基于控制冷却技术的Q620 级别高强度热轧无缝钢管开发

李 铮，刘耀恒

（宝山钢铁股份有限公司，上海 201900）

钢管由于其中空的截面特性，用于制造建筑结构网架、支柱和机械支架，可以减轻质量，节省金属20%～40%，而且可大大减少涂保护层的面积，节约投资和维护费用。但是传统的无缝钢管生产过程中缺乏类似板材TMCP 控制轧制和控制冷却工艺的组织调控手段，定径后采用空冷方式进行冷却，产品组织调控基本依赖合金元素添加和离线热处理工艺（正火、离线调质等），因而相比板材同级别产品其性能有一定弱化［1］。

钢的高强化是最有效的结构减重手段之一，同时也是增加结构承重的有效手段之一。然而由于长期以来无缝钢管产品缺乏轧制过程的组织性能调控手段，不但同级别的产品需要添加更多的合金来保证性能，而且通常屈服强度500 MPa 以上级别的无缝钢管产品即需要进行调质热处理方能生产。这使得生产工艺趋于复杂化，也带来了更高的能耗和成本，与钢铁产业“绿色化、节能化”的发展大方向背道而驰，这也是近年来，部分领域原本应用的无缝钢管不断被焊管替代的原因之一［2］。

近年来部分无缝钢管企业进行了钢管轧后控制冷却的实践，并取得了一定成果［3-5］，但大多停留在试验阶段，未有大规模工业化应用的先例。2016年，宝山钢铁股份有限公司在其Φ460 mm PQF 轧管机组成功建设了轧后控制冷却平台，且该平台成功投入了工业化应用（图1），使得无缝钢管生产过程中具备了对组织性能进行调控的能力。基于该技术平台，重点针对不同的冷却路径对轧后组织的影响进行研究，并成功开发试制了Q620 高强度热轧无缝钢管产品。

1 试验方法

1.1 工艺流程

由于受钢管几何形状、轧制工艺、轧制设备等因素的限制，无缝钢管在热轧成形过程中的可控、可变因素相对较少，导致控轧控冷技术中的控制轧制工艺在无缝钢管生产中的应用在一定程度上受到制约，因此无缝钢管的组织性能调控重点在于控制冷却工艺的开发应用，目前实现的控制冷却工艺流程如图2 所示。

图1 热轧无缝钢管轧后控制冷却平台

1.2 产品标准

目前我国标准中对于低合金高强度钢的主要标准有GB/T 1591—2008《低合金高强度结构钢》［6］，最高强度级别到屈服强度690 MPa 级别，选取其中较高级别的Q620 为研究对象。

图2 无缝钢管控制冷却生产工艺流程

1.3 试验方案

试验采用的钢种为低碳低合金钢，在C-Mn 钢基础上添加少量合金元素，主要目的为促进贝氏体相变以及细化晶粒，主要化学成分见表1。

表1 试验钢种主要化学成分（质量分数）%

试验钢经轧制成管后，通过控制冷却装置冷却到一定温度，再经冷床空冷至室温，其大致的冷却工艺路径如图3 所示。

图3 冷却工艺试验示意

调节快速冷却开始温度、快速冷却终冷温度和冷却速度，研究其对轧态组织相变及最终性能的影响规律，具体控制冷却工艺参数见表2。

表2 快速冷却试验工艺参数

1.4 性能检验

拉伸性能按照GB/T 228.1—2010《金属材料 拉伸试验 第1 部分：室温试验法》标准进行检测，采用圆形拉伸试样。冲击性能按照GB/T 229—2007《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》标准进行检测，采用10 mm×10 mm×55 mm 尺寸V 型缺口试样，检测温度-40 ℃。金相检验采用ZEISS Axio Imager M2m 光学金相显微镜（OM），采用ZEISS EVO MA 25 扫描电子显微镜（SEM）配OXFORD 能谱分析仪对微观形貌进行分析。

2 试验结果与分析

2.1 试验结果

1～9 号试验管力学性能见表3。

表3 1～9 号试验管力学性能

2.2 快速冷却开始温度影响分析

1~4 号试验管采用了950~800 ℃不等的快速冷却开始温度，对其强度和冲击韧性的影响如图4 所示。

图4 开始冷却温度对试验管强度和韧性的影响

可以看出快速冷却开始温度在850 ℃以上时，试验管强韧性基本上没有明显变化，开始温度降低到800 ℃时，强、韧性同时出现明显降低。为分析其原因，对试验管微观组织进行分析，发现冷却开始温度为850~950 ℃的试样组织较为近似，而冷却开始温度为800 ℃的试样中则出现了明显的铁素体组织，在原奥氏体晶界上呈网状分布，如图5 所示。

图5 不同快速冷却开始温度的试验管组织

采用Gleeble 3800 热模拟试验机进行了试验管的CCT 过冷奥氏体连续冷却转变曲线绘制，如图6所示。

图6 试验管的CCT 曲线

从CCT 曲线可以看出，在连续冷却条件下，770 ℃左右开始A→F+P 相变，由于试验中快速冷却开始温度的控制只能通过空冷待温方式进行，时间较长，进入了先共析铁素体转变区间，由于奥氏体过冷度较低，先共析铁素体优先在能垒较低的晶界位置析出，形成了组织中的网状铁素体。

