一種高強韌性能的低合金鋼及其制備方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種高強韌性能的低合金鋼及其制備方法，該制備方法從成分改善、省略鑄坯再加熱的短流程設計、鑄坯心部質量改善、組織微細化控制、軋制規(guī)程優(yōu)化方面綜合考慮提高強韌性能的合理搭配方法，充分體現(xiàn)現(xiàn)代材料加工的工藝技術潛力，發(fā)揮晶粒細化、控制軋制、快速冷卻等工藝手段對鋼材強韌化的作用，確保中厚板產(chǎn)品減少脆性相裂紋萌生、獲得新的組織形貌以阻止裂紋擴展，實現(xiàn)超高強韌鋼鑄坯直接熱軋的短流程技術突破。
【專利說明】
一種高強韌性能的低合金鋼及其制備方法
技術領域
[0001] 本發(fā)明涉及鋼鐵冶金技術領域，尤其是涉及一種高強韌性能的低合金鋼及其制備 方法。
【背景技術】
[0002] 高性能鋼材(HPS)是一種與傳統(tǒng)的低碳鋼相比具有更高的強度、更好的韌性、可焊 性、冷成型性和耐腐蝕性能的新一代鋼材，實際應用過程中抗脆斷性能方面有明顯的提高 和改善，滿足海洋工程、工程機械、橋梁建筑、管道建設等高端裝備的惡劣作業(yè)環(huán)境、交變載 荷工況對所用鋼材的高強度化、高塑韌化、易焊性、止裂等功能性指標的要求。在當前整個 社會都關注大型構件安全性的背景下，高性能鋼材的使用范圍將會不斷擴大。
[0003] 目前發(fā)展的絕大部分高性能鋼材的成分設計體系都是含碳在0.06~0.17%范圍 內的包晶鋼，并選擇性加入了微合金化元素他，、11、41等；通用的制造方法一般包括 ：冶 煉、精煉、板坯連鑄、鑄坯冷卻、板坯再加熱、粗乳、精乳、快速冷卻(調質等)等步驟。
[0004] 例如2012年06月27日公開的中國專利申請CN102517518A中記載了一種低成本高 性能X80管線鋼及其生產(chǎn)方法，該生產(chǎn)方法包含轉爐冶煉、爐外精煉、連鑄、乳制工序，鑄坯 的再加熱溫度為1170~1230Γ，粗乳采用再結晶乳制，精乳采用非再結晶乳制和形變誘導 鐵素體相變乳制相結合的加工方法獲得針狀鐵素體+貝氏體+M/A組織，從而達到提高管線 鋼強度、韌性，降低生產(chǎn)成本的目的。
[0005] 2015年06月17日公開的中國專利申請CN104711490A中記載了一種低屈強比高性 能橋梁鋼及其制造方法，其生產(chǎn)方法是將合乎要求的鋼坯再加熱至1200 °C保溫1~2h，對鋼 坯進行兩階段乳制，乳后立即采用超快速冷卻以獲得多類型的高溫和低溫貝氏體和細化的 馬-奧島組元組成，在保證強度的同時，實現(xiàn)了高低溫韌性和低屈強比目標，得到低屈強比 尚性能橋梁鋼。
[0006] 2015年12月30日公開的中國專利申請CN105200336A中記載了一種基于應變設計 地區(qū)用高性能抗大變形管線鋼及制備方法。該專利制備方法包括鋼水冶煉、鋼坯連鑄、鋼坯 再加熱、控制乳制、弛豫冷卻、加速冷卻等工序，鋼坯經(jīng)歷連鑄后冷到常溫再加熱的方式，發(fā) 揮了再加熱制度、兩階段控乳、加速冷卻對奧氏體晶粒細化、相變強化改善產(chǎn)品低溫韌性、 斷裂韌性等指標的作用。
