CN100386449C - 中温控制轧制方法 - Google Patents
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Abstract
本发明是用于制造以平均铁素体晶粒直径在3μm以下的微细铁素体晶粒组织作为主体的钢的轧制方法，对于轧制温度范围是350℃～800℃的温度区域、进行的轧制是1道次以上的轧制，按照各轧制时的轧制开始时的材料温度不比最高温度800℃高、轧制中和最终道次之后的原材料温度不成为350℃以下那样进行轧制，同时按照各轧制时的轧制之后(1秒以内)的温度Tx-out与进入轧制温度Tx-in相比不比100℃高、轧制之后的原材料与即将轧制之前的温度相比不比100℃低那样进行轧制，成为不限制道次间时间和应变速度而可以稳定地制造从3微米至1微米以下的超微细晶粒钢的方法，是考虑加工发热的新的中，温控制轧制的方法。
Description
技术领域
本申请的发明涉及中温控制轧制的方法。更详细地说，本申请发明涉及具有晶粒直径3μm以下的超微细晶粒组织的强度/延性优良的超微细晶粒钢材的制造方法。
背景技术
由于认为不添加合金元素可以显著提高超微细晶粒钢强度同时可以显著降低延性/脆性转移温度，所以本申请的发明人研究了用于工业上实现这样的超微细晶粒钢的方法，至今已经发明了中温多道次轧制方法(文献1)和多方向加工方法(文献2)。
另一方面，过去虽然也提出了微细组织钢的制造方法，但是可以定量地控制晶粒直径的方法却不被人知。
例如，藤冈等(文献3)提出如下的高张力钢的制造方法：使含有C：0.03～0.45wt％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.02～5.0％、Al：0.001～0.1％、其余由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯以1道次或者道次间时间在20秒以内的连续的2道次以上的加工、按照在500～700℃的温度下而且应变速度成为0.1～20/秒、总应变量是0.8～5.0那样进行加工并放置冷却。
另外，提出了如下的晶粒微细的高张力钢的制造方法：以重量％计，铸造含有C：0.03～0.9、Si：0.01～1.0、Mn：0.01～5.0、Al：0.001～0.5、N：0.001～0.1、还含有Nb：0.003～0.5、Ti：0.003～0.5的1种以上、其余由Fe和不可避免的杂质构成、而且满足C+(12/14)N≥(12+48)Ti(12/48)Nb+0.03的钢坯原样或者加热后、轧制或者不轧制原样一次从500℃冷却至室温后再加热、在700～550℃下进行热轧时，在应变速度成为1～200秒、总应变量成为0.8～5的条件下，进行1道次的压下率是20％以上、1道次或者道次间时间是10秒以内的连续的2道次以上的加工后，放置冷却(文献4)。
但是，这两种方法中的任一种都没有指出控制晶粒直径的方法。另外，在这些方法中，限制道次间时间，还限制应变速度，可以认为难以工业适用。
在这样的状况下，发明人进一步进行研究，得到了-为了形成微细晶粒组织，不是分别控制多道次轧制中的累积应变、加工温度及应变速度、道次间时间而是必须综合控制的见解，并且提出了晶粒直径依存于由(1)式表示的加工温度和应变速度的参数Z、通过1道次的轧制试验明确Z和晶粒直径的关系的晶粒直径的新的控制方法(在先申请1)。
Z＝log[ε/t exp(Q/8.31(T+273))] (1)
ε：应变
t：从轧制开始至终了的时间(s)
T：轧制温度(℃、多道次轧制的场合将各道次轧制温度平均)
Q：即将轧制前的组织以铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体作为母相的场合使用254000，以奥氏体作为母相的场合使用300000。
在该方法中可以看出，为了制造晶粒直径1微米以下的超微细铁素体晶粒钢，用上述(1)式表示的轧制条件参数Z是11以上(即将轧制前的组织是铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体等、铁的晶体结构是bcc的场合)，另外，对于应变速度定义为总应变ε除以从轧制开始至终了的时间t的值，其结果，在应变e＝3.0、总轧制时间t＝300s的条件下，即应变速度＝0.01/s的条件下可以得到1微米以下的超微细晶粒，这样的新提出的方法可以广范围地适用。
按照该方法，不限制道次间时间、应变速度，也可以控制晶粒直径。
