專(zhuān)利名稱(chēng)：：超細(xì)組織鋼的生產(chǎn)方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及超細(xì)組織鋼的生產(chǎn)方法。本發(fā)明特別是涉及以高生產(chǎn)率生產(chǎn)用作焊接用鋼的超細(xì)組織鋼的方法。迄今為止，受控的軋制-加速冷卻技術(shù)一直是在低合金鋼中獲得細(xì)鐵素體的有效方法。即，通過(guò)控制在奧氏體非重結(jié)晶區(qū)中累積接合的百分比及此后的冷卻速度來(lái)獲得細(xì)的組織。但，作為限度，在Si-Mn鋼中所獲得的鐵素體晶粒最大為10μm，而在Nb鋼中最大為5μm。此外，如于日本專(zhuān)利公開(kāi)No39228/1987和7247/1987中所述，通過(guò)在包括α相范圍的Ar1-Ar3+100℃的溫度范圍內(nèi)，增加總面積收縮比為75％或更高的壓縮，然后以至少20K/秒的冷卻速度冷卻，就獲得粒徑約3-4μm的鐵素體晶粒。但，如上所述，比如，日本專(zhuān)利公開(kāi)No.65564/1993所述，為獲得粒徑小于3μm的鐵素體晶粒，需要非常大的壓縮量和冷卻速度(至少40K/秒)。冷卻速度為至少20K/秒的淬火是僅在薄的鋼厚度的情況下可以實(shí)施的手段，而對(duì)通常作焊接結(jié)構(gòu)的，廣泛而實(shí)際上已被應(yīng)用的鋼的生產(chǎn)方法而言，該手段是不能奏效的。還有，就強(qiáng)加工本身而言，在軋制時(shí)，在奧氏體低溫范圍內(nèi)通常難以進(jìn)行超過(guò)50％的大的壓縮，因?yàn)樽冃巫枇烷L(zhǎng)輥時(shí)的收縮程度很大。還有，為在非重結(jié)晶區(qū)累積壓縮，一般需要至少70％，由于鋼板溫度低這也難作到。控制軋制的鋼在轉(zhuǎn)變后的鐵素體相通常形成聚集的組織，而且所得到的該鐵素體組織由于強(qiáng)壓縮的結(jié)果，變得具有傾斜角小的晶界是已知的。也就是說(shuō)，通過(guò)簡(jiǎn)單的強(qiáng)力加工，形成聚集的組織，因而不能獲得由大的傾斜角晶界構(gòu)成的鐵素體晶粒。因此，即使實(shí)施高于日本專(zhuān)利公開(kāi)No.39228/1987和7247/1987中所示的強(qiáng)加工時(shí)，也難以得到由大的傾斜角晶界構(gòu)成的細(xì)鐵素體組織。在這種情況下，本發(fā)明預(yù)先開(kāi)發(fā)了獲得以平均粒徑不大于3μm的鐵素體為基本相而構(gòu)成的超細(xì)組織鋼的方法，該法在通過(guò)將熔體加熱到至少為Ac3點(diǎn)的溫度使熔融的原料奧氏體化后，在至少為Ar3點(diǎn)的溫度下，施加壓縮比至少為50％的壓力加工，然后冷卻(日本專(zhuān)利公開(kāi)No.256682/1997，256802/1997及52545/1998)。用這種新的生產(chǎn)方法，就可能生產(chǎn)出一種超細(xì)組織鋼，該鋼由作為基本相的，平均粒徑不大于3μm的鐵素體構(gòu)成，該換素體晶粒的周?chē)环轿诲e(cuò)位角至少為15°的，大的傾斜角晶界包圍。但，實(shí)際上對(duì)這種新方法還希望有進(jìn)一步的改進(jìn)。這是因?yàn)橄Ｍ玫礁?xì)的組織，而且出于工業(yè)化的觀點(diǎn)，希望熱加工時(shí)的變形阻力盡可能小。實(shí)際上，在奧氏體低溫區(qū)以一個(gè)道次進(jìn)行至少50％的加工時(shí)，變形阻力很大，因而希望盡可能低地降低變形阻力。即，通過(guò)在奧氏體低溫范圍進(jìn)行加工，然后控制冷卻來(lái)獲得以平均粒徑不大于3μm，實(shí)際是不大于2μm的鐵素體作主相的組織而言，可以說(shuō)需要一種能在較低的變形阻力下以較小的壓縮量和特別低的冷卻速度能生產(chǎn)由作為主相的鐵素體構(gòu)成的超細(xì)組織鋼的新方法，所述的鐵素體的平均粒徑不大于3μm，更好是不大于2μm。