CN1223687C - 具有纳米析出的亚微米晶粒钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种具有纳米析出的亚微米晶粒钢板及其制造方法，本发明的钢板的成分(质量百分数)为：C：0.001～0.20%；Mn：0.01～2.0%；还进一步含有V：＜0.3%；Nb：＜0.2%；Ti：＜0.1%；Al：＜0.1%中的一种或一种以上；余量为Fe和不可避免的杂质；钢板中形成有铁素体相和析出相；钢板表面至板厚中心的全板厚截面上铁素体的晶粒为亚微米级，呈弥散分布的析出相的颗粒为纳米级；其制造方法为将坯料在300～700℃之间进行温轧，累积压下量在≥35%，温轧后进行冷却；本发明的钢板组织稳定性好，制造方法简便实用。
Description
技术领域
本发明涉及一种具有超细组织的金属材料及其制造技术，尤其涉及一种亚微米晶粒钢板及其制造方法。
背景技术
现有的已经实现工业化生产的超细晶粒钢板的制造方法大多属于热机械控制轧制和控制冷却技术。这些方法可以获得的铁素体晶粒最小尺寸均大于4～5μm。有关超细晶粒钢的最新专利主要集中在微米级超细晶粒钢上。如专利CN1297062(EP1031632)，将坯料加热至AC3以上温度奥氏体化，接着在Ae3或更低至Ae3-150℃的温度以下，或者在至少550℃的温度下以0.001～10s-1的变形速率施以压力加工，然后冷却，可以获得小于3μm的铁素体晶粒。专利CN1128051则利用应变诱导动态相变(SIDTR)制造铁素体晶粒尺寸小于5μm的超细组织钢。最早利用SIDTR细化铁素体晶粒的研究者是Yada(专利US4466842、DE3312257和FR2524493)，目前SIDTR已经成为超细晶粒钢(或超级钢)研究的热点并导致许多有关专利的提出(如专利US6027587、JP8512094T、NZ267938和WO9501459；专利US6090226、DE69521264D、KR165151、WO9526424和EP0709480；专利CN1243884；专利US5200005和WO9321351)。也有不采用轧制方法的有关专利，如专利EP0903412首先将＜0.3％C钢加热到AC3以上温度进行奥氏体化，然后在Ar3以上温度压下50％以上，压下时要求X、Y和Z三个方向同时或连续施压，最后以高于3℃/s的速度冷却，可以获得晶粒尺寸小于3μm的超细组织。上述专利能够获得的最小铁素体晶粒通常在1μm以上。
随着工艺的进步，从几百微米到几十微米，直到几微米，能够实现的晶粒尺寸下限也越来越低。纳米技术的兴起，使亚微米(100nm～1μm)、纳米(1nm～100nm)尺度的超细组织成为新的研发目标。例如，专利US6033624、US5984996和US5589011采用粉末固结方法合成纳米晶M50钢；专利US6258185采用非晶晶化法制备纳米复合钢；专利CN2400456、CN1301873、CN1336321(FR2812284、WO0210463、AU8408701)、CN1336444(FR2812286、WO0210461、AU8224001)、CN1336445(FR2812285、WO0210462、AU8224101)，利用高能表面机械加工实现了纯铁、低碳钢和奥氏体不锈钢的表面纳米化。不过，要将大尺寸块体钢铁结构材料的晶粒细化到1μm以下难度是很大的。迄今为止，获得大尺寸块体纳米及亚微米钢铁结构材料的方法可以归结为强烈塑性变形(SPD)以及大变形与相变组合两大类。
