590L热轧带钢的生产技术开发

冯绍强，黄 斌，罗友元，李 良，窦志勇

(四川省川威钒钛冶金科技开发有限公司，四川成都 610095)

1 引言

与普通低合金钢相比，低碳贝氏体钢种由于碳含量下降，在保证高强度的条件下，仍能保持很高的韧性，并在恶劣环境下能满足焊接性能。其应用范围广泛，可用于汽车、石油管线、大型结构件等方面。低碳贝氏体钢的研发符合中长期钢材品种的发展方向和目标，对于提高钢材产品的市场竞争力，形成以自主知识产权为主导的板材品种研发平台具有积极的推动作用。

2 低碳贝氏体钢590L的开发

2．1 微合金元素在钢中的作用

微合金化元素Ti、Nb在钢中的作用主要表现为细晶强化和沉淀强化。抑制奥氏体形变再结晶，其中TiN、Nb(CN)，它们对高温下的晶粒生长起阻碍作用。

2．2 合金设计

在充分分析V、Nb、Ti三种元素的微合金化特性基础上，结合炼轧设备实际，尤其是950层冷线较短(55米)的特点对低碳贝氏体钢确定采用Nb－Ti微合金系，即Nb微合金化基础上进行微钛处理。在成分设计上选择了 C、Mn、Nb、Ti的最佳配合，从而在较宽的冷却范围内都能形成完全的贝氏体组织。为了获得高的强度，微量的Ti(～0.02%)固定钢中的N，同时形成微细的TiN析出可以起到Nb的碳、氮化物所起的作用。

而微合金化元素Ti、Nb在钢中的作用主要表现为细晶强化和沉淀强化。为了充分发挥低碳贝氏体组织的强韧化机制，在钢种成分设计上应考虑:

①保证经济纯净度(S＜0.01%，P＜0.01%)，钢中碳含量降至0.08%左右，保证高强度化后仍能进行顺利的加工及焊接。

②钢中应尽量减少合金元素的加入量，充分利用各种微合金元素复合加入技术来达到强化目的。钢中的Mn起固溶强化作用，并进一步阻碍先共析铁素体的析出，加入量保持在常用的1.0% ～1.4%含量范围内，以保证钢种的冷弯性能。

其低碳贝氏体钢CW510L的化学成分控制范围见表1。

表1 CW590L熔炼成分控制

2．3 Nb－Ti微合金钢冶炼、连铸技术难点及措施

为保证微合金化钢的工艺性能，在冶炼、连铸过程中主要技术难点是:钢中S、P、气体及夹杂物控制，铸坯表面裂纹控制，防止水口结瘤等。在充分试验的基础上，控制转炉冶炼、炉外精炼、连铸各项工艺参数，优化了工艺技术方案，以保证生产出符合质量要求的微合金钢。

2．3．1 钢中S、P气体及夹杂物控制措施

转炉冶炼工艺重点为脱P控N。转炉出钢温度控制在1630～1650℃，使到精炼炉的温度在1550～1585℃间，有利于脱P。再通过造高碱度渣及挡渣出钢等措施，出钢P控制在≤0.010%。转炉吹炼过程中全程底吹氩气。表2为转炉三种底吹方式的钢水中自由N含量。

由表2可看出，采用全程吹氮和氮氩自动切换的方式，钢中［N］波动较大，采用全程底吹氩，并在吹炼后期加大底吹氩搅拌强度，钢中［N］能维持在小于60 ppm的水平，避免了［N］大的波动。

表2 三种底吹方式钢中自由N含量

由于转炉脱S的能力不强，因此在生产中，脱S任务更多的放在KR铁水预处理脱硫站和LF精炼炉。实际LF炉渣成分见表3。

表3 LF终渣成分

从表3可以看出，炉渣碱度在3.0左右，渣中(FeO+MnO)很低，渣中脱硫率都在50%以上，说明LF炉渣碱度比较合适，流动性较好，完全能满足脱硫的需要。

由于LF精炼炉处理后，钢中仍有较少的Al2O3夹杂成串簇状，必须进行钙处理，使之变性生成低熔点的球状的铝酸钙，易于上浮排除。为了保证Ca处理效果，要求Ca处理前，钢中自由［O］≤5.0 ppm，保证钢水脱氧彻底，使大量的Ca充分用于使夹杂物变性而非用于脱氧，提高Ca的收得率。喂线量依据钙铝比Ca/Al=0.10～0.15的原则加入，保证主要生成产物是钙铝酸盐夹杂(12CaO·7Al2O3)。

