第四版 薄板坯连铸连轧工艺（TSCR）

薄板坯连铸连轧技术是近十几来世界钢铁工业取得的重要技术进步之一,是继氧气转炉炼钢、连续铸钢之后，又一带来钢铁工业技术革命的新技术。薄板坯连铸连轧技术是基于以下几个基本原则提出，同时也是基于这些原则不断发展和完善的：提高工序的连续性，最大限度地减少加工工序，采用连铸坯直接轧制工艺(HDR)，从钢液到成品板卷的生产流程只包括那些必需的工序； 最小的能源消耗，一方面通过采用近终形连铸，降低轧制工序所消耗的能源，另一方面由于工艺的连续性，连铸坯在轧制前除需少量的补充能源外，不需常规工艺所需的大量能源；最大限度地确保薄板坯的温度均匀，在衔接段中保温一定的时间，提高薄板坯的温度在长度、宽度、厚度三个方向的均匀性，使产品具有均匀的微观组织和力学性能、高的厚度精度和良好的板形。

　　与传统的热轧板生产工艺相比，薄板坯连铸连轧工艺在技术和经济等方面，具有明显的特点：工艺简化、设备减少、生产线短，从而大幅度降低了基本建设投资使得吨钢投资下降19％~34％；生产周期短，从冶炼钢水至钢卷送到运输链，仅需约2.5小时，从而减少了大量流动资金；提高成材率，降低能耗，从而降低了生产成本，使吨材成本降低；产品的性能更加均匀、稳定，由于薄板坯在结晶器内的冷却强度远远大于传统的板坯，其二次和三次枝晶更短，薄板坯原始的铸态组织晶粒就比传统板坯更细、更均匀；产品的纵、横向精度更高，薄板坯连铸连轧的均热工艺保证板坯在轧制过程中温度的均匀和稳定，从而获得更高的纵、横向的精度，同时也更便于生产对轧制温度均匀性要求较高的钢种；适于生产薄规格热轧板卷，从而提高产品的附加值，替代部分冷轧产品，获得更好的经济效益。

　　自1989年，世界第一条薄板坯连铸连轧生产线投产，据不完全统计，截止到2004年底，全世界已建成或在建39条、60流各种工艺的薄板坯连铸连轧生产线，主要以CSP技术为主，形成了年产热轧宽带钢的能力约6650万吨，占全世界目前热轧宽带钢生产能力的大约18％。薄板坯连铸连轧生产线已形成了一支可以提供优质热轧宽带钢的新的生力军，对世界钢铁工业的技术结构调整和组织结构调整，已经产生了并在继续产生重要的影响。

　　西马克(SMS)公司的紧凑式热轧带钢生产技术(Compact Strip Production，简写为CSP)的第一条生产线于1989年在美国纽柯克拉福兹维莱厂建成。投产成功后，不同国家的不同公司先后建立了30多条CSP生产线，其中电炉流程24条。尽管各条生产线的工艺路线不同，设备也各具特点，但最终的目标是一致的，即通过结构紧凑、热送热装、连铸连轧的薄板坯连铸连轧技术来实现高的经济效益。

　　我国目前已建成7套薄板坯连铸连轧生产线，其中CSP5套、FTSR 1套、CONROLL（即鞍钢ASP）1套设计能力达1586万吨。目前，全球已开发的薄板坯连铸连轧工艺有CSP、ISP、CONROLL、TSP、CPR等工艺。CSP工艺因其简洁、可靠而获得了广泛的应用，它在薄板坯连铸连轧技术中占70%左右。在本世纪初，薄板坯连铸连轧及其他近终尺寸成形连铸生产工艺技术必将得到更快的发展。

