具有高强度和优良韧性且适合冷成形的奥氏体铁－碳－锰钢板的制造方法和由此制造的板材

摘要

本发明涉及一种热轧奥氏体铁－碳－锰钢板，其强度大于900MPa，(强度(MPa)×断裂伸长率(％))的乘积大于45000，其化学组成包括，含量以重量表示：0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任选的一种或多种如以下的元素：Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，该组成的其余部分由铁和冶炼产生的不可避免的杂质组成，该钢的再结晶比例大于75％，该钢的析出碳化物的表面比例小于1.5％，该钢的平均晶粒尺寸小于18微米。

说明书

本发明涉及热轧和冷轧的奥氏体铁-碳-锰钢板的制造，该钢板在存在缺陷或应力集中的情况下显示出非常高的机械性能，并且尤其是兼备了特别有利的机械强度和断裂伸长率，优良的成形性和高断裂强度。

已知某些应用(特别是在机动车领域中的某些应用)要求减重的金属结构和在发生冲撞时具有较大的强度，并且还具有良好的冲压性能：这就要求使用兼备了高断裂强度和大的可变形性的结构材料。在热轧板材的情况下，也就是说在厚度范围为0.6-10mm板材的情况下，这些性能被有利地用于制造底板连接部件或车轮、增强部件如车门的防侵入杆、或者用于重型车辆(卡车、公共汽车)的部件。在冷轧板材(范围为0.2mm-4mm)的情况下，应用的目的是制造吸收变形能量的梁或发动机架或者表面部件。但是，断裂强度和可变形性是对立的性能，以致于通常不可能在不使这些性能之一显著降低的情况下获得非常高数值的另一个性能。不过，最近在试图更好地满足这些要求的方面已经取得了进展，这尤其要归功于所谓的TRIP(相变诱发塑性)钢的开发。然而，对于900MPa的强度水平来说，这类钢不可能获得大于25％的伸长率。尽管这些性能可满足许多应用，但是在希望进一步减轻重量的情况下以及在严重荷载(sollkicitation)的条件下，如在机动车冲撞时所遇到的那些条件下，这些性能仍然是不足的。

还已知的是奥氏体Fe-C(0-1.5％)-Mn(15-35％)-Cr(0-20％)-Al(0.1-10％)-Si(0-4％)钢，其兼有良好的强度和优良的延展性。这些钢的变形模式仅仅取决于堆垛层错能或SFE。在这些模式当中，机械孪晶作用使得可获得高的冷变形能力。通过阻碍位错的扩展，孪晶由此有助于提高流变极限。提高堆垛层错能直至达到一个极限值(约30mJ/m²)有利于孪晶作用的变形机理，高于该极限值，完全的位错滑移变成了主要的变形机理。SFE随着碳、锰和铝含量的增加而增加。专利EP0573641公开了一种含有小于1.5％C、15-35％Mn和0.1-6％Al的热轧或冷轧奥氏体钢，其在室温下强度大于490MPa且伸长率大于40％。

然而，轧制这类组成的钢需要采用特殊的预防措施来防止形成缺陷。

还存在一个未得到解决的需求，也即拥有一种具有更有利的(强度-断裂伸长率)组合并且同时限制昂贵合金元素含量的钢板。

而且，经验表明，尽管具有单轴向拉伸的有利的伸长率数值，但冷成形(冲压、相对复杂的弯曲等)在某些情况下会存在困难。另外，由于由这种板材生产的部件常常包括对应于应力集中的区域，因此一个重要的需求就是要拥有一种具有高韧性的钢，也就是说，所述钢的断裂强度或者撕裂强度在缺陷存在下是高的，尤其是在动态荷载的情况下。由于这些级号钢的应用(例如在机动车中)具体地涉及非常高荷载的区域和/或安全组件，因此这个性能需要更加予以重视。

