專利名稱：一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法
技術領域：
本發明涉及一種低碳鋼晶粒細化的方法，特別涉及一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，在普通碳素結構鋼中獲得超細鐵素體晶粒，鐵素體晶粒可細化到3.0μm以下。
背景技術：
眾所周知普通碳素結構鋼占全部鋼鐵結構材料60％以上，其中以熱軋狀態交貨的占到90％以上，顯微組織細化的重要性、經濟性和環保性(普通碳素結構鋼不含Cu、Ni、Mo等合金元素，保證廢鋼容易回收再利用)顯得尤為突出，是日本、韓國、歐盟、美國等發達國家新一代超級鋼鐵結構材料研究的核心問題、盡力搶占的技術制高點。
80年代中期，日本的Yade等人采用應變誘導相變成功地研制出小于3μm的超細鐵素體晶粒(US Patent 4466842)，90年代中后期P.D.Hodgson等人(Scripta，Mater.，1999，Vol.40，1179)采用應變誘導相變軋制成功地在熱軋帶鋼表面獲得超細鐵素體晶粒，最細的約0.5～1.0μm。上述發明均采用在低溫過冷奧氏體區或亞穩的馬氏體、貝氏體區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，在實際生產上很難實現；其次一個道次強壓下形變的不均勻性，將導致最終相變/再結晶組織的不均勻性，在形變集中的部位如高密度位錯纏結的形變帶、應變高度集中的原奧氏體晶界區域、形變孿晶帶，容易通過應變誘導相變/再結晶形成超細晶，而其它部位晶粒尺寸較粗大(5μm～10μm)，造成組織的不均勻性，因此實現工業生產大試件化的困難很大。
中國專利申請03129488.x公開了“超細鐵素體晶粒的含Nb低碳低合金鋼及其制造方法”，該專利申請基于通過快速感應加熱或試件通電直接加熱(≥15℃/s)和加速控制冷卻(≥10℃/s)實現奧氏體/鐵素體循環相變(γα)，并結合在奧氏體未再結晶區累計大壓下形變(一個循環的累計壓下率≥40％，道次壓下率≥15％)造成的應變誘導相變的共同作用實現鐵素體晶粒超細化，獲得＜3.0μm的鐵素體晶粒。雖然該方法成功實現超細鐵素體晶粒，但是制造工序較長，工藝過程比較復雜，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。
發明內容
本發明的目的是提供一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，需要解決的技術問題是簡化生產工藝，降低制造成本。本發明采用應變促進相變工藝，并結合在Ac1點溫度以下鐵素體連續動態再結晶的軋制和工藝亞動態再結晶工藝，獲得小于3μm的超細鐵素體晶粒，為實現傳統軟鋼(如08鋼級、Q175～Q275等)強度翻番、韌性大幅度提高、充分挖掘傳統鋼材的潛能奠定了基礎。這對于資源相對缺乏的國家和地區實現可持續發展顯得尤其重要。
本發明的技術方案為一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，普通碳素結構鋼采用連鑄生產，然后進行板坯加熱保溫和板坯軋制，板坯軋制包括以下步驟a、板坯軋制在過冷奧氏體區域(Ac3～Ar3)溫度點之間，控制軋制道次壓下率≥12％，累計道次壓下率≥80％；b、在完成過冷奧氏體區間(Ac3～Ar3)軋制后，立即采用直接淬火冷卻至室溫；c、加熱升溫Ac1～Ac1-50℃溫度區間，然后進行保溫，保溫后采用連續高速軋制工藝，控制軋制道次壓下率≥10％，累計道次壓下率≥50％；d、隨后在終軋溫度附近保溫5～10秒，立即直接淬火冷卻至100～200℃，然后空冷至室溫得到3.0μm以下鐵素體細化晶粒。
步驟b中完成過冷奧氏體區間軋制后15秒內進行淬火冷卻至室溫，冷卻速度≥10℃/s。
步驟c中升溫速度≥2.4℃/s，保溫時間t2＝板厚(mm)×1.5min/mm～2.0min/mm，道次壓下率δ(％)與道次間的停留時間t(s)存在如下關系lnδ+1.65lnt＝4.94。
步驟d中冷卻速度≥20℃/s。
