CN114990305B - 一种在线淬火生产q890d超高强钢中厚板的方法 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及超强钢制备领域，尤其涉及一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法；所述方法包括：得到连铸后的铸坯；将铸坯进行轧制前加热和粗轧，得到中间坯；将中间坯进行精轧、在线淬火冷却和热处理，得到中厚度的Q890D超高强钢；其中，热处理包括回火处理和保温处理，回火处理的终点温度为600℃～620℃，保温处理以回火处理的终点温度进行保温，保温处理的时间为60min～70min；粗轧的后3个道次压下量≥36mm；通过粗轧阶段大道次的压下量进行轧制，再通过在线冷却，最后通过热处理，再结合保温处理，可以有效的调整组织并使碳化物析出，使钢板的微观组织转化为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织，保证60mm～70mm中厚度的超高强钢的有效制备。

Description

一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法
技术领域
本申请涉及超强钢制备领域，尤其涉及一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法。
背景技术
超高强度钢是一种资源节约型、高技术含量、高附加值的产品，随着大型工程的大力发展，牌号为Q890D及以上等级的超高强钢在工程机械、矿山开采、起重矿车、海洋平台等方面得到了广大应用，牌号为Q890D的超高强钢特点是：结构简单，自重轻，安全性高，能够承载较大的动、静态载荷，服役时间较长；目前关于Q890D超高强钢的中厚规格钢板的生产，大多采用包括(离线淬火+回火)的调质态方式，极少数厚度在50mm以下的Q890D超高强钢采用在线淬火工艺，但是在厚度规格大于50mm以上的Q890D超高强钢上，仅采用在线淬火方式得到的超高强钢，无法满足工程机械、矿用机械等制造行业的需求。
因此如何提供厚度规格在50mm以上的Q890D超高强钢的制备方法，是目前亟需解决的技术问题。
发明内容
本申请提供了一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法，以解决现有技术规格在50mm以上的中厚度Q890D超高强钢难以有效制备的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法，所述方法包括：
得到连铸后的铸坯；
将所述铸坯进行轧制前加热和粗轧，得到中间坯；
将所述中间坯进行精轧、在线淬火冷却和热处理，得到中厚度的Q890D超高强钢；
其中，所述热处理包括回火处理和保温处理，所述回火处理的终点温度为600℃~620℃，所述保温处理以所述回火处理的终点温度进行保温，所述保温处理的时间为60min~70min；
所述粗轧的后3个道次压下量≥36mm；
所述Q890D超高强钢的厚度为60mm~70mm。
可选的，以质量分数计，所述Q890D超高强钢的化学成分包括：C:0.14％～0.17％，Si:0.20％～0.50％，Mn:1.00％～1.50％，P≤0.015％，S≤0.003％，Cr:0.30％～0.70％，Mo:0.40％～0.70％，Ni:0.30％～0.60％，Ti:0.005％～0.025％，Nb:0.015％～0.040％，V:0.03％～0.06％，B:0.001％～0.0020％，Alt:0.020％～0.050％，其余为Fe及不可避免杂质。
可选的，所述Q890D超高强钢的CEV≤0.65，所述Q890D超高强钢的Pcm≤0.35。
可选的，所述在线冷却的初始温度为810℃~830℃，所述在线冷区的返红温度≤200℃。
可选的，所述在线冷却的速度为15℃/s~30℃/s。
可选的，所述轧制前加热的终点温度为1150℃~1210℃，所述轧制前加热的总时间为260min~450min。
可选的，所述粗轧包括第一粗轧和第二粗轧，所述第一粗轧的开轧温度为1050℃~1150℃，所述第二粗轧的开轧温度为880℃~900℃，所述第二粗轧的终轧温度为840℃~870℃。
可选的，所述第一粗轧的后2个道次的压下率≥18%。
