具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板和生产该钢板的方法
阅读：1020发布：2020-07-08
专利汇可以提供具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板和生产该钢板的方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及用于 汽车 的双相型高强 钢 板，所述钢板具有优异的动态变表性能并展现出冲击吸收性能，而且，将主要用于汽车的结构部件和 增强材料 。另外，本发明也涉及生产所述钢板的方法，所述具有优异动态 变形 性能的双相型高强钢板的特征在于：所述钢板的最终显微组织是一种复相型显微组织，其中 铁 素体为主要相，第二种是另一种含有在钢板发生5%的变形后形成的体积分数为3-50%的 马 氏体的低温生成相。而且，在等效应变大于0%但小于或等于10%的预变形后，以5×10-4-5×10-3(s-1)的应变速率变形时的准静态变形强度σs与在上述预变形后，以5×102-5×103(s-1)的应变速率变形时的动态变形强度σd之差，即(σd-σs)至少为60MPa，而且，5-10%应变的加工硬化系数至少为0.13。，下面是具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板和生产该钢板的方法专利的具体信息内容。
1.一种具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在于 该钢板含有，以重量百分比计：0.02-0.25％的C，总量为0.15-3.5％的 Mn或Cr或二者之和，总量为0.02-4.0％的Si、Al和P之一种或更多 种，余者是作为主要组元的铁，所述钢板的最终显微组织是一种复相 型显微组织，该组织中，铁素体为主要相，第二种相是另一种含有钢 板以5％的等效应变变形后所形成的体积分数为3-50％的马氏体的 低温生成相，而且，在等效应变大于0％但小于或等于10％的预变形 后，以5×10-4-5×10-3(s-1)的应变速率范围变形时的准静态变形强度 σs与在预变形后，以5×102-5×103(s-1)的应变速率范围变形时的动 态变形强度σd之差，即：(σd－σs)至少为60MPa，而且，5-10％应变 时的加工硬化系数至少为0.13。
2.一种根据权利要求1的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强 钢板，其特征在于所述钢板还含有：以重量％计，总量不超过3.5％ 的Ni、Cu和Mo中之一种或更多种，不超过0.30％的Nb、V和Ti中之 一种或更多，以及Ca或REM或者二者共同存在，其中Ca为 0.0005-0.01％，REM为0.005-0.05％，及小于0.01％的B、小于0.01％ 的S和小于0.02％的N中之一种或更多种。
3.一种根据权利要求1的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强 钢板，其特征在于所述钢板还具有以下性能：其中，在等效应变大于 0％但小于或等于10％的预变形后，以5×102-5×103(s-1)的应变速率 变形时，等效应变为3-10％的变形应力的平均值σdyn(MPa)满足不等 式：σdyn≥0.766×TS＋250，式中，TS为在预变形前，应变速率为5 ×10-4-5×10-3(s-1)时测得的准静态拉伸试验中的抗拉强度(MPa)。
4.一种根据权利要求1的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强 钢板，其特征在于马氏体的平均晶粒尺寸为5μm或更小；铁素体的平 均晶粒尺寸为10μm或更小。
5.一种根据权利要求1的具有优异动态变形性能的双相型高强钢 板，其特征在于满足不等式：抗拉强度(MPa)×总的延伸率(％)≥18000， 而且，还满足不等式：扩孔延伸比(d/d0)≥1.2。
6.一种根据权利要求1的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强 钢板，其特征在于由光整冷轧机或张力矫直机或者二者共同作用所产 生的塑性变形(T)满足下述不等式：
2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋15≥T≥2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋0.5
7.一种生产根据权利要求1-6中任一项的具有高冲击能量吸收 性能的双相型高强热轧钢板的方法，其特征在于：将一连铸钢坯直接 由铸造工序送去热轧，或者瞬时冷却后再加热时进行热轧后，将所获 钢坯在Ar3－50℃至Ar3＋120℃的终轧温度下热轧，并在输出辊道上以高 于5℃/秒的平均冷却速度冷却，然后，在不高于350℃的温度下进行 卷取。
8.一种根据权利要求7的生产具有高冲击能量吸收性能的双相型 高强热轧钢板的方法，其特征在于：在Ar3－50℃至Ar3＋120℃的热轧终 轧温度下，对热轧过程进行控制，以使冶金学参数A满足下列不等式 (1)和(2)，随后在输出辊道上的平均冷却速度为至少5℃/秒，并 且控制卷取过程的完成以便所述冶金学参数A和卷取温度(CT)之间 的关系满足下述不等式(3)：
9≤LogA≤18 (1)
ΔT≤21×LogA－61 (2)
CT≤6×LogA＋242 (3)
9.一种根据权利要求7的生产具有高冲击能量吸收性能的双相型 高强度冷轧钢板的方法，其特征在于：在一连铸钢坯直接由铸造工序 送去热轧或者瞬时冷却后再加热时进行热轧之后，进行热轧，将已热 轧并随后卷取的钢板进行酸洗，之后再加以冷轧，而且，在为获得最 终产品而进行连续退火工序中的退火过程中，将冷轧后的钢板加热至 介于Ac1和Ac3之间的温度并进行退火处理，并在该温度范围保温至少 10秒，然后，以高于5℃/秒的冷却速度冷却。
10.一种根据权利要求7的生产具有高冲击能量吸收性能的双相 型高强度冷轧钢板的方法，其特征在于：在所述连续退火工序中，将 所述冷轧钢板加热至介于Ac1和Ac3的温度并进行退火处理，在该温度 范围的保温时间至少10秒，而且，对于随后的冷却，先以1-10℃/ 秒的一次冷却速度冷至550℃-To间的二次冷却起始温度(Tq)，然 后，再以10-200℃/秒的二次冷却速度冷至二次冷却终了温度(Te)， 其中，Te温度不高于由钢化学组成和退火温度(To)确定的Tem。
技术领域
本发明涉及用于汽车的双相型高强钢板，所述钢板具有优异的动 态变形性能并展示出优异的冲击吸收性能，而且，其将主要用于作为 汽车的结构部件和增强材料，本发明还涉及生产这种钢板的方法。
背景技术
考虑到燃料消耗对汽车的限制，为了减轻车体的重量，高强钢正 在得到越来越多的应用，而且，由于国内外涉及汽车事故中所估算的 冲击吸收性能的各种限制正变得更加广泛和严格，可以预计高强钢会 得到更多的应用。例如，对于客车的正面碰撞，采用具有高冲击吸收 性能的材料制作被称作“前置构件”的部件，可以通过该构件的损坏 来将冲击能量吸收掉，从而减缓乘客所受到的冲击。
然而，迄今传统高强钢的发展主要着眼于改善其压制成形性，在 冲击吸收性能角度对其进行应用尚存有疑虑。与具有优异冲击吸收性 能的汽车钢以及生产此种钢的方法有关的现有技术已得到发展，从而 获得在高变形速率下钢板具有提高的屈服强度作为冲击吸收性能的一 个标志，如日本公开专利申请7-18372所公开的那样。但是，由于所 述部件在成形或碰撞期间会发生变形，因此，有必要将加工硬化包括 在作为冲击抗力标志的屈服强度中，而在上述现有技术中，从抗碰撞 安全性角度看，这是不充分的。
此外，由于汽车碰撞时每个部位的应变速率高达约103(S-1)，因 此，考虑材料的冲击能量吸收性能就需要了解在如此高的应变速率范 围内的动态变形性能。而且，据了解，具有优异动态变形性能的高强 钢板对减轻汽车重量和改善其冲击吸收性能均很重要，而且，最近的 报导已证实这一点。例如，本发明人已在CAMP-ISIJ第九卷(1966) 的1112-1115页中报告了高强度薄钢板的高应变速率性能和冲击能量 吸收性能，其中解释道，与10-3(S-1)的低应变速率下的静态强度相比， 在103(S-1)的高应变速率下的动态强度急剧增加；而且，钢材强度越 高，碰撞时的吸收能量越大；材料的应变速率依赖性取决于钢的组织； TRIP型钢(相变诱发塑性型钢)和双相型(此后记为“DP”)钢均具 有优异的压制成形性和高的冲击吸收性能。另外，本发明人已提交与 这种双相型钢有关的日本专利申请8-98000和8-109224，其中提出 了具有比静态强度更高的动态强度的高强钢板，此钢板适于用来减轻 汽车的重量和改善其冲击吸收性能，而且也提出了生产此种钢板的方 法。
如上所述，尽管已了解在汽车碰撞的高应变速率条件下，高强钢 板的动态变形性能，但是，对于具有冲击能量吸收性能的汽车部件而 言，其何种性能应该最大限度地提高，以及基于何种判据来进行材料 的选择，目前仍不清楚。此外，汽车部件是由钢板冲制成形而成，而 且，碰撞冲击正是作用在这些冲制成形的部件上，然而，基于对经过 这种压制成形后的冲击能量吸收性能的理解，目前仍对作为真正部件 的具有优异动态变形性能的高强钢板缺乏认识。
对于要求碰撞安全性的部件的冲压成形而言，需要同时具有优异 的形状固定性，优异的可拉伸性(抗拉强度×总的延伸率≥18000)和 优异的可翻边性(孔洞扩展比≤1.2)，但是，目前，还没有获得同时 具有优异的冲击吸收性能和优异的冲压成形性的材料。
发明描述
作为一种解决上述问题的方法提出本发明，其提供用于汽车的双 相型高强钢板，该钢板具有优异的冲击吸收性能和优异的动态变形性 能；也提供了生产这种钢板的方法。
本发明进一步提供用于汽车的、具有优异的动态变形性能的双相 型高强钢板，该钢板是用于汽车部件，如前置部件的高强钢板，并且 所述钢板依据碰撞时冲击能量吸收的确切性能和标准来进行选择，能 够可靠地提供安全保障；也提供相应的生产方法。
本发明还提供用于汽车的具有优异动态变形性能的双相型高强钢 板，该钢板展现出适合于部件冲压成形的所有性能，包括优异的形状 固定性，优异的可拉伸性和优异的可翻边性；也提供相应的生产方法。
本发明通过下面的具体方式来达到上述目的。
(1)一种具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在 于所述钢板最终的显微组织是一种复相型显微组织，该组织中，铁素 体为主要相，第二种相是含有在钢板等效应变为5％的变形后，体积 分数为3-50％的马氏体的一种低温生成相，其中，在等效应变大于0 ％而小于或等于10％的预变形后，以应变速率为5×10-4－5×10-3(s-1)。 进行变形时的准静态变形强度σs与上述预变形后，以5×102－5×103 (s-1)的应变速率变形时的动态变形强度σd间的差值，即(σd-σs)至 少为60MPa，并且，5-10％应变下的加工硬化系数至少为0.13。
(2)一种具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在 于所述钢板最终的显微组织是一种复相型显微组织，其中铁素体为主 要相，第二种相是一种含有在钢板5％的等效应变条件下的变形后， 体积分数在3-50％的马氏体的低温生成相，其中，在等效应变大于0 ％而小于或等于10％的预变形后，以5×102－5×103(s-1)的应变速率 变形时，等效应变为3-10％的条件下的变形应力的平均值σdyn(MPa) 满足不等式：σdyn≥0.766×TS＋250，式中TS为预变形前，应变速率 为5×10-4－5×10-3(s-1)时测得的准静态拉伸试验中的拉伸强度 (MPa)，并且，5-10％应变下的加工硬化系数至少为0.13。
(3)一种根据上述(1)和(2)的具有高冲击能吸收性能的双相 型高强钢板，其特征在于：在等效应变为5％的预变形后或者经进一 步的焙烤硬化处理(BH处理)后的拉伸试验中的屈服强度YS(0)与 抗拉强度TS’(5)之比满足不等式：YS(0)/TS’(5)≤0.7，而且也满 足不等式：屈服强度YS(0)×加工硬化系数≥70。
(4)一种根据上述(1)、(2)或(3)中任一项的具有高冲击能 量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在于马氏体的平均晶粒尺寸小 于或等于5μm，并且，铁素体的平均晶粒尺寸小于或等于10μm。
(5)一种根据上述(1)、(2)、(3)或(4)中任一项的具有 高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在于满足不等式：抗 拉强度(MPa)×总延伸率(％)≥18000，并且还满足不等式：孔洞扩 展比(d/d0)≥1.2。
(6)一种根据上述(1)、(2)、(3)、(4)或(5)中任一 项的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在于由平整 冷轧或张力平整机或者二者的联合所产生的塑性变形(T)满足如下不 等式：
2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋15≥T≥2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋0.5
(7)根据本发明的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板也是 一种根据上述(1)-(6)的具有优异动态变形性能的双相型高强钢 板，其特征在于其化学组成为，以重量百分比计：C为0.02-0.25％，Mn或Cr或者二者之和为0.15-3.5％，选自Si、Al和P之一种或多种元 素为0.02-4.0％，如果需要，还含Ni、Cu和Mo中之一或多种元素， 其总含量不大于3.5％，Nb、Ti和V中之一或多种元素的含量是不超过 0.30％，以及Ca或稀土(REM)或者二者都有，其中Ca为0.0005-0.01％， REM为0.005-0.05％，余者则是作为主要组元的Fe。
(8)根据本发明的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板也 是一种根据上述(1)-(7)的具有优异动态变形性能的双相型高强 钢板，其特征在于：如必要，可向钢中进一步添加B(≤0.01)、S(≤0.01％) 和N(≤0.02％)中之一种或多种元素。
(9)生产根据本发明的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强热 轧钢板的方法是一种生产根据上述(1)-(8)的具有优异动态变形 性能的双相型高强热轧钢板的方法，其特征在于，将一连铸钢坯直接 由铸造工序送去热轧或者瞬时冷却后再加热时热轧，对所述钢坯在 Ar3－50℃至Ar3＋120℃的终轧温度下进行热轧，在输出辊道上以高于5 ℃/秒的平均冷却速度冷却，然后，在不高于350℃的温度下进行卷取； 以及
(10)一种根据上述(9)的生产具有高冲击能量吸收性能的双相 型高强热轧钢板的方法，其特征在于：在Ar3－50℃至Ar3＋120℃的热 轧终轧温度下进行热轧，以使冶金学参数A满足如下(1)和(2)不 等式，随后在输出辊道上的冷速至少为5℃/秒，并且卷取过程的进行 应使上述冶金学参数A和卷取温度(CT)的关系满足下述不等式(3)。
9≤logA≤18 (1)
ΔT≤21×logA－61 (2)
CT≤6×logA＋242 (3)
(11)根据本发明的生产具有高冲击能量吸收性能的双相型高强冷 轧钢板的方法是一种生产根据上述(1)-(8)的具有优异动态变形 性能的双相型高强冷轧钢板的方法，其特征在于：在将连铸钢坯直接 由铸造工序送去热轧，或者瞬时冷却后再加热时热轧，对经热轧并随 后卷取的钢板在酸洗后进行冷轧，在生产最终产品的连续退火工序的 退火阶段，将钢板加热至介于Ac1和Ac3间的温度，并在此温度范围 内保温至少10秒钟，然后，以高于5℃/秒的冷速进行冷却；以及
(12)一种根据上述(11)的生产根据上述(1)-(8)的具有 高冲击能量吸收性能的双相型高强冷轧钢板的方法，其特征在于：在 连续退火工序，冷轧钢板被加热至介于Ac1和Ac3间的温度(To)并 在此温度范围保温退火处理至少10秒钟，而对于随后的冷却，先以1 -10℃/秒的初始冷却速度冷却至范围为550℃至To的二次冷却起始 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)，该温度(Te)不高于由化学组成和退火温度(To) 确定的Tem。
附图简述
图1示出的是根据本发明的已成形部件在碰撞时吸收能(Eab)与 材料强度(S)之间的关系。
图2是图1中用于测量冲击吸收能的已成形部件的透视图。
图3示出的是钢板的加工硬化系数与动态能量吸收间的关系。
图4示出的是钢板的屈服强度×加工硬化系数与其动态能量吸收 之间的关系。
图5是与图3和4有关的冲击破碎试验方法中所使用的“帽形模 型”的总图。
图6是图5试样形状的横截面图。
图7是与图3-6有关的冲击破碎试验方法的示意图。
图8示出的是本发明中的TS和以5×102－5×103(l/s)应变速 率变形时，等效应变为3-10％的条件下，形变应力的平均值σdyn与 TS的差值之间的关系，以此作为碰撞时冲击能量吸收性能的指标。
图9示出的是一本发明实施例和一对照例经平整冷轧后的静态/动 态比值的变化。
图10示出的是根据本发明在热轧工序中，ΔT与冶金学参数A之 间的关系。
图11示出的是根据本发明在热轧工序中，卷取温度与冶金学参数 A之间的关系。
图12示出的是根据本发明的连续退火循环周期。
实施本发明的最佳方式
通过对钢板进行弯曲和冲击成形，来生产诸如汽车的前置部件那 样的冲击吸收构件。由于汽车碰撞期间的冲击被这些已经过冲压成形 的部件吸收，因此，甚至在经过与冲压成形相当的预变形后，这些构 件也必须具有高的冲击吸收性能。然而，目前，还未尝试获得具有实 际部件所需的优异冲击吸收性能的高强钢板，而这需要同时考虑由冲 压成形所引起的变形应力的增加和由更高应变速率所引起的变形应力 的增加，正如前面所提到的那样。
