一种提高80~100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法技术

本发明专利技术公开了一种提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法，通过高温再结晶区每轧制道次坯料快速窜水降低坯料表面温度，促使表面轧制变形抗力加大，变形向心部渗透，经过多道次反复窜水大压下轧制，心部发生较多的完全再结晶，轧制后两道之间不窜水使表面发生完全再结晶，致使厚度方向奥氏体组织均匀；并在轧后间隔强冷和两次连续中冷，促进特厚钢板发生均匀性的相变，获得优良的高强韧及抗层状撕裂性能，尤其是显著的提高了特厚钢板心部性能。高了特厚钢板心部性能。高了特厚钢板心部性能。

【技术实现步骤摘要】
一种提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法


[0001]本专利技术属于特厚高强韧钢板
，具体涉及一种提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法。

技术介绍

[0002]80～100mm特厚高强韧钢板使用的钢结构趋于大型化、高端化，构件承受的载荷及力的传递非常复杂，为了满足使用安全性，许多客户订单也提出了钢板必须保证心部低温韧性。但是，由于钢板特厚，高温再结晶区轧制时虽然可以通过道次大压下使变形奥氏体晶粒细化，但是再结晶区轧制钢板时变形量集中在表面，而钢板中心温度较高难以变形，这样会导致心部晶粒粗大，心部和表面晶粒度差距较大。常规的高温再结晶区大压下和未再结晶区精轧两阶段轧制工艺难以满足订单心部性能要求。
[0003]中国专利CN104404214A公开了一种厚度50～80mm高强韧抗层状撕裂钢板的制造方法，并具体公开了将所述钢板相同成分的连铸坯加热到1210～1250℃，加热时间按1.1～1.2min/mm控制，铸坯出炉温度≥1150℃，再结晶区开轧温度≥1050℃，轧制6～7道次，中间坯待温，未再结晶区开轧温度控制在800～830℃，终轧温度控制在800～830℃，轧制8～9道次，轧后钢板经层流冷却在强冷区和中冷区分别以6.5～13℃/S和2.0～6.0℃/S的冷却速度冷却，ACC系统辊速0.6～0.8m/s，制得的钢板晶粒度10.5～12级；该钢板综合性能：屈服强度≥420MPa，
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40℃纵向冲击功≥200J，Z向性能断面收缩率≥65％。该专利主要通过合理开启强冷区和中冷区的水组，控制冷却速度，有效细化钢的晶粒和组织，减少心部缺陷。但是该方法仅适用于厚度较小的50～80mm高强韧抗层状撕裂钢板，而对于80mm以上的特厚高强韧抗层状撕裂钢板，该方法并不能有效控制钢板的心部缺陷。

