专利名称：：冲击能吸收特性和成形性良好的高强度钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及在动态变形过程中具有高流变应力的可压制成形的高强度热轧和冷轧钢板及其制造方法，所述的钢板可用于制造汽车等的零部件，以便通过有效地吸收碰撞冲击能而对乘员提供安全保障。近几年来，普遍认识到，对于汽车来说，一个十分重要的问题就是保护乘员不受汽车碰撞带来的伤害，越来越强烈地希望采用抗高速变形能力强的合适材料。例如，将这类材料用于汽车的前端部件，前部碰撞的能量就可在材料受到挤压时被吸收，从而减轻对乘员的冲击。由于汽车在碰撞时每一部分经受变形的应变速率达到大约103(1/s)，故要考虑材料吸收冲击能的性能必须了解高应变速率下材料的动态变形性能，由于同时考虑诸如节能和减少CO2排出等因素以及减轻汽车重量也十分重要，故越来越需要采用高效的高强度钢板。例如，本发明人曾在CAMP-ISIJVol.9(1996)，pp1112～1115报导过高强度薄钢板和高速变形性能和冲击能吸收性能问题，在该论文中谈到，在大约103(1/s)的高应变速率下的动态强度比在10-3(1/s)的低应变速率下的静态强度显著增加，应变速率与形变抗力的关系随材料的强化机理而变化，并指出(高强度高延性)TRIP钢板和DP(铁素体/马氏体两相)钢板与其他高强度钢板相比既具有良好成形性又具有良好的冲击能吸收性能。另外，日本未审查的专利公开No7-18372公开了具有良好的冲击抗力的含有残留奥氏体的高强度钢及其制造方法，提出简单地通过高形变速率提高屈服强度来解决冲击能吸收的问题。但是尚未说明要提高冲击能吸收性能，除了残留奥氏体的数量外，还应控制残留奥氏体的那些其他方面。因此，虽然不断地在研究有关提高对汽车碰撞时冲击能的吸收有影响的结构件材料的动态变形性能，但是仍然不完全了解应该最大地提高钢材的什么性能才能使汽车部件所用的钢材具有更优良的冲击能吸收特性，也不甚了解应根据什么标准选用材料。汽车零件用的钢材通过模压制成所需形状的零件，并且通常在涂漆和烘烤后装在汽车上，再进入真实的冲击状况。但是，仍然不清楚钢的什么强化机制适合于改善钢材对于上述预变形和烘烤处理后发生碰撞时的冲击能吸收性能。本发明的目的是提供具有高的冲击能吸收性能的高强度钢板用于制造诸如在碰撞时可吸收冲击能的前端部件之类零件，以及这类钢板的制造方法，首先，按照本发明的具有高的冲击能吸收性能的高强度钢板包括(1)一种在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度钢板，其特征在于，该钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而且5％～10％应变的加工硬化系数≥0.130。(2)一种在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度钢板，其特征在于，上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，而且，上述钢板在5～10％应变时的加工硬化系数≥0.130。上述的高强度钢还包括(3)一种在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度钢板，其特征在于，上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，由上述残留奥氏体中的固溶[C]和钢板的平均Mn当量{Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2}并由公式M＝678-428×[C]-33Mneq计算的M值为≥-140～＜70，钢板在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后的残留奥氏体的体积百分数≥2.5％，残留奥氏体的初始体积V(0)与钢板在等效应变10％下进行预变形后的残留奥氏体的体积百分数V(10)之比值即V(10)/V(0)≥0.3，钢板在5～10％应变的加工硬化系数≥0.130。上述的高强度钢板还包括(4)按照上述(1)～(3)的任一种的在动态变形过程中具有高流变应力的高强度钢板，其中，满足下列条件中的任何一项残留奥氏体的平均晶粒直径不大于5μm；残留奥氏体的平均晶粒直径与主要相中的铁素体或贝氏体的平均晶粒直径之比不大于0.6，而主要相的平均晶粒直径不大于10μm，最好不大于6μm；马氏体的体积百分数为3～30％，而马氏体的平均晶粒直径不大于10μm，最好不大于5μm；铁素体的体积百分数≥40％，而拉伸强度(TS)×总伸长率T.El之值≥20000。(5)本发明的高强度钢板还可以是含有下列成分(重量％)的高强度钢C为0.03～0.3％，Si+Al中的一种或两种的总量为0.5～3.0％，如有必要，加入Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中的一种或几种，总量为0.5～3.5％，其余为Fe作为主要成分。或者，本发明的在动态变形时具有高流变应力的高强度钢板是根据需要还添加Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中的一种或几种的高强度钢板，其中，Nb、Ti和V中的一种或几种的加入总量不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca为0.0005～0.01％，REM为0.005～0.05％，其余为Fe作为主要成分。(6)按照本发明的制造在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度热轧钢板的方法，所述钢板在动态变形过程中具有高的流变应力，其中上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，上述钢板在应变为5～10％的加工硬化系数≥0.130，上述方法的特征在于，将一种连续铸造钢坯直接从铸造步骤送到热轧步骤，或者经过再加热后进行热轧，上述的钢坯含有如下成分(wt％)C0.03～0.3％，Si+Al或其中一种加入总量为0.5～3.0％，如果需要，加入Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中的一种或几种，总加入量为0.5～3.5％，如果需要，再加入Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中的一种或几种，其中Nb、Ti和V中的一种或几种的总量为不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca为0.0005～0.01％，REM为0.005～0.05％其余为Fe作为主要成分，其特征在于，上述钢坏在终轧温度为(Ar3-50℃)～(Ar3+120℃)温度范围内完成热轧工序，并在热轧后在冷却工位上以平均冷却速度5℃/s进行冷却。然后将钢板在不高于500℃的温度下卷绕成捆。