CN103343281B - 一种层片状双相高强高韧钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
一种层片状双相高强高韧钢及其制备方法，属于高韧性高强度钢技术领域。钢的化学成分为：C：0.01‑0.5wt%、Mn:1.0‑10.0wt%、Al：1.0‑6.0%、P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余量为Fe及不可避免的杂质。制备工艺为：钢的冶炼与凝固，铸坯或铸锭的锻造或热轧和热连轧，锻造和热轧产品进行回火/退火处理。优点在于，易于工业生产、低成本、高强高韧性。
Description
技术领域
本发明属于高韧性高强度钢技术领域，特别是提供了一种层片状双相高强高韧钢及其制备方法，一种低成本易生产的层片状铁素体马氏体双相高韧性钢材（板材及棒线材）及其制备方法。
技术背景
目前国内外汽车、火车等用钢铁材料，矿山机械、大型运输机械所用耐磨材料，航空航天用高性能钢铁材料，能源运输用管线钢及各种军用装甲等钢铁材料都对材料的强度及低温韧性提出了极高的要求，强度和韧性成为决定钢铁材料在工程上应用与否的关键指标。比如高强度的管线钢，超高强度的耐磨钢及超高强度的航天航空用钢等都对钢的韧性提出了较高的要求。因而高强高韧钢铁材料研发成为未来高性能材料的研发热点。
几十年来, 国内外先后发展了低合金、中合金和高合金高强度韧性钢, 实现了高强度高韧性钢在输油管线、船板、工程机械及航空航天工业中的应用。但目前的高强乃至超强高韧性钢依然面临韧性不足，特别是低温韧性不足或韧脆转变温度过高等迫切需要解决的问题。如图1所示，低合金钢和中合金钢的韧性随着抗拉强度的升高而显著降低，当其抗拉强度达到1.0GPa时，其室温韧性仅仅几十焦耳。而高合金钢的韧性虽然可以在1.5GPa的抗拉强度下达到200J，但高合金高强韧性钢中含有大量的Ni和Co等贵重合金元素，不仅价格高昂而且生产工艺复杂。因此需要从低合金或中等合金的角度，通过简单的工艺处理，合理的组织结构精细控制，制造出低成本易生产的新一代高强乃至超高强度高韧性钢。
材料的结构决定了材料的性能，因此提高钢铁材料的强度和韧性需要从钢的组织调控入手，通过理想的组织结构来获得相应的高性能。传统的金属材料的强韧化途径多种多样，如形变强化、细晶强化、固溶强化、相变强化以及第二相沉淀强化等经典的强韧化手段。发展新型高强乃至超高强韧性钢材有必要进行创新性的合金化设计及组织结构调控，突破现有高强高韧钢的设计思路，从而实现高强高韧性钢的跨越式发展。图2是对图1对应的现有高强高韧性钢韧性及其塑性间的关系的分析结果（韧性与钢在拉伸形变后的面缩率）。可以看出现有低合金、中合金和高合金钢的韧性主要受到钢的单向拉伸面缩率的控制，即现有钢韧性强烈依赖于钢的微区形变能力。因此可以将原有高强高韧性钢的强韧化机理定义为微区形变控制（如图3所示），即钢的单向拉伸最大微区应变能力决定了钢的韧性。众所周知钢的塑性随着钢的强度提高而逐步降低（如图1所示）。对于超高强度钢而言，其微区形变能力很难达到面缩70%（如图2所示）。在这个微区形变控制的思路下，只能继续提高马氏体钢的冶金质量和严格控制钢中夹杂物的数量、分布和形态才能达到，这无疑会大幅度提高钢的成本。所以通过提高钢的单向拉伸的面缩率来提高高强乃至超高强钢的设计思路是不符合低成本高性能钢研发趋势的。所以新型高强乃至超高强高韧钢材的研发需要打破这一韧性对面缩率的依赖，需要突破传统高强高韧性钢韧性机制，从而形成新型韧化机制的新一代高强高塑钢的组织控制思路。
现有钢的韧性是微区形变控制的，它的大小与微区形变所吸收的能量大小所决定的。因此打破微区形变控制韧性机制就必须扩大冲击件的形变区域，使得形变在较大的区域进行，这样就可以提高材料在受冲击过程中的吸能能力，从而提高钢的冲击韧性值。为此本发明提出层片状的铁素体与马氏体组织控制思路，利用马氏体与铁素体的界面易于开裂的行为，使钢在断裂过程中发生沿垂直于缺口的方向分层。这样不仅可以通过分层产生新界面来消耗外界能量，同时由于分层沿着垂直于缺口的方向。所以可以大幅度拓宽冲击试样的变形区域，从而提高钢的冲击韧性，特别是钢的低温冲击韧性。根据这一指导思想，本发明提出了通过双相区轧制或锻造来制备铁素体和马氏体的双相层片组织，通过控制铁素体和马氏体层片间的结合强度，实现冲击过程中马氏体层和铁素体层的层间开裂，改变材料的断裂方向，扩大形变区域，获得高强高韧性的钢材(钢板材或棒线材)。