技术实现思路

[0004]为解决上述技术问题，本专利技术提供了一种提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法，通过在高温再结晶区轧制时每道次后坯料水冷使坯料形成温度梯度，这样高温大压下坯料变形量向心部递增，致使心部尽可能多发生再结晶，有利于细化厚钢板心部奥氏体组织，经轧后水冷后获得全厚度优良力学性能。
[0005]本专利技术还提供了一种80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板，经本专利技术所述的方法生产得到，该钢板的屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥520MPa，A≥22.5％，
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40℃纵向冲击功≥140J，Z向性能≥45％；心部性能：屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥520MPa，A≥21％，
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40℃纵向冲击功≥130J，其心部具有优异的低温韧性。
[0006]为实现上述目的，本专利技术采取的技术方案如下：
[0007]一种提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法，所述方法包括以下步骤：将铸坯加热后进行控制轧制，然后进行控制冷却；
[0008]所述控制轧制步骤中，首先在再结晶区轧制，开轧温度≥1070℃，每道次轧制后均
进行穿水冷却，但最后两道次之间不进行穿水冷却，终轧温度≥1000℃；然后在未再结晶区轧制，开轧温度≤850℃，终轧温度810℃
±
10℃；
[0009]所述控制冷却步骤中，为保证钢板在厚度方向上逐步冷却并在此阶段发生相变，首先开启间隔水组以13.5
‑
15.5℃/s的冷却速度强冷至610～630℃，然后以6.5
‑
8.5℃/s的冷却速度进行中冷，控制返红温度在580
±
10℃。如果快冷时的冷却速度低于13.5
‑
15.5℃/s的话，无法达到相变所需要的温度，这样会造成组织混乱；如果中冷时的冷却速度低于6.5
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8.5℃/s的话，会导致晶粒长大，恶化钢板性能。
[0010]在再结晶区轧制时，窜水时辊速1.2
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1.5m/s，下水量与上水量比为1.5
‑
1.8，上水量100～120m3/h。
[0011]在再结晶区轧制时，末三道每道次压下率≥12％；在未再结晶区轧制时，850℃以下累计变形率≥33％。
[0012]所述加热步骤中，采用步进梁式加热炉进行加热；连铸坯加热温度1220～1270℃，加热时间按1.1
‑
1.2min/mm控制，铸坯出炉温度≥1150℃。
[0013]所述控制冷却步骤中，强冷区中有第1
‑
6组集管，上集管的中间腔水量260
‑
270m3/h，下集管水量/上集管水量为1.5/1；中冷区中有第7
‑
24组集管，上集管的中间腔水量120
‑
140m3/h，下集管水量/上集管水量为2.5/1。
[0014]所述控制冷却步骤中，强冷区开启第2、4、6组集管，钢板经历强冷区次数为1次；中冷区开启第7
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24组集管，钢板经历中冷区的次数为2次。
[0015]所述80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板包括以下重量百分比的化学成分：C：≤0.12％，Si：0.20～0.40％，Mn：1.42～1.52％，P：≤0.018％，S≤0.005％，Nb：0.025～0.035％，V：0.030～0.040％，Als：0.015～0.045％，Ti：0.007～0.020％，Pcm：≤0.22％，余量为Fe和不可避免的杂质。
[0016]所述80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板的金相组织为铁素体+珠光体+贝氏体。
[0017]所述80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板的屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥520MPa，A≥22.5％，
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40℃纵向冲击功≥140J，Z向性能≥45％；心部性能：屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥520MPa，A≥21％，
‑
40℃纵向冲击功≥130J。
[0018]本技术专利技术原理为：
[0019]TMCP交货80
‑
100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板，一般通过控制轧制以及轧后快速冷却获得高密度位错细晶粒组织可以满足高强高韧钢力学性能。但实际生产过程中，高温再结晶区为了达到完全再结晶，轧制时要保证再结晶温度以上和足够的变形量，特厚连铸坯料往往表面温度低于心部温度，轧制时金属变形优先发生在表面，造成钢板厚度方向发生再结晶型差异较大，晶粒尺寸差别较大，经后续不均匀冷却组织相变后，室温组织尺寸不均匀，混晶严重，严重影响钢板心部综合性能。
[0020]本专利技术采用高温再结晶区每轧制道次坯料快速窜水降低坯料表面温度，促使表面轧制变形抗力加大，变形向心部渗透，经过多道次反复窜水大压下轧制，心部发生较多的完全再结晶，轧制的最后两道之间不窜水使表面发生完全再结晶，致使厚度方向奥氏体组织均匀，并在轧后间隔强冷和两次连续中冷，有利于特厚本文档来自技高网...

【技术保护点】

【技术特征摘要】
1.一种提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：将铸坯加热后进行控制轧制，然后进行控制冷却；所述控制轧制步骤中，首先在再结晶区轧制，开轧温度≥1070℃，每道次轧制后均进行穿水冷却，但最后两道次之间不进行穿水冷却，终轧温度≥1000℃；然后在未再结晶区轧制，开轧温度≤850℃，终轧温度810℃
±
10℃；所述控制冷却步骤中，首先开启间隔水组以13.5
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15.5℃/s的冷却速度强冷至610～630℃，然后以6.5
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8.5℃/s的冷却速度进行中冷，控制返红温度在580
±
10℃。2.根据权利要求1所述的提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法，其特征在于，在再结晶区轧制时，窜水时辊速1.2
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1.5m/s，下水量与上水量比为1.5
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1.8，上水量100
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120m3/h。3.根据权利要求1所述的提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法，其特征在于，在再结晶区轧制时，末三道每道次压下率≥12％；在未再结晶区轧制时，850℃以下累计变形率≥33％。4.根据权利要求1所述的提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法，其特征在于，所述加热步骤中，采用步进梁式加热炉进行加热；连铸坯加热温度1220～1270℃，加热时间按1.1
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1.2min/mm控制，铸坯出炉温度≥1150℃。5.根据权利要求1所述的提高80～100mm特厚高强韧抗层状撕裂钢板心部性能的热机械轧制方法，其特征在于，所述控制冷却步骤中，强冷区中有第1
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6组集管，上集管的中间腔水量260
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270m3/h，下集管水量/上集管水量为1.5/1；中冷区中有第7
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【专利技术属性】
技术研发人员：熊文名，刘坚锋，吴翔，李学明，陈登国，周焱民，董富军，朱永宽，吕继平，熊雄，孙乐飞，孙祖才，肖颖，刘志芳，钟小杰，操瑞宏，闫博，李磊，熊慎凯，胡振平，
申请(专利权)人：新余钢铁股份有限公司，
类型：发明
国别省市：