專利名稱：超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及到一種低碳低合金鋼制造方法，特別涉及鐵素體晶粒細化到3.0μm以下的含Nb低碳低合金鋼制造方法。
背景技術(shù)：
眾所周知，低碳(高強度)低合金鋼是最重要工程結(jié)構(gòu)材料之一，廣泛應(yīng)用于石油天然氣管線、海洋平臺、造船、橋梁、壓力容器、建筑結(jié)構(gòu)、汽車工業(yè)、鐵路運輸及機械制造之中。低碳(高強度)低合金鋼性能取決于其化學(xué)成分、制造過程的工藝制度，其中強度、韌性和焊接性是低碳(高強度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材的顯微組織狀態(tài)。細化鐵素體晶粒尺寸是唯一可以同時提高強度和韌性并改善鋼的焊接性的措施，是低碳(高強度)低合金鋼最重要的強韌化方法，多年來一直是冶金工程師追求的目標。80年代以來發(fā)展的新型熱機械控制處理(Thermo-mechanical control process，簡稱TMCP)鋼比常規(guī)軋制態(tài)(as-rolled)的(高強度)低合金鋼具有很大的優(yōu)點，這些鋼具有非常細小的鐵素體/貝氏體組織(其比例取決于化學(xué)成分和制造工藝條件)，因而顯示出優(yōu)良的強度和韌性，在控制軋制過程中鈮抑制奧氏體再結(jié)晶和晶粒長大，經(jīng)常被加入TMCP鋼中用來改善強度和低溫韌性，商用TMCP鋼的最小的鐵素體晶粒尺寸范圍在3～5μm，進一步減小鐵素體晶粒的尺寸存在很大的困難。
超細晶粒獲得的方法大致分為兩類，即相變法和再結(jié)晶法兩類。若將獲得超細鐵素體晶粒的方法進行詳細分類，相變法又包括在超過冷奧氏體(γ)狀態(tài)下的加工和相變和奧氏體/鐵素體動態(tài)相變及在(γ+α)二相區(qū)域的加工和相變。相變法共同特點都是以一個道次強壓下和采用在低溫奧氏體區(qū)域形變加工(道次壓下率＞50％)。例如日本新日鐵公司采用的一種新的控制軋制工藝，即由形變誘導(dǎo)鐵素體的動態(tài)相變和動態(tài)再結(jié)晶得到超細晶粒的顯微組織，對0.1％C-1.0％Mn成分體系的低合金鋼采用一種熱形變模擬實驗及隨后的實際軋制試驗，獲得了小于3μm的超細晶粒。再結(jié)晶法則利用馬氏體和貝氏體強壓下后的再結(jié)晶，成功地研制出了超細晶粒鐵素體組織。
以上方法均采用在低溫過冷奧氏體區(qū)或亞穩(wěn)的馬氏體、貝氏體區(qū)以一個道次強壓下軋制(道次壓下率＞50％)。如此高的道次壓下率和低的形變溫度，將造成巨大的形變抗力和極高的軋機負荷，在實際生產(chǎn)上很難實現(xiàn)；其次一個道次強壓下形變的不均勻性，將導(dǎo)致最終相變/再結(jié)晶組織的不均勻性，在形變集中的部位如高密度位錯纏結(jié)的形變帶、應(yīng)變高度集中的原奧氏體晶界區(qū)域、形變孿晶帶，容易通過應(yīng)變誘導(dǎo)相變/再結(jié)晶形成超細晶，而其它部位晶粒尺寸較粗大(5μm～10μm)，造成組織的不均勻性，因此實現(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)大試件化的困難較大。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼及其制造方法，獲得超細化，＜3.0μm的鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼。
為達到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)解決方案是超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其組分為，C 0.02％～0.20％Nb 0.01％～0.10％Si ＜0.80％Ti 0.007％～0.025％N 0.0035％～0.0083％余Fe和不可避免的雜質(zhì)，以上為質(zhì)量百分比。
進一步，還含有Mn 1.0％～2.0％。
其中，所述的C含量的優(yōu)選范圍為0.03％～0.15％；所述的Nb含量的優(yōu)選范圍為0.015％～0.045％之間；所述的Si含量的優(yōu)選范圍為＜0.50％。
所述的Mn含量的優(yōu)選范圍為1.3％～1.8％；所述的Ti含量的優(yōu)選范圍為0.01％～0.02％。
所述的Ti/N為2.0～3.0。
本發(fā)明的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼的制造方法，包括如下步驟，a.加熱上述基材快速加熱，加熱速度≥10℃/s，至Ac3+30℃～50℃；
