張玉文，閆 萍

（唐山不銹鋼有限責(zé)任公司，河北063105）

0 引言

Q355～Q420 鋼是目前應(yīng)用最普遍的低合金高強(qiáng)鋼牌號(hào)，在熱軋帶鋼機(jī)組的產(chǎn)品大綱中占有較大的比重。隨著鋼鐵產(chǎn)品競(jìng)爭(zhēng)日趨激烈，成本控制能力成為企業(yè)競(jìng)爭(zhēng)力的最為關(guān)鍵的因素，關(guān)乎企業(yè)生死存亡。在GB/T1591-2018 標(biāo)準(zhǔn)表1 熱軋鋼的牌號(hào)及化學(xué)成分中，沒有對(duì)Q355～Q420 鋼規(guī)定化學(xué)成分的下限，這為在滿足性能的前提下，優(yōu)化成本提供了充足的空間。鋼的強(qiáng)化元素中除C 外，利用Ti 微合金化強(qiáng)化性能的應(yīng)用比較高，但鈦強(qiáng)化性能影響的因素較多，性能穩(wěn)定控制難度較大，需要結(jié)合生產(chǎn)工藝及裝備能力深入研究。

1 材料與工藝

1.1 材料化學(xué)成分設(shè)計(jì)

1.1.1 C 元素

C 是間隙固溶強(qiáng)化元素，可影響珠光體比例。GB/T1591-2018 規(guī)定Q355～Q460 牌號(hào)C≤0.20%，而C 在0.08～0.16%范圍存在包晶反應(yīng)，容易引起鑄坯質(zhì)量缺陷。GB/T1591-2008 版Q355 的D 和E 級(jí)鋼要求C≤0.18%，考慮新老標(biāo)準(zhǔn)的過渡，C 宜控制在0.17%左右。

1.1.2 Si 元素

Si 是置換固溶強(qiáng)化元素，也用于脫氧，較Al 脫氧成本更低，為了保證脫氧充分，Si 控制≥0.15%。當(dāng)Si超過0.21%以后，可促進(jìn)熱浸鍍鋅層增厚，不利于鍍鋅用戶降低鋅耗，因此Si 宜控制在0.17%左右。

1.1.3 Mn 元素

考慮Si 脫氧鋼水的流動(dòng)性，Mn/Si 比控制在2.5～3，有利于夾雜物上浮。考慮成本因素Mn 宜控制在0.45%左右。

1.1.4 S 元素

S 是鋼中的有害元素，在鈦微合金鋼中S 含量超過0.003%與Ti 結(jié)合形成Ti4C2S2，Ti4C2S2在奧氏體溫度下析出，能夠和TiN 一起阻止奧氏體晶粒長大，起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用。依據(jù)Ti4C2S2在奧氏體中的溶度積計(jì)算公式，S 含量越高，Ti4C2S2的析出溫度越高，析出尺寸越大，強(qiáng)化效果越差，經(jīng)LF 處理可以將S 控制在0.001～0.012%?？紤]脫S 控制的生產(chǎn)成本，Ti4C2S2的理想Ti/S 質(zhì)量百分?jǐn)?shù)比為3，應(yīng)控制Ti/S 質(zhì)量百分?jǐn)?shù)比不超過3。

Ti4C2S2在奧氏體中的溶度積計(jì)算公式[1]：

式中：[Ti]、[C]、[S]為Ti 和C 及S 的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，T 為固溶平衡溫度，單位為K。

1.1.5 P 元素

P 也是鋼中的有害元素，增加鋼的冷脆性，降低鋼的沖擊性能，GB/T1591-2018 表1 規(guī)定B 級(jí)鋼P(yáng)≤0.035%，C 級(jí)鋼P(yáng)≤0.030%，D 級(jí)鋼P(yáng)≤0.025%。此外P 也促進(jìn)熱浸鍍鋅層增厚。

1.1.6 Ti 元素

采用Ti 元素強(qiáng)化性價(jià)比較高，能夠有效降低成本。在《GB/T 1591-2018 低合金高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼》中表1 熱軋鋼的牌號(hào)及化學(xué)成分中，Q355～Q420 牌號(hào)Ti 的推薦上限成分為0.05%，最高可以到0.2%。Ti首先與N、S 化合形成TiN 和Ti4C2S2，剩余的有效Ti形成TiC。TiN 和Ti4C2S2可抑制奧氏體晶粒長大，細(xì)晶粒強(qiáng)化導(dǎo)致屈服強(qiáng)度升高20～30 MPa，但其高溫析出尺寸較大（約幾十納米～上百納米），粒子沉淀強(qiáng)化增量貢獻(xiàn)較小。如果N 和S 控制較低時(shí)，更多彌散析出的細(xì)小TiC 粒子析出強(qiáng)化貢獻(xiàn)較大[2]。因此Q355～Q460 鋼可以根據(jù)Ti 對(duì)其強(qiáng)度貢獻(xiàn)增量的關(guān)系來設(shè)計(jì)Ti 的含量。鋼板屈服強(qiáng)度與Ti 含量的關(guān)系見圖1。

