專利名稱：具有高沖擊能量吸收性能的高強(qiáng)度鋼及其生產(chǎn)方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在動(dòng)態(tài)變形期間具有高屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度熱軋鋼板和高強(qiáng)度冷卻鋼板，所述鋼板能夠用作汽車構(gòu)件等，以通過(guò)有效吸收碰撞時(shí)的沖擊能量來(lái)確保乘客的安全。本發(fā)明也涉及生產(chǎn)此種鋼板的方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，保護(hù)乘客不受汽車碰撞的傷害已被公認(rèn)為是汽車的極其重要的一個(gè)方面，而且，對(duì)于具有優(yōu)異的高速度形變抗力的適宜材料的期望越來(lái)越大。例如，通過(guò)將此類材料用作汽車前置構(gòu)件，則當(dāng)該材料被壓碎時(shí)，正面碰撞的能量就可以被吸收掉，從而緩解沖擊對(duì)乘客的影響。
因?yàn)榕鲎矔r(shí)汽車每一部位所受到的變形的應(yīng)變速率達(dá)到約103(1/秒)，因此，考慮材料的沖擊吸收性能時(shí)需要了解其在高應(yīng)變速率范圍時(shí)的動(dòng)態(tài)變形性能。由于同時(shí)也必須對(duì)諸如節(jié)能和降低CO2排放，以及減少汽車重量等因素加以考慮，所以，對(duì)有效的高強(qiáng)度鋼板的要求正在增加。
例如，在CAMP-ISIJ第9卷(1996)，第1112-1115頁(yè)中，本發(fā)明人已對(duì)高強(qiáng)度薄鋼板的高速變形性能和沖擊能量吸收性能作了報(bào)道，在該文中，本發(fā)明人指出，與在10-3(1/秒)的低應(yīng)變速率時(shí)的靜態(tài)強(qiáng)度相比，在約103(1/秒)的高應(yīng)變速率范圍時(shí)的動(dòng)態(tài)強(qiáng)度急劇增加；而且應(yīng)變速率與變形抗力的關(guān)系依據(jù)材料的強(qiáng)化機(jī)制而變化；與其它的高強(qiáng)度鋼板相比，TRIP(轉(zhuǎn)變誘發(fā)塑性)鋼板和DP(鐵素體/馬氏體雙相)鋼板的可成形性和沖擊吸收性能均很優(yōu)異。
此外，日本專利未審公開平7-18372號(hào)提供了具有優(yōu)異沖擊抗力的含有殘余奧氏體的高強(qiáng)度鋼板以生產(chǎn)這種鋼板的方法，對(duì)一種通過(guò)較高變形速率來(lái)增加屈服應(yīng)力，以便沖擊吸收能力得以提高的方法作了公開；然而，為了改善沖擊吸收性，除了殘余奧氏體的量外，殘余奧氏體的哪些其它方面應(yīng)該受到控制，目前尚未得到證實(shí)。
因此，盡管對(duì)于在汽車碰撞時(shí)，影響沖擊能量吸收的構(gòu)件組成材料的動(dòng)態(tài)變形性能的了解在不斷改進(jìn)，但什么性能應(yīng)最大限度地提高，以獲得具有更優(yōu)異的沖擊能量吸收性能的用于汽車構(gòu)件的鋼材，以及依據(jù)何種判據(jù)來(lái)進(jìn)行材料的選擇，目前仍不是很清楚。用于汽車構(gòu)件的鋼材通過(guò)壓模成形被加工成所要求的構(gòu)件形狀，通常在經(jīng)過(guò)涂漆和烘烤后，再安裝在汽車中，并用于實(shí)際的沖擊場(chǎng)合。然而，目前仍不清楚的是，在經(jīng)這種預(yù)變形和烘烤處理后，何種鋼的強(qiáng)化機(jī)制適于改善碰撞時(shí)鋼材的沖擊能量吸收能力。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的一個(gè)目的是提供具有高沖擊能量吸收性能的高強(qiáng)度鋼板，該鋼板作為加工成形為諸如碰撞時(shí)吸收沖擊能量的前置部件等部件的鋼材使用，以及提供一種生產(chǎn)此種鋼板的方法。首先，根據(jù)本發(fā)明的具有高沖擊能量吸收性能的高強(qiáng)度鋼板包括(1).在動(dòng)態(tài)變形時(shí)具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于所述鋼板的最終顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與包括體積分?jǐn)?shù)為3-50％的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，該組織中鐵素體和貝氏體均可為主相(dominant phase)，其中，在進(jìn)行等效應(yīng)變大于0％而小于或等于10％的預(yù)先變形后，再以5×102-5×103(1/S)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變處于3-10％范圍內(nèi)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.766×TS+250，其中的TS為沒有預(yù)先變形條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/S)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力(MPa)，而且，應(yīng)變量為1-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080，以及(2).根據(jù)上述(1)的在動(dòng)態(tài)變形時(shí)具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板，其中，應(yīng)變量為1-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)與屈服強(qiáng)度之乘積至少為40。
所述鋼板進(jìn)一步包括(3).在動(dòng)態(tài)變形時(shí)具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板，其中所述鋼板的最終顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與包括體積分?jǐn)?shù)為3-50％的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，該組織中鐵素體和貝氏體均可為主相，其中，在進(jìn)行等效應(yīng)變大于0％且小于或等于10％的預(yù)先變形之后，以5×102-5×103(1/S)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中TS(MPa)為沒有預(yù)先變形時(shí)，在5×10-4-5×10-3(1/S)的應(yīng)變速率下測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力，由殘余奧氏體中的固溶[C]和所述鋼中的平均Mn當(dāng)量[Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2]決定的值(M)，其定義式為M＝678-428×[C]-33Mneq，其值應(yīng)至少為70但又不超過(guò)250，沒有預(yù)先變形時(shí)殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)與進(jìn)行等效應(yīng)變?yōu)?％的預(yù)先變形后的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)間的差值至少為沒有預(yù)先變形時(shí)殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的30％，應(yīng)變量為1-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少是0.080，殘余奧氏體的平均晶粒直徑不大于5μm；殘余奧氏體的平均晶粒直徑與主相中鐵素體或貝氏體的平均晶粒直徑之比不大于0.6，而主相的平均晶粒直徑不大于10μm，優(yōu)選不大于6μm；當(dāng)馬氏體的平均晶粒直徑不大于10μm，并且優(yōu)選不大于5μm時(shí)，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)為3-30％，鐵素體的體積分?jǐn)?shù)至少為40％，屈服比不大于85％，以及抗拉強(qiáng)度與總的延伸率的乘積至少為20,000。
(4).本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板含有以下組成，以重量百分比計(jì)C0.03-0.3％，Si和Al分別或共同存在時(shí)的量均為0.5-3.0％，而且，如有必要，還含有總量為0.5-3.5％的選自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中之一種或多種元素，余者則是作為主要組元的Fe，或者，如必要，向上述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步添加選自Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM(稀土金屬)中之一種或多種元素可以獲得動(dòng)態(tài)變形時(shí)具有高屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板，其中所添加的選自Nb、Ti和V之一種或多種的總量不超過(guò)0.3％，P不超過(guò)0.3％，B不超過(guò)0.01％，Ca為0.0005-0.01％，REM為0.005-0.05％，余者是作為主要組元的Fe。
(5).生產(chǎn)根據(jù)本發(fā)明的在動(dòng)態(tài)變形時(shí)具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度熱軋鋼板的方法，其中所述動(dòng)態(tài)變形時(shí)具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度熱軋鋼板的顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與包括體積分?jǐn)?shù)為3-50％的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，該組織中鐵素體和貝氏體均可為主相，其中，在進(jìn)行等效變形大于0％并小于或等于10％的預(yù)先變形之后，以5×102-5×103(1/S)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中TS為沒有預(yù)先變形時(shí)應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/S)的條件下測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力(MPa)，而且應(yīng)變量為1-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080，所述鋼板的生產(chǎn)方法的特征在于具有上述(4)中的組元組成的連鑄板坯直接由連鑄階段送至熱軋，或者重新加熱后熱軋，在Ar3-50℃至Ar3+120℃間的終軋溫度完成熱軋，在隨后的冷卻階段，以5℃/秒的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻之后，對(duì)所述熱軋鋼帶在不高于500℃的溫度下進(jìn)行卷取。
(6).生產(chǎn)動(dòng)態(tài)變形時(shí)具有高屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度熱軋鋼板的方法也就是上述(5)中所述的方法，其中在Ar3-50℃至Ar3+120℃間的終軋溫度下，對(duì)熱軋過(guò)程加以控制，以使冶金學(xué)參數(shù)A滿足下面的不等式(1)和(2)，隨后的輸出輥道處的平均冷卻速度至少為5℃/秒，而且，卷取的進(jìn)行應(yīng)使上述冶金學(xué)參數(shù)A和卷取溫度(CT)間的關(guān)系滿足下述不等式(3)。
9≤LogA≤18(1)ΔT≥21×LogA-178 (2)CT≤6×LogA+312(3)(7).生產(chǎn)根據(jù)本發(fā)明的、在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度冷軋鋼板的方法，所述鋼板是在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其最終的顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與含有體積分?jǐn)?shù)為3-50％的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，所述鐵素體和貝氏體均可作為主相存在，其中，在進(jìn)行大于0％并小于或等于10％的等效應(yīng)變的預(yù)先變形后，以5×102-5×103(1/S)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式，σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS為在沒有預(yù)先變形的條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/S)時(shí)所測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力(MPa)，應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080，所述生產(chǎn)方法的特征也在于將具有上述(4)的組元組成的連鑄板坯直接由連鑄段送去熱軋，或者重新加熱后再進(jìn)行熱軋，對(duì)熱軋后已卷取的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗，之后再冷軋，而且，為獲得最終產(chǎn)品，在一連續(xù)退火步驟對(duì)鋼板進(jìn)行退火，退火時(shí)間為10秒-3分鐘，溫度為0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃，之后，以1至10℃/秒的一次冷速冷卻至溫度為550-700℃的一次冷卻終止溫度，然后，再以10至200℃/秒的二次冷速冷卻至溫度為150-450℃的二次冷卻終止溫度，此后，在冷至室溫之前，將溫度保持在150-500℃間達(dá)15秒至20分鐘，而且，所述方法之進(jìn)一步特征還在于特定的退火后的冷卻條件是在0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃的溫度退火處理10秒至3分鐘，隨后，以1至10℃/秒的一次冷速冷至溫度為550-720℃的二次冷卻起始溫度Tq，之后，再以10至200℃/秒的二次冷卻速度冷卻至Tem-100℃和Tem間的二次冷卻終止溫度Te，其中的Tem由鋼的組分和退火溫度To決定，之后，在冷卻至室溫之前，將溫度Toa保持在Te-50℃與500℃間達(dá)15秒至20分鐘。
附圖簡(jiǎn)述

