CN1791688A - 温轧方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种新型多方向温轧方法，该温轧方法用于制造具有平均粒径小于等于3μm的超微细晶粒组织的超微细晶粒钢材；其中：当相对钢材在轧制温度范围为350℃～800℃的温度区域进行大于等于2道次的轧制时，进行至少大于等于1次椭圆形的孔型的轧制和其它形状的孔型的轧制，可由更简便的手段以更少的断面减小率或道次数在材料中形成大的应变，制造具有由此获得的超微细晶粒组织的、强度和塑性优良的钢材。

Description

温轧方法
技术领域
本发明涉及一种用于制造具有粒径小于等于3μm的超微细晶粒组织的、强度·塑性优良的超微细晶粒钢材的新型温轧方法。
背景技术
超微细晶粒钢不添加合金元素即可使强度显著上升，同时，可使塑性·脆性转变温度也显著降低，所以，本发明者为了工业性地实现该超微细晶粒钢进行了研究，发明了多道次(パス)温轧(文献1)方法和多方向加工(文献2)的方法。
如可使多方向温轧容易化，则可实现超微细晶粒钢的更广泛的使用，然而，本发明者在研究过程中发现，这并非那么容易。
其一个技术难点在于，需要在材料中产生一定程度以上的应变。例如，临界应变为1.5～2.3，最好为3左右，但在应变为3的场合，与断面减小率95％相当，必须进行大变形加工。在作为最终产品要获得直径10mm的圆棒的场合，需要从直径45mm进行温加工，为了在变形阻力大的温热温度区域产生该大应变，必须增大坯料，另外，无论如何都使轧制道次数增多。
因此，如可在材料中按更少的断面减小率或道次数产生大的应变，则可更容易地获得超微细组织，从工业角度看，具有轧制效率提高等许多的优点。
本发明者在此之前，关于多方向轧制还提出有在砧座从多方向压缩的方法(文献2)和2方向压下轧制技术。然而，多方向加工虽然为可高效率地产生大应变的方法，但从至少2方向加工包含了一定技术上的困难。
文献1：日本特开2000-309850
文献2：日本特开2001-240912
因此，本发明就是基于以上那样的背景而作出的，其目的在于使本发明者此前研究获得的发现进一步发展，提供一种可由更简便的手段按更少的断面减小率或道次数在材料中产生大应变的新型多方向温轧方法，提供具有由此获得的超微细晶粒组织的、强度和塑性优良的钢材的制造方法。
发明的公开
本发明就是为了解决上述问题而作出的，第1，提供一种温轧方法，该温轧方法用于制造具有平均粒径小于等于3μm的超微细晶粒组织的超微细晶粒钢材；其特征在于：当相对钢材在轧制温度范围为350℃～800℃的温度区域进行大于等于2道次的轧制时，进行至少大于等于1次椭圆形孔型的轧制和其它形状的孔型的轧制；第2，提供一种温轧方法，该温轧方法的特征在于：继椭圆形的孔型的轧制后，进行其它形状的孔型的轧制。
另外，关于上述方法，第3，提供一种温轧方法，该温轧方法的特征在于：其它形状的孔型为方形、圆形的形状的孔型。
第4，提供一种温轧方法，该温轧方法在上述任一温轧方法的基础上，还具有这样的特征：在总道次数：N中，当N＞2时，进行大于等于2次、最大为小于等于N/2次的椭圆孔型的轧制；第5，提供一种温轧方法，该温轧方法在上述任一温轧方法的基础上，还具有这样的特征：进行连续的2道次轧制；第6，提供一种温轧方法，该温轧方法具有这样的特征：在孔型形状为椭圆形和方形的2道次轧制中，从坯料进行方形孔型轧制后的断面减小率大于等于20％；第7，提供一种温轧方法，该温轧方法还具有这样的特征：在孔型形状为椭圆形与方形的2道次轧制的组合的轧制中，对于组合2次的轧制，断面减小率大于等于40％，对于组合3次的轧制，断面减小率大于等于60％。
