CN1743491A - 获得超细晶粒钢的制造方法 - Google Patents

Abstract

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，C 0.02％～0.20％、Nb 0.01％～0.10％、Si 0.80％、Mn 1.0％～2.0％、Ti 0.008％～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Ac₃以上，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，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。

Description

获得超细晶粒钢的制造方法

技术领域

本发明涉及到一种在含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。

背景技术

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。以上发明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。

本发明基于以下技术特征：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。

发明内容

本发明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。

本发明的物理冶金学分析

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合金粉末或同种合金粉末加入量和合金粉末的粒度最佳范围，实现钢水的凝固组织均匀细小，并且确保凝固组织的晶粒尺寸小于15μm，优选小于10μm。原则是在保证钢水具有良好流动性、能够稳定顺利浇铸的前提下，尽可能地多加合金粉末，合金粉末优选是同种合金成分，以增加钢水凝固的形核剂，促进钢水发生非均匀形核的凝固过程，细化钢水的凝固组织。当钢水的浇铸温度偏高时，合金粉末加入量和合金粉末的粒度取中上限，当钢水的浇铸温度偏低时，合金粉末加入量和合金粉末的粒度取中下限。金属和合金在凝固过程中的相变驱动力ΔGv＝-(ΔH_m/T_m)ΔT，临界晶核形核自由能ΔG^*＝(16πγ³T_m)f(θ)/(ΔH_mΔT)²，其中ΔH_m为凝固潜热，T_m为钢水熔点，ΔT为过冷度，γ为晶核与钢水间界面能，θ为晶核与外加合金粉末之间的浸润角，0≤f(θ)≤1。加大浇铸过程中钢水的凝固速度，尤其在固液两相区的凝固速度，实际上就是增大钢水的过冷度ΔT，增大钢水凝固的相变驱动力ΔGv，减小钢水凝固的形核自由能ΔG^*，促进钢水凝固，细化钢水的凝固组织。因此为实现控制铸坯的晶粒尺寸小于15μm，优选小于10μm，钢水的冷却速度应控制在≥180℃/min；因此实际工业生产上推荐采用冷却速度较高的薄板坯连铸或薄带连铸进行浇铸。

通过感应加热或通电直接加热的快速升温(加热速度≥15℃/s)，可进一步细化连铸坯的显微组织，形成细小均匀的奥氏体晶粒。众所周知，当铁素体晶粒被上淬(up-quenching)至奥氏体相区，即以极快的加热速度加热至奥氏体相区，由于加热速度很快，铁素体晶粒基本不会发生长大(极短加热时间和TiN粒子钉扎效应共同作用所致)，铁素体相的化学成分也基本不发生变化，因而造成铁素体→奥氏体巨大的相变驱动力，极大地提高了奥氏体晶核的形核速率，细化奥氏体晶粒尺寸。其次，形核的奥氏体晶核具有四个晶体学位向，即(111)、(1-11)、(11-1)、(11-1)，而这四个晶体学位向晶粒之间形成的晶界是大角度晶界(70.4°)，因此在铁素体晶界或在铁素体晶内形核长大的奥氏体晶粒可有效地分割原铁素体晶粒，形成更加细小均匀的奥氏体晶粒。

