徐筱薌

(安陽鋼鐵股份有限公司)

0 前言

鋼材組織細晶化甚至超細晶化，既能提高鋼的強度又能改善其韌性，是鋼鐵企業(yè)降低生產(chǎn)成本，提高產(chǎn)品檔次的有效方法，目前已經(jīng)成為材料設(shè)計和軋鋼工藝優(yōu)化的重要研究內(nèi)容。組織超細晶化工藝應用于熱連軋板卷、長型材生產(chǎn)，取得了很好的效果［1］。與熱軋板卷和線棒材比較，中厚板生產(chǎn)冷卻速度慢、軋制道次間隔時間長、難以獲得大冷卻速度等因素是制約中厚板組織細化的重大障礙，表面與中心部位散熱不均勻是難以實現(xiàn)從表面到材料中心組織均勻超細晶的主要原因［2］。在中厚板中，獲得均勻一致的超細晶組織尚未見過報道。然而，實際生產(chǎn)中可以利用軋件表層變形滲透率大、原始鑄坯組織破碎程度高和軋后冷卻速率快等特點，在中厚板表層獲得超細晶組織、中心獲得細化的鐵素體珠光體組織，使其性能因全斷面晶粒尺寸的細化而大幅提升。筆者結(jié)合安鋼爐卷機組3500 mm 軋機實際生產(chǎn)情況，進行了中厚板表層組織超細化的研究工作。

1 試驗材料

1．1 試驗用鋼成分

試驗材料采用低成本的Q345 連鑄坯，試驗用鋼采用150 mm ×2600 mm ×8700 mm 連鑄坯，其化學成分見表1。

表1 試驗鋼化學成分

1．2 軋制工藝

采用再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)兩階段控制軋制工藝。板坯開軋溫度為1060 ℃左右，再結(jié)晶區(qū)軋制溫度控制在1000 ℃以上，通過軋制道次間的反復再結(jié)晶，充分細化奧氏體組織。再結(jié)晶區(qū)軋制完成后，中間坯采用空冷待溫。未再結(jié)晶區(qū)軋制在930 ℃以下，通過未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)的變形，增加相變形核位置，未再結(jié)晶區(qū)累積變形量大于55%。終軋溫度盡可能接近Ar3相變溫度，以便將軋制過程產(chǎn)生的變形帶、位錯和晶粒壓扁保持至相變以后。具體的工藝控制參數(shù)見表2。

1．3 冷卻工藝

控制冷卻是在奧氏體相變溫度區(qū)間進行某種程度的快速冷卻，使相變組織比單純的控制軋制更加微細化，以獲得更高強度和韌性。若試驗鋼終冷溫度高、冷卻速率低，強度和韌性提高不明顯;若試驗鋼終冷溫度低、冷卻速率高，組織中出現(xiàn)大量的貝氏體，韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高，使試驗鋼整體性能惡化，因此，應將試驗鋼終冷溫度和冷卻速率控制在合適的溫度范圍內(nèi)。根據(jù)低合金CCT 冷卻曲線［3］(如圖1所示)，終冷溫度選擇600℃～680℃，冷卻速率≤8 ℃/s。

軋后冷卻工藝是獲得中厚板表層超細晶組織的關(guān)鍵環(huán)節(jié)，終冷溫度、冷卻速率、冷卻模式和上下冷卻集管水比都是關(guān)鍵控制參數(shù)。具體的工藝控制參數(shù)見表2。

圖1 低合金的CCT 冷卻曲線

表2 工藝參數(shù)

1．4 試制板材微觀組織及性能檢驗

試驗軋制板材現(xiàn)場取樣。制備金相樣品，用4%硝酸酒精溶液腐蝕后觀察材料組織，采用ZEISS Observer．A1m 光學顯微鏡進行微觀組織拍照。對試制鋼板，取橫向試樣，進行全厚度橫向拉伸實驗，拉伸試驗執(zhí)行標準GB/T228—2002;按照GB/T229—1994 進行沖擊試驗，試樣尺寸V 型10 mm×10 mm×55 mm。冷彎采用全厚度橫向試樣，彎心直徑d=a，橫向180 °冷彎，在冷彎的拉伸表面不出現(xiàn)裂紋和裂縫為合格。

2 試驗結(jié)果

2．1 力學性能

試驗鋼板與正常軋制鋼板的力學性能見表3、表4。

表3 不同工藝條件下實驗鋼的性能

從表3 中可以看到，軋后采用快冷工藝，其屈服強度比空冷高40 MPa 左右，抗拉強度比空冷保持同一水平，延伸率比空冷相比并沒有降低，－40 ℃沖擊功在160 J 以上，180 °極限冷彎合格，性能良好，且都存在一定的富余量，完全滿足國標GB/T1591 －2008 中的要求。

表4 實驗鋼不同位置的性能

從表4 可以看出，表層晶粒較細，強度較高，延伸率較低，中心處比全厚度強度低，延伸率變化不大，但是與標準比富余量較高，表層與中心強度高20 MPa 左右，主要原因是表層超細晶層組織導致。從表3、圖2 可以看出，正、反180 °極限冷彎(d=a)合格，表明厚度方向組織性能有差異但不影響使用性能。

圖2 正、反180 °極限冷彎(d=a)

