超细铁素体晶粒低合金钢及其制造方法

专利名称：：超细铁素体晶粒低合金钢及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及--种低合金钢及其制造方法，特别涉及到一种在含Nb低碳低合金钢中获得超细铁素体晶粒的热加工方法，铁素体晶粒可细化到3.0/mi以下。
背景技术：
：众所周知，低碳(高强度)低合金钢是最重要工程结构材料之--，广泛应用于石油天然气管线、海洋平台、造船、桥梁、压力容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及机械制造之中。低碳(高强度)低合金钢性能取决于其化学成分、制造过程的工艺制度，其中强度、韧性和焊接性是低碳(高强度)低合金钢最重要的性能，它最终决定于成品钢材的显微组织状态。细化铁素体晶粒尺寸是唯一可以同时提高强度和韧性并改善钢的焊接性的措施，是低碳(高强度)低合金钢最重要的强韧化方法，多年来-直是冶金工程师追求的目标。以晶粒超细化为标志的新--代超级钢研究开发在世界上主要工业化国家正蓬勃兴起。日本于1997年4月开始了"新世纪结构材料(或超级钢铁材料)"的国家研究计划，为期10年。同年日本通产省基础产业局又安排了由日本五大钢铁公司为骨干的"超级金属"研发项目，目标是通过新的工艺路线，把金属显微组织控制在超细晶粒的界观尺度，计划5年内形成"铁基材料界观领域显微组织的控制制造技术"。在日本超级钢项目的影响下，韩国于1998年启动了"21世纪高性能结构钢"的国家项目，为期十年，这是由POSCO为主体的国家项目，目标类似于日本。在日本韩国的影响下，中国于1998年启动了"新一代钢铁材料的重大基础研究"，并被列为"973"第一批启动的IO个项目之一，目标同样类似于日本和韩国。欧盟于2001年7月启动了"超细晶钢"项目，由意大利、德国、英国、瑞典和比利时等国有关研究机构参加，同时欧洲的-些相关公司也从工业界加以推进。以上启动的研究项目都具有一个共同的核心目标，即实现显微组织超细化，均把获得超细铁素体晶粒作为最重要的研究方向，力求抢占技术的制咼点o80年代以来发展的新型热机械控制处理(Thermo-mechanicalcontrolprocess,简称TMCP)钢比常规轧制态(as-rolled)的(高强度)低合金钢具有很大的优点，这些钢具有非常细小的铁素体/贝氏体组织(其比例取决于化学成分和制造工艺条件)，因而显示出优良的强度和韧性，在控制轧制过程中铌抑制奥氏体再结晶和晶粒长大，经常被加入TMCP钢中用来改善强度和低温韧性，商用TMCP钢的最小的铁素体晶粒尺寸范围在35//m，进一步减小铁素体晶粒的尺寸存在很大的困难。^近"新世纪结构材料(或超级钢铁材料)"的国家研究项目中，对低碳钢的铁素体(a)晶粒超细化的研究非常活跃，在实验室规模条件下，已获得了晶粒尺寸为1//m的超细晶粒铁素体组织。超细晶粒获得的方法大致分为两类，即相变法和再结晶法两类。若将获得超细铁素体晶粒的方法进行详细分类，相变法乂包括在超过冷奥氏体(Y)状态下的加工和相变和奥氏体/铁素体动态相变及在(Y+a)二相区域的加工和柑变。相变法共同特点都是以一个道次强压下和采用在低温奥氏体区域形变加工(道次压下率>50%)。例如日本新日铁公司的Yada及其合作者们已经采用一种新的控制轧制工艺，即由形变诱导铁素体的动态相变和动态再结晶得到超细晶粒的显微组织，他们对0.P/。C1.0o/。Mn成分体系的低合金钢采用一种热形变模拟实验及随后的实际轧制试验，获得了小于3//m的超细晶粒(USPatent4466842)。再结晶法则利用马氏体和贝氏体强压下后的再结晶，成功地研制出了超细晶粒铁素体组织。以上发明均采用在低温过冷奥氏体区或亚稳的马氏体、贝氏体区以一个道次强压下轧制(道次压下率>50%)。