众所周知，在低温下大形变能够细化铁素体晶粒，因为大形变量控制轧制产生大量的晶体缺陷，如形变带、形变孪晶界、位错缠结点及晶界上的位错台阶等均可以充当铁素体晶粒的形核位置，并且形核位置随着形变量的加大而增加，但是要获得小于3μm铁素体晶粒还是非常困难。要获得小于3μm铁素体晶粒，必须通过应变诱导动态相变来实现，即细小奥氏体晶粒组织通过快速冷却(≥10℃/s)冷却至Ar₃点温度附近，并Ar₃点温度附近，进行连续不断地大应变量形变，通过应变诱导动态相变，形成极细小的铁素体晶粒。所谓应变诱导动态相变过程是在Ar₃点温度附近，进行连续不断地未再结晶控制轧制，随着形变的继续，累计应变量不断地增加，在奥氏体晶界、孪晶界附近区域，由于不同位向晶粒之间相互约束以及不同滑移系同时开动，位错与作为位错的“源”与“井”的晶界发生复杂的相互作用，在原奥氏体晶界、退火孪晶界上形成大量的台阶，此台阶是铁素体晶粒最有利的形核位置，因为在台阶上形核的能垒最低；此外奥氏体晶内的形变位错也在发生聚集、重组，形成大量的形变带。随着奥氏体在未再结晶区塑性形变程度继续地加大，当累计压下率≥80％，应变诱导动态相变将有效地发生(即形变使Ar₃点温度上移，使奥氏体→铁素体相变在奥氏体相区发生)。在Ar₃转变温度之上，极细小的铁素体晶粒通过应变诱导动态奥氏体→铁素体转变，主要在被拉长的、形成大量台阶的奥氏体晶粒的晶界、形变孪晶界、形变带上形成，相变结束后，刚从奥氏体转变来的铁素体晶粒处在高于Ar₃点温度区间内，即处在奥氏体相区，这种铁素体是不稳定的，将随形变奥氏体的回复而很快消失，即通过应变诱导相变形成的铁素体又通过铁素体→奥氏体逆转变形成奥氏体。如此通过循环往复的奥氏体→铁素体、铁素体→奥氏体转变反复地发生，随形变温度接近Ar₃点，奥氏体晶粒能被连续不断地细化，最终形成极细小均匀的铁素体晶粒。由于应变诱导动态相变的速度很快，在很短的时间内就完成了奥氏体→铁素体相变过程，是典型的块型转变过程，C没有足够的时间进行长程晶格扩散，因此C在奥氏体/铁素体之间没有达到平衡状态，通过应变诱导动态相变生成的铁素体晶内C是过饱和的，细小碳化物将在随后的冷却过程中在铁素体晶界上析出；同时，细小碳化物也可以从应变诱导动态相变生成的铁素体之间的残余奥氏体中析出，由于原始奥氏体晶粒很小(小于15μm)，残余奥氏体非常细小(只有1～3μm)，细小的碳化物以只能颗粒状从残余奥氏体中析出，而不是以片状珠光体的形式析出。在晶界上析出的细小的碳化物可以有效地钉扎铁素体晶界移动，阻碍应变诱导动态相变生成的铁素体晶粒长大，因此应变诱导动态相变生成的铁素体的长大速度远远低于普通的铁素体晶粒的长大速度，因此保证了应变诱导动态相变生成的超细铁素体晶粒不会因晶粒快速长大而丧失。细小均匀的奥氏体晶粒是通过应变诱导动态相变生成超细铁素体晶粒前提条件。当奥氏体晶粒较粗大时，形变优先在奥氏体晶界附近、具有较大Schmidt因子的奥氏体晶粒以及奥氏体晶内具有较大Schmidt因子的晶体学位向上发生，这种形变本质上的不均性造成应变易集中于奥氏体晶界附近和奥氏体晶内的形变带内，应变高度集中的区域发生应变诱导动态相变形成超细铁素体晶粒，而其他区域在冷却过程中发生普通奥氏体→铁素体相变过程，形成较为粗大的晶粒，最终形成混晶组织，这种混晶组织易诱发二次再结晶，形成十分粗大的混晶组织。而当奥氏体晶粒均匀细小时，特别是奥氏体晶粒尺寸小于某一临界尺寸时(小于15μm)，晶界区域的形变占据主导地位，Schmidt因子所起的作用较小，均匀细小的奥氏体晶粒发生普遍均匀地形变，应变也均匀地分布在整个试件中，当累计应变量达到某一临界值时，发生应变诱导动态相变，形成超细晶铁素体晶粒；另外应变诱导动态相变后形成的残余奥氏体极为细小，在以后的冷却过程中，形成极细小的碳化物和铁素体晶粒，实现铁素体超细晶化。

总之，超细铁素体晶粒是在Ar₃以上适当温度变形时因应变诱导动态相变而析出的。应变诱导铁素体晶粒主要在变形奥氏体的晶界和形变带上析出，而且铁素体析出时同时发生动态再结晶。通过连续多道次应变诱导轧制可以使应变诱导铁素体的体积分数增加。同时，已形成的应变诱导铁素体在下一道次变形时也将发生动态再结晶，使铁素体组织进一步细化，欲获得更多、更细的超细晶铁素体组织，进行连续的、多道次的应变诱导轧制是必要的。原始奥氏体组织状态对应变诱导铁素体组织的形成也有较大的影响，应变诱导铁素体晶粒主要在变形奥氏体晶界析出，因而原始奥氏体晶粒越细，奥氏体晶界面积越大，应变诱导铁素体的形核点也就越多。轧制道次压下率和应变诱导变形总量对超细铁素体组织的形成也有较大的影响，为了使应变诱导动态相变生成的铁素体在原奥氏体晶粒内部和晶界附近同时大量形成，确保形成均匀的超细晶组织，这就要求未再结晶区累计压下率、道次压下率必须超过某一临界值，当累计压下率≥80％，道次压下率≥15％时，应变诱导动态相变生成的铁素体在原奥氏体晶粒内部和晶界附近同时大量形成。

