双相钢及其制造方法

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。背景技术：：：1、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。2、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。3、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，“enhanced work-hardening behavior and mechanicalproperties in ultrafine-grained steels with large-fractioned metastableaustenite,”scripta materialia,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“tensile behavior of intercritically annealed 10pct mn multi-phasesteel”metallurgical and materials transactions,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。4、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。技术实现思路1、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。2、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％。3、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。4、再更优选地，所述双相钢由马氏体和残余奥氏体相构成。5、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％。6、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％。7、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％。8、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％。9、优选地，所述双相钢包括尺寸为大约10-30nm的碳化钒沉淀。10、一种制造本发明的双相钢的说明性方法包含以下步骤：11、(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；12、(b)热轧所述锭块以制备多个具有3-6mm的厚度的厚钢板，13、(c)通过空气冷却过程处理所述钢板；14、(d)在大约300-800℃的温度以30-50％的厚度降低温轧所述钢板；15、(e)在620-660℃的温度将所述钢板退火10-300分钟；16、(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17、(g)在300-700℃的温度将所述钢板二次退火以形成双相钢。18、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。19、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。20、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％。21、优选地，所述双相钢包括尺寸为10-30nm的碳化钒沉淀。22、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。当前第1页12当前第1页12