如此高的道次压下率和低的形变温度，将造成巨大的形变抗力和极高的轧机负荷，在实际生产上很难实现；其次一个道次强压下形变的不均匀性，将导致最终相变/再结晶组织的不均匀性，在形变集中的部位如高密度位错缠结的形变带、应变高度集中的原奥氏体晶界区域、形变孪晶带，容易通过应变诱导相变/再结晶形成超细晶，而其它部位晶粒尺寸较粗大(5^rn，造成组织的不均匀性，因此实现工业生产大试件化的困难较大。中国专利申请号03129488.X公开了"超细铁素体晶粒的含Nb低碳低合金钢及其制造方法"，该专利基于通过快速感应加热或试件通电直接加热(》15°C/s)和加速控制冷却(>10°C/s)实现奥氏体/铁素体循环相变(n^x)，并结合在奥氏体未再结晶区累计大压下形变(一个循环的累计压下率》40%，道次压下率>15%)造成的应变诱导相变的共同作用实现铁素体晶粒超细化，获得〈3.0jxm的铁素体晶粒。虽然该专利成功实现超细铁素体晶粒，但是制造工序较长，工艺过程比较复杂，工艺控制水平要求较高，工艺控制难度较大，同时制造成本也相对较高。中国专利申请号200410054129.7公开了"获得超细晶粒钢的制造方法"，该专利基于在连铸过程中向钢水中加入适量的形核剂，并适当配合以快速凝固技术，获得细小等轴的铸态组织，再采用应变诱导相变技术(即在Ar3点温度附近，进行连续不断地未再结晶控制轧制，控制累计压下率》80%，道次压下率》15%，使奥氏体发生应变诱导动态相变)获得〈3.(Him的铁素体晶粒。虽然该专利代表未来超细晶钢的发展方向，技术上具有很强的适用性和前瞻性，生产成本也较低，但是把形核剂有效地加入到正在凝固的钢水中的过程控制难度较大，使数量粒度合适的形核剂在钢水中呈弥散分布的同时，还要保持钢水具有较好的流动性困难更大，另外还需要研发专门的外植形核剂的加入设备和控制设备。
发明内容本发明的目的在于提供应变诱导相变获得超细铁素体晶粒低合金钢及其制造方法，可获得〈3.0pm的超细铁素体晶粒；且，制造成本低廉，工艺过程相对比较简单，而且比较容易实现工业化生产。为达到上述目的，本发明的技术方案是，基于采用》5'C/s的快速加热(推荐采用感应加热或直接通电加热)和》10'C/s的加速冷却工艺，并结合一次循环原位相变和-次循环应变诱导相变，即首先进行-;欠a—a循环原位相变；然后再进行一次循环应变诱导相变，即在加热过程中当温度到达Ac3点温度附近时，进行连续不断地形变，应变诱导a—Y相变在冷却过程中当温度到达Ar3点温度附近时，进行连续不断地形变，应变诱导Y—a相变，获得〈3.(^m的超细铁素体晶粒。超细铁素体晶粒低合金钢，其成分质量百分比为0.02^0.200.40SMn^1.60.2(KC+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5《0.400.01^鹿0,040.008^ri^).020SiS0.50余量为Fe和不可避免的夹杂。进一步，其成分质量百分比为，0.05^0.150.80SMnS1.C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/50.015《Nb幼扁0.010《T匕0.015SiS0.50余量为Fe和不可避免的夹杂。上述公式中Cu、Ni、(:r、V、Mo可以为零。进--步，还可以含有CuS0.30、Ni幼.30、Cr幼.15、V^).10中一种或几种，按质量百分比计。本发明的超细铁素体晶粒低合金钢的制造方法，其包括如下步骤-6)按上述成分冶炼、铸造成板坯；7)首先采用一次循环热处理，加热速度WC/s、均热温度控制在丁1+10""CT1+20。