一种超细组织低碳钢的工艺控制方法 【技术领域】
本发明属于合金钢生产工艺领域，特别适用于超细晶粒碳素钢和低合金钢的控制轧制方法。
现有技术
变形诱导铁素体相变(Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)是指在钢的Ae3温度附近施加变形，变形中奥氏体能量升高，稳定性降低，从而导致γ→α相变发生。它区别于传统γ→α相变的最显著特征是：(1)它是动态相变，即相变发生于变形过程中，而不是变形之后的等温或冷却过程中；(2)可以获得超细晶铁素体。国内外的研究者对这一现象给予了很大的关注，并采用DIFT工艺成功地制备出超细晶粒钢。例如，二十世纪八十年代末，日本Yada等人通过对0.1C-1.0Mn钢在Ar3以上40℃六道次的连续轧制，成功地轧制出铁素体晶粒尺寸为2～3μm的超细晶粒钢板(Y.Matsumura and H.Yada，Evolutionof ultrafine-grained ferrite in hot successive deformation，Trans.ISIJ，1987，27：492-498.)；二十世纪九十年代初，澳大利亚的Hodgson等通过在钢的Ar3或稍高温度下进行30％～40％单道次轧制，获得了表层为超细晶铁素体的钢板(J.H.Beynon，R.Gloss and P.D.Hodgson，Theproduction of ultrafine equiaxed ferrite in a low carbon microalloyed steel by thermomechanicaltreatment，Mater.Forum，1992，16：37-42)；二十世纪九十年代末，钢铁研究总院的刘清友、董瀚等通过对低C-Mn-Nb钢在820℃进行三道次DIFT轧制(道次压下量为50％)，成功地轧制出晶粒尺寸为1μm的超细晶粒钢板(中国专利ZL99109124)。
然而，目前关于DIFT轧制工艺的研究仅仅考虑了轧制变形过程中发生的组织变化，而没有考虑轧制道次间隔内发生的组织变化。相应的，在制定DIFT轧制工艺时重点关注轧制温度和道次压下量两个参数，而很少关注道次间隔时间。本申请人的前期研究表明，在DIFT之后的保温过程中(道次间隔时间内)，将发生α→γ逆相变或亚动态γ→α相变(与钢地成分和变形条件有关)，它们会对钢的最终组织和性能产生重要影响。因此，一个完善的DIFT轧制工艺应综合考虑轧制温度、道次压下量和道次间隔时间三个重要参数。
发明目的
本发明的目的之一是提供一种较以前更为完善的变形诱导铁素体相变轧制工艺，该工艺的特点是充分考虑了道次间隔时间对铁素体体积分数的影响。通过该工艺可获得更大体积分数的变形诱导相变超细晶铁素体。由于不同成分钢在道次间隔时间内发生的组织演化过程不同(逆相变或亚动态相变)，相应采用的DIFT轧制工艺也就不同，因而本发明的目的之二是提供不同轧制工艺条件下的钢的成分范围。
技术方案及原理
低碳钢在变形诱导铁素体相变之后的等温过程中会发生逆相变或亚动态相变。例如，一种低碳碳素钢(0.09C-0.16Si-0.57Mn)，在1200℃保温5min完全奥氏体化后，以5℃/s冷速冷却至820℃变形ε＝1.2，然后等温不同时间后淬水。测定了等温不同时间的铁素体体积分数和晶粒尺寸，如图1所示。可以看出，铁素体体积分数在等温过程中减少，从而证实了逆相变的存在。等温初期逆相变较快，之后逐渐减缓。晶粒尺寸在等温中增大，且亦遵循先快后慢的规律。一种Nb微合金钢(0.094C-0.29Si-1.42Mn-0.045Nb)，在1180℃保温3min完全奥氏体化后，以5℃/s冷速冷却至806℃变形ε＝0.92，然后分别立即淬水和等温10s淬水。光学微观组织如图2所示。可以看到，变形后立即淬水的组织以针状铁素体(或贝氏体)为主，变形诱导铁素体体积分数不足5％；而变形后仅等温10s，铁素体数量就明显增多，表明发生了γ→α相变。由于在变形中已经诱导成核但还未充分生长的铁素体在等温中将继续生长，因此该相变过程与变形诱导铁素体相变密切相关。众所周知，金属在高温变形后的等温中会发生再结晶，如果变形中发生了动态再结晶，那么等温中发生的过程被称为亚动态再结晶，亚动态再结晶的实质是变形中形成的再结晶晶核的继续长大。类比动态再结晶和亚动态再结晶的关系，本申请人将变形诱导铁素体相变(动态相变)之后的等温相变称为亚动态相变(Metadynamic Transformation)。由于亚动态相变的部分形核过程发生于变形中，因此它会继承变形诱导铁素体相变高形核率的特点，从而也可以获得超细晶。图2中亚动态相变可获得平均尺寸约2μm的铁素体晶粒，这与变形诱导铁素体晶粒尺寸相当。
