CN1236402A - 耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板 - Google Patents

耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板 Download PDF

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Abstract

耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板含有(质量%)C:0.05－0.40%,Si:1.0－3.0%,Mn:0.6－3.0%,Cr:0.02－1.5%,P:0.010－0.20%,Al:0.01－0.3%,余量实质由Fe组成,特征是其包含以铁素体(多角形铁素体)为主相,由马氏体、针状铁素体和残余奥氏体构成的第2相,在钢组织中第2相占的比率为3－40%,第2相中的马氏体的比率为10－80%,残余奥氏体比率为8－30%,针状铁素体比率为5－60%。该钢板耐冲击特性优越,主要作为汽车用钢板,不仅具备足够成型性,而且还可满足严格安全标准。

Description

耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板
本发明涉及适合汽车用钢板用途使用的适合的耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板。
在汽车的轻型化中，对成形性优越的高强度薄钢板的要求正在特别强烈起来。
另外，最近也重视汽车的安全性，为此，也要求提高作为在冲击时的安全性尺度的耐冲击特性。
而且，作为汽车的内外装板，在表面光洁度的均匀性和化学处理性方面冷轧钢板是有利的。
以上述现状为背景，已研制了各种高强度冷轧钢板。
例如，在特公平5-64215号公报和特开平4-333524号公报中公开了具有残余奥氏体组织：含3％以上的铁素体、贝氏体和残余奥氏体的高强度钢(以下称TRIP)的制造方法。
但是，该TRIP钢虽然延伸率高，成形性好(TS×El≥22000MPa·％)，但是留下不能满足目前要求严格的耐冲击特性的问题。
另外，在冲压成形时的加工硬化量(WH)和在其后的烤漆时的烘烤硬化量(BH)也存在低如约70MPa的问题。
如加工、烘烤硬化量(WH+BH)低，在加工-烤漆后的强度保持方面的不利是很大的。
另一方面，作为耐冲击特性优越的高强度钢板，例如像特开平9-111396号公报中公开的那样，公开了具有铁素体和马氏体两相组织的所谓双相钢(以下称DP钢)。
但是，该DP钢虽然耐冲击特性优越，可是延伸率不够，并留下成形性方面的问题。
如上所述，到目前为止找不到满足足够成形性和严格安全标准两方面的冷轧钢板，因此希望开发。
本发明有利地满足上述要求，其目的是提供成形性和耐冲击性皆优越(具体的说，强度-延伸率平衡(TS×El)为24000MPa·％以上，动态n值为0.35以上)，并且(WH+BH)为100MPa以上，加工、烘烤硬化量方面也优越的，具有出色耐冲击特性的高强度高加工性冷轧钢板。
在此，所谓动态n值是发明人新发现的耐冲击特性指标，通过使用该动态n值可比过去更准确地评价耐冲击特性。
也就是说，过去关于耐冲撞安全性，认为与强度相关，一般认为只要强度高，耐冲撞安全性就高，然而已判明强度和耐冲撞安全性不一定总存在如此简单的关系。
因此，关于这一点大量专心研究的结果说明，在汽车冲撞时应变速度增加到2×103/s，为使钢板更多地吸收在这样高速变形时的能量，也就是说，为提高耐冲撞安全性，在应变速度=2×103/s条件下使钢板拉伸变形时的n值(以下称动态n值)高是有效的。
在此，在延伸率10％的瞬时n值作为动态n值。
再者，同时发现提高该动态n值，可有效地改进高速变形时的强度。
下面说明本发明的原委。
发明人为达到上述目的，首先对以前的TRIP钢调查其组织和特性的关系。
其结果判明，对于TRIP钢，一般认为，为获得足够量的对提高成形性有利的残余奥氏体，生成贝氏体相是必要的，而该贝氏体相成为耐冲击性恶化的原因。
所以，当抑制这样的贝氏体相，特别是碳化物的生成时，也就是说，当使主相铁素体(多角形铁素体)以外的第2相，从以前的贝氏体+残余奥氏体变成针状铁素体+马氏体+残余奥氏体的混合组织时，发明人获得意想不到的成果。
本发明基于上述发现。
也就是说，本发明是以铁素体为主相，具有由马氏体、针状铁素体和残余奥氏体构成的第2相为特征的耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板。
在此，在钢组织中第2相占的比率为3-40％是理想的。另外，第2相中马氏体的比率10-80％，残余奥氏体的比率8-30％，针状铁素体的比率5-60％是理想的。
而且，理想的是上述钢板含有(质量％)
   C:0.05-0.40％、    Si:1.0-3.0％、
   Mn:0.6-3.0％、     Cr:0.02-1.5％、
   P:0.010-0.20％、   Al:0.01-0.3％，而且如果需要，作为改善强度的成分可含有选自
