容器用鋼板SA516Gr.70低溫沖擊性能異常分析及措施優化

李學明，王琨銘，周焱民

（新余鋼鐵股份有限公司，江西 338001）

0 引言

按ASME規范設計制造的SA516Gr.70鋼板廣泛應用于耐低溫壓力容器類產品中，尤其是“一帶一路”戰略實施以來，大量出口至俄羅斯等嚴寒地區的壓力容器類鋼板需要滿足-50℃橫向沖擊要求。某鋼廠在生產厚度40～60 mm SA516Gr.70鋼板時，-50℃橫向沖擊性能始終存在異常波動現象，通過金相顯微鏡、掃描電鏡等分析，確定造成SA516Gr.70鋼低溫沖擊性能不合格的主要原因是鋼板內部存在帶狀組織，且正火后晶粒度偏大。

本文根據金相顯微鏡、掃描電鏡等分析結果，對SA516Gr.70鋼低溫沖擊性異常波動的原因進行了分析。實踐證明，通過采取工藝優化改進措施，后續鋼生產SA516Gr.70鋼板的低溫橫向沖擊性能得以改善，不但減少了次廢品損失，而且對后續產品的接單和研發提供了重要指導意義。

1 實驗方法及檢測設備

選取1批厚40 mm SA516Gr.70正火態-50℃縱向沖擊性能不合格鋼板以及其熱軋態鋼板作為實驗材料。該批鋼板采用420 mm連鑄坯生產，軋制工藝使用高溫再結晶軋制，正火工藝使用步進梁式正火爐正火。鋼板主要化學成分見表1。

表1 SA516Gr.70鋼化學成分 /%

在熱軋態和正火態不合格鋼板上取長200 mm、寬400 mm的試樣，按照國標加工成符合試驗要求的沖擊試樣，沖擊試驗溫度為-50℃，沖擊實驗設備為ZBC2452N-2型試驗機。取樣位置如圖1所示。

圖1 沖擊試樣取樣位置圖

利用GX71倒立式金相顯微鏡和ss550型掃描電子顯微鏡對沖擊試樣斷口分別進行形貌和金相組織分析，并利用能譜分析儀對斷口進行成分分析。在觀察斷口形貌和能譜分析后，將試樣進行拋光處理，用4%硝酸酒精對拋光面進行腐蝕，經酒精清洗后吹干，用于金相組織分析。

2 檢測結果與分析

2.1 不合格鋼板斷口力學性能分析

對不合格批次的正火態和熱軋態鋼板取樣各制備3塊沖擊樣，并進行-50℃下的橫向沖擊性能檢測，其力學性能結果見表2。

從表2可以看出，熱軋態-50℃橫向沖擊性能較正火態的好，但均不合格。

表2 試樣的力學性能

2.2 不合格鋼板試樣宏觀形貌分析

對兩種狀態沖擊樣斷口宏觀形貌進行分析，熱軋態斷口形貌如圖2所示，正火態斷口形貌圖3所示。

圖2 熱軋態斷口形貌

圖3 正火態斷口形貌

2.3 不合格鋼板試樣微觀形貌及能譜分析

從圖2、圖3可以看出，熱軋態試樣斷口存在少量的纖維狀組織（韌窩型），而正火態試樣斷口則顯示為脆性解理斷口形態。利用掃描電鏡對熱軋態試樣韌窩區進行微觀形貌和能譜分析，發現韌窩中心存在兩種成分的夾雜物，分別為MgO/AlO和CaO。熱軋態試樣韌窩區微觀形貌和能譜圖如4所示。

圖4 熱軋態試樣韌窩區微觀形貌和能譜圖

2.3 不合格鋼板試樣金相組織分析

對熱軋態和正火態沖擊樣金相組織進行分析，熱軋態和正火態試樣厚度1/4和1/2處金相組織如圖5所示，其中（a）（b）為熱軋態厚度1/4處組織、（c）（d）為熱軋態厚度1/2處組織、（e）（f）正火態厚度1/4處組織、（g）（h）正火態厚度1/2處組織。

從圖5可以看出，兩種狀態試樣均為鐵素體+珠光體組織，熱軋態組織晶粒度為9級，正火態組織晶粒度為8級，熱軋態組織晶粒比正火態組織更細，這就是熱軋態試樣沖擊性能更好的主要原因。但是，熱軋態組織存在大量的帶狀組織，導致了沖擊性能不合格，尤其是厚度1/2處存在大量片狀帶狀組織，帶狀組織普遍認為是合金元素（主要是Mn）分布不均勻造成[1]。

圖5 熱軋態和正火態試樣厚度1/4和1/2處金相組織

正火后鋼板內部帶狀組織未能得到有效消除，鋼板厚度1/2處位置因成分偏析較重，存在少量粒狀貝氏體，粒狀貝氏體晶粒尺寸及力學特性和周圍基體相差較大，其硬度較鐵素體和珠光體更高，試樣受到外力沖擊時，粒狀貝氏體區域易產生裂紋源，同時因珠光體和鐵素體交替帶存在，裂紋易沿珠光體和鐵素體交界處晶界擴展，導致沖擊韌性下降[2]。

綜上所述，要提高鋼板低溫沖擊性能，一方面必須消除內部大量存在的帶狀組織，緩解心部成分偏析，以避免產生粒狀貝氏體，另一方面應進一步細化組織晶粒度，利用細晶強化機制提高鋼板低溫韌性。

