中薄板坯連鑄連軋鈮鈦微合金化鋼試驗研究

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）

隨著近年來中薄板坯連鑄連軋技術的不斷推廣，我國已經成為全球中薄板坯產能最大的國家[1]。中薄板坯連鑄連軋工藝有以下特點，鑄坯的入爐溫度為750℃～900℃，在這一溫度區間內，鋼中碳、氮化物已開始析出，鑄坯的邊角部由于冷速快、溫度低，易發生相變，再加熱后鑄坯會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、精軋兩個軋程，其再結晶規律和強韌化機制也有自身的規律和特點[3-6]；為了解中薄板坯連鑄連軋工藝條件對含Nb、Ti微合金化產品組織性能的影響，本文在工業生產線上進行了Nb、Ti微合金鋼的工業性試制，對工藝參數和檢驗結果進行了系統的分析和討論。

1 試驗

1.1 成分設計

試驗鋼化學成分見表1，其特點是低碳、低硫、高錳和添加Nb、Ti等微合金元素。成分設計過程中主要考慮了中薄板坯連鑄連軋包晶區對碳含量的限制，較低的碳含量可以同時提高鋼板的韌性和塑性，并有利于改善焊接性能；當碳含量相對低時，加入一定量的錳可以彌補鋼板強度的損失，而且錳元素具有降低相變點的作用，有利于細化鐵素體晶粒；由于Nb和Ti均是強的碳、氮化物生成元素，既有析出強化作用，又有晶粒細化作用，因此成分設計過程中加入了一定數量的Nb元素和微量Ti，以便形成微細彌散的TiN顆粒，提高鋼板強韌性，并改善焊接熱影響區性能和疲勞性能；鋼中硫、磷元素直接影響鋼板的塑性和韌性，因此，成分設計過程中對S、P含量也作了限制。

表1 試驗鋼的化學成分，Wt%

1.2 工藝路線

鐵水預處理→轉爐→LF精煉→連鑄→步進式加熱爐→粗軋→熱卷箱→精軋→層流冷卻→卷取。

1.3 鑄坯參數和溫度制度

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℃；鑄坯在爐時間60 min～80 min。Nb、Ti微合金鋼在生產過程中各工藝環節溫度的綜合控制對其組織和性能影響很大，主要體現在加熱溫度、粗軋開軋溫度（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式加熱爐，其加熱溫度可以達到1200℃以上，這一溫度下經過一定時間的保溫，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電機能力的限制，本次將試驗鋼種出爐溫度定為1150℃～1190℃。一般，對于含Nb鋼來說，僅依靠控制軋制只能獲得15μm左右的奧氏體晶粒，要想使晶粒進一步細化，必須采用控制冷卻工藝，通過提高冷卻速度，使轉變溫度Ar3降低并獲得較大的過冷度，從而使晶界和變形帶的形核潛力進一步得到加強，最大程度地細化晶粒，提高鋼板的強韌性能。各工藝環節實測溫度值見表2。

表2 實測溫度參數

1.4 變形制度

控制軋制過程中道次變形量和總變形量對鋼的性能都有直接影響。一般含Nb鋼要求再結晶區的總變形量要達到70%左右，道次變形量應大于15%～20%，以保證發生完全再結晶，使奧氏體晶粒均勻，尺寸達到40 μm左右；軋件進入未再結晶區之后，要盡量增大有效晶界面積和奧氏體晶粒中滑移帶及位錯密度，為奧氏體相變形核創造有利條件，從而進一步細化晶粒；一般未再結晶區的總變形量要求達到40%～50%或更大。從表3看出，試制過程中粗軋階段的總變形量達到了75%左右，道次變形量在25%～34%之間；未再結晶區軋制的總變形量大約為55%左右。

表3 各道次實際變形率

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一步提高鋼的強度。控制冷卻的工藝參數包括開冷溫度、冷卻速度、終冷溫度，這些參數對變形后、相變前的組織有影響，對相變機制、析出行為和相變產物影響更大，因此，控制冷卻工藝參數對獲得理想的鋼板組織和性能是極其重要的。試驗鋼的開冷溫度設定在Ar3以上，實際控制在830℃左右，終冷溫度在620℃左右，見表2。