SPD法是制备致密亚微米晶粒板材和棒材的主要方法，包括：旋挤、等角挤压、累积叠轧焊、反复波纹-压平和多轴变形加工等。旋挤制备的材料通常是碟状的，直径和厚度分别为10～20mm和0.2～0.5mm。等角挤压制备的通常是圆棒或方棒，长70～100mm，截面直径或对角线＜20mm。由Saito等[ScrMater，39(1998)1221；Acta Mater，1999，47(2)：579；ScrMater，1999，40(7)795]提出的累积叠轧焊方法将薄板反复叠片、轧制并使其自动焊合。晶粒平均直径27μm的含钛IF钢板，在500℃经过5次叠轧循环后，晶粒尺寸减小到0.5μm以下。但该方法不仅工序烦琐，而且由于叠轧的各层之间存在界面而导致塑性恶化(比常规IF钢低一个数量级)。专利US6197129提出了反复波纹-压平法，把纯铜棒在略高于液氮温度下压成波纹状，将铜棒沿长轴掉转90°角后再将其压平。该过程不断重复进行多次，可以将晶粒细化到几十纳米至数百纳米之间。钢的强度比铜高、塑性比铜差，很难应用该专利技术。利用多轴变形加工(或三维压力加工、多次间断压力加工)也可以将晶粒细化到亚微米级。Belyakov等[Mater Trans JIM，41(2000)476]在600℃(0.5Tm)以10-3 s-1的应变速率对AISI 304奥氏体不锈钢进行多次压缩，结果发现在低应变至中应变范围内，显微组织的特征取决于具有高密度位错墙晶界的拉长亚晶粒的演化过程。随着应变的进行，这些亚晶粒越来越趋向于等轴晶，同时亚晶界的位向差也逐渐增大，最终导致位向差20°以上、平均晶粒尺寸只有0.3μm超细组织的产生。Chen等[42nd MWSP Conf Proc，ISS，XXXVIII(2000)523]利用装配在Gleeble模拟机上的MAXSTRAIN***，模拟了各种条件下的多轴变形加工。不过，多轴变形加工方法能够适应的试样尺寸有限。
大变形与相变组合则利用了变形和相变两者在细化组织方面的各自特点。Jain等[J Mater Res，11(1996)2677]在室温和液氮温度下进行冷轧，使亚稳的奥氏体不锈钢(AISI 304)转变为马氏体，然后再加热到高温使马氏体分解成超细组织，获得了平均晶粒尺寸约0.5μm的超细组织。Hayashi等[CAMP-ISIJ，11(1998)1031]先将0.05％C-2.0％Mn钢奥氏体化后水淬获得马氏体，640℃保温后1道轧下50％，再加热到640℃压下50％或80％。结果表明，两道轧制的方向一致的试样形成沿轧制方向伸长的纤维状晶粒组织；第二道轧制掉转了90°角的试样，总压下量75％者形成了1μm的等轴晶，而总压下量90％者形成了平均晶粒尺寸0.77μm的等轴亚微米晶。专利CN1275554所述的低合金钢成分(％)为：C：0.05-0.35、Mn＜1.0、Si＜0.30、S＜0.03、P＜0.03、Cr＜3.0、Mo＜1.0、V＜0.30、W＜0.70、Nb＜0.10，余为Fe。所述的方法为首先通过热处理，获得低碳板条马氏体、回火板条马氏体或下贝氏体预备组织，板条的宽度要控制在0.5μm以下；然后，在720℃以下多道次或单道次温轧或冷轧，总压下量要大于65％；最后，在550～720℃再结晶退火1.5～24h。结果可以获得晶粒尺寸小于50nm、板厚3mm的低合金钢(如CrMoV)板。Priestner和Ibraheem[Mater Sci Technol，16(2000)1267]对3种Nb微合金化钢的研究表明，将超细奥氏体热轧后快速冷却进行相变晶粒细化，可以使3mm厚钢板的心部晶粒尺寸达到1.5μm、表面达到1μm以下。如果随后进一步冷轧并静态再结晶，就可以在1mm厚钢板整个截面形成亚微米超细组织。最近，Tsuji等[Scr Mater，46(2002)305]首先在1000℃将2mm厚的SS400钢试板保温0.5h，然后水淬获得低碳板条马氏体组织，相应的原奥氏体晶粒直径为200μm。接着，将试板冷轧50％，再在200～700℃退火0.5h，最终获得晶粒直径约为0.18μm的超细组织。总之，大变形与相变组合工艺虽然可以将钢的铁素体晶粒细化到亚微米甚至纳米级，但是，该工艺的复杂性限制了其应用。
