專利名稱：超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種具有超細(xì)組織的金屬材料及其制造技術(shù)，尤其涉及一種具有超細(xì)晶粒和良好綜合力學(xué)性能—高強(qiáng)度、良好塑性、低屈服強(qiáng)度比、高強(qiáng)塑積以及良好韌性、可以焊接的低碳低合金雙相鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
1.超細(xì)晶粒鋼出于節(jié)能和節(jié)約資源的考慮，結(jié)構(gòu)減重已經(jīng)是大勢(shì)所趨，這對(duì)鋼的強(qiáng)度提出了越來(lái)越高的要求。采用常規(guī)的合金化配合熱處理的方法來(lái)提高鋼的強(qiáng)度，顯然有違節(jié)能和節(jié)約資源的初衷。因此，通過(guò)晶粒超細(xì)化提高鋼的強(qiáng)度就成為一種順理成章的選擇。
通常，把平均晶粒直徑小于10μm的鋼稱為超細(xì)晶粒鋼。不過(guò)，隨著晶粒細(xì)化研究的深入和晶粒細(xì)化技術(shù)的進(jìn)步，用以劃分超細(xì)晶粒鋼與普通細(xì)晶粒鋼的晶粒尺寸界限有逐漸下探的趨勢(shì)。目前，獲得超細(xì)晶粒鋼的主要方法有控軋控冷(TMCP)和大壓下量軋制(或大變形壓力加工，或強(qiáng)烈塑性變形加工)兩類。
早在20世紀(jì)80年代末期，Yada等就曾經(jīng)采用實(shí)驗(yàn)軋機(jī)軋制低碳鋼，獲得了小于3μm的鐵素體晶粒[Trans.ISIJ，27(1987)492，專利US4466842、DE3312257和FR2524493]。20世紀(jì)90年代初，Beynon等[Mater.Forum，16(1992)37]在實(shí)驗(yàn)室中采用熱擠壓方法獲得了鐵素體晶粒直徑大約1μm的Nb微合金化鋼。20世紀(jì)90年代中期，Lee等[Metall.Mater.Trans.，26A(1995)1093]通過(guò)控制軋制C-Mn-Ni-Nb鋼然后快冷(40℃/s)，獲得了平均直徑1.1～3.4μm的超細(xì)鐵素體晶粒。
近年來(lái)，隨著超級(jí)鋼研究的興起，有關(guān)晶粒超細(xì)化的專利越來(lái)越多。根據(jù)專利CN1297062和EP1031632，將坯料加熱至Ac3以上溫度奧氏體化，接著在Ae3或更低至Ar3-150℃的溫度以下，或者在至少550℃的溫度下以0.001～10/s的變形速率施以壓力加工，然后冷卻，可以獲得平均直徑小于3μm的鐵素體晶粒。根據(jù)歐洲專利EP0903412所公開(kāi)的方法，首先將低于0.3％C鋼加熱到Ac3以上溫度進(jìn)行奧氏體化，然后在Ar3以上溫度壓下50％以上，壓下時(shí)要求X、Y和Z三個(gè)方向同時(shí)或連續(xù)施壓，最后以高于3℃/s的速度冷卻，可以獲得晶粒尺寸小于3μm的超細(xì)組織。Hayashi等[CAMP-ISIJ，11(1998)1031]先將0.05％C-2.0％Mn鋼奧氏體化后水淬獲得馬氏體，640℃保溫后1道次壓下50％，再加熱到640℃壓下50％或80％。結(jié)果表明，兩次軋制方向一致的試樣形成沿軋制方向伸長(zhǎng)的纖維狀晶粒組織；第二次軋制掉轉(zhuǎn)了90°角的試樣，總壓下量75％者形成了直徑1μm的等軸晶，而總壓下量90％者形成了直徑0.77μm的亞微米等軸晶。Priestner和Ibraheem[Mater.Sci.Technol.，16(2000)1267]對(duì)3種Nb微合金化鋼的研究表明，將超細(xì)奧氏體熱軋后快速冷卻進(jìn)行相變晶粒細(xì)化，可以使3mm厚鋼板的心部晶粒直徑達(dá)到1.5μm、表面達(dá)到1μm以下。另外，在接近并略高于臨界溫度Ar3使奧氏體強(qiáng)烈變形緊接著加速冷卻可以獲得直徑小于5μm的鐵素體晶粒。該方法利用了應(yīng)變誘導(dǎo)奧氏體向鐵素體動(dòng)態(tài)相變(可能還有變形鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶)。
大量的研究業(yè)已證實(shí)，晶粒直徑小于5μm的超細(xì)晶粒鋼的確具有非常高的強(qiáng)度和硬度，同時(shí)，韌性也顯著改善。例如，將C-Mn-Nb鋼的晶粒平均直徑由18μm細(xì)化到大約1.5μm，相應(yīng)的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度由-50℃左右降低到-196℃以下[Fujioka等Proc.2ndSymp.on“Super metal”，Tokyo，JRDCM，(1999)193]。如果將SM490(0.15C-0.4Si-1.5Mn)鋼的晶粒由20μm細(xì)化到0.9μm，相應(yīng)的屈服強(qiáng)度提高約100％、韌脆性轉(zhuǎn)變溫度降低的幅度大于150℃[Hanamura等，CAMP-ISIJ，14(2001)670]。此外，晶粒細(xì)化還有助于降低鋼對(duì)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鋼，如果在450℃進(jìn)行晶界偏聚處理，在室溫以上(甚至100℃)就發(fā)生了沿晶界脆性斷裂；相比之下，晶粒直徑0.9μm的同一鋼，即便在450℃經(jīng)過(guò)長(zhǎng)達(dá)100小時(shí)的偏聚處理，在-196℃的低溫仍然可以避免沿晶界脆性斷裂而只發(fā)生穿晶解理斷裂[Hanamura等，CAMP-ISIJ，14(2001)669]。此外，晶粒超細(xì)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鋼的強(qiáng)度，這不僅有助于節(jié)約金屬資源，而且有助于降低鋼中碳和合金元素的含量(從而降低裂紋敏感性因子Pcm和碳當(dāng)量Ceq)，這對(duì)于改善鋼的焊接性是非常有益的。
遺憾的是，許多金屬材料(包括鋼)在晶粒尺寸小于10μm時(shí)，存在一個(gè)致命弱點(diǎn)—塑性降低，即在發(fā)生屈服變形后只有很小的加工硬化效應(yīng)從而導(dǎo)致低的均勻拉伸延伸率。由于加工硬化的能力低，超細(xì)晶粒金屬材料的屈服強(qiáng)度非常接近抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度之比(簡(jiǎn)稱屈服強(qiáng)度比)特別高(甚至接近于1)。實(shí)際上，早在上世紀(jì)70年代初，Morrison和Miller[Burke和Weiss編Ultrafine Grain Metals，New York，(1970)183]就注意到超細(xì)晶粒鋼(包括晶粒尺寸在十微米左右的TMCP鋼)存在均勻拉伸延伸率極低問(wèn)題。而且，晶粒越細(xì)，鋼的塑性降低的越明顯。例如，晶粒平均直徑4.9μm的低碳鋼抗拉強(qiáng)度只有380MPa，如果將晶粒細(xì)化到1.7μm，強(qiáng)度提高到560MPa，但拉伸延伸率卻由15％降低到5％[Morrison等，Burke和Weiss編Ultrafine-grain Metals，New York，(1969)183]。常規(guī)0.15C-1.1Mn鋼的屈服強(qiáng)度比只有0.65，而晶粒直徑在0.2～0.3μm的同一鋼的屈服強(qiáng)度比高達(dá)0.99，拉伸時(shí)幾乎沒(méi)有加工硬化[Park等，Mater.Sci.Eng.，A293(2000)165]。
