專利名稱：鋼中應(yīng)變誘導(dǎo)相變得到超細(xì)組織的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及鋼的生產(chǎn)和加工以獲得超細(xì)顯微組織。例如，在含鐵素體的一種鋼中，超精細(xì)顯微組織是指在普通碳素鋼中占有很大的比例的尺寸小于5微米的晶粒組織，或在微合金化鋼中尺寸小于3微米的占有很大的比例的晶粒組織。
現(xiàn)代鋼加工方法的主要目的之一是細(xì)化鐵素體晶粒。要求小的鐵素體晶粒尺寸，可以改善鋼的強(qiáng)度和韌性。
近年來，在科學(xué)文獻(xiàn)中關(guān)于生產(chǎn)具有超細(xì)鐵素體晶粒的低碳微合金化鋼的不同技術(shù)已有多篇報(bào)導(dǎo)。一類方法是設(shè)想在略高于奧氏體到鐵素體相變溫度點(diǎn)(Ar3)的溫度通過動(dòng)態(tài)再結(jié)晶來產(chǎn)生細(xì)小的晶粒。利用扭轉(zhuǎn)和壓縮試驗(yàn)進(jìn)行實(shí)驗(yàn)摸擬，以探索形變積累后的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而設(shè)計(jì)出控制軋制制度。
Kaspa等曾報(bào)導(dǎo)了在壓縮試驗(yàn)的Nb—V微合金化鋼中獲得晶粒尺寸降至1至4微米奧氏體晶粒的生產(chǎn)方法，這種微合金化鋼在冷卻過程中轉(zhuǎn)變成的鐵素體的平均晶粒尺寸小于5微米〔"Thermec 88"Proc.Iht.Conf.on Physical Metallurgy ofThermomechanical Processing of Steels and Other Metals，I.S.I.J.1988，2，713〕。利用多道次積累應(yīng)變導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶這樣的變形工藝，Samuel等報(bào)導(dǎo)對(duì)鈮微合金化鋼進(jìn)行扭轉(zhuǎn)試驗(yàn)，產(chǎn)生了晶粒尺寸分別為5和3.7微米的奧氏體和鐵素體〔I.S.I.J.Int.，1990，30，216〕。
Yada等的美國(guó)專利4466842描述了一種熱軋鐵素體鋼，這種鋼由70％或更多的尺寸為4μm或更小的等軸超細(xì)鐵素體晶粒組成。這種鋼是在接近Ar3點(diǎn)進(jìn)行熱加工制成，通過一道或多道熱軋使其最小壓下率至少達(dá)到75％。熱加工會(huì)造成奧氏體的動(dòng)態(tài)相變和/或鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。
對(duì)普通碳鋼，Malsumura〔I.S.I.J.1987，27，492和“Thermec88”I.S.I.J.1988，1，200和Yada〕公開了用實(shí)驗(yàn)室壓縮和軋制試驗(yàn)生產(chǎn)3微米以下晶粒尺寸鐵素體的熱加工方案。在略高于Ar3點(diǎn)以上溫度施以大的應(yīng)變會(huì)在形變過程中誘導(dǎo)相變的發(fā)生(盡管形變熱會(huì)使溫度升高)，然后使鐵素體進(jìn)行充分的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。形變后快速淬火可以防止鐵素體晶粒的粗化，也會(huì)導(dǎo)致馬氏體的形成。施加應(yīng)變量達(dá)到4時(shí)，可使組織中70～80％的鐵素體晶粒尺寸細(xì)化到1～2微米。減小臨界區(qū)應(yīng)變量會(huì)使鐵素體體積分?jǐn)?shù)減少，且平均晶粒尺寸增加。
其它生產(chǎn)超細(xì)晶粒的技術(shù)也已研究得很多。Ameyama等〔“Thermec 88”，I.S.I.J.1988，2，848〕公開了一種低溫形變和短時(shí)間奧氏體化循環(huán)方法，鋼中加入3％Mn和1％Mo以增強(qiáng)再加熱時(shí)的奧氏體成核率，這種方法可使奧氏體晶粒直徑下降到1個(gè)微米。Kurzydlowski等〔Z.Metallkande，1989，80，469〕也公開了一種多次冷變形和退火循環(huán)并以硼處理的方法來生產(chǎn)晶粒直徑到1微米的奧氏體不銹鋼。盡管這些方法都具有嚴(yán)格的科學(xué)性，但對(duì)于生產(chǎn)超細(xì)晶粒鋼來說則過于昂貴。
最近，Beynon等〔Material Forum，1992，16，37〕報(bào)導(dǎo)了一種實(shí)驗(yàn)室熱扭試驗(yàn)方法，可生產(chǎn)超細(xì)Nb合金化鐵素體鋼，其平均晶粒尺寸幾乎達(dá)到1微米，試驗(yàn)采用在大約1050℃控制熱變形，然后從900℃開始進(jìn)行六到八次精整變形并快速冷卻。每次變形以等同于2.3/s的同軸應(yīng)變率使應(yīng)變量達(dá)到0.3，最后一次變形溫度接近Ar3點(diǎn)，此時(shí)能觀察到最大晶粒細(xì)化程度。生產(chǎn)出的最好的結(jié)構(gòu)是由均勻的細(xì)小等軸鐵素體組織和5％的珠光體所組成，鐵素體平均晶粒尺寸為1.3微米?？梢哉J(rèn)為這種晶粒細(xì)化是由于對(duì)原始奧氏體組織進(jìn)行了大幅度控制軋制致使應(yīng)變誘導(dǎo)相變的發(fā)生而造成的，在這個(gè)過程中，變形增強(qiáng)了奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的形核質(zhì)點(diǎn)密度。這種鐵素體晶粒細(xì)化的機(jī)制已在前面列出的Matsumura和Yada文獻(xiàn)中報(bào)導(dǎo)。Priestner〔“Thermomechanical Processing ofMicroalloyed Austenite”，Met.Soc.A.I.M.E.，1981，455〕也曾在一些實(shí)驗(yàn)室軋制試樣中得到過細(xì)晶粒，其相變發(fā)生在軋制過程中輥縫間。而且也需要較大的應(yīng)變量，但其相變產(chǎn)物混雜有非常大的晶粒。Beynon等和Priestner所報(bào)導(dǎo)的工藝同樣具有科學(xué)性，但缺乏實(shí)用性。
本發(fā)明的首要目的是提供一種能夠生產(chǎn)具有超細(xì)組織鋼的實(shí)際工藝，鋼中組織包括各種相或混合相，也包括，如貝氏體這樣的組織。
本發(fā)明的第二個(gè)目的是提供一種生產(chǎn)具有超細(xì)鐵素體組織鋼的實(shí)際工藝。
本發(fā)明的第三個(gè)目的是提供一種具有超細(xì)組織的鋼，特別是一種超細(xì)鐵素體組織的鋼。
本發(fā)明的第四個(gè)目的是提供用于生產(chǎn)超細(xì)鐵素體組織鋼的裝置。
本發(fā)明源于一次令人驚呀的發(fā)現(xiàn)一種具有很大奧氏體晶粒的鋼，如大于80微米，經(jīng)過一次變形后，相變后能得到超細(xì)鐵素體晶粒。這和一般認(rèn)為的相變前奧氏體晶粒必須很小才能在相變后獲得較小的晶粒尺寸的鐵素體的觀點(diǎn)是大不一樣的。但本發(fā)明并不僅僅是從這個(gè)發(fā)現(xiàn)的這段具體內(nèi)容感知而來的，而是由此進(jìn)一步地認(rèn)識(shí)到了通過改變相方式可以獲得超細(xì)鐵素體晶粒，一般的相變方式是通過正常的晶界形核，然后在變形帶或其它缺陷處的晶內(nèi)形核而進(jìn)行的，本發(fā)明中利用了另一種相變方式，即在整個(gè)奧氏體晶粒中誘發(fā)一個(gè)幾乎是瞬時(shí)完成的向鐵素體的均勻轉(zhuǎn)變。如果在相變前或相變過程中減小鐵素體晶界的形核將會(huì)有利于這種相變方式。增加奧氏體晶粒尺寸便是一種減少晶界形核方法，因?yàn)檫@樣會(huì)減少晶界，但也可使用其它方法。
也認(rèn)識(shí)到，當(dāng)一局部冷卻的奧氏體狀態(tài)鋼在700～950℃區(qū)間進(jìn)行單道次變形時(shí)，向鐵素體的轉(zhuǎn)變并不象一般認(rèn)為的那樣在變形前發(fā)生，而是在變形過程中或剛剛變形后立即發(fā)生。
還認(rèn)識(shí)到，通過奧氏體化使鋼中晶粒尺寸變大，并在奧氏體化狀態(tài)下，將鋼局部冷卻和變形，然后通過奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變即可獲得超細(xì)鐵素體晶粒。這是傳統(tǒng)的觀點(diǎn)所不容的，因?yàn)橐话阏J(rèn)為鋼的再加熱造成奧氏體晶粒粗化會(huì)導(dǎo)致冷卻過程中轉(zhuǎn)變后鐵素體晶粒的粗大化。
進(jìn)一步的發(fā)現(xiàn)，本發(fā)明不局限于超細(xì)鐵素體組織的生產(chǎn)，而是可以生產(chǎn)各種相或混合相的超細(xì)組織，包括貝氏體這樣的組織。
