控制軋制對低壓縮比超厚熱軋H型鋼沖擊性能的影響

摘 要：研究普通軋制和TMCP控制軋制工藝對S355J0級超厚熱軋H型鋼低溫沖擊的影響，并對試樣沖擊斷口形貌和顯微組織進行了觀察分析。結果表明，普通軋制下低溫沖擊斷口形貌呈現典型的解理斷裂形貌，而TMCP控制軋制下低溫沖擊斷口形貌呈現等軸韌窩+局部撕裂韌窩形貌，對應的金相組織顯示粗大的珠光體和針狀鐵素體所形成的混晶組織是導致超厚熱軋H型鋼低溫沖擊性能低的主要原因。通過采用道次溫度及降速控制，實現高溫再結晶區和低溫非再結晶區相結合的控軋軋制生產工藝，其生產S355J0級超厚熱軋H型鋼晶粒度可細化至8.5級 ～ 9.5級，0 ℃耐低溫沖擊功達到100 J以上。

關鍵詞：超厚熱軋H型鋼；低壓縮比；S355J0；低溫沖擊性能；混晶組織

EFFECT OF CONTROLLED ROLLING ON THE IMPACT PROPERTIES OF LOW COMPRESSION RATIO ULTRA-THICK HOT-ROLLED H-BEAM

Zhang Zhihui" " Wen Xiaojie" " Jin Tao" " Zhang Guiying" " Wang Shuwei" " Ye Gaoqi

（Hebei Jinxi Iron and Steel Group Co.， Ltd." " Tangshan" " 064307，China）

Abstract：The effects of ordinary rolling and TMCP controlled rolling processes on the low-temperature impact of S355J0 grade ultra-thick hot-rolled H-beam were studied， and the impact fracture morphology and microstructure of the samples were observed and analyzed.The results showed that the low-temperature impact fracture morphology under ordinary rolling presents a typical cleavage fracture morphology， while the low-temperature impact fracture morphology under TMCP control rolling presents an equiaxed dimple+local tearing dimple morphology， and the corresponding metallographic structure showed a mixed crystal structure formed by coarse pearlite and needle like ferrite， which was the main reason for the low low-temperature impact performance of ultra-thick hot-rolled H-beam.By adopting pass temperature and speed reduction control， a controlled rolling production process combining high-temperature recrystallization zone and low-temperature non recrystallization zone was achieved. The grain size of S355J0 grade ultra-thick hot-rolled H-beam were refined to 8.5 ～ 9.5 grades， and the low-temperature impact energy at 0 ℃ reached over 100 J.

Key words：ultra thick hot-rolled H-beam; low compression ratio; S355J0; low temperature impact performance; mixed crystal structure

0" " 前" " 言

近年來，熱軋H型鋼目前已被廣泛應用于基礎建筑打樁以及大跨度商業地產等超高建筑領域，一方面考慮建筑結構層數多、跨度大特點，要求H型鋼尺寸、厚度大；另一方面考慮建筑的安全性、經濟性及選材的便捷性等，又要求H型鋼強度高、韌性好、焊接性能優異等綜合力學性能[1-3]，因此，耐低溫超厚H型鋼逐漸受到青睞。津西鋼鐵公司在研制開發S355J0級耐低溫超厚熱軋H型鋼過程中，存在沖擊性能單值低、不合格等問題，難以滿足客戶使用要求。文獻[4-5]指出，鋼材低壓縮比軋制形成的粗大晶粒以及混晶組織是造成低溫沖擊韌性差的主要原因。為此，通過合理控制加熱溫度及在爐時間，避免原始奧氏體晶粒過分粗化；并在軋制過程進行控制軋制生產工藝，輔以道次機架間翼緣冷卻水強冷卻工藝，實現高溫再結晶區和低溫未再結晶區相結合的控制軋制方式，極大地改善S355J0級低圧縮比超厚熱軋H型鋼低溫沖擊穩定性。

