本发明大体上涉及双相钢(超强双相钢)和制造所述双相钢的方法。发明背景具有高强度和良好延性两者的高性能钢的发展由它们在汽车、航空、航天、电力和运输中的广泛结构应用驱动。例如，具有高强度的钢在汽车工业(其如今是全球主要的温室气体排放源之一)中可提供在碰撞保护方面的高乘客安全性、高重量减轻和节能潜力。但是，高强度钢也需要具有良好延性。例如，在汽车工业中用于制造复杂汽车部件的冷冲压技术需要具有良好延性的钢。此外，高强度和良好延性(即均匀伸长率)的组合可提供具有韧性的显著增加以及优异的抗疲劳性的钢。高性能钢包括但不限于汽车工业中所用的先进高强度钢(ahss)。如今，汽车工业和钢铁工业中的研究人员都在追寻新的高性能钢以满足来自政府的苛刻标准(即重量减轻和节能)以及提高市场份额。ahss已经历三代改进。第一代ahss包括双相(dp)钢、相变诱发塑性(trip)钢、复相(cp)钢和马氏体(mart)钢，它们都具有大约20,000mpa%的能量吸收。第二代ahss包括孪晶诱发塑性(twip)钢，其具有大约60,000mpa%的优异能量吸收；但其具有低屈服强度并可能发生氢脆。最近，研究人员对开发第三代ahss，即具有大约40,000mpa%的能量吸收和改进的屈服强度的钢，产生兴趣。中锰(mn)钢，其具有3至12重量%的mn含量，具有达到第三代ahss需要的力学性能目标的潜力。shi等人的文章，“enhancedwork-hardeningbehaviorandmechanicalpropertiesinultrafine-grainedsteelswithlarge-fractionedmetastableaustenite,”scriptamaterialia,63(2010)第815-818页，公开了5mn钢(fe-0.2c-5mn，wt.%)可具有1420mpa的拉伸强度和31%的总伸长率。但这种5mn钢具有相对较低的屈服强度(即~600mpa)，这限制了其在其中高屈服强度为主要设计标准的部件中的应用。在lee等人的文章“tensilebehaviorofintercriticallyannealed10pctmnmulti-phasesteel”metallurgicalandmaterialstransactions,45a(2014),第749-754页中，提出了具有出色延性(~65%)的10mn钢(fe-10mn-0.3c-3al-2si，wt.%)。这种杰出的拉伸延性归因于twip和trip效应的顺序运作。要指出，这种10mn钢也具有低屈服强度(~800mpa)。5mn和10mn钢都具有低屈服强度的根本原因在于它们含有软铁素体作为它们的主要组成相(体积分数~30-70%)并且它们没有额外的沉淀强化。因此，重要的是提高中mn钢的屈服强度；但仍保持良好延性(即均匀伸长率)以扩大它们的潜在结构应用。发明概述本发明提供了一种双相钢，特别是超强和延性双相钢，和制造所述双相钢的方法。在一个说明性实施方案中，双相钢包含或由以下构成：8-12重量%或9-11重量%或9.5-10.5重量%mn、0.3-0.6重量%或0.38-0.54重量%或0.42-0.51重量%c、1-4重量%或1.5-2.5重量%或1.75-2.25重量%al、0.4-1重量%或0.5-0.85重量%或0.6-0.8重量%v和余量fe。在根据本发明的双相钢的另一实施方案中，c含量高于0.3重量%和/或al含量低于3重量%。优选地，所述双相钢包含10重量%mn、0.47重量%c、2重量%al、0.7重量%v和余量fe，或由10重量%mn、0.47重量%c、2重量%al、0.7重量%v和余量fe构成。再更优选地，所述双相钢由马氏体和残余奥氏体相构成。在一个进一步优选的实施方案中，在拉伸试验前所述双相钢中所含的奥氏体的体积分数为10-30%，且在所述拉伸试验前所述双相钢中所含的马氏体的体积分数为70-90%。优选地，在所述拉伸试验前所述双相钢中所含的奥氏体的体积分数为15%，在所述拉伸试验前所述双相钢中所含的马氏体的体积分数为85%。优选地，在所述双相钢变形后，奥氏体的体积分数降低到2-5%，马氏体的体积分数提高到95-98%。优选地，奥氏体的体积分数降低到3.6%，马氏体的体积分数提高到96.4%。优选地，所述双相钢包括尺寸为大约10-30nm的碳化钒沉淀。