专利名称：超细晶粒低碳低合金双相钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种具有超细组织的金属材料及其制造技术，尤其涉及一种具有超细晶粒和良好综合力学性能—高强度、良好塑性、低屈服强度比、高强塑积以及良好韧性、可以焊接的低碳低合金双相钢及其制造方法。
背景技术：
1.超细晶粒钢出于节能和节约资源的考虑，结构减重已经是大势所趋，这对钢的强度提出了越来越高的要求。采用常规的合金化配合热处理的方法来提高钢的强度，显然有违节能和节约资源的初衷。因此，通过晶粒超细化提高钢的强度就成为一种顺理成章的选择。
通常，把平均晶粒直径小于10μm的钢称为超细晶粒钢。不过，随着晶粒细化研究的深入和晶粒细化技术的进步，用以划分超细晶粒钢与普通细晶粒钢的晶粒尺寸界限有逐渐下探的趋势。目前，获得超细晶粒钢的主要方法有控轧控冷(TMCP)和大压下量轧制(或大变形压力加工，或强烈塑性变形加工)两类。
早在20世纪80年代末期，Yada等就曾经采用实验轧机轧制低碳钢，获得了小于3μm的铁素体晶粒[Trans.ISIJ，27(1987)492，专利US4466842、DE3312257和FR2524493]。20世纪90年代初，Beynon等[Mater.Forum，16(1992)37]在实验室中采用热挤压方法获得了铁素体晶粒直径大约1μm的Nb微合金化钢。20世纪90年代中期，Lee等[Metall.Mater.Trans.，26A(1995)1093]通过控制轧制C-Mn-Ni-Nb钢然后快冷(40℃/s)，获得了平均直径1.1～3.4μm的超细铁素体晶粒。
近年来，随着超级钢研究的兴起，有关晶粒超细化的专利越来越多。根据专利CN1297062和EP1031632，将坯料加热至Ac3以上温度奥氏体化，接着在Ae3或更低至Ar3-150℃的温度以下，或者在至少550℃的温度下以0.001～10/s的变形速率施以压力加工，然后冷却，可以获得平均直径小于3μm的铁素体晶粒。根据欧洲专利EP0903412所公开的方法，首先将低于0.3％C钢加热到Ac3以上温度进行奥氏体化，然后在Ar3以上温度压下50％以上，压下时要求X、Y和Z三个方向同时或连续施压，最后以高于3℃/s的速度冷却，可以获得晶粒尺寸小于3μm的超细组织。Hayashi等[CAMP-ISIJ，11(1998)1031]先将0.05％C-2.0％Mn钢奥氏体化后水淬获得马氏体，640℃保温后1道次压下50％，再加热到640℃压下50％或80％。结果表明，两次轧制方向一致的试样形成沿轧制方向伸长的纤维状晶粒组织；第二次轧制掉转了90°角的试样，总压下量75％者形成了直径1μm的等轴晶，而总压下量90％者形成了直径0.77μm的亚微米等轴晶。Priestner和Ibraheem[Mater.Sci.Technol.，16(2000)1267]对3种Nb微合金化钢的研究表明，将超细奥氏体热轧后快速冷却进行相变晶粒细化，可以使3mm厚钢板的心部晶粒直径达到1.5μm、表面达到1μm以下。另外，在接近并略高于临界温度Ar3使奥氏体强烈变形紧接着加速冷却可以获得直径小于5μm的铁素体晶粒。该方法利用了应变诱导奥氏体向铁素体动态相变(可能还有变形铁素体的动态再结晶)。
大量的研究业已证实，晶粒直径小于5μm的超细晶粒钢的确具有非常高的强度和硬度，同时，韧性也显著改善。例如，将C-Mn-Nb钢的晶粒平均直径由18μm细化到大约1.5μm，相应的韧脆性转变温度由-50℃左右降低到-196℃以下[Fujioka等Proc.2ndSymp.on“Super metal”，Tokyo，JRDCM，(1999)193]。如果将SM490(0.15C-0.4Si-1.5Mn)钢的晶粒由20μm细化到0.9μm，相应的屈服强度提高约100％、韧脆性转变温度降低的幅度大于150℃[Hanamura等，CAMP-ISIJ，14(2001)670]。此外，晶粒细化还有助于降低钢对磷晶界偏聚引起的晶界脆化的敏感性含0.1％P的粗晶粒SM490钢，如果在450℃进行晶界偏聚处理，在室温以上(甚至100℃)就发生了沿晶界脆性断裂；相比之下，晶粒直径0.9μm的同一钢，即便在450℃经过长达100小时的偏聚处理，在-196℃的低温仍然可以避免沿晶界脆性断裂而只发生穿晶解理断裂[Hanamura等，CAMP-ISIJ，14(2001)669]。此外，晶粒超细化使得不必依靠添加更多的碳和合金元素就可以大幅度提高钢的强度，这不仅有助于节约金属资源，而且有助于降低钢中碳和合金元素的含量(从而降低裂纹敏感性因子Pcm和碳当量Ceq)，这对于改善钢的焊接性是非常有益的。
遗憾的是，许多金属材料(包括钢)在晶粒尺寸小于10μm时，存在一个致命弱点—塑性降低，即在发生屈服变形后只有很小的加工硬化效应从而导致低的均匀拉伸延伸率。由于加工硬化的能力低，超细晶粒金属材料的屈服强度非常接近抗拉强度，屈服强度与抗拉强度之比(简称屈服强度比)特别高(甚至接近于1)。实际上，早在上世纪70年代初，Morrison和Miller[Burke和Weiss编Ultrafine Grain Metals，New York，(1970)183]就注意到超细晶粒钢(包括晶粒尺寸在十微米左右的TMCP钢)存在均匀拉伸延伸率极低问题。而且，晶粒越细，钢的塑性降低的越明显。例如，晶粒平均直径4.9μm的低碳钢抗拉强度只有380MPa，如果将晶粒细化到1.7μm，强度提高到560MPa，但拉伸延伸率却由15％降低到5％[Morrison等，Burke和Weiss编Ultrafine-grain Metals，New York，(1969)183]。常规0.15C-1.1Mn钢的屈服强度比只有0.65，而晶粒直径在0.2～0.3μm的同一钢的屈服强度比高达0.99，拉伸时几乎没有加工硬化[Park等，Mater.Sci.Eng.，A293(2000)165]。