但是，另一方面，该申请的发明人的其后的研究表明，实际的轧制是连续多道次、上述参数Z是11以上进行的场合，轧制温度处于中温加工温度区域(350～800℃)时，由于该场合钢的变形阻力大，原材料的加工发热大，所以在连续轧制中，材料温度有时会上升数百度，结果成为Z＜11，有时就不能形成1微米的微细晶粒组织。
因此，对于这样的连续多道次轧制迫切希望开发能够稳定控制晶粒直径的方法。
文献1：特开2000-309850
文献2：特开2001-240912
文献3：特开平9-279233
文献4：特开平2000-104115
在先申请1：特愿2002-54670
本申请发明的课题，基于如上所述的背景，使与发明者的提案有关的根据如上所述的Z参数进行控制的新的方法可以适用于连续轧制过程，作为不限制道次间时间、应变速度而可以稳定地制造由3微米至1微米以下的超微细晶粒钢的方法，提供考虑加工发热的新的控制轧制的方法。
发明内容
作为解决上述课题的方法，本申请的发明提供了一种中温控制轧制的方法，第1，是用于制造以平均铁素体晶粒直径在3μm以下的微细铁素体晶粒组织作为主体的钢的轧制方法，对于在根据用下式(1)
Z＝log[ε/t exp(Q/8.31(T+273))] (1)
ε：应变
t：从轧制开始至终了的时间(s)
T：轧制温度(℃、多道次轧制的场合将各道次轧制温度平均)
Q：即将轧制前的组织以铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体作为母相的场合使用254000，以奥氏体作为母相的场合使用300000。
表示的轧制条件参数Z是11以上(即将轧制前的组织是铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体等、铁的晶体结构是bcc的场合)或者20以上(即将轧制前的组织是奥氏体、铁的晶体结构是fcc的场合)的范围内、轧制温度范围是350℃～800℃的温度区域、进行的轧制是1道次以上的轧制，其特征在于，按照各轧制时的轧制开始时的材料温度不比最高温度800℃高、轧制中和最终道次之后(1秒以内)的原材料温度不成为350℃以下那样进行轧制，同时按照各轧制时的轧制之后(1秒以内)的温度Tx-out与进入轧制温度Tx-in相比不高出100℃、轧制之后(1秒以内)的原材料与即将轧制之前的温度相比不低出100℃那样进行轧制。
这里，(1)式中所用的应变也可以是作为工业上简便的应变的真应变e。例如，将棒钢的初期面积取为S0、轧制后的C断面面积取为S时，断面收缩率R用
R＝(S0-S)/S0 (2)
表示。这时，真应变e用
e＝-Ln(1-R)
表示。另外，也可以用由有限要素法计算得到的塑性应变代替真应变。有关塑性应变的计算在参考文献(井上等，铁和钢，86(2000)793；春海佳三郎等“有限要素法入门”(共立出版)(株)：1990年3月15日)中有详细介绍。轧制时间t可以用包括道次间时间的总轧制时间。
另外，第2，提供上述的中温控制轧制方法，其特征在于，按照各轧制时的轧制之后的温度Tx-out与进入轧制温度Tx-in相比不高出50℃那样进行轧制。
本申请的发明，第3，提供上述的中温控制轧制方法，对于轧制温度范围是350℃～800℃的温度区域、进行的轧制是连续的2道次以上的轧制，其特征在于，按照2道次之后的原材料的温度相对于轧制开始时的材料温度不高出100℃、也不低出100℃那样进行轧制；第4，提供中温控制轧制的方法，其特征在于，按照2道次之后的原材料的温度相对于轧制开始时的材料温度不高出50℃那样进行轧制。
本申请的发明，第5，提供中温控制轧制方法，其特征在于，在轧制温度范围是400～500℃的温度区域内进行轧制；第6，提供中温控制轧制方法，其特征在于，Z为12以上，制造以平均铁素体晶粒直径在1μm以下的组织作为主体的钢；第7，提供中温控制轧制方法，其特征在于，连续进行多道次轧制时，第X道次之后的轧制温度Tx-out比轧制设定温度Ts高的场合，等待直至第X+1道次的进入轧制温度Tx+ 1-in成为Ts+20≥Tx+1-in之后再进行轧制；第8，提供中温控制轧制方法，其特征在于，预先测定多道次轧制的第X道次的加工发热TxH、将轧制设定温度取为Txs时，进入轧制温度Tx-in取为Txs≥Tx-in≥Txs-TxH。
另外，本申请的发明，第9，提供中温控制轧制方法，其特征在于，连续轧制的总断面收缩率是50％以上；第10，提供中温控制轧制方法，其特征在于，将塑性应变或者断面收缩率换算成真应变的应变是1.5以上；第11，提供中温控制轧制方法，其特征在于，通过多方向加工导入应变；第12，提供中温控制轧制方法，其特征在于，通过设定轧制速度和各道次压下率，控制轧制前后的温度范围；第13，提供中温控制轧制方法，其特征在于，在连续轧制中，为了补偿原材料的温度降低，在轧制途中设再加热工序，另外，为了抑制原材料温度的上升，在轧制途中设冷却工序。
