CN113061701B - 一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板及其制备方法，属于冶金制造技术领域。制备方法包括：S1、铸坯加热。S2、轧制：先在奥氏体再结晶区范围内粗轧，粗轧的前三道次的单道次压下率大于12％，余下的道次的单道次压下率大于10％，粗轧道次的累计压下率大于55％，且当轧制到中间坯厚度为：y＝21.932*logex+39.953时待温，其中x为低压缩比特厚细晶粒结构钢板的成品厚度，y为中间坯待温厚度，然后在奥氏体未再结晶区进行精轧，获得精轧板材。S3、冷却。上述制备方法能够在成品钢板的厚度达120mm且低压缩比的前提下，使奥氏体再结晶区粗轧和未再结晶区精轧的作用充分发挥，获得性能较佳的且能够广泛应用于工程机械结构中的低压缩比细晶粒结构特厚钢板。

Description

一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板及其制备方法
技术领域
本申请涉及冶金制造技术领域，具体而言，涉及一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板及其制备方法。
背景技术
工程结构用的高强钢板典型的强度水平是355～460MPa，且要求厚度1/4处，甚至心部具有良好的低温冲击韧性。屈服强度460MPa级别钢板被广泛应用于低温环境下大跨度桥梁结构、高层建筑海洋平台以及地铁钢结构件。由于使用环境恶劣，因此要求钢板具有较高的强度和一定的厚度，因此，特厚结构钢板的需求越来越多。
由于这些钢结构件或设备需要承受较大的冲击载荷，并且经常在较低的温度环境下使用，这就需要钢板具有良好的低温冲击韧性，但是钢板越厚，各项性能均难以保证，需要添加更多的合金元素或采取更严格的炼钢工艺或轧钢工艺来保证钢板具有更优的力学性能和工艺性能。另外，钢板在使用过程中常会根据设计需要分割成一定尺寸，然后拼接而成，因此钢板的焊接性能非常重要。
有鉴于此，特此提出本申请。
发明内容
本申请提供了一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板及其制备方法，其能够解决上述至少一个技术问题。
本申请的实施例是这样实现的：
在第一方面，本申请示例提供了一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板的制备方法，其包括以下步骤：
S1、铸坯加热。
将铸坯加热到Nb元素固溶，加热温度1220～1280℃，加热时间为270～300min。
S2、轧制：先在奥氏体再结晶区范围内粗轧，粗轧的前三道次的单道次压下率大于12％，余下道次的单道次压下率大于10％，粗轧道次的累计压下率大于55％，当轧制到中间坯厚度为：y＝21.932*logex+39.953时待温，其中x为低压缩比特厚细晶粒结构钢板成品厚度，y为中间坯待温厚度，然后在奥氏体未再结晶区进行精轧，获得精轧板材。
由于实际粗轧过程中，当铸坯的厚度固定时，成品钢板厚度较薄时，中间坯待温厚度可选范围较大，但当成品钢板厚度较厚时，如果中间坯待温厚度的可选范围也较大，那么对成品钢板的强度和冲击功性能影响也会较大，因此利用公式y＝21.932*logex+39.953，根据一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板的成品厚度选择最佳的中间坯待温厚度，获得较佳的成品钢板力学性能，保证成品钢板的强度和低温冲击韧性。
通过上述轧制阶段严格的中间坯待温目标厚度的限制与粗轧的单道次压下率要求及累计压下率要求的配合，在保证粗轧阶段总道次数量较少的前提下，通过粗轧阶段，强化单道次压下率更有利于发生动态再结晶，通过粗轧变形累计的位错提高了钢板内部缺陷能，使钢板发生动态再结晶和静态再结晶。通过再结晶过程的反复进行，从而有效细化奥氏体晶粒，充分发挥奥氏体再结晶区粗轧的作用。在奥氏体未再结晶区进行精轧使奥氏体晶粒变形，产生变形带，提高再结晶的形核和长大速率，不仅形成的组织均匀且细小，位错密度也有所提高，同时通过中间坯待温厚度的合理选择，充分发挥奥氏体再结晶区和未再结晶区轧制的作用，粗轧道次强化单道次压下率破碎奥氏体晶粒，精轧道次强化累计压下率，促进相变。保证即使在成品钢板较厚以及压缩比较小的条件下，制得的钢板也具有较佳的性能。
