胡海洋 孫殿東 顏秉宇 王 爽 王 勇 胡昕明

(1.海洋裝備用金屬材料及其應(yīng)用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼股份有限公司，遼寧 鞍山 114009)

低合金高強(qiáng)度寬厚鋼板是鋼鐵產(chǎn)業(yè)鼓勵生產(chǎn)的產(chǎn)品，屬于資源節(jié)約型鋼材，也是比較典型的高技術(shù)含量、高附加值產(chǎn)品。隨著現(xiàn)代設(shè)備向大型化、重型化和工程施工的高效化發(fā)展，對鋼板的性能、寬度和厚度也將提出更高的要求。特寬特厚鋼板由于平面尺寸及厚度都比較大，在制作大型容器、設(shè)備和鋼結(jié)構(gòu)時(shí)比其他鋼板利用率高，不僅節(jié)約焊材，減少焊接量，而且也提高了設(shè)備的安全度，廣泛應(yīng)用于能源、交通、建筑、工程機(jī)械等多個領(lǐng)域，市場潛力很大[1-2]。

鞍鋼通過微合金化成分設(shè)計(jì)、采用控制軋制和正火處理等工藝，成功開發(fā)出了核電站用80 mm厚、5 000 mm寬的SA-516Gr.70鋼板，其力學(xué)性能達(dá)到了用戶要求。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 成分設(shè)計(jì)

鋼板的化學(xué)成分以碳、錳為基礎(chǔ)，輔以鎳、釩和鈮等微量合金元素，充分利用細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化機(jī)制，保證鋼板具有優(yōu)異的力學(xué)性能。鋼板的化學(xué)成分如表1所示。

1.2 工藝設(shè)計(jì)

采用高純度鐵水煉鋼，并采用爐外精煉(LF+RH)工藝和鈣處理，嚴(yán)格控制鋼中的P、S、H、O、N等有害元素含量及夾雜物形態(tài)；連鑄階段全程保護(hù)澆鑄，避免鋼水被二次氧化。將鋼水過熱度控制在30 ℃以下，以避免過大的過熱度促使柱狀晶生長而產(chǎn)生凝固塔橋，形成中心疏松，促使中心偏析及帶狀組織的產(chǎn)生。連鑄坯拉速控制在1.1 m/s。此外，為了保證連鑄坯的內(nèi)在質(zhì)量，連鑄末端采用了輕壓下技術(shù)[3-4]。

采用合理的熱軋加熱制度，保證鋼坯能均勻加熱，以減小熱應(yīng)力。鋼坯出爐除鱗后，進(jìn)行控制軋制，先寬展再縱軋。第Ⅰ階段始軋溫度為1 150 ℃，道次壓下率大于15%，總壓下率大于60%；第Ⅱ階段始軋溫度為900 ℃，終軋溫度為815 ℃，總壓下率為49%。軋制變形分別在奧氏體再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)，軋制過程中合理設(shè)置道次壓下量及軋制速度，以獲得良好的板形。在奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，采用少道次大壓下量的軋制工藝，使形變在厚度方向充分滲透到鋼坯心部，使奧氏體充分再結(jié)晶，細(xì)化晶粒；在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)保證一定的形變率，利用擴(kuò)大的晶界面積和導(dǎo)入的變形帶及位錯有效增加奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的形核核心，促使相變后的鐵素體和珠光體更加細(xì)小均勻[5-7]。由于鋼板板形的要求，后幾個道次采用較小的道次變形量。鋼板下線后堆垛緩冷，以減小鋼板的熱應(yīng)力。

鋼板的正火溫度為900 ℃，保溫時(shí)間1 min/mm，空冷。

1.3 組織和性能檢驗(yàn)

根據(jù)ASTM A370—2003規(guī)定制備試樣，室溫拉伸試驗(yàn)和沖擊試驗(yàn)按ASTM A370—2003進(jìn)行；高溫拉伸試驗(yàn)按ASTM E21—1998進(jìn)行；厚度方向拉伸試驗(yàn)按ASME規(guī)范第II卷SA—20M補(bǔ)充要求S22進(jìn)行。金相試樣采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕，在ZEISS Axiovert 200MAT金相顯微鏡下觀察試樣的顯微組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 正火態(tài)力學(xué)性能