为此本发明提出以低成本的C/Mn/Al的钢成分设计，通过高温双相区热变形，获得层片状的高温铁素体与马氏体的室温双相组织。 其中Al元素主要是获得高温铁素体和提高钢的Ac1温度和拓宽双相区温度区间，以有利于钢的高温形变获得层片状组织；而C/Mn元素的添加作用主要是获得马氏体或贝氏体，以确保钢的高强度。通过在双相区进行适当的热轧或热轧退火处理对钢的组织结构进行精细调控，获得室温层状的马氏体和铁素体双相钢材。本发明钢及其生产技术可应用于现有的钢铁冶金工业板带生产流程，生产出高强度高冲击韧性的板材或棒线材，可以应用于耐磨、装甲、化工及航空航天等需要高强高韧性材料的众多领域。
发明内容
本发明的目的在于提供一种层片状双相高强高韧钢及其制备方法，是一种易于工业生产、低成本、高强高韧性钢及其制备方法。通过在钢中引入界面效应(界面的开裂与分层), 使得冲击形变向垂直于裂纹的横向发展，来大幅度提高钢在受冲击后的形变区域，提高钢的吸能能力并最终提高高强度钢的韧性。为了达到这一目的，本发明提出了马氏体和铁素体双相钢的细晶化，层状化（超薄组织）和界面弱化（相界面）相结合的组织控制思路，其中细晶化和层状化的马氏体相可以提供钢的高强度；而层状化的铁素体与马氏体结合面可以提供钢的高韧性。传统高强钢的双相区温度较低形变抗力大，而且无法形成本发明钢所需要的组织结构。本发明通过成分设计赋予钢在高温形成高温铁素体，提高了双相区可形变温度，使得高温热轧一直处在铁素体与奥氏体共存的区域，易于获得层片状的铁素体与马氏体双相组织。
通过适当的化学成分设计和高温热形变，在钢中引入层片状组织提高钢的韧性，在钢中保留马氏体组织保证钢的高强度。本发明钢的强度在0.6GPa-2.0GPa，塑性在10-40%，而-40OC的低温韧性在100-450J。其中在抗拉1GPa级别时达到300-400J，1.5Pa级别时可以达到150-250J，而当抗拉强度达到2GPa级别时则可以达到100-200J。
本发明钢具备优异的高强度和高韧性匹配性能，适合在耐磨、装甲、化工及航空航天等需要高强度和高韧性钢的众多领域，具有巨大的市场应用潜力。
本发明从经济性角度出发，提出以C、Mn和Al为主要添加元素的合金化设计，将钢的两相区（铁素体和奥氏体）提高到传统的热轧温度区间，其中Al的作用获得高温铁素体以提高双相区温度区间，而C和Mn的添加目的则是为了获得室温的高硬度的马氏体或贝氏体相。本发明钢经过热轧后可以获得层片状的铁素体和马氏体的双相组织，其中铁素体以超薄层片组织或超细的针状组织形式存在，它的体积分数、分布、尺寸大小及铁素体马氏体界面特性对钢的韧性起到至关重要的影响，需要合理的控制。
本发明钢的基本特征为：
（1）在钢的化学成分上，主要是通过0.01-0.5wt% C，1.00-10.0wt%Mn和1.0-6.0%Al合金化成分，使该成分系钢以下几个特点：a、Al的加入可以使钢在高温区产生铁素体（高温铁素体），形成高温区铁素体和奥氏体的双相组织，即通过合金化大幅度提高双相区温度，以利于热加工形变；b、适量的C/Mn配合使钢具有良好的淬透性，保证高温形变中的层状奥氏体相在空冷、水冷等冷却方式下形成马氏体或贝氏体组织，要求C/Mn的配比需要满足4≤30C%+0.5Mn%≤16。
（2）在轧制工艺上，主要通过高温两相区轧制或锻造，形成层片状的铁素体和奥氏体组织；
（3）在冷却过程中，层片状/针状的铁素体将在冷却后依然保持铁素体晶格类型，而层片状的奥氏体则在冷却后发生相变形成马氏体或贝氏体组织；
（4）在热处理控制上，可以通过低温回火和高温退火对钢的组织结构和界面结构进行调控，进一步提高钢的综合性能。
（5）在拉伸过程中，由于铁素体具有较大的长宽比，因而具有比双相钢更加优异的力学性能。抗拉强度为0.6-2.0GPa，屈服强度为0.5-1.5GPa，-40OC的韧性达到100-450J，并且钢的塑性也可以达到10-40%；
（6）该成分系列钢的冲击断口以铁素体和马氏体界面为层片撕裂面，大幅度提高形变区域为特征，与传统韧性钢的微区形变控制机理存在巨大差异。
在上述基础上还可以通过下列技术进一步提高或达到性能：可以添加Ni、Mo、Cr、B等进一步提高钢的淬透性或低温冲击韧性、添加Nb、V、Ti和适量的稀土元素等细化原奥氏体晶粒、添加Cu、V等通过析出强化提高钢的强度、以及添加Si等提高强度和抑制碳化物析出等。本发明钢结构材料的强度在0.6-2.0GPa范围内，延伸率在10-40%的范围内，而-40OC的韧性达到100-450J。