圖1示出的是TS與當(dāng)以5×102-5×103(1/S)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變介于3-10％間的屈服應(yīng)力的平均值σdyn和TS之差值之間的關(guān)系，用來(lái)表示根據(jù)本發(fā)明的碰撞沖擊能量吸收性能。
圖2示出的是變形量為1-5％時(shí)鋼板的加工硬化系數(shù)和動(dòng)態(tài)能量吸收(J)間的關(guān)系。
圖3示出的是變形量為1-5％時(shí)鋼板的加工硬化系數(shù)與屈服強(qiáng)度之積和動(dòng)態(tài)能量吸收(J)間的關(guān)系。
圖4a是為測(cè)量圖3中的動(dòng)態(tài)能量吸收而進(jìn)行的沖擊壓碎試驗(yàn)中所用部件(帽形試樣)的透視圖。
圖4b是圖4a中所用試樣的截面圖。
圖4c是沖擊壓碎試驗(yàn)方法的示意圖。
圖5示出的是根據(jù)本發(fā)明的熱軋步驟中ΔT與冶金學(xué)參量A之間的關(guān)系。
圖6示出的是根據(jù)本發(fā)明的熱軋步驟中的卷取溫度與冶金學(xué)參量A之間的關(guān)系。
圖7是對(duì)根據(jù)本發(fā)明的連續(xù)退火步驟中退火周期的說(shuō)明。
圖8示出的是在根據(jù)本發(fā)明的連續(xù)退火步驟中二次冷卻終止溫度(Te)和其后的過(guò)時(shí)效溫度(Toa)間的關(guān)系。
實(shí)施本發(fā)明的最佳模式通過(guò)將鋼板彎曲或壓制成形，生產(chǎn)出如汽車的前置構(gòu)件等的碰撞沖擊吸收部件。在以這種方式加工并經(jīng)涂漆和烘烤之后，通常對(duì)所生產(chǎn)的構(gòu)件通過(guò)汽車碰撞來(lái)進(jìn)行沖擊。因此，就要求所述鋼板在加工成構(gòu)件并經(jīng)涂漆和烘烤后，具有高的沖擊能量吸收性能。
經(jīng)過(guò)多年來(lái)對(duì)高強(qiáng)度鋼板作為滿足上述要求的沖擊吸收構(gòu)件的研究，本發(fā)明人已發(fā)現(xiàn)，在用來(lái)加工成這種形狀的構(gòu)件的鋼板中，存在適量的殘余奧氏體是一種獲得具有優(yōu)異的沖擊吸收性能的高強(qiáng)度鋼板的有效方法。具體而言，已發(fā)現(xiàn)，當(dāng)理想的顯微組織是一種包括很容易被各種置換元素固溶強(qiáng)化的鐵素體和/或貝氏體，以及含有體積分?jǐn)?shù)3-50％殘余奧氏體的第三種相的復(fù)合組織時(shí)，就可以在動(dòng)態(tài)變形地表現(xiàn)出高的屈服應(yīng)力，其中的鐵素體和貝氏體均可作為主相存在，所述的殘余奧氏體在變形期間被轉(zhuǎn)變成硬的馬氏體，此外，已進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)，當(dāng)特定的條件被滿足時(shí)，鋼板的復(fù)合型組織中有馬氏體存在于初始顯微組織中的第三種相內(nèi)，這時(shí)，也能夠獲得在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板。
經(jīng)過(guò)在如上這些發(fā)現(xiàn)基礎(chǔ)上的進(jìn)一步實(shí)驗(yàn)和研究，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，諸如前置構(gòu)件的沖擊吸收構(gòu)件成形時(shí)的預(yù)先變形量依據(jù)其部位的不同有時(shí)最大可達(dá)到20％以上，而大多數(shù)部位的等效變形均為大于0％且又小于或等于10％。因此，通過(guò)確定上述范圍內(nèi)的預(yù)先變形的作用，就有可能在預(yù)先變形后從總體上對(duì)構(gòu)件的性能進(jìn)行評(píng)價(jià)。因此，根據(jù)本發(fā)明，選擇等效應(yīng)變大于0％而小于或等于10％的變形作為構(gòu)件加工期間施加于所述構(gòu)件的預(yù)先變形量。
圖1示出的是在進(jìn)行應(yīng)變速率為5×102-5×103(1/S)的變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn與材料的靜態(tài)強(qiáng)度TS(即，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/S)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力TS(MPa))之間的關(guān)系，用于表征根據(jù)本發(fā)明的碰撞沖擊能量吸收性能。
諸如前置構(gòu)件的沖擊吸收構(gòu)件的橫截面為帽形，而且通過(guò)對(duì)在高速碰撞中被破碎的此類構(gòu)件變形的分析，本發(fā)明人已發(fā)現(xiàn)，盡管所進(jìn)行的變形的最大應(yīng)變量可達(dá)40％以上，但在高速應(yīng)力-應(yīng)變圖中，等于或低于10％的應(yīng)變范圍內(nèi)卻吸收了總吸收能量的至少70％。因此，以動(dòng)態(tài)變形時(shí)，高速變形量等于或低于10％時(shí)的屈服應(yīng)力作為衡量高速碰撞能量吸收性能優(yōu)劣的指標(biāo)。特別是，由于處于3-10％范圍的應(yīng)變量非常重要，所以，用于表示沖擊能量吸收性能的這一指標(biāo)就是在進(jìn)行應(yīng)變速率為5×102-5×103(1/S)的高速拉伸變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的平均應(yīng)力σdyn。
在高速變形時(shí)，應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的平均應(yīng)力σdyn一般隨未加以預(yù)先變形或烘烤處理的鋼板的靜態(tài)拉伸強(qiáng)度(應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/S)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力TS(MPa))的增加而增加。因此，增加鋼材的靜態(tài)拉伸強(qiáng)度(與靜態(tài)的材料強(qiáng)度同義)就直接有助于改善構(gòu)件的沖擊能量吸收性能。然而，鋼材強(qiáng)度的增加會(huì)導(dǎo)致其加工成構(gòu)件的可成形性變壞，從而難以獲得具有所需要形狀的構(gòu)件。因此，優(yōu)選抗拉強(qiáng)度(TS)相同但σdyn高的鋼材。也已發(fā)現(xiàn)，基于這一關(guān)系，在大于0％而小于或等于10％的預(yù)先變形后，進(jìn)行應(yīng)變速率為5×102-5×103(1/S)的變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％的鋼材的屈服應(yīng)力平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn-TS≥-0.234×TS+250時(shí)，式中的TS為沒有預(yù)先變形條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/S)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力TS(MPa)，所述鋼材與其它鋼材相比，作為實(shí)際構(gòu)件時(shí)具有更高的沖擊能量吸收性能，而且，在未增加構(gòu)件總重量的情況下，沖擊吸收性能得以改善，從而就有可能提供在動(dòng)態(tài)變形期間具有高屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板。順便提一下，因?yàn)樯鲜龅牟坏汝P(guān)系式σdyn-TS≥-0.234×TS+250與σdyn≥0.766×TS+250相同，故在下面的說(shuō)明中將采用不等式σdyn≥0.766×TS+250。
本發(fā)明人也已發(fā)現(xiàn)，為改善抗碰撞安全性，必須增大用應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)表示的預(yù)先加工期間的加工硬化，以提高碰撞初始點(diǎn)處的初始變形抗力，以及利用在預(yù)先變形時(shí)轉(zhuǎn)變的馬氏體提高碰撞變形期間的加工硬化，以及增加σdyn。這就是說(shuō)，通過(guò)對(duì)鋼材的顯微組織進(jìn)行如上所述的控制，可以增加抗碰撞的安全性，所以，如圖2和圖3所示，鋼的加工硬化系數(shù)至少為0.080，而且優(yōu)選至少為0.108，應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)與屈服強(qiáng)度之積至少為40，并且優(yōu)選至少為54。通過(guò)考察用于表征汽車部件抗碰撞安全性的動(dòng)態(tài)能量吸收和鋼板的加工硬化系數(shù)以及屈服強(qiáng)度與加工硬化系數(shù)之積間的關(guān)系，可以看到，上述數(shù)值增加時(shí)，動(dòng)態(tài)能量吸收就改善，這表明，當(dāng)屈服強(qiáng)度水平相同時(shí)，依據(jù)表征汽車構(gòu)件抗碰撞安全性的加工硬化系數(shù)就可做出適當(dāng)?shù)脑u(píng)價(jià)，或者在屈服強(qiáng)度不同時(shí)，這一評(píng)價(jià)可依據(jù)屈服強(qiáng)度與加硬化系數(shù)之積做出。
