加热炉炉况对700 MPa级高强钢性能的影响

2022-03-25熊维亮汪宏兵张王辉汪水泽

上海金属 2022年2期

梁文熊维亮汪宏兵张王辉梁亮汪水泽

（1.湖南华菱涟源钢铁公司技术中心，湖南娄底 417000；2.北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京 100083）

700 MPa级高强钢通常采用低碳高锰+微合金元素的成分设计，结合控轧控冷工艺，充分发挥其固溶强化、细晶强化、组织强化以及析出强化效果，实现高强度、高塑性以及易焊接的良好匹配。700 MPa级高强钢自2000年国产化以来，就获得了下游用户的高度认可，被广泛应用于汽车、集装箱、工程机械、建筑等行业［1-5］。

然而在实际生产过程中，700 MPa级高强钢存在强度波动大等现象［6-9］，降低了其性能合格率及用户体验。某钢厂批量生产的700 MPa级高强钢，在用户入厂检验过程中发现强度偏低，导致部分材料降级，影响了用户的使用。本文对该现象发生的原因进行了分析，并提出了相应的改进措施。

1 用户工艺及现状

用户工艺为钢板剪切—喷丸—成形—组装（焊接）—涂装。剪切百余米后取样入厂检验，发现抗拉强度的检验值与质保书的数值差别很大，约低了140 MPa。对6 mm×1 500 mm的钢卷分切后，在不同部位切取横向拉伸试样，按照GB／T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》，在Zwick Z600E电子拉伸试验机上进行力学性能检测，发现整卷强度波动大，部分部位的性能不符合交货标准要求，具体数据如表1所示。

表1 700 MPa级高强钢的力学性能Table 1 Mechanical properties of the 700 MPa grade high strength steel

采用线切割在表1中A、D钢板上取样，分别进行化学成分及金相分析。采用Thermo Scientific ARL-4460型直读光谱仪进行成分分析。采用体积分数4%的硝酸酒精溶液对研磨后的金相试样进行腐蚀，并用碳萃取复型方法制备碳膜试样。采用LEICA DM6000M型金相显微镜和带能谱仪的JEM-2100F型透射电子显微镜对钢中第二相粒子的形貌和成分进行观察和检测。

2 性能波动原因分析

2.1 成分分析

试样A、D的成分检验结果如表2所示。由表2可知，试样A、D成分一致，且符合内控要求，排除了成分不均匀造成的性能波动。

表2 试验钢的化学成分（质量分数）Table 2 Chemical compositions of the tested steel（mass fraction） %

2.2 金相分析

试样A、D的夹杂及金相检验结果分别如图1和图2所示。

图2 试样的显微组织Fig.2 Microstructure of the samples

由图1可知，试样A、D中的夹杂以TiN为主，尺寸约为5～10 μm。图2显示试样A、D的组织均为准多边形铁素体+碳化物，晶粒尺寸无明显差别。

试样A、D中第二相粒子形貌及能谱分析如图3所示。

图3 试样中第二相粒子形貌及能谱分析Fig.3 Morphologies and energy spectrum analysis of second phase particles in the samples

由图3可知，试样A、D中析出物的成分差别不大，均为Nb-Ti的复合析出，但尺寸和数量有显著的差别。试样A中析出物尺寸约为10 nm，数量多且弥散分布；而试样D中析出物尺寸从几十纳米到数百纳米不等，数量少。

2.3 热处理

为了检验是否因卷取温度设定不合理而导致的第二相析出差异，对试样A、D进行同炉热处理，试验温度为600℃，保温30 min后炉冷至室温，然后对试样进行力学性能检验，结果如表3所示。由表3可知，热处理前后试样D的力学性能变化不大，而试样A的抗拉强度增加了24 MPa。

表3 热处理前后试样的力学性能Table 3 Mechanical properties of the samples before and after heat treatment

2.4 生产工艺

试样A、D的生产工艺参数如表4所示。由表4可知，整卷的加热温度、粗轧温度、精轧温度、卷取温度波动均在10℃以内，工艺稳定。

表4 生产工艺参数Table 4 Production process parameters

3 分析与讨论

上述结果表明，试样A、D的化学成分、显微组织以及热轧工艺均无明显差别，但第二相析出差异显著，说明析出强化是导致两者力学性能不一致的主要原因。在Nb、Ti最佳析出温度区间进行热处理［10］后发现，热处理前后试样D的强度变化不大，说明其强度偏低与卷取温度无关；而试样A的抗拉强度增加了24 MPa，这是因为带钢卷取后外圈冷却快，第二相析出不充分，在后续热处理过程中又逐渐析出，从而导致试样A的强度提高。此外，试样D中粗大的第二相粒子也说明钢中的微合金元素没有完全固溶，在随后的控轧控冷过程中无法析出，析出强化效果减弱，导致强度偏低。

