船用钢板生产.doc

造 船 用 钢 板 生 产一、 综 述根据中国船舶工业总公司规划，到2005年，我国造船业的年销售收入可望达到230亿元；到2010年，可望达到350亿元。我国两家最大的造船企业中国船舶工业集团和中国船舶重工集团于近期分别提出了各自的跨世纪发展目标：中国船舶工业集团将在2005年使造船产量达到250万t，争取进入世界造船业“五强”;到2010年，使造船产量达到350万t到400万t，跻身世界造船业“三强”。中国船舶重工集团则计划将2005年的销售收入和造船产量在2000年的基础上翻一番。最近几年，我国的地方造船工业也在高速发展，已呈现地方船舶、中船重工、中船集团三足鼎立的局面。各地方船厂发挥各自优势，纷纷改建、扩建造船设施，大量承接船舶定单。1.1船板需求造船业的兴旺，给船板制造企业也带来了机遇，各中厚板厂纷纷将船板作为生产的重点，扩大船板产量。2003年我国各钢厂共生产船板201万t，自给率为74%，仍不能满足船厂的需求。随着我国造船业的发展，无论在造船能力、完工量、承接定单、手持定单数量等各方面，已多年位居世界第三位。由于劳动力成本的升高，位于前两位的日本和韩国的优势正逐渐缩小，预计在不久的将来，中国将赶上或超过日、韩，成为世界造船大国、强国，使造船板的消耗大量增加。到2005年，我国造船能力将达到885万t，按照造船完工量600700万t计算，我国将每年消耗船板220万t左右，32kg级、36kg级高强度船板将占其中的30%。1.2船板技术要求船板的技术要求执行各国船级社的规范。造船钢板生产必须取得美国（ABS）、法国（BV）、中国（CCS）、挪威（DNV）、德国（GL）、英国（LR）、意大利（RINA）、日本（NK）、韩国（KR）等国船级社认可。各国船级社对船板的要求差别不大，一般将船板分为一般强度级和高强度级。一般强度级分为A、B、D、E四个质量级别；高强度级分为32、36、40kg级三个强度级别和AH、DH、EH、FH四个质量级别，其中常用的有AH、DH、EH三个级别。为保证船舶的安全性和可靠性，各国船级社对不同规格、牌号船板的化学成分、机械性能和交货状态作了严格的规定。如DH36船板在要求屈服强度不小于355MPa的基础上，还要求其-20纵向V型冲击功不低于34J，-20横向V型冲击功不低于24J，同时要求各牌号的钢板具有良好的焊接性能和耐海水腐蚀性能。1.3船板交货状态要求在交货状态方面，要求12.5mm以上的以Nb、V进行微合金化的AH、DH级船板，25mm以上的以Al或Al+Ti进行微合金化的AH、DH级船板，以及E、EH级的所有规格船板均应以正火状态交货。部分特殊部位的船板须具有更低的韧脆性转变温度，有的须具有良好的厚度方向性能。但可以例外的是热机械轧制(TMCP)工艺可生产各种强度级别、质量级别的船板。CCS规范一般强度船板交货状态要求:钢 号交 货 状 态厚 度 t mmt12.512.5t2020t2525t3535t5050t100AAN，CR，TM，ARBAN，CR，TM，ARDAN，CR ，TM，AREN，TMCCS规范高强度船板交货状态要求:钢 号细 化晶 粒元 素交 货 状 态厚 度 t mmt12.512.5t2020t2525t3535t5050t100A32A36Nb和/或VAN，CR ，TMN，CR ，TMAl或Al和TiAAR不适用不适用A40AN，CR ，TM不适用D32、D36Nb和/或VAN，CR ，TM不适用Al或Al和TiAAR不适用N，CR ，TM不适用D40任意N，CR ，TM不适用E32、E36任意N，TME40任意N，TM，TQ不适用F32、F36任意N，TM，TQ不适用F40任意N，TM，TQ不适用注: A:任意;N:正火;CR:控制轧制TM(TMCP):温度-形变控制轧制AR:经CCS特别认可后,可采用控制轧制状态交货如采用TMCP状态交货,应经CCS认可造船使用的主要厚度规格是825mm，最厚一般到60mm。其中825mm钢板占80%，超过25mm到60mm之间的占20%。为减轻船体的自重，船舶设计时，设计者往往采用以1mm甚至0.5mm晋级的船板，这就要求钢厂需生产以1mm甚至0.5mm晋级的船板。船体由船板焊接而成，焊接工作在整个船舶制造过程中占较大的比重。