在本申请的发明中，由以上构成，使作为与发明人提案有关的根据如上述的Z参数控制的新的方法可以适用于连续轧制工序，作为不限制道次间时间、应变速度而可以稳定地制造由3微米至1微米以下的超微细晶粒钢的方法，实现了考虑加工发热的新的控制轧制方法。
附图说明
图1是表示式(1)中的参数Z和铁素体平均晶粒直径的关系的图。
图2是例示各道次的有槽轧辊的孔型形状的正视图及其尺寸。
图3是实施例1的组织的SEM像。
图4是实施例2的组织的SEM像。
图5是实施例3的组织的SEM像。
图6是实施例4的组织的SEM像。
图7是比较例的组织的SEM像。
具体实施方式
本申请发明的具有如上所述的特征，以下说明其实施方式。
在本申请发明的方法中，为了制造以平均铁素体晶粒直径在3μm以下的微细的铁素体晶粒组织作为主体、即以断面表面积60％以上的比例具有平均铁素体晶粒直径在3μm以下的微细晶粒组织的钢，以下述作为基本点：
(A)在根据由上述式(1)表示的轧制条件参数Z是11以上(即将轧制前的组织是铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体等、铁的晶体结构是bcc的场合)或者20以上(即将轧制前的组织是奥氏体、铁的晶体结构是fcc的场合)的范围内，
(B)对于在轧制温度范围是350℃～800℃的温度区域内、进行的轧制是1道次以上的轧制，按照各轧制时的轧制开始时的材料温度不比最高温度800℃高、轧制中和最终道次之后的原材料温度不成为350℃以下那样进行轧制，同时按照各轧制时的轧制之后(1秒以内)的温度Tx-out与进入轧制温度Tx-in相比不高出100℃、轧制之后的原材料与即将轧制之前的温度相比不低出100℃那样进行轧制。
通过发明人至今的研究，式(1)的参数Z是用于简便地得到平均晶粒直径的超微细的结晶组织的指标，已经作为特愿2002-54670号的申请提出。通过发明人至今的研究可以明确，由中温强加工形成的超微细的平均晶粒直径依存于加工温度和应变速度，随着作为加工温度和应变速度的函数的轧制条件参数Z的增加，晶粒直径微细化。为了得到平均晶粒直径1μm以下的组织，必须将轧制条件参数Z取为某临界值以上。由用小型试样的1道次大应变压缩加工的实验结果可以确认，该临界值在bcc结构的铁(铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体等)的场合大约是11，fcc结构(奥氏体)的场合大约是20(图1)。
这里，式(1)所用的应变也可以是作为工业上简便的应变的真应变e。例如，将棒钢的初期面积取为S0、轧制后的C断面面积取为S时，断面收缩率R用
R＝(S0-S)/S0 (2)
表示。这时，真应变e用
e＝-Ln(1-R)表示。另外，也可以用由有限要素法计算得到的塑性应变代替真应变。有关塑性应变的计算在参考文献(井上等，铁和钢，86(2000)793；春海佳三郎等“有限要素法入门”(共立出版)(株)：1990年3月15日)中有详细介绍。
更具体地说，塑性应变的计算可以按照以下表1的流程进行。
表1塑性应变计算的流程
3取得与材料加工温度对应的应力-应变曲线
4用于有限要素法计算的准备
(1)使被加工物制成网格
(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以(1)～(3)的条件为基础用通用有限要素法代码例如ABAQUS进行计算。塑性应变ε用下式表示，各应变增量由通用有限要素法代码计算。
dεx、dεy、dεz：x、y、z的应变增量
dγxy、dγyz、dγzx：剪切应变增量
在本申请发明的中温控制轧制方法中，由以上，按照上述(A)的参数Z成为11以上(bcc结构)或者20以上(fcc结构)那样设定轧制条件。
而且，更重要的是在本申请发明的中温控制轧制方法中进行具有上述(B)的特征的温度控制。
通过导入由于中温加工的大的应变而生成的微小的局部地方的方位差成为超微细晶粒的起源，在加工中或者加工后发生的恢复过程中，降低晶粒内位错密度的同时形成晶粒边界而形成超微细晶粒组织。温度低时，由于恢复不充分，残存位错密度高的加工组织。温度过高时，因不连续再结晶或者通常的晶粒长大而晶粒粗大化，不能得到3μm以下的超微细晶粒组织。因此，在本申请的发明中，轧制温度限定在350℃～800℃。
另外，按照各轧制时的轧制之后(1秒以内)的温度Tx-out与进入轧制温度Tx-in相比不高出100℃、轧制之后的原材料与即将轧制之前的温度相比不低出100℃那样进行轧制。
该温度控制在本申请的发明中是必须的。实际不进行这样的控制的场合，即使参数Z在上述范围内，晶粒直径也难以是3μm以下，难以控制为规定的晶粒直径。
