CN107794452A - 一种薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢及其制造方法 - Google Patents

一种薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其化学元素质量百分比为：C：0.05％～0.18％，Si：0.1％～2.0％，Mn：3.5％～7％，Al：0.01％～2％，0＜P≤0.02％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外其化学元素含量还满足：‑3.9C+11.2Mn+Si‑1.9Al‑41.4P≥13，式中的C、Si、Mn、Al和P分别表示相应元素的质量百分比。相应地，本发明还公开了该薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法。本发明所述的薄带连铸中锰钢具有高强度、高延伸率，采用本发明所述的制造方法可以使得工艺简单，降低生产制造成本，所制造生产出的钢板在钢板变形过程中可以连续屈服。

Description

一种薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法和用途，尤其涉及一种汽车用钢及其制造方法和用途。
背景技术
随着人们对汽车轻量化、防撞安全性以及轻量化要求的提高，汽车用钢不断向高强度和高塑性方向发展，强塑积成为衡量汽车钢性能的重要指标。第一代汽车用钢的强塑积一般大于10GPa％，轻量化和安全性指标都很低；第二代汽车用钢的强塑积虽然达到了50GPa％，但合金含量较高(主要为Mn、Cr、Ni等，其中Mn质量百分比往往大于25％)。第三代汽车用钢是指轻量化和安全性指标高于第一代汽车用钢(强塑积一般大于20GPa％)，生产成本又低于第二代汽车用钢。在一些零部件上，由于第三代汽车钢强塑性升高，可以使用更薄的钢板，因此可以比第一代汽车钢轻10％左右，让汽车更加省油。
现有技术中高强度钢在强度、抗腐蚀性方面具有优越性，然而存在轻量化效果不如铝合金、镁合金、复合材料。同时，由于铝合金、镁合金、复合材料的应用成本较高。
为了解决上述问题，采用了短流程低成本的薄带连铸工艺从而提升高强度钢在汽车轻量化方面的竞争力。薄带连铸工艺将钢水直接浇铸成带钢，整个轧制过程能耗较传统工艺下降80％，碳排放只有原来的十分之一，而用时可以仅需25秒。
传统的薄型钢材工艺一般采用板坯连铸法，在生产中需要经过多道次热轧和反复冷轧等工序。能耗大，工序复杂，生产周期长，劳动强度大，产品成本高，转产困难等缺点，例如：厚板坯(指厚度在200mm～300mm)连铸连轧工艺线长度一般在500m～800m之间，薄板坯(指厚度在50mm～60mm)的连铸连轧工艺线长度一般在300～400m之间。而采用薄带连铸技术，将连续铸造、粗轧、精轧等整合为一体，直接把钢水铸成1.6至3.6mm厚度的薄带坯，经过在线一机架或两机架热轧，或稍经冷轧就一次性形成工业成品，制造出带厚最薄达到0.8mm～2.5mm、带宽达到1100mm～1680mm的薄带钢。大大简化了生产工序，缩短了生产周期，其工艺线长度仅50m～60m。设备投资也相应减少，产品成本显著降低，并且薄带质量不亚于传统工艺。
但在此过程中，对于Mn质量百分比为3.5～7％的钢种易发生超细晶组织，并由此在钢板变形过程中产生不连续屈服和屈服延伸现象，形成的钢板表面质量差，影响零件的美观，易有滑移带。
对于超细晶钢变形机理研究发现，在屈服以前，大量的可动位错和滑移带已经形成，两者都被限制在高应力晶粒内。这就会导致应变的不均匀分配，并且随晶粒尺寸减小，应变集中的程度也逐渐升高。超细晶钢无加工硬化现象与其组织中位错的生成和增殖困难有关。这是由于Frank-Read位错源的尺寸分布受到晶粒尺寸的限制，导致位错堆积数量减少。这种由位错累积能力受限所造成的低加工硬化行为，一旦发生应变集中就会导致非常严重的颈缩。因此，对于超细晶钢来说，其延伸率通常大幅下降。并且由于位错无法累积，超细晶钢都存在屈服延伸(也称为吕德斯变形)现象，这样就会导致成形零件表面存在滑移带，影响零件的美观。当晶粒尺寸小于2μm时，对钢种的加工硬化和表面质量是不利的。
鉴于此，期望获得一种薄带连铸汽车用钢，其在添加较少合金元素的前提下，具有较高的强度且较好的拉伸延展性，因而具有超高的强塑积。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种薄带连铸超高强塑积(强塑积不小于20GPa％)连续屈服汽车用钢，该汽车用钢具有较高的强度及较好的拉伸延展性。同时，该汽车用钢具有较高的强塑性，并且在钢板变形过程中可以连续屈服，使其表面质量优良、无滑移带，有利于提高由该钢材制成的汽车零部件的碰撞吸收能。