相應(yīng)地本發(fā)明提供，第一，一種具有一個(gè)或多個(gè)超細(xì)顯微組織區(qū)域鋼的生產(chǎn)方法，包括相變前對(duì)奧氏體化狀態(tài)鋼的處理，這種處理將誘導(dǎo)一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域發(fā)生快速的基本完全的向超細(xì)組織的轉(zhuǎn)變。
第二，本發(fā)明包括一種在一個(gè)或多個(gè)區(qū)域具有超細(xì)組織鋼的生產(chǎn)方法，包括鋼的奧氏體化，奧氏體化狀態(tài)鋼的預(yù)冷卻，相變前對(duì)鋼的處理，這種處理將誘導(dǎo)一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域發(fā)生快速的基本完全的向超細(xì)組織的轉(zhuǎn)變。
奧氏體化狀態(tài)鋼的預(yù)冷卻優(yōu)先采用自然空冷、強(qiáng)制空冷或水冷，冷卻速率為50～2000K/min之間。
第三，本發(fā)明包含一種在一個(gè)或多個(gè)區(qū)域具有超細(xì)組織鋼的生產(chǎn)方法，包括對(duì)剛鑄出的奧氏體化狀態(tài)鋼的局部預(yù)冷卻，相變前對(duì)鋼的處理，這種處理將誘導(dǎo)一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域發(fā)生快速的基本完全的向超細(xì)組織的轉(zhuǎn)變。
此處所用的術(shù)語“奧氏體化狀態(tài)鋼”是指呈奧氏體相時(shí)的鋼。應(yīng)知道，某些鋼中，如剛鑄出的鋼，在進(jìn)入奧氏體狀態(tài)前，會(huì)有若干的其它相形成。
對(duì)奧氏體化狀態(tài)鋼的處理，最好是在600～950℃，優(yōu)選700℃—950℃時(shí)對(duì)低碳鋼進(jìn)行變形。
第四，本發(fā)明包含一種在一個(gè)或多個(gè)區(qū)域具有超細(xì)組織鋼的生產(chǎn)方法，包括在相變前對(duì)奧氏體化狀態(tài)鋼進(jìn)行變形，以此在鋼的組織中形成一個(gè)預(yù)先應(yīng)變面或應(yīng)變梯度，這樣可誘導(dǎo)一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域發(fā)生快速的基本完全的向超細(xì)組織的轉(zhuǎn)變。
超細(xì)顯微組織區(qū)最好包含這個(gè)組織的一個(gè)完整的橫斷面，最好是一均勻的超細(xì)組織區(qū)。其另一實(shí)施方案是，超細(xì)顯微組織區(qū)域應(yīng)包含鋼的一個(gè)或多個(gè)表面層。為達(dá)到后一目的，在本發(fā)明的第四方面中預(yù)先應(yīng)變面包括在鋼的一個(gè)或多個(gè)表面層中有相當(dāng)高的應(yīng)變，而中心，其應(yīng)變量很低。然后在一個(gè)或多個(gè)表面層中發(fā)生向超細(xì)顯微組織的轉(zhuǎn)變。這種不均勻應(yīng)變可通過被軋制鋼材表面(如鋼帶表面)和軋輥表面之間的摩擦狀態(tài)來加強(qiáng)。另外，在第四方面中，通過調(diào)整被軋制鋼材和軋輥表面之間的磨擦系數(shù)，可以在鋼中獲得一個(gè)完整的橫斷面組織并轉(zhuǎn)變成超細(xì)顯微組織，最好是基本均勻的超細(xì)組織。
本文中術(shù)語“應(yīng)變面”優(yōu)先指一個(gè)有效應(yīng)變面，有效應(yīng)變包括剪切應(yīng)變和壓縮應(yīng)變，前者是由于鋼帶和輥的接觸而造成，后者則只和厚度的減小有關(guān)。
已在發(fā)明的其它方面所提到的對(duì)奧氏體化狀態(tài)鋼施加的變形，優(yōu)先指變形軋制。軋制速率最好在0.1～5.0m/s之間。為產(chǎn)生更理想的應(yīng)變面，軋制孤度((Ld)和輥縫或軋制厚度(Hm)之比最好大于10。
此處所用術(shù)語“快速的基本完全的轉(zhuǎn)變”指90％的向最終超細(xì)組織的轉(zhuǎn)變發(fā)生在變形區(qū)內(nèi)或在一秒鐘偏差內(nèi)完成。若相變產(chǎn)物為鐵素體，可理解成向鐵素體的轉(zhuǎn)變是一個(gè)迅速的基本完全的轉(zhuǎn)變，否則，時(shí)間再長(zhǎng)，碳化物((滲碳體)就會(huì)形成。若相變產(chǎn)物是貝氏體，整個(gè)相變會(huì)發(fā)生在變形區(qū)內(nèi)或1秒鐘偏差內(nèi)。
本發(fā)明第一、二、三、四方面所指變形優(yōu)先包括，最好是只包括將鋼在一對(duì)反向旋轉(zhuǎn)輥中軋制，該輥能夠使鋼在厚度方向壓下20～70％，最好是30～60％，一直到輥隙載荷所限制的值。最好只采用一次變形，如在一對(duì)反向旋轉(zhuǎn)輥中進(jìn)行單道次軋制，就輥而言，上述變形區(qū)內(nèi)包括鋼材和軋輥的接觸孤，在輥隙處結(jié)束。輥的幾何尺寸，如與鋼材厚度有關(guān)的壓下率，或軋輥直徑，應(yīng)選擇其對(duì)所說的快速的基本完全的轉(zhuǎn)變更為有利。轉(zhuǎn)變前后可進(jìn)一步進(jìn)行軋制處理，但變形前，奧氏化狀態(tài)鋼最好沒有被加工過，或只受過輕微加工。
最好使變形誘導(dǎo)一個(gè)向超細(xì)組織的幾乎均勻的轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變最好大部分在變形過程中發(fā)生，盡管某些轉(zhuǎn)變可能會(huì)在變形之后不久發(fā)生的。向超細(xì)組織的轉(zhuǎn)變最好在變形后一秒鐘內(nèi)完成。這種轉(zhuǎn)變被稱為“應(yīng)變誘導(dǎo)相變”。
和本發(fā)明的第二方面一致，鋼材應(yīng)加熱到1000～1400℃之間，最好在1100～1300℃之間。
在第一、二、三、四方面中，鋼材最好在相變后冷卻。
超細(xì)組織包括，例如，主要是超細(xì)鐵素體晶粒，再例如，也可能是貝氏體組織。
奧氏體化狀態(tài)鋼的平均晶粒尺寸最好大于50微米，大于80微米更好。而傳統(tǒng)的熱軋鋼材中其奧氏體晶粒尺寸在相變前為40微米。奧氏體化鋼可以是等軸的。
另外，或如果奧氏體化鋼中奧氏體晶粒尺寸不在上面所述的范圍內(nèi)，可用一種有效的方法將鋼材進(jìn)行預(yù)處理來減少或大量消除鐵素體晶粒在晶界的形核率，從而才有利于所說的快速轉(zhuǎn)變。這種預(yù)處理包括能使所選鋼材的平均奧氏體晶粒尺寸增大，或代之以化學(xué)方法處理，例如，加入一個(gè)組份(如硼)來削弱晶界反應(yīng)。這種預(yù)處理優(yōu)先包括一個(gè)從高溫到低溫的鋼的預(yù)冷卻，例如，從1000—1400℃冷卻到前面所述的溫度區(qū)間，600—950℃。
相變后鋼的冷卻速度不必特別快，這可由強(qiáng)制空冷決定，例如，可使冷卻速度達(dá)到500°K/min，最好在50—2000°K/min間，當(dāng)然，本發(fā)明不排除更慢一點(diǎn)或更快一點(diǎn)的冷卻。如果這樣對(duì)其并無不利的話。本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施例中將冷卻液體反向噴射到輥隙以調(diào)整轉(zhuǎn)變后鋼材表面的晶粒尺寸，如鐵素體晶粒尺寸。
要變形的鋼最好是帶、板、薄板、線或棒材，盡管本發(fā)明也適用于其它類型鋼材如毛坯或板坯。帶、板、薄板、線或棒材的厚度優(yōu)先選小于20mm，最好小于10mm。可認(rèn)為本發(fā)明基本適于一般所指的薄帶(＜5mm)，因?yàn)樵谶@種帶材中，可以將超細(xì)組織的分布優(yōu)化。
第五方面，本發(fā)明提供一種具有超細(xì)顯微組織的鋼，例如具有超細(xì)鐵素體晶粒，這些晶粒不但均勻且至少在一個(gè)或多個(gè)區(qū)域是局部超細(xì)的，在這些區(qū)域中，平均晶粒尺寸不大于3微米。最好，鋼材心部平均晶粒尺寸≤10微米，表面層≤2微米。若相當(dāng)大比例的鐵素體晶粒組織，例如至少有30％，其鐵素體晶粒尺寸小于3微米時(shí)更佳。鋼的組織可以分層，例如，其表面層具有超細(xì)組織，而其中心層的組織較為粗大。最好是在這種分層組織中，細(xì)晶層中80％的晶粒的尺寸小于3微米。
變形溫度根據(jù)所需成品鋼材的要求來選擇。例如，如果是低碳鋼，則變形溫度就較高一點(diǎn)。
一般在上述變形中要伴隨著鋼的冷卻，如提供一條熱傳導(dǎo)途徑。采用人所共知的潤(rùn)滑劑和/或強(qiáng)制冷卻輥就可增加這種效果。
成品鋼中最好是鐵素體相，那么向鐵素體轉(zhuǎn)變時(shí)就能使組織中心部的鐵素體晶粒尺寸較表面層晶粒粒尺寸不大于10倍。