另外，在本发明中，第8，提供一种温轧方法，该温轧方法在上述任一温轧方法的基础上，还具有这样的特征：包含这样的轧制工序，在该轧制工序中，用椭圆孔型进行轧制后的材料的最大短轴长度小于等于椭圆孔型轧制前的坯料对边长度的75％；第9，提供一种温轧方法，该温轧方法在上述任一温轧方法的基础上，还具有这样的特征：在至少材料内部的50体积％的区域产生塑性应变1.5或其以上；第10，提供一种温轧方法，该温轧方法具有这样的特征：在材料内部的90体积％或其以上的区域产生塑性应变2或其以上；第11，提供一种温轧方法，该温轧方法的特征在于：由以下的(1)式表示的轧制条件参数Z大于等于11(即将轧制前的组织为铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体等、Fe的晶体构造为bcc的场合)或大于等于20(即将轧制前的组织为奥氏体、Fe的晶体构造为fcc的场合)。
Z = log [ ϵ t exp ( Q 8.31 ( T + 273 ) ) ] - - - - ( 1 )
ε：应变
t：从轧制开始到结束的时间(s)
T：轧制温度(℃，在多道次轧制的场合，为各道次的轧制温度的平均温度)
Q：在即将轧制前的组织以铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体为母相的场合使用254,000，在以奥氏体为母相的场合使用300,000。
第12，提供一种温轧方法，该温轧方法的特征在于：初期坯料与最终轧制后的断面减小率小于等于90％；第13，提供一种温轧方法，该温轧方法的特征在于：制造C断面或L断面的平均晶粒直径小于等于3μm的超微细晶粒钢；第14，提供一种温轧方法，该温轧方法的特征在于：制造C断面或L断面的平均晶粒直径小于等于1μm的超微细晶粒钢。
具有以上那样的特征的本发明根据发明者研究获得的新发现完成。即，过去，作为棒钢的制造方法，已知一般为使用具有孔型的槽的轧辊进行轧制的孔型轧制，孔型的形状大体分成方形(正方形、菱形)、椭圆形、圆形。通过在温热温度区域进行孔型(カリバ一，带槽轧辊)轧制，从而可由多道次轧制获得超微细晶粒铁素体主体组织(文献1)。另外还发现，使用椭圆孔型对棒钢的L断面(平行于棒的纵向的断面)铁素体粒的形状的等轴化有效。
发明者经过认真研究后发现，通过在适当的温度区域进行组合椭圆孔型与方形、圆形等其它种类的孔型的孔型(カリバ一)轧制，从而由较少的断面减小率也可在材料中产生大的应变，从而将其确立作为技术。
附图的简单说明
图1为示出实施例1的孔型的图。
图2为示出轧制后的棒钢的C断面的照片。
图3为坯料的网格图。
图4为示出1道次·椭圆后的塑性应变的图。
图5为示出2道次·方孔型后的塑性应变的图。
图6为示出3道次·椭圆后的塑性应变的图。
图7为示出4道次·方孔型后的塑性应变的图。
图8为示出5道次·椭圆后的塑性应变的图。
图9为示出6道次·圆孔后的塑性应变的图。
图10为示出2道次·方孔型后的组织的SEM(扫描电镜)像。
图11为示出4道次·方孔型后的组织的SEM像。
图12为实施例2～4的组织的SEM像。
图13为示出孔型的图。
图14为示出轧制后的棒钢的C断面的照片。
图15为组织的SEM像。
图16为比较例1的组织的SEM像。
图17为示出参数Z与平均粒径的关系的图。
实施发明的最佳形式
本发明具有上述那样的特征，以下说明其实施形式。
本发明的温轧方法通过如上述那样组合椭圆孔型和其它种类的孔型的轧制，从而可制造具有平均粒径小于等于3μm的超微细晶粒组织的钢材。用于该场合的轧制的带槽轧辊为椭圆孔型的带槽轧辊和与其不同的种类的孔型的带槽轧辊。
在这里，在椭圆孔型的带槽轧辊中，由上型和下型形成的孔形不为圆形，可以说具有圆形扁平化了的形状。作为组合于该椭圆孔型的其它种类的孔型，可为方形、菱形、圆形、或类似于这些形状的各种形状。
在本发明中，作为制造具有平均粒径小于等于3μm的超微细晶粒组织的超微细晶粒钢材的温轧方法，当相对钢材在轧制温度范围为350℃～800℃的温度区域进行大于等于2道次的轧制时，进行至少大于等于1次的椭圆形状的孔型的轧制和其它形状的孔型的轧制。