(7)按照上面(6)所述的制造在动态变形中具有高的流变应力的高强度热轧钢板的方法，其特征在于，在上述热轧的终轧温度为(Ar3-50℃)～(Ar3+120℃)范围内进行热轧，使其冶金参数A满足下列不等式(1)和(2)，然后在输出辊道上以平均冷却速度≥5℃/s冷却，再将钢板卷绕，使上述的冶金参数A与卷绕温度(CT)满足下列不等式(3)9≤logA≤18(1)ΔT≤21×logA-178(2)6×logA+312≤CT≤6×logA+392(3)(8).按照本发明的制造在动态变形时具有高流变应力的生产高强度冷轧钢板的方法，所述钢板在动态变形过程中具有高的流变应力，其中上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，上述钢板在应变为5～10％的加工硬化系数≥0.130，上述方法的特征在于，将一种连续铸造钢坯直接从铸造步骤送到热轧步骤，或者经过再加热后进行热轧，上述的钢坯含有如下成分(wt％)C0.03～0.3％，Si+Al或其中一种加入总量为0.5～3.0％，如果需要，加入Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中的一种或几种，总加入量为0.5～3.5％，如果需要，再加入Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中的一种或几种，其中Nb、Ti和V中的一种或几种的总量为不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca为0.0005～0.01％，REM为0.005～0.05％其余为Fe作为主要成分，上述铸坯从浇铸步骤直接供到热轧步骤，或在再加热后进行热轧，将上述热轧后卷绕的钢板进行酸洗，然后进行冷轧，在制备最终产品的连续退火步骤的退火过程中，在～(AC3+50℃)的温度下退火10sec～3min，然后按第一冷却速度为1～10℃/sec冷却到第一冷却停顿温度550～720℃，再按第二冷却速度10～200℃/sec冷却至第二冷却停顿温度200～450℃，然后在200～500℃保温15sec～20min，再冷却至室温。(9)按照上面(8)所述的制造在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度冷轧钢板的方法，上述冷轧钢板的显微组织是一种上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，另外，上述钢板在5～10％应变时的加工硬化系数≥0.130，上述方法的特征在于，在制备最终产品的上述连续退火步骤的退火过程中，先在0.1×(AC3-AC1)+AC1℃)～(AC3+50℃)的温度下退火10sec～3min，然后按第一冷却速度1～10℃/sec冷却至550～720℃范围内的第二次冷却开始温度Tq，而后，按第二冷却速度10～200℃/sec冷却至从取决于成分和退火温度To的温度Tem至500温度范围内的第二冷却停顿温度Te，然后在(Te-50℃)～500℃温度范围内的Toa温度保温15sec～20min，再冷却至室温。下面结合本发明，附图中图1是本发明的部件吸收能Eab与拉伸强度(TS)的关系图；图2是一种用于测量图1的部件吸收能的成形件的简图；图3是应变为5～10％时钢板的加工硬化系数与动态能吸收(J)的关系图；图4a是测量图3的动态能吸收的冲击挤压试验所用的试件(帽罩形的)的透视图；图4b是图4a用的试件的剖视图；图4c是冲击挤压试验方法的示意图；图5是TS与(σdyn-σst)值的关系图，σdyn是按5×102～5×103(1/s)应变速率变形时等效应变3～10％范围下的流变应变的平均值，而σst是按5×10-4～5×10-3(1/s)应变速率变形时等效应力3～10％下的流变应力的平均值，上述(σdyn-σst)是本发明冲击能吸收性能的指标；图6是应变为5～10％的加工硬化系数与TS(拉伸强度)×T.EL(总伸长率)值的关系图；图7是ΔT与本发明热轧步骤的冶金参数A的关系图；图8是卷绕温度CT与本发明的热轧步骤的冶金参数A的关系图；图9说明本发明的连续退火步骤中的退火过程；图10是在本发明的连续退火步骤中第二次冷却停顿温度(Te)与随后的保持温度Toa的关系图。碰撞冲击能吸收部件例如汽车等的前端部件是通过对钢板进行弯曲或压力加工的方法制成的。部件经过上述方法加工后，通常要经过汽车碰撞冲击试验，然后上漆和烘干。因此，要求钢板在加工成部件并上漆和烘烤后具有高的冲击能吸收特性。但是，现在已不必努力寻求作为实际部件的具有优良冲击能吸收特性的钢板，而是要同时考虑由于成形而增大的形变应力和由于高应变速率而增大的流变应力。由于本发明人多年来研究能满足上述要求的用作冲击吸收部件的高强度钢板，故而发现，在用于制造上述压力加工成形件的钢板中夹入适量的残留奥氏体是获得具有良好的冲击能吸收特性的高强度钢板的有效手段之一。具体说来，业已发现，当理想的显微组织是一种复合组织时在动态变形时便具有高的流变应力，上述的复合组织含有很容易由各种置换元素固溶强化的铁素体和/或贝氏体(每一种都作为主要相)和3～50％(体积)的在变形过程中会转变成强硬的马氏体的残留奥氏体的第三相。另外还发现，只要满足特殊条件，在原始显微组织的第三相中存在马氏体的复合组织也可获得在动态变形中具有高的流变应力的压制成形的高强度钢板。本发明人在上述发现的基础上经过进一步的试验和研究后发现，冲击吸收件(例如前端部件)压制成形的相应预变形量根据部件截面大小的不同有时可达到20％以上(最大值)，但也发现，截面的大部分经受＞0～≤10％的等效应变，因此在求出上述范围内预变形的影响后，可以估计部件在预变形后的整体性能。因此，按照本发明，选择＞0～≤10％等效应变下的变形作为部件加工时作用在它们上的预变形量。图1示出用各种钢材(下面要谈到)成形的部件的碰撞吸收能Eab与材料强度S(TS)的关系。部件的吸收能Eab就是用一个质量为400kg的重物以15m/s的速度沿部件的长度方向(图2箭头方向)撞击成形件(例如图2所示的部件)，而使其压扁程度达100mm时的吸收能。图2所示的成形件是用2.0mm厚的钢板制成的帽罩形件1制备的，通过点焊将同一厚度的同种钢板2固定到帽罩形件1上，上述帽罩形件1的转角半径为2mm。标号3示出点焊部位。从图1可看出，尽管数据分散，部件吸收能Eab还是倾向于随普通拉伸试验测出的拉伸强度(TS)的提高而增大。对于图1所示的每种材料，测出其在等效应变为＞0～≤10％下进行预变形后按应变速率范围为5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时的静态拉伸强度σs，和按应变速率范围为5×102～5×103(1/s)进行变形时的动态拉伸强度σd。因此，可以按(σd-σs)进行分类。图1符号的意思是○代表任何部位的预变形处于＞0～≤10％范围内(σd-σs)＜60MPa的情况；●代表全部预变形处于上述范围时(σd-σs)≥60MPa和预变形为5％时60MPa≤(σd-σs)≤80MPa的情况；■代表全部预变形处于上述范围时(σd-σs)≤60MPa和预变形为5％时，80MPa≤(σd-σs)＜100MPa的情况；而▲代表全部预变形处于上述范围时(σd-σs)≥60MPa和预变形为5％时(σd-σs)≥100MPa的情况。