总之，“屈服强度比高、几乎没有加工硬化、塑性差”是超细晶粒钢亟待解决的问题。这一问题不解决，将极大地限制超细晶粒钢“高强度、高硬度和优异韧性”优势的发挥。
2.双相钢与超细晶粒钢“屈服强度比高、几乎没有加工硬化、塑性差”的弱点形成鲜明对照或互补的是，由铁素体和马氏体组成的双相钢(DP钢)呈现出“连续屈服、低屈服强度比、高加工硬化率以及高均匀延伸率和总延伸率”的特点。早期的双相钢如美国专利US4561910、US4790889所采用热轧工艺，终轧温度在800～900℃，轧后以10～200℃/s的速度直接冷却，卷板温度不超过450℃。获得的双相组织中铁素体体积分数在70％以上，马氏体的体积分数至少5％，强度490MPa，屈服强度比小于0.7。美国专利US4502897提供了C-Si-Mn-Cr双相钢的制造方法，热轧的终轧温度在780℃，轧后以大于40℃/s的速度冷却至550～200℃并保持5s以上，再以大于50℃/s的速度冷却，所得双相钢的屈服强度比小于0.65。又如中国专利CN1265709所公开的一种显微组织中至少含约90％的细晶粒下贝氏体和细晶粒板条马氏体的混合物，其中至少2/3由平均晶粒直径小于10μm的未再结晶奥氏体转变而来的细晶粒下贝氏体所组成。抗拉强度至少930MPa，并具有优异的超低温韧性和焊接性。类似地，专利US6066212、WO9932671和CN1098359B提供了一种至少含1％Ni的双相钢的制造方法，可以获得由10～40％的第一相(最好是铁素体)和60～90％的第二相(主要是细晶粒的板条马氏体、细晶粒的下贝氏体，或二者的混合物)组成的双相组织，也具有优异的低温韧性。
双相钢(包括多相钢)通常都是细晶粒钢，其晶粒直径一般都小于10μm。根据专利EP0952235、CN1078623B和CN1241219所公开的方法，首先加热均匀化，在奥氏体再结晶温度区热轧一道次或多道次，压下量30～70％；接着在奥氏体非再结晶温度与Ar3温度之间进一步热轧一道次或多道次，压下量40～70％；然后在Ar3与Ar1温度之间(725～800℃)进一步热轧一道次或多道次，压下量15～25％；再以高于25℃/s的速度水淬，冷却到指定温度400℃以在马氏体板条间形成残余奥氏体。最终获得的组织中主相(铁素体和/或贝氏体)的平均晶粒直径小于10μm，最好小于6μm；残余奥氏体的体积分数在3～50％，平均晶粒直径小于5μm。该钢具有优异的动态变形性能，屈服强度比小于0.8，强塑积大于20000。根据专利EP0969112，将热轧板酸洗然后冷轧，在Ac1～Ac3之间退火至少10s。退火后或者以5℃/s的速度冷却，或者以1～10℃/s的速度冷却到550℃以上温度，然后以10～200℃/s的速度冷却到指定温度。获得的双相组织中，主相为晶粒尺寸小于10μm的铁素体，第二相中包括晶粒尺寸小于5μm马氏体。该钢具有优异的动态变形性能，强塑积大于18000。根据日本川崎制铁株式会社的中国专利公开号CN1257933和美国专利申请号US01004910所公开的，将低合金钢加热至不高于1150℃温度，在动态再结晶区(比动态再结晶区下限温度高60～80℃)热轧至少3道次，每道次压下4～20％，但最后一道压下13～30％且温度不低于Ar3，然后在1～2s内以不小于30℃/s的速度快速冷却到350～650℃(卷取)，随后冷却。所获得的双相组织中第一相为铁素体，平均晶粒直径2～4μm；第二相(珠光体、贝氏体、马氏体或残余奥氏体)的晶粒直径小于8μm，体积分数不超过80％。这种超细晶粒钢具有优良的力学性能和低的各向异性。
虽然双相钢具有高加工硬化率、高强塑积和低屈服强度比等诸多优点，但其中的马氏体—铁素体界面容易发生分离而导致低的成形性能，限制了其应用。解决这一问题的途径包括改变双相钢中马氏体的形貌(尺寸、形状和分布)以及进一步细化晶粒等。最近，Hong和Lee[Mater.Sci.Eng.，A323(2002)148]研究了利用应变诱导动态相变细化双相钢晶粒的可能性。所获得的铁素体晶粒平均直径为4.1μm，体积分数在76％左右。说明，进一步细化铁素体和马氏体晶粒并改善马氏体的形貌是充分发挥双相钢性能潜力的重要方向。
发明内容
因此，本发明的第一目的在于提供一种具有超细晶粒铁素体和超细晶粒马氏体双相组织和优异综合力学性能—高强度、良好塑性、低屈服强度比和高强塑积，以及良好韧性—的低碳低合金钢板；本发明的第二目的在于提供一种可以不依靠添加更高含量的碳和合金元素(低的裂纹敏感性因子Pcm和碳当量Ceq)而具有更高综合力学性能和良好焊接性的超细晶粒低碳低合金双相钢板；本发明的第三目的在于提供一种可以同时细化双相钢基体(铁素体)和第二相(马氏体等)晶粒、并使第二相在基体中的分布高度均匀弥散、从而抑制“双相钢的相界面分离倾向”并最终制造出具有良好综合力学性能的低碳低合金钢板的工艺方法；本发明的第四目的在于提供一种可以在超细晶粒的基体(铁素体)中引入或形成均匀弥散分布的超细晶粒第二相(马氏体等)、从而克服单相铁素体超细晶粒钢“屈服强度比高、几乎没有加工硬化、塑性差”弱点并最终制造出具有良好综合力学性能的低碳低合金钢板的工艺方法。
