本發(fā)明屬于微合金超細(xì)晶鋼生產(chǎn)領(lǐng)域，提供一種采用低碳微合金化以及應(yīng)變誘導(dǎo)析出加強(qiáng)的連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶細(xì)化工藝，實(shí)現(xiàn)均勻超細(xì)鐵素體組織的軋制生產(chǎn)，并給出工藝特征及相關(guān)的制造方法。

背景技術(shù)：

大塑性變形作為生產(chǎn)超細(xì)晶組織的主要方法，具有以下幾個(gè)主要的生產(chǎn)工藝：等徑角擠壓（ECAP），疊軋（ARB），高壓扭轉(zhuǎn)（HPT）以及多向鍛造（MDF），然而受制于其低效復(fù)雜的工藝特征，上述技術(shù)均不利于工業(yè)化大批量生產(chǎn)。此外，傳統(tǒng)冷軋或溫軋加退火工藝，盡管可以得到良好的晶粒細(xì)化效果，但是由于其高能耗的特點(diǎn)，不符合目前提出的綠色發(fā)展戰(zhàn)略，也不適宜推廣。經(jīng)過對低碳微合金鋼相變過程的進(jìn)一步研究和認(rèn)識，人們基于傳統(tǒng)軋制的控軋控冷工藝，提出了應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變過程（DIFT），并將其應(yīng)用于超細(xì)晶生產(chǎn)。近些年來該技術(shù)得到了長足的發(fā)展且晶粒細(xì)化可達(dá)2μm以下。然而由于DIFT受制于其相變過程中短時(shí)短程擴(kuò)散的特點(diǎn)，想要進(jìn)行進(jìn)一步的晶粒細(xì)化將更為困難。此外由于DIFT過程中奧氏體的不完全轉(zhuǎn)變，常在最終組織中夾雜馬氏體、珠光體和粗大鐵素體等組織，影響了超細(xì)鐵素體組織的均勻性。因此開發(fā)一種能夠?qū)崿F(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)均勻超細(xì)鐵素體組織的軋制工藝是相關(guān)研究人員不斷追求的目標(biāo)。

近些年來，隨著對溫軋過程組織的進(jìn)一步研究，人們發(fā)現(xiàn)了塑性大變形中鐵素體晶粒的連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶過程（cDRX）。該過程以變形過程中形成的亞界面分割原始晶粒為特點(diǎn)，加之動態(tài)回復(fù)過程，可以在高密度的亞結(jié)構(gòu)組織中獲得超細(xì)晶粒，晶粒尺度可達(dá)亞微米級甚至納米級。另外通過對連續(xù)再結(jié)晶過程影響因素的研究，發(fā)現(xiàn)基體中的納米析出物通過增加組織內(nèi)部亞界面相互接觸的概率，可以有效促進(jìn)cDRX的進(jìn)行?；诖耍緦＠麑哂屑{米析出特征的低碳低合金鋼軋制工藝進(jìn)行改進(jìn)，得到一種通過應(yīng)變誘導(dǎo)析出加強(qiáng)的連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶細(xì)化工藝。相較于DIFT等工藝，本發(fā)明更加節(jié)能，更利于工業(yè)大批量生產(chǎn)。且由于其細(xì)化原理更趨近于機(jī)械細(xì)化過程，不涉及合金元素的長程擴(kuò)散，因此在均勻超細(xì)鐵素體晶粒細(xì)化方面具有更大的發(fā)展前景。

中國專利公開號為 CN 102828109 的專利文獻(xiàn)，公開了一種亞穩(wěn)態(tài)相變增塑的超細(xì)晶高強(qiáng)塑積鋼，雖然力學(xué)性能優(yōu)異，但是由于其碳及錳含量相對較高，組織已不是單相鐵素體組織，且細(xì)化機(jī)理與本發(fā)明完全不同。

中國專利公開號為 CN 105274302 的專利文獻(xiàn)，公開了一種晶粒高均勻度的微合金超細(xì)晶熱軋鋼板及其制備方法。雖然其工藝中也涉及奧氏體應(yīng)變誘導(dǎo)析出過程，但是其具體細(xì)化原理為利用析出物增加相變過程中的非均勻形核位置來促進(jìn)形核，進(jìn)而促進(jìn)晶粒細(xì)化。該細(xì)化過程實(shí)為應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變(DIFT)。與此同時(shí)，受該工藝不完全轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)，其室溫組織難以達(dá)到全鐵素體組織。

