获得超细晶粒钢的方法技术

获得超细晶粒钢的制造方法，其步骤如下：按下述成分冶炼，重量百分比，Ｃ０．０２％～０．２０％、Ｎｂ０．０１％～０．１０％、Ｓｉ０．８０％、Ｍｎ１．０％～２．０％、Ｔｉ０．００８％～０．０２５％、Ａｌｓ≤０．０２０％等；铸造，浇注温度≤Ｔ↓［ｍ］＋２０℃，在浇铸过程中加入形核剂，钢水冷却速度≥１８０℃／ｍｉｎ，铸坯晶粒尺寸小于１５μｍ；轧制，加热升温至Ａｃ↓［３］以上，再以≥１０℃／ｓ冷却速度冷却至Ａｒ↓［３］点温度附近，进行连续不断地未再结晶控制轧制，累计压下率≥８０％，道次压下率≥１５％；冷却，以≥１０℃／ｓ冷却速度冷却至４５０℃以下，然后自然空冷至室温，实现铁素体晶粒超细化，获得＜３．０μｍ的铁素体晶粒。

【技术实现步骤摘要】

本专利技术涉及到一种在含Nb低碳低合金钢(low-alloyed steel)中获得超细铁素体晶粒的制造方法，铁素体晶粒可细化到3.0μm以下。
技术介绍
众所周知，低碳(高强度)低合金钢是最重要工程结构材料之一，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，多年来一直是冶金工程师追求的目标，也是各国冶金学家和材料工作者争相研究的对象，最近日本韩国超级钢计划及我国863“新一代钢铁材料的重大基础研究”均把获得超细铁素体晶粒作为最重要的研究方向，力求抢占技术的制高点。80年代以来发展的新型热机械控制处理(Thermo-mechanical controlprocess，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3～5μm，进一步减小铁素体晶粒的尺寸存在很大的困难。最近日本对低碳钢的铁素体(α)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1μm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，相变法又包括在超过冷奥氏体(γ)状态下的加工和相变和奥氏体/铁素体动态相变及在(γ+α)二相区域的加工和相变。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0.1％C-1.0％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3μm的超细晶粒(US Patent4466842)。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。以上专利技术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(5μm～10μm)，造成组织的不均匀性，因此实现工业生产大试件化的困难很大。中国专利“一种获得超细铁素体晶粒的方法”，该专利基于通过快速感应加热或试件通电直接加热(≥15℃/s)和加速控制冷却(≥10℃/s)实现奥氏体/铁素体循环相变(γα)，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＜3.0μm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。本专利技术基于以下技术特征1)在浇铸过程中向中间包或结晶器中加入钢水重量的1.0％～3.0％、粒度在10μm～100μm之间的纯Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或同种合金粉末，优选加入同种合金粉末，作为钢水凝固时的结晶核。2)在浇铸过程中采用电磁搅拌(机械搅拌也可)，使外加的结晶核充分弥散，增加钢水结晶时的形核位置，降低钢水凝固时的形核自由能。3)加大浇铸过程中钢水的凝固速度，尤其钢水在固液两相区的凝固速度，即钢水的冷却速度应控制在≥180℃/min，以增大钢水凝固的相变驱动力，形成无偏析的、均匀细小的连铸坯的结晶组织。4)根据钢水的浇铸温度，调节合金粉末的加入量、合金粉末的粒度，控制铸坯的晶粒尺寸小于15μm，优选小于10μm。5)将铸坯以≥15℃/s加热速度升温至Ar3以上保温，保温时间t1＝板厚(mm)×0.2min/mm～0.5min/mm(连铸坯的厚度在30mm以下，取中下限；铸坯的厚度在30mm～50mm，取中上限)，目的使显微组织完全奥氏体化，随即再以≥10℃/s冷却速度冷却至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，随后再以≥10℃/s冷却速度冷却至400℃～500℃，然后自然空冷至室温，实现铁素体晶粒超细化，获得＜3.0μm的铁素体晶粒。
技术实现思路
本专利技术的目的是采用在浇铸过程中，向中间包或结晶器中加入形核剂，结合浇铸工艺的优化及控制轧制过程中的应变诱导相变技术，制造出晶粒尺寸＜3.0μm的铁素体晶粒。首先，这种制造方法不仅制造成本比较低廉，工艺过程比较简单，而且容易实现大生产化；其次这项工艺技术是当今国际冶金工艺的前沿技术，也是世界各钢铁强国争夺的技术制高点之一，同时又是当今材料科学研究的热点技术之一，不失时机的申请此项专利技术，不仅能够有效地保护自己，而且能够迅速占领此项技术的制高点。本专利技术的物理冶金学分析众所周知，在浇铸过程中向中间包或结晶器中加入钢水重量的1.0％～3.0％、粒度在10μm～100μm之间的纯Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或同种合金粉末，同时伴随电磁搅拌(或机械搅拌)的作用，不仅可以大大提高钢水的凝固速度，而且还可以消除结晶偏析和细化结晶组织。当形核剂加入数量过少，如小于钢水重量的1.0％时，形核剂熔化以后所剩无几，不能有效起到形核剂的作用；当形核剂加入数量过多，如大于钢水重量的3.0％时，钢水的粘度大幅增加，严重影响钢水的流动性，影响铸浇注过程的稳定。当形核剂粒度过小时，如小于10μm时，加入到钢水中容易很快熔化而失去作为形核剂的作用；当形核剂粒度过大时，如大于100μm时，加入到钢水中不容易弥散分布，影响其作用的发挥，同时还影响钢水的流动性和最终铸坯的晶粒尺寸。从物理冶金学角度分析可知向凝固的钢水中加热纯Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或同种合金粉末，并通过电磁搅拌(或机械搅拌)使这些合金粉末迅速弥散分布在钢水之中，这些弥散分布的合金粉末在钢水中可以有效地充当钢水凝固的非均匀形核剂，大大地增加了钢水凝固过程中非均匀形核速率，降低了钢水凝固时晶核的形核自由能；同时，当冷态的合金粉末加入到浇铸的钢水中去时，由于合金粉末物理吸热和部分熔化吸热，在合金粉末周围几个到几十个微米的范围内，钢水形成巨大的局部过冷，提高了钢水凝固时晶核的形核和长大能力，促进钢水快速凝固和等轴晶的发展，形成均匀细小的钢水凝固组织，同时抑制粗大的柱状晶形成和偏析的产生。根据钢水的实际浇铸温度，通过调节纯Fe粉末、Fe-Mn合金粉末本文档来自技高网...