基于上述发明目的，本发明提供了一种薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其化学元素质量百分比为：C：0.05％～0.18％，Si：0.1％～2.0％，Mn：3.5％～7％，Al：0.01％～2％，0＜P≤0.02％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外其化学元素含量还满足：-3.9C+11.2Mn+Si-1.9Al-41.4P≥13，式中的C、Si、Mn、Al和P分别表示相应元素的质量百分比。也就是说公式中C、Si、Mn、Al和P代入的数值是百分号前的数值，例如C含量为0.11％的实施例中，该公式中C的代入数值就是0.11。
在本技术方案中，其他不可避免的杂质主要是指S和N，可以将其控制为S≤0.1％，N≤0.2％
本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中的各化学元素的设计原理为：
碳：碳是钢中典型的固溶强化元素，同时其还可以提高奥氏体的稳定性，有利于在室温下保留一定体积分数的残余奥氏体，从而产生相变诱导塑性效应(TRIP效应)。对于本技术方案来说，当碳元素的质量百分比低于0.05％时，钢的强度较低，而当碳元素的质量百分比高于0.18％时，则由于钢的强度较高，会相应增加材料的内应力，降低材料塑性，同时不利于钢材料的焊接性能。为此，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的碳质量百分比限定为0.05％～0.18％。
硅：硅是稳定奥氏体的重要元素，硅的添加有利于室温下亚稳态奥氏体的存在。同时硅也是炼钢脱氧的必要元素。硅不仅有一定的固溶强化作用，还具有抑制碳化物析出的作用。一旦硅的质量百分比低于0.1％，难以在钢中获得充分的脱氧效果。然而，硅的质量百分比高于2％也会影响钢的综合性能。鉴于此，本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的硅的质量百分比控制为0.1％～2％。
锰：锰一方面可以通过固溶强化提高钢种的强度，另一方面锰可以大幅提高奥氏体的稳定性，提高室温下奥氏体的含量，加强钢种的相变诱导塑性效应(TRIP效应)，从而提高钢种的强塑性。尽管锰和碳都能提高奥氏体的稳定性，但是碳的过量添加容易恶化焊接性能，根据碳当量计算公式：CE＝WC+WMn/6+WNi/20+WCr/10+WCu/40-WMo/50-WV/10，锰对于焊接性的影响远小于碳，因此，通过锰提高奥氏体稳定性对焊接性能的影响小于碳。因此，本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中的锰的质量百分比被设定为3.5％～7％。
铝：铝在炼钢过程中具有脱氧作用，铝的添加是为了提高钢水的纯净度。此外，铝还能固定钢中的氮，并与氮形成稳定的化合物，有效细化晶粒。AlN的添加还可以作为捕获氢原子的氢陷阱，提高钢的抗延迟开裂特性。同时，钢中添加铝具有阻止渗碳体析出，并促进钢中逆马氏体相变的作用。因此，需要将本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中的铝的质量百分比限定在0.01％～2.0％。
磷：磷是非碳化物形成元素，对提高奥氏体稳定性有显著效果。但磷含量增多时易于在晶界偏析，对塑性、韧性和脆化温度都有负面影响。
另外，-3.9C+11.2Mn+Si-1.9Al-41.4P≥13这一公式也是本案的核心技术特征。在本技术方案中，所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的微观组织中含有大量奥氏体，只有满足这个公式的合金元素添加才能保证室温下的奥氏体具有合适的稳定性，才能得到较高的强度和塑性。尽管碳的添加可以提高奥氏体的稳定性，通过在室温保留一定的奥氏体，在变形过程中通过相变诱导塑性提高钢的延伸率，但由于本发明的技术方案中为了保证钢种的强度还需要添加其它合金元素，而这些元素在变形过程中可能会降低奥氏体的稳定性，因此，为了实现变形过程中奥氏体的稳定化，必须同时考虑其它合金元素的影响。本案发明人在长期的研究实验过程中发现，对钢种奥氏体化影响最为显著的五个元素是C、Si、Mn、Al和P，其中P提高奥氏体稳定化的效果最为强烈，但本发明中并不有目的的添加磷稳定奥氏体；C和Al也对奥氏体稳定化有一定效果；Mn和Si虽然可以提高奥氏体冷却过程中的稳定性，但在变形过程中有降低奥氏体稳定性的效果，其中Mn对形变奥氏体稳定性降低的作用数倍于Si。基于此，本案发明人根据大量实验研究设计了上述公式，以实现提高形变奥氏体稳定性的目的。
进一步地，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中，其化学元素还具有0＜Nb≤0.5％，0＜V≤1.0％，0＜Ti≤0.5％的至少其中之一。
添加合金元素Nb，V和Ti的至少其中之一，均可以起到晶粒细化的作用，并且提高钢中奥氏体的稳定性，从而来改善钢材的微观组织和综合性能。上述合金元素的种类可以根据实际需要进行设计添加。
进一步地，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中，其微观组织为马氏体+铁素体+奥氏体。