为达到上述目的，本发明的技术解决方案是一种超细晶粒低碳低合金双相钢板，其抗拉强度大于690MPa(100ksi)，总拉伸延伸率大于20％，屈服强度比小于0.75，强塑积大于18000；并且上述钢板中形成有基体相和第二相，基体相为铁素体，第二相主要是马氏体，也可以有下贝氏体和/或残余奥氏体；上述基体相的体积分数介于95％～65％之间，第二相的体积分数介于5％～35％之间，上述钢板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基体相铁素体均为等轴晶，且最大晶粒直径小于6μm，平均晶粒直径小于4μm；上述第二相也为等轴晶(多边形晶粒)且最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径小于2μm；上述第二相的平均晶粒直径小于基体相平均晶粒直径，并均匀弥散地分布在基体相中；所述的钢板含有0.03～0.12％C，0.1～2.0％Mn；余量为Fe和不可避免的杂质，以上均为质量百分比。
其中，进一步含有至少一种选自下列的添加元素0～0.8％Cr，0～0.6％Mo，0～0.6％Si，0～0.5％Cu，0～0.5％Ni。
更进一步含有至少一种选自下列的添加元素0～0.3％V，0～0.2％Nb，0～0.1％Ti，0～0.15％P。
又，一种超细晶粒低碳低合金双相钢板，其抗拉强度大于690MPa(100ksi)，总拉伸延伸率大于20％，屈服强度比小于0.70，强塑积大于18000；并且上述钢板中形成有基体相和第二相，上述基体相为铁素体；第二相主要是马氏体，也可以有下贝氏体和/或残余奥氏体，上述基体相的体积分数介于95％～65％之间，第二相的体积分数介于5％～35％之间，上述钢板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基体相铁素体均为等轴晶(多边形晶粒)且最大晶粒直径小于6μm，平均晶粒直径小于4μm；上述第二相也为等轴晶(多边形晶粒)且最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径小于2μm，上述第二相的平均晶粒直径小于基体相平均晶粒直径，并均匀弥散地分布在基体相中；所述的钢板含有0.03～0.10％C，0.1～1.0％Mn，余量为Fe和不可避免的杂质，以上均为质量百分比。
其中，进一步含有至少一种选自下列的添加元素0.2～0.8％Cr，0.2～0.6％Mo，0～0.6％Si，0.1～0.5％Cu，0～0.4％Ni，0.05～0.15％P。
更进一步含有至少一种选自下列的添加元素0～0.2％V，0.001～0.1％Nb，0～0.1％Ti。
再，一种超细晶粒低碳低合金双相钢板，其抗拉强度大于760MPa(110ksi)，总拉伸延伸率大于30％，屈服强度比小于0.75，强塑积大于30000；并且上述钢板中形成有基体相和第二相，上述基体相为铁素体；第二相主要是马氏体，也可以有下贝氏体和/或残余奥氏体；所述的基体相的体积分数介于95％～65％之间，第二相的体积分数介于5％～35％之间；上述钢板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基体相铁素体均为等轴晶且最大晶粒直径小于6μm，平均晶粒直径小于2μm；上述第二相也为等轴晶(多边形晶粒)且最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径小于1μm，上述第二相的平均晶粒直径小于基体相平均晶粒直径，并均匀弥散地分布在基体相中；上述钢板含有0.04～0.12％C，1.0～2.0％Mn；余量为Fe和不可避免的杂质，以上均为质量百分比。
其中，进一步含有至少一种选自下列的添加元素0～0.3％Mo，0～0.6％Si，0.1～0.5％Cu，0.1～0.5％Ni。
更进一步含有至少一种选自下列的添加元素0.01～0.3％V，0.005～0.2％Nb，0.001～0.1％Ti。
且，所述的第二相晶粒的平均中心距小于第二相平均晶粒直径与两倍的基体相平均晶粒直径之和，但大于上述两相平均晶粒直径之和。
本发明对钢板的化学成分没有特别的限制，但含C量不宜超过0.2％以保证钢板具有良好的焊接性，含Si量不宜超过0.6％以防止加热时形成难以去除的氧化皮，其余可以含Mn、Si、P、Cr、Ni、Mo、Cu、V、Nb和Ti中的一种或一种以上以及不可避免的杂质，余量为Fe。由于依靠晶粒超细化可以提高强度，因此可以采用低的含C量；按照本发明，钢中含有一定量的Mn有利于晶粒细化和奥氏体的稳定(冷却中更容易转化成马氏体等第二相)；按照本发明，由于形成双相组织，采用少量的或基本不采用昂贵元素Ni、Cr、Mo、Cu等也可以获得良好的综合力学性能。这不仅有利于降低制造成本，而且也有利于改善焊接性。
按照本发明的成分其裂纹敏感性因子Pcm和碳当量Ceq都较低，焊接性良好。
其中Pcm＝C％+Si％/30+(Mn％+Cu％+Cr)/20+Ni％/60+Mo％/15+V％/10+5×B％Ceq＝C％+Mn％/6+(Cr％+Mo％+V％)/5+(Ni％+Cu％)/15本发明获得上述超细晶粒低碳低合金双相钢板的制造方法，包括以下步骤I.将坯料在A1+50℃与A3+50℃之间保温，以获得奥氏体与铁素体两相组织；II.在上述两相区进行轧制，累积压下量在65～85％之间，轧制变形速率在1～12/s范围内，终轧温度同时高于650℃和Ar1；III.轧制后快速冷却至室温。
其中A1为珠光体向奥氏体转变起始温度，或者奥氏体向珠光体转变终了温度；A3为铁素体向奥氏体转变终了温度，或者奥氏体向铁素体转变开始温度。
进一步，按照本发明的方法，在步骤I可以将热轧板坯重新加热至保温温度区间，也可以将连铸坯直接冷却到上述温度区间，也可以将经过粗轧后的板坯冷却到上述温度区间。在由连铸坯或粗轧板坯冷却到保温温度区间的情况下，为了控制奥氏体与铁素体两相的比例，可以将步骤I的保温温度适当降低。
步骤II的轧制可以单道次进行，也可以分多道次进行；多道次轧制时，考虑到道次间的温度会有所降低，为了控制终轧温度从而控制奥氏体与铁素体两相的比例，可以将步骤I的保温温度适当提高。
