低成本钛微合金化Q355～Q420 系列热轧钢带的开发

张玉文，闫 萍

（唐山不锈钢有限责任公司，河北063105）

0 引言

Q355～Q420 钢是目前应用最普遍的低合金高强钢牌号，在热轧带钢机组的产品大纲中占有较大的比重。随着钢铁产品竞争日趋激烈，成本控制能力成为企业竞争力的最为关键的因素，关乎企业生死存亡。在GB/T1591-2018 标准表1 热轧钢的牌号及化学成分中，没有对Q355～Q420 钢规定化学成分的下限，这为在满足性能的前提下，优化成本提供了充足的空间。钢的强化元素中除C 外，利用Ti 微合金化强化性能的应用比较高，但钛强化性能影响的因素较多，性能稳定控制难度较大，需要结合生产工艺及装备能力深入研究。

1 材料与工艺

1.1 材料化学成分设计

1.1.1 C 元素

C 是间隙固溶强化元素，可影响珠光体比例。GB/T1591-2018 规定Q355～Q460 牌号C≤0.20%，而C 在0.08～0.16%范围存在包晶反应，容易引起铸坯质量缺陷。GB/T1591-2008 版Q355 的D 和E 级钢要求C≤0.18%，考虑新老标准的过渡，C 宜控制在0.17%左右。

1.1.2 Si 元素

Si 是置换固溶强化元素，也用于脱氧，较Al 脱氧成本更低，为了保证脱氧充分，Si 控制≥0.15%。当Si超过0.21%以后，可促进热浸镀锌层增厚，不利于镀锌用户降低锌耗，因此Si 宜控制在0.17%左右。

1.1.3 Mn 元素

考虑Si 脱氧钢水的流动性，Mn/Si 比控制在2.5～3，有利于夹杂物上浮。考虑成本因素Mn 宜控制在0.45%左右。

1.1.4 S 元素

S 是钢中的有害元素，在钛微合金钢中S 含量超过0.003%与Ti 结合形成Ti4C2S2，Ti4C2S2在奥氏体温度下析出，能够和TiN 一起阻止奥氏体晶粒长大，起到细晶强化的作用。依据Ti4C2S2在奥氏体中的溶度积计算公式，S 含量越高，Ti4C2S2的析出温度越高，析出尺寸越大，强化效果越差，经LF 处理可以将S 控制在0.001～0.012%。考虑脱S 控制的生产成本，Ti4C2S2的理想Ti/S 质量百分数比为3，应控制Ti/S 质量百分数比不超过3。

Ti4C2S2在奥氏体中的溶度积计算公式[1]：

式中：[Ti]、[C]、[S]为Ti 和C 及S 的质量百分数，T 为固溶平衡温度，单位为K。

1.1.5 P 元素

P 也是钢中的有害元素，增加钢的冷脆性，降低钢的冲击性能，GB/T1591-2018 表1 规定B 级钢P≤0.035%，C 级钢P≤0.030%，D 级钢P≤0.025%。此外P 也促进热浸镀锌层增厚。

1.1.6 Ti 元素

采用Ti 元素强化性价比较高，能够有效降低成本。在《GB/T 1591-2018 低合金高强结构钢》中表1 热轧钢的牌号及化学成分中，Q355～Q420 牌号Ti 的推荐上限成分为0.05%，最高可以到0.2%。Ti首先与N、S 化合形成TiN 和Ti4C2S2，剩余的有效Ti形成TiC。TiN 和Ti4C2S2可抑制奥氏体晶粒长大，细晶粒强化导致屈服强度升高20～30 MPa，但其高温析出尺寸较大（约几十纳米～上百纳米），粒子沉淀强化增量贡献较小。如果N 和S 控制较低时，更多弥散析出的细小TiC 粒子析出强化贡献较大[2]。因此Q355～Q460 钢可以根据Ti 对其强度贡献增量的关系来设计Ti 的含量。钢板屈服强度与Ti 含量的关系见图1。

图1 钢板屈服强度与Ti 含量的关系

1.1.7 N 元素

在含Ti 钢中，N 与Ti 在高温下化合为TiN，在奥氏体中析出，能够阻止奥氏体晶粒的长大。但N含量越高，TiN 的析出温度越高，析出尺寸越大，粒子沉淀强化效果越差；N 含量过高，会导致TiC 的析出量减少，降低了TiC 的强化效果。通过控制冶炼过程增N，将N 控制在0.0045%以下。

TiN 在奥氏体中的溶度积计算公式[3]：

式中：[Ti]、[N] 为Ti 和N 的质量百分数，T 为固溶平衡温度，单位为K。

1.2 生产工艺流程

唐钢不锈钢公司低合金高强钢的生产工艺流程为：高炉铁水→（复合喷吹铁水脱硫）→顶底复吹转炉吹炼→LF 精炼→板坯连铸→1580 热轧→钢卷。出于成本考虑，对铁水复合喷吹铁水脱硫仅用于成品S≤0.004%的钢种。

