中薄板坯連鑄連軋鈮鈦微合金化鋼試驗(yàn)研究

張 華，王 鑫，景 鶴，王洪海，崔丕林，馬 良，董 洋，汪 涵，楊承宇

（鞍鋼股份熱軋帶鋼廠，遼寧 鞍山 114000）

隨著近年來(lái)中薄板坯連鑄連軋技術(shù)的不斷推廣，我國(guó)已經(jīng)成為全球中薄板坯產(chǎn)能最大的國(guó)家[1]。中薄板坯連鑄連軋工藝有以下特點(diǎn)，鑄坯的入爐溫度為750℃～900℃，在這一溫度區(qū)間內(nèi)，鋼中碳、氮化物已開(kāi)始析出，鑄坯的邊角部由于冷速快、溫度低，易發(fā)生相變，再加熱后鑄坯會(huì)形成一次奧氏體和二次奧氏體的混合組織[2]；另外，中薄板坯連鑄連軋分粗軋、精軋兩個(gè)軋程，其再結(jié)晶規(guī)律和強(qiáng)韌化機(jī)制也有自身的規(guī)律和特點(diǎn)[3-6]；為了解中薄板坯連鑄連軋工藝條件對(duì)含Nb、Ti微合金化產(chǎn)品組織性能的影響，本文在工業(yè)生產(chǎn)線上進(jìn)行了Nb、Ti微合金鋼的工業(yè)性試制，對(duì)工藝參數(shù)和檢驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行了系統(tǒng)的分析和討論。

1 試驗(yàn)

1.1 成分設(shè)計(jì)

試驗(yàn)鋼化學(xué)成分見(jiàn)表1，其特點(diǎn)是低碳、低硫、高錳和添加Nb、Ti等微合金元素。成分設(shè)計(jì)過(guò)程中主要考慮了中薄板坯連鑄連軋包晶區(qū)對(duì)碳含量的限制，較低的碳含量可以同時(shí)提高鋼板的韌性和塑性，并有利于改善焊接性能；當(dāng)碳含量相對(duì)低時(shí)，加入一定量的錳可以彌補(bǔ)鋼板強(qiáng)度的損失，而且錳元素具有降低相變點(diǎn)的作用，有利于細(xì)化鐵素體晶粒；由于Nb和Ti均是強(qiáng)的碳、氮化物生成元素，既有析出強(qiáng)化作用，又有晶粒細(xì)化作用，因此成分設(shè)計(jì)過(guò)程中加入了一定數(shù)量的Nb元素和微量Ti，以便形成微細(xì)彌散的TiN顆粒，提高鋼板強(qiáng)韌性，并改善焊接熱影響區(qū)性能和疲勞性能；鋼中硫、磷元素直接影響鋼板的塑性和韌性，因此，成分設(shè)計(jì)過(guò)程中對(duì)S、P含量也作了限制。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，Wt%

1.2 工藝路線

鐵水預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐→LF精煉→連鑄→步進(jìn)式加熱爐→粗軋→熱卷箱→精軋→層流冷卻→卷取。

1.3 鑄坯參數(shù)和溫度制度

鑄坯厚度為135 mm；鑄坯拉速1.8 m/min～2.0 m/min；鑄坯入爐溫度750℃～850℃；鑄坯在爐時(shí)間60 min～80 min。Nb、Ti微合金鋼在生產(chǎn)過(guò)程中各工藝環(huán)節(jié)溫度的綜合控制對(duì)其組織和性能影響很大，主要體現(xiàn)在加熱溫度、粗軋開(kāi)軋溫度（RET）、粗軋終軋溫度（RDT）、精軋入口溫度（FET）、精軋終軋溫度（FDT）和卷取溫度（CT）的控制上。與薄板坯連鑄連軋不同的是，中薄板坯連鑄連軋配備了步進(jìn)式加熱爐，其加熱溫度可以達(dá)到1200℃以上，這一溫度下經(jīng)過(guò)一定時(shí)間的保溫，可以使鋼中Nb幾乎全部固溶，這樣鑄坯邊角部的先析出第二相可以重新溶解，考慮奧氏體晶粒粗化傾向和軋機(jī)電機(jī)能力的限制，本次將試驗(yàn)鋼種出爐溫度定為1150℃～1190℃。一般，對(duì)于含Nb鋼來(lái)說(shuō)，僅依靠控制軋制只能獲得15μm左右的奧氏體晶粒，要想使晶粒進(jìn)一步細(xì)化，必須采用控制冷卻工藝，通過(guò)提高冷卻速度，使轉(zhuǎn)變溫度Ar3降低并獲得較大的過(guò)冷度，從而使晶界和變形帶的形核潛力進(jìn)一步得到加強(qiáng)，最大程度地細(xì)化晶粒，提高鋼板的強(qiáng)韌性能。各工藝環(huán)節(jié)實(shí)測(cè)溫度值見(jiàn)表2。

