CN1316530A - 控制双相钢组织的方法 - Google Patents

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Abstract

通过以下方法控制双相钢组织：在α－相或γ－相的温度区域对含有0.05－0.80质量%C的钢施加形成真实应变量不小于0.1的应变加工，然后在形成α－相和γ－相的双相区域的温度范围内在其上施加0.1－20T的磁场。

Description

控制双相钢组织的方法
本发明涉及一种控制双相钢组织的方法，更为具体地说涉及一种通过在双相钢生产过程中采用磁场进行有效地处理从而有利于高效而低耗地改善钢组织的方法。
理想的钢的性能要求具有高强度和高韧性。一般来说，要同时产生这两种性能非常困难，因为钢的韧性伴随着其强度的增大而减小。
目前已提出产生这两种性能的方法，即形成双相钢组织和形成细晶粒。
在双相钢中，组织对于产生理想的性能非常重要，因此已提出了多种组织控制方法。
但是，这些常规的方法并不一定能获得理想的性能，因此需要研制一种新的组织控制方法。
另一方面，虽然采用进行高压下量轧制是形成细小晶粒的方法，但通过这种轧制方法的设计来改进性能已存在一些局限。具体地说，在钢板的情况下，沿轧制方向的平面状晶粒增多或者沿某一方向生成沿晶粒取向排列的织构，因此它所带来的问题是对冲击能的吸收能力降低和钢板的表面质量降低等。
为此目的，需要研究一种新的控制钢组织的方法。
这种组织控制方法之一便是考虑采用磁场的方法。
例如：Palmai Zoltan已报道(Gepgyartastechnologia.vol.22(1982)，第463页)，如果在热处理过程中应用0.57T(T为表明磁场的强度的单位，特斯拉)的磁场以对Fe-0.60C-0.30Si-0.72Mn组分的钢进行从马氏体组织到奥氏体组织的逆向转化，则铁素体相会被稳定从而增加了剩余铁素体的数量，该研究表明了磁场对钢的作用。
但是，上述的开拓性研究并不具有工业实用性，因为在弱磁场中不能清楚地观测到磁场的作用。
此外，到目前为止并没有进行采用磁场控制钢组织的研究或发明。
由于目前已研制出了能够提供强磁场的超导磁体，因而本发明者进行了采用磁场进行钢组织控制的研究。
研究的结果是，本发明者发明了一种对双相钢组织进行控制的方法，其中通过在磁场中加热的条件下进行逆向转化而将被逆向转化的奥氏体相排列在施加的磁场的方向上，上述结果公开在JP-A-11-315321,Bulletin of the JapanInstitute of Metals,vo1.38,No.5(1999)，第380页和Scripta materialiia,vol.32(2000)，第499页。
本发明为上述方法的进一步改进，它提供了一种对双相钢组织进行控制的方法，其中通过在双相钢组织控制过程中施加磁场进行处理而可以在极短的时间内达到对该双相钢组织的控制，通过缩短加热时间来提高产量，与采用常规热处理进行控制的情况相比减少了用于加热的燃料消耗从而降低了成本。
本发明者已进行了许多研究以实现上述的目标，并且已经发现如果在进行热处理之前在形成(α+γ)双相区域或α相和γ相的双相区域的温度范围内对钢施加形成真实应变不小于0.1的加工，然后在该双相区域在热处理过程中施加磁场，则在很短时间内会使该钢成为沿施加磁场方向排列的双相组织，而且这种排列方向只取决于施加的磁场的方向，而与先前的锻造方向、轧制方向等无关，这样便实现了本发明。
也就是说，本发明为一种控制双相钢组织的方法，其特征在于在α-相或γ-相的温度区域对含有0.05-0.80质量％C的钢施加形成真实应变量不小于0.1的加工，然后在形成α-相和γ-相的双相区域的温度范围内在其上施加0.1-20T的磁场。
参照附图对本发明进行描述，其中：
图1为在正常转化的情况下在磁场中的瞬间排列组织模型图，其中(a)为转化进度小的情况，(b)为转化进度中等的情况，而(c)为转化进度大的情况；
图2为在逆向转化的情况下在磁场中的瞬间排列组织模型图，其中(a)为转化进度小的情况，(b)为转化进度中等的情况，而(c)为转化进度大的情况；
图3为在高温区加工完成之后在双相区域进行正常转化时的热处理模式图；
图4为在热加工或冷加工完成之后通过在双相区域加热进行逆向转化时的热处理模式图；
图5为在磁场中正常转化的钢组织的显微图，其中(a)为实施例5的情况，而(b)为对比实施例3的情况；