1" " 產品化學成分設計及生產工藝流程

歐標耐低溫S355J0級熱軋H型鋼的化學成分見表1。根據型鋼產品應滿足的強度及0 ℃低溫沖擊功（≥34 J）要求，采用低碳高錳+釩微合金化的成分設計，精煉過程降低P、S元素及有害氣體，降低脆韌轉變溫度，獲得高強度與良好低溫韌性的綜合性能。

具體生產工藝流程：100 t轉爐冶煉→LF精煉→異型坯連鑄（550×440×78×130）→步進式加熱爐加熱→高壓水除磷→二輥可逆開坯軋制→串列萬能軋機往復連軋（UC356×406×235/287系列381×394.8×18.2×30.2/393.6×399×22.6×36.5規格）→矯直→檢驗→入庫。轉爐冶煉操作為一次拉碳法控制終點碳含量，采用硅鈣鋇進行脫氧，添加硅錳、釩氮合金進行合金化，精煉過程采用全程低吹氬氣攪拌，出站前小壓力吹氬攪拌5 ～ 8 min，促進夾雜物上浮，提高了鋼水潔凈度。常規軋制方案：加熱爐均熱段溫度控制在1 240 ～ 1 280 ℃，開坯5道次軋制主要進行異型坯高度和寬度方向控制，而在翼緣厚度方向上基本沒有進行壓下，串列5道次軋制進行翼緣變形，道次壓下量控制在20% ～ 35%，終軋溫度控制在870 ℃；相應控制軋制方案：加熱爐均熱段溫度降低15 ～ 30℃左右，串列過程根據各道次軋制時所處溫度1 020 ～ 830℃，各道次壓下量進行微調整5%左右，以及部分道次軋制速度由1.8 m/s降低至1.2 m/s，輔以道次機架間翼緣冷卻水強冷卻工藝，實現所需道次軋制溫降10 ～ 15 ℃左右，終軋溫度控制在830 ℃。結合上述軋制工藝特點，實現再結晶區和非再結晶區相結合的軋制方式，進一步細化晶粒尺寸，為后續相變過程中形成細小珠光體+鐵素體組織提供條件。后續進行翼緣1/4處取性能檢驗時發現常規軋制0 ℃條件下沖擊單值低、不合格等問題，控制軋制時0 ℃條件下沖擊功達到100 J滿足標準要求，詳細力學性能見表2。

2 關于沖擊性能波動性的分析與討論

2.1 沖擊斷口形貌觀察

對常規軋制及控制軋制工藝下沖擊試樣進行丙酮超聲波清洗10 ～ 15 min后，通過蔡司EV018掃描電子顯微鏡進行斷口形貌觀察。結果表明：1號沖擊（33 J）試樣斷口形貌呈現為典型的解理斷裂形貌見圖1a、1b。解理斷裂裂紋源處存在長條狀撕裂溝壑下端，幾乎無韌窩斷裂的存在，斷口齊平并垂直于外加拉應力方向，解理斷裂裂紋源存在極其不規則的小撕裂棱裂紋，裂紋兩側晶粒尺寸大小不均，具有溶質偏聚、雜質原子等高能晶界處易萌生微裂紋，進而沿晶界擴展，造成沿晶脆性斷裂。2號沖擊（106 J）試樣斷口形貌呈現為典型的等軸韌窩+局部撕裂韌窩形貌見圖1c、1d，其韌窩大小不一，局部韌窩細密，個別韌窩底部含有第二相粒子。對成品材進行氣體成分分析見表2，整體氣體含量控制水平較好，在斷口處未發現典型結晶狀顆粒和二次裂紋、發紋等明顯氫脆斷口形貌，排除了低溫條件下氣體對沖擊性能的影響。

2.2 顯微組織的不均勻性對沖擊韌性的影響

選取常規軋制與控制軋制沖擊試樣斷口附近制備金相試樣，進行非金屬夾雜物檢驗及晶粒度評級，結果見表4。經磨光、拋光、4%硝酸酒精腐蝕6 ～ 10 s后，通過蔡司Axio Imager光學顯微鏡下進行觀察，如圖2所示。