因此，本发明的目的是拥有一种经济制造的热轧或冷轧的钢板或产品，在热轧之后具有大于900MPa的强度，在冷轧之后具有大于950MPa的强度，(强度-断裂伸长率)的组合使得乘积P＝强度(用MPa表示)×断裂伸长率(用％表示)大于45000，其易于热轧，特别适合于冷成形，并且在静态或动态荷载条件下具有非常良好的韧性。

为此，本发明的目的是一种热轧奥氏体铁-碳-锰钢板，其强度大于900MPa，(强度(MPa)×断裂伸长率(％))的乘积大于45000，其化学组成包括，含量以重量表示：0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任选的一种或多种如以下的元素：Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，该组成的其余部分由铁和冶炼(élaboration)产生的不可避免的杂质组成，该钢的再结晶比例(fraction)大于75％，该钢的析出碳化物的表面比例小于1.5％，该钢的平均晶粒尺寸小于18微米。

本发明的主题还在于一种热轧奥氏体铁-碳-锰钢板，其强度大于900MPa，(强度(MPa)×断裂伸长率(％))的乘积大于60000，其化学组成包括，含量以重量表示：0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任选的一种或多种如以下的元素：Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，该组成的其余部分由铁和冶炼产生的不可避免的杂质组成，该钢的再结晶比例等于100％，该钢的析出碳化物的表面比例等于0％，该钢的平均晶粒尺寸小于10微米。

本发明的目的还在于一种制造热轧铁-碳-锰钢板的方法，根据该方法：冶炼一种钢，其化学组成包括，含量以重量表示：0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任选的一种或多种如以下的元素：Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，该组成的其余部分由铁和冶炼产生的不可避免的杂质组成；由这种钢浇铸半成品；使所述钢组成的半成品达到1100至1300℃的温度；轧制该半成品，直至大于或等于890℃的轧制终点温度；在所述轧制终点和随后的快速冷却操作之间保持(observer)一个延迟，以使通过所述延迟和所述轧制终点温度确定的点位于图1的ABCD’E’F’A曲线图，优选ABCDEFA曲线图所确定的区域内；在低于580℃的温度下卷取该钢板。

优选地，半成品的浇铸是以钢辊之间薄带材浇铸的形式来进行的。

根据另一优选的特征，在卷取之后，使热轧板进行冷变形操作，其中等效(équivalente)变形比小于或等于30％。

本发明的目的还在于一种冷轧奥氏体铁-碳-锰钢板，其强度大于950MPa，强度(MPa)×断裂伸长率(％)的乘积大于45000，其化学组成包括，含量以重量表示：0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任选的一种或多种如以下的元素：Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，该组成的其余部分由铁和冶炼产生的不可避免的杂质组成，该钢的结构的再结晶比例大于75％，该钢的析出碳化物的表面比例小于1.5％，该钢的平均晶粒尺寸小于6微米。

本发明的目的还在于一种制造冷轧奥氏体铁-碳-锰钢板的方法，其特征在于供应通过以上所述的方法之一获得的热轧钢板；进行至少一个冷轧然后退火的步骤，每个步骤包括冷轧钢板，在600至900℃的温度下使之退火10至500秒的时间，接着是冷却操作，其冷却速度大于0.5℃/s，在最后一个冷轧然后退火的步骤之前，奥氏体晶粒尺寸小于18微米。