综上所述，亚微米铁素体晶粒钢由于具有更高的强度和优异的韧性而成为未来钢铁材料研发的热点。然而，现有的各种亚微米铁素体晶粒钢制备工艺复杂而难以实际应用。
发明内容
鉴于现有状况，本发明的目的在于提供一种具有纳米析出的亚微米晶粒钢板。
本发明的另一目的在于提供一种上述钢板的制造方法。
本发明的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板具有良好的组织稳定性。本发明的钢板的制造方法工艺简单、易于实施。
本发明的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板其特点为：
上述钢板含有C：0.001～0.20％；Mn：0.01～2.0％；
还进一步含有V：＜0.3％；Nb：＜0.2％；Ti：＜0.1％；Al：＜0.1％中的一种或一种以上；
余量为Fe和不可避免的杂质；
以上为质量百分数；
上述钢板形成有铁素体相和析出相；上述铁素体的晶粒为亚微米级，上述析出相的颗粒为纳米级。
所述钢板中所形成的铁素体相和析出相颗粒分布于钢板表面至板厚中心的全板厚截面上。析出相呈颗粒状且弥散分布。所述铁素体的平均晶粒直径在100nm～1μm之间；所述析出相的平均颗粒直径在1nm～100nm之间。
本发明的成分中还可以进一步含有Mo：0.01～0.5％；Ni：＜0.3％；Si：＜0.6％；Cr：＜0.8％。
或者还可以进一步含有P：0.01～0.1％；Ni：0.01～0.5％；Cu：0.01～0.3％；Cr：＜0.8％；Mo：＜0.5％；
本发明的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板制造方法为：
成分为：C：0.001～0.20％；Mn：0.01～2.0％；
还进一步含有V：＜0.3％；Nb：＜0.2％；Ti：＜0.1％；Al：＜0.1％中的一种或一种以上；
或者还可以进一步含有Mo：0.01～0.5％；Ni：＜0.3％；Si：＜0.6％；Cr：＜0.8％；
或者还可以进一步含有P：0.01～0.1％；Ni：0.01～0.5％；Cu：0.01～0.3％；Cr：＜0.8％；Mo：＜0.5％；
余量为Fe和不可避免的杂质；
以上为质量百分数；
将含有上述成分的坯料进行温轧，轧制温度在300～700℃之间、累积压下量在≥35％，温轧后进行冷却。
在上述温轧之前，可以使用铸态材料作为坯料，也可以对坯料先进行冷轧、热轧或淬火处理。上述温轧可以单道次进行，也可以分若干道次进行。上述温轧结束后可以自然冷却，也可以在2秒内施行水冷。
值得特别指出的是，所有的超细晶金属材料，包括微米级、亚微米级和纳米级超细晶粒钢，由于总晶界能极高而处于不稳定的非平衡状态，易于向亚稳态或平衡态转变，即晶粒易长大—或者说存在“组织稳定性(或热稳定性)”问题。因此，超细晶金属材料对热加工均极为敏感。鉴于低合金钢或微合金钢在制造或使用过程中不可避免地要经受涂层处理、热处理、卷板或焊接等热作用，其组织稳定性问题如果不能很好地解决，将严重制约其实际应用。遗憾的是，迄今为止已经发表的有关亚微米超细晶粒钢专利都没有很好地解决这一问题。此外，晶粒细化在改善金属材料力学性能方面虽然非常有效，但也有限。单纯晶粒细化不仅难度加大(成本高)，而且组织稳定性也不高。因此，应该把晶粒细化与其它措施(如析出强化或复相组织等)结合起来，采取综合措施获得综合的性能。本发明不仅可以将铁素体晶粒细化到亚微米级，而且利用第二相(纳米析出相)颗粒钉扎晶界、抑制晶粒长大。这对于具有高强度和优异韧性的亚微米钢的推广应用具有重要意义。此外，大量弥散分布的颗粒状纳米析出相还具有析出强化作用，从而使本发明同时取得细晶强化和析出强化的复合强化效果。
