曹 陽，李月，王月香，麻 衡

（山鋼股份萊蕪分公司 技術(shù)中心，山東 濟(jì)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(yè)應(yīng)用于高溫條件下的重要材料，具有很好的高溫強(qiáng)度、抗蠕變性能和耐蝕性等。目前，國內(nèi)最常用的壓力容器用鋼板為GB 713中的Q245R、Q345R和12Cr1MoVR等，占國內(nèi)鍋爐和壓力容器市場總用鋼量的60%以上。隨著我國國民經(jīng)濟(jì)的發(fā)展，基于環(huán)保和提高能源利用率的考慮，對容器鋼的性能參數(shù)要求也愈加嚴(yán)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(xiàn)行國家標(biāo)準(zhǔn)GB 50427—2008《高爐煉鐵工藝設(shè)計規(guī)范》提出新建高爐的有效容積必須達(dá)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(shè)備用鋼需求量將會增加。標(biāo)準(zhǔn)還提出了高爐一代爐役工作年限應(yīng)達(dá)到15 a以上，熱風(fēng)爐的設(shè)計壽命應(yīng)達(dá)到25～30 a，對高爐及其配套設(shè)備的長壽化要求能大大節(jié)約大修費(fèi)用，提高作業(yè)率和設(shè)備效用指標(biāo)，降低噸鐵成本。但一直以來，高爐及其配套設(shè)備用鋼處于一種無明確規(guī)范可行的狀態(tài)，如果鋼材選用較隨意，在服役后期設(shè)備中鋼材的性能會下降，嚴(yán)重可能會造成巨大的經(jīng)濟(jì)損失。一方面，材料長期處于高溫條件下會引起組織變化，產(chǎn)生脆化和軟化傾向，材料強(qiáng)塑性大幅度降低；另一方面，因復(fù)雜應(yīng)力的作用使鋼板的疲勞損傷不斷積累［2］。因此，結(jié)合市場及行業(yè)需求，基于低成本、高性能思路，采用Cr、Mo微合金化成分設(shè)計，結(jié)合控軋控冷及正火工藝，開發(fā)生產(chǎn)了具備高強(qiáng)塑性、高韌性、高溫性能優(yōu)異，同時具有高探傷質(zhì)量等級和良好表面質(zhì)量的鋼板，可廣泛應(yīng)用于高爐及其配套設(shè)備產(chǎn)品的生產(chǎn)制造。

2 新型容器鋼的理論研究

目前國內(nèi)常用的具有高溫性能的鍋爐和壓力容器用鋼板執(zhí)行標(biāo)準(zhǔn)GB 713，與國外具有高溫性能的容器鋼標(biāo)準(zhǔn)EN 10028—2 相比，國外標(biāo)準(zhǔn)中對鋼板的屈服強(qiáng)度、伸長率和探傷等級等方面做了更加嚴(yán)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(huán)境下長期服役的要求。

國內(nèi)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(nèi)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(qiáng)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(xué)合理的成分設(shè)計，結(jié)合冶煉、軋鋼及熱處理關(guān)鍵工藝控制技術(shù)，實(shí)現(xiàn)合理的組織調(diào)控，改善鋼板的各項(xiàng)性能。

2.1 科學(xué)合理的合金元素配比

本研究通過充分發(fā)揮合金元素的特點(diǎn)及相互之間的作用，控制合理的含量配比達(dá)到最佳的強(qiáng)化效果。在本文容器鋼成分設(shè)計中，高溫下保證材料強(qiáng)度的元素主要是Cr、Mo 等。Cr 元素對材料在高溫下強(qiáng)度的貢獻(xiàn)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(qiáng)化基體，細(xì)化組織，通過釘扎抑制碳化物在高溫下的分解、碳的擴(kuò)散及滲碳體在晶界處的偏聚［3］。

Mo 在鋼中形成的細(xì)小密排立方M2X（Mo2C）具有極高的穩(wěn)定性，促進(jìn)了鋼在高溫下的性能穩(wěn)定性［4］。高溫下，Mo 在鐵素體中的擴(kuò)散速度比較慢，可以抑制或減緩鋼在高溫下強(qiáng)度的下降；同時Mo在晶界處發(fā)生偏聚時會提高晶界結(jié)合力；Mo 還可以促進(jìn)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(qiáng)化作用。