S3、冷却。
对精轧板件快速进入超快冷设备进行水冷，水冷时间30～50s,冷却至温度500～550℃。
在第二方面，本申请示例提供了一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板，其由本申请第一方面提供的制备方法制得。
其中，按质量百分比计，低压缩比特厚细晶粒结构钢板的化学成分包括：C：0.03～0.09％、Si：0.20～0.30％、Mn：1.50～1.64％、Nb：0.040～0.050％、Mo：0.09～0.16％、Ti：0.008～0.020％、Als：0.015～0.040％、P≤0.020％、S≤0.005％、As≤0.04％、Sn≤0.03％、N≤0.005％、O≤0.003％、H≤0.0002％以及M，余量为Fe和不可避免的杂质，通过公式CEV(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15来确定碳当量CEV。
其中，碳当量CEV≤0.42％，M为在钢板中的质量百分比为0.20～0.29％的Cr，且按质量百分比计，0.30％≤(Cr/5+Mn/6)≤0.33％，0.18％≤C+Mo≤0.25％；或者，M为在钢板中的质量百分比为0.02～0.029％的V，且按质量百分比计，0.18％≤C+Mo≤0.25％。
通过上述低C高Mn加Mo的成分设计，可保证通过上述制备方法获得的低压缩比特厚细晶粒结构钢板的组织成分中含有针状铁素体、贝氏体以及珠光体，且针状铁素体主要分布在钢板厚度1/4位置上下，利用针状铁素体可显著提高钢板的低温冲击韧性。通过限定0.30％≤(Cr/5+Mn/6)≤0.33％在该范围，进一步限定Cr和Mn含量可选择范围，可进一步避免特厚钢板强度的降低，以及利于实现低压缩比的实现。虽然低碳是获得铁素体的前提，但是C的添加量越高，对应的钢板的强度越高，而Mo的价格昂贵，因此，0.18％≤C+Mo≤0.25％，保证在形成铁素体的前提下尽可能提高钢板的强度，同时降低成本。
进一步地，利用公式y＝21.932*logex+39.953，根据成品钢板厚度选择最佳的中间坯厚度，其中x为低压缩比特厚细晶粒结构钢板成品厚度，y为中间坯待温厚度，通过中间坯待温厚度的合理选择，充分发挥奥氏体再结晶区和未再结晶区轧制的作用，粗轧道次强化单道次压下率破碎奥氏体晶粒，精轧道次强化累计压下率，促进相变。保证即使在成品钢板较厚以及压缩比较小的条件下，获得较佳的成品钢板力学性能，保证成品钢板的强度和低温冲击韧性。
附图说明
为了更清楚地说明本申请实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本申请的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为实施例3提供的低压缩比特厚细晶粒结构钢板的组织形貌。
具体实施方式
下面将结合实施例对本申请的实施方案进行详细描述，但是本领域技术人员将会理解，下列实施例仅用于说明本申请，而不应视为限制本申请的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
以下针对本申请实施例的一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板及其制备方法进行具体说明：
需要说明的是，本申请实施例的一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板的厚度为100～120mm。
本申请提供一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板的制备方法，其包括：
S1、铸坯加热。
因铸坯温度越高，其抗变形能力越小，因此在铸坯不产生过热过烧等情况下，适当提高铸坯的加热温度，有利于减小后续步骤S2中进行粗轧的轧机的负荷，充分发挥轧机的能力，同时也可提高钢板的塑性。但是，当铸坯的加热温度过高时，铸坯会产生晶粒粗大、甚至过热过烧等现象，影响最终钢板性能，并且加热温度过高，也会增加能耗。