[0007] 采用上述常見的制造方法生產(chǎn)這類高性能微合金化鋼時，若不采取鑄坯輕壓下、 電磁攪拌等防止鑄坯缺陷、提高鑄坯質量的重要技術措施，鑄坯最終凝固中心區(qū)會造成孔 隙、疏松、成分偏析等內部質量問題，影響到最終成品厚度方向的性能均勻性以及質量水 平。
[0008] 而且在連鑄、鋼水凝固冷卻到室溫過程中，鋼中的C、N化物會集中在柱狀晶或奧氏 體的晶界析出，容易形成脆性相，鋼坯形成第三脆性溫度區(qū)；若后續(xù)工藝如鋼坯再加熱制 度、乳制制度等等控制不規(guī)范，這些脆性相容易遺傳保留到最終鋼板產(chǎn)品中。當鋼產(chǎn)品承受 遠低于其強度極限的外來應力時，基體金屬易產(chǎn)生脆性開裂等缺陷，影響到鋼的強韌性能 指標，表現(xiàn)為強度低，低溫韌性差，難以滿足低溫使用環(huán)境、構件大型化等對安全性的要求。
[0009] 因而實際生產(chǎn)時要對精煉過程的鋼中氣體和夾雜含量控制、連鑄過程中的工藝參 數(shù)合理控制、板坯再加熱的加熱制度控制、乳制壓下規(guī)程的控制以及乳后快速冷卻制度等 諸多因素提出嚴格要求，造成高性能鋼材整個生產(chǎn)制造工序長、生產(chǎn)控制復雜、對生產(chǎn)保障 能力要求高;鋼坯冷卻至室溫后重新再加熱造成生產(chǎn)制造能耗高、資源浪費，出現(xiàn)不合格品 的概率也提高，最終影響到成品的合格率與盈利空間。
[0010] 因此迫切需要開發(fā)一種能縮短工藝流程、簡化控制環(huán)節(jié)、細化乳材心部組織、推遲 或阻止微裂紋的萌生及擴展、顯著提高鋼的強韌性能的工藝控制方法，實現(xiàn)船舶、橋梁、采 油平臺及其它高端裝備專用鋼鐵材料的國產(chǎn)化開發(fā)。

【發(fā)明內容】

[0011] 有鑒于此，本發(fā)明的目的是提供一種高強韌性能的低合金鋼，該低合金鋼具有較 高的強韌性能。另外本發(fā)明還提供了一種高強韌性能的低合金鋼的制備方法，該制備方法 創(chuàng)造了改善低合金鋼強韌性能的短流程工藝控制方法，連鑄坯可以直接熱乳成材，改變了 鑄坯下線冷卻重新再加熱的傳統(tǒng)生產(chǎn)工藝;成分與工藝的制定具有獨特性，形成了獨特成 分設計、鑄坯溫度設計、組織微細化控制、乳制規(guī)程優(yōu)化確保提高低合金鋼強韌性能的實用 控制技術;開發(fā)出低成本、短流程、高性能鋼制造技術，實現(xiàn)高性能鋼連鑄坯直接熱乳成材 技術突破。不僅大大降低了成本，提高了生產(chǎn)效率，而且能很好地滿足批量化生產(chǎn)的要求。 [0012 ]為解決上述的技術問題，本發(fā)明提供的技術方案為：
[0013] -種高強韌性能的低合金鋼，包括以下重量百分比的組分:〇 . 05 %~0.12%的C; 0.15%~0.50%的51;1.00%~1.80%的]?11;?彡0.015%;5彡0.005% ;恥+11彡0.10%;]\1〇 <0.30% ;Cu<0.30% ;Ni<0.30% ;Cr<0.30% ;其余為Fe和不可避免的雜質。
[0014] 優(yōu)選的，Nb、Ti以及N的重量百分比數(shù)值滿足(Nb+Ti)XN<135X10-1()。
[0015] 本發(fā)明還提供一種上述的高強韌性能的低合金鋼的制備方法，包括以下步驟：