試制正火態(tài)鋼板的力學(xué)性能列于表2。

表2 試制正火態(tài)鋼板的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the trial-produced normalized steel

由表2可見，鋼板1/4厚度處的力學(xué)性能都滿足技術(shù)要求，厚度方向的性能差異不大。0 ℃韌性良好，-20 ℃沖擊吸收能量略低，但均值也大于200 J。300 ℃抗拉強(qiáng)度大于520 MPa，屈服強(qiáng)度大于290 MPa，比室溫抗拉強(qiáng)度低15 MPa左右，屈服強(qiáng)度低55 MPa左右。厚度方向斷面收縮率為64%～65%，遠(yuǎn)大于技術(shù)要求。

合理的控制軋制工藝使鋼板厚度方向的心部也發(fā)生了充分變形，累積形變效果均勻，在細(xì)化晶粒，提高鋼板強(qiáng)韌性的同時(shí)，也保證了鋼板厚度方向性能的均勻性。正火處理使組織進(jìn)一步均勻，從而顯著改善了鋼板的綜合性能。

2.2 模擬焊后熱處理后鋼板的力學(xué)性能

取正火態(tài)試板進(jìn)行模擬焊后熱處理，工藝為605 ℃保溫15 h，溫度超過400 ℃時(shí)，加熱速率為80 ℃/h，降溫速率為100 ℃/h。力學(xué)性能檢驗(yàn)結(jié)果見表3。

由表3可見，鋼板在模擬焊后熱處理后，1/4厚度處的力學(xué)性能仍滿足技術(shù)要求。與正火態(tài)相比，鋼板不同部位的強(qiáng)度均有不同程度的降低，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均下降了50 MPa左右；斷后伸長率則提高了5%～8%；沖擊吸收能量降低；厚度方向斷面收縮率均值61%，較正火態(tài)下降了3%。

表3 模擬焊后熱處理后試制鋼板的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the trial-produced steel after simulating post-weld heat treatment

鋼板控制軋制后，其晶粒內(nèi)部有大量相互纏結(jié)的位錯。經(jīng)正火處理后，位錯密度有一定程度的減小，組織均勻。再經(jīng)模擬焊后熱處理，位錯密度進(jìn)一步減小，位錯強(qiáng)化減弱；同時(shí)，鋼中固溶元素Nb、V、Ti以碳化物的形式析出，使固溶強(qiáng)化減弱，從而導(dǎo)致鋼板強(qiáng)度降低。此外，長時(shí)間模擬焊后熱處理易造成碳化物在晶界聚集長大，導(dǎo)致晶界弱化，沖擊性能下降?？傮w上看，組織形態(tài)改變使鋼板發(fā)生一定程度的軟化，斷后伸長率略有提高[8-9]。

2.3 顯微組織

正火態(tài)鋼板的顯微組織為塊狀鐵素體和條帶狀珠光體，晶粒度為9級，見圖1。采用兩階段控制軋制+正火處理的工藝有效細(xì)化了鐵素體晶粒，減少了珠光體量，使組織均勻，為改善鋼板的強(qiáng)韌性和獲得合理的綜合力學(xué)性能提供了良好的組織基礎(chǔ)。鋼板厚度方向不同部位的組織變化不大，帶狀組織均有一定程度的消除，表層尤為明顯[10-11]。

圖1 正火態(tài)鋼板的顯微組織Fig.1 Microstructures of the plate normalized

3 結(jié)論

(1)采用微合金化設(shè)計(jì)、控制軋制、正火處理，鞍鋼成功開發(fā)出了核電站用80 mm厚、5 000 mm寬的SA-516Gr.70鋼板。鋼板1/4厚度處的室溫抗拉強(qiáng)度為542 MPa，屈服強(qiáng)度為357 MPa，斷后伸長率為33%，0 ℃沖擊吸收能量大于270 J，厚度方向斷面收縮率為64%～65%，均滿足技術(shù)要求。經(jīng)模擬焊后熱處理的鋼板仍保持良好的力學(xué)性能。

(2)SA-516Gr.70鋼板的顯微組織為塊狀鐵素體和條帶狀珠光體，晶粒度為9級。沿厚度方向不同部位的組織變化不大，帶狀組織均被一定程度消除，表層尤為明顯。