优选地，使最终退火之后的冷轧板进行冷变形操作，其中等效变形比小于或等于30％。

本发明的目的还在于以上所述的热轧或冷轧板的用途，或者通过以上所述的方法制造的板材的用途，以用于制造静态或动态条件下荷载的增强元件。

在通过实施例给出的以下说明的过程中，参考下述附图，本发明进一步的特征和优点将变得显而易见：

-图1示出了热轧终点温度以及在热轧终点与随后的快速冷却操作起点之间的延迟对卷取后的再结晶比例的影响；

-图2示出了再结晶比例对弯曲断裂时的临界变形的影响；

-图3示出了卷取温度对析出碳化物的表面比例的影响；

-图4是显示碳化物晶间析出实例的显微照片；

-图5示出了在恒定晶粒尺寸下，析出碳化物的表面比例对乘积P(强度×断裂伸长率)的影响；

-图6示出了平均奥氏体晶粒尺寸对Fe-C-Mn钢板，尤其是热轧Fe-C-Mn钢板的强度的影响；

-图7示出了等效变形对冷轧Fe-C-Mn钢板的强度的影响；

-图8示出了平均奥氏体晶粒尺寸对钢板，尤其是冷轧钢板的强度的影响；

-图9示出了平均奥氏体晶粒尺寸对冷轧板的比断裂能的影响；

-图10示出了平均奥氏体晶粒尺寸对冷轧板的却贝断裂能的影响；

-图11示出了平均奥氏体晶粒尺寸对弯曲破裂时的临界变形的影响；

-图12示出了随平均奥氏体晶粒尺寸而变化的断裂前的最大冲压深度。

在多次试验之后，本发明人证明，可通过遵守下述条件来满足以上报道的各种要求：

关于钢的化学组成，碳在微观组织的形成中起到了非常重要的作用：它增加SFE并有利于奥氏体相的稳定性。对于0.5％或更高的碳含量来说，当与范围为17-24wt％的锰含量结合时，这种稳定性得以实现。然而，对于高于0.7％的碳含量来说，则变得难以防止碳化物的析出，所述碳化物的析出发生在工业生产的某些热循环过程中，尤其是当钢卷取冷却时，并且碳化物的析出会劣化延展性和韧性。

锰也是一种提高强度、增加堆垛层错能并使奥氏体相稳定的基本元素。如果其含量小于17％，则存在形成马氏体相的危险，所述马氏体相非常显著地降低可变形性。此外，当锰含量大于24％时，在室温下的延展性下降。另外，出于成本的原因，不希望锰含量高。

铝是一种用于钢脱氧的特别有效的元素。如同碳一样，它增加堆垛层错能。然而，如果铝过量存在于具有高锰含量的钢中，则铝是有缺点的。这是因为锰增加氮在液体铁中的溶解度，如果过分大量的铝存在于钢中，则与铝结合的氮以氮化铝的形式析出，而氮化铝在热转变过程中会阻碍晶界的迁移并且非常显著地增加出现裂纹的危险。0.050％或更低的铝含量防止AlN的析出。相应地，氮含量应当小于或等于0.1％，以防止这种析出和在固化过程中形成体积缺陷(气孔)。

硅也是一种用于使钢脱氧并用于固相硬化的有效元素。然而，高于3％的含量时，它倾向于在某些组装工艺过程中形成不希望的氧化物，因此必须保持低于这个极限值。

硫和磷是使晶界变脆的杂质。它们各自的含量应当小于或等于0.030和0.080％，以便维持足够的热延展性。

铬和镍可被用作通过固溶体硬化增加钢强度的任选元素。然而，由于铬降低堆垛层错能，因此其含量应当小于或等于1％。镍有助于实现高的断裂伸长率，并且尤其是增加韧性。然而，出于成本的原因，还希望将镍含量限制到最大含量小于或等于1％。出于类似的原因，钼可以以小于或等于0.40％的含量添加。

同样，任选地，添加含量小于或等于5％的铜是一项通过析出金属铜使钢硬化的措施。然而，当高于这个含量时，铜会导致在热轧板中出现表面缺陷。

钛、铌和钒也是可任选地被用于通过析出碳氮化物(carbonitrure)实现硬化的元素。然而，当Nb或V或Ti含量大于0.50％时，过多的碳氮化物析出可导致韧性下降，这是必须要避免的。

