一種超細組織低碳鋼的控制軋制方法
2023-04-29 10:24:31 1
專利名稱：一種超細組織低碳鋼的控制軋制方法
技術領域：
本發明屬於合金鋼生產工藝領域，特別適用於超細晶粒碳素鋼和低合金鋼的控制軋制方法。
現有技術變形誘導鐵素體相變(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，穩定性降低，從而導致γ→α相變發生。它區別於傳統γ→α相變的最顯著特徵是(1)它是動態相變，即相變發生於變形過程中，而不是變形之後的等溫或冷卻過程中；(2)可以獲得超細晶鐵素體。國內外的研究者對這一現象給予了很大的關注，並採用DIFT工藝成功地製備出超細晶粒鋼。例如，二十世紀八十年代末，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，目前關於DIFT軋制工藝的研究僅僅考慮了軋制變形過程中發生的組織變化，而沒有考慮軋制道次間隔內發生的組織變化。相應的，在制定DIFT軋制工藝時重點關注軋制溫度和道次壓下量兩個參數，而很少關注道次間隔時間。本申請人的前期研究表明，在DIFT之後的保溫過程中(道次間隔時間內)，將發生α→γ逆相變或亞動態γ→α相變(與鋼的成分和變形條件有關)，它們會對鋼的最終組織和性能產生重要影響。因此，一個完善的DIFT軋制工藝應綜合考慮軋制溫度、道次壓下量和道次間隔時間三個重要參數。
發明目的本發明的目的之一是提供一種較以前更為完善的變形誘導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數的影響。通過該工藝可獲得更大體積分數的變形誘導相變超細晶鐵素體。由於不同成分鋼在道次間隔時間內發生的組織演化過程不同(逆相變或亞動態相變)，相應採用的DIFT軋制工藝也就不同，因而本發明的目的之二是提供不同軋制工藝條件下的鋼的成分範圍。
技術方案及原理低碳鋼在變形誘導鐵素體相變之後的等溫過程中會發生逆相變或亞動態相變。例如，一種低碳碳素鋼(0.09C-0.16Si-0.57Mn)，在1200℃保溫5min完全奧氏體化後，以5℃/s冷速冷卻至820℃變形ε＝1.2，然後等溫不同時間後淬水。測定了等溫不同時間的鐵素體體積分數和晶粒尺寸，如圖1所示。可以看出，鐵素體體積分數在等溫過程中減少，從而證實了逆相變的存在。等溫初期逆相變較快，之後逐漸減緩。晶粒尺寸在等溫中增大，且亦遵循先快後慢的規律。一種Nb微合金鋼(0.094C-0.29Si-1.42Mn-0.045Nb)，在1180℃保溫3min完全奧氏體化後，以5℃/s冷速冷卻至806℃變形ε＝0.92，然後分別立即淬水和等溫10s淬水。光學微觀組織如圖2所示。可以看到，變形後立即淬水的組織以針狀鐵素體(或貝氏體)為主，變形誘導鐵素體體積分數不足5％；而變形後僅等溫10s，鐵素體數量就明顯增多，表明發生了γ→α相變。由於在變形中已經誘導成核但還未充分生長的鐵素體在等溫中將繼續生長，因此該相變過程與變形誘導鐵素體相變密切相關。眾所周知，金屬在高溫變形後的等溫中會發生再結晶，如果變形中發生了動態再結晶，那麼等溫中發生的過程被稱為亞動態再結晶，亞動態再結晶的實質是變形中形成的再結晶晶核的繼續長大。類比動態再結晶和亞動態再結晶的關係，本申請人將變形誘導鐵素體相變(動態相變)之後的等溫相變稱為亞動態相變(Metadynamic Transformation)。由於亞動態相變的部分形核過程發生於變形中，因此它會繼承變形誘導鐵素體相變高形核率的特點，從而也可以獲得超細晶。圖2中亞動態相變可獲得平均尺寸約2μm的鐵素體晶粒，這與變形誘導鐵素體晶粒尺寸相當。
圖3示出了逆相變和亞動態相變的發生條件。若變形誘導相變鐵素體的體積分數大於鐵素體的平衡體積分數，則變形誘導相變鐵素體為熱力學非穩相，在保溫過程中必然發生α→γ逆相變；相反，若變形誘導相變鐵素體的體積分數小於平衡體積分數，則在保溫過程中將繼續發生γ→α相變。本申請人的研究表明，逆相變傾向於在碳素鋼或低Nb含量鋼中發生，而亞動態相變傾向於在C-Mn鋼或較高Nb含量鋼中發生。
逆相變和亞動態相變概念的提出對於變形誘導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意義。對於那些易發生逆相變的鋼，就應該儘可能的提高軋制速度，減少道次間隔時間，而在軋後的控冷中提高冷速；而對於易發生亞動態相變的鋼，則應適當地降低軋制速度，增加道次間隔時間，使亞動態相變較充分進行。