[0016] a)將完成冶煉的、成分達到要求的鋼水通過連鑄設備連鑄成200-300mm厚的板坯， 其中過熱度控制在15-30°(：，拉速0.8-1.2111/1^11，矯直段鑄坯表面溫度控制在900-950°(：，中 心溫度 1300-1480 °C;
[0017] b)出坯后在線快速除鱗冷卻，隨后利用鑄坯心部高溫實現(xiàn)回溫均勻化處理；
[0018] c)待板坯表面溫度回升到1050~1100°C，將鋼坯送入后續(xù)乳機直接粗乳，且控制 中間坯厚度為成品厚度的3-4倍；
[0019] d)粗乳變形結束后，利用乳機機架輥冷卻水對中間坯進行快速表面冷卻降溫，表 面冷卻降溫至貝氏體相變開始點Bs-50~100 °C范圍；
[0020] e)精乳階段累積壓下率控制在70-75%的范圍；
[0021] f)根據(jù)具體鋼種生產(chǎn)工藝規(guī)定，乳后控制冷卻到要求終冷溫度。
[0022]優(yōu)選的，所述步驟(a)中冶煉的鋼水成分中控制(Nb+Ti) X N< 135 X 10-1(3。
[0023] 優(yōu)選的，所述步驟(b)中出坯后鑄坯表面噴水除鱗強冷的開始溫度控制在800-900 °C，停止冷卻時板坯表面溫度在貝氏體相變開始點Bs-50~100 °C范圍。
[0024] 優(yōu)選的，所述步驟(c)中粗乳階段的終乳溫度控制在再結晶終止溫度Tnr以上。 [0025]本發(fā)明的有益技術效果：
[0026] (1)獨特的成分控制：為獲得本發(fā)明涉及的低合金高性能鋼的高的強韌化性能指 標，鋼中必然添加一些Nb、、Ti微合金元素，在鋼中起到明顯的細化晶粒、彌散析出強化、固 氮作用，避免游離氮帶來的危害。尤其是Nb可以擴大再結晶溫度，使鋼可以在較高的溫度范 圍完成乳制，減少對乳機的依賴程度。
[0027] 但在高溫階段的大量的C、N化物在連鑄、凝固過程中集中在柱狀晶或奧氏體的晶 界析出，會形成脆性相，影響到鋼的韌性，且降低了有益的低溫鐵素體階段析出的碳化物的 量，起不到應有的微合金元素的強化作用，因此本發(fā)明通過對他、、114含量進行控制，進而 對C、N化物二相粒子析出溫度、形貌、數(shù)量的控制，形成直接熱乳高性能鋼獨特的成分控制。
[0028] (2)鑄坯在線冷卻制度控制:通過除鱗強制冷卻開始溫度、停止溫度的制定，快速 避開連鑄高溫階段C、N化物大量析出的溫度范圍，使得C、N化物來不及析出，轉而在低溫階 段以有益的形貌析出，形成獨特的鑄坯在線冷卻溫度控制制度。
[0029] (3)獨特的鑄坯表面組織控制：出坯后的在線快速除鱗對板坯的冷卻，可以實現(xiàn)鑄 坯近表面組織細化。鋼板晶粒越細化，微裂紋在擴展時遇到的晶界越多，阻止了裂紋的分 支、迂回，使得擴展越緩慢甚至停止，越有利于提高整個板厚方向的止裂性能；又可以利用 鋼坯心部的高溫余熱均勻化處理，省略了放冷后再加熱的工序，提高了熱能的利用，降低熱 量消耗，形成獨特的鑄坯表面組織控制。
[0030] (4)中間坯厚度尺寸的設計體現(xiàn)了對鋼材厚度方向的壓合、變形滲透作用，解決中 心組織疏松問題，細化乳材心部組織;保證Tnr溫度下的大壓下率對性能的有益效果，體現(xiàn) 在鋼板顯微組織細化與亞結構的形成，位錯強化與析出強化的貢獻值提高等，提高鋼材整 個厚度斷面的性能均勻性。
[0031] (5)粗乳后對半成品的機架輥快速冷卻制度可以減少鋼在部分再結晶區(qū)的停留時 間，避免晶粒粗化的發(fā)生，減少混晶的出現(xiàn)對鋼韌性的影響，并進一步提高表面組織細化效 果。