因此减少焊缝不但能够减少焊接工作量、焊缝检查工作量、缩短造船周期，还能够减少焊接中的不安全隐患，提高船舶的可靠性。所以船舶设计者希望使用单重大、板面大的船板。制造万吨船舶使用的船板宽度一般在20003000mm，其中2500、2600mm的船板最多；长度一般8000mm以上，以12000mm的最多。为使涂漆后的船体表面光滑、美观以及减少应力集中，要求船板表面无麻点、夹杂、结疤、重皮等缺陷。1.4国内外船板工艺1.4.1国内船板目前国内船板A、B、A32、A36控轧，而D、D32、D36、E、E32、E36船板仍按控轧后正火工艺。A、B、A32、A36生产工艺：铁水扒渣脱硫 转炉冶炼 LF炉外精炼 RH或VD真空处理 连铸 加热 轧制 控冷 精整 性能检验 判定入库D（厚度25）、D32（厚度20）、D36（厚度20）、E、E32、E36生产工艺： 铁水扒渣脱硫 转炉冶炼 LF炉外精炼 RH或VD真空处理 连铸 加热 轧制 控冷 正火 精整 性能检验 判定入库1.4.2国外船板国外船板特别是日本船板均控轧、控冷后在线加速冷却工艺生产，生产成本低，市场竞争能力强。其生产工艺为TMCP：铁水扒渣脱硫 转炉冶炼 LF炉外精炼 RH或VD真空处理 连铸 加热 控轧、控冷 ACC加速冷却 精整 性能检验 判定入库二、化学成分设计2.1化学成分设计原则化学成分设计成分设计的依据是钢板所要求的性能及各化学元素对综合机械性能的影响。碳是较强的固溶强化元素，能显著提高钢板强度，但降低韧性和塑性，明显恶化钢板焊接性能，因此，碳要控制在中下限。锰是弱碳化物形成元素，它可以降低奥氏体转变温度，细化铁素体晶粒，对提高钢板强度和韧性有益，因此，在成分设计时，锰要控制在中上限。高强度级船板的焊接性能和强韧性出发，最佳成分设计是低碳(0.15%以下)、高锰(约1.5%)和微合金(Nb、V、Ti)处理。钢材的性能很大程度上取决于最终的组织状态(组织组成、形貌和晶粒尺寸)，而向钢中添加微合金元素Al、Nb、V、Ti奥氏体中的应变诱导析出相和相变时碳、氮化物的析出。钢中加入细晶元素Al对钢板强韧性能起到良好的作用，但在含V钢中，Al对钢板性能的影响较为复杂。AlN质点的形核、长大受Al的扩散速度控制，当N/Al原子比较大时，析出AlN质点细小弥散；而当N/Al原子比较小时，因Al原子较多容易在先沉淀相上长大，粗大的AlN粒子对再结晶不起作用，另外Al与V争夺氮，在相同条件下使V(C、N)的析出量减少，由于V(C、N)比AlN更为弥散，其细化晶粒和析出强化作用将受到影响。钢中的Al含量不宜过高，过高的Al含量将对钢板的强韧性能起到不良影响。Al在0.020%0.065%范围内，随Al含量的增加，强度性能有下降趋势，而冲击性能无明显变化。考虑到规范要求Al0.020%，冶炼时钢中的Al含量控制在0.020%0.040%较为合适。钢中加入V，因为析出强化作用，提高钢板强度性能，但却降低低温冲击韧性，虽然可以通过细化晶粒对韧性进行一定的补偿，但总体上对韧性产生不良影响。V在0.024%0.045%范围内，随V含量的增加强度增加，而冲击功却显著下降。由于冲击功富余量较大，可以通过适当增加钢中V含量，提高钢板强度性能，但不宜太高。综合考虑V对钢板强韧性能的影响，V控制在0.030%0.040%较合适。钢中进行微Ti 处理， Ti有利于加热控制奥氏体晶粒长大、轧制过程细化奥氏体及铁素体晶粒、改善船板焊接性能。加热过程制奥氏体晶粒长大。对微Ti处理的AH36钢加热过程研究表明：第一阶段温度为900950，钢的奥氏体晶粒尺寸较小，晶粒尺寸变化不大，处于稳定阶段。由于AlN和Ti的化合物的共同作用，几乎完全钉扎了奥氏体晶界。稳定阶段的奥氏体晶粒尺寸受钛含量的影响较小，但钛含量较大时，能使此阶段保持到较高温度。第二阶段温度为9501200，随着加热温度的提高，部分奥氏体晶粒粗化，奥氏体晶粒随温度升高而迅速长大，因为AlN和Ti的化合物部分溶解，奥氏体晶粒失去了钉扎作用而迅速长大，相比之下，钛含量较高的钢奥氏体晶粒较细小。第三阶段温度为12001250，是均匀长大阶段，随着温度的继续升高，奥氏体晶粒变得粗大。由于Ti的化合物在该温度下仍然溶解很少，仍起到明显的细化晶粒作用，使奥氏体晶粒长大较为缓慢，钛含量较高的钢，奥氏体晶粒尺寸较小。轧制变形阶段钛含量对奥氏体晶粒尺寸进行控制。