表2 實(shí)測(cè)溫度參數(shù)

1.4 變形制度

控制軋制過(guò)程中道次變形量和總變形量對(duì)鋼的性能都有直接影響。一般含Nb鋼要求再結(jié)晶區(qū)的總變形量要達(dá)到70%左右，道次變形量應(yīng)大于15%～20%，以保證發(fā)生完全再結(jié)晶，使奧氏體晶粒均勻，尺寸達(dá)到40 μm左右；軋件進(jìn)入未再結(jié)晶區(qū)之后，要盡量增大有效晶界面積和奧氏體晶粒中滑移帶及位錯(cuò)密度，為奧氏體相變形核創(chuàng)造有利條件，從而進(jìn)一步細(xì)化晶粒；一般未再結(jié)晶區(qū)的總變形量要求達(dá)到40%～50%或更大。從表3看出，試制過(guò)程中粗軋階段的總變形量達(dá)到了75%左右，道次變形量在25%～34%之間；未再結(jié)晶區(qū)軋制的總變形量大約為55%左右。

表3 各道次實(shí)際變形率

1.5 冷卻制度

鋼板軋后控制冷卻可以在不降低韌性的前提下進(jìn)一步提高鋼的強(qiáng)度?？刂评鋮s的工藝參數(shù)包括開(kāi)冷溫度、冷卻速度、終冷溫度，這些參數(shù)對(duì)變形后、相變前的組織有影響，對(duì)相變機(jī)制、析出行為和相變產(chǎn)物影響更大，因此，控制冷卻工藝參數(shù)對(duì)獲得理想的鋼板組織和性能是極其重要的。試驗(yàn)鋼的開(kāi)冷溫度設(shè)定在Ar3以上，實(shí)際控制在830℃左右，終冷溫度在620℃左右，見(jiàn)表2。

2 結(jié)果與分析

2.1 金相組織分析

試驗(yàn)鋼的鑄坯及成品板取樣后分別對(duì)橫向試面進(jìn)行磨制、拋光，用4%的硝酸酒精腐蝕，之后在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行金相組織觀察。鑄坯從上表面、1/4處到鑄坯中心，其顯微組織均為鐵素體+珠光體，見(jiàn)圖1；成品金相組織為鐵素體+珠光體，晶粒大小內(nèi)外基本一致，晶粒度為12級(jí)，見(jiàn)圖2。

圖1 鑄坯1/4處顯微組織 50X

圖2 成品1/4處金相組織 100X

中薄板坯連鑄連軋軋前原始鑄坯由于缺少完全的γ-α和α-γ兩次相變過(guò)程，樹(shù)枝晶較為粗大，粗軋階段總壓縮比較小，但經(jīng)過(guò)加熱爐的高溫再加熱及粗軋3+1道次變形量保持在25%以上，能夠滿(mǎn)足含Nb鋼再結(jié)晶臨界變形量的要求，使軋件在粗軋階段完成了原始奧氏體由樹(shù)枝晶向等軸晶的轉(zhuǎn)化及等軸組織均勻細(xì)化過(guò)程；另外，由于進(jìn)精軋機(jī)組軋件溫度基本上處于非再結(jié)晶區(qū)，γ晶粒被拉長(zhǎng)，形成變形帶，在隨后的冷卻相變過(guò)程中，使鐵素體晶粒進(jìn)一步細(xì)化。由金相檢驗(yàn)結(jié)果看出：三種試驗(yàn)鋼的中間坯奧氏體再結(jié)晶較完全，組織均勻；成品鋼帶晶粒尺寸均勻細(xì)小，無(wú)混晶、無(wú)帶狀、無(wú)偏析，這進(jìn)一步證明了試驗(yàn)過(guò)程中設(shè)定的溫度制度、變形制度合理，實(shí)際控制準(zhǔn)確。

