一种细化低碳钢中铁素体晶粒的方法 技术领域：本发明涉及一种低碳钢的形变热处理工艺，特别涉及一种基于过冷奥氏体形变过程中形变强化相变与铁素体动态再结晶使低碳钢铁素体晶粒细化的方法。
背景技术：组织细化是提高金属材料室温强度和低温韧性的有效手段。在不有意加入任何合金元素的基础上，组织细化同样是开发低碳钢极限性能的最有效的方法之一。近几十年来，钢铁材料组织细化的研究经历了从60～70年代的热机械处理工艺(TMCP)到应变诱导相变(Strain induced transformation)的进展。前者的基本学术思路是利用微合金元素的作用，通过奥氏体的反复再结晶细化奥氏体晶粒以获得相变后的细铁素体晶粒，或者通过在奥氏体未再结晶区变形并控制轧后地冷却过程细化铁素体晶粒。对于不含合金元素的普通低碳钢而言，通过奥氏体晶粒细化导致铁素体晶粒细化的极限值约为10μm，而在奥氏体未再结晶区轧制以获得形变奥氏体，对该类钢也是不现实的。
此后，人们发现低碳钢在临界温度(Ar3)附近轧制变形时可以获得细小的铁素体，“Formation of ultra-fine ferrite in hot rooled strip：potential mechanisms for grainrefinement”(Mat.Sci.Eng.2001，A302，206-214)，“Strain induced transformation in C-Mnsteel during single pass rolling”(Mat.Sci.Tech.1993，9，135-141)及“Ultrafine ferrite inlow carbon steel”(Scripta.Mater.，1999，40，1179-1184)等文中均指出在Ar3温度附近的大变形可以得到铁素体细晶。但这些工艺需要在接近1.6～2的大应变条件下进行，这在工业生产上是很难实现的。而且在细化机理方面，均片面强调应变诱导相变的作用而忽视了铁素体动态再结晶的作用。Yada等的美国专利“Ferritic steel having ultra-finegrains and a method for producing the same”(专利号：4466842)指出低碳钢在Ar3+100 ℃--Ar1+50℃之间单道次或多道次轧制变形后快速冷却均可以获得4μm或更小的等轴铁素体。这一工艺一方面要求严格控制道次之间非常短的间隔时间，另一方面又要求每道次大于50％的大变形量。这一工艺在我国普通钢铁企业现有的轧制设备条件下不易实现。而且在细化机理方面并没有明确奥氏体动态相变和铁素体动态再结晶这两个过程对铁素体晶粒细化的贡献及其交互作用。“Evolution of ultrafine-grained in hotsuccessive deformation”(Trans.ISIJ，1987，27，492-498)一文指出低碳钢在略高于Ar3的温度下进行多道次变形时也可以获得铁素体细晶，但对于连轧必须控制道次间隔时间在0.2～8s之间，对于可逆轧制则道次间隔时间必须小于2s。上述所有工艺对变形温度，变形量，以及多道次变形的间隔时间都有非常严格的限制。因此开发一种控制简单，易于在工业生产中实现的低碳钢铁素体晶粒细化的技术非常重要。
发明内容：本发明的目的在于解决在低碳钢铁素体晶粒细化过程中存在的工艺控制严格的问题，提出一种基于过冷奥氏体形变过程中的形变强化相变和铁素体动态再结晶的细化低碳钢中铁素体晶粒的技术方案，使普通商用低碳钢在单道次或小变形量连续多道次变形条件下，获得等轴细晶铁素体组织，并使超细铁素体晶粒钢在保持原有塑性的同时，屈服强度提高一倍以上。
在商用普通低碳钢中，当初始变形温度T位于A3与Ar3之间时，过冷奥氏体在温度过冷和形变的双重作用下发生“形变强化相变”。这时既没有先共析铁素体的析出，奥氏体向铁素体相变的驱动力又大大增强。其相变特征为相变形核率的明显提高和长大速率的显著降低，由此导致铁素体晶粒细化。当相变基本完成后，随应变量的增加，以铁素体动态再结晶为主的过程又使得铁素体晶粒的进一步细化。也就是说，在整个热变形过程中，铁素体晶粒的细化主要由两个过程贡献，前一阶段变形中，铁素体的晶粒大小主要由过冷奥氏体的形变强化相变为主所控制，这是导致晶粒细化的主要原因；在相变基本完成后，晶粒进一步细化主要是铁素体动态再结晶作用的结果。