图6为表明在进行冷轧时压缩比对再结晶晶粒大小改变的影响图。
图7为表明在在磁场中热处理后经过再结晶加工的钢中再结晶晶粒的长宽比图表，其中(a)为对经磁场排列的钢进行再结晶加工情况，而(b)为对不经过磁场排列的钢进行再结晶加工的情况；和
图8为表明采用强磁场的实验装置外形示意图。
本发明之后的实验结果如下所述。
将含有0.6质量％的C、0.2质量％的Si和0.4质量％的Mn以及剩余物基本上为Fe(Ac1:725℃，Ac3:785℃)的组分的钢进行热轧，然后进行冷轧得到厚度为1.5mm的钢板。接着，将该钢板加热至870℃，并在该温度下对其施加真实应变为0.2的轧制加工，然后于745℃即作为(α+γ)双相区域的温度下对其热处理1分钟，同时施加与轧制方向平行的8T磁场，然后淬火并冷却到室温。另一方面，对于部分钢板进行与上述一样的热处理，同时在这部分钢板表面的垂直方向上施加磁场。
将如此得到的钢板沿厚度方向切开后，将断面抛光并用含3体积％硝酸的醇溶液进行腐蚀，然后通过显微的方法进行观察。
观察与施加磁场方向平行的断面的结果确证了通过转化形成的剩余奥氏体相(在淬火之后作为马氏体相观察到)和铁素体相沿着施加磁场的方向排列而与热轧方向无关。同时，该结果还确证了在与施加磁场方向垂直的断面上形成了晶胞状的组织。
根据上述的结果，发现有可能采用以下方法通过在极短时间内的转化来控制钢组织：不考虑该钢的加工史如轧制等，在对钢施加应变以后在磁场中进行热处理。
根据本发明，如果在α相(铁素体相)温度区域或γ相(奥氏体相)温度区域对钢施加应变，然后在α相和γ相的双相区域的温度范围内施加磁场，则可以使该钢组织成为沿施加磁场方向排列的形式。我们认为这种观象的机理如下。
图1(a)、(b)和(c)分别表示在正常转化下在磁场中的各种转化进度下的瞬间钢组织模型。其中每幅图表示的L-断面(纵断面)与施加磁场的方向平行而T-断面(横断面)与施加磁场的方向垂直。
如果这种转化是在磁场中进行，则在顺磁性奥氏体相内部产生铁磁体的铁素体相原子核。在这种情况下，它们形成使整体静磁能量的增加最小化的形状。
这种形状被认为环状排列在磁场的方向上。这种情况如图1(a)所示，其对应的转化进度小。
随着这种转化进度达到中等，产生铁素体相原子核并且联结成链状组织(见图1(b))。
当这种转化进度最终变大时，形成延长的双相组织，这种组织表明在L断面该组织沿施加磁场方向排列，而在T断面形成单元形状，即这里所说的蜂窝状组织(见图1(c))。
在上述正常转化的情况下，如果在γ相温度区域对钢施加应变加工，则通过这种加工将应变能储存在钢的内部，从而增加产生转化原子核的点。此外还形成了许多断层和空穴以显著地增强原子的运动程度。结果是这种转化非常迅速。
图2(a)、(b)和(c)分别表示在逆向转化下在磁场中的各种转化进度下的瞬间组织模型。
在这种情况下，在铁磁体的铁素体相内部产生顺磁性奥氏体相原子核，从而与正常转化的情况相似，使整体静磁能量最小化(见图2(a))。
之后，随着转化进度达到中等，促使奥氏体相的产生和联结从而形成链状组织(见图2(b))。最后，在高转化进度阶段形成蜂窝状组织(见图2(c))。
即使在上述逆向转化的情况下，如果在室温或热温度下对钢施加应变加工，则通过这种加工将应变能储存在钢内部，从而增加形成转化原子核的部位。此外还形成了许多断层和空穴以显著地增强原子的运动程度。结果是这种转化非常迅速。
简言之，本发明适于所有实用钢，只要双相钢由顺磁相和铁磁相组成，而本发明的方法也可以在不考虑正常转化和逆向转化的情况下适用。
上述方法的实施例分别如图3和图4所示。
图3的情况为，在对应于γ相温度区域的高温区域对钢施加应变加工后，在双相区域进行正常转化；而图4的情况为在对应于α相温度区域的热或冷温下对钢施加应变加工后，通过加热至双相区域而进行逆向转化。
即使在这两种情况下，热处理也在极短的时间内结束，从而这种方法易于被应用于工业生产线。
将本发明钢组分和热处理条件限制在上述范围的原因如下所述。
本发明适用于所有含有类似于具有顺磁相和铁磁体相共存状态的组分的钢。在这种情况下，需要含有以下范围的足量的C作为基本条件。
C:0.05-0.8质量％
C的下限为0.05质量％的原因是，如果C的含量小于0.05质量％，则双相区域的温度会变得太高，从而不能有效地储存应变能；C的上限为0.8质量％的原因是，如果C的含量超过共析体组分，则在(α+γ)双相区域的转化不会发生。