C之间、保温时间t-板厚(mm)X30s/mm60s/mm;(小试件取下限，大试件取上限)，目的是确保Nb元素完全固溶，以实现后续的应变诱导相变轧制；随即以》l(TC/s冷却速度冷却至Arl点温度以下，其中Tl=5833/{1.63—log[%NbX(%C+12X%N/14)]}—273.15;8)当温度到达An点温度后，随即以^5'C/s的加热速度快速加热至(AC3—50'C)点温度，并在(AC3—50'C)AC3温度区间内进行连续不断地形变，道次压下率》12°/。、累计压下率》60。/。，形变结束温度为Ac3点温度附近;其中Ac3(°C)=910—203[%C]l/2+44.7[%Si]—15.2[%Ni]+31.5[%Mo]+104[%V]+13.1[%W]—(30[%Mn]+11[%Cr]+20[%Cu]—700[%P]—400[%A1]—120[%As]—400[%Ti]);9)形变完成后，随即以》10。C/s冷却速度快速冷却至(Ar3+50。C)点温度，并在(Ai"3+50'C)Ar3温度区间内进行连续不断地形变，道次压下率》10%、累计压下率>60%，形变结束温度为A巧点温度；10)形变完成后，随即以》10'C/s冷却速度快速冷却至室温即可获得<3nm铁素体晶粒；其中Ar3('C)=910—273[%C]—74[°/。Mn〗一5[%Cu]一16[%Cr]—57[%Ni]—9[%Mo]。本发明的物理冶金学分折对于采用快速加热和加速冷却工艺的a—Y~>a循环原位相变，通过感应加热或通电直接加热的快速升温(加热速度》5'C/s)，实现上淬(up-quenching)工艺过程，形成细小均匀的奥氏体晶粒。众所周知，当铁素体组织被上淬至奥氏体相区，即以快速的加热速度加热至奥氏体相区，由于加热速度很快，铁素体晶粒基本不会发生长大，铁素体相的化学成分也基本不发生变化，因而造成a—Y巨大的相变驱动力，极大提高奥氏体晶核的形核速率，细化奥氏体晶粒尺寸。其次，形核的奥氏体晶核具有四个晶体学位向，即(lll)、(1-11)、(11-1)、(-111)，而这四个晶体学位向晶粒之间形成的晶界是大角度晶界，因此在铁素体晶界或在铁素体晶内形核长大的奥氏体晶粒可有效地分割原铁素体晶粒，形成细小均匀的奥氏体晶粒，如图1所示。同样，当奥氏体被快速地过冷到铁素体相区，由于巨大的Y—a相变驱动力，极大地增加了铁素体晶核的形核速率和形核位置，从而极大地细化了铁素体晶粒；此外，形核的铁素体晶粒具有(110)和(1-10)两个晶体学位向，而这2个晶体学位向晶粒之间形成的晶界也是大角度晶界，因此在奥氏体晶界或在奥氏体晶内形核长大的铁素体晶粒也可有效地分割原奥氏体晶粒，形成细小均匀的铁素体晶粒，如图2所示。细小铁素体晶粒通过快速加热(^5'C/s)升温至(Ac3—50'C)点温度附近后，随即在(AC3—5(TC)AC3温度区间内进行连续不断形变，通过应变诱导a—y相变，可以得到极细小的奥氏体晶粒。当在(Ac3—50'c)Ac3温度区间内进行连续不断形变时，细小的铁素体晶粒被反复不断变形，严重的金属塑性流变首先导致铁素体晶粒沿形变方向拉长和轧扁。由于铁素体晶粒细小，应变主要集中于原铁素体晶界附近区域，而铁素体晶内的形变带形成的数量则较少，这大大减小了应变分布的不均匀性，应变均匀地分布于晶粒之中。这些应变主要以高密度的晶界台阶、晶界位错的形式存在，它们是奥氏体最有利形核位置，体现了不断被应变铁素体具有极高形核率，形成细小的奥氏体晶粒，即在(Ac3—5(TC)Ac3温度区间，极细小的奥氏体晶粒通过应变诱导动态a—Y转变，主要在被拉长的、形成大量台阶的铁素体晶界上形成。相变结束后，刚从铁素体转变来的奥氏体晶粒由于处在低于AC3点温度区间内而不稳定，将随形变铁素体的回复而很快消失，通过应变诱导相变形成的奥氏体又通过Y—a逆转变形成铁素体。如此通过循环往复的a4r^a转变地反复发生，随形变温度达到Ac3点，奥氏体/铁素体晶粒能被连续不断地细化，最终形成极细小均匀的奥氏体晶粒。随着温度到达Ac3点温度并伴随形变的完成，试件立即快速冷却至(八13+5(TC)点温度，极细小奥氏体晶粒通过快速冷却(》10'C/s)冷却至(Ar3+50。