步骤II轧制变形速率优选位6～12/s；变形速率低于1/s，晶粒细化效果不明显；而变形速率高于12/s，变形阻力加大。。
按照本发明的方法，在步骤II轧制时，控制终轧温度对于控制奥氏体与铁素体两相的比例乃至对能否成功获得双相组织都有较大的影响。限定终轧温度高于Ar1是为了确保获得双相组织，而限定终轧温度高于650℃则是为了减小轧制变形阻力和防止产生组织性能不均匀性(如，变形织构、带状组织、拉长的纤维状或压扁的饼状晶粒以及各向异性)。根据王国栋等[ISIJ Int.，42(2002)1119]和孙祖庆等[J.Process.Technl.，134(2003)19]的研究，应变诱导动态相变不一定就象以往许多研究者认为的那样，只发生在Ae3和Ar3之间的单相奥氏体区变形过程中。实际上，在Ar3和Ar1之间的临界区(两相区)变形加工同样也会发生应变诱导动态相变。按照本发明的方法，在步骤II轧制时，由于应变诱导动态相变的存在，一部分奥氏体在变形过程中可能转变成铁素体，最终钢板显微组织中的铁素体量可能有所增加。因此，根据最终双相组织两相的比例确定终轧温度时，还要考虑包括上述问题在内的其它因素的作用。在某些情况下，可以根据终轧温度的控制要求，针对步骤I保温前的不同热历程(如，来自热轧板坯重新加热，还是来自连铸坯或粗轧板坯冷却过程)以及轧制过程中的不同工艺参数(如，单道次轧制还是多道次轧制，变形速率是高还是低)来具体地设定步骤I的保温温度。
按照本发明的方法，其中步骤III冷却速度大于15℃/s，优选大于50℃/s。可抑制冷却过程中晶粒的长大以获得超细晶粒以及为了抑制冷却过程中奥氏体的分解以获得理想的双相组织，优选采用高于50℃/s的速度快速冷却。将冷却速度降低至15℃/s也是有效的，此时或者要求坯料中含有较高的C、Mn和/或Ni，或者要求将步骤I的保温温度适当降低以减少坯料中奥氏体的比例，从而增加奥氏体的稳定性并确保即使以较低的冷却速度(仍然高于15℃/s)也能够获得足够的第二相(主要是马氏体，也可以有下贝氏体和/或残余奥氏体)。冷却速度低于15℃/s将导致奥氏体中析出铁素体和珠光体(渗碳体)混合组织，力学性能恶化。
利用本发明的方法，可以制造超细晶粒低碳低合金双相钢板。所制造的钢板无须后续处理(如轧制淬火后的回火处理)就具有优异的综合力学性能。
概括起来，本发明具有如下的特点 超细晶粒和双相及其均匀组合，是本发明所提供钢板的组织特色； 高强度与良好塑性及其综合平衡，是本发明所提供钢板的性能特色； “大变形(强烈塑性变形)”与“两相区(临界区)”轧制及其有机结合是本发明所提供制造方法的工艺特色。
正是由于以上三个特点，使得本发明所提供的钢板及其制造方法与现有的超细晶粒低碳低合金双相钢板及其制造方法明显不同。
应该指出的是，本发明采用的轧制工艺同时具有“大变形(强烈塑性变形)”和“两相区(临界区)”两个工艺特点 大变形轧制在轧制过程中通过大压下量和加速冷却获得超细晶粒组织从而显著提高钢板的性能，乃是控制轧制和控制冷却(TMCP)技术未来发展的重要趋势之一[Nishioka，Steel World，15(2000)61]。本发明采用大变形轧制，累积压下量在65～85％，变形速率被限定在1～12/s范围内，可以利用大变形(强烈塑性变形)机制把铁素体和奥氏体晶粒分别细化到6μm或2μm以下，甚至达到亚微米(小于1μm)尺度。
两相区(临界区)轧制把轧制温度限制在A1+50℃与A3+50℃之间，即采用两相区(临界区)轧制工艺。与普通单相奥氏体区热轧相比，不仅有利于节能、改善表面质量、获得双相组织，而且有利于晶粒的细化以及超细晶粒的保持。两相相互穿插，组织更细；两相相互阻碍，可以抑制轧制过程中和轧制后的晶粒长大。根据Erdogan[Scr.Mater.，48(2003)501]的研究，在两相区奥氏体越细小、分布越弥散，铁素体晶粒的平均长大速度越小。
由于本发明采用的轧制工艺具有上述两个特征，有别于采用其它方法制造超细晶粒钢或双相钢的发明专利，如，单纯采用热处理方法的专利US4544422、US4609410；采用磁场中热处理的专利JP11315321；采用冷拔的专利WO8402354或KR8903402，冷轧后退火的专利EP0969112或连续退火的专利FR2790009等。
两相区(临界区)大变形轧制的潜在不利因素是容易形成拉长的纤维状或压扁的饼状晶粒，但本发明却在自表面至板厚中心的全板厚截面上得到等轴晶(多边形晶粒)。
值得特别指出的是，普通超细晶粒钢存在“屈服强度比高、几乎没有加工硬化、塑性差”的缺点。本发明提供的超细晶粒钢板由于具有双相组织，不仅完全克服了普通超细晶粒钢的上述弱点，而且具有双相钢“连续屈服、低屈服强度比、高加工硬化率以及高均匀延伸率和总延伸率”的特点，同时又保持了超细晶粒钢强度高和韧性优异的优点，从而呈现出优异的综合力学性能—高强度、良好塑性、低屈服强度比和高强塑积，以及良好韧性。本发明提供的超细晶粒钢板及其制造方法也因此有别于其它普通超细晶粒钢及其相关的发明专利，如，采用多向/多轴锻压的专利EP0903412；采用冷轧或温轧的专利CN1275554；采用应变诱导动态相变热轧的专利CN1128051、US6027587、US6090226、CN1243884和US5200005；采用过冷奥氏体轧制的专利CN1297062(EP1031632)等。
