用于制备热成形零件的钢带材、片材或坯料，零件，和用于将坯料热成形为零件的方法与流程

本发明涉及用于制备热成形零件的钢带材、片材或坯料，热成形零件，和用于制备热成形零件的方法。对于允许汽车零件重量减轻以便降低燃料消耗同时提供改进的乘客保护的钢合金的需求日益增加。为了满足汽车工业关于改进的机械性能例如改进的拉伸强度、能量吸收、可加工性、延展性和韧性的要求，已经开发了冷成形和热成形工艺以制备满足这些要求的钢材。在冷成形工艺中，在接近室温下将钢成型成产品。以这种方式制备的钢产品例如是具有铁素体-马氏体显微组织的双相(dp)钢材。虽然这些dp钢材表现出高的极限拉伸强度，但是它们的可弯曲性和屈服强度低，这是不期望的,因为它降低碰撞性能。在热成形工艺中，将钢材加热超过它们的再结晶温度，并淬火以获得期望的材料性质(通常通过马氏体转变)。在gb1490535中已经描述了热成形技术的基本原理和适合用于热成形技术的钢组成。通常用于热成形的钢是22mnb5钢。这种硼钢可被炉加热并且通常在870-940℃之间奥氏体化，从炉转移至成形工具，并且冲压成期望的零件几何形状，而同时将零件冷却。这种方式制备的这种硼钢零件的优点是，由于它们的完全马氏体显微组织，它们显示出用于抗侵入防撞性的高的极限拉伸强度，但同时它们显示出低的延展性和可弯曲性，这进而导致有限的韧性和因此差的冲击能量吸收防撞性。断裂韧性测量是可用来指示钢材的碰撞能量吸收的工具。当断裂韧性参数高时，通常获得良好的碰撞行为。鉴于以上，将清楚的是需要表现出优异的极限拉伸强度并且同时表现出优异的延展性和可弯曲性并进而表现出优异的碰撞能量吸收的钢零件。因此本发明的目的是提供钢带材、片材或坯料，其可被热成形为具有优异的极限拉伸强度、延展性和可弯曲性的组合的零件，从而当与常规的冷成形和热成形的钢材比较时提供优异的碰撞能量吸收。本发明的另一目的是提供由这样的钢带材、片材或坯料制备的热成形零件，和这样的热成形零件作为交通工具的结构零件的用途。本发明的又一目的是提供用于将钢坯料热成形为零件的方法。现在已经发现当使用除碳、锰、铬、钛和氮之外还含有相对少量的铌和硼的低合金钢时，可实现这些目的。因此，本发明涉及用于制备热成形零件的钢带材、片材或坯料，其按重量％计具有以下组成：c:0.03-0.17，mn:0.65-2.50，cr:0.2-2.0,ti:0.01-0.10，nb:0.01-0.10，b:0.0005-0.005，n:≤0.01，其中ti/n≥3.42，和任选地选自以下的一种或多种元素：si:≤0.1，mo:≤0.1，al:≤0.1，cu:≤0.1，p:≤0.03，s:≤0.025，o:≤0.01，v:≤0.15，ni:≤0.15ca:≤0.05余量为铁和不可避免的杂质。当与常规的热成形硼钢材比较时，由按照本发明的钢带材、片材或坯料制备的热成形零件显示出拉伸强度、延展性和可弯曲性和由此的冲击韧性的改进组合。考虑了这种钢材的两个汽车部件，即前纵梁条和b柱。对于前纵梁，目前使用冷成形双相钢(dp800)，并且对于b柱，使用热冲压22mnb5钢。dp钢具有较低的能量吸收，并且使用较高强度的钢(极限拉伸强度＞800mpa)将能够通过减小规格更加节省重量，并且通过较高的碰撞能量吸收来增强乘客安全性。在另一方面，对于b柱，一种目前使用的方案是使用两种类型的钢材-上部为超高强度(～1500mpa)22mnb5并且下部为较低强度(500mpa)钢。在热冲压之前通过激光焊接将两个钢坯料接合，并然后将混合坯料冲压成b柱。通过使用这种方案，在碰撞过程中上部抵抗侵入，而下部由于其高延展性而吸收能量。本发明提供更好的性能和节省重量的潜力：本发明的较高强度钢可代替具有较高能量吸收能力的下部的较低强度钢。