虽然按照与Tx-in相比Tx-out不高出100℃那样操作，但是该场合更希望按照不高出50℃那样操作。另外可以认为，对于进行的轧制是连续的2道次以上的轧制，按照2道次之后的原材料的温度相对于轧制开始时的材料温度不高出100℃、优选不高出50℃、也不低出100℃那样进行轧制较佳。
可以认为，在得到平均铁素体晶粒直径在1μm以下的超微细晶粒的组织的场合，优选上述(A)中的参数Z是12以上、上述(B)中取为400～500℃的范围。
另外，在本申请的发明中，如上所述，连续进行多道次轧制时，第X道次之后的轧制温度Tx-out比轧制设定温度Ts高的场合，优选等待直至第X+1道次的进入轧制温度Tx+1-in成为Ts+20≥Tx+1-in之后再进行轧制，或预先测定第X道次的加工发热TxH、将轧制设定温度取为Txs时，优选将进入轧制温度取为Tys≥Tx-in≥Txs-TxH。
对于温度的控制，既可以如上述那样等待温度的变化，或者也可以按照在连续轧制中为了补偿原材料温度的降低在轧制途中再加热和为了抑制原材料的温度上升在轧制途中强制冷却那样进行。
另外，本申请的发明中的温度以原材料的表面温度表示。
在本申请的发明中，虽然由通过中温加工扁平化的加工晶粒生成超微细晶粒，随着应变的增加，总累积压下应变增加，但是为了得到几乎全部都由超微细晶粒构成的组织，总累积压下应变至少是1.5的应变，更优选取2以上的应变。
该场合的应变可以是将塑性应变或断面收缩率换算成真应变的值。用于轧制的装置可以是轧辊等的各种装置，上述那样的棒钢的场合，可以进行利用有槽轧辊的轧制。
在本申请的发明中，由于完全不利用相变造成的高强度化的机理，不必添加用于提高强度的合金元素，所以对钢的组成没有限制，例如，可以使用铁素体单相钢、奥氏体单相钢等的不存在相变的钢种等的广泛成分范围的钢材。更具体地说，例如，其组成可以例示出以下述不添加合金元素的组成作为1例：以重量％计，
C：0.001％以上、1.2％以下、
Si：0.1％以上、2％以下、
Mn：0.1％以上、3％以下、
P：0.2％以下、
S：0.2％以下、
Al：1.0％以下、
N：0.02％以下、
Cr、Mo、Cu、Ni合计30％以下、
Nb、Ti、V合计0.5％以下、
B：0.01％以下、
其余是Fe和不可避免的杂质。不言而喻，上述的Cr、Mo、Cu、Ni、Nb、Ti、V、B等的合金元素也可以根据需要超出上述范围而添加，相反，也可以完全不含有。
这里，示出以下的实施例，进一步详细地说明。不言而喻，本发明不受以下实施例的限定。
(实施例)
表2是表示以下例的原材料的化学组成(其余为Fe)。
另外，在以下例中冷却是空冷。
表2
(质量％)
| 钢种 | C | Si | Mn | P | S | N | s.Al |
| a | 0.15 | 0.3 | 1.5 | 0.01 | 0.001 | 0.001 | 0.03 |
| b | 0.10 | 0.3 | 1.5 | 0.01 | 0.001 | 0.001 | 0.03 |
| c | 0.05 | 0.3 | 1.5 | 0.01 | 0.001 | 0.001 | 0.03 |
这里，在以下表示的表3～6中，道次No.的右栏成为空白的地方表示进行所谓“相同通过”(common passing)，即挤压通过相同孔型2次，因此，断面收缩率记入第2道次中。
另外，对于参数Z，由于既便使应变增加一定以上，也不计算和无意义，所以用最后部的道次计算。t＝总时间，T＝出口的平均温度、ε＝总应变。
(实施例1)
将具有表2a所示的组成的80×80×600mm的原材料加热至加热温度500℃，在轧制设定温度T1(499℃)下进行孔型轧制，直至断面成为24×24mm，以91％(真应变2.4)的断面收缩率进行21道次的轧制。总轧制时间是600s时的设定Z值是15.0。根据图1，铁素体晶粒直径预想成为0.4微米。
各道次的孔型形状示于图2，压下率、前后的温度变化示于表3。测定偶数道次后的轧制之后的温度(出口温度)Tx-out，出口温度低于500℃的场合，直接进行下一道次的轧制，超过500℃的场合，等待材料温度直至成为499℃以下，再进行下一道次(奇数道次)的轧制。奇数道次的入口温度不作特别控制。其结果，以入口温度Tx-in为455～499℃(平均495℃)、出口温度Tx-out为472～543℃(平均520℃)进行轧制。因此，尽管连续的2道次的轧制中的最大加工发热有40℃，但是通过进行等待轧制，使作为轧制设定温度的499℃在全部轧制过程中不超过550℃。也就是说，尽管在各道次发生加工发热，但是使设定温度不超过50℃。用总轧制时间895s和平均出口温度再计算调查Z值时，Z＝14.2。计算的铁素体晶粒直径是0.45微米。
