具有高冲击能量吸收性能的高强度钢及其生产方法

专利名称：具有高冲击能量吸收性能的高强度钢及其生产方法
技术领域：
本发明涉及在动态变形期间具有高屈服应力的高强度热轧钢板和高强度冷却钢板，所述钢板能够用作汽车构件等，以通过有效吸收碰撞时的冲击能量来确保乘客的安全。本发明也涉及生产此种钢板的方法。
背景技术：
近年来，保护乘客不受汽车碰撞的伤害已被公认为是汽车的极其重要的一个方面，而且，对于具有优异的高速度形变抗力的适宜材料的期望越来越大。例如，通过将此类材料用作汽车前置构件，则当该材料被压碎时，正面碰撞的能量就可以被吸收掉，从而缓解冲击对乘客的影响。
因为碰撞时汽车每一部位所受到的变形的应变速率达到约103(1/秒)，因此，考虑材料的冲击吸收性能时需要了解其在高应变速率范围时的动态变形性能。由于同时也必须对诸如节能和降低CO2排放，以及减少汽车重量等因素加以考虑，所以，对有效的高强度钢板的要求正在增加。
例如，在CAMP-ISIJ第9卷(1996)，第1112-1115页中，本发明人已对高强度薄钢板的高速变形性能和冲击能量吸收性能作了报道，在该文中，本发明人指出，与在10-3(1/秒)的低应变速率时的静态强度相比，在约103(1/秒)的高应变速率范围时的动态强度急剧增加；而且应变速率与变形抗力的关系依据材料的强化机制而变化；与其它的高强度钢板相比，TRIP(转变诱发塑性)钢板和DP(铁素体/马氏体双相)钢板的可成形性和冲击吸收性能均很优异。
此外，日本专利未审公开平7-18372号提供了具有优异冲击抗力的含有残余奥氏体的高强度钢板以生产这种钢板的方法，对一种通过较高变形速率来增加屈服应力，以便冲击吸收能力得以提高的方法作了公开；然而，为了改善冲击吸收性，除了残余奥氏体的量外，残余奥氏体的哪些其它方面应该受到控制，目前尚未得到证实。
因此，尽管对于在汽车碰撞时，影响冲击能量吸收的构件组成材料的动态变形性能的了解在不断改进，但什么性能应最大限度地提高，以获得具有更优异的冲击能量吸收性能的用于汽车构件的钢材，以及依据何种判据来进行材料的选择，目前仍不是很清楚。用于汽车构件的钢材通过压模成形被加工成所要求的构件形状，通常在经过涂漆和烘烤后，再安装在汽车中，并用于实际的冲击场合。然而，目前仍不清楚的是，在经这种预变形和烘烤处理后，何种钢的强化机制适于改善碰撞时钢材的冲击能量吸收能力。

发明内容
本发明的一个目的是提供具有高冲击能量吸收性能的高强度钢板，该钢板作为加工成形为诸如碰撞时吸收冲击能量的前置部件等部件的钢材使用，以及提供一种生产此种钢板的方法。首先，根据本发明的具有高冲击能量吸收性能的高强度钢板包括(1).在动态变形时具有高的屈服应力的高强度钢板，其特征在于所述钢板的最终显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与包括体积分数为3-50％的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，该组织中铁素体和贝氏体均可为主相(dominant phase)，其中，在进行等效应变大于0％而小于或等于10％的预先变形后，再以5×102-5×103(1/S)的应变速率变形时，等效应变处于3-10％范围内的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.766×TS+250，其中的TS为没有预先变形条件下，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/S)时测得的静态拉伸试验中的最大应力(MPa)，而且，应变量为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080，以及(2).根据上述(1)的在动态变形时具有高的屈服应力的高强度钢板，其中，应变量为1-5％时的加工硬化系数与屈服强度之乘积至少为40。
所述钢板进一步包括(3).在动态变形时具有高的屈服应力的高强度钢板，其中所述钢板的最终显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与包括体积分数为3-50％的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，该组织中铁素体和贝氏体均可为主相，其中，在进行等效应变大于0％且小于或等于10％的预先变形之后，以5×102-5×103(1/S)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中TS(MPa)为没有预先变形时，在5×10-4-5×10-3(1/S)的应变速率下测得的静态拉伸试验中的最大应力，由残余奥氏体中的固溶[C]和所述钢中的平均Mn当量[Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2]决定的值(M)，其定义式为M＝678-428×[C]-33Mneq，其值应至少为70但又不超过250，没有预先变形时残余奥氏体的体积分数与进行等效应变为5％的预先变形后的残余奥氏体的体积分数间的差值至少为没有预先变形时残余奥氏体体积分数的30％，应变量为1-5％时的加工硬化系数至少是0.080，残余奥氏体的平均晶粒直径不大于5μm；残余奥氏体的平均晶粒直径与主相中铁素体或贝氏体的平均晶粒直径之比不大于0.6，而主相的平均晶粒直径不大于10μm，优选不大于6μm；当马氏体的平均晶粒直径不大于10μm，并且优选不大于5μm时，马氏体的体积分数为3-30％，铁素体的体积分数至少为40％，屈服比不大于85％，以及抗拉强度与总的延伸率的乘积至少为20,000。
(4).本发明的高强度钢板含有以下组成，以重量百分比计C0.03-0.3％，Si和Al分别或共同存在时的量均为0.5-3.0％，而且，如有必要，还含有总量为0.5-3.5％的选自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中之一种或多种元素，余者则是作为主要组元的Fe，或者，如必要，向上述高强度钢板进一步添加选自Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM(稀土金属)中之一种或多种元素可以获得动态变形时具有高屈服应力的高强度钢板，其中所添加的选自Nb、Ti和V之一种或多种的总量不超过0.3％，P不超过0.3％，B不超过0.01％，Ca为0.0005-0.01％，REM为0.005-0.05％，余者是作为主要组元的Fe。
(5).生产根据本发明的在动态变形时具有高的屈服应力的高强度热轧钢板的方法，其中所述动态变形时具有高的屈服应力的高强度热轧钢板的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与包括体积分数为3-50％的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，该组织中铁素体和贝氏体均可为主相，其中，在进行等效变形大于0％并小于或等于10％的预先变形之后，以5×102-5×103(1/S)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中TS为没有预先变形时应变速率为5×10-4-5×10-3(1/S)的条件下测得的静态拉伸试验中的最大应力(MPa)，而且应变量为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080，所述钢板的生产方法的特征在于具有上述(4)中的组元组成的连铸板坯直接由连铸阶段送至热轧，或者重新加热后热轧，在Ar3-50℃至Ar3+120℃间的终轧温度完成热轧，在随后的冷却阶段，以5℃/秒的平均冷却速度进行冷却之后，对所述热轧钢带在不高于500℃的温度下进行卷取。
(6).生产动态变形时具有高屈服应力的高强度热轧钢板的方法也就是上述(5)中所述的方法，其中在Ar3-50℃至Ar3+120℃间的终轧温度下，对热轧过程加以控制，以使冶金学参数A满足下面的不等式(1)和(2)，随后的输出辊道处的平均冷却速度至少为5℃/秒，而且，卷取的进行应使上述冶金学参数A和卷取温度(CT)间的关系满足下述不等式(3)。
9≤LogA≤18(1)ΔT≥21×LogA-178 (2)CT≤6×LogA+312(3)(7).生产根据本发明的、在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度冷轧钢板的方法，所述钢板是在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度冷轧钢板，其最终的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与含有体积分数为3-50％的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，所述铁素体和贝氏体均可作为主相存在，其中，在进行大于0％并小于或等于10％的等效应变的预先变形后，以5×102-5×103(1/S)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式，σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS为在没有预先变形的条件下，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/S)时所测得的静态拉伸试验中的最大应力(MPa)，应变为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080，所述生产方法的特征也在于将具有上述(4)的组元组成的连铸板坯直接由连铸段送去热轧，或者重新加热后再进行热轧，对热轧后已卷取的热轧钢板进行酸洗，之后再冷轧，而且，为获得最终产品，在一连续退火步骤对钢板进行退火，退火时间为10秒-3分钟，温度为0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃，之后，以1至10℃/秒的一次冷速冷却至温度为550-700℃的一次冷却终止温度，然后，再以10至200℃/秒的二次冷速冷却至温度为150-450℃的二次冷却终止温度，此后，在冷至室温之前，将温度保持在150-500℃间达15秒至20分钟，而且，所述方法之进一步特征还在于特定的退火后的冷却条件是在0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃的温度退火处理10秒至3分钟，随后，以1至10℃/秒的一次冷速冷至温度为550-720℃的二次冷却起始温度Tq，之后，再以10至200℃/秒的二次冷却速度冷却至Tem-100℃和Tem间的二次冷却终止温度Te，其中的Tem由钢的组分和退火温度To决定，之后，在冷却至室温之前，将温度Toa保持在Te-50℃与500℃间达15秒至20分钟。
附图简述