[0032] 因此本發(fā)明創(chuàng)造了改善低合金鋼強韌性能的短流程工藝控制方法，連鑄坯可以直 接熱乳成材，改變了鑄坯下線冷卻重新再加熱的傳統(tǒng)生產(chǎn)工藝;成分與工藝的制定具有獨 特性，形成了獨特成分設計、鑄坯溫度設計、組織微細化控制、乳制規(guī)程優(yōu)化確保提高低合 金鋼強韌性能的實用控制技術;開發(fā)出低成本、短流程、高性能鋼制造技術，實現(xiàn)高性能鋼 連鑄坯直接熱乳成材技術突破。不僅大大降低了成本，提高了生產(chǎn)效率，而且能很好地滿足 批量化生產(chǎn)的要求。
【附圖說明】
[0033]圖1為本發(fā)明中實施例1得到的Q460E板厚近表面金相組織圖；
[0034]圖2為本發(fā)明中實施例1得到的Q460E板厚1/4處金相組織圖；
[0035]圖3為本發(fā)明中實施例2得到的X80M板厚近表面金相組織圖；
[0036]圖4為本發(fā)明中實施例2得到的X80M板厚1/4處金相組織圖；
[0037]圖5為本發(fā)明中實施例3得到的Q420qE板厚近表面金相組織圖；
[0038]圖6為本發(fā)明中實施例3得到的Q420qE板厚1/4處金相組織圖。
【具體實施方式】
[0039] 為了進一步理解本發(fā)明，下面結合實施例對本發(fā)明優(yōu)選實施方案進行描述，但是 應當理解，這些描述只是進一步說明本發(fā)明的特征及優(yōu)點，而不是對本發(fā)明權利要求的限 制。
[0040] 一種高強韌性能的低合金鋼，包括以下重量百分比的組分:0.05 %~0.12%的C; 0.15%~0.50%的51;1.00%~1.80%的]?11;?彡0.015% ;5彡0.005%;恥+11彡0.10%;]\1〇 彡0.30%;Cu彡0.30%;Ni彡0.30%;Cr彡0.30%;其余為Fe和不可避免的雜質。優(yōu)選的，Nb、 Ti以及N的重量百分比數(shù)值滿足(Nb+Ti) X N< 135 X 10一1(3。
[0041] 為獲得本發(fā)明涉及的低合金高性能鋼的高的強韌化性能指標，鋼中必然添加一些 Nb、V、Ti微合金元素，在鋼中起到明顯的細化晶粒、彌散析出強化、固氮作用，避免游離氮帶 來的危害。尤其是Nb可以擴大再結晶溫度，使鋼可以在較高的溫度范圍完成乳制，減少對乳 機的依賴程度。
[0042] 但在高溫階段的大量的C、N化物在連鑄、凝固過程中集中在柱狀晶或奧氏體的晶 界析出，會形成脆性相，影響到鋼的韌性，且降低了有益的低溫鐵素體階段析出的碳化物的 量，起不到應有的微合金元素的強化作用，因此本發(fā)明通過對Nb、V、Ti、N含量進行控制，進 而對C、N化物二相粒子析出溫度、形貌、數(shù)量的控制，形成直接熱乳高性能鋼獨特的成分控 制。
[0043] 本發(fā)明還提供一種上述的高強韌性能的低合金鋼的制備方法，包括以下步驟： [0044] a)將完成冶煉的、成分達到要求的鋼水通過連鑄設備連鑄成200-300mm厚的板坯， 其中過熱度控制在15-30°(：，拉速0.8-1.2111/1^11，矯直段鑄坯表面溫度控制在900-950°(：，中 心溫度 1300-1480 °C;