采用圖4a、圖4b和圖4c中所示的沖擊破碎試驗(yàn)方法，依據(jù)下述方式確定動(dòng)態(tài)能量吸收。將一塊鋼板加工成如圖4b所示的試樣(圓角處R＝5mm)，并且電極頭半徑為5.5mm的電極，在電流為0.9倍于噴射電流(expulsion current)的條件下，按35mm的間距將試樣加以點(diǎn)焊3，以制成具有位于兩工作端面1之間的試樣2的部件(帽形)，如圖4a所示，然后，在170℃烘烤和涂漆處理達(dá)20分鐘后，如圖4c所示，約150Kg的重物4自約10m的高處落下，置于裝有減震器6的支架5上的所述部件沿長(zhǎng)度方向被砸碎，由相應(yīng)的載荷位移圖中的面積就可計(jì)算出位移為0-150mm處的變形功，從而確定出動(dòng)態(tài)能量吸收。
按下述方式計(jì)算出應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的鋼板的加工硬化系數(shù)和屈服應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)與屈服強(qiáng)度之積。具體而言，將所述鋼板加工成JIS-5型試樣(標(biāo)距50mm，平行部分寬度25mm)，并且，以0.001/秒的應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸試驗(yàn)來(lái)確定屈服強(qiáng)度和加工硬化系數(shù)(應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的n值)。
現(xiàn)在對(duì)根據(jù)本發(fā)明的鋼板的顯微組織進(jìn)行描述。
當(dāng)鋼板中有適量的殘余奧氏體存在時(shí)，在變形(成形)期間所受到的應(yīng)變會(huì)導(dǎo)致殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)闃O硬的馬氏體，其結(jié)果是增加加工硬化系數(shù)，并通過(guò)控制縮頸使可成形性得以改善。合適的殘余奧氏體的量?jī)?yōu)選為3-50％。具體而言，如果殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)小于3％，則成形后的構(gòu)件在受到碰撞變形時(shí)不會(huì)表現(xiàn)出優(yōu)異的加工硬化性能，變形載荷只能保持在低水平上，從而變形功較低，這樣，動(dòng)態(tài)能量吸收較低，就不可能實(shí)現(xiàn)改善抗碰撞安全性之目的，而且，抗縮頸的作用也不足，因而就不可能獲得高的抗拉強(qiáng)度與總延伸率之積。另一方面，如果殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)高于50％，則加工誘發(fā)的馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)谛螤罴庸?yīng)變量很小時(shí)就會(huì)集中出現(xiàn)，而且，不能指望抗拉強(qiáng)度與總的延伸率之積有何改進(jìn)，因?yàn)樵跊_制期間出現(xiàn)的顯著的硬化反而使擴(kuò)孔延伸(hollow extension)比受到損害，而即使有可能對(duì)所述構(gòu)件加以成形，成形后的構(gòu)件在受到碰撞變形時(shí)也不會(huì)表現(xiàn)出優(yōu)異的加工硬化性能；上述的殘余奧氏體含量范圍正是從這一角度來(lái)確定的。
除了上述的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為3-50％這一條件之外，所要求的另一個(gè)條件是殘余奧氏體的平均晶粒直徑應(yīng)不大于5μm，并且優(yōu)選不于3μm。即使殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為3-50％的條件得以滿足，但大于5μm的平均晶粒直徑也不是優(yōu)選的，因?yàn)檫@將會(huì)阻礙殘余奧氏體在鋼中的細(xì)小彌散分布，從而局部抑制了由殘余奧氏體的性能所帶來(lái)的改善作用。而且，已發(fā)現(xiàn)，當(dāng)顯微組織中，上述的殘余奧氏體的平均晶粒直徑與作為主相的鐵素體或貝氏體的平均晶粒直徑之比小于0.6，主相的平均晶粒直徑不大于10μm，并且優(yōu)選不大于6μm時(shí)，就表現(xiàn)出優(yōu)異的抗碰撞安全性和可成形性。
本發(fā)明者進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)，抗拉強(qiáng)度(TSMPa)水平相同時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)樯鲜?-10％時(shí)的平均應(yīng)力σdyn依據(jù)鋼板加工成構(gòu)件前其含有殘余奧氏體中的固溶碳含量[C](Wt％)和以Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2表示的鋼材中平均Mn當(dāng)量(Mneq)不同而變化。殘余奧氏體的碳濃度可以采用X射線衍射和Mossbauer譜分析來(lái)實(shí)驗(yàn)測(cè)定，例如，可以采用1968年第206期的The Iron and Steel Institute雜志中第60頁(yè)所給出的方法，通過(guò)使用Mo Kα射線的X射線衍射，利用鐵素體的(200)面、(211)面和奧氏體的(200)面、(220)面及(311)面的積分反射強(qiáng)度來(lái)計(jì)算出殘余奧氏體中的碳濃度?；诒景l(fā)明人所獲得的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，也已發(fā)現(xiàn)，當(dāng)由式M＝678-428×[C]-33×Mneq所定義的數(shù)值M至少為70且不大于250時(shí)，所述M值由殘余奧氏體中的固溶碳含量[C]和由添加至鋼材中的置換合金元素確定的Mneq計(jì)算出，[C]和Mneq均按上述方法獲得，而且，沒有預(yù)先變形時(shí)的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)(Vo)與在進(jìn)行等效應(yīng)變?yōu)?％的預(yù)先變形后的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)(V5)之差值{(V0)-(V5)}至少為沒有預(yù)先變形時(shí)殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的30％時(shí)，在相同靜態(tài)抗拉強(qiáng)度(TS)的條件下，會(huì)表現(xiàn)出較高的σdyn。在這種情形下，當(dāng)M＞250時(shí)，由于通過(guò)變形期間殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變所帶來(lái)的強(qiáng)度增加的效果基本上被限制在低應(yīng)變區(qū)，故實(shí)際上，在構(gòu)件的預(yù)先變形期間所有的殘余奧氏體未被充分利用，并且不再能夠提高高速變形時(shí)的σdyn；因此，M的上限設(shè)定為250。此外，當(dāng)M小于70時(shí)，變形期間殘余奧氏體不斷轉(zhuǎn)變，但在低應(yīng)變區(qū)，轉(zhuǎn)變的程度不夠充分，因此，等效應(yīng)變?yōu)?-10％的平均應(yīng)力σdyn就保持在低水平，結(jié)果，對(duì)于靜態(tài)抗拉強(qiáng)度TS，σdyn不能滿足關(guān)系式σdyn≥0.766×TS+250；因此，M的下限定為70。
