权利要求
1.一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，其特征在于，以位于外侧的低合金高强钢为基材、位于内侧的镍基合金为耐蚀层，采用对称组坯，两阶段轧制和大压下量轧制的热轧复合工艺，双金属复合板基材选用低合金高强钢保证强度，双金属复合板耐蚀层选用Ni-Cr-Mo-Ni-Ti系镍基合金提高耐腐蚀性能;按重量百分比计，低合金高强钢的化学成分为：Cr0.3~0.45%，Mo0.3~0.5%，Mn1.6~1.8%，Nb0.07~0.1%，Ti0.015~0.018%，余量为Fe;按重量百分比计，镍基合金的化学成分为：Cr20~23%，Mo8~10%，Nb3.15~4.15%，Ti0.15~0.2%，C0.06~0.1%，余量为Ni。
2.根据权利要求1所述的一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，其特征在于，包括如下步骤：
(1)按照低合金高强钢、镍基合金、镍基合金、低合金高强钢的顺序组坯，采用氩弧焊工艺将周围焊接固定，焊接后的组坯置于加热炉内部，并抽真空至气压为1.0×10-3Pa以下，将组坯随炉加热至1200℃~1250℃保温2~4h;
(2)出炉后第一阶段轧制时，要求轧制温度高于1000℃，轧制道次共3~5次，每道次压下率≥20%，此阶段将双金属复合板轧至初始厚度的30%~40%;
(3)随后进行第二阶段轧制，此时轧制温度处于900~1000℃，轧制道次共2~4次，此阶段将双金属复合板轧至目标厚度，随后空冷至室温。
3.根据权利要求2所述的一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，其特征在于，双金属复合板轧制总压下量≥80%。
4.根据权利要求2所述的一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，其特征在于，按照此热轧复合工艺制备出的双金属复合板界面结合强度≥432MPa，经三点弯曲测试后，界面仍复合良好。
5.根据权利要求2所述的一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，其特征在于，将镍基合金的动态再结晶晶粒比例控制在10%以下，界面产生的初始背应力强化值最高为340MPa。
6.根据权利要求2所述的一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，其特征在于，按照此热轧复合工艺制备出的双金属复合板性能指标：屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥670MPa，延伸率≥30%，实现良好的强塑性匹配。
说明书
技术领域
[0001]本发明涉及一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，属于材料技术领域。
背景技术
[0002]热轧双金属复合板是一种通过高温轧制工艺将两种不同金属材料复合而成的层状结构板材，在减少成本的同时兼具两种材料的性能优势，广泛应用于石油化工领域。双金属复合板的基材为低合金高强钢保证强度，耐蚀层材料选用镍基合金提高耐腐蚀性能，将低合金高强钢的强度和镍基合金良好的耐腐蚀性能相结合，可适用于多种极端复杂的工作环境。由于双金属材料性能的差异，通常采用高温轧制以提高双金属材料的热变形协调性，但过高的轧制温度会使双金属复合板的强度下降，需要采用一种更为合理的工艺制备双金属复合板，使其在具有高界面结合强度的同时具有优异的力学性能，以拓展极端环境的工程应用。
发明内容
[0003]本发明目的在于提供一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，采用对称组坯，两阶段轧制和大压下量轧制的热轧复合工艺，通过精准控制热轧工艺，在不降低界面结合强度的同时提高其屈服强度和抗拉强度。
[0004]为了实现上述目的，本发明的技术方案为：
