梁 文 熊維亮 汪宏兵 張王輝 梁 亮 汪水澤

（1.湖南華菱漣源鋼鐵公司技術中心，湖南婁底 417000；2.北京科技大學鋼鐵共性技術協(xié)同創(chuàng)新中心，北京 100083）

700 MPa級高強鋼通常采用低碳高錳+微合金元素的成分設計，結(jié)合控軋控冷工藝，充分發(fā)揮其固溶強化、細晶強化、組織強化以及析出強化效果，實現(xiàn)高強度、高塑性以及易焊接的良好匹配。700 MPa級高強鋼自2000年國產(chǎn)化以來，就獲得了下游用戶的高度認可，被廣泛應用于汽車、集裝箱、工程機械、建筑等行業(yè)［1-5］。

然而在實際生產(chǎn)過程中，700 MPa級高強鋼存在強度波動大等現(xiàn)象［6-9］，降低了其性能合格率及用戶體驗。某鋼廠批量生產(chǎn)的700 MPa級高強鋼，在用戶入廠檢驗過程中發(fā)現(xiàn)強度偏低，導致部分材料降級，影響了用戶的使用。本文對該現(xiàn)象發(fā)生的原因進行了分析，并提出了相應的改進措施。

1 用戶工藝及現(xiàn)狀

用戶工藝為鋼板剪切—噴丸—成形—組裝（焊接）—涂裝。剪切百余米后取樣入廠檢驗，發(fā)現(xiàn)抗拉強度的檢驗值與質(zhì)保書的數(shù)值差別很大，約低了140 MPa。對6 mm×1 500 mm的鋼卷分切后，在不同部位切取橫向拉伸試樣，按照GB／T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》，在Zwick Z600E電子拉伸試驗機上進行力學性能檢測，發(fā)現(xiàn)整卷強度波動大，部分部位的性能不符合交貨標準要求，具體數(shù)據(jù)如表1所示。

表1 700 MPa級高強鋼的力學性能Table 1 Mechanical properties of the 700 MPa grade high strength steel

采用線切割在表1中A、D鋼板上取樣，分別進行化學成分及金相分析。采用Thermo Scientific ARL-4460型直讀光譜儀進行成分分析。采用體積分數(shù)4%的硝酸酒精溶液對研磨后的金相試樣進行腐蝕，并用碳萃取復型方法制備碳膜試樣。采用LEICA DM6000M型金相顯微鏡和帶能譜儀的JEM-2100F型透射電子顯微鏡對鋼中第二相粒子的形貌和成分進行觀察和檢測。

2 性能波動原因分析

2.1 成分分析

試樣A、D的成分檢驗結(jié)果如表2所示。由表2可知，試樣A、D成分一致，且符合內(nèi)控要求，排除了成分不均勻造成的性能波動。

表2 試驗鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 2 Chemical compositions of the tested steel（mass fraction） %

2.2 金相分析

試樣A、D的夾雜及金相檢驗結(jié)果分別如圖1和圖2所示。

圖2 試樣的顯微組織Fig.2 Microstructure of the samples

由圖1可知，試樣A、D中的夾雜以TiN為主，尺寸約為5～10 μm。圖2顯示試樣A、D的組織均為準多邊形鐵素體+碳化物，晶粒尺寸無明顯差別。

試樣A、D中第二相粒子形貌及能譜分析如圖3所示。

圖3 試樣中第二相粒子形貌及能譜分析Fig.3 Morphologies and energy spectrum analysis of second phase particles in the samples

由圖3可知，試樣A、D中析出物的成分差別不大，均為Nb-Ti的復合析出，但尺寸和數(shù)量有顯著的差別。試樣A中析出物尺寸約為10 nm，數(shù)量多且彌散分布；而試樣D中析出物尺寸從幾十納米到數(shù)百納米不等，數(shù)量少。

2.3 熱處理

為了檢驗是否因卷取溫度設定不合理而導致的第二相析出差異，對試樣A、D進行同爐熱處理，試驗溫度為600℃，保溫30 min后爐冷至室溫，然后對試樣進行力學性能檢驗，結(jié)果如表3所示。由表3可知，熱處理前后試樣D的力學性能變化不大，而試樣A的抗拉強度增加了24 MPa。