一种制造本发明的双相钢的说明性方法包含以下步骤：(a)提供包含8-12重量%或9-11重量%或9.5-10.5重量%mn、0.3-0.6重量%或0.38-0.54重量%或0.42-0.51重量%c、1-4重量%或1.5-2.5重量%或1.75-2.25重量%al、0.4-1重量%或0.5-0.85重量%或0.6-0.8重量%v和余量fe的锭块；(b)热轧所述锭块以制备多个具有3-6mm的厚度的厚钢板，(c)通过空气冷却过程处理所述钢板；(d)在大约300-800℃的温度以30-50%的厚度降低温轧所述钢板；(e)在620-660℃的温度将所述钢板退火10-300分钟；(f)在室温以10-30%的厚度降低冷轧所述钢板以生成硬马氏体；和(g)在300-700℃的温度将所述钢板二次退火以形成双相钢。在一个优选实施方案中，起始热轧温度为1150-1300℃，且最终热轧温度为850-1000℃，各钢板的厚度为3-6mm。优选地，所述方法包括在退火过程后通过空气或水将钢板冷却到室温的进一步和最终步骤。所述双相钢优选包含或由以下构成：8-12重量%或9-11重量%或9.5-10.5重量%mn、0.3-0.6重量%或0.38-0.54重量%或0.42-0.51重量%c、1-4重量%或1.5-2.5重量%或1.75-2.25重量%al、0.4-1重量%或0.5-0.85重量%或0.6-0.8重量%v和余量fe。再更优选地，所述双相钢包含10重量%mn、0.47重量%c、2重量%al、0.7重量%v和余量fe，或由10重量%mn、0.47重量%c、2重量%al、0.7重量%v和余量fe构成。此外，优选所述双相钢由马氏体和残余奥氏体相构成。优选地，在拉伸试验前所述双相钢中所含的奥氏体的体积分数为10-30%，在所述拉伸试验前所述双相钢中所含的马氏体的体积分数为70-90%。优选地，所述双相钢包括尺寸为10-30nm的碳化钒沉淀。与第一代和第二代ahss相比，在拉伸试验的过程中在根据本发明的双相钢中的trip效应和twip效应的运作可改进双相钢的强度和延性。此外，由v元素和c元素之间的反应形成碳化钒沉淀可通过沉淀强化改进钢的屈服强度。附图简述参考下列附图可以更好地理解本发明的许多方面。附图中的组件不一定按比例绘制，而是着重于清楚说明本发明的原理。此外，在附图中，所有视图都是示意性的并且贯穿几个视图，类似的参考数字指示相应的部件，并且其中：图1是根据本发明的一个示例性实施方案制造双相钢的方法的流程图；图2是各种热机械加工路径的图解说明；图3显示了根据本发明的一个示例性实施方案的双相钢的拉伸试验结果。具体而言，来自用于获得图3中的这些拉伸曲线的钢板的样品具有10重量%mn、0.47重量%c、2重量%al、0.7重量%v和余量fe的化学组成。图4a呈现在冷轧压缩30%之前和之后根据本发明的钢板的xrd结果。图4b呈现用于获得图3中的拉伸曲线(a)的双相钢在0%应变、5.9%应变、11.4%应变和断裂的不同应变下的xrd结果。图5是用于获得图3中的拉伸曲线(a)的双相钢在拉伸应变至断裂后的tem明场图像，其中右上插图是选区衍射图样；图6a和图6b是用于获得图3中的拉伸曲线(a)的双相钢的初始微观结构的ebsd相和取向图像，其中在图6a中奥氏体为蓝色且马氏体为黄色；图7是与其它高强度金属和合金相比用于获得图3中的拉伸曲线(a)的双相钢的屈服强度vs均匀伸长率的图。本发明的说明性实施方案的详述以用于汽车应用的双相钢作为例子说明本发明，所述双相钢包含，按重量%计：8-12重量%或9-11重量%或9.5-10.5重量%mn、0.3-0.6重量%或0.38-0.54重量%或0.42-0.51重量%c、1-4重量%或1.5-2.5重量%或1.75-2.25重量%al、0.4-1重量%或0.5-0.85重量%或0.6-0.8重量%v和余量fe。在一个优选的示例性实施方案中，该双相钢包含按重量%计10重量%mn、0.47重量%c、2重量%al、0.7重量%v和余量fe，或由按重量%计10重量%mn、0.47重量%c、2重量%al、0.7重量%v和余量fe构成。所述双相钢由马氏体和残余奥氏体相构成。所述双相钢中所含的奥氏体相不仅是亚稳的(metastable)，而且具有适当的堆垛层错能(stackingfaultenergy)，因此trip和twip效应都可在残余奥氏体晶粒中逐渐发生。