2．3．2 铸坯裂纹控制措施

钢的热延展性受成分的影响强烈，加铌可使延展槽变深、变宽，使之向高低温区域伸展，典型结果见图1［1］。钢的延展率随微合金元素的碳、氮化物的沉积百分率提高而降低，且溶解温度越高，延展性恢复的温度也越高。在沉积的体积百分率一定的情况下，与不含铌钢相比CW590 L钢的延展性要低得多，且Nb比V更不易溶解于奥氏体中，因此CW590L钢的延展槽更宽。铸坯裂纹敏感性较高，在铸坯表面易产生边部横向裂纹，在轧制中板材边部出现“V”字形边裂。

图1 铌对钢的热延展性影响

在生产中主要采取了以下措施来保证铸坯质量:

(1)整个连铸工艺采用全程保护浇注，结晶器液面自动控制。

(2)采用低振幅、高振频的振动参数，可以减轻铸坯振痕程度，减小横裂的产生几率。我公司浇此类钢采用的振动参数为f=100+35 V，f—振频 c/min ，v—拉速 m/min。振幅，h=3.5 mm。典型拉速1.20 m/min左右。

(3)设计新的保护渣。

我们在连铸保护渣的设计上，为达到良好的绝热、隔离、吸附夹杂、润滑和传热功能，结合微合金钢连铸裂纹敏感性和包晶区特性，对保护渣粘度、凝固温度、结晶温度和表面张力等参数提出了严格规定。在微合金钢的实际生产中，保护渣很好地适应了钢种需求。表4为Nb－Ti微合金钢的保护渣主要性能指标。

表4 低碳贝氏体钢CW590L的保护渣主要性能指标

(4)一冷弱冷

由于该类钢种的裂纹敏感性较大，冷却要最大限度地避免由于强度过大导致的冷却不均最终导致热应力过大而产生表面裂纹。我们通过减少水量将结晶器进出水温差由7～8℃增加到9～10℃，降低了一冷强度，提高冷却的均匀性。

(5)二冷弱冷

从弱冷的角度出发，设计了新的二冷水模型，将比水量在普钢的基础上作较大的降低。表5列出了CW590L钢与Q235钢的二冷水模型对比情况。典型断面及典型拉速下，降低二冷比水量，从而在矫直处使铸坯特别是角部避开了“脆性口袋区”。表6为不同拉速下CW590L钢与Q235在铸坯矫直处温度对比。

表5 CW590L钢与Q235钢二冷水冷模型对比Q=k(a+b×v)，k=0.006

表6 不同拉速下CW590L钢与Q235在铸坯矫直处温度对比

(6)微钛处理

钛是强的固氮元素，利用0.02%左右钛就可固定钢中60×10－6以下的氮，在板坯连铸时可在晶界形成高温稳定的TiN析出相，由于TiN析出温度较高，颗粒较大，奥氏体热延性不会降低;另一方面，由于微钛固N，使固溶析出Nb完全或绝大多数为碳化物的形式，从而可以改善钢的热塑性，使钢的“脆性口袋区”变窄。因此生产中采用了微钛处理来防止铸坯横裂纹的产生。微量Ti对含Nb、V钢热塑性的影响见图2。

通过以上对冶炼、连铸工艺参数的有效控制，保证了过热度、拉速与冷却强度的匹配，铸坯质量良好，未见表面裂纹、角裂纹、中间裂纹等缺陷。其直接效果表现为带钢表面未发现裂纹等缺陷，带钢表面质量完全合格。

2．4 低碳贝氏体钢轧制的技术难点及措施

图2 微量Ti对含Nb、V钢热塑性的改善

由于热轧原料连铸板坯设计厚度为150 mm，轧制压缩比较小，常规轧制工艺很难满足微合金钢力学、工艺性能，外加层流冷却线较短(55 m左右)，对此课题组对加热制度、过程温度控制、压下制度、终轧温度控制、冷却方式及卷取温度控制等工艺技术参数进行修定，以保证生产出符合质量要求的贝氏体钢。

