熱風爐用新型容器鋼板的試制開發

曹 陽，李月，王月香，麻 衡

（山鋼股份萊蕪分公司 技術中心，山東 濟南271105）

1 前 言

鍋爐和壓力容器用鋼是冶金、石油及化工等行業應用于高溫條件下的重要材料，具有很好的高溫強度、抗蠕變性能和耐蝕性等。目前，國內最常用的壓力容器用鋼板為GB 713中的Q245R、Q345R和12Cr1MoVR等，占國內鍋爐和壓力容器市場總用鋼量的60%以上。隨著我國國民經濟的發展，基于環保和提高能源利用率的考慮，對容器鋼的性能參數要求也愈加嚴格，Q345R等已不能很好的滿足長期在高溫條件下的服役要求［1］。

現行國家標準GB 50427—2008《高爐煉鐵工藝設計規范》提出新建高爐的有效容積必須達到1 000 m3及以上，因此一批能耗高、污染重的小高爐將逐漸被淘汰，未來市場對高爐及其配套設備用鋼需求量將會增加。標準還提出了高爐一代爐役工作年限應達到15 a以上，熱風爐的設計壽命應達到25～30 a，對高爐及其配套設備的長壽化要求能大大節約大修費用，提高作業率和設備效用指標，降低噸鐵成本。但一直以來，高爐及其配套設備用鋼處于一種無明確規范可行的狀態，如果鋼材選用較隨意，在服役后期設備中鋼材的性能會下降，嚴重可能會造成巨大的經濟損失。一方面，材料長期處于高溫條件下會引起組織變化，產生脆化和軟化傾向，材料強塑性大幅度降低；另一方面，因復雜應力的作用使鋼板的疲勞損傷不斷積累［2］。因此，結合市場及行業需求，基于低成本、高性能思路，采用Cr、Mo微合金化成分設計，結合控軋控冷及正火工藝，開發生產了具備高強塑性、高韌性、高溫性能優異，同時具有高探傷質量等級和良好表面質量的鋼板，可廣泛應用于高爐及其配套設備產品的生產制造。

2 新型容器鋼的理論研究

目前國內常用的具有高溫性能的鍋爐和壓力容器用鋼板執行標準GB 713，與國外具有高溫性能的容器鋼標準EN 10028—2 相比，國外標準中對鋼板的屈服強度、伸長率和探傷等級等方面做了更加嚴格的要求，并增加了蠕變性能、斷面收縮率的檢測要求，更加符合在高溫環境下長期服役的要求。

國內市場常見的高溫壓力容器鋼普遍存在以下問題:合金元素種類多且含量配比不盡合理，這會帶來成本增加的同時較高的Cr含量會增加鋼材的脆硬傾向；鋼材內部組織帶狀等級較高，帶狀組織常會伴隨一些夾雜等缺陷存在，會降低鋼材強度和韌性；晶粒尺寸較大且組織大小不均勻，這會影響鋼材的韌性。通過科學合理的成分設計，結合冶煉、軋鋼及熱處理關鍵工藝控制技術，實現合理的組織調控，改善鋼板的各項性能。

2.1 科學合理的合金元素配比

本研究通過充分發揮合金元素的特點及相互之間的作用，控制合理的含量配比達到最佳的強化效果。在本文容器鋼成分設計中，高溫下保證材料強度的元素主要是Cr、Mo 等。Cr 元素對材料在高溫下強度的貢獻主要是通過形成金屬間化合物或碳化物等方式存在于基體組織中，強化基體，細化組織，通過釘扎抑制碳化物在高溫下的分解、碳的擴散及滲碳體在晶界處的偏聚［3］。

Mo 在鋼中形成的細小密排立方M2X（Mo2C）具有極高的穩定性，促進了鋼在高溫下的性能穩定性［4］。高溫下，Mo 在鐵素體中的擴散速度比較慢，可以抑制或減緩鋼在高溫下強度的下降；同時Mo在晶界處發生偏聚時會提高晶界結合力；Mo 還可以促進Cr 的碳化物的析出，抑制其在高溫下粗化長大［5］。一些研究表明［6］，少量的Mo 能提高 Nb 在奧氏體中的固溶度，從而增加鐵素體中碳氮化鈮的析出量，并且Mo 在Nb（C，N）和鐵素體基體之間的界面能形成偏析層，抑制了Nb（C，N）顆拉的粗化，使Nb（C，N）析出物在鐵素體中彌散分布，起到良好的強化作用。

