冉 旭，陳紹林

（衡陽華菱鋼管有限公司，湖南 衡陽 421001）

鋼中帶狀組織是指沿鋼材軋制方向形成的，以先共析鐵素體為主的帶與以珠光體或貝氏體、馬氏體為主的帶彼此堆疊而成的組織形態(tài)。當(dāng)帶狀組織嚴(yán)重，鋼管的力學(xué)性能出現(xiàn)明顯的各向異性，使鋼管橫向斷面收縮率降低較多，縱向沖擊功與橫向沖擊功相差較大，鋼管的塑性或韌性達(dá)不到技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)的要求［1］，一些鍋爐用無縫鋼管用戶明確要求鋼管中的帶狀組織的級(jí)別不得大于3 級(jí)。

改善鋼中C、Mn 等元素的偏析是消除或減輕帶狀組織的根本途徑［2-3］。在鋼的軋制過程中，優(yōu)化軋制比、終軋溫度及軋后的冷卻速度，可以改善成分偏析、細(xì)化晶粒，并且減少帶狀組織［4］。軋后冷卻速度越快，帶狀程度越輕。其中，軋制壓縮比與冷卻速度對(duì)帶狀組織的帶寬影響比較明顯，空氣中冷卻的帶寬明顯窄于緩慢冷卻的帶寬；帶間距隨著軋制時(shí)總壓下率的增大而變?。?］。除了通過控制軋制工藝參數(shù)來消除或減少帶狀組織外，還可以通過熱處理來改善組織。徐玉松等［6］采用綜合十字鐓拔鍛造與1 050 ℃×2 h+820 ℃×1 h 的高溫固溶熱處理優(yōu)化制度，極大地改善材料帶狀偏析，最終消除帶狀組織。李國忠等［7］的研究表明，經(jīng)等溫退火的試樣帶狀組織的級(jí)別比普通退火處理的試樣低。孫進(jìn)等［8］發(fā)現(xiàn)采用高溫?cái)U(kuò)散退火＋正火熱處理可以消除22CrMoH 齒輪鋼中的帶狀組織。劉宗昌等［9］采用1 250～1 300 ℃擴(kuò)散退火保溫5 h 左右即可消除枝晶偏析，從而消除帶狀組織?？紫槿A等［10］提出，正火熱處理的冷卻過程中，只要在奧氏體和鐵素體兩相區(qū)嚴(yán)格控制冷卻速度，可以避免出現(xiàn)明顯的帶狀組織。王平吉等［11］發(fā)現(xiàn)，鋼在熱處理后的冷卻過程中，隨冷卻速度的增大，鐵素體相變的實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度逐漸降低，并對(duì)帶狀組織生成的機(jī)理進(jìn)行了更深一步的理論研究。

在生產(chǎn)20G、SA106B、SA106C 等鍋爐用碳素?zé)o縫鋼管時(shí)，由于連鑄坯存在Mn 的枝晶偏析，經(jīng)常會(huì)發(fā)現(xiàn)帶狀組織，嚴(yán)重時(shí)達(dá)到4～5 級(jí)，觀察鋼管全壁厚的金相組織發(fā)現(xiàn)，一般鋼管外表面帶狀組織較輕，壁厚中部帶狀組織明顯，內(nèi)表面帶狀組織嚴(yán)重。目前針對(duì)鋼板生產(chǎn)中的帶狀組織的影響因素和工藝控制已有了較深入的研究，但對(duì)鋼管生產(chǎn)中的帶狀組織的解決措施報(bào)道較少。本文主要研究正火后不同冷卻速度對(duì)SA106C 碳錳無縫鋼管帶狀組織的影響，通過觀察分析顯微組織，為減輕或消除帶狀組織生產(chǎn)工藝提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)鋼管的工藝流程為：連鑄坯冶煉（電弧爐EAF+鋼包精煉爐LF+真空脫氣VD）→穿孔→軋管（Assel 軋管機(jī)）→熱處理（正火）→理化檢驗(yàn)→無損檢測（渦流+超聲波）→人工檢驗(yàn)→包裝入庫。

連鑄坯原料為優(yōu)質(zhì)廢鋼+生鐵，控制鋼中殘余有害元素含量。采用EAF（45 t）+LF+VD+連鑄CC的生產(chǎn)工藝，電弧爐冶煉采用全程泡沫渣工藝，冶煉前期熔氧結(jié)合，提前造渣脫磷，降低鋼中磷含量；后期快速升溫脫碳，高溫氧化沸騰去氣去夾雜。精煉采用全程吹氬工藝，有利于脫氧、脫硫、去除非金屬夾雜物、均勻鋼液成分及溫度。控制LF 精煉時(shí)間≥50 min，VD 處理時(shí)間≥25 min（其中VD 高真空度67 Pa 的保持時(shí)間≥15 min）。澆鑄前對(duì)鋼液喂鈣線進(jìn)行鈣處理，以改變夾雜物形態(tài)，通過合理的軟吹氬攪拌促進(jìn)變性夾雜物的充分上浮去除。