表3 熱處理前后試樣的力學性能Table 3 Mechanical properties of the samples before and after heat treatment

2.4 生產(chǎn)工藝

試樣A、D的生產(chǎn)工藝參數(shù)如表4所示。由表4可知，整卷的加熱溫度、粗軋溫度、精軋溫度、卷取溫度波動均在10℃以內(nèi)，工藝穩(wěn)定。

表4 生產(chǎn)工藝參數(shù)Table 4 Production process parameters

3 分析與討論

上述結(jié)果表明，試樣A、D的化學成分、顯微組織以及熱軋工藝均無明顯差別，但第二相析出差異顯著，說明析出強化是導致兩者力學性能不一致的主要原因。在Nb、Ti最佳析出溫度區(qū)間進行熱處理［10］后發(fā)現(xiàn)，熱處理前后試樣D的強度變化不大，說明其強度偏低與卷取溫度無關；而試樣A的抗拉強度增加了24 MPa，這是因為帶鋼卷取后外圈冷卻快，第二相析出不充分，在后續(xù)熱處理過程中又逐漸析出，從而導致試樣A的強度提高。此外，試樣D中粗大的第二相粒子也說明鋼中的微合金元素沒有完全固溶，在隨后的控軋控冷過程中無法析出，析出強化效果減弱，導致強度偏低。

為了檢驗加熱溫度對鋼中微合金元素固溶量的影響，將試驗鋼加工成100 mm×25 mm×6 mm的條狀試樣，在實驗室進行固溶處理，即在箱式爐內(nèi)分別加熱至1 150、1 200、1 250和1 300℃，保溫15 min后水淬。去除熱處理后試樣表面氧化層，加工成90 mm×20 mm×4 mm，在成分為1%（質(zhì)量分數(shù)，下同）檸檬酸+7.5%氯化鉀的混合溶液中進行電解，電流密度為20 mA／cm2，電解8 h后將過濾后的殘渣處理成溶液。采用Spectro Blue全譜ICP光譜儀測量溶液中Ti、Nb的濃度，計算試樣中Ti、Nb化合物的含量，即未固溶的Nb、Ti含量。

加熱溫度與未固溶的微合金元素含量之間的關系如圖4所示。1 150℃加熱的試樣中未固溶的Nb、Ti元素質(zhì)量分數(shù)分別為0.012%和0.011%，占原始質(zhì)量分數(shù)的20.0% 和8.5%；1 200℃加熱的試樣中未固溶的Nb、Ti元素質(zhì)量分數(shù)分別為0.038%和0.031%，占原始質(zhì)量分數(shù)的63.3%和23.8%；當加熱溫度升至1 250℃及以上時，試樣中Nb元素已基本固溶，而Ti元素在1 300℃時未固溶的質(zhì)量分數(shù)仍有0.033%。但考慮到Ti的化學性質(zhì)活潑，易與O、S、N元素生成化合物［11］，因此認為在1 300℃加熱時，Ti元素也基本固溶。文獻［12-13］顯示，Nb-Ti的復合添加使Nb析出相的熱穩(wěn)定性提高了約50℃，Ti元素提高了含Nb鋼中（Ti、Nb）（CN）析出相的熱穩(wěn)定性。

圖4 加熱溫度與未固溶的微合金元素含量之間的關系Fig.4 Relationship between heating temperature and amounts of the undissolved microalloying elements

因此，對于Nb-Ti復合高強鋼，要使Nb元素基本固溶，加熱溫度應不低于1 250℃；要使Ti元素基本固溶，加熱溫度應不低于1 300℃。試樣A、D為同一鋼卷的不同部位，試樣A的性能有富余，說明其成分、工藝設計是合理的。