Ti:0.005-0.25％、  Nb:0.003-0.1％之中的至少一种，再者作为改善加工性的成分可含有选自
Ca:0.1％以下、    Rem:0.1％以下之中的至少一种。
图1是以前的TRIP钢的代表性连续冷却相变曲线图(CCT图)。
图2是本发明成分体系的代表性连续冷却相变曲线图(CCT图)。
图3(a)是表示按照本发明得到的第2相的特征相结构的模式图，图3(b)是表示以前的TRIP钢的第2相的相结构的模式图。
图4是表示Cr含量和强度-延伸率平衡的关系，以P含量作为参数的曲线图。
图5是表示Cr含量和动态n值的关系，以P含量作为参数的曲线图。
图6是加工硬化性(WH)和烘烤硬化性(BH)的说明图。
以下具体地说明本发明。
在图1中示出以前的TRIP钢的代表性的连续冷却相变曲线图(CCT图)。
如图所示，以前的TRIP钢连续退火时，在(α+γ)双相区加热后，急冷到400℃附近导入到贝氏体相变区，由于在该温度区保持数分钟发生贝氏体相变，使在未相变的奥氏体中固溶碳浓缩而稳定化，其后冷却到室温，残留百分之几以上的奥氏体。
但是，这样制造的TRIP钢，虽然强度和加工性方面优越，可是如上所述得不到足够的耐冲击特性。
因此，发明人为避免贝氏体相变而进行了许多实验和研究，结果发现如下。
(1)当含有少量作为钢成分的Cr，上述CCT图中贝氏体相变区前端后退长时间侧，抑制了贝氏体的形成(特别是碳化物的析出)，替代的是，针状铁素体析出(也称ァシキェラ-铁素体)。
(2)冷轧钢板的连续退火过程，通过双相区保持进行规定份量的铁素体和奥氏体的分离。从而，在冷却中没有必要生成铁素体，这与热轧过程差别很大，在这种场合下，当只是单独添加Cr，由于珠光体相变移动到短时间侧，珠光体混入第2相中。这样，在混入珠光体的场合，即使抑制贝氏体生成，也得不到非常满意的特性。
(3)可是，如与Cr一起添加少量P，可抑制这种珠光体相变，作为第2相，形成由针状铁素体、残余奥氏体和马氏体构成的混合组织。
(4)这样形成的由针状铁素体、残余奥氏体和马氏体构成的第2相不妨碍成形性而特别改善了耐冲击特性。
在图2中示出了本发明成分体系的代表性的CCT图。
如图所示，由于少量添加Cr和P，贝氏体相变区的前端后退，替代的是，针状铁素体区显著地出现，在该针状铁素体区保持短时间，其后急冷，以针状铁素体、残余奥氏体和马氏体构成的混合组织作为第2相，可得到优越成形性和耐冲击性兼备的冷轧钢板。
在此，晶粒的长径约10μm以下，长宽比1∶1.5以上，而且渗碳体析出量5％以下的称为针状铁素体。
还有，在以前的TRIP钢的贝氏体中，可看到渗碳体析出多(10％以上)，本发明的针状铁素体与TRIP钢的贝氏体是明显不同的。
按照本发明得到的第2相的特征相结构，以及以前的TRIP钢的第2相的相结构，分别模拟示于图3(a)和图3(b)中央。第2相的周围为主相铁素体。
相对于以前的TRIP钢的第2相的残余奥氏体散布在贝氏体中的相结构，在本发明的第2相中，针状铁素体和马氏体以层状排列，残余奥氏体散布在其界面(马氏体侧)。
这样，针状铁素体在第2相中析出，这是本发明的特征之一。据信这种针状铁素体相增加TS×El，同时，也提高动态n值。再者，由于适量的马氏体和针状铁素体以层状排列，可得到大如100MPa以上的(WH+BH)值，详细的理由不明。
还有，发明人确认，针状铁素体和马氏体的界面面积率越大，越存在动态n值变大的倾向。
关于本发明，上述第2相在钢组织中占的比率为3-40％是理想的。
之所以如此，是因为当相比率不足3％，得不到充分的耐冲击特性，另一方面，当超过40％，延伸率，进而强度-延伸率平衡降低。更好的比率为10～30％。
还有，关于本发明，将钢试料研磨抛光后，在2％硝酸+酒精溶液中腐蚀，通过显微镜照片图像分析算出相比率。
另外，关于在第2相内各相的比率，优选的是，马氏体：10～80％(更好30～60％)、残余奥氏体：8～30％(更好10～20％)、针状铁素体：5～60％(更好20～50％)。
之所以如此，是因为当马氏体的比率不足10％，得不到充分的耐冲击特性，另一方面，当超过80％，延伸率、进而强度-延伸率平衡降低。
另外，当残余奥氏体的比率不足8％，得不到充分的延伸率，另一方面，当超过30％，耐冲击特性降低。
再者，当针状铁素体的比率不足5％，得不到同样好的耐冲击特性，另一方面，当超过60％，延伸率降低。
还有，在整个钢组织中各相所占的比率，马氏体和针状铁素体各为5-15％，残余奥氏体为约2-10％是合适的。
另外，关于本发明，整个钢组织不是总是由主相铁素体，第2相的马氏体、针状铁素体和残余奥氏体的混合相构成，在有贝氏体相等某种程度析出的场合，这样的第3相也混入，只要其比率在第2相的10％以下，在特性上没有任何问题。
下面，说明本发明钢板成分组成限定在上述范围的理由。C:0.05-0.40％(质量)
C不仅是钢强化的有效元素，而且是获得残余奥氏体方面有用的元素。但是，含量不足0.05％(质量)，其效果不足，另一方面，如超过0.40％(质量)，延展性降低，因此C含量限定在0.05-0.40％(质量)范围内。Si:1.0-3.0％(质量)