优选地，如以上所述用于制备热成形零件的钢带材、片材或坯料按重量％计具有以下组成：c:0.05-0.17，优选0.07-0.15，和/或mn:1.0-2.1，优选1.2-1.8，和/或cr:0.5-1.7，优选0.8-1.5，和/或ti:0.015-0.07，优选0.025-0.05，和/或nb:0.02-0.08，优选0.03-0.07，和/或b:0.0005-0.004，优选0.001-0.003，和/或n:0.001-0.008，优选0.002-0.005和任选地选自以下的一种或多种元素：si:≤0.1，优选≤0.05，mo:≤0.1，优选≤0.05，al:≤0.1，优选≤0.05，cu:≤0.1，优选≤0.05，p:≤0.03，优选≤0.015，s:≤0.025，优选≤0.01，o:≤0.01，优选≤0.005，v:≤0.15，优选≤0.05，ca:≤0.01余量为铁和不可避免的杂质。添加碳用于确保良好的机械性能。以0.03重量％或更大的量添加c以实现高强度并提高钢的淬透性。当添加过多的碳时，钢片材的韧性和可焊接性有可能劣化。因此，按照本发明使用的c量在0.03-0.17重量％的范围内，优选在0.05-0.17重量％的范围内，并且更优选在0.07-0.15重量％的范围内。使用锰因为它促进淬透性并产生固溶强化。mn含量为至少0.65重量％以提供足够的置换固溶强化和足够的淬火淬透性，同时使在铸造过程中mn的偏析最小并且同时保持用于汽车电阻点焊技术的足够低的碳当量。此外，mn是可用于降低ac3温度的元素。较高的mn含量在降低热压成形所需的温度方面是有利的。当mn含量超过2.5重量％时，钢片材可经受差的可焊接性和差的热轧和冷轧特性，这影响钢的加工性。按照本发明使用的mn量在0.65-2.5重量％的范围内，优选在1.0-2.1重量％的范围内，并且更优选在1.2-1.8重量％的范围内。铬改进钢的淬透性并帮助避免在压力淬火过程中铁素体和/或珠光体的形成。在这方面，观察到在显微组织中存在铁素体和/或珠光体对本发明中的目标显微组织的机械性能有害。在本发明中使用的cr量在0.2-2.0重量％的范围内，优选在0.5-1.7重量％的范围内，更优选在0.8-1.5重量％的范围内。优选地，以这样的量使用锰和铬：mn+cr<2.7，优选地mn+cr在0.5-2.5的范围内且更优选mn+cr在2.0-2.5的范围内。添加钛以在钢熔体冷却时形成tin析出物从而在高温下清除n。tin的形成抑制在较低温度下b3n4的形成，使得b(其也是本发明的必要元素)变得更有效。化学计量上，ti与n的添加比(ti/n)应为＞3.42。按照本发明，钛的量在0.01-0.1重量％的范围内，优选在0.015-0.07重量％的范围内，并且更优选在0.025-0.05重量％的范围内。铌具有形成强化析出物和细化显微组织的效果。nb通过晶粒细化和析出硬化的方式提高强度。晶粒细化导致更均匀的显微组织，从而改进热成形行为，特别是当引入高的局部应变时。细微、均匀的显微组织也改进弯曲行为。在本发明中使用的nb量在0.01-0.1重量％的范围内，优选在0.02-0.08重量％的范围内，并且更优选在0.03-0.07重量％的范围内。硼是提高钢片材的淬透性并且进一步提高淬火后的强度稳定保证效果的重要元素。按照本发明，b以在0.0005-0.005重量％的范围内，优选在0.0005-0.004重量％的范围内，更优选在0.001-0.003重量％的范围内的量存在。氮具有与c类似的效果。n与钛合适地结合以形成tin析出物。根据本发明，n的量为至多0.01重量％。优选地，n的量在0.001-0.008重量％的范围内。合适地，n以在0.002-0.005重量％的范围内的量存在。按照本发明，以这样的量使用mn、cr和b：(b×1000)/(mn+cr)在0.185-2.5的范围内，优选在0.2-2.0的范围内，并且更优选在0.5-1.5的范围内。按照本发明应用的(b×1000)/(mn+cr)比确立了钢的足够淬透性。如果存在，si、mo、al、cu、p、s、o、v、ni和ca的量都应是低的。还添加硅以促进淬透性和置换的替代固溶强化。本发明中使用的si量为至多0.1重量％，优选至多0.5重量％。添加铝以使钢脱氧。al量为至多0.1重量％，优选至多0.05重量％。添加钼以改进钢的淬透性和帮助贝氏体的形成。按照本发明使用的mo量为至多0.1重量％，优选至多0.05重量％。