采用超快冷工藝提高高強超厚H型鋼強韌性的研究與應用

魏振洲 劉春穎 張年華 王海龍

摘 要：采用超快冷工藝生產厚規格高強度H型鋼，翼緣表面產生粒狀或板條狀貝氏體，使相變強化在H型鋼中起著非常重要的作用，心部位置的晶粒更細小，同時帶狀組織的級別有效降低，有效提高H型鋼的強度和韌性。

關鍵詞：超快冷工藝；貝氏體；相變強化

RESEARCH AND APPLICATION OF TMCP TO IMPROVE THE STRENGTH AND TOUGHNESS OF HIGH STRENGTH AND SUPER THICK H-SHAPED STEEL

Wei Zhenzhou? ? Liu Chunying? ? Zhang Nianhua? ? Wang Hailong

（Rizhao Steel Co.， Ltd.? ? Rizhao? ? 276806，China）

Abstract：The TMCP is used to produce thick high-strength H-beam steel. Granular or strip bainite is produced on the flange surface， so that phase transformation strengthening plays a very important role in H-beam steel. The grain at the core is smaller， and the grade of ribbon structure is effectively reduced， which effectively improves the strength and toughness of H-beam steel.

Key words： TMCP；bainite；phase transformation strengthening

0? ? 前? ? 言

高強度厚規格H型鋼典型牌號為英標打樁鋼S460J0，規格尺寸H337.9 mm×325.7 mm×30.3 mm×30.4 mm，主要用于香港市場房屋建筑體系。國內400 MPa級以上的高強度Ｈ型鋼產品均采用Nb、Ｖ、Ti等微合金成分體系，且合金添加量較大[1]，導致鑄坯表面裂紋等問題，造成400 MPa級以上的H型鋼很難穩定生產。本文依托大H型鋼生產線的先進裝備，V1試樣采用超快冷工藝，V2試樣采用傳統正常軋制工藝，通過工藝對比，結果分析，研究利用“V-N微合金化+超快冷”技術，可提高厚規格H型鋼強韌性，實現低成本綠色發展。

1? ? 生產試制

日鋼大H型鋼生產線可生產的產品范圍是250 ～ 1 000 mm，其生產工藝流程鐵水→（混鐵爐）→轉爐→LF爐→連鑄→大型加熱→軋制→超快冷→自然冷卻→矯直→鋸切→精整→入庫。

1.1? ? 化學成分

典型牌號為英標打樁鋼S450J0的成分見表1。

1.2? ? 軋制及冷卻工藝對比

采用臨近終形的異形坯，將鋼坯加熱到1 210 ～ 1 230 ℃，均熱段保溫時間控制在40 ～?90 min，進行開坯和萬能兩階段多道次往復軋制，最終軋制成翼緣30 mm厚的熱軋H型鋼產品，終軋溫度在850 ℃以下，軋后超快冷工藝與常規工藝進行對比，參數見表2。

1.3? ? 金相組織及性能檢測位置

力學性能取樣的標準：根據BS EN 10025-1：2004規定，力學性能取樣位置應按照圖1所示位置進行。

沖擊性能取樣的標準：根據英標《ISO 377-2013 鋼及鋼制品力學性能樣取樣位置及試樣制備》圖2所示位置取樣。

2? ? 試制結果

2.1? ? 力學性能結果

正常熱軋工藝與超快冷工藝性能檢測結果如表3所示。

由表3可知：V1試樣采用的超快冷工藝，V2試樣采用常規正常軋制工藝，其強度與沖擊性能遠高于V2試樣常規工藝，屈服強度高于標準值約136～138 MPa，0℃沖擊功平均高出108 J，對比常規工藝屈服強度提升了27%，沖擊性能提升了58%，富裕量較大，屈服強度與沖擊韌性有了很大改善。

2.2? ? 金相組織結果

V1與V2試樣的顯微組織形貌進行了分析。沿厚度方向，從翼緣外表面到心部依次選取了3個不同部位（圖１）分別進行了500倍的金相組織觀察。

V1與V2試樣分別選取abc位置，外表面、心部、內表面進行觀察如圖3所示。

2.2.1? ? V1試樣金相組織

由圖4可以看出，經過超快冷工藝后，由于軋件尺寸過厚未，晶粒度等級也有所不同。外層是貝氏體，心部與內表面是珠光體與鐵素休，晶粒度等級為9.5級、10.0級。圖4所示試樣不同厚度處（外表面、心部、腿內側）的光學顯微鏡OM放大倍數為500倍的組織形貌。從圖4可以看出，1號試樣在外表面處的組織由鐵素體（F）、粒狀貝氏體（GB）和板條貝氏體（LB）組成，鐵素體沿著原始奧氏體晶界先析出。在心部和腿內側的組織均由鐵素體（白色）和珠光體（黑色）組成。