图1示出的是TS与当以5×102-5×103(1/S)的应变速率变形时，等效应变介于3-10％间的屈服应力的平均值σdyn和TS之差值之间的关系，用来表示根据本发明的碰撞冲击能量吸收性能。
图2示出的是变形量为1-5％时钢板的加工硬化系数和动态能量吸收(J)间的关系。
图3示出的是变形量为1-5％时钢板的加工硬化系数与屈服强度之积和动态能量吸收(J)间的关系。
图4a是为测量图3中的动态能量吸收而进行的冲击压碎试验中所用部件(帽形试样)的透视图。
图4b是图4a中所用试样的截面图。
图4c是冲击压碎试验方法的示意图。
图5示出的是根据本发明的热轧步骤中ΔT与冶金学参量A之间的关系。
图6示出的是根据本发明的热轧步骤中的卷取温度与冶金学参量A之间的关系。
图7是对根据本发明的连续退火步骤中退火周期的说明。
图8示出的是在根据本发明的连续退火步骤中二次冷却终止温度(Te)和其后的过时效温度(Toa)间的关系。
实施本发明的最佳模式通过将钢板弯曲或压制成形，生产出如汽车的前置构件等的碰撞冲击吸收部件。在以这种方式加工并经涂漆和烘烤之后，通常对所生产的构件通过汽车碰撞来进行冲击。因此，就要求所述钢板在加工成构件并经涂漆和烘烤后，具有高的冲击能量吸收性能。
经过多年来对高强度钢板作为满足上述要求的冲击吸收构件的研究，本发明人已发现，在用来加工成这种形状的构件的钢板中，存在适量的残余奥氏体是一种获得具有优异的冲击吸收性能的高强度钢板的有效方法。具体而言，已发现，当理想的显微组织是一种包括很容易被各种置换元素固溶强化的铁素体和/或贝氏体，以及含有体积分数3-50％残余奥氏体的第三种相的复合组织时，就可以在动态变形地表现出高的屈服应力，其中的铁素体和贝氏体均可作为主相存在，所述的残余奥氏体在变形期间被转变成硬的马氏体，此外，已进一步发现，当特定的条件被满足时，钢板的复合型组织中有马氏体存在于初始显微组织中的第三种相内，这时，也能够获得在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度钢板。
经过在如上这些发现基础上的进一步实验和研究，本发明人发现，诸如前置构件的冲击吸收构件成形时的预先变形量依据其部位的不同有时最大可达到20％以上，而大多数部位的等效变形均为大于0％且又小于或等于10％。因此，通过确定上述范围内的预先变形的作用，就有可能在预先变形后从总体上对构件的性能进行评价。因此，根据本发明，选择等效应变大于0％而小于或等于10％的变形作为构件加工期间施加于所述构件的预先变形量。
图1示出的是在进行应变速率为5×102-5×103(1/S)的变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn与材料的静态强度TS(即，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/S)时测得的静态拉伸试验中的最大应力TS(MPa))之间的关系，用于表征根据本发明的碰撞冲击能量吸收性能。
诸如前置构件的冲击吸收构件的横截面为帽形，而且通过对在高速碰撞中被破碎的此类构件变形的分析，本发明人已发现，尽管所进行的变形的最大应变量可达40％以上，但在高速应力-应变图中，等于或低于10％的应变范围内却吸收了总吸收能量的至少70％。因此，以动态变形时，高速变形量等于或低于10％时的屈服应力作为衡量高速碰撞能量吸收性能优劣的指标。特别是，由于处于3-10％范围的应变量非常重要，所以，用于表示冲击能量吸收性能的这一指标就是在进行应变速率为5×102-5×103(1/S)的高速拉伸变形时，等效应变为3-10％时的平均应力σdyn。
在高速变形时，应变为3-10％时的平均应力σdyn一般随未加以预先变形或烘烤处理的钢板的静态拉伸强度(应变速率为5×10-4-5×10-3(1/S)时测得的静态拉伸试验中的最大应力TS(MPa))的增加而增加。因此，增加钢材的静态拉伸强度(与静态的材料强度同义)就直接有助于改善构件的冲击能量吸收性能。然而，钢材强度的增加会导致其加工成构件的可成形性变坏，从而难以获得具有所需要形状的构件。因此，优选抗拉强度(TS)相同但σdyn高的钢材。也已发现，基于这一关系，在大于0％而小于或等于10％的预先变形后，进行应变速率为5×102-5×103(1/S)的变形时，等效应变为3-10％的钢材的屈服应力平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn-TS≥-0.234×TS+250时，式中的TS为没有预先变形条件下，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/S)时测得的静态拉伸试验中的最大应力TS(MPa)，所述钢材与其它钢材相比，作为实际构件时具有更高的冲击能量吸收性能，而且，在未增加构件总重量的情况下，冲击吸收性能得以改善，从而就有可能提供在动态变形期间具有高屈服应力的高强度钢板。顺便提一下，因为上述的不等关系式σdyn-TS≥-0.234×TS+250与σdyn≥0.766×TS+250相同，故在下面的说明中将采用不等式σdyn≥0.766×TS+250。
本发明人也已发现，为改善抗碰撞安全性，必须增大用应变为1-5％时的加工硬化系数表示的预先加工期间的加工硬化，以提高碰撞初始点处的初始变形抗力，以及利用在预先变形时转变的马氏体提高碰撞变形期间的加工硬化，以及增加σdyn。这就是说，通过对钢材的显微组织进行如上所述的控制，可以增加抗碰撞的安全性，所以，如图2和图3所示，钢的加工硬化系数至少为0.080，而且优选至少为0.108，应变为1-5％时的加工硬化系数与屈服强度之积至少为40，并且优选至少为54。通过考察用于表征汽车部件抗碰撞安全性的动态能量吸收和钢板的加工硬化系数以及屈服强度与加工硬化系数之积间的关系，可以看到，上述数值增加时，动态能量吸收就改善，这表明，当屈服强度水平相同时，依据表征汽车构件抗碰撞安全性的加工硬化系数就可做出适当的评价，或者在屈服强度不同时，这一评价可依据屈服强度与加硬化系数之积做出。
