基于控制冷卻技術(shù)的Q620 級別高強(qiáng)度熱軋無縫鋼管開發(fā)

李 錚，劉耀恒

（寶山鋼鐵股份有限公司，上海 201900）

鋼管由于其中空的截面特性，用于制造建筑結(jié)構(gòu)網(wǎng)架、支柱和機(jī)械支架，可以減輕質(zhì)量，節(jié)省金屬20%～40%，而且可大大減少涂保護(hù)層的面積，節(jié)約投資和維護(hù)費(fèi)用。但是傳統(tǒng)的無縫鋼管生產(chǎn)過程中缺乏類似板材TMCP 控制軋制和控制冷卻工藝的組織調(diào)控手段，定徑后采用空冷方式進(jìn)行冷卻，產(chǎn)品組織調(diào)控基本依賴合金元素添加和離線熱處理工藝（正火、離線調(diào)質(zhì)等），因而相比板材同級別產(chǎn)品其性能有一定弱化［1］。

鋼的高強(qiáng)化是最有效的結(jié)構(gòu)減重手段之一，同時(shí)也是增加結(jié)構(gòu)承重的有效手段之一。然而由于長期以來無縫鋼管產(chǎn)品缺乏軋制過程的組織性能調(diào)控手段，不但同級別的產(chǎn)品需要添加更多的合金來保證性能，而且通常屈服強(qiáng)度500 MPa 以上級別的無縫鋼管產(chǎn)品即需要進(jìn)行調(diào)質(zhì)熱處理方能生產(chǎn)。這使得生產(chǎn)工藝趨于復(fù)雜化，也帶來了更高的能耗和成本，與鋼鐵產(chǎn)業(yè)“綠色化、節(jié)能化”的發(fā)展大方向背道而馳，這也是近年來，部分領(lǐng)域原本應(yīng)用的無縫鋼管不斷被焊管替代的原因之一［2］。

近年來部分無縫鋼管企業(yè)進(jìn)行了鋼管軋后控制冷卻的實(shí)踐，并取得了一定成果［3-5］，但大多停留在試驗(yàn)階段，未有大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用的先例。2016年，寶山鋼鐵股份有限公司在其Φ460 mm PQF 軋管機(jī)組成功建設(shè)了軋后控制冷卻平臺，且該平臺成功投入了工業(yè)化應(yīng)用（圖1），使得無縫鋼管生產(chǎn)過程中具備了對組織性能進(jìn)行調(diào)控的能力?；谠摷夹g(shù)平臺，重點(diǎn)針對不同的冷卻路徑對軋后組織的影響進(jìn)行研究，并成功開發(fā)試制了Q620 高強(qiáng)度熱軋無縫鋼管產(chǎn)品。

1 試驗(yàn)方法

1.1 工藝流程

由于受鋼管幾何形狀、軋制工藝、軋制設(shè)備等因素的限制，無縫鋼管在熱軋成形過程中的可控、可變因素相對較少，導(dǎo)致控軋控冷技術(shù)中的控制軋制工藝在無縫鋼管生產(chǎn)中的應(yīng)用在一定程度上受到制約，因此無縫鋼管的組織性能調(diào)控重點(diǎn)在于控制冷卻工藝的開發(fā)應(yīng)用，目前實(shí)現(xiàn)的控制冷卻工藝流程如圖2 所示。

圖1 熱軋無縫鋼管軋后控制冷卻平臺

1.2 產(chǎn)品標(biāo)準(zhǔn)

目前我國標(biāo)準(zhǔn)中對于低合金高強(qiáng)度鋼的主要標(biāo)準(zhǔn)有GB/T 1591—2008《低合金高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼》［6］，最高強(qiáng)度級別到屈服強(qiáng)度690 MPa 級別，選取其中較高級別的Q620 為研究對象。

圖2 無縫鋼管控制冷卻生產(chǎn)工藝流程

1.3 試驗(yàn)方案

試驗(yàn)采用的鋼種為低碳低合金鋼，在C-Mn 鋼基礎(chǔ)上添加少量合金元素，主要目的為促進(jìn)貝氏體相變以及細(xì)化晶粒，主要化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)鋼種主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

試驗(yàn)鋼經(jīng)軋制成管后，通過控制冷卻裝置冷卻到一定溫度，再經(jīng)冷床空冷至室溫，其大致的冷卻工藝路徑如圖3 所示。

圖3 冷卻工藝試驗(yàn)示意

調(diào)節(jié)快速冷卻開始溫度、快速冷卻終冷溫度和冷卻速度，研究其對軋態(tài)組織相變及最終性能的影響規(guī)律，具體控制冷卻工藝參數(shù)見表2。

表2 快速冷卻試驗(yàn)工藝參數(shù)

1.4 性能檢驗(yàn)

