一种超厚板的轧制方法与流程

本发明属于金属材料技术领域，尤其涉及一种超厚板的轧制方法。

背景技术：

特厚板广泛用于桥梁、造船、海洋平台、压力容器等结构建设和关键部位的承重件，这对其性能也提出了更高的要求。但由于成品厚度大，受轧制压缩比的限制，通常要用大型铸锭或特厚连铸坯轧制。大型铸锭和特厚连铸坯生产过程中质量难以保证，尤其是芯部组织偏析严重；在轧制变形过程中，由于轧件厚度较大，变形不渗透，变形主要集中在表层及次表层，芯部难以变形；并且芯部在变形过程中容易受到拉应力，形成的芯部微裂纹，在后继的变形过程中难以压合。另外，由于芯部变形不够，导致再结晶不充分，心部和表面晶粒度差距较大，这些原因使得传统再结晶型控制轧制难以进一步提高特厚板性能。压下过大必然增加轧制力，提高轧机负荷。。

技术实现要素：

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种超厚板的轧制方法，本发明提供的方法用于轧制超厚板时有利于轧件厚度方向组织均匀化控制。

本发明提供了一种超厚板的轧制方法，包括：

将超厚板坯料加热后进行冷却，冷却至所述超厚板坯料表层温度低于芯层温度后进行轧制变形；

所述冷却具体为：

将加热后的超厚板坯料表层分别与未经处理的超厚板坯料进行接触。

本发明将超厚板坯料加热后进行冷却，冷却至所述超厚板坯料表层温度低于芯层温度后进行轧制变形，本发明具体采用将加热后的超厚板坯料表层分别与未经处理的超厚板进行接触的办法控制坯料厚度方向的温度差，使超厚板坯料表层温度降低，形成表层向中心温度主键升高的温度分布，从而解决坯料厚度大轧制过程中变形不深透，变形集中在表层，芯部晶粒粗大，芯部受拉应力形成微裂纹的问题。采用冷热坯料冷却传导的方法降低高温坯料表层温度，升高未经处理坯料的温度，从而减少对未经处理坯料加热所需的热量，实现节能减排。更重要的是，采用冷热传导的方法进行冷却不仅能够促进超厚板轧制过程中芯部变形，促进芯部再结晶，实现晶粒细化，避免芯部显微缺陷，而且能够使得坯料具有较高的力学性能。

具体而言，本发明提供的冷却方式可以将加热后的坯料置于两个未经处理的冷坯料之间，形成冷坯料/热坯料/冷坯料的汉堡包结构，使冷热坯料紧密接触，将热坯料的热量传递给冷坯料，使热坯料表层的温度降低低于芯层的温度，形成坯料厚度方向上的温度梯度，然后进行轧制变形，利用低温金属变形抗力大，高温金属变形抗力小、容易变形的特点，使厚坯料在轧制过程中，芯部高温区域产生较大变形，表层及次表层产生较小变形。

在一个实施例中，所述超厚板坯料为钢材，加热至1250～950℃，采用上述方式冷却至表层温度为850～1000℃后进行轧制变形。优选的，所述轧制变形为5～10道次可逆轧制。

在一个实施例中，所述超厚板坯料为45号钢，加热至1200～950℃，冷却至表层温度为850℃后进行轧制变形。

在一个实施例中，所述超厚板坯料为纯钛，加热至1100～1200℃，冷却至表层温度为850℃后进行轧制变形。

附图说明

图1为本发明实施例1提供的试样的芯部金相组织图；

图2为本发明比较例1提供的试样的芯部金相组织图；

图3为本发明实施例及比较例制备的试样的力学性能结果；

图4为本发明实施例2提供的试样的芯部金相组织图；

图5为本发明比较例2提供的试样的芯部金相组织图。

图6为本发明实施例3提供的试样的芯部金相组织图；

图7为本发明比较例3提供的试样的芯部金相组织图。

具体实施方式

实施例1

试验材料为低碳钢，组成为：C:0.042,Si:0.013,Mn:0.2,P:0.015,S:0.008,Al:0.026,Ca:0.0034,Fe:Bal，试样尺寸：100*60*60mm，加热到1250℃后，夹在两块未经处理的相同合金钢试样中间进行冷却，冷却至表层温度为1000℃后，经过8道次可逆轧制，终轧厚度为10mm，轧后空冷。