1、本发明钢的化学成分：
从经济性角度出发，本发明以碳锰铝的化学成分设计为基础，其中Al是形成高温铁素体，提高双相区温度的决定性元素，目的是确保室温获得片状或针状铁素体相，而C/Mn是提高钢的淬透性的添加元素，目的是确保获得室温马氏体或贝氏体相。所以C/Mn/Al是本发明钢的结构和性能控制的决定性元素。另外可以通过其它合金元素的添加获得相同性能或综合性能更高的高强高韧性钢。钢的化学成分、组织控制工艺和生产工艺等是本发明的关键。
本发明所述钢的化学成分为：C：0.01-0.5wt%、Mn:1.0-10.0wt%、Al：1.0-6.0%、P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余量为Fe及不可避免的杂质。在此基础上可以另加以下一种或多种元素： Ni:0.1-3.0wt%、Cr:0.2-3.0wt%、Mo:0.1-0.8wt%、Si:0.3-2.3wt%、Cu:0.5-2.0wt%、B：0.0005-0.005wt%、Nb:0.02-0.10wt%、[N]:0.002-0.35wt%、Ti：0.04-0.25wt%、V：0.02-0.50wt%、RE（稀土）:0.001-0.050wt%、Ca:0.005-0.03wt%。
2.本发明各元素的作用及配比依据如下：
C：作为主要的间隙固溶强化元素，对淬火马氏体钢的强度起决定作用。通过碳的配分可以调控钢的淬透性能，调整钢中铁素体和马氏体含量。C含量应控制在0.01-0.50wt%范围内。
Mn：具有提高钢的淬透性的作用。可以使两相区形变钢在冷却过程中发生马氏体或贝氏体转变，提高钢的强度。为保证钢的塑性和强度，Mn含量应控制在1.0-10.0%范围内。
Al：在本发明中Al是高温铁素体形成元素，是该发明钢形成高温铁素体和奥氏体的关键元素。Al的加入可以调节高温区/双相区时铁素体与奥氏体的含量，达到组织细化目的，形成超薄双相组织。Al含量应该控制在1.0-6.0%的范围内。
Ni：是奥氏体化稳定元素，可以有效降低Ms点，同时可以提高材料塑性和低温韧性，但Ni价格高，其含量应控制在3.0%以下。
P：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，P含量应控制在0.020%以下。
S：不可避免的不纯物，形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性，并使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，S含量应控制在0.02%以下。
Mo: 有效地提高钢的淬透性，还能够强化晶界和有效细化碳化物。含量小于0.10%难以起到上述作用，但含量超过0.80%则上述作用效果饱和，且成本较高，应控制在0.1-0.8wt%范围内。
Cr: 能够有效提高钢的淬透性和防止高温表面氧化，同时Cr也是铁素体稳定化元素，可以适当添加调节铁素体含量。Cr含量应控制在0.2-3.0wt%。
Cu: 通过析出ε-Cu实现析出强化，提高钢的强度，添加范围0.5-2.00wt%。
B:能够显著提高钢的淬透性和净化晶界。含量低于0.0005%时以上作用不明显，高于0.0050%时作用增加不明显。因此，如添加，B含量应控制在0.0005-0.0050wt%范围内。
Si: 抑制碳化物析出，提高淬透性。Si含量在0.30%以下时，不能起到以上作用；Si含量高于2.30%时，以上作用饱和，并可能影响韧性。因此，Si含量应控制在0.30-2.30wt%范围内。
Nb：形成碳氮化物能够细化晶粒,易于通过控制轧制实现奥氏体的扁平化。低于0.02%时上述作用不明显，高于0.10%时作用增加不明显，达到饱和。Nb含量应控制在0.02-0.10wt%范围内。
Ti: 是一种强碳氮化物形成元素，可以形成细小弥散分布的碳氮化物，起到细化奥氏体晶粒的作用。Ti含量应控制在0.04-0.25wt%范围内。
V：以细小的碳氮化物形成存在时，能够细化晶粒；以固溶形式存在时，能够提高淬透性，从而提高强度。适量加入可以改善性能，高于0.15%时易形成大颗粒碳氮化物，反而使韧塑性下降。另外，V还具有析出强化作用，可进一步通过中温退火提高钢的强度。V含量应控制在0.02-0.50wt%范围内。