因此，加热温度1220～1280℃，加热时间为270～300min。
可选地，铸坯的最大厚度为270mm，基于低压缩比特厚细晶粒结构钢板的厚度为100～120mm，也即是本申请实际采用中薄板坯轧制特厚钢板。
其中，铸坯的组成成分与最终获得的低压缩比特厚细晶粒结构钢板的组成成分相同，按质量百分比计，低压缩比特厚细晶粒结构钢板的化学成分包括：C：0.03～0.09％、Si：0.20～0.30％、Mn：1.50～1.64％、Nb：0.040～0.050％、Mo：0.09～0.16％、Ti：0.008～0.020％、Als：0.015～0.040％、P≤0.020％、S≤0.005％、As≤0.04％、Sn≤0.03％、N≤0.005％、O≤0.003％、H≤0.0002％以及M，余量为Fe和不可避免的杂质。
其中，碳当量CEV≤0.42％，M为在钢板中的质量百分比为0.20～0.29％的Cr，且按质量百分比计，0.30％≤(Cr/5+Mn/6)≤0.33％，0.18％≤C+Mo≤0.25％；或者，M为在钢板中的质量百分比为0.02～0.029％的V，且按质量百分比计，0.18％≤C+Mo≤0.25％。
需要说明的是，在上述实现过程中，碳当量CEV(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。实际计算过程中，碳当量计算公式以及上述(Cr/5+Mn/6)以及C+Mo的含量限定公式中，各元素符号指代的为其在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比的值。
具体地，C是钢中的强化元素，碳含量高可以显著提高钢的强度，但会降低钢的塑性和冲击性，同时又会增加碳当量和焊接裂纹敏感指数，恶化钢的焊接性能，但碳含量过低会使NbC生成量降低，影响控轧效果，同时也会增加炼钢工序中脱碳成本，增大冶炼控制难度，因此控制C在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为0.03％～0.09％。
Si主要起固溶强化的作用，是炼钢过程中必不可少的还原剂和脱氧剂；Si含量的增加虽然可提高钢的强度，但会使钢的塑性及韧性下降，因此，控制Si在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为0.20～0.30％。
Mn主要起固溶强化的作用，具有细化组织、提高钢的强度的作用，且韧性不恶化，所以Mn是不可缺少的元素，但Mn含量过高，会引起铸坯偏析，造成钢板带状组织严重，增强钢板的各向异性，综合考虑，控制Mn在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为1.50～1.64％。
S易与Mn结合生成MnS夹杂，影响钢板的伸长率和低温冲击韧性；P在钢板中是容易造成偏析的元素，显著降低钢的低温冲击韧性，提高韧脆转变温度，P易使钢的室温塑性急剧下降、变脆，造成冷脆现象，因此，P、S元素应尽量去除以满足产品的使用要求，但是，随着P、S含量的降低，炼钢工序的脱磷、脱硫成本也会上升，因此控制P在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为≤0.020％，控制S在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比≤0.005％。
基于As与Sn极易在晶界偏聚，降低晶界内聚力，对宏观性能的影响为钢材的冲击韧性明显降低，因此，应该对其含量予以特别地适当控制，也即是控制As在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比≤0.04％，控制Sn在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比≤0.03％。