圖1 鋼板屈服強(qiáng)度與Ti 含量的關(guān)系

1.1.7 N 元素

在含Ti 鋼中，N 與Ti 在高溫下化合為TiN，在奧氏體中析出，能夠阻止奧氏體晶粒的長大。但N含量越高，TiN 的析出溫度越高，析出尺寸越大，粒子沉淀強(qiáng)化效果越差；N 含量過高，會(huì)導(dǎo)致TiC 的析出量減少，降低了TiC 的強(qiáng)化效果。通過控制冶煉過程增N，將N 控制在0.0045%以下。

TiN 在奧氏體中的溶度積計(jì)算公式[3]：

式中：[Ti]、[N] 為Ti 和N 的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，T 為固溶平衡溫度，單位為K。

1.2 生產(chǎn)工藝流程

唐鋼不銹鋼公司低合金高強(qiáng)鋼的生產(chǎn)工藝流程為：高爐鐵水→（復(fù)合噴吹鐵水脫硫）→頂?shù)讖?fù)吹轉(zhuǎn)爐吹煉→LF 精煉→板坯連鑄→1580 熱軋→鋼卷。出于成本考慮，對(duì)鐵水復(fù)合噴吹鐵水脫硫僅用于成品S≤0.004%的鋼種。

1.3 熱軋工藝

Ti 微合金化鋼的厚度對(duì)帶鋼的強(qiáng)度影響較大，為了充分發(fā)揮Ti 的強(qiáng)化效果，不同厚度的帶鋼熱軋工藝如表1 所示。

表1 Ti 微合金化帶鋼熱軋工藝

1.3.1 加熱溫度

為了發(fā)揮TiC 的強(qiáng)化效果，TiC 應(yīng)固溶到奧體中，加熱應(yīng)在TiC 的奧氏體固溶平衡溫度之上。TiC在奧氏體中的溶度積計(jì)算公式[4]：

式中：[Ti][C]為Ti 和C 的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，T 為固溶平衡溫度，單位為K。

1.3.2 終軋溫度

終軋溫度對(duì)Ti 微合金鋼性能的影響比較復(fù)雜。當(dāng)終軋溫度較低時(shí)，有利于鐵素體晶粒尺寸的細(xì)化，提高細(xì)晶強(qiáng)化作用，但與此同時(shí)，較低的終軋溫度（低于850 ℃）將誘發(fā)Ti4C2S 的形變誘導(dǎo)析出（見圖2）。雖然這種析出物可以抑制奧氏體晶粒長大，起到一定的細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化作用，但是和鐵素體區(qū)析出的納米級(jí)顆粒相比，其尺寸相對(duì)較為粗大，降低了沉淀強(qiáng)化作用。因此較高的終軋溫度，可以減少Ti4C2S 在奧氏體中形變誘導(dǎo)析出，促進(jìn)TiC在鐵素體中彌散析出，提高沉淀強(qiáng)化效果，但不利于細(xì)化鐵素體晶粒尺寸，在一定程度上降低了細(xì)晶強(qiáng)化效果。因此為了平衡厚度對(duì)強(qiáng)度的影響，厚規(guī)格采用較高的終軋溫度可以調(diào)高強(qiáng)度。

1.3.3 卷取溫度

Q355～Q420 鋼中C 含量較高，過剩的C 可促使TiC 析出，提高沉淀強(qiáng)化效果。TiC 在600 ℃以上析出的晶粒尺寸長大較快，降低了沉淀強(qiáng)化效果，同時(shí)降低了鋼的沖擊韌性。但卷取溫度過低，TiC 尺寸長大不充分，也同樣降低沉淀強(qiáng)化效果，因此卷取溫度應(yīng)控制在540～600 ℃之間。

1.3.4 冷卻路徑

層流冷卻前段快速水冷到750 ℃以下可以細(xì)化晶粒，減少Ti4C2S2的析出和尺寸長大；在鐵素轉(zhuǎn)變C 曲線的鼻尖處，降低冷卻速度增加一段空冷段，可增加鐵素轉(zhuǎn)變，鐵素體相變可以促進(jìn)5～10 nm 的Ti（C，N）析出，提高Ti（C，N）析出強(qiáng)化效果；之后采用快速水冷可以抑制Ti（C，N）析出尺寸長大，同時(shí)減少珠光體層片間距，提高強(qiáng)度。因鋼冷卻到720 ℃膨脹系數(shù)突增（如圖3 所示），此時(shí)降低冷卻速度可降低內(nèi)應(yīng)力，因此采用分段冷卻可改善板型質(zhì)量。