以达到这一目的为目标，经过多次试验和研究，本发明人已发现， 具有双相(DP)组织的钢板作为上述冲压成形的实际部件所需的具有 优异冲击吸收性能的高强钢板非常理想。已证实，这种钢板的双相显 微组织为一种复相型组织，其中，铁素体为主要相，决定着由应变速 率的增大所引起的变形抗力的增加，第二种相包括硬马氏体相，所述 钢板具有优异的动态变形性能。也就是说，已发现，当最终的钢板显 微组织是一种复相型组织，其中的主要相是铁素体，而另一种低温生 成相则包括钢板经等效应变为5％的变形后，体积分数为3-50％的硬 马氏体相时，就展示出高的动态变形性能。
就硬马氏体相的体积分数为3-50％而言，因为如果马氏体相低 于3％，不能获得高强钢板和甚至是具有高动态变形性能的钢板，所 以马氏体相的体积分数必须至少为3％。此外，如果马氏体相超过50 ％，这会导致决定因变形速度增加而发生的变形抗力增大的铁素体相 的体积分数的降低，从而不可能获得具有与静态变形强度相比，优异 的动态变形性能的钢板，而同时也不利于冲压成形性，因此，确定马 氏体相的体积分数必须为3-50％。
然后，基于这些发现，本发明人进行了实验和研究，结果发现， 尽管与冲击吸收部件如前置部件的冲压成形相当的预变形程度有时最 高可达20％以上，这与所处部位有关，但大多数部位的等效应变为0 -10％，而且，通过了解该范围内的预变形的作用，就有可能从整体 上估计预变形后所述构件的性能。
因此，根据本发明，选择等效应变为0-10％的变形作为冲压成 形期间构件所受到的预变形量的大小。
图1示出的是一冲压成形的部件在碰撞期间的吸收能量(Eab)与 材料强度(S)之间的关系，所使用的不同钢的类型示于表5中，并作 为一实施例将在后面加以描述。材料强度S是由普通拉伸试验测得的 抗拉强度(TS)。部件的吸收能(Eab)是当用一400kg的重物，以15m/ 秒的速度进行碰撞时，在沿着如图2所示的冲压成形的部件的长度方 向(箭头方向)，压碎程度达100mm时的吸收能量。图2中的成型部 件由一加工成帽形截面1的2.0mm厚钢板与一厚度相同且钢种也相同 的钢板2构成，二者通过点焊接合一起，帽形截面1的角半径为2mm， 点焊点的位置标记为3。
从图1可看出，部件的吸收能(Eab)一般随通常拉伸试验测得的 材料强度增加，尽管存在相当的偏差。这里，图1中的材料受到了等 效应变大于0％但小于或等于10％的预变形，然后，对以5×10-4至5 ×10-3(S-1)的应变速率变形时的静态变形强度σs和预变形后，以5×102 至5×103(S-1)的应变速率变形时的动态变形强度σd进行了测试。结 果，有可能根据(σd－σs)作一分类。下面是标注在图1中的符号：
○：(σd－σs)＜60MPa，适于任何预变形大于0％但小于或等于10 ％；
●：60MPa≤(σd－σs)，预变形量在上述范围，以及60MPa≤(σd－ σs)＜80MPa，预变形为5％；
■：60Mpa≤(σd-σs)，预变形量在上述范围，以及80MPa≤(σd－σs) ＜100MPa，预变形为5％；
▲：60Mpa≤(σd－σs)，预变形在上述范围，以及100MPa≤(σd－ σs)，预变形为5％。
此外，当60MPa≤(σd－σs)且预变形为大于0％但小于或等于10 ％的等效应变时，碰撞期间部件的吸收能量(Eab)值等于或高于由材 料强度S预测的数值，表明钢板作为冲击吸收部件在碰撞时具有优异 的动态变形性能。这些预测值在图1中用曲线示出，用Eab＝0.062S0.8 代表。因此，(σd－σs)至少必须为60MPa。
为改善冲击吸收性能，基本而言，增加加工硬化系数很重要，尤 其至少为0.13，并且优选至少为0.16；通过将屈服强度和加工硬化系 数控制在特定范围，有可能获得优异的冲击吸收性能，而且，为改善 可冲压成形性，将马氏体的体积分数和粒子尺寸设定在特定范围很有 效。
图3示出的是钢板的加工硬化系数和代表部件冲击吸收性能的动 态能量吸收间的关系，其所用材料均为具有相同屈服强度的一类材料。 此图表明，增大钢板的加工硬化系数可以改善部件的冲击吸收性能(动 态能量吸收)，而且，只要屈服强度处于同一级别，则钢板的加工硬 化系数就能在相当程度上代表部件的冲击吸收性能。此外，当屈服强 度不同时，如图4所示，屈服强度×加工硬化系数可以作为部件冲击 吸收性能的一个标志。当考虑到冲压成形期间部件所受到的应变，采 用5％-10％应变的n值表示加工硬化系数时，从改善动态能量吸收 的角度出发，可以优选5％应变时的加工硬化系数或者甚至高于10％ 应变时的加工硬化系数。
示于图3和图4的部件的动态能量吸收值采用如下方式确定。具 体而言，将钢板加工成图6所示的构件形状(角R＝5mm)，并按35mm 的间距加以点焊，所用焊条的焊头半径为5.5mm，电流为喷射电流 (expulsion current)的0.9倍，之后，在170℃下烘烤和涂漆处理20 分钟，然后，一约150kg的重物自约10m的高处落下，沿构件长度方 向将其压碎，由相应的载荷位移图中的面积计算出位移功的大小，其 中的位移＝0-150mm，以便确定动态能量吸收值。图7为此试验方法 的示意性说明。图5中，4是端盖，5是试件，6是点焊部位。
图6中，7是一帽形试件，8是点焊部位。图7中，9是端盖，10是 试件，11是一落下的重物(150kg)，12是底座，13是冲击吸收器。每 个钢板的加工硬化系数和屈服强度采用下述方式确定。将钢板加工成JIS -#5试样(标距：50mm，平行宽度：25mm)，然后，在0.001(S-1)的应 变速率下进行拉伸试验，来确定屈服强度和加工硬化系数(5％-10％应 变的n值)。所用钢板的厚度为1.2mm，其组成含有0.02-0.25重量％的 C，总量为0.15-3.5重量％的Mn或Cr或者二者之和，总量为0.02-4.0 重量％的Si、Al和P中之一种或多种，余者为作为主要组元的Fe。
图8示出的是以5×102-5×103(s-1)应变速率变形时，等效应 变为3-10％的条件下的变形应力平均值σdyn和静态的材料强度(TS) 之间的关系，以此作为根据本发明，发生碰撞时的冲击能量吸收性能 的一个指标，其中，静态的材料强度(TS)是以5×10-4－5×10-3(s-1) 的应变速率进行静态拉伸试验时测得的抗拉强度(TS：MPa)。
如上所述，冲击吸收部件如前置部件具有一种帽形横截面形状， 而且，根据对此种部件在由高速碰撞压碎时所引起的变形的分析结果， 本发明人已发现，尽管变形可达到高的最大应变40％以上，但在高速 应力-应变图中，至少总吸收能量的70％为10％或更低的应变范围所 吸收。因此，可采用应变为10％或以下的高速变形时的动态变形抗力 作为高速碰撞能量吸收性能的指标。特别是，由于3-10％的应变量 非常重要，用于冲击能量吸收性能的标志即为在以5×102－5×103 (s-1)的应变速率进行高速拉伸变形时，等效应变为3-10％时的平 均应力：σdyn。
高速变形时应变为3-10％时的平均应力：σdyn一般随预变形或 烘烤处理之前的材料静态拉伸强度{应变速率为5×10-4－5×10-3(s-1) 时测得的静态拉伸试验中的最大应力(TS：Mpa)}的增大而增加。因此， 增加钢材的静态抗拉强度(这与静态材料强度同义)直接有助于改善 部件的冲击能量吸收性能。然而，增加钢的强度会使得冲压成部件的 性能变坏，从而难于获得具有所需形状的部件。因此，优选抗拉强度 相同但σdyn高的钢。已发现，基于这种关系，当以大于0％但小于或 等于10％的等效应变预变形后，以5×102－5×103(s-1)的应变速率 变形，等效应变为3-10％时的变形应力的平均值σdyn(MPa)满足不等 式：σdyn≥0.766×TS＋250，式中，TS为预变形前，应变速率为5×10-4 －5×10-3(s-1)时测得的静态拉伸试验中的抗拉强度(TS：MPa)， 此时，与其它钢相比，所述钢板作为实际部件具有更高的冲击能量吸 收性能，而且是在没有增加所述构件整体重量的条件下，冲击能量吸 收性能得以改善的，从而有可能提供具有高的动态变形抗力的高强钢 板。
此外，尽管细节仍不清楚，但已经发现，当YS(0)/TS’(5)不大 于0.7时，能够获得具有优异动态变形性能的钢板，如图9所示。而 YS(0)/TS’(5)之值取决于初始显微组织、在除马氏体相之外的低温生 成相和铁素体主要相中的固溶元素的量，以及碳化物、氮化物和碳氮 化物的沉积状态。这里，YS(0)是在5％的等效应变的预变形后或者经 进一步烘烤硬化处理(BH处理)后，静态拉伸试验中的屈服强度，而 TS’(5)则是相应的抗拉强度(TS’)。也已证实，当屈服强度：YS(0) ×加工硬化系数至少为70时，可以获得具有甚至更优异的动态变形性 能的钢板。
而且，已知道，动态变形强度通常以静态抗拉强度的指数形式表 示，而且，当静态抗拉强度增加时，动态变形强度和静态变形强度之 间的差值会减小。然而，动态变形强度和静态变形强度间的差异小将 意味着不能期望在冲击吸收性能上会有更大改进。从这点看，优选 (σd－σs)之值满足下述不等式：(σd－σs)≥4.1×σs0.8－σs。
下面，将对根据本发明的钢板的显微组织进行详细描述。如前所 述，马氏体的体积分数为3-50％，并且优选为3-30％。马氏体的平 均晶粒尺寸优选不大于5μm，铁素体的平均晶粒尺寸优选不大于10μm。 即，马氏体硬度高，通过主要在相邻的铁素体晶粒中产生可移动的位 错，可促使屈服比降低和加工硬化系数改善；而且，通过满足上述限 制条件，有可能在钢中弥散分布细小的马氏体，这样，在遍及整个钢 板范围内性能都会得到改善。此外，细小马氏体在钢中的这种弥散分 布有助于避免扩孔延伸(hole expansion)比和抗拉强度与总延伸率之 积的变差，而这正是硬马氏体的有害作用。另外，由于能够可靠地实 现加工硬化系数≥0.130，抗拉强度×总延伸率≥18000，以及扩孔延伸 比≥1.2，因而有可能改善冲击吸收性能和可冲压成形性。
当马氏体的体积分数小于3％时，屈服比较大，此时，冲压成形 的部件在经过碰撞变形后不能表现出优异的加工硬化性能(加工硬化 系数≥0.130)，并因为变形抗力(负载)停留在低水平，且动态能量 吸收较低，从而阻碍了冲击吸收性能的改善。另一方面，当马氏体的 体积分数高于50％时，屈服比较大，同时加工硬化系数减小，抗拉强 度×总延伸率和扩孔延伸比也会变坏。从可冲压成形性上考虑，马氏 体的体积分数优选不高于30％。
此外，铁素体的体积分数优选至少为50％，而且更优选至少为70 ％，其平均晶粒尺寸(平均等效圆直径)优选不大于10μm，而且更优 选不大于5μm，同时，优选马氏体与铁素体相邻。这有助于马氏体在 铁素体基体上的细小弥散分布，并有效地将改善性能的作用从局部扩 展到整个钢板，有利于阻止马氏体的有害作用。与马氏体和铁素体共 存的余下的组织可以是一种包含珠光体、贝氏体、残余奥氏体等之一 种或几种组合一起的混合组织。虽然在要求扩孔延伸性能的场合，优 选以贝氏体为主，但因为残余奥氏体在冲压成形时会被加工诱发转变 成马氏体，试验结果已表明，即使仅有优选的少量残余奥氏体(5％或 更少)存在，其在冲压成形前也有一定的作用。
此外，从冲击吸收性能和可冲压成形性上考虑，优选马氏体与铁 素体的晶粒尺寸之比不大于0.6，而且，两者的硬度之比至少为1.5。
现在，来说明对根据本发明的具有优异动态变形性能的双相型高 强钢化学组分取值的限制以及设置这些限制的原因。
根据本发明加以使用的具有优异动态变形性能的双相型高强钢板 含有如下的化学组成，以重量百分比计：0.02-0.25％的C，总量为 0.15-3.5％的Mn或Cr或者二者之和，总量为0.02-4.0％的Si、Al和 P中之一种或多种，如需要，还有总量不大于3.5％的Ni、Cu和Mo中 之一种或多种，不大于0.30％的Nb、Ti和V中之一种或多种，以及Ca和REM或者是二者之一，对于Ca，其含量为0.0005-0.01％，对于REM， 其含量为0.005-0.05％，余者则作为主要组元的Fe。所述具有优异动 态变表性能的双相型高强钢板，如必要，也含有B(≤0.01)、S(≤0.01％) 和N(≤0.02％)中之一种或多种。现在，对上述这些化学组分及其含 量(重量百分比)进行讨论。
C：C是最强烈影响钢板的显微组织的元素，如果其含量太低，将 难以获得具有所要求的数量和强度的马氏体；如加入量过高，则会导 致所不希望的碳化物的析出，阻碍较高应变速率时变形抗力的增加， 并且也会造成强度过高，以及可冲压成形性和可焊性变差；因此，碳 含是来0.02-0.25重量％。
Mn，Cr：Mn和Cr起稳定奥氏体和保障充分的马氏体形成的作用， 而且，它们也是固溶硬化元素；因此，其最小添加量必须是0.15重量 ％，但是，如果加入量太大，则上述作用会达到饱和，并会产生诸如阻 止铁素体转变的不利作用，因此，它们的最大加入量为3.5重量％。
Si，Al，P：Si和Al是形成马氏体的有用元素，而且，它们促进铁 素体的形成并抑制碳化物的析出，因此，具有保障充分马氏体形成的 作用，并具有固溶硬化效果以及脱氧的作用。P与Si和Al类似，也 能促进马氏体的形成和固溶硬化。从这点看，Si＋Al＋P的最小添加量 必须至少为0.02重量％。另一方面，如添加量过大，会使这种使用饱 和并造成脆化，因此，最大添加量不超过4.0重量％。特别是，当要求 表面状况极佳时，Si的添加量不超过0.1重量％，就可避免Si鳞剥； 相反，如Si添加量为1.0重量％或更高，就可能在整个表面产生Si鳞 剥，以致于鳞剥反倒不那么引人注意了。此外，当要求极佳的二次加 工性、韧性，可点焊性和压延性能时，P含量可保持在不高于0.05％， 而且优选不高于0.02％。
Ni，Cu，Mo：这些元素在必要时添加。它们是与Mn类似的奥氏体 稳定化元素，能增加钢的淬透性，并有效调整其强度，从可焊接性和化 学处理的角度看，这些元素在C，Si，Al和Mn的量受到限制时可以使 用，但是，如果这些元素的添加总量超过3.5重量％，则主要的铁素体 相将被硬化，从而抑制较高应变速率所引起的变形抗力的增加，并且还 会提高钢板的成本；因此，这些元素的添加量为3.50重量％或更低。
Nb，Ti，V：这些元素在必要时添加。它们通过形成碳化物、氮化 物和碳氮化物来有效地强化钢板。然而，当添加量超过0.3％时，这些 元素会以碳化物、氮化物和碳氮化物的形式大量沉积在主要的铁素体 相中或晶界上，成为高速变形期间的一个可移动位错源，并且阻止较 高应变速率所引起的变形抗力的增加。此外，主要相的变形抗力会变 得比所需值还高，从而造成C的浪费和成本的增加；因此，所添加的 最大量为0.3重量％。
B：B是一种有效的强化元素，因为它通过抑制铁素体的产生来改 善钢的淬透性，但是，如果添加量超过0.01重量％，则其作用将达饱 和，因此，B的添加量最高为0.01重量％。
Ca，REM：Ca的添加量至少为0.0005重量％，以便通过控制硫化物 基夹杂物的形状(球化)来改善可冲压成形性(特别是扩孔延伸比)， 考虑到上述作用会饱和以及由于上述夹杂物的增加所产生的有害作用 (降低扩孔延伸比)，因此，最大添加量为0.01重量％。同样，REM 的添加量定为0.005％-0.05重量％。
S：从硫化物基夹杂物对可冲压成形性(特别是扩孔延伸比)的影 响和可点焊性的降低两方面考虑，S的含是不超过0.01重量％，并且 优选不超过0.003重量％。
现在说明本发明中进行预变形的方法。预变形可以是将部件冲压 成形，或者是在冲压成形之前，采用平整冷轧或张力矫直对钢板进行 加工处理。在这种情况下，平整冷轧机或张力矫直机或者二者之组合 都可以使用。这就是说，所使用的手段可以包括平整冷轧机，张力矫 直机，或者平整冷轧机和张力矫直机。钢板材料也可以在用平整冷轧 机或张力矫直机处理后，再进行冲压成形。由平整冷轧机和/或张力矫 直机所产生的预变形量，即塑性变形程度(T)，依据初始位错密度的 不同而不同，如初始密度高，则T小。此外，由于固溶元素很少，所 产生的位错不能被固定，高动态变形性能也就不能保障。结果，发现 塑性变形(T)由等效应变为5％的预变形时或者还经进一步烘烤硬化 处理(BH处理)后的静态拉伸试验中的屈服强度YS(0)与抗拉强度 TS’(5)之比，即YS(0)/TS’(5)决定。这就是说，YS(0)/TS’(5)是 初始位错密度与5％变形所产生的位错密度之和，以及固溶元素的量 的一个标志；可以认为，YS(0)/TS’(5)较小，意味着初始位错密度较 高以及固溶元素较多。因此，YS(0)/TS’(5)不大于0.7，而且，优选其 值由下述方程给定：
2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋15≥T≥2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋0.5
其中，T的上限由包括冲击吸收性能和挠度的可冲压成形性决定。
现在，对生产根据本发明的具有优异动态变形性能的双相型高强 热轧钢板和冷轧钢板的方法进行说明。该生产方法中，将一连铸钢坯 直接由铸造工序送去热轧，或者瞬时冷却后再加热时热轧。除通常的 连铸方法外，薄板连铸和连续热轧技术(无头热轧)也可用于热轧工 序中，但是，为了避免铁素体的体积分数较低和薄钢板显微组织的平 均晶粒较粗大，在热轧入口边的轧材(铸钢带)的厚度(轧材初始厚 度)优选至少为25mm。如小于25mm，则钢板的铁素体的平均等效园尺 寸较粗大，同时，这也不利于获得所要求的马氏体。考虑到上述这些 问题，热轧时最后道次的轧制速度优选至少为500mpm，并且更优选至 少600mpm。如果低于500mpm，则钢板中铁素体的平均等效园直径较粗 大，同时，这也不利于获得所要求的马氏体。
热轧时的终轧温度为Ar3－50℃至Ar3＋120℃。如果低于Ar3－50℃， 会出现加工硬化性能和冲压成形性均不佳的变形铁素体。如果高于 Ar3＋120℃，钢板中铁素体的平均等效园尺寸会较粗大，同时，这也会 难于获得所要求的马氏体。
输出辊道上的平均冷却速度至少为5℃/秒。如果低于5℃/秒，会 难于获得所要求的马氏体。
卷取温度不高于350℃。如果高于350℃，则难于获得所要求的马 氏体。