在残余奥氏体相转变成马氏体时，相变诱发塑性或trip效应可在塑性变形和应变过程中发生。因此通过应变硬化现象提高了钢的强度。这种转变能够增强强度和延性。在具有适当堆垛层错能的奥氏体相通过机械孪晶变形时，孪晶诱发塑性或twip效应可在塑性变形和应变过程中发生。机械孪晶不仅可充当屏障，而且可充当用于晶格位错滑移的滑移面，因此改进应变硬化。这种twip效应可提高强度而不牺牲钢的延性。在拉伸试验前所述双相钢中所含的奥氏体的体积分数为10-30%，在所述拉伸试验前所述双相钢中所含的马氏体的体积分数为70-90%。在至少一个优选的示例性实施方案中，在拉伸试验前所述双相钢中所含的奥氏体的体积分数为15%，且在所述拉伸试验前在双相钢的所述优选实施方案中所含的马氏体的体积分数为85%。在所述拉伸试验后，奥氏体的体积分数降低到2-5%，表明发生trip效应。在拉伸试验后，一些奥氏体分布有显著量的机械孪晶，表明发生twip效应。trip效应和twip效应的运作导致高加工硬化率、高极限拉伸强度和良好的均匀伸长率。在至少一个更优选的示例性实施方案中，在变形后，奥氏体的体积分数降低到3.6%，且马氏体的体积分数提高到96.4%。要理解的是，当在钢中发生trip效应和twip效应时，它们可改进钢的加工硬化行为。因此，可提高钢的强度而不损失延性。此外，在退火过程中碳化钒沉淀的形成可提供沉淀硬化以强化所述钢。所述碳化钒沉淀是纳米级的，具有大约10-30nm的直径。所述沉淀的这种适当尺寸通过orowan绕过机制可有效提高钢的强度。所述双相钢可具有高屈服强度、高加工硬化率、高极限拉伸强度和良好的均匀伸长率。纳米级碳化钒沉淀对所述双相钢的高屈服强度作出贡献。要理解的是，在冷轧过程中引入马氏体对所述双相钢的高屈服强度作出重大贡献。还要理解的是，所述双相钢的屈服应力为大约2205mpa，所述双相钢的极限拉伸强度为大约2370mpa，且所述双相钢的总伸长率为大约16.2%。请见图3中的曲线(a)。注意到所述双相钢的均匀伸长率与其总伸长率几乎相同。这归因于来自包括trip效应和twip效应的不同强化机制的集体贡献，其同时提高强度和延性。这种大均匀伸长率对于使用冷冲压技术制造复杂部件是理想的。参考图1和图2，本发明涉及用于制造双相钢的热机械方法。图1的方法是作为例子提供，因为存在多种制造根据本发明的钢的方式。图1中所示的各方框代表在所述方法中进行的一个或多个过程、方法或子例程步骤。此外，方框的顺序仅是说明性的，并且所述方框可根据本公开改变。可增加另外的方框或可使用更少的方框，而不背离本公开。根据本发明的制造钢的方法可在方框201开始，其中提供锭块。具体而言，可通过使用感应熔炼炉并锻造成钢坯形式制备所述锭块。要理解的是，所述锭块包含或由以下构成，按重量计：8-12重量%或9-11重量%或9.5-10.5重量%mn、0.3-0.6重量%或0.38-0.54重量%或0.42-0.51重量%c、1-4重量%或1.5-2.5重量%或1.75-2.25重量%al、0.4-1重量%或0.5-0.85重量%或0.6-0.8重量%v和余量fe。在根据本发明的锭块的另一实施方案中，c含量高于0.3重量%和/或al含量低于3重量%。在方框202，热轧所述锭块以制备多个3-6mm厚的钢板。在该轧制后是空气冷却过程。要理解的是，起始热轧温度为1150-1300℃，且最终热轧温度为850-1000℃。在至少一个优选的示例性实施方案中，分别以1200℃和900℃的入口和出口热轧温度将锭块热轧至4mm的最终厚度。在方框203，在300-800℃的温度以30-50%的厚度降低温轧钢板。该温轧过程可使奥氏体向马氏体的转变最小化，并可用于避免出现裂纹。在方框204，然后在620-660℃的温度将钢板退火10-300分钟。在这一退火过程中形成碳化钒沉淀。在方框205，将钢板水淬到室温。在方框206，在室温以10-30%的厚度降低冷轧钢板。该冷轧可在钢板边缘处一形成裂纹后就停止。在方框207，然后在300-700℃的温度将钢板退火3-60分钟。在退火过程后，存在一定量的残余奥氏体晶粒，其不仅是亚稳的，而且具有适当的堆垛层错能。在拉伸变形期间，这种残余奥氏体可转变成马氏体或生成机械孪晶。