3 改進措施

3.1 連鑄坯晶枝偏析控制

鋼板帶狀組織的產生原因主要是鑄坯連鑄過程中生成的晶枝偏析，因此，減少鑄坯中晶枝偏析是消除或減輕帶狀組織最有效的方法，本實驗實踐中，采用鋼水低過熱度控制、二次強冷和動態輕壓下等措施。

3.1.1 采用低過熱度控制

采用低過熱度澆鑄技術，該技術是改善鑄坯宏觀組織的較好的工藝手段。在澆注凝固過程中，鋼水凝固前沿的枝晶因“頸縮”形成的等軸晶晶核被沖入鋼液，該晶核在較低過熱度的條件下快速增殖、長大而形成等軸晶粒，阻止柱狀晶的生長，減低中心偏析。通過現場實踐，鋼水過熱度控制在15～20℃最佳。

3.1.2 采用二次強冷技術

二次強冷技術是通過改變冷卻水的噴淋方式、壓力實現對鑄坯的強制冷卻[3]。在二冷區，采用縫隙噴嘴，冷卻水通過縫隙噴嘴高速射向鑄坯表面，形成高壓水膜。該水膜的流速很快，能夠快速降低鑄坯表面的熱量，促使內部柱狀晶快速凝固，以此減輕偏析；另外高壓水膜沖擊連鑄坯的力可抵抗鋼水靜壓力，減少鼓肚，起到減輕中心裂紋的作用。生產中，將鑄坯表面溫度控制在1 100～1 150℃，鼓肚幾乎不會出現，避免內裂紋的產生。

3.1.3 優化動態輕壓下工藝

輕壓下是指通過對連鑄坯凝固末端施加適當的壓下量，部分抵消凝固末端的體積收縮，減輕中心偏析[4]。鑄坯優化前后凝固末端壓下量的對比如表3所示。

表3 鑄坯優化前后凝固末端壓下量的對比 /mm

3.2 鋼板組織晶粒細化

細化晶粒是提高鋼板各項力學性能的最常用手段，其作用的機理是通過細化鋼板組織晶粒大小，增加晶界面積，提高界面能以阻礙受沖擊時鋼板內部裂紋擴展。同時，晶粒越細，晶界越多，鋼板塑性變形和受到沖擊載荷時組織內部位錯運動和微裂紋擴展消耗能量越高，其塑性和韌性越好。

3.2.1 軋制工藝優化

某廠生產的厚規格SA516Gr.70低溫壓力容器鋼，軋制工藝為高溫再結晶方式，終軋溫度要求控制在950℃以上，因終軋溫度偏高，軋后晶粒繼續長大造成熱軋態鋼板晶粒度偏大，這對后續正火后鋼板晶粒尺寸的控制造成不利影響。為了進一步細化SA516Gr.70正火后組織晶粒，有必要對其軋制工藝進行優化，將高溫再結晶工藝改進為控制軋制工藝。

針對SA516Gr.70鋼種的成分特點，選擇使用未再結晶型控制軋制，該軋制工藝在高溫再結晶軋制之后，增加了低于奧氏體再結晶溫度的軋制規程，通過往復軋制且不產生動態和靜態再結晶的情況下，鋼板內奧氏體晶粒被拉長，增加了形核點和相變驅動力，從而細化了相變后的鐵素體晶粒和鋼板軋后的組織晶粒。現場實踐表明，終軋溫度控制在820℃±20℃可以將熱軋后鋼板晶粒度控制在10級，同時鋼板帶狀組織較高溫再結晶方式亦有一定改善。高溫再結晶與控制軋制工藝熱軋態金相組織如圖6所示。

圖6 熱軋態鋼板金相組織

3.2.2 熱處理工藝優化

SA516Gr.70鋼板正火溫度一般設定為Ac3以上30℃左右，根據表1給出的SA516Gr.70鋼成分，其Ac3溫度通過經驗公式計算為850℃，該廠常規正火工藝為880℃，正火后帶狀組織未能得到有效消除，其晶粒組織達到8級。而提高正火溫度可以一定程度上改善帶狀組織，但鋼板組織晶粒會隨著正火溫度的升高而長大，為了獲得最佳的低溫沖擊性能，通過反復實驗確定了正火工藝，即保溫溫度確定為900℃，保溫時間為0.6×H（H為鋼板厚度，mm）分鐘。

4 實施效果

通過優化連鑄、軋制及正火工藝，鋼板正火后，內部存在的帶狀組織得到了一定改善，組織晶粒度由8級細化到9級，低溫沖擊性能大幅提升，性能合格率達到100%。工藝優化后金相組織如圖7所示，力學性能如表4所示。

表4 工藝優化后力學性能

圖7 工藝優化后金相組織

5 結語

通過金相顯微鏡、掃描電鏡和能譜分析儀等檢查手段，對某鋼廠SA516Gr.70低溫容器鋼沖擊不合格斷口的分析，確定了影響其低溫沖擊性能不合格的主要原因，并從板坯連鑄工藝、鋼板軋制及正火工藝提出了相應的工藝優化改進措施。

（1）SA516Gr.70鋼板正火后低溫沖擊性能不合格的主要原因是鋼板內部存在帶狀組織，且正火后晶粒度偏大造成的。

（2）通過控制連鑄坯晶枝偏析，采用控制820℃±20℃軋制終軋溫度和900℃正火保溫工藝，有效改善鋼板內部帶狀組織并細化晶粒，顯著提高SA516Gr.70鋼板正火低溫沖擊性能。