專利名稱：獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及到一種在含Nb低碳低合金鋼(low-alloyed steel)中獲得超細(xì)鐵素體晶粒的制造方法，鐵素體晶?？杉?xì)化到3.0μm以下。
背景技術(shù)：
眾所周知，低碳(高強(qiáng)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(yùn)輸及機(jī)械制造之中。低碳(高強(qiáng)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(qiáng)度、韌性和焊接性是低碳(高強(qiáng)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(xì)化鐵素體晶粒尺寸是唯一可以同時提高強(qiáng)度和韌性并改善鋼的焊接性的措施，是低碳(高強(qiáng)度)低合金鋼最重要的強(qiáng)韌化方法，多年來一直是冶金工程師追求的目標(biāo)，也是各國冶金學(xué)家和材料工作者爭相研究的對象，最近日本韓國超級鋼計(jì)劃及我國863“新一代鋼鐵材料的重大基礎(chǔ)研究”均把獲得超細(xì)鐵素體晶粒作為最重要的研究方向，力求搶占技術(shù)的制高點(diǎn)。
80年代以來發(fā)展的新型熱機(jī)械控制處理(Thermo-mechanical controlprocess，簡稱TMCP)鋼比常規(guī)軋制態(tài)(as-rolled)的(高強(qiáng)度)低合金鋼具有很大的優(yōu)點(diǎn)，這些鋼具有非常細(xì)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(qiáng)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(qiáng)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(jìn)一步減小鐵素體晶粒的尺寸存在很大的困難。最近日本對低碳鋼的鐵素體(α)晶粒超細(xì)化的研究非常活躍，在實(shí)驗(yàn)室規(guī)模條件下，已獲得了晶粒尺寸為1μm的超細(xì)晶粒鐵素體組織。超細(xì)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(xì)鐵素體晶粒的方法進(jìn)行詳細(xì)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(diǎn)都是以一個道次強(qiáng)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的Yada及其合作者們已經(jīng)采用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(xì)晶粒的顯微組織，他們對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(shí)驗(yàn)及隨后的實(shí)際軋制試驗(yàn)，獲得了小于3μm的超細(xì)晶粒(US Patent4466842)。再結(jié)晶法則利用馬氏體和貝氏體強(qiáng)壓下后的再結(jié)晶，成功地研制出了超細(xì)晶粒鐵素體組織。以上發(fā)明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(qiáng)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(jī)負(fù)荷，在實(shí)際生產(chǎn)上很難實(shí)現(xiàn)；其次一個道次強(qiáng)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(xì)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(shí)現(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)大試件化的困難很大。
中國專利“一種獲得超細(xì)鐵素體晶粒的方法”，該專利基于通過快速感應(yīng)加熱或試件通電直接加熱(≥15℃/s)和加速控制冷卻(≥10℃/s)實(shí)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(jì)大壓下形變(一個循環(huán)的累計(jì)壓下率≥40％，道次壓下率≥15％)造成的應(yīng)變誘導(dǎo)相變的共同作用實(shí)現(xiàn)鐵素體晶粒超細(xì)化，獲得＜3.0μm的鐵素體晶粒。雖然該專利成功實(shí)現(xiàn)超細(xì)鐵素體晶粒，但是制造工序較長，工藝過程比較復(fù)雜，工藝控制水平要求較高，工藝控制難度較大，同時制造成本也相對較高。