超細(xì)顯微組織一般是等軸的，但當(dāng)然不是必需的。
可用預(yù)熱和局部冷卻對(duì)鋼材進(jìn)行預(yù)處理以增加向超細(xì)顯微組織轉(zhuǎn)變的晶粒比例。
奧氏體化狀態(tài)鋼最好是低碳鋼(C＜0.3％)和低碳微合金化鋼。但對(duì)于含碳量高一點(diǎn)的鋼，用本發(fā)明工藝處理時(shí)，也能形成超細(xì)組織。
第六方面，本發(fā)明包括一套鑄造和變形裝置，可以生產(chǎn)一種在一個(gè)或多個(gè)區(qū)域具有超細(xì)顯微組織的鋼。它包括鑄造奧氏體化狀態(tài)鋼的裝置，接收和局部預(yù)冷新鑄出奧氏體化狀態(tài)鋼的裝置，以及大量轉(zhuǎn)變前對(duì)鋼局部冷卻的裝置，由此誘導(dǎo)一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域發(fā)生快速基本完全的向超細(xì)組織的轉(zhuǎn)變。
澆注裝置可以是一個(gè)薄板坯或帶材連鑄機(jī)，處理裝置，優(yōu)先包括軋制裝置，如一對(duì)反向旋轉(zhuǎn)的軋輥。
第七方面，本發(fā)明包括一套變形裝置，可以生產(chǎn)一種在一個(gè)或多個(gè)區(qū)域具有超細(xì)顯微組織的鋼。它包括將鋼加熱到奧氏體化狀態(tài)的裝置，將奧氏體化狀態(tài)鋼進(jìn)行局部預(yù)冷的裝置，大量轉(zhuǎn)變前對(duì)奧氏體化鋼進(jìn)行局部冷卻的裝置，由此誘導(dǎo)一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域發(fā)生快速基本完全的向超細(xì)組織的轉(zhuǎn)變。
本發(fā)明所包括的內(nèi)容將以實(shí)例描述，并附圖加以說明

圖1是根據(jù)本發(fā)明第六方面的實(shí)施方案的小型軋制線簡(jiǎn)圖。
圖2示出根據(jù)本發(fā)明第七方面實(shí)施方案的帶材再加熱及軋制線簡(jiǎn)圖。
圖3是根據(jù)發(fā)明第四方面的實(shí)施方案中使用的單道軋制變形簡(jiǎn)圖。
圖4是一穿過圖3中帶材的橫斷應(yīng)變面示意圖。
圖5說明圖3中帶材顯微組織橫向斷片的連續(xù)變化。
圖6是一光學(xué)顯微照片，顯示根據(jù)本發(fā)明實(shí)施方案的鋼的表面區(qū)域超細(xì)鐵素體晶粒的掃描電子顯微照片。
圖7A是M06鋼帶表面區(qū)域超細(xì)鐵素體晶粒的光學(xué)顯微照片。
圖7B是M06帶材中心區(qū)域粗大鐵素體晶粒的光學(xué)顯微照片。
圖7C是M06試樣經(jīng)低溫入輥軋制后的光學(xué)顯微照片。
圖8A是一M06帶材低速軋制后表面區(qū)域超細(xì)組織的掃描電子顯微照片。
圖8B是M06帶材經(jīng)高速軋制后表面區(qū)域鐵素體晶粒的光學(xué)顯微照片。
圖9A是M06帶材經(jīng)潤(rùn)滑劑軋制后表面區(qū)域光學(xué)顯微照片。
圖9B是M06無潤(rùn)滑劑軋制后表面區(qū)域光學(xué)顯微照片。
圖10A是M06經(jīng)空冷后表面區(qū)域碳化物分布的掃描電子顯微照片。
圖10B是M06經(jīng)650℃卷取后表面區(qū)域碳化物分布的掃描電子顯微照片。
圖11A是0.065C—0.099Mn鋼(3373)表面區(qū)域超細(xì)鐵素體和碳化物分布的光學(xué)顯微照片。
圖11B是0.065C—0.99Mn鋼((3373)中心區(qū)域針狀鐵素體的光學(xué)顯微照片。
圖12A是高Si鋼((3398)經(jīng)1250℃再加熱后表面區(qū)域超細(xì)鐵素體的光學(xué)顯微照片。
圖12B是高Si鋼(3398)經(jīng)950℃再加熱后表面區(qū)域壓縮了的鐵素體的光學(xué)顯微照片。
圖13A是Ti微合金化鋼((3403)表面區(qū)域超細(xì)鐵素體的顯微光學(xué)照片。
圖13B是Ti微合金化鋼(3403)中心區(qū)域粗大鐵素體和馬氏體島的光學(xué)顯微照片。
圖14A是Ti—Mo微合金化鋼(3403)表面區(qū)域超細(xì)鐵素體光學(xué)顯微照片。
圖14B是Ti—Mo微合金化鋼(3404)中心區(qū)域針狀鐵素體和馬氏體島的光學(xué)顯微照片。
圖15A是高Ti鋼(33994)表面區(qū)域超細(xì)鐵素體的掃描電子顯微照片。
圖15B是高Ti鋼(3394)表面區(qū)域針狀鐵素體和馬氏體島的掃描電子顯微照片。
圖16A是0.21C—0.99Mn(3374)表面區(qū)域超細(xì)鐵素體和碳化物偏析的光學(xué)顯微照片。
圖16B是0.21C—0.999Mn鋼(3374)中心區(qū)域項(xiàng)鏈型針狀鐵素體光學(xué)顯微照片。
圖17A是1040鋼表面區(qū)域超細(xì)鐵素體和碳化物的光學(xué)顯微照片。
圖17B是1040鋼中心區(qū)域珠光體和先共析鐵素體的光學(xué)顯微照片。
圖17C是1040鋼空冷后表面區(qū)域碳化物分布的掃描電子顯微照片。
圖17D是1040鋼600℃卷取后表面區(qū)域碳化物分布的掃描電子顯微照片。
圖18A是0.27C—0.12V鋼(3524)空冷后表面區(qū)域碳化物分布的光學(xué)顯微照片。
圖18B是0.27C—0.12V鋼(93524)600℃卷取后表面區(qū)域碳化物分布的光學(xué)顯微照片。
圖19A是Ti—B中碳鋼(3605)1250℃再加熱后表面區(qū)域超細(xì)鐵素體的光學(xué)顯微照片。
圖19B是Ti—B中碳鋼(3605)950℃再加熱后表面區(qū)域粗大壓縮了的鐵素體的光學(xué)顯微照片。
圖20A是1077共析鋼表面區(qū)域超細(xì)鐵素體的掃描電子顯微照片。
圖20B是1077共析鋼中心區(qū)域珠光體的掃描電子顯微照片。
圖21是低碳鋼(A06)的應(yīng)力—應(yīng)變曲線，顯示出沒有加工硬化。
圖22A是低碳鋼(1062)的應(yīng)力—應(yīng)變曲線，顯示出很高程度的加工硬化。
圖1是一帶材澆鑄和軋制線10的簡(jiǎn)圖，它包括發(fā)明第六方面的內(nèi)容。奧氏體化狀態(tài)的熱鋼帶11，其尺寸最好小于10mm，從帶鑄機(jī)12中垂直下來，直接進(jìn)入預(yù)冷器16。這里，可用自然空氣，強(qiáng)制空冷或水冷將鋼材預(yù)冷到700—950℃之間。然后將仍處于奧氏體化狀態(tài)的鋼帶在軋機(jī)18上進(jìn)行一個(gè)單道次軋制，壓下50％，這樣鋼帶應(yīng)變后就誘導(dǎo)快速基本完全的相度。相變并軋制后的鋼帶19，此時(shí)厚度已是原來的一半，再通過一個(gè)自然空氣，強(qiáng)制空冷或水冷器20，將其冷卻到環(huán)境溫度或所選擇的溫度。然后將超細(xì)晶粒鋼帶集中到卷取機(jī)22，變形區(qū)域前后的表面溫度分別由高溫計(jì)24、25進(jìn)行監(jiān)測(cè)，該變形區(qū)域是由軋機(jī)接觸弧限定的。
圖2是小型軋制線50的簡(jiǎn)圖，它包括發(fā)明第七方面內(nèi)容。鋼帶51，其尺寸最好小于10mm，從卷取機(jī)52中抽出，并通過一個(gè)爐子，例如一個(gè)橫向溶劑感應(yīng)爐54，鋼帶在爐中被加熱到奧氏體相平衡溫度以上并轉(zhuǎn)變成奧氏體。這種奧氏體化狀態(tài)鋼55在一個(gè)自然空氣，強(qiáng)制空冷或水冷器56中預(yù)冷到700—950℃。仍是奧氏體化的鋼帶55再次送到軋機(jī)58進(jìn)行壓下50％的單道次軋制，鋼帶應(yīng)變后就誘導(dǎo)快速基本上完全轉(zhuǎn)變。相變并軋制后的鋼帶59，此時(shí)其厚度已是原來的一半，再通過一個(gè)自然空氣、強(qiáng)制冷卻或水冷器70，將其冷卻到環(huán)境溫度或所選擇的溫度。然后將超細(xì)晶粒鋼帶集中到卷取機(jī)72。變形區(qū)域前后的表面溫度分別由高溫計(jì)74、75監(jiān)測(cè)，該變形區(qū)域是軋機(jī)接觸弧所限定的。
圖3示出了適于實(shí)施發(fā)明的第四方面工藝，鋼帶100經(jīng)單道次軋制變形之后的橫斷面。軋輥在112，且圖3也指出了前面所述的參數(shù)Ld和Hm。圖4是一橫斷應(yīng)變面示意圖，帶材厚度按本發(fā)明所述。有效應(yīng)變指壓縮應(yīng)變和剪切應(yīng)變的復(fù)合效應(yīng)。壓縮應(yīng)變由H/h給出，其中H是入輥處帶材厚度，h為出輥處帶材厚度，剪切應(yīng)變由摩擦狀態(tài)而定。圖5說明了鋼帶縱向斷面的金屬橫向斷片105，在給定時(shí)間點(diǎn)通過變形區(qū)域的連續(xù)變化。圖6指出了一個(gè)典型的得到的分層顯微組織(如表面層主要是超細(xì)組織，心部為較粗大組織)?？梢钥闯觯瑢拥膶挾仁呛蛨D4、5中所示的高應(yīng)變表面區(qū)域30、31是相應(yīng)的。