添加铜以改进淬透性并提高钢的强度。如果存在，按照本发明以至多0.1重量％、优选至多0.05重量％的量使用cu。已知p加宽钢的临界温度范围。p也是可用于维持期望的残余奥氏体的元素。然而，p可使钢的可加工性劣化。按照本发明，p应以至多0.03重量％、优选至多0.015重量％的量存在。需要使硫的量最小化以减少有害的非金属性夹杂物。s形成基于硫化物的夹杂物例如mns，其引发裂纹并使加工性劣化。因此，期望尽可能多地减少s量。按照本发明，s的量为至多0.025重量％，优选至多0.01重量％的量。钢产品需要脱氧，因为氧降低各种性质例如拉伸强度、延展性、韧性和/或可焊接性。因此，应避免氧的存在。按照本发明，o的量为至多0.01重量％，优选至多0.005重量％。可添加钒以形成v(c,n)析出物来强化钢产品。钒(如果存在)的量为至多0.15重量％，优选至多0.05重量％。可以至多0.15重量％的量添加镍。可添加ni以提高钢的强度和韧性。钙可以至多0.05重量％、优选至多0.01重量％的量存在。添加ca以使含硫夹杂物球化并使细长夹杂物的量最小化。然而，cas夹杂物的存在将仍然导致基体中的不均匀性；因此，最好减少s的量。根据优选实施方案，1000*b除以mn和cr的和必须在0.185和2.5之间，优选在0.5和1.5之间。这种限制改进钢的淬透性。优选地，钢带材、片材或坯料提供有基于锌的涂层、基于铝的涂层或基于有机物的涂层。这样的涂层在热成形工艺中减少氧化和/或脱碳。优选当基于锌的涂层是含有以下的涂层：0.2-5.0重量％al、0.2-5.0重量％mg、任选地至多0.3重量％的一种或多种额外元素、余量的锌和不可避免的杂质。额外元素可选自pb或sb、ti、ca、mn、sn、la、ce、cr、ni、zr或bi。通常添加pb、sn、bi和sb以形成锌花。优选地，锌合金中的额外元素的总量为至多0.3重量％。这些少量的额外元素对于通常应用而言没有以显著地程度改变涂层或浴的性质。当锌合金涂层中存在一种或多种额外元素时，每种优选以至多0.03重量％的量存在，优选每种以至多0.01重量％的量存在。通常仅添加额外元素以防止在具有用于热浸镀锌的熔融锌合金的浴中浮渣形成，或在涂层中形成锌花。由按照本发明的钢带材、片材或坯料制备的热成形零件具有包含至多60％贝氏体、剩余为马氏体的显微组织。优选地，显微组织包含至多50体积％的贝氏体，剩余为马氏体。更优选地，显微组织包含至多40体积％的贝氏体，剩余为马氏体。马氏体提供高强度，而较软的贝氏体改进延展性。由于缺少弱相界面，马氏体和贝氏体之间的小的强度差有助于维持高的可弯曲性。按照本发明的热成形零件显示出优异的机械性能。零件具有至少750mpa、优选至少800mpa、更优选至少900mpa的拉伸强度(ts)，并且还具有至多1400mpa的拉伸强度。该零件合适地具有至少5％、优选5.5％、更优选至少6％和最优选至少7％的总伸长率(te)，和/或在1.0mm厚度下至少100°、优选至少115°、更优选至少130°和最优选至少140°的弯曲角(ba)。将明显的是按照本发明的钢产品表现出优异的碰撞能量吸收。本发明还涉及如以上所述的热成形零件作为交通工具的白车身中的结构零件的用途。这样的零件由本钢带材、片材或坯料制成。这些零件具有高强度、高延展性和高可弯曲性。特别地，交通工具的结构零件形式的零件非常有吸引力，因为与常规热成形硼钢材和冷成形多相钢材的用途相比，它们表现出优异的碰撞能量吸收和进而在防撞性的基础上减小规格和减轻重量的机会。本发明还涉及用于制备按照本发明的零件的方法。因此，本发明还涉及用于将钢坯料或预制零件热成形为零件的方法，包括以下步骤：a.加热如以上所述坯料或由该坯料制备的预制零件至温度t1并将加热的坯料保持在t1下持续时间段t1，其中t1比钢的ac3温度高，并且其中t1为至多10分钟；b.在运输时间t2过程中将加热的坯料或预制零件转移至热成形工具，在此过程中加热的坯料或预制零件的温度从温度t1降低至温度t2，其中t2大于ar3并且其中运输时间t2为至多20秒；c.将加热的坯料或预制零件热成形为加热制品；和d.