采用图4a、图4b和图4c中所示的冲击破碎试验方法，依据下述方式确定动态能量吸收。将一块钢板加工成如图4b所示的试样(圆角处R＝5mm)，并且电极头半径为5.5mm的电极，在电流为0.9倍于喷射电流(expulsion current)的条件下，按35mm的间距将试样加以点焊3，以制成具有位于两工作端面1之间的试样2的部件(帽形)，如图4a所示，然后，在170℃烘烤和涂漆处理达20分钟后，如图4c所示，约150Kg的重物4自约10m的高处落下，置于装有减震器6的支架5上的所述部件沿长度方向被砸碎，由相应的载荷位移图中的面积就可计算出位移为0-150mm处的变形功，从而确定出动态能量吸收。
按下述方式计算出应变为1-5％时的钢板的加工硬化系数和屈服应变为1-5％时的加工硬化系数与屈服强度之积。具体而言，将所述钢板加工成JIS-5型试样(标距50mm，平行部分宽度25mm)，并且，以0.001/秒的应变速率进行拉伸试验来确定屈服强度和加工硬化系数(应变为1-5％时的n值)。
现在对根据本发明的钢板的显微组织进行描述。
当钢板中有适量的残余奥氏体存在时，在变形(成形)期间所受到的应变会导致残余奥氏体转变为极硬的马氏体，其结果是增加加工硬化系数，并通过控制缩颈使可成形性得以改善。合适的残余奥氏体的量优选为3-50％。具体而言，如果残余奥氏体的体积分数小于3％，则成形后的构件在受到碰撞变形时不会表现出优异的加工硬化性能，变形载荷只能保持在低水平上，从而变形功较低，这样，动态能量吸收较低，就不可能实现改善抗碰撞安全性之目的，而且，抗缩颈的作用也不足，因而就不可能获得高的抗拉强度与总延伸率之积。另一方面，如果残余奥氏体的体积分数高于50％，则加工诱发的马氏体转变在形状加工应变量很小时就会集中出现，而且，不能指望抗拉强度与总的延伸率之积有何改进，因为在冲制期间出现的显著的硬化反而使扩孔延伸(hollow extension)比受到损害，而即使有可能对所述构件加以成形，成形后的构件在受到碰撞变形时也不会表现出优异的加工硬化性能；上述的残余奥氏体含量范围正是从这一角度来确定的。
除了上述的残余奥氏体体积分数为3-50％这一条件之外，所要求的另一个条件是残余奥氏体的平均晶粒直径应不大于5μm，并且优选不于3μm。即使残余奥氏体体积分数为3-50％的条件得以满足，但大于5μm的平均晶粒直径也不是优选的，因为这将会阻碍残余奥氏体在钢中的细小弥散分布，从而局部抑制了由残余奥氏体的性能所带来的改善作用。而且，已发现，当显微组织中，上述的残余奥氏体的平均晶粒直径与作为主相的铁素体或贝氏体的平均晶粒直径之比小于0.6，主相的平均晶粒直径不大于10μm，并且优选不大于6μm时，就表现出优异的抗碰撞安全性和可成形性。
本发明者进一步发现，抗拉强度(TSMPa)水平相同时，等效应变为上述3-10％时的平均应力σdyn依据钢板加工成构件前其含有残余奥氏体中的固溶碳含量[C](Wt％)和以Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2表示的钢材中平均Mn当量(Mneq)不同而变化。残余奥氏体的碳浓度可以采用X射线衍射和Mossbauer谱分析来实验测定，例如，可以采用1968年第206期的The Iron and Steel Institute杂志中第60页所给出的方法，通过使用Mo Kα射线的X射线衍射，利用铁素体的(200)面、(211)面和奥氏体的(200)面、(220)面及(311)面的积分反射强度来计算出残余奥氏体中的碳浓度。基于本发明人所获得的实验结果，也已发现，当由式M＝678-428×[C]-33×Mneq所定义的数值M至少为70且不大于250时，所述M值由残余奥氏体中的固溶碳含量[C]和由添加至钢材中的置换合金元素确定的Mneq计算出，[C]和Mneq均按上述方法获得，而且，没有预先变形时的残余奥氏体的体积分数(Vo)与在进行等效应变为5％的预先变形后的残余奥氏体的体积分数(V5)之差值{(V0)-(V5)}至少为没有预先变形时残余奥氏体体积分数的30％时，在相同静态抗拉强度(TS)的条件下，会表现出较高的σdyn。在这种情形下，当M＞250时，由于通过变形期间残余奥氏体的转变所带来的强度增加的效果基本上被限制在低应变区，故实际上，在构件的预先变形期间所有的残余奥氏体未被充分利用，并且不再能够提高高速变形时的σdyn；因此，M的上限设定为250。此外，当M小于70时，变形期间残余奥氏体不断转变，但在低应变区，转变的程度不够充分，因此，等效应变为3-10％的平均应力σdyn就保持在低水平，结果，对于静态抗拉强度TS，σdyn不能满足关系式σdyn≥0.766×TS+250；因此，M的下限定为70。
至于残余奥氏体的位置，因为一般是软的铁素体承受变形所造成的应变，所以与铁素体不相邻的残余γ相(奥氏体)一般免于发生应变，从而在变形量约1-5％时不能转变成马氏体；由于这样残余奥氏体的作用会受到削弱，所以，优选残余奥氏体与铁素体相邻。出于这一原因，要求铁素体的体积分数至少为40％，并且优选至少为60％，要求平均晶粒直径(相当于平均等效圆的直径)不大于10μm，并且优选不大于6μm。正如上面所做的解释那样，由于铁素体是组元组成物中最软的物质，因此，它是一个决定应变为1-5％时的加工硬化系数与屈服强度之积和屈服比的重要因素。其体积分数应优选处于所规定的数值范围内。此外，增加铁素体体积分数并使之细化，可以有效提高未转变的奥氏体中的碳浓度并使之细小弥散，这样，会导致由未转变的残余奥氏体形成的马氏体以及剩余组成物更细化，而且会增加残余奥氏体的体积分数和细化程度，这将有利于改善抗碰撞的安全性的效果和可成形性。
马氏体的体积分数为3-30％，并且要求其平均晶粒直径(相当于平均等效圆的直径)不大于10μm，而且优选不大于6μm。马氏体主要在周围的铁素体中产生可动迁移，这有利于降低屈服速率和改善加工硬化系数，结果，通过满足上面所指定的数值，可进一步改善抗碰撞安全性效果和可成形性，从而使得所要求的性能达到更高的水平，尤其是，应变为1-5％的加工硬化系数×应变高于75％的屈服强度大于54。马氏体的体积分数与平均晶粒直径间的关系为当其体积分数较低和平均晶粒直径较大时，所起的作用只是局部性的，从而不可能满足上述的性能要求。至于马氏体的位置，马氏体与铁素体不相邻时，马氏体的可动迁移等的影响极少作用到铁素体上，从而就降低了马氏体的作用。因此，优选马氏体与铁素体相邻。
