專利名稱：一種超細組織低碳鋼的工藝控制方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于合金鋼生產(chǎn)工藝領(lǐng)域，特別適用于超細晶粒碳素鋼和低合金鋼的控制軋制方法。
現(xiàn)有技術(shù)變形誘導(dǎo)鐵素體相變(Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)是指在鋼的Ae3溫度附近施加變形，變形中奧氏體能量升高，穩(wěn)定性降低，從而導(dǎo)致γ→α相變發(fā)生。它區(qū)別于傳統(tǒng)γ→α相變的最顯著特征是(1)它是動態(tài)相變，即相變發(fā)生于變形過程中，而不是變形之后的等溫或冷卻過程中；(2)可以獲得超細晶鐵素體。國內(nèi)外的研究者對這一現(xiàn)象給予了很大的關(guān)注，并采用DIFT工藝成功地制備出超細晶粒鋼。例如，二十世紀(jì)八十年代末，日本Yada等人通過對0.1C-1.0Mn鋼在Ar3以上40℃六道次的連續(xù)軋制，成功地軋制出鐵素體晶粒尺寸為2～3μm的超細晶粒鋼板(Y.Matsumura and H.Yada，Evolutionof ultrafine-grained ferrite in hot successive deformation，Trans.ISIJ，1987，27492-498.)；二十世紀(jì)九十年代初，澳大利亞的Hodgson等通過在鋼的Ar3或稍高溫度下進行30％～40％單道次軋制，獲得了表層為超細晶鐵素體的鋼板(J.H.Beynon，R.Gloss and P.D.Hodgson，Theproduction of ultrafine equiaxed ferrite in a low carbon microalloyed steel by thermomechanicaltreatment，Mater.Forum，1992，1637-42)；二十世紀(jì)九十年代末，鋼鐵研究總院的劉清友、董瀚等通過對低C-Mn-Nb鋼在820℃進行三道次DIFT軋制(道次壓下量為50％)，成功地軋制出晶粒尺寸為1μm的超細晶粒鋼板(中國專利ZL99109124)。
然而，目前關(guān)于DIFT軋制工藝的研究僅僅考慮了軋制變形過程中發(fā)生的組織變化，而沒有考慮軋制道次間隔內(nèi)發(fā)生的組織變化。相應(yīng)的，在制定DIFT軋制工藝時重點關(guān)注軋制溫度和道次壓下量兩個參數(shù)，而很少關(guān)注道次間隔時間。本申請人的前期研究表明，在DIFT之后的保溫過程中(道次間隔時間內(nèi))，將發(fā)生α→γ逆相變或亞動態(tài)γ→α相變(與鋼的成分和變形條件有關(guān))，它們會對鋼的最終組織和性能產(chǎn)生重要影響。因此，一個完善的DIFT軋制工藝應(yīng)綜合考慮軋制溫度、道次壓下量和道次間隔時間三個重要參數(shù)。
發(fā)明目的本發(fā)明的目的之一是提供一種較以前更為完善的變形誘導(dǎo)鐵素體相變軋制工藝，該工藝的特點是充分考慮了道次間隔時間對鐵素體體積分?jǐn)?shù)的影響。通過該工藝可獲得更大體積分?jǐn)?shù)的變形誘導(dǎo)相變超細晶鐵素體。由于不同成分鋼在道次間隔時間內(nèi)發(fā)生的組織演化過程不同(逆相變或亞動態(tài)相變)，相應(yīng)采用的DIFT軋制工藝也就不同，因而本發(fā)明的目的之二是提供不同軋制工藝條件下的鋼的成分范圍。
技術(shù)方案及原理低碳鋼在變形誘導(dǎo)鐵素體相變之后的等溫過程中會發(fā)生逆相變或亞動態(tài)相變。例如，一種低碳碳素鋼(0.09C-0.16Si-0.57Mn)，在1200℃保溫5min完全奧氏體化后，以5℃/s冷速冷卻至820℃變形ε＝1.2，然后等溫不同時間后淬水。測定了等溫不同時間的鐵素體體積分?jǐn)?shù)和晶粒尺寸，如圖1所示?？梢钥闯?，鐵素體體積分?jǐn)?shù)在等溫過程中減少，從而證實了逆相變的存在。等溫初期逆相變較快，之后逐漸減緩。晶粒尺寸在等溫中增大，且亦遵循先快后慢的規(guī)律。一種Nb微合金鋼(0.094C-0.29Si-1.42Mn-0.045Nb)，在1180℃保溫3min完全奧氏體化后，以5℃/s冷速冷卻至806℃變形ε＝0.92，然后分別立即淬水和等溫10s淬水。光學(xué)微觀組織如圖2所示?？梢钥吹?，變形后立即淬水的組織以針狀鐵素體(或貝氏體)為主，變形誘導(dǎo)鐵素體體積分?jǐn)?shù)不足5％；而變形后僅等溫10s，鐵素體數(shù)量就明顯增多，表明發(fā)生了γ→α相變。