采用至少30℃/s的冷却速率(v3)将热成形工具中的零件冷却至小于钢的mf温度的温度。按照本方法，发现了通过如上所述将加热的坯料成形为零件，可获得具有增强的机械性能的复杂成型零件。特别地，与常规热成形硼钢材和冷成形多相钢材的用途相比，零件表现出优异的碰撞能量吸收和因此允许在防撞性的基础上减小规格和减轻重量的机会。在零件冷却至小于mf温度的温度之后，零件例如可在空气中被进一步冷却至室温，或者可被强制冷却至室温。在根据本发明的方法中，在步骤(a)中待加热的坯料提供作为用于后续步骤的中间物。可通过标准铸造工艺获得制备该坯料的钢带材或片材。在优选实施方案中钢带材或片材是冷轧的。钢带材或片材可被合适地切割成钢坯料。还可使用预制钢零件。预制零件可部分或全部形成为期望的几何形状，优选在环境温度下。在步骤(a)中将钢坯料加热至温度t1持续时间段t1。优选地，在步骤(a)中温度t1比钢的ac3温度高50-100℃，和/或温度t2大于ar3温度。当t1大于ac3温度50-100℃时，在时间段t1内钢被完全或几乎完全奥氏体化，并且在步骤(b)过程中的冷却容易实现。当显微组织是均匀的奥氏体显微组织时成形性增强。优选地，时间段t1为至少1分钟和至多7分钟。太长的时间段t1可导致粗大的奥氏体晶粒，这将使最终机械性能劣化。在步骤(a)中待使用的加热设备可例如为电炉或气体动力炉(gaspoweredfurnace)、电阻加热装置、红外感应加热装置。在步骤(b)中，在运输时间t2过程中将加热的钢坯料或预制零件转移至热成形工具，在此过程中加热的钢坯料或预制零件的温度从温度t1降低至温度t2，其中运输时间t2为至多20秒。时间t2是将加热的坯料从加热设备运输至热成形工具(例如压机)并且直到热成形设备闭合所需的时间。在坯料或预制零件的转移过程中，可通过自然空气冷却和/或任何其它可用的冷却方法的作用从温度t1冷却到温度t2。可通过自动化的机器人系统或任何其它转移方法将加热的坯料或预制零件从加热设备转移到成形工具。也可结合t1、t1和t2选择时间t2，以便在成形和淬火开始时控制钢的显微组织演变。合适地，t2等于或小于12秒，优选地t2等于或小于10s，更优选t2等于或小于8s，和最优选等于或小于6s。在步骤(b)中，坯料或预制零件可以至少10℃/s的冷却速率v2从温度t1冷却至温度。v2优选在10-15℃/s的范围内。当应预冷却坯料或预制零件时，冷却速率应较高，例如至少20℃/s，直至50℃/s或更大。在步骤(c)中加热的坯料或预制零件形成为具有期望几何形状的零件。成形零件优选为交通工具的结构零件。在步骤(d)中，采用至少30℃/s的冷却速率v3将热成形工具中的成形零件冷却至小于钢的mf温度的温度。优选地，步骤(d)中的冷却速率v3在30-150℃/s的范围内，更优选在30-100℃/s的范围内。本发明提供了在热成形操作过程中将期望的贝氏体相引入钢显微组织中的改进方法。本发明的方法能够制备表现出高强度、高延展性和高可弯曲性的优异组合的热成形的钢零件。可在氢、氮、氩或任何其它不活泼气体的受控不活泼气氛中进行根据本发明方法的一个或多个步骤，以便防止所述钢的氧化和/或脱碳。图1显示根据本发明方法的实施方案的示意表示。图2显示用于轴向碰撞测试的落锤塔(droptower)的横截面。在图1中，横轴代表时间t并且纵轴代表温度t。在图1中图表表示时间t和温度t。从图1不可得出任何值。在图1中，钢坯料或预制零件以特定的(再)加热速率被(再)加热直至大于ac1的奥氏体化温度。一旦超过了ac1，则(再)加热速率降低直到坯料或预制零件达到高于ac3的温度。然后，将带材、片材或坯料在该特定温度下保持一段时间。随后，将加热的坯料从炉转移至热成形工具，在此过程中通过空气一定程度冷却坯料。然后将坯料或预制零件热成形为零件，并以至少30℃/s的冷却速率冷却(或淬火)。在达到小于钢的mf温度的温度之后，打开热成形工具，并将成形制品冷却至室温。以下解释在专利申请中使用的不同温度。-ac1：在加热过程中奥氏体开始形成时的温度。-ac3：在加热过程中铁素体向奥氏体转变结束时的温度。