本發(fā)明已在上述情況下完成，從而提供了一種在較低的變形阻力下，以較小的壓縮量和特別慢的冷卻速度生產(chǎn)以平均粒徑不大于3μm，更好是不大于2μm的鐵素體作主相而構(gòu)成的超細(xì)組織鋼的新方法。即，本發(fā)明的第一目的是提供一種由平均粒徑不大于3μm的鐵素體構(gòu)成的超細(xì)組織鋼的方法，所述的鐵素體是在使原料成錠后，通過(guò)將該錠加熱到至少為Ac3的溫度使該錠奧氏體化，然后在從Ae3點(diǎn)或更低至Ar3點(diǎn)-150℃的溫度下，或在至少為550℃的溫度下進(jìn)行壓縮比至少為50％的壓力加工，此后再進(jìn)行冷卻而得到的，其中壓力加工時(shí)的變形速度為0.001-10/秒。本發(fā)明的第二目的提供了一種用上述方法生產(chǎn)的，以平均粒徑不大于3μm，更好是不大于2μm的鐵素體作主相而構(gòu)成的超細(xì)組織鋼。本發(fā)明的第三目的提供了目標(biāo)1的生產(chǎn)方法，其中的變形速率在0.01-1/秒的范圍內(nèi)。本發(fā)明的第四目的提供了目的1的生產(chǎn)方法，其中加工后的冷卻速度不高于10K/秒。圖1是展示鍛造壓力加工和變形時(shí)的主要部份的截面圖；圖2是展示本發(fā)明一實(shí)施方案的鋼的截面的SEM照片；圖3是展示對(duì)比例鋼的截面的SEM照片；圖4是展示鐵素體粒徑和維氏硬度間關(guān)系的圖。下面詳細(xì)陳述本發(fā)明。如上所述，由于各種探索的結(jié)果，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)控制壓力加工時(shí)的溫度和變形速率對(duì)于使所形成的鋼組織的細(xì)化及降低變形阻力是非常有效的，而尤其是通過(guò)在不高于Ae3點(diǎn)的溫度下進(jìn)行大于50％的壓力加工和控制冷卻而形成鐵素體-珠光體組織時(shí)，得到了平均粒徑不大于3μm，更好不大于2μm的細(xì)鐵素體晶粒，從而在這種知識(shí)的基礎(chǔ)上實(shí)現(xiàn)了本發(fā)明。因此，詳細(xì)解釋本發(fā)明的生產(chǎn)方法。在本發(fā)明的生產(chǎn)方法中&lt;A&gt;通過(guò)將原料錠加熱到至少為Ac3點(diǎn)的溫度使該錠奧氏體化；&lt;B&gt;以從Ae3點(diǎn)或更低至Ar3點(diǎn)-150℃的溫度或至少550℃的溫度，至少50％的壓縮比的壓力加工；及&lt;C&gt;此后的冷卻是基本的工藝要求。在此情況下，Ae3點(diǎn)是鐵素體(排除δ-鐵素體)可在相圖上在奧氏體-鐵素體平衡轉(zhuǎn)變點(diǎn)存在的最高溫度。Ar3表示了奧氏體的起始溫度，未加工時(shí)的鐵素體轉(zhuǎn)變的起始溫度。按本發(fā)明的方法，在壓力加工&lt;B&gt;時(shí)，變形速度被限定于0.001-10/秒的范圍內(nèi)。比如，于圖1所示(該圖表示通過(guò)使砧子上、下移動(dòng)而進(jìn)行的平面壓力加工)，若進(jìn)行壓力加工的工件(試樣)的厚度在t秒的時(shí)間內(nèi)從Ⅰ。變到I，則變形(ε)用ε=ln(lo/l)表示，變形速率因而為ε/t，即表示為ln=(lo/l)/t。在本發(fā)明中，如上所述，變形速率為0.001-10/秒，較好是0.01-1/秒。當(dāng)變形速率大于10/秒時(shí)，則變形阻力大，而鐵素體的細(xì)化效果小。而變形速率小于0.001/秒時(shí)，則需很長(zhǎng)的加工時(shí)間。因此，上述每種情況都是工業(yè)上不可取的。按本發(fā)明，對(duì)于壓力加工而言，最好采用圖1所示的鍛造加工。比如，上述的鍛造壓力加工的情況是一種能以1個(gè)道次超過(guò)90％的壓縮比進(jìn)行的強(qiáng)壓力加工的方法，而在此情況下，通過(guò)控制置于上方的和工件下方的砧子的驅(qū)動(dòng)速度，就可以控制壓力加工時(shí)的變形速率。