超细组织钢的生产方法

本发明涉及超细组织钢的生产方法。本发明特别是涉及以高生产 率生产用作焊接用钢的超细组织钢的方法。

迄今为止，受控的轧制-加速冷却技术一直是在低合金钢中获得 细铁素体的有效方法。即，通过控制在奥氏体非重结晶区中累积接合 的百分比及此后的冷却速度来获得细的组织。但，作为限度，在 Si-Mn钢中所获得的铁素体晶粒最大为10μm，而在Nb钢中最大为5μm。 此外，如于日本专利公开No 39228/1987和7247/1987中所述，通过 在包括α相范围的Ar1-Ar3+100℃的温度范围内，增加总面积收缩比 为75％或更高的压缩，然后以至少20K/秒的冷却速度冷却，就获得粒 径约3-4μm的铁素体晶粒。但，如上所述，比如，日本专利公开 No.65564/1993所述，为获得粒径小于3μm的铁素体晶粒，需要非常 大的压缩量和冷却速度(至少40K/秒)。冷却速度为至少20K/秒的淬火 是仅在薄的钢厚度的情况下可以实施的手段，而对通常作焊接结构 的，广泛而实际上已被应用的钢的生产方法而言，该手段是不能奏效 的。还有，就强加工本身而言，在轧制时，在奥氏体低温范围内通常 难以进行超过50％的大的压缩，因为变形阻力和长辊时的收缩程度很 大。还有，为在非重结晶区累积压缩，一般需要至少70％，由于钢板 温度低这也难作到。

控制轧制的钢在转变后的铁素体相通常形成聚集的组织，而且所 得到的该铁素体组织由于强压缩的结果，变得具有倾斜角小的晶界是 已知的。也就是说，通过简单的强力加工，形成聚集的组织，因而不 能获得由大的倾斜角晶界构成的铁素体晶粒。因此，即使实施高于日 本专利公开No.39228/1987和7247/1987中所示的强加工时，也难以 得到由大的倾斜角晶界构成的细铁素体组织。

在这种情况下，本发明预先开发了获得以平均粒径不大于3μm的 铁素体为基本相而构成的超细组织钢的方法，该法在通过将熔体加热 到至少为Ac3点的温度使熔融的原料奥氏体化后，在至少为Ar3点的 温度下，施加压缩比至少为50％的压力加工，然后冷却(日本专利公开 No.256682/1997，256802/1997及52545/1998)。用这种新的生产方 法，就可能生产出一种超细组织钢，该钢由作为基本相的，平均粒径 不大于3μm的铁素体构成，该换素体晶粒的周围被方位错位角至少为 15°的，大的倾斜角晶界包围。

但，实际上对这种新方法还希望有进一步的改进。这是因为希望 得到更细的组织，而且出于工业化的观点，希望热加工时的变形阻力 尽可能小。实际上，在奥氏体低温区以一个道次进行至少50％的加工 时，变形阻力很大，因而希望尽可能低地降低变形阻力。即，通过在 奥氏体低温范围进行加工，然后控制冷却来获得以平均粒径不大于3 μm，实际是不大于2μm的铁素体作主相的组织而言，可以说需要一 种能在较低的变形阻力下以较小的压缩量和特别低的冷却速度能生产 由作为主相的铁素体构成的超细组织钢的新方法，所述的铁素体的平 均粒径不大于3μm，更好是不大于2μm。

本发明已在上述情况下完成，从而提供了一种在较低的变形阻力 下，以较小的压缩量和特别慢的冷却速度生产以平均粒径不大于3μ m，更好是不大于2μm的铁素体作主相而构成的超细组织钢的新方 法。

即，本发明的第一目的是提供一种由平均粒径不大于3μm的铁素 体构成的超细组织钢的方法，所述的铁素体是在使原料成锭后，通过 将该锭加热到至少为Ac3的温度使该锭奥氏体化，然后在从Ae3点或 更低至Ar3点-150℃的温度下，或在至少为550℃的温度下进行压缩 比至少为50％的压力加工，此后再进行冷却而得到的，其中压力加工 时的变形速度为0.001-10/秒。

