CN115522135B - 一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，包括以下步骤：S1：连铸坯轧制前连续加热；S2：连铸坯出炉后水除鳞，水冷或待温至表面温度低于1100℃后开始轧制；S3：开坯轧制，前两道轧制连铸坯垂直的两个面，且每道次压下5‑10mm，后面连续4~6道交替轧制连铸坯垂直的两个面，每道次变形量≥20%，随后控制精轧和控制冷却成成品轧材。本发明通过协同调控合金含量与比例和控轧控冷工艺，实现析出相的多级析出，且与粗轧、精轧、轧后冷却过程中的组织演变相匹配，细化圆钢心部高温和室温组织。提高了直径160‑300mm的超大截面直接切削用非调质钢的强韧性和截面均匀性。

Description

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性 与均匀性的方法

技术领域

本发明涉及一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，属于金属材料技术领域。

背景技术

相比于调质钢，非调质钢具有成本低、绿色环保、操作友好等优势，广泛用于汽车、工程机械等领域。与热锻用非调质钢相比，直接切削用非调质钢在圆钢轧制成形的同时达到所需的力学性能，进一步缩短生产流程。通常仅经历冶炼凝固、连轧成圆钢、下游切削加工等工艺即可使用，成本与环保优势进一步提高。目前，生产具有更高强度和强韧性匹配、更大横截面积的直接切削用非调质钢是一个重要的发展方向，应用前景广阔。但随着截面积增大，非调质钢强韧性的提高与截面均匀性的保证难度显著增大。

超大截面非调质钢轧制过程心表温差大、变形渗透差，轧制前后减面率小，容易导致轧制圆钢心部组织粗大，强韧性差；心表组织差异明显，截面均匀性差。造成圆钢表面机加工困难的同时心部性能又不达标。造成超大截面圆钢心表差异大的主要原因有：（1）高温轧制变形渗透差，心部变形小，再结晶晶粒粗大；表面变形大，再结晶晶粒小。（2）中低温轧制时心部温度高，处于再结晶区，奥氏体晶粒仍会长大，冷却时新相仅在奥氏体晶界形核，组织粗大；而表面温度低，处于未再结晶区，变形奥氏体晶粒缺陷显著增多，冷却时新相在奥氏体晶界和内部缺陷均可形核，组织细小。（3）轧后冷却时，心部温降小，转变温度高，珠光体片层间距大；表面温降多，转变温度低，珠光体片层间距小。以上3点均导致超大截面非调质钢心部组织粗大，表面组织细小；3个因素叠加后心表差距显著增大。

利用Ti、Nb、V、N、Al等微合金元素对非调质钢组织和产品性能进行调控是常用手段。但主要集中在热锻用非调质圆钢下料后零件控锻控冷过程中发挥效果，对其在直接切削用圆钢轧制时发挥的作用及对圆钢组织性能影响的研究较少。而轧制过程与锻造过程是存在显著区别的。

中国专利公开号CN113621882A通过控制微合金元素的含量和比例，控制圆钢的力学性能与表面质量，但未涉及轧制过程的精确控制。中国专利公开号CN104043660A、CN114472519A通过控制圆钢精轧之后的穿水工艺来提高非调质钢的截面均匀性，但未考虑不同微合金元素在轧钢过程中的具体作用。中国专利公开号CN113122776A、CN113122776A、CN113134510B给出了一种中大截面直接切削用非调质钢的成分范围和轧制工艺，但未考虑到析出相与轧制工艺协同控制的作用。并且上述专利均未考虑到超大截面非调质圆钢（直径160mm以上）在轧制过程的组织演变特点。

因此，针对超大截面铁素体-珠光体型直接切削用非调质钢需要一种通过协同调控微合金元素析出及控轧控冷工艺来达到优化强韧性与截面均匀性的方法。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是，针对直径160-300mm的超大截面铁素体-珠光体型直接切削用非调质钢，通过调控微合金元素的多级析出过程与控轧控冷工艺的协同作用，获得更高的强韧性和截面均匀性。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案为：

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，具体为以下步骤：

S1：连铸坯轧制前连续加热，其中加热二段温度为1230℃~1250℃，均热段1210℃~1230℃，加热二段和均热段保温总时间不小于5h，保证除部分TiN外的微合金元素均溶入奥氏体中，而未溶TiN可以抑制奥氏体晶粒的长大；