Si是生成残余奥氏体不可缺少的元素，为此至少添加1.0％(质量)是必要的，然而添加超过3.0％(质量)，不但招致延展性降低，而且氧化铁皮性能降低，又形成表面质量上的问题，Si含量限定在1.0-3.0％(质量)范围内。Mn:0.6-3.0％(质量)
Mn不仅作为钢的强化元素有用，而且在获得残余奥氏体方面也是有用的元素。可是，如含量不足0.6％(质量)，其效果不足，另一方面，如超过3.0％(质量)，招致延展性降低，Mn含量限定在0.6-3.0％(质量)的范围内。Cr:0.02-1.5％(质量)
Cr的添加是本发明的特征，如上所述，由于添加Cr，第2相针状铁素体化。为此，至少添0.02％(质量)是必要的，但是如添加超过1.5％(质量)，生成粗大的Cr碳化物，并同时生成珠光体，不仅劣化延展性，而且强度-延伸率平衡、动态n值和(WH+BH)也降低，Cr含量限定在0.02-1.5％(质量)范围内，更好为0.1-0.7％(质量)。P:0.010-0.20％(质量)
P固溶于铁素体中不仅有效改善强度，而且抑制当单独添加Cr时使延展性恶化的珠光体相变。使第2相组织中主要包括马氏体、针状铁素体和残余奥氏体，改善强度-延伸率平衡，一起改善动态n值和(WH+BH),P是有用的元素。
为了获得上述效果，至少添加0.010％(质量)是必要的。如过量添加超过0.20％(质量)，引起可焊性恶化，P含量限定在0.010-0.20％(质量)的范围内，更好的范围为0.02-0.10％(质量)。
在图4和图5中，P作为参数，示出了关于Cr含量与强度-延伸率平衡及与动态n值的关系的研究结果。
从图4、5可清楚地看出，Cr含量在0.02-1.5％(质量)内，且P含量在0.010％(质量)以上范围，满足TS×El≥24000(MPa·％)，且动态n值≥0.35，并可获得优良的加工性和耐冲击特性。
特别是，如P含量0.020％(质量)以上，可获得动态n值≥0.37和更优良的特性值。Al:0.01-0.3％(质量)
Al作为脱氧剂是有效的，为此至少含0.01％(质量)是必要的，添加超过0.3％(质量)，其效果达到饱和，成本方面不利是显著的，Al含量限定在0.01-0.3％(质量)范围内。
以上说明了基本成分，关于本发明作为改善强度的其他成分可含有Ti和Nb，另外改善加工性的成分可含有Ca与Rem，其适当含有的范围如下：Ti:0.005-0.25％(质量)，Nb:0.003-0.1％(质量)
Ti和Nb都有效改善强度，如果需要可添加。可是，当其含量太少，添加效果不足，另一方面，当过度添加招致延展性降低，各含有量在上述范围内是理想的。
另外，Ti和Nb还可以有效防止在本发明中碳钢热轧时易发生的边缘部位晶界裂纹。Ca:0.1％(质量)以下，Rem:0.1％(质量)以下。
Ca和Rem可有成效地控制氧化物和硫化物的形态，改善加工性，特别是拉伸凸缘特性是有效的。可是如含量各超过0.1％(质量)，不但效果达到饱和，而且在热轧中易产生裂纹，因此都以0.1％(质量)以下含量添加是理想的。
还有，要得到稳定的上述效果，Ca、Rem两者各添加0.0003％(质量)以上是理想的。
然后，说明本发明钢的制造方法，按需要，作为第2相形成以马氏体、针状铁素体和残余奥氏体构成的混合组织为好，将本发明钢沿上述图2所示的冷却曲线冷却。
也就是说，将按常法进行热轧得到热轧板，以酸洗等清除氧化皮后，以30％以上，更好50-80％的压下率进行冷轧，轧成冷轧板。
然后，将得到的冷轧板连续退火，加热到约740-820℃的铁素体和奥氏体的双相区，在该温度保持或以10℃/秒以下的速度缓冷，以20-60℃/秒的速度从600℃以上温度冷却到350-450℃的针状铁素体区，在该温度保持0.5-5分钟(或缓冷)。其后，以50℃/秒以下的速度冷却到室温，可形成由针状铁素体、马氏体和残余奥氏体构成的第2相。
在上述制造工序中，作为连续退火的周期的特征，是冷却到350-450℃的冷却速度，与上述特公平5-64215号公报和特开平4-333524号公报等中公开的以前技术相比，为比较慢的速度，可达到希望的效果。也就是说，在以前技术中，前一文献以50℃/秒以上，而后一文献以约10-200℃/秒的速度冷却，形成以贝氏体和残余奥氏体为主体的第2相。
对此，本发明冷却速度低到60℃/秒以下，获得希望的组织，作为冷却手段，高成本的水冷却和喷雾冷却是不必要的，气体射流和辊压冷却足够，不仅成本，表面性状方面也是优越的。
另外，关于在350-450℃针状铁素体区的保持时间，重要的是上限为6分，之所以如此，是因为如在针状铁素体区保持时间太长，生成贝氏体，得不到希望的第2相。
还有，从上述的以前技术的保持时间的上限分别为10分、20分可见，就可明白本发明与以前技术的第2相组织完全不同。
实施例
将表1所示的各种成分组成的钢坯，在1200℃加热后，在860℃的加工温度结束热加工轧制后，在580℃卷取成卷，得到厚度3.2mm的热轧钢板。
然后，酸洗后冷轧到1.2mm。
其后，在连续退火炉中以10℃/秒的速度加热到800℃，在该温度保持40秒钟后，以4℃/秒的速度缓冷到635℃，接着以43℃/秒的速度冷却到410℃的针状铁素体区，在该温度保持180秒钟后，以10℃/秒的速度冷却到室温，其后，进行1.0％的平整轧制。