其次，在磁场中对钢进行热处理之前对钢施加真实应变不小于0.1的加工的原因是，通过这种加工将应变能储存在钢内部，结果形成用于转化的原子核产生点的断层等，从而促进在加热条件下短时间内的转化。如果该应变量小于0.1，则在钢内部原子核产生部位形成不足从而不能在短时间内促使这种转化。
此外，这种加工的形式可以是轧制、拉伸等之中的任一种。但是在这种情况下，要求在钢中储存真实应变大于或等于0.1的应变能，因此重要的是要通过后续的回复再结晶等使这种真实应变能不致丧失。
另外，进行上述加工处理的温度区域限定在α相温度区域或γ相温度区域的原因是，这种转化发生在应变能被足量储存在单相区域以后。
进一步地，在热处理中应用的磁场强度限定于0.1-20T的原因是，如果它小于0.1T，则该磁场作用小从而不能有效地获得上述的链状组织或蜂窝组织；而上限20T则是根据能在大空间进行工业化生产的磁场强度所确定的。该磁场强度优选为1-20T，更优选4-20T。
此外，磁场的类型可以是静态磁场或低频变化的磁场，但是一般以直流静态磁场较为合适。
关于施加该磁场时的温度，有必要将该钢保持在双相区域的温度以通过这种转化形成排列的双相组织。
因此在本发明中，在α相温度区域或γ温度区域的加工之后施加磁场过程中所进行的热处理温度要被限制在对应于(α+γ)双相温度区域，即α相和γ相双相区域的温度范围内。
根据本发明，这种转化是在极短的时间内完成的，因此对于加热时间没有特别限定，但它优选不少于10秒。
此外，本发明适用于所有常规的钢材如钢板、线材、棒钢、型钢等。
以下的实施例对本发明进行举例，但它并不限定本发明。
实施例1
真空熔炼得到含有0.61质量％C、0.45质量％的Si和0.60质量％的Mn(Ac1:730℃,Ac3:788℃)的钢。从钢上切下长度为150mm、宽度为25mm而厚度为2mm的样品，将此钢加热到870℃充分地使其转化成γ相，然后在保持这一温度的状态下，在真实应变量的范围为0.05-1.0的条件下对其进行热轧。然后迅速地将该样品放置在处于超导磁体的磁场最大(磁场：10T)位置的炉子中，在此处保持745℃ 1分钟，同时在厚度方向施加磁场以进行正常转化。然后将该样品用水淬火。
将如此得到的钢板的轧制表面抛光，用含3％硝酸的醇溶液腐蚀并用光学显微镜进行观察。结果证实了该钢板具有通过转化形成的铁素体相和奥氏体相(在淬火以后为马氏体相)的双相组织。
然后通过以下方法确定在该组织中所观察到的沿施加磁场方向的马氏体相的排列程度。
如果将施加磁场的方向称为z-轴，则在与z-轴平行的表面上进行组织观察，在观察期间通过对显微照片的图象处理来测得马氏体相在z-方向的长度。接着，在与z-轴垂直的表面进行组织观察，在此期间通过图象处理来测得在此表面上观察到的马氏体相的延伸尺寸。在这种情况下，如果该表面上的组织为晶胞形状，则对该晶胞进行测定。
接着确定两种尺寸的比率(z-轴方向的长度/与z-轴垂直的表面的延伸尺寸)。在该整体组织图上测得该比率，计算所测值的平均值作为排列程度。
根据本发明方法，如果排列程度大，则通过磁场的组织排列增强。本发明确定了通过磁场控制组织的效果发生在排列程度不小于1.5时。
所测得的结果如表1所示。
                               表1
号 真实应变量 加热时间(分钟) 排列程度 组织观察结果     备注
    1     0.05     1.0     0.9 马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织 对比实施例1
    2     0.1     1.0     1.6 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例1
    3     0.4     1.0     2.5 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例2
    4     0.8     1.0     3.0 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例3
    5     1.0     1.0     3.2 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例4
    6     0.05     45.0     1.6 马氏体相和铁素体相的链状组织 对比实施例2