而且，在所有的预变形处于＞0～≤10％时(σd-σs)≥60MPa的情况下，部件碰撞时的吸收能Eab大于从材料强度S(TS)预测的值，因此，这些钢板作为碰撞冲击吸收件时具有良好的动态变形性能。上述的预测值是图1曲线中Eab＝0.062S0.8处所示的值，因此，按照本发明，(σd-σs)为60MPa或更高值。动态拉伸强度通常以静态拉伸强度(TS)的幂的形式表示，动态拉伸强度与静态拉伸强度之差随静态拉伸强度(TS)的提高而减小。但是，从重量随材料的强化而减轻的观点看，动态拉伸强度与静态拉伸强度(TS)之间较小的差异使通过材料替换来显著改善冲击吸收特性的前景暗淡了，所以要减轻重量更难以实现。另外，冲击吸收件例如前端部件的截面通常是帽罩形的，本发明人通过分析这类部件由于高速碰撞而压扁时的变形情况发现，尽管进行变形时的最大应变高达40％以上，但是，从高速应力-应变图看，总吸收能的至少70％是在10％或更低的应变范围中被吸收的。因此，用高速动态变形为10％或更低时的流变应力作为高速碰撞能吸收性能的指标。具体地说，由于在3～10％范围内的应变量极为重要，所以冲击能吸收性能所用的指标是当在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)下进行高速变形时等效应变范围为3～10％的平均应力σdyn。高速变形时发生3～10％应变的平均应力σdyn随钢板预变形前或焙烧处理前的静态拉伸强度的提高而增大[最大应力即在应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)的静态拉伸试验中测出的拉伸强度TS(MPa)]。因此，提高钢板的静态拉伸强度(TS)直接有利于改善部件的冲击能吸收性能。但是，提高钢板的强度会导致部件成形性能变差而难以使部件获得所需的形状。因此，希望钢板最好在具有相同拉伸强度(TS)的同时具有高的σdyn。具体地说，由于部件成形时的应变量通常为10％或更低，所以，从改善成形性能的观点看，使低应变区的应力低是很重要的，这就是部件成形过程的成形性能(例如压制成形性能)的指标。因此可以说，从静态观点看，σdyn(MPa)与在应变速率范围为5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时发生3～10％等效应变的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差异较大将可获得好的成形性能，而从动态观点看，将可获得较高的冲击能吸收性能。从上述关系可以看出，具体满足关系式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300(如图5所示)的钢板作为实际部件时比其他的钢板具有更高的冲击能吸收性能，而且，在不增加部件总重的情况下，可以改善冲击能吸收性能，这就可以提供在动态变形时具有高的流变应力的高强度钢板。本发明人还发现，为了改善反碰撞安全性，可对(σd-σs)较高的钢板增大其压制成形后的加工硬化系数。这就是说，通过如上所述控制钢板的显微组织，从而使应变率为5％～10％的加工硬化系数至少为0.130(最好是至少为0.16)便可提高反碰撞安全性。换言之，从图3所示的作为汽车部件的反碰撞安全性指标的动态能吸收性能与钢板加工硬化系数之间的关系看，当加工硬化系数增大时，动态能吸收性能就提高，这意味着只要屈服强度值相等，便可根据作为汽车部件反碰撞安全性指标的钢板加工硬化系数进行正确的评价。加工硬化系数增大可抑制钢板截面缩小，并改善由“拉伸强度×总伸长率”表示的成形性能。图3所示的动态能吸收值是用冲击挤压试验法按下列方式测定的。具体地说，将钢板加工成例如图4b所示的试片，并用尖部半径为5.5mm的焊条在0.9倍于冲击电流的电流下对试片点焊，焊点3之间距为35mm，制成一个带有固定在两个端件1之间的试件2的工件(帽罩形的，如图4a所示)，然后，在170℃进行烘烤和涂漆处理20分钟，再将一个大约150Kg的重物4(见图4C)从高约10m处落下，使放置在具有止动块6的机座5上的上述工件沿其长度方向压扁，从相应的载荷位移图的面积计算出位移为0～150mm的变形功，从而算出动态能吸收值。可按照钢板加工成JIS-5试件(量规长度50mm，平行边宽25mm)并按0.001/s应变速率进行拉伸试验时的加工硬化系数(应变为5～10％的n值)算出钢板的加工硬化系数。下面说明本发明钢板的显微组织。当钢板中存在适量的残留奥氏体时，在变形(成形)过程中受到的应变会使残留奥氏体转变成很硬的马氏体，并因此而具有增大加工硬化系数和由于控制截面的缩小而改善加工成形性能的效果。适量的残留奥氏体的量最好为3％～50％，具体地说，如果残留奥氏体的体积百分数小于3％，制成的部件在受到碰撞变形时就没有良好的加工硬化性能，并且变形载荷保持在低水平，从而使变形功低，因此，动态能吸收值较低，不可能改善反碰撞安全性，而且反截面缩颈的效应也不足，使其不可能获得高的“拉伸强度×总伸长率”值。另一方面，如果残留奥氏体的体积百分数大于50％，则仅仅在轻微的压制成形应变下就会连续发生加工诱发的马氏体转变，可以肯定也不能改善“拉伸强度×总伸长率”，因为在冲孔时发生的显著硬化使扩孔比变小，因此，即使部件可以压制成形，压制成形的部件在承受碰撞变形时也不可能具有良好的加工硬化性能。根据上述观点，确定了上述的残留奥氏体含量范围。除了上述的残留奥氏体体积百分数为3～50％的条件外，另一个必需的条件是残留奥氏体的平均晶粒直径应为不大于5μm，最好是不大于3μm。即使满足残留奥氏体体积百分数为3～50％，但平均晶粒直径大于5μm也是不可取的，因为这将阻止残留奥氏体在钢板中的细小弥散分布，从而部分地降低了由残留奥氏体的特征所起的有利作用。另外还发现，在显微组织中，当残留奥氏体的上述平均晶粒直径与作为主要相的铁素体或贝氏体的平均晶粒直径之比不大于0.6，并且主要相的平均晶粒直径不大于10μm(最好为不大于6μm)时，钢板就具有良好的反碰撞安全性和加工成形性。本发明人还发现，对于相同的拉伸强度(TSMPa)在等效应变范围为3～10％时上述平均应力(σdyn-σst)的差随着钢板在加工成部件之前所含的残留奥氏体中的固溶碳[C]的含量(重量％)和钢板的平均Mn当量Mneq(以Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)1/2表示)而变化。残留奥氏体中的碳含量可通过X射线衍射和穆斯鲍尔光谱测定法试验测定。例如，可通过日本钢铁学会杂志206卷(1968年)第60页报导的方法由采用M0-Kd射线的X射线衍射测出的铁素体的(200)面、(211)面和奥氏体的(200)面、(220)面和(311)面的积累反射强度计算出来。