超细晶粒的非合金钢或低合金钢的生产方法

摘要

一种生产超细晶粒结构的非合金或低合金钢的方法,其特征在于,包括以下几个步骤:将钢加热(1、2)到Ac3温度以上的一个温度(T1),以便其结构完全转变为奥氏体结构,借助温度(T1)和在温度(T1)下的保持时间(d1)的水平来阻碍奥氏体的晶粒长大,使钢没有任何变形地冷却(3)到Tnr温度以下,在Tnr温度以下开始轧制(4a、4b),并且持续到Tnr和Ar3温度之间的温度范围中,在该范围中,钢的结构基本上为奥氏体但不发生奥氏体再结晶,将钢进一步冷却到Ar3和Ar1温度以下。本发明的方法适于用在生产的最终阶段,特别是用以提高钢的一些特性,例如硬度、抗拉强度和冲击韧性。

说明书

本发明涉及一种超细晶粒的非合金钢或低合金钢的生产方法。所述钢通常为亚共析型，但也可以是共析型的。

非合金钢和低合金钢是工业领域所采用的重要的金属分类。它们的特性根据碳的含量、合金元素含量和钢的制造过程中的处理而变化。强度、韧性和焊接性是低碳钢(C＜0.25％)最重要的特性，因此它们被广泛应用于各种结构中。中碳钢(C＝0.25～0.60％)、例如淬火钢和回火钢由于具有高强度和良好的韧性而被广泛采用。然而，由于较高的碳含量引起的变硬的趋势，使得它们的焊接性较差。高碳钢(C＞0.60％)更硬并且更耐磨，但是它们的韧性和焊接性比碳含量较低的钢更差。

图1表示碳含量在0到1.0％的铁碳相图。在Ac1温度以下缓慢加热的过程中，钢的结构自然地形成铁素体(a-Fe)和、或珠光体(a-Fe+Fe3C)。在温度Ac1和Ac3之间，除了铁素体之外在结构中还形成奥氏体(g-Fe)，温度越高结构中形成的奥氏体越多，并且在Ac3温度以上时整个结构完全成为奥氏体。随着缓慢加热，Ac1温度大约为730℃，而Ac3温度根据碳的含量而变化。纯铁的Ac3温度大约为910℃，含有0.1％碳的钢大约为880℃，含有0.75％碳的钢大约为730℃。

在传统冷却或快冷过程中，直到比Ac3温度低几十到二百度的Ar3温度为止，不会开始奥氏体向铁素体和珠光体的转变。相应地，相转变的停止温度Ar1明显低于Ac1温度。

在含有超过0.1％碳的钢中，特别是如果其含有足够的增强淬硬性的合金元素、例如锰、铬、镍或钼，则奥氏体向铁素体和珠光体的转变变慢，并且还可能由于快冷而被部分或完全的阻碍。在该结构的冷却中，在较低的温度时还随后形成贝氏体和/或马氏体，这些相比铁素体-珠光体结构更强但通常韧性不够。在非常快速的冷却中、例如在淬硬过程中，对于中碳钢或高碳钢的目标是获得完全的马氏体结构。

通常要生产非合金钢和低合金钢，所以，需要铸造熔融的钢，然后通常将适当尺寸的板坯加热到1200到1300℃并轧制减薄，同时使钢冷却。最后，板材、棒材等可以被冷却或加速冷却到室温。在热轧之后，一些钢在大约Ac3温度以上被进一步正火或奥氏体化以便硬化。例如，被正火的钢通常仅被冷却到500℃，在该温度下于一个加热炉中加热到高于Ac3温度大约30到50℃(通常在800到920℃的范围内)，然后通常被冷却。

中碳钢和高碳钢在硬化前的奥氏体化也在Ac3温度以上实现，但随着加速水冷或油冷，该结构被硬化，例如主要变成马氏体。有时候钢可能被用于需要良好耐磨性的条件下，虽然其结构的韧性很差。如果对于马氏体钢还需要良好的韧性，则其必须在大约550到650℃的温度下回火。然后，形成非常适用于例如对强度和韧性均有要求的传动轴的调质(QT)钢。