2．2 金相組織

不同工藝下獲得的金相組織如圖3、圖4、圖5所示。

圖3 1 號試驗鋼的金相組織

從圖3 可以看出，采用空冷的1 號試驗鋼組織為鐵素體+珠光體(F+P)，晶粒度從表層到心部晶粒度為8．5 到8 級，差異不是太大;軋后快冷試驗鋼表層均形成細晶層，厚向不同位置處微觀組織均含有針狀鐵素體、超細晶鐵素體(1 um ～5 um)、細晶鐵素體(5 um ～10 um)、退化珠光體、少量的粒狀貝氏體組織，帶狀組織消失。微觀組織自鋼板表面至心部呈現(xiàn)差異性分布，自鋼板表面至心部，超細晶鐵素體所占比例降低，同時細晶鐵素體和珠光體所占比例增加，晶粒尺寸增大，1/4 處和中心處組織均為細化鐵素體+珠光體。這是表層超細晶粒鋼的組織特性。

圖4 2 號試驗鋼的金相組織

圖5 3 號試驗鋼的金相組織

從圖4、圖5 可以看出，因冷卻速率不同，3 號試驗鋼厚度不同位置處超細鐵素體晶粒所占比例較大，細晶層厚度約5 mm ～6 mm;而試驗鋼2 表面至心部珠光體的變化最顯著，細晶層厚度約4 mm ～5 mm。采用軋后快冷2 號、3 號試驗鋼的表層晶粒度為10．5級，中心處晶粒度為9．5 級。

3 分析討論

3．1 軋制工藝對表層超細晶中厚板性能的影響

在相關(guān)低碳鋼超細晶組織的研究方面，奧氏體的大過冷度，低溫大壓下已經(jīng)成為目前研究共同追逐的手段。在中碳系列表層超細晶中厚板軋制工藝中關(guān)鍵工藝參數(shù)為未再結(jié)晶區(qū)累計壓下率和終軋溫度。增加未再結(jié)晶區(qū)累計壓下率，可在晶粒內(nèi)部引入大量變形帶和較高的位錯密度，使奧氏體晶粒細化，從而可得到細小的鐵素體晶粒，為表層超細晶提供基礎(chǔ);而低的終軋溫度，可更多的將軋制過程中的變形帶、位錯和晶粒壓扁保持至相變，終軋溫度應盡可能接近Ar3，以進一步細化相變前奧氏體晶粒度。

3．2 冷卻工藝對表層超細晶中厚板性能的影響

鋼板軋后冷卻速度對鋼的顯微組織有很大影響，不同的冷卻速度獲得的組織不同。軋后空冷表層至中心皆為F+P，表層和中心沒有明顯差異。從圖3 ～圖5 可知，采用快速冷卻工藝時，表層未產(chǎn)生帶狀組織，由于帶狀組織產(chǎn)生的根本原因是，各帶狀區(qū)域內(nèi)因化學成分不均勻引起的Ar3溫度的差異［4］。軋后快速冷卻減弱消除帶狀組織的基本思想是，減少甚至消除各區(qū)域間奧氏體向鐵素體相變溫度的差異，使相變 在不同區(qū)域內(nèi)同時發(fā)生。軋后采用快速冷卻工藝，隨冷卻強度的增加，表層超細晶層厚度增加，當鋼板冷卻強度過大時，鋼板中心也為超細晶，則表層出現(xiàn)大量的貝氏體，使鋼板整體性能下降。因此，應適應控制鋼板的冷卻速率，根據(jù)鋼板厚度的不同確定不同的出水組數(shù)，在保證板形的基礎(chǔ)上，從而使鋼板獲得表層超細晶組織，中心為細化鐵素體和珠光體。

3．3 表層細晶鋼焊接性能

從理論上分析，成本降低后碳當量CEV 降低，焊接性能變好。實際采用埋弧自動焊對試制Q345 表層超細中厚板進行焊接，并檢驗焊接接頭拉伸、彎曲及沖擊性能。結(jié)果表明，焊接接頭焊縫金屬與母材強度相似。焊縫外觀平整、組織均勻，焊縫和熱影響區(qū)均具有良好的沖擊韌性，焊接接頭完全滿足使用要求。

4 結(jié)論

(1)采用低成本Q345 連鑄坯，通過合理的控制軋制和控制冷卻工藝，在安鋼3500 mm 機組成功試制出表層超細晶中厚鋼板。

(2)試驗鋼表層為超細晶組織，試驗鋼的各項性能指標均滿足國標GB/T1591 －2008 的要求，其韌塑性良好。

［1］翁宇慶．超細晶鋼－ 鋼的組織細化理論與控制技術(shù)［M］． 北京:冶金工業(yè)出版社，2003:521．

［2］范建文，謝瑞萍，張維旭，等．表層超細晶粒普碳鋼中厚板的工業(yè)試制［J］．鋼鐵，2006，41(4):12 －14．

［3］于愛民，孟慶偉．中厚板減量化軋制工藝研究［J］． 河南冶金，2013，21(2):12 －14．

［4］范建文，謝瑞萍，張維旭，等． 普通C －Mn 鋼超細晶中厚板的帶狀組織［J］．鋼鐵，2004，39(8):101 －104．