大數(shù)據(jù)統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)，此次不合格的鋼卷中，1號加熱爐有8卷，占總數(shù)的75%；2號加熱爐有4卷，占25%；而3號加熱爐的鋼卷全部符合要求。對3臺加熱爐加熱的成分、規(guī)格及熱軋工藝均相同的鋼卷進行分切，分別從外圈和中部取樣進行力學性能檢測，結(jié)果如表5所示。

表5 不同爐子加熱的試樣的力學性能Table 5 Mechanical properties of the samples heated in different furnaces

由表5可知，1號爐生產(chǎn)的鋼卷抗拉強度波動達132 MPa，2號爐為71 MPa，而3號爐僅13 MPa。該規(guī)律與加熱爐爐況相對應，即1號加熱爐處于檢修末期，2號加熱爐處于檢修中后期，而3號加熱爐剛檢修完投入生產(chǎn)。觀察發(fā)現(xiàn)，1號爐爐膛存在大量積渣，2號爐部分積渣，而3號爐僅少量積渣，如圖5所示。

圖5 加熱爐爐膛照片F(xiàn)ig.5 Macrographs of heating furnace hearth

由于加熱爐燒嘴的布置及火焰特點，爐溫本身存在不均勻性［14-15］。而鑄坯在加熱爐加熱過程中，表面因氧化生成一次氧化鐵皮，氧化鐵皮剝落形成積渣。1號爐處于檢修末期，爐中存在大量積渣，造成爐底升高，加熱火焰不能穿越積渣到達鑄坯中間部位（圖6），熱對流的作用明顯減弱，導致鑄坯長度方向上中間部位的加熱效果差。鑄坯粗軋第一道次的軋制壓力分布曲線也驗證了該現(xiàn)象。1號爐加熱的鑄坯，其軋制壓力曲線呈“中間高，兩頭低”的特征，且中間部位的軋制壓力高達20 000 kN（圖7（a））。而3號爐加熱的鑄坯，其軋制壓力曲線呈“中間低，兩頭高”的特征，中間部位的軋制壓力僅為17 000 kN（圖7（b））。1號爐加熱的鑄坯頭尾區(qū)域軋制力較3號爐加熱的鑄坯低，這是因為鑄坯在1號爐中加熱，火焰無法穿越積渣，在燒嘴區(qū)域形成高溫區(qū)（圖6），從而導致鑄坯上軋制壓力兩頭低中間高。

圖6 加熱爐截面示意圖Fig.6 Schematic diagram of cross-section of heating furnace

圖7 鑄坯粗軋第一道次軋制壓力的分布Fig.7 Distributions of rolling pressure in the first pass of rough rolling slab

鑄坯長度方向加熱不均勻，導致固溶的Nb、Ti等微合金元素量不同，在控軋控冷過程中，其析出相的數(shù)量和尺寸不同，即析出強化效果不同。鑄坯長度方向的中間部位加熱溫度低，其固溶量少，析出量也少，析出強化效果差，這是試樣D較試樣A的抗拉強度低132 MPa的主要原因。

4 改進措施及實施效果

對處于檢修末期的1號爐進行扒渣處理。生產(chǎn)時將2號爐的加熱溫度提高20℃，保溫時間延長15 min。對3臺加熱爐加熱的成分、規(guī)格及熱軋工藝均相同的鋼卷進行分切，其力學性能檢驗結(jié)果如表6所示。

表6 不同爐子加熱的試樣的力學性能Table 6 Mechanical properties of the samples heated in different furnaces

由表6可知，1號和3號爐加熱的鋼卷抗拉強度波動不大于20 MPa，而2號爐加熱的鋼卷抗拉強度波動不大于40 MPa，性能均勻性得到顯著改善。

5 結(jié)論

（1）加熱爐爐膛的積渣影響700 MPa級高強鋼的加熱效果，降低了微合金元素的固溶和析出強化效果，使整卷性能波動達132 MPa。

（2）對于Nb-Ti復合強化的700 MPa級高強鋼，加熱溫度不低于1 250℃時，Nb元素基本固溶，加熱溫度不低于1 300℃時，Ti元素基本固溶。

（3）通過定期清理加熱爐，可顯著減小700 MPa級高強鋼的性能波動。