有研究表明:在相同温度、变形量条件下， 含钛量较高的钢奥氏体晶粒直径比含钛量较低钢要小，含钛量较高的钢析出的TiN、TiC等第二相粒子数量要多，对奥氏体晶界的钉扎能力加强，抑制奥氏体晶粒长大。但是Ti含量应控制在一定合理范围， 有研究表明:高Ti钢中Ti的复合夹杂物的存在，减少了有效Ti的固溶含量，不但不能作为钢中细化晶粒相，反而成为钢中的断裂源，对钢的性能非常有害。因此，对船板钢，Ti的加入量应严格控制，不超过0.03%。Nb作为一种重要的微合金元素，在钢中的作用是十分显著的。它可形成细小的碳化物和氮化物，抑制奥氏体晶粒的长大;它在轧制过程中可提高再结晶温度，抑制奥氏体的再结晶，保持变形效果从而细化铁素体晶粒;它在铁素体中沉淀析出，提高钢的强度以及在焊接过程中阻止热影响区晶粒的粗化等等。选用Nb、V、Ti微合金化效果及问题见表。Nb、V、Ti微合金化效果及问题项 目微 合 金 化 元 素NbVTi强韧化效果晶粒细化析出强化固氮效果控轧操作性控冷有效性普遍问题强度难控制合金化难度浇注困难铸坯裂纹综合性能影响显著; 有效; 不明显对钢的组织和性能的综合影响方面，Nb和Ti都优于V和B，但Ti对O、N、S、C具有更强的亲合力，而Nb的合金化不需要以高纯净度钢水为前提。大量文献指出这样的事实，Nb、V、Ti在钢中是通过晶粒细化影响强度和韧性，以Nb最为显著。从Ceq的计算公式Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15可明显看出，Nb的加入不影响钢板的碳当量，且焊接过程中阻止热影响区晶粒的粗化，有利于造船业的焊接使用。2.2一般强度级船板化学成分CSiMnPSAlsA0.080.160.100.350.601.000.0350.030B0.070.140.801.200.0150.015DE必要时D、E级船板进行微Nb、Ti处理2.3高强度级船板化学成分化学成份，%CSiMnPSNbAlsV25mmAH32DH32EH320.120.160.150.501.201.500.0250.0150.0150.0200.0500.0300.04025mmAH32(H)DH32(H)EH32(H)0.130.170.150.501.351.550.0250.0150.0200.0350.0200.0500.0300.040必要时微Ti处理钢号CSiMnPSNbAlsVAH36DH36EH360.130.170.150.501.351.550.0250.0150.0200.0350.0200.0500.0300.040必要时微Ti处理三、船板冶炼要求3.1船板板坯质量要求船板板坯质量要求化学成分均匀、硫鳞含量低、无内部裂纹、中心偏析、无表面裂纹、表面夹渣、气泡与针孔 、形状缺陷等。其质量要求分为内部质量及表面质量。内部质量：内部裂纹、中心偏析等表面质量：表面裂纹、表面夹渣、气泡与针孔 、形状缺陷等3.2船板板坯质量缺陷对钢板质量的影响化学成分均匀：板坯化学成分不均匀，经轧制成材后钢板机械性能不均匀。内部裂纹、中心偏析：板坯有内部裂纹、严重中心偏析， 经轧制成材后钢板可能分层。通常钢板分层处有大量夹杂物， 进行电子探针分析其中以化物较为严重(夹杂物多为)，同时板坯偏析可能造成钢板各向异性。表面裂纹、气泡与针孔：板坯存在表面裂纹，钢板将出现表面裂纹; 板坯气泡与针孔经加热、轧制后，气泡与针孔外露后即为钢板表面裂纹。钢板表面裂纹缺陷分为星状裂纹、纵裂和横裂纹。表面夹渣：板坯表面夹渣对应钢板表面为夹杂。3.3影响船板质量的主要因素及产生原因根据实际生产实践发现影响船板质量的主要因素为：板坯表面裂纹、气泡与针孔经加热、轧制后形成的钢板表面裂纹缺陷。3.3.1表面质量缺陷产生原因有关板坯表面质量缺陷产生原因报道很多，有人认为：(1) 碳含量的影响船板钢的碳含量为0 13%0 14%，处于包晶反应区，这一碳含量的连铸坯在凝固时，液相与相几乎同时消失转变为奥氏体，造成较大的体积收缩，增大了坯壳与结晶器铜板之间的孔隙，热阻相应增大，由于传热的不均匀，凝固坯壳厚度也不均匀，在热应力、摩擦力、钢水静压力的作用下，裂纹容易在坯壳薄弱处产生。(2) Nb、Ti的影响钢中加入Nb、Ti等元素，降低了钢的高温塑性，使钢的裂纹敏感性增加，坯壳承受变形的能力减弱，容易产生表面裂纹。