此外，还需要对钢进行微钛处理，即钢中Ti含量控制在0.008％～0.025％，优选0.01％～0.02％之间，Ti/N控制在2.0～3.0之间，以控制快速加热过程中或轧制过程中奥氏体晶粒的长大，以及应变由导动态相变后，超细铁素体晶粒长大。

本发明的获得超细晶粒钢的制造方法，包括如下步骤：

a)其成分如下(重量百分比)

C含量在0.02％～0.20％之间，优选在0.03％～0.15％之间；

Nb含量在0.01％～0.10％之间，优选在0.015％～0.045％之间；

Si含量小于0.80％，优选小于0.50％；

Mn含量在1.0％～2.0％之间，优选在1.30％～1.80％之间；

Ti含量在0.008％～0.025％，优选0.01％～0.02％之间，Ti/N在2.0～3.0之间；

Als含量≤0.020％，以保证钢水在低过热度下具有良好的流动性、减少Al₂O₃夹杂及改善钢材的焊接性能；

还含有V、Cu、Ni、Cr、Mo、Ca或稀土及Fe和不可避免的杂质，如P、S等；

b)冶炼，按上述成分冶炼；

c)铸造，浇注温度≤T_m+20℃，优选浇铸温度≤T_m+15℃，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；并在连铸过程中采用电磁搅拌(或机械搅拌)，使外加的结晶核充分弥散分布在钢水中；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，控制铸坯的晶粒尺寸小于15μm，优选小于10μm；推荐采用薄带连铸或薄板坯连铸进行浇铸；

d)轧制，铸坯以≥15℃/s加热速度升温至Ac₃以上保温，保温时间t₁＝板厚(mm)×0.2min/mm～0.5min/mm(铸坯的厚度在30mm以下，取中下限；连铸坯的厚度在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；

e)冷却，随后再以≥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。

本发明的有益效果

首先，本发明避免了在极高的道次压下率和极低的形变温度下轧制，把轧机的形变抗力和负荷降低普通的控轧范围，使普通热轧机生产超细晶成为可能，同时避免了一个道次强压下形变的不均匀性，消除了最终相变/再结晶组织的不均匀性；其次，本发明避免了奥氏体/铁素体循环相变(γα)工艺所造成的制造工序较长、工艺过程复杂、工艺控制难度较大、制造成本较高的缺点；最后本发明的制造工艺比较简单、工艺流程较短、制造成本也较低、容易实现大生产化。

附图说明

图1为本发明实施例2钢凝固组织的晶粒尺寸与两相区冷却速度之间的关系。

图2为本发明实施例2获得的铁素体晶粒金相图。

具体实施方式

实施例成分见表1。

实施例1：

1#钢浇铸温度控制为1540℃，在浇铸过程中向钢水中加入钢水重量的1.5％、平均粒度为65μm的1#钢粉末，在加入过程中，不停地采用电磁搅拌(或机械搅拌)，控制钢水凝固速度195℃/min，钢水全部凝固后，钢坯凝固组织的晶粒尺寸为13μm。控制轧制和应变诱导动态相变过程在Gleeble-3800热模拟试验机上进行，φ10×25mm的试样以18℃/s的加热速度加热至900℃，保温6min后，再以12℃/s的冷却速度冷却至800℃，进行连续不断压缩形变，道次压下率控制在15％～30％之间，当累计压下率达到83％时，试件以12℃/s的冷却速度冷却至400℃～500℃，然后自然空冷至室温，经过定量金相分析，铁素体晶粒尺寸为2.83μm。

实施例2：

2#钢浇铸温度控制为1540℃，在浇铸过程中向钢水中加入钢水重量的2.0％、平均粒度为48μm的2#钢粉末，在加入过程中，不停地采用电磁搅拌(或机械搅拌)，控制钢水凝固速度185℃/min，钢水全部凝固后，钢坯凝固组织的晶粒尺寸为14μm。控制轧制和应变诱导动态相变过程在Gleeble-3800热模拟试验机上进行，φ12×30mm的试样以18℃/s的加热速度加热至900℃，保温7min后，再以11℃/s的冷却速度冷却至810℃，进行连续不断压缩形变，道次压下率控制在15％～30％之间，当累计压下率达到85％时，试件以12℃/s的冷却速度冷却至400℃～500℃，然后自然空冷至室温，经过定量金相分析，铁素体晶粒尺寸为2.67μm，如图1、图2所示。