2．4．1 低碳贝氏体钢590L加热制度

板坯的加热质量直接影响产品的性能。CW590L是典型的微合金钢，提高加热温度有利于铌的碳氮化物更多的固溶到奥氏体中，并在随后的轧制过程中轧后冷却析出。另外较小的晶粒尺寸也有利于使钢的强度和韧性同时得到提高。因此，板坯加热要保证其中Nb的充分溶解。

由于CW590L相对于低碳钢种来说易产生铸坯中心偏析，导致成品带状组织严重，为消除这种影响，要求在加热时能够完全或部分消除中心偏析。所以应尽可能提高加热温度，延长铸坯在炉时间，特别是高温区停留时间;但同时要防止过高的加热温度导致奥氏体粗大不均，甚至产生异常组织。因此，需要确定合理的加热制度。试制过程中，确定加热时间在120～130 min，加热温度在1240～1270℃(如表7)。

表7 CW590L钢坯再加热工艺/℃

铌的碳氮化物和Al的氮化物均可以在不太高的温度即完全固溶于奥氏体，TiN的稳定性相当髙，其溶解温度高于1400℃，在一般加热条件下，它很难固溶于奥氏体中。根据设备特点和多次的试制经验，我们确定CW590L最高加热温度≤1280℃，选定加热温度为1270℃。

2．4．2 带钢轧制以及冷却控制

压下制度制定原则:满足Nb－Ti微合金钢对控轧的要求，充分发挥微合金元素的析出强化作用;在设备能力允许的情况下尽量提高压下率。控制总压下量和道次压下量，以增加形变带和形变诱导析出效果。此阶段总变形量大一些对提高板材性能有益，但末道次压下量不能太大，这样有利于提高带钢的板型质量。

2．4．2．1 粗轧控制

轧制过程实行控制轧制，粗轧阶段采用大压下轧制以获得均匀的奥氏体晶粒组织。粗轧过程中，板坯在1040℃以上轧制(初步推算此钢的再结晶温度为960℃甚至更高，如图3)，根据成品厚度变化，在奥氏体区发生大变形和再结晶可以有效细化晶粒，减轻带状组织，对于在α相变前形成合适的畸变结构也很重要。其次，为了生产高强度钢卷，要尽量控制铌的析出，以使α相变前的钢板中留有大量溶解的Nb原子。其中板坯中大尺寸晶粒产生的不良影响要通过粗轧过程的晶粒细化得到改善。因此过高的轧制温度导致应力累计的损失，促进了晶粒长大，所以过高的轧制温度也不利于晶粒的细化。相反，轧制温度过低，变形组织不利于发生再结晶，将会留下很多的回复结构。

图3 CW590L再结晶温度示意图

2．4．2．2 精轧控制

在适当增加中间坯厚度基础上，通过增加精轧段压缩比来达到细化晶粒的目的。使用热卷箱对中间坯进行保温和均热，以减少中间坯头尾的温度差，使成品长度方向的力学性能保持在较小的波动范围内。适当提高精轧负荷，特别是增加机架F6、F7的负荷，F7(终轧)的变形量达到了13%以上。

2．4．2．3 终轧及层流冷却控制

终轧温度直接影响到板材的组织和性能，随终轧温度的降低，铁素体晶粒细化。考虑到后续提高冷却速度能够减轻甚至消除带状组织，可以适当提高终轧温度。卷取温度对组织和性能都有较大影响。由于CW590L要求强度较高，同时为消除带状组织和提高低温冲击韧性，适宜采用较低的卷取温度(如表8)。在轧后的相转变过程中，快速冷却抑制碳氮化物在奥氏体中析出，促使其在轧后卷取时析出，有助于细小沉淀相在铁素体中析出，从而起到细晶强化及沉淀强化作用，使铁素体晶粒最终细化。冷却速率加大可减轻钢中带状组织，有利于钢的韧性，但卷取温度也不能过低，以免形成较多贝氏体组织，影响钢的强韧性匹配。根据微合金钢的力学、工艺性能要求选择适当的卷取温度，得到满意的显微组织，达到强韧性的良好匹配。