进一步地，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中，奥氏体的相比例为20-60％。
进一步地，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中，铁素体的相比例≤30％。由于铁素体塑性小于奥氏体，因此过高比例的铁素体不利于提高钢种的强塑积。
进一步地，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中，其晶粒尺寸为3μm-20μm。由于3μm-20μm的晶粒可以在晶粒内部充分的积累位错，产生加工硬化，避免局部减薄和滑移带的产生，因此，本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续汽车用钢的晶粒尺寸限定在3μm-20μm。
进一步地，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中，其抗拉强度≥980MPa，且延伸率≥20％。
在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢中，其抗拉强度高，且延伸率优良。由于评价钢材的塑性指标之一包括延伸率，并且延伸率越大，钢材的塑性越好，在遭受外力破坏前可以经受永久变形的性能就越好，因此，本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的高延伸率有利于提高该钢材制成的汽车零部件的碰撞吸收能和冲击载荷下材料的耐断裂性能。
另外，本发明的另一目的在于提供一种采用本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法，通过合理设计的钢种各化学元素的质量配比，经工艺设计，尤其是薄带连铸和罩式退火的相互配合，获得高抗拉强度及高延伸率的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，采用该制造方法具有工艺简单，生产成本较低且在钢板变形过程中可以连续屈服的优点。
基于上述发明目的，本发明提供了一种采用本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)双辊连铸；
(3)一道次热轧，得到全马氏体组织；
(4)罩式退火：退火温度为550～750℃，时间不小于1h，得到马氏体+铁素体+奥氏体的微观组织；
(5)酸洗。
在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法中薄带连铸包括双辊连铸和一道次热轧。上述制造方法的核心在于薄带连铸和罩式退火。通过薄带连铸后得到较大晶粒尺寸的全马氏体显微组织，在随后的罩式退火中，马氏体转变为铁素体和奥氏体组织，同时Mn元素进一步向奥氏体中富集，提高奥氏体的稳定性，从而提高室温下奥氏体的含量，增强相变诱导塑性效应(TRIP效应)，从而提高钢种的强塑积。并且，薄带连铸工艺和随后的罩式炉退火相互配合是得到本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的关键。只有在退火温度为550～750℃，时间不小于1h的罩式退火条件下，才能在室温下得到相比例为20％～60％的奥氏体组织，从而使得本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的抗拉强度≥980MPa，延伸率≥20％。
相较于现有技术中的传统连铸工艺，本技术方案由于采用了薄带连铸工序，因而省去了多道次粗轧和精轧，即提高了生产效率降低了生产成本，又避免了热变形和动态再结晶带来的晶粒细化，增大了原始奥氏体的晶粒尺寸；另外，薄带连铸最重要的是避免了冷轧环节，因此冷轧压下对于晶粒的细化作用再次得以消除，因而避免了冷轧过程导致的晶粒进一步细化。
此外，相较于现有技术中的传统连铸工艺所生产第三代汽车用钢，其晶粒尺寸为200nm～2μm，而本发明的技术方案中由于采用了薄带连铸加上长时间的罩式炉退火后使得晶粒进一步长大，可以得到3μm～20μm的大尺寸晶粒。大尺寸的晶粒可以在晶粒内部充分的积累位错，产生加工硬化，避免局部减薄和滑移带的产生。
进一步地，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法中，在所述步骤(3)中，终轧温度为750～900℃，卷取温度为500～850℃，然后冷却至室温，得到所述全马氏体组织。
进一步地，在本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法中，所述步骤(4)和步骤(5)之间还具有精整步骤。
另外，在步骤(5)后还可以具有发蓝步骤、凃漆步骤或镀锌步骤。
本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的其优点和有益效果在于：本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢具备较高的强度，其抗拉强度≥980MPa，其延伸率≥20％，其强塑积不小于20GPa％。