總之，“屈服強(qiáng)度比高、幾乎沒(méi)有加工硬化、塑性差”是超細(xì)晶粒鋼亟待解決的問(wèn)題。這一問(wèn)題不解決，將極大地限制超細(xì)晶粒鋼“高強(qiáng)度、高硬度和優(yōu)異韌性”優(yōu)勢(shì)的發(fā)揮。
2.雙相鋼與超細(xì)晶粒鋼“屈服強(qiáng)度比高、幾乎沒(méi)有加工硬化、塑性差”的弱點(diǎn)形成鮮明對(duì)照或互補(bǔ)的是，由鐵素體和馬氏體組成的雙相鋼(DP鋼)呈現(xiàn)出“連續(xù)屈服、低屈服強(qiáng)度比、高加工硬化率以及高均勻延伸率和總延伸率”的特點(diǎn)。早期的雙相鋼如美國(guó)專利US4561910、US4790889所采用熱軋工藝，終軋溫度在800～900℃，軋后以10～200℃/s的速度直接冷卻，卷板溫度不超過(guò)450℃。獲得的雙相組織中鐵素體體積分?jǐn)?shù)在70％以上，馬氏體的體積分?jǐn)?shù)至少5％，強(qiáng)度490MPa，屈服強(qiáng)度比小于0.7。美國(guó)專利US4502897提供了C-Si-Mn-Cr雙相鋼的制造方法，熱軋的終軋溫度在780℃，軋后以大于40℃/s的速度冷卻至550～200℃并保持5s以上，再以大于50℃/s的速度冷卻，所得雙相鋼的屈服強(qiáng)度比小于0.65。又如中國(guó)專利CN1265709所公開(kāi)的一種顯微組織中至少含約90％的細(xì)晶粒下貝氏體和細(xì)晶粒板條馬氏體的混合物，其中至少2/3由平均晶粒直徑小于10μm的未再結(jié)晶奧氏體轉(zhuǎn)變而來(lái)的細(xì)晶粒下貝氏體所組成?？估瓘?qiáng)度至少930MPa，并具有優(yōu)異的超低溫韌性和焊接性。類似地，專利US6066212、WO9932671和CN1098359B提供了一種至少含1％Ni的雙相鋼的制造方法，可以獲得由10～40％的第一相(最好是鐵素體)和60～90％的第二相(主要是細(xì)晶粒的板條馬氏體、細(xì)晶粒的下貝氏體，或二者的混合物)組成的雙相組織，也具有優(yōu)異的低溫韌性。
雙相鋼(包括多相鋼)通常都是細(xì)晶粒鋼，其晶粒直徑一般都小于10μm。根據(jù)專利EP0952235、CN1078623B和CN1241219所公開(kāi)的方法，首先加熱均勻化，在奧氏體再結(jié)晶溫度區(qū)熱軋一道次或多道次，壓下量30～70％；接著在奧氏體非再結(jié)晶溫度與Ar3溫度之間進(jìn)一步熱軋一道次或多道次，壓下量40～70％；然后在Ar3與Ar1溫度之間(725～800℃)進(jìn)一步熱軋一道次或多道次，壓下量15～25％；再以高于25℃/s的速度水淬，冷卻到指定溫度400℃以在馬氏體板條間形成殘余奧氏體。最終獲得的組織中主相(鐵素體和/或貝氏體)的平均晶粒直徑小于10μm，最好小于6μm；殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)在3～50％，平均晶粒直徑小于5μm。該鋼具有優(yōu)異的動(dòng)態(tài)變形性能，屈服強(qiáng)度比小于0.8，強(qiáng)塑積大于20000。根據(jù)專利EP0969112，將熱軋板酸洗然后冷軋，在Ac1～Ac3之間退火至少10s。退火后或者以5℃/s的速度冷卻，或者以1～10℃/s的速度冷卻到550℃以上溫度，然后以10～200℃/s的速度冷卻到指定溫度。獲得的雙相組織中，主相為晶粒尺寸小于10μm的鐵素體，第二相中包括晶粒尺寸小于5μm馬氏體。該鋼具有優(yōu)異的動(dòng)態(tài)變形性能，強(qiáng)塑積大于18000。根據(jù)日本川崎制鐵株式會(huì)社的中國(guó)專利公開(kāi)號(hào)CN1257933和美國(guó)專利申請(qǐng)?zhí)朥S01004910所公開(kāi)的，將低合金鋼加熱至不高于1150℃溫度，在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)(比動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)下限溫度高60～80℃)熱軋至少3道次，每道次壓下4～20％，但最后一道壓下13～30％且溫度不低于Ar3，然后在1～2s內(nèi)以不小于30℃/s的速度快速冷卻到350～650℃(卷取)，隨后冷卻。所獲得的雙相組織中第一相為鐵素體，平均晶粒直徑2～4μm；第二相(珠光體、貝氏體、馬氏體或殘余奧氏體)的晶粒直徑小于8μm，體積分?jǐn)?shù)不超過(guò)80％。這種超細(xì)晶粒鋼具有優(yōu)良的力學(xué)性能和低的各向異性。
雖然雙相鋼具有高加工硬化率、高強(qiáng)塑積和低屈服強(qiáng)度比等諸多優(yōu)點(diǎn)，但其中的馬氏體—鐵素體界面容易發(fā)生分離而導(dǎo)致低的成形性能，限制了其應(yīng)用。解決這一問(wèn)題的途徑包括改變雙相鋼中馬氏體的形貌(尺寸、形狀和分布)以及進(jìn)一步細(xì)化晶粒等。最近，Hong和Lee[Mater.Sci.Eng.，A323(2002)148]研究了利用應(yīng)變誘導(dǎo)動(dòng)態(tài)相變細(xì)化雙相鋼晶粒的可能性。所獲得的鐵素體晶粒平均直徑為4.1μm，體積分?jǐn)?shù)在76％左右。說(shuō)明，進(jìn)一步細(xì)化鐵素體和馬氏體晶粒并改善馬氏體的形貌是充分發(fā)揮雙相鋼性能潛力的重要方向。

發(fā)明內(nèi)容
因此，本發(fā)明的第一目的在于提供一種具有超細(xì)晶粒鐵素體和超細(xì)晶粒馬氏體雙相組織和優(yōu)異綜合力學(xué)性能—高強(qiáng)度、良好塑性、低屈服強(qiáng)度比和高強(qiáng)塑積，以及良好韌性—的低碳低合金鋼板；本發(fā)明的第二目的在于提供一種可以不依靠添加更高含量的碳和合金元素(低的裂紋敏感性因子Pcm和碳當(dāng)量Ceq)而具有更高綜合力學(xué)性能和良好焊接性的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板；本發(fā)明的第三目的在于提供一種可以同時(shí)細(xì)化雙相鋼基體(鐵素體)和第二相(馬氏體等)晶粒、并使第二相在基體中的分布高度均勻彌散、從而抑制“雙相鋼的相界面分離傾向”并最終制造出具有良好綜合力學(xué)性能的低碳低合金鋼板的工藝方法；本發(fā)明的第四目的在于提供一種可以在超細(xì)晶粒的基體(鐵素體)中引入或形成均勻彌散分布的超細(xì)晶粒第二相(馬氏體等)、從而克服單相鐵素體超細(xì)晶粒鋼“屈服強(qiáng)度比高、幾乎沒(méi)有加工硬化、塑性差”弱點(diǎn)并最終制造出具有良好綜合力學(xué)性能的低碳低合金鋼板的工藝方法。
為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)解決方案是一種超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其抗拉強(qiáng)度大于690MPa(100ksi)，總拉伸延伸率大于20％，屈服強(qiáng)度比小于0.75，強(qiáng)塑積大于18000；并且上述鋼板中形成有基體相和第二相，基體相為鐵素體，第二相主要是馬氏體，也可以有下貝氏體和/或殘余奧氏體；上述基體相的體積分?jǐn)?shù)介于95％～65％之間，第二相的體積分?jǐn)?shù)介于5％～35％之間，上述鋼板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基體相鐵素體均為等軸晶，且最大晶粒直徑小于6μm，平均晶粒直徑小于4μm；上述第二相也為等軸晶(多邊形晶粒)且最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑小于2μm；上述第二相的平均晶粒直徑小于基體相平均晶粒直徑，并均勻彌散地分布在基體相中；所述的鋼板含有0.03～0.12％C，0.1～2.0％Mn；余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，以上均為質(zhì)量百分比。