如表1所示，在所有的实施例1-4中，通过保持加热1分钟来充分改善排列程度，从而得到双相蜂窝状组织，这种组织对应于图1(c)所示的具有高转化进度的模型。
相反地，对比实施例1的真实应变量小，因而其排列程度低且不能对双相组织进行充分地控制，因此这种转化进度小而其组织为混合的晶粒组织。另一方面，在对比实施例2中，真实应变量与对比实施例1相同，最终得到的排列程度为1.6，但这种钢组织在z-轴方向上为链状组织而在垂直于z-轴的方向上为极不成熟的蜂窝状组织。
实施例2
真空下熔炼得到含有0.2质量％C、0.2质量％的Si和1.3质量％的Mn和0.1质量％的Ti(Ac1:715℃,Ac3:875℃)的钢。从钢上切下长度为150mm、宽度为25m而厚度为2mm的样品，在1000℃下感应加热将该钢充分地转化成γ相，然后在真实应变量的范围为0.05-1.0的条件下对其进行热轧。接着将该样品放置在处于超导磁体的磁场最大(磁场：10T)位置的炉子中，在此处于对应于(α+γ)双相区域的800℃下保持0.5分钟，同时在厚度方向应用10T磁场以进行正常转化。然后将该样品淬火。
将如此得到的钢板轧制表面抛光，用含3％硝酸的醇溶液腐蚀并用光学显微镜进行观察。结果证实了钢板具有通过转化形成的α相和γ相(在淬火以后观察为马氏体相)的双相组织。
然后通过以下方法确定在该组织中所观察到的沿施加磁场方向的马氏体相的排列程度。
同样，从钢板上切下水平部分长度为40mm、宽度为5mm而整体长度70mm的拉力试验块以使轧制方向与长度方向一致，从而对抗张强度(拉伸速度：10mm/s)和总延伸率进行测定。此外，切下长度为50mm、宽度为10mm而厚度为2mm的板状块然后由其形成U-形缺口，对该U-形缺口在室温下进行冲击试验来测定吸收能，从而对其韧性进行评估。
测定结果如表2所示。
                              表2
号   真实应变量 加热时间(分钟)     排列程度     组织观察结果 抗张强度(MPa) 总延伸度(％) 吸收能(J)     备注
    7     0.05     0.5     0.9 马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织     300     12     50  对比实施例3
    8     0.1     0.5     1.8 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     580     30     100 可接受的实施例5
    9     0.4     0.5     2.5 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     620     32     115 可接受的实施例6
    10     0.8     0.5     4.0 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     650     33     120 可接受的实施例7
    11     1.0     0.5     4.9 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     700     34     125 可接受的实施例8
    12     0.05     45.0     1.6 马氏体相和铁素体相的链状组织     390     17     60 对比实施例4
如表2所示，在所有的实施例5-8中，通过保持加热1分钟来充分改善排列程度，从而得到蜂窝状双相组织。
图5(a)表示在实施例5的钢上与施加磁场方向平行的表面组织图，它对应于图1(c)中具有高转化进度的模型。
相反地，对比实施例3的真实应变量小，因而其排列程度低且不能对双相组织进行充分地控制，因此这种转化连度小而其组织为混合的晶粒组织。图5(b)中显示了这种组织的图象。另一方面，在对比实施例4中，在真实应变量与对比实施例3相同的条件下保持加热45分钟，最终得到的排列程度为1.6，但这种钢组织在z-轴方向上为链状组织而在垂直于z-轴的方向上为极不成熟的蜂窝状组织。
此外，与这些对比实施例相比，具有高排列程度和蜂窝状双相组织的本发明实施例具有良好的机械性能，并表现出在强度、延伸度和韧性等方面的良好性能。
实施例3
本实施例为逆向转化实验。