基于上述原理，技术构成如下：热变形前奥氏体化温度依钢的成分不同略有差异，在850℃～1100℃之间，奥氏体化时间以奥氏体晶粒尺寸均匀并且没有显著长大为宜，对单道次变形，奥氏体化后，以5℃～50℃/s的速度冷却至A3和Ar3之间、在1-50/s应变速率范围变形，当真应变达到1.0以上时，形变后以20～50℃/s的速度冷却至室温，即可获得4μm以下的铁素体细晶。对多道次变形，经过一道次或两道次在奥氏体区的热变形后，采取任何一种方式冷却，使以后的2～5道次变形在A3和Ar3之间进行，终轧温度控制在Ar1以上。道次间隔时间为0.1s～15s，道次的总累积变形量达到1.0以上，形变后以20～50℃/s的速度冷却至室温，即可获得铁素体体积分数为70％，也就是平衡体积分数的90％的等轴细晶组织。
本发明的优点在于明确指出初始变形温度处于A3和Ar3之间的普通商用低碳钢的铁素体晶粒细化是过冷奥氏体“形变强化相变”和铁素体动态再结晶共同作用的结果。本发明的工艺方法在单道次或多道次小变形量变形条件下即可获得超细铁素体晶粒。不仅工艺控制简单易行而且与传统工艺生产的低碳钢相比，细晶粒钢在室温塑性保持原有水平的基础上，强度可提高一倍以上。
附图说明：
图1为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢经1000℃，10min奥氏体化后以30℃/s冷至750℃变形，应变速率为10/s，压缩真应变ε＝-0.4时的金相组织形貌。
图2为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢经1000℃，10min奥氏体化后以30℃/s冷至750℃变形，应变速率为10/s，压缩真应变ε＝-0.6时的金相组织形貌。
图3为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢经1000℃，10min奥氏体化后以30℃/s冷至750℃变形，应变速率为10/s，压缩真应变ε＝-1.0时的金相组织形貌。
图4为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢经1000℃，10min奥氏体化后以30℃/s冷至750℃变形，应变速率为10/s，压缩真应变ε＝-1.6时的金相组织形貌。
图5为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢多道次变形中第一道次变形温度T＝905℃，道次变形量为31％，累积真应变ε＝-0.37；时的组织形貌。
图6为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢多道次变形中第二道次变形温度T＝815℃，道次变形量为28％，累积真应变ε＝-0.69时的组织形貌。
图7为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢多道次变形中第三道次变形温度T＝750℃，道次变形量为22％，累积真应变ε＝-0.94时的组织形貌。
图8为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢多道次变形中第四道次变形温度T＝694℃，道次变形量为21％，累积真应变ε＝-1.17时的组织形貌。
图9为Fe-0.19C-0.25 Si-0.32Mn钢多道次变形中第五道次变形温度T＝638℃，道次变形量为13％，累积真应变ε＝-1.31时的组织形貌。
图10为供性能研究用的热压缩变形试样实物图。
图11为供性能研究用的热压缩变形试样示意图。