S2：连铸坯出炉后水除鳞，水冷或待温至表面温度低于1100℃后开始轧制，以保证连铸坯表面硬度显著高于心部高温金属；

S3：采用可逆式粗轧机开坯轧制，前两道轧制连铸坯垂直的两个面，且每道次压下5-10mm，后面连续4~6道交替轧制连铸坯垂直的两个面，每道次变形量≥20%，后续道次不要求变形量，轧制成中间坯即可，粗轧终轧温度大于1050℃；

S4：中间坯水冷或待温至表面900~950℃，期间TiN全部析出、NbN、AlN部分析出；

S5：中间坯经精连轧轧制成圆钢，终轧温度780℃~820℃，期间Ti、Nb、Al的氮化物全部析出；

S6：圆钢终轧后迅速穿水冷却，经6-8组强水冷冷至表面550-600℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间5-10s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷返温后的圆钢表面温降不大于100℃，之后经历水雾喷淋，使圆钢表面维持在550-600℃，期间V主要以VC的形式沉淀析出；

S7：圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面300-350℃后入坑保温至少48h后成成品。

所述一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，以质量百分比计，圆钢化学成分如下，C：0.35%~0.45%，Si：0.30%~0.90%，Mn：1.10%~1.60%，V：0.10%~0.20%，Nb：0.03~0.04%，Ti：0.015%~0.030%，Al：0.10~0.30%，N：0.008%~0.020%，S：0.01%~0.04%，P≤0.02%，余量为Fe及不可避免杂质。

优选的，Ti的质量百分数为0.020%~0.028%，Ti/N质量百分数比＜3.4，（Ti+Nb+Al）/N质量百分数比＞12.5。

所述一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，针对的是连铸坯边长400-1000mm的方坯或矩形坯，中间坯边长230-450mm的方坯，轧制后圆钢直径160-300mm，1/4半径和心部纵向抗拉强度900-1050MPa，屈服强度650-800MPa，断后伸长率15-19%，冲击功KU₂40-50J。

本发明具有以下新特点：（1）通过协同调控非调质钢中合金元素种类、含量与控轧控冷工艺，使不同类型析出相分级析出并配合热轧及后续冷却过程中的组织演变，在提高强韧性的同时，提高圆钢的截面均匀性。（2）粗轧过程采用高温加热、低温开轧、连续单道次大变形工艺，充分实现变形渗透，提高粗轧过程的截面均匀性。（3）精轧采用轧前待温、低温开轧工艺，使全截面处于未再结晶区进行轧制。（4）精轧后采用强水冷+空冷交替冷却+水雾控温冷却模式，提高全截面室温组织和性能的均匀性。

本发明中元素作用及配比依据如下：

C：非调质钢中的基本元素，除形成足够比例珠光体外，一部分进入微合金元素的碳氮化物中，起到细晶强化、析出强化的作用。碳元素含量过低，钢件强度不足，过高钢件的断后伸长率和冲击功不足，因此本发明C元素含量为0.35%~0.45%。

Si：强化铁素体的基本元素。硅元素含量提高，钢件强度上升，塑性下降。本发明Si元素含量为0.30%~0.90%。

Mn：强化基体，提高珠光体比例、细化珠光体片层间距，提高强韧性；形成MnS，改善切削性能。本发明Mn元素含量为1.10%~1.60%。

Ti：与N结合析出TiN以细化奥氏体晶粒。1250℃长时间保温时仍有大量TiN未溶解，阻止奥氏体晶粒长大，进而细化室温组织，提高强韧性。非调质钢中一般添加量为0.01%~0.02%。超大截面非调质钢轧制前加热温度高、保温时间长，需要更多的Ti保证高温均热时晶粒仍不粗大。因此本发明Ti元素含量为0.015%~0.030%。优选的，Ti的质量百分数为0.020%~0.028%。

Nb：提高奥氏体的再结晶温度、细化室温组织。非调质钢通常添加0.02~0.03%左右的Nb。只有存在足够多的固溶Nb原子才可以提高奥氏体的再结晶温度至1000℃左右，为保证精轧时中间坯全截面处于奥氏体未再结晶区，需要提高钢中固溶Nb元素的含量。因此本发明Nb元素含量0.030%~0.040%。