本发明采用强烈温轧工艺，并结合该工艺特点选择合适的合金成分，通过强烈塑性变形细化低合金钢或微合金钢的铁素体晶粒并控制第二相析出，从而在钢板表面至板厚中心的全板厚截面都形成亚微米级(100nm～1μm)超细铁素体晶粒和纳米级(1nm～100nm)第二相—弥散析出相。这个发明可以获得具有高组织稳定性(晶粒长大倾向小)的具有纳米析出的亚微米晶粒的超细组织低合金或微合金钢板。
本发明采用轧制方法。与其它获得亚微米材料的方法(如，等角挤压、旋挤、多向锻压等)相比，轧制方法的生产率高、适应性强，易于实现连续化、自动化工业生产。
轧制工艺的要点可以归结为温轧和大变形，即强烈温轧。
把轧制温度限制在300～700℃之间，即采用温轧工艺。与热轧工艺相比，采用温轧工艺可以避免轧制过程中的高能耗、氧化、动态再结晶和晶粒长大等问题；与冷轧工艺相比，采用温轧工艺不仅可以减小轧制力、降低对设备能力的要求从而便于工艺的实现，而且可以有效防止大变形引起的钢板(带)的边裂问题。
累积压下量在≥35％，即大变形，变形速率在1.0～15s-1之间。利用强烈塑性变形机制把铁素体晶粒细化到亚微米(100nm～1μm)尺度。
本发明应有合适的合金成分。成分的选择应该遵循下列三项基本原则：
1)较低的含碳量，含碳量高对焊接性不利，但含碳量过低不利于第二相的析出；
2)低合金化或微合金化，以确保亚微米晶粒细化在节能(无需热处理强化)、节约资源(合金元素少)和环保(工艺简单，可回收再生利用)等方面的优势；
3)含有一定量的钒、铌、钛或者铝，以确保第二相的析出。
采用上述温轧工艺轧制出厚0.4～4mm的低合金或微合金钢板(带)，在钢板表面至板厚中心的全板厚截面上铁素体晶粒的平均直径均在亚微米级(100nm～1μm)，其中还弥散析出大量平均直径在纳米级(1～100nm)的颗粒状第二相。
值得注意的是，上述低合金或微合金钢板(带)具有复合超细组织特征，可以取得亚微米铁素体晶粒的细晶强化作用和第二相(纳米颗粒)析出强化的双重强化作用。此外，采用上述温轧工艺直接就可以获得亚微米晶粒超细组织，温轧前无需特殊的预备热处理，温轧后也无需特殊的后续热处理。对坯料的状态也无特殊要求，坯料即可以是铸态(粗晶粒组织)，也可以是热轧态或冷轧态，还可以是淬火或其它热处理态组织。
具有上述显微组织特征的低合金钢或微合金钢，具有良好的组织稳定性(或称热稳定性)，晶粒长大倾向小，在450～550℃经受1h的退火处理铁素体晶粒平均直径仍然保持在亚微米级。
利用大量弥散分布的纳米析出相钉扎晶界、抑制超细晶粒的长大，从而提高亚微米低合金钢或微合金钢的组织稳定性，是本发明与其它超细晶粒钢制备技术的主要区别之一。鉴于钢铁产品在制造、加工和使用过程中不可避免地要经受各种热作用，而所有超细晶金属材料(包括亚微米超细晶粒钢)对热作用又特别敏感，本发明的上述特点对于亚微米超细晶粒钢的推广应用以及对其高强度和优异韧性的充分发挥具有重要的意义。
本发明采用强烈温轧工艺，可以直接把低合金钢或微合金钢铁素体晶粒细化到亚微米尺度，无需特别预先处理或后续处理，工艺简单、易于实现。
附图说明
图1(a)为实施例E1的钢板近表面处铁素晶粒的SEM照片。
图1(b)为实施例E1的钢板距离表面1/4处铁素晶粒的SEM照片。
图1(c)为实施例E1的钢板厚中心区处铁素晶粒的SEM照片。
图1(d)为实施例E1的钢板TEM照片。
图2为实施例E1的钢板纵向截面板厚中心区晶界位向差分布曲线图。
图3(a)为实施例E1的钢板450℃退火1h试样纵向截面板厚中心区的SEM照片。
图3(b)为实施例E1的钢板450℃退火1h试样纵向截面板厚中心区的TEM照片。
图4为实施例E的1钢板温轧态纵向截面板厚中心区AFM分析结果图。
图5(a)为实施例E12的钢板温轧态试样纵向截面板厚中心区的SEM照片。
图5(b)为实施例E1的2钢板温轧态试样纵向截面板厚中心区的TEM照片。