本发明的第二目的提供了一种用上述方法生产的，以平均粒径不 大于3μm，更好是不大于2μm的铁素体作主相而构成的超细组织钢。

本发明的第三目的提供了目标1的生产方法，其中的变形速率在 0.01-1/秒的范围内。

本发明的第四目的提供了目的1的生产方法，其中加工后的冷却 速度不高于10K/秒。

图1是展示锻造压力加工和变形时的主要部份的截面图；

图2是展示本发明一实施方案的钢的截面的SEM照片；

图3是展示对比例钢的截面的SEM照片；

图4是展示铁素体粒径和维氏硬度间关系的图。

下面详细陈述本发明。

如上所述，由于各种探索的结果，本发明人发现：控制压力加工 时的温度和变形速率对于使所形成的钢组织的细化及降低变形阻力是 非常有效的，而尤其是通过在不高于Ae3点的温度下进行大于50％的 压力加工和控制冷却而形成铁素体-珠光体组织时，得到了平均粒径不 大于3μm，更好不大于2μm的细铁素体晶粒，从而在这种知识的基 础上实现了本发明。

因此，详细解释本发明的生产方法。在本发明的生产方法中：

通过将原料锭加热到至少为Ac3点的温度使该锭奥氏体化；

以从Ae3点或更低至Ar3点-150℃的温度或至少550℃的温 度，至少50％的压缩比的压力加工；及

此后的冷却 是基本的工艺要求。

在此情况下，Ae3点是铁素体(排除δ-铁素体)可在相图上在奥氏 体-铁素体平衡转变点存在的最高温度。Ar3表示了奥氏体的起始温 度，未加工时的铁素体转变的起始温度。按本发明的方法，在压力加 工时，变形速度被限定于0.001-10/秒的范围内。

比如，于图1所示(该图表示通过使砧子上、下移动而进行的平面 压力加工)，若进行压力加工的工件(试样)的厚度在t秒的时间内从 Ⅰ。变到I，则变形(ε)用ε=ln(lo/l)表示，变形速率因而为ε/t，即 表示为ln=(lo/l)/t。

在本发明中，如上所述，变形速率为0.001-10/秒，较好是0.01-1/ 秒。

当变形速率大于10/秒时，则变形阻力大，而铁素体的细化效果 小。而变形速率小于0.001/秒时，则需很长的加工时间。因此，上述 每种情况都是工业上不可取的。

按本发明，对于压力加工而言，最好采用图1所示的锻造加工。

比如，上述的锻造压力加工的情况是一种能以1个道次超过90％ 的压缩比进行的强压力加工的方法，而在此情况下，通过控制置于上 方的和工件下方的砧子的驱动速度，就可以控制压力加工时的变形速 率。

按本发明的生产方法，在冷却步骤中，将冷却速度降至10K/ 秒或更低也是有效的。

用本发明的生产方法，可生产以平均粒径不大于3μm，而更好是 不大于2.5μm的，并被方位错位角至少为15°的大的倾斜角晶界包 围铁素体为主相而构成的超细组织钢。在该铁素体-铁素体晶界中， 该大的倾斜角晶界的比率至少为80％。因此，可能经济地得到高强度 的可焊接钢。对于该钢的化学成份没有特别的限制，但该钢最好由含 不大于0.3％(重量)的C及Si、Mn、P、S、N以及不可避免的杂质Fe构成。更好是，含有不大于2％(重量)的Si、不大于3％(重量)的Mn、 不大于0.1％(重量)的P、不大于0.02％(重量)的S及不大于0.005％(重 量)的N。

另一方面，构成该钢的Fe还含Cr、Ni、Mo和Cu，它们每种都不 大于3％(重量)，该Fe还含0.003-0.1％(重量)的Ti、0.003-0.05％(重 量)的Nb及0.005-0.2％(重量)的V。但按本发明，不用昂贵的元素Ni、 Cr、Mo、Cu等也能得到该超细组织钢，以及可以低成本生产此高强度 钢。

就制造该锭的原料而言，根据上述化学成份适当确定每种元素的 添加比。

下面用实施例详述本发明。

实施例1-5及对比例1

通过将化学成份示于下表1中的钢(1)加热到900℃，使之完全奥 氏体化之后，将该钢冷至下表2所示的加工温度，然后使之立即经受 图1所示的，压缩比为75％的平面变形压力加工。Ae3点为817℃，而 用formaster测得的Ar3点为670℃。变形速率及压力加工后所用的 冷却速率示于表2。就获得的组织而言，铁素体的平均粒径、第2相 的类型、其所占的体积百分比、大的倾斜角晶界(方位错位角≥15°) 的比例、及加工时的平均变形阻力均示于表2中。每个铁素体晶粒的 方位错位角是用电子反向扫描(EBSD)法测得的。平均粒径是用直线切 割法测得的。第2相主要是珠光体和碳化物。