根据本发明人获得的试验结果，还发现当由残留奥氏体的固溶碳[C]含量和由加入钢板中的置换合金元素确定的Mn当量Mneq(两者均由上述方法测得)算出的M值(该M＝678-428×[C]-33Mneq)至少为-140并小于70时，钢板在＞0～≤10％的等效应变的预变形后的残留奥氏体体积百分数至少为2.5％，并且，10％等效应变后的残留奥氏体体积百分数V(10)与原始的残留奥氏体体积百分数V(0)之比即V(10)∶V(0)至少为0.3，故在相同的静态拉伸强度(TS)下具有大的(σdyn-σst)值。在此情况下，由于残留奥氏体在M＞70时的低应变范围内转变为硬的马氏体，故也增加对成形性能有影响的低应变区的静态应力，结果，不仅使成形性能例如压制成形性能变差，而且使(σdyn-σst)值变小，这就不可能达到既有满意的高成形性能，又有高的冲击能吸收性能，因此，M值设定为＜70。再者，当M小于-140时，残留奥氏体的转变仅限于高应变区，尽管有满意的成形性能，但得不到增大(σdyn-σst)值的效果，因此M值的下限设定为-140。关于残留奥氏体的分布位置，由于软的铁素体通常易接受变形发生的应变，故与铁素体不相邻的残留γ(奥氏体)不易发生应变，因此在大约5～10％的变形下不能转变成马氏体，由于有这种较小的影响，故残留奥氏体的分布位置最好是与铁素体相邻。为此，铁素体的体积百分数需要至少为40％，最好为至少60％。如上所述，由于铁素体是显微组织中最软的基体，因此它是决定钢板成形性能的一个重要因素。其体积百分数最好应处于预定值的范围内。此外，增加铁素体的体积百分数和长细比对于提高未转变的奥氏体的碳含量并使之细小分散，从而也提高残余奥氏体的体积百分数和长细比是有效的，这将有益于改善钢板的反碰撞安全性和成形性。下面说明具有上述显微组织和各种特征的高强度钢板的化学组分及其含量范围。本发明所用的高强度钢板是含有如下成分(按重量百分数)的高强度钢板C0.03～0.3％；Si和Al中的一种或两种，总量为0.5～3.0％；如果需要的话，加入Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中的一种或几种，其总量为0.5～3.5％，其余为Fe作为主体组分，或者，本发明的高强度钢板是由按需要进一步添加下列组分中的一种或几种到上述高强度钢板中而使其具有高的抗动态变形性能的高强度钢板，所述组分是Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM(稀土金属)，Nb、Ti和V中的一种或几种加入的总量不大于0.3％；P的加入量不大于0.3％；B不大于0.01％；Ca加入量为0.0005％～0.01％；REM为0.005～0.05％，其余为Fe作为主体组分。下面讨论上述的化学元素及其含量(全部为重量百分数)。CC是室温下稳定奥氏体的最便宜的元素，因此有益于奥氏体存留所需的稳定性，所以可认为C是本发明的最重要的元素。钢板中的平均C含量不仅影响室温下可确保的残留奥氏体的体积百分数，而且还可通过在生产过程的热处理加工中提高它在未转变的奥氏体中的含量而提高残留奥氏体在加工时的稳定性。但是若C含量少于0.03％，就不能保证最终残留奥氏体的体积百分数至少为3％，因此确定0.03％为C含量的下限。另一方面，当钢板的平均C含量增加时，可得到的残留奥氏体的体积百分数也增加，这就使残留奥氏体的稳定性由于残留奥氏体体积百分数的增大而提高，尽管如此，若钢板的C含量太高，不仅使钢板的强度超过所需的水平而有损于压制加工等的成形性能，而且也减小了与静态强度的提高有关的动态应力的增大，与此同时，可焊性降低也限制了钢板用于制作部件，所以将碳含量的上限确定为0.3％。Si，AlSi和Al它们都是稳定铁素体的元素。用于增加铁素体的体积百分数，改善钢板的加工性。另外，Si和Al都抑制渗碳体的产生，从而使C有效地分布在奥氏体内。因此，添加这两个元素对于在室温下残留适量的奥氏体是重要的。除Si和Al以外，具有抑制渗碳体的产生的作用的其它添加元素还有P、Cu、Cr、Mo等，适量地添加这些元素也可望得到同样的效果。但是，如果Si和Al中的一种或两种的加入总量少于0.5％时，抑制渗碳体产生的作用将不足够，从而使C形成碳化物而浪费了大部分加入钢中的对稳定奥氏体最为有效的C，这样，将不能保证本发明所要求的残留奥氏体的体积百分数，或者，使保证得到残留奥氏体所需的生产条件不能满足大批生产过程的条件，因此确定其下限为0.5％。另外，如果Si和Al中的一种或两种的总量超过3％，铁素体或贝氏体的主要相将变得硬而脆，不仅会妨碍流变应力随应变速率的增加而增大，而且也会导致钢板的加工性和韧性的降低，使钢板的成本提高，并且使化学处理等表面处理的特性变得很差，因此，将其上限规定为3.0％。在要求特别好的表面性能的情况下，可加入Si≤0.1％避免产生Si的氧化皮，或者相反地，加入Si≥1.0％使整个表面产生不太明显的Si氧化皮。Mn、Ni、Cr、Cu、Mo这五种元素都是稳定奥氏体的元素，都是在室温下稳定奥氏体的有效元素。尤其是，为从焊接性能考虑对C含量有所限制时，加入适量的上述的奥氏休稳定化元素可以有效地促进奥氏体的存留。这些元素也有抑制渗碳体产生的效果，虽然作用不如Al和Si明显，但它们可以帮助C分布到奥氏体中。另外，上述元素可以与Al和Si一起对铁素体和贝氏体混合物产生固溶强化作用，因此，也可以提高高速动态变形时的流变应力。但是，如果上述元素中的任何一种或一种以上的总加入量小于0.5％，将不可能得到所需的残留奥氏体量，同时会降低钢板的强度，因此不利于降低有效车辆重量的努力，故确定其下限含量为0.5％。另一方面，如果上述总量大于3.5％，铁素体或贝氏体的初生相容易硬化，不仅妨碍流变应力随应变速率的增大而增大，而且导致钢板的成形性和韧性降低，使钢板成本提高，故将其含量的上限规定为3.5％。Nb、Ti或V需要时添加这些元素可通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物而提高钢板的强度，但是，如果加入的总量大于0.3％，会有过量的碳化物、氮化物或碳氮化物沉淀在铁素体或贝氏体初生相的颗粒内或晶界上，在高速变形过程中形成一种运动传递源，并使之不可能在动态变形中达到高的流变应力。另外，碳化物的形成抑制了C在残留奥氏体中的分布(这是本发明最重要的方面)，因此浪费了C的含量，故规定其上限为0.3％。B或P这两种元素也是需要时才加入的。B对于晶界强化和提高钢板的强度是有效的，但是，如果其加入量大于0.01％，其作用将达到极限，钢板的强度将提高至高于所需的程度，因此妨碍了高速变形流变应力的增大，并降低零件的成形性能，故将其上限规定为0.01％。另外，P是获得钢板的高强度和残留奥氏体的有效元素，但若其加入量大于0.2％，钢板的成本将会提高，铁素体或贝氏体的主体相的流变应力将增大到高于所需的程度，从而妨碍高速变形时流变应力的增大，并导致抗开裂能力、疲劳性能和韧性变差，故规定其上限为0.2％。从防止降低二次加工性、韧性、可焊性和再循环性的观点考虑，其上限最好为0.02％。另外，关于不可避免的一种杂质S的含量，从防止由于硫化物基夹杂物导致成形性能(尤其是扩孔比)和点焊性能降低看，最好将S含量的上限规定为0.01％。