根据本发明，已发现，尤其是在热轧工序中的终轧温度，终轧时 入辊温度和卷取温度间存在一种关系。这就是说，如图10和图11所 示，存在主要由终轧温度，终轧时入辊温度和卷取温度决定的特定条 件。具体而言，对热轧过程进行控制，以使当热轧终轧温度处于Ar3－50 ℃和Ar3＋120℃之间时，冶金学参数A满足不等式(1)和(2)。上述冶 金学参数A可用下述方程表示。
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)
h1：最后道次入辊时钢板厚度
h2：最后道次出辊时钢板厚度
r：(h1－h2)/h1
R：轧辊半径
V：最后道次的出辊速度
ΔT：终轧温度(终轧最后道次时的出辊温度)－终轧时入
辊温度(终轧第一道次时的入辊温度)
Ar3：901－325C％＋33Si％－92Mneq
之后，优选输出辊道上的平均冷却速度至少为5℃/秒，并且，对 将要进行的卷取条件进行控制，以使冶金学参数A和卷取温度(CT) 之间的关系满足不等式(3)。
9≤LogA≤18 (1)
ΔT≤21×LogA－61 (2)
CT≤6×LogA＋242 (3)
上述不等式(1)中，从残余奥氏体的产生和显微组织的细化的角 度看，LogA小于9是不可接受的，同时，这也不利于动态变形抗力σdyn 和5-10％应变时的加工硬化性能。另外，如果LogA高于18，则需要 巨大的装备才能实现。至于不等式(2)，如果不等式(2)的条件不 被满足，则不可能获得所要求的马氏体，而且，动态变形抗力σdyn和 5-10％应变时的加工硬化性能等也将变坏。由不等式(2)可知，ΔT 的下限在LogA较小时更具可变性。此外，如果不等式(3)中卷取温 度的关系不被满足，将不利于确保足够的马氏体量，同时，即使残余 奥氏体可以获得，但因其过于稳定而不可能在变形期间获得所要求的 马氏体，而且，动态变形抗力σdyn和5-10％变形时的加工硬化性能 等也将变坏。LogA较高时，对卷取温度限制更灵活可变。
然后，在进行热轧和卷取后，对根据本发明的冷轧钢板进行不同 工序的处理，冷轧并退火，理想的退火过程是采用图12所示的退火规 范进行连续退火，而且，在连续退火工序的退火期间，必须在介于 Ac1-Ac3间的某一温度保温至少10秒钟。如果温度低于Ac1，则不会形 成奥氏体，而且，以后也就不可能获得马氏体，而如果温度高于Ac3， 所获奥氏体单相组织会很粗大，因而，不可能获得所要求的马氏体平 均晶粒尺寸。此外，如果保温时间少于10秒，则不能充分形成奥氏体， 之后也就不可能获得所要求的马氏体。从避免增加设备和防止组织粗 化方面考虑，最长保温时间优选不超过200秒。退火后的冷却必须以 至少5℃/秒的平均冷却速度进行。如果冷速小于5℃/秒，马氏体不能 获得所要求的方向性系数(space factor)。尽管此处没有特定的上限， 但考虑到冷却期间的温度控制，优选其为300℃/秒。
根据本发明，将冷却后的钢板从Ac1－Ac3间加热至图12所示的连 续退火循环中的温度To，并在由下述方法提供的冷却条件下冷却，所 述方法中，以1-10℃/秒的一次冷却速度冷至范围为550℃-To间的 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 二次冷却终了温度Te，其中，Te不高于由钢的化学组成和退火温度To 确定的温度Tem。该方法中，图12所示的连续退火循环中的冷却终了 温度Te可表示为化学组成和退火温度的函数，而且保持在一给定临界 值下。冷却至Te后，优选将温度保持在Te-50℃至400℃的范围内， 时间不超过20分钟，然后，再冷却至室温。
这里，Tem是在快冷起始点Tq的残留奥氏体发生马氏体转变的开 始温度。即，Tem由式Tem＝T1－T2，即，排除奥氏体中C浓度影响的温 度值(T1)与展示C浓度作用的温度值(T2)之间的差值。此处，T1由 除C之外的固溶元素的浓度计算出，而T2则依据处于Ac1和Ac3和Tq 的残余奥氏体中的C浓度进行计算，其中，Ac1和Ac3由钢的化学组成 确定，而Tq则由退火温度To确定。Ceq*代表退火温度To下的残余奥 氏体中的碳当量。因此，T1可表示为：
T1＝561－33×(Mn％＋(Ni＋Cr＋Cu＋Mo)/2}
T2用Ac1，Ac3和退火温度To表示，其中：
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％，
而且，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)，
当Ceq*值小于或等于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)。
换句话说，当Te等于或高于Tem时，不能获得所要求的马氏体。 此外，如果Toa等于或高于400℃，冷却时所获得的马氏体则会发生 回火，从而不可能获得令人满意的动态性能和可冲压成形性。另一方 面，如果Toa低于Te-50℃，就需要附加的冷却设备，而且，由于连 续退火炉的温度和钢板的温度间存在不同，使得材料中出现较大的差 异；因此，将该温度定为下限。另外，将保温时间的上限定为20分钟， 原因是保温时间如超过20分钟，则必须增加设备。
通过采用上述的化学组成和生产方法，有可能生产一种具有优异 动态变形性能的双相型高强钢板，其中，钢板的显微组织是一种复合 型组织结构，该组织中，铁素体是主要相，而第二种相是另一种含有 经5％的等效应变的成形和加工后所形成的体积分数为3％-50％的马 氏体的低温生成相，而且，以大于0％但小于或等于10％的等效应变 预变形后，以5×10-4－5×10-3(1/s)的应变速率变形时的准静态 变形强度σs与在上述预变形后，以5×102－5×103(1/s)的应变速 率变形时测得的动态变形强度σd之差，即(σd-σs)，至少为60MPa， 而且，5-10％应变时的加工硬化系数至少是0.13。根据本发明的钢 板可以通过退火、光整冷轧、电镀或热浸镀加工成任何所要求的产品。
实施例
现在，通过实施例对本发明进行说明。
(实施例1)
将列于表1中的26种钢材(钢材编号为1-26)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，以获得热轧 钢板。如表3所示，满足本发明的化学组成条件和生产条件的钢板具 有一种双相组织，其中，马氏体的体积分数至少3％但不高于50％， 而且，如表4所示，热轧钢板的机械性能结果表明其具有优异的冲击 吸收性能，如5-10％应变时加工硬化系数至少为0.13，σd－σs≥60MPa， 以及σdyn≥0.766×TS＋250，同时，该钢板也具有适当的可冲压成形性 和焊接性。
表1钢的化学组成 钢的 编号 化学组成(重量％) C Si Mn P S Al N Si＋Al＋ P Ni Cr Cu Mo Nb Ti V B Ca REM Mn＋Cr 碳当量 锰当量 1 0.08 1.01 1.20 0.02 0.003 0.03 0.003 1.06 0.10 1.30 0.29 1.25 2 0.08 1.01 1.20 0.02 0.003 0.03 0.002 1.06 0.10 0.004 1.30 0.29 1.25 3 0.05 1.20 1.30 0.01 0.001 0.01 0.003 1.22 1.30 0.27 1.30 4 0.15 1.51 1.01 0.02 0.002 0.02 0.002 1.55 1.01 0.32 1.01 5 0.08 0.01 1.30 0.02 0.003 1.20 0.003 1.23 1.30 0.30 1.30 6 0.07 0.01 1.60 0.08 0.003 0.03 0.003 0.12 1.60 0.34 1.60 7 0.07 0.50 1.10 0.07 0.002 0.01 0.002 0.58 1.10 0.25 1.10 8 0.08 0.80 1.20 0.02 0.003 0.50 0.003 1.32 1.20 0.28 1.20 9 0.08 0.01 1.10 0.08 0.002 0.20 0.003 0.29 1.10 0.26 1.10 10 0.07 0.02 0.80 0.01 0.001 0.02 0.002 0.05 0.40 1.20 0.24 1.00 11 0.10 1.00 1.80 0.02 0.001 0.02 0.002 1.04 1.80 0.40 1.80 12 0.08 1.01 1.20 0.02 0.002 0.03 0.002 1.06 0.10 0.005 1.30 0.29 1.25 13 0.08 1.01 1.40 0.02 0.002 0.03 0.003 1.06 0.10 1.50 0.32 1.45 14 0.08 1.01 1.20 0.02 0.002 0.03 0.003 1.06 0.10 1.30 0.29 1.25 15 0.01 0.01 1.00 0.01 0.002 0.01 0.005 0.03 1.00 0.18 1.00 16 0.06 0.90 1.20 0.02 0.001 0.01 0.002 0.93 0.5 1.0 1.20 0.39 1.95 17 0.07 0.90 0.90 0.02 0.001 0.01 0.003 0.93 0.5 0.90 0.26 1.15 18 0.09 2.16 1.91 0.01 0.003 0.03 0.003 2.20 0.09 0.02 2.00 0.42 1.96 19 0.06 0.80 1.10 0.02 0.002 0.01 0.002 0.83 0.05 1.10 0.24 1.10 20 0.07 0.90 1.20 0.01 0.001 0.01 0.003 0.92 0.003 1.20 0.27 1.20 21 0.05 1.00 1.36 0.01 0.003 0.02 0.003 1.03 0.90 2.26 0.35 1.81 22 0.07 0.02 1.80 0.08 0.003 0.02 0.002 0.12 1.80 0.37 1.80 23 0.10 0.20 0.81 0.08 0.003 0.02 0.002 0.30 0.81 0.24 0.81 24 0.09 0.20 1.15 0.01 0.005 0.05 0.003 0.26 1.15 0.28 1.15 25 0.08 1.61 1.71 0.01 0.003 0.03 0.003 1.65 0.12 1.71 0.37 1.71 26 0.40 0.002 0.10 0.005 0.010 0.01 0.003 0.017 0.10 0.42 0.10
下划线的数据表明其值超出了本发明的范围。
表1(续)钢的化学组成 钢号 相变温度点 ℃ 类型 Ac1 Ac3 Ar3 1 741 863 793 本发明 2 741 863 793 本发明 3 744 880 805 本发明 4 756 871 809 本发明 5 709 863 756 本发明 6 706 816 731 本发明 7 726 851 794 本发明 8 733 874 791 本发明 9 712 834 774 本发明 10 722 830 787 本发明 11 733 839 736 本发明 12 741 863 793 本发明 13 739 857 775 对照例 14 741 863 793 对照例 15 713 861 806 对照例 16 728 839 732 本发明 17 740 887 802 本发明 18 767 889 763 本发明 19 735 870 807 本发明 20 736 862 798 本发明 21 753 860 751 本发明 22 704 810 713 本发明 23 720 837 801 本发明 24 717 826 773 本发明 25 752 923 771 本发明 26 722 779 762 对照例
表2生产条件 钢号 热轧条件 冷却条件 卷取条件 终轧温度 ℃ 钢带初始 厚度 (m) 最后道次 轧制速度 (mpm) 钢板最终 厚度 (mm) 应变率 (/秒) LogA 计算值 ΔT ℃ 不等式 (2) 平均冷速 (℃/秒) 备注 卷取温度 ℃ 不等式 (3) 1 880 50 1000 1.2 300 14.4 140 o 120 #1 100 o 2 780 26 500 2.9 90 15.0 150 o 30 #l 300 o 3 830 30 600 2.9 140 14.8 160 o 60 200 o 4 820 28 700 1.4 190 14.6 155 o 70 310 o 5 840 35 500 2.3 95 14.3 120 o 50 150 o 6 845 40 600 2.3 145 14.1 140 o 60 150 o 7 830 35 650 2.3 150 14.9 150 o 50 150 o 8 825 38 750 1.6 190 14.9 60 o 60 150 o 9 850 36 600 1.8 150 14.6 170 o 40 150 o 10 840 40 600 1.8 150 15.0 130 o 50 150 o 11 800 26 550 1.8 145 14.0 110 o 40 200 o 12 845 32 600 1.8 150 14.5 135 o 50 100 o 13 930 20 500 1.8 135 13.3 100 o 15 500 x 14 700 26 300 1.8 100 16.1 125 o 15 320 o 15 850 30 600 1.8 150 15.4 150 o 4 310 o 16 84O 28 500 1.4 150 13.7 80 o 30 150 o 17 830 28 500 1.4 145 14.9 100 o 30 150 o 18 860 30 700 1.4 190 13.4 50 o 35 100 o 19 840 30 700 1.4 180 15.0 180 o 30 200 o 20 830 30 700 1.4 190 14.9 130 o 30 200 o 21 840 30 700 1.4 190 14.1 140 o 30 200 o 22 780 30 700 1.4 190 14.6 90 o 25 200 o 23 800 30 700 1.4 190 15.6 110 o 25 200 o 24 810 30 700 1.4 190 15.0 120 o 25 200 o 25 820 30 700 1.4 190 14.2 40 o 25 200 o 26 880 30 700 1.4 190 13.2 220 x 15 320 o
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。*1：750℃-700℃间的冷速为15℃/秒
表3.钢的显微组织 钢号 主要相 铁素体 马氏体 相名称 等效园直径(μm) 体积分数(％) 等效园直径(μm) 5％加工变形后的 体积分数(％) 1 铁素体 5.5 80 2.5 15 2 铁素体 4.0 90 1.8 8 3 铁素体 5.0 85 2.2 10 4 铁素体 4.0 80 1.8 4 5 铁素体 4.5 80 2.0 20 6 铁素体 5.0 85 2.2 15 7 铁素体 4.5 90 2 10 8 铁素体 4.5 90 2 10 9 铁素体 5.0 90 2.2 10 10 铁素体 5.0 90 2.2 10 11 铁素体 4.0 80 1.7 20 12 铁素体 5.0 90 2.2 10 13 铁素体 11.0 50 - 0 14 铁素体 加工后的组织 90 - 0 15 铁素体 10.0 95 - 0 16 铁素体 4.4 90 1.9 10 17 铁素体 4.5 91 2 9 18 铁素体 3.4 78 1.4 22 19 铁素体 4.4 91 1.9 9 20 铁素体 4.3 88 1.8 12 21 铁素体 4.5 85 2 13 22 铁素体 4.4 84 1.9 11 23 铁素体 4.4 85 1.9 8 24 铁素体 4.4 85 1.8 12 25 铁素体 2.4 80 1 10 26 贝氏体 10.5 30 - 0
下划线的数值表示该值在本发明的范围之外
表4.钢的机械性能 钢号 静态拉伸(应变率＝0.001/s) 预变形和BH处理 TS Mpa YS Mpa T.E1 ％ TS(5) Mpa 5-10％应 变的n值 YS×n YS/TS(5) TS×T.E1 Mpa·％ 预变形形式 等效应变 ％ BH 处理 1 680 475 27 720 0.17 81 0.66 18360 C轴单向拉伸 5％ 有 2 630 440 35 665 0.19 84 0.66 22050 C轴单向拉伸 5％ 否 3 580 405 32 610 0.18 73 0.66 18560 L轴单向拉伸 5％ 有 4 780 545 28 815 0.19 104 0.67 21840 C轴单向拉伸 2％ 有 5 700 455 29 740 0.20 91 0.61 20300 C轴单向拉伸 5％ 有 6 660 430 30 695 0.19 82 0.62 19800 C轴单向拉伸 10％ 有 7 650 420 31 685 0.21 88 0.61 20150 C轴单向拉伸 5％ 有 8 620 400 32 645 0.21 84 0.62 19840 C轴单向拉伸 5％ 有 9 640 415 31 675 0.18 75 0.61 19840 C轴单向拉伸 5％ 有 10 670 435 30 710 0.19 83 0.61 20100 C轴单向拉伸 5％ 有 11 850 510 24 885 0.21 107 0.58 20400 C轴单向拉伸 5％ 有 12 650 420 31 685 0.20 84 0.61 20150 双轴等拉伸 5％ 有 13 520 494 31 530 0.12 59 0.93 16120 C轴单向位伸 5％ 有 14 500 375 28 515 0.10 38 0.73 14000 双轴等拉伸 5％ 有 15 420 310 36 430 0.12 37 0.72 15120 L轴单向拉伸 5％ 有 16 650 390 31 685 0.20 78 0.57 20150 L轴单向拉伸 5％ 有 17 640 380 30 670 0.21 80 0.57 19200 L轴单向拉伸 5％ 有 18 840 505 27 870 0.16 81 0.58 22680 L轴单向拉伸 5％ 有 19 660 405 28 695 0.20 81 0.58 18480 L轴单向拉伸 5％ 有 20 660 400 29 690 0.20 80 0.58 19140 L轴单向拉伸 5％ 有 21 660 480 28 695 0.15 72 0.69 18480 L轴单向拉伸 5％ 有 22 620 290 31 650 0.25 73 0.45 19220 L轴单向拉伸 5％ 有 23 640 420 29 670 0.18 76 0.63 18560 L轴单向拉伸 5％ 有 24 640 380 29 675 0.19 72 0.55 18560 L轴单同拉伸 5％ 有 25 820 615 23 875 0.15 92 0.70 18860 L轴单向拉伸 5％ 有 26 400 290 30 410 0.10 29 0.71 12000 L轴单向拉伸 5％ 有