[N]：与Al、Ti、Nb、V等结合形成化合物，从而细化晶粒，但也会偏聚晶界而降低晶界强度。另外，[N]为奥氏体区扩大元素，它可以提高逆转变奥氏体的稳定性。 [N]含量应控制在0.002-0.35wt%范围内。
RE：起到脱氧和脱硫作用，并且使夹杂物变性，从而能够提高钢的韧塑性。低于0.001%时以上作用不明显，高于0.050%时作用增加不明显，达到饱和。因此，如添加，RE含量应控制在0.001-0.050wt%范围内。
Ca: 脱氧和脱硫，并且使夹杂物变形，从而能够提高钢的韧塑性。Ca的添加量与钢水中的S含量为3：1。因此，Ca含量应控制在0.005-0.030wt%范围内。
3.本发明的制造工艺及条件为：
（1）钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉或感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭。
（2）铸坯或铸锭的锻造或热轧和热连轧：
锻造或热轧棒线材：将铸坯经1100-1250℃加热，由热轧或锻造形成不同直径尺寸的棒线材，形成片状铁素体和硬相马氏体/贝氏体组织的高韧性棒线材。
热轧板材：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行10-25道次轧制到设计厚度规格的钢板，钢板冷却到室温，可以获得片状铁素体和硬相马氏体/贝氏体组织的中厚板。
（3）还可以通过对锻造和热轧产品进行回火/退火处理。
低温回火：在150-250OC进行低温回火，调整钢中马氏体相的硬度及马氏体与铁素体界面特性，进一步提高钢的强度和韧性。
高温退火：在550-750OC进行高温退火，调整钢中马氏体相的硬度及马氏体与铁素体界面特性，进一步提高钢的强度和韧性。控制析出物的数量和残余奥氏体稳定性，提高基体韧性。高温退火还可以大幅度提高钢的塑性。
本发明的优点在于，通过Al的添加提高两相区温度，使得热轧易于在高温区进行，,通过C/Mn添加，可以提高钢的淬透性和淬硬性，简化淬火手段，从而易于工业大批量生产高强高韧钢板材或棒线材。
附图说明
图1为现有低合金、中合金和高合金钢的韧性与钢的抗拉强度间的关系。
图2为原有低合金、中合金和高合金钢的韧性(Cv-RT)与钢的面缩率(Z)间的关系。
图3为原有低合金、中合金和高合金钢的韧性（Cv-RT）与其单向拉伸最大微区应变（f）间的关系。
图4 为D3#样品热锻后的针状铁素体与马氏体棒材横截面微观组织结构形貌。
图5为 D3#样品热锻后的针状铁素体与马氏体棒材纵截面微观组织结构形貌。
图6为 D6#样品热锻后的针状铁素体与马氏体棒材横截面微观组织结构形貌。
图7为 D6#样品热锻后的针状铁素体与马氏体棒材纵截面微观组织结构形貌。
图8为RZ3#样品的层片状铁素体及马氏体低倍组织形貌（板材）。
图9 为RZ3#样品的层片状铁素体及马氏体高倍组织形貌（板材）。
图10为 RZ6#样品的层片状铁素体及马氏体低倍组织形貌（板材）。
图11 为RZ6#样品的层片状铁素体及马氏体高倍组织形貌（板材）。
图12 为200OC退火1小时后的RZ3#钢的层片状的高倍组织结构（板材）。
图13为 650OC退火1小时后的RZ3#钢的层片状的高倍组织结构（板材）。
图14为 750OC退火1小时后的RZ3#钢的层片状的高倍组织结构（板材）。
图15为 950OC退火1小时后的RZ3#钢的层片状的高倍组织结构（板材）。
图16 为锻造钢棒材D6经过1250OC-800 OC的双相区锻造后的图像质量衬度图显示马氏体基体和片状的铁素体（EBSD结果）
图17 为锻造钢棒材D6经过1250OC-800 OC的双相区锻造后的晶界、相界和取向信息显示了片状结构为铁素体（EBSD结果）。
图18为 碳含量（Mn5Al3）对发明钢的均匀应力应变的影响
图19为碳含量（Mn5Al3）对发明钢的全应变范围的应力应变的影响
图20为本发明钢与传统低合金和高合金韧性钢的力学性能和室温及-40OC的冲击功与面缩（Z）之间关系的对比，显示本发明钢的独特韧化机制 。
图21为本发明钢与传统低合金和高合金韧性钢的力学性能和室温及-40OC的冲击功与抗拉强度（Rm）之间关系的对比，显示本发明钢的高强高韧性能
具体实施方式
本实施例主要针对于不同强度高韧性钢卷、钢板和棒线材的开发，试验过程模拟钢板的热连轧和冷连轧工艺。但该工艺同样适用于中厚板材、型材和棒线材。
实施例1：高强高韧性棒线材
钢的冶炼与锻造：