本發(fā)明基于以下技術(shù)特征1)在澆鑄過程中向中間包或結(jié)晶器中加入鋼水重量的1.0％～3.0％、粒度在10μm～100μm之間的純Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或同種合金粉末，優(yōu)選加入同種合金粉末，作為鋼水凝固時的結(jié)晶核。2)在澆鑄過程中采用電磁攪拌(機(jī)械攪拌也可)，使外加的結(jié)晶核充分彌散，增加鋼水結(jié)晶時的形核位置，降低鋼水凝固時的形核自由能。3)加大澆鑄過程中鋼水的凝固速度，尤其鋼水在固液兩相區(qū)的凝固速度，即鋼水的冷卻速度應(yīng)控制在≥180℃/min，以增大鋼水凝固的相變驅(qū)動力，形成無偏析的、均勻細(xì)小的連鑄坯的結(jié)晶組織。4)根據(jù)鋼水的澆鑄溫度，調(diào)節(jié)合金粉末的加入量、合金粉末的粒度，控制鑄坯的晶粒尺寸小于15μm，優(yōu)選小于10μm。5)將鑄坯以≥15℃/s加熱速度升溫至Ar3以上保溫，保溫時間t1＝板厚(mm)×0.2min/mm～0.5min/mm(連鑄坯的厚度在30mm以下，取中下限；鑄坯的厚度在30mm～50mm，取中上限)，目的使顯微組織完全奧氏體化，隨即再以≥10℃/s冷卻速度冷卻至Ar3點(diǎn)溫度附近，進(jìn)行連續(xù)不斷地未再結(jié)晶控制軋制，控制累計(jì)壓下率≥80％，道次壓下率≥15％，使奧氏體發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變，隨后再以≥10℃/s冷卻速度冷卻至400℃～500℃，然后自然空冷至室溫，實(shí)現(xiàn)鐵素體晶粒超細(xì)化，獲得＜3.0μm的鐵素體晶粒。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是采用在澆鑄過程中，向中間包或結(jié)晶器中加入形核劑，結(jié)合澆鑄工藝的優(yōu)化及控制軋制過程中的應(yīng)變誘導(dǎo)相變技術(shù)，制造出晶粒尺寸＜3.0μm的鐵素體晶粒。首先，這種制造方法不僅制造成本比較低廉，工藝過程比較簡單，而且容易實(shí)現(xiàn)大生產(chǎn)化；其次這項(xiàng)工藝技術(shù)是當(dāng)今國際冶金工藝的前沿技術(shù)，也是世界各鋼鐵強(qiáng)國爭奪的技術(shù)制高點(diǎn)之一，同時又是當(dāng)今材料科學(xué)研究的熱點(diǎn)技術(shù)之一，不失時機(jī)的申請此項(xiàng)專利技術(shù)，不僅能夠有效地保護(hù)自己，而且能夠迅速占領(lǐng)此項(xiàng)技術(shù)的制高點(diǎn)。
本發(fā)明的物理冶金學(xué)分析眾所周知，在澆鑄過程中向中間包或結(jié)晶器中加入鋼水重量的1.0％～3.0％、粒度在10μm～100μm之間的純Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或同種合金粉末，同時伴隨電磁攪拌(或機(jī)械攪拌)的作用，不僅可以大大提高鋼水的凝固速度，而且還可以消除結(jié)晶偏析和細(xì)化結(jié)晶組織。當(dāng)形核劑加入數(shù)量過少，如小于鋼水重量的1.0％時，形核劑熔化以后所剩無幾，不能有效起到形核劑的作用；當(dāng)形核劑加入數(shù)量過多，如大于鋼水重量的3.0％時，鋼水的粘度大幅增加，嚴(yán)重影響鋼水的流動性，影響鑄澆注過程的穩(wěn)定。當(dāng)形核劑粒度過小時，如小于10μm時，加入到鋼水中容易很快熔化而失去作為形核劑的作用；當(dāng)形核劑粒度過大時，如大于100μm時，加入到鋼水中不容易彌散分布，影響其作用的發(fā)揮，同時還影響鋼水的流動性和最終鑄坯的晶粒尺寸。
從物理冶金學(xué)角度分析可知向凝固的鋼水中加熱純Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或同種合金粉末，并通過電磁攪拌(或機(jī)械攪拌)使這些合金粉末迅速彌散分布在鋼水之中，這些彌散分布的合金粉末在鋼水中可以有效地充當(dāng)鋼水凝固的非均勻形核劑，大大地增加了鋼水凝固過程中非均勻形核速率，降低了鋼水凝固時晶核的形核自由能；同時，當(dāng)冷態(tài)的合金粉末加入到澆鑄的鋼水中去時，由于合金粉末物理吸熱和部分熔化吸熱，在合金粉末周圍幾個到幾十個微米的范圍內(nèi)，鋼水形成巨大的局部過冷，提高了鋼水凝固時晶核的形核和長大能力，促進(jìn)鋼水快速凝固和等軸晶的發(fā)展，形成均勻細(xì)小的鋼水凝固組織，同時抑制粗大的柱狀晶形成和偏析的產(chǎn)生。