至于殘余奧氏體的位置，因?yàn)橐话闶擒浀蔫F素體承受變形所造成的應(yīng)變，所以與鐵素體不相鄰的殘余γ相(奧氏體)一般免于發(fā)生應(yīng)變，從而在變形量約1-5％時(shí)不能轉(zhuǎn)變成馬氏體；由于這樣殘余奧氏體的作用會(huì)受到削弱，所以，優(yōu)選殘余奧氏體與鐵素體相鄰。出于這一原因，要求鐵素體的體積分?jǐn)?shù)至少為40％，并且優(yōu)選至少為60％，要求平均晶粒直徑(相當(dāng)于平均等效圓的直徑)不大于10μm，并且優(yōu)選不大于6μm。正如上面所做的解釋那樣，由于鐵素體是組元組成物中最軟的物質(zhì)，因此，它是一個(gè)決定應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)與屈服強(qiáng)度之積和屈服比的重要因素。其體積分?jǐn)?shù)應(yīng)優(yōu)選處于所規(guī)定的數(shù)值范圍內(nèi)。此外，增加鐵素體體積分?jǐn)?shù)并使之細(xì)化，可以有效提高未轉(zhuǎn)變的奧氏體中的碳濃度并使之細(xì)小彌散，這樣，會(huì)導(dǎo)致由未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體形成的馬氏體以及剩余組成物更細(xì)化，而且會(huì)增加殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)和細(xì)化程度，這將有利于改善抗碰撞的安全性的效果和可成形性。
馬氏體的體積分?jǐn)?shù)為3-30％，并且要求其平均晶粒直徑(相當(dāng)于平均等效圓的直徑)不大于10μm，而且優(yōu)選不大于6μm。馬氏體主要在周圍的鐵素體中產(chǎn)生可動(dòng)遷移，這有利于降低屈服速率和改善加工硬化系數(shù)，結(jié)果，通過(guò)滿足上面所指定的數(shù)值，可進(jìn)一步改善抗碰撞安全性效果和可成形性，從而使得所要求的性能達(dá)到更高的水平，尤其是，應(yīng)變?yōu)?-5％的加工硬化系數(shù)×應(yīng)變高于75％的屈服強(qiáng)度大于54。馬氏體的體積分?jǐn)?shù)與平均晶粒直徑間的關(guān)系為當(dāng)其體積分?jǐn)?shù)較低和平均晶粒直徑較大時(shí)，所起的作用只是局部性的，從而不可能滿足上述的性能要求。至于馬氏體的位置，馬氏體與鐵素體不相鄰時(shí)，馬氏體的可動(dòng)遷移等的影響極少作用到鐵素體上，從而就降低了馬氏體的作用。因此，優(yōu)選馬氏體與鐵素體相鄰。
現(xiàn)在對(duì)具有上述顯微組織和各種性能的高強(qiáng)度鋼板中的化學(xué)組元和它們的含量范圍進(jìn)行解釋。所使用的根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板含有，以重量百分比計(jì)C為0.03-0.3％，總量為0.5-3.0％的Si或Al或者兩者之和，而且如必要，還含有總量為0.5-3.5％的選自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo的一種或多種元素，余者為作為主要組元的Fe，或者，如必要，向上述的高強(qiáng)度鋼板中進(jìn)一步添加選自Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM之一種或多種元素，來(lái)獲得具有高的動(dòng)態(tài)變形抗力的高強(qiáng)度鋼板，其中選自Nb、Ti和V之一種或多種元素的總的添加量不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca為0.0005-0.01％和REM為0.005-0.05％，余者為作為主要組元的鐵，現(xiàn)在對(duì)這些化學(xué)組元及它們的含量(均以重量百分比計(jì))進(jìn)行討論。
CC是室溫下穩(wěn)定奧氏體的最便宜的元素而且由于其提供的必要的奧氏體穩(wěn)定化作用使奧氏體得以殘留，因而，可以認(rèn)為碳是本發(fā)明中最必需的元素。鋼板中的平均碳含量不僅對(duì)室溫下所能確保的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)有影響，而且，通過(guò)在生產(chǎn)熱處理期間增加未轉(zhuǎn)變的奧氏體中的濃度，有可能改善殘余奧氏體在加工時(shí)的穩(wěn)定性。然而，如果C含量小于0.03％，就不能確保殘余奧氏體的最終體積分?jǐn)?shù)至少為3％，所以，0.03％為下限。另一方面，當(dāng)鋼板的平均C含量增加時(shí)，能夠確保的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)也增加，這樣，通過(guò)確保殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，就確保了殘余奧氏體的穩(wěn)定性。此外，如果鋼板的C含量過(guò)高，不僅鋼板的強(qiáng)度會(huì)超過(guò)所必需的水平，從而損害其在沖壓加工等時(shí)的可成形性，而且由于靜態(tài)強(qiáng)度的增加，動(dòng)態(tài)應(yīng)力的增加會(huì)受到阻礙，而可焊性的降低又會(huì)限制所述鋼板作為構(gòu)件的使用；因此，C含量的上限定為0.3％。
Si，AlSi和Al均是鐵素體穩(wěn)定化元素，并用來(lái)增加鐵素體的體積分?jǐn)?shù)，以改善鋼板的可加工性。此外，Si和Al均會(huì)阻止?jié)B碳體的形成，從而使C有效富集在奧氏體中，因此，這些元素的添加對(duì)于在室溫下將奧氏體穩(wěn)定在一適當(dāng)?shù)捏w積分?jǐn)?shù)是必需的。除Al和Si之外，在添加后能抑制滲碳體產(chǎn)生作用的其它元素包括P、Cu、Cr、Mo等。通過(guò)適當(dāng)添加這些元素，也能夠預(yù)期會(huì)出現(xiàn)相似的效果。然而，如果Si或Al，或者二者之和的添加總量小于0.5％，對(duì)滲碳體產(chǎn)生的抑制作用就不充分，這樣，所添加的作為最有效的穩(wěn)定奧氏體的組元C的大部分以碳化物的形式被浪費(fèi)掉；這或者將不可能確保本發(fā)明所要求的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，或者是即使殘余奧氏體所必需的生產(chǎn)條件得以確保，也無(wú)法滿足獲得相應(yīng)體積分?jǐn)?shù)所需的條件；所以，將下限定為0.5％。另外，如果Si或Al，或者二者之和的添加總量超過(guò)3.0％，由鐵素體或貝氏體所構(gòu)成的主相將可能變得硬且脆，這不僅阻礙變形抗力隨增大的應(yīng)變速率的增加，而且也會(huì)造成鋼板的可加工性和韌性的降低，以及鋼板成本的增加，而且會(huì)使得進(jìn)行化學(xué)處理等所需的表面處理性能大大變壞；所以，將上限定為3.0％。在尤其要求表面性能優(yōu)異的場(chǎng)合，如Si≤0.1％，則可以避免出現(xiàn)Si鱗剝，如Si≥1.0％，則相反，在整個(gè)表面上會(huì)出現(xiàn)Si鱗剝，這樣表面就變得較差。
Mn、Ni、Cr、Cu、MoMn、Ni、Cr、Cu和Mo均是奧氏體穩(wěn)定化元素，而且是室溫下穩(wěn)定奧氏體的有效元素。特別是，當(dāng)從可焊性角度來(lái)限制C的含量時(shí)，這些奧氏體穩(wěn)定化元素的適量添加可以有效地促進(jìn)奧氏體的殘留。這些元素也有阻止?jié)B碳體生成的作用，盡管這一作用的程度比Al和Si小，而且，這些元素有助于C在奧氏體中的富集。此外，這些元素同Al和Si一起引起鐵素體和貝氏體基體固溶強(qiáng)化，所以，也起到增加高速動(dòng)態(tài)變形期間的屈服應(yīng)力的作用。然而，如果上述這些元素之一種或一種以上的總含量小于0.5％，那么，確保所必需的殘余奧氏體將變得不可能，而鋼材的強(qiáng)度也被降低；這樣，就阻礙了有效減小車輛重量的努力；所以，將下限定為0.5％。另一方面，如果上述這些元素的總量超過(guò)3.5％，則由鐵素體或貝氏體所構(gòu)成的主相會(huì)被硬化，這不僅阻礙變形抗力隨應(yīng)變速率的增加而增大，而且也造成鋼板的可加工性和韌性的降低，并且增加了鋼材的成本；因此，將上限定為3.5％。
當(dāng)必要時(shí)所添加的Nb、Ti或V可以通過(guò)形成碳化物、氮化物或碳氮化物來(lái)提高鋼板的強(qiáng)度，但是，如果它們總添加量超過(guò)0.3％，過(guò)量的氮化物、碳化物或碳氮化物將在鐵素體或貝氏體主相的晶粒內(nèi)的或晶界處析出，從而成為一個(gè)高速變形期間的可動(dòng)遷移源并且使得在動(dòng)態(tài)變形期間獲得高的屈服應(yīng)力變得不可能。此外，碳化物的形成阻礙C在殘余奧氏體內(nèi)的富集，而此為本發(fā)明最必不可少的方面，從而浪費(fèi)了C含量；所以，將其上限確定為0.3％。
當(dāng)必要時(shí)，也可以添加B或P。B是強(qiáng)化晶界和提高鋼板強(qiáng)度的有效元素，但是，如果加入量超過(guò)0.01％，B的作用將會(huì)飽和，而且鋼板的強(qiáng)化會(huì)超過(guò)所必需的程度，從而阻礙變形抗力隨高速變形的增加，并降低其制成構(gòu)件的可加工性；因此，將其上限定為0.01％。另外，P是確保鋼板獲得高強(qiáng)度和殘余奧氏體的有效元素，但是，如果P的添加量大于0.2％，則鋼板的成本會(huì)增加，而由鐵素體或貝氏體構(gòu)成的主相變形抗力的增加會(huì)超過(guò)所必需的程度，結(jié)果，就阻礙了變形抗力隨高速變形增加而增大，并且，造成了抗應(yīng)力腐蝕開裂能力和疲勞性能以及韌性的下降；因此，將上限定為0.2％。從防止降低二次可加工性、韌性、可點(diǎn)焊性和再循環(huán)特性的角度考慮，更理想的上限是0.02％。此外，至于作為不可避免雜質(zhì)的S含量，從防止由于硫化物基的夾雜的存在而造成可成形性(特別是擴(kuò)孔延伸比)和可點(diǎn)焊性降低的角度考慮，較理想的上限為0.01％。