图6(a)为实施例E13的钢板温轧态显微组织图。
图6(b)为实施例E13的钢板450℃退火1h显微组织图。
图7为实施例E13的钢板450℃退火1h组织中的纳米析出相图。
图8(a)为实施例E19的钢板中的亚微米铁素体晶粒图。
图8(b)为实施例E19的钢板中纳米析出相图。
图9(a)为实施例E23的钢板轧制态示意图。
图9(b)为实施例E23经550℃退火1h组织图。
具体实施方式
第一组实施例
实验材料：低合金钢。
成 分：C：0.084％；Si：0.21％；Mn：1.53％；P：0.018％；
S：0.0046％；Al：0.03％；Cr：0.02％；Ni：0.21％；
Cu：0.22％；V：0.062％；Nb：0.041％；Ti：0.02％；
余量Fe；以上均为质量百分数。
制造方法：将含有上述成分的坯料进行温轧，控制轧制温度及累积压下量，温轧后进行冷却。
将上述低合金钢按表1所列的工艺参数进行轧制，然后取样进行扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)分析。表中最后一列的晶粒尺寸是利用截点法测定的板厚中心区铁素体的平均晶粒直径。可见，决定能否获得亚微米晶粒超细组织的关键工艺参数首先是轧制温度，其次是累积压下量。对于本组实施例的低合金钢而言，在700℃以下、累积压下量不小于38％温轧可以获得亚微米超细铁素体晶粒。
表1 第一组实施例的温轧工艺及其结果
| 试样序号 | 坯料状态 | 坯料厚度(mm) | 轧制温度(℃) | 累积压下量(％) | 道次 | 应变速率(s-1) | 冷却方式 | 钢板厚度(mm) | 晶粒直径*(μm) |
| E1 | 热轧 | 15 | 500 | 79.6 | 1 | 9.82 | 水冷 | 3.06 | 0.44 |
| E2 | 热轧 | 10 | 500 | 68.0 | 1 | 10.14 | 水冷 | 3.20 | 0.45 |
| E3 | 热轧 | 7.5 | 500 | 61.3 | 1 | 10.58 | 水冷 | 2.90 | 0.70 |
| E4 | 热轧后水淬 | 3 | 500 | 45.3 | 1 | 12.89 | 水冷 | 1.64 | 0.75 |
| E5 | 热轧 | 15 | 600 | 77.0 | 1 | 9.45 | 水冷 | 3.45 | 0.62 |
| E6 | 热轧 | 10 | 600 | 65.8 | 1 | 9.81 | 水冷 | 3.42 | 0.78 |
| E7 | 热轧 | 7.5 | 600 | 61.1 | 1 | 10.54 | 水冷 | 2.92 | 0.69 |
| E8 | 热轧 | 7.5 | 600 | 56.0 | 1 | 9.74 | 水冷 | 3.30 | 0.89 |
| E9 | 热轧 | 15 | 700 | 80.6 | 1 | 9.96 | 水冷 | 2.91 | 0.62 |
| E10 | 热轧 | 10 | 700 | 68.5 | 1 | 10.21 | 水冷 | 3.15 | 0.77 |
| E11 | 热轧 | 7.5 | 700 | 61.2 | 1 | 10.56 | 水冷 | 2.91 | 0.88 |
| E12 | 热轧 | 15 | 700 | 80.7 | 4 | 3.3～10.1 | 水冷 | 2.90 | 0.92 |
*：试样板厚中心区铁素体的平均晶粒直径。
如图1(a)、图1(b)和图1(c)所示，依次示出了实施例E1钢板近表面处、距离表面1/4板厚处和板厚中心区铁素体晶粒形貌。晶粒尺度沿板厚方向自表面至心部有所变化—近表面处晶粒最细、距离表面1/4板厚处次之、板厚中心区最粗。根据SEM观察，各区域的晶粒沿轧制方向都有不同程度的拉长，呈纤维状。然而，用TEM观察，这些纤维状晶粒中还包含有小晶粒，如图1(d)所示，这些晶粒都是在温轧过程中形成的等轴晶。