根據(jù)鋼水的實(shí)際澆鑄溫度，通過調(diào)節(jié)純Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或同種合金粉末加入量和合金粉末的粒度最佳范圍，實(shí)現(xiàn)鋼水的凝固組織均勻細(xì)小，并且確保凝固組織的晶粒尺寸小于15μm，優(yōu)選小于10μm。原則是在保證鋼水具有良好流動性、能夠穩(wěn)定順利澆鑄的前提下，盡可能地多加合金粉末，合金粉末優(yōu)選是同種合金成分，以增加鋼水凝固的形核劑，促進(jìn)鋼水發(fā)生非均勻形核的凝固過程，細(xì)化鋼水的凝固組織。當(dāng)鋼水的澆鑄溫度偏高時，合金粉末加入量和合金粉末的粒度取中上限，當(dāng)鋼水的澆鑄溫度偏低時，合金粉末加入量和合金粉末的粒度取中下限。金屬和合金在凝固過程中的相變驅(qū)動力ΔGv＝-(ΔHm/Tm)ΔT，臨界晶核形核自由能ΔG*＝(16πγ3Tm)f(θ)/(ΔHmΔT)2，其中ΔHm為凝固潛熱，Tm為鋼水熔點(diǎn)，ΔT為過冷度，γ為晶核與鋼水間界面能，θ為晶核與外加合金粉末之間的浸潤角，0≤f(θ)≤1。加大澆鑄過程中鋼水的凝固速度，尤其在固液兩相區(qū)的凝固速度，實(shí)際上就是增大鋼水的過冷度ΔT，增大鋼水凝固的相變驅(qū)動力ΔGv，減小鋼水凝固的形核自由能ΔG*，促進(jìn)鋼水凝固，細(xì)化鋼水的凝固組織。因此為實(shí)現(xiàn)控制鑄坯的晶粒尺寸小于15μm，優(yōu)選小于10μm，鋼水的冷卻速度應(yīng)控制在≥180℃/min；因此實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)上推薦采用冷卻速度較高的薄板坯連鑄或薄帶連鑄進(jìn)行澆鑄。
通過感應(yīng)加熱或通電直接加熱的快速升溫(加熱速度≥15℃/s)，可進(jìn)一步細(xì)化連鑄坯的顯微組織，形成細(xì)小均勻的奧氏體晶粒。眾所周知，當(dāng)鐵素體晶粒被上淬(up-quenching)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(極短加熱時間和TiN粒子釘扎效應(yīng)共同作用所致)，鐵素體相的化學(xué)成分也基本不發(fā)生變化，因而造成鐵素體→奧氏體巨大的相變驅(qū)動力，極大地提高了奧氏體晶核的形核速率，細(xì)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)、(1-11)、(11-1)、(11-1)，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(70.4°)，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，形成更加細(xì)小均勻的奧氏體晶粒。
眾所周知，在低溫下大形變能夠細(xì)化鐵素體晶粒，因?yàn)榇笮巫兞靠刂栖堉飘a(chǎn)生大量的晶體缺陷，如形變帶、形變孿晶界、位錯纏結(jié)點(diǎn)及晶界上的位錯臺階等均可以充當(dāng)鐵素體晶粒的形核位置，并且形核位置隨著形變量的加大而增加，但是要獲得小于3μm鐵素體晶粒還是非常困難。要獲得小于3μm鐵素體晶粒，必須通過應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變來實(shí)現(xiàn)，即細(xì)小奧氏體晶粒組織通過快速冷卻(≥10℃/s)冷卻至Ar3點(diǎn)溫度附近，并Ar3點(diǎn)溫度附近，進(jìn)行連續(xù)不斷地大應(yīng)變量形變，通過應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變，形成極細(xì)小的鐵素體晶粒。所謂應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變過程是在Ar3點(diǎn)溫度附近，進(jìn)行連續(xù)不斷地未再結(jié)晶控制軋制，隨著形變的繼續(xù)，累計(jì)應(yīng)變量不斷地增加，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?yàn)樵谂_階上形核的能壘最低；此外奧氏體晶內(nèi)的形變位錯也在發(fā)生聚集、重組，形成大量的形變帶。隨著奧氏體在未再結(jié)晶區(qū)塑性形變程度繼續(xù)地加大，當(dāng)累計(jì)壓下率≥80％，應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變將有效地發(fā)生(即形變使Ar3點(diǎn)溫度上移，使奧氏體→鐵素體相變在奧氏體相區(qū)發(fā)生)。在Ar3轉(zhuǎn)變溫度之上，極細(xì)小的鐵素體晶粒通過應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)奧氏體→鐵素體轉(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(diǎn)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鐵素體→奧氏體逆轉(zhuǎn)變形成奧氏體。