[0045] b)出坯后在線快速除鱗冷卻，隨后利用鑄坯心部高溫實現(xiàn)回溫均勻化處理；
[0046] c)待板坯表面溫度回升到1050~1100°C，將鋼坯送入后續(xù)乳機直接粗乳，且控制 中間坯厚度為成品厚度的3-4倍；
[0047] d)粗乳變形結束后，利用乳機機架輥冷卻水對中間坯進行快速表面冷卻降溫，表 面冷卻降溫至Bs-50~100°C范圍；
[0048] e)精乳階段累積壓下率控制在70-75%的范圍；
[0049] f)根據(jù)具體鋼種生產(chǎn)工藝規(guī)定，乳后控制冷卻到要求終冷溫度。
[0050] 上述步驟a)中的完成冶煉的、成分達到要求的鋼水，包括以下重量百分比的組分： 0.05%~0· 12% 的C;0.15% ~0.50% 的Si; 1.00% ~1.80% 的Mn;P 彡 0.015% ;S彡 0.005% ;Nb+Ti彡0·10%;Μ〇彡0.30% ;Cu彡0.30%;Ni彡0.30% ;(Χ0·30%;其余為Fe和 不可避免的雜質。優(yōu)選的，Nb、Ti以及N的重量百分比數(shù)值滿足(Nb+Ti) X N< 135 X 10_1Q。
[0051] 出坯后在線快速除鱗冷卻，隨后利用鑄坯心部高溫實現(xiàn)回溫均勻化處理。優(yōu)選的， 所述步驟(b)中出坯后鑄坯表面噴水除鱗強冷的開始溫度控制在800-900°C，停止冷卻時板 坯表面溫度在Bs-50~100°C范圍。本發(fā)明改進了鑄坯在線冷卻制度控制:通過除鱗強制冷 卻開始溫度、停止溫度的制定，快速避開連鑄高溫階段C、N化物大量析出的溫度范圍，使得 C、N化物來不及析出，轉而在低溫階段以有益的形貌析出，形成獨特的鑄坯在線冷卻溫度控 制制度。本發(fā)明采用了獨特的鑄坯表面組織控制：出坯后的在線快速除鱗對板坯的冷卻，可 以實現(xiàn)鑄坯近表面組織細化。鋼板晶粒越細化，微裂紋在擴展時遇到的晶界越多，阻止了裂 紋的分支、迂回，使得擴展越緩慢甚至停止，越有利于提高整個板厚方向的止裂性能；又可 以利用鋼坯心部的高溫余熱均勻化處理，省略了放冷后再加熱的工序，提高了熱能的利用， 降低熱量消耗，形成獨特的鑄坯表面組織控制。
[0052] 待板坯表面溫度回升到1050~1100°C，將鋼坯送入后續(xù)乳機直接粗乳，且控制中 間坯厚度為成品厚度的3-4倍。優(yōu)選的，上述步驟(c)中粗乳階段的終乳溫度控制在Tnr以 上。本發(fā)明中，中間坯厚度尺寸的設計體現(xiàn)了對鋼材厚度方向的壓合、變形滲透作用，解決 中心組織疏松問題，細化乳材心部組織;保證Tnr溫度下的大壓下率對性能的有益效果，體 現(xiàn)在鋼板顯微組織細化與亞結構的形成，位錯強化與析出強化的貢獻值提高等，提高鋼材 整個厚度斷面的性能均勻性。
[0053] 粗乳變形結束后，利用乳機機架輥冷卻水對中間坯進行快速表面冷卻降溫，表面 冷卻降溫至Bs-50~100 °C范圍。本發(fā)明中，粗乳后對半成品的機架輥快速冷卻制度可以減 少鋼在部分再結晶區(qū)的停留時間，避免晶粒粗化的發(fā)生，減少混晶的出現(xiàn)對鋼韌性的影響， 并進一步提高表面組織細化效果。