比较例1

试验材料为低碳钢，组成为：C:0.042,Si:0.013,Mn:0.2,P:0.015,S:0.008,Al:0.026,Ca:0.0034,Fe:Bal，试样尺寸：100*60*60mm，加热到1250℃后，经过8道次可逆轧制，终轧厚度为10mm，轧后空冷。

观察实施例1和比较例1得到的试样的芯部金相组织，参见图1和图2，图1为本发明实施例1提供的试样的芯部金相组织图；图2为本发明比较例1提供的试样的芯部金相组织图。由图1和图2可知，采用本发明提供的轧制方法得到的试样的芯部晶粒尺寸明显较传统轧制方式的细小，表明其原始奥氏体晶粒较传统轧制方式的再结晶要充分，可见经过本发明提供的方法轧制后，芯部变形较传统轧制充分，芯部组织明显细化，有利于轧件厚度方向组织均匀化控制。

测试实施例1和比较例1得到的试样的力学性能，结果参见图3，图3为本发明实施例及比较例制备的试样的力学性能结果，由图3可知，本发明提供轧制方法获得的试样具有更高的力学性能。

实施例2

试验材料为中碳钢，组成为：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，试样尺寸：20*35*70mm，加热到1100℃后保温30min，出炉后夹在两块未经处理的相同合金钢试样中间进行冷却，冷却至表层温度为850℃后，经过5道次可逆轧制，轧制压下量道次：19→18→17→16→15mm，道次间隙时间5s，立即淬火。

比较例2

试验材料为中碳钢，组成为：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，试样尺寸：20*35*70mm，加热到1100℃后保温30min，出炉后经过5道次可逆轧制，轧制压下量道次：19→18→17→16→15mm，道次间隙时间5s，立即淬火。

观察实施例2和比较例2得到的试样的芯部金相组织，参见图4和图5，图4为本发明实施例2提供的试样的芯部金相组织图；图5为本发明比较例2提供的试样的芯部金相组织图。由图4和图5可知，采用本发明提供的轧制方法得到的试样的芯部晶粒尺寸明显较传统轧制方式的细小，表明其原始奥氏体晶粒较传统轧制方式的再结晶要充分，可见经过本发明提供的方法轧制后，芯部变形较传统轧制充分，芯部组织明显细化，有利于轧件厚度方向组织均匀化控制。

实施例3

试验材料为纯钛，其中：Fe:0.15,O:0.15,H:0.015,N:0.03,C:0.05，试样尺寸：20*35*70mm，加热到1200℃后保温30min，出炉后夹在两块未经处理的相同合金钢试样中间进行冷却，冷却至表层温度为850℃后，经过6道次可逆轧制，轧制压下量道次：20→19→18→17→16→15mm，道次间隙时间5s，立即淬火。

比较例3

试验材料为纯钛，其中：Fe:0.15,O:0.15,H:0.015,N:0.03,C:0.05，试样尺寸：20*35*70mm，加热到1200℃后保温30min，出炉后经过6道次可逆轧制，轧制压下量道次：20→19→18→17→16→15mm，道次间隙时间5s，立即淬火。

观察实施例3和比较例3得到的试样的芯部金相组织，参见图6和图7，图6为本发明实施例3提供的试样的芯部金相组织图；图7为本发明比较例3提供的试样的芯部金相组织图。由图6和图7可知，采用本发明提供的轧制方法得到的试样的芯部晶粒尺寸明显较传统轧制方式的细小，表明其原始奥氏体晶粒较传统轧制方式的再结晶要充分，可见经过本发明提供的方法轧制后，芯部变形较传统轧制充分，芯部组织明显细化，有利于轧件厚度方向组织均匀化控制。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。