Ca加入至少0.0005％的Ca可控制硫化物夹杂物的形状(球化)而改善钢板的成形性能(尤其是扩孔比)，考虑到添加过多会使其作用达到极限，并且由于上述夹杂物增多有不利影响(降低扩孔比)，故将Ca的上限规定为0.01％。另外，由于REM(稀土金属)具有与Ca类似的作用，故也规定其加入量为0.005％～0.05％。下面就热轧钢板和冷轧钢板详细说明获得本发明的高强度钢板的制造方法。作为本发明的制造动态变形时具有高流变应力的高强度热轧钢板和冷轧钢板的方法，将具有上述成分的连续铸造钢锭直接从铸造步骤送至热轧步骤，或者，将连续铸锭再加热后进行热轧。除普通的连续铸造锭坯以外，薄尺寸带材连续铸造锭坯也可以用连续轧制技术(循环轧制)进行热轧，但是，为了避免铁素体体积百分数降低和薄钢板的平均晶粒尺寸粗化，热轧前的钢板厚度(初始钢坯厚度)最好为不小于25mm。而且，根据上面所述问题，热轧时最终通过轧辊的速度最好是不低于500米/分钟，更好是不低于600米/分钟。具体地说，制造高强度热轧钢板时热轧的终轧温度最好选用如下温度范围(Ar3-50℃)～(Ar3+120℃)(取决于钢板的化学成分)。低于(Ar3-50℃)时，会产生变形的铁素体，并且(σd-σs)、(σdyn-σst)、5～10％加工硬化性能和成形性能都不好。高于(Ar3+120℃)时，由于钢板显微组织粗化而使(σd-σs)、(σdyn-σst)和5～10％加工硬化性能差，而且从产生氧化皮缺陷考虑，也是不可取的。已按上述方法热轧的钢板在输出辊道上冷却后进行卷绕步骤。输出辊道上的平均冷却速度至少为5℃/s，冷却速度取决于所需的残留奥氏体体积百分数。冷却方法可以按恒定的冷却速度进行，或综合考虑不同的冷却速度(其中包括工序过程中的低冷却速度)。随后，使热轧钢板进入卷绕工序，在500℃(或更低温度)的卷绕温度下将钢板卷绕起来。卷绕温度高于500℃时，残留奥氏体的体积百分数较低。正如下面要说明的，对于冷轧钢板，没有具体的卷绕温度限制，这些钢板进一步冷轧后还要进行退火。所以采用普通的卷绕条件没有问题。按照本发明，特别发现，热轧步骤的终轧温度、终轧引道的温度与卷绕温度之间存在一种关系，也就是如图7和8所示的，存在着主要由终轧温度、终轧引道的温度和卷绕温度决定的特定状态。换句话说，进行热轧时，当热轧的终轧温度为(Ar3-50℃)～(Ar3+120℃)时，冶金参数A满足下列的不等式(1)和(2)。所述的冶金参数A可由下式表示A＝ε*×exp{(75282-42745×Ceq)/[1.978×(FT+273)]}式中FT-终轧温度(℃)Ceq-碳当量＝C+Mneq/6(％)Mnen-锰当量＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2(％)ε*-最终轧道的应变速率(S-1)ϵ*=(V/R×h1×(1/r×In{1/(1-4)})]]>式中h1-最后通过引道的钢板厚度h2-最后通过出口的钢板厚度r-(h1-h2)/h1R-轧辊半径V-最后通过出口的速度ΔT-终轧温度(终轧时最后通过出口的温度)-终轧时引道的温度(终轧时首先通过引道的温度)Ar3-901-325C％+33Si％-92Meeq而且，输出辊道上的平均冷却速度为5℃/s，卷绕工序最好在冶金参数A和卷绕温度(CT)之间的关系满足不等式(3)的条件下进行。9≤logA≤18(1)ΔT≤21×logA-178(2)6×logA+312≤CT≤6×logA+392(3)在上述不等式(1)中，从产生残留奥氏体和显微组织的细长比考虑，不允许logA＜9，否则，(σd-σs)、(σdyn-σst)和5％～10％的加工硬化系数也不理想。而且，如果logA＞18，就必须采用笨重的生产设备。如果不满足不等式(2)，残留奥氏体将极其不稳定，从而使残留奥氏体在低应变区转变成硬的马氏体，并使成形性能、(σd-σs)、(σdyn-σst)和5％～10％加工硬化性能变差。ΔT的上限可随logA的增大而较灵活地变化。如果不满足不等式(3)中卷绕温度的上限，可对残留奥氏体的量产生不利影响(例如降低其量)，如果不满足不等式(3)不卷绕温度的下限，则残留奥氏体将极其不稳定而使残留奥氏体在低应变区转变为硬的马氏体，并使成形性能、(σd-σs)、(σdyn-σst)和5％～10％加工硬化性能变差。卷绕温度的上限和下限可随logA的增大而较灵活地变化。本发明钢板在热轧和卷绕后进行不同步骤的冷轧，冷轧的压下比为40％或更大，然后对冷轧钢板进行退火。退火最好是通过例如图9所示的退火过程进行连续退火，并且在连续退火步骤的退火过程中制成最终产品，退火温度为～(AC3+50℃)；退火时间为10sec～3min；然后以1～10℃/sec的第一冷速冷却至第一冷却停顿温度范围550～720℃，再以第二冷速10～200℃/sec冷却至第二冷却停顿温度范围200～450℃，此后，在200～500℃温度范围保温15sec～20min，然后冷却至室温。如果根据取决于钢板的化学成分的AC1和AC3温度(见，例如W.C.Leslie，著“钢铁材料科学”，Marazenp，273)确定的上述退火温度低于0.1×(Ac3-Ac1)+AC1℃时，则在该退火温度下得到的奥氏体将太少，使最终得到的钢板中不可能稳定地留下残留奥氏体，因此将退火的下限温度规定为0.1×(Ac3-Ac1)+AC1℃，而且由于退火温度高于AC3+50℃时钢板性能得不到改善，仅仅是提高了成本，因此规定退火温度的上限为AC3+50℃。为了保证温度均匀并使钢板获得适量的奥氏体，要求在上述退火温度的退火时间最少为10sec，但是，若退火时间超过3分钟，上述的作用将达到极限，并因此而提高成本。为了促进奥氏体转变为铁素体并使C集中在未转变的奥氏体内使奥氏体稳定，第一次冷却十分重要。如果冷却速度小于1℃/sec，将需要较长的生产线，因此，为了防止生产率降低，规定冷却速度下限为1℃/sec。另一方面，如果冷却速度超过10℃/sec，铁素体转变就不充分，并且难以保证最终钢板中所需的残留奥氏体量。因此规定冷却速度之上限为10℃/sec。如果第一次冷却进行到550℃以下，则在冷却过程中会产生珠光体，而耗费了奥氏体稳定化元素C，不能获得足够的最终残留奥氏体量。另外，若冷却进行到不低于720℃，则不能进行足够程度的铁素体转变。随后的第二次冷却是快速冷却且必须在至少为10℃/sec的冷却速度下进行，以便在冷却过程中不发生珠光体转变，也不沉淀出碳化铁。但是，如果冷却速度高于200℃/sec，将增大设备的负担。另外，如果第二次冷却的冷却停顿温度低于200℃，所有留下的奥氏体将在冷却前转变成马氏体，不可能保证最终的残留奥氏体量。反之，若冷却停顿温度高于450℃，最终的(σd-σs)和(σdyn-σst)值将降低。为了使钢板中留下的奥氏体在室温下稳定，最好使其一部分转变为贝氏体，以进一步增加奥氏体中的C含量。如果第二次冷却停顿温度低于贝氏体转变的保持温度，可将钢板加热到该保持温度。只要这个加热速度为5℃～50℃/sec，钢板的最终性能将不会受损。反之，如果第二次冷却停顿温度高于贝氏体形成温度，那么，即使在5℃～200℃/sec的冷却速度下强制冷却至贝氏体形成温度并直接输送到预先调到所需温度的加热区内，也不会损害钢板的最终性能。