致成形性变差。另一方面，过高的Mo水平可能同样是不合意的，因为这导致高合金成本。因此，Cr的使用是任选的，并且当使用的时候应当为0.1至1.2％。合适的最小Cr含量为0.20％。合适的最大Cr含量为1.0％、更优选0.73％或甚至更优选0.45％。

硼(B)提供硬化性，并且其使用对本发明是任选的。如果使用的话，B含量应当为至多0.003％。

根据第二方面，制造具有780MPa或更高的抗拉强度以及连续屈服行为和总伸长率、拉伸凸缘成形性与疲劳抗力的优异组合的高强度热轧钢带材或片材的方法，该方法包括浇铸厚或薄的板坯的步骤，该板坯包含(以重量％计)：

·0.05至0.14％的C；

·1.0至2.0％的Mn；

·0.05至0.7％的Mo；

·0.10至0.40％的V；

·任选以下的一种或多种

-至少0.1和/或至多1.2％的Cr；

-至少0.01和/或至多0.14％的Ti；

-至少0.01和/或至多0.10％的Nb；

·至多0.5％的Si；

·至多0.04％的P；

·至多0.008％的S；

·至多0.1％的Al_sol；

·至多0.020％的N；

·至多0.003％的B；

·任选地，与用于夹杂物控制的钙处理一致的量的Ca；

·余量的Fe和不可避免的杂质；

随后是将凝固的板坯再加热到1050至1250℃的温度的步骤，热轧该钢板坯并在Ar₃-温度或更高的精热轧温度下精轧所述热轧板坯，并在450至620℃的温度范围内卷取该热轧钢带材或片材以制造包含由多边形铁素体(PF)和贝氏体铁素体(BF)以及至多5％的∑(马氏体和残余奥氏体)的混合物组成的基体的显微组织，其中该PF和BF用V和/或Mo以及任选的Ti和/或Nb的微细复合碳化物和/或碳-氮化物析出强化，其中该整体显微组织含有至少0.8％的∑(M+RA)，并且其中该基体含有(以基体的体积百分比计)至少40％的BF和至多60％的PF。该卷取温度优选为至少500℃和/或至多610℃。最优选该卷取温度为至少520和/或至多600℃。

在一个实施方案中，以至少10℃/s和至多150℃/s的平均冷却速率将该热轧钢带材或片材冷却至该卷取温度。该平均冷却速率优选为至少40℃/s。

在一个实施方案中，通过在卷取后将该卷材浸没到水池中或通过例如在卷取后用水喷雾主动冷却该卷材来对卷取的热轧钢带材或片材施以冷却。

鉴于该显微组织含有至少95％的析出强化的PF和BF(基体)以及最多5％的M和/或RA的混合物以便在不显著降低屈服强度或YR且不损害拉伸凸缘成形性和/或疲劳抗力的情况下实现连续屈服行为和抑制屈服点伸长，该合金组成和关于输出台和/或卷取机的工艺条件应当以良好控制相变和析出动力学的方式设定，并可以平行作用以获得所需显微组织。所选的再加热温度、精轧条件、卷取温度和冷却条件的组合可以实现这一目的。

根据第三方面，提供了一种部件，优选汽车部件，更优选底盘部件，或最优选轧制成形的汽车底盘部件，使用如权利要求1至10和14任一项所述的高强度热轧钢带材或片材，优选其中该钢带材具有满足等式(TS×El)/t^0.2>12000的抗拉强度(TS)、总伸长率(El)和钢片材厚度t(毫米)和下列(i至vi)之一：

i.至少0.7的YR和40％或更高的λ，或

ii.至少0.8的YR和40％或更高的λ，或

iii.至少0.7的YR和50％或更高的λ，或

iv.至少0.8的YR和50％或更高的λ，或

v.至少0.7的YR和60％或更高的λ，或

vi.至少0.8的YR和60％或更高的λ。

附图说明

图1a显示了显微组织主要具有多边形铁素体特征的样品的取向偏差角分布曲线。图1b显示了显微组织主要具有贝氏体特征的样品的取向偏差角分布曲线。

图2显示了BF体积分数(体积％)对MOD指数绘制的图。

具体实施方式

现在将通过以下非限制性实施例进一步解释本发明。

实施例1：在表2中给出的条件下热轧具有表1中所示化学组成的钢A至E，制造片材1A至10E。在拉伸测试前，将热轧片材酸洗，通过减薄该片材除去因实验室轧制导致的显著的片材表面粗糙度，采用温和研磨将约3.5毫米的初始轧制厚度减薄至表2中所示的最终厚度。