本发明钢由试验室真空感应炉冶炼，浇铸锭型为50kg的圆锭，共冶炼10炉钢供锻造棒状样品，化学成分见表1。D1-D10#钢的钢锭经过1100-1250℃加热，保温2-5h，进行锻造开坯。锻造温度范围为800-1150℃，锻造初始截面尺寸为40mmx40mm的正方形到截面尺寸为φ16mm的圆，锻后空冷。最终锻造成尺寸为φ16mm×1000mm的棒材，采取空冷冷却。该工艺可获得针状的铁素体与马氏体组织。进行力学性能和冲击韧性测定（拉伸试验拉伸速率为10-4/s，延伸率采用A5，冲击试验：冲击样品尺寸为10mmx10mmx55mm的V型冲击），其结果见表2.
表1发明钢的化学成分（锻造）
| 试验# | C | Mn | Al | P | S | Nb | Ti | 其它 | 30%+0.5Mn |
| D1 | 0.01 | 10.0 | 3.0 | 0.009 | 0.002 | 0.15 | Mo:0.10 | 5.3 | |
| D2 | 0.05 | 5.0 | 3.5 | 0.012 | 0.008 | - | B:0.0005 | 4.0 | |
| D3 | 0.05 | 7.20 | 1.0 | 0.011 | 0.003 | - | 0.05 | Si:1.10 | 5.1 |
| D4 | 0.10 | 4.90 | 1.5 | 0.011 | 0.003 | - | - | 5.45 | |
| D5 | 0.15 | 5.50 | 3.9 | 0.012 | 0.008 | 0.03 | 0.05 | 7.25 | |
| D6 | 0.21 | 5.00 | 3.0 | 0.012 | 0.008 | - | 8.8 | ||
| D7 | 0.30 | 3.50 | 3.0 | 0.004 | 0.002 | - | - | 10.75 | |
| D8 | 0.39 | 5.15 | 3.2 | 0.012 | 0.008 | 14.3 | |||
| D9 | 0.40 | 4.80 | 3.0 | 0.004 | 0.002 | Re:0.002 | 14.4 | ||
| D10 | 0.50 | 1.0 | 6.0 | 0.011 | 0.003 | Mo:0.10 | 15.5 |
****D-表示径向锻造
表2发明钢锻造圆棒样品的性能(屈服强度Rp0.2,抗拉强度Rm,延伸率A，面缩Z和室温及-40℃的冲击韧性)
| 试验# | Rp0.2(MPa) | Rm(MPa) | A(%) | Z(%) | EKV-RT(J) | EKV-40℃(J) |
| D1 | 670 | 820 | 23 | 72 | 320 | 280 |
| D2 | 773 | 940 | 26 | 70 | 317 | 273 |
| D3 | 760 | 920 | 19 | 68 | 252 | 240 |
| D4 | 1030 | 1200 | 19.5 | 62 | 243 | 205 |
| D5 | 1093 | 1403 | 17.2 | 53 | 220 | 210 |
| D6 | 1150 | 1620 | 16.3 | 51.2 | 207 | 220 |
| D7 | 1180 | 1730 | 15.9 | 50.1 | 173 | 167 |
| D8 | 1280 | 1820 | 15.0 | 49.0 | 163 | 168 |
| D9 | 1330 | 1880 | 13.3 | 43.2 | 158 | 129.5 |
| D10 | 1490 | 1975 | 13.8 | 44.1 | 112.5 | 103.4 |
****D-表示径向锻造
实施例2：热轧高韧性板材
钢的冶炼与热轧：
本发明钢由试验室真空感应炉冶炼，浇铸锭型为150kg的圆锭，共冶炼10炉钢供热轧，化学成分见表3。RZ1-RZ10#钢的钢锭经过1100-1250℃加热，保温2-5h，进行锻造开坯。锻造温度范围为800-1150℃，锻造初始截面尺寸为60mmx100mmx200mm的方坯。将锻造方坯在1100-1250℃加热，1100-1200℃开轧，终轧温度为约800℃，其中高温双相区1100-1000度的未再结晶区压下量占整个压下量的50%，而在1000-800度的再结晶区的压下量小于50%。平均分配道次压下量，最后一道次为保证板形小于15%，采取空冷冷却，最终厚度为12mm。该工艺可获得层状的马氏体与铁素体组织。进行力学性能和冲击韧性测定，其结果见表4.