得到的棒钢的C断面组织照片示于图3。成为超微细的等轴铁素体+渗碳体组织。平均铁素体晶粒直径是0.6微米。其力学性质示于表7，得到具有788MPa的优良的抗拉强度的棒钢。
(实施例2)
继续实施例1，再进行2道次的轧制，成为17×17mm。孔型形状是椭圆和方形。由于变形都大，所以通过预先的预备实验计测加工发热。其结果表明，连续进行2道次时，材料温度上升80℃。因此，将22、23道次的入口温度T22-in、T23-in设定为450℃。由于第21道次的温度是501℃，等待材料温度下降到450℃而进行第22道次的轧制。23道次的出口温度是514℃。另外，在23道次中下降至464℃后进行轧制，出口温度是537℃(表3)。总轧制时间是1112s、Z值为14.1。
得到的组织照片如图4所示。成为超微细的等轴铁素体+渗碳体组织。平均铁素体晶粒直径是0.5微米。其力学性质示于表7，得到具有830MPa的优良的抗拉强度的棒钢。
(实施例3)
将具有表2b所示的组成的80×80×600mm的原材料加热至加热温度900℃，一旦组织奥氏体化后，将材料温度降至轧制设定温度T1(550℃)，使组织成为铁素体+珠光体，进行孔型轧制，直至断面成为24×24mm，以91％(真应变2.4)的断面收缩率进行20道次的轧制。总轧制时间为600s时的设定Z值是13.7。根据图1，铁素体晶粒直径预想成为0.6微米。
各道次的孔型形状、压下率、前后的温度变化示于表4。测定偶数道次后的轧制之后的温度(出口温度)Tx-out，出口温度低于550℃的场合，直接进行下一道次的轧制，超过550℃的场合，等待材料温度直至成为570℃以下，再进行下一道次(奇数道次)的轧制。奇数道次的入口温度不作特别控制。其结果，以入口温度Tx-in为440～557℃(平均551℃)、出口温度Tx-out为536～573℃(平均551℃)进行轧制。因此，尽管连续的2道次的轧制中的最大加工发热有23℃，但是通过进行等待轧制，作为轧制设定温度的550℃在全部轧制过程中不超过600℃。也就是说，尽管在各道次发生加工发热，但是使设定温度不超过50℃。用总轧制时间582s和平均出口温度再计算调查Z值时，Z＝13.5。
得到的组织照片示于图5。成为超微细的等轴铁素体+渗碳体组织。平均铁素体晶粒直径是0.9微米。其力学性质示于表7，得到具有702MPa的优良的抗拉强度的棒钢。
(实施例4)
继续实施例3，再进行2道次的轧制，成为17×17mm。孔型形状是椭圆和方形。由于变形都大，所以通过预先的预备实验计测加工发热。其结果表明，连续进行2道次时，材料温度上升80℃。因此，将21、22道次的入口温度T22-in、T23-in设定为500℃。由于第20道次的温度是536℃，所以等待材料温度下降到500℃而进行第21道次的轧制。21道次的出口温度是568℃。另外，在22道次中下降至550℃后进行轧制，出口温度是599℃。总轧制时间是662s、平均出口温度是565℃、Z＝13.6。
得到的组织照片如图6所示。成为超微细的等轴铁素体+渗碳体的组织。平均铁素体晶粒直径是1.1微米。其力学性质示于表7，得到具有712MPa的优良的抗拉强度的棒钢。
(实施例5)
将具有表2c所示的组成的80×80×600mm的原材料加热至加热温度600℃，在轧制设定温度T1(600℃)下进行孔型轧制，直至断面成为17×17mm，以95％(真应变3.0)的断面收缩率进行21道次的轧制。总轧制时间为300s时的设定Z值是13.1。根据图1，铁素体晶粒直径预想成为0.8微米。
测定偶数道次后的轧制之后的温度(出口温度)Tx-out，出口温度低于600℃的场合，直接进行下一道次的轧制。超过600℃的场合，等待材料温度直至成为600℃以下，再进行下一道次(奇数道次)的轧制。奇数道次的入口温度不作特别控制。其结果，以入口温度Tx-in为580～619℃(平均590℃)、出口温度Tx-out为610～648℃(平均630℃)进行轧制。因此，尽管连续的2道次的轧制中的最大加工发热有40℃，但是通过进行等待轧制，相对于作为轧制设定温度的600℃，在全部轧制过程中不超过650℃。也就是说，尽管在各道次发生加工发热，但是使设定温度不超过50℃。用总轧制时间800s和平均出口温度再计算调查Z值时，Z＝12.2。得到的组织成为超微细的等轴铁素体+渗碳体组织。平均铁素体晶粒直径是1.4微米。其力学性质示于表7，得到具有640MPa的优良的抗拉强度的棒钢。
(实施例6)