真空熔炼得到含有0.61质量％C、0.20质量％的Si和0.45质量％的Mn(Ac1:724℃,Ac3:782℃)的钢。将此钢热轧、酸洗和冷轧。在此情况下，在这种钢上所应用的真实应变量的范围为0.04-1.1。
然后，将此钢放置在处于超导磁体的磁场最大(磁场：10T)位置的炉子中，在此处保持745℃1分钟，同时在厚度方向施加磁场以进行逆向转化。然后将此钢用水淬火。
对于如此得到的钢，采用与实施例1相同的方式对其进行评价，此外确定α相的比率(z-轴方向的长度/与z-轴垂直的表面的延伸尺寸)。在整体组织图上测得该比率，计算所测值的平均值作为排列程度。
所测得的结果如表3所示。
                             表3
号 真实应变量 加热时间(分钟) 排列程度 组织观察结果     备注
 13     0.04     1.0     0.8 马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织 对比实施例5
 14     0.1     1.0     1.6 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例9
 15     0.5     1.0     2.4 马氏体相磁铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例10
 16     0.8     1.0     2.9 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例11
 17     1.1     1.0     3.2 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例12
 18     0.05     45.0     1.6 马氏体相和铁素体相的链状组织 对比实施例6
如表3所示，在所有的实施例9-12中，通过保持加热1分钟来充分改善排列程度，从而得到双相蜂窝状组织，这种组织对应于图2(c)所示的具有高转化进度的模型。
相反地，对比实施例5的真实应变量为0.04之小，其排列程度在保留约1分钟的情况下是低的，并且不能对双相组织进行充分地控制，因此这种转化进度小而其组织为混合的晶粒组织。另一方面，在对比实施例6中，在真实应变量与对比实施例5相同的条件下保持加热45分钟，最终得到的排列程度为1.6，但这种钢组织在z-轴方向上为链状组织而在垂直于z-轴的方向上为极不成熟的蜂窝状组织。
实施例4
该实施例中测定了钢组分对钢组织的影响。
真空下熔炼得到含有如表4所示C含量范围的钢和具有常规组分的结构钢。然后，从这些钢上切下长度为150mm、宽度为25mm而厚度为2mm的样品。之后，通过在1000℃下感应加热将其充分地转化成γ相，并在对应于真实应变量为0.3的条件下对其进行热轧，接着将该样品放置在处于超导磁体的磁场最大位置的炉子上，在此处在(α+γ)双相区域的温度下保持0.5分钟，如表4所示，同时在厚度方向应用10T磁场以进行正常转化。然后将该样品淬火。
对于如此得到的钢，采用与实施例1相同的方式来对其组织进行评价。
结果也如表4所示。
                                 表4
号     组分(质量％) 热处理温度(℃)     排列程度     组织的观察结果     备注
    C     Si     Mn     Ti     Nb
 19     0.03     0.20     0.45     -     -     770     1.3     马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织     对比实施例7
 20     0.10     0.20     0.45     -     -     770     3.3     马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     可接受的实施例13
 21     0.39     0.20     0.45     -     -     770     3.5     马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     可接受的实施例14