实施本发明制造工艺的方法如下所述：冶炼具有以上所述组成的钢。所述冶炼之后可以以钢锭的形式浇铸，或者以厚度约为200mm的扁坯的形式连续浇铸。还可以以厚度为数十毫米的薄扁坯的形式浇铸。当然，尽管本发明阐述了本发明在扁平产品上的应用，但它也可以以相同的方式用于Fe-C-Mn钢的长产品的制造。

这些浇铸的半成品首先被加热到1100至1300℃的温度。其目的是使每个点都达到有利于钢在轧制过程中将经历的大的变形的温度范围。然而，再加热温度不应大于1300℃，否则就会太接近固相线温度，所述固相线温度可在锰和/或碳偏析的可能区域中达到，并且否则还会引起有害于热成形的液体状态的局部开始。当然，在直接浇铸薄扁坯的情况下，这些半成品的热轧步骤可在浇铸之后直接进行，不经过中间的再加热步骤。

将半成品热轧成例如厚度为2-3mm的热轧带的厚度。本发明钢的低铝含量可以防止AIN过量析出，而AIN将损害轧制过程中的热变形性。为了避免缺少延展性而导致的任何裂纹问题，轧制终点温度应当大于或等于890℃。

此外，已知工业生产线包括快速冷却装置，例如位于最终热轧步骤和卷取步骤之间通过喷水进行操作的那些装置。这些装置提高了产品的自然冷却速度，这样，工业生产线的长度不会过长。

结合给定的轧制终点温度，本发明人证明，正如图1所示，必须遵守在轧制终点和快速冷却起点之间的最小延迟，以便在卷取之后实现轧制产品的令人满意的再结晶。在这个延迟过程中，产品经历了自然冷却。因此，在890℃下12秒或者在905℃下4秒的最小延迟使得可实现完全再结晶。更一般地，位于由图1的ABCDEFA确定的区域中的参数(温度和最小延迟)导致在满意的生产率条件下的完全再结晶。当这些条件(温度和最小延迟)位于由ABCD’E’F’A确定的区域中时，获得对应于最小比例为75％的再结晶。图2表明再结晶比例对出现弯曲裂纹时的临界变形的影响。高弯曲性能以及更一般的高变形性能要求大于50％的高临界变形数值。图2表明这是在轧制后再结晶比例大于75％时获得的。

在轧制之后，该带材要在一个温度下被卷取，所述温度使得没有发生碳化物(基本上是渗碳体(Fe，Mn)₃C))的显著析出，正如随后所看到的，碳化物析出将导致某些机械性能的下降。图3示出了卷取温度对析出碳化物表面部分的影响。碳化物析出基本上在奥氏体晶界处发生，正如图4的显微照片所出的。

图5示出了对于恒定的晶粒尺寸来说，在热轧之后，这种析出对乘积P(强度乘以断裂伸长率)的影响。这个参数的高数值因此表达了高强度和高延展性的结合。为了获得大于45000MPa×％的P值，析出碳化物的表面比例需要小于1.5％。由于碳化物析出的这个有害方面对热轧板和冷轧与退火板均起作用，因此需要在这两种情况下均遵守这个最大允许析出数值。

由图3所示的结果可以看出，当卷取温度低于580℃时，在热轧产品上满足这个条件。

此外，图6示出了平均奥氏体晶粒尺寸对强度的影响：在热轧产品的情况下，因而可以看出，晶粒尺寸不应超过18微米的数值，否则强度值小于900MPa。

本发明人还证实，对于热轧产品来说，在下述条件下获得甚至更高的机械性能：同时兼具有小于10微米的晶粒尺寸、100％的再结晶比例和0％的析出碳化物的表面比例导致大于60000的乘积P(R_m×断裂伸长率)值。

通过所述方法获得的热轧带可原样使用，或者可经历随后的冷轧，接着退火。这个额外的步骤使得可实现比在热轧带上获得的晶粒尺寸更细的晶粒尺寸，并且因此获得更高的强度性能。当然，如果希望获得较小厚度，通常范围为0.2mm-4mm的产品，则必须进行这一额外的步骤。