现在对具有上述显微组织和各种性能的高强度钢板中的化学组元和它们的含量范围进行解释。所使用的根据本发明的高强度钢板含有，以重量百分比计C为0.03-0.3％，总量为0.5-3.0％的Si或Al或者两者之和，而且如必要，还含有总量为0.5-3.5％的选自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo的一种或多种元素，余者为作为主要组元的Fe，或者，如必要，向上述的高强度钢板中进一步添加选自Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM之一种或多种元素，来获得具有高的动态变形抗力的高强度钢板，其中选自Nb、Ti和V之一种或多种元素的总的添加量不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca为0.0005-0.01％和REM为0.005-0.05％，余者为作为主要组元的铁，现在对这些化学组元及它们的含量(均以重量百分比计)进行讨论。
CC是室温下稳定奥氏体的最便宜的元素而且由于其提供的必要的奥氏体稳定化作用使奥氏体得以残留，因而，可以认为碳是本发明中最必需的元素。钢板中的平均碳含量不仅对室温下所能确保的残余奥氏体的体积分数有影响，而且，通过在生产热处理期间增加未转变的奥氏体中的浓度，有可能改善残余奥氏体在加工时的稳定性。然而，如果C含量小于0.03％，就不能确保残余奥氏体的最终体积分数至少为3％，所以，0.03％为下限。另一方面，当钢板的平均C含量增加时，能够确保的残余奥氏体的体积分数也增加，这样，通过确保残余奥氏体的体积分数，就确保了残余奥氏体的稳定性。此外，如果钢板的C含量过高，不仅钢板的强度会超过所必需的水平，从而损害其在冲压加工等时的可成形性，而且由于静态强度的增加，动态应力的增加会受到阻碍，而可焊性的降低又会限制所述钢板作为构件的使用；因此，C含量的上限定为0.3％。
Si，AlSi和Al均是铁素体稳定化元素，并用来增加铁素体的体积分数，以改善钢板的可加工性。此外，Si和Al均会阻止渗碳体的形成，从而使C有效富集在奥氏体中，因此，这些元素的添加对于在室温下将奥氏体稳定在一适当的体积分数是必需的。除Al和Si之外，在添加后能抑制渗碳体产生作用的其它元素包括P、Cu、Cr、Mo等。通过适当添加这些元素，也能够预期会出现相似的效果。然而，如果Si或Al，或者二者之和的添加总量小于0.5％，对渗碳体产生的抑制作用就不充分，这样，所添加的作为最有效的稳定奥氏体的组元C的大部分以碳化物的形式被浪费掉；这或者将不可能确保本发明所要求的残余奥氏体的体积分数，或者是即使残余奥氏体所必需的生产条件得以确保，也无法满足获得相应体积分数所需的条件；所以，将下限定为0.5％。另外，如果Si或Al，或者二者之和的添加总量超过3.0％，由铁素体或贝氏体所构成的主相将可能变得硬且脆，这不仅阻碍变形抗力随增大的应变速率的增加，而且也会造成钢板的可加工性和韧性的降低，以及钢板成本的增加，而且会使得进行化学处理等所需的表面处理性能大大变坏；所以，将上限定为3.0％。在尤其要求表面性能优异的场合，如Si≤0.1％，则可以避免出现Si鳞剥，如Si≥1.0％，则相反，在整个表面上会出现Si鳞剥，这样表面就变得较差。
Mn、Ni、Cr、Cu、MoMn、Ni、Cr、Cu和Mo均是奥氏体稳定化元素，而且是室温下稳定奥氏体的有效元素。特别是，当从可焊性角度来限制C的含量时，这些奥氏体稳定化元素的适量添加可以有效地促进奥氏体的残留。这些元素也有阻止渗碳体生成的作用，尽管这一作用的程度比Al和Si小，而且，这些元素有助于C在奥氏体中的富集。此外，这些元素同Al和Si一起引起铁素体和贝氏体基体固溶强化，所以，也起到增加高速动态变形期间的屈服应力的作用。然而，如果上述这些元素之一种或一种以上的总含量小于0.5％，那么，确保所必需的残余奥氏体将变得不可能，而钢材的强度也被降低；这样，就阻碍了有效减小车辆重量的努力；所以，将下限定为0.5％。另一方面，如果上述这些元素的总量超过3.5％，则由铁素体或贝氏体所构成的主相会被硬化，这不仅阻碍变形抗力随应变速率的增加而增大，而且也造成钢板的可加工性和韧性的降低，并且增加了钢材的成本；因此，将上限定为3.5％。
当必要时所添加的Nb、Ti或V可以通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物来提高钢板的强度，但是，如果它们总添加量超过0.3％，过量的氮化物、碳化物或碳氮化物将在铁素体或贝氏体主相的晶粒内的或晶界处析出，从而成为一个高速变形期间的可动迁移源并且使得在动态变形期间获得高的屈服应力变得不可能。此外，碳化物的形成阻碍C在残余奥氏体内的富集，而此为本发明最必不可少的方面，从而浪费了C含量；所以，将其上限确定为0.3％。
当必要时，也可以添加B或P。B是强化晶界和提高钢板强度的有效元素，但是，如果加入量超过0.01％，B的作用将会饱和，而且钢板的强化会超过所必需的程度，从而阻碍变形抗力随高速变形的增加，并降低其制成构件的可加工性；因此，将其上限定为0.01％。另外，P是确保钢板获得高强度和残余奥氏体的有效元素，但是，如果P的添加量大于0.2％，则钢板的成本会增加，而由铁素体或贝氏体构成的主相变形抗力的增加会超过所必需的程度，结果，就阻碍了变形抗力随高速变形增加而增大，并且，造成了抗应力腐蚀开裂能力和疲劳性能以及韧性的下降；因此，将上限定为0.2％。从防止降低二次可加工性、韧性、可点焊性和再循环特性的角度考虑，更理想的上限是0.02％。此外，至于作为不可避免杂质的S含量，从防止由于硫化物基的夹杂的存在而造成可成形性(特别是扩孔延伸比)和可点焊性降低的角度考虑，较理想的上限为0.01％。
Ca的添加量至少为0.0005％，以通过对硫化物基夹杂的形状控制(球化处理)来改善可成形性(尤其是扩孔延伸比)，考虑到其作用的饱和以及由于增加上述的夹杂所带来的有害作用(降低扩孔延伸比)，故将其上限定为0.01％。此外，由于REM具有与Ca类似的作用，故其添加量也定为0.005-0.05％。
现在，结合热轧钢板和冷轧钢板，对获得根据本发明的高强度钢板的生产方法进行详细介绍。
在根据本发明的动态变形期间具有高的屈服应力的高强度热轧钢板和冷轧钢板的生产方法中，将一具有上述组元组成的连铸板坯直接由连铸阶段送去热轧，或者重新加热后再热轧。除了正常的连铸之外，热轧时可以使用薄钢板的连铸和采用连续热轧技术(无头轧制)的热轧，但是，为了避免薄钢板显微组织中铁素体的体积分数较低和平均晶粒直径较粗大，优选在热轧输入辊端钢板的厚度(初始钢坯厚度)至少为25mm。此外，基于对上述问题的考虑，热轧时最后一道次的轧制速度优选至少为500mpm，并更优选至少为600mpm。