可选的，所述中间坯厚度≥110mm。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供的一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法，先通过粗轧阶段大道次的压下量进行轧制，能保证奥氏体晶粒被压扁，从而使晶界面积增加，再结晶形核点增多，进而形成细小均匀的奥氏体晶粒，再通过在线冷却，实现精轧后的钢板内的相变强化，最后通过热处理，利用回火处理的终点温度，使相变后的微观组织进一步稳定变化，再结合保温处理，可以有效的调整组织并使碳化物析出，进而能使钢板的微观组织转化为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织，从而保证60mm~70mm中厚度的超高强钢的强度，进而保证60mm~70mm中厚度的超高强钢的有效制备。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本发明的实施例，并与说明书一起用于解释本发明的原理。
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的方法的流程示意图；
图2为本申请实施例提供的70mm厚Q890D高强钢板1/4处在线淬火后的金相组织示意图；
图3为本申请实施例提供的70mm厚Q890D高强钢板1/4处回火处理后的金相组织示意图；
图4为本申请实施例提供的60mm厚Q890D高强钢板1/4处在线淬火后的金相组织示意图；
图5本申请实施例提供的60mm厚Q890D高强钢板1/4处回火处理后的金相组织示意图。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
在本申请一个实施例中，如图1所示，提供一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法，所述方法包括：
S1.得到连铸后的铸坯；
S2.将所述铸坯进行轧制前加热和粗轧，得到中间坯；
S3.将所述中间坯进行精轧、在线淬火冷却和热处理，得到中厚度的Q890D超高强钢；
其中，所述热处理包括回火处理和保温处理，所述回火处理的终点温度为600℃~620℃，所述保温处理以所述回火处理的终点温度进行保温，所述保温处理的时间为60min~70min；
所述粗轧的后3个道次压下量≥36mm；
所述Q890D超高强钢的厚度为60mm~70mm。
本申请实施例中，回火处理的终点温度为600℃~620℃的积极效果是在该温度范围内，能保证精轧后的钢板进一步进行相位变化，调整组织形态，同时将碳化物析出，从而保证微观组织转变为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织，进而使最终的超高强钢符合Q890D超高强钢的标准；当温度的取值大于该范围的端点最大值，将导致温度过高，影响微观组织的相位的稳定变化，从而导致部分微观组织无法转化为双相组织，当温度的取值小于该范围的端点最小值，将导致温度过低，微观组织的相位变化无法进行。
保温处理的时间为60min~70min的积极效果是在该时间范围内，能调整组织形态，同时将碳化物析出，保证微观组织转变为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织，从而使最终的超强钢符合Q890D超高强钢的标准；当时间的取值大于该范围的端点最大值，将导致保温时间过长，影响成型后的双相组织的稳定，当时间的取值小于该范围的端点最小值，将导致不利影响是过短的时间将导致微观组织无法变化完全，影响最终的超强钢的强度。
粗轧的后3个道次压下量≥36mm的积极效果是在该压下量的范围内，能有效的保证奥氏体晶粒被压扁，从而使晶界面积增加，再结晶形核点增多，进而形成细小均匀的奥氏体晶粒，从而保证后续的相位变化的完全；当压下量的取值小于该范围的端点值，将导致奥氏体晶粒无法被有效的压扁，从而无法保证后续的相位变化的完全进行，影响最终超高强钢的强度。
在一些可选的实施方式中，以质量分数计，所述Q890D超高强钢的化学成分包括：C:0.14％～0.17％，Si:0.20％～0.50％，Mn:1.00％～1.50％，P≤0.015％，S≤0.003％，Cr:0.30％～0.70％，Mo:0.40％～0.70％，Ni:0.30％～0.60％，Ti:0.005％～0.025％，Nb:0.015％～0.040％，V:0.03％～0.06％，B:0.001％～0.0020％，Alt:0.020％～0.050％，其余为Fe及不可避免杂质。