在以常规方式进行非必需的预先酸洗操作之后，冷轧通过以上所述的方法获得的热轧产品。

在这个轧制步骤之后，晶粒被高度地加工硬化，且需要进行再结晶退火操作。这个处理的效果是恢复延展性并且同时降低强度。因此必须调节退火热处理，以便获得应用所需的一对(强度-断裂伸长率)。优选连续进行这个退火操作。

这个退火操作在600-900℃的温度下进行10-500秒的时间，维持结束时的冷却速度必须足够快速，大于0.5℃/s，以防止碳化物析出。在热轧产品上小于或等于18微米的初始平均晶粒尺寸为起始的情况下，上述参数使得可在冷轧板上实现范围为0.5-15微米的平均晶粒尺寸。

根据一个特定的实施方式，可通过冷轧，不是借助单一的轧制步骤，而是通过两步或多步轧制步骤，从而来降低厚度，其中每个轧制步骤之后接着退火操作。在最后一个轧制和退火的步骤之前的晶粒尺寸不应超过18微米，否则会降低成品的强度和可变形性。

出于与在热轧板情况下提及的那些相同的原因，冷轧板必须具有大于75％的充足的再结晶比例，以便在冷成形过程中获得满意的可变形性。

与在热轧板中的情况一样，析出碳化物的表面比例必须小于1.5％，以便乘积P(R_m×断裂伸长率)大于45000MPa×％。

通过本发明的方法在热轧或冷轧之后获得的钢板的特征在于优良的延展性。由于较大地保留了塑性，因此可以寻求在延展性略微下降为代价下的甚至更高的强度值。以根据如上所述方法的卷取后热轧板或者冷轧和退火板为起始，对其进行额外的冷变形操作，该额外的冷变形操作是在下述操作之后进行的：最终退火操作，如通过表皮冷轧，反复弯曲拉伸下的整平，简单拉伸或者任何其它合适的方法。图7示出了等效变形对强度的影响：变形的影响在一个宽范围内为相对线性的：平均来说，1％的变形可以增加10MPa的强度。然而，当额外的变形超过30％时，产品的起始延展性过度下降，因而一定不能超过这个阈值。

正如图8所示，在冷轧板上小于6微米的平均晶粒尺寸使得可实现大于950MPa的强度。

作为实例，下述结果示出了本发明所提供的有利特征，尤其在存在或者不存在缺陷的情况下，在静态或动态荷载模式下的可变形性方面的有利特征。

实施例1：

冶炼下述组成的钢(含量以重量百分数表示)：C：0.6％；Mn：22％；Si：0.2％。在1185℃下加热半成品并在965℃下热轧，以便实现3.6mm的厚度。在冷却之前保持一个3.5秒的等候时间。在低于450℃的温度下进行卷取。下表1中用“I”表示的制造条件对应于本发明。如此获得的平均晶粒尺寸为9.5微米，其结构为100％再结晶，并且碳化物比例为0％。在这个热轧板上获得的静态机械性能特别高，也就是说，强度：1012MPa；断裂伸长率：65.4％；乘积P：66184。

以这个相同的组成为起始，进行不对应于本发明条件的热机械方案，这导致析出碳化物的表面比例大于1.5％(用“R3”表示的条件)。

本发明的钢还与用“R4”表示的热轧参考钢进行比较，该热轧参考钢的强度水平非常类似。这是一种具有复合(铁素体、贝氏体、奥氏体、马氏体)结构的TRIP(相变诱发塑性)钢。该钢具有下述组成(含量以重量％表示)：C：0.20；Mn：1.7；Si：1.6；S：0.003；P：0.080；Al：0.050；和Cu、Cr、Ni、Mo和N：0.001。