尤其是，在生产高强度热轧钢板期间，热轧终轧温度优选为Ar3-50℃至Ar3+120℃，该温度范围由钢板的化学组成确定。当温度低于Ar3-50℃时，会形成变形的铁素体，这种铁素体在动态变形期间的屈服应力σdyn，应变1-5％时的加工硬化性能和可成形性的均不佳，当温度高于Ar3+120℃时，由于钢板的显微组织较粗大，结果，动态变形时的屈服应力σdyn，应变1-5％时的加工硬化性能等也较差，而且，从出现氧化铁皮缺陷的角度，这一温度范围也不是优选的。已按上述方式热轧后的钢板在输出辊道上冷却之后，被进行卷取处理。此处的平均冷却速度至少为5℃/秒。从确保残余奥氏体体积分数的角度来确定冷却速度。所采取的冷却方法可以为恒定冷速，或者是冷却期间包括一个低冷速范围的不同冷却速度的组合。
然后，将热轧钢板加以卷取，此处，优选在500℃或500℃以下的卷取温度卷取，比500℃高的卷取温度会造成残余奥氏体体积分数的降低。为了获得马氏体，将卷取温度设定在350℃或以下。上述卷取条件是对卷取后直接以热轧钢板形式供货的钢板而言的，而对于已被进一步冷轧且经退火处理的冷轧钢板而言，上述这些限制条件没有必要，因为这样的卷取条件在通常的生产条件下就可实现。
根据本发明，尤其已发现，在热轧阶段的终轧温度、最终的输入辊道温度和卷取温度间存在种关系。即，如图5和图6所示，存在主要由终轧温度，最终输入辊道温度和卷取温度决定的特定条件。换言之，即对热轧过程加以控制，以使当热轧的终轧温度为Ar3-50℃至Ar3+120℃时，冶金学参量A满足不等式(1)和(2)。上述的冶金学参量A，可由如下方程表示。
A＝ε*×exp{(75282-42745×Ceq)/[1.978×(FT+273)]}式中，FT终轧温度(℃)Ceq碳当量＝C+Mneq/6(％)Mneq锰当量＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2(％)ε*最后道次的应变速率(S-1)ϵ*=(V/R×h1)×(1/r)×ln{1/(1-r)}]]>
h1最后道次的入辊板厚h2最后道次的出辊板厚r(h1-h2)/h1R轧辊半径V最后道次的出辊速度ΔT终轧温度(终轧时最后道次的出辊温度)-终轧时的入辊温度(终轧时第一道次的入辊温度)Ar3901-325C％+33Si％-92Mneq之后，输出辊道上的平均冷却速度为5℃/秒，并且，优选卷取在下列条件下进行，以便冶金学参量A和卷取温度(CT)满足不等式(3)。
9≤LogA≤18 (1)ΔT≥21×LogA-178 (2)CT≤6×LogA+312 (3)在上述不等式(1)中，从残余γ的产生和显微组织细化的角度考虑，LogA小于9是不可接受的，而且这也将会使得动态变形期间的屈服应力σdyn和1-5％应变时的加工硬化性能变差。另外，如果LogA大于18，则需要庞大的设备来达到这一目的。如果不等式(2)的条件未被满足，残余γ将会过于稳定，这样，尽管变形期间将会发生残余γ的转变，但在低应变区，这一转变的程度会不充分，而且，将使得动态变形期间的屈服应力σdyn和应变为1-5％时的加工硬化性能等变差。如不等式(2)所示，ΔT的下限随LogA的降低更具可变性。而且，从增加装置的尺寸、降低残余奥氏体的体积分数和显微组织的粗大程度考虑，优选ΔT的上限为300℃。此外，如果不等式(3)中与卷取温度的关系未被满足，这将会对确保残余γ相量产生不利影响，而且，即使能够获得残余γ相，但所获残余γ却过于稳定，尽管变形期间将会发生残余γ相的转变，但这种转变在低应变区是不充分的，而且会使得动态变形期间屈服应力σdyn和1-5％应变时的加工硬化性能等变坏。卷取温度(CT)的下限随LogA的增大更具可变性。
顺便说一句，当初始马氏体的体积分数大于3％时，CT可以高于350℃。然而，为防止马氏体的过多形成，优选CT高于250℃。
在热轧和卷取后，对根据本发明的冷轧钢板还要进行不同步骤的处理，并以40％或更高的压缩比进行冷轧，之后，对冷轧钢板进行退火。理想的退火方式是按照如图7所示的退火周期进行连续退火，在为制备最终产品所进行的连续退火期间，于范围为0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃的温度To下，退火10秒至3分钟，之后，以1-10℃/秒的一次冷却速度冷至范围为550-720℃的一次冷却终止温度Tq，然后，再以10-200℃/秒的二次冷却速度冷至二次冷却终止温度Te，之后，在冷至室温之前，在温度Toa保持15秒-20分钟。如果上述的退火温度To低于0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃，式中的温度Ac1和Ac3依据钢板的化学组分来确定(例如，参见″Iron&SteelMaterial Science″W.C.Leslie，Maruzen，P.273)，则在所述退火温度所获得的奥氏体的量太低，使得在最终的钢板中不可能稳定地保留有残余奥氏体；因此，将其下限定为0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃。同样，因为即使退火温度超过Ac3+50℃时，钢板的性能也没有改善而只会造成成本的增加，所以，将退火温度的上限定为Ac3+50℃。在该温度下所要求的退火时间最短为10秒，以确保钢板的温度均一和获得适量的奥氏体，但是，如果时间超过3分钟，则上述作用达到饱和，而且成本也将会增加。
为促进奥氏体转变为铁素体和使C在未转变的奥氏体中富集来使奥氏体稳定化，一次冷却是必需的。如果冷却速度低于1℃/秒，则必需采用更长的生产线，所以，从避免降低生产率的角度考虑，将下限定为1℃/秒。另一方面，如果冷却速度超过10℃/秒，则铁素体的转变不能充分进行，并且难以保证最终钢板中的残余奥氏体，因而，将上限定为10℃/秒。如果一次冷却在低于550℃的温度进行，则在冷却期间会有珠光体形成，奥氏体稳定元素C不能发挥作用，因此，最后就不能获得足够量的残余奥氏体。同样，如果冷却在不低于720℃的温度进行，则铁素体的转变不充分。
随后的二次冷却时，必须以至少10℃/秒的冷却速度进行快速冷却，以免在冷却期间发生珠光体转变或者有铁的碳化物析出，但以高于200℃/秒的冷速进行冷却会增加设备的负担。同样，如果在二次冷却时冷却终止温度低于150℃，基本上所有在冷却之前的残余奥氏体都将转变成马氏体，因而不可能确保最终所必需的残余奥氏体的量。相反，如果冷却终止温度高于450℃，则最终的动态变形期间的屈服应力σdyn会被降低。