2.2 夾雜物分析

三種試驗(yàn)鋼的鑄坯、中間坯和成品板中夾雜物主要為球狀、氧化物夾雜，另有少量的硫氧復(fù)合夾雜，夾雜物尺寸細(xì)小且分散分布，見(jiàn)表4。結(jié)果可知，試制過(guò)程中喂線量準(zhǔn)確，夾雜物球化效果明顯。鋼中添加了微量Ti元素，Ti在鋼中除了和碳、氮結(jié)合形成Ti(C、N)化物細(xì)化鐵素體晶粒，達(dá)到提高強(qiáng)韌性的目的之外，與鋼中的氧、硫也有極強(qiáng)的親和力，這樣可以改變硫化物的形態(tài)，進(jìn)一步提高鋼板韌性，并改善焊接熱影響區(qū)性能和疲勞強(qiáng)度。有研究表明，鋼中Ti/S在2～4之間可以保證鋼中硫化物基本球化。試制過(guò)程中鋼中的實(shí)際Ti含量在0.012%～0.02%之間，S含量在0.003%～0.005%之間，Ti/S在2.8～4.0之間[7]。此外，在試驗(yàn)鋼中未發(fā)現(xiàn)長(zhǎng)條狀MnS夾雜物存在，且成品板系列冷彎試驗(yàn)一次檢驗(yàn)合格。

表4 夾雜物檢驗(yàn)結(jié)果

2.3 析出物分析

用透射電鏡和能譜分析儀對(duì)試驗(yàn)鋼鑄坯、中間坯及成品卷板析出相進(jìn)行了檢驗(yàn)分析。結(jié)果表明，鑄坯上也分布著大量第二相質(zhì)點(diǎn)，尺寸在50 nm左右，主要為T(mén)i、Nb復(fù)合的C、N化物，見(jiàn)圖3；中間坯和成品板上存在更多更細(xì)小，分布也更均勻的析出相，其中一些為方形和矩形的大尺寸第二相，能譜分析和衍射分析證實(shí)為以Ti為主的TiNb (C,N)，這種大尺寸析出相一般是控軋過(guò)程的產(chǎn)物，見(jiàn)圖4；另外一些尺寸較小的球形或方形第二相，能譜分析和衍射證實(shí)主要是以Nb為主的細(xì)小NbTi(C,N)，這些小顆粒析出大多是控冷過(guò)程的產(chǎn)物，見(jiàn)圖5。

圖3 鑄坯第二相質(zhì)點(diǎn)能譜分析圖10000×

圖4 成品第二相質(zhì)點(diǎn)能譜分析圖10000×

圖5 成品第二相球形質(zhì)點(diǎn)能譜分析圖10000×

此外，鑄坯中還有少量十字形顆粒析出（圖6和圖7），這些十字形析出相呈明顯的偏聚特征，尺寸稍大，但對(duì)應(yīng)的中間坯和成品板中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)完整的十字形顆粒存在，這一方面說(shuō)明了鑄坯經(jīng)再加熱之后這種粗大的十字形顆粒大部分可以溶解，另一方面是由于軋制的高溫大壓下，對(duì)十字形顆粒的破碎起一定作用，因此最終產(chǎn)品的組織性能沒(méi)有受到不利影響[8]。

圖6 鑄坯二相粒子十字形析出顆粒 10000×

圖7 鑄坯二相粒子十字形析出顆粒偏聚 10000×

2.4 力學(xué)性能檢驗(yàn)

由表5看出，試驗(yàn)鋼的各向屈服強(qiáng)度最大差值為15 Mpa，抗張強(qiáng)度最大差值為15 Mpa，伸長(zhǎng)率最大差值為6%，鋼板的各向異性不大。由圖8可知，試驗(yàn)鋼的夏比V型缺口韌性?xún)?yōu)良，鋼加入Ti元素后低溫沖擊韌性有了明顯提高，大幅超過(guò)了熱軋帶鋼最嚴(yán)苛標(biāo)準(zhǔn)要求。

表5 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能，Wt%

圖8 鋼種系列沖擊功J對(duì)比圖（5×10×55 mm）

3 結(jié)論

（1）中薄板坯連鑄連軋鑄坯入爐溫度在AC1～AC3之間，再加熱后鑄坯形成一次奧氏體和二次奧氏體的混合組織，對(duì)成品性能無(wú)明顯的不利影響。

（2）試驗(yàn)鋼中添加微量Ti改變了析出物形態(tài)，加Ti后鋼板的夏比V型沖擊韌性顯著改善。

（3）通過(guò)合理的成分設(shè)計(jì)和工藝參數(shù)優(yōu)化，中薄板坯連鑄連軋生產(chǎn)線試制的Nb、Ti微合金化鋼組織均勻，各向異性較小，具有較好的強(qiáng)度、塑性配合和較高的低溫韌性水平，各項(xiàng)性能指標(biāo)滿(mǎn)足比較嚴(yán)苛的熱軋帶鋼產(chǎn)品標(biāo)準(zhǔn)要求。