第五版 微合金化钢技术

在钢中添加微量（单独或复合加入含量少于0.1%）的合金化元素（钒、铌、钛等），形成相对稳定的碳化物和氮化物，从而在钢中产生晶粒细化和析出强化效果，使屈服强度较碳素钢和碳锰钢提高2—3倍的钢类称为微合金化钢。微合金化元素的作用与热变形密切相关。20世纪50—70年代是微合金化钢的理论和技术取得重要进展的时期。人们将Hall—Petch关系式应用于描述低碳钢和微合金钢的强度与晶粒尺寸的关系，提出了晶粒细化不仅有效提高钢的强度还可提高韧性，特别是改善韧脆转折温度。观测到含铌钢的屈服强度与晶粒尺寸关系明显偏离传统的Hall—Petch关系，并由此发现在铁素体中沉淀析出了非常微细的碳化铌、氮化铌或碳氮化铌沉淀相导致附加强化。这个期间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奥氏体晶粒；微合金碳氮化物在奥氏体中的固溶度积公式及微合金元素的溶解与微合金碳氮化物的沉淀规律；稀溶体中第二相的Osterwald熟化过程及微合金碳氮化物的粗化规律；微合金化元素对变形奥氏体再结晶行为的影响；微合金化钢的控轧控冷技术；微合金化钢中夹杂物对性能的影响规律和夹杂物改性控制技术；微合金化钢中渗碳体或珠光体对性能的影响规律及低珠光体钢和针状铁素体钢的研制开发；微合金化钢的组织—性能关系式与微合金化钢设计。标志性的国际会议Microalloying'75对这一时期微合金化钢的研究开发及生产应用工作进行了充分的总结，确立了微合金化钢的地位和进一步发展的方向，使得微合金化钢成为重要发展方向。

　　20世纪80年代至今是微合金化钢产品的迅速发展时期，特别是90年代后期世界主要钢铁生产国相继制定和实施新一代钢铁材料研发计划，超细组织、高洁净度、高均匀度和微合金化是钢铁材料的最重要发展趋势，微合金化钢的研发获得了更为广泛的认同和重视［3］。这一时期的主要工作有：复合微合金化原理；微合金碳氮化物的沉淀析出次序；微钛处理控制奥氏体晶粒尺寸的原理及其应用；微合金碳氮化物在铁素体中的固溶度积公式及其在铁素体中的沉淀析出强化原理；奥氏体的变形热处理原理及控轧技术，特别是控制动态再结晶轧制技术的应用；微合金化钢连铸连轧生产技术；微合金化原理的系统理论；无珠光体钢乃至无间隙原子钢（IF Steels）；高等级石油管线钢；变形诱导铁素体相变（DIFT）技术与超细晶粒钢。

　　钛是早期微合金钢的主要微合金化元素。过去钢铁材料标准中均有许多含钛钢种，如我国的15MnTi、13MnTi、14MnVTi、20Ti、10Ti等。目前钛微合金化主要用于微钛处理（0.02%），利用TiN析出相的高温稳定性来控制奥氏体晶粒长大，改善钢的韧性和焊接性。钒在钢中主要起沉淀强化作用，加入量一般小于0.20%。钒微合金化一般不需要采用低温轧制，因此适合长形材及厚板等品种的开发。厚钢板、厚壁H型钢、微合金非调质钢等品种由于受轧机能力、变形量和孔型轧制等条件的限制，难以实现低温控轧。采用VN微合金化技术结合再结晶轧制，通过VN在奥氏体中析出诱导铁素体在奥氏体晶内形核，从而细化组织。铌在钢中的主要作用是细化晶粒、沉淀强化和相变强化。与其它微合金元素相比，铌对奥氏体再结晶抑制作用最大。利用铌的这一特点发展了传统控轧工艺（未再结晶控轧）以细化晶粒。轧制后未沉淀析出的铌（固溶铌）将在铁素体内析出，起沉淀强化作用。另外，固溶铌还能够降低Ar3温度，有助于获得贝氏体和针状铁素体。近年来，钢铁研究总院研究了铌在变形诱导铁素体相变中的作用机理，与武钢和本钢合作开发了含铌高强度耐大气腐蚀钢，使CuPTiRE和CuPCrNi系两类应用最广泛的耐大气腐蚀钢的屈服强度分别提高到400兆帕和500兆帕以上，与包钢薄板坯连铸连轧厂合作开发了X60管线钢和汽车大梁钢。根据经济建设的需要，结合我国资源，应当发展有中国特色的微合金化高强高韧钢。

第六版 细晶粒钢和超细晶粒钢技术

20世纪90年代后期以前，工业化生产的钢材的晶粒尺寸大多超过10微米。超细晶粒钢是当今世界钢铁材料理论和技术领域的研发热点。从20世纪90年代末开始，日本、韩国、中国和欧盟等国家先后投入力量进行超细晶粒钢的研发。日本材料研究院采用低温大变形和多轴压下技术，在实验室将铁素体晶粒尺寸细化到0.5—1微米。韩国POSCO采用应变诱导动态相变(Strain Induced Dynamic Transformation)技术，在实验室轧机上将C—Mn钢和微合金钢的晶粒尺寸分别细化到4—5微米和2微米。我国于1998年启动了翁宇庆负责的973项目“新一代钢铁材料的重大基础研究”，其主要研究内容是将目前广泛应用的铁素体—珠光体钢的屈服强度提高一倍，即碳素结构钢屈服强度从200兆帕级提高到400兆帕级，高强度低合金钢的屈服强度从400兆帕级提高到800兆帕级。我国的研究形成了以变形诱导铁素体相变为核心的细晶粒或超细晶粒形成理论和控制技术，实现了细晶粒或超细晶粒钢的工业化生产。
 