通常含铌钢加热到1200℃以上、均热一段时间后，钢中铌可固溶于奥氏体中，这种固溶铌在加热过程中可以对奥氏体单相扩散运动界面有抑制作用，阻碍奥氏体晶粒长大，在轧制中会在位错、亚晶界、晶界上沉淀析出铌的碳/氮化物，通过溶质拖拽机制和析出钉扎机制来延迟或阻碍奥氏体动态再结晶，细化奥氏体晶粒，在冷却过程中会析出纳米级的第二项粒子Nb(C、N)，也即是说，Nb的固溶效果很明显，可显著提高钢板强度和韧性，因此，控制Nb在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为0.040～0.050％。
Ti和N、O、C都有极强的亲和力，是一种良好的脱氧和固定N和C的有效元素。用微Ti来固定钢中的N，由于形成难溶的TiN而消除了钢中的自由氮，从而改善钢的韧性，TiN有阻止晶粒长大的作用，进一步提高钢的强度。但是Ti的加入量过多，会形成对韧性不利的TiC，因此，控制Ti在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为0.008～0.020％，且N≤0.005％。
Mo为碳化物形成元素，Mo存在于固溶体相和碳化物相中，因此，含钼钢同时具有固溶强化和碳化物弥散强化的作用，在低C高Mn加Mo成分体系的钢中，可充分发挥Mo的固溶强化和弥散强化作用，细化钢的晶粒，提高钢的强度和韧性，尤其是低温冲击韧性。控制其在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为0.09～0.16％。
Al在较高温度时和钢中N形成细小而弥散的AlN析出，抑制晶粒长大，达到细化晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的，因此加入在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为0.015～0.04％的Al，能够细化晶粒，提高钢板的韧性并保证其焊接性能。
O以Al2O3以及SiO2等夹杂物形式存在于钢中，H则会造成氢脆，影响钢板的韧性，钢中残留的H也会影响钢板内部质量，因此均需控制，本申请中，按质量百分比计，O≤0.003％，H≤0.0002％。
Cr是碳化物形成元素，Cr固溶在钢中，会形成细小的碳化物，如(Fe，Ce)3C、(Fe，Cr)7C3等，显著提高钢板的强度，但Cr含量过高，会降低钢的伸长率。本发明Cr与Nb配合使用，不降低伸长率的情况下，可显著提高钢板强度和韧性。因此，若钢中加入Cr，则控制Cr在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为0.20～0.29％。
V和碳、氮、氧具有极强的亲和力，V固溶在钢中，会形成细小的V(C、N)等第二相粒子，具有析出强化作用，但效果不明显，一般在正火钢中对强度贡献较大。一般来说，相同含量情况下，V的强化效果不如Nb，但强于Cr。故可在Nb的成分达到上限要求时，其可以代替Cr与Nb配合使用。因此，若钢中加入V取代Cr，则控制V在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比为0.02～0.029％。
需要指出的是，Cr和V只需加入一种即可。
S2、轧制，其包括：
S2.1、在奥氏体再结晶区范围内粗轧，当轧制到中间坯厚度为：y＝21.932*logex+39.953时待温，其中x为低压缩比特厚细晶粒结构钢板的成品厚度，y为中间坯待温厚度。
其中，当轧制到上述公式的中间坯待温厚度时粗轧阶段结束，进行待温，此时，中间坯待温厚度实际为粗轧阶段的目标厚度。
发明人发现，粗轧的过程中，随着单道次的形变量的增加及累计形变量的增加，能明显提高再结晶的形核的数量及其长大速率，而单道次的形变量可通过对单道次的压下率进行限定，而累计形变量可通过单道次的压下率和粗轧阶段的目标厚度来限定。
因此，可选地，粗轧的前三道次的单道次压下率大于12％，余下道次的单道次压下率大于10％，，当轧制到中间坯厚度为：y＝21.932*logex+39.953时结束粗轧阶段，粗轧道次的累计压下率大于55％。
通过上述轧制阶段严格的目标厚度(中间坯待温厚度y)的限制与粗轧的单道次压下率要求及累计压下率要求的配合，不仅可以限定粗轧阶段总道次数量保持在较少的范围内，而且通过粗轧下压累计的位错提高了钢板内部缺陷能，使钢板发生动态再结晶和静态再结晶，且再结晶的形核的数量及其长大速率明显提高，获得细化且密集的奥氏体晶粒。
可选地，粗轧的总轧制道次为5道次。