一般而言，铁素体作为一种软相，分布在组织中有利于塑、韧性的增加，然而如果铁素体形成网状分布，则会导致晶体内部出现薄弱路径，反而会降低韧性。

2.3 快速冷却速度影响分析

1，8，9 三个试验管在不同的快速冷却速度条件下的力学性能如图7 所示。

从力学性能看，快速冷却速度从20 ℃/s 提升到50 ℃/s，在其他工艺参数保持不变的情况下，强度、韧性基本处于同等水平。

对不同冷却速度试样微观组织进行SEM 分析，结果如图8 所示，发现不同冷却速度组织较接近，均为均质的贝氏体组织。结合CCT 曲线来看，20~50 ℃/s 的冷却速度均在A→B+少量F 的相变区间，冷却速度的变化对相变影响较为有限。

张明星等［7］就冷却速度对一种低碳贝氏体钢的组织性能的影响进行了研究，认为冷却速度在一范围区间时，随冷却速度增加，粒状贝氏体含量增加，组织主要由粒状贝氏体构成时，强度和韧性配合最佳。然而冷却速度对组织性能影响不大的原因主要在于冷却方式非连续冷却，不同的冷却速度对应的是相近的终冷温度，由于后续空冷阶段冷却速度较慢，可以认为是近似的等温处理，组织转变主要在快速冷却结束后的缓冷阶段进行，所以冷却速度对最终的组织性能影响不大，但根据CCT 曲线可以看出，快速冷却速度如果过慢，则容易进入铁素体相变区，冷却速度过快则容易引起内、外表面温度差增大，造成不均匀，同时冷却速度过快造成内应力过大，也有可能导致钢管变形甚至开裂。因此，选择合理的冷却速度也是十分必要的。

图7 快速冷却速度对试验钢强度和韧性的影响

图8 不同冷却速度试样SEM 图像

2.4 快速冷却终冷温度的影响

1，5，6，7 四个试验管采用了不同的快速冷却终冷温度，将快速冷却终冷温度与试验管性能绘制成曲线，如图9 所示。

图9 终冷温度对试验钢强度和韧性的影响

可以看出，随着快速冷却终冷温度的降低，试验钢强度随之上升，而冲击功则随着快速冷却终冷温度的降低先升高再降低，在快速冷却终冷温度为550 ℃时出现一峰值，450 ℃时出现明显下降。对4 个试验管金相组织进行对比分析，如图10 所示。

图10 不同终冷温度条件下试验管金相组织

从金相组织可以看出，终冷温度为600 ℃时，组织开始由铁素体F+珠光体P 向贝氏体转变，贝氏体形貌以较粗大的上贝氏体为主，550 ℃时组织已基本全部由贝氏体构成，贝氏体形貌为板条混合粒状，500 ℃时组织中粒状组织比例明显增加，终冷温度达到450 ℃后，组织内开始出现明显的马氏体。

从相变动力学角度出发，快速冷却终冷温度越低，奥氏体过冷度越大，组织内具备相变条件的形核点越多，从而使得转变后的晶粒包括亚晶界、贝氏体/马氏体板条等在内的亚结构发生细化，这是随着快速冷却终冷温度降低，钢的强度提升的主要原因之一［8］。

3 大生产试制

采用前述钢种，基于试验研究结果，制定了大生产试制的工艺参数：

样管规格 Φ244.48 mm×11.05 mm

截面变形比 8.72

加热制度 1 200~1 280 ℃，保温3~4 h

定径机出口温度 900~1 000 ℃

快速冷却开始温度850~950 ℃终冷温度500~570 ℃

平均冷却速度 ∧20 ℃/s

分别在试制样管头、中、尾区域取样进行性能及组织检测，力学性能见表4，可以看出力学性能完全满足GB/T 1591—2018 对Q620 级别的要求，强度已经达到Q690 级别。

表4 试制样管力学性能

第二轮试制样管金相组织及SEM 组织如图11所示，主要由细小均匀的贝氏体组织构成。

图11 试制样管金相组织及SEM 组织

Q620 级别结构管产品在标准中分为C、D、E三个级别，分别对应0，-20，-40 ℃三个冲击温度要求。为确认试制样管适用冲击温度级别，进行了韧脆转变曲线的绘制，如图12 所示，可以看出试制样管韧脆转变温度约-60 ℃，可以满足最高级别Q620E 的需求。

4 结 语

重点针对控制冷却过程中冷却路径对钢管的组织性能的影响开展了研究，为后续大生产工艺提供参考依据，并基于研究结果成功试制了Q620 级别高强度无缝钢管，各项性能指标满足标准要求。

图12 试制样管韧脆转变曲线

（1） 快速冷却开始温度在850 ℃以上时，试验管强度和韧性基本上没有明显变化，冷却开始温度降低到800 ℃时，强度和韧性同时出现明显降低。这是因为冷却开始温度过低，钢中的铁素体在晶界上析出成网状所致；

（2） 随着快速冷却终冷温度降低，钢的强度不断提升，而对于试验管而言，韧性则先升后降，在某一温度存在一韧性峰值，这是因为不同快速冷却终冷温度条件下，得到的组织有所变化，快速冷却终冷温度低于一定值后，组织内有马氏体出现；

（3） 快速冷却速度大于一定水平时，冷却速度的变化对组织及性能的影响不明显；

（4） 采用合适的工艺，可以直接轧制生产Q620 级别甚至更高级别热轧无缝钢管产品。