按本發(fā)明的生產(chǎn)方法，在冷卻步驟&lt;c&gt;中，將冷卻速度降至10K/秒或更低也是有效的。用本發(fā)明的生產(chǎn)方法，可生產(chǎn)以平均粒徑不大于3μm，而更好是不大于2.5μm的，并被方位錯(cuò)位角至少為15°的大的傾斜角晶界包圍鐵素體為主相而構(gòu)成的超細(xì)組織鋼。在該鐵素體-鐵素體晶界中，該大的傾斜角晶界的比率至少為80％。因此，可能經(jīng)濟(jì)地得到高強(qiáng)度的可焊接鋼。對(duì)于該鋼的化學(xué)成份沒(méi)有特別的限制，但該鋼最好由含不大于0.3％(重量)的C及Si、Mn、P、S、N以及不可避免的雜質(zhì)Fe構(gòu)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，構(gòu)成該鋼的Fe還含Cr、Ni、Mo和Cu，它們每種都不大于3％(重量)，該Fe還含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。但按本發(fā)明，不用昂貴的元素Ni、Cr、Mo、Cu等也能得到該超細(xì)組織鋼，以及可以低成本生產(chǎn)此高強(qiáng)度鋼。就制造該錠的原料而言，根據(jù)上述化學(xué)成份適當(dāng)確定每種元素的添加比。下面用實(shí)施例詳述本發(fā)明。通過(guò)將化學(xué)成份示于下表1中的鋼(1)加熱到900℃，使之完全奧氏體化之后，將該鋼冷至下表2所示的加工溫度，然后使之立即經(jīng)受圖1所示的，壓縮比為75％的平面變形壓力加工。Ae3點(diǎn)為817℃，而用formaster測(cè)得的Ar3點(diǎn)為670℃。變形速率及壓力加工后所用的冷卻速率示于表2。就獲得的組織而言，鐵素體的平均粒徑、第2相的類(lèi)型、其所占的體積百分比、大的傾斜角晶界(方位錯(cuò)位角≥15°)的比例、及加工時(shí)的平均變形阻力均示于表2中。每個(gè)鐵素體晶粒的方位錯(cuò)位角是用電子反向掃描(EBSD)法測(cè)得的。平均粒徑是用直線(xiàn)切割法測(cè)得的。第2相主要是珠光體和碳化物。表1[鋼的成份]表2E為實(shí)施例，CE為對(duì)比例從上表所示的實(shí)施例1-5與對(duì)比例1的對(duì)比可知，當(dāng)變形速率為0.01-1/秒時(shí)，得到了最細(xì)的鐵素體晶粒，而當(dāng)變形速率降低時(shí)，可以肯定變形阻力明顯下降。從實(shí)施例2和5還可知，當(dāng)冷卻速率很快時(shí)，鐵素體晶粒得以細(xì)化。實(shí)施例6～18以與實(shí)施例1-5相同的程序進(jìn)行表3所示條件下的壓力加工。所得的結(jié)果示于表3。從表3所示的結(jié)果可知，以0.001-10/秒的變形速率得到了細(xì)的鐵素體晶粒。還可知，降低加工溫度對(duì)細(xì)化該鋼的組織是有效的。表3<tablesid="table3"num="003"><table>加工溫度(℃)變形速率(l/s)冷卻速率(K/s)平均變形阻力(kg/cm2)鐵素體晶粒尺寸(μm)大的傾斜晶界的比例(％)E67001010571.595E7700110491.095E77000.110391.695E87000.0110291.795E97000.00110172.095E96501010650.893E10650110580.693E116500.110490.893E126500.0110401.493E136500.00110301.993E146001010860.895E15600110740.581E166000.110640.690E176000.0110530.991E186000.00110431.190</table></tables>E實(shí)施例在上述的實(shí)施例中，當(dāng)以750℃的加工溫度，75％的壓縮比、0.1/秒的變形速率和10K/秒的冷卻速率對(duì)其中的奧氏體粒徑為17μm的材料施以壓力加工時(shí)，觀察所得鋼的截面SEM圖象。