b.保溫使基材奧氏體化；c.快速冷卻奧氏體化完全后即時快速冷卻，冷卻速度≥10℃/s，至奧氏體未再結(jié)晶區(qū)，最好Ar3+30℃～60℃；d.軋制對快速冷卻后的基材進行軋制，終軋溫度為Ar3點附近，每道次壓下率≥15％，累計壓下率≥40％；e.冷卻、保溫，軋制后快速冷卻至Ar1-10℃～Ar1-30℃，組織調(diào)整，使之穩(wěn)定；f.循環(huán)上述步驟，次數(shù)≥3次。
g.冷卻至室溫。
其中，所述的步驟b中保溫時間為足以確保組織奧氏體化，在保證組織奧氏體化的前提下盡可能地縮短。
所述的步驟a采用感應(yīng)加熱或通電直接加熱。
所述的步驟c的冷卻速度優(yōu)選為10℃/s～30℃/s。
所述的步驟c的冷卻溫度至Ar3+30℃～60℃。
所述的步驟d軋制累計壓下率優(yōu)選控制在45％～55％，道次壓下率優(yōu)選控制在15％～25％。
本發(fā)明基于通過快速感應(yīng)加熱或試件通電直接加熱、快速升溫上淬(up-quenching)工藝過程和加速控制冷卻實現(xiàn)奧氏體/鐵素體循環(huán)相變(γα)，并結(jié)合在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計大壓下形變造成的應(yīng)變誘導(dǎo)相變的共同作用實現(xiàn)鐵素體晶粒超細化，獲得＜3.0μm的鐵素體晶粒。
眾所周知，當鐵素體組織被上淬至奧氏體相區(qū)，即以極快的加熱速度加熱至奧氏體相區(qū)，由于加熱速度很快，鐵素體晶?；静粫l(fā)生長大，鐵素體相的化學(xué)成分也基本不發(fā)生變化，因而造成α→γ巨大的相變驅(qū)動力，極大提高奧氏體晶核的形核速率，細化奧氏體晶粒尺寸。其次，形核的奧氏體晶核具有四個晶體學(xué)位向，即(111)、(111)、(111)、(111)，而這四個晶體學(xué)位向晶粒之間形成的晶界是大角度晶界，因此在鐵素體晶界或在鐵素體晶內(nèi)形核長大的奧氏體晶?？捎行У胤指钤F素體晶粒，形成細小均勻的奧氏體晶粒，如圖1所示。同樣，當經(jīng)過形變的奧氏體被快速過冷到鐵素體相區(qū)，由于巨大的γ→α相變驅(qū)動力(包括化學(xué)驅(qū)動力、形變亞結(jié)構(gòu)及形變使奧氏體晶界有效面積增加等作用)，極大地增加了鐵素體晶核的形核速率和形核位置，從而極大地細化了鐵素體晶粒。此外，形核的鐵素體晶粒具有(110)和(110)兩個晶體學(xué)位向，而這2個晶體學(xué)位向晶粒之間形成的晶界也是大角度晶界，因此在奧氏體晶界或在奧氏體晶內(nèi)形核長大的鐵素體晶粒也可有效地分割原奧氏體晶粒，形成細小均勻的鐵素體晶粒，如圖2所示。細小奧氏體晶粒通過快速冷卻(≥15℃/s)冷卻至Ar3+30℃～60℃溫度點附近，并Ar3+30℃～60℃溫度點附近進行形變，通過應(yīng)變誘導(dǎo)相變，可以得到極細小的鐵素體晶粒。即當處于Ar3+30℃～50℃溫度點附近時，細小的奧氏體晶粒被變形時，嚴重的塑性流變首先誘發(fā)晶粒沿軋制方向拉長。由于奧氏體晶粒細小，應(yīng)變主要集中于原奧氏體晶界附近區(qū)域、形變孿晶界附近區(qū)域，而晶內(nèi)的形變帶形成的數(shù)量則較少，這大大減小了應(yīng)變分布的不均勻性，應(yīng)變均勻地分布于晶粒之中。與此相反，當粗大的奧氏體晶粒形變時，應(yīng)變分布極不均勻，主要集中分布于部分晶粒之中，集中分布于晶內(nèi)形變帶之中；其次細小奧氏體晶粒形變時，應(yīng)變儲存能較高；相反，粗大的奧氏體晶粒形變時，應(yīng)變儲存能相對較低。隨著形變的繼續(xù)，累計應(yīng)變量的增加，在奧氏體晶界、孿晶界附近區(qū)域，由于不同位向晶粒之間相互約束以及不同滑移系同時開動，位錯與作為位錯的“源”與“井”的晶界發(fā)生復(fù)雜的相互作用，在原奧氏體晶界、退火孿晶界上形成大量的臺階，此臺階是鐵素體晶粒最有利的形核位置，因為在臺階上形核的能壘最低，此外奧氏體晶內(nèi)的位錯也在某些區(qū)域發(fā)生聚集，形成形變帶組織。隨著奧氏體塑性形變程度繼續(xù)地加大(累計壓下率≥40％)，應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變將有效地發(fā)生(即形變使Ar3點溫度上移，使γ→α相變在奧氏體相區(qū)發(fā)生)。在Ar3轉(zhuǎn)變溫度之上，極細小的鐵素體晶粒通過應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)γ→α轉(zhuǎn)變，主要在被拉長的、形成大量臺階的奧氏體晶粒的晶界、形變孿晶界、形變帶上形成。