钢的强度和韧性特性可以通过减小微观结构的晶粒尺寸得以提高。奥氏体晶粒尺寸越小及/或在冷却和相变前奥氏体的变形越大，则最终的铁素体-珠光体结构的晶粒尺寸越小。并且，当晶粒尺寸减小时，贝氏体、马氏体和QT结构也以相同的方式得以改善。

例如，可通过向熔融的钢中添加少量、通常小于0.1％的微合金元素、例如铌、钛或钒来试图获得较小的晶粒尺寸。于是，在钢的相变过程中，在结构中形成这些合金元素的非常小的碳化物、氮化物和碳氮化物沉淀。晶界的运动受到这些小沉淀的阻碍，并因此使高温下的晶粒长大减速。上述微合金元素合金化的钢通常被称为细晶粒钢。

钢的晶粒尺寸还可以通过改善热轧、所谓热机械轧制(thermomechanical rolling)(TMCP)来减小。这些所谓的TM钢被用于有非常要求的应用、例如桥梁结构，这是因为当涉及到低碳钢时，通过这些钢可以实现强度、韧性和焊接性的最佳结合。TM钢通常也是微合金钢。

热机械轧制是在比正常轧制低的温度下进行的，即低于1200℃，并且轧制在Ar3温度附近结束，或者是略高于这一温度、结构仍然是奥氏体，或者略微地低于这一温度、结构中已经包含有一些铁素体。奥氏体在最后轧制道次之前的晶粒尺寸大约为20μm或更大，轧制之后的加工晶粒通常由于低于轧制温度而没有产生微观结构的再结晶而被拉长。

与热机械轧制相关的还有轧制后加速冷却到500℃并最终缓慢冷却到室温。在低碳钢和高碳钢中，拉长的晶粒在冷却过程中转变成铁素体和珠光体。当传统轧制钢的铁素体晶粒尺寸为10到30μm时，TM钢的晶粒尺寸通常在5到10μm之间，并且最佳时为4μm。

已经通过采用各种方法获得了较小的微观结构晶粒尺寸，于是可以探讨具有超细晶粒尺寸的钢。大多数UFF(超细铁素体)钢已经被处理。对于不同的微观结构，难以确定超细晶粒尺寸的上限，但是对于铁素体钢，在各种情况下其均小于5μm并且优选为1到3μm。珠光体、还有贝氏体和马氏体是以不同于铁素体的方式形成的，并且它们的晶粒尺寸通常略大，这对于具有超细晶粒尺寸的钢而言也是正确的。

在美国专利US4466842(Yada等人)中提出了一种与碳含量低的碳钢或碳-锰钢的热轧相结合的方法，其中在Ar3温度附近的热轧最终阶段中进行了较大程度的加工。在减薄大约40％之后获得大约4μm、在减薄大约60％之后获得大约3μm、在减薄大约75％或更多之后获得大约2μm的铁素体晶粒尺寸。

在一些情况下，钢的热处理可使晶粒尺寸达到3μm那么小。在本申请人的国际专利申请PCT/FI98/00334中提出了一种方法，利用该方法，根据钢的型号和进行热处理的可能性，对于一些钢和工艺参数可获得大约5μm的晶粒尺寸，甚至可获得达到3μm的晶粒尺寸。该方法在例如加热和冷却过程中通常需要快速或非常快速的温变，因此其在实际生产过程中的实现通常是有问题的。

本发明的目的是提供一种简单、易于实现并且可以被尽可能广泛地用于使钢产生超细晶粒尺寸的方法。

根据本发明的方法的特征由所附权利要求的权利要求1限定。在其它权利要求中限定了本发明的各种实施例。

根据本发明的方法可以被用于代替传统的热机械处理和晶粒细化处理，或者可以与它们一起采用，以便提高非合金或低合金亚共析或共析钢(碳含量不超过0.8％)的特性、特别是强度和韧性。必要的处理可以容易地与传统制造工艺的最终阶段中的简单操作一起进行。不需要任何特殊的加工方法或非常难的加工。在处理之后，钢的微观结构可包含铁素体、珠光体、贝氏体和/或马氏体。