[0054]本發(fā)明提供了一種從成分改善、省略鑄坯再加熱的短流程設計、鑄坯心部質量改 善、組織微細化控制、乳制規(guī)程優(yōu)化方面綜合考慮提高強韌性能的合理搭配方法，充分體現(xiàn) 現(xiàn)代材料加工的工藝技術潛力，發(fā)揮晶粒細化、控制乳制、快速冷卻等工藝手段對鋼材強韌 化的作用，確保中厚板產(chǎn)品減少脆性相裂紋萌生、獲得新的組織形貌以阻止裂紋擴展，實現(xiàn) 超高強韌鋼鑄坯直接熱乳的短流程技術突破。
[0055] 本發(fā)明未詳盡說明的原料、方法及裝置等均為現(xiàn)有技術。
[0056] 為了進一步理解本發(fā)明，下面結合實施例對本發(fā)明提供的一種高強韌性能的低合 金鋼及其制備方法進行詳細說明，本發(fā)明的保護范圍不受以下實施例的限制。
[0057] 實施例1
[0058]將完成冶煉的、鋼中Nb+Ti添加量為0.032%，氣體元素 N含量檢測為42ppm的成分 已達到Q460E要求的鋼水通過連鑄設備連鑄成250mm的鋼坯，控制澆注溫度、拉速與二冷水 配水制度的配合，檢測的鑄坯矯直段表面溫度為913°C，中心溫度1308Γ。
[0059] 然后鑄坯表面溫度在825°C時開始除鱗冷卻，冷卻停止時檢測板坯表面溫度為610 Γ。
[0060] 然后鑄坯切割定尺，在輥道上等待鋼坯返紅，表面溫度回升到1055°C時開始直接 乳制，粗乳階段終乳溫度965°C，中間坯厚度135_，粗乳后機架輥連續(xù)冷卻至600°C，最終乳 制成40_鋼板，乳后快速冷卻至580°C，然后進行后續(xù)成品檢驗。
[0061] 對本實施例得到的Q460E鋼進行力學性能檢驗，結果見表1，其金相組織圖見圖1與 圖2。
[0062] 實施例2
[0063]將完成冶煉的、鋼中Nb+Ti添加量為0.051%，氣體元素~含量檢測為25??111的成分 已達到X80M要求的鋼水通過連鑄設備連鑄成300mm的鋼坯，控制澆注溫度、拉速與二冷水配 水制度的配合，檢測的鑄坯矯直段表面溫度為906°C，中心溫度1475Γ。
[0064]然后鑄坯表面溫度在890 °C時開始除鱗冷卻，冷卻停止時檢測板坯表面溫度為570 Γ。
[0065]然后鑄坯切割定尺，在輥道上等待鋼坯返紅，表面溫度回升到1098 °C時開始直接 乳制，粗乳階段終乳溫度l〇〇〇°C，中間坯厚度100mm，粗乳后機架輥連續(xù)冷卻至580°C，最終 乳制成26.4mm鋼板，乳后快速冷卻至280°C，然后進行后續(xù)成品檢驗。
[0066]對本實施例得到的X80M鋼進行力學性能檢驗，結果見表1，其金相組織圖見圖3與 圖4。
[0067] 實施例3
[0068]將完成冶煉的、鋼中Nb+Ti添加量為0.028%，氣體元素 N含量檢測為37ppm的成分 已達到Q420qE要求的鋼水通過連鑄設備連鑄成300mm的鋼坯，控制澆注溫度、拉速與二冷水 配水制度的配合，檢測的鑄坯矯直段表面溫度為933°C，中心溫度1421°C。
[0069] 然后鑄坯表面溫度在885°C時開始除鱗冷卻，冷卻停止時檢測板坯表面溫度為590 Γ。
[0070] 然后鑄坯切割定尺，在輥道上等待鋼坯返紅，表面溫度回升到1077°C時開始直接 乳制，粗乳階段終乳溫度950°C，中間坯厚度120mm，粗乳后機架輥連續(xù)冷卻至550°C，最終乳 制成32_鋼板，乳后快速冷卻至500°C，然后進行后續(xù)成品檢驗。
[0071] 對本實施例得到的Q420qE鋼進行力學性能檢驗，結果見表1，其金相組織圖見圖5 與圖6。