其中，進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0～0.8％Cr，0～0.6％Mo，0～0.6％Si，0～0.5％Cu，0～0.5％Ni。
更進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0～0.3％V，0～0.2％Nb，0～0.1％Ti，0～0.15％P。
又，一種超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其抗拉強(qiáng)度大于690MPa(100ksi)，總拉伸延伸率大于20％，屈服強(qiáng)度比小于0.70，強(qiáng)塑積大于18000；并且上述鋼板中形成有基體相和第二相，上述基體相為鐵素體；第二相主要是馬氏體，也可以有下貝氏體和/或殘余奧氏體，上述基體相的體積分?jǐn)?shù)介于95％～65％之間，第二相的體積分?jǐn)?shù)介于5％～35％之間，上述鋼板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基體相鐵素體均為等軸晶(多邊形晶粒)且最大晶粒直徑小于6μm，平均晶粒直徑小于4μm；上述第二相也為等軸晶(多邊形晶粒)且最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑小于2μm，上述第二相的平均晶粒直徑小于基體相平均晶粒直徑，并均勻彌散地分布在基體相中；所述的鋼板含有0.03～0.10％C，0.1～1.0％Mn，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，以上均為質(zhì)量百分比。
其中，進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素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。
更進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0～0.2％V，0.001～0.1％Nb，0～0.1％Ti。
再，一種超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其抗拉強(qiáng)度大于760MPa(110ksi)，總拉伸延伸率大于30％，屈服強(qiáng)度比小于0.75，強(qiáng)塑積大于30000；并且上述鋼板中形成有基體相和第二相，上述基體相為鐵素體；第二相主要是馬氏體，也可以有下貝氏體和/或殘余奧氏體；所述的基體相的體積分?jǐn)?shù)介于95％～65％之間，第二相的體積分?jǐn)?shù)介于5％～35％之間；上述鋼板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基體相鐵素體均為等軸晶且最大晶粒直徑小于6μm，平均晶粒直徑小于2μm；上述第二相也為等軸晶(多邊形晶粒)且最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑小于1μm，上述第二相的平均晶粒直徑小于基體相平均晶粒直徑，并均勻彌散地分布在基體相中；上述鋼板含有0.04～0.12％C，1.0～2.0％Mn；余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，以上均為質(zhì)量百分比。
其中，進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0～0.3％Mo，0～0.6％Si，0.1～0.5％Cu，0.1～0.5％Ni。
更進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素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徑與兩倍的基體相平均晶粒直徑之和，但大于上述兩相平均晶粒直徑之和。
本發(fā)明對(duì)鋼板的化學(xué)成分沒(méi)有特別的限制，但含C量不宜超過(guò)0.2％以保證鋼板具有良好的焊接性，含Si量不宜超過(guò)0.6％以防止加熱時(shí)形成難以去除的氧化皮，其余可以含Mn、Si、P、Cr、Ni、Mo、Cu、V、Nb和Ti中的一種或一種以上以及不可避免的雜質(zhì)，余量為Fe。由于依靠晶粒超細(xì)化可以提高強(qiáng)度，因此可以采用低的含C量；按照本發(fā)明，鋼中含有一定量的Mn有利于晶粒細(xì)化和奧氏體的穩(wěn)定(冷卻中更容易轉(zhuǎn)化成馬氏體等第二相)；按照本發(fā)明，由于形成雙相組織，采用少量的或基本不采用昂貴元素Ni、Cr、Mo、Cu等也可以獲得良好的綜合力學(xué)性能。這不僅有利于降低制造成本，而且也有利于改善焊接性。
按照本發(fā)明的成分其裂紋敏感性因子Pcm和碳當(dāng)量Ceq都較低，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本發(fā)明獲得上述超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板的制造方法，包括以下步驟I.將坯料在A1+50℃與A3+50℃之間保溫，以獲得奧氏體與鐵素體兩相組織；II.在上述兩相區(qū)進(jìn)行軋制，累積壓下量在65～85％之間，軋制變形速率在1～12/s范圍內(nèi)，終軋溫度同時(shí)高于650℃和Ar1；III.軋制后快速冷卻至室溫。
其中A1為珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變起始溫度，或者奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變終了溫度；A3為鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變終了溫度，或者奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度。
進(jìn)一步，按照本發(fā)明的方法，在步驟I可以將熱軋板坯重新加熱至保溫溫度區(qū)間，也可以將連鑄坯直接冷卻到上述溫度區(qū)間，也可以將經(jīng)過(guò)粗軋后的板坯冷卻到上述溫度區(qū)間。在由連鑄坯或粗軋板坯冷卻到保溫溫度區(qū)間的情況下，為了控制奧氏體與鐵素體兩相的比例，可以將步驟I的保溫溫度適當(dāng)降低。
步驟II的軋制可以單道次進(jìn)行，也可以分多道次進(jìn)行；多道次軋制時(shí)，考慮到道次間的溫度會(huì)有所降低，為了控制終軋溫度從而控制奧氏體與鐵素體兩相的比例，可以將步驟I的保溫溫度適當(dāng)提高。
步驟II軋制變形速率優(yōu)選位6～12/s；變形速率低于1/s，晶粒細(xì)化效果不明顯；而變形速率高于12/s，變形阻力加大。。