如此通過循環(huán)往復(fù)的奧氏體→鐵素體、鐵素體→奧氏體轉(zhuǎn)變反復(fù)地發(fā)生，隨形變溫度接近Ar3點(diǎn)，奧氏體晶粒能被連續(xù)不斷地細(xì)化，最終形成極細(xì)小均勻的鐵素體晶粒。由于應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變的速度很快，在很短的時間內(nèi)就完成了奧氏體→鐵素體相變過程，是典型的塊型轉(zhuǎn)變過程，C沒有足夠的時間進(jìn)行長程晶格擴(kuò)散，因此C在奧氏體/鐵素體之間沒有達(dá)到平衡狀態(tài)，通過應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變生成的鐵素體晶內(nèi)C是過飽和的，細(xì)小碳化物將在隨后的冷卻過程中在鐵素體晶界上析出；同時，細(xì)小碳化物也可以從應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變生成的鐵素體之間的殘余奧氏體中析出，由于原始奧氏體晶粒很小(小于15μm)，殘余奧氏體非常細(xì)小(只有1～3μm)，細(xì)小的碳化物以只能顆粒狀從殘余奧氏體中析出，而不是以片狀珠光體的形式析出。在晶界上析出的細(xì)小的碳化物可以有效地釘扎鐵素體晶界移動，阻礙應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變生成的鐵素體晶粒長大，因此應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變生成的鐵素體的長大速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于普通的鐵素體晶粒的長大速度，因此保證了應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變生成的超細(xì)鐵素體晶粒不會因晶粒快速長大而喪失。細(xì)小均勻的奧氏體晶粒是通過應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變生成超細(xì)鐵素體晶粒前提條件。當(dāng)奧氏體晶粒較粗大時，形變優(yōu)先在奧氏體晶界附近、具有較大Schmidt因子的奧氏體晶粒以及奧氏體晶內(nèi)具有較大Schmidt因子的晶體學(xué)位向上發(fā)生，這種形變本質(zhì)上的不均性造成應(yīng)變易集中于奧氏體晶界附近和奧氏體晶內(nèi)的形變帶內(nèi)，應(yīng)變高度集中的區(qū)域發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變形成超細(xì)鐵素體晶粒，而其他區(qū)域在冷卻過程中發(fā)生普通奧氏體→鐵素體相變過程，形成較為粗大的晶粒，最終形成混晶組織，這種混晶組織易誘發(fā)二次再結(jié)晶，形成十分粗大的混晶組織。而當(dāng)奧氏體晶粒均勻細(xì)小時，特別是奧氏體晶粒尺寸小于某一臨界尺寸時(小于15μm)，晶界區(qū)域的形變占據(jù)主導(dǎo)地位，Schmidt因子所起的作用較小，均勻細(xì)小的奧氏體晶粒發(fā)生普遍均勻地形變，應(yīng)變也均勻地分布在整個試件中，當(dāng)累計(jì)應(yīng)變量達(dá)到某一臨界值時，發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變，形成超細(xì)晶鐵素體晶粒；另外應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變后形成的殘余奧氏體極為細(xì)小，在以后的冷卻過程中，形成極細(xì)小的碳化物和鐵素體晶粒，實(shí)現(xiàn)鐵素體超細(xì)晶化。
總之，超細(xì)鐵素體晶粒是在Ar3以上適當(dāng)溫度變形時因應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變而析出的。應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體晶粒主要在變形奧氏體的晶界和形變帶上析出，而且鐵素體析出時同時發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。通過連續(xù)多道次應(yīng)變誘導(dǎo)軋制可以使應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體的體積分?jǐn)?shù)增加。