本發(fā)明屬于低合金鋼厚板生產(chǎn)技術(shù)領(lǐng)域，特別是涉及一種表層超細(xì)晶鐵素體低合金鋼厚板的制備方法。

背景技術(shù)：

在鋼材的各種強(qiáng)化機(jī)制中，組織細(xì)化是唯一能同時(shí)提高鋼板強(qiáng)度和韌性的方法。對(duì)于厚鋼板，受鋼板沿厚度方向的變形條件和冷卻條件影響，要使厚鋼板從表面到心部獲得均勻一致的超細(xì)組織是很困難的，但是表層一定厚度內(nèi)實(shí)現(xiàn)組織的超細(xì)化是可能的。近年來(lái)的研究表明，超細(xì)晶粒尺寸的鐵素體組織具有很好的低溫韌性及高的強(qiáng)度水平，具有表層超細(xì)晶粒鐵素體的厚鋼板，不僅提高了厚鋼板的整體綜合性能，而且尤其提高了厚鋼板的止裂性能，具有廣泛的應(yīng)用前景。

現(xiàn)有的涉及表層超細(xì)晶厚鋼板的制備方法，主要是通過(guò)改進(jìn)的控軋控冷方法，即粗軋后加速冷卻加返溫軋制方法的工藝途徑來(lái)獲得。中國(guó)專利申請(qǐng)公布號(hào)CN105220069A—一種近表超細(xì)晶超低碳微合金高強(qiáng)鋼寬厚板及其制法，采用TMCP工藝軋制，將中間坯近表加速冷卻至A_r3以下，靠中間坯心部熱量將近表重新返溫至A_c3附近，通過(guò)近表奧氏體再結(jié)晶或部分再結(jié)晶進(jìn)一步細(xì)化近表奧氏體晶粒,軋制后加速冷卻,從而獲得近表超細(xì)晶組織。中國(guó)專利申請(qǐng)公布號(hào)CN103572023A—低合金鋼厚板/特厚板表層超細(xì)晶的制造方法，該方法充分利用厚鋼板內(nèi)部的累積存儲(chǔ)能，采用多次控軋控冷,使表層奧氏體晶粒細(xì)化，快速冷卻獲得具有表層細(xì)晶組織的厚鋼板。這兩種方法通過(guò)細(xì)化奧氏體晶粒，然后快速冷卻得到厚鋼板表層的超細(xì)晶組織。當(dāng)加速冷卻奧氏體時(shí)，奧氏體相變可能生成貝氏體，鐵素體等多種組織形貌，另一方面，由奧氏體相變得到的鐵素體晶粒，其晶粒尺寸的細(xì)化程度有限。中國(guó)專利申請(qǐng)公布號(hào)CN102828116A—基于TMCP工藝的表層超細(xì)晶高強(qiáng)度鋼板及其制造方法公開(kāi)的表層超細(xì)晶的制造方法，也是采用粗軋機(jī)后的冷卻裝置對(duì)中間坯快速冷卻+返溫的工藝來(lái)實(shí)現(xiàn)表層組織的細(xì)化。上述三項(xiàng)專利在制備方法上描述了返溫軋制工藝中對(duì)溫度、變形量等的控制，對(duì)于影響影響變形過(guò)程中奧氏體或鐵素體的應(yīng)變積累、再結(jié)晶或相變、進(jìn)而影響表層超細(xì)晶形成的重要工藝參數(shù)‐應(yīng)變速率未有描述。本發(fā)明與上述發(fā)明的不同之處在于，本發(fā)明強(qiáng)調(diào)返溫軋制過(guò)程中變形溫度、變形量以及應(yīng)變速率的匹配，通過(guò)在返溫軋制過(guò)程中發(fā)生形變鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶來(lái)保證獲得具有表層超細(xì)晶粒鐵素體組織的低合金鋼厚板，從而使鋼板具有好的止裂性能。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的是提供一種表層超細(xì)晶鐵素體低合金鋼厚板的制備方法，該方法充分利用軋制過(guò)程中厚板內(nèi)部的熱量，采用返溫控制軋制工藝，利用鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶獲得具有表層超細(xì)晶鐵素體的低合金鋼厚板。

該方法利用中間坯的內(nèi)部熱量，使其表層區(qū)域返溫至以鐵素體型組織為主的溫度范圍，利用形變鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶使厚鋼板表層區(qū)域獲得超細(xì)鐵素體晶粒，其平均晶粒尺寸≤3μm。工藝步驟及控制的技術(shù)參數(shù)如下：

(1)軋制前的板坯再加熱溫度1050～1200℃。

(2)粗軋階段軋制溫度在奧氏體再結(jié)晶終止溫度T_nr～T_nr+100℃范圍內(nèi)，該階段累積變形壓下量在35％～55％之間；中間坯厚度與成品板厚度比高于2.0。