按照本發(fā)明的方法，在步驟II軋制時(shí)，控制終軋溫度對(duì)于控制奧氏體與鐵素體兩相的比例乃至對(duì)能否成功獲得雙相組織都有較大的影響。限定終軋溫度高于Ar1是為了確保獲得雙相組織，而限定終軋溫度高于650℃則是為了減小軋制變形阻力和防止產(chǎn)生組織性能不均勻性(如，變形織構(gòu)、帶狀組織、拉長(zhǎng)的纖維狀或壓扁的餅狀晶粒以及各向異性)。根據(jù)王國(guó)棟等[ISIJ Int.，42(2002)1119]和孫祖慶等[J.Process.Technl.，134(2003)19]的研究，應(yīng)變誘導(dǎo)動(dòng)態(tài)相變不一定就象以往許多研究者認(rèn)為的那樣，只發(fā)生在Ae3和Ar3之間的單相奧氏體區(qū)變形過(guò)程中。實(shí)際上，在Ar3和Ar1之間的臨界區(qū)(兩相區(qū))變形加工同樣也會(huì)發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)動(dòng)態(tài)相變。按照本發(fā)明的方法，在步驟II軋制時(shí)，由于應(yīng)變誘導(dǎo)動(dòng)態(tài)相變的存在，一部分奧氏體在變形過(guò)程中可能轉(zhuǎn)變成鐵素體，最終鋼板顯微組織中的鐵素體量可能有所增加。因此，根據(jù)最終雙相組織兩相的比例確定終軋溫度時(shí)，還要考慮包括上述問(wèn)題在內(nèi)的其它因素的作用。在某些情況下，可以根據(jù)終軋溫度的控制要求，針對(duì)步驟I保溫前的不同熱歷程(如，來(lái)自熱軋板坯重新加熱，還是來(lái)自連鑄坯或粗軋板坯冷卻過(guò)程)以及軋制過(guò)程中的不同工藝參數(shù)(如，單道次軋制還是多道次軋制，變形速率是高還是低)來(lái)具體地設(shè)定步驟I的保溫溫度。
按照本發(fā)明的方法，其中步驟III冷卻速度大于15℃/s，優(yōu)選大于50℃/s。可抑制冷卻過(guò)程中晶粒的長(zhǎng)大以獲得超細(xì)晶粒以及為了抑制冷卻過(guò)程中奧氏體的分解以獲得理想的雙相組織，優(yōu)選采用高于50℃/s的速度快速冷卻。將冷卻速度降低至15℃/s也是有效的，此時(shí)或者要求坯料中含有較高的C、Mn和/或Ni，或者要求將步驟I的保溫溫度適當(dāng)降低以減少坯料中奧氏體的比例，從而增加奧氏體的穩(wěn)定性并確保即使以較低的冷卻速度(仍然高于15℃/s)也能夠獲得足夠的第二相(主要是馬氏體，也可以有下貝氏體和/或殘余奧氏體)。冷卻速度低于15℃/s將導(dǎo)致奧氏體中析出鐵素體和珠光體(滲碳體)混合組織，力學(xué)性能惡化。
利用本發(fā)明的方法，可以制造超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板。所制造的鋼板無(wú)須后續(xù)處理(如軋制淬火后的回火處理)就具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。
概括起來(lái)，本發(fā)明具有如下的特點(diǎn) 超細(xì)晶粒和雙相及其均勻組合，是本發(fā)明所提供鋼板的組織特色； 高強(qiáng)度與良好塑性及其綜合平衡，是本發(fā)明所提供鋼板的性能特色； “大變形(強(qiáng)烈塑性變形)”與“兩相區(qū)(臨界區(qū))”軋制及其有機(jī)結(jié)合是本發(fā)明所提供制造方法的工藝特色。
正是由于以上三個(gè)特點(diǎn)，使得本發(fā)明所提供的鋼板及其制造方法與現(xiàn)有的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板及其制造方法明顯不同。
應(yīng)該指出的是，本發(fā)明采用的軋制工藝同時(shí)具有“大變形(強(qiáng)烈塑性變形)”和“兩相區(qū)(臨界區(qū))”兩個(gè)工藝特點(diǎn) 大變形軋制在軋制過(guò)程中通過(guò)大壓下量和加速冷卻獲得超細(xì)晶粒組織從而顯著提高鋼板的性能，乃是控制軋制和控制冷卻(TMCP)技術(shù)未來(lái)發(fā)展的重要趨勢(shì)之一[Nishioka，Steel World，15(2000)61]。本發(fā)明采用大變形軋制，累積壓下量在65～85％，變形速率被限定在1～12/s范圍內(nèi)，可以利用大變形(強(qiáng)烈塑性變形)機(jī)制把鐵素體和奧氏體晶粒分別細(xì)化到6μm或2μm以下，甚至達(dá)到亞微米(小于1μm)尺度。
兩相區(qū)(臨界區(qū))軋制把軋制溫度限制在A1+50℃與A3+50℃之間，即采用兩相區(qū)(臨界區(qū))軋制工藝。與普通單相奧氏體區(qū)熱軋相比，不僅有利于節(jié)能、改善表面質(zhì)量、獲得雙相組織，而且有利于晶粒的細(xì)化以及超細(xì)晶粒的保持。兩相相互穿插，組織更細(xì)；兩相相互阻礙，可以抑制軋制過(guò)程中和軋制后的晶粒長(zhǎng)大。根據(jù)Erdogan[Scr.Mater.，48(2003)501]的研究，在兩相區(qū)奧氏體越細(xì)小、分布越彌散，鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)大速度越小。
由于本發(fā)明采用的軋制工藝具有上述兩個(gè)特征，有別于采用其它方法制造超細(xì)晶粒鋼或雙相鋼的發(fā)明專利，如，單純采用熱處理方法的專利US4544422、US4609410；采用磁場(chǎng)中熱處理的專利JP11315321；采用冷拔的專利WO8402354或KR8903402，冷軋后退火的專利EP0969112或連續(xù)退火的專利FR2790009等。
兩相區(qū)(臨界區(qū))大變形軋制的潛在不利因素是容易形成拉長(zhǎng)的纖維狀或壓扁的餅狀晶粒，但本發(fā)明卻在自表面至板厚中心的全板厚截面上得到等軸晶(多邊形晶粒)。
值得特別指出的是，普通超細(xì)晶粒鋼存在“屈服強(qiáng)度比高、幾乎沒(méi)有加工硬化、塑性差”的缺點(diǎn)。本發(fā)明提供的超細(xì)晶粒鋼板由于具有雙相組織，不僅完全克服了普通超細(xì)晶粒鋼的上述弱點(diǎn)，而且具有雙相鋼“連續(xù)屈服、低屈服強(qiáng)度比、高加工硬化率以及高均勻延伸率和總延伸率”的特點(diǎn)，同時(shí)又保持了超細(xì)晶粒鋼強(qiáng)度高和韌性優(yōu)異的優(yōu)點(diǎn)，從而呈現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學(xué)性能—高強(qiáng)度、良好塑性、低屈服強(qiáng)度比和高強(qiáng)塑積，以及良好韌性。本發(fā)明提供的超細(xì)晶粒鋼板及其制造方法也因此有別于其它普通超細(xì)晶粒鋼及其相關(guān)的發(fā)明專利，如，采用多向/多軸鍛壓的專利EP0903412；采用冷軋或溫軋的專利CN1275554；采用應(yīng)變誘導(dǎo)動(dòng)態(tài)相變熱軋的專利CN1128051、US6027587、US6090226、CN1243884和US5200005；采用過(guò)冷奧氏體軋制的專利CN1297062(EP1031632)等。
同樣值得特別指出的是，普通雙相鋼的馬氏體—鐵素體界面容易發(fā)生分離而導(dǎo)致低的成形性能。本發(fā)明提供的雙相鋼由于同時(shí)細(xì)化基體相(鐵素體)和第二相(主要是馬氏體)，并控制第二相的形態(tài)、數(shù)量、尺寸和分布，使之超細(xì)化、均勻化和彌散化。當(dāng)較硬的超細(xì)晶粒馬氏體均勻彌散地分布在較軟的超細(xì)晶粒鐵素體基體中時(shí)，馬氏體—鐵素體界面抗分離能力顯著改善。本發(fā)明提供的雙相鋼的基體相平均晶粒直徑小于4μm、第二相平均晶粒直徑小于2μm，優(yōu)于其它超細(xì)晶粒雙相鋼及其相關(guān)的發(fā)明專利—如，專利EP0952235、CN1078623B和CN1241219提供的雙相鋼第一相的平均晶粒直徑小于10μm、最好小于6μm，第二相的平均晶粒直徑小于5μm；專利EP0969112提供的雙相組織中，第一相的晶粒尺寸小于10μm，第二相晶粒尺寸小于5μm；專利CN1257933(CN1104506C)和US01004910提供的雙相鋼第一相鐵素體的平均晶粒直徑2～4μm，第二相的尺寸小于8μm 。