2.2.2? ? V2試樣金相組織

由圖5可以看出，V2試樣不同厚度處的組織均由鐵素體（F）和珠光體（P）組成。

3? ? 影響強、韌性結果分析

V1、V2試樣外表面與心部位置取樣做拉伸，對試樣沿厚度方向分別使用鉬絲線切割制取拉伸試樣，試樣制備方式參考《GB/Z 38434-2019 金屬材料 力學性能試驗用試樣制備指南》，試樣切割部位為四種H型鋼樣品的外表面和心部，試樣尺寸如圖6所示，拉伸試樣厚度2 mm。將試樣打磨平整，保證試樣尺寸一致，表面平整無缺陷。之后采用HTM 16020型拉伸機在室溫下進行拉伸試驗，測量H型鋼的工程應力-應變曲線，拉伸時應變速率為1×10-3 s-1。

3.1? ? V1、V2位置強度分析

圖7為V1試樣及V2試樣不同部位處的工程應力應變曲線。對比四種H型鋼試樣不同厚度位置的工程應力應變曲線，拉伸試樣的工程應力應變曲線中均出現屈服平臺。V1試樣外表面抗拉強度與屈服強度均最高，分別為759 MPa和636 MPa，斷后伸長率最小，僅為20.6%。V1試樣心部與V1試樣外表面力學性能出現較大差異，抗拉強度與屈服強度下降至628.8 MPa和448.6 MPa，斷后伸長率增加至26.6%。相比之下，V2試樣外表面與心部力學性能較為相似，波動較小。總體觀察，V1試樣的強度均大于相同厚度位置處V2試樣，而伸長率均小于V2試樣。

3.2? ? 韌性結果分析

試樣沖擊功測試方法參考國標《GB/T 229-2020 金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》，在JB30A型沖擊試驗機上對尺寸為長度55 mm×寬度10 mm×厚度10 mm的V型缺口試樣在-20 ℃溫度下進行夏比沖擊試驗，V1試樣外表面的沖擊功121 J，V2試樣外表面沖擊功62 J，采用超快冷工藝沖擊韌性明顯提高。

3.2.1? ? 晶粒度的影響分析

用等積圓平均直徑的評定方法計算晶粒度級別，每個晶粒的等積圓直徑Dci的計算式如下：

4Ai? ? ? 1/2

Dci=（—— ）? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? （1）

π

式中：Ai為每個晶粒掃描面積。

整個掃描視場晶粒平均等積圓直徑Dc的計算式如下：

1

Dc=—ΣN i=1Dci? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? （2）

N

式中：N為晶粒數。

晶粒度級別G計算式如下：

G=-6.64l g（Dc×10-3）-2.95? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? （3）

使用Image pro plus軟件測得V1試樣、V2試樣不同厚度處（外表面、心部和內表面）的晶粒尺寸，為了減小誤差，每種試樣統計晶粒數目均大于200個，結果如表4所示。

超快冷工藝生產的H型鋼的晶粒度級別普遍大于自然冷工藝生產的H型鋼的晶粒度級別，說明快速冷卻得到了更小的晶粒尺寸，從而導致沖擊韌性有較大提升。

3.2.2? ? 帶狀組織的影響分析

影響板材沖擊性能變化的因素較多，通過試驗樣V1、V2比較，兩個樣屬同一爐，合金成分相差不大，雜質元素S、P 和氣體元素 O、N 也處于同一水平，只存在軋后冷卻方式不同。對沖擊性能試樣做OM組織形貌和SEM組織形貌。其中，光學顯微鏡下放大倍數為400倍（其中目鏡10倍，物鏡40倍）如圖8，掃描電鏡下放大倍數為2 000倍如圖9。

V1試樣在心部和內表面的組織均由鐵素體（白色）和珠光體（黑色）組成。經Photo Shop軟件測量，從心部到腿內側的珠光體占比均為18.0%，lus軟件對圖9進行處理，測量珠光體的片層間距分別為185.0 nm與265.6 nm，且V2較V1帶狀組織明顯。由于超快冷工藝較自然冷卻速度快，珠光體片層間距隨冷卻速度的增加而減小。

4? ? 結? ? 論

1）超快冷工藝對比常規正常軋制工藝可以使高強Ｈ型鋼的翼緣厚度方向產生粒狀或板條狀貝氏體，有效地提升鋼的強度。

2）超快冷工藝能有效促進心部晶粒度提高一個級別，同時降低心部帶狀組織，保證晶粒度的均勻性，有效提高韌性沖擊功。

3）超快冷工藝是提高H型鋼強度及韌性的一個手段。

參考文獻

[1]? ? 吳保橋，彭林，何軍委，等.Cr元素及軋后控冷工藝對高強H型鋼組織性能的影響[J].軋鋼，2021，38（4）：55-59.