Ca的添加量至少為0.0005％，以通過(guò)對(duì)硫化物基夾雜的形狀控制(球化處理)來(lái)改善可成形性(尤其是擴(kuò)孔延伸比)，考慮到其作用的飽和以及由于增加上述的夾雜所帶來(lái)的有害作用(降低擴(kuò)孔延伸比)，故將其上限定為0.01％。此外，由于REM具有與Ca類似的作用，故其添加量也定為0.005-0.05％。
現(xiàn)在，結(jié)合熱軋鋼板和冷軋鋼板，對(duì)獲得根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的生產(chǎn)方法進(jìn)行詳細(xì)介紹。
在根據(jù)本發(fā)明的動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度熱軋鋼板和冷軋鋼板的生產(chǎn)方法中，將一具有上述組元組成的連鑄板坯直接由連鑄階段送去熱軋，或者重新加熱后再熱軋。除了正常的連鑄之外，熱軋時(shí)可以使用薄鋼板的連鑄和采用連續(xù)熱軋技術(shù)(無(wú)頭軋制)的熱軋，但是，為了避免薄鋼板顯微組織中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)較低和平均晶粒直徑較粗大，優(yōu)選在熱軋輸入輥端鋼板的厚度(初始鋼坯厚度)至少為25mm。此外，基于對(duì)上述問(wèn)題的考慮，熱軋時(shí)最后一道次的軋制速度優(yōu)選至少為500mpm，并更優(yōu)選至少為600mpm。
尤其是，在生產(chǎn)高強(qiáng)度熱軋鋼板期間，熱軋終軋溫度優(yōu)選為Ar3-50℃至Ar3+120℃，該溫度范圍由鋼板的化學(xué)組成確定。當(dāng)溫度低于Ar3-50℃時(shí)，會(huì)形成變形的鐵素體，這種鐵素體在動(dòng)態(tài)變形期間的屈服應(yīng)力σdyn，應(yīng)變1-5％時(shí)的加工硬化性能和可成形性的均不佳，當(dāng)溫度高于Ar3+120℃時(shí)，由于鋼板的顯微組織較粗大，結(jié)果，動(dòng)態(tài)變形時(shí)的屈服應(yīng)力σdyn，應(yīng)變1-5％時(shí)的加工硬化性能等也較差，而且，從出現(xiàn)氧化鐵皮缺陷的角度，這一溫度范圍也不是優(yōu)選的。已按上述方式熱軋后的鋼板在輸出輥道上冷卻之后，被進(jìn)行卷取處理。此處的平均冷卻速度至少為5℃/秒。從確保殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的角度來(lái)確定冷卻速度。所采取的冷卻方法可以為恒定冷速，或者是冷卻期間包括一個(gè)低冷速范圍的不同冷卻速度的組合。
然后，將熱軋鋼板加以卷取，此處，優(yōu)選在500℃或500℃以下的卷取溫度卷取，比500℃高的卷取溫度會(huì)造成殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的降低。為了獲得馬氏體，將卷取溫度設(shè)定在350℃或以下。上述卷取條件是對(duì)卷取后直接以熱軋鋼板形式供貨的鋼板而言的，而對(duì)于已被進(jìn)一步冷軋且經(jīng)退火處理的冷軋鋼板而言，上述這些限制條件沒有必要，因?yàn)檫@樣的卷取條件在通常的生產(chǎn)條件下就可實(shí)現(xiàn)。
根據(jù)本發(fā)明，尤其已發(fā)現(xiàn)，在熱軋階段的終軋溫度、最終的輸入輥道溫度和卷取溫度間存在種關(guān)系。即，如圖5和圖6所示，存在主要由終軋溫度，最終輸入輥道溫度和卷取溫度決定的特定條件。換言之，即對(duì)熱軋過(guò)程加以控制，以使當(dāng)熱軋的終軋溫度為Ar3-50℃至Ar3+120℃時(shí)，冶金學(xué)參量A滿足不等式(1)和(2)。上述的冶金學(xué)參量A，可由如下方程表示。
A＝ε*×exp{(75282-42745×Ceq)/[1.978×(FT+273)]}式中，F(xiàn)T終軋溫度(℃)Ceq碳當(dāng)量＝C+Mneq/6(％)Mneq錳當(dāng)量＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2(％)ε*最后道次的應(yīng)變速率(S-1)ϵ*=(V/R×h1)×(1/r)×ln{1/(1-r)}]]>
h1最后道次的入輥板厚h2最后道次的出輥板厚r(h1-h2)/h1R軋輥半徑V最后道次的出輥速度ΔT終軋溫度(終軋時(shí)最后道次的出輥溫度)-終軋時(shí)的入輥溫度(終軋時(shí)第一道次的入輥溫度)Ar3901-325C％+33Si％-92Mneq之后，輸出輥道上的平均冷卻速度為5℃/秒，并且，優(yōu)選卷取在下列條件下進(jìn)行，以便冶金學(xué)參量A和卷取溫度(CT)滿足不等式(3)。
9≤LogA≤18 (1)ΔT≥21×LogA-178 (2)CT≤6×LogA+312 (3)在上述不等式(1)中，從殘余γ的產(chǎn)生和顯微組織細(xì)化的角度考慮，LogA小于9是不可接受的，而且這也將會(huì)使得動(dòng)態(tài)變形期間的屈服應(yīng)力σdyn和1-5％應(yīng)變時(shí)的加工硬化性能變差。另外，如果LogA大于18，則需要龐大的設(shè)備來(lái)達(dá)到這一目的。如果不等式(2)的條件未被滿足，殘余γ將會(huì)過(guò)于穩(wěn)定，這樣，盡管變形期間將會(huì)發(fā)生殘余γ的轉(zhuǎn)變，但在低應(yīng)變區(qū)，這一轉(zhuǎn)變的程度會(huì)不充分，而且，將使得動(dòng)態(tài)變形期間的屈服應(yīng)力σdyn和應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化性能等變差。如不等式(2)所示，ΔT的下限隨LogA的降低更具可變性。而且，從增加裝置的尺寸、降低殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)和顯微組織的粗大程度考慮，優(yōu)選ΔT的上限為300℃。此外，如果不等式(3)中與卷取溫度的關(guān)系未被滿足，這將會(huì)對(duì)確保殘余γ相量產(chǎn)生不利影響，而且，即使能夠獲得殘余γ相，但所獲殘余γ卻過(guò)于穩(wěn)定，盡管變形期間將會(huì)發(fā)生殘余γ相的轉(zhuǎn)變，但這種轉(zhuǎn)變?cè)诘蛻?yīng)變區(qū)是不充分的，而且會(huì)使得動(dòng)態(tài)變形期間屈服應(yīng)力σdyn和1-5％應(yīng)變時(shí)的加工硬化性能等變壞。卷取溫度(CT)的下限隨LogA的增大更具可變性。
順便說(shuō)一句，當(dāng)初始馬氏體的體積分?jǐn)?shù)大于3％時(shí)，CT可以高于350℃。然而，為防止馬氏體的過(guò)多形成，優(yōu)選CT高于250℃。
在熱軋和卷取后，對(duì)根據(jù)本發(fā)明的冷軋鋼板還要進(jìn)行不同步驟的處理，并以40％或更高的壓縮比進(jìn)行冷軋，之后，對(duì)冷軋鋼板進(jìn)行退火。理想的退火方式是按照如圖7所示的退火周期進(jìn)行連續(xù)退火，在為制備最終產(chǎn)品所進(jìn)行的連續(xù)退火期間，于范圍為0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃的溫度To下，退火10秒至3分鐘，之后，以1-10℃/秒的一次冷卻速度冷至范圍為550-720℃的一次冷卻終止溫度Tq，然后，再以10-200℃/秒的二次冷卻速度冷至二次冷卻終止溫度Te，之后，在冷至室溫之前，在溫度Toa保持15秒-20分鐘。如果上述的退火溫度To低于0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃，式中的溫度Ac1和Ac3依據(jù)鋼板的化學(xué)組分來(lái)確定(例如，參見″Iron&SteelMaterial Science″W.C.Leslie，Maruzen，P.273)，則在所述退火溫度所獲得的奧氏體的量太低，使得在最終的鋼板中不可能穩(wěn)定地保留有殘余奧氏體；因此，將其下限定為0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃。同樣，因?yàn)榧词雇嘶饻囟瘸^(guò)Ac3+50℃時(shí)，鋼板的性能也沒有改善而只會(huì)造成成本的增加，所以，將退火溫度的上限定為Ac3+50℃。在該溫度下所要求的退火時(shí)間最短為10秒，以確保鋼板的溫度均一和獲得適量的奧氏體，但是，如果時(shí)間超過(guò)3分鐘，則上述作用達(dá)到飽和，而且成本也將會(huì)增加。