值得注意的是，图1(d)左上角所示的电子衍射花样呈现几乎连续的同心环。这不仅表明这些小晶粒非常细小，而且其晶界多数是大角晶界。这一点得到了图2所示的场发射SEM上的电子背散射衍射(EBSD)分析的证实—绝大部分的晶界位向差都在50～60°之间。这意味着所采用的温轧工艺具有良好的晶粒细化效果，所形成的晶粒细小、均匀且相互间位向差很大。
图3示出了实施例E1钢板经过450℃退火1h后的显微组织特征。与图2(a)的温轧态组织相比，图3(a)保持了亚微米晶粒尺度。这反映出所获得的亚微米晶粒超细组织具有相当高的组织稳定性。其原因在于亚微米铁素体晶粒中存在大量平均直径在1nm～100nm之间的颗粒状析出相如图3(b)所示。这些析出相不仅起沉淀强化作用，而且通过钉扎晶界而有效地抑制晶粒长大，从而显著提高了亚微米钢的组织稳定性。
原子力显微镜(AFM)分析揭示，这些析出相在退火前(温轧态)就已经存在，如图4所示，并且分两种尺寸级别—二者的平均晶粒直径分别在30nm和10nm左右。正是由于这些纳米析出相的存在，使得实施例E1钢板的铁素体晶粒即便经过550℃退火1h也能够保持亚微米尺度。
实施例E1钢板的上述显微组织特征是具有普遍性的，本组以及其它组的实施例钢板的组织也与实施例E1类似。这可以由图5示出的实施例E12钢板700℃、4道次温轧态的显微组织中得到验证。
第二组实施例
实验材料：微合金钢。
成 分：C：0.055％；Si＜0.03％；Mn：0.26％；
P：0.012％；S：0.0021％；Al：0.05％；Ti：0.001％；
余量Fe；以上为质量百分数。
制造方法：同第一组实施例。
将上述微合金钢按表2所列的工艺参数进行轧制，然后取样进行SEM和TEM分析，晶粒尺寸测量结果列于表中最后一列。显然，与第一组实施例的低合金钢相比，本组的微合金钢晶粒细化的难度加大—要求轧制温度更低、累积压下量更大。这说明，合金成分对亚微米超细铁素体晶粒的获得具有重要影响。
表2第二组实施例的温轧工艺及其结果
| 试样序号 | 坯料状态 | 坯料厚度(mm) | 轧制温度(℃) | 累积压下量(％) | 道次 | 应变速率(s-1) | 冷却方式 | 钢板厚度(mm) | 晶粒直径*(μm) |
| E13 | 铸态 | 15 | 500 | 79.5 | 1 | 9.80 | 水冷 | 3.08 | 0.66 |
| E14 | 铸态 | 10 | 500 | 69.0 | 1 | 10.29 | 水冷 | 3.10 | 0.77 |
| E15 | 铸态 | 7.5 | 500 | 60.7 | 1 | 10.47 | 水冷 | 2.95 | 0.79 |
| E16 | 铸态 | 15 | 600 | 79.7 | 1 | 9.83 | 水冷 | 3.05 | 0.74 |
*：试样板厚中心区铁素体的平均晶粒直径。
图6(a)和图6(b)分别示出了实施例E13钢板温轧态和退火态的组织，展示了亚微米微合金钢良好的组织稳定性。图7则示出了实施例E13钢板退火态组织中的纳米析出相形貌。
第三组实施例
实验材料：低合金钢。
成 分：C：0.07％；Si：0.31％；Mn：0.31％；P：0.082％；
S：0.005％；Al：0.02％；Cr：0.6％；Ni：0.11％；
Mo：0.46％；Cu：0.24％；Nb：0.02％；Ti：0.002％；
余量Fe：以上为质量百分数。
制造方法：同第一组实施例。
将上述低合金钢按表3所列的工艺参数进行轧制，然后取样进行SEM和TEM分析，晶粒尺寸测量结果列于表中最后一列。图8(a)和图8(b)分别示出了实施例E19钢板中的亚微米铁素体晶粒和纳米析出相的显微形貌。