表3发明钢的化学成分（热轧）
| 试验# | C | Mn | Al | P | S | Nb | Ti | 其它 | 30%+0.5Mn |
| RZ1 | 0.01 | 8.90 | 2.5 | 0.012 | 0.008 | 0.05 | B:0.005 | 5.25 | |
| RZ2 | 0.05 | 5.20 | 3.0 | 0.011 | 0.003 | 0.04 | Si:1.10 | 4.1 | |
| RZ3 | 0.10 | 4.90 | 1.5 | 0.011 | 0.003 | 5.45 | |||
| RZ4 | 0.10 | 5.50 | 3.9 | 0.012 | 0.008 | 0.05 | Si:0.90 | 5.75 | |
| RZ5 | 0.15 | 5.00 | 6.0 | 0.012 | 0.008 | 0.05 | 7.0 | ||
| RZ6 | 0.20 | 3.50 | 3.0 | 0.004 | 0.002 | Mo:0.10 | 7.75 | ||
| RZ7 | 0.25 | 5.15 | 3.2 | 0.012 | 0.008 | Mo:0.10 | 10.1 | ||
| RZ8 | 0.30 | 4.80 | 2.0 | 0.004 | 0.002 | 0.05 | 0.08 | Re:0.002 | 11.4 |
| RZ9 | 0.35 | 4.95 | 2.7 | 0.011 | 0.003 | 0.05 | 0.10 | Mo:0.10 | 13.0 |
| RZ10 | 0.40 | 3.00 | 6.0 | 0.009 | 0.002 | 0.05 | 0.15 | Mo:0.10 | 13.5 |
****RZ-表示热轧
表4发明钢锻造圆棒样品的性能(屈服强度Rp0.2,抗拉强度Rm,延伸率A，面缩Z和室温及-40℃的冲击韧性)
| 试验# | Rp0.2(MPa) | Rm(MPa) | A(%) | Z(%) | EKV-RT(J) | EKV-40℃(J) |
| RZ1 | 720 | 937 | 24.5 | 71 | 420 | 413 |
| RZ2 | 873 | 985 | 22 | 67 | 379 | 363 |
| RZ3 | 840 | 1170 | 21.5 | 65 | 340 | 323 |
| RZ4 | 960 | 1230 | 19.5 | 62.5 | 343 | 305 |
| RZ5 | 1057 | 1308 | 18.2 | 59 | 290 | 240 |
| RZ6 | 1250 | 1520 | 16.3 | 55.5 | 253 | 229 |
| RZ7 | 1273 | 1637 | 14.9 | 50.1 | 221 | 207 |
| RZ8 | 1324 | 1725 | 15.0 | 48.0 | 187 | 168 |
| RZ9 | 1370 | 1870 | 14.3 | 45.2 | 178 | 169.5 |
| RZ10 | 1387 | 2018 | 12.8 | 45.1 | 162.5 | 163.2 |
实施例3：低温退火与高温回火处理
锻造棒与热轧板材热处理：
将表1中的D8、D9和D10钢棒在200OC保温2小时处理，得到回火后的D8T、D9T和D10T；对D8、D9和D10进行650OC保温1小时进行退火处理，得到D8A、D9A和D10A。对上述低温回火和高温退火的试样进行力学性能和冲击韧性测定，其结果见表5。将表3中的RZ7、RZ8、RZ9和RZ10分别进行200OC的回火和650OC的退火处理，分别得到RZ7T、RZ8T、RZ9T和RZ10T及RZ7A、RZ8A、RZ9A和RZ10A的板材，对上述低温回火和高温退火的试样进行力学性能和冲击韧性测定，其结果见表5。
表5对表1和表3中的相应样品进行低温回火和高温退火得到的力学性能及钢的冲击韧性(屈服强度Rp0.2,抗拉强度Rm,延伸率A，面缩Z和室温及-40℃的冲击韧性)
| 试验# | 热处理工艺 | Rp0.2(MPa) | Rm(MPa) | A(%) | Z(%) | EKV-RT(J) | EKV-40℃(J) |
| D8T | 200℃x2小时 | 1340 | 1720 | 15.3 | 53.0 | 170 | 155 |