 22     0.61     0.20     0.45     -     -     750     3.2     马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     可接受的实施例15
 23     0.75     0.20     0.45     -     -     750     3.5     马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     可接受的实施例16
 24     0.85     0.20     0.40     -     -     750     1.1     马氏体相和渗碳体相的混合晶粒组织     对比实施例8
 25     0.11     0.22     1.31     -     0.05     800     3.5     马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     可接受的实施例17
 26     0.30     1.50     0.60     0.05     -     800     4.0     马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     可接受的实施例18
 27     0.06     1.40     2.01     -     -     800     4.3     马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织     可接受的实施例19
如表4所示，具有充足的C含量范围所有实施例13-16对双相组织进行了适当地控制。
相反地，在C含量在本发明所定义的范围之外的对比实施例7和8不能对双相组织进行适当地控制。
如实施例17-19所示，即使在具有常规组分的结构钢上也获得了对充分排列的双相组织的控制。
实施例5
本实施例测定了C含量在逆向转化中的作用。
真空熔炼得到如表5所示C含量(其它组分为0.20质量％的Si和0.45质量％的Mn)的钢。将此钢热轧和冷轧(对应的真实应变为0.2)至厚度为1.5mm并对其进行酸洗。将此钢放置在处于超导磁体的磁场最大位置的炉子上，在此处对其进行磁场中的热处理。也就是，在750℃下对其热处理1分钟，同时在厚度方向施加磁场以进行逆向转化。
对于如此得到的钢板，采用与实施例3相同的方式对其组织进行评价。
所测得的结果如表5所示。
表5
号 C含量(质量％) 排列程度     组织观察结果     备注
 28     0.03     1.3 马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织     对比实施例9
 29     0.10     2.2 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例20
 30     0.39     2.3 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例21
 31     0.61     2.2 马氏体相和铁素相的蜂窝状组织 可接受的实施例22
 32     0.75     2.3 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例23
 33     0.85     1.1 马氏体相和渗碳体相的混合晶粒组织     对比实施例10
如表5所示，具有充足的C含量范围的所有实施例20-23对双相组织进行了适当地控制。
相反地，在C含量在本发明所定义的范围之外的对比实施例9和10不能对双相组织进行适当地控制。
实施例6
本实施例测定了磁场强度和热处理温度的影响
提供与实施例2相同的含有0.2质量％的C、0.2质量％的Si、1.3质量％的Mn和0.1质量％的Ti(Ac1:715℃,Ac3:875℃)的钢，将其热轧和冷轧至厚度为1.5mm，对其进行酸洗。此外，在冷轧中的真实应变量为0.2。
然后在磁场中在变化磁场强度和热处理温度条件下对此钢进行热处理0.5分钟。
对于如此得到的钢板，采用与实施例3相同的方式对其组织进行评价。
结果如表6所示。