本發明的物理冶金學分析1)本發明首先采用應變促進相變軋制工藝，即在過冷奧氏體區域(Ac3～Ar3)溫度點之間，控制軋制道次壓下率≥12％，累計道次壓下率≥80％，在溫度過冷和軋制應變的雙重作用下，奧氏體向鐵素體轉變的驅動力大大增強，鐵素體的形核率顯著提高，這樣，無需過大的軋制道次壓下率和累計軋制壓下率，可以比較容易地把鐵素體晶粒細化到10～20μm；2〕在完成過冷奧氏體區間(Ac3～Ar3)軋制后，立即采用直接淬火冷卻至室溫，確保已初步細化的鐵素體晶粒來不及發生長大，同時抑制珠光體或片狀滲碳體析出，以保證在隨后加熱至Ac1～Ac1-50℃溫度區間，滲碳體以細小彌散的狀態析出；3〕在Ac1點溫度以下的鐵素體相區內采用鐵素體連續動態再結晶軋制，即在Ac1～Ac1-40℃溫度點之間，采用連續高速軋制工藝，控制軋制道次壓下率≥10％，累計道次壓下率≥50％，利用連續動態再結晶的特點，進一步細化鐵素體晶粒至3μm以下。眾所周知，彌散分布的顆粒狀滲碳體與可塑性變形的鐵素體沒有共格關系，它們在變形過程中作為一種硬的障礙。當碳素結構鋼在形變時，位錯在鐵素體基體內運動過程中，遇到顆粒滲碳體這種障礙不能切割過去，在鐵素體與顆粒滲碳體的交界處產生不均勻形變，導致顆粒滲碳體附近的鐵素體基體具有高位錯密度、高畸變能及高應變梯度。由于鐵素體的層錯能較高，位錯的攀移交滑移容易進行，隨著形變的繼續、應變的增大，鐵素體發生動態回復，在鐵素體與顆粒滲碳體的交界處高位錯密度、高畸變能及高應變梯度使位錯胞狀結構迅速發展進而形成亞晶，亞晶界持續不斷吸收形變位錯并發生轉動，最終形成動態再結晶核心。高位錯密度又可以降低動態形核的臨界尺寸，而高應變梯度使動態再結晶晶核與鐵素體的交界容易形成可動性較好的大角度晶界，發生所謂的晶界“弓彎”，促進鐵素體動態再結晶的進行，細化鐵素體晶粒尺寸；同時由于彌散分布在鐵素體中的滲碳體粒子之間間距僅為幾十到幾百納米，可以提供高密度的形核位置，因而鐵素體動態再結晶形核具有極高的形核率；此外這些彌散分布的滲碳體又會釘扎動態再結晶晶界，阻止動態再結晶晶粒長大，導致晶粒的進一步細化。具體的細化機理如下形變產生位錯→位錯運動遇到顆粒狀滲碳體→形成高密度的奧羅萬位錯環→在鐵素體與顆粒滲碳體的交界處出現高位錯密度、高畸變能及高應變梯度區域→位錯動態回復形成亞晶→在一個晶粒內部形成眾多小角度晶界的亞晶→亞晶不斷吸收形變位錯而發生轉動→亞晶之間的晶粒取向度不斷增大→亞晶界變成大角度晶界→亞晶變成動態再結晶核心→發生動態再結晶→隨著形變的繼續如此不斷地循環往復→最終實現鐵素體晶粒的超細化。
4〕完成鐵素體連續動態再結晶軋制后，在終軋溫度附近保溫5～10秒，隨后立即直接淬火冷卻至100～200℃，目的是實現亞動態再結晶的進一步細化及抑制形成的超細鐵素體晶粒長大。
本發明的有益效果為與現有技術相比本發明無需規模地增加設備投資，無需采用特殊的工藝措施如低溫大道次壓下率軋制(道次壓下率一般≥50％)、無需快速循環往復加熱/冷卻的熱處理工藝，也無需采用特殊的凝固控制技術(如外植形核劑及快速凝固技術等)，采用快速感應加熱、應變促進相變軋制技術及在Ac1點(α→γ+α轉變點)附近的鐵素體相區普通的熱連軋制技術，就可以獲得≤3μm鐵素體晶粒，實際工藝操作相對簡單、工藝控制過程相對容易，是一種成本低廉、環境友好、切實可行的提高現有普通產品性能的有效手段之一。
圖1為本發明工藝示意2為本發明實施例1金相圖
具體實施例方式根據本發明技術方案，本發明適用于普通碳素鋼和低合金結構鋼，對成分控制如下
◆C為了確保具有足夠的顆粒滲碳體析出，鋼中的C含量下限不能低于0.10％；為了保證鋼的綜合機械性能(強度、韌性、延伸率和焊接性等)及防止過高的淬透性，鋼中C含量的上限不能高于0.20％，即C含量在0.10％～0.20％之間。
◆Mn為了保證鋼的綜合機械性能(強度、韌性、延伸率和焊接性等)以及防止Ac1點溫度過高而影響鐵素體動態再結晶軋制細化晶粒的效果，鋼中Mn含量下限不能低于0.30％；為了防止Ac1點溫度過低，影響鐵素體動態再結晶軋制操作及鐵素體動態再結晶的發生，鋼中Mn上限不能超過1.20％，即Mn含量在0.30％～1.20％之間。
對普通碳素結構鋼的成分的配比進行進一步優化，得到優選后的需控制配比范圍是◆C0.11％～0.18％◆Mn0.40％～1.00％◆Ti0.01％～0.020％◆N0.003％～0.008％，Ti/N＝2.5～3.4細化工藝過程如下◆板坯推薦采用薄板坯連鑄進行生產，控制澆鑄過熱度ΔT在10℃～20℃之間，其中過熱度ΔT＝T-T液相線，T液相線＝1538-〖44-21(％C)+52(％C)^2+13(％Si)+4.8(％Mn)+3.1(％Ni)+1.5(％Cr)〗。
◆板坯加熱溫度1000℃～1100℃之間，加熱速度≥5℃/s；到達設定溫度后進行保溫，保溫時間t1＝板厚(mm)×0.20min/mm～0.30min/mm。
◆采用應變促進相變軋制工藝，道次壓下率≥12％，累計壓下率≥80％，終軋溫度控制在Ar3點溫度以上，其中Ar3(℃)＝910-273[％C]-74[％Mn]-57[％Ni]-16[％Cr]-9[％Mo]-5[％Cu]。
