冷卻速度對SA106C 鍋爐用碳素無縫鋼管帶狀組織的影響

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)。當帶狀組織嚴重，鋼管的力學性能出現(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不到技術(shù)標準的要求［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別不得大于3 級。

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別比普通退火處理的試樣低。孫進等［8］發(fā)現(xiàn)采用高溫擴散退火＋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，鐵素體相變的實際轉(zhuǎn)變溫度逐漸降低，并對帶狀組織生成的機理進行了更深一步的理論研究。

在生產(chǎn)20G、SA106B、SA106C 等鍋爐用碳素無縫鋼管時，由于連鑄坯存在Mn 的枝晶偏析，經(jīng)常會發(fā)現(xiàn)帶狀組織，嚴重時達到4～5 級，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)表面帶狀組織嚴重。目前針對鋼板生產(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，但對鋼管生產(chǎn)中的帶狀組織的解決措施報道較少。本文主要研究正火后不同冷卻速度對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 試驗材料和試驗方法

1.1 試驗材料

試驗鋼管的工藝流程為：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）→熱處理（正火）→理化檢驗→無損檢測（渦流+超聲波）→人工檢驗→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?？刂芁F 精煉時間≥50 min，VD 處理時間≥25 min（其中VD 高真空度67 Pa 的保持時間≥15 min）。澆鑄前對鋼液喂鈣線進行鈣處理，以改變夾雜物形態(tài)，通過合理的軟吹氬攪拌促進變性夾雜物的充分上浮去除。

試驗鋼管是經(jīng)Assel 軋管機生產(chǎn)的SA106C 鋼管，規(guī)格為Φ114 mm×20 mm，試驗鋼管長度為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。采用直讀光譜對鋼管化學成分進行測定，結(jié)果見表1。

表1 SA106C 試驗鋼管的化學成分（質(zhì)量分數(shù)） %

1.2 試驗方法

首先對SA106C 無縫鋼管的原始組織進行觀察，然后對試驗鋼管采用正火處理，正火溫度（910±5）℃，保溫時間30 min，為了獲得不同的冷卻速度對帶狀組織的影響，采用了對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 個金相試樣，標號為1～5 號，分別對組織進行觀察。

圖1 正火后冷卻方式示意

2 試驗結(jié)果

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

帶狀組織級別按GB/T 13299—1991《鋼的顯微組織評定方法》進行評級，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，帶狀組織級別由5 級向2 級逐漸減輕，內(nèi)表面附近的帶狀組織最嚴重，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 不同冷卻速度對應(yīng)的金相組織

從圖3 可以看出，試驗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，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)，隨著冷卻速度的進一步增大，珠光體條帶先變細，條帶數(shù)量減少，冷卻速度增大至一定程度時，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別均降低至2 級以下。帶狀組織級別變化趨勢如圖4 所示，金相組織類型和帶狀組織級別滿足標準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 含量相對較低。連鑄坯加熱時，C 作為間隙固溶原子容易在奧氏體內(nèi)部擴散分布均勻化，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 含量相對較低的區(qū)域首先析出鐵素體組織。因此軋后冷卻時奧氏體中的貧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 帶擴散，進一步抑制了富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 冷卻速度對試驗鋼帶狀組織的影響

加快冷卻速度會使鐵素體轉(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，同時較低的相變溫度降低了鐵素體的長大速率，對C 在鋼中的擴散起到抑制作用，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，對鋼管綜合性能不利［14-15］。

為了確定冷卻速度對帶狀組織的影響，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應(yīng)關(guān)系（表2），對冷卻速度和鋼管硬度進行回歸分析，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別在0～3 級，滿足標準及用戶的要求。

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，對正火后的20G、SA106B、SA106C 等碳素高壓鍋爐管進行快速冷卻，規(guī)格跨度為Ф76.2～720 mm×10～120 mm，針對不同規(guī)格設(shè)計了相應(yīng)的控制冷卻速度方案，鋼管的帶狀組織級別控制在3 級以下，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，帶狀組織0～3 級，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。