实际上，作为优选形式，继椭圆形状的孔型的轧制后进行其它形状的孔型的轧制，或在总道次数：N中，当N＞2时，进行大于等于2次、最大时小于等于N/2次的椭圆孔型的轧制，或进行连续的2道次轧制等。
例如，在组合椭圆孔型与方型的场合，可考虑总道次中包含大于等于2次孔型形状为椭圆形-方形的组合的轧制，或如椭圆形-方形-方形-椭圆形-方形那样在椭圆形-方形的组合的中间设置方形轧制，或椭圆形-方形-椭圆形-方形的4道次、椭圆形-方形-椭圆形-方形-椭圆形-方形的6道次的轧制等。当然，在该场合，方形也可为圆形或菱形等。
在本发明的轧制方法中，由温加工获得大的应变而产生的微观的局部方位差成为超微细晶粒的起源，在加工过程中或加工后引起的回复过程中，粒内的位错密度下降，同时，构成晶界，形成超微细晶粒组织。但是，当温度低时回复不充分，所以，残留位错密度高的加工组织。另一方面，当温度过高时，不连续再结晶或通常的晶粒成长使晶粒粗大化，不能获得小于等于3μm的超微细晶粒组织。为此，轧制温度限定为350℃～800℃。
另外，在本发明中，通过温加工从扁平化的加工粒生成超微细晶粒，随着应变增加，它也增加，但为了获得基本上整体由超微细晶粒构成的组织，需要至少1.5的应变。
更为具体地说，通过在至少材料内部的50体积％的区域产生大于等于1.5甚至大于等于2的塑性应变，从而可在该区域形成超微细晶粒。最好通过在材料内部大于等于90％的区域产生大于等于2的塑性应变，从而可在该区域形成超微细晶粒区域。
产生的应变越大，则微细晶粒间的方位差角越大。即，大角晶界增多。当可产生应变3时，在微细晶粒的晶界中具有足够比例的大角晶界。因此，如大于等于3的应变的区域大于等于总断面的50％，最好为大于等于80％的话，则可获得力学性质优良的棒钢。
另外，在主要的压下方向的加工的基础上，组合从与其构成大约90°的角度的别的方向的压下，施加从至少两方向的加工应变，从而可分散超微细晶粒的方位而增加大角晶界的比例。
根据发明者此前的研究可以得知，由温强加工形成的超微细晶粒的平均粒径依存于加工温度和应变速度。晶粒直径随着作为加工温度和应变速度的函数的上述式(1)的轧制条件参数Z的增加而细化。为了获得平均粒径小于等于1μm的组织，需要使轧制条件参数Z大于等于某一临界值。根据使用小型试样的1道次大应变压缩加工的实验结果可以得知，其临界值在bcc构造的铁(铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体等)的场合大约为11，在fcc构造(奥氏体)的场合大约为20(图17)。
式(1)的应变(ε)可为作为工业上简便的应变的真应变。例如，设棒钢的初始面积为So，轧制后的C断面面积为S，则断面减小率R用
R＝(So-S)/So    (2)
表示。这样，真应变ε用
ε＝-Ln(1-R)
表示。另外，也可使用由有限单元法计算的应变(例如春海佳三郎等“有限单元法入门”(共立出版(株)：1990年3月15日)代替真应变。更为具体地说，塑性应变的计算可由下表1的流程进行。
                         表1
塑性应变计算的流程
1获得与材料的加工温度对应的应力应变曲线
2用于有限单元法计算的准备
(1)对被加工物制作网格
(2)决定接触条件摩擦系数＝0.3库仑条件
(3)决定应力应变曲线、材料物性值
3根据(1)～(3)的条件按通用有限单元法码例如ABAQUS进行计算。塑性应变ε用下式表示，各应变增量根据通用有限单元法码进行计算。
ϵ = 2 3 [ 1 2 { ( dϵ x - dϵ y ) 2 + ( dϵ y - dϵ z ) 2 + ( dϵ z - dϵ x ) 2 } + 3 4 ( dγ xy 2 + dγ yz 2 + dγ zx 2 ) ]