本申请实施例中，C的质量分数为0.14％～0.17％的积极效果是调整马氏体组织的强度和塑韧性，当质量分数的取值大于该范围的端点最大值时整体碳当量提高，焊接时容易产生裂纹，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，则不能保证淬火态抗拉强度大于1000MPa，再通过回火进一步调整强度，改善韧性。
Si的质量分数为0.20％～0.50％的积极效果是可以起到较好的脱氧作用；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值时容易产生红铁皮，容易恶化马氏体高强钢的韧性。
Mn的质量分数为1.00％～1.50％的积极效果是可以提高钢的淬透性；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值时容易产生偏析和MnS等夹杂物，恶化马氏体高强钢的韧性。
P、S作为杂质元素影响钢的塑、韧性，数值越小越好，本发明控制其范围分别为P≤0.015％和S≤0.003％。
Cr的质量分数为0.30％～0.70％的积极效果是可以提高钢的淬透性，有利于在淬火时形成马氏体和贝氏体组织，；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值时焊接时会出现较大的火花，影响焊接质量。
Mo的质量分数为0.40％～0.70％的积极效果是提高钢的淬透性，有利于在淬火时形成马氏体和贝氏体组织；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值时会导致碳当量提高，恶化焊接性能，同时Mo属于贵金属，会提高成本。
Ni的质量分数为0.30％～0.60％的积极效果是有细化马氏体组织，改善钢的低温冲击韧性；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值时会导致碳当量提高，恶化焊接性能，同时Ni属于贵金属，会提高成本。
Nb、Ti和V为微合金元素，在钢中适量添加，与C、N等元素形成纳米级析出物，在加热时抑制奥氏体晶粒长大；Nb可以提高未再结晶临界温度，扩大生产工艺窗口；Ti的细小析出物颗粒可以改善焊接性能；V在回火过程中与N和C反应析出纳米级V(C，N)颗粒，可以提高钢的强度；本发明的铌含量范围为0.015％～0.040％，钛含量范围为0.005％～0.025％，钒含量范围为0.03％～0.06％。
B的质量分数为0.001％～0.0020％的积极效果是可以提高钢的淬透性，提高钢的强度；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值时B容易产生偏析，形成碳硼化合物，严重恶化钢的韧性。
Alt的质量分数为0.020％～0.050％的积极效果是用作脱氧剂，可细化晶粒，提高冲击韧性。当质量分数的取值大于该范围的端点最大值时容易产生Al的氧化物夹杂缺陷。
在一些可选的实施方式中，所述Q890D超高强钢的CEV≤0.65，所述Q890D超高强钢的Pcm≤0.35。
本申请实施例中，Q890D超高强钢的CEV≤0.65的积极效果是在该碳当量的范围内，能有效的保证超高强钢的强度和、硬度和韧性符合标准。
Q890D超高强钢的Pcm≤0.35的积极效果是在该焊接冷裂纹敏感性的范围内，能保证超高强钢的使用过程中的便捷，从而保证其应用过程中的操作便捷性。
在一些可选的实施方式中，所述在线冷却的初始温度为810℃~830℃，所述在线冷区的返红温度≤200℃。
本申请实施例中，在线冷却的初始温度为810℃~830℃的积极效果是在该温度范围内，能保证
在一些可选的实施方式中，所述在线冷却的速度为15℃/s~30℃/s。
在本申请实施例中，在线冷却的速度为15℃/s~30℃/s的积极效果是在该冷却速度范围内，能保证经过精轧后的钢板实现相位变化，从而保证后续的微观组织转变为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织；当冷却速度的取值大于该范围的端点最大值，将超过设备的所能承受的最大冷却能力，当冷却速度的取值小于该范围的端点最小值，将导致相位变化不充分，甚至不发生相位变化，无法得到含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织，导致所得的钢板强度不足。