表2中片材1A至10E的报道的拉伸性质基于JIS5拉伸几何，根据EN 10002-1/ISO6892-1(2009)，拉伸测试平行于轧制方向(Rp0.2＝0.2％偏移的保证或屈服强度；Rm＝极限抗拉强度；YR＝屈服比，定义为Rp0.2除以Rm；A＝拉伸伸长率；ReH＝保证或屈服强度的上限；ReL＝保证或屈服强度的下限；Ae＝屈服点伸长)。为了确定作为拉伸-凸缘能力标准的扩孔比λ，从各片材上切割三块正方形样品(90×90mm²)，接着在样品中冲压10毫米直径的孔。用上层毛刺进行样品的扩孔测试。将60°的锥形冲头从下向上推，当形成贯穿厚度的裂纹时测量孔直径d_f。使用以下公式计算扩孔比λ，其中d₀＝10mm：

在表2中报道了片材1A至10E的λ，以及归一化扩孔比(λ_Ν)，片材2A的λ被设定为1的数值。

用电子背散射衍射(EBSD)表征片材1A至10E的显微组织以确定该显微组织的普遍特征，并确定其相成分和分数。为此在样品制备、EBSD数据收集和EBSD数据评估方面遵循以下程序。

在安装在导电树脂中并机械抛光至1微米的与轧制方向(RD-ND平面)平行的横截面上进行EBSD测量。为了获得完全无变形的表面，用胶体二氧化硅(OPS)进行最终的抛光步骤。

用于EBSD测量的扫描电子显微镜(SEM)是装备有场发射枪(FEG-SEM)和EDAXPEGASUS XM 4HIKARI EBSD系统的Zeiss Ultra55机器。在片材的RD-ND平面上收集EBSD扫描。样品在SEM中以70°角放置。加速电压为15kV，高电流选项开启。使用120微米光圈，扫描过程中工作距离为17毫米。为了补偿样品的高倾角，在扫描过程中使用动态焦点校正。

使用TexSEM Laboratories(TSL)软件OIM(Orientation Imaging Microscopy)Data Collection版本7.0.1捕集EBSD扫描。通常，使用下列数据收集设置：6×6装箱(binning)的Hikari相机，结合标准背景扣除。扫描区域在所有情况下位于样品厚度的1/4位置处，并加小心以不包括扫描区域中的非金属性夹杂物。

EBSD扫描尺寸在所有情况下均为100×100微米，步长为0.1微米，扫描速率为每秒80帧。对于EBSD测量，在扫描过程中包括Fe(α)和Fe(γ)。数据收集过程中使用的Hough设置为：约96的装箱图案尺寸；θ设置尺寸为1；约90的ρ分数；最大峰值计数为13；最小峰值计数为5；Hough类型设置为经典；Hough分辨率设定为低；9×9的蝶形卷积遮罩；0.5的峰对称性；最小峰值为5；最大峰距离为15。

用TSL OIM Analysis软件版本7.1.0.x64评估该EBSD扫描。通常，数据组在RD轴上旋转90°以便相对于测量取向在正确的取向上进行扫描。进行标准晶粒扩张清理(晶粒容限角度(GTA)为5°，最小晶粒尺寸为5个像素，所用标准为晶粒必须含有多个行用于单一扩张迭代清理)。对于来自在600℃下卷取的片材的样品，清理点的百分比通常为0.5％，而对于来自在630℃下卷取的片材的样品，清理点的百分比通常为1％。进行评估EBSD数据的第一步骤，创建了两个分区，即Fe(α)和Fe(γ)。后者被确定为残余奥氏体(RA)。下一步骤包括将Fe(α)分区分成具有高平均图像质量(IQ)的Fe(α)分区和具有低平均IQ的Fe(α)分区。采用所给试验条件，这分别为IQ>1250和IQ≤1250。低IQ Fe(α)分区被确定为马氏体(M)，高IQFe(α)分区被确定为BF和PF的混合物。