表1[钢的成份]     C     Si     Mn     P     S     N     Al     0.15     0.3     1.5     0.02     0.005  0.002   0.04

表2 加工温度     (℃) 变形速率     (1/s) 冷却速率     (K/s) 平均变形 阻力 (kg/cm2) 铁素体晶 粒尺寸 (μ m) 大的倾斜晶 界的比例     (％)  E1     750     1     10     43     1.9     95  E2     750     0.1     10     32     1.9     94  E3     750     0.01     10     21     1.8     95  E4     750     0.001     10     10     2.6     95  E5     750     0.1     2.5     32     2.0     92  CE1     750     20     10     50     2.5     95

E为实施例，CE为对比例

从上表所示的实施例1-5与对比例1的对比可知，当变形速率为 0.01-1/秒时，得到了最细的铁素体晶粒，而当变形速率降低时，可 以肯定变形阻力明显下降。

从实施例2和5还可知，当冷却速率很快时，铁素体晶粒得以细 化。

实施例6～18

以与实施例1-5相同的程序进行表3所示条件下的压力加工。所 得的结果示于表3。

从表3所示的结果可知，以0.001-10/秒的变形速率得到了细的 铁素体晶粒。还可知，降低加工温度对细化该钢的组织是有效的。

表3 加工温度    (℃) 变形速率    (l/s) 冷却速率    (K/s) 平均变形 阻力  (kg/cm2) 铁素体晶 粒尺寸  (μm) 大的倾斜 晶界的比 例(％)  E6     700     10     10     57     1.5     95  E7     700     1     10     49     1.0     95  E7     700     0.1     10     39     1.6     95  E8     700     0.01     10     29     1.7     95  E9     700     0.001     10     17     2.0     95  E9     650     10     10     65     0.8     93  E10     650     1     10     58     0.6     93  E11     650     0.1     10     49     0.8     93  E12     650     0.01     10     40     1.4     93  E13     650     0.001     10     30     1.9     93  E14     600     10     10     86     0.8     95  E15     600     1     10     74     0.5     81  E16     600     0.1     10     64     0.6     90  E17     600     0.01     10     53     0.9     91  E18     600     0.001     10     43     1.1     90

E：实施例

实施例9和对比例2-6

在上述的实施例中，当以750℃的加工温度，75％的压缩比、0.1/ 秒的变形速率和10K/秒的冷却速率对其中的奥氏体粒径为17μm的材 料施以压力加工时，观察所得钢的截面SEM图象。该照片示于图2。

图3是当变形速率为10/秒时所得的该钢截面的SEM照片。

从图2和3可知，通过放慢变形速率，铁素体晶粒的细化得以进 行。

就类似地生产出来的细组织钢的铁素体组织而言，得到了展示铁 素体粒径和维氏硬度(Hv)间关系的Hollbetch型线性关系。图中的温 度表示加工温度。

以平均粒径为2.3μm的铁素体晶粒构成的该细组织钢的维氏硬 度为203，而按照TS=3.435Hv的关系，这相当于约700MPa的抗拉强 度。为了参照，当制备精细的拉伸试样(3.5mm的平行部位长度×2mm 的宽度×0.5mm的厚度)和以0.13mm/分的十字头速度进行拉伸试验 时，测得675MPa的抗拉强度。

在表4中，展示了加工温度为大于Ae3点(817℃)的850℃时的情 况下的对比例。可见到在每种情况下，铁素体晶粒大于5μm。

表4  加工温度   (℃)  变形速率    (l/s) 冷却速率     (K/s) 平均变形 抗力 (kg/cm2) 铁素体晶 粒尺寸 (μm) 大的倾斜晶 界的比例     (％)  CE2     850     10     10     32     5.3       -  CE3     850     1     10     27     5.2       -  CE4     850     0.1     10     22     5.4       -  CE5     850     0.01     10     15     6       -  CE6     850     0.001     10     8     6       -

CE：对比例

如上所述，按本发明，提供了一种能在较低的变形阻力的条件下， 以较低的压缩比及特别慢的冷却速率生产以平均粒径不大于3μm的 铁素体为主相而构成细组织钢的新方法。