在一些可选的实施方式中，所述轧制前加热的终点温度为1150℃~1210℃，所述轧制前加热的总时间为260min~450min。
本申请实施例中，轧制前加热的终点温度为1150℃~1210℃的积极效果是在该温度范围内，能保证钢板的金相组织在奥氏体区进行相位变化，从而保证后续的微观组织转变为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织，进而保证中厚度钢板的强度符合Q890D超高强钢的要求；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致钢板的金相组织在相位变化阶段无法有效的进行，从而无法保证后续的微观组织转变为双相组织，进而无法保证中厚度钢板的强度符合Q890D超高强钢的要求。
轧制前加热的总时间为260min~450min的积极效果是在该时间范围内，能保证钢板的金相组织在奥氏体区进行相位变化，从而保证后续的微观组织转变为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织，进而保证中厚度钢板的强度符合Q890D超高强钢的要求；当时间的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致钢板的金相组织在相位变化阶段无法有效的进行，从而无法保证后续的微观组织转变为双相组织，进而无法保证中厚度钢板的强度符合Q890D超高强钢的要求。
在一些可选的实施方式中，所述粗轧包括第一粗轧和第二粗轧，所述第一粗轧的开轧温度为1050℃~1150℃，所述第二粗轧的开轧温度为880℃~900℃，所述第二粗轧的终轧温度为840℃~870℃。
本申请实施例中，第一粗轧的开轧温度为1050℃~1150℃的积极效果是在该温度范围内，能保证粗轧过程中的奥氏体晶粒的初步成型，为后续轧制阶段对奥氏体晶粒的挤压充分做准备；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致奥氏体晶粒的大小不适合轧制阶段堆奥氏体晶粒的挤压，进而无法保证钢板在合适的强度范围内。
所述第二粗轧的开轧温度为880℃~900℃的积极效果是在该温度范围内，能保证粗轧过程中的奥氏体晶粒的成型完全，为后续轧制阶段对奥氏体晶粒的挤压充分做准备；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致奥氏体晶粒的大小不适合轧制阶段堆奥氏体晶粒的挤压，进而无法保证钢板在合适的强度范围内。
所述第二粗轧的终轧温度为840℃~870℃的积极效果是在该温度范围内，能保证粗轧结束后钢板的金相组织中奥氏体晶粒成型后能够稳定存在，为后续的奥氏体晶粒转变提供充足的温度；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致金相组织中奥氏体不稳定，影响后续钢板的强度。
在一些可选的实施方式中，所述第一粗轧的后2个道次的压下率≥18%。
本申请实施例中，第一粗轧的后2个道次的压下率≥18%的积极效果是在该压下率的范围内，能能有效的保证奥氏体晶粒被压扁，从而使晶界面积增加，再结晶形核点增多，进而形成细小均匀的奥氏体晶粒，从而保证后续的相位变化的完全；当压下量的取值小于该范围的端点值，将导致奥氏体晶粒无法被有效的压扁，从而无法保证后续的相位变化的完全进行，影响最终超高强钢的强度。
在一些可选的实施方式中，所述中间坯厚度≥110mm。
本申请实施例中，中间坯厚度≥110mm的积极效果是在该范围内，能保证后续得到的钢板厚度在60mm~70mm，并且保证钢板符合Q890D超高强钢的要求；当中间坯厚度的取值小于该范围的端点值，将导致钢板的厚度缩小，同时无法保证钢板符合Q890D超高强钢的要求。
实施例1
如图1所示，一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法，包括：
S1.得到连铸后的铸坯，铸坯尺寸为300mm×2000mm×3350mm；
S2.将铸坯进行轧制前加热和粗轧，得到中间坯；
S3.将中间坯进行精轧、在线淬火冷却和热处理，得到中厚度的Q890D超高强钢；
其中，热处理包括回火处理和保温处理，回火处理的终点温度为610℃，保温处理以回火处理的终点温度进行保温，保温处理的时间为70min；
粗轧的后3个道次压下量分别为：39.3mm、39.3mm和38.8mm；