采用下列方法计算高IQ Fe(α)分区的取向偏差角分布(MOD)指数：使用TSL OIMAnalysis软件由分区的EBSD数据组计算5°至65°的取向偏差角(1°的装箱)的归一化取向偏差角分布，包括所有边界。类似地，采用与实测曲线相同的取向偏差角范围和装箱计算随机再结晶的PF的归一化理论取向偏差角分布。在实践中，这是包含在TSL OIM Analysis软件中的所谓基于“MacKenzie”的取向偏差角分布。取向偏差角分布的归一化意味着低于取向偏差角分布的区域被定义为1。该MOD指数随后定义为图1a(顶部图)和1b(底部图)中理论曲线(虚线)与实测曲线(实线)之间的面积，并可以定义为：

其中M_MoD,i定义为实测的取向偏差角分布在角度i(5°至65°)处的强度，R_MOD,i定义为随机再结晶的PF的理论或基于“McKenzie”的取向偏差角分布在角度i处的强度。

图1a和1b中的实线代表实测的取向偏差角分布，虚线曲线代表随机再结晶的多边形铁素体结构的理论取向偏差角曲线。图1a显示了显微组织主要具有多边形铁素体特征的样品的取向偏差角分布曲线。图1b显示了显微组织主要具有贝氏体特征的样品的取向偏差角分布曲线。MOD指数按照定义为0至几乎2：当实测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)，而如果在两条分布曲线之间(几乎)不存在强度重叠的话，该MOD指数(几乎)为2。

因此，如图1中所示，取向偏差角分布含有关于显微组织性质的信息，MOD指数可用于评估基于定量的显微组织的特征，并因此是比常规方法如光学显微镜法更清晰的方法。完全PF显微组织将具有单峰取向偏差角分布，大部分强度在20°-50°范围内，峰值强度在45°左右。相比之下，完全贝氏体显微组织将具有强双峰取向偏差角分布，峰值强度在5°-10°和50°-60°，在20°-50°范围内几乎没有强度。因此，在本实施例中的低MOD指数和高20°-50°MOD强度是主要为多边形铁素体显微组织的明显标记，而高MOD指数和低20°-50°MOD强度是主要为贝氏体显微组织的明显标记。

除了在BF vs PF方面对基体的特征进行定性评估外，MOD指数还用于定量测定BF和PF的体积分数。图2显示了BF体积分数(体积％)对MOD指数绘制的图，其中假定BF体积分数与MOD指数之间的线性关系。在0和100％BF处具有空心圆的黑色实线显示了BF量随MOD指数而改变的理论关系。但是，本发明人已经发现，具有1.1至1.2范围内的MOD指数的显微组织已经可以基于常规光学显微镜法分类为仅有或100％BF。因此，在本实施例中，发现BF体积分数与MOD指数之间的更为经验的关系，其中100％PF类型的显微组织具有0的MOD指数，100％BF类型的显微组织具有1.15的MOD指数。这种关系用虚线显示在图2中，封闭的三角形符号在0和100％BF处，并通过以下给出：

BF_基体＝86.96×MOD指数

在这种情况下，PF量假定为

PF_基体＝100-BF_基体

其中BF_基体和PF_基体以基体的体积百分比表示。BF和PF的以整体显微组织百分比为单位的整体体积分数通过下式比例运算(scaling)BF_基体和PF_基体来计算：

BF＝BF_基体×f_基体和PF＝PF_基体×f_基体

其中f_基体定义为以整体显微组织(即至少0.95(或95％))的百分比为单位的该基体的体积分数。

基于前述MOD指数和20°-50°MOD强度，使用本文中所述的EBSD程序来识别片材1A至10E的显微组织的特征。此外，高IQ Fe(α)分区用于量化多边形铁素体和贝氏体铁素体(PF+BF)之和的分数，且低IQ Fe(α)分区和Fe(γ)分区之和用于量化马氏体和残余奥氏体(M+RA)的总分数。片材1A至10E的计算分数(PF+BF)、(M+RA)以及MOD指数和20°-50°MOD强度显示在表2中，以及基于MOD指数确定的以整体显微组织的体积百分比表示的BF和PF的体积分数。