采用常規軋制和控制軋制工藝生產的S355J0級超厚熱軋H型鋼的微觀組織均為珠光體+鐵素體，相關研究表明韌性取決于晶粒尺寸大小[6]，晶粒尺寸的不均勻性易造成低溫沖擊性能的波動性，主要是軋制過程中經歷部分再結晶區軋制形成混晶組織。細小的再結晶晶粒在晶界上析出細小的鐵素體晶粒；未再結晶晶粒受變形而被拉長，未細化的晶粒在向鐵素體轉變過程中無足夠形核點，易形成粗大的鐵素體晶粒和針狀組織，并在鐵素體晶粒周圍生成不均勻分布的滲碳體，進而形成脆性的塊狀或網狀珠光體組織，造成沖擊功性能不合格。

2.3 影響晶粒尺寸和均勻性的軋制工藝

對于S355J0級超厚熱軋H型鋼鋼坯加熱過程中，鋼中微量元素所形成的未溶碳氮化物粒子釘軋奧氏體晶界，阻礙原始奧氏體晶粒長大傾向，并在相變過程中以碳氮化物形式析出，可有效控制奧氏體再結晶過程和防止再結晶晶粒高溫階段進一步長大，進而實現奧氏體向鐵素體轉變過程中的細化成核，得到細小鐵素體晶粒[7]。加熱過程、開坯與串列軋制及軋后冷卻等工藝過程控制對晶粒細化都有一定影響。

加熱爐溫度及在爐時間控制影響原始奧氏體晶粒尺寸大小，采用最高達1 220 ～ 1 260 ℃的加熱溫度，總在爐時間控制在140 ～ 160 min。鋼中通過添加V等微量元素形成碳氮化物阻礙加熱過程中原始奧氏體晶粒長大，三加及均熱段溫度略高于碳氮化物的全固溶溫度，能夠起到對奧氏體晶界運動過程的釘扎作用，可避免加熱過程中原始奧氏體晶粒尺寸過分粗大。

開坯軋制過程翼緣厚度方向基本沒有進行壓下，并受到部分自由寬展影響使之增加厚度，翼緣變形主要集中在串列萬能軋制階段。串列采用控速5道次軋制，軋制溫度控制在1 020 ～ 830 ℃，道次壓下量為20% ～ 35%，由經驗公式計算再結晶區軋制溫度Tnr為953 ℃[8-9]。串列軋制過程第一至三道次處在1 100 ～ 950 ℃，配合以大變形道次壓下量25.0% ～ 35.0%軋制，可實現原始奧氏體晶粒完全發生動態再結晶；后兩道次軋制速度由1.8 m/s降低至1.2 m/s，溫度控制在930 ℃以下，為后續處在非再結晶區軋制提供合理溫降區間，避免處在部分再結晶區軋制而產生混晶組織；其道次壓下量控制在15 %～ 25%，并輔以道次機架間翼緣冷卻水開啟，采用水壓0.08 ～ 0.15 MPa，總流量控制在60 ～ 100 m3/h，對軋制過程中翼緣進行強水冷卻，進而實現道次軋制過程中快速均勻冷卻溫降20 ～ 40 ℃，終軋溫度控制在830 ℃左右。在后續冷卻相變過程中，細小的再結晶晶粒在晶界上析出細小的鐵素體晶粒；未再結晶晶粒受變形而被拉長，未細化的晶粒在向鐵素體轉變過程中無足夠形核點，易形成粗大的鐵素體晶粒和針狀組織，進而對材料沖擊性能產生影響。得到均勻細小的F+P組織，晶粒度達8.5 級～ 9.5級，沖擊性能值穩定控制在100 J以上。

3 結 論

1）經分析可知，鋼材內部晶粒粗大及存在混晶組織現象是S355J0級超厚熱軋H型鋼低溫沖擊單值低、性能不合格的主要原因。

2）軋制過程通過道次溫度及降速控制，并輔以部分道次機架間翼緣冷卻水強冷卻工藝，實現再結晶區軋制與非再結晶區相結合的軋制工藝，得到均勻細小的F+P組織，晶粒度達8.5 級～ 9.5級，沖擊功穩定控制在100 J以上。

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第一作者：張志慧，男，33歲，碩士研究生

收稿日期：2024-08-05