另一方面，由于在钢板于200℃以下保温或于500℃以上保温的情况下不能获得足够量的残留奥氏体，故将保温温度的范围规定为200～500℃。如果在200～500℃的温度下保温不到15sec，就不能足够地进行贝氏体转变，也就不能获得最终需要的残留奥氏体量，同时，若在上述温度范围保温多于20分钟，将会在贝氏体转变后发生碳化铁沉淀或珠光体转变，这就耗费了产生残留奥氏体不可缺少的元素C，也就不能得到所需量的残留奥氏体，因此规定保温时间范围为15sec～20min。为了促进贝氏体转变，可使钢板在200～500℃范围内的保温始终在恒定温度下进行，或者在上述温度范围内故意变化的温度下进行，而不会损害最终钢板的特性。按照本发明，退火后的最佳冷却条件是在0.1×(Ac3-Ac1)+AC1℃～AC3+50℃的温度下退火10sec～3min，然后以1～10℃/sec的第一冷却速度冷却到范围为550～720℃的第二次冷却开始温度Tq，然后以第二冷却速度10～200℃/sec冷却到第二冷却停顿温度Te(该Te的范围是从取决于钢的成分和退火温度To的温度Tem至500℃)，然后在(Te-50℃)～500℃范围内的温度Toa下保温15sec～20min，再冷却至室温。在上述方法中，在图10所示的连续退火循环中的终冷温度Te以钢的成分和退火温度To的函数表示，冷却是在上述的一个给定的临界值温度和速度下进行的，而整个温度范围Toa由含有终冷温度Te的关系式确定。上述的Tem是在冷却开始温度Tq下残留奥氏体转变为马氏体的开始温度。也就是说，Tem由Tem＝T1-T2而定，或者说，Tem是排除奥氏体中C含量影响的值(T1)与表明C含量影响的值(T2)之间的差值，其中T1是由除C以外的固溶元素的含量算出的温度，而T2是由残留奥氏体在取决于钢板成分的AC1和AC3温度时的碳含量和取决于退火温度To的Tq算出的温度。C*eq表示在退火温度To下残留奥氏体中的C当量。T1＝[561-33×{Mn％+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2]-T2其中T2根据下式和退火温度To求出，AC1＝723-0.7Mn％-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％+700×P％+400×Al％+400×Ti％，因此，当C*eq＝(AC3-AC1)×C/(To-AC1)+(Mn+Si/4+Ni/7+Cr+Cu+1.5Mo)/6大于0.6时，T2＝474×(AC3-AC1)×C/(To-AC1)，而当C*eq≤0.6时，T2＝474×(AC3-AC1)×C/(3×(AC3-AC1)×C+[(Mn+Si/4+Ni/7+Cr+Cu+1.5Mo)/2-0.85]×(To-AC1)。换言之，当Te≤Tem时，产生的马氏体比所需的量大，不可能保证获得足够量的残留奥氏体，同时也降低了(σd-σs)和(σdyn-σst)值，因此，规定Te的下限为Tem。另外，若Te高于500℃，就会产生珠光体或碳化铁，这将耗费产生残留奥氏体不可缺少的C，从而不可能获得所需量的残留奥氏体。如果Toa＜Te-50℃，便需要设置附加的冷却设备，并且由于连续退火炉的温度与钢板温度差会造成材料性能数据分散性较大。因此规定(Te-50℃)为下限。另外，若Toa高于500℃，将产生珠光体或碳化铁，这将耗费产生残留奥氏体不可缺少的元素C，也就不可能获得所需量的残留奥氏体。而且，如果在Toa保温的时间少于15sec，贝氏体转变将不能进行到足够程度，结果，最终残留奥氏体的数量和性能不能达到本发明的目的。采用上述的钢板成分和制造方法，可以制成在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度钢板，其特征在于，最终产品的钢板的显微组织是铁素体和/或贝氏体(它们中每一种都是主要相)与第三相(包括占体积百分数为3％-50％的残留奥氏体)的混合物的复合显微组织，其中，静态拉伸强度σs与动态拉伸强度σd之间的差值即(σs-σd)至少为60MPa，上述的σs是以等效应变为＞0～10％进行预变形后在应变速率为5×10-4～5×10-3(1/s)的条件下变形时测定的，而σd是在上述的预变形后在应变速率为5×102～5×103(1/s)的条件下变形时测量的，在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)下进行变形时的3～10％等效应变的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围为5×10-4～5×10-3(1/s)下进行变形时的3～10％等效应变的流变应力的平均值σst(MPa)之差值满足下列不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是在静态拉伸试验中于应变速率范围为5×10-4～5×10-3(1/s)内测量的最大应力，5％～10％应变的加工硬化系数≥0.130。按照本发明的可压制成形的高强度钢板可通过退火、平整、电镀等工序制成任何所需的产品。按下述方法分析钢板的显微组织。用1000倍的光学金相显微镜鉴定用硝酸乙醇腐蚀液(Nital)试剂和日本未审查的专利申请No.59-219473中公开的试剂腐蚀过的薄钢板轧制方向的剖面上的铁素体、贝氏体和其余组织、观察局部位置、测量平均等效圆直径和体积百分数。用1000倍光学金相显微镜测定用日本专利申请No.3-351209公开的试剂腐蚀过的钢板轧制方向剖面上残留奥氏体的平均等效圆直径，并从同一照片观察其位置。进行M0-KαX射线分析时，按下式计算残留奥氏体(γ)的体积分数(Vγ，％)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)表示极点强度。在用Cu-KαX射线分析由奥氏体的(200)面、(220)面和(311)面的反射角求出晶格常数(单位埃A°)时按下式计算残留奥氏体γ中的C含量(Cγ，％)Cγ＝(晶格常数-3.572)/0.033按下列方法评价钢板性能。按JISS(量规长度50mm，平行边宽度25mm)以应变速率为0.001/s进行拉伸试验，在测定拉伸强度(TS)、总伸长率(T.El)和加工硬化系数(应变为5～10％的n值)后，计算出TS×T.El。通过用30°锥形穿孔器从无毛刺一侧对一个20mm的冲孔进行扩张的办法，测量钢板的翻边伸展性能，并测出裂纹穿透钢板厚度时的孔径(d)与原先孔径(do，20mm)之间的扩孔比(d/do)。如果用凿刀凿劈一个用顶部半径为5倍于钢板厚度的平方根值的焊条在0.9倍于冲击电流的电流下焊接的点焊试片时出现剥离开裂，便可判定其点焊性能不好。下面通过实例说明本发明。实例1将表1所列的15种钢板按表2所列的制造条件加热到1050～1250℃，并进行热轧、冷却和卷绕，制成热轧钢板。如图3所示，满足本发明成分条件和制造条件的钢板，按照残留奥氏体中固溶[C]和钢中的平均锰当量Mneq算出的M值为≥-140～＜70，初始的残留奥氏体的量为3％～≤50％，在预变形后的残留奥氏体量为≥2.5％，并具有合适的稳定性，表现在经10％预变形后的残留奥氏体体积百分数与其初始体积百分数之比≥0.3。