同样值得特别指出的是，普通双相钢的马氏体—铁素体界面容易发生分离而导致低的成形性能。本发明提供的双相钢由于同时细化基体相(铁素体)和第二相(主要是马氏体)，并控制第二相的形态、数量、尺寸和分布，使之超细化、均匀化和弥散化。当较硬的超细晶粒马氏体均匀弥散地分布在较软的超细晶粒铁素体基体中时，马氏体—铁素体界面抗分离能力显著改善。本发明提供的双相钢的基体相平均晶粒直径小于4μm、第二相平均晶粒直径小于2μm，优于其它超细晶粒双相钢及其相关的发明专利—如，专利EP0952235、CN1078623B和CN1241219提供的双相钢第一相的平均晶粒直径小于10μm、最好小于6μm，第二相的平均晶粒直径小于5μm；专利EP0969112提供的双相组织中，第一相的晶粒尺寸小于10μm，第二相晶粒尺寸小于5μm；专利CN1257933(CN1104506C)和US01004910提供的双相钢第一相铁素体的平均晶粒直径2～4μm，第二相的尺寸小于8μm 。
此外，本发明所提供的超细晶粒双相钢板与其它超细晶粒双相钢的成分也有所不同。如，专利EP0952235、CN1078623B和CN1241219提供的高强度钢板要求含一定的Si和/或Al，其中Si、Al或Si和Al的含量在0.5～3.0％之间，本发明所提供的钢板则不要求含Al，同时限制Si含量不超过0.6％。专利EP0969112提供的双相高强度钢板要求含Ca和/或稀土元素，二者的含量分别在0.0005～0.01％％和0.005～0.05％之间，本发明所提供的钢板即不要求含Ca，也不要求含稀土元素。中国专利CN1257933和美国专利US01004910所提供的超细晶粒钢板要求含较高的Ti，其含量在0.03～0.3％之间，实施例的含Ti量均高于0.1％，本发明所提供的钢板即不要求含Ti或限制Ti的含量不超过0.1％。
下面通过实施例并结合附图对本发明加以进一步详细说明。
图1a为实施例E11的钢板纵向截面近表面区组织的SEM照片。
图1b为实施例E11的钢板纵向截面板厚中心区组织的SEM照片。
图1c为实施例E11的钢板纵向截面板厚中心区组织较高放大倍率的SEM照片。
图2为实施例E12的钢板纵向截面板厚中心区组织的SEM照片。
图3a为实施例E21的钢板纵向截面近表面区组织的SEM照片。
图3b为实施例E21的钢板纵向截面板厚中心区组织的SEM照片。
图3c为实施例E21的钢板纵向截面板厚中心区组织较高放大倍率的SEM照片。
图3d为对比例C22的钢板纵向截面板厚中心区组织的SEM照片。
图3e为实施例E21的钢板纵向截面板厚中心区的极图。
图4a为实施例E22的钢板纵向截面板厚中心区组织的SEM照片。
图4b为实施例E22的钢板纵向纵向拉伸试样断口的SEM照片。
具体实施例方式
实施例1(E11)实验材料低碳低合金钢。
成分C0.07％；Si0.31％；Mn0.31％；P0.082％；S0.005％；Al0.02％；Cr0.6％；Ni0.11％；Mo0.46％；Cu0.24％；Nb0.02％；Ti0.002％；余量Fe；以上为质量百分比；裂纹敏感性因子Pcm＝0.18；碳当量Ceq＝0.36。
制造方法将含有上述成分的热轧板坯重新加热至A1+50℃与A3+50℃之间进行保温，控制轧制温度及累积压下量，轧制后水淬。
将上述低碳低合金钢按表1所列的工艺参数进行轧制加工，然后取样进行扫描电子显微镜(SEM)分析和室温拉伸实验。
表1A1和A3点以及轧制工艺参数
*冷却速度大于50℃/s。
采用线切割方法垂直于轧制面将钢板沿轧制方向剖开(纵向截面)，进行SEM观察。图1a和图1b分别为实施例E11的钢板纵向截面近表面区和板厚中心区组织的SEM照片。板厚中心区比近表面区的晶粒略粗，但二者差别不大。图1c为实施例E11的钢板纵向截面板厚中心区组织较高放大倍率的SEM照片，显示基体相为铁素体，其中分布有第二相(主要是马氏体，也可以有少量的下贝氏体和/或残余奥氏体)。仔细分析图1a～c，发现一个奇妙的现象，基体相和第二相的晶粒形貌都是等轴晶(多边形晶粒)，而并未呈现大压下量、高应变速率轧制常见的拉长的纤维状或压扁的饼状晶粒。这种现象可能与本发明采用的两相区(临界区)大变形下的特殊动态再结晶(DRX)机制有关。由于变形量较大、变形速率较高，位错的运动、重组和湮灭都不能充分进行，动态回复困难；更重要的是，由于奥氏体(FCC晶体结构)与铁素体(BCC晶体结构)两相的滑移系统不同，不仅易于产生并塞积大量的位错，而且产生的位错也不如在单相组织中那么容易运动、重组和湮灭，动态回复不能充分进行。这两个因素抑制了动态回复，从而产生、塞积并保持了大量的位错，最终导致DRX的发生并形成等轴晶(多边形晶粒)组织。不过，上述现象的具体机制目前尚不清楚。
表2列出了钢板纵向截面板厚中心区定量金相分析的结果(近表面区的组织略优于板厚中心区)。其中基体相铁素体的体积分数为88％，最大晶粒直径小于6μm，平均晶粒直径d小于4μm；第二相(主要是马氏体)的体积分数为12％，最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径dM小于2μm，第二相晶粒平均中心距L约为6.19μm；基体相和第二相平均晶粒直径与第二相中心距满足不等式dM＜d和d+dM＜L＜2d+dM，这说明第二相分布是均匀弥散的。
表2钢板纵向截面板厚中心区的定量金相分析(截线法)结果*
*括号内数值均为相应实施例钢板中的最大晶粒直径。
表3列出了钢板纵向试样室温拉伸试验结果。由于具有超细双相组织，其中第二相的比例适中、尺寸和分布又较好，实施例E11钢板呈现出较好的综合力学性能抗拉强度大于690MPa(100ksi)，总拉伸延伸率大于20％，加工硬化率高、屈服强度比小于0.70，强塑积大于18000。与同一钢坯普通轧制获得的对比例C11相比，强度增加、延伸率略有下降、屈服强度比基本不变，但强塑积明显提高。与同一钢坯1000℃轧制79.4％后水淬获得的对比例C12相比，强度虽然有所降低、但延伸率大幅度增加、屈服强度比明显减小，结果强塑积显著提高。