下面将参考附图进一步详细说明本发明及其一些实施例。

图1作为帮助理解本发明的说明的信息，表示对于0到1.0％的碳含量时在缓慢加热过程中的Fe-C平衡图；

图2(a)和2(b)是示意性表示根据本发明的方法的一些实施例的图示；

图3和4分别表示在传统热轧之后和在采用根据本发明的方法之后的钢的微观结构。

钢的相变和相关温度Ac1和Ac3在引言中已经参考图1作了说明。

如已经在引言中提到的那样，奥氏体向铁素体和珠光体的转变在传统或快速冷却中直到低于Ac3温度几十到两百度的温度Ar3为止才开始。相比而言，相变的结束温度Ar1明显低于Ac1温度。除了这些温度之外，图2(a)和2(b)的图表还包括温度Tnr(nr＝无再结晶)，低于该温度则变形的奥氏体晶粒不会进一步再结晶。非合金钢的Tnr温度通常大约为800℃。这里，Ar3和Ar1的示范值分别为大约680℃和大约500℃。微合金钢的Tnr温度可以非常高，一直达到1050℃。

在根据本发明的处理中，其实施例由图2(a)和2(b)的图表表示，首先在阶段1中将钢加热到Ac3之上的温度T1，以便使微观结构(铁素体、珠光体等)基本上完全转变为奥氏体。温度T1被控制地足够低以便阻碍过强的奥氏体晶粒长大。对于低碳钢和中碳钢的适当温度通常大约为900℃，即使是低合金钢也不高于1150℃。控制并压缩Ac3温度之上(阶段2)的保持时间d1，以抑制奥氏体的晶粒长大。在这一阶段，试图将奥氏体的晶粒尺寸保持在15μm或更小，并且通常可将其保持在10μm的范围内。

在经过一个压缩的保持时间之后，在阶段3中将钢冷却到温度Tnr以下。在Ac3之上退火2的过程中和在冷却阶段3的过程中不进行加工，直到低于温度Tnr为止才开始进行轧制，在低于Tnr温度时，由于不再发生奥氏体再结晶，所以奥氏体晶粒在轧制过程中被拉长并保持扁平。在图2(a)的实施例中，轧制4a在Ar3温度以上或者在奥氏体开始向例如铁素体转变的区域中结束。在图2(b)的实施例中，轧制4b将持续到奥氏体结构已经完全分解、即转变为例如铁素体和珠光体的温度Ar1。所述轧制进行一或更多道次。在轧制之后，在阶段5中钢被冷却或允许冷却。钢最终的微观结构会受到冷却速率，自然还有轧制特性如压下量的影响。

实际上，轧制可以在温度Tnr和Ar1之间进行，例如可以从800到500℃。当轧制持续到温度Ar3以下时，早期变形的奥氏体晶粒以及最近转变的新的铁素体晶粒(和在更低温度下产生的珠光体团)将产生变形。当温度接近温度Ar1时，只有所有晶粒的一少部分是奥氏体晶粒。它们已经转变为铁素体和珠光体。

这些温度边界对于钢而言完全是特定的。温度Tnr、Ar3和Ar1的精确量化必须通过实际努力获得。对此通常采用数学公式。

根据新方法的处理例如可以与正火处理结合使用。因而，奥氏体晶粒尺寸通常小于10μm。当这种类型的晶粒细化微观结构在Tnr以下但远离Ar3的温度下、即在奥氏体区中被轧制时，小奥氏体晶粒被拉长并在冷却到相变温度的过程中保持不变。例如，含碳量为0.33％的中碳钢的Tnr和Ar3温度分别为840℃和630℃。根据进行的试验，相变后的低碳钢和中碳钢的铁素体晶粒尺寸为大约2到3μm，或者仅为传统方式中的热机械轧制的钢板的晶粒尺寸的一半。这些超细晶粒钢的强度和冲击韧性本质上优于传统方式中的热机械轧制的钢。

在图3中表示在传统热轧后的上述中碳钢的微观结构的显微照片，而在图4中表示在根据本发明的处理之后的微观结构的显微照片。

下面，表示出通过对不同类型的钢应用本发明的方法所获得的试验结果的一些例子：

例1.热轧碳-锰钢(SFS-EN 10025-S355J0)