Al：除脱氧外，形成AlN产生细晶强化和析出强化的作用，通常在低于1100℃时开始大量析出。为提高粗轧过程中细化晶粒的效果，本发明Al元素含量0.10%~0.30%。

V：析出强化的主要元素。VN大量析出温度约900℃，VC大量析出温度则在700-800℃，析出温度更低的VC更加细小弥散。随强度级别升高，铁素体-珠光体型非调质钢中V元素添加量逐渐增高，一般高至0.1%左右。超大截面非调质钢轧后冷速较慢，需适当提高V含量以形成足够的碳氮化物保证强度。因此本发明V元素含量为0.10%~0.20%。

N：形成微合金元素的碳氮化物以细化奥氏体晶粒，析出产生第二相强化。Ti、Nb、Al与N元素的原子量比分别为3.4、6.6、1.9。氮化物的固溶温度显著高于同种微合金元素的碳化物，为保证加热和粗轧时细化晶粒的效果，使钢中Ti全部以氮化物形式存在，Ti/N质量百分数比应＜3.4。同时，为获得更多细小弥散的VC，需保证N元素尽可能多的被Ti、Nb、Al元素固定，（Ti+Nb+Al）/N质量百分数比＞12.5。因此本发明N元素含量为0.008%~0.020%。

S：与Mn结合形成MnS，提高非调质钢切削性能，非调质钢中一般添加量为0.03~0.40%。过高的S会损害横向力学性能，因此需适当降低S含量。因此本发明S元素含量为0.01%~0.04%。

P：钢中的杂质元素，促进冷脆的发生，因此在超大截面非调质钢中需严格控制总含量。因此本发明P元素含量为不大于0.02%。

本发明的有益效果主要体现在：

（1）针对轧制后直径160-300mm的超大截面直接切削用非调质钢，本发明协同调控微合金元素多级析出与控轧控冷工艺，充分发挥TiN，NbN、AlN在铸坯加热和粗轧时细化晶粒的作用，固溶Nb在精轧中提高再结晶区温度的作用和VC在轧后控冷时的析出强化作用，充分细化圆钢心部组织和VC尺寸，在提高心部强韧性的同时显著提高了心部与表面组织和性能的均匀性。

（2）本发明通过协同调控微合金元素多级析出与控轧控冷工艺，实现粗轧全过程全截面的奥氏体动态再结晶轧制，将更多变形分配至心部，提高心部细化程度和心表均匀性。精轧全过程全截面奥氏体的非动态再结晶区轧制，将更多变形分配至心部，提高心部缺陷密度和心表均匀性。轧后冷却尽快降低心部温度，使心部和表面在同样原始组织和温度条件下转变，提高强韧性的同时提高室温组织和性能的均匀性。

本发明公开了一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法。通过协同调控Ti、Nb、Al、V、N含量与比例和控轧控冷工艺，实现析出相的多级析出，且与粗轧、精轧、轧后冷却过程中的组织演变相匹配，细化圆钢心部高温和室温组织。提高了直径160-300mm的超大截面直接切削用非调质钢的强韧性和截面均匀性。

附图说明

图1为对比例1轧材显微组织图，其中（a）为距表面1/4半径位置的显微组织，（b）为心部的显微组织；

图2为实施例1轧材显微组织图，其中（a）为距表面1/4半径位置的显微组织，（b）为心部的显微组织；

图3为实施例2轧材显微组织图，其中（a）为距表面1/4半径位置的显微组织，（b）为心部的显微组织；

图4为连铸坯加热后未溶的TiN示图，其中（a）为形貌图，（b）为元素分析图；

图5为粗轧过程中析出的TiN、NbN示图，其中（a）为形貌图，（b）为元素分析图；

图6为中间坯水冷或待温时析出的TiN、NbN、AlN示图，其中（a）为TiN、NbN的形貌图，（b）为TiN、NbN的元素分析图，（c）为AlN的形貌图，（d）为AlN的元素分析图；