为使钢板中残留的奥氏体具有室温稳定性，优选将一部分奥氏体转变成贝氏体，以进一步增加奥氏体中的碳浓度。如果二次冷却终止温度低于维持贝氏体转变所需的温度，就应将温度升至所应维持的温度。只要这一加热速度介于5℃/秒和50℃秒之间，最终的钢板性能就不会受到损害。相反地，如果二次冷却终止温度高于贝氏体的形成温度，只要以5℃/秒-200℃/秒的冷却速度强制冷至贝氏体形成温度以及直接送至一已预定在所要求温度的加热区，则钢板的最终性能也将不会受到损害。另一方面，因为当钢板在低于150℃或高于500℃保温时，不能确保可获得足够量的残余奥氏体，所以，将所保持的温度范围确定为150-500℃。如果在150-500℃的温度保持时间小于15秒，则贝氏体转变就不能充分进行，从而不可能获得最终所必需的残余奥氏体的量，而如果在上述温度范围保持时间超过20分钟，则在贝氏体转变后会有铁的碳化物析出或珠光体的转变，从而造成产生残余奥氏体所必需的碳的浪费，而且，不可能获得所必需的残余奥氏体的量；因此，将保温时间范围设定为15秒至20分钟。为了促进贝氏体转变，在150-500℃下的保温可以自始至终在一恒定温度下进行，或者故意在上述温度范围内使温度发生变化而不损害最终的钢板性能。
至于本发明中，退火后优选的冷却条件是，先在范围为0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1至Ac3+50℃的温度退火处理10秒-3分，随后，以1-10℃/秒的一次冷却速度冷至范围为550-720℃的二次冷却起始温度Tq，之后，再以10-200℃/秒的二次冷却速度冷至范围为Tem-100℃至Tem的二次冷却终止温度Te，其中的Tem由钢的组元和退火温度To来确定，然后，冷至室温之前，在范围为Te-50℃和500℃间的温度Toa保持15秒-20分。在上述这一方法中，如图8所示的连续退火循环中的快冷终止点温度Te被表示成组元与退火温度To的函数，并且，退火在一给定临界值以下进行，而过时效温度Toa的范围由其与快冷终止点的温度Te间的关系来确定。
这里，Tem是在快冷起始点Tq处的残余奥氏体发生马氏体转变的开始温度。即，Tem由式Tem＝T1-T2，或者由排除了奥氏体中碳浓度的作用的温度值(T1)与显示碳浓度的作用的温度值(T2)之间的差值来确定。此处，T1是由除碳之外的固溶态元素浓度计算出的温度，T2是由Ac1和Ac3时残余奥氏体中的碳浓度计算出的温度，其中Ac1和Ac3由钢板中的组分确定，Tq由退火温度To决定。Ceq*表示在退火温度To时残余奥氏体中的碳当量。T1＝561-33×{Mn％+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2}T2可由以下Ac1、Ac3和T0等表示Ac1＝723-0.7×Mn％-16.9×Ni％+29.1×Si％+16.9×Cr％，Ac3＝910-203×(C％)1/2-15.2×Ni％+44.7×Si％+104×V％+31.5×Mo％-30×Mn％-11×Cr％-20×Cu％+70×P％+40×Al％+400×Ti％，以及退火温度To为，当Ceq*＝(Ac3-Ac1)×C/(To-Ac1)+(Mn+Si/4+Ni/7+Cr+Cu+1.5Mo)/6大于0.6时，T2＝474×(Ac3-Ac1)×C/(To-Ac1)，而当Ceq*小于或等于0.6时，T2＝474×(Ac3-Ac1)×C/{3×(Ac3-Ac1)×C+[(Mn+Si/4+Ni/7+Cr+Cu+1.5Mo)/2-0.85)]×(To-Ac1)}。
换言之，当Te低于(Tem-100)℃时，几乎所有的残余奥氏体转变为马氏体，从而就不可能获得所必需的残余奥氏体的量，如果Te高于Tem，则钢板会发生软化，从而就不可能获得由静态强度(TS)所预期的动态强度；因此，将Te的上限定为Tem。同样，如果Te高于500℃，则产生珠光体或铁的碳化物会造成形成残余奥氏体所必不可少的碳的浪费，而且也不可能获得所必需的残余奥氏体的量。另一方面，如果Toa低于Te-50℃，就有必要使用附加的冷却设备，而且，由于连续退火炉的温度与钢板温度间的差异会使材料中出现更大的变化；因此，将此温度定为下限。
通过使用上述的钢板组成和生产方法，就有可能生产出在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度钢板，其特征在于钢板的最终显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与含有体积分数为3-50％的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，所述组织中的铁素体和贝氏体均可为主相，其中，在进行等效应变大于0％而小于或等于10％的预先变形后，以5×102-5×103(1/S)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS为在没有预先变形条件下，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/S)时测得的静态拉伸试验中的最大应力(MPa)，而且，应变为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080。根据本发明的高强度钢板可以通过退火、平整、电镀等工艺被加工成所要求的任何产品。
实施例现在，借助实施例来对本发明进行说明。
实施例1将表1中所列的15种钢材加热至1050-1250℃并在表2所列的生产条件下进行热轧、冷却和卷取，以生产出热轧钢板。如表3和4中所示，满足根据本发明的组成条件和生产条件的钢板含有体积分数为3-50％的初始残余奥氏体，并具有至少为70且又小于或等于250的M值，所述M值由残余奥氏体中固溶[C]和钢板中的平均Mneq确定，而且，(初始残余奥氏体体积分数-5％变形后的残余奥氏体的体积分数)与初始残余奥氏体的体积分数之比大于0.3的结果表明所述钢板具有合适的稳定性。依据σdyn≥0.766×TS+250、变形为1-5％时的加工硬化系数大于0.080和变形为1-5％时的加工硬化系数与屈服强度之积大于40，可知所述钢板具有优异的抗碰撞安全性，此外，所述钢又具有适当的可成形性和可点焊性。表1钢的化学组分