下划线的数据表示其值在本发明范围之外。
*3σdyn－(0.766×TS＋250)
*42.5(YS/TS’(5)－0.5)＋15≥塑性变形T≥ 2.5(YS/TS’(5)－0.5)＋0.5
表4(续)钢的机械性能 钢号 预变形·BH处理后的静态/动态拉伸 (应变率=1000/s) 塑性变形 其它性能 5Z WH*1 Hpa ΔYS*2 Mpa σs Hpa σd Hpa σd-σs Mpa σdyn Mpa 不等式*3 T Z 所满足的 不等式*4 可焊接性 d/d0 1 140 205 720 841 121 825 54.1 1.0 o 好 1.31 2 150 215 665 78B 123 771 38.4 1.0 o 好 1.45 3 145 210 610 732 122 718 23.7 1.0 o 好 1.54 4 80 150 800 923 123 903 55.5 1.0 o 好 1.21 5 140 210 740 864 124 847 60.8 0.9 o 好 1.27 6 155 260 710 833 123 830 74.4 0.9 o 好 1.35 7 145 215 685 810 125 794 46.1 O.9 o 好 1.37 8 140 215 645 770 125 755 30.1 0.9 o 好 1.44 9 160 210 675 797 122 781 40.8 0.9 o 好 1.39 10 140 210 7lO 833 123 818 54.8 0.9 o 好 1.33 11 150 220 885 1010 125 992 90.9 0.8 o 好 1.20 12 140 210 685 809 124 793 45.1 0.9 o 好 1.40 13 15 20 530 575 45 565 -83.3 1.6 o 好 1.7l 14 20 25 515 565 50 555 -78.0 0.1 x 好 1.18 15 25 35 430 485 55 476 -95.7 1.2 o 好 1.90 16 140 210 685 809 124 793 45.1 0.7 o 好 1.37 17 140 215 670 795 125 780 39.8 0.7 o 好 1.39 18 145 210 870 989 119 972 78.6 0.8 o 好 1.20 19 140 210 695 819 124 804 48.4 0.8 o 好 1.35 20 140 210 690 814 124 798 42.4 0.8 o 好 1.35 21 125 195 695 813 118 799 43.4 1.0 o 好 1.35 22 145 215 650 779 129 765 40.1 0.4 o 好 1.44 23 130 200 670 792 122 777 36.8 0.9 o 好 1.39 24 140 210 675 798 123 784 43.8 0.7 o 好 1.35 25 120 190 875 993 118 977 98.9 1.1 o 好 1.20 26 25 35 410 445 35 437 -119.4 1.1 o 差 1.50
下划线的数据表示其值在本发明范围之外。
3：σdyn－(0.766×Ts＋250) *4：2.5(Ys/Ts’(5)－0.5)＋15≥塑性变形T≥2.5(Ys/Ts’(5)－0.5)＋0.5
(实施例2)
将列于表5中的22种钢材(钢材编号为27-48)加热至1050-1250 ℃，并进行热轧，冷却和卷取，随后酸洗处理，然后在表6中所列条 件下进行冷轧，以生产冷轧钢板。之后，由每种钢的化学组成计算出 温度Ac1和Ac3，并在表6中所列的退火条件下进行加热、冷却和保温 处理，之后，冷却至室温。如表7所示，满足本发明的化学组成条件 和生产条件的钢板具有一种双相组织，其中马氏体的体积分数至少为 3％但又不超过50％，而且，如图8所示，所述轧制钢板的机械性能 表明其具有优异的冲击吸收性能，如5-10％应变时的加工硬化系数 至少为0.13，σd－σs≥60MPa，以及σdyn≥0.766×TS＋250，同时，所述 钢板也具有适当的可冲压成形性和焊接性。
表5钢的化学组成 钢号 化学组成(重量％) 相变温度 ℃ 类型 C Si Mn P S Al N Al＋Si ＋P Ni Cr Cu Mo Nb Ti V B Mn＋Cr Ceq Mneq Ac1 Ac3 Ar3 27 0.01 1.00 0.10 0.01 0.003 0.04 0.003 1.05 0.10 0.03 0.10 751 934 922 对照例 28 0.05 0.90 1.20 0.01 0.005 0.05 0.002 0.96 1.20 0.25 1.20 736 872 804 本发明 29 0.05 0.90 1.20 0.01 0.005 0.05 0.002 0.96 1.20 0.25 1.20 736 872 804 对照例 30 0.05 0.90 1.20 0.01 0.005 0.05 0.002 0.96 1.20 0.25 1.20 736 872 804 对照例 31 0.05 1.30 1.20 0.01 0.002 0.04 0.003 1.35 1.20 0.25 1.20 748 889 817 本发明 32 0.08 1.00 1.20 0.01 0.003 0.05 0.002 1.06 1.20 0.28 1.20 739 864 798 本发明 33 0.08 0.20 0.70 0.01 0.003 0.04 0.003 0.25 0.70 0.20 0.70 721 843 817 本发明 34 0.10 0.02 2.10 0.01 0.002 0.03 0.003 0.06 2.10 0.45 2.10 701 785 676 本发明 35 0.08 0.80 1.00 0.01 0.003 1.20 0.002 2.01 1.00 0.25 1.00 736 907 809 本发明 36 0.05 0.50 1.00 0.01 0.005 0.80 0.003 1.31 1.00 0.22 1.00 727 890 809 本发明 37 0.05 1.00 1.00 0.01 0.003 0.05 0.002 1.06 0.9 1.00 0.29 1.45 726 869 784 本发明 38 0.05 1.00 1.00 0.01 0.005 0.04 0.003 1.05 1.0 1.00 0.30 1.50 741 862 780 本发明 39 0.05 1.00 1.00 0.01 0.003 0.04 0.003 1.05 0.1 1.00 0.23 1.05 741 885 821 本发明 40 0.05 1.00 1.50 0.01 0.005 0.05 0.002 1.06 1.0 2.50 0.38 2.00 753 856 734 本发明 41 0.10 1.00 1.50 0.01 0.003 0.46 0.002 1.47 0.04 1.50 0.35 1.50 736 865 764 本发明 42 0.10 1.00 1.50 0.01 0.005 0.04 0.002 1.05 0.04 1.50 0.35 1.50 736 864 764 本发明 43 0.10 1.00 1.50 0.10 0.003 0.05 0.003 1.15 0.01 0.04 1.50 0.35 1.50 736 863 764 本发明 44 0.10 1.00 1.50 0.01 0.003 0.04 0.003 1.05 0.02 0.002 1.50 0.35 1.50 736 848 764 本发明 45 0.10 0.01 1.50 0.003 0.003 0.002 0.003 0.015 1.50 0.35 1.50 707 802 731 对照例 46 0.35 1.00 1.20 0.01 0.002 0.05 0.003 1.06 1.20 0.55 1.20 739 801 710 对照例 47 0.05 0.80 2.50 0.01 0.003 0.04 0.002 0.85 2.0 4.50 0.63 3.50 753 806 589 对照例 48 0.08 3.50 1.50 0.25 0.003 0.80 0.003 4.55 1.50 0.33 1.50 809 1014 853 对照例
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。
表6生产条件 钢号 冷轧条件 退火条件 轧制 压下量 ％ 板厚 mm 退火 温度 To℃ 退火 时间 秒 一次 冷却 ℃/秒 快速冷 却起始 点Tq℃ 二次 冷却 ℃/秒 快速冷却 终止温度 Te℃ T1 计算值 ℃ Ceq* 计算值 ℃ T2 计算值 ℃ Tem 计算值 ℃ 保温 温度 Toa℃ 保温 时间 秒 27 80 0.8 780 90 5 680 100 350 558 0.12 -62 619 350 180 28 80 0.8 780 90 5 680 100 230 521 0.39 224 297 230 270 29 80 0.8 780 90 5 680 100 320 521 0.39 224 297 320 270 30 80 0.8 780 90 5 500 100 230 521 0.39 224 297 230 270 31 80 0.8 780 90 5 700 100 270 521 0.47 182 339 270 300 32 80 0.8 780 90 5 680 80 270 521 0.49 190 331 270 250 33 80 0.8 750 120 8 680 100 200 538 0.46 297 241 200 100 34 80 0.8 750 120 8 680 100 270 492 0.52 114 378 270 300 35 80 0.8 800 90 5 680 100 270 528 0.41 259 269 270 300 36 80 0.8 750 90 5 650 130 200 528 0.54 217 311 250 300 37 80 0.8 750 90 5 650 130 250 513 0.53 192 321 240 300 38 80 0.8 800 90 5 650 100 270 512 0.48 -83 428 270 300 39 80 0.8 780 90 5 650 100 250 526 0.42 216 310 250 300 40 80 0.8 780 90 5 680 100 270 495 0.65 90 405 270 300 41 80 0.8 780 90 8 680 100 250 512 0.58 154 358 250 300 42 68 1.2 780 90 8 680 100 250 512 0.58 154 358 270 300 43 68 1.2 780 90 5 630 150 250 512 0.58 154 358 250 300 44 68 1.2 780 90 5 680 100 250 512 0.55 153 359 250 200 45 80 0.8 750 90 5 680 100 250 512 0.47 186 326 250 300 46 80 0.8 780 90 5 680 100 200 521 0.77 252 269 200 300 47 80 0.8 770 90 5 680 100 270 446 0.94 74 371 270 300 48 80 0.8 850 90 5 680 100 250 512 0.79 188 323 250 300
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。
表7钢的显微组织 钢号 主要相 铁素体 马氏体 相名称 等效圆直径 (μm) 体积分数 (％) 等效圆直径 (μm) 5％加工变形后 的体积分数(％) 27 铁素体 9.8 100 -- 0 28 铁素体 6.4 86 3.2 12 29 铁素体 6.4 95 -- 1 30 铁素体 6.4 94 -- 0 31 铁素体 5.3 89 3.1 11 32 铁素体 4.8 82 2.8 15 33 铁素体 5.1 84 2.9 12 34 铁素体 4.8 75 2.2 18 35 铁素体 5.1 90 2.3 10 36 铁素体 5.5 90 2.8 8 37 铁素体 6.2 89 3.1 11 38 铁素体 5.8 81 3.0 16 39 铁素体 5.6 78 3.2 18 40 铁素体 5.6 87 3.2 13 41 铁素体 4.2 80 1.7 16 42 铁素体 4.5 78 2.1 18 43 铁素体 4.3 79 2.2 19 44 铁素体 5.0 79 2.3 13 45 铁素体 4.9 81 2.1 1 46 铁素体 4.1 42 2.4 35 47 铁素体 4.6 51 2.6 25 48 铁素体 5.6 88 2.6 12
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。
表8钢的机械性能 钢号 静态拉伸(应变率＝0.001/s) 预变形和BH处理 TS Mpa YS Mpa T.E1 ％ TS’(5) Mpa 5-10％应变 时的n值 YS×n YS/TS’(5) TS×T.E1 Mpa·％ 预变形形式 等效应变 ％ BH 处理 27 357 243 48 357 0.28 68 0.68 17136 C轴单向拉伸 5 有 28 592 349 34 630 0.24 84 0.55 20128 C轴单向拉伸 5 无 29 603 457 32 612 0.20 91 0.75 19296 C轴单向拉伸 5 无 30 583 472 26 591 0.15 71 0.80 15158 C轴单向拉伸 5 无 31 599 341 33 621 0.23 79 0.55 19767 L轴单向拉伸 10 有 32 641 359 34 690 0.23 83 0.52 21794 C轴单向拉伸 5 有 33 558 340 36 597 0.26 88 0.57 20088 C轴单向拉伸 5 有 34 640 397 33 650 0.22 87 0.61 21120 C轴表面应变拉伸 3 有 35 611 354 35 633 0.23 82 0.56 21385 C轴单向拉伸 5 有 36 589 324 36 600 0.24 78 0.54 21204 C轴单向拉伸 5 有 37 634 361 33 657 0.21 76 0.55 20922 双轴等拉伸 10 有 38 625 388 31 668 0.19 74 0.58 19375 C轴单向拉伸 5 有 39 689 434 29 712 0.18 78 0.61 19981 L轴单向拉伸 1 无 40 623 368 32 623 0.20 74 0.59 19936 C轴单向拉伸 1 有 41 709 425 26 721 0.17 72 0.59 18434 C轴单向拉伸 5 有 42 722 448 25 734 0.17 76 0.61 18050 C轴单向拉伸 5 无 43 731 468 25 755 0.16 75 0.62 18275 双轴等拉伸 5 有 44 715 465 26 726 0.16 74 0.64 18590 C轴单向拉伸 5 有 45 648 531 25 681 0.12 64 0.78 16200 C轴单向拉伸 5 有 46 1075 742 10 1075 0.08 59 0.69 10750 C轴单向拉伸 5 有 47 712 484 21 712 0.11 53 0.68 14952 C轴单向拉伸 5 有 48 792 475 22 792 0.14 67 0.60 17424 C轴单向拉伸 5 有
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。