中國專利公開號為 CN 103388109的專利文獻(xiàn)，公開了一種500MPa級超細(xì)晶工程機(jī)械用鋼及制造方法，其軋制過程主要為奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制促進(jìn)晶粒細(xì)化的傳統(tǒng)控軋控冷工藝。該工藝通過提高相變前奧氏體組織內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)密度，進(jìn)而提高相變過程中非均勻形核率的方式進(jìn)行晶粒細(xì)化。因?yàn)榫Я＜?xì)化完全受擴(kuò)散機(jī)制控制，細(xì)化效果有限且存在組織不均勻的問題。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于克服目前超細(xì)晶生產(chǎn)工藝在生產(chǎn)效率及晶粒細(xì)化程度方面的不足，利用軋制過程，開發(fā)一種實(shí)現(xiàn)鐵素體均勻超細(xì)化的新鋼種及新工藝。該工藝?yán)脢W氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制過程中的納米級應(yīng)變誘導(dǎo)析出物，促進(jìn)后續(xù)溫軋過程中鐵素體的連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)晶粒的均勻超細(xì)化。

本發(fā)明低碳微合金超細(xì)晶鋼的化學(xué)組分以重量百分比計(jì)為：C 0.06~0.12%，Si 0.17~0.21%，Mn 1.40~1.55%，Ti 0.05~0.15%，Al 0.03~0.08%，N ≤0.015%，S ≤0.005%，P ≤0.010%，M 0.2~0.4%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中M為純Mo，或Mo同0.05~0.1Nb、0.05~0.2V的混合。

上述低碳微合金超細(xì)晶鋼制備工藝包括依次進(jìn)行的冶煉、鑄造、加熱、控軋控冷、軋后保溫；

所述加熱工序中加熱溫度為1200~1250℃，加熱時(shí)間為60~120min；

所述控軋控冷工序采用兩階段控制軋制，其中粗軋開軋溫度850~1150℃，終軋溫度850~930℃，且終軋道次壓下率在30%~50%；精軋開軋溫度600~650℃，終軋溫度580~650℃,且每道次壓下率大于60%。粗軋后中間坯待溫過程根據(jù)板厚采用不同冷卻方式，粗軋后板厚≥20mm，采用層流冷卻方式，冷卻速率控制在13~18℃/s，且冷后精軋前需待溫5~10s,促進(jìn)鋼板溫度均勻；若板厚<20mm，采用空冷方式。

所述冶煉和鑄造工序包括鐵水脫硫、轉(zhuǎn)爐頂?shù)状禑挕M足化學(xué)成分要求的鋼水澆鑄成板坯。

所述控軋控冷工藝后，需對軋件進(jìn)行保溫，保溫溫度550~650℃，保溫時(shí)間30~60min，保溫后空冷至室溫。

所述低碳微合金超細(xì)晶鋼最終得到的組織為平均晶粒小于2μm的連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶晶粒，晶粒內(nèi)部含有大量亞結(jié)構(gòu)以及納米級析出物，且納米析出物質(zhì)量分?jǐn)?shù)占到總析出量的70%以上。

本發(fā)明充分利用應(yīng)變誘導(dǎo)析出物的促進(jìn)作用，主要表現(xiàn)在兩方面，其一為通過應(yīng)變誘導(dǎo)析出物對奧氏體中合金元素的消耗，提高了其Ar₃溫度，促進(jìn)了鐵素體在相對較高溫度下的轉(zhuǎn)變，即促進(jìn)高溫鐵素體的形成。另一方面，由于連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶不涉及合金元素?cái)U(kuò)散，納米級析出物可以抑制后續(xù)溫軋過程中亞界面的擴(kuò)展，增加了其相互間接觸概率進(jìn)而細(xì)化晶粒。此外，高溫鐵素體的形成以及軋后保溫促進(jìn)了回復(fù)過程，提高了晶粒間的取向差角，促進(jìn)了超細(xì)晶粒的形成。

本發(fā)明生產(chǎn)的低碳低合金超細(xì)晶鋼簡化了生產(chǎn)工藝、節(jié)約了能源、降低了成本，且力學(xué)性能優(yōu)異。常溫屈服強(qiáng)度Rel≥750Mpa，抗拉強(qiáng)度Rm≥800MPa，斷后伸長率≥15％，焊接性能良好。

附圖說明

圖1是實(shí)施例1的金相組織圖。

圖2是實(shí)施例2的晶粒平均直徑統(tǒng)計(jì)圖。

圖3是實(shí)施例3的細(xì)化晶粒以及納米析出相的透射電鏡圖（TEM）。

具體實(shí)施方式

為了使本發(fā)明的目的、技術(shù)方案及優(yōu)點(diǎn)更加清楚明白，以下結(jié)合附圖及實(shí)施例，對本發(fā)明進(jìn)行進(jìn)一步詳細(xì)描述。應(yīng)當(dāng)理解，此處所描述的具體實(shí)施例僅僅用于解釋本發(fā)明，并不用于限定本發(fā)明。