实施例3：

3#钢浇铸温度控制为1540℃，在浇铸过程中向钢水中加入钢水重量的1.8％、平均粒度为54μm的3#钢粉末，在加入过程中，不停地采用电磁搅拌(或机械搅拌)，控制钢水凝固速度200℃/min，钢水全部凝固后，钢坯凝固组织的晶粒尺寸为10μm。控制轧制和应变诱导动态相变过程在Gleeble-3800热模拟试验机上进行，φ15×40mm的试样以18℃/s的加热速度加热至900℃，保温12min后，再以11℃/s的冷却速度冷却至790℃，进行连续不断压缩形变，道次压下率控制在15％～30％之间，当累计压下率达到83％时，试件以12℃/s的冷却速度冷却至400℃～500℃，然后自然空冷至室温，经过定量金相分析，铁素体晶粒尺寸为2.30μm。

实施例4：

4#钢浇铸温度控制为1540℃，在浇铸过程中向钢水中加入钢水重量的2.20％、平均粒度为45μm的4#钢粉末，在加入过程中，不停地采用电磁搅拌(或机械搅拌)，控制钢水凝固速度220℃/min，钢水全部凝固后，钢坯凝固组织的晶粒尺寸为10μm。控制轧制和应变诱导动态相变过程在Gleeble-3800热模拟试验机上进行，φ20×50mm的试样以18℃/s的加热速度加热至900℃，保温15min后，再以12℃/s的冷却速度冷却至800℃，进行连续不断压缩形变，道次压下率控制在15％～30％之间，当累计压下率达到84％时，试件以12℃/s的冷却速度冷却至400℃～500℃，然后自然空冷至室温，经过定量金相分析，铁素体晶粒尺寸为2.10μm。

根据本发明，在具有薄板坯连铸机(包括薄带连铸机)的钢铁企业，通过少量的设备改造，即在薄板连铸机上添加向中间包或结晶器中输送形核剂(即合金粉末)的装备，就可以在具有加速冷却装置的热连轧机上实施，并且可以向所有具有薄板坯连铸机(包括薄带连铸机)和加速冷却装备的热轧带钢的钢铁企业推广。由于本发明技术只需要增添向中间包或结晶器中输送形核剂(即合金粉末)的设备，设备改造和实施费用低，是一种切实可行的超细晶钢带的生产方法。技术上具有很强的前瞻性和超前性，具有很高的经济价值。

表1

实施例	C(％)	Si(％)	Mn(％)	P(％)	S(％)	Nb(％)	Ti(％)	Ti/N	Cu(％)	Ni(％)	Cr(％)	Mo(％)	Als(％)	Ca或REM(％)
															1	0.11	0.32	1.26	0.015	0.006	0.035	0.014	2.26	/	/	/	/	0.015	0.003
2	0.05	0.28	1.56	0.010	0.003	0.018	0.013	2.32	0.20	0.28	/	/	0.018	0.0041
															3	0.16	0.36	1.16	0.018	0.008	0.026	0.016	2.45	/	/	/	/	0.014	/
4	0.07	0.27	1.80	0.015	0.001	0.045	0.023	2.22	/	/	/	0.15	0.019	0.0038

Claims (9)

1.一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)

C   0.02％～0.20％

Nb  0.01％～0.10％

Si  ＜0.80％

Mn  1.0％～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Ac₃以上保温，保温时间t₁＝板厚(mm)×0.2min/mm～0.5min/mm，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；

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。

2.如权利要求1所述的获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，还可以含有V、Cu、Ni、Cr、Mo、Ca或稀土中的一种或一种以上。

3.如权利要求1所述的获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，所述的C优选0.03％～0.15％，Nb 0.015％～0.045％，Si＜0.50％，Mn 1.30％～1.80％，Ti 0.01％～0.02％。

4.如权利要求1所述的获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，所述的形核剂为纯Fe粉末、Fe-Mn合金粉末或与本钢种同种合金粉末。

5.如权利要求4所述的获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，所述的形核剂优选加入与本钢种同种合金粉末。

6.如权利要求1所述的获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，在浇注过程中采用电磁搅拌或机械搅拌，使外加的结晶核充分弥散分布在钢水中。

7.如权利要求1所述的获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，所述的铸造采用薄带连铸或薄板坯连铸进行浇铸。

8.如权利要求1所述的获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，所述的浇铸温度优选≤T_m+15℃。

9.如权利要求1所述的获得超细晶粒钢的制造方法，其特征是，所述的即铸坯的晶粒尺寸控制优选小于10μm。

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