(3)將中間坯表面以6～33℃/s的速度加速冷卻至A_r3～M_s之間，待表面返紅至最高溫度，該溫度在A_c1+40℃～A₃之間，開(kāi)始精軋階段軋制；精軋各道次軋制溫度在A_c1+40℃～A₃之間，各道次平均應(yīng)變速率在0.2～6s^‐1之間。優(yōu)選平均應(yīng)變速率在1.2～4.5s^-1之間。

(4)軋后6～24℃/s的速度快速冷卻鋼板，鋼板返紅溫度在600℃～420℃之間，隨后空冷。

本發(fā)明所述鋼板的化學(xué)成分按重量百分比計(jì)為：C：0.05～0.16％，Si:≤0.6％，Mn:≤2.0％，P:≤0.015％，S:≤0.008％；另外還可以含有其他合金元素中的一種或多種：V：≤0.1％，Nb:≤0.06％，Ti:≤0.025％，N：≤0.025％，B：≤0.002％，Cu：≤0.4；Ni：≤1.0，Cr：≤0.5％，余量為Fe及少量不可避免的雜質(zhì)。

粗軋階段軋制變形溫度在奧氏體再結(jié)晶終止溫度T_nr～T_nr+100℃之間，目的是獲得細(xì)小的奧氏體晶粒，以促進(jìn)中間坯表層的奧氏體組織在冷卻過(guò)程中發(fā)生相變并得到鐵素體型(含貝氏體)組織。中間坯表面加速冷卻至A_r3～M_s之間，一方面保證表層奧氏體組織發(fā)生相變，另一方面可以避免馬氏體組織形成。馬氏體組織在返溫過(guò)程中比較穩(wěn)定，容易導(dǎo)致鋼板表層最終組織中形成回火馬氏體組織。中間坯表面返溫后，最高返溫溫度在A_c1+40℃～A₃之間，在此溫度范圍內(nèi)變形，應(yīng)變速率≤0.2～6s^‐1且累積變形量高于50％，鐵素體型組織發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。軋后加速冷卻至600℃～420℃以控制再結(jié)晶的鐵素體晶粒的長(zhǎng)大，這樣鋼板表層可以獲得超細(xì)晶粒的鐵素體組織。如果軋制過(guò)程中應(yīng)變速率過(guò)高時(shí)，鐵素體型組織來(lái)不及發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶而形成變形的鐵素體；應(yīng)變速率過(guò)低時(shí)，鐵素體型組織發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后還會(huì)發(fā)生晶粒的明顯長(zhǎng)大，這兩種情形下厚板表層均不能得到超細(xì)晶粒的鐵素體組織。

采用該方法制造的厚鋼板上、下表層為以超細(xì)晶粒鐵素體為主的組織，超細(xì)晶鐵素體平均晶粒尺寸≤3μm，體積分?jǐn)?shù)達(dá)到80％以上。

與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的特點(diǎn)和有益效果是：本發(fā)明可以避免或減少厚鋼板采用返溫軋制工藝時(shí)其表面容易形成的回火馬氏體、貝氏體組織以及形變鐵素體組織，從而減輕這些組織對(duì)于表層超細(xì)晶厚鋼板的止裂韌性及整體綜合性能的不利影響。

附圖說(shuō)明

圖1為實(shí)施例1厚板表層超細(xì)晶鐵素體的光學(xué)顯微鏡照片圖。

圖2為實(shí)施例1厚板中心組織的光學(xué)顯微鏡照片圖。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步描述。在符合本發(fā)明宗旨的范圍內(nèi)，本發(fā)明還可以有其他實(shí)施方式，均屬于本發(fā)明的保護(hù)范圍。

實(shí)施例的化學(xué)成分如表1所示。實(shí)施例的各臨界溫度如表2所示，其中：T_nr為奧氏體再結(jié)晶終止溫度；A_c1為鋼以200℃/h加熱時(shí)，開(kāi)始形成奧氏體的溫度；A₃：平衡狀態(tài)下，奧氏體與鐵素體共存的最高溫度；M_s為馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度。實(shí)施例控軋與控冷工藝參數(shù)如表3所示，其中精軋階段各道次軋制變形時(shí)的平均應(yīng)變速率均在1.2～4.5s^‐1范圍內(nèi)。

各實(shí)施例鋼板上、下表面為超細(xì)晶鐵素體，超細(xì)晶鐵素體平均晶粒尺寸≤3μm，鐵素體的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到80％以上。圖1為實(shí)施例1厚板表層超細(xì)晶鐵素體的光學(xué)顯微鏡照片；圖2為實(shí)施例1厚板中心組織的光學(xué)顯微鏡照片。

表1實(shí)施例化學(xué)成分，％

表2實(shí)施例的各臨界溫度

表3實(shí)施例控軋控冷工藝參數(shù)