試驗(yàn)鋼管是經(jīng)Assel 軋管機(jī)生產(chǎn)的SA106C 鋼管，規(guī)格為Φ114 mm×20 mm，試驗(yàn)鋼管長度為150 mm，將鋼管沿縱向方向剖開均分成2 塊，取其中的1 塊做熱處理試驗(yàn)。采用直讀光譜對(duì)鋼管化學(xué)成分進(jìn)行測定，結(jié)果見表1。

表1 SA106C 試驗(yàn)鋼管的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

1.2 試驗(yàn)方法

首先對(duì)SA106C 無縫鋼管的原始組織進(jìn)行觀察，然后對(duì)試驗(yàn)鋼管采用正火處理，正火溫度（910±5）℃，保溫時(shí)間30 min，為了獲得不同的冷卻速度對(duì)帶狀組織的影響，采用了對(duì)鋼管端部浸入水中的冷卻方式，鋼管從下至上形成有梯度由快到慢的冷卻速度，正火后冷卻方式如圖1 所示，水深20 mm。冷卻至室溫后，沿管體方向切取5 個(gè)金相試樣，標(biāo)號(hào)為1～5 號(hào)，分別對(duì)組織進(jìn)行觀察。

圖1 正火后冷卻方式示意

2 試驗(yàn)結(jié)果

SA106C 無縫鋼管的原始組織形貌如圖2 所示，不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的金相組織（1~5 號(hào)）如圖3 所示，其中1 號(hào)金相試樣的觀察位置為鋼管底端至離鋼管底端3 cm 處，2 號(hào)金相試樣的觀察位置為離鋼管底端3~6 cm，3 號(hào)金相試樣的觀察位置為離鋼管底端6~9 cm，4 號(hào)金相試樣的觀察位置為離鋼管底端9~12 cm，5 號(hào)金相試樣的觀察位置為離鋼管底端12~15 cm。

帶狀組織級(jí)別按GB/T 13299—1991《鋼的顯微組織評(píng)定方法》進(jìn)行評(píng)級(jí)，由圖2 中可見：SA106C無縫鋼管從內(nèi)表面到中部均存在帶狀組織，帶狀組織級(jí)別由5 級(jí)向2 級(jí)逐漸減輕，內(nèi)表面附近的帶狀組織最嚴(yán)重，到壁厚中部逐漸減輕，而外表面附近無帶狀組織。

圖2 SA106C 無縫鋼管的原始組織形貌

圖3 不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的金相組織

從圖3 可以看出，試驗(yàn)鋼的顯微組織由鐵素體和珠光體組成，組織的形貌由冷卻速度決定，從試樣最底端向上，冷卻速度由快至慢，冷卻速度較慢時(shí)，得到呈條帶狀分布的鐵素體+珠光體，隨著冷卻速度增大，晶粒逐漸細(xì)化，條帶狀組織逐漸消失，取而代之的是均勻分布的鐵素體和珠光體，珠光體條帶中鐵素體數(shù)量增多，使得珠光體變得不連續(xù)，隨著冷卻速度的進(jìn)一步增大，珠光體條帶先變細(xì)，條帶數(shù)量減少，冷卻速度增大至一定程度時(shí)，出現(xiàn)貝氏體組織。鋼管壁厚中部的組織變化與內(nèi)表呈同樣的規(guī)律，而壁厚中部原始組織相比于內(nèi)表面而言，帶狀組織較輕微，因此壁厚中部的帶狀組織級(jí)別均降低至2 級(jí)以下。帶狀組織級(jí)別變化趨勢如圖4 所示，金相組織類型和帶狀組織級(jí)別滿足標(biāo)準(zhǔn)及用戶要求的范圍是離底端3～9 cm。SA106C 鋼管靠近內(nèi)表面處的硬度分布如圖5 所示。

圖4 帶狀組織級(jí)別變化趨勢

圖5 SA106C 鋼管靠近內(nèi)表面處的硬度變化趨勢

3 帶狀組織分析

3.1 帶狀組織的形成原因

帶狀組織的形成是連鑄坯在凝固過程中形成的枝晶偏析導(dǎo)致的，其中認(rèn)為主要是Mn 偏析的影響［4］。凝固枝晶組織中，枝晶間Mn 含量較高，枝干處Mn 含量相對(duì)較低。連鑄坯加熱時(shí)，C 作為間隙固溶原子容易在奧氏體內(nèi)部擴(kuò)散分布均勻化，而置換式固溶原子Mn、Si、Cu、Cr 等均勻化比較困難，仍然處于枝晶偏析狀態(tài)。在熱軋過程中枝晶組織因變形而發(fā)生扭轉(zhuǎn)、破碎和延伸拉長，軋后Mn偏析保留下來或沒有完全消除，在冷卻相變前的奧氏體中形成貧Mn 帶和富Mn 帶。Mn 是奧氏體穩(wěn)定元素，降低了Ar3溫度，由于Mn 元素的帶狀偏析將導(dǎo)致不同部位Ar3溫度的差異，導(dǎo)致先共析鐵素體產(chǎn)生不同時(shí)性［12］。Mn 含量高的帶狀區(qū)域Ar3低，不易產(chǎn)生鐵素體，而Mn 含量相對(duì)較低的區(qū)域首先析出鐵素體組織。因此軋后冷卻時(shí)奧氏體中的貧Mn 帶將先發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變，形成鐵素體帶，并使得過飽和析出的C 原子向富Mn 帶擴(kuò)散，進(jìn)一步抑制了富Mn 帶鐵素體的析出，最終使得富Mn 帶奧氏體轉(zhuǎn)變成珠光體帶。因此，產(chǎn)生帶狀組織的先決條件是各帶狀區(qū)域內(nèi)化學(xué)成分不均勻引起的Ar3溫度的差異，成分帶狀分布的結(jié)果造成了相變后得到鐵素體+珠光體帶狀組織。

