第四版 薄板坯連鑄連軋工藝（TSCR）

 薄板坯連鑄連軋技術是近十幾來世界鋼鐵工業取得的重要技術進步之一,是繼氧氣轉爐煉鋼、連續鑄鋼之后，又一帶來鋼鐵工業技術革命的新技術。薄板坯連鑄連軋技術是基于以下幾個基本原則提出，同時也是基于這些原則不斷發展和完善的：提高工序的連續性，最大限度地減少加工工序，采用連鑄坯直接軋制工藝(HDR)，從鋼液到成品板卷的生產流程只包括那些必需的工序； 最小的能源消耗，一方面通過采用近終形連鑄，降低軋制工序所消耗的能源，另一方面由于工藝的連續性，連鑄坯在軋制前除需少量的補充能源外，不需常規工藝所需的大量能源；最大限度地確保薄板坯的溫度均勻，在銜接段中保溫一定的時間，提高薄板坯的溫度在長度、寬度、厚度三個方向的均勻性，使產品具有均勻的微觀組織和力學性能、高的厚度精度和良好的板形。

 　　與傳統的熱軋板生產工藝相比，薄板坯連鑄連軋工藝在技術和經濟等方面，具有明顯的特點：工藝簡化、設備減少、生產線短，從而大幅度降低了基本建設投資使得噸鋼投資下降19％~34％；生產周期短，從冶煉鋼水至鋼卷送到運輸鏈，僅需約2.5小時，從而減少了大量流動資金；提高成材率，降低能耗，從而降低了生產成本，使噸材成本降低；產品的性能更加均勻、穩定，由于薄板坯在結晶器內的冷卻強度遠遠大于傳統的板坯，其二次和三次枝晶更短，薄板坯原始的鑄態組織晶粒就比傳統板坯更細、更均勻；產品的縱、橫向精度更高，薄板坯連鑄連軋的均熱工藝保證板坯在軋制過程中溫度的均勻和穩定，從而獲得更高的縱、橫向的精度，同時也更便于生產對軋制溫度均勻性要求較高的鋼種；適于生產薄規格熱軋板卷，從而提高產品的附加值，替代部分冷軋產品，獲得更好的經濟效益。

 　　自1989年，世界第一條薄板坯連鑄連軋生產線投產，據不完全統計，截止到2004年底，全世界已建成或在建39條、60流各種工藝的薄板坯連鑄連軋生產線，主要以CSP技術為主，形成了年產熱軋寬帶鋼的能力約6650萬噸，占全世界目前熱軋寬帶鋼生產能力的大約18％。薄板坯連鑄連軋生產線已形成了一支可以提供優質熱軋寬帶鋼的新的生力軍，對世界鋼鐵工業的技術結構調整和組織結構調整，已經產生了并在繼續產生重要的影響。

 　　西馬克(SMS)公司的緊湊式熱軋帶鋼生產技術(Compact Strip Production，簡寫為CSP)的第一條生產線于1989年在美國紐柯克拉福茲維萊廠建成。投產成功后，不同國家的不同公司先后建立了30多條CSP生產線，其中電爐流程24條。盡管各條生產線的工藝路線不同，設備也各具特點，但最終的目標是一致的，即通過結構緊湊、熱送熱裝、連鑄連軋的薄板坯連鑄連軋技術來實現高的經濟效益。

 　　我國目前已建成7套薄板坯連鑄連軋生產線，其中CSP5套、FTSR 1套、CONROLL（即鞍鋼ASP）1套設計能力達1586萬噸。目前，全球已開發的薄板坯連鑄連軋工藝有CSP、ISP、CONROLL、TSP、CPR等工藝。CSP工藝因其簡潔、可靠而獲得了廣泛的應用，它在薄板坯連鑄連軋技術中占70%左右。在本世紀初，薄板坯連鑄連軋及其他近終尺寸成形連鑄生產工藝技術必將得到更快的發展。