為促進(jìn)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和使C在未轉(zhuǎn)變的奧氏體中富集來(lái)使奧氏體穩(wěn)定化，一次冷卻是必需的。如果冷卻速度低于1℃/秒，則必需采用更長(zhǎng)的生產(chǎn)線，所以，從避免降低生產(chǎn)率的角度考慮，將下限定為1℃/秒。另一方面，如果冷卻速度超過(guò)10℃/秒，則鐵素體的轉(zhuǎn)變不能充分進(jìn)行，并且難以保證最終鋼板中的殘余奧氏體，因而，將上限定為10℃/秒。如果一次冷卻在低于550℃的溫度進(jìn)行，則在冷卻期間會(huì)有珠光體形成，奧氏體穩(wěn)定元素C不能發(fā)揮作用，因此，最后就不能獲得足夠量的殘余奧氏體。同樣，如果冷卻在不低于720℃的溫度進(jìn)行，則鐵素體的轉(zhuǎn)變不充分。
隨后的二次冷卻時(shí)，必須以至少10℃/秒的冷卻速度進(jìn)行快速冷卻，以免在冷卻期間發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變或者有鐵的碳化物析出，但以高于200℃/秒的冷速進(jìn)行冷卻會(huì)增加設(shè)備的負(fù)擔(dān)。同樣，如果在二次冷卻時(shí)冷卻終止溫度低于150℃，基本上所有在冷卻之前的殘余奧氏體都將轉(zhuǎn)變成馬氏體，因而不可能確保最終所必需的殘余奧氏體的量。相反，如果冷卻終止溫度高于450℃，則最終的動(dòng)態(tài)變形期間的屈服應(yīng)力σdyn會(huì)被降低。
為使鋼板中殘留的奧氏體具有室溫穩(wěn)定性，優(yōu)選將一部分奧氏體轉(zhuǎn)變成貝氏體，以進(jìn)一步增加奧氏體中的碳濃度。如果二次冷卻終止溫度低于維持貝氏體轉(zhuǎn)變所需的溫度，就應(yīng)將溫度升至所應(yīng)維持的溫度。只要這一加熱速度介于5℃/秒和50℃秒之間，最終的鋼板性能就不會(huì)受到損害。相反地，如果二次冷卻終止溫度高于貝氏體的形成溫度，只要以5℃/秒-200℃/秒的冷卻速度強(qiáng)制冷至貝氏體形成溫度以及直接送至一已預(yù)定在所要求溫度的加熱區(qū)，則鋼板的最終性能也將不會(huì)受到損害。另一方面，因?yàn)楫?dāng)鋼板在低于150℃或高于500℃保溫時(shí)，不能確?？色@得足夠量的殘余奧氏體，所以，將所保持的溫度范圍確定為150-500℃。如果在150-500℃的溫度保持時(shí)間小于15秒，則貝氏體轉(zhuǎn)變就不能充分進(jìn)行，從而不可能獲得最終所必需的殘余奧氏體的量，而如果在上述溫度范圍保持時(shí)間超過(guò)20分鐘，則在貝氏體轉(zhuǎn)變后會(huì)有鐵的碳化物析出或珠光體的轉(zhuǎn)變，從而造成產(chǎn)生殘余奧氏體所必需的碳的浪費(fèi)，而且，不可能獲得所必需的殘余奧氏體的量；因此，將保溫時(shí)間范圍設(shè)定為15秒至20分鐘。為了促進(jìn)貝氏體轉(zhuǎn)變，在150-500℃下的保溫可以自始至終在一恒定溫度下進(jìn)行，或者故意在上述溫度范圍內(nèi)使溫度發(fā)生變化而不損害最終的鋼板性能。
至于本發(fā)明中，退火后優(yōu)選的冷卻條件是，先在范圍為0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1至Ac3+50℃的溫度退火處理10秒-3分，隨后，以1-10℃/秒的一次冷卻速度冷至范圍為550-720℃的二次冷卻起始溫度Tq，之后，再以10-200℃/秒的二次冷卻速度冷至范圍為Tem-100℃至Tem的二次冷卻終止溫度Te，其中的Tem由鋼的組元和退火溫度To來(lái)確定，然后，冷至室溫之前，在范圍為Te-50℃和500℃間的溫度Toa保持15秒-20分。在上述這一方法中，如圖8所示的連續(xù)退火循環(huán)中的快冷終止點(diǎn)溫度Te被表示成組元與退火溫度To的函數(shù)，并且，退火在一給定臨界值以下進(jìn)行，而過(guò)時(shí)效溫度Toa的范圍由其與快冷終止點(diǎn)的溫度Te間的關(guān)系來(lái)確定。
這里，Tem是在快冷起始點(diǎn)Tq處的殘余奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度。即，Tem由式Tem＝T1-T2，或者由排除了奧氏體中碳濃度的作用的溫度值(T1)與顯示碳濃度的作用的溫度值(T2)之間的差值來(lái)確定。此處，T1是由除碳之外的固溶態(tài)元素濃度計(jì)算出的溫度，T2是由Ac1和Ac3時(shí)殘余奧氏體中的碳濃度計(jì)算出的溫度，其中Ac1和Ac3由鋼板中的組分確定，Tq由退火溫度To決定。Ceq*表示在退火溫度To時(shí)殘余奧氏體中的碳當(dāng)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％，以及退火溫度To為，當(dāng)Ceq*＝(Ac3-Ac1)×C/(To-Ac1)+(Mn+Si/4+Ni/7+Cr+Cu+1.5Mo)/6大于0.6時(shí)，T2＝474×(Ac3-Ac1)×C/(To-Ac1)，而當(dāng)Ceq*小于或等于0.6時(shí)，T2＝474×(Ac3-Ac1)×C/{3×(Ac3-Ac1)×C+[(Mn+Si/4+Ni/7+Cr+Cu+1.5Mo)/2-0.85)]×(To-Ac1)}。
換言之，當(dāng)Te低于(Tem-100)℃時(shí)，幾乎所有的殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，從而就不可能獲得所必需的殘余奧氏體的量，如果Te高于Tem，則鋼板會(huì)發(fā)生軟化，從而就不可能獲得由靜態(tài)強(qiáng)度(TS)所預(yù)期的動(dòng)態(tài)強(qiáng)度；因此，將Te的上限定為Tem。同樣，如果Te高于500℃，則產(chǎn)生珠光體或鐵的碳化物會(huì)造成形成殘余奧氏體所必不可少的碳的浪費(fèi)，而且也不可能獲得所必需的殘余奧氏體的量。另一方面，如果Toa低于Te-50℃，就有必要使用附加的冷卻設(shè)備，而且，由于連續(xù)退火爐的溫度與鋼板溫度間的差異會(huì)使材料中出現(xiàn)更大的變化；因此，將此溫度定為下限。
通過(guò)使用上述的鋼板組成和生產(chǎn)方法，就有可能生產(chǎn)出在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于鋼板的最終顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與含有體積分?jǐn)?shù)為3-50％的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，所述組織中的鐵素體和貝氏體均可為主相，其中，在進(jìn)行等效應(yīng)變大于0％而小于或等于10％的預(yù)先變形后，以5×102-5×103(1/S)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS為在沒有預(yù)先變形條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/S)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力(MPa)，而且，應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080。根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板可以通過(guò)退火、平整、電鍍等工藝被加工成所要求的任何產(chǎn)品。
實(shí)施例現(xiàn)在，借助實(shí)施例來(lái)對(duì)本發(fā)明進(jìn)行說(shuō)明。
實(shí)施例1將表1中所列的15種鋼材加熱至1050-1250℃并在表2所列的生產(chǎn)條件下進(jìn)行熱軋、冷卻和卷取，以生產(chǎn)出熱軋鋼板。如表3和4中所示，滿足根據(jù)本發(fā)明的組成條件和生產(chǎn)條件的鋼板含有體積分?jǐn)?shù)為3-50％的初始?xì)堄鄪W氏體，并具有至少為70且又小于或等于250的M值，所述M值由殘余奧氏體中固溶[C]和鋼板中的平均Mneq確定，而且，(初始?xì)堄鄪W氏體體積分?jǐn)?shù)-5％變形后的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù))與初始?xì)堄鄪W氏體的體積分?jǐn)?shù)之比大于0.3的結(jié)果表明所述鋼板具有合適的穩(wěn)定性。依據(jù)σdyn≥0.766×TS+250、變形為1-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)大于0.080和變形為1-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)與屈服強(qiáng)度之積大于40，可知所述鋼板具有優(yōu)異的抗碰撞安全性，此外，所述鋼又具有適當(dāng)?shù)目沙尚涡院涂牲c(diǎn)焊性。表1鋼的化學(xué)組分