(3) P、S的影响裂纹中有较严重的P、S偏析现象，从微裂纹曲折、细小的形状上看，裂纹是沿晶界裂开的，这就与裂纹处的较高磷、硫含量有很大的关系，P、S容易在晶界处以薄膜形态析出，降低了晶界的强度，晶界的应力集中使得(Fe)、与晶界间形成孔隙，微孔连接产生晶间裂纹。(4) Al的影响 裂纹处发现较高的铝含量，这并非偶然，Al可以AlN的形式析出，并导致钢的低温塑性降低。AlN沿奥氏体晶界析出，在应力的作用下析出物附近会形成微裂纹，导致晶界脆化。对于含Nb钢，Al的加入细化了碳、氮化铌晶界析出物的尺寸，导致更强的晶界钉扎作用。阻碍了晶界迁移，使得通过晶界滑移形成微孔洞变得更加容易。Al析出温度在850左右，因此Al的影响在二冷段和矫直变形过程中更加明显。应力的影响这里所指的应力包括两个部分：一部分是结晶器内对裂纹形核起影响作用的应力，主要有热应力、摩擦力、钢水静压力等。它们来自于钢水温度、液面波动、润滑状况、振动参数等。这些应力的单一影响或相互作用，会在坯壳的最薄弱处促进裂纹的产生。另一部分是在裂纹形核以后产生作用的，主要有因冷却形成的热应力、矫直应力、鼓肚应力等，它们来自于二次冷却、铸坯矫直、对弧精度等，这些应力会使已有的微裂纹进一步扩展而成为无法消除的裂纹缺陷。(6)武钢曾发现低熔点元素砷的含量过高直接导致试样表面拉伸裂纹的产生。 典型的拉伸裂纹照片 表面裂纹处的EDS谱线图 在试样表面发现的白色浮凸相 裂纹延伸部位奥氏体晶界上的裂纹从单侧表面裂纹的形态和夹杂以及As元素分析的结果可以看出,裂纹是在凝固过程中形成的,并在随后的加热过程中被加剧而扩大,轧制和表面打磨过程没有将这些裂纹消除。砷作为一种有害元素存在于钢中,并在加热过程中开始对钢的结构进行破坏。它能降低铜在奥氏体中的溶解度,同时能降低所形成的熔融相的熔点,致使熔融相向晶体内的晶界渗透,破坏晶界的连续性。国外资料表明,砷对钢的热脆性影响相当于铜的1/4。因此砷和铜共存时对形成热加工表面裂纹特别明显。武汉钢铁公司技术中心早在70年代末就对16Mn系列钢中(相当于高强度船板钢)砷、铜的富集行为进行过研究,试验表明:其铜含量在0.13%左右,砷含量0.020%时,对应钢板不出现裂纹,若砷含量0.020%,加热工艺控制不当,对应钢板表面出现微裂纹,且砷含量越高,对应出现裂纹越严重。通过对船板钢出现拉伸裂纹对应炉号钢中砷含量进行调查,其含量范围均为0.026%0.040%,对船板钢裂纹的产生有很大影响。3.3.2 SEM分析板坯表面星状裂纹成因有人用SEM分析了中厚板及板坯表面星状裂纹。研究其成因：钢板表面裂纹和连铸板坯表面星状裂纹具有相同的成分特征，中厚板表面裂纹缺陷是源自连铸板坯的表面星状裂纹缺陷。因为铸坯表面缺陷被氧化层覆盖，一般是在经热轧后才在中厚钢板表面暴露出来。铸坯表面星状裂纹沿初生奥氏体晶界走向，裂纹内有金属铜富集。表明低熔点金属铜的存在，降低了晶界的结合强度，导致凝固过程中晶界被收缩应力拉裂，形成星状裂纹。其中，铜是因凝固坯壳与结晶器铜板间机械磨擦而粘附于坯壳表面的。由于铜的熔点远低于坯壳温度，粘附在坯壳上的铜屑会熔化并沿晶界渗入坯壳内。因为铜富集于裂纹尖端，这里氧化层较薄，且铜的延展性较好，经高温轧制这些裂纹区域可能闭合。裂纹内氧化物较厚的区域，热轧时不能闭合，才形成裂纹。故在中厚钢板表面裂纹中不易见到明显的铜富集区。裂纹附近弥散分布的细粒状氧化物夹杂，是晶界附近偏聚的杂质(主要为Si和Mn)元素在半凝固条件下发生氧化而形成的。其中，低熔点的晶界裂纹成为向钢液中输送氧的通道。由于表面张力的原因，高温液相中形成的硅锰氧化物倾向于长成较大的尺寸。但是在较低的温度下，则其合并和长大受到较大的阻力，故杂质倾向于呈弥散分布。采用耐磨耐高温的镀层处理结晶器表面，如铬镍镀层，可以隔断低熔点铜与坯壳的接触，降低凝固坯壳表面温度梯度和板坯表面热应力，防止发生板坯表面星状裂纹。还可以提高结晶器表面耐磨性，延长结晶器寿命。 1中厚钢板表面裂纹的外观Bar=1mm 2中厚钢板表面裂纹剖面的形貌Bar=100 3中厚板裂纹剖面的显微形态Bar=10 4连铸坯表面星状裂纹的形貌Bar=1 5板坯表面星状裂纹的剖面形态Bar=10 6板坯裂纹断口微观形态Bar=103.3.3横向裂纹形成的机理有学者用金相学、电子探针显微分析(EPMA)和化学分析来检验有横向裂纹缺陷的连铸板坯和钢板，探讨横向裂纹形成的机理。