2.2 強化方式對鋼板性能的影響

本文研究鋼板的主要強化機制為沉淀強化和固溶強化等。沉淀強化作用主要通過微合金碳、氮化物在鐵素體中沉淀析出而產生。碳氮化物沉淀相可以通過減緩位錯亞結構的回復，釘扎位錯、阻礙位錯運動，從而提高容器鋼的蠕變強度。故容器鋼通常采用彌散析出的第二相粒子來實現高溫條件下強度的提高［7］。

固溶強化主要是提高基體金屬的原子間結合力，固溶原子還能與位錯形成柯氏氣團，釘扎位錯的運動。研究表明，從鋼的化學成分來說，凡是熔點高、自擴散系數小并且提高鋼的再結晶溫度的合金元素，固溶于基體后都能提高鋼的高溫強度。鋼中的Cr、Mo都是重要的固溶強化元素，當鋼的基體中同時存在C、N的間隙原子時，固溶的Cr、Mo與間隙C、N原子之間的互交固溶強化可以大大提高固溶強化效果，使得容器鋼的高溫持久強度得到提高［8］。

2.3 帶狀組織的改善

連鑄坯在凝固過程中，C、Mn、Si等元素會產生成分偏析，在軋制之前的板坯加熱時，置換固溶原子Mn、Si 等難以擴散，仍處于偏析狀態［9］。軋制過程中出現鐵素體帶與珠光體帶彼此堆疊而形成的帶狀組織［10］，其中包含MnS夾雜、粗大的第二相等，嚴重破壞鋼的組織均勻性，降低強度和塑性。研究表明，軋后提供足夠冷速可以有效改善帶狀組織［11］；較大的應變速率使得原始帶狀組織或枝晶被拉長并破碎，增大形變誘導相變的驅動力，相變時在缺陷處大量形核，使部分帶狀組織在相變過程中逐漸消失［12］；當鋼板在較高溫度熱軋后，鋼板中的位錯和晶界等缺陷數量及密度增加，由于晶體缺陷處點陣畸變較大，原子處于較高的能量狀態，易于跳躍，故各種缺陷處的擴散激活能均比晶內擴散激活能小，加快了原子的擴散，提高了Si、Mn 等合金元素的擴散能力和均勻性［13］；通過提高軋制前鑄坯加熱溫度，通過加熱擴散使成分均勻化，對改善鋼中帶狀組織是有益的［14］。

本文通過嚴格控制雜質元素和氣體含量，采用低過熱度澆鑄、二冷水控制及動態輕壓下技術等改善鑄坯內部偏析。在軋制工序通過合理控制軋制前板坯加熱溫度、軋制道次壓下率、軋后冷卻速率等控制手段來改善鋼中的帶狀組織。通過正火熱處理，使偏析的合金元素通過擴散重新均勻分布，改善和消除帶狀組織。

3 工業試制情況

新型容器鋼板的工藝流程:鐵水預處理→轉爐冶煉→LF 精煉→RH 精煉→板坯連鑄→鑄坯緩冷及清理→板坯加熱→控軋控冷→軋材緩冷→正火。

3.1 成分設計

高爐及其配套設備用新型容器鋼板的熔煉成分如表1所示。

表1 容器鋼成分設計（質量分數） %

3.2 冶煉及連鑄工藝

鑄坯原始成分及組織對最終組織性能有較大影響，因此冶煉及連鑄過程中嚴格按照設計的成分和工藝進行生產。轉爐做好脫P，嚴格控制P含量；LF+RH 工藝做好脫S、脫氣和去夾雜，并將鋼水成分調整至設計要求范圍內；連鑄工序全程保護澆鑄，采用低過熱度澆注減少柱狀晶，減輕鑄坯偏析和帶狀組織，在扇形段鑄坯凝固末端采用輕壓下技術破壞柱狀晶生長產生的凝固搭橋，同時補償鋼水凝固收縮，減輕中心偏析，鑄坯下線緩冷以充分降低鑄坯在冷卻過程產生的組織應力和熱應力，防止鑄坯裂紋產生，最終生產出成分合理的高質量鑄坯原料。鑄坯規格尺寸為300 mm×1 800 mm。液相線溫度=1 537-88C-8Si-5Mn-30P-25S-2Mo-1.5Cr。按照GB/T 226—2015 要求，在拉坯時截取一段鑄坯并磨銑后進行侵蝕，所得鑄坯低倍組織如圖1所示。根據YB/T 4003—2016 對低倍組織進行評定，評定結果顯示中心偏析C 類0.5 級，中心疏松0.5級，無裂紋、氣泡等缺陷，鑄坯質量良好。