2.2 強(qiáng)化方式對鋼板性能的影響

本文研究鋼板的主要強(qiáng)化機(jī)制為沉淀強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化等。沉淀強(qiáng)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(chǎn)生。碳氮化物沉淀相可以通過減緩位錯亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)，釘扎位錯、阻礙位錯運(yùn)動，從而提高容器鋼的蠕變強(qiáng)度。故容器鋼通常采用彌散析出的第二相粒子來實(shí)現(xiàn)高溫條件下強(qiáng)度的提高［7］。

固溶強(qiáng)化主要是提高基體金屬的原子間結(jié)合力，固溶原子還能與位錯形成柯氏氣團(tuán)，釘扎位錯的運(yùn)動。研究表明，從鋼的化學(xué)成分來說，凡是熔點(diǎn)高、自擴(kuò)散系數(shù)小并且提高鋼的再結(jié)晶溫度的合金元素，固溶于基體后都能提高鋼的高溫強(qiáng)度。鋼中的Cr、Mo都是重要的固溶強(qiáng)化元素，當(dāng)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(qiáng)化可以大大提高固溶強(qiáng)化效果，使得容器鋼的高溫持久強(qiáng)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(chǎn)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(kuò)散，仍處于偏析狀態(tài)［9］。軋制過程中出現(xiàn)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(yán)重破壞鋼的組織均勻性，降低強(qiáng)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(yīng)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(dǎo)相變的驅(qū)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(dāng)鋼板在較高溫度熱軋后，鋼板中的位錯和晶界等缺陷數(shù)量及密度增加，由于晶體缺陷處點(diǎn)陣畸變較大，原子處于較高的能量狀態(tài)，易于跳躍，故各種缺陷處的擴(kuò)散激活能均比晶內(nèi)擴(kuò)散激活能小，加快了原子的擴(kuò)散，提高了Si、Mn 等合金元素的擴(kuò)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(kuò)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(yán)格控制雜質(zhì)元素和氣體含量，采用低過熱度澆鑄、二冷水控制及動態(tài)輕壓下技術(shù)等改善鑄坯內(nèi)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(kuò)散重新均勻分布，改善和消除帶狀組織。

3 工業(yè)試制情況

新型容器鋼板的工藝流程:鐵水預(yù)處理→轉(zhuǎn)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(shè)計

高爐及其配套設(shè)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(shè)計（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

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(yán)格按照設(shè)計的成分和工藝進(jìn)行生產(chǎn)。轉(zhuǎn)爐做好脫P(yáng)，嚴(yán)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(diào)整至設(shè)計要求范圍內(nèi)；連鑄工序全程保護(hù)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(shù)破壞柱狀晶生長產(chǎn)生的凝固搭橋，同時補(bǔ)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(chǎn)生的組織應(yīng)力和熱應(yīng)力，防止鑄坯裂紋產(chǎn)生，最終生產(chǎn)出成分合理的高質(zhì)量鑄坯原料。鑄坯規(guī)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(jìn)行侵蝕，所得鑄坯低倍組織如圖1所示。根據(jù)YB/T 4003—2016 對低倍組織進(jìn)行評定，評定結(jié)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(zhì)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(yán)格控制板坯加熱爐內(nèi)溫度和保溫時間，在保證鑄坯內(nèi)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(tài)相變相結(jié)合，充分發(fā)揮析出強(qiáng)化及細(xì)晶強(qiáng)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(yōu)異的組織和力學(xué)性能。

3.3.1 奧氏體再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)軋制

粗軋階段為在奧氏體再結(jié)晶區(qū)采用高溫大壓下軋制模式，一方面通過動態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶的反復(fù)發(fā)生不斷細(xì)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(xì)化。

精軋階段后期為奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制，是控軋工藝的關(guān)鍵階段，精軋開軋溫度主要依據(jù)奧氏體未再結(jié)晶臨界溫度進(jìn)行設(shè)計，奧氏體未再結(jié)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(zhì)“拖拽”作用來使得奧氏體細(xì)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(jié)晶以及再結(jié)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(xì)化鐵素體晶粒，從而達(dá)到提高鋼的強(qiáng)度和韌性的目的。

對不同厚度規(guī)格鋼板的各道次軋制壓下率進(jìn)行統(tǒng)計，統(tǒng)計結(jié)果如圖2所示。從圖2可看出，粗軋階段道次壓下率呈現(xiàn)逐漸增長的趨勢，既能充分發(fā)揮奧氏體的形變累積效果，確保在再結(jié)晶區(qū)域充分細(xì)化，也能提高軋制滲透力，改善鋼板內(nèi)部質(zhì)量。精軋階段道次壓下率呈現(xiàn)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(tài)再結(jié)晶，保留形變儲能，提高鐵素體形核率，從而細(xì)化組織。水冷后鋼板進(jìn)行下線堆垛緩冷，可緩慢釋放鋼板中的殘余應(yīng)力，同時可大大降低鋼板中氫的含量，充分實(shí)現(xiàn)熱擴(kuò)散效果，改善鋼板內(nèi)部質(zhì)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(kuò)散系數(shù)，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(wěn)定性。