从得到的冷轧板切取拉伸试样，在应变速率2×10-2/s条件下对这些试样进行拉伸试验。
求出屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)和延伸率(El)。
另外，使用霍普金森压力棒冲击拉伸试验材料(材料与处理vol.9(1996)1108-1111页)，在应变速率：2×103/s的条件下进行拉伸试验，求出延伸率为10％时的瞬间n值(动态n值)。
而且，通过在预钻孔径：10mm，间隙：12.5％条件下，以顶角：60°的锥形冲子进行扩孔试验，按下述公式求出拉伸凸缘特性。
拉伸凸缘特性    λ=〔(d1-d0)/d0〕×100
d0：预钻孔径，d1：在扩孔时贯通板厚的龟裂在孔周围发生时的孔径。
再者，还测定冲压成形时加工硬化量(WH)和其后的烤漆时(170℃)的烘烤硬化量(BH)。还有，使用应变速率：2×10-2/s的拉伸试验机由图6求出WH、BH。
各冷轧钢板的钢组织、TS×El平衡、动态n值、拉伸凸缘特性和WH+BH的研究结果示于表2和表3中。
从表2、3清楚可见，按照本发明，其中作为第2相都形成马氏体、针状铁素体和残余奥氏体的混合组织的产物，不仅得到TS×El≥24000(MPa·％)，动态n值≥0.35的优越的强度-延伸率平衡和耐冲击特性，而且还同时得到WH+BH≥100MPa的良好的加工、烘烤硬化量。
再者，在添加Ca和Rem的场合，可改善拉伸凸缘特性。
按照本发明，当主相为铁素体，且第2相为马氏体、针状铁素体和残余奥氏体的混合组织，可获得优越的成形性和耐冲击特性兼备的冷轧钢板。
由此，在重视汽车轻型化，汽车安全性中，可获得成形性优越的冷轧钢板。另外，耐冲击性作为在冲撞时的安全性目标近年开始受到注目后，可获得具有优越耐冲击特性的冷轧钢板。
表1    (质量％)
  钢№  C  Si  Mn  Cr   P  Al    Ti    Nb    其他    备注
   1 0.11 1.23 1.35 0.13 0.031 0.034    -    -     -   适合例
   2 0.15 1.71 1.18 0.21 0.071 0.028    -    -     -   适合例
   3 0.21 1.05 2.02 0.33 0.041 0.051    -    -     -   适合例
   4 0.10 1.21 0.71 0.58 0.031 0.033    -    -     -   适合例
   5 0.13 1.02 1.51 0.23 0.027 0.022    -    -     -   适合例
   6 0.12 1.39 1.87 0.03 0.029 0.070    -    -     -   适合例
   7 0.24 1.41 1.02 1.17 0.015 0.052    -    -     -   适合例
   8 0.08 1.29 1.18 0.25 0.181 0.041    -    -     -   适合例
   9 0.11 1.25 1.50 0.12 0.049 0.035 0.008    -     -   适合例
  10 0.14 1.24 0.80 0.12 0.048 0.039 0.021    -     -   适合例
  11 0.15 2.18 1.99 0.19 0.049 0.029 0.051    -     -   适合例
  12 0.16 2.31 2.31 0.12 0.059 0.035    - 0.007     -   适合例
  13 0.18 1.24 0.85 0.12 0.049 0.069    - 0.029     -   适合例
  14 0.11 1.22 1.57 0.12 0.049 0.035    - 0.230     -   适合例
  15 0.12 1.39 1.81 0.51 0.027 0.081 0.024 0.017     -   适合例
  16 0.12 1.31 1.43 0.25 0.041 0.051    -    - Ca:0.0013   适合例
  17 0.15 1.13 1.27 0.33 0.059 0.029 0.026    - Rem:0.009   适合例
  18 0.04 1.21 1.51 0.19 0.044 0.035    -    -     -   比较例
  19 0.43 1.21 1.61 0.18 0.051 0.035    -    -     -   比较例
  20 0.12 0.92 1.29 0.17 0.080 0.039    -    -     -   比较例
  21 0.11 3.30 1.33 0.24 0.099 0.035    -    -     -   比较例
  22 0.09 1.22 0.55 0.39 0.021 0.041    -    -     -   比较例