一种提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，以位于外侧的低合金高强钢为基材、位于内侧的镍基合金为耐蚀层，采用对称组坯，两阶段轧制和大压下量轧制的热轧复合工艺，双金属复合板基材选用低合金高强钢保证强度，双金属复合板耐蚀层选用Ni-Cr-Mo-Ni-Ti系镍基合金提高耐腐蚀性能;按重量百分比计，低合金高强钢的化学成分为：Cr0.3~0.45%，Mo0.3~0.5%，Mn1.6~1.8%，Nb0.07~0.1%，Ti0.015~0.018%，余量为Fe;按重量百分比计，镍基合金的化学成分为：Cr20~23%，Mo8~10%，Nb3.15~4.15%，Ti0.15~0.2%，C0.06~0.1%，余量为Ni。
[0005]所述的提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，包括如下步骤：
(1)按照低合金高强钢、镍基合金、镍基合金、低合金高强钢的顺序组坯，采用氩弧焊工艺将周围焊接固定，焊接后的组坯置于加热炉内部，并抽真空至气压为1.0×10-3Pa以下，将组坯随炉加热至1200℃~1250℃保温2~4h;
(2)出炉后第一阶段轧制时，要求轧制温度高于1000℃，轧制道次共3~5次，每道次压下率≥20%，此阶段将双金属复合板轧至初始厚度的30%~40%;
(3)随后进行第二阶段轧制，此时轧制温度处于900~1000℃，轧制道次共2~4次，此阶段将双金属复合板轧至目标厚度，随后空冷至室温。
[0006]所述的提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，双金属复合板轧制总压下量≥80%。
[0007]所述的提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，按照此热轧复合工艺制备出的双金属复合板界面结合强度≥432MPa，经三点弯曲测试后，界面仍复合良好。
[0008]所述的提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，将镍基合金的动态再结晶晶粒比例控制在10%以下，界面产生的初始背应力强化值最高为340MPa。
[0009]所述的提高低合金高强钢/镍基合金双金属复合板强度的热轧复合工艺，按照此热轧复合工艺制备出的双金属复合板性能指标：屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥670MPa，延伸率≥30%，实现良好的强塑性匹配。
[0010]本发明的设计思想为：
为了保证双金属复合板具有良好的界面结合强度、拉伸性能、三点弯曲性能，本发明通过两阶段轧制，即高于1000℃时采用大变形量轧制，随后在900~1000℃小变形量轧制，最终获得目标厚度的双金属复合板。在高温时(>1000℃)采用大变形量轧制可有效减少双金属材料之间的热变形抗力差异，提高热变形协调性，促进双金属之间的复合。在900~1000℃时采用小变形量轧制，可有效防止双金属复合板因变形不协调产生的过度翘曲，该热轧复合工艺可充分发挥复合界面的背应力强化作用，同时将镍基合金层中动态再结晶晶粒的比例控制在10%以下，提高镍基合金层的强度。
[0011]在双金属复合材料塑性变形过程中，双金属材料由于变形不协调会在界面处堆积一定程度的位错，位错会产生明显的背应力强化作用。背应力强化是双金属复合板中一种非常重要的强化机制，通常双金属材料的性能差异越大，界面处堆积的位错越多，产生的背应力强化效果越强，背应力强化值可根据循环加载拉伸试验进行测定。本发明通过精准控制轧制工艺，尽可能发挥界面背应力强化效果，从而在保证界面结合强度的同时提高双金属复合板整体的强度。
[0012]本发明的优点及有益效果是：
1、本发明采用两阶段轧制工艺：第一阶段高温(>1000℃)大压下量(每道次≥20%)轧制，降低热变形抗力差异;第二阶段中温(900~1000℃)小压下量轧制，抑制动态再结晶(晶粒比例≤10%)并利用背应力强化(初始值≥317MPa)，实现界面性能与力学性能协同优化，通过控制轧制参数，按照本发明制备出热轧双金属复合板的屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥670MPa，延伸率≥30%，界面结合强度≥432MPa。相比于完全在高温轧制(>1000℃)的双金属复合板，界面结合强度不降低的同时强度可提高近100MPa。相比于轧制温度在800~900℃的双金属复合板，双金属材料的热变形协调性提高，界面结合强度高，复合板型更好。所述的热轧双金属复合板应用范围更广，结构安全性更高，适用于更为苛刻、极端复杂的工作环境。
