一種超厚板的軋制方法與流程

本發明屬于金屬材料技術領域，尤其涉及一種超厚板的軋制方法。

背景技術：

特厚板廣泛用于橋梁、造船、海洋平臺、壓力容器等結構建設和關鍵部位的承重件，這對其性能也提出了更高的要求。但由于成品厚度大，受軋制壓縮比的限制，通常要用大型鑄錠或特厚連鑄坯軋制。大型鑄錠和特厚連鑄坯生產過程中質量難以保證，尤其是芯部組織偏析嚴重；在軋制變形過程中，由于軋件厚度較大，變形不滲透，變形主要集中在表層及次表層，芯部難以變形；并且芯部在變形過程中容易受到拉應力，形成的芯部微裂紋，在后繼的變形過程中難以壓合。另外，由于芯部變形不夠，導致再結晶不充分，心部和表面晶粒度差距較大，這些原因使得傳統再結晶型控制軋制難以進一步提高特厚板性能。壓下過大必然增加軋制力，提高軋機負荷。。

技術實現要素：

有鑒于此，本發明的目的在于提供一種超厚板的軋制方法，本發明提供的方法用于軋制超厚板時有利于軋件厚度方向組織均勻化控制。

本發明提供了一種超厚板的軋制方法，包括：

將超厚板坯料加熱后進行冷卻，冷卻至所述超厚板坯料表層溫度低于芯層溫度后進行軋制變形；

所述冷卻具體為：

將加熱后的超厚板坯料表層分別與未經處理的超厚板坯料進行接觸。

本發明將超厚板坯料加熱后進行冷卻，冷卻至所述超厚板坯料表層溫度低于芯層溫度后進行軋制變形，本發明具體采用將加熱后的超厚板坯料表層分別與未經處理的超厚板進行接觸的辦法控制坯料厚度方向的溫度差，使超厚板坯料表層溫度降低，形成表層向中心溫度主鍵升高的溫度分布，從而解決坯料厚度大軋制過程中變形不深透，變形集中在表層，芯部晶粒粗大，芯部受拉應力形成微裂紋的問題。采用冷熱坯料冷卻傳導的方法降低高溫坯料表層溫度，升高未經處理坯料的溫度，從而減少對未經處理坯料加熱所需的熱量，實現節能減排。更重要的是，采用冷熱傳導的方法進行冷卻不僅能夠促進超厚板軋制過程中芯部變形，促進芯部再結晶，實現晶粒細化，避免芯部顯微缺陷，而且能夠使得坯料具有較高的力學性能。

具體而言，本發明提供的冷卻方式可以將加熱后的坯料置于兩個未經處理的冷坯料之間，形成冷坯料/熱坯料/冷坯料的漢堡包結構，使冷熱坯料緊密接觸，將熱坯料的熱量傳遞給冷坯料，使熱坯料表層的溫度降低低于芯層的溫度，形成坯料厚度方向上的溫度梯度，然后進行軋制變形，利用低溫金屬變形抗力大，高溫金屬變形抗力小、容易變形的特點，使厚坯料在軋制過程中，芯部高溫區域產生較大變形，表層及次表層產生較小變形。

在一個實施例中，所述超厚板坯料為鋼材，加熱至1250～950℃，采用上述方式冷卻至表層溫度為850～1000℃后進行軋制變形。優選的，所述軋制變形為5～10道次可逆軋制。

在一個實施例中，所述超厚板坯料為45號鋼，加熱至1200～950℃，冷卻至表層溫度為850℃后進行軋制變形。

在一個實施例中，所述超厚板坯料為純鈦，加熱至1100～1200℃，冷卻至表層溫度為850℃后進行軋制變形。

附圖說明

圖1為本發明實施例1提供的試樣的芯部金相組織圖；

圖2為本發明比較例1提供的試樣的芯部金相組織圖；

圖3為本發明實施例及比較例制備的試樣的力學性能結果；

圖4為本發明實施例2提供的試樣的芯部金相組織圖；

圖5為本發明比較例2提供的試樣的芯部金相組織圖。

圖6為本發明實施例3提供的試樣的芯部金相組織圖；

圖7為本發明比較例3提供的試樣的芯部金相組織圖。

具體實施方式

實施例1

試驗材料為低碳鋼，組成為：C:0.042,Si:0.013,Mn:0.2,P:0.015,S:0.008,Al:0.026,Ca:0.0034,Fe:Bal，試樣尺寸：100*60*60mm，加熱到1250℃后，夾在兩塊未經處理的相同合金鋼試樣中間進行冷卻，冷卻至表層溫度為1000℃后，經過8道次可逆軋制，終軋厚度為10mm，軋后空冷。