试样号化学成分铁素体位电子探针显微分析(元素)C(%)Mn/S(%)Al(%)N(10-6)钢板10.1924.80.088870.854Ca，Na，Mg，C，Al20.1727.80.0341200.909Ca，Mg，C，Al30.1574.40.036670.894Ca，Mg，C，Al，Na40.2076.90.067500.782没有夹渣50.1741.50.065670.89760.1263.60.035810.99570.1355.60.023910.96480.1463.30.019590.96490.1446.70.021680.951铸坯100.2675.80.066810.667Ca，Na，C，Al110.1969.80.063560.822没有夹渣3.3.3.1金相分析有缺陷钢板试样的裂纹区和非裂纹区的典型金相分析表明，在裂纹区晶粒显著长大，这一观察结果在所有钢板试样上均能观察到。与裂纹相近区的晶粒大小在30120m之间，而远离裂纹区的晶粒大小在2040m之间。连铸坯显微组织观察也表明了类似的趋势。为了研究裂纹区微观偏析的作用，一些试样用硝醇浸蚀液，苦味酸浸蚀溶液反复浸蚀，然后用奥伯霍弗腐蚀液来显示由于磷偏析引起的白带的出现。将硝醇浸蚀液浸蚀的试样与苦味酸溶液浸蚀的试样裂纹区进行对比观察，发现由苦味酸浸蚀液浸蚀的试样裂纹区变宽，这清楚地表明出现了微观偏析。然而用奥伯霍弗腐蚀液浸蚀有缺陷的试样后没有发现由于磷偏析形成的白带。对试样进行电子探针显微分析也没有发现任何磷偏析。3.3.3.2电子探针显微分析检验对有裂纹的试样进行电子探针显微分析研究表明裂纹中含有钙、铝、锰、钠和碳，尤其是钠和碳的存在证明了在裂纹中含有未熔化的结晶器保护渣。结晶器保护渣参数见下表。结晶器保护渣参数化学成分(%)SiO231.033.0CaO32.034.0MgO1.01.3Al2O35.06.0Fe2O31.82.2K2O+Na2O2.53.5F27.09.0游离C7.010.0碱度1.031.1物理性能熔点，110020熔化点，110020流动点，120020粘度，Nsm-20.160.253.3.3.3裂纹试样的化学分析表中描述了对有裂纹试样进行化学分析的结果。这一结果也包含根据试样化学成分计算出的相应的铁素体位(FP)的数值。 FP=2.5(0.5-%Cp)式中%Cp=%C+0.02%Mn-0.1%Si-0.7%S%Cp表示碳当量，这是考虑到合金元素的影响而不是仅仅考虑Fe-C相图中碳的影响。计算FP来证实化学成分对裂纹敏感性的影响。当FP大约为1时相对裂纹敏感性达到最大。从表中可以看出有裂纹的试样中铝和氮含量高或者FP值几乎等于1(FP0.9)。3.3.3.4横向裂纹的形成机理通过上述各种观察及研究表明:连铸板坯/钢板上裂纹的机理特征如下:1)裂纹区的晶粒组织与无裂纹区的晶粒组织十分不同。在裂纹附近可以观察到晶粒长大。2)在试样的裂纹区观察到微量结晶器保护渣的存在。然而，在一些试样中没有发现结晶器保护渣。3)有裂纹的试样含有高铝和氮或者FP值接近1(0.9)。4)裂纹位于振痕下面。连铸板坯中裂纹的形成可以分成两类。类型 1:这一类型与柱状组织有关。在裂纹区存在着明显的磷和碳的微观偏析。在0.35%C钢中这种类型的裂纹十分显著，在0.10%C(FP=1)的钢中裂纹敏感性最小。类型2 :这一类型是晶界裂纹，与粗大晶粒组织有关。在0.1%C(FP1)时十分显著。氮化物和碳氮化物的动态析出或硫化物/氧硫化物的析出及皮下富集有贵重金属残存元素例如铜、锡和锑的原因，粗大晶粒进一步脆化。每种类型的裂纹在外部机械矫直应力、热应力或轧制变形应力冲击作用下最终出现和扩展。总之，船板生产过程中主要缺陷存在于上工序，与其他专用钢一样，良好的板坯质量是生产高质量中厚板的前提条件。因此，船板生产对上工序的要求与其他专用钢是一致的。四、船板轧制工艺传统生产工艺船板交货状态组织为珠光体铁素体，因此其强化途径应为细化晶粒，传统的控制轧制为二、三阶段轧制，但在两相区轧制易造成奥氏体或铁素体混晶导致晶粒不均匀，冲击韧性下降。国外80年代后期使采用轧制后的加速控制冷却的TMCP(热加工控制工艺)技术达到实用化，通过减少碳当量对提高高强钢厚板的焊接性能起到了很大的作用。又于1983年设置了控制冷却设备，提供了以造船、建筑、管线用板材为中心的高性能钢板。