在+20℃至-60℃的温度下，在降低的厚度(t＝3mm)的却贝V样品上进行动态断裂试验。表1给出了这些试验的结果。

        表1：热轧板上的却贝V试验的结果

  标号  在+20℃下的  却贝断裂能(焦耳)  在-60℃下的  却贝断裂能(焦耳)  本发明  I  44  36  参考  R3  33  29  R4  25  9

本发明的钢具有的韧性性能明显好于参考钢的韧性性能。在室温下以及在非常低温度下在严重荷载条件下均显示出这一优越性。因此，本发明完全解决了在动态条件下如何获得非常良好的韧性的问题。

实施例2：

冶炼具有下表2所示组成的钢(组成以重量百分数表示)。除了钢I1和I2之外，还给出了参考钢的组成以进行比较，它们是双相钢(R1)和TRIP(相变诱发塑性)钢(R2)，其强度水平在类似的范围内(1000MPa)。

在1200℃下预热钢I1和I2的半成品，在920℃的温度下热轧，以便使之变为3mm的厚度，然后，在冷却前的10秒钟等候时间之后，在450℃的温度下卷取。在这些条件下获得的平均晶粒尺寸为10微米。其结构是完全再结晶的，没有析出碳化物。

                                                                       表2：钢的组成

  钢  C  Mn  Si  S  P  Al  Cu  Cr  Ni  Mo  N  I1  0.61  21.5  0.49  0.001  0.016  0.003  0.02  0.053  0.044  0.009  0.01  I2  0.68  22.8  0.17  0.001  0.004  0.005  0.005  0.005  0.005  0.01  0.003  R1  0.19  1.9  0.33  0.003  0.03  0.025  0.019  0.02  0.09  R2  0.20  1.7  1.6  0.003  0.080  0.050  0.001  0.001  0.001  0.001  0.001

钢I1然后被冷轧，然后在导致范围为3-100微米的各种奥氏体晶粒尺寸的条件下退火。表3给出了退火和再结晶条件(条件a)-d))，而表4给出了拉伸时的机械性能：亦即在这些条件下获得的强度、断裂伸长率和乘积P(强度×断裂伸长率)。

在制造条件b)下，在冷轧和800℃下退火之前的晶粒尺寸为100微米。

应当提及的是，与在650℃下进行1秒钟退火操作相结合的66％的冷轧压缩比仅仅导致45％的部分再结晶。再结晶比例的晶粒尺寸高度分散，在1-10微米的范围内。

钢I2也进行冷轧，压缩比为55％，在700℃下退火120秒，并在空气中以大于0.5℃/s的速度冷却(条件e)，表3)。如此获得1.5微米的平均晶粒尺寸和1％的析出碳化物的表面比例。

由条件e)为起始，随后在850℃下保持60秒的热处理以及之后在水中的冷却(条件f)，表3)使得能够降低析出碳化物的这个比例，同时不会使晶粒过度粗糙化。

                              表3：冷轧和退火条件

  钢  平均晶粒尺寸-微观组织  冷轧压缩比  (％)  退火温度  (℃)  退火时间(s)  I1  a)*  3微米  60  700  120  b)  15微米  16  800  240  c)  100微米  50  1200  180  d)  再结晶：45％  66  650  1  I2  e)*  1.5微米，具有碳化物  55  700  120s+缓慢冷却  f)*  4微米  55+5  700+850  120s+缓慢冷却+  60s+水冷

*：根据本发明

                      表4：所获得的拉伸机械性能

  钢  平均晶粒尺寸-微观组织  强度  (MPa)  断裂伸长率  (％) P＝R_m×A (MPa×％)  I1  a)*  3微米  1130  55 62150  b)  15微米  950  30 28500  c)  100微米  850  40 34000  d)  再结晶：45％  1200  25 30000  I2  e)*  1.5微米，具有1％碳化物  1100  50 55000  f)*  4微米  1070  50 53500