比較例1

試驗材料為低碳鋼，組成為：C:0.042,Si:0.013,Mn:0.2,P:0.015,S:0.008,Al:0.026,Ca:0.0034,Fe:Bal，試樣尺寸：100*60*60mm，加熱到1250℃后，經過8道次可逆軋制，終軋厚度為10mm，軋后空冷。

觀察實施例1和比較例1得到的試樣的芯部金相組織，參見圖1和圖2，圖1為本發明實施例1提供的試樣的芯部金相組織圖；圖2為本發明比較例1提供的試樣的芯部金相組織圖。由圖1和圖2可知，采用本發明提供的軋制方法得到的試樣的芯部晶粒尺寸明顯較傳統軋制方式的細小，表明其原始奧氏體晶粒較傳統軋制方式的再結晶要充分，可見經過本發明提供的方法軋制后，芯部變形較傳統軋制充分，芯部組織明顯細化，有利于軋件厚度方向組織均勻化控制。

測試實施例1和比較例1得到的試樣的力學性能，結果參見圖3，圖3為本發明實施例及比較例制備的試樣的力學性能結果，由圖3可知，本發明提供軋制方法獲得的試樣具有更高的力學性能。

實施例2

試驗材料為中碳鋼，組成為：C 0.46,Si 0.23,Mn 0.72,P 0.03,S 0.03,Ni 0.02,Cr 0.02,Cu 0.03,Fe:Bal，試樣尺寸：20*35*70mm，加熱到1100℃后保溫30min，出爐后夾在兩塊未經處理的相同合金鋼試樣中間進行冷卻，冷卻至表層溫度為850℃后，經過5道次可逆軋制，軋制壓下量道次：19→18→17→16→15mm，道次間隙時間5s，立即淬火。

比較例2

試驗材料為中碳鋼，組成為：C 0.46,Si 0.23,Mn 0.72,P 0.03,S 0.03,Ni 0.02,Cr 0.02,Cu 0.03,Fe:Bal，試樣尺寸：20*35*70mm，加熱到1100℃后保溫30min，出爐后經過5道次可逆軋制，軋制壓下量道次：19→18→17→16→15mm，道次間隙時間5s，立即淬火。

觀察實施例2和比較例2得到的試樣的芯部金相組織，參見圖4和圖5，圖4為本發明實施例2提供的試樣的芯部金相組織圖；圖5為本發明比較例2提供的試樣的芯部金相組織圖。由圖4和圖5可知，采用本發明提供的軋制方法得到的試樣的芯部晶粒尺寸明顯較傳統軋制方式的細小，表明其原始奧氏體晶粒較傳統軋制方式的再結晶要充分，可見經過本發明提供的方法軋制后，芯部變形較傳統軋制充分，芯部組織明顯細化，有利于軋件厚度方向組織均勻化控制。

實施例3

試驗材料為純鈦，其中：Fe:0.15,O:0.15,H:0.015,N:0.03,C:0.05，試樣尺寸：20*35*70mm，加熱到1200℃后保溫30min，出爐后夾在兩塊未經處理的相同合金鋼試樣中間進行冷卻，冷卻至表層溫度為850℃后，經過6道次可逆軋制，軋制壓下量道次：20→19→18→17→16→15mm，道次間隙時間5s，立即淬火。

比較例3

試驗材料為純鈦，其中：Fe:0.15,O:0.15,H:0.015,N:0.03,C:0.05，試樣尺寸：20*35*70mm，加熱到1200℃后保溫30min，出爐后經過6道次可逆軋制，軋制壓下量道次：20→19→18→17→16→15mm，道次間隙時間5s，立即淬火。

觀察實施例3和比較例3得到的試樣的芯部金相組織，參見圖6和圖7，圖6為本發明實施例3提供的試樣的芯部金相組織圖；圖7為本發明比較例3提供的試樣的芯部金相組織圖。由圖6和圖7可知，采用本發明提供的軋制方法得到的試樣的芯部晶粒尺寸明顯較傳統軋制方式的細小，表明其原始奧氏體晶粒較傳統軋制方式的再結晶要充分，可見經過本發明提供的方法軋制后，芯部變形較傳統軋制充分，芯部組織明顯細化，有利于軋件厚度方向組織均勻化控制。

以上所述僅是本發明的優選實施方式，應當指出，對于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發明原理的前提下，還可以做出若干改進和潤飾，這些改進和潤飾也應視為本發明的保護范圍。