                               表6
号 磁场强度(T) 热处理温度(℃) 排列程度     组织观察结果     备注
 34     0.05     745     0.9 马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织 对比实施例11
 35     0.5     745     2.0 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例24
 36     4.0     745     2.8 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例25
 37     10.0     745     3.2 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例26
 38     10.0     710  未测得    铁素体的多晶体 对比实施例12
 39     10.0     910     0.9 马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织 对比实施例13
如表6所示，具有本发明所定义的条件的所有实施例24、25、26对双相组织进行了适当地控制。
相反地，对比实施例11由于其磁场强度弱小因而并不产生磁场效应。在对比实施例12中，由于热处理温度太低而不能进行转化。在对比实施例13中，由于热处理的温度太高因而不能对双相组织进行控制。
实施例7
本实施例同样测定了磁场强度和热处理温度的影响
提供与实施例1相同的含有0.61质量％的C、0.45质量％的Si、0.60质量％的Mn(Ac1:730℃,Ac3:788℃)的钢，将其热轧和冷轧至厚度为1.5mm，对其进行酸洗。此外，在冷轧中的真实应变量为0.2。
然后在磁场中在变化磁场强度和加热处理温度的条件下对此钢进行热处理
对于如此得到的钢板，采用与实施例3相同的方式对其组织进行评价。
结果如表7所示。
                           表7
号 磁场强度(T) 热处理温度(℃) 排列程度 组织观察结果     备注
 40     0.06     745     0.9 马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织 对比实施例14
 41     0.5     745     1.8 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例27
 42     4.0     745     1.9 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例28
 43     10.0     745     2.1 马氏体相和铁素体相的蜂窝状组织 可接受的实施例29
 44     10.0     715     未测得 铁素体相的多晶体 对比实施例15
 45     10.0     810     0.9 马氏体相和铁素体相的混合晶粒组织 对比实施例16
如表7所示，具有本发明所定义的条件的所有实施例27、28、29对双相组织进行了适当地控制。
相反地，对比实施例14由于其磁场强度弱小因而并不产生磁场效应。在对比实施例15中，由于热处理温度太低而不能进行转化。在对比实施例16中，由于热处理的温度太高因而不能对双相组织进行控制。
实施例8
该实施例中测定了具有排列组织的再结晶钢板。
真空熔炼得到与实施例2相同的含有0.2质量％C、0.2质量％的Si、1.3质量％的Mn和0.1质量％的Ti(Ac1:715℃,Ac3:875℃)的钢。从此钢上切下长度为150mm、宽度为25mm而厚度为2mm的样品。在1000℃下感应加热将该钢转化成γ相，在真实应变量为0.3的条件下对其进行热轧。然后在对应于(α+γ)双相温度区域的800℃下保持0.5分钟，同时应用10T磁场以进行正常转化。在这种情况下，施加磁场的方向为其厚度方向。随后将该钢板淬火。
这样便得到了沿厚度方向排列的组织，并且其排列程度为4.0(后文所指的磁场排列钢)。
然后在压缩比为30-75％的条件下将该钢板冷轧，并在600℃下保持30分钟以进行再结晶。
