容器用鋼板SA516Gr.70低溫沖擊性能異常分析及措施優(yōu)化

李學(xué)明，王琨銘，周焱民

（新余鋼鐵股份有限公司，江西 338001）

0 引言

按ASME規(guī)范設(shè)計(jì)制造的SA516Gr.70鋼板廣泛應(yīng)用于耐低溫壓力容器類產(chǎn)品中，尤其是“一帶一路”戰(zhàn)略實(shí)施以來(lái)，大量出口至俄羅斯等嚴(yán)寒地區(qū)的壓力容器類鋼板需要滿足-50℃橫向沖擊要求。某鋼廠在生產(chǎn)厚度40～60 mm SA516Gr.70鋼板時(shí)，-50℃橫向沖擊性能始終存在異常波動(dòng)現(xiàn)象，通過(guò)金相顯微鏡、掃描電鏡等分析，確定造成SA516Gr.70鋼低溫沖擊性能不合格的主要原因是鋼板內(nèi)部存在帶狀組織，且正火后晶粒度偏大。

本文根據(jù)金相顯微鏡、掃描電鏡等分析結(jié)果，對(duì)SA516Gr.70鋼低溫沖擊性異常波動(dòng)的原因進(jìn)行了分析。實(shí)踐證明，通過(guò)采取工藝優(yōu)化改進(jìn)措施，后續(xù)鋼生產(chǎn)SA516Gr.70鋼板的低溫橫向沖擊性能得以改善，不但減少了次廢品損失，而且對(duì)后續(xù)產(chǎn)品的接單和研發(fā)提供了重要指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)方法及檢測(cè)設(shè)備

選取1批厚40 mm SA516Gr.70正火態(tài)-50℃縱向沖擊性能不合格鋼板以及其熱軋態(tài)鋼板作為實(shí)驗(yàn)材料。該批鋼板采用420 mm連鑄坯生產(chǎn)，軋制工藝使用高溫再結(jié)晶軋制，正火工藝使用步進(jìn)梁式正火爐正火。鋼板主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 SA516Gr.70鋼化學(xué)成分 /%

在熱軋態(tài)和正火態(tài)不合格鋼板上取長(zhǎng)200 mm、寬400 mm的試樣，按照國(guó)標(biāo)加工成符合試驗(yàn)要求的沖擊試樣，沖擊試驗(yàn)溫度為-50℃，沖擊實(shí)驗(yàn)設(shè)備為ZBC2452N-2型試驗(yàn)機(jī)。取樣位置如圖1所示。

圖1 沖擊試樣取樣位置圖

利用GX71倒立式金相顯微鏡和ss550型掃描電子顯微鏡對(duì)沖擊試樣斷口分別進(jìn)行形貌和金相組織分析，并利用能譜分析儀對(duì)斷口進(jìn)行成分分析。在觀察斷口形貌和能譜分析后，將試樣進(jìn)行拋光處理，用4%硝酸酒精對(duì)拋光面進(jìn)行腐蝕，經(jīng)酒精清洗后吹干，用于金相組織分析。

2 檢測(cè)結(jié)果與分析

2.1 不合格鋼板斷口力學(xué)性能分析

對(duì)不合格批次的正火態(tài)和熱軋態(tài)鋼板取樣各制備3塊沖擊樣，并進(jìn)行-50℃下的橫向沖擊性能檢測(cè)，其力學(xué)性能結(jié)果見(jiàn)表2。

從表2可以看出，熱軋態(tài)-50℃橫向沖擊性能較正火態(tài)的好，但均不合格。

表2 試樣的力學(xué)性能

2.2 不合格鋼板試樣宏觀形貌分析

對(duì)兩種狀態(tài)沖擊樣斷口宏觀形貌進(jìn)行分析，熱軋態(tài)斷口形貌如圖2所示，正火態(tài)斷口形貌圖3所示。

圖2 熱軋態(tài)斷口形貌

圖3 正火態(tài)斷口形貌

2.3 不合格鋼板試樣微觀形貌及能譜分析

從圖2、圖3可以看出，熱軋態(tài)試樣斷口存在少量的纖維狀組織（韌窩型），而正火態(tài)試樣斷口則顯示為脆性解理斷口形態(tài)。利用掃描電鏡對(duì)熱軋態(tài)試樣韌窩區(qū)進(jìn)行微觀形貌和能譜分析，發(fā)現(xiàn)韌窩中心存在兩種成分的夾雜物，分別為MgO/AlO和CaO。熱軋態(tài)試樣韌窩區(qū)微觀形貌和能譜圖如4所示。