这种钢的碳含量为0.15％，锰含量为1.2％。轧前的试样尺寸为：厚度8mm、宽度30mm、长度140mm。试样以相当与在正火过程中加热并退火的方式在880℃的空气炉中保持40分钟。在这一时期之后，试样被缓慢冷却到轧制温度，在一种情况下被冷却到800℃而在另外两种情况下被冷却到750℃。利用实验室轧机进行一道次轧制，其压缩比为45％。在轧制之后，采用加速空冷将两个试样被冷却到室温(从750℃和800℃，冷却速率大约为15℃/s)。一个试样在轧制后被缓慢冷却(从750℃，冷却速率大约为4℃/s)。

在根据新方法的处理前的钢的微观结构为铁素体-珠光体，并且铁素体晶粒尺寸大约为15μm(ASTM No.9)。在处理之后，当采用加速空冷时，铁素体晶粒尺寸为2.5到3.0μm(ASTM No.14)。当轧制温度为750℃时获得最小晶粒尺寸(2.5μm)，在轧制温度为800℃时获得最大晶粒尺寸(3.0μm)。当在750℃下的另一个试样在轧制后被缓慢冷却到室温(冷却速率大约为4℃/s)时，铁素体晶粒尺寸为3.5μm(ASTMNo.13)。

例2.高强度微合金钢(SFS-EN 10149-2-S650MC)

这种钢的碳含量为0.08％，硅含量为0.20％，锰含量为1.7％。另外，该钢含有少量用于减小晶粒尺寸的微合金元素。

对于这种钢，进行与例1类似试验。在进行根据新方法的处理之后的铁素体晶粒尺寸，当采用加速空冷时为2.4到2.8μm，当采用缓慢冷却时为3.6μm。

例3.热轧条件下的中碳钢

这种中碳钢的碳含量为0.33％，硅含量0.3％，锰含量为1.2％。这种钢是在正常的热轧、正火、淬火或回火条件下获得的。这种钢除硅和锰以外不含有任何其它合金元素。

试验中采用的钢最初处于热轧条件下(图3)。

试样在880℃的空气炉中保持40分钟，之后一个试样在800℃、另一个在720℃被冷却并轧制。压缩比为45％。在轧制之后进行加速空冷，冷却速率大约为8℃/s。当轧制温度为720℃(图4)时，微观结构含有珠光体和铁素体，并且铁素体晶粒尺寸大约为2μm(ASTM No.15)。如可以从图4中看出的那样，白色铁素体小于灰色或黑色的珠光体团。

除了上述实验室轧制试验之外，还采用热机械模拟设备进行了许多其它模拟轧制试验。同样在这些试验的基础上，可以证实采用相当小的压缩比也可以获得超细晶粒尺寸这一惊人的发现。以试验为基础可以作出结论，为了在钢中获得超细晶粒尺寸(1到3μm)，总压缩比必须至少为15％。同时还发现，为了确保获得超细晶粒尺寸，轧制后的冷却速率必须至少为5℃/s。

新方法的基本特征为，在轧前尽可能抑制奥氏体晶粒长大。于是，晶粒尺寸优选不超过大约15μm。在正火过程中的奥氏体晶粒尺寸甚至可以小于10μm。通过采用快速加热和较短的退火时间，也可以获得较小的奥氏体晶粒尺寸，甚至使轧前奥氏体晶粒尺寸小于6μm。

本发明可以被广泛应用于例如非合金或低合金亚共析或共析钢的板材、棒材和线材的工业生产。根据本发明的方法非常适合用于生产的最终阶段，用以提高钢的特性，例如硬度、抗拉强度和冲击韧性。

上面描述了本发明及其一些实施例，并且提出了基于关于其在一些钢种的制造中的实现和效果的试验结果的例子。对于这些说明和例子，显然本发明的实现可以根据例如钢的碳含量等进行非常大的改变。类似地，钢的冷却速率会影响可包含铁素体、珠光体、贝氏体和/或马氏体的相结构。

本发明可以在所附权利要求确定的范围内进行改变。