Q890D超高强钢的尺寸为70mm×2000mm×14357mm；
在水冷过程中以0.5m/s速度在冷却装置中前后摆动加强冷却强度。
以质量分数计，Q890D超高强钢的化学成分包括：C:0.5％，Si:0.24％，Mn:1.22％，P:0.008％，S:0.0009％，Cr:0.49％，Mo:0.54％，Ni:0.39％，Ti:0.0014％，Nb:0.022％，V:0.048％，B:0.0014％，Alt:0.022％，其余为Fe及不可避免杂质。
Q890D超高强钢的CEV=0.59，Q890D超高强钢的Pcm=0.29。
在线冷却的初始温度为828℃，在线冷区的返红温度为178℃。
在线冷却的速度为22℃/s。
轧制前加热的终点温度为1194℃，轧制前加热的总时间为278min。
粗轧包括第一粗轧和第二粗轧，第一粗轧的开轧温度为1145℃，第二粗轧的开轧温度为898℃，第二粗轧的终轧温度为855℃。
第一粗轧的后2个道次的压下率分别为20.2%和25.0%。
中间坯厚度为110mm。
实施例2
将实施例2和实施1相对比，实施例2和实施例1的区别在于：
热处理包括回火处理和保温处理，回火处理的终点温度为610℃，保温处理以回火处理的终点温度进行保温，保温处理的时间为60min；
粗轧的后3个道次压下量分别为：39.5mm、39.3mm和38.9mm；
Q890D超高强钢的尺寸为60mm×2200mm×15227mm；
在水冷过程中以0.5m/s速度在冷却装置中前后摆动加强冷却强度。
以质量分数计，Q890D超高强钢的化学成分包括：C:0.15％，Si:0.23％，Mn:1.21％，P:0.008％，S:0.0012％，Cr:0.50％，Mo:0.55％，Ni:0.38％，Ti:0.0014％，Nb:0.022％，V:0.049％，B:0.0014％，Alt:0.024％，其余为Fe及不可避免杂质。
Q890D超高强钢的CEV=0.59，Q890D超高强钢的Pcm=0.29。
在线冷却的初始温度为822℃，在线冷区的返红温度为154℃。
在线冷却的速度为22℃/s。
轧制前加热的终点温度为1197℃，轧制前加热的总时间为265min。
粗轧包括第一粗轧和第二粗轧，第一粗轧的开轧温度为1145℃，第二粗轧的开轧温度为899℃，第二粗轧的终轧温度为854℃。
第一粗轧的后2个道次的压下率分别为20.4%和25.2%。
所述中间坯厚度为110mm。
对比例1
将对比例1和实施例1相对比，对比例1和实施例1的区别在于：
所述回火处理的终点温度为580℃，所述保温处理以所述回火处理的终点温度进行保温，所述保温处理的时间为50min；
所述粗轧的后3个道次压下量都≤36mm；
所述Q890D超高强钢的厚度为70mm。
对比例2
将对比例1和实施例1进行对比，对比例2和实施例1的区别在于：
所述回火处理的终点温度为630℃，所述保温处理以所述回火处理的终点温度进行保温，所述保温处理的时间为75min；
所述Q890D超高强钢的厚度为60mm。
相关实验：
分别收集实施例1-2和对比例1-2所得的超强钢，并对其进行性能测试，结果如表1所示。
相关实验的测试方法：
屈服强度：依据标准GB/T228进行测定；
抗拉强度：依据标准GB/T228进行测定；
断后伸长率：依据标准GB/T228进行测定；
-20℃冲击功：依据标准GB/T229进行测定；
表1
表1的具体分析：断后伸长率
屈服强度是指制备得到的钢板发生屈服现象时的屈服极限，也就是抵抗微量塑性变形的应力，屈服强度越大，说明钢板的屈服极限越高。
抗拉强度是指制备得到的钢板在拉断前所能承受的最大应力值，抗拉强度越大，说明钢板在拉断前所能承受的最大应力值越大。
断后伸长率是指钢板在拉断后标距的伸长于原始标距的百分比，断后伸长率越高，说明钢板的韧性越好。
-20℃冲击功是指低温条件下钢板承受的冲击力大小，冲击功越大，说明钢板抗冲能力越强。
从实施例1-2的数据可知：
采用本申请的方法，能有效的保证中厚度为60mm~70mm的钢板性能符合标准，同时其力学性能富裕，如实施例1中的钢板的屈服富余量107MPa，抗拉富余量98MPa，伸长率富余量为4％，冲击性能富余量在50J以上；实施例2中的钢板的屈服富余量115MPa，抗拉富余量108MPa，伸长率富余量为3.5％，冲击性能富余量在50J以上，均能满足工程机械、矿用机械等制造行业的需求。
从对比例1-2的数据可知：