可选地，粗轧的轧制温度为1020～1095℃，也即是粗轧涉及的例如粗轧阶段的开轧温度以及粗轧阶段的终轧温度均在上述范围内，利用铸坯高温下抗变形能力小的特点，减小轧机的负荷，充分发挥轧机的能力，同时也可提高钢板的塑性。
由于根据上述公式计算的中间坯待温厚度是一个精确值，但轧机本体设备的刚度是一定的，也就是说，在粗轧阶段的最后一个道次轧制完毕后，钢板的厚度即实际的中间坯待温厚度与公式计算的中间坯待温厚度存在一个偏差，并且当成品钢板的厚度越厚时，中间坯待温厚度的选择的范围值波动性越大则对成品钢板的性能，尤其是屈服强度的影响越大。
因此，可选地，y的精度控制在±1mm。
S2.2在奥氏体未再结晶区进行精轧，获得精轧钢板。
由于成品钢板为厚度100～120mm的特厚钢板，因此中间坯较厚，导致其冷却困难，且中间坯由表面到心部温度的温度梯度大，因此，可选地，精轧的开轧温度≤850℃，通过降低精轧的开轧温度，以降低坯件的温度梯度以及提高钢板强度。
可选地，精轧的终轧温度为800～840℃，精轧的单道次压下率为0.5～10％，精轧的累计压下率为18～35％，利用上述设置使奥氏体晶粒变形，产生变形带，有利于相变的形成，不仅形成的组织均匀且细小，同时提高位错密度，并且碳氮化物在位错处应变析出，钉扎位错的运动，为下一步冷却做好准备。
可选地，精轧的总轧制道次大于5道次，例如精轧道次采取的道次为7或8道次，也即是精轧采取多道次小压下率的作用，进一步提高位错密度，同时便于控制精轧板材的不平度，为后续冷却做准备，并且通过精轧后三道次压下率有效控制钢板厚度公差的精度。
S3、冷却。
可选地，先将精轧钢板快速进入超快冷设备进行水冷，水冷时间30～50s，冷却至温度500～550℃，出水后空冷，制得板件。
通过本发明成分设计、轧制步骤以及冷却步骤的配合，使获得的低压缩比特厚细晶粒结构钢板的组织结构为：钢板厚度1/4处以针状铁素体为主且含有弥散分布的珠光体，贝氏体主要分布在表层，同时针状铁素体具有大角度晶界、呈高密度位错分布等特征，针状铁素体板条以不同位相的“混杂”排列，能够有效抑制裂纹的扩展，从而提高了钢板的低温韧性。
本申请还提供一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板，其由上述制备方法制得。
可选地，钢板的厚度为100～120mm。
上述低压缩比特厚细晶粒结构钢板与原中厚结构钢板及其生产线相比，同样利用例如厚度为270mm的铸坯轧制，成品钢板的厚度范围从原中厚结构钢板的≤90mm扩展到≤120mm，也即是本申请提供的低压缩比特厚细晶粒结构钢板有效将压缩比从由原有的中厚结构钢板的3倍降低到2.25～2.7倍，同时保证低压缩比特厚细晶粒结构钢板的综合性能优良。
具体地，低压缩比特厚细晶粒结构钢板的屈服强度≥435MPa、抗拉强度≥550MPa、伸长率≥22％，-60℃下钢板厚度1/4处的纵向冲击功Akv≥200J。其中，Akv是指V型缺口试样的冲击吸收功。也即是，上述低压缩比特厚细晶粒结构钢板能够作为工程机械结构用的高强板应用于低温环境下大跨度桥梁结构、高层建筑海洋平台以及地铁钢结构件等中。
可选地，按体积百分比计，低压缩比特厚细晶粒结构钢板的组织成分包括：针状铁素体27～38％，贝氏体51～60％，以及珠光体10～14％；通过特定的组织成分使其能够具有较佳的性能。
可选地，针状铁素体具有＞15°的大角度晶界和高密度位错分布特征，并且针状铁素体板条以不同位相的“混杂”排列，有效地抑制了裂纹的扩展，从而有效提高其低温韧性。
以下结合实施例对本申请的一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板及其制备方法作进一步的详细描述。
实施例1～12及对比例1～2
实施例1～12分别为本申请提供的低压缩比特厚细晶粒结构钢板，按质量百分比计，其化学成分如表1所示，余量为铁。对比例1、2是专利号CN 109943771 A的实施例1、3。
表1实施例1～12及对比例1、2的化学成分