表3 钢板纵向试样室温拉伸试验结果
*C11和C12为实施例E11和E12的对比例，由与E11和E12相同的板坯轧制获得，C11为经过普通热轧，C12为1000℃轧制79.4％后水淬；**C21为实施例E21和E22的对比例，由与E21和E22相同的板坯经过普通热轧获得，C23为500℃铁素体轧制79.6％后水淬。
实施例2(E12)实验材料低碳低合金钢。
成分同实施例E11。
裂纹敏感性因子Pcm和碳当量Ceq同实施例E11。
制造方法同实施例E11。
将上述低碳低合金钢按表1所列的工艺参数进行轧制加工，然后取样进行SEM分析和室温拉伸实验，实验方法同实施例E11。图2为实施例E12的钢板纵向截面板厚中心区组织的SEM照片。其组织特征和力学性能与实施例E11类似，分别列于表2和表3。由于轧制温度比实施例E11降低，铁素体的比例增加、马氏体的比例减少，组织更细基体相铁素体的体积分数为93％，最大晶粒直径小于5μm，平均晶粒直径dα小于3μm；第二相(主要是马氏体)的体积分数只有7％，最大晶粒直径小于2μm，平均晶粒直径dM小于1μm，第二相晶粒平均中心距L约为5.16μm；基体相和第二相平均晶粒直径与第二相中心距满足不等式dM＜dα和dα+dM＜L＜2dα+dM。与实施例E11相比，由于组织细化程度提高，实施例E12钢板的强度有所增加，但由于第二相的比例偏少，屈服强度比增大、延伸率和强塑积都有所降低。总的比较，实施例E12钢板的综合力学性能不如实施例E11，说明降低轧制温度引起的第二相的比例变化对力学性能有较大影响。
从以上对实施例E11和E12的组织性能分析可知，就实施例E11和E12对应的成分而言，在一定的范围内提高轧制温度从而适当增加第二相(主要是马氏体)的比例有利于获得更好的综合力学性能。
实施例3(E21)实验材料低碳低合金钢。
成分C0.084％；Si0.21％；Mn1.53％；P0.018％；S0.0046％；Al0.03％；Cr0.02％；Ni0.21％；Cu0.22％；V0.062％；Nb0.041％；Ti0.02％；余量Fe；以上均为质量百分比。
裂纹敏感性因子Pcm＝0.19；碳当量Ceq＝0.39。
制造方法将含有上述成分的热轧板坯重新加热至A1+50℃与A3+50℃之间进行保温，控制轧制温度及累积压下量，轧制后水淬。
将上述低碳低合金钢按表1所列的工艺参数进行轧制加工，然后取样进行SEM分析和室温拉伸实验，实验方法同实施例E11。图3a和图3b分别为实施例E21的钢板纵向截面近表面区和板厚中心区组织的SEM照片，板厚中心区与近表面区的组织差别很小。图3c为实施例E21的钢板纵向截面板厚中心区组织较高放大倍率的SEM照片，显示基体相为铁素体，其中分布有第二相(主要是马氏体，也可以有少量的下贝氏体和/或残余奥氏体)。同样奇妙的是，按照表1所列的工艺参数进行轧制，基体和第二相的晶粒形貌也都是等轴晶(多边形晶粒)，而并未呈现大压下量、高应变速率轧制常见的拉长的纤维状或压扁的饼状晶粒。图3d为对比例C21的钢板纵向截面板厚中心区组织的SEM照片，C22由与E21和E22相同的板坯经过700℃轧制80％后水淬获得。尽管C22也是双相组织，但由于轧制温度过低，终轧温度低于650℃，最终获得等轴晶(多边形晶粒)与拉长的纤维状或压扁的饼状晶粒之混合组织，存在着明显的组织不均匀性。图3e为实施例E22的钢板纵向截面板厚中心区的极图，揭示出钢板的晶粒取向比较均匀，没有大压下量轧制常见的晶粒强烈择优取向。这意味着钢板的织构不明显、各向异性小，组织性能都比较均匀。总的来看，钢板的显微组织非常均匀细小，第二相在基体中的分布均匀弥散。根据表2列出的钢板纵向截面板厚中心区定量金相分析的结果，其中基体相铁素体的体积分数为75％，最大晶粒直径小于4μm，平均晶粒直径dα小于2μm；第二相(主要是马氏体)的体积分数为25％，最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径dM小于1μm，第二相晶粒平均中心距L约为3.25μm；基体相和第二相平均晶粒直径与第二相中心距满足不等式dM＜dα和dα+dM＜L＜2dα+dM，同样说明第二相的分布非常均匀弥散。
根据表3列出的钢板纵向试样室温拉伸试验结果，由于具有超细双相组织，其中第二相的比例适中、尺寸和分布又较理想，实施例E21钢板呈现出优异的综合力学性能抗拉强度大于760MPa(110ksi)，总拉伸延伸率远远大于30％，加工硬化率高、屈服强度比小于0.70，强塑积远远大于30000。与同一钢坯普通轧制获得的对比例C21相比，强度和延伸率明显提高，屈服强度比虽然略微增大，但强塑积显著提高，为对比例C21的两倍有余。
实施例4(E22)实验材料低碳低合金钢。
成分同实施例E21。
裂纹敏感性因子Pcm和Ceq同实施例E21。
制造方法同实施例E21。
将上述低碳低合金钢按表1所列的工艺参数进行轧制加工，然后取样进行SEM分析和室温拉伸实验，实验方法同实施例E11。图4a为实施例E22的钢板纵向截面板厚中心区组织的SEM照片。其组织特征和力学性能与实施例E21类似，分别列于表2和表3。图4b为实施例E22的钢板纵向纵向拉伸试样断口的SEM照片。可见，由于较好地控制了第二相马氏体的形态、比例、尺寸和分布(超细化、均匀化和弥散化)，使较硬的超细晶粒马氏体均匀弥散地分布在较软的超细晶粒铁素体基体中，马氏体一铁素体界面抗分离能力显著改善，断口呈塑坑状。由于轧制温度比实施例E21降低，铁素体的比例增加、马氏体的比例减少基体相铁素体的体积分数为80％，最大晶粒直径小于6μm，平均晶粒直径dα小于2μm；第二相(主要是马氏体)的体积分数为20％，最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径dM小于1μm，第二相晶粒平均中心距L约为3.24μm；基体相和第二相平均晶粒直径与第二相中心距同样满足不等式dM＜dα和dα+dM＜L＜2dα+dM。由于第二相的比例减少而组织细化程度几乎不变，实施例E22钢板的综合力学性能不如实施例E21，但仍然明显优于同一钢坯普通轧制获得的对比例C21钢板。