圖4 熱軋態(tài)試樣韌窩區(qū)微觀形貌和能譜圖

2.3 不合格鋼板試樣金相組織分析

對(duì)熱軋態(tài)和正火態(tài)沖擊樣金相組織進(jìn)行分析，熱軋態(tài)和正火態(tài)試樣厚度1/4和1/2處金相組織如圖5所示，其中（a）（b）為熱軋態(tài)厚度1/4處組織、（c）（d）為熱軋態(tài)厚度1/2處組織、（e）（f）正火態(tài)厚度1/4處組織、（g）（h）正火態(tài)厚度1/2處組織。

從圖5可以看出，兩種狀態(tài)試樣均為鐵素體+珠光體組織，熱軋態(tài)組織晶粒度為9級(jí)，正火態(tài)組織晶粒度為8級(jí)，熱軋態(tài)組織晶粒比正火態(tài)組織更細(xì)，這就是熱軋態(tài)試樣沖擊性能更好的主要原因。但是，熱軋態(tài)組織存在大量的帶狀組織，導(dǎo)致了沖擊性能不合格，尤其是厚度1/2處存在大量片狀帶狀組織，帶狀組織普遍認(rèn)為是合金元素（主要是Mn）分布不均勻造成[1]。

圖5 熱軋態(tài)和正火態(tài)試樣厚度1/4和1/2處金相組織

正火后鋼板內(nèi)部帶狀組織未能得到有效消除，鋼板厚度1/2處位置因成分偏析較重，存在少量粒狀貝氏體，粒狀貝氏體晶粒尺寸及力學(xué)特性和周圍基體相差較大，其硬度較鐵素體和珠光體更高，試樣受到外力沖擊時(shí)，粒狀貝氏體區(qū)域易產(chǎn)生裂紋源，同時(shí)因珠光體和鐵素體交替帶存在，裂紋易沿珠光體和鐵素體交界處晶界擴(kuò)展，導(dǎo)致沖擊韌性下降[2]。

綜上所述，要提高鋼板低溫沖擊性能，一方面必須消除內(nèi)部大量存在的帶狀組織，緩解心部成分偏析，以避免產(chǎn)生粒狀貝氏體，另一方面應(yīng)進(jìn)一步細(xì)化組織晶粒度，利用細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制提高鋼板低溫韌性。

3 改進(jìn)措施

3.1 連鑄坯晶枝偏析控制

鋼板帶狀組織的產(chǎn)生原因主要是鑄坯連鑄過(guò)程中生成的晶枝偏析，因此，減少鑄坯中晶枝偏析是消除或減輕帶狀組織最有效的方法，本實(shí)驗(yàn)實(shí)踐中，采用鋼水低過(guò)熱度控制、二次強(qiáng)冷和動(dòng)態(tài)輕壓下等措施。

3.1.1 采用低過(guò)熱度控制

采用低過(guò)熱度澆鑄技術(shù)，該技術(shù)是改善鑄坯宏觀組織的較好的工藝手段。在澆注凝固過(guò)程中，鋼水凝固前沿的枝晶因“頸縮”形成的等軸晶晶核被沖入鋼液，該晶核在較低過(guò)熱度的條件下快速增殖、長(zhǎng)大而形成等軸晶粒，阻止柱狀晶的生長(zhǎng)，減低中心偏析。通過(guò)現(xiàn)場(chǎng)實(shí)踐，鋼水過(guò)熱度控制在15～20℃最佳。

3.1.2 采用二次強(qiáng)冷技術(shù)

二次強(qiáng)冷技術(shù)是通過(guò)改變冷卻水的噴淋方式、壓力實(shí)現(xiàn)對(duì)鑄坯的強(qiáng)制冷卻[3]。在二冷區(qū)，采用縫隙噴嘴，冷卻水通過(guò)縫隙噴嘴高速射向鑄坯表面，形成高壓水膜。該水膜的流速很快，能夠快速降低鑄坯表面的熱量，促使內(nèi)部柱狀晶快速凝固，以此減輕偏析；另外高壓水膜沖擊連鑄坯的力可抵抗鋼水靜壓力，減少鼓肚，起到減輕中心裂紋的作用。生產(chǎn)中，將鑄坯表面溫度控制在1 100～1 150℃，鼓肚幾乎不會(huì)出現(xiàn)，避免內(nèi)裂紋的產(chǎn)生。

3.1.3 優(yōu)化動(dòng)態(tài)輕壓下工藝

輕壓下是指通過(guò)對(duì)連鑄坯凝固末端施加適當(dāng)?shù)膲合铝?，部分抵消凝固末端的體積收縮，減輕中心偏析[4]。鑄坯優(yōu)化前后凝固末端壓下量的對(duì)比如表3所示。