其中，实施例1～7的制备方法相似，均是通过采用的相同的方式进行转炉冶炼、LF+RH精炼以脱磷脱硫、连铸，获得厚度为270mm的铸坯后采用相同的加热温度及时间进行加热处理，然后采用本发明轧制及冷却工艺步骤，获得产品；实施例8～12与实施例1～7有区别，主要区别是粗轧轧制道次和中间坯待温厚度不同。对比例1、2是专利号CN 109943771 A的实施例1、3。实施例1～12和对比例1、2的轧制及冷却工艺如表2所示。
表2实施例1～12以及对比例1、2轧制及冷却工艺参数
按照标准GB/T 228.1和GB/T 229的要求对实施例1～12获得的低压缩比特厚细晶粒结构钢板进行拉伸和冲击性能测定，其结果如表3所示。
表3实施例1～12及对比例1、2的力学性能测试结果
结合表1、表2以及表3可以看出，实施例1～7采用本申请发明的成分和工艺得到的钢板性能结果达到了强度和韧性的良好配合，且钢板厚度达到100～120mm。其中，实施例1～5添加了Cr元素而没有添加V，实施例6、7添加了V元素而没有添加Cr，实施例1～7的轧制及冷却工艺接近，屈服强度在440～489MPa之间，0～-60℃低温冲击功Akv均比较接近，且平均值≥200J。
从表3的结果并结合表1和表2可以看出，实施例1～7采用本申请发明的成分和工艺得到的钢板性能结果都要优于实施例8～12。实施例8～12的成分体系采用本申请发明成分设计，其中，实施例8、10、11添加了Cr元素而没有添加V，实施例9、12添加了V元素而没有添加Cr。
实施例8～12的轧制及冷却工艺与实施例1～7有区别。
实施例8、9的粗轧轧制道次为7道次，中间坯待温厚度根据本发明y＝21.932*logex+39.953为142mm，根据轧制规程计算算法，其前三道次的单道次压下率小于12％，过小的单道次压下率导致粗轧道次奥氏体再结晶不充分，晶粒细化效果不明显，导致钢板的屈服强度只有395～402MPa，与实施例2相比，低温冲击韧性略微变差。
实施例10、11、12的中间坯待温厚度不在本申请文件要求范围内。在实施例10中，钢板成品厚度为110mm，中间坯待温厚度为165mm，在粗轧道次为5道情况下，根据轧制规程计算算法，其前三道次的单道次压下率小于12％，粗轧累计压下率小于55％，过小的单道次压下率和累计压下率导致粗轧道次奥氏体再结晶不充分，晶粒细化效果不明显，导致钢板的屈服强度只有396MPa，与实施例3相比，低温冲击韧性略微变差。
在实施例11中，钢板成品厚度为110mm，中间坯待温厚度为165mm，在粗轧道次为4道情况下，根据轧制规程计算算法，其前三道次的单道次压下率可能大于12％，但第4道次压下率达不到10％，虽然减少了粗轧道次，可以满足单道次压下率要求，但是很明显粗轧道次累计压下率小于55％，这将会导致粗轧道次奥氏体再结晶不充分，晶粒细化效果不明显；另外，实施例11在较高温度下就结束了粗轧道次，而精轧开轧温度在本发明范围内，使得粗轧结束到精轧开始之间这段时间相对较长，奥氏体晶粒具有充分的时间长大，即使通过精轧道次去细化晶粒，其效果不如实施例3。
在实施例12中，钢板成品厚度为110mm，中间坯待温厚度为128mm，根据轧制规程计算算法，必须采用6道次才能完成粗轧，这样，在粗轧前三道次单道次压下率大于12％的情况下，粗轧累计压下率也大于55％，但精轧道次仅需要4道次就轧制完毕，会影响钢板屈服强度，屈服强度只有425MPa；另一方面，中间坯待温厚度与钢板成品厚度比较接近，导致精轧道次过少，压下率不足，钢板塑性变差，伸长率只有17.5％。同时，与实施例3相比，低温冲击韧性也略微变差。
对实施例1～7的钢板在金相显微电镜下进行观察，图1为实施例3提供的低压缩比特厚细晶粒结构钢板的组织形貌。
经过对实施例1～7获得的低压缩比特厚细晶粒结构钢板的横断面的金相组织进行分析，其中，低压缩比特厚细晶粒结构钢板的组织成分为：针状铁素体27～38％，贝氏体51～60％，以及珠光体10～14％，其中钢板厚度1/4处主要为针状铁素体，且具有一定弥散分布的珠光体，有效保证其屈服强度较高的前提下兼顾较高的韧性，同时表层贝氏体的设置也使钢板具有较高的强度。
综上，本申请提供的低压缩比特厚细晶粒结构钢板的制备方法，在低压缩比特厚细晶粒结构钢板的厚度达120mm且低压缩比的前提下，使奥氏体再结晶区粗轧和未再结晶区精轧的作用充分发挥，获得性能较佳的且能够应用于工程结构中的低压缩比特厚细晶粒结构钢板。