2 結果與分析

2.1 金相組織分析

試驗鋼的鑄坯及成品板取樣后分別對橫向試面進行磨制、拋光，用4%的硝酸酒精腐蝕，之后在光學顯微鏡下進行金相組織觀察。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，見圖1；成品金相組織為鐵素體+珠光體，晶粒大小內外基本一致，晶粒度為12級，見圖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兩次相變過程，樹枝晶較為粗大，粗軋階段總壓縮比較小，但經過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，能夠滿足含Nb鋼再結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枝晶向等軸晶的轉化及等軸組織均勻細化過程；另外，由于進精軋機組軋件溫度基本上處于非再結晶區，γ晶粒被拉長，形成變形帶，在隨后的冷卻相變過程中，使鐵素體晶粒進一步細化。由金相檢驗結果看出：三種試驗鋼的中間坯奧氏體再結晶較完全，組織均勻；成品鋼帶晶粒尺寸均勻細小，無混晶、無帶狀、無偏析，這進一步證明了試驗過程中設定的溫度制度、變形制度合理，實際控制準確。

2.2 夾雜物分析

三種試驗鋼的鑄坯、中間坯和成品板中夾雜物主要為球狀、氧化物夾雜，另有少量的硫氧復合夾雜，夾雜物尺寸細小且分散分布，見表4。結果可知，試制過程中喂線量準確，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、氮結合形成Ti(C、N)化物細化鐵素體晶粒，達到提高強韌性的目的之外，與鋼中的氧、硫也有極強的親和力，這樣可以改變硫化物的形態，進一步提高鋼板韌性，并改善焊接熱影響區性能和疲勞強度。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。試制過程中鋼中的實際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，在試驗鋼中未發現長條狀MnS夾雜物存在，且成品板系列冷彎試驗一次檢驗合格。

表4 夾雜物檢驗結果

2.3 析出物分析

用透射電鏡和能譜分析儀對試驗鋼鑄坯、中間坯及成品卷板析出相進行了檢驗分析。結果表明，鑄坯上也分布著大量第二相質點，尺寸在50 nm左右，主要為Ti、Nb復合的C、N化物，見圖3；中間坯和成品板上存在更多更細小，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為以Ti為主的TiNb (C,N)，這種大尺寸析出相一般是控軋過程的產物，見圖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主要是以Nb為主的細小NbTi(C,N)，這些小顆粒析出大多是控冷過程的產物，見圖5。

圖3 鑄坯第二相質點能譜分析圖10000×

圖4 成品第二相質點能譜分析圖10000×

圖5 成品第二相球形質點能譜分析圖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，但對應的中間坯和成品板中沒有發現完整的十字形顆粒存在，這一方面說明了鑄坯經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，對十字形顆粒的破碎起一定作用，因此最終產品的組織性能沒有受到不利影響[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 力學性能檢驗

由表5看出，試驗鋼的各向屈服強度最大差值為15 Mpa，抗張強度最大差值為15 Mpa，伸長率最大差值為6%，鋼板的各向異性不大。由圖8可知，試驗鋼的夏比V型缺口韌性優良，鋼加入Ti元素后低溫沖擊韌性有了明顯提高，大幅超過了熱軋帶鋼最嚴苛標準要求。

表5 試驗鋼的力學性能，Wt%

圖8 鋼種系列沖擊功J對比圖（5×10×55 mm）

3 結論

（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，對成品性能無明顯的不利影響。

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

（3）通過合理的成分設計和工藝參數優化，中薄板坯連鑄連軋生產線試制的Nb、Ti微合金化鋼組織均勻，各向異性較小，具有較好的強度、塑性配合和較高的低溫韌性水平，各項性能指標滿足比較嚴苛的熱軋帶鋼產品標準要求。