表8 CW590L终轧温度、卷取温度和层流冷却控制

3 显微组织

3．1 显微组织控制

钢材的显微组织决定性能，根据CW590L钢性能的要求，控制组织为F+P或F+P+B，其中B为针状铁素体或粒状贝氏体。在钢中常见显微组织缺陷是带状组织。主要通过以下措施减轻带状组织:①成分控制措施:带状组织形成的根本原因是合金元素的枝晶偏析。一方面合金元素的浓度变化影响碳的均匀分布，从而改变了局部奥氏体—铁素体的相变Ar3温度;另一方面合金元素本身也降低(如Mn、Cr)或提高(如Si)相变Ar3温度。因此在成分上调整钢中Si/Mn比，减弱钢中偏析对Ar3温度的影响，减轻带状组织。②冷却工艺措施:适当加大层流冷却速率，使Ar3过冷到较低的温度，提高相变速度，以减轻带状组织。

通过这些措施，将微合金钢带状组织控制在3级以下。

3．2 金相检验结果

从成品大梁钢CW590L随机抽样8炉进金相报告看，晶粒均较细，部分组织中针状铁素体和粒状贝氏体稍多，整个截面均有较多的针状铁素体和贝氏体组织。从边缘组织情况来看，均有一边缘组织晶粒较细，晶界有退化珠光体和碳化物分布。图4、5为典型CW590L的显微组织照片。

图4 CW590L组织机械抛光4%硝酸酒精浸蚀500

图5 电镜观察低碳贝氏体钢CW590L的组织金相照片(微小的颗粒为析出物)

从图4可以看出，试验样晶粒较细，针状铁素体和粒状贝氏体量较多。

从图5通过电镜观察和取样进行化学分析，发现大量的析出物主要是铌的碳氮化物和钛的氮化物。从电镜上观测以及分析来看，细小的析出物主要为Nb和Ti的碳氮化物。至于产生如此细小析出物的原因初步分析主要是生产这种微合金钢时加热温度过高所致。从理论上计算:NbC全固溶温度:T=7510/［2.96－Log(0.017 ×0.09)］=1300K=1027℃，Nb(NC)较NbC的溶解温度稍高。从上面可以看出，由于大梁钢CW590L钢的［Ti］/［N］接近理想配比，又由于加热温度较高，固溶量较多，在轧制和冷却过程中有较多的Nb(NC)、TiN 析出，且 Nb(NC)、TiN 熟化长大较慢，质点较细，在电镜下可以看到其质点。由于Ti的活性较高，更易与N结合，TiN溶解度更低，能先一步析出，所以出现如此较多的析出物。这也是生产的CW590L力学性能较高的原因。

3．3 综合性能检测情况

生产的低碳贝氏体钢CW590L力学、工艺性能均能满足标准及用户要求，且有较大的富余量。表9列出了生产的CW590L钢的力学性能及工艺性能统计结果。

从表9可见，与国内大梁钢企业标准相比，产品的屈服强度平均值超过下限55 MPa;抗拉强度平均值超下限55 MPa;平均延伸率为27%;冷弯(d=1a)全部合格且综合性能波动小，成品全部满足CW590L综合性能要求。

表9 汽车大梁钢CW590L力学性能统计表(厚度均为6．5 mm)

4 结论

(1)低碳贝氏体钢CW590L主要采用控轧控冷工艺进行生产，此生产工艺充分细化了这类贝氏体钢的组织及充分发挥了Nb、Ti等合金元素的作用，达到较好的强韧化效果;

(2)生产过程中解决了贝氏体钢的冶炼、轧制及组织各种问题，力学、工艺性能完全满足标准及用户的要求;

(3)较好地掌握了贝氏体钢CW590L的生产及质量控制技术，现已经具备批量生产能力。

［1］ 王占云．控制轧制与控制冷却［M］．北京:冶金工业出版社，1995．

［2］ 贺信莱，尚成嘉，等．高性能低碳贝氏体钢［M］．冶金工业出版社，2008．