以上仅为本申请的具体实施例而已，并不用于限制本申请，对于本领域的技术人员来说，本申请可以有各种更改和变化。凡在本申请的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本申请的保护范围之内。

Claims (11)

1.一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1、铸坯加热；
S2、轧制：先在奥氏体再结晶区范围内粗轧，所述粗轧的前三道次的单道次压下率大于12%，余下的道次的单道次压下率大于10%，所述粗轧道次的累计压下率大于55%，且当轧制到中间坯厚度为：时待温，其中x为所述低压缩比特厚细晶粒结构钢板的成品厚度且单位为mm，y为所述中间坯待温厚度且单位为mm，然后在奥氏体未再结晶区进行精轧，获得精轧板材；
S3、冷却，获得所述低压缩比特厚细晶粒结构钢板；
步骤S2中，所述铸坯以2.25～2.7倍的压缩比制得所述精轧板材；
所述钢板的成品厚度为100～120mm；
其中，按质量百分比计，所述低压缩比特厚细晶粒结构钢板的化学成分包括：C：0.03～0.09%、Si：0.20～0.30%、Mn：1.50～1.64%、Nb：0.040～0.050%、Mo：0.09～0.16%、Ti：0.008～0.020%、Als：0.015～0.040%、P≤0.020%、S≤0.005%、As≤0.04%、Sn≤0.03%、N≤0.005%、O≤0.003%、H≤0.0002%以及M，余量为Fe和不可避免的杂质；通过公式CEV(%)=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Ni＋Cu)/15来确定碳当量CEV；
其中，碳当量CEV≤0.42%，所述M为在所述钢板中的质量百分比为0.20～0.29%的Cr，且按质量百分比计，0.30%≤（Cr/5+Mn/6）≤0.33%，0.18%≤C+Mo≤0.25%；或者，所述M为在所述钢板中的质量百分比为0.02～0.029%的V，且按质量百分比计，0.18%≤C+Mo≤0.25%；
碳当量计算公式以及上述（Cr/5+Mn/6）以及C+Mo的含量限定公式中，各元素符号指代的为其在低压缩比特厚细晶粒结构钢板中的质量百分比的值。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述y的精度控制在±1mm。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述粗轧的轧制温度为1020～1095℃。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述粗轧的总轧制道次为5道次。
5.根据权利要求1～4任意一项所述的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述精轧的开轧温度≤850℃，所述精轧的终轧温度为800～840℃，所述精轧的单道次压下率为0.5～10%，所述精轧的累计压下率为18～35%。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述精轧的总轧制道次大于5道次。
7.根据权利要求1～4任意一项所述的制备方法，其特征在于，步骤S3中，对精轧板件快速进入超快冷设备进行水冷，水冷时间30～50s，冷却至温度500～550℃。
8.一种低压缩比特厚细晶粒结构钢板，其特征在于，其由权利要求1～7任一项所述的制备方法制得。
9.根据权利要求8所述的低压缩比特厚细晶粒结构钢板，其特征在于，按体积百分比计，所述低压缩比特厚细晶粒结构钢板的组织成分包括：针状铁素体27～38%，贝氏体51～60%，以及珠光体10～14%。
10.根据权利要求9所述的低压缩比特厚细晶粒结构钢板，其特征在于，所述针状铁素体具有＞15°的大角度晶界。
11.根据权利要求8所述的低压缩比特厚细晶粒结构钢板，其特征在于，所述低压缩比特厚细晶粒结构钢板的屈服强度≥435MPa、抗拉强度≥550MPa、伸长率≥22%，-60℃下钢板厚度1/4处的纵向冲击功Akv≥200J。
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