本發明屬于低合金鋼厚板生產技術領域，特別是涉及一種表層超細晶鐵素體低合金鋼厚板的制備方法。

背景技術：

在鋼材的各種強化機制中，組織細化是唯一能同時提高鋼板強度和韌性的方法。對于厚鋼板，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組織是很困難的，但是表層一定厚度內實現組織的超細化是可能的。近年來的研究表明，超細晶粒尺寸的鐵素體組織具有很好的低溫韌性及高的強度水平，具有表層超細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，具有廣泛的應用前景。

現有的涉及表層超細晶厚鋼板的制備方法，主要是通過改進的控軋控冷方法，即粗軋后加速冷卻加返溫軋制方法的工藝途徑來獲得。中國專利申請公布號CN105220069A—一種近表超細晶超低碳微合金高強鋼寬厚板及其制法，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，通過近表奧氏體再結晶或部分再結晶進一步細化近表奧氏體晶粒,軋制后加速冷卻,從而獲得近表超細晶組織。中國專利申請公布號CN103572023A—低合金鋼厚板/特厚板表層超細晶的制造方法，該方法充分利用厚鋼板內部的累積存儲能，采用多次控軋控冷,使表層奧氏體晶粒細化，快速冷卻獲得具有表層細晶組織的厚鋼板。這兩種方法通過細化奧氏體晶粒，然后快速冷卻得到厚鋼板表層的超細晶組織。當加速冷卻奧氏體時，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，其晶粒尺寸的細化程度有限。中國專利申請公布號CN102828116A—基于TMCP工藝的表層超細晶高強度鋼板及其制造方法公開的表層超細晶的制造方法，也是采用粗軋機后的冷卻裝置對中間坯快速冷卻+返溫的工藝來實現表層組織的細化。上述三項專利在制備方法上描述了返溫軋制工藝中對溫度、變形量等的控制，對于影響影響變形過程中奧氏體或鐵素體的應變積累、再結晶或相變、進而影響表層超細晶形成的重要工藝參數‐應變速率未有描述。本發明與上述發明的不同之處在于，本發明強調返溫軋制過程中變形溫度、變形量以及應變速率的匹配，通過在返溫軋制過程中發生形變鐵素體的動態再結晶來保證獲得具有表層超細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。

技術實現要素：

本發明的目的是提供一種表層超細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程中厚板內部的熱量，采用返溫控制軋制工藝，利用鐵素體的動態再結晶獲得具有表層超細晶鐵素體的低合金鋼厚板。

該方法利用中間坯的內部熱量，使其表層區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態再結晶使厚鋼板表層區域獲得超細鐵素體晶粒，其平均晶粒尺寸≤3μm。工藝步驟及控制的技術參數如下：

(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晶終止溫度T_nr～T_nr+100℃范圍內，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，各道次平均應變速率在0.2～6s^‐1之間。優選平均應變速率在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。

本發明所述鋼板的化學成分按重量百分比計為：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。

粗軋階段軋制變形溫度在奧氏體再結晶終止溫度T_nr～T_nr+100℃之間，目的是獲得細小的奧氏體晶粒，以促進中間坯表層的奧氏體組織在冷卻過程中發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程中比較穩定，容易導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，在此溫度范圍內變形，應變速率≤0.2～6s^‐1且累積變形量高于50％，鐵素體型組織發生動態再結晶。軋后加速冷卻至600℃～420℃以控制再結晶的鐵素體晶粒的長大，這樣鋼板表層可以獲得超細晶粒的鐵素體組織。如果軋制過程中應變速率過高時，鐵素體型組織來不及發生動態再結晶而形成變形的鐵素體；應變速率過低時，鐵素體型組織發生動態再結晶后還會發生晶粒的明顯長大，這兩種情形下厚板表層均不能得到超細晶粒的鐵素體組織。

采用該方法制造的厚鋼板上、下表層為以超細晶粒鐵素體為主的組織，超細晶鐵素體平均晶粒尺寸≤3μm，體積分數達到80％以上。

與現有技術相比，本發明的特點和有益效果是：本發明可以避免或減少厚鋼板采用返溫軋制工藝時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于表層超細晶厚鋼板的止裂韌性及整體綜合性能的不利影響。

附圖說明

圖1為實施例1厚板表層超細晶鐵素體的光學顯微鏡照片圖。

圖2為實施例1厚板中心組織的光學顯微鏡照片圖。

具體實施方式

下面結合實施例對本發明做進一步描述。在符合本發明宗旨的范圍內，本發明還可以有其他實施方式，均屬于本發明的保護范圍。

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

各實施例鋼板上、下表面為超細晶鐵素體，超細晶鐵素體平均晶粒尺寸≤3μm，鐵素體的體積分數達到80％以上。圖1為實施例1厚板表層超細晶鐵素體的光學顯微鏡照片；圖2為實施例1厚板中心組織的光學顯微鏡照片。

表1實施例化學成分，％

表2實施例的各臨界溫度

表3實施例控軋控冷工藝參數