由于在變形中已經(jīng)誘導(dǎo)成核但還未充分生長的鐵素體在等溫中將繼續(xù)生長，因此該相變過程與變形誘導(dǎo)鐵素體相變密切相關(guān)。眾所周知，金屬在高溫變形后的等溫中會發(fā)生再結(jié)晶，如果變形中發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，那么等溫中發(fā)生的過程被稱為亞動態(tài)再結(jié)晶，亞動態(tài)再結(jié)晶的實質(zhì)是變形中形成的再結(jié)晶晶核的繼續(xù)長大。類比動態(tài)再結(jié)晶和亞動態(tài)再結(jié)晶的關(guān)系，本申請人將變形誘導(dǎo)鐵素體相變(動態(tài)相變)之后的等溫相變稱為亞動態(tài)相變(Metadynamic Transformation)。由于亞動態(tài)相變的部分形核過程發(fā)生于變形中，因此它會繼承變形誘導(dǎo)鐵素體相變高形核率的特點，從而也可以獲得超細晶。圖2中亞動態(tài)相變可獲得平均尺寸約2μm的鐵素體晶粒，這與變形誘導(dǎo)鐵素體晶粒尺寸相當(dāng)。
圖3示出了逆相變和亞動態(tài)相變的發(fā)生條件。若變形誘導(dǎo)相變鐵素體的體積分?jǐn)?shù)大于鐵素體的平衡體積分?jǐn)?shù)，則變形誘導(dǎo)相變鐵素體為熱力學(xué)非穩(wěn)相，在保溫過程中必然發(fā)生α→γ逆相變；相反，若變形誘導(dǎo)相變鐵素體的體積分?jǐn)?shù)小于平衡體積分?jǐn)?shù)，則在保溫過程中將繼續(xù)發(fā)生γ→α相變。本申請人的研究表明，逆相變傾向于在碳素鋼或低Nb含量鋼中發(fā)生，而亞動態(tài)相變傾向于在C-Mn鋼或較高Nb含量鋼中發(fā)生。
逆相變和亞動態(tài)相變概念的提出對于變形誘導(dǎo)鐵素體相變軋制工藝的制定，特別是道次間隔時間的選擇具有重要的指導(dǎo)意義。對于那些易發(fā)生逆相變的鋼，就應(yīng)該盡可能的提高軋制速度，減少道次間隔時間，而在軋后的控冷中提高冷速；而對于易發(fā)生亞動態(tài)相變的鋼，則應(yīng)適當(dāng)?shù)亟档蛙堉扑俣龋黾拥来伍g隔時間，使亞動態(tài)相變較充分進行。
基于上述理論研究，本申請?zhí)岢隽艘惶追謩e適用于不同成分鋼(分別稱為鋼A和鋼B，見表1)的控軋新工藝。
適用于鋼A的工藝流程(工藝A)是首先在1100～1250℃加熱0.5～1小時，使鋼坯完全奧氏體化，然后在900～1000℃進行1～2道次再結(jié)晶控軋，道次壓下量為20～30％；再在850～750℃進行3～5道次變形誘導(dǎo)鐵素體相變軋制，道次壓下量為30～50％，道次間隔時間小于2s，軋后以＞10℃/s冷速加速冷卻。
適用于鋼B的工藝流程(工藝B)是首先在1100～1250℃加熱0.5～1小時，使鋼坯完全奧氏體化，并使微合金元素充分溶解，然后在950～1100℃進行1～2道次再結(jié)晶控軋，道次壓下量為20～30％；再在820～720℃進行3～5道次變形誘導(dǎo)鐵素體相變軋制，道次壓下量為30～50％，道次間隔時間大于5s，軋后以＞10℃/s冷速加速冷卻。
發(fā)明效果與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的優(yōu)點在于1、變形誘導(dǎo)相變鐵素體的體積分?jǐn)?shù)增加，從而有利于晶粒細化。
現(xiàn)有的變形誘導(dǎo)鐵素體相變軋制工藝由于沒有考慮道次間隔內(nèi)的逆相變和亞動態(tài)相變問題，因而也就不能合理地選擇道次間隔時間，導(dǎo)致變形誘導(dǎo)相變鐵素體體積分?jǐn)?shù)較少(一般不超過60％)，而其余鐵素體是在冷卻過程中形成的。而本發(fā)明方法可將變形誘導(dǎo)相變鐵素體的體積分?jǐn)?shù)提高到85％以上，獲得平均晶粒尺寸不大于4μm。
2、有利于得到均勻的組織由于現(xiàn)有的變形誘導(dǎo)鐵素體軋制工藝獲得的DIFT鐵素體體積分?jǐn)?shù)較少(不超過60％)，相當(dāng)數(shù)量的鐵素體是在冷卻中形成的，前者晶粒尺寸明顯小于后者，因而容易出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。而本發(fā)明方法由于DIFT鐵素體體積分?jǐn)?shù)增加，剩余未相變奧氏體尺寸減小，相應(yīng)的冷卻中形成的鐵素體尺寸也減小，從而有利于得到細小均勻的組織。