[0013]2、本发明针对低合金高强钢和镍基合金的复合，通过两阶段轧制和大压下量轧制的工艺，不仅提高了界面结合强度，还显著提高了屈服强度和抗拉强度。本发明通过精准控制轧制温度和压下率，充分发挥复合界面的背应力强化作用，同时控制镍基合金层中动态再结晶晶粒的比例。
附图说明
[0014]图1为本发明制备方法的对称组坯示意图。
[0015]图2为实施例1制得的双金属复合板镍基合金层中动态再结晶晶粒分布图。
[0016]图3为实施例1制得的双金属复合板界面附近微观组织形貌。
[0017]图4为对比例3制得的双金属复合板不同角度宏观形貌。
[0018]图5为循环加载拉伸试验测得的不同双金属复合板背应力强化值。
具体实施方式
[0019]下述非限制性实施例可以使本领域的普通技术人员更全面地理解本发明，但不以任何方式限制本发明。
[0020]在具体实施过程中，按重量百分比计，本发明所用基材低合金高强钢(X65)的成分为：C0.08%，Si0.27%，Mn1.62%，P0.025%，S0.034%，Cr0.42%，Mo0.39%，Nb0.08%，Ti0.016%，余量为Fe;耐蚀层镍基合金(Inconel625)的化学成分为：C0.06%，Si0.23%，Mn0.36%，P0.014%，S0.012%，Cr21.46%，Mo9.13%，Nb3.71%，Ti0.18%，余量为Ni。
[0021]将低合金高强钢和镍基合金的表面用砂纸打磨抛光，并用酒精和丙酮清洗干净。随后将低合金高强钢(X65)、镍基合金(Inconel625)、镍基合金(Inconel625)、低合金高强钢(X65)按照顺序组坯，采用氩弧焊工艺将周围焊接固定(图1)。随后将组坯内部真空度抽至1.0×10-3Pa以下，组坯厚度为45mm，低合金高强钢和镍基合金的厚度分别为20mm和2.5mm，厚度比例为8：1。
[0022]下述实施例中所述试验方法，如无特殊说明，均为常规方法;所述试剂和材料，如无特殊说明，均可从商业途径获得。
[0023]实施例1：
[0024]本实施例制备终轧温度为930℃、压下量80%的双金属复合板，工艺步骤如下：
将组坯随炉加热至1250℃并保温4h，组坯出炉后首先经过一阶段轧制。第一阶段轧制道次共3道，每道次轧制后的厚度分别为35mm、22mm和16mm，轧制后的温度为1100℃。待复合板温度降低至980℃进行二阶段轧制，第二阶段轧制道次共2道，每道次轧制后的厚度分别为13mm和9mm。最终的轧制温度为930℃，总压下量为80%，热轧结束后的钢板空冷至室温。
[0025]经力学性能检测，实施例1制备出的双金属复合板屈服强度为530MPa，抗拉强度为686MPa，延伸率30%，界面结合强度为432MPa，三点弯曲后的试样复合良好，未出现裂纹。经电子背散射衍射(EBSD)统计，镍基内部动态再结晶晶粒比例为6.4%，如图2所示。低合金高强钢和镍基合金的维氏硬度差异为158HV，经循环加载拉伸试验测定，复合界面背应力的初始值为336MPa。
[0026]实施例2：
[0027]本实施例制备终轧温度为980℃、压下量80%的双金属复合板，工艺步骤如下：
将组坯随炉加热至1250℃并保温4h，组坯出炉后首先经过一阶段轧制。第一阶段轧制道次共3道，每道次轧制后的厚度分别为35mm、22mm和16mm，轧制后的温度为1100℃。待复合板温度降低至1000℃进行二阶段轧制，第二阶段轧制道次共2道，每道次轧制后的厚度分别为13mm和9mm。最终的轧制温度为980℃，总压下量为80%，热轧结束后的钢板空冷至室温。
[0028]经力学性能检测，实施例2制备出的双金属复合板屈服强度为520MPa，抗拉强度为670MPa，延伸率30%，界面结合强度为436MPa，三点弯曲后的试样复合良好，未出现裂纹。经EBSD统计，镍基内部动态再结晶晶粒比例为9.8%。低合金高强钢和镍基合金的维氏硬度差异为104HV，经循环加载拉伸试验测定，复合界面背应力的初始值为317MPa。
[0029]对比例1：
本对比例未经过两阶段轧制，完全在高温轧制(>1000℃)制备出的双金属复合板。终轧温度为1100℃，压下量80%，工艺步骤如下：