表3 第三组实施例的温轧工艺及其结果
| 试样序号 | 坯料状态 | 坯料厚度(mm) | 轧制温度(℃) | 累积压下量(％) | 道次 | 应变速率(s-1) | 冷却方式 | 钢板厚度(mm) | 晶粒直径*(μm) |
| E17 | 900℃淬火 | 10 | 500～300 | 84.5 | 4 | 4.1～11.1 | 水冷 | 1.55 | 0.30 |
| E18 | 1000℃淬火 | 10 | 500～300 | 84.5 | 4 | 4.1～11.1 | 水冷 | 1.55 | 0.30 |
| E19 | 热轧 | 14 | 500 | 77.5 | 1 | 9.85 | 空冷 | 3.15 | 0.42 |
| E20 | 热轧 | 14 | 600 | 78.7 | 1 | 9.90 | 水冷 | 2.98 | 0.71 |
*：试样板厚中心区铁素体的平均晶粒直径。
第四组实施例
实验材料：微合金钢。
成 分：C：0.18％；Si＜0.03％；Mn：0.70％；P：0.011％；
S：0.005％；Cr＜0.02％；Ni：0.02％；Cu：0.02％；
V＜0.01％；Nb＜0.01％；Ti：0.001％；Al：0.035％；
余量Fe。以上为质量百分数。
制造方法：同第一组实施例。
将上述低合金钢按表4所列的工艺参数进行轧制，然后取样进行SEM和TEM分析，晶粒尺寸测量结果列于表中最后一列。图9(a)和图9(b)分别示出了实施例E23钢板及其550℃退火1h组织，可见，所获得的亚微米超细铁素体晶粒具有非常好的组织稳定性，经过550℃退火后铁素体晶粒平均直径由轧制态的0.61μm只略微增大到0.69μm，仍然保持在亚微米尺度。
表4第四组实施例的温轧工艺及其结果
| 试样序号 | 坯料状态 | 坯料厚度(mm) | 轧制温度(℃) | 累积压下量(％) | 道次 | 应变速率(s-1) | 冷却方式 | 钢板厚度(mm) | 晶粒直径*(μm) |
| E21 | 热轧 | 15.7 | 500～300 | 81.2 | 6 | 2.6～9.3 | 水冷 | 2.95 | 0.75 |
| E22 | 热轧 | 15.7 | 500 | 81.2 | 1 | 9.8 | 水冷 | 2.95 | 0.55 |
| E23 | 热轧 | 15.7 | 500 | 79.6 | 1 | 9.6 | 水冷 | 3.20 | 0.61 |
| E24 | 热轧 | 15.7 | 600～500 | 84.4 | 2 | 5.3～11.5 | 空冷 | 2.45 | 0.60 |
| E25 | 热轧 | 15.7 | 700～600 | 81.2 | 3 | 3.9～10.4 | 水冷 | 2.95 | 0.86 |
*：试样板厚中心区铁素体的平均晶粒直径。
第五组实施例
实验材料：微合金钢。
成 分：C：0.0022％；Si＜0.03％；Mn：0.08％；P：0.010％；
S：0.0083％；Cr：0.02％；Cu：0.03％；Ti：0.075％；
Al：0.059％；
余量Fe。以上为质量百分数。
制造方法：同第一组实施例。
将上述低合金钢按表5所列的工艺参数进行轧制，然后取样进行SEM和TEM分析，晶粒尺寸测量结果列于表中最后一列。
表5第五组实施例的温轧工艺及其结果
| 试样序号 | 坯料状态 | 坯料厚度(mm) | 轧制温度(℃) | 累积压下量(％) | 道次 | 应变速率(s-1) | 冷却方式 | 钢板厚度(mm) | 晶粒直径*(μm) |
| E25 | 冷轧 | 4 | 500～400 | 76.3 | 2 | 8.5～8.9 | 水冷 | 0.95 | 0.93 |
| E26 | 冷轧 | 4 | 500～400 | 90 | 2 | 8.5～13.5 | 水冷 | 0.4 | 0.70 |