低碳微合金化超細(xì)晶鋼的生產(chǎn)工藝為：包括冶煉澆鑄、加熱、控軋控冷和軋后保溫過程。其中冶煉工序?yàn)椋翰捎棉D(zhuǎn)爐煉鋼，頂?shù)讖?fù)合吹煉深脫碳，RH真空處理脫碳并進(jìn)行合金化；澆鑄工序?yàn)椋赫婵彰撎己髮M足化學(xué)成分要求的鋼水澆鑄成30~100mm厚板坯；加熱工序?yàn)椋翰捎蒙鲜鲨T坯進(jìn)行軋前裝爐加熱，加熱溫度為1200~1250℃，加熱時(shí)間為60~120min。

所述控軋控冷工序采用兩階段控制軋制，其中粗軋開軋溫度850~1150℃，終軋溫度850~930℃，且終軋道次壓下率在30%~50%；精軋開軋溫度600~650℃，終軋溫度600~650℃，且每道次壓下率≥60%。粗軋后中間坯待溫過程根據(jù)板厚采用不同冷卻方式，粗軋后板厚≥20mm，采用層流冷卻方式，冷卻速率控制在13~18℃/s，且冷后精軋前需待溫5~10s，促進(jìn)鋼板溫度均勻；若板厚<20mm，采用空冷方式。所述軋后保溫工藝，保溫溫度550~650℃，保溫時(shí)間30~60min，保溫后空冷至室溫。

實(shí)施例1

本實(shí)施例的微合金鋼是由以下重量百分比的組分制備而成：C 0.06%，Si 0.17%，Mn 1.4%，Ti 0.08%，Mo 0.23%，V 0.05%，Al 0.039%，N 0.009%，S 0.003%，P 0.007%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。按以上成分冶煉澆鑄成80mm厚板坯，將板坯送入加熱爐，加熱溫度1200℃，加熱時(shí)間60min。粗軋開軋溫度1150℃，終軋溫度865℃，粗軋后軋后板厚30mm；粗軋后控冷工藝采用層流冷卻，冷速17℃/s；精軋開軋溫度620℃，單道次軋制且壓下率為0.63，精軋后板厚11mm。隨后600℃保溫30min后空冷至室溫。

圖1是本實(shí)施例的金相組織圖，由圖可知鋼板的金相組織為超細(xì)化的均勻多邊形鐵素體，平均晶粒直徑為1.1μm。產(chǎn)品的Rel=763MPa，Rm=821MPa，伸長率A=17.4%，綜合力學(xué)性能及焊接性能良好。

實(shí)施例2

本實(shí)施例的鍋爐用鋼是由以下重量百分比的組分制備而成：C 0.11%，Si 0.21%，Mn 1.48%，Ti 0.11%，Mo 0.31%，Al 0.041%，N 0.005%，S 0.0028%，P 0.0054%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。按以上成分冶煉并澆鑄成40mm厚板坯，將板坯送入加熱爐，加熱溫度1230℃，加熱時(shí)間120min。粗軋開軋溫度850℃，單道次軋制，軋后板厚25mm；粗軋后控冷工藝采用層流冷卻，冷速15℃/s；精軋開軋溫度650℃，終軋溫度610℃，精軋后板厚4mm。隨后600℃保溫45min后空冷至室溫。

圖2是本實(shí)施例的晶粒尺寸分布圖，由圖可知晶粒效果顯著，亞微米級晶粒數(shù)目可達(dá)80%以上，平均晶粒大小為0.8μm。產(chǎn)品的Rel=850MPa，Rm=890MPa，伸長率A=15%，力學(xué)性能優(yōu)異。

實(shí)施例3

本實(shí)施例的鍋爐用鋼是由以下重量百分比的組分制備而成：C 0.08%，Si 0.21%，Mn 1.55%，Ti 0.09%，Mo 0.16%，Nb 0.08，N 0.012%，S 0.004%，P 0.006%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。按以上成分冶煉并澆鑄成60mm厚板坯，將板坯送入加熱爐，加熱溫度1230℃，加熱時(shí)間120min。粗軋開軋溫度1200℃，終軋溫度915℃，粗軋后板厚12mm；粗軋后控制冷卻為空冷；精軋開軋溫度600℃，終軋溫度587℃，精軋后板厚2mm。隨后于600℃保溫60min后空冷至室溫。

圖3是本實(shí)施例的細(xì)化晶粒的TEM圖，平均晶粒細(xì)化到1.4μm，圖中很明顯可以看到大量的納米級析出相存在。產(chǎn)品的R_el=794MPa，R_m=886MPa，伸長率A=18.9%。