實(shí)施例1把表面溫度為1250℃，且已觀察到其奧氏體晶粒尺寸主要在100到200微米的低碳鋼鋼帶(C0.09％，Mn1.47％，Si0.08％，Nb0.027％，Ti0.025％，其余部分為鐵和典型含量的殘留元素)以自然空冷預(yù)冷卻至表面溫度為800℃。把厚度為2.25mm的已冷卻的鋼帶以38％的壓下率通過一對(duì)反轉(zhuǎn)的軋輥的進(jìn)行單道次的形變軋制，軋制成厚度為1.38mm的鋼帶。鋼帶在軋輥出口的表面溫度為700℃。然后鋼帶在空氣中冷至室溫。
鐵素體晶粒尺寸在小于1至12微米范圍內(nèi)變化，占大部分總體積(約60％)的晶粒尺寸基本在小于1微米至3微米的范圍內(nèi)。這些超細(xì)區(qū)域集中在或接近于表面。觀察發(fā)現(xiàn)，已局部冷卻的被咬入輥隙的鋼并沒有局部或整體地發(fā)生轉(zhuǎn)變，而仍完全是奧氏體相。此外，假定相變機(jī)理是應(yīng)變誘導(dǎo)相變，認(rèn)為從奧氏體到鐵素體的轉(zhuǎn)變發(fā)生在或十分接近于軋輥輥隙后面。盡管在自然空冷中以固有的相對(duì)較低的冷速冷卻，也幾乎沒有觀察到由此引起的鐵素體晶粒粗化的跡象，這意味著轉(zhuǎn)變完全是瞬時(shí)的，其中晶粒在其位置相互鎖住使其體積不能膨脹。
實(shí)施例2把表面溫度為1250℃，且已觀察到其奧氏體晶粒尺寸主要在100到200微米的低碳鋼鋼帶(C0.1％，Mn1.38％，Si1.4％，其余部分為鐵和典型含量的駐留元素)以自然空冷冷卻至表面溫度為775℃。把厚度為2.13mm的已預(yù)冷卻的鋼帶以39％的壓下率通過一對(duì)反轉(zhuǎn)的軋輥的輥隙進(jìn)行單道次的形變軋制，軋制成厚度為1.3mm的鋼帶。鋼帶在軋輥出口的表面溫度為688℃。然后鋼帶在空氣中冷至室溫。
鐵素體晶粒尺寸在小于1和20微米范圍內(nèi)變化，占大部分總體積(約60％)的晶粒尺寸基本上在小于1微米到3微米的范圍內(nèi)。這些超細(xì)區(qū)域集中在或接近于表面。觀察發(fā)現(xiàn)，已局部冷卻的被咬入輥隙的鋼并沒有局部或整體地發(fā)生轉(zhuǎn)變，而仍完全是奧氏體相。此外，假定相變機(jī)理是應(yīng)變誘導(dǎo)相變，認(rèn)為從奧氏體到鐵素體的轉(zhuǎn)變發(fā)生在或十分接近于輥軋輥隙后面。盡管在自然空冷中以固有的相對(duì)較低的冷速冷卻，也沒有觀察到由此引起的鐵素體晶粒粗化的任何跡象，這意味著轉(zhuǎn)變完全是瞬時(shí)的，其中晶粒在其位置相互鎖住使其體積不能膨脹。
實(shí)施例3剛剛鑄造完畢的或相似的鋼是不適宜進(jìn)行實(shí)驗(yàn)的。然而，一種表面溫度為1250℃的低碳鋼鋼帶(C0.07％，Mn0.4％，其余部分為鐵和典型含量的駐留元素)可以用來摸擬剛剛鑄造完畢的鋼。這種鋼具有的奧氏體晶粒尺寸基本上在100至200微米范圍內(nèi)。與剛剛鑄造完畢的鋼不同，這種鋼中奧氏體晶粒組織是等軸的。這種鋼在空氣中以自然冷卻預(yù)冷至表面溫度為800℃。把厚度為1.8mm的已冷卻的鋼帶以45％的壓下率通過一對(duì)反轉(zhuǎn)的軋輥的輥隙進(jìn)行單道次的形變軋制，軋制成厚度為1.00mm的鋼帶。鋼帶然后在空氣中冷卻至600℃，在這一溫度下保持1小時(shí)以摸擬卷取，再在空氣中冷卻至室溫。
產(chǎn)物含有95％的鐵素體，且其不均勻地分布在鋼帶中。鐵素體晶粒尺寸在1至10微米范圍內(nèi)變化，且占大部分總體積(約60％)的晶粒尺寸基本上在1至2微米范圍內(nèi)。這些超細(xì)區(qū)域集中在或接近于表面。觀察發(fā)現(xiàn)，已局部冷卻的被咬入輥隙的鋼并沒有局部或整體地發(fā)生轉(zhuǎn)變，而仍完全是奧氏體相。此外，假定相變機(jī)理是應(yīng)變誘導(dǎo)相變，認(rèn)為從奧氏體到鐵素體的轉(zhuǎn)變發(fā)生在或十分接近于軋輥輥隙后面。盡管在自然空冷中以固有的相對(duì)較低的冷速冷卻，也沒有觀察到由此引起的鐵素體晶粒粗化的跡象，這意味著轉(zhuǎn)變完全是瞬時(shí)的，其中晶粒在其位置相互鎖住使其體積不能膨脹。
對(duì)鋼帶進(jìn)行了拉伸測(cè)試，發(fā)現(xiàn)其屈服強(qiáng)度為460MPa，最大抗拉強(qiáng)度為480MPa?？傃由炻蕿?8％，均勻延伸率為20％。
實(shí)施例4把表面溫度為1250℃，且已觀察到其奧氏體晶粒尺寸主要在100到200微米的低碳鋼鋼帶(C0.1％，Mn0.86％，Si0.29％，Nb0.037％，其余部分為鐵和典型含量的駐留元素)在空氣中自然冷卻預(yù)冷至表面溫度為800℃。把厚度為2.4mm的已冷卻的鋼帶以40％的壓下率通過一對(duì)反轉(zhuǎn)的軋輥的輥隙進(jìn)行單道次的形變軋制，軋制成厚度為1.43mm的鋼帶。鋼帶在軋輥出口處的表面溫度為696℃。然后鋼帶在空氣中冷至室溫。
鐵素體晶粒尺寸在1至12微米范圍內(nèi)變化，占大部分總體積(約60％)的晶粒尺寸基本上在小于1到2微米的范圍內(nèi)。這些超細(xì)區(qū)域集中在或接近于表面。觀察發(fā)現(xiàn)，已局部冷卻的被咬入輥隙的鋼并沒有局部或整體地發(fā)生轉(zhuǎn)變，而仍完全是奧氏體相。此外，假定相變機(jī)理是應(yīng)變誘導(dǎo)相變，認(rèn)為從奧氏體到鐵素體的轉(zhuǎn)變發(fā)生在或十分接近于軋輥輥隙后面。盡管在自然空冷中以固有的相對(duì)較低的冷速冷卻，也沒有觀察到由此引起的鐵素體晶粒粗化的跡象，這意味著轉(zhuǎn)變完全是瞬時(shí)的，其中晶粒在其位置相互鎖住使其體積不能膨脹。
進(jìn)一步實(shí)施例無論是從大生產(chǎn)的還是實(shí)驗(yàn)室熔體中獲得的大量的低，中，高碳鋼是在軋機(jī)上軋制的。這些鋼的碳含量范圍在0.036至0.77％C，總體成份由表1所示。先把鋼粗鍛成2mm的厚帶，再切成寬100mm，長(zhǎng)150mm的塊。鋼帶在不銹鋼鋼套中再加熱10至15分鐘至1250℃，然后空冷至所需的軋制溫度。軋制以單道次的方式進(jìn)行，所用軋輥的直徑約為300mm。然后樣品允許空冷，或在恒溫的流動(dòng)的沙床中進(jìn)行1小時(shí)的卷取摸擬，接著在兩個(gè)考伍爾氈1之間冷卻至室溫。用高溫計(jì)記錄軋輥兩側(cè)的軋制入口與出口溫度。軋制入口和出口的溫度見表2。
研究了各種加工參數(shù)對(duì)鋼帶顯微結(jié)構(gòu)的影響。除了碳和其他普通合金元素的影響外，在一些鋼中，預(yù)期諸如Nb，Ti和B微合金化元素的存在對(duì)最終的顯微結(jié)構(gòu)也有影響。對(duì)軋輥入口溫度、壓下率、軋制速度、潤(rùn)滑和進(jìn)料厚度的影響也進(jìn)行了研究。表2列出了對(duì)所有鋼的研究的實(shí)驗(yàn)條件范圍。
使用標(biāo)準(zhǔn)的技術(shù)由軋制的鋼帶制備金相樣品，并使用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡對(duì)其進(jìn)行了研究。測(cè)量了維氏硬度，并由一些鋼帶制備拉伸試樣。拉伸測(cè)試在Sintech拉伸機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為10-4S-1。
顯微組織表一中所列的鋼被劃分為普通的和微合金化的低碳鋼、中碳鋼和高碳鋼。所有軋制樣品的普遍特征是超細(xì)微組織的出現(xiàn)，這些超細(xì)組織通常由位于接近樣品表面區(qū)域的鐵素體晶粒和孤立的碳化物顆粒及在中心區(qū)的粗化顯微組織組成。這些超細(xì)組織區(qū)域通常滲透到約1/4至1/3的樣品厚度的深度(圖6)。個(gè)別顯微組織在以下進(jìn)行了詳細(xì)的描述。
輥軋機(jī)出口處紀(jì)錄的溫度下降范圍在70至180℃，大部分在70至100℃。大部分壓下率在30％至40％之間。
普通低碳鋼對(duì)四種普通低碳鋼進(jìn)行了軋制M06、A06、3373和3398，其大部分實(shí)驗(yàn)條件按M06和A06變化。
M06在835、795、775和740℃(分別對(duì)應(yīng)樣品M06—1、2和3)四個(gè)不同輸送溫度下軋制四個(gè)樣品研究軋輥入口溫度的影響。前兩個(gè)溫度對(duì)顯微組織沒有很大的改變，這種顯微組織含有一個(gè)穿透1/4樣品厚度的晶粒尺寸為1—3μm的等軸鐵素體中心區(qū)(圖7A)和一個(gè)粗化的晶粒尺寸為5—15μm的尖角等軸鐵素體中心區(qū)(圖7B)。第三個(gè)入口溫度在接近表面，可能在原始奧氏體晶界，導(dǎo)致一些先共析鐵素體的形成。然而，在接近表面區(qū)，如前所說，有超細(xì)鐵素體晶粒；在中心，有粗化的尖角組織。最低的輸送溫度在整個(gè)樣品中產(chǎn)生由大量的先共析鐵素體組成的顯微結(jié)構(gòu)(圖7C)。
