Mn对高Ti低合金高强度钢Q355B组织性能影响

张志坚，杨鹏辉，李 帅，李盛豹，王东凯

（日照钢铁控股集团有限公司，山东276806）

0 引言

某钢铁公司外贸出口低合金钢年销量在50万吨以上，在外贸出口产品中占有较高比例。为满足国家进出口退税要求，综合考虑合金强化机理及退税合金元素市场价格，在满足低合金Q355B钢组织及力学性能要求前提下，开发出高Ti（质量分数≥0.05%）低合金Q355B钢，既大幅降低了外贸出口产品的生产成本，也提升了外贸出口低合金钢的竞争力。

本文主要研究了Ti含量在0.05%以上，不同的Mn含量及精轧终轧温度下，Mn-Ti复合微合金的成分设计，组织及力学性能优化，以获得最优的低合金结构钢Q355B的成分设计及生产工艺。

1 Mn、Ti微合金元素对低合金结构钢性能的影响

1.1 Mn合金元素对低合金结构钢性能的影响

在低合金高强度钢中Mn是重要的合金强化元素，对组织和力学性能有着很大的影响。在P、S含量较低的含锰低合金钢中，带状组织主要是锰的枝状偏析与碳的相互作用导致的[1]，铸坯以枝状结晶的形式凝固，所以枝间锰含量较高，枝内锰含量较低，造成铸坯内的枝间和枝内的原始偏析[2]。不同的锰含量影响不同区域的奥氏体向铁素体转变的Ar3温度，在轧钢加热、冷却过程中，碳会从枝间向枝内扩散，在枝间形成珠光体，在枝内形成铁素体，从而在钢板厚度中间位置形成铁素体/珠光体带状组织[3]。降低锰含量可以减少铸坯的原始偏析，明显改善偏析造成的带状组织，同时减少锰合金用量可显著降低成本。

1.2 Ti合金元素对低合金结构钢性能的影响

因Ti元素化学性质较为活泼。据参考文献介绍：当低合金钢中Ti含量不大于0.045%时，钢的屈服强度随着Ti含量增加缓慢上升，Ti在钢中主要与[N]、[O]、[S]等元素结合成尺寸较大且稳定的化合物[TiN]、[Ti4C2S2]，在连铸板坯加热过程中[TiN]可有效钉扎在奥氏体晶界，阻止奥氏体晶粒长大[4]，Ti主要起细晶强化的作用。当Ti含量大于0.045%而小于0.098%时，钢的屈服强度随Ti含量增加呈线性递增趋势[5]，高温时生成的[TiN]消耗部分Ti，钢中剩余Ti将和C结合形成TiC，细小弥散的TiC粒子可阻止位错的运动，起到沉淀强化的作用。

2 试验材料及试验方案

2.1 试验材料成分设计

根据某钢厂现有低合金结构钢成分及生产工艺，设计高Ti（质量分数0.052%～0.075%）成分下降低Mn含量的合金体系，成分体系如表1所示。

表1 试验材料成分体系

成分体系中[N]≤0.006%，实际生产中控制[S]≤0.010%时，依据周建等有效钛（TiEff）与全钛（TiTotal）、氮、硫和固溶钛（Tis）的关系公式：

式中：TiEff为有效钛质量分数，TiTotal为全钛质量分数，Tis为固溶钛质量分数，固溶钛（Tis）质量分数按0.005%计算[7]，可起到沉淀强化的有效Ti约0.003～0.020%。

2.2 试验材料准备

铁水经过120 t转炉、LF炉冶炼后，经板坯连铸机浇铸成207 mm厚度板坯。207 mm板坯加热至1 210℃，保温后经2150热轧生产线轧制成8～12 mm厚的高钛低合金结构钢板。

2150热轧线主要设备包括：3座步进梁式加热炉，两架四辊可逆粗轧机R1、R2，中间坯卷取的热卷箱，7架长行程、AGC液压压下、带窜辊和正弯辊板形控制系统的四辊精轧机组，层流冷却设施，3台地下卷取机[6]。热轧2150线生产工艺路线如图1所示。

图1 热轧2150线生产工艺路线

2.3 试验方案

2.3.1 实验步骤

2150热轧线采取不同的精轧终轧温度（如表2）轧制试验材料；通过不同批次的试验，获得高钛低合金钢组织及力学性能；通过分析力学性能，获得最优的成分体系及工艺制度。

表2 工艺温度控制制度

2.3.2 试样制备

在社会经济迅速发展的同时，民众对生活质量的要求越来越高，绿色健康的生活方式是社会大众所向往的。生物课程中有关生物知识的内容大部分都来源于生活，生活中所涉及的许多问题也都需要生物知识的引导和解决，可以说生物知识十分贴近生活。对生物知识的有效运用可以有效提高社会大众的生活质量，满足大众对绿色生活理念和健康生活的追求。