回火温度较本发明设定温度低，保温时间较短，粗轧的后3个道次压下量较小时，抗拉性能会超出标准范围，冲击功相对受到影响；而回火温度较本发明设定温度高，保温时间较长时，抗拉性能会小于标准。
本申请实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下所述的技术效果或优点：
（1）本申请实施例所提供的方法，先通过粗轧阶段大道次的压下量进行轧制，能保证奥氏体晶粒被压扁，再通过在线冷却，实现精轧后的钢板内的相变强化，最后通过热处理，再结合保温处理，可以有效的调整组织并使碳化物析出，进而能使钢板的微观组织转化为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织，进而保证60mm~70mm中厚度的超高强钢的有效制备。
（2）本申请实施例所提供的方法，可有效的将300mm的坯料制备成60mm~70mm中厚度的钢板。
（3）本申请实施例所提供的方法，利用在线淬火+回火工艺得到高强度高韧性板条马氏体和粒状贝氏体钢，可生产出厚度为60mm~70mm厚Q890D“在线淬火+回火”态高强钢板，屈服富余量在30Mpa以上，抗拉富余量在40Mpa以上，伸长率富余量为2％~4％，冲击性能富余量在50J以。
（4）本申请实施例所提供的方法，由于采用了在线淬火冷却，而在线淬火缩短了工艺流程，降低了成本。
附图解释：
图2为本申请实施例提供的70mm厚Q890D高强钢板1/4处在线淬火后的金相组织示意图；
图3为本申请实施例提供的70mm厚Q890D高强钢板1/4处回火处理后的金相组织示意图；
图4为本申请实施例提供的60mm厚Q890D高强钢板1/4处在线淬火后的金相组织示意图；
图5本申请实施例提供的60mm厚Q890D高强钢板1/4处回火处理后的金相组织示意图。
由图2-5可知，采用本申请的方法，可以有效的得到含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织的钢板，且Q890D超强钢的厚度在60mm~70mm内。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。
在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (3)

1.一种在线淬火生产Q890D超高强钢中厚板的方法，其特征在于，所述方法包括：
得到连铸后的铸坯；
将所述铸坯进行轧制前加热和粗轧，得到中间坯，所述中间坯厚度≥110mm；
将所述中间坯进行精轧、在线淬火冷却和热处理，得到中厚度的Q890D超高强钢；
其中，所述热处理包括回火处理和保温处理，所述回火处理的终点温度为600℃~620℃，所述保温处理以所述回火处理的终点温度进行保温，所述保温处理的时间为60min~70min；
所述粗轧包括第一粗轧和第二粗轧，所述第一粗轧的开轧温度为1050℃~1150℃，所述第二粗轧的开轧温度为880℃~900℃，所述第二粗轧的终轧温度为840℃~870℃，所述粗轧的后3个道次压下量≥36mm；所述在线淬火冷却的初始温度为810℃~830℃，所述在线淬火冷却的返红温度≤200℃；
所述Q890D超高强钢的厚度为60mm~70mm，微观组织为含有板条马氏体和粒状贝氏体的双相组织；
所述在线淬火冷却的速度为15℃/s~30℃/s，所述第一粗轧的后2个道次的压下率≥18%；
以质量分数计，所述Q890D超高强钢的化学成分包括：C:0.14％～0.17％，Si:0.20％～0.50％，Mn:1.00％～1.50％，P≤0.015％，S≤0.003％，Cr:0.30％～0.70％，Mo:0.40％～0.70％，Ni:0.30％～0.60％，Ti:0.005％～0.025％，Nb:0.015％～0.040％，V:0.03％～0.06％，B:0.001％～0.0020％，Alt:0.020％～0.050％，其余为Fe及不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述Q890D超高强钢的CEV≤0.65，所述Q890D超高强钢的Pcm≤0.35。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述轧制前加热的终点温度为1150℃~1210℃，所述轧制前加热的总时间为260min~450min。
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