此外，本發(fā)明所提供的超細(xì)晶粒雙相鋼板與其它超細(xì)晶粒雙相鋼的成分也有所不同。如，專利EP0952235、CN1078623B和CN1241219提供的高強(qiáng)度鋼板要求含一定的Si和/或Al，其中Si、Al或Si和Al的含量在0.5～3.0％之間，本發(fā)明所提供的鋼板則不要求含Al，同時(shí)限制Si含量不超過(guò)0.6％。專利EP0969112提供的雙相高強(qiáng)度鋼板要求含Ca和/或稀土元素，二者的含量分別在0.0005～0.01％％和0.005～0.05％之間，本發(fā)明所提供的鋼板即不要求含Ca，也不要求含稀土元素。中國(guó)專利CN1257933和美國(guó)專利US01004910所提供的超細(xì)晶粒鋼板要求含較高的Ti，其含量在0.03～0.3％之間，實(shí)施例的含Ti量均高于0.1％，本發(fā)明所提供的鋼板即不要求含Ti或限制Ti的含量不超過(guò)0.1％。
下面通過(guò)實(shí)施例并結(jié)合附圖對(duì)本發(fā)明加以進(jìn)一步詳細(xì)說(shuō)明。


圖1a為實(shí)施例E11的鋼板縱向截面近表面區(qū)組織的SEM照片。
圖1b為實(shí)施例E11的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織的SEM照片。
圖1c為實(shí)施例E11的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織較高放大倍率的SEM照片。
圖2為實(shí)施例E12的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織的SEM照片。
圖3a為實(shí)施例E21的鋼板縱向截面近表面區(qū)組織的SEM照片。
圖3b為實(shí)施例E21的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織的SEM照片。
圖3c為實(shí)施例E21的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織較高放大倍率的SEM照片。
圖3d為對(duì)比例C22的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織的SEM照片。
圖3e為實(shí)施例E21的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)的極圖。
圖4a為實(shí)施例E22的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織的SEM照片。
圖4b為實(shí)施例E22的鋼板縱向縱向拉伸試樣斷口的SEM照片。
具體實(shí)施例方式
實(shí)施例1(E11)實(shí)驗(yàn)材料低碳低合金鋼。
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；以上為質(zhì)量百分比；裂紋敏感性因子Pcm＝0.18；碳當(dāng)量Ceq＝0.36。
制造方法將含有上述成分的熱軋板坯重新加熱至A1+50℃與A3+50℃之間進(jìn)行保溫，控制軋制溫度及累積壓下量，軋制后水淬。
將上述低碳低合金鋼按表1所列的工藝參數(shù)進(jìn)行軋制加工，然后取樣進(jìn)行掃描電子顯微鏡(SEM)分析和室溫拉伸實(shí)驗(yàn)。
表1A1和A3點(diǎn)以及軋制工藝參數(shù)

*冷卻速度大于50℃/s。
采用線切割方法垂直于軋制面將鋼板沿軋制方向剖開(kāi)(縱向截面)，進(jìn)行SEM觀察。圖1a和圖1b分別為實(shí)施例E11的鋼板縱向截面近表面區(qū)和板厚中心區(qū)組織的SEM照片。板厚中心區(qū)比近表面區(qū)的晶粒略粗，但二者差別不大。圖1c為實(shí)施例E11的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織較高放大倍率的SEM照片，顯示基體相為鐵素體，其中分布有第二相(主要是馬氏體，也可以有少量的下貝氏體和/或殘余奧氏體)。仔細(xì)分析圖1a～c，發(fā)現(xiàn)一個(gè)奇妙的現(xiàn)象，基體相和第二相的晶粒形貌都是等軸晶(多邊形晶粒)，而并未呈現(xiàn)大壓下量、高應(yīng)變速率軋制常見(jiàn)的拉長(zhǎng)的纖維狀或壓扁的餅狀晶粒。這種現(xiàn)象可能與本發(fā)明采用的兩相區(qū)(臨界區(qū))大變形下的特殊動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DRX)機(jī)制有關(guān)。由于變形量較大、變形速率較高，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)、重組和湮滅都不能充分進(jìn)行，動(dòng)態(tài)回復(fù)困難；更重要的是，由于奧氏體(FCC晶體結(jié)構(gòu))與鐵素體(BCC晶體結(jié)構(gòu))兩相的滑移系統(tǒng)不同，不僅易于產(chǎn)生并塞積大量的位錯(cuò)，而且產(chǎn)生的位錯(cuò)也不如在單相組織中那么容易運(yùn)動(dòng)、重組和湮滅，動(dòng)態(tài)回復(fù)不能充分進(jìn)行。這兩個(gè)因素抑制了動(dòng)態(tài)回復(fù)，從而產(chǎn)生、塞積并保持了大量的位錯(cuò)，最終導(dǎo)致DRX的發(fā)生并形成等軸晶(多邊形晶粒)組織。不過(guò)，上述現(xiàn)象的具體機(jī)制目前尚不清楚。
表2列出了鋼板縱向截面板厚中心區(qū)定量金相分析的結(jié)果(近表面區(qū)的組織略優(yōu)于板厚中心區(qū))。其中基體相鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為88％，最大晶粒直徑小于6μm，平均晶粒直徑d小于4μm；第二相(主要是馬氏體)的體積分?jǐn)?shù)為12％，最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑dM小于2μm，第二相晶粒平均中心距L約為6.19μm；基體相和第二相平均晶粒直徑與第二相中心距滿足不等式dM＜d和d+dM＜L＜2d+dM，這說(shuō)明第二相分布是均勻彌散的。
表2鋼板縱向截面板厚中心區(qū)的定量金相分析(截線法)結(jié)果*

*括號(hào)內(nèi)數(shù)值均為相應(yīng)實(shí)施例鋼板中的最大晶粒直徑。
表3列出了鋼板縱向試樣室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果。由于具有超細(xì)雙相組織，其中第二相的比例適中、尺寸和分布又較好，實(shí)施例E11鋼板呈現(xiàn)出較好的綜合力學(xué)性能抗拉強(qiáng)度大于690MPa(100ksi)，總拉伸延伸率大于20％，加工硬化率高、屈服強(qiáng)度比小于0.70，強(qiáng)塑積大于18000。與同一鋼坯普通軋制獲得的對(duì)比例C11相比，強(qiáng)度增加、延伸率略有下降、屈服強(qiáng)度比基本不變，但強(qiáng)塑積明顯提高。與同一鋼坯1000℃軋制79.4％后水淬獲得的對(duì)比例C12相比，強(qiáng)度雖然有所降低、但延伸率大幅度增加、屈服強(qiáng)度比明顯減小，結(jié)果強(qiáng)塑積顯著提高。