-ar3：在冷却过程中奥氏体向铁素体转变开始时的温度。-ms：在冷却过程中奥氏体向马氏体转变开始时的温度。-mf：在冷却过程中奥氏体向马氏体转变结束时的温度。将通过以下非限制性实施例的方式阐述本发明。实施例钢组成a(根据本发明)由具有表1所示组成的冷轧钢片材制备尺寸为220mm×110mm×1.5mm的钢坯料。使这些钢坯料在热浸退火模拟器(hdas)和smg压机中经受热成形热循环。hdas用于较慢的冷却速率(30-80℃/s)，而smg压机用于最快的冷却速率(200℃/s)。将钢坯料再加热至分别为900℃(大于ac336℃)和940℃(大于ac376℃)的t1，在氮气氛中均热5min以使表面劣化最小化。然后，坯料经受转移冷却，用于在10s内温度降低120℃，所以冷却速率v2约为12℃/s，并然后以以下冷却速率v3经受冷却至160℃：30、40、50、60、80、200℃/s。从热处理的样品，制备具有50mm规格长度和12.5mm宽度(a50试样几何形状)的纵向拉伸试样并用准静态应变速率测试。显微组织由rd-nd平面表征。从平行和垂直于轧制方向的弯曲试样(40mm×30mm×1.5mm)由每个条件制备，并通过如vda238-100标准中所述的三点弯曲测试来测试直至断裂。将弯曲轴平行于轧制方向的样品记为纵向(l)弯曲试样，而将弯曲轴垂直于轧制方向的那些记为垂直(t)弯曲试样。将在1.5mm厚度下测量的弯曲角也换算为对于1mm厚度而言的角度(＝原始弯曲角×原始厚度的平方根)。对于每种类型的测试，进行三次测量，并对每种条件给出来自三次测试的平均值。对于所选择的条件(在940℃下再加热的smg压机样品)，进行j-积分断裂韧性和落锤塔轴向碰撞测试。从纵向和横向制备的根据nfmt76j标准的压缩拉伸试样用于断裂韧性测试。对于横向试样而言，裂纹沿轧制方向延伸，并且载荷横向于轧制方向，而对于纵向试样则相反。根据astme1820-09标准在室温下测试试样。通过疲劳载荷引入预裂纹。使用拉伸载荷进行最终测试，其中用抗弯曲板保持片材的平面内的应力。对每种条件进行三次测试，并按照bs7910标准中的方针，给出了对于不同断裂韧性参数的三个当量的最小值(mote值)。下面给出断裂韧性参数的简要描述。ctod是裂纹尖端开口位移，并且是裂纹在失效(如果易碎)或最大载荷时开口程度的量度。j是j-积分，并且是考虑能量的韧性量度，所以它是由直至失效或最大载荷的曲线下的面积计算的。kj是使用建立的表达式由j积分确定的应力强度因子，表达式为kj＝[j(e/(1-v2))]0.5，其中e是杨氏模量(＝207gpa)并且v是泊松比(＝0.03)。kq是在载荷pq处测量的应力强度因子的值，其中通过取载荷线的弹性斜率，然后取具有5％更小斜率的线并将pq限定为该直线与载荷线相交处的载荷来确定pq。在smg压机条件下，采用200kg的载荷和50km/小时的加载速度进行落锤塔轴向碰撞测试，以使载荷撞击具有500mm高度(横向于轧制方向)的封闭顶帽几何形状(图2)的碰撞盒。图2中以毫米为单位给出了落锤塔的横截面尺寸(t＝1.5mm，ro＝3mm)。将具有100mm宽度的背板点焊至型材上来制备碰撞盒。对于一些选择的条件，还对样品进行烤漆热循环，并且以将从结果直接反映的方式进行测试。钢组成b和c(没有根据本发明)出于比较原因，还测试了可商购得到的冷成形cr590y980t-dp(钢组成b并通常已知为dp1000钢)，因为其具有与按照本发明的钢坯料类似的强度水平。另外，还出于比较原因，测试了标准热成形22mnb5钢产品(钢组成c)。在表1中，列举了钢组成a-c以重量％计的化学组成。在表2中，显示钢组成a的转变温度。在表3至8中呈现各种测试的结果。在表3中，显示对于钢组成a而言在各种冷却速率v3之后的屈服强度(ys)、极限拉伸强度(uts)、均匀伸长率(ue)和总伸长率(te)。另外，表3显示用马氏体(m)和贝氏体(b)来表示的显微组织。从表3清楚的是在不同的冷却速率v3下实现了大于800mpa的极限拉伸强度。