圖1 200 mm厚鑄坯橫截面低倍照片

3.3 控軋及正火工藝

嚴格控制板坯加熱爐內溫度和保溫時間，在保證鑄坯內部燒勻燒透前提下縮短其高溫段時間，一方面均勻組織并使合金充分固溶；另一方面防止奧氏體晶粒過分長大，搭配控軋控冷工藝，將熱塑性變形和軋后冷卻與固態相變相結合，充分發揮析出強化及細晶強化的效果，得到良好的組織和性能匹配；最后通過正火改善組織均勻性，得到優異的組織和力學性能。

3.3.1 奧氏體再結晶區和未再結晶區軋制

粗軋階段為在奧氏體再結晶區采用高溫大壓下軋制模式，一方面通過動態再結晶和靜態再結晶的反復發生不斷細化晶粒；另一方面通過大壓下使鑄坯中的氣孔焊合，使粗大的樹枝晶或柱狀晶破碎，從而使組織致密、成分均勻、晶粒細化。

精軋階段后期為奧氏體未再結晶區軋制，是控軋工藝的關鍵階段，精軋開軋溫度主要依據奧氏體未再結晶臨界溫度進行設計，奧氏體未再結晶臨界溫度Tnr計算公式為［15］:

Tnr=887+464［C］+（6 445［Nb］-644［Nb］1/2）+（732［V］-230［V］1/2）+890［Ti］+363［Al］-357［Si］。

通過對金屬變形制度和溫度制度的合理控制，一方面，在高溫時溶解的微合金元素可通過溶質“拖拽”作用來使得奧氏體細化，降溫過程中析出的第二相可通過釘扎作用來抑制奧氏體的再結晶以及再結晶后的晶粒長大；另一方面，通過軋制使奧氏體晶粒扁平化并增大位錯密度，使形核部位增加并提供形核所需的能量，充分細化鐵素體晶粒，從而達到提高鋼的強度和韌性的目的。

對不同厚度規格鋼板的各道次軋制壓下率進行統計，統計結果如圖2所示。從圖2可看出，粗軋階段道次壓下率呈現逐漸增長的趨勢，既能充分發揮奧氏體的形變累積效果，確保在再結晶區域充分細化，也能提高軋制滲透力，改善鋼板內部質量。精軋階段道次壓下率呈現逐漸下降的趨勢，既確保鋼板組織的均勻性，也保證了成品板的板形和尺寸精度。

圖2 不同厚度鋼板軋制各道次的壓下率

3.3.2 控制冷卻

軋后水冷過程中控制合適的冷卻溫度和冷卻速率，抑制靜態再結晶，保留形變儲能，提高鐵素體形核率，從而細化組織。水冷后鋼板進行下線堆垛緩冷，可緩慢釋放鋼板中的殘余應力，同時可大大降低鋼板中氫的含量，充分實現熱擴散效果，改善鋼板內部質量。

3.3.3 正火工藝控制

正火熱處理過程中，由于Cr、Mo、Nb 元素的存在，它們的碳化物會降低Fe的擴散系數，從而阻礙晶粒長大，因此鋼中的原始奧氏體晶粒尺寸變化不大，但正火后會獲得均勻的組織，提高鋼的性能穩定性。

4 試制產品情況

4.1 力學性能對比

本研究鋼板的主要力學性能指標為拉伸、沖擊和斷面收縮率，如表2、表3所示。性能測試方法采用標準通用方法，室溫拉伸試驗按照EN ISO 6892—1:2016、高溫拉伸試驗按照EN ISO 6892—2:2018、沖擊試驗按照EN ISO 148—1:2016、斷面收縮率試驗按照EN 10164—2004 進行檢測。本研究開發的新型容器鋼的強度、塑性和沖擊均滿足GB 713—2014和EN 10028—2的要求，且具有較大的富余量，此外還具有較好的斷面收縮率性能指標。

