中薄板坯连铸连轧铌钛微合金化钢试验研究

张 华，王 鑫，景 鹤，王洪海，崔丕林，马 良，董 洋，汪 涵，杨承宇

（鞍钢股份热轧带钢厂，辽宁 鞍山 114000）

随着近年来中薄板坯连铸连轧技术的不断推广，我国已经成为全球中薄板坯产能最大的国家[1]。中薄板坯连铸连轧工艺有以下特点，铸坯的入炉温度为750℃～900℃，在这一温度区间内，钢中碳、氮化物已开始析出，铸坯的边角部由于冷速快、温度低，易发生相变，再加热后铸坯会形成一次奥氏体和二次奥氏体的混合组织[2]；另外，中薄板坯连铸连轧分粗轧、精轧两个轧程，其再结晶规律和强韧化机制也有自身的规律和特点[3-6]；为了解中薄板坯连铸连轧工艺条件对含Nb、Ti微合金化产品组织性能的影响，本文在工业生产线上进行了Nb、Ti微合金钢的工业性试制，对工艺参数和检验结果进行了系统的分析和讨论。

1 试验

1.1 成分设计

试验钢化学成分见表1，其特点是低碳、低硫、高锰和添加Nb、Ti等微合金元素。成分设计过程中主要考虑了中薄板坯连铸连轧包晶区对碳含量的限制，较低的碳含量可以同时提高钢板的韧性和塑性，并有利于改善焊接性能；当碳含量相对低时，加入一定量的锰可以弥补钢板强度的损失，而且锰元素具有降低相变点的作用，有利于细化铁素体晶粒；由于Nb和Ti均是强的碳、氮化物生成元素，既有析出强化作用，又有晶粒细化作用，因此成分设计过程中加入了一定数量的Nb元素和微量Ti，以便形成微细弥散的TiN颗粒，提高钢板强韧性，并改善焊接热影响区性能和疲劳性能；钢中硫、磷元素直接影响钢板的塑性和韧性，因此，成分设计过程中对S、P含量也作了限制。

表1 试验钢的化学成分，Wt%

1.2 工艺路线

铁水预处理→转炉→LF精炼→连铸→步进式加热炉→粗轧→热卷箱→精轧→层流冷却→卷取。

1.3 铸坯参数和温度制度

铸坯厚度为135 mm；铸坯拉速1.8 m/min～2.0 m/min；铸坯入炉温度750℃～850℃；铸坯在炉时间60 min～80 min。Nb、Ti微合金钢在生产过程中各工艺环节温度的综合控制对其组织和性能影响很大，主要体现在加热温度、粗轧开轧温度（RET）、粗轧终轧温度（RDT）、精轧入口温度（FET）、精轧终轧温度（FDT）和卷取温度（CT）的控制上。与薄板坯连铸连轧不同的是，中薄板坯连铸连轧配备了步进式加热炉，其加热温度可以达到1200℃以上，这一温度下经过一定时间的保温，可以使钢中Nb几乎全部固溶，这样铸坯边角部的先析出第二相可以重新溶解，考虑奥氏体晶粒粗化倾向和轧机电机能力的限制，本次将试验钢种出炉温度定为1150℃～1190℃。一般，对于含Nb钢来说，仅依靠控制轧制只能获得15μm左右的奥氏体晶粒，要想使晶粒进一步细化，必须采用控制冷却工艺，通过提高冷却速度，使转变温度Ar3降低并获得较大的过冷度，从而使晶界和变形带的形核潜力进一步得到加强，最大程度地细化晶粒，提高钢板的强韧性能。各工艺环节实测温度值见表2。

表2 实测温度参数

1.4 变形制度

控制轧制过程中道次变形量和总变形量对钢的性能都有直接影响。一般含Nb钢要求再结晶区的总变形量要达到70%左右，道次变形量应大于15%～20%，以保证发生完全再结晶，使奥氏体晶粒均匀，尺寸达到40 μm左右；轧件进入未再结晶区之后，要尽量增大有效晶界面积和奥氏体晶粒中滑移带及位错密度，为奥氏体相变形核创造有利条件，从而进一步细化晶粒；一般未再结晶区的总变形量要求达到40%～50%或更大。从表3看出，试制过程中粗轧阶段的总变形量达到了75%左右，道次变形量在25%～34%之间；未再结晶区轧制的总变形量大约为55%左右。

表3 各道次实际变形率

1.5 冷却制度

钢板轧后控制冷却可以在不降低韧性的前提下进一步提高钢的强度。控制冷却的工艺参数包括开冷温度、冷却速度、终冷温度，这些参数对变形后、相变前的组织有影响，对相变机制、析出行为和相变产物影响更大，因此，控制冷却工艺参数对获得理想的钢板组织和性能是极其重要的。试验钢的开冷温度设定在Ar3以上，实际控制在830℃左右，终冷温度在620℃左右，见表2。