A本發(fā)明B對(duì)比例下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出了本發(fā)明范圍*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表1鋼的化學(xué)組分(續(xù)
本發(fā)明B對(duì)比例下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值已超出本發(fā)明的范圍*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表2生產(chǎn)條件

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超過(guò)本發(fā)明的范圍*1750-700℃間冷速為15℃/秒表2生產(chǎn)條件(續(xù))

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍表3鋼的顯微組織

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍余下的組成物B＝貝氏體，P＝珠光體表3鋼的顯微組織(續(xù)

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超過(guò)本發(fā)明的范圍余下的組成物B＝貝氏體，P＝珠光體表4鋼的機(jī)械性能

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍*1σdyn-(0.766×T5+250)C＝沿C向的單軸拉伸L＝沿L向的單軸拉伸表4鋼的機(jī)械性能(續(xù))

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出了本發(fā)明的范圍*1σdyn-(0.766×TS+250)C＝沿C向的單軸拉伸E＝等二軸拉伸實(shí)施例2在Ar3或更高的溫度，對(duì)表5中所列的25種鋼材進(jìn)行完整的熱軋?zhí)幚?，之后再冷卻、卷取、酸洗和冷軋。溫度Ac1和Ac3由每種鋼的組成確定，在表6中所列的退火條件進(jìn)行加熱、冷卻和停留(保溫)之后，將所述鋼板冷至室溫。如圖7和8所示，滿足本發(fā)明的生產(chǎn)條件和組成條件的鋼板有著至少為70且不大于250的M值，M值由殘余奧氏體中的固溶[C]和鋼板中的平均Mneq確定，σdyn≥0.076×TS+250和1-5％應(yīng)變時(shí)的加工硬化系數(shù)至少0.080和變形為1-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)與屈服強(qiáng)度之積大于40的結(jié)果清楚表明，所有鋼材均具有優(yōu)異的抗碰撞安全性。表5鋼的化學(xué)組分

A本發(fā)明B對(duì)比例下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出了本發(fā)明的范圍*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表5鋼的化學(xué)組分(續(xù)

A本發(fā)明B對(duì)比例下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表5鋼的化學(xué)組分(續(xù))

A本發(fā)明B對(duì)比例下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表6生產(chǎn)條件

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍表6生產(chǎn)條件(續(xù))

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>下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍表8鋼的機(jī)械性能

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍*1σdyn-(0.766×TS+250)C＝沿C向的單軸拉伸L＝沿L向的單軸拉伸E＝等二軸拉伸表8鋼的機(jī)械性能(續(xù)