具体实施方式：试料为普通商用低碳钢，化学成分(wt％)为：Fe-0.19C-0.25Si-0.32Mn。首先用热膨胀仪DT1000测定试验用钢在不同冷却速率下的相变点A3和Ar3。将试验用钢机加工成Φ8×15mm的圆柱试样，在Gleeblel500热模拟试验机上进行单道次和多道次压缩试验。具体试验方法如下：单道次压缩实验：试样经1000℃，10min奥氏体化后以30℃/s的冷速冷至A3和Ar3之间进行变形，形变速率为10/s，应变量分别为0.4、0.6、1.0和1.6，形变后立即淬火。多道次压缩试验：试样经900℃，10min奥氏体化后，初始变形温度为900℃，每道次名义变形量为30％，应变速率为1/s，道次间隔时间为1s，形变过程中自然冷却降温，变形后以50℃/s的速度冷却至室温。表1列出了试验用钢在750℃，以应变速率变形时，在不同应变量条件下的铁素体晶粒尺寸及铁素体体积分数。从图1可以看到名义变形量为33％(ε＝-0.4)时，铁素体体积分数约为25％，这时铁素体呈链状分布且为等轴状；图2名义变形量为45％(ε＝-0.6)时，铁素体体积分数达到约50％，等轴状的铁素体晶粒尺寸已经细化到4.2μm；图3名义变形量为63％(ε＝-1.0)时，铁素体体积分数已经达到平衡体积分数的90％，这时相变已基本完成，铁素体晶粒细化至3.5μm。在这三种变形量条件下，晶粒细化主要由过冷奥氏体的“形变强化相变”控制。图4名义形变量为85％(ε＝-1.6)时，铁素体晶粒尺寸进一步细化至2μm，这时的晶粒细化主要由铁素体动态再结晶为主的过程所控制。
从图5可见第一道次变形温度为905℃，道次应变为-0.37时，组织为拉长的形变奥氏体和等轴的再结晶奥氏体；图6第二道次的实测变形温度为815℃，道次应变为-0.32，累积变形量ε＝-0.69，这一温度处于A3和Ar3之间，组织中有大量等轴状的铁素体析出。这时以过冷奥氏体的“形变强化相变”为主；图7第三道次形变温度降至750℃，道次应变为-0.25，累积变形量ε＝-0.94，得到转变完全的直径为3-4μm的等轴铁素体及珠光体混合组织。同第二道次相比进一步细化的铁素体晶粒是铁素体动态再结晶的结果；图8第四道次形变温度降低到694℃，道次应变为-0.23，累积变形量ε＝-1.17。变形在铁素体基体上进行，铁素体晶粒尺寸进一步减小的同时仍保持等轴状，表明这一阶段以铁素体的动态再结晶为主；图9第五道次形变温度进一步降低至638℃，道次应变为-0.14，累积变形量ε＝-1.31，得到形变拉长的铁素体晶粒及更细小的等轴铁素体和珠光体的混合组织。
将图10所示形状试样经过单道次或连续三道次、四道次变形后水冷或空冷，然后将其加工成板厚度为1.8mm，工作标距为4mm×10mm的板状拉伸试样，如图11所示。室温拉伸试验在Istron4507上进行，拉伸速率为2mm/min。表2列出了其室温拉伸的性能。与传统20钢的粗晶组织相比，细晶组织在保持低碳钢良好塑性的基础上，屈服强度提高一倍以上。
表1 750℃，应变速率为10/s时的铁素体体积分数和平均晶粒尺寸名义形变量真应变铁素体的体积分数铁素体平均晶粒尺寸 32％0.4 25.1±2.0 3.96±0.83 45％0.6 444±3.3 3.35±0.94 63％1.0 66.8±1.3 2.69±0.78 80％1.6 75.7±2.6 1.87±0.42
表2 细晶与传统粗晶组织室温拉伸性能比较 组织 工艺屈服强度σ0.2(Mpa)抗拉强度σb(Mpa)屈强比LYS/TS加工硬化指数n延伸率δ(％)热变形冷却方式 粗 晶(20～30μm)900℃保温10min炉冷234 420 0.58 0.34 45单道次变形 (细晶)770℃形变70％水冷511 589 0.87 0.18 42.8空冷437 541 0.81 0.21 44.8740℃形变70％水冷463 545 0.85 0.21 34.2空冷445 570 0.78 0.20 37.5多道次变形 (细晶)三道次水冷466 578 0.81 0.16 36.0四道次水冷508 586 0.87 0.15 38.2
工业轧制实验：采用Q235商用钢的中间坯，坯料的原始厚度为45mm。在350四/二辊可逆热轧板带实验轧机上进行多道次可逆轧制试验。奥氏体化温度为980℃，第一道次实测的变形温度为982℃；第二道次变形温度为940℃，道次间隔时间为14s；第三道次变形温度为887℃，道次间隔时间为13s；第四道次变形温度为815℃，道次间隔时间为15s；第五道次变形温度为775℃，道次间隔时间为13s。其中第四和第五道次变形处于A3与Ar3之间，轧制后立即淬水。变形后钢板的厚度为7.1mm，沿整个厚度方向铁素体晶粒尺寸基本均匀。对该细晶组织铁素体钢室温力学性能的测试结果为：σ0.2＝475MPa，σb＝560MPa，屈强比LYS/TS＝0.85，δ＝24％，室温和-20℃的Ak值分别为58.3J和53.3J，冷弯性能也完全合格。