| D9T | 200℃x2小时 | 1390 | 1780 | 15.0 | 44.2 | 168 | 139.5 |
| D10T | 200℃x2小时 | 1509 | 1930 | 14.8 | 43.1 | 142.5 | 143.5 |
| D8A | 650℃x2小时 | 780 | 1120 | 25.0 | 53.5 | 253 | 248 |
| D9A | 650℃x2小时 | 793 | 1210 | 23.8 | 52.4 | 227 | 209.5 |
| D10A | 650℃x2小时 | 890 | 1230 | 26.5 | 51.1 | 242.5 | 203.8 |
| RZ7T | 200℃x2小时 | 1373 | 1537 | 15.9 | 51.2 | 245 | 232 |
| RZ8T | 200℃x2小时 | 1382 | 1625 | 16.3 | 53.0 | 267 | 236 |
| RZ9T | 200℃x2小时 | 1470 | 1770 | 14.8 | 49.5 | 248 | 219.5 |
| RZ10T | 200℃x2小时 | 1487 | 1805 | 14.5 | 48.2 | 202.5 | 183.4 |
| RZ7A | 650℃x2小时 | 750 | 990 | 36.3 | 52.5 | 233 | 215 |
| RZ8A | 650℃x2小时 | 775 | 907 | 40.0 | 50.1 | 221 | 207 |
| RZ9A | 650℃x2小时 | 724 | 929 | 35.5 | 49.0 | 212 | 189 |
| RZ10A | 650℃x2小时 | 708 | 870 | 34.0 | 45.2 | 208 | 169.4 |
****D-表示锻造,
****RZ-表示热轧
****T-表示回火
****A*表示退火
综上所述，本发明钢的低成本的新型化学成分设计为是高强高韧钢的组织结构控制及性能获得的基础。该钢的高强度和高韧性源于具有层片状的铁素体和马氏体双相组织。其中铁素体的体积分数、分布、尺寸大小及铁素体马氏体界面特性对钢的韧性起到至关重要的影响，可以通过工业化生产进行合理的控制，适合通过大规模的工业化生产。本发明钢具有0.5-1.5GPa的屈服强度、0.6-2.0GPa的抗拉强度和在-40OC具有100-450J的低温冲击韧性。通过退火或回火处理可以进一步提高高强高韧性钢的综合性能。
综上所述，本发明钢以C/Mn/Al很进化的低成本的新型化学成分设计为是高强高韧钢的组织结构控制及性能获得的基础。其中Al的作用获得高温铁素体以提高双相区温度区间，而C和Mn的添加目的则是为了获得室温的高硬度的马氏体或贝氏体相，要求C/Mn的配比需要满足4≤30C%+0.5Mn%≤16。高温形变所获得的层片状的铁素体和马氏体双相组织是本发明钢具有高强度和高韧性组织结构基础。层片状铁素体与马氏体层状组织在冲击过程中沿着界面开裂，使钢在断裂过程中发生沿垂直于缺口的方向分层，大幅度拓宽冲击试样的变形区域，是提高钢的冲击韧性根本原因与特征。本发明钢的组织结构可以通过工业化生产进行合理的控制，获得大规模工业化生产的高强高韧钢，使其具有0.6-1.5GPa的屈服强度、0.7-2.0GPa的抗拉强度和在-40OC具有100-450J的低温冲击韧性。通过退火或回火处理可以进一步提高高强高韧性钢的综合性能。本发明钢具备优良的高强度和高韧性匹配，适合在耐磨、装甲、化工及航空航天等领域具有巨大的市场应用潜力。
图4-7为D3#和D6#钢的锻造棒状样的针状铁素体和马氏体组织形貌，说明通过径向锻造处理可以在本发明钢中获得针状铁素体和马氏体组织的双相组织。这为本发明所提出的在钢中引入层片状组织达到提高钢的韧性，通过室温保留马氏体组织保证钢的高强度的思路提供了可行性。
图8-11为RZ3和RZ6样品的层状铁素体和层状马氏体组织形貌，说明通过热轧处理可以在本发明钢中获得层片铁素体和马氏体组织的双相组织。这为本发明所提出的在钢中引入层片状组织达到提高钢的韧性，通过室温保留马氏体组织保证钢高强度的思路提供了可行性。
图12-15为RZ3#钢热轧后在不同温度热处理后的组织形貌。说明通过热轧后的回火或退火处理可以改变热轧所获得的层片针状铁素体和马氏体组织双相组织中的铁素体片层的厚度，铁素体的体积分数以及马氏体相的硬度等微观组织结构特征。这为本发明所提出的通过热处理来改变在钢中层片状铁素体和马氏体双相组织，进而改善本发明钢的综合力学性能的思路提供了可行性。