*：根据本发明

钢制造条件a)对应于本发明的那些条件并导致高数值的强度和参数P。在条件b)下，在冷轧之前100微米的晶粒尺寸超过以上提及的18微米的晶粒尺寸，并且最终晶粒尺寸(15微米)大于也在上面提及的6微米的晶粒尺寸。在条件c)下，在冷轧板上100微米的晶粒尺寸也是过度的。因此，条件b)和c)导致令人不满意的参数P和强度的数值。

条件d)对应于再结晶不足的情况(结晶比例：45％，即小于以上提及的75％的数值)，这导致低数值的参数P。

在钢I2的情况下，制造条件e)与1.5微米细晶粒尺寸和小于1.5％的析出碳化物量有关。按照与针对钢f)情况下相同的方式，细晶粒尺寸导致高数值的强度和参数P。

此外，在尺寸为36×55mm²且包含起始切口深度为8mm的CT(紧凑拉伸)类型的样品上进行断裂强度试验。在室温下进行该试验，并且该试验包括记录负荷和位移。通过在力-位移图曲线下的面积所测定的各种钢的断裂能除以断裂表面的面积，以便确定比断裂能。图9示出了不含析出碳化物的小晶粒尺寸的再结晶钢具有最佳的断裂韧性特征。对于类似的晶粒尺寸来说，1％含量的析出碳化物使韧性降低约1/3。当平均晶粒尺寸增加达到100微米时，或者当再结晶非常不足时，还观察到非常低的断裂韧性。

图9还证实以下事实：根据本发明制造的板材提供比参考钢R1和R2要好的韧性特征，这是因为对于相当的强度来说，其断裂韧性比这些钢的断裂韧性大2-3倍。

此外，在20℃到-100℃的范围内，在降低的厚度(t＝1-1.3mm)的却贝V样品上进行动态断裂试验。在低温下观察到无断裂能下降。图10示出了钢I 1的各种冷轧和退火条件，断裂能随着晶粒尺寸的变化。与在静态断裂中提到的方式类似，太大的晶粒尺寸或者不足的再结晶降低了断裂能。作为比较，还具有上述钢R2在20℃或在-20℃下的断裂能的数值：应当指出，本发明的细晶粒钢使得可在动态条件下实现比这种参考钢要高的韧性值。另外，如上所述，本发明的钢对温度变化特别不敏感，这与具有延性/脆性转变温度的参考钢不同。因此，即使在非常严重的冲击的情况下(非常低的使用温度、高变形速度)，使用本发明的钢可以防止突然断裂的危险。

除了切口断裂强度性能以外，本发明的钢还显示出大的可变形性，以用于制造相对复杂的部件。图11示出了钢I1在表3中列出的各种制造条件下，亦即对于范围为3-100微米的平均晶粒尺寸来说的弯曲性能。如前所述，除了实现大于950MPa强度的优点以外，小于6微米的平均晶粒尺寸还使得在弯曲过程中可获得优良的可变形性。另外，不足的再结晶导致差的结果。

图12还示出了在复杂变形条件下，例如在使用十字工具的冲压试验时遇到的那些条件下，本发明的冷轧和退火钢的优势，其中所述十字工具使材料经受膨胀和收缩(rétreint)方面的力。该试验在尺寸为300×300mm²的坯料上进行，且工具的高度为60mm。用于示出断裂前的最大冲压深度的图12表明了具有小晶粒尺寸的本发明钢与参考钢R1和R2相比具有非常优异的性能。

因此，对于相同的强度来说，本发明钢的变形性比常规的双相钢或TRIP钢大得多，并且具有更大的韧性。对于相同的变形来说，其强度水平高得多。当其在汽车工业中使用时，其非常有效地有助于降低车辆的重量，同时提高冲击情况下的安全性。本发明的热轧或冷轧钢板因此被有利地用于制造增强部件，所述增强部件在静态或动态荷载条件下要求非常高的机械性能。