*：试样板厚中心区铁素体的平均晶粒直径。
Claims (12)
1.一种具有纳米析出的亚微米晶粒钢板，其特征在于：
上述钢板含有C：0.001～0.20％；Mn：0.01～2.0％；
还进一步含有V：＜0.3％；Nb：＜0.2％；Ti：＜0.1％；Al：＜0.1％中的一种或一种以上；
余量为Fe和不可避免的杂质；
以上为质量百分数；
上述钢板形成有铁素体相和析出相；铁素体的晶粒为亚微米级，析出相的颗粒为纳米级。
2.如权利要求1所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板，其特征在于，所述钢板中所形成的铁素体相和析出相颗粒分布于钢板表面至板厚中心的全板厚截面上。
3.如权利要求1所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板，其特征在于，所述析出相呈颗粒状且弥散分布。
4.如权利要求1或2或3所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板，其特征在于，所述铁素体的平均晶粒直径在100nm～1μm之间；所述析出相的平均颗粒直径在1nm～100nm之间。
5.如权利要求1所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板，其特征在于，还进一步含有Mo：0.01～0.5％；Ni：＜0.3％；Si：＜0.6％；Cr：＜0.8％。
6.如权利要求1所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板，其特征在于，还进一步含有P：0.01～0.1％；Ni：0.01～0.5％；Cu：0.01～0.3％；Cr：＜0.8％；Mo：＜0.5％。
7.一种具有纳米析出的亚微米晶粒钢板的制造方法，其特征在于：
坯料成分含有C：0.001～0.20％；Mn：0.01～2.0％；
进一步含有V：＜0.3％；Nb：＜0.2％；Ti：＜0.1％；Al：＜0.1％中的一种或一种以上；
余量为Fe和不可避免的杂质；
以上为质量百分数；
将含有上述成分的坯料进行温轧，轧制温度在300～700℃之间、累积压下量在≥35％，温轧后进行冷却。
8.如权利要求7所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板的制造方法，其特征在于：所述的坯料还进一步含有Mo：0.01～0.5％；Ni：＜0.3％；Si：＜0.6％；Cr：＜0.8％，以上为质量百分数。
9.如权利要求7所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板的制造方法，其特征在于：所述的坯料还进一步含有P：0.01～0.1％；Ni：0.01～0.5％；Cu：0.01～0.3％；Cr：＜0.8％；Mo：＜0.5％，以上为质量百分数。
10.如权利要求7或8或9所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板的制造方法，其特征在于：在上述温轧之前，可以使用铸态材料作为坯料，也可以对坯料先进行冷轧、热轧或淬火处理。
11.如权利要求7或8或9所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板的制造方法，其特征在于：上述温轧可以单道次进行，也可以分若干道次进行。
12.如权利要求7或8或9所述的具有纳米析出的亚微米晶粒钢板的制造方法，其特征在于：上述温轧结束后可以自然冷却，也可以在2秒内施行水冷。
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