表2 容器鋼板的拉伸和沖擊性能

表3 容器鋼板的斷面收縮率和高溫拉伸性能

4.2 組織分析

從本研究鋼板和傳統Q345R 鋼板上截取全厚度金相試樣，將試樣經打磨、拋光后在4%的硝酸酒精中進行腐蝕，在金相顯微鏡下觀察其不同厚度位置處的組織形態，如圖3所示。由圖3可看出:相對于傳統Q345R鋼板，新型Cr-Mo容器鋼全厚度方向金相組織中晶粒細小均勻分布，無明顯帶狀組織。而傳統Q345R 鋼板中珠光體和鐵素體晶粒尺寸相對較大，組織帶狀等級較高，厚度中心處有偏析帶，會降低鋼板的強度、韌性。

4.3 脆化敏感性檢驗

圖3 30 mm厚度新型容器鋼和Q345R厚度方向金相組織

對于Cr-Mo鋼來說，長期在回火脆化溫度內使用可能會發生脆化現象，回火脆化溫度一般介于約400～550 ℃。一般高溫容器鋼的使用溫度范圍就在脆化溫度范圍內，鋼材在脆性溫度范圍內工作時，雜質元素（P、Sn、Sb等）可能會偏聚到晶界上，會降低晶界的結合強度，出現晶界脆化。因而對這類鋼除了要求足夠的韌性外，還要具有較小的脆化傾向。Dumoulin 等［16］研究了 Mo、Mn、Cr、Ni 合金元素的偏聚對脆化行為的影響，試驗結果證明Cr 的影響很弱，Mo 偏聚對消除回火脆化有益，而Mn 和Ni偏聚會加劇脆化作用。

為了判斷Cr-Mo 鋼的脆性敏感程度或有無脆化傾向，需要采用逐段冷卻試驗（步冷試驗）來加速脆化處理，通過對試驗結果及試驗溫度進行分析判斷有無回火脆化傾向，本文采用的脆化工藝為:升溫到593 ℃，保溫1 h；然后以5.6 ℃/h 冷卻速度降至538 ℃，保溫1 h；然后以5.6 ℃/h 冷卻速度降至524 ℃，保溫 1 h；然后以 5.6 ℃/h 冷卻速度降至496 ℃，保溫 1 h；然后以 2.8 ℃/h 冷卻速度降至468 ℃，保溫 1 h；然后以 2.8 ℃/h 冷卻速度降至316 ℃，出爐空冷。

步冷試驗后的鋼板與未做步冷試驗的鋼板沖擊韌性對比如圖4 所示。從圖4 可以看出，鋼板經過步冷試驗后沖擊性能有了一定的提升，尤其是0 ℃沖擊功的提升最為明顯，說明在步冷試驗過程中鋼材沒有出現脆化傾向。分析沖擊性能提高可能是由于試驗過程中Cr、Mo 元素在晶界處的偏聚提高了晶界的結合力，強化了晶界，或者試驗溫度超過了飽和偏聚量下的臨界脆化溫度，降低了雜質原子的晶界偏聚濃度，發生脫脆現象。脫脆過程前期反偏聚速率最大，由于本試驗保溫時間較短，且正處于反偏聚速率最快的階段，因此出現試驗后沖擊韌性大幅度提高這一現象［17］。

圖4 30 mm鋼板步冷試驗前后的沖擊韌性

從未做步冷試驗和步冷試驗后的鋼板上分別截取全厚度金相試樣，試樣經打磨、拋光后在4%的硝酸酒精中進行腐蝕，在金相顯微鏡下觀察其不同厚度位置處的組織形態，如圖5 所示。由圖5 可看出:相對于未做步冷試驗鋼板，步冷試驗后鋼板組織中帶狀減輕，珠光體、鐵素體組織分布更加均勻，這在一定程度上有利于沖擊韌性的提升。

5 結 語

本文研究了一種Cr-Mo 微合金化成分體系結合煉鋼、軋鋼及正火工藝中的關鍵控制技術，試制開發了新型低合金高性能壓力容器用鋼板。生產結果表明，通過科學合理的微合金元素配比及生產工藝充分發揮各種強化作用，均勻晶粒尺寸及分布，改善帶狀組織，使鋼板具有良好的強塑性、沖擊韌性、高溫力學性能，z向性能優異、厚度方向組織均勻性及批次間性能穩定性良好。通過步冷試驗驗證了本研究鋼板在試驗條件下沒有出現脆化傾向，反而沖擊韌性有了一定的提升，具備在高溫環境下服役的條件，為開發可廣泛應用于高溫環境的鍋爐及壓力容器產品提供了技術支撐。

圖5 30 mm鋼板步冷試驗前后的厚度方向金相組織照片