圖2 鋼中Ti4C2S2 隨溫度的質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化

圖3 鈦微合金鋼不同溫度的平均膨脹系數(shù)

2 材料性能情況

2.1 Q355 和Q420 拉伸性能控制情況

Q355 和Q420 拉伸性能控制情況如圖4、圖5所示。從4、圖5 中可以看出，鈦微合金強(qiáng)化Q355 和Q420 鋼強(qiáng)度控制適中，伸長率良好。

圖4 Q355 系列強(qiáng)度和斷后伸長率控制情況

圖5 Q420 系列強(qiáng)度和斷后伸長率控制情況

2.2 Q355 和Q420 性能橫向均勻性情況

取鋼帶寬度1/4、1/2、3/4 做橫向（T）和縱向（L）拉伸試樣，其拉伸性能如圖6、圖7 所示。從圖6、圖7 中可以看出，產(chǎn)品性能均勻，橫向和縱向強(qiáng)度偏差小于20 MPa。

2.3 沖擊性能

檢測(cè)沖擊功KV2 性能符合標(biāo)準(zhǔn)要求，脆性轉(zhuǎn)折溫度在-20 ℃以下（如圖8 所示），完全滿足《GB/T 1591-2018 低合金高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼》中B～F 各級(jí)別沖擊功要求。

2.4 金相組織

鈦微合金化高強(qiáng)鋼組織均勻，無帶狀偏析（如圖9、圖10 所示），解決了C-Mn 鋼因帶狀偏析容易造成的焊接壓扁試驗(yàn)開裂的問題。

2.5 夾雜物分析

試驗(yàn)爐次0F03046、0E00024 的化學(xué)成分和中包溫度如表2 所示。通過對(duì)實(shí)驗(yàn)爐次的不同尺寸夾雜物統(tǒng)計(jì)（如圖11、圖12 所示），可以看出鈦微金化高強(qiáng)鋼夾雜物尺寸均控制在20 μm 以下，以2～10 μm 為主；化學(xué)成分基本相同的情況下，中包溫度高TiAlCa、TiN 等夾雜物明顯增多，S 含量增高，硫化物夾雜增多。因此Ti 微合金化鋼降低中包溫度可明顯減少夾雜物數(shù)量。

圖6 Q355 性能均勻性檢測(cè)情況

圖7 Q420 性能均勻性檢測(cè)情況

圖8 鈦微合金高強(qiáng)鋼5.75 mm 厚度不同溫度的沖擊韌性（換算值）

圖9 Q355B 晶粒度11.5 級(jí)200X

圖10 Q420B 晶粒度11.5 級(jí)200X

表2 試驗(yàn)爐次的成分和中包溫度

圖11 0F03046 爐不同尺寸夾雜物統(tǒng)計(jì)

圖12 0E00024 爐不同尺寸夾雜物統(tǒng)計(jì)

3 以Ti 代Mn 成本降低情況

以3 mm Q355 帶鋼為例，以Ti 合金為主和以Mn 合金為主作為強(qiáng)化合金的鋼平均成分和性能對(duì)比如表3 所示，合金強(qiáng)化成本對(duì)比如表4 所示。

表3 3 mmQ355 帶鋼主要合金平均成分和性能對(duì)比

表4 合金強(qiáng)化成本對(duì)比

由表3、表4 可以看出，在性能相近的情況下，以Ti 代Mn 作為強(qiáng)化合金，不論是采用FeTi30-A 合金，還是采用FeTi70-A 合金替代Mn 合金強(qiáng)化，鈦合金強(qiáng)化成本平均是Mn 合金強(qiáng)化成本1/4 左右。

4 結(jié)論

鈦微合金化Q355～420 高強(qiáng)鋼帶，以Ti 替代Mn 作為強(qiáng)化合金，通過化學(xué)成分、加熱工藝、軋制工藝和冷卻工藝的優(yōu)化設(shè)計(jì)，提高Ti 的強(qiáng)化效果，產(chǎn)品組織性能均勻，強(qiáng)度和塑韌性指標(biāo)滿足了《GB/T 1591-2018 低合金高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼》的要求，在達(dá)到同樣性能的條件下，以Ti 代Mn，可使合金強(qiáng)化成本降低至原來的1/4 左右，有效的提高了產(chǎn)品的競(jìng)爭(zhēng)力。