相应的马氏体转变和机械孪晶的形成分别提供trip效应和twip效应，这导致高加工硬化率、高极限拉伸强度和良好的均匀伸长率。在方框208，将钢板最终水淬到室温。图2是图1的过程的温度-时间图，其中在该图上标示图1的步骤。在图2上标示了温轧(203)、一次退火(204)、淬火至室温(205)、在室温冷轧(206)、二次退火(207)和淬火(208)加工步骤。要理解的是，在将钢板冷轧后，可以以拉伸轴对准平行于轧制方向从轧制的板材线切割钢板，以获得多个拉伸试验样品。可用通用拉伸试验机测试具有12mm标距长度的拉伸试验样品。为了研究所述钢的力学性能，在室温以大约5×10-4s-1的初始应变速率进行单轴拉伸试验。根据总伸长率在不同的工程应变对所述双相钢实施断续拉伸试验。例如，用于获得图3中的拉伸曲线(a)的样品具有16.2%的总伸长率，因此可在0%应变、5.9%应变、11.4%应变和断裂时停止相应的断续拉伸试验。为了微观结构观察，在jsm7800fprimesem中在25kv在oxfordnordlysnanoebsd检测器中进行了电子背散射衍射(ebsd)测量。通过aztec软件处理数据。为了相识别，使用具有1.5405(6)å波长的cukα辐射进行了x-射线衍射(xrd)。在feitecnaif20中在200kv进行了透射电子显微术(tem)观察。通过双喷(twin-jet)机器使用8%高氯酸和92%乙酸(vol.%)的混合物在20℃以40v电位制备tem样品。图3显示根据本发明的一个示例性实施方案的双相钢的拉伸结果。详细而言，用于获得图3中的拉伸曲线的样品由具有10重量%mn、0.47重量%c、2重量%al、0.7重量%v和余量fe的化学组成的钢板制备，并通过下列步骤制造：(a)在大约750℃的温度以50%的厚度降低温轧具有4mm厚度的钢板至2mm，(b)然后将钢板在大约620℃的温度退火300分钟并空气冷却，(c)然后将钢板在室温以30%的厚度降低冷轧至1.4mm，和(d)最后从钢板线切割拉伸试验样品并将拉伸试验样品分别在400℃的温度退火6分钟(参考图3的曲线(a))、在400℃的温度退火15分钟(参考图3的曲线(b))、在700℃的温度退火3分钟(参考图3的曲线(c))或在700℃的温度退火10分钟(参考图3的曲线(d))，并用水淬火。看起来在400℃退火6分钟和15分钟为本发明的钢提供了高拉伸强度和良好延性的有前途的组合。图4a显示在冷轧前(参考图4a的曲线(a))和在冷轧压缩30%后(参考图4a的曲线(b))钢板的xrd结果。在冷轧压缩30%后，(111)γ、(200)γ和(311)γ奥氏体峰降低且相应地(211)α和(110)α马氏体峰升高，表明在冷轧过程中马氏体显著形成。图4b呈现用于获得图3中的拉伸曲线(a)的双相钢在0%应变(参考图4b的曲线(a))、5.9%应变(参考图4b的曲线(b))、11.4%应变(参考图4b的曲线(c))和断裂(参考图4b的曲线(d))下的xrd结果。奥氏体(220)γ峰最初随着应变逐渐降低，并在大于5.9%的应变急剧降低，表明trip效应在大应变条件下逐渐活跃。马氏体的形成导致在周围的奥氏体基质中生成另外的位错并因此造成局部应变硬化，这延迟了颈缩过程的开始。可由如图5中所示的tem观察证实断裂后在用于获得图3中的拉伸曲线(a)的双相钢中的残余奥氏体晶粒中的机械孪晶的形成，其中右上插图是选区衍射图样。纳米孪晶边界不仅可充当位错滑移的屏障，而且可充当位错滑移的滑移面，导致增强的加工硬化行为。因此，twip效应在本发明钢中运作并促成其良好的均匀伸长率。图6a和6b是用于获得图3中的拉伸曲线(a)的双相钢的初始微观结构的ebsd相和取向图像。图6a显示所述双相钢的初始微观结构由残余奥氏体和马氏体基质构成。图7显示本发明的双相钢和公共文献中公开的其它高强度金属和合金之间的比较。双相钢的数据来自图3中的曲线(a)。如图7所示，本发明双相钢(右侧中间偏下的大红星)占据优异位置并在屈服强度和均匀伸长率组合方面与其它金属材料清楚分开。尽管已经作为特定组合的实施方案显示和描述了本发明的特征和要素，但应该理解的是，各特征或要素可在本发明原理内在表达后附权利要求的术语的广泛一般含义表明的全部范围独自或以其它各种组合使用。此外，可在其中作出形式和细节的各种改变而不背离本发明的精神和范围。当前第1页12当前第1页12