图16-17 是锻造钢棒D6的背散射电子显微组织形貌。可以看出它是有片状的铁素体和马氏体组成的。与图1到图15一起再次验证了本发明所提出的在钢中引入层片状组织达到提高钢的韧性，通过室温保留马氏体组织保证钢的高强度思路的可行性。另外从图16可以看出，除了层片状的铁素体外，马氏体内部也存在大量的等轴状铁素体。这种铁素体可能对韧性有一定的贡献。但从层片状组织结构及其断口的层状裂口来看，该细小等轴铁素体对本发明钢的韧性不是其决定作用的。而只有层片状铁素体与马氏体层状组织，才能使得界面易于开裂，使钢在断裂过程中发生沿垂直于缺口的方向分层。这样可以大幅度拓宽冲击试样的变形区域，从而进一步提高钢的冲击韧性，特别是钢的低温冲击韧性。
图18-19给出了在Mn含量为~5%，而Al含量为~3%的情况下，碳含量对钢的力学性能的影响。从这两个图可以看出碳含量对钢的均匀延伸率影响不大，但随着碳含量提高钢的断后延伸率降低。同时随着碳含量提高钢的强度显著提高。在碳含量在0.05-0.39的发尾内，钢的强度可以在800MPa到约2000MPa的范围内变化。说明碳含量是影响本发明钢的一个重要因素。
图20-21是把本发明钢与传统低合金和高合金韧性钢进行对比的结果。从图20可以看出，本发明钢不仅韧性高，而且与传统韧性钢存在着较大差异。一是在相同面缩率的情况下，本发明钢在室温及-40OC比传统韧性钢高出近150J的冲击功（如图20）。另外其冲击韧性在相同强度的情况下也比低合金韧性钢高出150J，比高镍韧性钢高出近100J。图21结果说明本发明提出的层片状组织结构韧化的正确性和可行性而图21则说明了本发明钢的可行性与实用性。
Claims (3)
1.一种层片状双相高强高韧钢，其特征在于，钢的化学成分为：C：0.01-0.5wt％、Mn:3.5-10.0wt％、Al：1.0-6.0％、P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余量为Fe及不可避免的杂质；并且，4≤30C％+0.5Mn％≤16；
抗拉强度在0.6GPa-2.0GPa，断后延伸率在10-40％，而-40℃的低温韧性在100-450J，其中在抗拉强度在1GPa级别时达到300-400J，1.5GPa级别时达到150-250J，当抗拉强度达到2GPa级别时则达到100-200J；棒线材得到层片状双相组织是经热轧或锻造步骤，板材得到层片状双相组织是经热连轧步骤。
2.根据权利要求1所述的层片状双相高强高韧钢，其特征在于，另加以下一种或多种元素：Ni:0.1-3.0wt％、Cr:0.2-3.0wt％、Mo:0.1-0.8wt％、Si:0.3-2.3wt％、Cu:0.5-2.0wt％、B：0.0005-0.005wt％、Nb:0.02-0.10wt％、[N]:0.002-0.35wt％、Ti：0.04-0.25wt％、V：0.02-0.50wt％、RE:0.001-0.050wt％、Ca:0.005-0.03wt％。
3.一种权利要求1或2所述的层片状双相高强高韧钢的制备方法，其特征在于，工艺及在工艺中控制的技术参数如下：
(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉或感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯；
(2)铸坯的锻造或热轧和热连轧：
锻造或热轧棒线材：将铸坯经1100-1250℃加热，由热轧或锻造形成不同直径尺寸的棒线材，形成片状/针状铁素体和硬相马氏体/贝氏体组织的高韧性棒线材；
热连轧板材：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行10-25道次轧制到设计厚度规格的钢板，钢板冷却到室温，获得片状铁素体和硬相马氏体/贝氏体组织的中厚板；
(3)通过对锻造和热轧产品进行回火/退火处理：
低温回火：在150-250℃进行低温回火，调整钢中马氏体相的硬度及马氏体与铁素体界面特性，提高钢的强度和韧性；
高温退火：在550-750℃进行高温退火，调整钢中马氏体相的硬度及马氏体与铁素体界面特性，进一步提高钢的强度和韧性。
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