dεx dεy dεZ:x，y，z的应变增量
dγxy dγyz dγzx：剪切应变增量
在本发明的温轧方法中，从以上可知，最好使参数Z大于等于11(bcc构造)或大于等于20(fcc构造)地设定轧制条件。
另外，在本发明中，作为优选形式，可例示出在坯料的椭圆孔型轧制和方形孔型轧制的2道次轧制中用孔型形状为椭圆形和方形的2道次轧制使断面减小率大于等于20％的场合，由孔型形状为椭圆形和方形的2道次轧制的组合2次的轧制获得大于40％的断面减小率、由组合3次的轧制获得大于等于60％的断面减小率的场合，包含由椭圆孔型轧制后的材料的最大短轴长度小于等于椭圆轧制前的坯料对边长度的70％的轧制工序的场合。
关于本发明的温轧法可适用的钢材的组成，由于完全不利用由相变实现高强度化的机理，不需要添加用于提高强度的合金元素，所以，钢的组成不受到限制，例如，可使用铁素体单相钢、奥氏体单相钢等那样的不存在相变的钢种等宽成分范围的钢材。更为具体地说，作为一例可示出这样的不添加合金元素的组成，即，按重量％，
C：大于等于0.001％、小于等于1.2％
Si：大于等于0.1％、小于等于2％
Mn：大于等于0.1％、小于等于3％
P：小于等于0.2％
S：：小于等于0.2％
Al：小于等于1.0％
N：小于等于0.02％
Cr、Mo、Cu、Ni合计小于等于30％
Nb、Ti、V合计小于等于0.5％
B：小于等于0.01
其余部分为Fe和不可避免的杂质。当然，上述Cr、Mo、Cu、Ni、Nb、Ti、V、B等合金元素也可根据需要超过上述范围地添加，或相反地完全不包含。
下面根据实施例更详细地说明。当然，不由以下的例子限定发明。
实施例
以下的表2示出在实施例中使用的试验用钢的化学组成(其余部分为Fe)。
                               表2
                   试验用钢的化学组成(质量％)
  C   Si   Mn   P   S   Al
  a   0.15   0.3   1.5   0.01   0.001   0.03
  b   0.11   0.3   0.5   0.02   0.005   0.03
<实施例1>
按轧制温度520～450℃，对24mm×24mm的棒钢进行使用图1所示孔型的6道次孔型(カリバ一)轧制，该棒钢具有表2a的组成和平均铁素体粒径5μm的的铁素体+珠光体组织。图1中的孔型尺寸(mm)的概要如以下的表3所示。
                        表3
  长轴   短轴   曲率半径
  1道次·椭圆   54   12   64
  3道次·椭圆   41   9   49
  5道次·椭圆   19   10   12
  6道次·椭圆   直径：12
图2示出轧制的各道次的断面形状变化和断面减小率。坯料24×24mm的方棒在第1道次的用椭圆孔型轧制时的断面减小率为37％，第2道次的用方孔型轧制时的断面减小率为21％，第3道次的用椭圆孔型轧制时的断面减小率为15％，第4道次的用方孔型轧制时的断面减小率为24％，第5道次的用椭圆孔型轧制时的断面减小率为13％，第6道次的用圆孔型轧制时的断面减小率为12％。另外，从坯料到第2道次的17mm的方棒的断面减小率为44％，从坯料到第4道次的13mm的方棒的断面减小率为71％，从坯料到第6道次的12.5mm的圆棒的断面减小率为80％。
在图3～图9中，示出根据有限单元法计算的材料内部的塑性应变分布。从图5可知，在椭圆形-方形的2道次轧制中，已在材料内部存在超过塑性应变1.5那样的区域。其面积率为75％。如图6所示那样，在椭圆形-方形-椭圆形的3道次轧制后，塑性应变大于等于2的区域占整体的92％，在图7所示椭圆形-方形-椭圆形-方形的4道次轧制后，塑性应变大于等于3的区域占整体的95％。另外，当进行图9的椭圆形-圆形的轧制时，在100％的区域塑性应变大于等于3。