A本发明B对比例下加横线的数据表示该值超出了本发明范围*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表1钢的化学组分(续
本发明B对比例下加横线的数据表示该值已超出本发明的范围*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表2生产条件

下加横线的数据表示该值超过本发明的范围*1750-700℃间冷速为15℃/秒表2生产条件(续)

下加横线的数据表示该值超出本发明的范围表3钢的显微组织

下加横线的数据表示该值超出本发明的范围余下的组成物B＝贝氏体，P＝珠光体表3钢的显微组织(续

下加横线的数据表示该值超过本发明的范围余下的组成物B＝贝氏体，P＝珠光体表4钢的机械性能

下加横线的数据表示该值超出本发明的范围*1σdyn-(0.766×T5+250)C＝沿C向的单轴拉伸L＝沿L向的单轴拉伸表4钢的机械性能(续)

下加横线的数据表示该值超出了本发明的范围*1σdyn-(0.766×TS+250)C＝沿C向的单轴拉伸E＝等二轴拉伸实施例2在Ar3或更高的温度，对表5中所列的25种钢材进行完整的热轧处理，之后再冷却、卷取、酸洗和冷轧。温度Ac1和Ac3由每种钢的组成确定，在表6中所列的退火条件进行加热、冷却和停留(保温)之后，将所述钢板冷至室温。如图7和8所示，满足本发明的生产条件和组成条件的钢板有着至少为70且不大于250的M值，M值由残余奥氏体中的固溶[C]和钢板中的平均Mneq确定，σdyn≥0.076×TS+250和1-5％应变时的加工硬化系数至少0.080和变形为1-5％时的加工硬化系数与屈服强度之积大于40的结果清楚表明，所有钢材均具有优异的抗碰撞安全性。表5钢的化学组分

A本发明B对比例下加横线的数据表示该值超出了本发明的范围*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表5钢的化学组分(续

A本发明B对比例下加横线的数据表示该值超出本发明的范围*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表5钢的化学组分(续)

A本发明B对比例下加横线的数据表示该值超出本发明的范围*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表6生产条件

下加横线的数据表示该值超出本发明的范围表6生产条件(续)