图7为精连轧时析出的NbN、AlN示图，其中（a）为形貌图，（b）为NbN的元素分析图，（c）为AlN的元素分析图；

图8为轧后冷却阶段析出的VC示图，其中（a）为形貌图，（b）为元素分析图；

图9为圆钢成品珠光体片层间距形貌。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步详细的说明。以下实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。

实施例1

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，使用的连铸坯具有如下的质量百分比化学成分：0.38%C、0.60%Si、1.39%Mn、0.01%P、0.03%S、0.020%Ti、0.033%Nb、0.12%Al、0.15%V、0.012%N，余量为Fe及不可避免杂质，其中，Ti/N=1.67，（Ti+Nb+Al）/N=14.42。连铸坯截面尺寸430mm×480mm。

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，将连铸坯使用步进式加热炉加热，其中加热二段1250℃、均热段1230℃，加热二段+均热段保温5.5h。水除鳞后水冷待温至表面1080℃，经可逆粗轧机轧制，前两道轧制连铸坯垂直的两个面分别压下10mm，后两面交替压下100mm，共5道次，后续道次轧制成边长240mm的方坯，终轧温度1080℃。中间坯水冷待温至表面930℃后进精连轧机组轧制成直径180mm的圆钢。终轧温度800℃。经历6组间隔强穿水后水雾喷淋至表面570℃后上冷床空冷，330℃入坑保温48h后成成品。

使用本实施例圆钢心部和1/4半径位置组织级别和力学性能见表1。

本实施例的微合金元素多级析出与控轧控冷协同调控的原理如下：

（1）为保证超大截面连铸坯在粗轧时心部组织细小，减小心部与表面不均匀性，采取以下措施：

①提高连铸坯加热和均热温度，降低铸坯心部变形抗力；同时添加足够的TiN，阻止加热时奥氏体晶粒长大。

②水除鳞后连铸坯水冷或待温至表面1080℃，表面硬度提高，但连铸坯心部温度几乎未降低，硬度低。粗轧时表面变形小，使更多变形发生在心部，充分细化心部奥氏体晶粒。同时逐渐析出的TiN和少量NbN也可以阻止热轧过程中奥氏体晶粒的长大。

③粗轧前两道次小变形去除表面氧化皮和其他缺陷，后续大变形保证变形充分渗透至心部，细化心部奥氏体晶粒。

④粗轧终轧温度大于1050℃，保证心部与表面均在奥氏体再结晶区完成轧制。

连铸坯加热和粗轧阶段措施的主要目的是细化奥氏体晶粒，提高圆钢韧性和截面均匀性。如图4所示，连铸坯加热阶段保留3-5μm的TiN，起到细化原始组织和提高韧性的作用。如图5所示，粗轧过程中析出1-3μm的TiN、NbN，起到细化再结晶晶粒、提高韧性的作用，同时也可以起到一定的析出强化作用。

（2）为保证中间坯在精轧时心部组织细小，减小心部与表面不均匀性，采取以下措施：

①中间坯水冷或待温至表面930℃，期间TiN全部析出、NbN、AlN部分析出，增加精轧时的缺陷密度，细化室温组织。同时心部保留固溶的Nb元素，提高奥氏体再结晶温度，使心部和表面精轧时均处于奥氏体未再结晶区，减小心部与表面组织演变的差别。此外，待温使中间坯表面硬，心部软，有利于变形渗透至心部，细化心部组织。

②采用精连轧，终轧温度800℃，期间Ti、Nb、Al的氮化物全部析出，进一步加强析出相与变形缺陷的交互作用，提高缺陷密度，细化室温组织，提高圆钢的强韧性。

中间坯待温和精轧阶段措施的主要目的是细化室温组织，提高圆钢韧性和截面均匀性。如图6所示，中间坯待温阶段析出500nm-1μm的TiN、NbN和AlN，起到细化奥氏体晶粒和提高韧性的作用，图6中（a）和（b）为NbN，（c）和（d）为AlN。如图7所示，精轧过程中析出100nm-500nm的NbN和AlN，图中（a）右下箭头指示的点是NbN，左上箭头指示的点是AlN，起到提高奥氏体缺陷密度、细化室温组织，进而提高韧性的作用。同时上述析出相也可以起到析出强化作用。