可以得知，虽然2道次后的断面减小率约为44％(当将断面减小率R单纯地转换成真应变e时，从e＝-ln(1-R/100)得到e＝0.67)，4道次后约为71％(当将断面减小率单纯地转换成真应变耐，为1.23)，6道次后约为80％(当将断面减小率单纯地转换成真应变时，为1.61)，但材料内部产生大的塑性应变。这是因为，通过组合椭圆孔型与方孔型进行轧制，从而产生比根据单纯的断面减小率计算出的应变明显大得多的应变。
图10、图11示出组织的SEM照片。在与图5对应的图10的①、②部分，生成小于等于1μm的微细的铁素体晶粒，在③的部分不生成微细晶粒。根据与图7对应的图11的组织照片可知，基本上整个区域由小于等于1μm的超微细铁素体晶粒的超微细组织构成。
表4示出4道次后13mm×13mm的材料的力学的性质。另外，还比较地示出轧制前的24mm×24mm棒的性质。为2倍的屈服强度，在液氮温度下也不产生脆性破坏，具有J的吸收能。
                                    表4
  铁素体晶粒(μm)   屈服强度(MPa)   拉伸强度(MPa)   塑性脆性转变温度(℃)   吸收能(J)-120℃   中心部维氏硬度(-)
 实施例1   0.5   840   850   -196＞   118   290
 实施例4   0.6   800   810   -196＞   80   270-310
 比较例2   5   460   580   -40   0
<实施例2～4>
按轧制温度400℃、600℃、及700℃，对24mm×24mm的棒钢进行使用图1所示(1)、(2)的孔型的2道次孔型轧制，该棒钢具有表2a的组成和平均铁素体粒径5μm的的铁素体+珠光体组织。图12(a)、(b)、(c)示出棒钢中心部(与图10的①相当的部分)的SEM组织，获得了平均粒径0.5、1、1.5μm那样的微细的铁素体粒径。
<实施例5>
按轧制温度450～500℃，对直径15mm的棒钢使用图13所示孔型进行孔型轧制，该棒钢具有表2b的组成和平均铁素体粒径20μm的铁素体+珠光体组织。表5示出孔型的尺寸既要。图14示出各轧制道次的断面形状变化和断面减小率。另外，图15示出6道次后的组织的SEM照片，但即使断面减小率约为74％，也由微细的铁素体晶粒组织构成。关于力学性能，获得了在图15的照片下一并示出维氏硬度270～310和拉伸强度大于等于800MPa的优良性质。
                       表5
  长轴   短轴   曲率半径
  1道次·椭圆   31   6.8   38
  3道次·椭圆   27   5.3   35.9
  5道次·椭圆   15   6.5   10.7
  6道次·椭圆   直径：8
<比较例1>
按轧制温度500℃，对24mm×24mm的棒钢使用图1所示孔型的孔型进行断面减小率70％(应变1.2)的7道次孔型轧制，直到成为13mm×13mm，该棒钢具有表2a的组成和平均铁素体粒径5μm的铁素体+珠光体组织。不包含椭圆孔型的轧制。如图16的SEM照片所示那样，在棒钢的中心部未生成微细晶粒。
<比较例2>
在将具有表2b的组成的直径115mm的棒钢加热到900℃后，按轧制温度870～850℃，使用方形孔型进行断面减小率94％(应变3.1)的孔型轧制，直到成为24mm×24mm。不包含椭圆孔型的轧制。平均粒径为5μm，未生成微细晶粒。力学性能如表2所示，屈服强度、拉伸强度为480、560MPa。
产业上利用的可能性
如以上详细说明的那样，按照本发明，可提供一种新型多方向温轧方法，该多方向温轧方法可由更简便的手段以更少的断面减小率或道次数在材料中形成大的应变，另外，提供一种具有由此获得的超微细晶粒组织的、强度和塑性优良的钢材的制造方法。