  23 0.14 1.39 3.10 0.38 0.120 0.029    -    -     -   比较例
  24 0.17 1.49 1.39 0.01 0.056 0.033    -    -     -   比较例
  25 0.16 1.51 1.39 1.67 0.061 0.029    -    -     -   比较例
  26 0.11 1.22 1.28 0.39 0.008 0.027    -    -     -   比较例
  27 0.10 1.29 1.20 0.21 0.240 0.069    -    -     -   比较例
  28 0.10 1.33 1.20 0.18 0.043 0.40    -    -     -   比较例
表2
  钢№ 第2相组织  第2相的比率(％)      第2相内的分比率(％)    备注
   M    AF     r    P
   1 M+AF+r     16    72    16    12    0   适合例
   2 M+AF+r     15    48    31    21    0   适合例
   3 M+AF+r     24    61     9    30    0   适合例
   4 M+AF+r     22    34    42    24    0   适合例
   5 M+AF+r     28    46    37    17    0   适合例
   6 M+AF+r     16    45    46     9    0   适合例
   7 M+AF+r     14    40    45    15    0   适合例
   8 M+AF+r     20    41    32    27    0   适合例
   9 M+AF+r     22    31    55    14    0   适合例
  10 M+AF+r     26    35    45    20    0   适合例
  11 M+AF+r     24    52    21    27    0   适合例
  12 M+AF+r     27    19    58    23    0   适合例
  13 M+AF+r     19    17    54    29    0   适合例
  14 M+AF+r     19    29    46    25    0   适合例
  15 M+AF+r     16    58    15    27    0   适合例
  16 M+AF+r     17    61     9    30    0   适合例
  17 M+AF+r     18    45    35    20    0   适合例
  18 M+AF+B+P     11    13    35     0    2   比较例
  19 M+AF+r+B     13    51     2     3    0   比较例
  20 M+AF+B     16    34    21     0    0   比较例
  21 M+B      8    41     0     0    0   比较例
  22 B     18     0     0     0    0   比较例
  23 M+B+P     24    35     0     0    5   比较例
  24 B+r     19     0     0    10    0   比较例
  25 M+P     27    98     0     0    2   比较例
  26 M+AF+P     27    56    26     0   18   比较例
  27 M+B     20    59     0     0    0   比较例
  28 B+r     16     0     0    13    0   比较例
M：马氏体    AF：针状铁素体    r：残余奥氏体
B：贝氏体    P：珠光体
表3
 钢NQ   YS(MPa)   TS(MPa)   El(％)   TS×El(MPa·％)  动态n值  拉伸凸缘特性   WH+BH(MPa)   备注
   1  453  651   41   26691     0.42     55     134   适合例
   2  446  643   41   26363     0.41     61     128   适合例
   3  492  704   38   26752     0.37     61     137   适合例
   4  483  624   41   25584     0.38     70     128   适合例
   5  469  637   42   26754     0.39     52     125   适合例
   6  467  647   39   25233     0.39     58     124   适合例