表2中提供的结果显示，通过将表1中显示的片材A至E的卷取温度从630℃降低至600℃，可以有效地抑制不连续屈服和屈服点伸长。当卷取温度从630℃降低至600℃时，实现了M+RA分数的小但显著的提高。在最终显微组织中M+RA相成分的这种存在又有效地抑制了不连续屈服和屈服点伸长(Ae)，并促进了连续加工硬化响应。同时，对组成为A至E的片材，随着卷取温度由630至600℃降低30℃，屈服比损失(＝YR)保持为最小，而在600℃下卷曲获得的片材1A、3B、5C、7D和9E的YR仍保持相对高，典型值高于0.7。

表1和2中显示的结果还表明，提高Mo和/或Cr导致MOD指数提高和20°-50°MOD强度降低，反映出提高Mo和/或Cr导致了最终显微组织的贝氏体特征量的提高。具有0.495和0.651％的相对高Mo+Cr含量的1A和3B的MOD指数分别为0.87和1.09，而具有约0.35的明显较低Mo+Cr含量的5C和7D分别具有0.49和0.57的明显较低的MOD指数。除了促进更多贝氏体显微组织外，提高的Mo和/或Cr(因此提高的硬化性)还导致在如实施例1中所用的在600℃下卷取的情况下，在最终显微组织中M+RA相成分的分数提高。在600℃下卷取制得并具有0.495和0.651％的相对高Mo+Cr含量的1A和3B的显微组织分别含有约3.6和3.9％的M+RA相成分，而在600℃下卷取制得并具有约0.35％的相对低Mo+Cr含量的5C和7D的显微组织含有约1.3和1.6％的明显较低的M+RA分数。这些结果表明，提高的Mo和/或Cr水平事实上促进了更多粒状贝氏体类型的显微组织，其中粒状贝氏体定义为由包含小的M+RA相成分的BF相成分组成的显微组织类型。事实上，该结果表明，采用表1中所示的组成A至E和Mo与Cr水平，相对高的卷取温度已可促进显著或甚至占主要地位的(粒状)贝氏体显微组织。这样做的益处还在于采用这些卷取温度，在使用微合金化元素(如Nb和最重要的V和Ti)的情况下，析出动力学仍允许显著的析出硬化，能够在一方面用(粒状)贝氏体类型显微组织实现提高的强度水平，并同时在沉淀过程中结合C以抑制在基体的BF或PF部分中形成(粗大的)渗碳体。这又有利于优化扩孔能力和拉伸伸长以及高强度之间的平衡。

大量添加微合金化元素的益处和C在很大程度上在碳化物和/或碳-氮化物析出过程中被结合以导致贝氏体相成分中(层间和层内)渗碳体量减少和/或PF晶粒之间晶界渗碳体或珠光体量的减少的事实可以做如下解释。渗碳体或珠光体成分在变形时可以充当(微)空隙形成的潜在成核位点，因此，减少其量对拉伸伸长率和扩孔比性能具有积极的影响(参见实施例2)。这描述了本发明的主要冶金学特征之一，其在于在550至600℃的提高的卷取温度下，通过使用足够水平的Mo和/或Cr，可以实现基本或主要为(粒状)贝氏体的显微组织(其通常用大约或低于550℃的卷取温度获得)，其中析出动力学仍足以在一方面实现显著的析出硬化，并在另一方面经由碳化物和/或碳-氮化物析出来结合C以抑制层间和/或层内渗碳体。这能够在拉伸伸长率以及扩孔比方面将高强度水平与高成形性结合在一起(参见实施例2)。