第五版 微合金化鋼技術

在鋼中添加微量（單獨或復合加入含量少于0.1%）的合金化元素（釩、鈮、鈦等），形成相對穩定的碳化物和氮化物，從而在鋼中產生晶粒細化和析出強化效果，使屈服強度較碳素鋼和碳錳鋼提高2—3倍的鋼類稱為微合金化鋼。微合金化元素的作用與熱變形密切相關。20世紀50—70年代是微合金化鋼的理論和技術取得重要進展的時期。人們將Hall—Petch關系式應用于描述低碳鋼和微合金鋼的強度與晶粒尺寸的關系，提出了晶粒細化不僅有效提高鋼的強度還可提高韌性，特別是改善韌脆轉折溫度。觀測到含鈮鋼的屈服強度與晶粒尺寸關系明顯偏離傳統的Hall—Petch關系，并由此發現在鐵素體中沉淀析出了非常微細的碳化鈮、氮化鈮或碳氮化鈮沉淀相導致附加強化。這個期間值得提及的重要工作有：第二相阻止晶粒粗化原理的提出及微合金碳氮化物用于控制奧氏體晶粒；微合金碳氮化物在奧氏體中的固溶度積公式及微合金元素的溶解與微合金碳氮化物的沉淀規律；稀溶體中第二相的Osterwald熟化過程及微合金碳氮化物的粗化規律；微合金化元素對變形奧氏體再結晶行為的影響；微合金化鋼的控軋控冷技術；微合金化鋼中夾雜物對性能的影響規律和夾雜物改性控制技術；微合金化鋼中滲碳體或珠光體對性能的影響規律及低珠光體鋼和針狀鐵素體鋼的研制開發；微合金化鋼的組織—性能關系式與微合金化鋼設計。標志性的國際會議Microalloying'75對這一時期微合金化鋼的研究開發及生產應用工作進行了充分的總結，確立了微合金化鋼的地位和進一步發展的方向，使得微合金化鋼成為重要發展方向。

 　　20世紀80年代至今是微合金化鋼產品的迅速發展時期，特別是90年代后期世界主要鋼鐵生產國相繼制定和實施新一代鋼鐵材料研發計劃，超細組織、高潔凈度、高均勻度和微合金化是鋼鐵材料的最重要發展趨勢，微合金化鋼的研發獲得了更為廣泛的認同和重視［3］。這一時期的主要工作有：復合微合金化原理；微合金碳氮化物的沉淀析出次序；微鈦處理控制奧氏體晶粒尺寸的原理及其應用；微合金碳氮化物在鐵素體中的固溶度積公式及其在鐵素體中的沉淀析出強化原理；奧氏體的變形熱處理原理及控軋技術，特別是控制動態再結晶軋制技術的應用；微合金化鋼連鑄連軋生產技術；微合金化原理的系統理論；無珠光體鋼乃至無間隙原子鋼（IF Steels）；高等級石油管線鋼；變形誘導鐵素體相變（DIFT）技術與超細晶粒鋼。

 　　鈦是早期微合金鋼的主要微合金化元素。過去鋼鐵材料標準中均有許多含鈦鋼種，如我國的15MnTi、13MnTi、14MnVTi、20Ti、10Ti等。目前鈦微合金化主要用于微鈦處理（0.02%），利用TiN析出相的高溫穩定性來控制奧氏體晶粒長大，改善鋼的韌性和焊接性。釩在鋼中主要起沉淀強化作用，加入量一般小于0.20%。釩微合金化一般不需要采用低溫軋制，因此適合長形材及厚板等品種的開發。厚鋼板、厚壁H型鋼、微合金非調質鋼等品種由于受軋機能力、變形量和孔型軋制等條件的限制，難以實現低溫控軋。采用VN微合金化技術結合再結晶軋制，通過VN在奧氏體中析出誘導鐵素體在奧氏體晶內形核，從而細化組織。鈮在鋼中的主要作用是細化晶粒、沉淀強化和相變強化。與其它微合金元素相比，鈮對奧氏體再結晶抑制作用最大。利用鈮的這一特點發展了傳統控軋工藝（未再結晶控軋）以細化晶粒。軋制后未沉淀析出的鈮（固溶鈮）將在鐵素體內析出，起沉淀強化作用。另外，固溶鈮還能夠降低Ar3溫度，有助于獲得貝氏體和針狀鐵素體。近年來，鋼鐵研究總院研究了鈮在變形誘導鐵素體相變中的作用機理，與武鋼和本鋼合作開發了含鈮高強度耐大氣腐蝕鋼，使CuPTiRE和CuPCrNi系兩類應用最廣泛的耐大氣腐蝕鋼的屈服強度分別提高到400兆帕和500兆帕以上，與包鋼薄板坯連鑄連軋廠合作開發了X60管線鋼和汽車大梁鋼。根據經濟建設的需要，結合我國資源，應當發展有中國特色的微合金化高強高韌鋼。

第六版 細晶粒鋼和超細晶粒鋼技術

20世紀90年代后期以前，工業化生產的鋼材的晶粒尺寸大多超過10微米。超細晶粒鋼是當今世界鋼鐵材料理論和技術領域的研發熱點。從20世紀90年代末開始，日本、韓國、中國和歐盟等國家先后投入力量進行超細晶粒鋼的研發。日本材料研究院采用低溫大變形和多軸壓下技術，在實驗室將鐵素體晶粒尺寸細化到0.5—1微米。韓國POSCO采用應變誘導動態相變(Strain Induced Dynamic Transformation)技術，在實驗室軋機上將C—Mn鋼和微合金鋼的晶粒尺寸分別細化到4—5微米和2微米。我國于1998年啟動了翁宇慶負責的973項目“新一代鋼鐵材料的重大基礎研究”，其主要研究內容是將目前廣泛應用的鐵素體—珠光體鋼的屈服強度提高一倍，即碳素結構鋼屈服強度從200兆帕級提高到400兆帕級，高強度低合金鋼的屈服強度從400兆帕級提高到800兆帕級。我國的研究形成了以變形誘導鐵素體相變為核心的細晶粒或超細晶粒形成理論和控制技術，實現了細晶粒或超細晶粒鋼的工業化生產。
 