   7  505  697   37   25789     0.36     50     121   适合例
   8  482  678   39   26442     0.38     51     118   适合例
   9  472  683   36   24588     0.39     58     116   适合例
  10  494  695   35   24325     0.39     63     107   适合例
  11  529  739   34   25126     0.40     53     105   适合例
  12  506  704   35   24640     0.37     67     113   适合例
  13  514  691   37   25567     0.37     63     115   适合例
  14  497  718   35   15130     0.37     60     105   适合例
  15  482  684   36   24624     0.37     52     119   适合例
  16  467  674   37   24938     0.37     84     118   适合例
  17  501  721   37   26677     0.37     80     122   适合例
  18  456  637   28   17836     0.32     51     88   比较例
  19  472  669   31   20739     0.30     52     81   比较例
  20  466  653   29   18937     0.32     55     89   比较例
  21  435  624   30   18720     0.31     55     93   比较例
  22  531  651   24   15624     0.25     60     86   比较例
  23  527  721   25   18025     0.30     58     91   比较例
  24  549  645   39   25155     0.24     60     75   比较例
  25  462  693   32   22176     0.38     47     98   比较例
  26  509  654   30   19620     0.32     54     96   比较例
  27  518  679   30   20370     0.33     54     91   比较例
  28  523  668   39   26052     0.25     56     81   比较例

Claims (7)

1．耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板，其特征在于，其具有铁素体作为主相，并具有由马氏体、针状铁素体和残余奥氏体构成的第2相。
2．按照权利要求1的耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板，其特征在于，在钢组织中第2相占的比率为3-40％。
3．按照权利要求1或2的耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板，其特征在于，第2相中的针状铁素体的比率为5-60％。
4．按照权利要求1或2的耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板，其特征在于，第2相中的马氏体的比率为10-80％，残余奥氏体的比率为8-30％，针状铁素体的比率为5-60％。
5．按照权利要求1-4记载的耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板，其特征在于，其含有(质量％)：
   C:0.05-0.40％,    Si:1.0-3.0％,
   Mn:0.6-3.0％,     Cr:0.02-1.5％,
   P:0.010-0.20％,   Al:0.01-0.3％，余量基本由Fe组成。
6．按照权利要求5记载的耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板，其特征在于，其含有(质量％)选自Ti:0.005-0.25％、Nb:0.003-0.1％中的至少一种。
7．按照权利要求5或6记载的耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板，其特征在于，其含有(质量％)选自Ca:0.1％以下、Rem:0.1％以下中的至少一种。
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