将具有表2a所示的组成的80×80×600mm的原材料加热至加热温度500℃，在轧制设定温度T1(475℃)下进行孔型轧制，直至断面成为17×17mm，以95％(真应变3.0)的断面收缩率进行21道次的轧制。测定偶数道次后的轧制之后的温度(出口温度)Tx-out，出口温度低于475℃的场合，直接进行下一道次的轧制。不超过500℃的材料温度等待直至成为475℃以下，再进行下一道次(奇数道次)的轧制(表5)。奇数道次的入口温度不作特别控制。其结果，以入口温度Tx-in为440～485℃(平均465)、出口温度Tx-out为472～499℃(平均496℃)进行轧制。尽管在各道次发生加工发热，但是使设定温度不超过50℃。用总轧制时间1128s和平均出口温度再计算调查Z值时，Z＝14.7。得到的组织成为超微细的等轴铁素体+渗碳体组织。平均铁素体晶粒直径是0.45微米。抗拉强度是950MPa。
(比较例1)
将具有表2所示的组成的80×80×600mm的原材料加热至加热温度550℃，在轧制设定温度T1(550℃)下开始孔型轧制，直至断面成为24×24mm，以91％(真应变2.4)的断面收缩率进行21道次的轧制。道次间时间是15s。
特别是不进行温度控制，进行轧制的结果示于表6。各道次发生的加工发热积蓄，最终的材料温度上升至800℃以上。用最终出口温度再计算调查Z值时，Z＝10.1。平均温度的场合是11.9。得到的组织的照片示于图7。虽然成为铁素体+渗碳体组织，但平均铁素体晶粒直径是4微米。成为比由平均温度预想的更大的铁素体晶粒直径。
表7
| 实施例 | 铁素体晶粒直径(μm) | 屈服强度(MPa) | 抗拉强度(MPa) |
| 1 | 0.6 | 775 | 788 |
| 2 | 0.5 | 825 | 830 |
| 3 | 0.9 | 683 | 702 |
| 4 | 1.1 | 705 | 712 |
| 5 | 1.4 | 600 | 640 |
| 6 | 0.45 | 940 | 950 |
| 比较例 | |||
| 1 | 3.1 | 480 | 560 |
如以上详细说明的那样，根据本申请的发明，可以使由参数Z进行控制的新方法适用于连续轧制过程，作为不限制道次间时间和应变速度而可以稳定地制造从3微米至1微米以下的超微细晶粒钢的方法，提供了一种考虑加工发热的新的控制轧制的方法。
Claims (13)
1.一种中温控制轧制方法，是用于制造以平均铁素体晶粒直径在3μm以下的微细铁素体晶粒组织作为主体的钢的轧制方法，对于根据用下式(1)
ε：应变
t：从轧制开始至终了的时间，其单位是秒
T：单道次轧制的轧制温度，或者多道次轧制的场合将各道次轧制温度平均，其单位均为℃，
Q：即将轧制前的组织以铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体作为
母相的场合使用254000，以奥氏体作为母相的场合使用300000，表示的轧制条件参数Z是11以上，其中即将轧制前的组织是铁素体、贝氏体、马氏体或珠光体，即铁的晶体结构是bcc的场合；或者Z是20以上，其中即将轧制前的组织是奥氏体，即铁的晶体结构是fcc的场合，轧制温度范围是350℃～800℃的温度区域、进行的轧制是1道次以上的轧制，其特征在于，按照各轧制时的轧制开始时的材料温度不比最高温度800℃高、轧制中和最终道次刚好之后的原材料温度不成为350℃以下那样进行轧制，同时按照各轧制时的轧制刚好之后的温度Tx-out与进入轧制温度Tx-in相比不高出100℃、轧制刚好之后的原材料与即将轧制之前的温度相比不低出100℃那样进行轧制，其中轧制刚好之后意为轧制之后的1秒以内。
2.根据权利要求1所述的中温控制轧制方法，其特征在于，按照各轧制时的轧制刚好之后的温度Tx-out与进入轧制温度Tx-in相比不高出50℃那样进行轧制。
3.根据权利要求1所述的中温控制轧制方法，其特征在于，对于轧制温度范围是350℃～800℃的温度区域、进行的轧制是连续的2道次以上的轧制，其中，按照2道次刚好之后的原材料的温度相对于轧制开始时的材料温度不高出100℃、也不低出100℃那样进行轧制。
4.根据权利要求3所述的中温控制轧制方法，其特征在于，按照2道次刚好之后的原材料的温度相对于轧制开始时的材料温度不高出50℃那样进行轧制。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特征在于，在轧制温度范围是400～500℃的温度区域内进行轧制。
6.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特征在于，Z是12以上，制造以平均铁素体晶粒直径在1μm以下的组织作为主体的钢，其中即将轧制前的铁的晶体结构是bcc。