下加橫線的數(shù)據(jù)表示該值超出本發(fā)明的范圍*1σdyn-(0.766×TS+250)C＝沿C向的單軸拉伸E＝等二軸拉伸采用下述方法對(duì)顯微組織進(jìn)行評(píng)價(jià)。
用一種硝酸乙醇腐蝕液和日本專利申請(qǐng)未審公開昭59-219473中所公開的試劑來(lái)腐蝕薄鋼板軋制方向的橫截面，然后，借助1000倍的光學(xué)顯微鏡來(lái)進(jìn)行鐵素體、貝氏體、馬氏體及余下組織的辯別，所處位置的觀察以及平均晶粒直徑(等效園直徑)和體積分?jǐn)?shù)的測(cè)量。
用日本專利申請(qǐng)平3-351209中所公開的試劑來(lái)腐蝕軋制方向的橫截面，然后，再用1000倍的光學(xué)顯微鏡確定殘余奧氏體的平均等效園直徑，殘余奧氏體所處位置也采用同樣的顯微照片觀察確定。
采用Mo-KαX射線分析，根據(jù)下述方程計(jì)算出殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)(Vγ以百分比為單位)。
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)代表峰極強(qiáng)度。
使用Cu-KαX射線分析，晶格常數(shù)(單位埃)由奧氏體的(200)面、(220)面和(311)面的反射角確定，殘余奧氏體中的碳濃度(Cγ以百分比為單位)則根據(jù)下面的方程計(jì)算出。
Cγ＝(晶格常數(shù)-3.572)/0.033采用下面的方法進(jìn)行性能的評(píng)價(jià)。
根據(jù)JIS5(標(biāo)距50mm，平均部分寬度25mm)，以0.001/秒的應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，通過(guò)確定抗拉強(qiáng)度(TS)、屈服強(qiáng)度(YS)，總的延伸率(T.EL)和加工硬化系數(shù)(1-5％應(yīng)變時(shí)的n值)，來(lái)計(jì)算出YS×加工硬化系數(shù)，屈服比(YR＝Y(jié)S/TS×100)以及TS×T.EL。
從無(wú)毛刺的邊上，用一個(gè)30°的錐形沖頭將一個(gè)20mm的沖孔擴(kuò)大，并通過(guò)確定裂紋貫穿板厚時(shí)的擴(kuò)孔直徑(d)與初始擴(kuò)孔直徑(d0，20mm)的擴(kuò)孔伸展比(d/d0)，依此來(lái)測(cè)量其外卷邊性能。
使用電極頭部半徑為鋼板厚度的平方根5倍的電極，在電流為0.9倍于噴射電流的條件下焊接一點(diǎn)焊試樣，如果所述點(diǎn)焊試樣在用一鑿子破斷時(shí)發(fā)生剝離斷裂，則判定可點(diǎn)焊性不合格。
工業(yè)適用性如上所述，本發(fā)明有可能以一種經(jīng)濟(jì)且穩(wěn)定的方式為汽車提供高強(qiáng)度熱軋鋼板和冷軋鋼板，所述鋼板提供以前所不能達(dá)到的優(yōu)異的抗碰撞安全性和可成形性，結(jié)果就顯著拓展了高強(qiáng)度鋼板的使用對(duì)象和條件。
權(quán)利要求
1.一種在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于所述鋼板最終的顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與含有體積分?jǐn)?shù)為3-50％的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，該組織中，鐵素體和貝氏體均可為主相，其中在以大于0％且小于或等于10％的等效應(yīng)變預(yù)先變形后，以5×102-5×103(1/秒)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS(MPa)為沒有預(yù)先變形條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/秒)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力，而且，應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080。
2.一種根據(jù)權(quán)利要求1的在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板，其中，1-5％應(yīng)變時(shí)加工硬化系數(shù)與屈服強(qiáng)度之積至少為40。
3.一種在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于所述鋼板最終的顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與含有體積分?jǐn)?shù)為3-50％的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，該組織中鐵素體和貝氏體均可為主相，其中在進(jìn)行等效應(yīng)變大于0％且又小于或等于10％的預(yù)先變形后，以5×102-5×103(1/秒)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.776×TS+250，式中TS(MPa)為沒有預(yù)先變形條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/秒)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力，由殘余奧氏體中的固溶[C]和鋼材的平均Mn當(dāng)量{Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2}確定的M值，其定義式為M＝678-428×[C]-33Mneq，所述M值應(yīng)至少為70且又不大于250，沒有預(yù)先變形時(shí)的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)與進(jìn)行等效應(yīng)變?yōu)?％的預(yù)先變形后的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)之差值應(yīng)至少為沒有預(yù)先變形時(shí)的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的30％，而且，應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080。
4.一種根據(jù)權(quán)利要求1-3中之任一項(xiàng)的鋼板，其中所述的殘余奧氏體的平均晶粒直徑不大于5微米；所述殘余奧氏體的平均晶粒直徑與主相中的鐵素體或貝氏體的平均晶粒直徑之比值不大于0.6，并且，主相的平均晶粒直徑不大于10微米，優(yōu)選不大于6微米。
5.一種根據(jù)權(quán)利要求1-4中任一項(xiàng)的鋼板，其中，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)為3-30％，而且，所述馬氏體的平均晶粒直不大于10微米，并且優(yōu)選不大于5微米。
6.一種根據(jù)權(quán)利要求1-5中任一項(xiàng)的鋼板，其中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)至少為40％。
7.一種根據(jù)權(quán)利要求1-6中任一項(xiàng)的鋼板，其中，屈服比不超過(guò)85％，而且，抗拉強(qiáng)度與總延伸率之積至少為20,000。
8.一種根據(jù)權(quán)利要求1-7中任一項(xiàng)的鋼板，它還含有，以重量百分比計(jì)，0.03-0.3％的C，總量為0.5-3.0％的Si或Al或著兩者之和，而且如必要，也含有總量為0.5-3.5％的選自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中之一種或多種元素，余者為作為主要組分的Fe。
9.一種根據(jù)權(quán)利要求8的鋼板，如必要，其可進(jìn)一步含有，以重量百分比計(jì)，選自Nb、Ti、V、P和B中的一種或多種元素，其中選自Nb、Ti和V中的一種或多種元素的總量不超過(guò)0.3％，P不超過(guò)0.3％和B不超過(guò)0.01％。
10.一種根據(jù)權(quán)利要求1-9中任一項(xiàng)的鋼板，如必要，其可進(jìn)一步含有，以重量百分比計(jì)，0.0005-0.01％的Ca和0.005-0.05％的REM(稀土金屬)。
11.一種生產(chǎn)在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度熱軋鋼板的方法，其中所述熱軋鋼板的顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與含有體積分?jǐn)?shù)為3-50％殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，該組織中鐵素體和貝氏體均可為主相，其中在進(jìn)行等效應(yīng)變大于0％且又小于或等于10％的預(yù)先變形后，以5×102-5×103(1/秒)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS(MPa)為沒有預(yù)先變形的條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/秒)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力，而且，應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080，所述生產(chǎn)方法的特征在于一連鑄板坯含有，以重量百分比計(jì)，0.03-0.3％的C，總量為0.5-3.0％的Si或Al或者二者之和，而且如必要，也含有總量為0.5-3.5％的選自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo之一種或多種元素，并且如進(jìn)一步必要，還含有選自Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中之一種或多種元素，其中選自Nb、Ti和V中之一種或多種元素的總量不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca為0.0005-0.01％以及REM為0.005-0.05％，余者是作為主要組分的Fe，將所述連鑄板坯直接由連鑄階段送去熱軋或者重新加熱后再熱軋，熱軋?jiān)贏r3-50℃至Ar3+120℃的終軋溫度下完成，熱軋后，以5℃/秒的平均冷卻溫度進(jìn)行冷卻，之后，在不高于500℃的溫度卷取所述鋼板。
12.根據(jù)權(quán)利要求11的方法，其中，在Ar3-50℃至Ar3+120℃的熱軋終軋溫度下進(jìn)行熱軋，以使冶金學(xué)參量A滿足下述不等式(1)和(2)，隨后，在輸出輥道中的平均冷卻速度至少為5℃/秒，并且，對(duì)卷取過(guò)程加以控制，以使所述冶金學(xué)參量A與卷取溫度(CT)間的關(guān)系滿足下述不等式(3)9≤LogA≤18 (1)ΔT≥21×LogA-178 (2)CT≤6×LogA+312 (3)
13.一種生產(chǎn)在動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度冷軋鋼板的方法，其中所述冷軋鋼板的顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與含有體積分?jǐn)?shù)為3-50％的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，該組織中鐵素體和貝氏體均可為主相，其中在進(jìn)行等效應(yīng)變大于0％且又小于或等于10％的預(yù)先變形后，以5×102-5×103(1/秒)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS(MPa)為沒有預(yù)先變形的條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10-3(1/秒)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力，而且，應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080，所述冷軋鋼板生產(chǎn)方法的特征在于一種連鑄板坯含有，以重量百分比計(jì)，0.03-0.3％的C，總量為0.5-3.0％的Si或Al或者二者之和，而且如必要，還含有總量為0.5-3.5％的選自Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中之一種或多種元素，此外，如進(jìn)一步必要，則還含有選自Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中之一種或多種元素，其中選自Nb、Ti和V中之一種或多種元素的總量為不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca為0.0005-0.01％和REM為0.005-0.05％，余者是作為主要組分的Fe，將所述連鑄板坯直接由連鑄階段送去熱軋，或者重新加熱后再熱軋，對(duì)熱軋后所卷取的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗，然后再冷軋，在為生產(chǎn)最終產(chǎn)品所進(jìn)行的連續(xù)退火期間，于范圍為0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃的溫度下退火10秒-3分鐘，然后，以1-10℃/秒的一次冷卻速度冷卻至范圍為550-720℃的一次冷卻終止溫度，之后，以10-200℃/秒的二次冷卻速度冷卻至范圍為150-450℃的二次冷卻終止溫度，此后，在冷至室溫前，于150-500的溫度下保溫15秒-20分鐘。
14.一種根據(jù)權(quán)利要求13的生產(chǎn)動(dòng)態(tài)變形期間具有高的屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度冷軋鋼板的方法，其中所述冷軋鋼板的顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與含有體積分?jǐn)?shù)為3-50％殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織，該組織中鐵素體和貝氏體均可為主相，其中在進(jìn)行等效應(yīng)變大于0％且又小于或等于10％的預(yù)先變形后，以5×102-5×103(1/秒)的應(yīng)變速率變形時(shí)，等效應(yīng)變?yōu)?-10％時(shí)的屈服應(yīng)力的平均值σdyn(MPa)滿足不等式σdyn≥0.766×TS+250，式中的TS(MPa)為沒有預(yù)先變形的條件下，應(yīng)變速率為5×10-4-5×10- 3(1/秒)時(shí)測(cè)得的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)中的最大應(yīng)力，而且，應(yīng)變?yōu)?-5％時(shí)的加工硬化系數(shù)至少為0.080，所述生產(chǎn)方法的特征在于在為生產(chǎn)最終產(chǎn)品所進(jìn)行的連續(xù)退火步驟中期間，于0.1×(Ac3-Ac1)+Ac1℃至Ac3+50℃的溫度下，退火10秒-3分鐘，隨后，以1-10℃/秒的一次冷卻速度冷卻至范圍為550-720℃的二次冷卻起始溫度Tq，之后，以10-200℃/秒的二次冷卻速度冷卻至范圍為Tem-100℃至Tem的二次冷卻終止溫度Te，其中的溫度值Tem-100℃由鋼的組成和退火溫度To確定，然后，在冷至室溫前，于Te-50℃至500℃的溫度Toa下保溫15秒-20分。
全文摘要
本發(fā)明的目的是提供具有高的沖擊能量吸收性能的高強(qiáng)度鋼板,所述鋼板作為鋼材用于加工成形為諸如當(dāng)碰撞時(shí)吸收沖擊能量的汽車前置構(gòu)件的部件,以及生產(chǎn)所述鋼板的方法。本發(fā)明的具有高沖擊能量吸收性能的高強(qiáng)度鋼板是在動(dòng)態(tài)變形期間有著高屈服應(yīng)力的高強(qiáng)度鋼板,其特征在于所述鋼板最終的顯微組織是一種由鐵素體和/或貝氏體與含有體積分?jǐn)?shù)為3—50%的殘余奧氏體的第三種相的混合物構(gòu)成的復(fù)合型顯微組織,所述組織鐵素體和貝氏體均可為主相,其中,在進(jìn)行等效應(yīng)變大于0%且又小于或等于10%的預(yù)先變形后,以5x10
文檔編號(hào)C21D8/02GK1241219SQ97180921
公開日2000年1月12日 申請(qǐng)日期1997年11月28日 優(yōu)先權(quán)日1996年11月28日
發(fā)明者河野 治, 高橋雄三, 脅田淳一, 間淵秀里, 高橋?qū)W, 上西朗弘, 岡本力, 栗山幸久, 佐久間康治 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社