圖1為0.09C-0.16Si-0.57Mn鋼在1200℃保溫5min后，以5℃/s冷速冷卻至820℃變形ε＝1.2，然后等溫不同時間后淬水，鐵素體體積分?jǐn)?shù)和晶粒尺寸與等溫時間的關(guān)系。
圖2為0.094C-0.29Si-1.42Mn-0.045Nb鋼在1180℃保溫3min后，以5℃/s冷速冷卻至806℃變形ε＝0.92，然后分別立即淬水(a)和等溫10s淬水(b)的光學(xué)微觀組織照片。
圖3為逆相變和亞動態(tài)相變的發(fā)生條件示意圖。
圖4～9分別為本發(fā)明實施例中生產(chǎn)的1～6批鋼板的光學(xué)微觀組織圖。
采用本發(fā)明方法制作了兩組(分別對應(yīng)于鋼A和鋼B)共六批低碳鋼鋼板。鋼的化學(xué)成分列于表2中，軋制工藝制度列于表3中，六批鋼板的組織狀態(tài)列于表4，六批鋼板的金相組織圖分別見附圖4～9。
表1本發(fā)明方法提供的鋼的成分范圍(質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，％)

表2實施例鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，％)

表3實施例鋼的軋制工藝制度

表4實施例鋼的組織狀態(tài)

權(quán)利要求
1.一種超細組織低碳鋼的工藝控制方法，其特征在于對于化學(xué)成分范圍(質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，％)為0.03～0.20C-0.05～0.40Si-0.10～0.90Mn-0～0.02Nb的低碳鋼，首先在1100～1250℃加熱0.5～1小時，使鋼坯完全奧氏體化，然后在900～1000℃進行1～2道次再結(jié)晶控軋，道次壓下量為20～30％；再在850～750℃進行3～5道次變形誘導(dǎo)鐵素體相變軋制，道次壓下量為30～50％，道次間隔時間小于2s，軋后以＞10℃/s冷速加速冷卻。
全文摘要
一種超細組織低碳鋼的工藝控制方法，屬于低合金鋼生產(chǎn)工藝領(lǐng)域。其特點是對于化學(xué)成分范圍(質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，％)為0.03～0.20C－0.05～0.40Si－0.10～0.90Mn－0～0.02Nb的低碳鋼，首先在1100～1250℃加熱0.5～1小時，然后在900～1000℃進行1～2道次再結(jié)晶控軋，道次壓下量為20～30％；再在850～750℃進行3～5道次變形誘導(dǎo)鐵素體相變軋制，道次壓下量為30～50％，道次間隔時間小于2s。軋后以＞10℃/s冷速加速冷卻。該方法可以獲得平均晶粒尺寸不大于41m，體積分?jǐn)?shù)大子85％的變形誘導(dǎo)相變鐵素體，且組織均勻性好。
文檔編號C21D8/02GK1519383SQ03156180
公開日2004年8月11日 申請日期2003年9月3日 優(yōu)先權(quán)日2003年9月3日
發(fā)明者孫新軍, 劉清友, 董瀚 申請人:鋼鐵研究總院