比較四種軋制速度0.18、0.27、0.37(標(biāo)準(zhǔn)速度)和1.0m/s對(duì)軋制速度的影響進(jìn)行了研究。由于與冷輥接觸的時(shí)間更長(zhǎng)，較低的軋制速度(M06—5和6)導(dǎo)致在輥縫中較大的溫度損失。這在相似的入口溫度(M06—4)下，與標(biāo)準(zhǔn)的輥軋速度相比產(chǎn)生更多的先共析鐵素體(M06—4)。在0.18m/s的軋制速度時(shí)，產(chǎn)生了完全不同的顯微組織。樣品的中心和表面都由一種超細(xì)貝氏體類顯微組織組成，這種超細(xì)顯微組織具有高結(jié)晶學(xué)特征(圖8A)。表面條板比中心的那些更為細(xì)小。這種微結(jié)構(gòu)反映了在輥縫中的大的溫度損失(損失約170℃)。獲得的最高的軋制速度為1.0m/s(M06—16)，這一速度導(dǎo)致一種層狀結(jié)構(gòu)，盡管表面區(qū)域的鐵素體晶粒不是超細(xì)的(圖8B)。
在軋輥上使用氮化硼霧狀潤(rùn)滑劑對(duì)五個(gè)樣品進(jìn)行了軋制。在790℃下軋制的一個(gè)樣品(M06—8)壓下57％，其由大量的遍及整個(gè)樣品的先共析鐵素體和表現(xiàn)為超細(xì)貝氏體的一個(gè)相組成，此相與在M06—5中觀察到的類似。第二個(gè)樣品(M06—10)在略高的溫度以僅41％的壓下率軋制。這一樣品由軋輥急冷至與樣品M06—5不一樣的溫度。其由少量的先共析鐵素體組成，還有一個(gè)相對(duì)較薄的超細(xì)(1—3μm)鐵素體區(qū)和一個(gè)粗大(5—15μm)尖角鐵素體中心。樣品M06—18和19使用潤(rùn)滑劑在800和775℃下軋制，再次產(chǎn)生略微不同的組織，其具有淬火程度更為嚴(yán)重的表面區(qū)域和更少的先共析鐵素體。這些差別可能是由潤(rùn)滑厚度的變化引起的。在一個(gè)軋輥上使用潤(rùn)滑劑(M06—17)導(dǎo)致在接近潤(rùn)滑的表面的一個(gè)淬火顯微組織和在相對(duì)表面的一個(gè)相對(duì)細(xì)化的鐵素體組織(圖9)。與無潤(rùn)滑的樣品相比，壓下率幾乎沒有增加(圖9B)。兩個(gè)已去氧化皮的(即沒有在包中再加熱)樣品被軋制(M06—21和22)，導(dǎo)致相對(duì)粗大的等軸鐵素體表面晶粒(接近10μm)和粗大的中心區(qū)(10—20μm)。氧化皮被認(rèn)為起著一種潤(rùn)滑劑的作用，雖然它略微減少了軋輥負(fù)載并增加總的壓下率，但氧化皮的存在并沒有產(chǎn)生類似于在軋輥上噴射潤(rùn)滑劑時(shí)的結(jié)構(gòu)。然而，氧化皮的確起到了一種隔熱體的作用，使溫度下跌減少40℃左右。
對(duì)M06材料，最終變化的條件是在流動(dòng)沙床中卷取已輥軋的鋼帶所帶來的影響(M06—15)。雖然碳化物的分布被卷取過程改變，但樣品M06—15的表面或中心的晶粒尺寸并沒有明顯的改變(圖10A)。在已卷取的樣品中，在晶界和三相點(diǎn)處碳化物比例更大(圖10B)。
A06雖然在某些情形下再加熱溫度被降低，但傳統(tǒng)的A06仍在與M06相似的條件下軋制。雖然顯微組織在沿厚度和軋制方向有更多的變化，但一般地仍與M06獲得的顯微組織相似。
軋輥入口溫度按樣品A06—1、2、3和8改變。A06—8使用905℃最高的入口溫度，產(chǎn)生一個(gè)較好的等軸組織，其中在接近表面有1至4μm的晶粒，在中心區(qū)有尺寸近15μm的粗化晶粒。A06—2的855℃的輸送溫度產(chǎn)生一個(gè)深度與A06—8相似的等軸鐵素體區(qū)，同時(shí)有一個(gè)由粗大的、取向各異的尖角鐵素體晶粒組成的中心，其長(zhǎng)度通常大于20μm。入口溫度減小50℃(A06—1)時(shí)雖然會(huì)出現(xiàn)一些先共析鐵素體，但仍得到相似的組織。雖然在最低的軋制溫度755℃(A06—5)下超細(xì)的表面區(qū)仍保留著，但產(chǎn)生了大量的粗大的先共析鐵素體。
作為一個(gè)工藝變化因素，研究了軋制速度，觀察到了與M06相似的趨勢(shì)。在低軋制速度0.18m/s(A06—4)時(shí)，雖然溫度下跌超過100℃，并且產(chǎn)生大量的先共析鐵素體，但其組織仍然與在相同溫度下軋制的樣品(A06—1)相似。雖然中等速度0.27m/s下軋制的樣品(A06—7)是在一個(gè)更高的溫度下進(jìn)行軋制的，但仍導(dǎo)致整個(gè)范圍的粗化的顯微組織。
對(duì)樣品A06—5和6，降低再加熱溫度至1050℃顯著地減小在表面區(qū)的超細(xì)晶粒的體積分?jǐn)?shù)，增加中心晶粒的粗度。在更高的入口溫度下軋制的樣品(A06—5)有一些晶粒尺寸小于約4μm的鐵素體晶粒區(qū)，但這些區(qū)域是孤立的，且不直接接近表面。更低的輸送溫度(A06—6)產(chǎn)生更少的超細(xì)鐵素體區(qū)，并且在整個(gè)顯微組織范圍，甚至擴(kuò)展至表面，有非常粗的尖角晶粒。也有一些明顯的溫加工的鐵素體晶粒。
3373這一牌號(hào)的鋼(0.065％C—1％Mn)的顯微組織由一個(gè)透入約1/4樣品深度的(圖11A)超細(xì)鐵素體晶粒(1—2μm)的表面層組成，同時(shí)有一些偏聚的碳化物區(qū)，這些碳化物似乎成多行排列。中心(圖11B)由體積分?jǐn)?shù)很大的層狀魏氏體或針狀鐵素體組成，同時(shí)有明顯的可能是珠光體的第二相。
3398這種高Si牌號(hào)的鋼提供一些原始奧氏體晶粒尺寸對(duì)最終的顯微組織影響的認(rèn)識(shí)，原始奧氏體晶粒尺寸主要由再加熱的溫度決定。高的再加熱溫度1250℃(圖12A)產(chǎn)生與3373加熱相似的組織，雖然表面層在整體上不是細(xì)小的，且中心由粗化的更顯示出塊狀的鐵素體晶粒組成，同時(shí)有一些分散的馬氏體島。碳化物出現(xiàn)在鐵素體晶界，并且在大量的鐵素體晶粒周圍是連續(xù)分布的。再加熱樣品至僅僅950℃(3398—2)產(chǎn)生如前一樣的明顯的表面和中心區(qū)，然而表面是由超細(xì)晶?；騺喚Я：痛蟮膲嚎s的鐵素體晶粒的混合物組成(圖12B)。中心由較好的等軸鐵素體(約5至10μm)、分立的碳化物和一些小的馬氏體島組成。
微合金化低碳鋼Ti添加劑3403鋼(0.024％Ti)產(chǎn)生一個(gè)1/4樣品深度的均勻分布的超細(xì)鐵素體晶粒區(qū)(圖13A)和一個(gè)由尖角的、一些是針狀的鐵素體晶粒、分散的碳化物及孤立的馬氏體島組成的中心(圖13B)。添加0.20％Mo的類似的鋼(3404)中，雖然表面層是由更細(xì)小的鐵素體晶粒(＜1—2μm)(圖14A)組成，且樣品中心的鐵素體更為細(xì)小和更具針狀(圖14B)，但其組織是相似的。同樣又有一些小的馬氏體束出現(xiàn)。
更高的Ti的添加量，如在焊接棒鋼(3393和3394)中導(dǎo)致超細(xì)的鐵素體表面層(圖15A)和在中心區(qū)的極其細(xì)小的針狀鐵素體結(jié)構(gòu)(圖15B)。超細(xì)鐵素體不能用光學(xué)顯微鏡分辨，然而電子顯微鏡表明其為亞微米晶粒。再者，在整個(gè)針狀鐵素體中分散著孤立的馬氏體島。
Nb添加劑加工了既含有Nb又含有Ti的兩種傳統(tǒng)的鋼XF400和XF500，產(chǎn)生了由尺寸小至約1μm的鐵素體晶粒組成的相似的表面顯微組織，但中心組織略有不同。XF400樣品的中心區(qū)由尖角的塊狀鐵素體晶粒組成，這種鐵素體晶粒在尺寸和形狀上都不一致，尺寸范圍約在5至15μm。然而，XF500樣品產(chǎn)生一個(gè)更細(xì)小的、略為更均勻的針狀鐵素體顯微組織。
含Nb0.037％的3370樣品用于研究增加進(jìn)料厚度、潤(rùn)滑和軋制后的卷取的影響。起始厚度為2mm的標(biāo)準(zhǔn)樣品(3370—1)是由普通的透入樣品1/4深度的超細(xì)鐵素體組成，同時(shí)在中心有尖角和針狀鐵素體混合物。當(dāng)進(jìn)料厚度增加至4mm(3370—2樣品)，表面區(qū)域的晶粒尺寸不那么細(xì)小(接近約4μm)，且透入深度也不那么大，可能只到達(dá)1/5樣品的深度。輥縫中的溫度下跌剛剛超過50℃。對(duì)3370—3樣品進(jìn)行了潤(rùn)滑，溫度下跌超過了140℃，最可能是由潤(rùn)滑劑的熱傳導(dǎo)效應(yīng)引起的。表面區(qū)的晶粒尺寸相似，但更不均勻，且這個(gè)區(qū)域的深度減小得更多。中心區(qū)域的顯微組織基本上是類似的。樣品3370—4(咬入厚度2mm)在750℃軋制后在600℃卷取，其中輸送溫度比前三個(gè)樣品低一些。超細(xì)表面區(qū)的深度接近1/3樣品的厚度，這可能是所有樣品中透入深度最大的。在那個(gè)區(qū)的晶粒尺寸小于1um。中心區(qū)域相對(duì)地保持不變，因此卷取似乎并不顯著地改變整體的顯微組織。