此外，本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法能够获得具有上述优点的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用外，还具有以下优点：
(1)采用本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法，工艺无需经过多道次热轧和冷轧工序，可以提高晶粒尺寸，弥补富锰钢晶粒细小难以长大的缺点，提高材料成形性和零件表面质量。
(2)采用本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法，工艺步骤简单、生产工序少且效率高，降低生产制造成本。
附图说明
图1显示了传统连铸生产工艺的流程图。
图2显示了本发明所述的制造方法的流程图。
图3为本发明实施例3-3中的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的微观组织图。
图4为本发明实施例3-3与采用传统连铸工艺生产第三代汽车用钢的拉伸曲线对比图。
具体实施方式
下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例和对比例
上述实施例和对比例中的钢板采用下述步骤制得：
(1)冶炼：采用电炉冶炼，控制各化学元素的质量百分比如表1所示；
(2)双辊连铸：钢水浇入到由两个相对旋转的水冷结晶辊和侧封板形成的熔池内，经过水冷结晶辊的冷却形成1mm～5mm铸带；
(3)一道次热轧，得到全马氏体组织：将步骤(2)所获得的铸带经过通过摆动导板、夹送辊送至热轧机。热轧终轧温度为750℃～900℃，通过一道次热轧将铸带轧至厚度为0.5mm～3mm热轧板，卷取温度为500℃～850℃，然后冷却至室温，得到微观组织为全马氏体组织；
(4)罩式退火：退火温度为550～750℃，时间不小于1h，得到马氏体+铁素体+奥氏体的微观组织；其中奥氏体的相比例为20％～60％；
(5)精整：可以根据需要通过精整进行分卷，或采用0.1％～0.8％的平整压下率提高热轧板的板形。该工序为可选工序，也可以在罩式退火后直接进行酸洗；
(6)酸洗：酸洗以去除一道次热轧过程和罩式退火过程中产生的氧化铁皮；
另外，需要说明的是，在其他实施方式中，在步骤(1)中，还可以采用转炉或感应炉进行冶炼。
此外，需要说明的是，在其他实施方式中，在步骤(2)中，一道次热轧道次也可以根据需要增加为1～5道次。
并且，需要说明的是，在其他实施方式中，在步骤(6)后还具有发蓝步骤、凃漆步骤或镀锌步骤。
表1列出了实施例的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢和对比例的普通汽车用钢中各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt％，余量为Fe和除了杂质元素S和N之外的其他杂质元素)
表2列出了实施例和对比例的制造方法的具体工艺参数。
表2
需要说明的是，实施例3-1到实施例3-6表示了它们均采用了表1所示的实施例3的化学元素的质量百分配比。
对上述实施例的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢和对比例的普通汽车用钢取样，进行各项性能测试，将试验测得到的相关性能参数列于表3中。
表3列出了实施例的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢和对比例的普通汽车用钢的性能参数。
表3
从表3可以看出，采用本案各实施例的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的屈服强度均≥650MPa，抗拉强度均≥980MPa，延伸率均≥20％，强塑积均不小于20GPa％，说明本案各实施例的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢具备较高的强度和良好的拉伸延展性。
结合表1、2以及表3的内容可知，由于对比例1的碳的质量百分比仅为0.03％，小于本发明所限定的碳的质量百分比范围，因此，虽然采用了本发明限定的终轧温度、卷取温度、退火温度以及退火时间，对比例1的抗拉强度不足980MPa，同时奥氏体难以稳定至室温，延伸率也只有16.3％。对比例2中碳的质量百分比为0.35％，满足本发明所限定的碳的质量百分比范围，但是锰的质量百分比较低，因此，虽然采用本发明限定的终轧温度、卷取温度、退火温度以及退火时间，但是对比例2的抗拉强度大于980MPa，但由于室温下奥氏体含量较低，延伸率仅有10.4％。