拉伸性能按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1 部分：室溫試驗(yàn)法》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行檢測，采用圓形拉伸試樣。沖擊性能按照GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行檢測，采用10 mm×10 mm×55 mm 尺寸V 型缺口試樣，檢測溫度-40 ℃。金相檢驗(yàn)采用ZEISS Axio Imager M2m 光學(xué)金相顯微鏡（OM），采用ZEISS EVO MA 25 掃描電子顯微鏡（SEM）配OXFORD 能譜分析儀對微觀形貌進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 試驗(yàn)結(jié)果

1～9 號試驗(yàn)管力學(xué)性能見表3。

表3 1～9 號試驗(yàn)管力學(xué)性能

2.2 快速冷卻開始溫度影響分析

1~4 號試驗(yàn)管采用了950~800 ℃不等的快速冷卻開始溫度，對其強(qiáng)度和沖擊韌性的影響如圖4 所示。

圖4 開始冷卻溫度對試驗(yàn)管強(qiáng)度和韌性的影響

可以看出快速冷卻開始溫度在850 ℃以上時(shí)，試驗(yàn)管強(qiáng)韌性基本上沒有明顯變化，開始溫度降低到800 ℃時(shí)，強(qiáng)、韌性同時(shí)出現(xiàn)明顯降低。為分析其原因，對試驗(yàn)管微觀組織進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)冷卻開始溫度為850~950 ℃的試樣組織較為近似，而冷卻開始溫度為800 ℃的試樣中則出現(xiàn)了明顯的鐵素體組織，在原奧氏體晶界上呈網(wǎng)狀分布，如圖5 所示。

圖5 不同快速冷卻開始溫度的試驗(yàn)管組織

采用Gleeble 3800 熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行了試驗(yàn)管的CCT 過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線繪制，如圖6所示。

圖6 試驗(yàn)管的CCT 曲線

從CCT 曲線可以看出，在連續(xù)冷卻條件下，770 ℃左右開始A→F+P 相變，由于試驗(yàn)中快速冷卻開始溫度的控制只能通過空冷待溫方式進(jìn)行，時(shí)間較長，進(jìn)入了先共析鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)間，由于奧氏體過冷度較低，先共析鐵素體優(yōu)先在能壘較低的晶界位置析出，形成了組織中的網(wǎng)狀鐵素體。

一般而言，鐵素體作為一種軟相，分布在組織中有利于塑、韌性的增加，然而如果鐵素體形成網(wǎng)狀分布，則會導(dǎo)致晶體內(nèi)部出現(xiàn)薄弱路徑，反而會降低韌性。

2.3 快速冷卻速度影響分析

1，8，9 三個(gè)試驗(yàn)管在不同的快速冷卻速度條件下的力學(xué)性能如圖7 所示。

從力學(xué)性能看，快速冷卻速度從20 ℃/s 提升到50 ℃/s，在其他工藝參數(shù)保持不變的情況下，強(qiáng)度、韌性基本處于同等水平。

對不同冷卻速度試樣微觀組織進(jìn)行SEM 分析，結(jié)果如圖8 所示，發(fā)現(xiàn)不同冷卻速度組織較接近，均為均質(zhì)的貝氏體組織。結(jié)合CCT 曲線來看，20~50 ℃/s 的冷卻速度均在A→B+少量F 的相變區(qū)間，冷卻速度的變化對相變影響較為有限。

張明星等［7］就冷卻速度對一種低碳貝氏體鋼的組織性能的影響進(jìn)行了研究，認(rèn)為冷卻速度在一范圍區(qū)間時(shí)，隨冷卻速度增加，粒狀貝氏體含量增加，組織主要由粒狀貝氏體構(gòu)成時(shí)，強(qiáng)度和韌性配合最佳。然而冷卻速度對組織性能影響不大的原因主要在于冷卻方式非連續(xù)冷卻，不同的冷卻速度對應(yīng)的是相近的終冷溫度，由于后續(xù)空冷階段冷卻速度較慢，可以認(rèn)為是近似的等溫處理，組織轉(zhuǎn)變主要在快速冷卻結(jié)束后的緩冷階段進(jìn)行，所以冷卻速度對最終的組織性能影響不大，但根據(jù)CCT 曲線可以看出，快速冷卻速度如果過慢，則容易進(jìn)入鐵素體相變區(qū)，冷卻速度過快則容易引起內(nèi)、外表面溫度差增大，造成不均勻，同時(shí)冷卻速度過快造成內(nèi)應(yīng)力過大，也有可能導(dǎo)致鋼管變形甚至開裂。因此，選擇合理的冷卻速度也是十分必要的。