其它添加劑樣品3607和3608都含有Mo和Ti，其中3608含0.002％的B。B的添加似乎并不顯著地改變顯微組織，兩個(gè)樣品在中心都由具有標(biāo)準(zhǔn)深度的超細(xì)晶粒和尖角鐵素體晶粒組成。樣品3608—1就在其表面有一個(gè)非超細(xì)區(qū)，這可能是由于脫碳的結(jié)果。3607鋼也是在軋制(3607—2)后于600℃下卷取的，然而，其入輥溫度50℃低于3607—1樣品。卷取后，顯微組織幾乎沒有改變。
3399鋼含有0.48％Cr，在近表面產(chǎn)生一個(gè)1—2um鐵素體晶粒的區(qū)域，且在鋼帶中心有針狀鐵素體和與針狀鐵素體一起的大體積分?jǐn)?shù)的馬氏體島。
中碳鋼這些牌號(hào)的鋼含有0.2至0.4％的碳，在有些情形還含Ti、V和B。普通碳素鋼樣品3374含有0.21％C，是由晶粒尺寸為1—3μm的等軸鐵素體晶粒的一個(gè)表面區(qū)域構(gòu)成，其中鐵素體晶粒與細(xì)小的偏聚成數(shù)排的碳化物相隨(圖16A)。在中心有針狀鐵素體出現(xiàn)，并且在原始奧氏體晶界周圍有一些由細(xì)小的鐵素體晶粒構(gòu)成的項(xiàng)鏈狀環(huán)(圖16B)。第二個(gè)普通碳素鋼(1040)在三個(gè)條件下加工；也就是在750°和700℃下軋制，接著空冷，在750℃下軋制并在600℃時(shí)卷取。所有的樣品有特有的透入1/3樣品厚度的超細(xì)顯微組織。在這一區(qū)域，遍及分布著非常細(xì)小的鐵素體和高體積分?jǐn)?shù)的碳化物(圖17A)。鋼帶中心形成了先共析鐵素體，構(gòu)畫出原始奧氏體晶界的輪廓，然而這一區(qū)域中大部分為珠光體(圖17B)。在這種情況下，卷取似乎并不顯著地改變碳化物的分布(圖17C和D)。
樣品3521(添加Ti)和3524(添加Ti和V)都是在與1040鋼相同的條件下加工的。幾乎對(duì)所有的條件，兩個(gè)成分都有相似的顯微組織。雖然在600℃卷取后的這兩個(gè)樣品中，碳化物成為更為細(xì)小、更為分散的粒子，但在表面區(qū)域，其顯微組織仍由超細(xì)鐵素體晶粒和碳化物組成(比較圖18A和B)。在較低的溫度下軋制的樣品中，超細(xì)晶粒也略為細(xì)化(3521—3和3524—3)。中心區(qū)是由遍及整個(gè)珠光體基體分布的針狀鐵素體晶粒組成。在含V的樣品中，這些針狀結(jié)構(gòu)一般是細(xì)化的，且在樣品3524—3中尤為精細(xì)。
最后一種的中碳鋼(3605)含有Ti和B。雖然如所預(yù)料的那樣，其有更多的碳化物出現(xiàn)，尤其是在超細(xì)表面區(qū)(圖19A)，但其顯微組織與低碳鋼樣品3607和3608(用Ti、Mo和B合金化)相似。與樣品3398—2相似，第二個(gè)樣品(3605—2)在軋制前再加熱僅至950℃，其由表面區(qū)域的相對(duì)粗大并壓縮的鐵素體晶粒，并結(jié)合一些明顯的碳化物和超細(xì)晶粒或亞晶粒組成的小區(qū)域構(gòu)成(圖19B)。中心區(qū)的鐵素體晶粒具有較好的等軸性。這種相同的材料也再加熱至950和1205℃。淬火并浸蝕奧氏體晶界。較低的再加熱溫度產(chǎn)生10—20μm的晶粒，而更高的再加熱溫度產(chǎn)生的晶粒尺寸在于100至400μm的范圍內(nèi)。
高碳鋼兩種珠光體鋼1062和1072都在與加工樣品3521、3524和1040相同的三個(gè)條件下軋制。在各種不同條件下處理的這兩個(gè)樣品的顯微組織幾乎沒有差別。在這兩種鋼的表面區(qū)域又有剪切，同時(shí)，在這些區(qū)域有超細(xì)鐵素體晶粒(尺寸小于1um)和不連續(xù)的碳化物(圖20)。然而，超細(xì)鐵素體的深度比在低碳鋼樣品中觀察到的更小，盡管這可能是由于較低的壓下率(一般為20至25％)之故。中心區(qū)由珠光體晶團(tuán)構(gòu)成，其顯微組織與常規(guī)加工的高碳鋼中預(yù)料的相似(圖20)。
機(jī)械特性所有鋼的機(jī)械特性列于表3中。對(duì)更高的碳鋼，由于其沒有確定的上下屈服點(diǎn)，所以測(cè)定了0.2％容許應(yīng)力。這些結(jié)果的最不尋常的方面是許多應(yīng)力—應(yīng)變曲線的平整度，尤其對(duì)較低的C含量。這反映在LYS/UTS比率中，在許多情形下其值接近1.00。無加工硬化的一個(gè)例子體現(xiàn)在樣品A06—8(圖21)的應(yīng)力—應(yīng)變曲線中，其中最大應(yīng)力發(fā)生在上屈服點(diǎn)。在此后，應(yīng)力下降并保持在初始水平之下。較高碳的鋼的確在一個(gè)非常大的范圍內(nèi)有加工硬化，尤其在1040、1062和1077商業(yè)牌號(hào)中。一條典型的曲線如圖22所示(樣品1062—1)。
結(jié)果表明這類加工過程獲得了很高的強(qiáng)度。一種普通低碳鋼(M06—9)獲得了590MPa的屈服強(qiáng)度，以及16％的總延伸率，A068的延伸率是其兩倍且屈服強(qiáng)度為430MPa。含0.065％C的第三種普碳鋼(3373)也有優(yōu)越的性能LYS和UTS分別為520和580MPa，總延伸率為23％。對(duì)更低的碳鋼，在二種焊接棒鋼(3393和3394)中獲得了最大的強(qiáng)度特性，其LYS分別為745和830MPa。在樣品3398和3605中降低再加熱溫度引起很大的強(qiáng)度增加，盡管對(duì)延伸的影響相反。假定高溫再加熱后的超細(xì)鐵素體顯微組織轉(zhuǎn)變成低溫再加熱后的粗化且壓縮的鐵素體組織，這一結(jié)果是有意義的。
在各種條件下軋制的M06的結(jié)果表明，幾個(gè)加工因素會(huì)影響其最終的性能。雖然高的軋制溫度產(chǎn)生延展性最好的鋼帶，但軋輥入口溫度(M06—1、2和4)并不顯著地改變材料的強(qiáng)度。如同較高溫度軋制的情形(M06—16)一樣，軋制后的卷取使材料軟化，并增加延伸率。低溫下的再加熱(M06—13)產(chǎn)生的性能僅僅略次于正常高溫下再加熱的鋼帶(M06—14)，盡管它們形成的顯微組織完全不同。如從顯微組織中預(yù)料的一樣，用添加潤(rùn)滑劑的軋輥加工后的樣品的強(qiáng)度要比除去氧化皮的樣品高很多。不足為奇，去氧化皮的樣品M06—21的相對(duì)粗大的顯微組織導(dǎo)致至今為止所測(cè)試的所有材料中最軟的鋼帶。
較高碳的鋼顯示出連續(xù)的屈服性，因此測(cè)試其容許應(yīng)力以代替LYS。這些鋼顯示出比較低碳的鋼更大的加工硬化，且產(chǎn)生一些很高的強(qiáng)度值。盡管其碳含量更低，由于添加了Ti和V，樣品3524獲得了比1040更高的彈限和拉伸強(qiáng)度，以及相同的可延展性。珠光體鋼1062和1077雖然其總的延伸率更低，但強(qiáng)度要比通常在工業(yè)條件(以棒鋼形式)下獲得的大。在所有的中和高碳鋼中，600℃時(shí)的卷取使PS和UTS都減小(在1077情形，減小量超過100MPa)，但對(duì)可延展性幾乎沒有影響。除了3524加熱外，軋輥入口溫度降低50℃使強(qiáng)度增加至少30MPa。
到目前為止，奧氏體相鋼轉(zhuǎn)變成一種超細(xì)顯微組織的確切機(jī)理并沒有完全了解。理論上，依靠減小奧氏體相中的晶粒晶界面積，然后預(yù)冷，將使得轉(zhuǎn)變成鐵素體的驅(qū)動(dòng)力變得很大。然而，為形成形核，晶界的面積是不夠的。因此，在奧氏體相時(shí)和在任何大規(guī)模轉(zhuǎn)變發(fā)生之前依靠對(duì)鋼進(jìn)行處理(即使鋼變形)會(huì)發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)的向鐵素體相的均勻轉(zhuǎn)變。這種均勻相變發(fā)生得非?？?，鐵素體晶粒尺寸非常小。
如美國(guó)專利4466842所述，這種向細(xì)小鐵素體晶粒的轉(zhuǎn)變歸因于均勻相變，而不是已轉(zhuǎn)化的鐵素體的動(dòng)力學(xué)再結(jié)晶。
在所有的技術(shù)要求和下面的權(quán)利要求中，除非文中另外要求，“包括”一詞，以及其變體，都應(yīng)理解為包括所陳述的整體或整體組，但不排除任何其它的整體或整體組。