从图4可明显看出，满足本发明的成分条件、制造条件和显微组织的钢板都具有良好的反碰撞安全性和成形性能，表现在(σd-σs)≥60；(σdyn-σst)＞(-0.272×TS+300)；应变3％～10％的加工硬化系数≥0.130，TS×T.El≥20000，同时还具有合适的点焊性能。实例2将表5列出的25种钢在Ar3或更高温度下进行完全的热轧，冷却后卷绕成捆，经过酸洗后进行冷轧。然后由每一钢种的成分确定其AC1和AC3温度。在按表6所列的退火条件加热、冷却和保温后，冷却至室温。如表7和8所示，满足本发明的成分条件和制造条件的钢板按其残留奥氏体中的固溶[C]和钢板中平均的Mneq确定其M值为≥-140～＜70；应变为5％～10％的加工硬化系数为≥0.130；预变形后的残留奥氏体量为≥2.5％；其V(10)/V(0)≥0.3；TS×T.El值≥20000，并由于满足(σd-σs)≥60和(σdyn-σst)＞(-0.272×TS+300)而具有良好的反碰撞安全性和成形性能。如上所述，按照本发明可以以经济而稳定的方式为原先未获得良好的反碰撞安全性的汽车提供高强度热轧钢板和冷轧钢板，从而提供了范围十分广泛的应用高强度钢板的目标和条件。表1钢的化学成分A本发明B比较实施例*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表1钢的化学成分(续)A本发明B比较实施例带底横线的数据超出本发明的范围*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表2钢板的制造条件带有底横线的数据超本发明范围。*1在750-700℃下以15℃/sec速度冷却表2钢板的制造条件(续)<>带有底横线的数据超本发明范围。表3钢板的显微组织带有底横线的数据超出本发明范围。其余的相B＝贝氏体，M＝马氏体，P＝珠光体表3钢板的显微组织(续)带有底横线的数据超出本发明范围。其余的相B＝贝氏体，M＝马氏体，P＝珠光体表4钢板的力学性能带有底横线的数据超出本发明范围。*1(σdyn-σst)-(-0.272×TS+300)C＝沿C方向的单轴拉伸D＝沿L方向的单轴拉伸表4钢板的力学性能(续)带有底横线的数据超出本发明范围。*1(σdyn-σst)-(-0.272×TS+300)C＝沿C方向单轴拉伸E＝等双轴拉伸表5钢的化学成分A本发明B比较实例带有底横线的数据超出本发明范围。*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表5钢的化学成分(续)<>A本发明B比较实例带有底横线的数据超出本发明范围。*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表5钢的化学成分(续)A本发明B比较实例的带有底横线的数据超出本发明范围。*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo表6钢板制造条件<tablesid="table12"num="012"><tablewidth="824">钢号16171819202122232425262728冷轧条件冷轧压下量(％)80808080808080808080808080钢板厚度(mm)0.80.80.80.80.80.80.80.80.80.80.80.80.8退火条件退火温度To(℃)800800800800800850800800790780780780800退火时间(s)9090909012012090909090909090第一冷却速度(℃/s)5555885555558冷却开始温度Tq(℃)680680700680680680680650650650650680680第二冷却速度(℃/s)10010010080100100100130130100100100100冷却终止温度Te(℃)400400400430350430400350330400350400300计算值(T1℃)512512512512531526518528488512512495505计算值(Ceq*)0.410.530.600.640.640.640.560.411.220.530.530.920.55计算值(T2℃)138147144161214116139310300166179248134计算值(Tem℃)374364368351317410379218188345332247371保持温度Toa(℃)400400400400400430400400300400330400400保温时间(s)150180180250180180180180180180150180180</table></tables>带有底横线的数据超出本发明范围表6钢板制造条件(续)表7钢板的显微组织带有底横线的数据超出本发明范围。表7钢板的显微组织(续)带有底横线的数据超出本发明范围。表8钢板力学性能表8钢板力学性能(续)<>带有底横线的数据超出本发明范围。*1(σdyn-σst)-(-0.272×TS+300)C＝沿C方向的单轴拉伸，E＝等双轴拉伸权利要求1.一种在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度钢板，其特征在于，该钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而且5％～10％应变的加工硬化系数≥0.130。2.一种在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度钢板，其特征在于，上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4-5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，而且，上述钢板在5～10％应变时的加工硬化系数≥0.130。3.一种在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度钢板，其特征在于，上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，由上述残留奥氏体中的固溶[C]和钢板的平均Mn当量{Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2}并由公式M＝678-428×[C]-33Mneq计算的M值为≥-140～＜70，钢板在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后的残留奥氏体的体积百分数≥2.5％，残留奥氏体的初始体积V(0)与钢板在等效应变10％下进行预变形后的残留奥氏体的体积百分数V(10)之比值即V(10)/V(0)≥0.3，钢板在5～10％应变的加工硬化系数≥0.130。4.根据权利要求1～3中任一项的钢板，其特征在于，上述残留奥氏体的平均晶粒直径不大于5μm，上述残留奥氏体的平均晶粒直径与主要相中的铁素体或贝氏体的平均晶粒直径之比不大于0.6，主要相的平均晶粒直径不大于10μm，最好是不大于6μm。