表8(续)钢的机械性能 钢号 预变形·BH处理后的静态/动态拉伸 (应变率＝1000/s) 塑性变形 可焊接性 5％WH*1 Mpa ΔYS*2 Mpa σs Mpa σd Mpa σd－σs Mpa σdyn Mpa 不等式 *3 T ％ 所满足的 不等式*4 27 90 116 390 438 48 412 -111.5 1.0 o 好 28 182 260 630 734 104 721 17.5 1.0 o 好 29 102 127 620 662 42 645 -66.9 1.5 o 好 30 97 115 593 626 33 599 -97.6 1.5 o 好 31 240 297 740 846 106 798 89.2 1.0 o 好 32 212 294 757 818 61 786 45.0 1.0 o 好 33 143 212 607 686 79 680 2.6 1.0 o 好 34 191 229 660 748 88 745 4.8 1.0 o 好 35 201 275 658 756 98 742 24.0 1.0 o 好 36 212 289 612 733 121 722 20.8 1.0 o 好 37 257 318 703 790 87 776 40.4 1.0 o 好 38 182 244 678 762 84 748 19.3 1.0 o 好 39 199 239 712 798 86 789 11.2 4.0 o 好 40 201 181 625 748 123 740 12.8 1.0 x 好 41 209 280 729 824 95 819 25.9 1.0 o 好 42 201 260 734 833 99 818 14.9 1.0 o 好 43 182 246 767 829 62 820 10.1 1.0 o 好 44 177 253 739 835 96 824 26.3 1.0 o 好 45 58 92 696 744 48 712 -34.4 1.0 x 好 46 299 341 1076 1088 12 1052 -21.5 1.0 o 差 47 181 229 715 757 42 740 -55.4 1.0 o 差 48 265 332 806 856 50 832 -24.7 1.0 o 好
下划线数据表示该值在本发明的范围之外。
*1：WH代表在表中所列的等效应变下，5％预变形时的YS增加值。
*2：ΔYS代表在表中所列预变形和如170℃×20分钟的涂漆烘烤热处理后YS增加值。
*3：σ dyn－(0.766×TS＋250)
*4：2.5[YS/TS′(5)－0.5]＋15≥塑性变形T≥2.5[YS/TS′(5)－0.5]＋0.5
采用如下方法对显微组织进行评价。
使用一个1000倍的光学显微镜，观察用一种硝酸酒精溶液腐蚀过 的薄钢板轧制方向上的横截面，以确认铁素体、贝氏体、马氏体和残 留组织，并且观察各组织所处部位和进行平均晶粒尺寸的测量(平均 等效园直径)，所述试剂在日本专利申请公开59-219473中进行了公 开。
采用如下方法对性能进行评价。
拉伸试验按照JIS5的规定(定位刻线距离：50mm，平行边 宽：25mm)，以0.001/s的应变速率进行。在确定抗拉强度(TS)、屈 服强度(YS)、总延伸率(T.E1.)和加工硬化系数(1-5％应变时的 n值)后，就可计算出YS×加工硬化系数和TS×T.E1.。
通过用一30°的锥形冲头在一无毛刺的边上扩展一个20mm的冲 孔，并测定扩孔延伸比(d/d0)来确定延展翻边性能，其中d为裂纹贯 穿板厚时的孔洞直径，d0是初始孔直径(20mm)。
使用一种其焊头半径为钢板厚度的平方根的0.5倍的焊条，在电 流为喷射电流的0.9倍的条件下，点焊成一点焊试样，如果该试样在 用凿子进行破断时发生剥离断裂，则判定所述钢板的可点焊性不合适。
工业应用性
如上所还，本发明有可能以一种经济且稳定的方式提供汽车用高 强热轧钢板和冷轧钢板，该钢板可提供以前用于汽车的钢板不能获得 优异的冲击吸收性能和冲压成形性。因而，本发明显著拓宽了高强钢 板的应用对象和使用条件。
然而，迄今传统高强钢的发展主要着眼于改善其压制成形性，在 冲击吸收性能角度对其进行应用尚存有疑虑。与具有优异冲击吸收性 能的汽车钢以及生产此种钢的方法有关的现有技术已得到发展，从而 获得在高变形速率下钢板具有提高的屈服强度作为冲击吸收性能的一 个标志，如日本公开专利申请7-18372所公开的那样。但是，由于所 述部件在成形或碰撞期间会发生变形，因此，有必要将加工硬化包括 在作为冲击抗力标志的屈服强度中，而在上述现有技术中，从抗碰撞 安全性角度看，这是不充分的。
此外，由于汽车碰撞时每个部位的应变速率高达约103(S-1)，因 此，考虑材料的冲击能量吸收性能就需要了解在如此高的应变速率范 围内的动态变形性能。而且，据了解，具有优异动态变形性能的高强 钢板对减轻汽车重量和改善其冲击吸收性能均很重要，而且，最近的 报导已证实这一点。例如，本发明人已在CAMP-ISIJ第九卷(1966) 的1112-1115页中报告了高强度薄钢板的高应变速率性能和冲击能量 吸收性能，其中解释道，与10-3(S-1)的低应变速率下的静态强度相比， 在103(S-1)的高应变速率下的动态强度急剧增加；而且，钢材强度越 高，碰撞时的吸收能量越大；材料的应变速率依赖性取决于钢的组织； TRIP型钢(相变诱发塑性型钢)和双相型(此后记为“DP”)钢均具 有优异的压制成形性和高的冲击吸收性能。另外，本发明人已提交与 这种双相型钢有关的日本专利申请8-98000和8-109224，其中提出 了具有比静态强度更高的动态强度的高强钢板，此钢板适于用来减轻 汽车的重量和改善其冲击吸收性能，而且也提出了生产此种钢板的方 法。
如上所述，尽管已了解在汽车碰撞的高应变速率条件下，高强钢 板的动态变形性能，但是，对于具有冲击能量吸收性能的汽车部件而 言，其何种性能应该最大限度地提高，以及基于何种判据来进行材料 的选择，目前仍不清楚。此外，汽车部件是由钢板冲制成形而成，而 且，碰撞冲击正是作用在这些冲制成形的部件上，然而，基于对经过 这种压制成形后的冲击能量吸收性能的理解，目前仍对作为真正部件 的具有优异动态变形性能的高强钢板缺乏认识。
对于要求碰撞安全性的部件的冲压成形而言，需要同时具有优异 的形状固定性，优异的可拉伸性(抗拉强度×总的延伸率≥18000)和 优异的可翻边性(孔洞扩展比≤1.2)，但是，目前，还没有获得同时 具有优异的冲击吸收性能和优异的冲压成形性的材料。
发明描述
作为一种解决上述问题的方法提出本发明，其提供用于汽车的双 相型高强钢板，该钢板具有优异的冲击吸收性能和优异的动态变形性 能；也提供了生产这种钢板的方法。
本发明进一步提供用于汽车的、具有优异的动态变形性能的双相 型高强钢板，该钢板是用于汽车部件，如前置部件的高强钢板，并且 所述钢板依据碰撞时冲击能量吸收的确切性能和标准来进行选择，能 够可靠地提供安全保障；也提供相应的生产方法。
本发明还提供用于汽车的具有优异动态变形性能的双相型高强钢 板，该钢板展现出适合于部件冲压成形的所有性能，包括优异的形状 固定性，优异的可拉伸性和优异的可翻边性；也提供相应的生产方法。
本发明通过下面的具体方式来达到上述目的。
(1)一种具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在 于所述钢板最终的显微组织是一种复相型显微组织，该组织中，铁素 体为主要相，第二种相是含有在钢板等效应变为5％的变形后，体积 分数为3-50％的马氏体的一种低温生成相，其中，在等效应变大于0 ％而小于或等于10％的预变形后，以应变速率为5×10-4－5×10-3(s-1)。 进行变形时的准静态变形强度σs与上述预变形后，以5×102－5×103 (s-1)的应变速率变形时的动态变形强度σd间的差值，即(σd-σs)至 少为60MPa，并且，5-10％应变下的加工硬化系数至少为0.13。
(2)一种具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在 于所述钢板最终的显微组织是一种复相型显微组织，其中铁素体为主 要相，第二种相是一种含有在钢板5％的等效应变条件下的变形后， 体积分数在3-50％的马氏体的低温生成相，其中，在等效应变大于0 ％而小于或等于10％的预变形后，以5×102－5×103(s-1)的应变速率 变形时，等效应变为3-10％的条件下的变形应力的平均值σdyn(MPa) 满足不等式：σdyn≥0.766×TS＋250，式中TS为预变形前，应变速率 为5×10-4－5×10-3(s-1)时测得的准静态拉伸试验中的拉伸强度 (MPa)，并且，5-10％应变下的加工硬化系数至少为0.13。
(3)一种根据上述(1)和(2)的具有高冲击能吸收性能的双相 型高强钢板，其特征在于：在等效应变为5％的预变形后或者经进一 步的焙烤硬化处理(BH处理)后的拉伸试验中的屈服强度YS(0)与 抗拉强度TS’(5)之比满足不等式：YS(0)/TS’(5)≤0.7，而且也满 足不等式：屈服强度YS(0)×加工硬化系数≥70。
(4)一种根据上述(1)、(2)或(3)中任一项的具有高冲击能 量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在于马氏体的平均晶粒尺寸小 于或等于5μm，并且，铁素体的平均晶粒尺寸小于或等于10μm。
(5)一种根据上述(1)、(2)、(3)或(4)中任一项的具有 高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在于满足不等式：抗 拉强度(MPa)×总延伸率(％)≥18000，并且还满足不等式：孔洞扩 展比(d/d0)≥1.2。
(6)一种根据上述(1)、(2)、(3)、(4)或(5)中任一 项的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板，其特征在于由平整 冷轧或张力平整机或者二者的联合所产生的塑性变形(T)满足如下不 等式：
2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋15≥T≥2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋0.5
(7)根据本发明的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板也是 一种根据上述(1)-(6)的具有优异动态变形性能的双相型高强钢 板，其特征在于其化学组成为，以重量百分比计：C为0.02-0.25％，Mn或Cr或者二者之和为0.15-3.5％，选自Si、Al和P之一种或多种元 素为0.02-4.0％，如果需要，还含Ni、Cu和Mo中之一或多种元素， 其总含量不大于3.5％，Nb、Ti和V中之一或多种元素的含量是不超过 0.30％，以及Ca或稀土(REM)或者二者都有，其中Ca为0.0005-0.01％， REM为0.005-0.05％，余者则是作为主要组元的Fe。
(8)根据本发明的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板也 是一种根据上述(1)-(7)的具有优异动态变形性能的双相型高强 钢板，其特征在于：如必要，可向钢中进一步添加B(≤0.01)、S(≤0.01％) 和N(≤0.02％)中之一种或多种元素。
(9)生产根据本发明的具有高冲击能量吸收性能的双相型高强热 轧钢板的方法是一种生产根据上述(1)-(8)的具有优异动态变形 性能的双相型高强热轧钢板的方法，其特征在于，将一连铸钢坯直接 由铸造工序送去热轧或者瞬时冷却后再加热时热轧，对所述钢坯在 Ar3－50℃至Ar3＋120℃的终轧温度下进行热轧，在输出辊道上以高于5 ℃/秒的平均冷却速度冷却，然后，在不高于350℃的温度下进行卷取； 以及
(10)一种根据上述(9)的生产具有高冲击能量吸收性能的双相 型高强热轧钢板的方法，其特征在于：在Ar3－50℃至Ar3＋120℃的热 轧终轧温度下进行热轧，以使冶金学参数A满足如下(1)和(2)不 等式，随后在输出辊道上的冷速至少为5℃/秒，并且卷取过程的进行 应使上述冶金学参数A和卷取温度(CT)的关系满足下述不等式(3)。
9≤logA≤18 (1)
ΔT≤21×logA－61 (2)
CT≤6×logA＋242 (3)
(11)根据本发明的生产具有高冲击能量吸收性能的双相型高强冷 轧钢板的方法是一种生产根据上述(1)-(8)的具有优异动态变形 性能的双相型高强冷轧钢板的方法，其特征在于：在将连铸钢坯直接 由铸造工序送去热轧，或者瞬时冷却后再加热时热轧，对经热轧并随 后卷取的钢板在酸洗后进行冷轧，在生产最终产品的连续退火工序的 退火阶段，将钢板加热至介于Ac1和Ac3间的温度，并在此温度范围 内保温至少10秒钟，然后，以高于5℃/秒的冷速进行冷却；以及
(12)一种根据上述(11)的生产根据上述(1)-(8)的具有 高冲击能量吸收性能的双相型高强冷轧钢板的方法，其特征在于：在 连续退火工序，冷轧钢板被加热至介于Ac1和Ac3间的温度(To)并 在此温度范围保温退火处理至少10秒钟，而对于随后的冷却，先以1 -10℃/秒的初始冷却速度冷却至范围为550℃至To的二次冷却起始 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)，该温度(Te)不高于由化学组成和退火温度(To) 确定的Tem。
附图简述
图1示出的是根据本发明的已成形部件在碰撞时吸收能(Eab)与 材料强度(S)之间的关系。
图2是图1中用于测量冲击吸收能的已成形部件的透视图。
图3示出的是钢板的加工硬化系数与动态能量吸收间的关系。
图4示出的是钢板的屈服强度×加工硬化系数与其动态能量吸收 之间的关系。
图5是与图3和4有关的冲击破碎试验方法中所使用的“帽形模 型”的总图。
图6是图5试样形状的横截面图。
图7是与图3-6有关的冲击破碎试验方法的示意图。
图8示出的是本发明中的TS和以5×102－5×103(l/s)应变速 率变形时，等效应变为3-10％的条件下，形变应力的平均值σdyn与 TS的差值之间的关系，以此作为碰撞时冲击能量吸收性能的指标。
图9示出的是一本发明实施例和一对照例经平整冷轧后的静态/动 态比值的变化。
图10示出的是根据本发明在热轧工序中，ΔT与冶金学参数A之 间的关系。
图11示出的是根据本发明在热轧工序中，卷取温度与冶金学参数 A之间的关系。
图12示出的是根据本发明的连续退火循环周期。
实施本发明的最佳方式
通过对钢板进行弯曲和冲击成形，来生产诸如汽车的前置部件那 样的冲击吸收构件。由于汽车碰撞期间的冲击被这些已经过冲压成形 的部件吸收，因此，甚至在经过与冲压成形相当的预变形后，这些构 件也必须具有高的冲击吸收性能。然而，目前，还未尝试获得具有实 际部件所需的优异冲击吸收性能的高强钢板，而这需要同时考虑由冲 压成形所引起的变形应力的增加和由更高应变速率所引起的变形应力 的增加，正如前面所提到的那样。
以达到这一目的为目标，经过多次试验和研究，本发明人已发现， 具有双相(DP)组织的钢板作为上述冲压成形的实际部件所需的具有 优异冲击吸收性能的高强钢板非常理想。已证实，这种钢板的双相显 微组织为一种复相型组织，其中，铁素体为主要相，决定着由应变速 率的增大所引起的变形抗力的增加，第二种相包括硬马氏体相，所述 钢板具有优异的动态变形性能。也就是说，已发现，当最终的钢板显 微组织是一种复相型组织，其中的主要相是铁素体，而另一种低温生 成相则包括钢板经等效应变为5％的变形后，体积分数为3-50％的硬 马氏体相时，就展示出高的动态变形性能。
就硬马氏体相的体积分数为3-50％而言，因为如果马氏体相低 于3％，不能获得高强钢板和甚至是具有高动态变形性能的钢板，所 以马氏体相的体积分数必须至少为3％。此外，如果马氏体相超过50 ％，这会导致决定因变形速度增加而发生的变形抗力增大的铁素体相 的体积分数的降低，从而不可能获得具有与静态变形强度相比，优异 的动态变形性能的钢板，而同时也不利于冲压成形性，因此，确定马 氏体相的体积分数必须为3-50％。
然后，基于这些发现，本发明人进行了实验和研究，结果发现， 尽管与冲击吸收部件如前置部件的冲压成形相当的预变形程度有时最 高可达20％以上，这与所处部位有关，但大多数部位的等效应变为0 -10％，而且，通过了解该范围内的预变形的作用，就有可能从整体 上估计预变形后所述构件的性能。
因此，根据本发明，选择等效应变为0-10％的变形作为冲压成 形期间构件所受到的预变形量的大小。
图1示出的是一冲压成形的部件在碰撞期间的吸收能量(Eab)与 材料强度(S)之间的关系，所使用的不同钢的类型示于表5中，并作 为一实施例将在后面加以描述。材料强度S是由普通拉伸试验测得的 抗拉强度(TS)。部件的吸收能(Eab)是当用一400kg的重物，以15m/ 秒的速度进行碰撞时，在沿着如图2所示的冲压成形的部件的长度方 向(箭头方向)，压碎程度达100mm时的吸收能量。图2中的成型部 件由一加工成帽形截面1的2.0mm厚钢板与一厚度相同且钢种也相同 的钢板2构成，二者通过点焊接合一起，帽形截面1的角半径为2mm， 点焊点的位置标记为3。
从图1可看出，部件的吸收能(Eab)一般随通常拉伸试验测得的 材料强度增加，尽管存在相当的偏差。这里，图1中的材料受到了等 效应变大于0％但小于或等于10％的预变形，然后，对以5×10-4至5 ×10-3(S-1)的应变速率变形时的静态变形强度σs和预变形后，以5×102 至5×103(S-1)的应变速率变形时的动态变形强度σd进行了测试。结 果，有可能根据(σd－σs)作一分类。下面是标注在图1中的符号：
○：(σd－σs)＜60MPa，适于任何预变形大于0％但小于或等于10 ％；
●：60MPa≤(σd－σs)，预变形量在上述范围，以及60MPa≤(σd－ σs)＜80MPa，预变形为5％；
■：60Mpa≤(σd-σs)，预变形量在上述范围，以及80MPa≤(σd－σs) ＜100MPa，预变形为5％；
▲：60Mpa≤(σd－σs)，预变形在上述范围，以及100MPa≤(σd－ σs)，预变形为5％。
此外，当60MPa≤(σd－σs)且预变形为大于0％但小于或等于10 ％的等效应变时，碰撞期间部件的吸收能量(Eab)值等于或高于由材 料强度S预测的数值，表明钢板作为冲击吸收部件在碰撞时具有优异 的动态变形性能。这些预测值在图1中用曲线示出，用Eab＝0.062S0.8 代表。因此，(σd－σs)至少必须为60MPa。