相變結(jié)束后，剛從奧氏體轉(zhuǎn)變來的鐵素體晶粒處在高于Ar3點溫度區(qū)間內(nèi)，即處在奧氏體相區(qū)，這種鐵素體是不穩(wěn)定的，將隨形變奧氏體的回復(fù)而很快消失，即通過應(yīng)變誘導(dǎo)相變形成的鐵素體又通過α→γ逆轉(zhuǎn)變形成奧氏體。如此通過循環(huán)往復(fù)的γ→α和α→γ轉(zhuǎn)變地反復(fù)發(fā)生，隨形變溫度接近Ar3點，奧氏體/鐵素體晶粒能被連續(xù)不斷地細化。最終，極細小均勻的鐵素體晶粒形成。在此階段形成的晶粒具有更加的等軸形狀而不是拉長的形狀，隨后通過快速冷卻(冷卻速度≥10℃/s)至Ar1點以下，并短時間保溫，使晶粒均勻化，完成第一輪循環(huán)相變細化和應(yīng)變誘導(dǎo)相變細化；隨后重復(fù)進行上述的循環(huán)相變細化和應(yīng)變誘導(dǎo)相變細化，當循環(huán)次數(shù)達到3次或3次以上時，循環(huán)次數(shù)隨合金成分不同而不同，整個試件組織均為＜3.0μm超細鐵素體晶粒。此外，還需要對鋼進行微鈦處理，即鋼中Ti含量控制在0.007％～0.025％，最好0.01％～0.02％之間，Ti/N控制在2.0～3.0之間，以抑制上淬過程或軋制過程中，鐵素體/奧氏體晶粒長大。
本發(fā)明的優(yōu)點在于消除一個道次強壓下(道次壓下率＞50％)的低溫形變，大大降低軋機負荷和改善了板型，使在普通熱軋機上通過普通的控制軋制實現(xiàn)超細晶成為可能，消除了一個道次強壓下形變的不均勻性所造成的組織的不均勻性，使工業(yè)生產(chǎn)大試件化成為可能；同時生產(chǎn)控制較為簡單，是一種實際可行的超細晶鋼板的生產(chǎn)方法，具有很強的適應(yīng)性、較高的經(jīng)濟性及技術(shù)上的前瞻性。


圖1為原鐵素體晶粒被不同晶體學(xué)位向的奧氏體晶粒分割示意圖。
圖2為原奧氏體晶粒被不同晶體學(xué)位向的鐵素體奧氏體晶粒分割示意圖。
圖3為本發(fā)明的工藝流程示意圖。
圖4為本發(fā)明超細晶粒形成示意圖。
圖5為本發(fā)明實施例B的金相顯微組織圖。
具體實施例方式
本發(fā)明超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼的實施例A～E見表1。
再請參見圖3、圖4，超細晶鋼板制造過程如下實驗室真空感應(yīng)爐冶煉，鋼液成分達到目標成分后，立即開始澆鑄，鋼水的澆鑄溫度為1560℃～1580℃。鋼錠在1150℃鍛造成厚70mm鋼坯供模擬熱軋軋制，熱軋采用Gleeble 1500熱模擬機進行模擬實際軋制過程，鋼坯的升溫速度控制在15℃/s～30℃/s之間，加熱至1000℃～1050℃之間，保溫5min(t1)，使鋼坯完全奧氏體化，然后再以10℃/s～30℃/s冷卻速度冷卻至800℃～850℃，隨后進行控制軋制，累計壓下率控制在40％～55％之間，道次壓下率控制在15％～25％之間，終軋溫度控制在750℃～800℃之間。軋后以10℃/s～30℃/s冷卻速度冷卻至400℃～450℃左右，保溫2min(t0)；隨后進行如圖4所示的第二次循環(huán)，只是上淬后保溫時間t2為1min；如此循環(huán)3～5次，獲得的鋼坯晶粒尺寸均在3.0μm以下，如圖5所示。
圖4中，Ar1為奧氏體向鐵素體/珠光體轉(zhuǎn)變的結(jié)束溫度，Ar3為奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的起始溫度，Tnr為奧氏體未再結(jié)晶溫度，Ac3為鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束的平衡溫度。
表1

權(quán)利要求
1.超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其組分為，C 0.02％～0.20％Nb 0.01％～0.10％Si＜0.80％Ti 0.007％～0.025％N 0.0035％～0.0083％余Fe和不可避免的雜質(zhì)，以上為質(zhì)量百分比。
2.如權(quán)利要求1所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其特征是，還含有Mn 1.0％～2.0％。
3.如權(quán)利要求1或2所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其特征是，所述的C含量的優(yōu)選范圍為0.03％～0.15％。