2 结果与分析

2.1 金相组织分析

试验钢的铸坯及成品板取样后分别对横向试面进行磨制、抛光，用4%的硝酸酒精腐蚀，之后在光学显微镜下进行金相组织观察。铸坯从上表面、1/4处到铸坯中心，其显微组织均为铁素体+珠光体，见图1；成品金相组织为铁素体+珠光体，晶粒大小内外基本一致，晶粒度为12级，见图2。

图1 铸坯1/4处显微组织 50X

图2 成品1/4处金相组织 100X

中薄板坯连铸连轧轧前原始铸坯由于缺少完全的γ-α和α-γ两次相变过程，树枝晶较为粗大，粗轧阶段总压缩比较小，但经过加热炉的高温再加热及粗轧3+1道次变形量保持在25%以上，能够满足含Nb钢再结晶临界变形量的要求，使轧件在粗轧阶段完成了原始奥氏体由树枝晶向等轴晶的转化及等轴组织均匀细化过程；另外，由于进精轧机组轧件温度基本上处于非再结晶区，γ晶粒被拉长，形成变形带，在随后的冷却相变过程中，使铁素体晶粒进一步细化。由金相检验结果看出：三种试验钢的中间坯奥氏体再结晶较完全，组织均匀；成品钢带晶粒尺寸均匀细小，无混晶、无带状、无偏析，这进一步证明了试验过程中设定的温度制度、变形制度合理，实际控制准确。

2.2 夹杂物分析

三种试验钢的铸坯、中间坯和成品板中夹杂物主要为球状、氧化物夹杂，另有少量的硫氧复合夹杂，夹杂物尺寸细小且分散分布，见表4。结果可知，试制过程中喂线量准确，夹杂物球化效果明显。钢中添加了微量Ti元素，Ti在钢中除了和碳、氮结合形成Ti(C、N)化物细化铁素体晶粒，达到提高强韧性的目的之外，与钢中的氧、硫也有极强的亲和力，这样可以改变硫化物的形态，进一步提高钢板韧性，并改善焊接热影响区性能和疲劳强度。有研究表明，钢中Ti/S在2～4之间可以保证钢中硫化物基本球化。试制过程中钢中的实际Ti含量在0.012%～0.02%之间，S含量在0.003%～0.005%之间，Ti/S在2.8～4.0之间[7]。此外，在试验钢中未发现长条状MnS夹杂物存在，且成品板系列冷弯试验一次检验合格。

表4 夹杂物检验结果

2.3 析出物分析

用透射电镜和能谱分析仪对试验钢铸坯、中间坯及成品卷板析出相进行了检验分析。结果表明，铸坯上也分布着大量第二相质点，尺寸在50 nm左右，主要为Ti、Nb复合的C、N化物，见图3；中间坯和成品板上存在更多更细小，分布也更均匀的析出相，其中一些为方形和矩形的大尺寸第二相，能谱分析和衍射分析证实为以Ti为主的TiNb (C,N)，这种大尺寸析出相一般是控轧过程的产物，见图4；另外一些尺寸较小的球形或方形第二相，能谱分析和衍射证实主要是以Nb为主的细小NbTi(C,N)，这些小颗粒析出大多是控冷过程的产物，见图5。

图3 铸坯第二相质点能谱分析图10000×

图4 成品第二相质点能谱分析图10000×

图5 成品第二相球形质点能谱分析图10000×

此外，铸坯中还有少量十字形颗粒析出（图6和图7），这些十字形析出相呈明显的偏聚特征，尺寸稍大，但对应的中间坯和成品板中没有发现完整的十字形颗粒存在，这一方面说明了铸坯经再加热之后这种粗大的十字形颗粒大部分可以溶解，另一方面是由于轧制的高温大压下，对十字形颗粒的破碎起一定作用，因此最终产品的组织性能没有受到不利影响[8]。

图6 铸坯二相粒子十字形析出颗粒 10000×

图7 铸坯二相粒子十字形析出颗粒偏聚 10000×

2.4 力学性能检验

由表5看出，试验钢的各向屈服强度最大差值为15 Mpa，抗张强度最大差值为15 Mpa，伸长率最大差值为6%，钢板的各向异性不大。由图8可知，试验钢的夏比V型缺口韧性优良，钢加入Ti元素后低温冲击韧性有了明显提高，大幅超过了热轧带钢最严苛标准要求。

表5 试验钢的力学性能，Wt%

图8 钢种系列冲击功J对比图（5×10×55 mm）

3 结论

（1）中薄板坯连铸连轧铸坯入炉温度在AC1～AC3之间，再加热后铸坯形成一次奥氏体和二次奥氏体的混合组织，对成品性能无明显的不利影响。

（2）试验钢中添加微量Ti改变了析出物形态，加Ti后钢板的夏比V型冲击韧性显著改善。

（3）通过合理的成分设计和工艺参数优化，中薄板坯连铸连轧生产线试制的Nb、Ti微合金化钢组织均匀，各向异性较小，具有较好的强度、塑性配合和较高的低温韧性水平，各项性能指标满足比较严苛的热轧带钢产品标准要求。