为了检验加热温度对钢中微合金元素固溶量的影响，将试验钢加工成100 mm×25 mm×6 mm的条状试样，在实验室进行固溶处理，即在箱式炉内分别加热至1 150、1 200、1 250和1 300℃，保温15 min后水淬。去除热处理后试样表面氧化层，加工成90 mm×20 mm×4 mm，在成分为1%（质量分数，下同）柠檬酸+7.5%氯化钾的混合溶液中进行电解，电流密度为20 mA／cm2，电解8 h后将过滤后的残渣处理成溶液。采用Spectro Blue全谱ICP光谱仪测量溶液中Ti、Nb的浓度，计算试样中Ti、Nb化合物的含量，即未固溶的Nb、Ti含量。

加热温度与未固溶的微合金元素含量之间的关系如图4所示。1 150℃加热的试样中未固溶的Nb、Ti元素质量分数分别为0.012%和0.011%，占原始质量分数的20.0% 和8.5%；1 200℃加热的试样中未固溶的Nb、Ti元素质量分数分别为0.038%和0.031%，占原始质量分数的63.3%和23.8%；当加热温度升至1 250℃及以上时，试样中Nb元素已基本固溶，而Ti元素在1 300℃时未固溶的质量分数仍有0.033%。但考虑到Ti的化学性质活泼，易与O、S、N元素生成化合物［11］，因此认为在1 300℃加热时，Ti元素也基本固溶。文献［12-13］显示，Nb-Ti的复合添加使Nb析出相的热稳定性提高了约50℃，Ti元素提高了含Nb钢中（Ti、Nb）（CN）析出相的热稳定性。

图4 加热温度与未固溶的微合金元素含量之间的关系Fig.4 Relationship between heating temperature and amounts of the undissolved microalloying elements

因此，对于Nb-Ti复合高强钢，要使Nb元素基本固溶，加热温度应不低于1 250℃；要使Ti元素基本固溶，加热温度应不低于1 300℃。试样A、D为同一钢卷的不同部位，试样A的性能有富余，说明其成分、工艺设计是合理的。

大数据统计发现，此次不合格的钢卷中，1号加热炉有8卷，占总数的75%；2号加热炉有4卷，占25%；而3号加热炉的钢卷全部符合要求。对3台加热炉加热的成分、规格及热轧工艺均相同的钢卷进行分切，分别从外圈和中部取样进行力学性能检测，结果如表5所示。

表5 不同炉子加热的试样的力学性能Table 5 Mechanical properties of the samples heated in different furnaces

由表5可知，1号炉生产的钢卷抗拉强度波动达132 MPa，2号炉为71 MPa，而3号炉仅13 MPa。该规律与加热炉炉况相对应，即1号加热炉处于检修末期，2号加热炉处于检修中后期，而3号加热炉刚检修完投入生产。观察发现，1号炉炉膛存在大量积渣，2号炉部分积渣，而3号炉仅少量积渣，如图5所示。

图5 加热炉炉膛照片Fig.5 Macrographs of heating furnace hearth

由于加热炉烧嘴的布置及火焰特点，炉温本身存在不均匀性［14-15］。而铸坯在加热炉加热过程中，表面因氧化生成一次氧化铁皮，氧化铁皮剥落形成积渣。1号炉处于检修末期，炉中存在大量积渣，造成炉底升高，加热火焰不能穿越积渣到达铸坯中间部位（图6），热对流的作用明显减弱，导致铸坯长度方向上中间部位的加热效果差。铸坯粗轧第一道次的轧制压力分布曲线也验证了该现象。1号炉加热的铸坯，其轧制压力曲线呈“中间高，两头低”的特征，且中间部位的轧制压力高达20 000 kN（图7（a））。而3号炉加热的铸坯，其轧制压力曲线呈“中间低，两头高”的特征，中间部位的轧制压力仅为17 000 kN（图7（b））。1号炉加热的铸坯头尾区域轧制力较3号炉加热的铸坯低，这是因为铸坯在1号炉中加热，火焰无法穿越积渣，在烧嘴区域形成高温区（图6），从而导致铸坯上轧制压力两头低中间高。