为改善冲击吸收性能，基本而言，增加加工硬化系数很重要，尤 其至少为0.13，并且优选至少为0.16；通过将屈服强度和加工硬化系 数控制在特定范围，有可能获得优异的冲击吸收性能，而且，为改善 可冲压成形性，将马氏体的体积分数和粒子尺寸设定在特定范围很有 效。
图3示出的是钢板的加工硬化系数和代表部件冲击吸收性能的动 态能量吸收间的关系，其所用材料均为具有相同屈服强度的一类材料。 此图表明，增大钢板的加工硬化系数可以改善部件的冲击吸收性能(动 态能量吸收)，而且，只要屈服强度处于同一级别，则钢板的加工硬 化系数就能在相当程度上代表部件的冲击吸收性能。此外，当屈服强 度不同时，如图4所示，屈服强度×加工硬化系数可以作为部件冲击 吸收性能的一个标志。当考虑到冲压成形期间部件所受到的应变，采 用5％-10％应变的n值表示加工硬化系数时，从改善动态能量吸收 的角度出发，可以优选5％应变时的加工硬化系数或者甚至高于10％ 应变时的加工硬化系数。
示于图3和图4的部件的动态能量吸收值采用如下方式确定。具 体而言，将钢板加工成图6所示的构件形状(角R＝5mm)，并按35mm 的间距加以点焊，所用焊条的焊头半径为5.5mm，电流为喷射电流 (expulsion current)的0.9倍，之后，在170℃下烘烤和涂漆处理20 分钟，然后，一约150kg的重物自约10m的高处落下，沿构件长度方 向将其压碎，由相应的载荷位移图中的面积计算出位移功的大小，其 中的位移＝0-150mm，以便确定动态能量吸收值。图7为此试验方法 的示意性说明。图5中，4是端盖，5是试件，6是点焊部位。
图6中，7是一帽形试件，8是点焊部位。图7中，9是端盖，10是 试件，11是一落下的重物(150kg)，12是底座，13是冲击吸收器。每 个钢板的加工硬化系数和屈服强度采用下述方式确定。将钢板加工成JIS -#5试样(标距：50mm，平行宽度：25mm)，然后，在0.001(S-1)的应 变速率下进行拉伸试验，来确定屈服强度和加工硬化系数(5％-10％应 变的n值)。所用钢板的厚度为1.2mm，其组成含有0.02-0.25重量％的 C，总量为0.15-3.5重量％的Mn或Cr或者二者之和，总量为0.02-4.0 重量％的Si、Al和P中之一种或多种，余者为作为主要组元的Fe。
图8示出的是以5×102-5×103(s-1)应变速率变形时，等效应 变为3-10％的条件下的变形应力平均值σdyn和静态的材料强度(TS) 之间的关系，以此作为根据本发明，发生碰撞时的冲击能量吸收性能 的一个指标，其中，静态的材料强度(TS)是以5×10-4－5×10-3(s-1) 的应变速率进行静态拉伸试验时测得的抗拉强度(TS：MPa)。
如上所述，冲击吸收部件如前置部件具有一种帽形横截面形状， 而且，根据对此种部件在由高速碰撞压碎时所引起的变形的分析结果， 本发明人已发现，尽管变形可达到高的最大应变40％以上，但在高速 应力-应变图中，至少总吸收能量的70％为10％或更低的应变范围所 吸收。因此，可采用应变为10％或以下的高速变形时的动态变形抗力 作为高速碰撞能量吸收性能的指标。特别是，由于3-10％的应变量 非常重要，用于冲击能量吸收性能的标志即为在以5×102－5×103 (s-1)的应变速率进行高速拉伸变形时，等效应变为3-10％时的平 均应力：σdyn。
高速变形时应变为3-10％时的平均应力：σdyn一般随预变形或 烘烤处理之前的材料静态拉伸强度{应变速率为5×10-4－5×10-3(s-1) 时测得的静态拉伸试验中的最大应力(TS：Mpa)}的增大而增加。因此， 增加钢材的静态抗拉强度(这与静态材料强度同义)直接有助于改善 部件的冲击能量吸收性能。然而，增加钢的强度会使得冲压成部件的 性能变坏，从而难于获得具有所需形状的部件。因此，优选抗拉强度 相同但σdyn高的钢。已发现，基于这种关系，当以大于0％但小于或 等于10％的等效应变预变形后，以5×102－5×103(s-1)的应变速率 变形，等效应变为3-10％时的变形应力的平均值σdyn(MPa)满足不等 式：σdyn≥0.766×TS＋250，式中，TS为预变形前，应变速率为5×10-4 －5×10-3(s-1)时测得的静态拉伸试验中的抗拉强度(TS：MPa)， 此时，与其它钢相比，所述钢板作为实际部件具有更高的冲击能量吸 收性能，而且是在没有增加所述构件整体重量的条件下，冲击能量吸 收性能得以改善的，从而有可能提供具有高的动态变形抗力的高强钢 板。
此外，尽管细节仍不清楚，但已经发现，当YS(0)/TS’(5)不大 于0.7时，能够获得具有优异动态变形性能的钢板，如图9所示。而 YS(0)/TS’(5)之值取决于初始显微组织、在除马氏体相之外的低温生 成相和铁素体主要相中的固溶元素的量，以及碳化物、氮化物和碳氮 化物的沉积状态。这里，YS(0)是在5％的等效应变的预变形后或者经 进一步烘烤硬化处理(BH处理)后，静态拉伸试验中的屈服强度，而 TS’(5)则是相应的抗拉强度(TS’)。也已证实，当屈服强度：YS(0) ×加工硬化系数至少为70时，可以获得具有甚至更优异的动态变形性 能的钢板。
而且，已知道，动态变形强度通常以静态抗拉强度的指数形式表 示，而且，当静态抗拉强度增加时，动态变形强度和静态变形强度之 间的差值会减小。然而，动态变形强度和静态变形强度间的差异小将 意味着不能期望在冲击吸收性能上会有更大改进。从这点看，优选 (σd－σs)之值满足下述不等式：(σd－σs)≥4.1×σs0.8－σs。
下面，将对根据本发明的钢板的显微组织进行详细描述。如前所 述，马氏体的体积分数为3-50％，并且优选为3-30％。马氏体的平 均晶粒尺寸优选不大于5μm，铁素体的平均晶粒尺寸优选不大于10μm。 即，马氏体硬度高，通过主要在相邻的铁素体晶粒中产生可移动的位 错，可促使屈服比降低和加工硬化系数改善；而且，通过满足上述限 制条件，有可能在钢中弥散分布细小的马氏体，这样，在遍及整个钢 板范围内性能都会得到改善。此外，细小马氏体在钢中的这种弥散分 布有助于避免扩孔延伸(hole expansion)比和抗拉强度与总延伸率之 积的变差，而这正是硬马氏体的有害作用。另外，由于能够可靠地实 现加工硬化系数≥0.130，抗拉强度×总延伸率≥18000，以及扩孔延伸 比≥1.2，因而有可能改善冲击吸收性能和可冲压成形性。
当马氏体的体积分数小于3％时，屈服比较大，此时，冲压成形 的部件在经过碰撞变形后不能表现出优异的加工硬化性能(加工硬化 系数≥0.130)，并因为变形抗力(负载)停留在低水平，且动态能量 吸收较低，从而阻碍了冲击吸收性能的改善。另一方面，当马氏体的 体积分数高于50％时，屈服比较大，同时加工硬化系数减小，抗拉强 度×总延伸率和扩孔延伸比也会变坏。从可冲压成形性上考虑，马氏 体的体积分数优选不高于30％。
此外，铁素体的体积分数优选至少为50％，而且更优选至少为70 ％，其平均晶粒尺寸(平均等效圆直径)优选不大于10μm，而且更优 选不大于5μm，同时，优选马氏体与铁素体相邻。这有助于马氏体在 铁素体基体上的细小弥散分布，并有效地将改善性能的作用从局部扩 展到整个钢板，有利于阻止马氏体的有害作用。与马氏体和铁素体共 存的余下的组织可以是一种包含珠光体、贝氏体、残余奥氏体等之一 种或几种组合一起的混合组织。虽然在要求扩孔延伸性能的场合，优 选以贝氏体为主，但因为残余奥氏体在冲压成形时会被加工诱发转变 成马氏体，试验结果已表明，即使仅有优选的少量残余奥氏体(5％或 更少)存在，其在冲压成形前也有一定的作用。
此外，从冲击吸收性能和可冲压成形性上考虑，优选马氏体与铁 素体的晶粒尺寸之比不大于0.6，而且，两者的硬度之比至少为1.5。
现在，来说明对根据本发明的具有优异动态变形性能的双相型高 强钢化学组分取值的限制以及设置这些限制的原因。
根据本发明加以使用的具有优异动态变形性能的双相型高强钢板 含有如下的化学组成，以重量百分比计：0.02-0.25％的C，总量为 0.15-3.5％的Mn或Cr或者二者之和，总量为0.02-4.0％的Si、Al和 P中之一种或多种，如需要，还有总量不大于3.5％的Ni、Cu和Mo中 之一种或多种，不大于0.30％的Nb、Ti和V中之一种或多种，以及Ca和REM或者是二者之一，对于Ca，其含量为0.0005-0.01％，对于REM， 其含量为0.005-0.05％，余者则作为主要组元的Fe。所述具有优异动 态变表性能的双相型高强钢板，如必要，也含有B(≤0.01)、S(≤0.01％) 和N(≤0.02％)中之一种或多种。现在，对上述这些化学组分及其含 量(重量百分比)进行讨论。
C：C是最强烈影响钢板的显微组织的元素，如果其含量太低，将 难以获得具有所要求的数量和强度的马氏体；如加入量过高，则会导 致所不希望的碳化物的析出，阻碍较高应变速率时变形抗力的增加， 并且也会造成强度过高，以及可冲压成形性和可焊性变差；因此，碳 含是来0.02-0.25重量％。
Mn，Cr：Mn和Cr起稳定奥氏体和保障充分的马氏体形成的作用， 而且，它们也是固溶硬化元素；因此，其最小添加量必须是0.15重量 ％，但是，如果加入量太大，则上述作用会达到饱和，并会产生诸如阻 止铁素体转变的不利作用，因此，它们的最大加入量为3.5重量％。
Si，Al，P：Si和Al是形成马氏体的有用元素，而且，它们促进铁 素体的形成并抑制碳化物的析出，因此，具有保障充分马氏体形成的 作用，并具有固溶硬化效果以及脱氧的作用。P与Si和Al类似，也 能促进马氏体的形成和固溶硬化。从这点看，Si＋Al＋P的最小添加量 必须至少为0.02重量％。另一方面，如添加量过大，会使这种使用饱 和并造成脆化，因此，最大添加量不超过4.0重量％。特别是，当要求 表面状况极佳时，Si的添加量不超过0.1重量％，就可避免Si鳞剥； 相反，如Si添加量为1.0重量％或更高，就可能在整个表面产生Si鳞 剥，以致于鳞剥反倒不那么引人注意了。此外，当要求极佳的二次加 工性、韧性，可点焊性和压延性能时，P含量可保持在不高于0.05％， 而且优选不高于0.02％。
Ni，Cu，Mo：这些元素在必要时添加。它们是与Mn类似的奥氏体 稳定化元素，能增加钢的淬透性，并有效调整其强度，从可焊接性和化 学处理的角度看，这些元素在C，Si，Al和Mn的量受到限制时可以使 用，但是，如果这些元素的添加总量超过3.5重量％，则主要的铁素体 相将被硬化，从而抑制较高应变速率所引起的变形抗力的增加，并且还 会提高钢板的成本；因此，这些元素的添加量为3.50重量％或更低。
Nb，Ti，V：这些元素在必要时添加。它们通过形成碳化物、氮化 物和碳氮化物来有效地强化钢板。然而，当添加量超过0.3％时，这些 元素会以碳化物、氮化物和碳氮化物的形式大量沉积在主要的铁素体 相中或晶界上，成为高速变形期间的一个可移动位错源，并且阻止较 高应变速率所引起的变形抗力的增加。此外，主要相的变形抗力会变 得比所需值还高，从而造成C的浪费和成本的增加；因此，所添加的 最大量为0.3重量％。
B：B是一种有效的强化元素，因为它通过抑制铁素体的产生来改 善钢的淬透性，但是，如果添加量超过0.01重量％，则其作用将达饱 和，因此，B的添加量最高为0.01重量％。
Ca，REM：Ca的添加量至少为0.0005重量％，以便通过控制硫化物 基夹杂物的形状(球化)来改善可冲压成形性(特别是扩孔延伸比)， 考虑到上述作用会饱和以及由于上述夹杂物的增加所产生的有害作用 (降低扩孔延伸比)，因此，最大添加量为0.01重量％。同样，REM 的添加量定为0.005％-0.05重量％。
S：从硫化物基夹杂物对可冲压成形性(特别是扩孔延伸比)的影 响和可点焊性的降低两方面考虑，S的含是不超过0.01重量％，并且 优选不超过0.003重量％。
现在说明本发明中进行预变形的方法。预变形可以是将部件冲压 成形，或者是在冲压成形之前，采用平整冷轧或张力矫直对钢板进行 加工处理。在这种情况下，平整冷轧机或张力矫直机或者二者之组合 都可以使用。这就是说，所使用的手段可以包括平整冷轧机，张力矫 直机，或者平整冷轧机和张力矫直机。钢板材料也可以在用平整冷轧 机或张力矫直机处理后，再进行冲压成形。由平整冷轧机和/或张力矫 直机所产生的预变形量，即塑性变形程度(T)，依据初始位错密度的 不同而不同，如初始密度高，则T小。此外，由于固溶元素很少，所 产生的位错不能被固定，高动态变形性能也就不能保障。结果，发现 塑性变形(T)由等效应变为5％的预变形时或者还经进一步烘烤硬化 处理(BH处理)后的静态拉伸试验中的屈服强度YS(0)与抗拉强度 TS’(5)之比，即YS(0)/TS’(5)决定。这就是说，YS(0)/TS’(5)是 初始位错密度与5％变形所产生的位错密度之和，以及固溶元素的量 的一个标志；可以认为，YS(0)/TS’(5)较小，意味着初始位错密度较 高以及固溶元素较多。因此，YS(0)/TS’(5)不大于0.7，而且，优选其 值由下述方程给定：
2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋15≥T≥2.5{YS(0)/TS’(5)－0.5}＋0.5
其中，T的上限由包括冲击吸收性能和挠度的可冲压成形性决定。
现在，对生产根据本发明的具有优异动态变形性能的双相型高强 热轧钢板和冷轧钢板的方法进行说明。该生产方法中，将一连铸钢坯 直接由铸造工序送去热轧，或者瞬时冷却后再加热时热轧。除通常的 连铸方法外，薄板连铸和连续热轧技术(无头热轧)也可用于热轧工 序中，但是，为了避免铁素体的体积分数较低和薄钢板显微组织的平 均晶粒较粗大，在热轧入口边的轧材(铸钢带)的厚度(轧材初始厚 度)优选至少为25mm。如小于25mm，则钢板的铁素体的平均等效园尺 寸较粗大，同时，这也不利于获得所要求的马氏体。考虑到上述这些 问题，热轧时最后道次的轧制速度优选至少为500mpm，并且更优选至 少600mpm。如果低于500mpm，则钢板中铁素体的平均等效园直径较粗 大，同时，这也不利于获得所要求的马氏体。
热轧时的终轧温度为Ar3－50℃至Ar3＋120℃。如果低于Ar3－50℃， 会出现加工硬化性能和冲压成形性均不佳的变形铁素体。如果高于 Ar3＋120℃，钢板中铁素体的平均等效园尺寸会较粗大，同时，这也会 难于获得所要求的马氏体。
输出辊道上的平均冷却速度至少为5℃/秒。如果低于5℃/秒，会 难于获得所要求的马氏体。
卷取温度不高于350℃。如果高于350℃，则难于获得所要求的马 氏体。
根据本发明，已发现，尤其是在热轧工序中的终轧温度，终轧时 入辊温度和卷取温度间存在一种关系。这就是说，如图10和图11所 示，存在主要由终轧温度，终轧时入辊温度和卷取温度决定的特定条 件。具体而言，对热轧过程进行控制，以使当热轧终轧温度处于Ar3－50 ℃和Ar3＋120℃之间时，冶金学参数A满足不等式(1)和(2)。上述冶 金学参数A可用下述方程表示。
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)
h1：最后道次入辊时钢板厚度
h2：最后道次出辊时钢板厚度
r：(h1－h2)/h1
R：轧辊半径
V：最后道次的出辊速度
ΔT：终轧温度(终轧最后道次时的出辊温度)－终轧时入
辊温度(终轧第一道次时的入辊温度)
Ar3：901－325C％＋33Si％－92Mneq
之后，优选输出辊道上的平均冷却速度至少为5℃/秒，并且，对 将要进行的卷取条件进行控制，以使冶金学参数A和卷取温度(CT) 之间的关系满足不等式(3)。
9≤LogA≤18 (1)
ΔT≤21×LogA－61 (2)
CT≤6×LogA＋242 (3)
上述不等式(1)中，从残余奥氏体的产生和显微组织的细化的角 度看，LogA小于9是不可接受的，同时，这也不利于动态变形抗力σdyn 和5-10％应变时的加工硬化性能。另外，如果LogA高于18，则需要 巨大的装备才能实现。至于不等式(2)，如果不等式(2)的条件不 被满足，则不可能获得所要求的马氏体，而且，动态变形抗力σdyn和 5-10％应变时的加工硬化性能等也将变坏。由不等式(2)可知，ΔT 的下限在LogA较小时更具可变性。此外，如果不等式(3)中卷取温 度的关系不被满足，将不利于确保足够的马氏体量，同时，即使残余 奥氏体可以获得，但因其过于稳定而不可能在变形期间获得所要求的 马氏体，而且，动态变形抗力σdyn和5-10％变形时的加工硬化性能 等也将变坏。LogA较高时，对卷取温度限制更灵活可变。
然后，在进行热轧和卷取后，对根据本发明的冷轧钢板进行不同 工序的处理，冷轧并退火，理想的退火过程是采用图12所示的退火规 范进行连续退火，而且，在连续退火工序的退火期间，必须在介于 Ac1-Ac3间的某一温度保温至少10秒钟。如果温度低于Ac1，则不会形 成奥氏体，而且，以后也就不可能获得马氏体，而如果温度高于Ac3， 所获奥氏体单相组织会很粗大，因而，不可能获得所要求的马氏体平 均晶粒尺寸。此外，如果保温时间少于10秒，则不能充分形成奥氏体， 之后也就不可能获得所要求的马氏体。从避免增加设备和防止组织粗 化方面考虑，最长保温时间优选不超过200秒。退火后的冷却必须以 至少5℃/秒的平均冷却速度进行。如果冷速小于5℃/秒，马氏体不能 获得所要求的方向性系数(space factor)。尽管此处没有特定的上限， 但考虑到冷却期间的温度控制，优选其为300℃/秒。
根据本发明，将冷却后的钢板从Ac1－Ac3间加热至图12所示的连 续退火循环中的温度To，并在由下述方法提供的冷却条件下冷却，所 述方法中，以1-10℃/秒的一次冷却速度冷至范围为550℃-To间的 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 二次冷却终了温度Te，其中，Te不高于由钢的化学组成和退火温度To 确定的温度Tem。该方法中，图12所示的连续退火循环中的冷却终了 温度Te可表示为化学组成和退火温度的函数，而且保持在一给定临界 值下。冷却至Te后，优选将温度保持在Te-50℃至400℃的范围内， 时间不超过20分钟，然后，再冷却至室温。