4 試制產(chǎn)品情況

4.1 力學(xué)性能對比

本研究鋼板的主要力學(xué)性能指標(biāo)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(biāo)準(zhǔn)通用方法，室溫拉伸試驗(yàn)按照EN ISO 6892—1:2016、高溫拉伸試驗(yàn)按照EN ISO 6892—2:2018、沖擊試驗(yàn)按照EN ISO 148—1:2016、斷面收縮率試驗(yàn)按照EN 10164—2004 進(jìn)行檢測。本研究開發(fā)的新型容器鋼的強(qiáng)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(biāo)。

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(tǒng)Q345R 鋼板上截取全厚度金相試樣，將試樣經(jīng)打磨、拋光后在4%的硝酸酒精中進(jìn)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(tài)，如圖3所示。由圖3可看出:相對于傳統(tǒng)Q345R鋼板，新型Cr-Mo容器鋼全厚度方向金相組織中晶粒細(xì)小均勻分布，無明顯帶狀組織。而傳統(tǒng)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(qiáng)度、韌性。

4.3 脆化敏感性檢驗(yàn)

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(nèi)使用可能會發(fā)生脆化現(xiàn)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(nèi)，鋼材在脆性溫度范圍內(nèi)工作時，雜質(zhì)元素（P、Sn、Sb等）可能會偏聚到晶界上，會降低晶界的結(jié)合強(qiáng)度，出現(xiàn)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(yàn)結(jié)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(yàn)（步冷試驗(yàn)）來加速脆化處理，通過對試驗(yàn)結(jié)果及試驗(yàn)溫度進(jìn)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(yàn)后的鋼板與未做步冷試驗(yàn)的鋼板沖擊韌性對比如圖4 所示。從圖4 可以看出，鋼板經(jīng)過步冷試驗(yàn)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(yàn)過程中鋼材沒有出現(xiàn)脆化傾向。分析沖擊性能提高可能是由于試驗(yàn)過程中Cr、Mo 元素在晶界處的偏聚提高了晶界的結(jié)合力，強(qiáng)化了晶界，或者試驗(yàn)溫度超過了飽和偏聚量下的臨界脆化溫度，降低了雜質(zhì)原子的晶界偏聚濃度，發(fā)生脫脆現(xiàn)象。脫脆過程前期反偏聚速率最大，由于本試驗(yàn)保溫時間較短，且正處于反偏聚速率最快的階段，因此出現(xiàn)試驗(yàn)后沖擊韌性大幅度提高這一現(xiàn)象［17］。

圖4 30 mm鋼板步冷試驗(yàn)前后的沖擊韌性

從未做步冷試驗(yàn)和步冷試驗(yàn)后的鋼板上分別截取全厚度金相試樣，試樣經(jīng)打磨、拋光后在4%的硝酸酒精中進(jìn)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(tài)，如圖5 所示。由圖5 可看出:相對于未做步冷試驗(yàn)鋼板，步冷試驗(yàn)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(jié) 語

本文研究了一種Cr-Mo 微合金化成分體系結(jié)合煉鋼、軋鋼及正火工藝中的關(guān)鍵控制技術(shù)，試制開發(fā)了新型低合金高性能壓力容器用鋼板。生產(chǎn)結(jié)果表明，通過科學(xué)合理的微合金元素配比及生產(chǎn)工藝充分發(fā)揮各種強(qiáng)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(qiáng)塑性、沖擊韌性、高溫力學(xué)性能，z向性能優(yōu)異、厚度方向組織均勻性及批次間性能穩(wěn)定性良好。通過步冷試驗(yàn)驗(yàn)證了本研究鋼板在試驗(yàn)條件下沒有出現(xiàn)脆化傾向，反而沖擊韌性有了一定的提升，具備在高溫環(huán)境下服役的條件，為開發(fā)可廣泛應(yīng)用于高溫環(huán)境的鍋爐及壓力容器產(chǎn)品提供了技術(shù)支撐。

圖5 30 mm鋼板步冷試驗(yàn)前后的厚度方向金相組織照片