同時，已形成的應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體在下一道次變形時也將發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，使鐵素體組織進(jìn)一步細(xì)化，欲獲得更多、更細(xì)的超細(xì)晶鐵素體組織，進(jìn)行連續(xù)的、多道次的應(yīng)變誘導(dǎo)軋制是必要的。原始奧氏體組織狀態(tài)對應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體組織的形成也有較大的影響，應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體晶粒主要在變形奧氏體晶界析出，因而原始奧氏體晶粒越細(xì)，奧氏體晶界面積越大，應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體的形核點(diǎn)也就越多。軋制道次壓下率和應(yīng)變誘導(dǎo)變形總量對超細(xì)鐵素體組織的形成也有較大的影響，為了使應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變生成的鐵素體在原奧氏體晶粒內(nèi)部和晶界附近同時大量形成，確保形成均勻的超細(xì)晶組織，這就要求未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率、道次壓下率必須超過某一臨界值，當(dāng)累計(jì)壓下率≥80％，道次壓下率≥15％時，應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變生成的鐵素體在原奧氏體晶粒內(nèi)部和晶界附近同時大量形成。
此外，還需要對鋼進(jìn)行微鈦處理，即鋼中Ti含量控制在0.008％～0.025％，優(yōu)選0.01％～0.02％之間，Ti/N控制在2.0～3.0之間，以控制快速加熱過程中或軋制過程中奧氏體晶粒的長大，以及應(yīng)變由導(dǎo)動態(tài)相變后，超細(xì)鐵素體晶粒長大。
本發(fā)明的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，包括如下步驟a)其成分如下(重量百分比)C含量在0.02％～0.20％之間，優(yōu)選在0.03％～0.15％之間；Nb含量在0.01％～0.10％之間，優(yōu)選在0.015％～0.045％之間；Si含量小于0.80％，優(yōu)選小于0.50％；Mn含量在1.0％～2.0％之間，優(yōu)選在1.30％～1.80％之間；Ti含量在0.008％～0.025％，優(yōu)選0.01％～0.02％之間，Ti/N在2.0～3.0之間；Als含量≤0.020％，以保證鋼水在低過熱度下具有良好的流動性、減少Al2O3夾雜及改善鋼材的焊接性能；還含有V、Cu、Ni、Cr、Mo、Ca或稀土及Fe和不可避免的雜質(zhì)，如P、S等；b)冶煉，按上述成分冶煉；c)鑄造，澆注溫度≤Tm+20℃，優(yōu)選澆鑄溫度≤Tm+15℃，其中Tm為鋼水的熔點(diǎn)；在澆鑄過程中向中間包或結(jié)晶器中加入鋼水重量的1.0％～3.0％、粒度在10μm～100μm之間的純Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或同種合金粉末，優(yōu)選加入同種合金粉末；并在連鑄過程中采用電磁攪拌(或機(jī)械攪拌)，使外加的結(jié)晶核充分彌散分布在鋼水中；加大澆鑄過程中鋼水的凝固速度，尤其鋼水在固液兩相區(qū)的凝固速度，即鋼水的冷卻速度應(yīng)控制在≥180℃/min，控制鑄坯的晶粒尺寸小于15μm，優(yōu)選小于10μm；推薦采用薄帶連鑄或薄板坯連鑄進(jìn)行澆鑄；d)軋制，鑄坯以≥15℃/s加熱速度升溫至Ac3以上保溫，保溫時間t1＝板厚(mm)×0.2min/mm～0.5min/mm(鑄坯的厚度在30mm以下，取中下限；連鑄坯的厚度在30mm～50mm，取中上限)，目的使顯微組織完全奧氏體化，隨即再以≥10℃/s冷卻速度冷卻至Ar3點(diǎn)溫度附近，進(jìn)行連續(xù)不斷地未再結(jié)晶控制軋制，控制累計(jì)壓下率≥80％，道次壓下率≥15％，使奧氏體發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變；e)冷卻，隨后再以≥10℃/s冷卻速度冷卻至450℃以下，然后自然空冷至室溫，實(shí)現(xiàn)鐵素體晶粒超細(xì)化，獲得＜3.0μm的鐵素體晶粒。