从以上对实施例E21和E22的组织性能分析可知，就实施例E21和E22对应的成分而言，在一定的范围内提高轧制温度从而适当增加第二相(主要是马氏体)的比例也有利于获得更好的综合力学性能。
对全部实施例E11、E12、E21和E22的组织和性能的综合比较表明 在这些实施例所涉及的相比例范围内(基体相的体积分数在75～93％之间，第二相的体积分数在25～7％之间)，第二相比例越高、分布越均匀弥散，基体和第二相的晶粒越细，钢板的综合力学性能越好。与实施例E11和E12相比，实施例E21和E22对应的合金成分由于含有较高的合金元素Mn，在相同的工艺下获得的晶粒更细、奥氏体(冷却中转化成马氏体等第二相)比例更高，所获得的钢板具有更为优异的综合力学性能。
在这些实施例所涉及的晶粒尺寸范围内(基体相的平均晶粒直径在1～4μm之间，第二相的平均晶粒直径在0.8～2μm％之间)，晶粒越细，屈服强度越高，相应的屈服强度比也越高。这一点可以由对比例C23钢板的力学性能(见表3)可以证实对比例C23钢板的平均晶粒直径小于0.7μm，由于采用超细晶粒单相铁素体组织，屈服强度高达915MPa，几乎等于抗拉强度，屈服强度比因此达到0.94。这使得对比例C23的加工硬化率和均匀拉伸延伸率都极低，塑性恶化。与实施例E11和E12相比，实施例E21和E22的基体相和第二相的晶粒都更细，因此屈服强度比更高，但拉伸延伸率和综合力学性能都更为优异。这清楚地表明，本发明将晶粒超细化与双相组织巧妙地结合起来，成功地克服了单纯晶粒细化“屈服强度比高、几乎没有加工硬化、塑性差”的致命弱点，取得了良好的综合力学性能。
考虑到如下两个因素 鉴于大量的研究业已证实，晶粒直径小于5μm的超细晶粒钢不仅强度和硬度显著提高，而且韧性也明显改善。例如，将C-Mn-Nb钢的晶粒平均直径由18μm细化到大约1.5μm，相应的韧脆性转变温度由-50℃左右降低到-196℃以下[Fujioka等，Proc.2ndSymp.on“Super metal”，Tokyo，JRDCM，(1999)193]。如果将SM490钢的晶粒由20μm细化到0.9μm，相应的屈服强度提高约100％、韧脆性转变温度降低幅度大于150℃[Hanamura等，CAMP-ISIJ，14(2001)670]。此外，晶粒细化还有助于降低钢对磷晶界偏聚引起的晶界脆化的敏感性[Hanamura等，CAMP-ISIJ，14(2001)669]。
至少含1％Ni的双相钢具有具有优异的低温韧性(如专利US6066212、WO9932671和CN1098359B)。类似地，含碳量在0.05-0.12％之间，含Ni少于1％甚至几乎不含Ni的双相钢同样具有优异的低温韧性(专利US5545270和CN1075118B，专利CN1265709)。
由此可知，本发明提供的超细晶粒低碳低合金双相钢板同样具有良好的韧性。
综上所述，本发明创造性地将晶粒超细化与双相组织巧妙地结合起来，所提供的低碳低合金钢板具有超细晶粒铁素体和均匀弥散分布超细晶粒马氏体双相组织，不仅保持了超细晶粒钢的高强度和优异的韧性，克服了其“屈服强度比高和塑性差”的缺点，而且具有双相钢“连续屈服、低屈服强度比以及高延伸率”的优点，同时克服了其马氏体—铁素体界面容易发生分离而导致低的成形性能问题。因此，所提供的钢板呈现出优异的综合力学性能——高强度、良好塑性、低屈服强度比和高强塑积，以及良好韧性。此外，由于具有低碳、低合金化的成分特点，制造成本低、焊接性好，且所采用的制造工艺也简便易行，对于超细晶粒钢的推广应用以及对其高强度和优异韧性的充分发挥具有重要的意义。
权利要求
1.一种超细晶粒低碳低合金双相钢板，其抗拉强度大于690MPa(100ksi)，总拉伸延伸率大于20％，屈服强度比小于0.75，强塑积大于18000；并且上述钢板中形成有基体相和第二相，基体相为铁素体，第二相主要是马氏体，也可以有下贝氏体和/或残余奥氏体；上述基体相的体积分数介于95％～65％之间，第二相的体积分数介于5％～35％之间，上述钢板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基体相铁素体均为等轴晶，且最大晶粒直径小于6μm，平均晶粒直径小于4μm；上述第二相也为等轴晶(多边形晶粒)且最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径小于2μm；上述第二相的平均晶粒直径小于基体相平均晶粒直径，并均匀弥散地分布在基体相中；所述的钢板含有0.03～0.12％C，0.1～2.0％Mn；余量为Fe和不可避免的杂质，以上均为质量百分比。
2.根据权利要求1所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板，其特征是其进一步含有至少一种选自下列的添加元素0～0.8％Cr，0～0.6％Mo，0～0.6％Si，0～0.5％Cu，0～0.5％Ni。
3.根据权利要求1或2所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板，其特征是其进一步含有至少一种选自下列的添加元素0～0.3％V，0～0.2％Nb，0～0.1％Ti，0～0.15％P。