5.根据权利要求1～4中任一项的钢板，其特征在于，铁素体的体积百分数≥40％。6.根据权利要求1～5中任一项的钢板，其特征在于，其拉伸强度×总伸长率≥20000。7.根据权利要求1～6中任一项的钢板，其特征在于，其化学成分按重量％为C0.03～0.3％；Si+Al或其中一种的总量为0.5～3.0％；如有必要，加入Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中的一种或几种，总量为0.5～3.0％，其余为Fe作为主要成分。8.根据权利要求1～7中任一项的钢板，其特征在于，如有必要，再加入Nb、Ti、V、P和B中的一种或多种，其中加入Ni、Ti和V中的一种或几种的总量的重量％不大于0.3％，P不大于0.3重量％，B不大于0.01重量％。9.根据权利要求1～8中任一项的钢板，其特征在于，如有必要，再加入Ca0.0005～0.01重量％，REM0.005～0.05重量％.10.一种制造可压制成形的高强度热轧钢板的方法，所述钢板在动态变形过程中具有高的流变应力，其中上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×102(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，上述钢板在应变为5～10％的加工硬化系数≥0.130，上述方法的特征在于，将一种连续铸造钢坯直接从铸造步骤送到热轧步骤，或者经过再加热后进行热轧，上述的钢坯含有如下成分(wt％)C0.03～0.3％，Si+Al或其中一种加入总量为0.5～3.0％，如果需要，加入Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中的一种或几种，总加入量为0.5～3.5％，如果需要，再加入Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中的一种或几种，其中Nb、Ti和V中的一种或几种的总量为不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca为0.0005～0.01％，REM为0.005～0.05％，其余为Fe作为主要成分，其特征在于，上述钢坏在终轧温度为(Ar3-50℃)～(Ar3+120℃)温度范围内完成热轧工序，并在热轧后在冷却工位上以平均冷却速度5℃/s进行冷却。然后将钢板在不高于500℃的温度下卷绕成捆。11.根据权利要求10的制造可压制成形的高强度热轧钢板的方法，其特征在于，在上述热轧的终轧温度为(Ar3-50℃)～(Ar3+120℃)范围内进行热轧，使其冶金参数A满足下列不等式(1)和(2)，然后在输出辊道上以平均冷却速度≥5℃/s冷却，再将钢板卷绕，使上述的冶金参数A与卷绕温度(CT)满足下列不等式(3)9≤logA≤18(1)ΔT≤21×logA-178(2)6×logA+312≤CT≤6×logA+392(3)12.一种制造可压制成形的高强度冷轧钢板的方法，所述钢板在动态变形过程中具有高的流变应力，其中上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，上述钢板在应变为5～10％的加工硬化系数≥0.130，上述方法的特征在于，将一种连续铸造钢坯直接从铸造步骤送到热轧步骤，或者经过再加热后进行热轧，上述的钢坯含有如下成分(wt％)C0.03～0.3％，Si+Al或其中一种加入总量为0.5～3.0％，如果需要，加入Mn、Ni、Cr、Cu和Mo中的一种或几种，总加入量为0.5～3.5％，如果需要，再加入Nb、Ti、V、P、B、Ca和REM中的一种或几种，其中Nb、Ti和V中的一种或几种的总量为不大于0.3％，P不大于0.3％，B不大于0.01％，Ca为0.0005～0.01％，REM为0.005～0.05％其余为Fe作为主要成分，上述铸坯从浇铸步骤直接供到热轧步骤，或在再加热后进行热轧，将上述热轧后卷绕的钢板进行酸洗，然后进行冷轧，在制备最终产品的连续退火步骤的退火过程中，在～(AC3+50℃)的温度下退火10sec～3min，然后按第一冷却速度为1～10℃/sec冷却到第一冷却停顿温度550～720℃，再按第二冷却速度10～200℃/sec冷却至第二冷却停顿温度200～450℃，然后在200～500℃保温15sec～20min，再冷却至室温。13.根据权利要求12的制造在动态变形过程中具有高的流变应力的可压制成形的高强度冷轧钢板的方法，上述冷轧钢板的显微组织是一种上述钢板最终状态的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体，上述的每一种都是主要相，与含有3～50％体积百分数的残留奥氏体的第三相混合组成的复合显微组织，其中，在等效应变为＞0～≤10％进行预变形后以应变速率5×10-4～5×10-3(1/s)进行变形时测定的静态拉伸强度σs与在上述预变形后按应变速率5×102～5×103(1/s)进行变形时测定的动态拉伸强度σd之间的差值即σd-σs为≥60MPa，而在应变速率范围为5×102～5×103(1/s)变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σdyn(MPa)与在应变速率范围5×10-4～5×10-3进行变形时等效应变为3～10％的流变应力的平均值σst(MPa)之间的差值满足如下不等式(σdyn-σst)≥-0.272×TS+300，式中TS(MPa)是按应变速率范围5×10-4～5×10-3(1/s)进行静态拉伸试验时测定的最大应力，另外，上述钢板在5～10％应变时的加工硬化系数≥0.130，上述方法的特征在于，在制备最终产品的上述连续退火步骤的退火过程中，先在0.1×(AC3-AC1)+AC1℃～(AC3+50℃)的温度下退火10sec～3min，然后按第一冷却速度1～10℃/sec冷却至550～720℃范围内的第二次冷却开始温度Tq，而后，按第二冷却速度10～200℃/sec冷却至从取决于成分和退火温度To的温度Tem至500温度范围内的第二冷却停顿温度Te，然后在(Te-50℃)～500℃温度范围内的Toa温度保温15s～20min，再冷却至室温。全文摘要一种可以成形并加工成可吸收碰撞时产生的冲击能的部件(例如具有高的吸收冲击能的性能的前端部件)的高强度钢板及其制造方法,上述钢板是一种具有高的动态形变抗力和良好加工性能的高强度钢板,其特征在于,最终获得的钢板的显微组织是一种由铁素体和/或贝氏体(它们中每一种都是主要相)以及含有体积百分数为3—50%的残留奥氏体的第三相组成的复合显微组织,而且,钢板在经过<0%—≥10%等效应变的预变形后按应变速率5×10文档编号C21D8/04GK1246161SQ9880215公开日2000年3月1日申请日期1998年1月23日优先权日1997年1月29日发明者河野治,胁田淳一,高桥雄三,间渕秀里,高桥学,上西朗弘,栗山幸久,冈本力,佐久间康治申请人:新日本制铁株式会社