1.3 热轧工艺

Ti 微合金化钢的厚度对带钢的强度影响较大，为了充分发挥Ti 的强化效果，不同厚度的带钢热轧工艺如表1 所示。

表1 Ti 微合金化带钢热轧工艺

1.3.1 加热温度

为了发挥TiC 的强化效果，TiC 应固溶到奥体中，加热应在TiC 的奥氏体固溶平衡温度之上。TiC在奥氏体中的溶度积计算公式[4]：

式中：[Ti][C]为Ti 和C 的质量百分数，T 为固溶平衡温度，单位为K。

1.3.2 终轧温度

终轧温度对Ti 微合金钢性能的影响比较复杂。当终轧温度较低时，有利于铁素体晶粒尺寸的细化，提高细晶强化作用，但与此同时，较低的终轧温度（低于850 ℃）将诱发Ti4C2S 的形变诱导析出（见图2）。虽然这种析出物可以抑制奥氏体晶粒长大，起到一定的细晶强化和析出强化作用，但是和铁素体区析出的纳米级颗粒相比，其尺寸相对较为粗大，降低了沉淀强化作用。因此较高的终轧温度，可以减少Ti4C2S 在奥氏体中形变诱导析出，促进TiC在铁素体中弥散析出，提高沉淀强化效果，但不利于细化铁素体晶粒尺寸，在一定程度上降低了细晶强化效果。因此为了平衡厚度对强度的影响，厚规格采用较高的终轧温度可以调高强度。

1.3.3 卷取温度

Q355～Q420 钢中C 含量较高，过剩的C 可促使TiC 析出，提高沉淀强化效果。TiC 在600 ℃以上析出的晶粒尺寸长大较快，降低了沉淀强化效果，同时降低了钢的冲击韧性。但卷取温度过低，TiC 尺寸长大不充分，也同样降低沉淀强化效果，因此卷取温度应控制在540～600 ℃之间。

1.3.4 冷却路径

层流冷却前段快速水冷到750 ℃以下可以细化晶粒，减少Ti4C2S2的析出和尺寸长大；在铁素转变C 曲线的鼻尖处，降低冷却速度增加一段空冷段，可增加铁素转变，铁素体相变可以促进5～10 nm 的Ti（C，N）析出，提高Ti（C，N）析出强化效果；之后采用快速水冷可以抑制Ti（C，N）析出尺寸长大，同时减少珠光体层片间距，提高强度。因钢冷却到720 ℃膨胀系数突增（如图3 所示），此时降低冷却速度可降低内应力，因此采用分段冷却可改善板型质量。

图2 钢中Ti4C2S2 随温度的质量分数变化

图3 钛微合金钢不同温度的平均膨胀系数

2 材料性能情况

2.1 Q355 和Q420 拉伸性能控制情况

Q355 和Q420 拉伸性能控制情况如图4、图5所示。从4、图5 中可以看出，钛微合金强化Q355 和Q420 钢强度控制适中，伸长率良好。

图4 Q355 系列强度和断后伸长率控制情况

图5 Q420 系列强度和断后伸长率控制情况

2.2 Q355 和Q420 性能横向均匀性情况

取钢带宽度1/4、1/2、3/4 做横向（T）和纵向（L）拉伸试样，其拉伸性能如图6、图7 所示。从图6、图7 中可以看出，产品性能均匀，横向和纵向强度偏差小于20 MPa。

2.3 冲击性能

检测冲击功KV2 性能符合标准要求，脆性转折温度在-20 ℃以下（如图8 所示），完全满足《GB/T 1591-2018 低合金高强结构钢》中B～F 各级别冲击功要求。

2.4 金相组织

钛微合金化高强钢组织均匀，无带状偏析（如图9、图10 所示），解决了C-Mn 钢因带状偏析容易造成的焊接压扁试验开裂的问题。

2.5 夹杂物分析

试验炉次0F03046、0E00024 的化学成分和中包温度如表2 所示。通过对实验炉次的不同尺寸夹杂物统计（如图11、图12 所示），可以看出钛微金化高强钢夹杂物尺寸均控制在20 μm 以下，以2～10 μm 为主；化学成分基本相同的情况下，中包温度高TiAlCa、TiN 等夹杂物明显增多，S 含量增高，硫化物夹杂增多。因此Ti 微合金化钢降低中包温度可明显减少夹杂物数量。

图6 Q355 性能均匀性检测情况

图7 Q420 性能均匀性检测情况

图8 钛微合金高强钢5.75 mm 厚度不同温度的冲击韧性（换算值）

图9 Q355B 晶粒度11.5 级200X

图10 Q420B 晶粒度11.5 级200X

表2 试验炉次的成分和中包温度

图11 0F03046 炉不同尺寸夹杂物统计

图12 0E00024 炉不同尺寸夹杂物统计

3 以Ti 代Mn 成本降低情况

以3 mm Q355 带钢为例，以Ti 合金为主和以Mn 合金为主作为强化合金的钢平均成分和性能对比如表3 所示，合金强化成本对比如表4 所示。

表3 3 mmQ355 带钢主要合金平均成分和性能对比

表4 合金强化成本对比

由表3、表4 可以看出，在性能相近的情况下，以Ti 代Mn 作为强化合金，不论是采用FeTi30-A 合金，还是采用FeTi70-A 合金替代Mn 合金强化，钛合金强化成本平均是Mn 合金强化成本1/4 左右。

4 结论

钛微合金化Q355～420 高强钢带，以Ti 替代Mn 作为强化合金，通过化学成分、加热工艺、轧制工艺和冷却工艺的优化设计，提高Ti 的强化效果，产品组织性能均匀，强度和塑韧性指标满足了《GB/T 1591-2018 低合金高强结构钢》的要求，在达到同样性能的条件下，以Ti 代Mn，可使合金强化成本降低至原来的1/4 左右，有效的提高了产品的竞争力。