【技术保护点】
一种获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：ａ）其成分如下（重量百分比）Ｃ０．０２％～０．２０％Ｎｂ０．０１％～０．１０％Ｓｉ＜０．８０％Ｍｎ１．０％～２．０％Ｔｉ　 　０．００８％～０．０２５％，Ｔｉ／Ｎ在２．０～３．０之间；Ａｌｓ≤０．０２０％，余Ｆｅ和不可避免的杂质；ｂ）冶炼，按上述成分冶炼；ｃ）铸造，浇铸温度≤Ｔ↓［ｍ］＋２０℃，其中Ｔ↓［ｍ］为钢水的熔点，在浇 铸过程中向中间包或结晶器中加入钢水重量的１．０％～３．０％、粒度在１０μｍ～１００μｍ之间的形核剂；加大浇铸过程中钢水的凝固速度，尤其钢水在固液两相区的凝固速度，钢水的冷却速度应控制在≥１８０℃／ｍｉｎ，控制铸坯的晶粒尺寸小于１５μｍ； ｄ）轧制，铸坯以≥１５℃／ｓ加热速度升温至Ａｃ↓［３］以上保温，保温时间ｔ↓［１］＝板厚（ｍｍ）×０．２ｍｉｎ／ｍｍ～０．５ｍｉｎ／ｍｍ，随即再以≥１０℃／ｓ冷却速度冷却至Ａｒ↓［３］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；ｅ）冷却，以≥１０℃／ｓ冷却速度冷却至４５０℃以下，然后自然空冷至室温，实现铁素体晶粒超细化，获得＜３．０μｍ的铁素体晶粒。...

【技术特征摘要】

【专利技术属性】
技术研发人员：刘自成，甘青松，
申请(专利权)人：宝山钢铁股份有限公司，
类型：发明
国别省市：31[中国|上海]