表3 鋼板縱向試樣室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果


*C11和C12為實(shí)施例E11和E12的對(duì)比例，由與E11和E12相同的板坯軋制獲得，C11為經(jīng)過(guò)普通熱軋，C12為1000℃軋制79.4％后水淬；**C21為實(shí)施例E21和E22的對(duì)比例，由與E21和E22相同的板坯經(jīng)過(guò)普通熱軋獲得，C23為500℃鐵素體軋制79.6％后水淬。
實(shí)施例2(E12)實(shí)驗(yàn)材料低碳低合金鋼。
成分同實(shí)施例E11。
裂紋敏感性因子Pcm和碳當(dāng)量Ceq同實(shí)施例E11。
制造方法同實(shí)施例E11。
將上述低碳低合金鋼按表1所列的工藝參數(shù)進(jìn)行軋制加工，然后取樣進(jìn)行SEM分析和室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)方法同實(shí)施例E11。圖2為實(shí)施例E12的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織的SEM照片。其組織特征和力學(xué)性能與實(shí)施例E11類似，分別列于表2和表3。由于軋制溫度比實(shí)施例E11降低，鐵素體的比例增加、馬氏體的比例減少，組織更細(xì)基體相鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為93％，最大晶粒直徑小于5μm，平均晶粒直徑dα小于3μm；第二相(主要是馬氏體)的體積分?jǐn)?shù)只有7％，最大晶粒直徑小于2μm，平均晶粒直徑dM小于1μm，第二相晶粒平均中心距L約為5.16μm；基體相和第二相平均晶粒直徑與第二相中心距滿足不等式dM＜dα和dα+dM＜L＜2dα+dM。與實(shí)施例E11相比，由于組織細(xì)化程度提高，實(shí)施例E12鋼板的強(qiáng)度有所增加，但由于第二相的比例偏少，屈服強(qiáng)度比增大、延伸率和強(qiáng)塑積都有所降低?？偟谋容^，實(shí)施例E12鋼板的綜合力學(xué)性能不如實(shí)施例E11，說(shuō)明降低軋制溫度引起的第二相的比例變化對(duì)力學(xué)性能有較大影響。
從以上對(duì)實(shí)施例E11和E12的組織性能分析可知，就實(shí)施例E11和E12對(duì)應(yīng)的成分而言，在一定的范圍內(nèi)提高軋制溫度從而適當(dāng)增加第二相(主要是馬氏體)的比例有利于獲得更好的綜合力學(xué)性能。
實(shí)施例3(E21)實(shí)驗(yàn)材料低碳低合金鋼。
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；以上均為質(zhì)量百分比。
裂紋敏感性因子Pcm＝0.19；碳當(dāng)量Ceq＝0.39。
制造方法將含有上述成分的熱軋板坯重新加熱至A1+50℃與A3+50℃之間進(jìn)行保溫，控制軋制溫度及累積壓下量，軋制后水淬。
將上述低碳低合金鋼按表1所列的工藝參數(shù)進(jìn)行軋制加工，然后取樣進(jìn)行SEM分析和室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)方法同實(shí)施例E11。圖3a和圖3b分別為實(shí)施例E21的鋼板縱向截面近表面區(qū)和板厚中心區(qū)組織的SEM照片，板厚中心區(qū)與近表面區(qū)的組織差別很小。圖3c為實(shí)施例E21的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織較高放大倍率的SEM照片，顯示基體相為鐵素體，其中分布有第二相(主要是馬氏體，也可以有少量的下貝氏體和/或殘余奧氏體)。同樣奇妙的是，按照表1所列的工藝參數(shù)進(jìn)行軋制，基體和第二相的晶粒形貌也都是等軸晶(多邊形晶粒)，而并未呈現(xiàn)大壓下量、高應(yīng)變速率軋制常見(jiàn)的拉長(zhǎng)的纖維狀或壓扁的餅狀晶粒。圖3d為對(duì)比例C21的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織的SEM照片，C22由與E21和E22相同的板坯經(jīng)過(guò)700℃軋制80％后水淬獲得。盡管C22也是雙相組織，但由于軋制溫度過(guò)低，終軋溫度低于650℃，最終獲得等軸晶(多邊形晶粒)與拉長(zhǎng)的纖維狀或壓扁的餅狀晶粒之混合組織，存在著明顯的組織不均勻性。圖3e為實(shí)施例E22的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)的極圖，揭示出鋼板的晶粒取向比較均勻，沒(méi)有大壓下量軋制常見(jiàn)的晶粒強(qiáng)烈擇優(yōu)取向。這意味著鋼板的織構(gòu)不明顯、各向異性小，組織性能都比較均勻?？偟膩?lái)看，鋼板的顯微組織非常均勻細(xì)小，第二相在基體中的分布均勻彌散。根據(jù)表2列出的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)定量金相分析的結(jié)果，其中基體相鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為75％，最大晶粒直徑小于4μm，平均晶粒直徑dα小于2μm；第二相(主要是馬氏體)的體積分?jǐn)?shù)為25％，最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑dM小于1μm，第二相晶粒平均中心距L約為3.25μm；基體相和第二相平均晶粒直徑與第二相中心距滿足不等式dM＜dα和dα+dM＜L＜2dα+dM，同樣說(shuō)明第二相的分布非常均勻彌散。
根據(jù)表3列出的鋼板縱向試樣室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果，由于具有超細(xì)雙相組織，其中第二相的比例適中、尺寸和分布又較理想，實(shí)施例E21鋼板呈現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學(xué)性能抗拉強(qiáng)度大于760MPa(110ksi)，總拉伸延伸率遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于30％，加工硬化率高、屈服強(qiáng)度比小于0.70，強(qiáng)塑積遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于30000。與同一鋼坯普通軋制獲得的對(duì)比例C21相比，強(qiáng)度和延伸率明顯提高，屈服強(qiáng)度比雖然略微增大，但強(qiáng)塑積顯著提高，為對(duì)比例C21的兩倍有余。
實(shí)施例4(E22)實(shí)驗(yàn)材料低碳低合金鋼。
成分同實(shí)施例E21。
裂紋敏感性因子Pcm和Ceq同實(shí)施例E21。
制造方法同實(shí)施例E21。