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>下加横线的数据表示该值超出本发明的范围

下加横线的数据表示该值超出本发明的范围表8钢的机械性能

下加横线的数据表示该值超出本发明的范围*1σdyn-(0.766×TS+250)C＝沿C向的单轴拉伸L＝沿L向的单轴拉伸E＝等二轴拉伸表8钢的机械性能(续

下加横线的数据表示该值超出本发明的范围*1σdyn-(0.766×TS+250)C＝沿C向的单轴拉伸E＝等二轴拉伸采用下述方法对显微组织进行评价。
用一种硝酸乙醇腐蚀液和日本专利申请未审公开昭59-219473中所公开的试剂来腐蚀薄钢板轧制方向的横截面，然后，借助1000倍的光学显微镜来进行铁素体、贝氏体、马氏体及余下组织的辩别，所处位置的观察以及平均晶粒直径(等效园直径)和体积分数的测量。
用日本专利申请平3-351209中所公开的试剂来腐蚀轧制方向的横截面，然后，再用1000倍的光学显微镜确定残余奥氏体的平均等效园直径，残余奥氏体所处位置也采用同样的显微照片观察确定。
采用Mo-KαX射线分析，根据下述方程计算出残余奥氏体的体积分数(Vγ以百分比为单位)。
Vγ＝(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}式中，α(211)、γ(220)、α(211)和γ(311)代表峰极强度。
使用Cu-KαX射线分析，晶格常数(单位埃)由奥氏体的(200)面、(220)面和(311)面的反射角确定，残余奥氏体中的碳浓度(Cγ以百分比为单位)则根据下面的方程计算出。
Cγ＝(晶格常数-3.572)/0.033采用下面的方法进行性能的评价。
根据JIS5(标距50mm，平均部分宽度25mm)，以0.001/秒的应变速率进行拉伸试验，通过确定抗拉强度(TS)、屈服强度(YS)，总的延伸率(T.EL)和加工硬化系数(1-5％应变时的n值)，来计算出YS×加工硬化系数，屈服比(YR＝YS/TS×100)以及TS×T.EL。
从无毛刺的边上，用一个30°的锥形冲头将一个20mm的冲孔扩大，并通过确定裂纹贯穿板厚时的扩孔直径(d)与初始扩孔直径(d0，20mm)的扩孔伸展比(d/d0)，依此来测量其外卷边性能。
使用电极头部半径为钢板厚度的平方根5倍的电极，在电流为0.9倍于喷射电流的条件下焊接一点焊试样，如果所述点焊试样在用一凿子破断时发生剥离断裂，则判定可点焊性不合格。
工业适用性如上所述，本发明有可能以一种经济且稳定的方式为汽车提供高强度热轧钢板和冷轧钢板，所述钢板提供以前所不能达到的优异的抗碰撞安全性和可成形性，结果就显著拓展了高强度钢板的使用对象和条件。
权利要求
1.一种在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度钢板，其特征在于所述钢板最终的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与含有体积分数为3-50％的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，该组织中，铁素体和贝氏体均可为主相，其中在以大于0％且小于或等于10％的等效应变预先变形后，以5×102-5×103(1/秒)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS(MPa)为没有预先变形条件下，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/秒)时测得的静态拉伸试验中的最大应力，而且，应变为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080。
2.一种根据权利要求1的在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度钢板，其中，1-5％应变时加工硬化系数与屈服强度之积至少为40。
3.一种在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度钢板，其特征在于所述钢板最终的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与含有体积分数为3-50％的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，该组织中铁素体和贝氏体均可为主相，其中在进行等效应变大于0％且又小于或等于10％的预先变形后，以5×102-5×103(1/秒)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.776×TS+250，式中TS(MPa)为没有预先变形条件下，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/秒)时测得的静态拉伸试验中的最大应力，由残余奥氏体中的固溶[C]和钢材的平均Mn当量{Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2}确定的M值，其定义式为M＝678-428×[C]-33Mneq，所述M值应至少为70且又不大于250，没有预先变形时的残余奥氏体的体积分数与进行等效应变为5％的预先变形后的残余奥氏体体积分数之差值应至少为没有预先变形时的残余奥氏体体积分数的30％，而且，应变为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080。
4.一种根据权利要求1-3中之任一项的钢板，其中所述的残余奥氏体的平均晶粒直径不大于5微米；所述残余奥氏体的平均晶粒直径与主相中的铁素体或贝氏体的平均晶粒直径之比值不大于0.6，并且，主相的平均晶粒直径不大于10微米，优选不大于6微米。
5.一种根据权利要求1-4中任一项的钢板，其中，马氏体的体积分数为3-30％，而且，所述马氏体的平均晶粒直不大于10微米，并且优选不大于5微米。
6.一种根据权利要求1-5中任一项的钢板，其中铁素体的体积分数至少为40％。
7.一种根据权利要求1-6中任一项的钢板，其中，屈服比不超过85％，而且，抗拉强度与总延伸率之积至少为20,000。
8.一种根据权利要求1-7中任一项的钢板，它还含有，以重量百分比计，0.03-0.3％的C，总量为0.5-3.0％的Si或Al或着两者之和，而且如必要，也含有总量为0.5-3.5％的选自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中之一种或多种元素，余者为作为主要组分的Fe。
9.一种根据权利要求8的钢板，如必要，其可进一步含有，以重量百分比计，选自Nb、Ti、V、P和B中的一种或多种元素，其中选自Nb、Ti和V中的一种或多种元素的总量不超过0.3％，P不超过0.3％和B不超过0.01％。
10.一种根据权利要求1-9中任一项的钢板，如必要，其可进一步含有，以重量百分比计，0.0005-0.01％的Ca和0.005-0.05％的REM(稀土金属)。
11.一种生产在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度热轧钢板的方法，其中所述热轧钢板的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与含有体积分数为3-50％残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，该组织中铁素体和贝氏体均可为主相，其中在进行等效应变大于0％且又小于或等于10％的预先变形后，以5×102-5×103(1/秒)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS(MPa)为没有预先变形的条件下，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/秒)时测得的静态拉伸试验中的最大应力，而且，应变为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080，所述生产方法的特征在于一连铸板坯含有，以重量百分比计，0.03-0.3％的C，总量为0.5-3.0％的Si或Al或者二者之和，而且如必要，也含有总量为0.5-3.5％的选自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo之一种或多种元素，并且如进一步必要，还含有选自Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中之一种或多种元素，其中选自Nb、Ti和V中之一种或多种元素的总量不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca为0.0005-0.01％以及REM为0.005-0.05％，余者是作为主要组分的Fe，将所述连铸板坯直接由连铸阶段送去热轧或者重新加热后再热轧，热轧在Ar3-50℃至Ar3+120℃的终轧温度下完成，热轧后，以5℃/秒的平均冷却温度进行冷却，之后，在不高于500℃的温度卷取所述钢板。
12.根据权利要求11的方法，其中，在Ar3-50℃至Ar3+120℃的热轧终轧温度下进行热轧，以使冶金学参量A满足下述不等式(1)和(2)，随后，在输出辊道中的平均冷却速度至少为5℃/秒，并且，对卷取过程加以控制，以使所述冶金学参量A与卷取温度(CT)间的关系满足下述不等式(3)9≤LogA≤18 (1)ΔT≥21×LogA-178 (2)CT≤6×LogA+312 (3)
13.一种生产在动态变形期间具有高的屈服应力的高强度冷轧钢板的方法，其中所述冷轧钢板的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与含有体积分数为3-50％的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，该组织中铁素体和贝氏体均可为主相，其中在进行等效应变大于0％且又小于或等于10％的预先变形后，以5×102-5×103(1/秒)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS(MPa)为没有预先变形的条件下，应变速率为5×10-4-5×10-3(1/秒)时测得的静态拉伸试验中的最大应力，而且，应变为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080，所述冷轧钢板生产方法的特征在于一种连铸板坯含有，以重量百分比计，0.03-0.3％的C，总量为0.5-3.0％的Si或Al或者二者之和，而且如必要，还含有总量为0.5-3.5％的选自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中之一种或多种元素，此外，如进一步必要，则还含有选自Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中之一种或多种元素，其中选自Nb、Ti和V中之一种或多种元素的总量为不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca为0.0005-0.01％和REM为0.005-0.05％，余者是作为主要组分的Fe，将所述连铸板坯直接由连铸阶段送去热轧，或者重新加热后再热轧，对热轧后所卷取的热轧钢板进行酸洗，然后再冷轧，在为生产最终产品所进行的连续退火期间，于范围为0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃的温度下退火10秒-3分钟，然后，以1-10℃/秒的一次冷却速度冷却至范围为550-720℃的一次冷却终止温度，之后，以10-200℃/秒的二次冷却速度冷却至范围为150-450℃的二次冷却终止温度，此后，在冷至室温前，于150-500的温度下保温15秒-20分钟。
14.一种根据权利要求13的生产动态变形期间具有高的屈服应力的高强度冷轧钢板的方法，其中所述冷轧钢板的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与含有体积分数为3-50％残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织，该组织中铁素体和贝氏体均可为主相，其中在进行等效应变大于0％且又小于或等于10％的预先变形后，以5×102-5×103(1/秒)的应变速率变形时，等效应变为3-10％时的屈服应力的平均值σdyn(MPa)满足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS(MPa)为没有预先变形的条件下，应变速率为5×10-4-5×10- 3(1/秒)时测得的静态拉伸试验中的最大应力，而且，应变为1-5％时的加工硬化系数至少为0.080，所述生产方法的特征在于在为生产最终产品所进行的连续退火步骤中期间，于0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃的温度下，退火10秒-3分钟，随后，以1-10℃/秒的一次冷却速度冷却至范围为550-720℃的二次冷却起始温度Tq，之后，以10-200℃/秒的二次冷却速度冷却至范围为Tem-100℃至Tem的二次冷却终止温度Te，其中的温度值Tem-100℃由钢的组成和退火温度To确定，然后，在冷至室温前，于Te-50℃至500℃的温度Toa下保温15秒-20分。
全文摘要
本发明的目的是提供具有高的冲击能量吸收性能的高强度钢板,所述钢板作为钢材用于加工成形为诸如当碰撞时吸收冲击能量的汽车前置构件的部件,以及生产所述钢板的方法。本发明的具有高冲击能量吸收性能的高强度钢板是在动态变形期间有着高屈服应力的高强度钢板,其特征在于所述钢板最终的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体与含有体积分数为3—50%的残余奥氏体的第三种相的混合物构成的复合型显微组织,所述组织铁素体和贝氏体均可为主相,其中,在进行等效应变大于0%且又小于或等于10%的预先变形后,以5x10
文档编号C21D8/02GK1241219SQ97180921
公开日2000年1月12日 申请日期1997年11月28日 优先权日1996年11月28日
发明者河野 治, 高桥雄三, 胁田淳一, 间渊秀里, 高桥学, 上西朗弘, 冈本力, 栗山幸久, 佐久间康治 申请人:新日本制铁株式会社