表3 鑄坯優(yōu)化前后凝固末端壓下量的對(duì)比 /mm

3.2 鋼板組織晶粒細(xì)化

細(xì)化晶粒是提高鋼板各項(xiàng)力學(xué)性能的最常用手段，其作用的機(jī)理是通過(guò)細(xì)化鋼板組織晶粒大小，增加晶界面積，提高界面能以阻礙受沖擊時(shí)鋼板內(nèi)部裂紋擴(kuò)展。同時(shí)，晶粒越細(xì)，晶界越多，鋼板塑性變形和受到?jīng)_擊載荷時(shí)組織內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和微裂紋擴(kuò)展消耗能量越高，其塑性和韌性越好。

3.2.1 軋制工藝優(yōu)化

某廠生產(chǎn)的厚規(guī)格SA516Gr.70低溫壓力容器鋼，軋制工藝為高溫再結(jié)晶方式，終軋溫度要求控制在950℃以上，因終軋溫度偏高，軋后晶粒繼續(xù)長(zhǎng)大造成熱軋態(tài)鋼板晶粒度偏大，這對(duì)后續(xù)正火后鋼板晶粒尺寸的控制造成不利影響。為了進(jìn)一步細(xì)化SA516Gr.70正火后組織晶粒，有必要對(duì)其軋制工藝進(jìn)行優(yōu)化，將高溫再結(jié)晶工藝改進(jìn)為控制軋制工藝。

針對(duì)SA516Gr.70鋼種的成分特點(diǎn)，選擇使用未再結(jié)晶型控制軋制，該軋制工藝在高溫再結(jié)晶軋制之后，增加了低于奧氏體再結(jié)晶溫度的軋制規(guī)程，通過(guò)往復(fù)軋制且不產(chǎn)生動(dòng)態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶的情況下，鋼板內(nèi)奧氏體晶粒被拉長(zhǎng)，增加了形核點(diǎn)和相變驅(qū)動(dòng)力，從而細(xì)化了相變后的鐵素體晶粒和鋼板軋后的組織晶?！，F(xiàn)場(chǎng)實(shí)踐表明，終軋溫度控制在820℃±20℃可以將熱軋后鋼板晶粒度控制在10級(jí)，同時(shí)鋼板帶狀組織較高溫再結(jié)晶方式亦有一定改善。高溫再結(jié)晶與控制軋制工藝熱軋態(tài)金相組織如圖6所示。

圖6 熱軋態(tài)鋼板金相組織

3.2.2 熱處理工藝優(yōu)化

SA516Gr.70鋼板正火溫度一般設(shè)定為Ac3以上30℃左右，根據(jù)表1給出的SA516Gr.70鋼成分，其Ac3溫度通過(guò)經(jīng)驗(yàn)公式計(jì)算為850℃，該廠常規(guī)正火工藝為880℃，正火后帶狀組織未能得到有效消除，其晶粒組織達(dá)到8級(jí)。而提高正火溫度可以一定程度上改善帶狀組織，但鋼板組織晶粒會(huì)隨著正火溫度的升高而長(zhǎng)大，為了獲得最佳的低溫沖擊性能，通過(guò)反復(fù)實(shí)驗(yàn)確定了正火工藝，即保溫溫度確定為900℃，保溫時(shí)間為0.6×H（H為鋼板厚度，mm）分鐘。

4 實(shí)施效果

通過(guò)優(yōu)化連鑄、軋制及正火工藝，鋼板正火后，內(nèi)部存在的帶狀組織得到了一定改善，組織晶粒度由8級(jí)細(xì)化到9級(jí)，低溫沖擊性能大幅提升，性能合格率達(dá)到100%。工藝優(yōu)化后金相組織如圖7所示，力學(xué)性能如表4所示。

表4 工藝優(yōu)化后力學(xué)性能

圖7 工藝優(yōu)化后金相組織

5 結(jié)語(yǔ)

通過(guò)金相顯微鏡、掃描電鏡和能譜分析儀等檢查手段，對(duì)某鋼廠SA516Gr.70低溫容器鋼沖擊不合格斷口的分析，確定了影響其低溫沖擊性能不合格的主要原因，并從板坯連鑄工藝、鋼板軋制及正火工藝提出了相應(yīng)的工藝優(yōu)化改進(jìn)措施。

（1）SA516Gr.70鋼板正火后低溫沖擊性能不合格的主要原因是鋼板內(nèi)部存在帶狀組織，且正火后晶粒度偏大造成的。

（2）通過(guò)控制連鑄坯晶枝偏析，采用控制820℃±20℃軋制終軋溫度和900℃正火保溫工藝，有效改善鋼板內(nèi)部帶狀組織并細(xì)化晶粒，顯著提高SA516Gr.70鋼板正火低溫沖擊性能。