將上述低碳低合金鋼按表1所列的工藝參數(shù)進(jìn)行軋制加工，然后取樣進(jìn)行SEM分析和室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)方法同實(shí)施例E11。圖4a為實(shí)施例E22的鋼板縱向截面板厚中心區(qū)組織的SEM照片。其組織特征和力學(xué)性能與實(shí)施例E21類似，分別列于表2和表3。圖4b為實(shí)施例E22的鋼板縱向縱向拉伸試樣斷口的SEM照片?？梢?jiàn)，由于較好地控制了第二相馬氏體的形態(tài)、比例、尺寸和分布(超細(xì)化、均勻化和彌散化)，使較硬的超細(xì)晶粒馬氏體均勻彌散地分布在較軟的超細(xì)晶粒鐵素體基體中，馬氏體一鐵素體界面抗分離能力顯著改善，斷口呈塑坑狀。由于軋制溫度比實(shí)施例E21降低，鐵素體的比例增加、馬氏體的比例減少基體相鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為80％，最大晶粒直徑小于6μm，平均晶粒直徑dα小于2μm；第二相(主要是馬氏體)的體積分?jǐn)?shù)為20％，最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑dM小于1μm，第二相晶粒平均中心距L約為3.24μm；基體相和第二相平均晶粒直徑與第二相中心距同樣滿足不等式dM＜dα和dα+dM＜L＜2dα+dM。由于第二相的比例減少而組織細(xì)化程度幾乎不變，實(shí)施例E22鋼板的綜合力學(xué)性能不如實(shí)施例E21，但仍然明顯優(yōu)于同一鋼坯普通軋制獲得的對(duì)比例C21鋼板。
從以上對(duì)實(shí)施例E21和E22的組織性能分析可知，就實(shí)施例E21和E22對(duì)應(yīng)的成分而言，在一定的范圍內(nèi)提高軋制溫度從而適當(dāng)增加第二相(主要是馬氏體)的比例也有利于獲得更好的綜合力學(xué)性能。
對(duì)全部實(shí)施例E11、E12、E21和E22的組織和性能的綜合比較表明 在這些實(shí)施例所涉及的相比例范圍內(nèi)(基體相的體積分?jǐn)?shù)在75～93％之間，第二相的體積分?jǐn)?shù)在25～7％之間)，第二相比例越高、分布越均勻彌散，基體和第二相的晶粒越細(xì)，鋼板的綜合力學(xué)性能越好。與實(shí)施例E11和E12相比，實(shí)施例E21和E22對(duì)應(yīng)的合金成分由于含有較高的合金元素Mn，在相同的工藝下獲得的晶粒更細(xì)、奧氏體(冷卻中轉(zhuǎn)化成馬氏體等第二相)比例更高，所獲得的鋼板具有更為優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。
在這些實(shí)施例所涉及的晶粒尺寸范圍內(nèi)(基體相的平均晶粒直徑在1～4μm之間，第二相的平均晶粒直徑在0.8～2μm％之間)，晶粒越細(xì)，屈服強(qiáng)度越高，相應(yīng)的屈服強(qiáng)度比也越高。這一點(diǎn)可以由對(duì)比例C23鋼板的力學(xué)性能(見(jiàn)表3)可以證實(shí)對(duì)比例C23鋼板的平均晶粒直徑小于0.7μm，由于采用超細(xì)晶粒單相鐵素體組織，屈服強(qiáng)度高達(dá)915MPa，幾乎等于抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度比因此達(dá)到0.94。這使得對(duì)比例C23的加工硬化率和均勻拉伸延伸率都極低，塑性惡化。與實(shí)施例E11和E12相比，實(shí)施例E21和E22的基體相和第二相的晶粒都更細(xì)，因此屈服強(qiáng)度比更高，但拉伸延伸率和綜合力學(xué)性能都更為優(yōu)異。這清楚地表明，本發(fā)明將晶粒超細(xì)化與雙相組織巧妙地結(jié)合起來(lái)，成功地克服了單純晶粒細(xì)化“屈服強(qiáng)度比高、幾乎沒(méi)有加工硬化、塑性差”的致命弱點(diǎn)，取得了良好的綜合力學(xué)性能。
考慮到如下兩個(gè)因素 鑒于大量的研究業(yè)已證實(shí)，晶粒直徑小于5μm的超細(xì)晶粒鋼不僅強(qiáng)度和硬度顯著提高，而且韌性也明顯改善。例如，將C-Mn-Nb鋼的晶粒平均直徑由18μm細(xì)化到大約1.5μm，相應(yīng)的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度由-50℃左右降低到-196℃以下[Fujioka等，Proc.2ndSymp.on“Super metal”，Tokyo，JRDCM，(1999)193]。如果將SM490鋼的晶粒由20μm細(xì)化到0.9μm，相應(yīng)的屈服強(qiáng)度提高約100％、韌脆性轉(zhuǎn)變溫度降低幅度大于150℃[Hanamura等，CAMP-ISIJ，14(2001)670]。此外，晶粒細(xì)化還有助于降低鋼對(duì)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的雙相鋼具有具有優(yōu)異的低溫韌性(如專利US6066212、WO9932671和CN1098359B)。類似地，含碳量在0.05-0.12％之間，含Ni少于1％甚至幾乎不含Ni的雙相鋼同樣具有優(yōu)異的低溫韌性(專利US5545270和CN1075118B，專利CN1265709)。
由此可知，本發(fā)明提供的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板同樣具有良好的韌性。
綜上所述，本發(fā)明創(chuàng)造性地將晶粒超細(xì)化與雙相組織巧妙地結(jié)合起來(lái)，所提供的低碳低合金鋼板具有超細(xì)晶粒鐵素體和均勻彌散分布超細(xì)晶粒馬氏體雙相組織，不僅保持了超細(xì)晶粒鋼的高強(qiáng)度和優(yōu)異的韌性，克服了其“屈服強(qiáng)度比高和塑性差”的缺點(diǎn)，而且具有雙相鋼“連續(xù)屈服、低屈服強(qiáng)度比以及高延伸率”的優(yōu)點(diǎn)，同時(shí)克服了其馬氏體—鐵素體界面容易發(fā)生分離而導(dǎo)致低的成形性能問(wèn)題。因此，所提供的鋼板呈現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學(xué)性能——高強(qiáng)度、良好塑性、低屈服強(qiáng)度比和高強(qiáng)塑積，以及良好韌性。此外，由于具有低碳、低合金化的成分特點(diǎn)，制造成本低、焊接性好，且所采用的制造工藝也簡(jiǎn)便易行，對(duì)于超細(xì)晶粒鋼的推廣應(yīng)用以及對(duì)其高強(qiáng)度和優(yōu)異韌性的充分發(fā)揮具有重要的意義。
權(quán)利要求
1.一種超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其抗拉強(qiáng)度大于690MPa(100ksi)，總拉伸延伸率大于20％，屈服強(qiáng)度比小于0.75，強(qiáng)塑積大于18000；并且上述鋼板中形成有基體相和第二相，基體相為鐵素體，第二相主要是馬氏體，也可以有下貝氏體和/或殘余奧氏體；上述基體相的體積分?jǐn)?shù)介于95％～65％之間，第二相的體積分?jǐn)?shù)介于5％～35％之間，上述鋼板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基體相鐵素體均為等軸晶，且最大晶粒直徑小于6μm，平均晶粒直徑小于4μm；上述第二相也為等軸晶(多邊形晶粒)且最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑小于2μm；上述第二相的平均晶粒直徑小于基體相平均晶粒直徑，并均勻彌散地分布在基體相中；所述的鋼板含有0.03～0.12％C，0.1～2.0％Mn；余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，以上均為質(zhì)量百分比。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其特征是其進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0～0.8％Cr，0～0.6％Mo，0～0.6％Si，0～0.5％Cu，0～0.5％Ni。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其特征是其進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0～0.3％V，0～0.2％Nb，0～0.1％Ti，0～0.15％P。