图3示出了逆相变和亚动态相变的发生条件。若变形诱导相变铁素体的体积分数大于铁素体的平衡体积分数，则变形诱导相变铁素体为热力学非稳相，在保温过程中必然发生α→γ逆相变；相反，若变形诱导相变铁素体的体积分数小于平衡体积分数，则在保温过程中将继续发生γ→α相变。本申请人的研究表明，逆相变倾向于在碳素钢或低Nb含量钢中发生，而亚动态相变倾向于在C-Mn钢或较高Nb含量钢中发生。
逆相变和亚动态相变概念的提出对于变形诱导铁素体相变轧制工艺的制定，特别是道次间隔时间的选择具有重要的指导意义。对于那些易发生逆相变的钢，就应该尽可能的提高轧制速度，减少道次间隔时间，而在轧后的控冷中提高冷速；而对于易发生亚动态相变的钢，则应适当地降低轧制速度，增加道次间隔时间，使亚动态相变较充分进行。
基于上述理论研究，本申请提出了一套分别适用于不同成分钢(分别称为钢A和钢B，见表1)的控轧新工艺。
适用于钢A的工艺流程(工艺A)是：首先在1100～1250℃加热0.5～1小时，使钢坯完全奥氏体化，然后在900～1000℃进行1～2道次再结晶控轧，道次压下量为20～30％；再在850～750℃进行3～5道次变形诱导铁素体相变轧制，道次压下量为30～50％，道次间隔时间小于2s，轧后以＞10℃/s冷速加速冷却。
适用于钢B的工艺流程(工艺B)是：首先在1100～1250℃加热0.5～1小时，使钢坯完全奥氏体化，并使微合金元素充分溶解，然后在950～1100℃进行1～2道次再结晶控轧，道次压下量为20～30％；再在820～720℃进行3～5道次变形诱导铁素体相变轧制，道次压下量为30～50％，道次间隔时间大于5s，轧后以＞10℃/s冷速加速冷却。
发明效果
与现有技术相比，本发明的优点在于：
1、变形诱导相变铁素体的体积分数增加，从而有利于晶粒细化。
现有的变形诱导铁素体相变轧制工艺由于没有考虑道次间隔内的逆相变和亚动态相变问题，因而也就不能合理地选择道次间隔时间，导致变形诱导相变铁素体体积分数较少(一般不超过60％)，而其余铁素体是在冷却过程中形成的。而本发明方法可将变形诱导相变铁素体的体积分数提高到85％以上，获得平均晶粒尺寸不大于4μm。
2、有利于得到均匀的组织
由于现有的变形诱导铁素体轧制工艺获得的DIFT铁素体体积分数较少(不超过60％)，相当数量的铁素体是在冷却中形成的，前者晶粒尺寸明显小于后者，因而容易出现混晶现象。而本发明方法由于DIFT铁素体体积分数增加，剩余未相变奥氏体尺寸减小，相应的冷却中形成的铁素体尺寸也减小，从而有利于得到细小均匀的组织。
【附图说明】
图1为0.09C-0.16Si-0.57Mn钢在1200℃保温5min后，以5℃/s冷速冷却至820℃变形ε＝1.2，然后等温不同时间后淬水，铁素体体积分数和晶粒尺寸与等温时间的关系。
图2为0.094C-0.29Si-1.42Mn-0.045Nb钢在1180℃保温3min后，以5℃/s冷速冷却至806℃变形ε＝0.92，然后分别立即淬水(a)和等温10s淬水(b)的光学微观组织照片。
图3为逆相变和亚动态相变的发生条件示意图。
图4～9分别为本发明实施例中生产的1～6批钢板的光学微观组织图。
采用本发明方法制作了两组(分别对应于钢A和钢B)共六批低碳钢钢板。钢的化学成分列于表2中，轧制工艺制度列于表3中，六批钢板的组织状态列于表4，六批钢板的金相组织图分别见附图4～9。
表1本发明方法提供的钢的成分范围(质量百分数，％)成分 C Si Mn Nb 余钢A 0.03～0.20 0.05～0.40 0.10～0.90 0～0.02 Fe钢B 0.05～0.20 0.05～0.40 0.10～2.0 0.03～0.10 Fe
表2实施例钢的化学成分(质量百分数，％) 成分批号 C Si Mn Nb Ti P S 余钢A 1 0.09 0.16 0.57 / / 0.015 0.012 Fe 2 0.08 0.18 0.61 0.017 0.01 0.014 0.011 Fe 3 0.15 0.10 0.60 / / 0.016 0.008 Fe钢B 4 0.10 0.22 1.48 0.05 0.017 0.012 0.004 Fe 5 0.12 0.25 0.71 0.05 0.015 0.013 0.005 Fe 6 0.16 0.24 1.50 / / 0.016 0.007 Fe
表3实施例钢的轧制工艺制度
表4实施例钢的组织状态 组织状态批号铁素体晶粒尺寸(μm)铁素体体积分数(％) 1 4.0 90 2 3.8 91 3 3.5 95 4 1.1 96 5 0.99 95 6 1.8 97