1A至8D vs 9E和10E之间的比较显示了当析出硬化元素V被高水平的Ti替代时在λ方面的特性和显著的性能差异。公知的是，Ti合金化促进了大的立方体TiN夹杂物的存在，这又可以在冲孔和/或成形操作过程中充当应力集中部位，导致在显微组织中形成空隙和/或小裂纹。这些显微组织缺陷可损害拉伸凸缘成形性，并可以劣化疲劳抗力。表2中显示的结果证实了这一点。对本发明的V合金化1A至8D而言，通过扩孔比λ表示的拉伸凸缘成形性明显高于对比的Ti合金化片材9E和10E的。特别是采用600℃的相对低的卷取温度，这种效果是强烈的。V合金化的1A、3B、5C和7D的λ值为65至80％，而Ti合金化钢片材9E的λ仅为47％。这些结果表明，过高的Ti含量可导致扩孔能力的显著劣化，并因此是要避免的。然而，该结果还显示，Ti是有效的析出硬化剂，特别是当期望至少780MPa或优选950MPa的高抗拉强度时。因此，Ti在本发明中被认为是任选的合金化元素，并且当使用时，其含量应限于至多0.14％，并优选与低N含量结合使用以尽可能避免存在(粗大的)立方体TiN夹杂物。

本实施例的结果表明，为了在一方面良好的拉伸凸缘成形性和良好的用于辊压成形操作的拉伸性能特性(高屈服应力/比，以及无不连续屈服和屈服点伸长)之间实现最佳平衡，具有基本或主要为贝氏体基体和少量M+RA相成分的显微组织(或所谓粒状贝氏体显微组织)在这些性质之间提供了良好的折衷，使得这些类型的高强度钢成为汽车底盘和悬架应用的优异候选，在所述应用中与冷拉伸性和拉伸-凸缘能力相关的优异的冷成形性能以及与上述拉伸性质相关的良好的辊压成形性能是重要的。

实施例2：将具有表1中所示化学组成的钢F至H在表3中给出的条件下热轧至约3.5毫米的最终厚度，制造片材1F至6H。在拉伸测试前，将热轧片材酸洗。

表3中报道的1F至6H的拉伸性质基于A50拉伸几何(标距长度50毫米)，根据EN10002-1/ISO 6892-1(2009)，拉伸测试平行于轧制方向。表3中片材1F至6H的报道的归一化扩孔比(λ_Ν)如实施例1中报道的那样来测定，片材2F的λ_Ν设定为1的数值。

用电子背散射衍射(EBSD)表征1F至6H的显微组织以确定该显微组织的普遍特征，并确定其相成分和分数。为此在样品制备、EBSD数据收集和EBSD数据评估方面遵循与实施例1中报道的相同程序。在表3中报道了片材IF至6H的多边形铁素体与贝氏体铁素体之和的分数(PF+BF)和马氏体与残余奥氏体之和的分数(M+RA)以及MOD指数和20°-50°MOD强度，以及基于MOD指数确定的以整体显微组织的体积百分比表示的BF和PF的体积分数。

表3中显示的拉伸结果表明，对表3中报道的合金F和G，将卷取温度从630℃降低至600℃抑制了不连续屈服行为和屈服点伸长，并在600℃的相对高的卷取温度下促进了具有接近1至1.5％的小的M+RA相成分分数的基本(粒状)贝氏体显微组织。

一方面在600℃下卷取的IF与3G和另一方面在600℃下卷取的5H之间的比较显示了微合金化对强度与成形性之间的平衡的效果与重要性。V合金化1F和3G的屈服强度和抗拉强度分别接近960和1045MPa，而不具有V合金化的5H的屈服强度与抗拉强度分别具有约640和750MPa的低得多的值。1F与3G vs 5H之间屈服强度和抗拉强度方面的差异为约300MPa。这种强度方面的提高主要通过用于片材1A和3B的0.3％的V添加来提供。同时，1F、3G和5H的报道的A50拉伸伸长率和λ_Ν值表明，在强度方面300MPa的提高与扩孔能力的主要损失无关。事实上，分别为0.62和0.50的1F和3G的λ_Ν值接近于5H的(为λ_Ν值0.55)。此外，1F和3G的A50拉伸伸长率接近于5H的。

1F和3G的相对高的扩孔比在很大程度上是由于通过在碳化物和/或碳-氮化物析出过程中结合C抑制了在(粒状)贝氏体显微组织中的渗碳体形成。由于渗碳体可在冲孔或疲劳测试时充当空隙和微裂纹的潜在成核位点，通过使用充足水平的微合金化元素以完全或部分结合C而减少渗碳体的量将有助于改善的扩孔比性能和改善的疲劳抗力。这又有助于本发明的片材用于汽车底盘和悬架应用的改善的制造特性，并在疲劳抗力方面对本发明的这些片材的使用性能具有积极的影响。