7.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特征在于，连续进行多道次轧制时，第X道次之后的轧制温度Tx-out比轧制设定温度Ts高的场合，等待直至第X+1道次的进入轧制温度Tx+1-in成为Ts+20≥Tx+1-in之后再进行轧制。
8.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特征在于，预先测定多道次轧制的第X道次的加工发热TxH、将轧制设定温度取为Txs时，将进入轧制温度Tx-in取为Txs≥Tx-in≥Txs-TxH。
9.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特征在于，连续轧制的总断面收缩率是50％以上。
10.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特征在于，将塑性应变或者断面收缩率换算成真应变的应变是1.5以上。
11.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特征在于，通过多方向加工导入应变。
12.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特在于，通过设定轧制速度和各道次压下率，控制轧制前后的温度范围。
13.根据权利要求1～4的任一项所述的中温控制轧制方法，其特征在于，在连续轧制中，为了补偿原材料的温度降低，在轧制途中设再加热工序，另外，为了抑制原材料温度的上升，在轧制途中设冷却工序。
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|---|---|---|---|---|
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| CN100430182C (zh) * | 2005-11-18 | 2008-11-05 | 东北大学 | 一种纳米晶粒低碳微合金钢的制备方法 |
| JP5843127B2 (ja) * | 2011-02-28 | 2016-01-13 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
| JP5733857B2 (ja) * | 2011-02-28 | 2015-06-10 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 非磁性高強度成形品とその製造方法 |
| JP5988065B2 (ja) * | 2015-05-14 | 2016-09-07 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 高強度非磁性オーステナイト系ステンレス鋼材 |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09279233A (ja) * | 1996-04-10 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| CN1225690A (zh) * | 1997-04-30 | 1999-08-11 | 川崎制铁株式会社 | 高延展性且高强度的钢材及其制造方法 |
| JP2000104115A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-11 | Nippon Steel Corp | 結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法 |
| CN1263168A (zh) * | 1999-02-09 | 2000-08-16 | 川崎制铁株式会社 | 高强度热轧钢板及其制造方法 |
| JP2000309850A (ja) * | 1999-02-26 | 2000-11-07 | Natl Res Inst For Metals | 高強度・高靱性棒材とその製造方法 |
| JP2000309823A (ja) * | 1999-04-23 | 2000-11-07 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の均一な熱延珪素鋼板の製造方法 |
| CN1297063A (zh) * | 1999-02-25 | 2001-05-30 | 科学技术厅金属材料技术研究所长代表的日本国 | 焊接性优良的钢制厚壁材料及其制造方法 |