Claims (14)

1.一种温轧方法，用于制造具有平均粒径小于等于3μm的超微细晶粒组织的超微细晶粒钢材；其特征在于：当相对钢材在轧制温度范围为350℃～800℃的温度区域进行大于等于2道次的轧制时，进行至少大于等于1次椭圆形孔型的轧制和其它形状的孔型的轧制。
2.根据权利要求1所述的温轧方法，其特征在于：继椭圆形的孔型的轧制后，进行其它形状的孔型的轧制。
3.根据权利要求1或2所述的温轧方法，其特征在于：其它形状的孔型为方形、圆形形状的孔型。
4.根据权利要求1～3中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：在总道次数：N中，当N＞2时，进行大于等于2次、最大为小于等于N/2次的椭圆孔型的轧制。
5.根据权利要求1～3中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：进行连续的2道次轧制。
6.根据权利要求5所述的温轧方法，其特征在于：在孔型形状为椭圆形和方形的2道次轧制中，从坯料进行方形孔型轧制后的断面减小率大于等于20％。
7.根据权利要求1～3中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：在孔型形状为椭圆形与方形的2道次轧制的组合的轧制中，组合2次的轧制的断面减小率大于等于40％，组合3次的轧制的断面减小率大于等于60％。
8.根据权利要求1～7中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：包含这样的轧制工序，在该轧制工序中，用椭圆孔型进行轧制后的材料的最大短轴长度小于等于椭圆孔型轧制前的坯料对边长度的75％。
9.根据权利要求1～8中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：在至少材料内部的50体积％的区域产生塑性应变1.5或其以上。
10.根据权利要求9所述的温轧方法，其特征在于：在材料内部的90体积％或其以上的区域产生塑性应变2或其以上。
11.根据权利要求1～10中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：由以下的(1)式表示的轧制条件参数Z大于等于11(即将轧制前的组织为铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体等、Fe的晶体构造为bcc的场合)或大于等于20(即将轧制前的组织为奥氏体、Fe的晶体构造为fcc的场合)，
Z = log [ &epsiv; t exp ( Q 8.31 ( T + 273 ) ) - - - ( 1 )
ε：应变
t：从轧制开始到结束的时间(s)
T：轧制温度(℃，在多道次轧制的场合，为各道次的轧制温度的平均温度)
Q：在即将轧制前的组织以铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体为母相的场合使用254,000，在以奥氏体为母相的场合使用300,000。
12.根据权利要求1～11中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：初期坯料与最终轧制后的断面减小率小于等于90％。
13.根据权利要求1～12中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：制造C断面或L断面的平均晶粒直径小于等于3μm的超微细晶粒钢。
14.根据权利要求1～12中任何一项所述的温轧方法，其特征在于：制造C断面或L断面的平均晶粒直径小于等于1μm的超微细晶粒钢。
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