該照片示于圖2。圖3是當(dāng)變形速率為10/秒時(shí)所得的該鋼截面的SEM照片。從圖2和3可知，通過(guò)放慢變形速率，鐵素體晶粒的細(xì)化得以進(jìn)行。就類(lèi)似地生產(chǎn)出來(lái)的細(xì)組織鋼的鐵素體組織而言，得到了展示鐵素體粒徑和維氏硬度(Hv)間關(guān)系的Hollbetch型線(xiàn)性關(guān)系。圖中的溫度表示加工溫度。以平均粒徑為2.3μm的鐵素體晶粒構(gòu)成的該細(xì)組織鋼的維氏硬度為203，而按照TS=3.435Hv的關(guān)系，這相當(dāng)于約700MPa的抗拉強(qiáng)度。為了參照，當(dāng)制備精細(xì)的拉伸試樣(3.5mm的平行部位長(zhǎng)度×2mm的寬度×0.5mm的厚度)和以0.13mm/分的十字頭速度進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)，測(cè)得675MPa的抗拉強(qiáng)度。在表4中，展示了加工溫度為大于Ae3點(diǎn)(817℃)的850℃時(shí)的情況下的對(duì)比例?？梢?jiàn)到在每種情況下，鐵素體晶粒大于5μm。表4<tablesid="table4"num="004"><table>加工溫度(℃)變形速率(l/s)冷卻速率(K/s)平均變形抗力(kg/cm2)鐵素體晶粒尺寸(μm)大的傾斜晶界的比例(％)CE28501010325.3-CE3850110275.2-CE48500.110225.4-CE58500.0110156-CE68500.0011086-</table></tables>CE對(duì)比例如上所述，按本發(fā)明，提供了一種能在較低的變形阻力的條件下，以較低的壓縮比及特別慢的冷卻速率生產(chǎn)以平均粒徑不大于3μm的鐵素體為主相而構(gòu)成細(xì)組織鋼的新方法。權(quán)利要求1．生產(chǎn)以平均粒徑不大于3μm的鐵素體為基本相而構(gòu)成的超細(xì)組織鋼的方法，它包括在使原料成錠之后，通過(guò)將此錠加熱到至少為Ac3點(diǎn)的溫度使之奧氏體化，然后在Ae3點(diǎn)或更低至Ar3點(diǎn)-150℃的溫度或至少550℃的溫度下，施以壓縮比至少為50％的壓力加工，此后進(jìn)行冷卻，其中壓力加工時(shí)的變形速率在0.001-10/秒的范圍內(nèi)。2．權(quán)利要求1的生產(chǎn)超細(xì)組織鋼的方法，其中在壓力加工后的冷卻速率不高于10K/秒。3．按權(quán)利要求1或2的方法生產(chǎn)的以平均粒徑不大于2μm的鐵素體構(gòu)成的超細(xì)組織鋼。4．權(quán)利要求3的超細(xì)組織鋼，其中，在生產(chǎn)該鋼時(shí)，壓力加工后的冷卻速率不大于10K/秒。全文摘要生產(chǎn)以平均粒徑不大于3μm的鐵素體為基本相而構(gòu)成的超細(xì)組織鋼的方法,該法包括在使原料成錠后,通過(guò)將其加熱到至少為Ac3點(diǎn)的溫度使之奧氏體化,在Ae3點(diǎn)或更低至Ar3點(diǎn)—150℃的溫度下,或在至少550℃的溫度下施以壓力加工,然后冷卻,其中壓力加工時(shí)的變形速率在0.001—10/秒的范圍內(nèi)。文檔編號(hào)C21D8/00GK1297062SQ0010266公開(kāi)日2001年5月30日申請(qǐng)日期2000年2月25日優(yōu)先權(quán)日1999年2月26日發(fā)明者鳥(niǎo)冢史郎,梅澤修,津崎兼彰,長(zhǎng)井壽申請(qǐng)人:科學(xué)技術(shù)廳金屬材料技術(shù)研究所長(zhǎng)代表的日本國(guó)