（3）为保证轧后冷却时心部组织细小，减小心部与表面不均匀性，采取以下措施：

①圆钢终轧后迅速穿水冷却，经6组强水冷冷至表面570℃，期间穿插空冷返温，每组强水冷后返温的圆钢表面温降不大于100℃。以迅速降低圆钢心部温度，抑制心部发生组织转变；同时迫使心部在更低的温度析出更加细小弥散的VC，提高心部强韧性、减小心表差距。此外避免圆钢表面因温度过低导致出现贝氏体、马氏体等非平衡态组织。

②之后经历2组水雾喷淋，使圆钢表面维持在570℃。进一步带走心部热量，促使圆钢表面和心部均冷至 570℃后开始发生组织转变。心部与表面铁素体量接近，珠光体片层间距接近，心表强韧性提高，均匀性提高。

③圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面330℃后入坑保温48h后成成品。完成相变，减小圆钢变形，同时释放内应力。

轧后冷却阶段措施的主要目的是细化VC尺寸和珠光体片层间距，提高圆钢强度和截面均匀性。如图8所示该阶段析出5nm-20nm的VC，主要起到析出强化的作用。如图9所示，为圆钢成品珠光体片层间距形貌。

如图2所示，为本实施例最终获得的圆钢的距表面1/4半径位置和心部的显微组织图，从图中可以看到，轧材奥氏体晶粒显著细化，距表面1/4半径位置和心部的晶粒度分别是8.0级和7.0级，心表晶粒度极差仅1级。

实施例2

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，使用的连铸坯具有如下的质量百分比化学成分：0.40%C、0.46%Si、1.22%Mn、0.01%P、0.02%S、0.022%Ti、0.035%Nb、0.15%Al、0.18%V、0.016%N，余量为Fe及不可避免杂质，其中，Ti/N=1.375，（Ti+Nb+Al）/N=12.94。连铸坯截面尺寸800mm×800mm。

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，将连铸坯使用步进式加热炉加热，其中加热二段1250℃、均热段1220℃，加热二段+均热段保温6h。步进式加热炉为热轧线配套的加热炉，炉子分预热段、加热一段、加热二段和均热段。水除鳞后水冷待温至表面1070℃，经可逆粗轧机轧制，前两道轧制连铸坯垂直的两个面分别压下10mm，后两面交替压下180mm，共6道次，把连铸坯连续的四个侧面依次命名为A、B、C、D四个面，前两道是轧相邻的A面和B面，这两个面是垂直的，后续6道交替轧制的也是A面和B面，也可以是交替轧制C面和D面，因为轧A面时，实际上A面和C面是一样的。轧辊是上下各一个，轧A面的同时也在轧C面，也就是说轧一道就是两个面，AC是同时实现轧制的一组，BD是同时实现轧制的一组。后续道次轧制成边长400mm的方坯，终轧温度1090℃。中间坯水冷待温至表面940℃后进精连轧机组轧制成直径280mm的圆钢。终轧温度815℃。经历8组间隔强穿水后水雾喷淋至表面560℃后上冷床空冷，每组水冷时间大约3-5s，本实施例每组水冷时间为5s，具体和水量大小有关，水量大水冷时间可以减短，以每组水冷后表面冷至560℃为准，水温是室温；水雾喷淋是持续的，总时间约2-3min。本实施例水雾喷淋总时间为3min。水雾是室温，两组水雾之间没有时间间隔没有要求，只要保证总时间2-3min即可，水雾喷淋也不一定非要是2组，以水雾喷淋后表面冷至560℃为准；330℃入保温坑保温48h后成成品。

本实施例圆钢心部和1/4半径位置组织级别和力学性能见表1。

如图3所示，为本实施例最终获得的圆钢的距表面1/4半径位置和心部的显微组织图，从图中可以看到，轧材奥氏体晶粒显著细化，距表面1/4半径位置和心部的晶粒度分别是8.0级和6.5级，心表晶粒度极差仅1.5级。

对比例1

一种超大截面非调质钢，使用的连铸坯具有如下的质量百分比化学成分：0.39%C、0.58%Si、1.52%Mn、0.01%P、0.03%S、0.040%Ti、0.030%Nb、0.02%Al、0.30%V、0.008%N，余量为Fe及不可避免杂质，连铸坯截面尺寸430mm×480mm。其中，Ti/N=5，大于3.4；（Ti+Nb+Al）/N=11.25，小于12.5。