对于一些钢板而言，传统的热机械轧制工艺已经被再结晶控制轧制和快速冷却组合所代替。在这种情况下，通过对细小晶粒再结晶奥氏体进行快速冷却可获得细小晶粒组织。4.1加热钢的奥氏体化温度(即板坯的加热温度)是钢板控制轧制工艺的主要控制参数之一。板坯加热温度控制是否合理，直接影响到钢的初始奥氏体晶粒尺寸和微合金元素的固溶程度，从而直接影响到轧制过程中奥氏体再结晶过程，变形后的奥氏体晶粒状态以及碳氮化物的析出状态和数量，这些因素都会影响钢板的综合力学性能。因此，制定合理的加热制度十分必要。碳素钢的加热工艺是极其成熟，微合金钢加热工艺近来进行了大量的研究。4.1.1加热温度对Nb、V、Ti的固溶量及奥氏体晶粒尺寸的影响4.1.1.1有学者研究Nb-0.037%、V-0.07%、Ti-0.016%低合金碳猛钢不同固溶处理工艺条件下Nb、V、Ti的固溶量。Nb、V、Ti固溶量随加热温度的变化表试样编号固溶处理工艺Nb/%/%Ti/%195030min0.0010.0620.003105030min0.0100.0660.0015115030in0.0210.0690.0026120030in0.0220.06950.0067125030in0.0220.0710.006加热温度从950升高到1250，钢中Nb的固溶量呈增大趋势，在9501150的加热范围内，随加热温度升高，Nb在钢中的固溶量增大较快;加热温度达到1150以后，Nb的固溶量随加热温度升高的变化逐步减小。在加热温度升高至管线钢通常使用的板坯再热温度1200时，Nb在钢中的固溶量达到0.022%，约占Nb总量的60%。在950时，的固溶量已达到了0.062%，约占总量的89%;在1200时，的固溶量为0.0695%，约占总量的99%，几乎已全部固溶。在所有加热温度条件下，固溶Ti量极低，即Ti仍然以第二相粒子的形式存在。奥氏体晶粒尺寸随加热温度的变化表试样编号加热制度晶粒度/级平均晶粒直径m195030min7.525.22100030min7.028.33105030min6.530.34110030in5.544.151115030in5.056.66120030in3.51007125030min0333在1200以下加热时奥氏体晶粒比较小，且长大比较缓慢，1150时，奥氏体平均晶粒直径为56.6，在1200时，平均晶粒直径已长大为100。如加热温度继续升高，晶粒直径更大。4.1.1.3有资料表明含铌0.039低合金碳猛钢:溶解在奥氏体中的铌含量，随温度的升高而增加。NbC的固溶度积公式为: lgNbC=1.119-4964/t奥氏体晶粒粗化温度ts为1100，NbC的全固溶温度ts为1190。ts与tGC的关系为: ts= tG C+ 90在粗化温度以下时，含铌第二相粒子能有效地阻止晶粒长大;在稍高于粗化温度时，第二相粒子对一部分晶粒长大失去阻碍作用从而导致混晶的出现。4.1.1.3笔者于曾经对铌0.0200.040%C-Mn-Nb钢不同加热温度下Nb的析出、固溶含量进行了研究，结果与上述情况相当。不同加热温度下Nb的析出、固溶含量加热温度冰水冷却空气冷却Nb析出量%Nb固溶量%固溶率%Nb析出量%Nb固溶量%固溶率%8400.02200.014038.880.02300.013036.119000.01850.017546.610.02100.015041.669500.01600.020055.550.01900.017047.229900.01300.023063.880.01500.021058.3311500.00200.034094.440.00500.031086.11表中的试验结果表明:900以下钢中的Nb(C、N)量基本与原始轧态含量相当，而当温度高于900时，随温度升高Nb(C、N)开始少量溶解，超过990后钢中的Nb(C、N)开始大量溶解，Nb(C、N)充分固溶入钢中。C-Mn-Nb钢在1150时，钢中的Nb(C、N)析出相基本溶解完(约95%)，并固溶入钢中。1TI0.014 20.020.加热过程中各类微合金化钢奥氏体晶粒长大倾向4.1.2加热工艺选择热机械轧制工艺生产的钢板，板坯的再加热温度一般低于普通热轧中所采用的温度，其目的在于提高韧性、表面质量和生产率。靠晶粒细化和在整个工艺过程中改善晶粒尺寸的均匀性以达最终的铁素体组织对韧性有促进作用。