本發(fā)明的有益效果首先，本發(fā)明避免了在極高的道次壓下率和極低的形變溫度下軋制，把軋機(jī)的形變抗力和負(fù)荷降低普通的控軋范圍，使普通熱軋機(jī)生產(chǎn)超細(xì)晶成為可能，同時避免了一個道次強(qiáng)壓下形變的不均勻性，消除了最終相變/再結(jié)晶組織的不均勻性；其次，本發(fā)明避免了奧氏體/鐵素體循環(huán)相變(γα)工藝所造成的制造工序較長、工藝過程復(fù)雜、工藝控制難度較大、制造成本較高的缺點(diǎn)；最后本發(fā)明的制造工藝比較簡單、工藝流程較短、制造成本也較低、容易實(shí)現(xiàn)大生產(chǎn)化。


圖1為本發(fā)明實(shí)施例2鋼凝固組織的晶粒尺寸與兩相區(qū)冷卻速度之間的關(guān)系。
圖2為本發(fā)明實(shí)施例2獲得的鐵素體晶粒金相圖。
具體實(shí)施例方式
實(shí)施例成分見表1。
實(shí)施例11#鋼澆鑄溫度控制為1540℃，在澆鑄過程中向鋼水中加入鋼水重量的1.5％、平均粒度為65μm的1#鋼粉末，在加入過程中，不停地采用電磁攪拌(或機(jī)械攪拌)，控制鋼水凝固速度195℃/min，鋼水全部凝固后，鋼坯凝固組織的晶粒尺寸為13μm?？刂栖堉坪蛻?yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變過程在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，φ10×25mm的試樣以18℃/s的加熱速度加熱至900℃，保溫6min后，再以12℃/s的冷卻速度冷卻至800℃，進(jìn)行連續(xù)不斷壓縮形變，道次壓下率控制在15％～30％之間，當(dāng)累計(jì)壓下率達(dá)到83％時，試件以12℃/s的冷卻速度冷卻至400℃～500℃，然后自然空冷至室溫，經(jīng)過定量金相分析，鐵素體晶粒尺寸為2.83μm。
實(shí)施例22#鋼澆鑄溫度控制為1540℃，在澆鑄過程中向鋼水中加入鋼水重量的2.0％、平均粒度為48μm的2#鋼粉末，在加入過程中，不停地采用電磁攪拌(或機(jī)械攪拌)，控制鋼水凝固速度185℃/min，鋼水全部凝固后，鋼坯凝固組織的晶粒尺寸為14μm。控制軋制和應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變過程在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，φ12×30mm的試樣以18℃/s的加熱速度加熱至900℃，保溫7min后，再以11℃/s的冷卻速度冷卻至810℃，進(jìn)行連續(xù)不斷壓縮形變，道次壓下率控制在15％～30％之間，當(dāng)累計(jì)壓下率達(dá)到85％時，試件以12℃/s的冷卻速度冷卻至400℃～500℃，然后自然空冷至室溫，經(jīng)過定量金相分析，鐵素體晶粒尺寸為2.67μm，如圖1、圖2所示。
實(shí)施例33#鋼澆鑄溫度控制為1540℃，在澆鑄過程中向鋼水中加入鋼水重量的1.8％、平均粒度為54μm的3#鋼粉末，在加入過程中，不停地采用電磁攪拌(或機(jī)械攪拌)，控制鋼水凝固速度200℃/min，鋼水全部凝固后，鋼坯凝固組織的晶粒尺寸為10μm。控制軋制和應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變過程在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，φ15×40mm的試樣以18℃/s的加熱速度加熱至900℃，保溫12min后，再以11℃/s的冷卻速度冷卻至790℃，進(jìn)行連續(xù)不斷壓縮形變，道次壓下率控制在15％～30％之間，當(dāng)累計(jì)壓下率達(dá)到83％時，試件以12℃/s的冷卻速度冷卻至400℃～500℃，然后自然空冷至室溫，經(jīng)過定量金相分析，鐵素體晶粒尺寸為2.30μm。
實(shí)施例44#鋼澆鑄溫度控制為1540℃，在澆鑄過程中向鋼水中加入鋼水重量的2.20％、平均粒度為45μm的4#鋼粉末，在加入過程中，不停地采用電磁攪拌(或機(jī)械攪拌)，控制鋼水凝固速度220℃/min，鋼水全部凝固后，鋼坯凝固組織的晶粒尺寸為10μm?？刂栖堉坪蛻?yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變過程在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，φ20×50mm的試樣以18℃/s的加熱速度加熱至900℃，保溫15min后，再以12℃/s的冷卻速度冷卻至800℃，進(jìn)行連續(xù)不斷壓縮形變，道次壓下率控制在15％～30％之間，當(dāng)累計(jì)壓下率達(dá)到84％時，試件以12℃/s的冷卻速度冷卻至400℃～500℃，然后自然空冷至室溫，經(jīng)過定量金相分析，鐵素體晶粒尺寸為2.10μm。