4.如權(quán)利要求1或2所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其特征是，所述的Nb含量的優(yōu)選范圍為0.015％～0.045％之間。
5.如權(quán)利要求1或2所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其特征是，所述的Si含量的優(yōu)選范圍為＜0.50％。
6.如權(quán)利要求2所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其特征是，所述的Mn含量的優(yōu)選范圍為1.3％～1.8％；
7.如權(quán)利要求1或2所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其特征是，所述的Ti含量的優(yōu)選范圍為0.01％～0.02％。
8.如權(quán)利要求1或2或6所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其特征是，所述的Ti/N為2.0～3.0。
9.超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼的制造方法，包括如下步驟，a.加熱上述基材快速加熱，加熱速度≥10℃/s，至Ac3+30℃～50℃；b.保溫使基材奧氏體化；c.快速冷卻基材奧氏體化完全后即時快速冷卻，冷卻速度≥10℃/s，至奧氏體未再結(jié)晶區(qū)；d.軋制對快速冷卻后的基材進行軋制，終軋溫度為Ar3點附近，每道次壓下率≥15％，累計壓下率≥40％；e.冷卻、保溫，軋制后快速冷卻至Ar1-10℃～Ar1-30℃，組織調(diào)整，使之穩(wěn)定；f.循環(huán)上述步驟，次數(shù)≥3次。g.冷卻至室溫。
10.如權(quán)利要求9所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼的制造方法，其特征是，所述的步驟b中保溫時間為以確保組織奧氏體化的時間。
11.如權(quán)利要求9所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼的制造方法，其特征是，所述的步驟a采用感應(yīng)加熱或通電直接加熱。
12.如權(quán)利要求9所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼的制造方法，其特征是，所述的步驟c的冷卻速度優(yōu)選為10℃/s～30℃/s。
13.如權(quán)利要求9所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼的制造方法，其特征是，所述的步驟c的冷卻溫度至Ar3+30℃～60℃。
14.如權(quán)利要求9所述的超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼的制造方法，其特征是，所述的步驟d軋制累計壓下率優(yōu)選控制在45％～55％，道次壓下率優(yōu)選控制在15％～25％。
全文摘要
超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼，其組分為(質(zhì)量百分比)，C0.02％～0.20％、Nb 0.01％～0.10％、Si＜0.80％、Ti 0.007％～0.025％、N 0.0035％～0.0083％、余Fe和不可避免的雜質(zhì)。制造方法包括如下步驟，上述基材快速加熱，并保溫使基材奧氏體化，隨即快速冷卻到奧氏體未再結(jié)晶區(qū)；然后對快速冷卻后的基材進行軋制，在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)大壓下形變造成的應(yīng)變誘導(dǎo)相變；快速冷卻、保溫使組織調(diào)整，使之穩(wěn)定；循環(huán)上述步驟3次以上，最后冷卻至室溫，從而實現(xiàn)鐵素體晶粒超細化，獲得＜3.0μm的鐵素體晶粒。本發(fā)明的特點是通過快速加熱和快速冷卻實現(xiàn)奧氏體/鐵素體循環(huán)相變(γ←→α)，并結(jié)合應(yīng)變誘導(dǎo)相變的共同作用實現(xiàn)鐵素體晶粒超細化。
文檔編號C22C38/12GK1566390SQ03129488
公開日2005年1月19日 申請日期2003年6月24日 優(yōu)先權(quán)日2003年6月24日
發(fā)明者劉自成, 陳超, 丁建華, 張備 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司