加热温度选择:根据前面加热温度对微合金元素固溶及奥氏体晶粒长大行为的研究结果表明， 钢坯加热时在保证微合金元素固溶充分固溶的情况下，防止奥氏体晶粒进一步粗化，选择钢坯加热温度不超过奥氏体粗化温度是合理的。一般选择11501220。加热时间选择:根据不同的加热炉的加热条件和板坯的入炉温度来具体确定其单位厚度加热时间。板坯出炉时奥氏体组织均匀、温度均匀，为控轧创造良好的前提条件。因湘钢宽厚板工艺有冷装炉板坯与热装炉板坯，其化学成分相同。根据其他钢厂统计发现，冷装炉板坯与热装炉板坯轧后钢板的各项性能指标有差异：热装时屈服强度平均值较冷装低515MPa，抗拉强度平均值较前者低1020MPa，延伸率平均值较前者低35个百分点，冲击功平均值较冷装低10J左右。可见，钢板的拉伸性能相差不太明显，而钢板的冲击性能的差别相对较为明显。热装板坯轧制的钢板性能分散程度比冷装板坯轧制的钢板性能分散程度要大，性能复验率高。另外，对钢板冷弯不合格情况进行了统计，热装板坯轧制钢板的冷弯合格率比冷装板坯轧制的钢板冷弯合格率高。此种情况在生产时要加以重视。4.2轧制钢板的轧制按温度分为三个阶段：再结晶温度区轧制、未再结晶区轧制、双相区轧制。4.2.1粗轧阶段（再结晶温度区轧制）通常钢板粗轧阶段的冶金目的是为了给精轧阶段提供细小、均匀的奥氏体晶粒。当奥氏体在高温区变形时,奥氏体晶粒直径较小,是由于变形后奥氏体再结晶数量随变形量的增加而增加,再结晶形核速率较快,在晶粒长大过程中,晶粒相互碰撞,从而晶粒尺寸普遍减小。当奥氏体在低温区变形时,奥氏体晶粒随变形量的增加而被拉长、压扁,晶内出现大量变形带。变形量较小时,晶粒内变形带数量少,分布不均匀,随着变形量的增大,变形带数量增多,且分布趋向均匀。此时,再结晶晶粒不但在晶界处形核,而且在变形带上形核,使奥氏体晶粒较小。AH36（0.14-Ti）轧制温度及变形量对奥氏体晶粒尺寸的影响4.2.2精轧阶段（未再结晶区轧制、双相区轧制）精轧的道次规程和温度范围能够控制奥氏体中应变累积的数量以及奥氏体中微合金析出的驱动力和成核位置密度。轧制时，奥氏体晶粒尺寸分布在应变累积初始时而且应变累积规模的减小会通过最终铁素体组织的均匀性来影响韧性。精轧温度稍微低于Ar3点在钢板表面附近形成相当大的拉长铁素体晶粒而使韧性降低。精轧状态对强度的影响是复杂的，且取决于化学成分。随着终轧温度(FRT)的降低，铁素体晶粒细化强度增加。但如果进一步降低终轧温度，铁素体成核位置密度就会增大从而降低淬硬性，使强度降低，而在临界范围内轧制又可能提高强度。4.2.3微合金元素对轧制过程的影响与带材相比，中厚板在轧制过程中有更多的时间析出。在相对低的终轧温度下奥氏体中的残余应力增加所引起的强度增加能够抵消微合金析出量的增加。4.2.3.1 含Nb钢由前面钢中Nb的固溶行为分析可知，随着冷却速度提高，钢中Nb(C、N)的析出量有所减少，但相对减少量不大，由此看来在控轧控冷过程中单从Nb(C、N)的析出量来看，强冷并未使Nb(C、N)析出量显著提高，可见大量Nb(C、N)析出是在控轧的应变诱导下发生的。因此研究含Nb的控轧工艺尤为重要。根据武钢船板生产实际，高温再结晶区的控轧前几道次采用高温大压下，道次压下量为1520mm，累计变形量60%以上;开轧温度1150，终轧温度980以上。仍有约5%的Nb(C、N)未溶于奥氏体中，这部分未溶的Nb(C、N)粒子，阻止加热奥氏体晶粒长大，细化加热时奥氏体晶粒。粗轧控轧在再结晶区进行，奥氏体在反复的变形及再结晶过程奥氏体晶粒得到细化。粗轧后待温度降至950精轧机。精轧道次压下率大于10%，最后三道次累计压下率大于45%。含Nb的低碳钢将再结晶温度提高到900950。因此精轧是在无再结晶(或少再结晶)区进行，进而获得变形奥氏体。由于Nb(C、N)的变形诱导析出，抑制了变形奥氏体晶粒长大，奥氏体在变形过程中形成大量的形变带、增加了转变时的形核点，增强了相变细化效果，细化了晶粒，使钢具有高的强韧性。4.2.3.2 含Ti钢济南钢铁集团总公司姜广林等对Ti含量和轧制工艺对AH36奥氏体晶粒大小的影响进行了研究：在轧制温度一定时,加大变形量,奥氏体晶粒尺寸减小；钛含量高的钢比钛含量低的钢奥氏体晶粒尺寸小。