根據(jù)本發(fā)明，在具有薄板坯連鑄機(jī)(包括薄帶連鑄機(jī))的鋼鐵企業(yè)，通過少量的設(shè)備改造，即在薄板連鑄機(jī)上添加向中間包或結(jié)晶器中輸送形核劑(即合金粉末)的裝備，就可以在具有加速冷卻裝置的熱連軋機(jī)上實(shí)施，并且可以向所有具有薄板坯連鑄機(jī)(包括薄帶連鑄機(jī))和加速冷卻裝備的熱軋帶鋼的鋼鐵企業(yè)推廣。由于本發(fā)明技術(shù)只需要增添向中間包或結(jié)晶器中輸送形核劑(即合金粉末)的設(shè)備，設(shè)備改造和實(shí)施費(fèi)用低，是一種切實(shí)可行的超細(xì)晶鋼帶的生產(chǎn)方法。技術(shù)上具有很強(qiáng)的前瞻性和超前性，具有很高的經(jīng)濟(jì)價值。
表1

權(quán)利要求
1.一種獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，包括如下步驟a)其成分如下(重量百分比)C 0.02％～0.20％Nb 0.01％～0.10％Si ＜0.80％Mn 1.0％～2.0％Ti 0.008％～0.025％，Ti/N在2.0～3.0之間；Als ≤0.020％，余Fe和不可避免的雜質(zhì)；b)冶煉，按上述成分冶煉；c)鑄造，澆鑄溫度≤Tm+20℃，其中Tm為鋼水的熔點(diǎn)，在澆鑄過程中向中間包或結(jié)晶器中加入鋼水重量的1.0％～3.0％、粒度在10μm～100μm之間的形核劑；加大澆鑄過程中鋼水的凝固速度，尤其鋼水在固液兩相區(qū)的凝固速度，鋼水的冷卻速度應(yīng)控制在≥180℃/min，控制鑄坯的晶粒尺寸小于15μm；d)軋制，鑄坯以≥15℃/s加熱速度升溫至Ac3以上保溫，保溫時間t1＝板厚(mm)×0.2min/mm～0.5min/mm，隨即再以≥10℃/s冷卻速度冷卻至Ar3點(diǎn)溫度附近，進(jìn)行連續(xù)不斷地未再結(jié)晶控制軋制，控制累計(jì)壓下率≥80％，道次壓下率≥15％，使奧氏體發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)動態(tài)相變；e)冷卻，以≥10℃/s冷卻速度冷卻至450℃以下，然后自然空冷至室溫，實(shí)現(xiàn)鐵素體晶粒超細(xì)化，獲得＜3.0μm的鐵素體晶粒。
2.如權(quán)利要求1所述的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，還可以含有V、Cu、Ni、Cr、Mo、Ca或稀土中的一種或一種以上。
3.如權(quán)利要求1所述的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，所述的C優(yōu)選0.03％～0.15％，Nb 0.015％～0.045％，Si＜0.50％，Mn 1.30％～1.80％，Ti 0.01％～0.02％。
4.如權(quán)利要求1所述的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，所述的形核劑為純Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或與本鋼種同種合金粉末。
5.如權(quán)利要求4所述的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，所述的形核劑優(yōu)選加入與本鋼種同種合金粉末。
6.如權(quán)利要求1所述的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，在澆注過程中采用電磁攪拌或機(jī)械攪拌，使外加的結(jié)晶核充分彌散分布在鋼水中。
7.如權(quán)利要求1所述的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，所述的鑄造采用薄帶連鑄或薄板坯連鑄進(jìn)行澆鑄。
8.如權(quán)利要求1所述的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，所述的澆鑄溫度優(yōu)選≤Tm+15℃。
9.如權(quán)利要求1所述的獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其特征是，所述的即鑄坯的晶粒尺寸控制優(yōu)選小于10μm。
全文摘要
獲得超細(xì)晶粒鋼的制造方法，其步驟如下按下述成分冶煉，重量百分比，C 0.02％～0.20％、Nb 0.01％～0.10％、Si 0.80％、Mn 1.0％～2.0％、Ti 0.008％～0.025％、Als≤0.020％等；鑄造，澆注溫度≤T
文檔編號C21D8/02GK1743491SQ200410054129
公開日2006年3月8日 申請日期2004年8月30日 優(yōu)先權(quán)日2004年8月30日
發(fā)明者劉自成, 甘青松 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司