这些观察结果表明，本发明允许在一方面的强度和另一方面以冷拉伸能力以及拉伸凸缘能力表示的成形性之间取得优异的折衷。用基本或优选主要为(粒状)贝氏体显微组织来实现强度与成形性之间的这种优异的平衡，由于适当地使用Mo和/或Cr添加，这种贝氏体显微组织可以在例如550至600℃的相对提高的卷取温度下形成。在显著、优选主要(粒状)贝氏体显微组织的基础上，该卷取温度范围仍允许足够的析出动力学以获得显著的析出硬化从而实现至少780MPa、或优选至少950MPa的抗拉强度水平。

Mo和任选的Cr添加对提供硬化性和促进贝氏体显微组织(其含有小但显著量的M+RA相成分)至关重要。因此，本发明钢片材的显微组织可以至少部分归类为粒状贝氏体。嵌在BF相成分之间的这些第二相岛的存在有利于抑制不连续屈服和屈服点伸长，并因此促进连续加工硬化行为以及相对高的屈服强度和屈服比(YR)，这对辊轧成形应用是有利的。但是，M+RA相成分的量可能不会太高，因为这将以牺牲扩孔能力为代价，并会导致屈服强度的损失。而M+RA相成分的量应当平衡以使其分数足够高以便在一方面提供连续加工硬化和相对高的屈服强度，但是不导致屈服强度和屈服比(YR)的显著损失和扩孔能力的显著劣化。对于本发明需要最高5％的体积分数。M+RA相成分的量优选为至少0.8％和/或至多4％。

实施例3：将具有表1中所示化学组成的钢I至L在表4中给出的条件下热轧至约3.6毫米的最终厚度，制造片材1I至4L。在拉伸测试前，将热轧片材酸洗。

表4中报道的1I至4L的拉伸性质基于A50拉伸几何(标距长度50毫米)，根据EN10002-1/ISO 6892-1(2009)，拉伸测试平行于轧制方向。表4中片材1L至4L的报道的扩孔比(λ)如实施例1中报道的那样来测定。

用电子背散射衍射(EBSD)表征1I至4L的显微组织以确定该显微组织的普遍特征，并确定其相成分和分数。为此在样品制备、EBSD数据收集和EBSD数据评估方面遵循与实施例1和2中报道的相同程序。在表4中报道了片材1I至4L的多边形铁素体与贝氏体铁素体之和的分数(PF+BF)和马氏体与残余奥氏体之和的分数(M+RA)以及MOD指数和20°-50°MOD强度，以及基于MOD指数确定的以整体显微组织的体积百分比表示的BF和PF的体积分数。

所述实施例中的所有钢在组成、工艺、显微组织、拉伸性质和扩孔能力值方面被认为是本专利申请的发明实施例。

Claims

1.高强度热轧钢带材或片材，其具有780MPa或更高的抗拉强度以及连续屈服行为和总伸长率、拉伸凸缘成形性与疲劳抗力的优异组合，以重量％计包含：

·0.08至0.14％的C；

·1.0至2.0％的Mn；

·0.05至0.45％的Mo；

·0.10至0.40％的V；

·任选以下的一种或多种

-至少0.1和至多1.2％的Cr；

-至少0.01和至多0.14％的Ti；

·至少0.05和至多0.5％的Si；

·至少0.01和至多0.10％的Nb；

·至多0.04％的P；

·至多0.008％的S；

·至多0.1％的Al_sol；

·至多0.020％的N；

·至多0.003％的B；

·任选地，与用于夹杂物控制的钙处理一致的量的Ca；

·余量的Fe和不可避免的杂质；

其中所述钢带材或片材具有由基体组成的显微组织，该基体由多边形铁素体PF和贝氏体铁素体BF以及至少0.8体积％和至多5体积％的∑马氏体和残余奥氏体的混合物组成，其中所述PF和BF用V和/或Mo以及任选的Ti和/或Nb的微细复合碳化物和/或碳-氮化物析出强化，其中所述基体以基体的体积百分比计含有至少40％的BF和至多60％的PF。