4.一种超细晶粒低碳低合金双相钢板，其抗拉强度大于690MPa(100ksi)，总拉伸延伸率大于20％，屈服强度比小于0.70，强塑积大于18000；并且上述钢板中形成有基体相和第二相，上述基体相为铁素体；第二相主要是马氏体，也可以有下贝氏体和/或残余奥氏体，上述基体相的体积分数介于95％～65％之间，第二相的体积分数介于5％～35％之间，上述钢板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基体相铁素体均为等轴晶(多边形晶粒)且最大晶粒直径小于6μm，平均晶粒直径小于4μm；上述第二相也为等轴晶(多边形晶粒)且最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径小于2μm，上述第二相的平均晶粒直径小于基体相平均晶粒直径，并均匀弥散地分布在基体相中；所述的钢板含有0.03～0.10％C，0.1～1.0％Mn，余量为Fe和不可避免的杂质，以上均为质量百分比。
5.根据权利要求4所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板，其特征是其进一步含有至少一种选自下列的添加元素0.2～0.8％Cr，0.2～0.6％Mo，0～0.6％Si，0.1～0.5％Cu，0～0.4％Ni，0.05～0.15％P。
6.根据权利要求4或5所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板，其特征是其进一步含有至少一种选自下列的添加元素0～0.2％V，0.001～0.1％Nb，0～0.1％Ti。
7.一种超细晶粒低碳低合金双相钢板，其抗拉强度大于760MPa(110ksi)，总拉伸延伸率大于30％，屈服强度比小于0.75，强塑积大于30000；并且上述钢板中形成有基体相和第二相，上述基体相为铁素体；第二相主要是马氏体，也可以有下贝氏体和/或残余奥氏体；所述的基体相的体积分数介于95％～65％之间，第二相的体积分数介于5％～35％之间；上述钢板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基体相铁素体均为等轴晶且最大晶粒直径小于6μm，平均晶粒直径小于2μm；上述第二相也为等轴晶(多边形晶粒)且最大晶粒直径小于3μm，平均晶粒直径小于1μm，上述第二相的平均晶粒直径小于基体相平均晶粒直径，并均匀弥散地分布在基体相中；上述钢板含有0.04～0.12％C，1.0～2.0％Mn；余量为Fe和不可避免的杂质，以上均为质量百分比。
8.根据权利要求7所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板，其特征是进一步含有至少一种选自下列的添加元素0～0.3％Mo，0～0.6％Si，0.1～0.5％Cu，0.1～0.5％Ni。
9.根据权利要求7或8所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板，其特征是进一步含有至少一种选自下列的添加元素0.01～0.3％V，0.005～0.2％Nb，0.001～0.1％Ti。
10.根据权利要求1或4或7所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板，其特征是所述的第二相晶粒的平均中心距小于第二相平均晶粒直径与两倍的基体相平均晶粒直径之和，但大于上述两相平均晶粒直径之和。
11.一种超细晶粒低碳低合金双相钢板的制造方法，包括以下步骤I.将坯料在A1+50℃与A3+50℃之间保温，以获得奥氏体与铁素体两相组织；II.在上述两相区进行轧制，累积压下量在65～85％之间，轧制变形速率在1～12/s范围内，终轧温度同时高于650℃和Ar1；III.轧制后快速冷却至室温。
12.根据权利要求11所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板的制造方法，其特征是其中在步骤I可以将热轧板坯重新加热至保温温度区间，也可以将连铸坯直接冷却到上述温度区间，也可以将经过粗轧后的板坯冷却到上述温度区间。
13.根据权利要求11所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板的制造方法，其特征是其中步骤II的轧制可以单道次进行，也可以分多道次进行。
14.根据权利要求11或13所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板的制造方法，其特征是其中步骤II轧制变形速率优选位6～12/s。
15.根据权利要求11所述的超细晶粒低碳低合金双相钢板的制造方法，其特征是其中步骤III冷却速度大于15℃/s，优选大于50℃/s。
全文摘要
一种超细晶粒低碳低合金双相钢板，其抗拉强度大于690Mpa，总拉伸延伸率大于20％，屈服强度比小于0.75，强塑积大于18000，并且钢板中形成有基体相和第二相，基体相为铁素体，体积分数85％～65％；第二相主要是马氏体，体积分数15％～35％；第二相均匀弥散地分布在基体相中。所述钢板自表面至板厚中心的全板厚截面上，基体相的平均晶粒直径小于4μm，第二相的平均晶粒直径小于2μm，所述钢板包含铁以及0.03％～0.12％C、0.1％～2.0％Mn等元素。钢板的制造方法为坯料经过奥氏体与铁素体两相区保温；然后进行两相区轧制，累积压下量65％～85％，终轧温度同时高于650℃和Ar
文档编号C22C38/04GK1566389SQ0312948
公开日2005年1月19日 申请日期2003年6月24日 优先权日2003年6月24日
发明者宋洪伟, 史弼, 毕刚, 张俊宝, 曹涵清 申请人:宝山钢铁股份有限公司