在表4中，显示了在不同冷却速率v3之后获得的钢组成a在1.0mm厚度下的弯曲角(ba)。从表4清楚的是对于纵向(l)取向和横向(t)取向都实现了大于至少130°的高弯曲角。在表5中，钢组成a在所述组成经过热成形和模拟在汽车制造过程中所用的烤漆处理的烘烤处理之后，显示各种机械性能。将钢组成a加热至900℃，均热5min，并然后以200℃/s的v3冷却，之后是转移冷却。烘烤处理在180℃下进行20分钟。从表5将清楚的是在钢组成a经历烘烤处理之后，也实现了大约相同的最低水平的屈服强度(ys)、极限拉伸强度(uts)、极限伸长率(ue)、总伸长率(te)和弯曲角(ba)。这意味着在汽车制造中，在烤漆之后，在使用条件下将确保要求保护的性能。在表6中，显示钢组成b(dp1000)和c(22mnb5)的各种机械性能。在与钢组成a相同的测试条件下测试这些钢组成b和c。当比较表4和6的含量时，将立即看出当与常规的冷成形钢产品dp1000(钢组成b)和常规的热成形钢产品22mnb5(钢组成c)相比时，按照本发明的钢零件(钢组成a)在可弯曲性方面有很大改进。从表7还清楚的是按照本发明的钢零件(钢组成a)的断裂韧性参数也高于由dp1000(钢组成b)制成的坯料的断裂韧性参数。在表8中，显示钢组成a和b的碰撞行为。从表8清楚的是在热压以及热压且烘烤的条件下，钢组成a的碰撞行为都优于dp1000(钢组成b)的碰撞行为。烘烤条件与上文所述相同。钢组成a的碰撞盒在测试之后没有显示任何开裂迹象，而dp1000(钢组成b)的碰撞盒在折叠处显示严重的开裂。此外，钢组成a显示更高的能量吸收能力。当与具有类似强度的常规钢产品相比时，按照本发明的热成形钢组成a的高的且改进的碰撞行为是由较高的弯曲角和较高的断裂韧性所致。在这方面，观察到在碰撞过程中，钢部件需要折叠，这由它的可弯曲性决定，而在另一方面在失效之前的能量吸收能力由它的断裂韧性参数决定。鉴于以上，技术人员将清楚的是按照本发明的钢产品相对于常规已知的冷成形和热成形钢产品构成了相当大的改进。表1：化学组成(重量％)钢cmnsinbbcrtin余量a0.0751.48-0.050.00251.010.030.0045fe+杂质b0.152.30.10.01--0.0150.0035fe+杂质c0.231.250.2-0.003--0.004fe+杂质表2：钢组成a转变温度ac1(℃)ac3(℃)ms(℃)mf(℃)770864486287表3：钢组成a的机械性能和显微组织表4：钢组成a的弯曲角t1(℃)v3(℃/s)ba(1.5mm)ba(1.5mm)ba(1mm)ba(1mm)l样品(°)t样品(°)l样品(°)t样品(°)90030126.8123155.3150.790040123.5123.5151.2151.290050126.2126.4154.5154.890060123124.1150.715290080119.2115.3146141.3900200111.7113136.8138.594030120.7122.4147.8149.994040127.8121156.5148.194050121.2125.9148.5154.294060122.6120.5150.2147.694080118.6132.5145.3162.3940200122.1117.9149.5144.4表5.在烘烤之后钢组成a机械性能表6.钢组成b(dp1000)和c(22mnb5)的机械性能表7：钢组成a和b(dp1000)的断裂韧性参数钢取向ctod(mm)j(j/mm2)kj(mpa.m0.5)kq(mpa.m0.5)组成al0.3610.63838190组成at0.2450.434314104.7dp1000l0.1390.23122986dp1000t0.1460.24323579.2表8：钢组成a和b(dp1000)的碰撞测试结果钢条件1.5mm下平均力(nm)视觉观察钢组成a加热且压制107折叠良好；没有开裂钢组成a加热、压制且烘烤98折叠良好；没有开裂dp1000退火状态82折叠处严重开裂当前第1页1 2 3