2.如权利要求1所述的钢带材或片材，具有950MPa或更高的抗拉强度。

3.如权利要求 1所述的钢带材或片材，其中所述钢以重量％计包含：

·至少0.15％的Mo，和/或

·至少0.20％的Cr，和/或

·至少0.02％的Nb。

4.如前述权利要求1至3中任一项所述的钢带材或片材，其中最大Cr含量为1.0％。

5.如前述权利要求1至3中任一项所述的钢带材或片材，其中采用电子背散射衍射技术测得的所述显微组织的归一化取向偏差角分布(MOD)曲线中20°至50°的取向偏差角的强度之和为至多0.50。

6.如前述权利要求1至3中任一项所述的钢带材或片材，其中采用电子背散射衍射技术测得的所述显微组织的取向偏差角分布(MOD)指数为至少0.45。

7.如前述权利要求1至3中任一项所述的钢带材或片材，其中Ti为至少0.01％，且

和

其中

8.如权利要求1至3任一项所述的钢带材或片材，其中Ti为至多0.005％，且

和

和

9.如权利要求1至3任一项所述的钢带材或片材，其中Ti为至多0.005％，且

·

和

·

和

·

其中

和

10.如前述权利要求1至3中任一项所述的钢带材或片材，

·具有至少0.7的屈服比(YR)和40％或更高的扩孔比(λ)，或

·具有至少0.8的YR和40％或更高的λ，或

·具有至少0.7的YR和50％或更高的λ，或

·具有至少0.8的YR和50％或更高的λ，或

·具有至少0.7的YR和60％或更高的λ，或

·具有至少0.8的YR和60％或更高的λ，

并且其中抗拉强度(TS)、总伸长率(El)和钢片材厚度t(毫米)满足等式(TS×El)/t^0.2>12000。

11.如前述权利要求1至3中任一项所述的钢带材或片材，其中所述钢带材或片材在上表面和/或下表面上具有锌基涂层。

12.制造如权利要求1至11所述的高强度热轧钢带材或片材的方法，所述高强度热轧钢带材或片材具有780MPa或更高的抗拉强度以及连续屈服行为和总伸长率、拉伸凸缘成形性与疲劳抗力的优异组合，所述方法包括浇铸厚或薄的板坯的步骤，所述板坯以重量％计由以下组成：

·0.08至0.14％的C；

·1.0至2.0％的Mn；

·0.05至0.45％的Mo；

·0.10至0.40％的V；

·任选以下的一种或多种

-至少0.1和至多1.2％的Cr；

-至少0.01和至多0.14％的Ti；

·至少0.05和至多0.5％的Si；

·至少0.01和至多0.10％的Nb；

·至多0.04％的P；

·至多0.008％的S；

·至多0.1％的Al_sol；

·至多0.020％的N；

·至多0.003％的B；

·任选地，与用于夹杂物控制的钙处理一致的量的Ca；

·余量的Fe和不可避免的杂质；

随后是将凝固的板坯再加热到1050至1250℃的温度的步骤，热轧该钢板坯并在Ar₃-温度或更高的精热轧温度下精轧所述热轧板坯，将热轧钢带材或片材以至少10℃/s和至多150℃/s的平均冷却速率冷却至卷取温度，并在450至620℃的温度范围内卷取该热轧钢带材或片材以制造由基体组成的显微组织，该基体由多边形铁素体PF和贝氏体铁素体BF以及至少0.8体积％和至多5体积％的∑马氏体和残余奥氏体的混合物组成，其中该PF和BF用V和/或Mo以及任选的Ti和/或Nb的微细复合碳化物和/或碳-氮化物析出强化，并且其中该基体以基体的体积百分比计含有至少40％的BF和至多60％的PF。

13.如权利要求12所述的方法，其中通过将卷材浸没到水池中或通过用水喷雾主动冷却该卷材对卷取的热轧钢带材或片材施以冷却。

14.由如权利要求1至11任一项所述的高强度热轧钢带材或片材制成的部件，其中所述钢带材具有至少0.7的YR和40％或更高的λ，并且其中抗拉强度(TS)、总伸长率(El)和钢片材厚度t(毫米)满足等式(TS×El)/t^0.2>12000。