圖7 快速冷卻速度對試驗(yàn)鋼強(qiáng)度和韌性的影響

圖8 不同冷卻速度試樣SEM 圖像

2.4 快速冷卻終冷溫度的影響

1，5，6，7 四個(gè)試驗(yàn)管采用了不同的快速冷卻終冷溫度，將快速冷卻終冷溫度與試驗(yàn)管性能繪制成曲線，如圖9 所示。

圖9 終冷溫度對試驗(yàn)鋼強(qiáng)度和韌性的影響

可以看出，隨著快速冷卻終冷溫度的降低，試驗(yàn)鋼強(qiáng)度隨之上升，而沖擊功則隨著快速冷卻終冷溫度的降低先升高再降低，在快速冷卻終冷溫度為550 ℃時(shí)出現(xiàn)一峰值，450 ℃時(shí)出現(xiàn)明顯下降。對4 個(gè)試驗(yàn)管金相組織進(jìn)行對比分析，如圖10 所示。

圖10 不同終冷溫度條件下試驗(yàn)管金相組織

從金相組織可以看出，終冷溫度為600 ℃時(shí)，組織開始由鐵素體F+珠光體P 向貝氏體轉(zhuǎn)變，貝氏體形貌以較粗大的上貝氏體為主，550 ℃時(shí)組織已基本全部由貝氏體構(gòu)成，貝氏體形貌為板條混合粒狀，500 ℃時(shí)組織中粒狀組織比例明顯增加，終冷溫度達(dá)到450 ℃后，組織內(nèi)開始出現(xiàn)明顯的馬氏體。

從相變動力學(xué)角度出發(fā)，快速冷卻終冷溫度越低，奧氏體過冷度越大，組織內(nèi)具備相變條件的形核點(diǎn)越多，從而使得轉(zhuǎn)變后的晶粒包括亞晶界、貝氏體/馬氏體板條等在內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)發(fā)生細(xì)化，這是隨著快速冷卻終冷溫度降低，鋼的強(qiáng)度提升的主要原因之一［8］。

3 大生產(chǎn)試制

采用前述鋼種，基于試驗(yàn)研究結(jié)果，制定了大生產(chǎn)試制的工藝參數(shù)：

樣管規(guī)格 Φ244.48 mm×11.05 mm

截面變形比 8.72

加熱制度 1 200~1 280 ℃，保溫3~4 h

定徑機(jī)出口溫度 900~1 000 ℃

快速冷卻開始溫度850~950 ℃終冷溫度500~570 ℃

平均冷卻速度 ∧20 ℃/s

分別在試制樣管頭、中、尾區(qū)域取樣進(jìn)行性能及組織檢測，力學(xué)性能見表4，可以看出力學(xué)性能完全滿足GB/T 1591—2018 對Q620 級別的要求，強(qiáng)度已經(jīng)達(dá)到Q690 級別。

表4 試制樣管力學(xué)性能

第二輪試制樣管金相組織及SEM 組織如圖11所示，主要由細(xì)小均勻的貝氏體組織構(gòu)成。

圖11 試制樣管金相組織及SEM 組織

Q620 級別結(jié)構(gòu)管產(chǎn)品在標(biāo)準(zhǔn)中分為C、D、E三個(gè)級別，分別對應(yīng)0，-20，-40 ℃三個(gè)沖擊溫度要求。為確認(rèn)試制樣管適用沖擊溫度級別，進(jìn)行了韌脆轉(zhuǎn)變曲線的繪制，如圖12 所示，可以看出試制樣管韌脆轉(zhuǎn)變溫度約-60 ℃，可以滿足最高級別Q620E 的需求。

4 結(jié) 語

重點(diǎn)針對控制冷卻過程中冷卻路徑對鋼管的組織性能的影響開展了研究，為后續(xù)大生產(chǎn)工藝提供參考依據(jù)，并基于研究結(jié)果成功試制了Q620 級別高強(qiáng)度無縫鋼管，各項(xiàng)性能指標(biāo)滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖12 試制樣管韌脆轉(zhuǎn)變曲線

（1） 快速冷卻開始溫度在850 ℃以上時(shí)，試驗(yàn)管強(qiáng)度和韌性基本上沒有明顯變化，冷卻開始溫度降低到800 ℃時(shí)，強(qiáng)度和韌性同時(shí)出現(xiàn)明顯降低。這是因?yàn)槔鋮s開始溫度過低，鋼中的鐵素體在晶界上析出成網(wǎng)狀所致；

（2） 隨著快速冷卻終冷溫度降低，鋼的強(qiáng)度不斷提升，而對于試驗(yàn)管而言，韌性則先升后降，在某一溫度存在一韌性峰值，這是因?yàn)椴煌焖倮鋮s終冷溫度條件下，得到的組織有所變化，快速冷卻終冷溫度低于一定值后，組織內(nèi)有馬氏體出現(xiàn)；

（3） 快速冷卻速度大于一定水平時(shí)，冷卻速度的變化對組織及性能的影響不明顯；

（4） 采用合適的工藝，可以直接軋制生產(chǎn)Q620 級別甚至更高級別熱軋無縫鋼管產(chǎn)品。