　　为实现超细晶粒钢的工业化生产，日本川崎重工与中山钢厂采用异步辊轧制（SRDD）、机架间冷却和轧后快冷等技术建设了一条可低温大应变量变形的专业化超细晶粒钢生产线。采用低温大应变控制轧制技术可将低碳钢的铁素体晶粒尺寸细化至3微米，屈服强度提高到500兆帕。日本新日铁公司采用“先进TMCP工艺”进行表层超细晶粒厚钢板的生产。该工艺将变形、道次间加速冷却、终轧后加速冷却及轧制过程中变形热控制等技术结合，故称为“复杂TMCPs”技术。利用该技术，新日铁公司已生产出厚度为25毫米、表层铁素体晶粒尺寸2微米，深度达4毫米的表层超细晶粒钢板。该钢具有较高的强度、韧性和良好的抗疲劳和断裂等性能。

　　我国在开展新一代钢铁材料的基础理论研究工作的同时也安排了超细晶粒钢的工业化试制。其中重点安排了碳素超细晶粒钢扁平材和长型材的工业化试制。在长型材研发方面，利用普通碳素结构钢Q235化学成分，通过有效的工艺控制，钢的组织可细化至5微米左右，开发的带肋钢筋的屈服强度达到了400兆帕级，满足GB1499—1998标准的热轧带肋钢筋要求。在扁平材研发方面，宝钢与东北大学采对C—Mn钢利用低温轧制、加速冷却和低温卷取等技术，获得了铁素体晶粒尺寸约为5微米左右的铁素体—珠光体—贝氏体钢。钢板的屈服强度达到400兆帕级，同时具有良好的成形性能，已应用于一汽汽车大梁。攀钢和武钢与钢铁研究总院采用普通碳素结构钢化学成分，利用控制轧制、道次间加速冷却和轧后控冷等技术，获得了铁素体晶粒尺寸约为4—5微米的铁素体—珠光体钢。钢板的屈服强度也达到了400兆帕级，钢板成形性能优异，已开始批量应用于东风汽车大梁。变形诱导铁素体相变现象和理论 变形诱导铁素体相变是指在钢的Ae3温度附近施加变形，变形中奥氏体能量升高，稳定性降低，从而导致相变。由于相变是在变形过程中，而不是在变形之后的冷却过程中发生的，因而又被称为动态相变。这种相变之所以引起人们的关注，一方面是因为它能够获得超细晶粒，另一方面是因为它具有较好的工业化前景。
 
　　变形诱导铁素体相变现象的发现始于20世纪70—80年代，当时称为应变诱导/强化铁素体相变（SIFT/SEFT）。Yada等人较早系统地考察了这一现象：通过在1073K单道次变形或多道次连续变形，可将0.11—1.0%Mn钢的铁素体晶粒细化至1—3微米。铁素体数量随变形道次的增加而逐渐增多，同时晶粒尺寸逐步减小，表明铁素体发生了动态再结晶。采用原位X线衍射技术证实了SIFT的存在。同时发现，相变可在钢的平衡相变温度以上发生，提高应变速率有利于SIFT进行。综合各种试验结果（组织观察、微区成分测定和应变应变曲线），Yada等认为SIFT是一个不涉及原子长程扩散的块状转变。DIFT相变的机制有待深入的研究。
在系统地研究温度、应变、应变速率影响规律的基础上，我们提出了以变形诱导铁素体相变(Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)作为描述这一现象的名词。在实验室轧机上成功地实现了微合金钢DIFT轧制，并获得超细晶组织。通过1093K三道次变形诱导铁素体相变轧制，将低碳微合金钢0.09C，0.29Si，1.42Mn，0.045Nb，0.008Ti(wt%)的铁素体晶粒细化到0.92微米，屈服强度达到630兆帕。随着总压下量的增大，DIFT铁素体的体积分数增加，铁素体晶粒平均尺寸略有下降。DIFT后卷取使钢带的超细晶粒组织均匀，但是强度下降。固溶铌不利于DIFT，析出铌可促进DIFT，而且还可以阻止铁素体晶粒的长大。