| JP2001240912A (ja) * | 2000-02-29 | 2001-09-04 | National Institute For Materials Science | 大ひずみの均一導入加工方法 |
| JP2002137002A (ja) * | 2000-10-30 | 2002-05-14 | Daido Steel Co Ltd | 熱間圧延におけるガイドレス圧延法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5352228A (en) | 1976-10-25 | 1978-05-12 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile high toughness steel |
| EP0524162B1 (fr) * | 1991-07-17 | 1998-11-11 | CENTRE DE RECHERCHES METALLURGIQUES CENTRUM VOOR RESEARCH IN DE METALLURGIE Association sans but lucratif | Procédé de fabrication d'une bande mince en acier doux |
| JP2002192201A (ja) * | 2000-12-26 | 2002-07-10 | National Institute For Materials Science | 鍛造・圧延ラインにより大ひずみを導入する金属加工方法 |
| JP3983065B2 (ja) * | 2002-02-28 | 2007-09-26 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法と厚鋼板 |
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Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09279233A (ja) * | 1996-04-10 | 1997-10-28 | Nippon Steel Corp | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| CN1225690A (zh) * | 1997-04-30 | 1999-08-11 | 川崎制铁株式会社 | 高延展性且高强度的钢材及其制造方法 |
| JP2000104115A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-11 | Nippon Steel Corp | 結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法 |
| CN1263168A (zh) * | 1999-02-09 | 2000-08-16 | 川崎制铁株式会社 | 高强度热轧钢板及其制造方法 |
| CN1297063A (zh) * | 1999-02-25 | 2001-05-30 | 科学技术厅金属材料技术研究所长代表的日本国 | 焊接性优良的钢制厚壁材料及其制造方法 |
| JP2000309850A (ja) * | 1999-02-26 | 2000-11-07 | Natl Res Inst For Metals | 高強度・高靱性棒材とその製造方法 |
| JP2000309823A (ja) * | 1999-04-23 | 2000-11-07 | Nippon Steel Corp | 磁気特性の均一な熱延珪素鋼板の製造方法 |
| JP2001240912A (ja) * | 2000-02-29 | 2001-09-04 | National Institute For Materials Science | 大ひずみの均一導入加工方法 |
| JP2002137002A (ja) * | 2000-10-30 | 2002-05-14 | Daido Steel Co Ltd | 熱間圧延におけるガイドレス圧延法 |
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| Publication number | Publication date |
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