这里，Tem是在快冷起始点Tq的残留奥氏体发生马氏体转变的开 始温度。即，Tem由式Tem＝T1－T2，即，排除奥氏体中C浓度影响的温 度值(T1)与展示C浓度作用的温度值(T2)之间的差值。此处，T1由 除C之外的固溶元素的浓度计算出，而T2则依据处于Ac1和Ac3和Tq 的残余奥氏体中的C浓度进行计算，其中，Ac1和Ac3由钢的化学组成 确定，而Tq则由退火温度To确定。Ceq*代表退火温度To下的残余奥 氏体中的碳当量。因此，T1可表示为：
T1＝561－33×(Mn％＋(Ni＋Cr＋Cu＋Mo)/2}
T2用Ac1，Ac3和退火温度To表示，其中：
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％，
而且，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)，
当Ceq*值小于或等于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)。
换句话说，当Te等于或高于Tem时，不能获得所要求的马氏体。 此外，如果Toa等于或高于400℃，冷却时所获得的马氏体则会发生 回火，从而不可能获得令人满意的动态性能和可冲压成形性。另一方 面，如果Toa低于Te-50℃，就需要附加的冷却设备，而且，由于连 续退火炉的温度和钢板的温度间存在不同，使得材料中出现较大的差 异；因此，将该温度定为下限。另外，将保温时间的上限定为20分钟， 原因是保温时间如超过20分钟，则必须增加设备。
通过采用上述的化学组成和生产方法，有可能生产一种具有优异 动态变形性能的双相型高强钢板，其中，钢板的显微组织是一种复合 型组织结构，该组织中，铁素体是主要相，而第二种相是另一种含有 经5％的等效应变的成形和加工后所形成的体积分数为3％-50％的马 氏体的低温生成相，而且，以大于0％但小于或等于10％的等效应变 预变形后，以5×10-4－5×10-3(1/s)的应变速率变形时的准静态 变形强度σs与在上述预变形后，以5×102－5×103(1/s)的应变速 率变形时测得的动态变形强度σd之差，即(σd-σs)，至少为60MPa， 而且，5-10％应变时的加工硬化系数至少是0.13。根据本发明的钢 板可以通过退火、光整冷轧、电镀或热浸镀加工成任何所要求的产品。
实施例
现在，通过实施例对本发明进行说明。
(实施例1)
将列于表1中的26种钢材(钢材编号为1-26)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，以获得热轧 钢板。如表3所示，满足本发明的化学组成条件和生产条件的钢板具 有一种双相组织，其中，马氏体的体积分数至少3％但不高于50％， 而且，如表4所示，热轧钢板的机械性能结果表明其具有优异的冲击 吸收性能，如5-10％应变时加工硬化系数至少为0.13，σd－σs≥60MPa， 以及σdyn≥0.766×TS＋250，同时，该钢板也具有适当的可冲压成形性 和焊接性。
表1钢的化学组成 钢的 编号 化学组成(重量％) C Si Mn P S Al N Si＋Al＋ P Ni Cr Cu Mo Nb Ti V B Ca REM Mn＋Cr 碳当量 锰当量 1 0.08 1.01 1.20 0.02 0.003 0.03 0.003 1.06 0.10 1.30 0.29 1.25 2 0.08 1.01 1.20 0.02 0.003 0.03 0.002 1.06 0.10 0.004 1.30 0.29 1.25 3 0.05 1.20 1.30 0.01 0.001 0.01 0.003 1.22 1.30 0.27 1.30 4 0.15 1.51 1.01 0.02 0.002 0.02 0.002 1.55 1.01 0.32 1.01 5 0.08 0.01 1.30 0.02 0.003 1.20 0.003 1.23 1.30 0.30 1.30 6 0.07 0.01 1.60 0.08 0.003 0.03 0.003 0.12 1.60 0.34 1.60 7 0.07 0.50 1.10 0.07 0.002 0.01 0.002 0.58 1.10 0.25 1.10 8 0.08 0.80 1.20 0.02 0.003 0.50 0.003 1.32 1.20 0.28 1.20 9 0.08 0.01 1.10 0.08 0.002 0.20 0.003 0.29 1.10 0.26 1.10 10 0.07 0.02 0.80 0.01 0.001 0.02 0.002 0.05 0.40 1.20 0.24 1.00 11 0.10 1.00 1.80 0.02 0.001 0.02 0.002 1.04 1.80 0.40 1.80 12 0.08 1.01 1.20 0.02 0.002 0.03 0.002 1.06 0.10 0.005 1.30 0.29 1.25 13 0.08 1.01 1.40 0.02 0.002 0.03 0.003 1.06 0.10 1.50 0.32 1.45 14 0.08 1.01 1.20 0.02 0.002 0.03 0.003 1.06 0.10 1.30 0.29 1.25 15 0.01 0.01 1.00 0.01 0.002 0.01 0.005 0.03 1.00 0.18 1.00 16 0.06 0.90 1.20 0.02 0.001 0.01 0.002 0.93 0.5 1.0 1.20 0.39 1.95 17 0.07 0.90 0.90 0.02 0.001 0.01 0.003 0.93 0.5 0.90 0.26 1.15 18 0.09 2.16 1.91 0.01 0.003 0.03 0.003 2.20 0.09 0.02 2.00 0.42 1.96 19 0.06 0.80 1.10 0.02 0.002 0.01 0.002 0.83 0.05 1.10 0.24 1.10 20 0.07 0.90 1.20 0.01 0.001 0.01 0.003 0.92 0.003 1.20 0.27 1.20 21 0.05 1.00 1.36 0.01 0.003 0.02 0.003 1.03 0.90 2.26 0.35 1.81 22 0.07 0.02 1.80 0.08 0.003 0.02 0.002 0.12 1.80 0.37 1.80 23 0.10 0.20 0.81 0.08 0.003 0.02 0.002 0.30 0.81 0.24 0.81 24 0.09 0.20 1.15 0.01 0.005 0.05 0.003 0.26 1.15 0.28 1.15 25 0.08 1.61 1.71 0.01 0.003 0.03 0.003 1.65 0.12 1.71 0.37 1.71 26 0.40 0.002 0.10 0.005 0.010 0.01 0.003 0.017 0.10 0.42 0.10
下划线的数据表明其值超出了本发明的范围。
表1(续)钢的化学组成 钢号 相变温度点 ℃ 类型 Ac1 Ac3 Ar3 1 741 863 793 本发明 2 741 863 793 本发明 3 744 880 805 本发明 4 756 871 809 本发明 5 709 863 756 本发明 6 706 816 731 本发明 7 726 851 794 本发明 8 733 874 791 本发明 9 712 834 774 本发明 10 722 830 787 本发明 11 733 839 736 本发明 12 741 863 793 本发明 13 739 857 775 对照例 14 741 863 793 对照例 15 713 861 806 对照例 16 728 839 732 本发明 17 740 887 802 本发明 18 767 889 763 本发明 19 735 870 807 本发明 20 736 862 798 本发明 21 753 860 751 本发明 22 704 810 713 本发明 23 720 837 801 本发明 24 717 826 773 本发明 25 752 923 771 本发明 26 722 779 762 对照例
表2生产条件 钢号 热轧条件 冷却条件 卷取条件 终轧温度 ℃ 钢带初始 厚度 (m) 最后道次 轧制速度 (mpm) 钢板最终 厚度 (mm) 应变率 (/秒) LogA 计算值 ΔT ℃ 不等式 (2) 平均冷速 (℃/秒) 备注 卷取温度 ℃ 不等式 (3) 1 880 50 1000 1.2 300 14.4 140 o 120 #1 100 o 2 780 26 500 2.9 90 15.0 150 o 30 #l 300 o 3 830 30 600 2.9 140 14.8 160 o 60 200 o 4 820 28 700 1.4 190 14.6 155 o 70 310 o 5 840 35 500 2.3 95 14.3 120 o 50 150 o 6 845 40 600 2.3 145 14.1 140 o 60 150 o 7 830 35 650 2.3 150 14.9 150 o 50 150 o 8 825 38 750 1.6 190 14.9 60 o 60 150 o 9 850 36 600 1.8 150 14.6 170 o 40 150 o 10 840 40 600 1.8 150 15.0 130 o 50 150 o 11 800 26 550 1.8 145 14.0 110 o 40 200 o 12 845 32 600 1.8 150 14.5 135 o 50 100 o 13 930 20 500 1.8 135 13.3 100 o 15 500 x 14 700 26 300 1.8 100 16.1 125 o 15 320 o 15 850 30 600 1.8 150 15.4 150 o 4 310 o 16 84O 28 500 1.4 150 13.7 80 o 30 150 o 17 830 28 500 1.4 145 14.9 100 o 30 150 o 18 860 30 700 1.4 190 13.4 50 o 35 100 o 19 840 30 700 1.4 180 15.0 180 o 30 200 o 20 830 30 700 1.4 190 14.9 130 o 30 200 o 21 840 30 700 1.4 190 14.1 140 o 30 200 o 22 780 30 700 1.4 190 14.6 90 o 25 200 o 23 800 30 700 1.4 190 15.6 110 o 25 200 o 24 810 30 700 1.4 190 15.0 120 o 25 200 o 25 820 30 700 1.4 190 14.2 40 o 25 200 o 26 880 30 700 1.4 190 13.2 220 x 15 320 o
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。*1：750℃-700℃间的冷速为15℃/秒
表3.钢的显微组织 钢号 主要相 铁素体 马氏体 相名称 等效园直径(μm) 体积分数(％) 等效园直径(μm) 5％加工变形后的 体积分数(％) 1 铁素体 5.5 80 2.5 15 2 铁素体 4.0 90 1.8 8 3 铁素体 5.0 85 2.2 10 4 铁素体 4.0 80 1.8 4 5 铁素体 4.5 80 2.0 20 6 铁素体 5.0 85 2.2 15 7 铁素体 4.5 90 2 10 8 铁素体 4.5 90 2 10 9 铁素体 5.0 90 2.2 10 10 铁素体 5.0 90 2.2 10 11 铁素体 4.0 80 1.7 20 12 铁素体 5.0 90 2.2 10 13 铁素体 11.0 50 - 0 14 铁素体 加工后的组织 90 - 0 15 铁素体 10.0 95 - 0 16 铁素体 4.4 90 1.9 10 17 铁素体 4.5 91 2 9 18 铁素体 3.4 78 1.4 22 19 铁素体 4.4 91 1.9 9 20 铁素体 4.3 88 1.8 12 21 铁素体 4.5 85 2 13 22 铁素体 4.4 84 1.9 11 23 铁素体 4.4 85 1.9 8 24 铁素体 4.4 85 1.8 12 25 铁素体 2.4 80 1 10 26 贝氏体 10.5 30 - 0
下划线的数值表示该值在本发明的范围之外
表4.钢的机械性能 钢号 静态拉伸(应变率＝0.001/s) 预变形和BH处理 TS Mpa YS Mpa T.E1 ％ TS(5) Mpa 5-10％应 变的n值 YS×n YS/TS(5) TS×T.E1 Mpa·％ 预变形形式 等效应变 ％ BH 处理 1 680 475 27 720 0.17 81 0.66 18360 C轴单向拉伸 5％ 有 2 630 440 35 665 0.19 84 0.66 22050 C轴单向拉伸 5％ 否 3 580 405 32 610 0.18 73 0.66 18560 L轴单向拉伸 5％ 有 4 780 545 28 815 0.19 104 0.67 21840 C轴单向拉伸 2％ 有 5 700 455 29 740 0.20 91 0.61 20300 C轴单向拉伸 5％ 有 6 660 430 30 695 0.19 82 0.62 19800 C轴单向拉伸 10％ 有 7 650 420 31 685 0.21 88 0.61 20150 C轴单向拉伸 5％ 有 8 620 400 32 645 0.21 84 0.62 19840 C轴单向拉伸 5％ 有 9 640 415 31 675 0.18 75 0.61 19840 C轴单向拉伸 5％ 有 10 670 435 30 710 0.19 83 0.61 20100 C轴单向拉伸 5％ 有 11 850 510 24 885 0.21 107 0.58 20400 C轴单向拉伸 5％ 有 12 650 420 31 685 0.20 84 0.61 20150 双轴等拉伸 5％ 有 13 520 494 31 530 0.12 59 0.93 16120 C轴单向位伸 5％ 有 14 500 375 28 515 0.10 38 0.73 14000 双轴等拉伸 5％ 有 15 420 310 36 430 0.12 37 0.72 15120 L轴单向拉伸 5％ 有 16 650 390 31 685 0.20 78 0.57 20150 L轴单向拉伸 5％ 有 17 640 380 30 670 0.21 80 0.57 19200 L轴单向拉伸 5％ 有 18 840 505 27 870 0.16 81 0.58 22680 L轴单向拉伸 5％ 有 19 660 405 28 695 0.20 81 0.58 18480 L轴单向拉伸 5％ 有 20 660 400 29 690 0.20 80 0.58 19140 L轴单向拉伸 5％ 有 21 660 480 28 695 0.15 72 0.69 18480 L轴单向拉伸 5％ 有 22 620 290 31 650 0.25 73 0.45 19220 L轴单向拉伸 5％ 有 23 640 420 29 670 0.18 76 0.63 18560 L轴单向拉伸 5％ 有 24 640 380 29 675 0.19 72 0.55 18560 L轴单同拉伸 5％ 有 25 820 615 23 875 0.15 92 0.70 18860 L轴单向拉伸 5％ 有 26 400 290 30 410 0.10 29 0.71 12000 L轴单向拉伸 5％ 有
下划线的数据表示其值在本发明范围之外。
*3σdyn－(0.766×TS＋250)
*42.5(YS/TS’(5)－0.5)＋15≥塑性变形T≥ 2.5(YS/TS’(5)－0.5)＋0.5
表4(续)钢的机械性能 钢号 预变形·BH处理后的静态/动态拉伸 (应变率=1000/s) 塑性变形 其它性能 5Z WH*1 Hpa ΔYS*2 Mpa σs Hpa σd Hpa σd-σs Mpa σdyn Mpa 不等式*3 T Z 所满足的 不等式*4 可焊接性 d/d0 1 140 205 720 841 121 825 54.1 1.0 o 好 1.31 2 150 215 665 78B 123 771 38.4 1.0 o 好 1.45 3 145 210 610 732 122 718 23.7 1.0 o 好 1.54 4 80 150 800 923 123 903 55.5 1.0 o 好 1.21 5 140 210 740 864 124 847 60.8 0.9 o 好 1.27 6 155 260 710 833 123 830 74.4 0.9 o 好 1.35 7 145 215 685 810 125 794 46.1 O.9 o 好 1.37 8 140 215 645 770 125 755 30.1 0.9 o 好 1.44 9 160 210 675 797 122 781 40.8 0.9 o 好 1.39 10 140 210 7lO 833 123 818 54.8 0.9 o 好 1.33 11 150 220 885 1010 125 992 90.9 0.8 o 好 1.20 12 140 210 685 809 124 793 45.1 0.9 o 好 1.40 13 15 20 530 575 45 565 -83.3 1.6 o 好 1.7l 14 20 25 515 565 50 555 -78.0 0.1 x 好 1.18 15 25 35 430 485 55 476 -95.7 1.2 o 好 1.90 16 140 210 685 809 124 793 45.1 0.7 o 好 1.37 17 140 215 670 795 125 780 39.8 0.7 o 好 1.39 18 145 210 870 989 119 972 78.6 0.8 o 好 1.20 19 140 210 695 819 124 804 48.4 0.8 o 好 1.35 20 140 210 690 814 124 798 42.4 0.8 o 好 1.35 21 125 195 695 813 118 799 43.4 1.0 o 好 1.35 22 145 215 650 779 129 765 40.1 0.4 o 好 1.44 23 130 200 670 792 122 777 36.8 0.9 o 好 1.39 24 140 210 675 798 123 784 43.8 0.7 o 好 1.35 25 120 190 875 993 118 977 98.9 1.1 o 好 1.20 26 25 35 410 445 35 437 -119.4 1.1 o 差 1.50