[0072]表1實施例所得低合金鋼的力學性能檢驗數(shù)據(jù)
[0073]
[0074] 以上實施例的說明只是用于幫助理解本發(fā)明的方法及其核心思想。應當指出，對 于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發(fā)明原理的前提下，還可以對本發(fā)明進行 若干改進和修飾，這些改進和修飾也落入本發(fā)明權利要求的保護范圍內。
[0075] 對所公開的實施例的上述說明，使本領域專業(yè)技術人員能夠實現(xiàn)或使用本發(fā)明。 對于這些實施例的多種修改對本領域的專業(yè)技術人員來說是顯而易見的，本文所定義的一 般原理可以在不脫離本發(fā)明的精神或范圍的情況下，在其它實施例中實現(xiàn)。因此，本發(fā)明將 不會被限制于本文所示的這些實施例，而是要符合與本文所公開的原理和新穎特點相一致 的最寬范圍。
【主權項】
1. 一種高強韌性能的低合金鋼，其特征在于，包括以下重量百分比的組分：〇. 05%~ 0.12%的(：；0.15%~0.50%的51;1.00%~1.80%的]\111 ;?彡0.015%;5彡0.005%;恥+11彡 0.10% ;Mo彡0.30% ;Cu彡0.30% ;Ni彡0.30% ;Cr彡0.30% ;其余為Fe和不可避免的雜質。2. 根據(jù)權利要求1所述的低合金鋼，其特征在于，Nb、Ti以及N的重量百分比數(shù)值滿足 (Nb+Ti) XN<135X10-10。3. -種權利要求1所述的高強韌性能的低合金鋼的制備方法，其特征在于，包括以下步 驟： a) 將完成冶煉的、成分達到要求的鋼水通過連鑄設備連鑄成200-300mm厚的板坯，其中 過熱度控制在15-30°C，拉速0.8-1.2m/min，矯直段鑄坯表面溫度控制在900-950°C，中心溫 度 1300-148(TC; b) 出坯后在線快速除鱗冷卻，隨后利用鑄坯心部高溫實現(xiàn)回溫均勻化處理； c) 待板坯表面溫度回升到1050~IHKTC，將鋼坯送入后續(xù)乳機直接粗乳，且控制中間 坯厚度為成品厚度的3-4倍； d) 粗乳變形結束后，利用乳機機架輥冷卻水對中間坯進行快速表面冷卻降溫，表面冷 卻降溫至貝氏體相變開始點Bs-50~100 °C范圍； e) 精乳階段累積壓下率控制在70-75 %的范圍； f) 根據(jù)具體鋼種生產(chǎn)工藝規(guī)定，乳后控制冷卻到要求終冷溫度。4. 根據(jù)權利要求3所述的制備方法，其特征在于，所述步驟(a)中冶煉的鋼水成分中控 制（Nb+Ti) XN< 135X 10-10。5. 根據(jù)權利要求3所述的制備方法，其特征在于，所述步驟(b)中出坯后鑄坯表面噴水 除鱗強冷的開始溫度控制在800-900°C，停止冷卻時板坯表面溫度在貝氏體相變開始點Bs-50~100°C范圍。6. 根據(jù)權利要求3所述的制備方法，其特征在于，所述步驟(c)中粗乳階段的終乳溫度 控制在再結晶終止溫度Tnr以上。
【文檔編號】C22C38/14GK105886924SQ201610273010
【公開日】2016年8月24日
【申請日】2016年4月28日
【發(fā)明人】孫衛(wèi)華, 胡淑娥, 張愛民, 王勇, 徐霞
【申請人】山東鋼鐵股份有限公司