C)温度点附近，并(Ar3+50"C)温度点附近进行形变，通过应变诱导相变，可以得到超细铁素体晶粒。即当处于(Ai"3+50'C)温度点附近时，极细小的奥氏体晶粒被变形时，严重的金属塑性流变首先诱发奥氏体晶粒沿轧制方向拉长。由于奥氏体晶粒细小，应变主要集中于原奥氏体晶界附近区域、形变孪晶界附近区域，而晶内的形变带形成的数量则较少，这大大减小了应变分布的不均匀性，应变均匀地分布于晶粒之中。与此相反，当粗大的奥氏体晶粒形变时，应变分布极不均匀，主要集中分布于部分晶粒之中，集中分布于晶内形变带之中；其次细小奥氏体晶粒形变时，应变储存能较高；相反，粗大的奥氏体晶粒形变时，应变储存能相对较低。随着形变的继续，累计应变量的增加，在奥氏体晶界、孪晶界附近区域，由于不同位向晶粒之间相互约束以及不同滑移系同时开动，位错与作为位错的"源"与"井"的晶界发生复杂的相互作用，在原奥氏体晶界、退火孪晶界上形成大量的台阶，此台阶是铁素体晶粒最有利的形核位置，因为在台阶上形核的能垒最低。随着奥氏体塑性形变程度继续地加大(累计压下率》60%)，.应变诱导动态相变将有效地发生(即形变使Ar3点温度上移，使丫—a相变在奥氏体相区发生)。在Ar3转变温度之上，极细小的铁素体晶粒通过应变诱导动态Y—a转变，主要在被拉长的、形成大量台阶的奥氏体晶界、形变孪晶界上形成。相变结束后，刚从奥氏体转变来的铁素体晶粒处在高于Ar3点温度区间内，即处在奥氏体相区，这种铁素体是不稳定的，将随形变奥氏体的回复而很快消失，即通过应变诱导相变形成的铁素体又通过a—y逆转变形成奥氏体。如此通过循环往复的Y—a和a—Y转变地反复发生，随形变温度接近Ar3点，奥氏体/铁素体晶粒能被连续不断地细化，最终超细铁素体晶粒形成，随即快速冷却至室温，以防止超细铁素体晶粒长大，工艺由图3所示。本发明的有益效果首先，本发明避免了在极高的轧制道次压下率和在极低的形变温度下轧制，把轧机的形变抗力和负荷降低普通的控轧范围，使普通热轧机生产超细晶成为可能；同时避免了一个道次强压下形变的不均匀性，消除了最终相变/再结晶组织的不均匀性。其次，本发明避免了3次奥氏体/铁素体循环应变诱导相变轧制(y^a)工艺所造成的制造工序较长、工艺过程复杂、工艺控制难度较大、制造成本较高的缺点。再次，避免了把形核剂如入到凝固钢水中的过程控制困难，避免了使数量粒度合适的形核剂在钢水中呈弥散分布的同时，还要保持钢水具有较好的流动性的困难以及需要研发专门的形核剂加入的设备和控制设备。最后本发明的制造工艺比较简苹、工艺流程较短、制造成本也较低、容易实现大生产化。图1为原铁素体晶粒被不同晶体学位向的奥氏体晶粒分割示意图；图2为原奥氏体晶粒被不同晶体学位向的铁素体晶粒分割示意图；图3为本发明超细铁素体晶粒形成的工艺示意图4为本发明实施例6超细铁素体晶粒的电镜照片。具体实施方式实施例参见表1，在50公斤真空感应炉中进行合金冶炼，采用较纯净的造币钢为原料。冶炼结束后浇铸成(!)150mmX300mm的铸坯，铸坯在1150'C锻造成70X270X长度(mm)的坯，锻造后坯料进砂坑缓冷至室温，并锯切成厚70X宽135X长200(mm)的钢坯供热轧模拟试验之用。本发明的应变诱导轧制工艺+ACC试验和普通TMCP工艺试验均在Gleeblel500热模拟机上进行，从锻造坯厚度1/4处，线切割加工(l)20mmX40mm的圆柱试样，然后在Gleeble1500型热模拟试验机上进行模拟热轧试验，具体工艺参数和试验结果如表2所示。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>根据本发明技术，可以通过少量的设备改造，即增添一台感应加热设备或直接通电加热设备，即可在普通的热连轧系统和5000mm宽厚板轧机系统上使用，并可以向所有具有感应加热、加速冷却装备的热连轧钢厂和中厚板生产厂家推广，由于本发明技术的生产工艺相对比较简单，过程控制比较容易，是--种实际可行的超细晶钢板的生产方法。