◆為防止晶粒長大，軋制后在15s之內，采用直接淬火工藝將鋼板冷卻至室溫，冷卻速度≥10℃/s。
◆再以≥2.4℃/s加熱速度升溫至Ac1～Ac1-50℃溫度區間，即700℃～750℃之間進行保溫，保溫時間t2＝板厚(mm)×1.5min/mm～2.0min/mm(鑄坯的厚度在20mm以下，取中下限；連鑄坯的厚度在20mm以上，取中上限)，目的是讓滲碳體以細小彌散的狀態析出，同時晶粒基本不發生長大。隨后進行鐵素體連續動態再結晶軋制。
◆在Ac1～Ac1-50℃溫度區間內進行鐵素體連續動態再結晶軋制，軋制道次壓下率≥10％，累計道次壓下率≥50％，道次壓下率δ(％)與道次間的停留時間t(s)存在如下關系lnδ+1.65lnt＝4.94。
◆軋制完了后在(終軋溫度～終軋溫度-10℃)處保溫5.0～10秒，確保亞動態再結晶過程的發生，以實現鐵素體晶粒的進一步細化，隨后以≥20℃/s冷卻速度進行直接淬火(DQ)至淬火停止溫度(QST-Quenching Stop Temperature)，QST控制在100～200℃，隨后自然空冷至室溫。
實施例參照圖1，按表1中的成分在50公斤真空感應爐中進行合金冶煉，采用較純凈的造幣鋼為原料。冶煉結束后澆鑄成φ150mm×300mm的鑄坯，鑄坯在1150℃鍛造成70×270×長度(mm)的坯，鍛造后坯料進砂坑緩冷至室溫，并鋸切成厚70×寬135×長200(mm)的鋼坯供熱軋模擬試驗。本發明的熱軋工藝試驗和普通熱軋試驗均在Gleeble1500熱模擬機上進行，從鍛造坯厚度1/4處，線切割加工φ20mm×40mm的圓柱試樣，然后在Gleeble1500型熱模擬試驗機上進行模擬熱軋試驗，具體工藝參數和試驗結果如表2所示。發明鋼1的金相圖見圖2，由圖中標尺可以看出鐵素體組織在3.0μm以下。
由于本發明技術只需要增添一臺感應加熱爐或直接通電加熱設備，設備改造簡單，費用低，即可滿足生產超細晶粒碳素鋼板的要求，同時生產控制也較為簡單，是一種切實可行的超細晶粒鋼帶的生產方法，在技術上具有很強的前瞻性、實用性和可操作性，具有很高的商業價值。表1化學成分
表2發明實例的工藝參數
權利要求
1.一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，普通碳素結構鋼采用連鑄生產，然后進行板坯加熱保溫和板坯軋制，其特征是板坯軋制包括以下步驟a、板坯軋制在過冷奧氏體區域溫度點之間，控制軋制道次壓下率≥12％，累計道次壓下率≥80％；b、在完成過冷奧氏體區間軋制后，立即采用直接淬火冷卻至室溫；c、加熱升溫Ac1～Ac1-50℃溫度區間，然后進行保溫，保溫后采用連續高速軋制工藝，控制軋制道次壓下率≥10％，累計道次壓下率≥50％；d、隨后在終軋溫度附近保溫5～10秒，立即直接淬火冷卻至100～200℃，然后空冷至室溫得到3.0μm以下鐵素體細化晶粒。
2.根據權利要求1所述的一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，其特征是步驟b中完成過冷奧氏體區間軋制后15秒內進行淬火冷卻至室溫，冷卻速度≥10℃/s。
3.根據權利要求1所述的一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，其特征是步驟c中升溫速度≥2.4℃/s，保溫時間t2＝板厚(mm)×1.5min/mm～2.0min/mm。
4.根據權利要求1所述的一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，其特征是步驟c中道次壓下率δ(％)與道次間的停留時間t(s)存在如下關系1nδ+1.651nt＝4.94。
5.根據權利要求1所述的一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，其特征是步驟d中冷卻速度≥20℃/s。
全文摘要
本發明涉及一種低碳鋼晶粒細化的方法，特別涉及一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，需要解決的技術問題是簡化生產工藝，降低制造成本。本發明的技術方案為一種細化普通碳素結構鋼晶粒的方法，普通碳素結構鋼采用連鑄生產，然后進行板坯加熱保溫和板坯軋制，板坯軋制包括以下步驟a.板坯軋制在過冷奧氏體區域(Ac
文檔編號C21D11/00GK1940094SQ20051003015
公開日2007年4月4日 申請日期2005年9月29日 優先權日2005年9月29日
發明者劉自成, 丁建華 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司