一种超大截面非调质钢，将连铸坯使用步进式加热炉加热，其中加热二段1250℃、均热段1230℃，加热二段+均热段保温2.0h。水除鳞后水冷待温至表面1150℃，经可逆粗轧机轧制，前两道轧制连铸坯垂直的两个面分别压下10mm，后两面交替压下50mm，共12道次，后续道次轧制成边长240mm的方坯，终轧温度1080℃。中间坯1050℃进精连轧机组轧制成直径200mm的圆钢。终轧温度880℃。经历2组强穿水后，表面760℃上冷床空冷，430℃入坑保温。

对比例1的圆钢心部位置和1/4半径位置的组织级别和力学性能见表1。

如图1所示为对比例1的轧材距表面1/4半径位置的和心部的显微组织，从图中可以看到，轧材距表面1/4半径位置的和心部的晶粒度分别是6.5级和4.0级，心部组织粗大、心表晶粒度极差大，不均匀。

实施例1~2和对比例1的圆钢心部和1/4半径位置组织级别和力学性能见表1。

下表1为实施例1~2和对比例1的性能对比结果。

表1：心部和1/4半径位置组织级别和力学性能

实施例3

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，使用的连铸坯具有如下的质量百分比化学成分：0.35%C、0.30%Si、1.10%Mn、0.02%P、0.01%S、0.015%Ti、0.03%Nb、0.10%Al、0.10%V、0.008%N，余量为Fe及不可避免杂质，其中，Ti/N=1.875，（Ti+Nb+Al）/N=18.125。连铸坯截面尺寸400mm×400mm。

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，将连铸坯使用步进式加热炉加热，其中加热二段1230℃、均热段1210℃，加热二段+均热段保温5h。水除鳞后水冷待温至表面1100℃，经可逆粗轧机轧制，前两道轧制连铸坯垂直的两个面分别压下5mm，后两面交替压下80mm，共4道次，后续道次轧制成边长230mm的方坯，终轧温度1050℃。中间坯水冷待温至表面900℃后进精连轧机组轧制成直径160mm的圆钢。终轧温度780℃。经历7组间隔强穿水后水雾喷淋至表面550℃后上冷床空冷，本实施例每组水冷时间为3s，水雾喷淋总时间为2min。300℃入坑保温50h后成成品。

本实施例获得的成品的1/4半径位置的纵向抗拉强度为900MPa，屈服强度为650MPa，断后伸长率为15%，冲击功KU₂为40J；心部纵向抗拉强度为920MPa，屈服强度为669MPa，断后伸长率为15.5%，冲击功KU₂为42J。

实施例4

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，使用的连铸坯具有如下的质量百分比化学成分：0.45%C、0.90%Si、1.60%Mn、0.015%P、0.04%S、0.030%Ti、0.04%Nb、0.30%Al、0.20%V、0.020%N，余量为Fe及不可避免杂质，其中，Ti/N=1.5，（Ti+Nb+Al）/N=18.5。连铸坯截面尺寸1000mm×1000mm。

一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，将连铸坯使用步进式加热炉加热，其中加热二段1240℃、均热段1220℃，加热二段+均热段保温7h。水除鳞后水冷待温至表面1090℃，经可逆粗轧机轧制，前两道轧制连铸坯垂直的两个面分别压下7mm，后两面交替压下250mm，共6道次，后续道次轧制成边长450mm的方坯，终轧温度1090℃。中间坯水冷待温至表面950℃后进精连轧机组轧制成直径300mm的圆钢。终轧温度820℃。经历8组间隔强穿水后水雾喷淋至表面600℃后上冷床空冷，350℃入坑保温48h后成成品。

本实施例获得的成品的1/4半径位置的纵向抗拉强度为1027MPa，屈服强度为779MPa，断后伸长率为17%，冲击功KU₂为46J；心部纵向抗拉强度为1050MPa，屈服强度为800MPa，断后伸长率为19%，冲击功KU₂为50J。