 　　為實現超細晶粒鋼的工業化生產，日本川崎重工與中山鋼廠采用異步輥軋制（SRDD）、機架間冷卻和軋后快冷等技術建設了一條可低溫大應變量變形的專業化超細晶粒鋼生產線。采用低溫大應變控制軋制技術可將低碳鋼的鐵素體晶粒尺寸細化至3微米，屈服強度提高到500兆帕。日本新日鐵公司采用“先進TMCP工藝”進行表層超細晶粒厚鋼板的生產。該工藝將變形、道次間加速冷卻、終軋后加速冷卻及軋制過程中變形熱控制等技術結合，故稱為“復雜TMCPs”技術。利用該技術，新日鐵公司已生產出厚度為25毫米、表層鐵素體晶粒尺寸2微米，深度達4毫米的表層超細晶粒鋼板。該鋼具有較高的強度、韌性和良好的抗疲勞和斷裂等性能。

　　我國在開展新一代鋼鐵材料的基礎理論研究工作的同時也安排了超細晶粒鋼的工業化試制。其中重點安排了碳素超細晶粒鋼扁平材和長型材的工業化試制。在長型材研發方面，利用普通碳素結構鋼Q235化學成分，通過有效的工藝控制，鋼的組織可細化至5微米左右，開發的帶肋鋼筋的屈服強度達到了400兆帕級，滿足GB1499—1998標準的熱軋帶肋鋼筋要求。在扁平材研發方面，寶鋼與東北大學采對C—Mn鋼利用低溫軋制、加速冷卻和低溫卷取等技術，獲得了鐵素體晶粒尺寸約為5微米左右的鐵素體—珠光體—貝氏體鋼。鋼板的屈服強度達到400兆帕級，同時具有良好的成形性能，已應用于一汽汽車大梁。攀鋼和武鋼與鋼鐵研究總院采用普通碳素結構鋼化學成分，利用控制軋制、道次間加速冷卻和軋后控冷等技術，獲得了鐵素體晶粒尺寸約為4—5微米的鐵素體—珠光體鋼。鋼板的屈服強度也達到了400兆帕級，鋼板成形性能優異，已開始批量應用于東風汽車大梁。變形誘導鐵素體相變現象和理論 變形誘導鐵素體相變是指在鋼的Ae3溫度附近施加變形，變形中奧氏體能量升高，穩定性降低，從而導致相變。由于相變是在變形過程中，而不是在變形之后的冷卻過程中發生的，因而又被稱為動態相變。這種相變之所以引起人們的關注，一方面是因為它能夠獲得超細晶粒，另一方面是因為它具有較好的工業化前景。
 
　　變形誘導鐵素體相變現象的發現始于20世紀70—80年代，當時稱為應變誘導/強化鐵素體相變（SIFT/SEFT）。Yada等人較早系統地考察了這一現象：通過在1073K單道次變形或多道次連續變形，可將0.11—1.0%Mn鋼的鐵素體晶粒細化至1—3微米。鐵素體數量隨變形道次的增加而逐漸增多，同時晶粒尺寸逐步減小，表明鐵素體發生了動態再結晶。采用原位X線衍射技術證實了SIFT的存在。同時發現，相變可在鋼的平衡相變溫度以上發生，提高應變速率有利于SIFT進行。綜合各種試驗結果（組織觀察、微區成分測定和應變應變曲線），Yada等認為SIFT是一個不涉及原子長程擴散的塊狀轉變。DIFT相變的機制有待深入的研究。
 在系統地研究溫度、應變、應變速率影響規律的基礎上，我們提出了以變形誘導鐵素體相變(Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)作為描述這一現象的名詞。在實驗室軋機上成功地實現了微合金鋼DIFT軋制，并獲得超細晶組織。通過1093K三道次變形誘導鐵素體相變軋制，將低碳微合金鋼0.09C，0.29Si，1.42Mn，0.045Nb，0.008Ti(wt%)的鐵素體晶粒細化到0.92微米，屈服強度達到630兆帕。隨著總壓下量的增大，DIFT鐵素體的體積分數增加，鐵素體晶粒平均尺寸略有下降。DIFT后卷取使鋼帶的超細晶粒組織均勻，但是強度下降。固溶鈮不利于DIFT，析出鈮可促進DIFT，而且還可以阻止鐵素體晶粒的長大。