权利要求1.超细铁素体晶粒低合金钢，其成分质量百分比为0.02≤C≤0.200.40≤Mn≤1.60.20≤C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≤0.400.01≤Nb≤0.040.008≤Ti≤0.0202.0≤Ti/N≤3.0Si≤0.50余量为Fe和不可避免的夹杂。2.如权利要求l所述的超细铁素体晶粒低合金钢，其特征是，0.05^0.1C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/50.015彌则300.01(KTi^0.(H5Si《0.50余量为Fe和不可避免的夹杂。3.如权利要求1或2所述的超细铁素体晶粒低合金钢，其特征是，还可以含有CuS0.30、NS0.30、Cr幼.15、V^).10中一种或几种，按质量百分比计。4.如权利要求1或2所述的超细铁素体晶粒低合金钢的制造方法，其包括如下步骤1)按权利要求1或2所述成分冶炼、铸造成板坯；2)首先采用一次循环热处理，加热速度^5'C/s、均热温度控制在Tl十l(TCTl+2(rC之间、保温时间t-板厚(mm)X30s/mm60s/mm;随即以^l(TC/s冷却速度冷却至Arl点温度以下，其中Tl=5833/{1.63—log}—273.15;3)当温度到达An点温度后，随即以》5lC/s的加热速度快速加热至(Ac3—50'C)点温度，并在(Ac3—50'C)AC3温度区间内进行连续不断地形变，道次压下率》12%，累计压下率》60%，形变结束温度为Ac3点温度附近；其中Ac3('C)=910—203[°/。C]1/2+44.7[°/。Si〗一15.2+31.5[%Mo]+104[o/oV〗+13.1[%W]—(30[%Mn]+1l[o/oCr]+20[o/oCu]—700[%P]—400[。/。A1]—120-400[°/0Ti]);4)形变完成后，随即以》10'C/s冷却速度快速冷却至(Ar3+5(TC)点温度，并在(Ar3+50。C)Ar3温度区间内进行连续不断地形变，道次压下率》10%，累计压下率>60%，形变结束温度为Al"3点温度；5)形变完成后，随即以》10'C/s冷却速度快速冷却至室温即可获得<3pm铁素体晶粒；其中Ar3(°C)=910—273[%C]—74[%Mn]-5[%Cu]—16—57[%Ni]—9。5.如权利要求4所述的超细铁素体晶粒低合金钢的制造方法，其特征是，快速加热采用感应加热或直接通电加热。全文摘要本发明公开一种超细铁素体晶粒低合金钢及其制造方法，其成分质量百分比为0.02≤C≤0.20、0.40≤Mn≤1.6、0.20≤[C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5]≤0.40、0.01≤Nb≤0.04、0.008≤Ti≤0.020、2.0≤Ti/N≤3.0、Si≤0.50、余Fe。其制造方法是，采用≥5℃/s的快速加热和≥10℃/s的加速冷却工艺，并结合一次循环原位相变和一次循环应变诱导相变，即先进行一次α→γ→α循环原位相变；然后再进行一次循环应变诱导相变，即在加热过程中当温度到达Ac₃点温度附近时，进行连续不断地形变，应变诱导α→γ相变；在冷却过程中当温度到达Ar₃点温度附近时，进行连续不断地形变，应变诱导γ→α相变，获得＜3.0μm的超细铁素体晶粒。文档编号C22C38/50GK101148742SQ200610116418公开日2008年3月26日申请日期2006年9月22日优先权日2006年9月22日发明者刘自成,魏立国申请人:宝山钢铁股份有限公司