由此可见，本发明的技术方案基于薄带连铸工艺，通过控制合理的成分设计和优化的工艺参数，在基本不添加昂贵合金元素的情况下，通过碳元素和锰元素的成分设计，利用马氏体相变诱导塑性效应(TRIP效应)生产制造出兼具高强度和高延伸率的汽车用钢。该汽车用钢具有优良的强塑性匹配，有利于提高汽车结构件的抗碰撞性能，由此显著地提升车身的安全性能。
图1显示了传统连铸生产工艺的流程图。图2显示了本发明所述的制造方法的流程图。
从图1和图2的对比可以看出，本发明由于采用了一道次热轧，因此相较于传统连铸工艺减少了热轧(多道次粗轧和精轧)工序、冷轧和后续的退火工序，既提高了生产效率降低了生产成本，又避免了热变形和动态再结晶带来的晶粒细化，增大了原始奥氏体的晶粒尺寸。另外，本发明的技术方案中避免了冷轧环节，因此冷轧压下对于晶粒的细化作用再次得以消除，从而避免了冷轧过程导致的晶粒进一步细化。
图3显示本发明实施例3-3的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的微观组织。
从图3中可以看出，本发明实施例3-3的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的微观组织为马氏体+奥氏体+铁素体，其中，经X射线衍射测量(即XRD测量)奥氏体的相比例约为46.7％，马氏体的相比例约为38％，其余为铁素体，其奥氏体的晶粒尺寸为3μm～12μm。
图4显示了本发明实施例3-3与采用传统连铸工艺生产第三代汽车用钢的拉伸曲线对比。
图4中的I曲线表示本案实施例3-3，曲线II表示传统连铸工艺生产的第三代汽车用钢。从图4中可以看出，相较于传统连铸工艺生产的第三代汽车用钢，本发明的技术方案可以消除屈服平台，从而消除了零件表面的滑移带，使得本案实施例的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的成形性能得到了大幅改善，表面质量显著提高，这是因为在本发明的技术方案中，减少了热轧道次，从而抑制了多道次热轧所带来的动态和静态再结晶及晶粒细化，并且也不需要冷轧和后续退火工序，从而避免了冷轧形变带处晶粒二次形核和长大，因而使得本发明实施例1中的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的晶粒尺寸控制在了3μm-20μm。
需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其特征在于，其化学元素质量百分比为：
C：0.05％～0.18％，Si：0.1％～2.0％，Mn：3.5％～7％，Al：0.01％～2％，0＜P≤0.02％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外其化学元素含量还满足：-3.9C+11.2Mn+Si-1.9Al-41.4P≥13，式中的C、Si、Mn、Al和P分别表示相应元素的质量百分比。
2.如权利要求1所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其特征在于，其化学元素还具有0＜Nb≤0.5％，0＜V≤1.0％，0＜Ti≤0.5％的至少其中之一。
3.如权利要求1所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其特征在于，其微观组织为马氏体+铁素体+奥氏体。
4.如权利要求3所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其特征在于，奥氏体的相比例为20-60％。
5.如权利要求3所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其特征在于，铁素体的相比例≤30％。
6.如权利要求1所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其特征在于，其晶粒尺寸为3μm-20μm。
7.如权利要求1-6中任意一项所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢，其特征在于，其抗拉强度≥980MPa，延伸率≥20％，且其强塑积不小于20GPa％。
8.如权利要求1-7中任意一项所述的薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)双辊连铸；
(3)一道次热轧，得到全马氏体组织；
(4)罩式退火：退火温度为550～750℃，时间不小于1h，得到马氏体+铁素体+奥氏体的微观组织；
(5)酸洗。
9.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，终轧温度为750～900℃，卷取温度为500～850℃，然后冷却至室温，得到所述全马氏体组织。
10.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，所述步骤(4)和步骤(5)之间还具有精整步骤。
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