3.2 冷卻速度對(duì)試驗(yàn)鋼帶狀組織的影響

加快冷卻速度會(huì)使鐵素體轉(zhuǎn)變溫度降低，減小了成分偏析帶的相變開始溫度的差異，降低了鐵素體產(chǎn)生的不同時(shí)性，有利于減輕帶狀組織。加快冷卻導(dǎo)致Ar3溫度降低，造成較大的過冷度，增加了鐵素體的形核率，同時(shí)較低的相變溫度降低了鐵素體的長大速率，對(duì)C 在鋼中的擴(kuò)散起到抑制作用，阻礙了鐵素體晶粒的各向同性長大，形成的鐵素體不再為等軸狀，這種鐵素體形態(tài)的改變“切開”奧氏體晶粒，使珠光體無法成為連續(xù)的帶狀，進(jìn)而減弱帶狀組織［13］。但如果冷卻速度過大，以至于形成魏氏組織或者貝氏體組織，對(duì)鋼管綜合性能不利［14-15］。

為了確定冷卻速度對(duì)帶狀組織的影響，獲得最佳的冷卻速度范圍，保證生產(chǎn)既能減輕帶狀組織，又能保證鋼管組織避免出現(xiàn)魏氏或者貝氏體等不合格組織，繪制SA106C 鋼管的CCT 曲線，如圖6 所示，根據(jù)硬度值和冷卻速度的對(duì)應(yīng)關(guān)系（表2），對(duì)冷卻速度和鋼管硬度進(jìn)行回歸分析，找出兩者之間的關(guān)系?；貧w分析結(jié)果如圖7 所示。

維氏硬度與冷卻速度的回歸方程為：

式中 y —— 冷卻速度，℃/s；

x —— 維氏硬度，HV。

離底端3～9 cm 的維氏硬度是163～182 HV，帶入公式（1）計(jì)算得到冷卻速度為1.40～3.89 ℃/s，這說明控制冷卻速度在1.40～3.89 ℃/s，可以控制帶狀組織級(jí)別在0～3 級(jí)，滿足標(biāo)準(zhǔn)及用戶的要求。

圖6 SA106C 鋼的CCT 曲線

表2 CCT 曲線中硬度與冷卻速度的對(duì)應(yīng)值

圖7 硬度與冷卻速度回歸分析結(jié)果

4 生產(chǎn)應(yīng)用情況

衡陽華菱鋼管有限公司采用鋼管旋轉(zhuǎn)內(nèi)噴外淋冷卻方式，對(duì)正火后的20G、SA106B、SA106C 等碳素高壓鍋爐管進(jìn)行快速冷卻，規(guī)格跨度為Ф76.2～720 mm×10～120 mm，針對(duì)不同規(guī)格設(shè)計(jì)了相應(yīng)的控制冷卻速度方案，鋼管的帶狀組織級(jí)別控制在3 級(jí)以下，每年向國內(nèi)的鍋爐廠家批量供貨超過萬噸，用戶反映良好。

5 結(jié) 論

（1） Mn 元素的顯微偏析是導(dǎo)致帶狀組織的主要原因，SA106C 鋼管內(nèi)表面附近帶狀組織最為嚴(yán)重，到壁厚中部逐漸減輕，外表面附近無帶狀組織。

（2） 加快正火后的冷卻速度，使鐵素體轉(zhuǎn)變溫度降低，減小了成分偏析帶的相變開始溫度的差異，降低了鐵素體產(chǎn)生的不同時(shí)性，增加了鐵素體的形核率，降低了鐵素體的長大速率，阻礙了鐵素體晶粒的各向同性長大，形成的鐵素體不再為等軸狀，這種鐵素體形態(tài)的改變“切開”奧氏體晶粒，使珠光體無法成為連續(xù)的帶狀，進(jìn)而減弱帶狀組織。

（3） SA106C 鋼管的冷卻速度控制在1.40～3.89℃/s 時(shí)，帶狀組織0～3 級(jí)，保證生產(chǎn)既能減輕帶狀組織，又能避免出現(xiàn)魏氏或貝氏體等不合格組織。