基於上述理論研究，本申請提出了一套分別適用於不同成分鋼(分別稱為鋼A和鋼B，見表1)的控軋新工藝。
適用於鋼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，然後在900～1000℃進行1～2道次再結晶控軋，道次壓下量為20～30％；再在850～750℃進行3～5道次變形誘導鐵素體相變軋制，道次壓下量為30～50％，道次間隔時間小於2s，軋後以＞10℃/s冷速加速冷卻。
適用於鋼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，並使微合金元素充分溶解，然後在950～1100C進行1～2道次再結晶控軋，道次壓下量為20～30％；再在820～720℃進行3～5道次變形誘導鐵素體相變軋制，道次壓下量為30～50％，道次間隔時間大於5s，軋後以＞10℃/s冷速加速冷卻。
發明效果與現有技術相比，本發明的優點在於1、變形誘導相變鐵素體的體積分數增加，從而有利於晶粒細化。
現有的變形誘導鐵素體相變軋制工藝由於沒有考慮道次間隔內的逆相變和亞動態相變問題，因而也就不能合理地選擇道次間隔時間，導致變形誘導相變鐵素體體積分數較少(一般不超過60％)，而其餘鐵素體是在冷卻過程中形成的。而本發明方法可將變形誘導相變鐵素體的體積分數提高到85％以上，獲得平均晶粒尺寸不大於4μm。
2、有利於得到均勻的組織由於現有的變形誘導鐵素體軋制工藝獲得的DIFT鐵素體體積分數較少(不超過60％)，相當數量的鐵素體是在冷卻中形成的，前者晶粒尺寸明顯小於後者，因而容易出現混晶現象。而本發明方法由於DIFT鐵素體體積分數增加，剩餘未相變奧氏體尺寸減小，相應的冷卻中形成的鐵素體尺寸也減小，從而有利於得到細小均勻的組織。
圖1為0.09C-0.16Si-0.57Mn鋼在1200℃保溫5min後，以5℃/s冷速冷卻至820℃變形ε＝1.2，然後等溫不同時間後淬水，鐵素體體積分數和晶粒尺寸與等溫時間的關係。
圖2為0.094C-0.29Si-1.42Mn-0.045Nb鋼在1180℃保溫3min後，以5℃/s冷速冷卻至806℃變形ε＝0.92，然後分別立即淬水(a)和等溫10s淬水(b)的光學微觀組織照片。
圖3為逆相變和亞動態相變的發生條件示意圖。
圖4～9分別為本發明實施例中生產的1～6批鋼板的光學微觀組織圖。
採用本發明方法製作了兩組(分別對應於鋼A和鋼B)共六批低碳鋼鋼板。鋼的化學成分列於表2中，軋制工藝制度列於表3中，六批鋼板的組織狀態列於表4，六批鋼板的金相組織圖分別見說明書附圖4～9。
表1本發明方法提供的鋼的成分範圍(質量百分數，％)
表2實施例鋼的化學成分(質量百分數，％)
表3實施例鋼的軋制工藝制度
表4實施例鋼的組織狀態
權利要求
1.一種超細組織低碳鋼的控制軋制方法，其特徵在於對於化學成分範圍(質量百分數，％)為0.05～0.20C-0.05～0.40Si-0.10～2.0Mn-0.03～0.10Nb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，並使微合金元素充分溶解，然後在950～1100℃進行1～2道次再結晶控軋，道次壓下量為20～30％；再在820～720℃進行3～5道次變形誘導鐵素體相變軋制，道次壓下量為30～50％，道次間隔時間大於5s，軋後以＞10℃/s冷速加速冷卻。
全文摘要
一種超細組織低碳鋼的控制軋制方法，屬於低合金鋼生產工藝領域。其特點是對於化學成分範圍(質量百分數，％)為0.05～0.20C－0.05～0.40Si－0.10～2.0Mn－0.03～0.10Nb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，並使微合金元素充分溶解，然後在950～1100℃進行1～2道次再結晶控軋，道次壓下量為20～30％；再在820～720℃進行3～5道次變形誘導鐵素體相變軋制，道次壓下量為30～50％，道次間隔時間大於5s。軋後以＞10℃/s冷速加速冷卻。該方法可以獲得平均晶粒尺寸不大於4μm，體積分數大於85％的變形誘導相變鐵素體，且組織均勻性好。
文檔編號C21D8/02GK1487100SQ03156179
公開日2004年4月7日 申請日期2003年9月3日 優先權日2003年9月3日
發明者孫新軍, 劉清友, 董瀚 申請人:鋼鐵研究總院