将组坯随炉加热至1250℃并保温4h，组坯出炉后直轧到底，轧制道次为5道，最终轧制温度为1100℃，每道次轧制后的厚度分别为35mm、22mm、16mm、13mm和9mm，总压下量为80%，热轧结束后的钢板空冷至室温。
[0030]经力学性能检测，对比例1制备出的双金属复合板屈服强度为448MPa，抗拉强度为598MPa，延伸率29%，界面结合强度为442MPa，三点弯曲后的试样复合良好，未出现裂纹。经EBSD统计，镍基内部动态再结晶晶粒比例为98%。低合金高强钢和镍基合金的维氏硬度差异为52HV，经循环加载拉伸试验测定，复合界面背应力的初始值为302MPa。
[0031]对比例2：
本对比例未经过两阶段轧制，完全在高温轧制(>1000℃)制备出的双金属复合板。终轧温度为1050℃，压下量80%，工艺步骤如下：
将组坯随炉加热至1250℃并保温4h，组坯出炉后直轧到底，轧制道次为5道，控制每道次的间歇时间，使最终的轧制温度为1050℃，每道次轧制后的厚度分别为35mm、22mm、16mm、13mm和9mm，总压下量为80%，热轧结束后的钢板空冷至室温。
[0032]经力学性能检测，对比例2制备出的双金属复合板屈服强度为417MPa，抗拉强度为599MPa，延伸率32%，界面结合强度为440MPa，三点弯曲后的试样复合良好，未出现裂纹。经EBSD统计，镍基内部动态再结晶晶粒比例为97%，如图3所示。低合金高强钢和镍基合金的维氏硬度差异为53HV，经循环加载拉伸试验测定，复合界面背应力的初始值为310MPa。
[0033]对比例3：
本对比例经过两阶段轧制，第二阶段的轧制温度低于900℃，制备出的双金属复合板。制备终轧温度为850℃、压下量80%的双金属复合板，工艺步骤如下：
将组坯随炉加热至1250℃并保温4h，组坯出炉后首先经过一阶段轧制。第一阶段轧制道次共3道，每道次轧制后的厚度分别为35mm、22mm和16mm，轧制后的温度为1100℃。待复合板温度降低至890℃进行二阶段轧制，第二阶段轧制道次共2道，每道次轧制后的厚度分别为13mm和9mm。最终的轧制温度为850℃，总压下量为80%，热轧结束后的钢板空冷至室温。
[0034]如图4所示，由于轧制温度较低，双金属材料热变形抗力较大，对比例3制备出的双金属复合板出现较大程度弯曲，因此未对此对比例样品进行力学性能检测。
[0035]对比例1和对比例2均采用了出炉后直轧到底，终轧温度高于1000℃。如图5所示，由于对比例1和对比例2的镍基合金层中几乎完全发生动态再结晶，使得镍基合金层的强度明显下降，同时复合界面提供的背应力强化效果相较于实施例也发生下降，这使得对比例1和对比例2制备出的双金属复合板强度较低。
[0036]对比例3采用两阶段轧制，但第二阶段轧制的温度较低(<900℃)，双金属材料之间存在较大的热变形抗力，此时复合板出现了明显的弯曲，为后续的加工和使用带来不必要的麻烦。
[0037]表1
屈服强度/MPa抗拉强度/MPa延伸率/%界面结合强度/MPa镍基合金动态再结晶晶粒体积比例/%硬度差/HV背应力初始值/MPa实施例1530686304326.4158336实施例2520670304369.8104317对比例1448598294429852302对比例2417599324409753310
由表1可以看出，采用两阶段轧制得到的双金属复合板，镍基合金层中动态再结晶晶粒的比例均≤10%，保留了大部分热轧形变储能，同时复合界面提供了明显的背应力强化效果，使整体强度得到了提升。最终实施例制备出的双金属复合板屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥670MPa，延伸率≥30%，强塑积达到20GPa·%以上。相较于对比例制备的双金属复合板，界面结合强度保持稳定为432MPa。
[0038]实施结果表明，使用本发明热轧复合工艺双金属材料可实现有效的冶金复合，得到的双金属复合界面平直，无孔隙和裂纹等冶金缺陷，试样经三点弯曲后的界面仍复合良好，宏观和微观上均未出现裂纹。相较于完全高温轧制(对比例1-2)，强度提高近100MPa，且界面结合强度未降低;相较于低温轧制(对比例3)，避免了翘曲问题，并保持高变形协调性。
[0039]上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
说明书附图(5)