依据《GB/T1591-2018低合金高强度结构钢》中力学性能及工艺性能要求，在两种不同的工艺温度控制下，分别取样检验力学性能，分析在不同成分体系、不同温度工艺制度下，屈服强度、抗拉强度、延伸率及冲击波动范围。拉伸、冷弯试样采用横向取样，冲击试验取纵向试样。

3 试验结果及分析

3.1 Mn含量、终轧温度对力学性能影响

采用成分1中Mn含量0.45%～0.55%，精轧终轧温度分别选择850、830、810℃时，试验结果如表3所示。

在Mn含量0.45%～0.55%范围内，屈服强度和抗拉强度较高，富余量较大，存在抗拉强度超出控制标准上限的现象。

采用成分2中Mn含量0.35%～0.45%，精轧终轧温度分别选择850、830、810℃时，试验结果如表4所示。

在Mn含量0.35%～0.45%范围内，屈服强度和抗拉强度均有明显降低，工艺4断后伸长率余量不多，容易出现低于标准的情况。

通过由表3、表4综合分析，工艺5在Mn含量0.35%～0.45%，精轧终轧温度控制在830℃，卷取温度600℃下，综合力学性能较好。

3.2 金相组织分析

表3 采用成分1不同终轧温度下的力学性能

表4 采用成分2不同终轧温度下的力学性能

3.2.1 不同工艺下金相组织结果

对不同工艺下试样进行SEM检测金相组织，在500倍下基体组织均为珠光体+铁素体，心部均有少量氮化物分布。

图2～4所示为工艺1～3的表面、心部及氮化物金相组织；图2所示为工艺1晶粒度，表面12.0级，心部10.5级；图3所示为工艺2晶粒度，表面11.0～12.0级，心部11.0级，图4所示为工艺3晶粒度，表面11.0级，心部10.5级。心部均存在氮化物，尺寸8～9 μm。

图2 工艺1表面、心部及氮化物金相组织（500倍）

图3 工艺2表面、心部及氮化物金相组织（500倍）

图4 工艺3表面、心部及氮化物金相组织（500倍）

图5～7所示为工艺4～6的表面、心部及氮化物金相组织；图5所示为工艺4晶粒度，表面10.5～12.0级，心部11.0级；图6所示为工艺5晶粒度，表面11.5级，心部11.0级；图7所示为工艺6晶粒度，表面10.5～11.5级，心部10.0级。心部均存在氮化物。

图5 工艺4表面、心部及氮化物金相组织（500倍）

图6 工艺5下表面、心部及氮化物金相组织（500倍）

图7 工艺6表面、心部及氮化物金相组织（500倍）

3.2.2 不同工艺对金相组织的影响

锰含量降低后金相组织中珠光体含量减少，表面及心部晶粒度均在10.0级以上，两种成分体系下均未有明显的带状组织。低温810℃终轧情况下，晶粒度均匀性较好，高温850℃珠光体减少。

试验结果证明在不同的工艺制度下，金相组织均存在氮化物，尺寸在8～9 μm，因Ti含量（Ti质量分数0.052%～0.075%）超过了TiN理想化学配比[4]，Ti在低合金Q355B钢中主要起沉淀强化作用。在较低的810℃精轧终轧温度下，在奥氏体发生相变前，TiN的析出可以抑制奥氏体长大，所以低的终轧温度可以细化转变后铁素体的晶粒。在相同成分设计下，低的精轧终轧温度屈服、抗拉强度更高，在成分1、Mn含量在0.45%～0.55%下，试验结果存在抗拉强度超国标上限现象存在，力学性能富余量较大。

降低成分体系中Mn含量至0.35%～0.45%，Mn的固溶强化作用进一步减弱，带状组织进一步优化（如图5～7所示），屈服强度较Mn质量分数0.45%～0.55%降低约20 MPa。综合分析，工艺5的组织和性能指标较为理想。

4 结语

为降低出口低合金高强度结构钢生产成本，本文研究了Ti含量为0.052～0.075%时，不同Mn含量和终轧温度对低合金高强度结构钢的微观结构和性能的影响，并通过实验确定了最佳的成分及生产轧制工艺。

（1）低合金高强度结构钢Q355B中加入0.052～0.075%的Ti，Ti的强化机理主要为沉淀强化，精轧终轧温度的降低有利于提高强度。

（2）Mn质量分数由0.45～0.55%降低至0.35～0.45%，试验检测结果表明屈服强度降低约20 MPa。

（3）在本试验中Mn的质量分数为0.35～0.45%，终轧温度控制在830℃，卷取温度控制600℃，高Ti低合金力学性能控制最为稳定，性能波动小，金相组织检验晶粒度均匀稳定，并且比原低合金成分体系体系降低成本30元/吨。