表1所有被研究鋼的成分INVESTIGATED(重量％)鋼號(hào) CPMn Si SCr Mo AlNb TiV B NID33940.0360.0171.390.620.0120.0190.006 0.013 ＜0.0050.12 0.005＜0.0003 0.005636070.0430.0181.670.210.0110.0080.260.034 0.0220.016 ＜0.003＜0.0003 0.003536080.0440.0191.730.220.01 0.0090.260.03 0.0220.017 ＜0.003 0.0019 0.0035A06 0.06 0.0130.210.005 0.0110.0170.0020.040.003633730.0650.0180.990.270.0060.0040.0020.03 ＜0.005 ＜0.003 ＜0.003＜0.0003 0.0018M06 0.0750.0150.510.260.0080.0180.0020.005 0.00333930.08 0.0181.340.630.0130.0190.0070.017 ＜0.0050.16 0.006 0.0003 0.0077XF400 0.09 0.0150.710.015 0.0050.02 0.0020.03 0.0270.025 0.003434030.10 0.0171.500.760.0110.0170.0050.026 ＜0.0050.024 ＜0.003 0.0004 0.0047XF500 0.10 0.0181.470.080.0050.0370.0040.03 0.0450.031 0.004 0.0005 0.006333700.1050.0050.860.290.0050.0040.0020.0190.0370.006 ＜0.003＜0.0003 0.004133980.1050.0181.381.400.0110.0170.0040.026 ＜0.0050.004 ＜0.003＜0.0003 0.003833990.1050.0181.380.160.0110.48 0.0040.024 ＜0.005 ＜0.003 ＜0.003＜0.0003 0.004134040.1050.0171.500.310.0120.0170.20 0.022 ＜0.0050.022 ＜0.003＜0.0003 0.005136050.1750.0191.680.200.0130.0080.0030.038 ＜0.0050.017 ＜0.003 0.0016 0.004333740.21 0.02 0.990.290.0060.0030.0020.033 ＜0.005 ＜0.003 ＜0.003＜0.0003 0.002535240.27 0.0051.670.360.0340.0080.0030.036 ＜0.0050.014 0.12 ＜0.0003 0.01435210.29 0.0180.850.210.0080.0140.0090.037 ＜0.0050.02 0.003 0.0006 0.002310400.38 0.0190.760.200.0080.0220.0030.04 ＜0.005 ＜0.002 ＜0.002＜0.0003 0.00410620.63 0.0230.750.220.0190.04 0.01 0.030.00310770.77 0.0180.710.184 0.0070.01 0.04 0.010.004
表2所有鋼帶的加工條件再加熱 軋制速度 軋制/入輥出輥 軋后 總壓樣品名稱溫度 (m/sec) 樣品 溫度溫度 冷卻 下率(℃) 條件 (℃)(℃) (％)M06-112500.37 835710空氣 41M06-212500.37 795685空氣 35M06-312500.37 740675空氣 35M064 12500.37 775685空氣 35M06-512500.18 775605空氣 30M06-612500.27 785660空氣 35M06-812500.37潤(rùn)滑的 790630空氣 57M06-912500.27 800670空氣 35M06-10 12500.37潤(rùn)滑的 800690空氣 41M06-13 950 0.30 775 空氣 29M06-15 12500.30 790720卷取650℃ 29M06-16 12501.0800715空氣 29M06-17 12500.30潤(rùn)滑軋輥1 800 空氣 31M06-18 12500.30潤(rùn)滑的 800 空氣 37M06-19 12500.30潤(rùn)滑的 775 ＜670空氣 40M06-21 12500.30 除氧化鐵皮 810770空氣 31M06-22 12500.30 除氧化鐵皮 780745空氣 31A06-112500.37 800720空氣 40A06-212500.37 855745空氣 45A06-312500.37 755685空氣 35A06-412500.18 810625空氣 33A06-510500.37 805700空氣 35A06-610500.37 750650空氣 33A06-712500.27 900705空氣 43A06-812500.37 905760空氣 453370-1 12500.37 800695空氣 403370-2 12500.37 800745空氣 493370-3 12500.37潤(rùn)滑的 805660空氣 543370-4 12500.30 750670卷取600℃ 443373-1 12500.37 800675空氣 353374-1 12500.37 755690空氣 403393-1 12500.37 770680空氣 403394-1 12500.37 800680空氣 413398-1 12500.37 775690空氣 403398-2 950 0.30 775635空氣 303399-1 12500.37 800675空氣 373403-1 12500.37 810700空氣 383404-1 12500.37 765650空氣 373605-1 12500.37 765695空氣 413605-2 950 0.30 775660空氣 313607-1 12500 37 795690空氣 353607-2 12500.30 750660卷取600℃ 333608-1 12500.37 800715空氣 41XF400-1 12500.37 800700空氣 38XF500-1 12500.37 775675空氣 41Cont
表2(續(xù))再加熱 軋制速度 軋制/ 入輥 出輥 軋后 總壓樣品名稱溫度 (m/sec) 樣品 溫度 溫度 冷卻 下率(℃) 條件 (℃) (℃) (％)3521-11250 0.30 730660卷取600℃ 303521-21250 0.30 750660空氣 343521-31250 0.30 705625空氣 303524-11250 0.30 750- 空氣 293524-21250 0.30 750- 卷取600℃ 293524-31250 0.30 700- 空氣 291040-11250 0.30 750615卷取600℃ 261040-21250 0.30 750615空氣 261040-31250 0.30 700600空氣 241062-11250 0.30 760655卷取600℃ 261062-21250 0.30 755640空氣 301062-31250 0.30 690600空氣 261077-11250 0.30 735610卷取600℃ 211077-21250 0.30 755620空氣 261077-31250 0.30 700580空氣 21
表3所有鋼的機(jī)械性能(從在未失效前應(yīng)力為517和538MP的樣品3608中抽取的樣品)LYS 0.2％PSUTSLYS/UTS TE(％)樣品名稱(MPa) (MPa)(MPa) PS/UTS(75mm)3394-1 745 7481.00113607-1 495 5070.98173607-2 446 4940.9019A06-8432 4321.00323373-1 520 5800.9023M06-1490 5070.9725M06-2471 4970.9513M064 502 5200.9719M06-9589 5891.0016M06-10 540 5520.9817M06-11 481 5230.9222M06-13 481 5380.8914M06-15 435 4720.9222M06-16 428 4900.8723M06-18 566 6070.9314M06-21 306 3600.85163393-1 830 8740.9516XF400-1 576 5761.00113403-1 535 6090.8826XF500-1 670 6721.00113370-1 603 6170.981733704633 6331.0083398-1 580 6340.91203398-2 662 7200.92113399-1 520 6050.86223404-1 530 6950.76203605-1 490 4990.98233605-2 521 5570.94133374-1 500 5050.99263524-1 742 8730.85173524-2 696 7920.88143524-3 745 8400.89123521-1 545 6070.90183521-2 581 6310.92183521-3 611 6640.92161040-1 517 7310.71131040-2 542 7330.74141040-3 575 7680.75131062-1 573 8640.6681062-2 613 8750.7081062-3 671 9450.7191077-1 627 9590.6581077-2 729 1067 0.6871077-3 777 1094 0.71權(quán)利要求