为进行对比，对该钢板在不施加磁场的情况下进行与上述相同的热处理，进一步对其进行冷轧和再结晶(后文所指的零磁场钢)。
将这些钢中的每一种的轧制表面抛光，用含0.3％硝酸的醇溶液进行腐蚀，并采用光学显微镜进行观察以通过图象处理方法来测定再结晶晶粒的平均晶粒大小。同样，通过图象处理方法测定长宽比(沿轧制方向的尺寸/沿与轧制方向垂直的方向上的最小延伸尺寸)，对平面晶粒的比例进行量化。
图6显示了在冷轧中压缩比对再结晶晶粒的晶粒大小变化的影响的测定结果。
如图6所示，磁场排列钢在40％压缩比的冷轧中再结晶晶粒的平均晶粒大小约为2.5μm，而在零磁场钢的情况下最终经过75％-压缩比的冷轧时平均晶粒大小约为2.5μm。
这表明，如果在零磁场的情况下以每一道次40％进行轧制，那麽这样轧制三次(总压缩比：约78％)获得的效果，在磁场排列钢的情况下，仅通过一道次就能达到。
图7表示在以下情况下所测得的长宽比的结果：将在50％的压缩比的情况下所获得的冷轧钢板退火至600℃再结晶30分钟，其中(a)一种情况下采用磁场排列钢，(b)一种情况下采用零磁场钢。
在采用磁场排列钢的情况下，当长宽比不大于3时发生了显著的分布，而在零磁场钢中存在约7％的长宽比不小于3的平面晶粒。
进一步地，采用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)法在与图7所用的相同钢板的轧压表面上的200平方微米的范围内测得结晶晶粒的取向分布。结果是，在零磁场钢上观察到在(111)取向的堆积达到了一定的水平，而在磁场排列钢上没有明确观察到特定取向的堆积，且结晶晶粒的取向是无规则的。
从上述的实验结果可以导出以下用于工业化的重要特征。
也就是说，在极短的约0.5分钟的时间获得了经过磁场排列的组织，同时在通过再结晶退火处理而大幅度减少轧制负荷时，得到了无规取向的细晶粒组织。
实施例9
建造设想进行以下工业化加工的实验装置。
如图8所示，建造一个配有加热炉-轧辊-超导磁体-轧辊-退火炉的处理装置，由此连续地进行γ-区加热-热轧-在磁场中转化-加工-再结晶退火。
真空熔化与实施例2中相同的组分得到长度为300mm，宽度为50mm而厚度为15mm的受试钢。同样该实验在以下条件下进行。
将受试钢加热至1000℃以形成γ-相。然后在真实应变量为0.3的条件下对其进行热轧。接着，将其通过超导磁体，在此期间在10T的磁场中于800℃下进行热处理20秒以进行正常转化至约50％处于(α+γ)双相区域。然后，在700℃而压缩比为40％的条件下对其进行轧制，在600℃下通过退火炉以进行再结晶。在这种情况下，钢的通过速率为4m/min。
将如此得到的钢板的轧制表面抛光，用含有3％硝酸的醇溶液进行腐蚀，并采用光学显微镜法进行观察以通过采用与实施例8相同的方式测定再结晶晶粒的大小分布。同样在磁场中转化以后将部分受试钢淬火以测定经过该磁场排列的钢组织的排列程度。
结果，在磁场中转化后排列程度是3.8，还有，再结晶晶粒的平均晶粒尺寸是2.1μm，得到了等轴和细晶粒组织，其中大角晶粒界占大多数。
进一步地，沿纵向方向从该钢板上切下JIS No.13B拉力试验块以测定抗拉强度(拉伸速率：10mm/s)和总延伸率，切下小尺寸(长度：50mm，宽度：10mm，厚度：5mm)的夏氏冲击试件，并在其中形成U形缺口，将其在室温下进行冲击试验。
试验的结果是抗拉强度为750MPa，总延伸率为30％，而吸收能为150J。
为了进行比较，在含有同样组分并在不施加磁场的条件下进行热处理得到的受试钢上进行冲击试验。在这种情况下，平均晶粒大小为10μm，抗拉强度为450MPa，总延伸率为35％，而吸收能为160J。
也就是说，采用本发明的磁场形成了细晶粒。在不破坏韧性的情况下获得了良好的机械性能。显然本发明在通过轧制-再结晶形成细晶粒以提供高强度和韧性的钢生产中非常有效。
如上所述，本发明对双相钢的组织控制可以在低消耗和短时间内进行，因此它在工业中非常有用。

Claims (3)

1．一种控制双相钢组织的方法，其特征在于，在α-相或γ-相的温度区域对含有0.05-0.80质量％C的钢施加形成真实应变不小于0.1的加工，然后在形成α-相和γ-相的双相区域的温度范围内在其上施加0.1-20T的磁场。
2．根据权利要求1的方法，其中该磁场为1-20T。
3．根据权利要求2的方法，其中该磁场为4-20T。
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