下划线的数据表示其值在本发明范围之外。
3：σdyn－(0.766×Ts＋250) *4：2.5(Ys/Ts’(5)－0.5)＋15≥塑性变形T≥2.5(Ys/Ts’(5)－0.5)＋0.5
(实施例2)
将列于表5中的22种钢材(钢材编号为27-48)加热至1050-1250 ℃，并进行热轧，冷却和卷取，随后酸洗处理，然后在表6中所列条 件下进行冷轧，以生产冷轧钢板。之后，由每种钢的化学组成计算出 温度Ac1和Ac3，并在表6中所列的退火条件下进行加热、冷却和保温 处理，之后，冷却至室温。如表7所示，满足本发明的化学组成条件 和生产条件的钢板具有一种双相组织，其中马氏体的体积分数至少为 3％但又不超过50％，而且，如图8所示，所述轧制钢板的机械性能 表明其具有优异的冲击吸收性能，如5-10％应变时的加工硬化系数 至少为0.13，σd－σs≥60MPa，以及σdyn≥0.766×TS＋250，同时，所述 钢板也具有适当的可冲压成形性和焊接性。
表5钢的化学组成 钢号 化学组成(重量％) 相变温度 ℃ 类型 C Si Mn P S Al N Al＋Si ＋P Ni Cr Cu Mo Nb Ti V B Mn＋Cr Ceq Mneq Ac1 Ac3 Ar3 27 0.01 1.00 0.10 0.01 0.003 0.04 0.003 1.05 0.10 0.03 0.10 751 934 922 对照例 28 0.05 0.90 1.20 0.01 0.005 0.05 0.002 0.96 1.20 0.25 1.20 736 872 804 本发明 29 0.05 0.90 1.20 0.01 0.005 0.05 0.002 0.96 1.20 0.25 1.20 736 872 804 对照例 30 0.05 0.90 1.20 0.01 0.005 0.05 0.002 0.96 1.20 0.25 1.20 736 872 804 对照例 31 0.05 1.30 1.20 0.01 0.002 0.04 0.003 1.35 1.20 0.25 1.20 748 889 817 本发明 32 0.08 1.00 1.20 0.01 0.003 0.05 0.002 1.06 1.20 0.28 1.20 739 864 798 本发明 33 0.08 0.20 0.70 0.01 0.003 0.04 0.003 0.25 0.70 0.20 0.70 721 843 817 本发明 34 0.10 0.02 2.10 0.01 0.002 0.03 0.003 0.06 2.10 0.45 2.10 701 785 676 本发明 35 0.08 0.80 1.00 0.01 0.003 1.20 0.002 2.01 1.00 0.25 1.00 736 907 809 本发明 36 0.05 0.50 1.00 0.01 0.005 0.80 0.003 1.31 1.00 0.22 1.00 727 890 809 本发明 37 0.05 1.00 1.00 0.01 0.003 0.05 0.002 1.06 0.9 1.00 0.29 1.45 726 869 784 本发明 38 0.05 1.00 1.00 0.01 0.005 0.04 0.003 1.05 1.0 1.00 0.30 1.50 741 862 780 本发明 39 0.05 1.00 1.00 0.01 0.003 0.04 0.003 1.05 0.1 1.00 0.23 1.05 741 885 821 本发明 40 0.05 1.00 1.50 0.01 0.005 0.05 0.002 1.06 1.0 2.50 0.38 2.00 753 856 734 本发明 41 0.10 1.00 1.50 0.01 0.003 0.46 0.002 1.47 0.04 1.50 0.35 1.50 736 865 764 本发明 42 0.10 1.00 1.50 0.01 0.005 0.04 0.002 1.05 0.04 1.50 0.35 1.50 736 864 764 本发明 43 0.10 1.00 1.50 0.10 0.003 0.05 0.003 1.15 0.01 0.04 1.50 0.35 1.50 736 863 764 本发明 44 0.10 1.00 1.50 0.01 0.003 0.04 0.003 1.05 0.02 0.002 1.50 0.35 1.50 736 848 764 本发明 45 0.10 0.01 1.50 0.003 0.003 0.002 0.003 0.015 1.50 0.35 1.50 707 802 731 对照例 46 0.35 1.00 1.20 0.01 0.002 0.05 0.003 1.06 1.20 0.55 1.20 739 801 710 对照例 47 0.05 0.80 2.50 0.01 0.003 0.04 0.002 0.85 2.0 4.50 0.63 3.50 753 806 589 对照例 48 0.08 3.50 1.50 0.25 0.003 0.80 0.003 4.55 1.50 0.33 1.50 809 1014 853 对照例
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。
表6生产条件 钢号 冷轧条件 退火条件 轧制 压下量 ％ 板厚 mm 退火 温度 To℃ 退火 时间 秒 一次 冷却 ℃/秒 快速冷 却起始 点Tq℃ 二次 冷却 ℃/秒 快速冷却 终止温度 Te℃ T1 计算值 ℃ Ceq* 计算值 ℃ T2 计算值 ℃ Tem 计算值 ℃ 保温 温度 Toa℃ 保温 时间 秒 27 80 0.8 780 90 5 680 100 350 558 0.12 -62 619 350 180 28 80 0.8 780 90 5 680 100 230 521 0.39 224 297 230 270 29 80 0.8 780 90 5 680 100 320 521 0.39 224 297 320 270 30 80 0.8 780 90 5 500 100 230 521 0.39 224 297 230 270 31 80 0.8 780 90 5 700 100 270 521 0.47 182 339 270 300 32 80 0.8 780 90 5 680 80 270 521 0.49 190 331 270 250 33 80 0.8 750 120 8 680 100 200 538 0.46 297 241 200 100 34 80 0.8 750 120 8 680 100 270 492 0.52 114 378 270 300 35 80 0.8 800 90 5 680 100 270 528 0.41 259 269 270 300 36 80 0.8 750 90 5 650 130 200 528 0.54 217 311 250 300 37 80 0.8 750 90 5 650 130 250 513 0.53 192 321 240 300 38 80 0.8 800 90 5 650 100 270 512 0.48 -83 428 270 300 39 80 0.8 780 90 5 650 100 250 526 0.42 216 310 250 300 40 80 0.8 780 90 5 680 100 270 495 0.65 90 405 270 300 41 80 0.8 780 90 8 680 100 250 512 0.58 154 358 250 300 42 68 1.2 780 90 8 680 100 250 512 0.58 154 358 270 300 43 68 1.2 780 90 5 630 150 250 512 0.58 154 358 250 300 44 68 1.2 780 90 5 680 100 250 512 0.55 153 359 250 200 45 80 0.8 750 90 5 680 100 250 512 0.47 186 326 250 300 46 80 0.8 780 90 5 680 100 200 521 0.77 252 269 200 300 47 80 0.8 770 90 5 680 100 270 446 0.94 74 371 270 300 48 80 0.8 850 90 5 680 100 250 512 0.79 188 323 250 300
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。
表7钢的显微组织 钢号 主要相 铁素体 马氏体 相名称 等效圆直径 (μm) 体积分数 (％) 等效圆直径 (μm) 5％加工变形后 的体积分数(％) 27 铁素体 9.8 100 -- 0 28 铁素体 6.4 86 3.2 12 29 铁素体 6.4 95 -- 1 30 铁素体 6.4 94 -- 0 31 铁素体 5.3 89 3.1 11 32 铁素体 4.8 82 2.8 15 33 铁素体 5.1 84 2.9 12 34 铁素体 4.8 75 2.2 18 35 铁素体 5.1 90 2.3 10 36 铁素体 5.5 90 2.8 8 37 铁素体 6.2 89 3.1 11 38 铁素体 5.8 81 3.0 16 39 铁素体 5.6 78 3.2 18 40 铁素体 5.6 87 3.2 13 41 铁素体 4.2 80 1.7 16 42 铁素体 4.5 78 2.1 18 43 铁素体 4.3 79 2.2 19 44 铁素体 5.0 79 2.3 13 45 铁素体 4.9 81 2.1 1 46 铁素体 4.1 42 2.4 35 47 铁素体 4.6 51 2.6 25 48 铁素体 5.6 88 2.6 12
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。
表8钢的机械性能 钢号 静态拉伸(应变率＝0.001/s) 预变形和BH处理 TS Mpa YS Mpa T.E1 ％ TS’(5) Mpa 5-10％应变 时的n值 YS×n YS/TS’(5) TS×T.E1 Mpa·％ 预变形形式 等效应变 ％ BH 处理 27 357 243 48 357 0.28 68 0.68 17136 C轴单向拉伸 5 有 28 592 349 34 630 0.24 84 0.55 20128 C轴单向拉伸 5 无 29 603 457 32 612 0.20 91 0.75 19296 C轴单向拉伸 5 无 30 583 472 26 591 0.15 71 0.80 15158 C轴单向拉伸 5 无 31 599 341 33 621 0.23 79 0.55 19767 L轴单向拉伸 10 有 32 641 359 34 690 0.23 83 0.52 21794 C轴单向拉伸 5 有 33 558 340 36 597 0.26 88 0.57 20088 C轴单向拉伸 5 有 34 640 397 33 650 0.22 87 0.61 21120 C轴表面应变拉伸 3 有 35 611 354 35 633 0.23 82 0.56 21385 C轴单向拉伸 5 有 36 589 324 36 600 0.24 78 0.54 21204 C轴单向拉伸 5 有 37 634 361 33 657 0.21 76 0.55 20922 双轴等拉伸 10 有 38 625 388 31 668 0.19 74 0.58 19375 C轴单向拉伸 5 有 39 689 434 29 712 0.18 78 0.61 19981 L轴单向拉伸 1 无 40 623 368 32 623 0.20 74 0.59 19936 C轴单向拉伸 1 有 41 709 425 26 721 0.17 72 0.59 18434 C轴单向拉伸 5 有 42 722 448 25 734 0.17 76 0.61 18050 C轴单向拉伸 5 无 43 731 468 25 755 0.16 75 0.62 18275 双轴等拉伸 5 有 44 715 465 26 726 0.16 74 0.64 18590 C轴单向拉伸 5 有 45 648 531 25 681 0.12 64 0.78 16200 C轴单向拉伸 5 有 46 1075 742 10 1075 0.08 59 0.69 10750 C轴单向拉伸 5 有 47 712 484 21 712 0.11 53 0.68 14952 C轴单向拉伸 5 有 48 792 475 22 792 0.14 67 0.60 17424 C轴单向拉伸 5 有
下划线的数据表示该值在本发明的范围之外。
表8(续)钢的机械性能 钢号 预变形·BH处理后的静态/动态拉伸 (应变率＝1000/s) 塑性变形 可焊接性 5％WH*1 Mpa ΔYS*2 Mpa σs Mpa σd Mpa σd－σs Mpa σdyn Mpa 不等式 *3 T ％ 所满足的 不等式*4 27 90 116 390 438 48 412 -111.5 1.0 o 好 28 182 260 630 734 104 721 17.5 1.0 o 好 29 102 127 620 662 42 645 -66.9 1.5 o 好 30 97 115 593 626 33 599 -97.6 1.5 o 好 31 240 297 740 846 106 798 89.2 1.0 o 好 32 212 294 757 818 61 786 45.0 1.0 o 好 33 143 212 607 686 79 680 2.6 1.0 o 好 34 191 229 660 748 88 745 4.8 1.0 o 好 35 201 275 658 756 98 742 24.0 1.0 o 好 36 212 289 612 733 121 722 20.8 1.0 o 好 37 257 318 703 790 87 776 40.4 1.0 o 好 38 182 244 678 762 84 748 19.3 1.0 o 好 39 199 239 712 798 86 789 11.2 4.0 o 好 40 201 181 625 748 123 740 12.8 1.0 x 好 41 209 280 729 824 95 819 25.9 1.0 o 好 42 201 260 734 833 99 818 14.9 1.0 o 好 43 182 246 767 829 62 820 10.1 1.0 o 好 44 177 253 739 835 96 824 26.3 1.0 o 好 45 58 92 696 744 48 712 -34.4 1.0 x 好 46 299 341 1076 1088 12 1052 -21.5 1.0 o 差 47 181 229 715 757 42 740 -55.4 1.0 o 差 48 265 332 806 856 50 832 -24.7 1.0 o 好
下划线数据表示该值在本发明的范围之外。
*1：WH代表在表中所列的等效应变下，5％预变形时的YS增加值。
*2：ΔYS代表在表中所列预变形和如170℃×20分钟的涂漆烘烤热处理后YS增加值。
*3：σ dyn－(0.766×TS＋250)
*4：2.5[YS/TS′(5)－0.5]＋15≥塑性变形T≥2.5[YS/TS′(5)－0.5]＋0.5
采用如下方法对显微组织进行评价。
使用一个1000倍的光学显微镜，观察用一种硝酸酒精溶液腐蚀过 的薄钢板轧制方向上的横截面，以确认铁素体、贝氏体、马氏体和残 留组织，并且观察各组织所处部位和进行平均晶粒尺寸的测量(平均 等效园直径)，所述试剂在日本专利申请公开59-219473中进行了公 开。
采用如下方法对性能进行评价。
拉伸试验按照JIS5的规定(定位刻线距离：50mm，平行边 宽：25mm)，以0.001/s的应变速率进行。在确定抗拉强度(TS)、屈 服强度(YS)、总延伸率(T.E1.)和加工硬化系数(1-5％应变时的 n值)后，就可计算出YS×加工硬化系数和TS×T.E1.。
通过用一30°的锥形冲头在一无毛刺的边上扩展一个20mm的冲 孔，并测定扩孔延伸比(d/d0)来确定延展翻边性能，其中d为裂纹贯 穿板厚时的孔洞直径，d0是初始孔直径(20mm)。
使用一种其焊头半径为钢板厚度的平方根的0.5倍的焊条，在电 流为喷射电流的0.9倍的条件下，点焊成一点焊试样，如果该试样在 用凿子进行破断时发生剥离断裂，则判定所述钢板的可点焊性不合适。
工业应用性
如上所还，本发明有可能以一种经济且稳定的方式提供汽车用高 强热轧钢板和冷轧钢板，该钢板可提供以前用于汽车的钢板不能获得 优异的冲击吸收性能和冲压成形性。因而，本发明显著拓宽了高强钢 板的应用对象和使用条件。
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