1.一種生產(chǎn)具有一個(gè)或多個(gè)區(qū)域超細(xì)顯微組織鋼的方法，它包括在任何實(shí)質(zhì)轉(zhuǎn)變之前對(duì)奧氏體相鋼的處理，以此誘導(dǎo)快速的，基本完全的轉(zhuǎn)變，這種轉(zhuǎn)變使在一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域形成超細(xì)顯微組織。
2.一種生產(chǎn)具有一個(gè)或多個(gè)區(qū)域超細(xì)顯微組織鋼的方法，它包括對(duì)鋼的加熱使之奧氏體化，對(duì)奧氏體相鋼的預(yù)冷以及在任何實(shí)質(zhì)轉(zhuǎn)變前對(duì)奧氏體相鋼的處理，以致誘導(dǎo)快速的，基本完全的轉(zhuǎn)變，這種轉(zhuǎn)變使在一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域形成超細(xì)顯微組織。
3.一種生產(chǎn)具有一個(gè)或多個(gè)區(qū)域超細(xì)顯微組織鋼的方法，它包括對(duì)新鑄出奧氏體相鋼的局部預(yù)冷，在任何實(shí)質(zhì)轉(zhuǎn)變前對(duì)奧氏體相鋼的處理，以致誘導(dǎo)快速的，幾乎完全的轉(zhuǎn)變，這種轉(zhuǎn)變使一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域形成超細(xì)顯微組織。
4.一種根據(jù)權(quán)利要求2或3的方法，其中，對(duì)奧氏體相鋼的預(yù)冷是通過自然空冷，強(qiáng)制空冷或水冷的，冷卻速率在50—2000K/min之間。
5.一種根據(jù)前述權(quán)利要求中任一項(xiàng)的方法，其中，對(duì)奧氏體相鋼施加的處理是變形。
6.一種根據(jù)權(quán)利要求5的方法，其中，變形是在溫度600—950℃之間完成的。
7.一種根據(jù)權(quán)利要求5的方法，其中，對(duì)于低碳鋼的生產(chǎn)，變形是在溫度700—950℃之間完成的。
8.一種生產(chǎn)具有一個(gè)或多個(gè)區(qū)域超細(xì)顯微組織鋼的方法，它包括在發(fā)生任何實(shí)質(zhì)轉(zhuǎn)變前對(duì)奧氏體相鋼的變形處理，使鋼中形成一個(gè)橫垮組織的應(yīng)變面或應(yīng)變梯度，以此誘導(dǎo)快速的、基本完全的轉(zhuǎn)變，這種轉(zhuǎn)變使在一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)形成超細(xì)顯微組織。
9.一種根據(jù)權(quán)利要求8的方法，其中，超細(xì)顯微組織區(qū)包括一完整的橫斷面組織，最好是均勻的超細(xì)顯微組織。
10.一種根據(jù)權(quán)利要求8的方法，其中，超細(xì)顯微組織區(qū)包括鋼的一個(gè)或多個(gè)表面層。
11.一種根據(jù)權(quán)利要求8的方法，其中，預(yù)定應(yīng)變面包括在一個(gè)或多個(gè)表面層中具有相對(duì)較大的應(yīng)變，而心部應(yīng)變相對(duì)較低。
12.一種根據(jù)權(quán)利要求11的方法，其中，應(yīng)變的非均勻性可通過被變形鋼材與變形設(shè)備之間的表面摩擦狀態(tài)得以增強(qiáng)。
13.一種根據(jù)權(quán)利要求5或8的方法，其中，變形包括將鋼材通過一對(duì)反向旋轉(zhuǎn)軋輥，并能使其在鋼材厚度方向壓下20～70％。
14.一種根據(jù)權(quán)利要求13的方法，其中，鋼材厚度方向被壓下30～60％。
15.一種根據(jù)權(quán)利要求13的方法，其中，只進(jìn)行一次形變。
16.一種根據(jù)權(quán)利要求13的方法，其中，軋制速度取在0.1—5.0m/s之間。
17.一種根據(jù)權(quán)利要求13的方法，當(dāng)與權(quán)利要求8相關(guān)時(shí)，其中，軋輥的軋制弧度(Ld)與輥縫或軋制厚度(Hm)之比大于10。
18.一種根據(jù)權(quán)利要求2的方法，其中，鋼材溫度被加熱到1000℃—1400℃之間。
19.一種根據(jù)權(quán)利要求2的方法，其中，鋼材溫度被加熱到1100℃—1300℃之間。
20.一種根據(jù)前述權(quán)利要求中任一項(xiàng)的方法，其中，鋼是在相變后進(jìn)行冷卻。
21.一種根據(jù)前述權(quán)利要求中任一項(xiàng)的方法，其中，奧氏體相鋼中奧氏體的平均晶粒尺寸大于50微米。
22.一種根據(jù)前述權(quán)利要求中任一項(xiàng)的方法，其中，用一種有效的方法將鋼材預(yù)處理，以減少或大量消除晶粒在晶界處的形核，從而更有利于所說的快速的，基本完全的轉(zhuǎn)變。
23.一種根據(jù)權(quán)利要求22的方法，其中預(yù)處理包括使選定鋼的平均奧氏體晶粒尺寸增大或其它的或者還包括選定的化學(xué)處理方法來削弱晶界反應(yīng)。
24.一種根據(jù)權(quán)利要求22的方法，其中預(yù)處理要求從較高溫度對(duì)鋼進(jìn)行預(yù)冷。
25.一種具有均勻超細(xì)顯微組織的鋼，且至少在一個(gè)或多個(gè)區(qū)域中是局部超細(xì)的，在這些區(qū)域中其平均晶粒尺寸不大于3微米。
26.一種根據(jù)權(quán)利要求25的鋼，鋼的中心部位平均晶粒尺寸≤10微米，表面層晶粒尺寸≤2微米。
27.一種根據(jù)權(quán)利要求26的鋼，其中，大部分體積的鐵素體晶粒顯微組織的鐵素體晶粒尺寸基本上小于3微米。
28.一種根據(jù)權(quán)利要求25的鋼，其中，鋼的顯微組織是分層的。
29.一種根據(jù)權(quán)利要求28的鋼，鋼的一個(gè)或多個(gè)表面層中具有多個(gè)超細(xì)顯微組織區(qū)，而心部層具有較粗大的顯微組織。
30.一套生產(chǎn)具有一個(gè)或多個(gè)區(qū)域超細(xì)顯微組織鋼的澆鑄和變形復(fù)合裝置，包括鑄造奧氏相鋼的裝置，接收和局部預(yù)冷新鑄出奧氏體相鋼的裝置，以及任何實(shí)質(zhì)轉(zhuǎn)變前對(duì)鋼局部冷卻的裝置，由此誘導(dǎo)一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域發(fā)生快速的基本完全的向超細(xì)顯微組織的轉(zhuǎn)變。
31.一套根據(jù)權(quán)利要求30的澆鑄和變形復(fù)合裝置，其中，澆鑄裝置包括一個(gè)薄板坯或帶材澆鑄機(jī)以及包括軋制設(shè)備在內(nèi)的處理裝置。
32.一套變形裝置，可以生產(chǎn)一種在一個(gè)或多個(gè)區(qū)域具有超細(xì)顯微組織的鋼，它包括將鋼加熱到奧氏體相的裝置，將奧氏體相鋼進(jìn)行局部預(yù)冷的裝置，任何實(shí)質(zhì)轉(zhuǎn)變前對(duì)奧氏體相鋼進(jìn)行局部冷卻的裝置，由此誘導(dǎo)一個(gè)或多個(gè)顯微組織區(qū)域發(fā)生快速的，基本完全的向超細(xì)顯微組織的轉(zhuǎn)變。
全文摘要
依靠改變相變從一種形式為另一種形式，生產(chǎn)了具有超細(xì)晶粒的鋼。在前一種形式中，相變是通過晶界形核，緊接著是形變帶和其它缺陷處的內(nèi)粒狀形核來正常進(jìn)行的；后一種形式中，在整個(gè)奧氏體晶粒，瞬時(shí)發(fā)生實(shí)質(zhì)的均勻轉(zhuǎn)變。這是在轉(zhuǎn)變前或轉(zhuǎn)變過程中，依靠減少或使晶界形核極小化(如增大奧氏體晶粒尺寸)來實(shí)現(xiàn)的。具體地說，在700-950℃溫度范圍內(nèi)，在單道次中把局部冷卻的奧氏體相鋼形變以獲得晶粒尺寸為5μm或更小的鐵素體晶粒。
文檔編號(hào)C21D8/02GK1128051SQ94192929
公開日1996年7月31日 申請(qǐng)日期1994年6月29日 優(yōu)先權(quán)日1993年6月29日
發(fā)明者P·D·豪德松, M·R·?？怂? R·K·基布斯 申請(qǐng)人:斷山有限公司