4.一種超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其抗拉強(qiáng)度大于690MPa(100ksi)，總拉伸延伸率大于20％，屈服強(qiáng)度比小于0.70，強(qiáng)塑積大于18000；并且上述鋼板中形成有基體相和第二相，上述基體相為鐵素體；第二相主要是馬氏體，也可以有下貝氏體和/或殘余奧氏體，上述基體相的體積分?jǐn)?shù)介于95％～65％之間，第二相的體積分?jǐn)?shù)介于5％～35％之間，上述鋼板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基體相鐵素體均為等軸晶(多邊形晶粒)且最大晶粒直徑小于6μm，平均晶粒直徑小于4μm；上述第二相也為等軸晶(多邊形晶粒)且最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑小于2μm，上述第二相的平均晶粒直徑小于基體相平均晶粒直徑，并均勻彌散地分布在基體相中；所述的鋼板含有0.03～0.10％C，0.1～1.0％Mn，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，以上均為質(zhì)量百分比。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其特征是其進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素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.根據(jù)權(quán)利要求4或5所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其特征是其進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0～0.2％V，0.001～0.1％Nb，0～0.1％Ti。
7.一種超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其抗拉強(qiáng)度大于760MPa(110ksi)，總拉伸延伸率大于30％，屈服強(qiáng)度比小于0.75，強(qiáng)塑積大于30000；并且上述鋼板中形成有基體相和第二相，上述基體相為鐵素體；第二相主要是馬氏體，也可以有下貝氏體和/或殘余奧氏體；所述的基體相的體積分?jǐn)?shù)介于95％～65％之間，第二相的體積分?jǐn)?shù)介于5％～35％之間；上述鋼板自表面至板厚中心的全板厚截面上，上述基體相鐵素體均為等軸晶且最大晶粒直徑小于6μm，平均晶粒直徑小于2μm；上述第二相也為等軸晶(多邊形晶粒)且最大晶粒直徑小于3μm，平均晶粒直徑小于1μm，上述第二相的平均晶粒直徑小于基體相平均晶粒直徑，并均勻彌散地分布在基體相中；上述鋼板含有0.04～0.12％C，1.0～2.0％Mn；余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，以上均為質(zhì)量百分比。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其特征是進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0～0.3％Mo，0～0.6％Si，0.1～0.5％Cu，0.1～0.5％Ni。
9.根據(jù)權(quán)利要求7或8所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其特征是進(jìn)一步含有至少一種選自下列的添加元素0.01～0.3％V，0.005～0.2％Nb，0.001～0.1％Ti。
10.根據(jù)權(quán)利要求1或4或7所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，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徑與兩倍的基體相平均晶粒直徑之和，但大于上述兩相平均晶粒直徑之和。
11.一種超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板的制造方法，包括以下步驟I.將坯料在A1+50℃與A3+50℃之間保溫，以獲得奧氏體與鐵素體兩相組織；II.在上述兩相區(qū)進(jìn)行軋制，累積壓下量在65～85％之間，軋制變形速率在1～12/s范圍內(nèi)，終軋溫度同時(shí)高于650℃和Ar1；III.軋制后快速冷卻至室溫。
12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板的制造方法，其特征是其中在步驟I可以將熱軋板坯重新加熱至保溫溫度區(qū)間，也可以將連鑄坯直接冷卻到上述溫度區(qū)間，也可以將經(jīng)過(guò)粗軋后的板坯冷卻到上述溫度區(qū)間。
13.根據(jù)權(quán)利要求11所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板的制造方法，其特征是其中步驟II的軋制可以單道次進(jìn)行，也可以分多道次進(jìn)行。
14.根據(jù)權(quán)利要求11或13所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板的制造方法，其特征是其中步驟II軋制變形速率優(yōu)選位6～12/s。
15.根據(jù)權(quán)利要求11所述的超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板的制造方法，其特征是其中步驟III冷卻速度大于15℃/s，優(yōu)選大于50℃/s。
全文摘要
一種超細(xì)晶粒低碳低合金雙相鋼板，其抗拉強(qiáng)度大于690Mpa，總拉伸延伸率大于20％，屈服強(qiáng)度比小于0.75，強(qiáng)塑積大于18000，并且鋼板中形成有基體相和第二相，基體相為鐵素體，體積分?jǐn)?shù)85％～65％；第二相主要是馬氏體，體積分?jǐn)?shù)15％～35％；第二相均勻彌散地分布在基體相中。所述鋼板自表面至板厚中心的全板厚截面上，基體相的平均晶粒直徑小于4μm，第二相的平均晶粒直徑小于2μm，所述鋼板包含鐵以及0.03％～0.12％C、0.1％～2.0％Mn等元素。鋼板的制造方法為坯料經(jīng)過(guò)奧氏體與鐵素體兩相區(qū)保溫；然后進(jìn)行兩相區(qū)軋制，累積壓下量65％～85％，終軋溫度同時(shí)高于650℃和Ar
文檔編號(hào)C22C38/04GK1566389SQ0312948
公開(kāi)日2005年1月19日 申請(qǐng)日期2003年6月24日 優(yōu)先權(quán)日2003年6月24日
發(fā)明者宋洪偉, 史弼, 畢剛, 張俊寶, 曹涵清 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司