实施例5

本实施例与实施例4的区别仅在于：一种多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，使用的连铸坯具有如下的质量百分比化学成分：0.40%C、0.75%Si、1.35%Mn、0.015%P、0.02%S、0.028%Ti、0.04%Nb、0.30%Al、0.20%V、0.0082%N，余量为Fe及不可避免杂质，其中，Ti/N=3.37，（Ti+Nb+Al）/N=44.88。

本实施例获得的成品的1/4半径位置的纵向抗拉强度为1005MPa，屈服强度为766MPa，断后伸长率为16.1%，冲击功KU₂为40J；心部纵向抗拉强度为1022MPa，屈服强度为778MPa，断后伸长率为17%，冲击功KU₂为45J。

应当理解，为了精简本公开并帮助理解各个发明方面中的一个或多个，在上面对本发明的示例性实施例的描述中，本发明的各个特征有时被一起分组到单个实施例、图、或者对其的描述中。然而，并不应将该公开的方法解释成反映如下意图：即所要求保护的本发明要求比在每个权利要求中所明确记载的特征更多特征。更确切地说，如权利要求书所反映的那样，发明方面在于少于前面公开的实施例的所有特征。因此，遵循具体实施方式的权利要求书由此明确地并入该具体实施方式，其中每个权利要求本身都作为本发明的单独实施例。

尽管根据有限数量的实施例描述了本发明，但是受益于上面的描述，本技术领域内的技术人员明白，在由此描述的本发明的范围内，可以设想其它实施例。此外，应当注意，本说明书中使用的语言主要是为了可读性和教导的目的而选择的，而不是为了解释或者限定本发明的主题而选择的。因此，在不偏离所附权利要求书的范围和精神的情况下，对于本技术领域的普通技术人员来说许多修改和变更都是显而易见的。对于本发明的范围，对本发明所做的公开是说明性的，而非限制性的，本发明的范围由所附权利要求书限定。

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。

Claims (9)

1.一种超大截面非调质钢的多级析出与控轧控冷协同调控超大截面非调质钢强韧性与均匀性的方法，其特征在于，以质量百分比计，所述超大截面非调质钢的化学成分如下，C：0.35%~0.45%，Si：0.30%~0.90%，Mn：1.10%~1.60%，V：0.10%~0.20%，Nb：0.03~0.04%，Ti：0.015%~0.030%，Al：0.10~0.30%，N：0.008%~0.020%，S：0.01%~0.04%，P≤0.02%，余量为Fe及不可避免杂质；其中，Ti/N质量百分数比＜3.4，（Ti+Nb+Al）/N质量百分数比＞12.5；

所述方法包括以下步骤：

S1：连铸坯轧制前连续加热，加热二段温度为1230℃~1250℃，均热段1210℃~1230℃，加热二段和均热段保温总时间不小于5h；

S2：连铸坯出炉后水除鳞，水冷或待温至表面温度低于1100℃后开始轧制；

S3：采用可逆式粗轧机开坯轧制，前两道轧制连铸坯垂直的两个面，且每道次压下5-10mm，后面连续4~6道交替轧制连铸坯垂直的两个面，每道次变形量≥20%，轧制成中间坯，粗轧终轧温度大于1050℃；

S4：中间坯水冷或待温至表面900~950℃；

S5：中间坯经精连轧轧制成圆钢，终轧温度780℃~820℃；

S6：圆钢终轧后穿水冷却，经6-8组强水冷冷至表面550-600℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间5-10s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃，之后经历水雾喷淋，使圆钢表面维持在550-600℃；

S7：圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面300-350℃后入坑保温至少48h后成成品。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，Ti的质量百分数为0.020%~0.028%。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述超大截面非调质钢的直径为160-300mm。

4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述连铸坯为边长400-1000mm的方坯或矩形坯；所述中间坯为边长230-450mm的方坯。

5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，成品的1/4半径和心部纵向抗拉强度为900-1050MPa，屈服强度为650-800MPa，断后伸长率为15-19%，冲击功KU2为40-50J。

6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，S1中，连铸坯加热阶段保留3-5μm的TiN。

7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，S3中，粗轧过程中析出1-3μm的TiN和NbN。

8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，S4中，中间坯水冷或待温过程中，析出500nm-1μm的TiN、NbN和AlN。

9.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，S5中，精轧过程中析出100nm-500nm的NbN和AlN；S6中，轧后冷却阶段析出5nm-20nm的VC。

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