a）800轧制 b）850轧制AH36（1-0.14Ti 、2-0.14Ti）轧制温度及变形量对奥氏体晶粒尺寸的影响4.2.3.3含V钢上海交通大学高温材料与高温测试教育部重点实验室的邢新等学者对钒钛微合金钢热变形奥氏体的再结晶行为的研究认为：随着轧制温度的升高,动态再结晶开始和终了的临界压下率都减小,动态再结晶更容易进行,钒钛的添加对热变形奥氏体的动态再结晶行为没有明显的影响。东北大学曹荫之认为：尽管过去一直没有在轧制板材时专门用钒来细化晶粒,但是,近年来通过低温轧制已经得到了一些细化晶粒的结果(即在稍高于C3温度时的所谓正火轧制工艺)。采用这种工艺时,精轧温度就是正火温度,在880950的范围内,碳氮化钒的沉淀析出阻止了奥氏体的晶粒长大,从而也就细化了铁素体晶粒。采用这种办法轧制的钢,可以用于多种技术要求的结构件,但不能用于那些对低温冲击性能有严格要求的构件。氮化钒的形成温度仅稍高于低碳钢的C3温度,一般来说也能用来控制奥氏体的再结晶,但高碳钢的情况例外,因为它的转变温度较低。总之在生产条件下，采用未再结晶区控制轧制，钢板具有较好的冲击韧性，冲击检验时，试样产生了韧性断裂，塑脆性转变温度较低。对所用微合金钢采用未再结晶区控制轧制，通过加速冷却工艺制度控制钢板的金相组织，可以得到高韧性钢板。4.3终轧温度船板中V、Ti对终轧温度的要求不高，但Nb对终轧温度有严格的控制。有人研究高强度船板C-Mn-Nb钢的终轧温度从840860降低到800820，对控轧低碳C-Mn-Nb钢的5影响不大；而终轧温度从800820降低到750760，可使不同碳当量的钢的s都有所提高，一般提高1020MPa；终轧温度从840860降低到750760，对控轧低碳C-Mn-Nb钢的b的影响很小，其控轧后的b主要决定于钢的碳当量Ceq(b)。而终轧温度从800810降低到750760，使不同碳当量的钢的5都有所降低。控轧低碳C-Mn-Nb钢的5主要决定于钢的碳当量Ceq(5)。控冷冷却速度对5的影响，对于不同成分的钢是不同的，并与其强化效果有关;冷却速度提高，s、b提高得越多，则它使5降低得越多。总之制订加热工艺的同时，要结合生产实际控制轧制和控制冷却工艺。一般来说粗轧阶段累计压下率控制在60%65%;精轧阶段累计压下率控制在40%35%，轧后还要结合适当的控制冷却是合理的。4.4轧后加速冷却制度轧后的冷却制度、化学成分和奥氏体状态决定着最终的机械性能这是通过控制奥氏体转变产物、位错密度、析出特性和组织来实现的。对于组织和性能而言，冷却速度和冷却终止温度是重要的工艺参数。与空冷相比，快速冷却可以使更多的铁素体晶粒成核并存在从而降低了晶粒大小和显微组织的带状结构。4.4.1冷却速度济钢研究轧后的冷却速度对相变温度及相变产物的影响轧后不同的冷却条件可以获得不同的室温组织。DH36船板结构用钢的组织以铁素体+珠光体为主。不同的冷却方式和不同的冷却速度对相变温度及相变后铁素体的百分含量、铁素体晶粒大小都会产生影响。终轧温度越高则同样冷却条件下铁素体相变温度也越高，但随着冷却速度的提高并达到6.0/时，终轧温度对Ar3的影响减小，并且Ar3逐渐趋于一个稳定值。保持其他变形条件不变，铁素体含量随冷却速度的提高总趋势呈减少状态，较高终轧温度下(如870)这种趋势更明显;而较低终轧温度下铁素体相对含量的变化随冷却速度的不同而异，同样变形条件下随着冷却速度的增大，铁素体晶粒直径不断减小，当冷速在0.56.0/s变化时，铁素体尺寸变化最显著（如冷速0.5/时的铁素体晶粒平均直径比冷速6.0/时的大5），随着冷却速度的不断增大，终轧温度对铁素体晶粒大小的影响逐渐减小，且铁素体尺寸趋于一个稳定值。济南钢铁集团公司技术中心胡淑娥等对Al、微合金高强度船板的研究表明：(1)冷速越大,多边形铁素体所占比例越少,珠光体呈现部分退化现象。(2)钢中加能使针状铁素体在2/s冷速时开始形成,冷速大于5/s时会出现贝氏体,所以轧后冷速以15/s为宜。(3)钢中加入适量Al会使铁素体晶粒更细化、更均匀,但冷速要达到5/s时才开始出现针状铁素体。(4)含钢主要以沉淀强化、相变强化提高强度,加Al钢强度的增加主要依靠晶粒细化和相变强化来达到。0.043-Al AH36钢不同冷速条件下的显微组织冷却速度：a)0.5/s; b) 1.0/s; c)2.0/s; d)5.0/s; e)10.0/s; 0.043-Al+0.057-V复合强化AH36钢不同冷速条件下的显微组织冷却速度：a)0.5/s; b) 1.0/s; c)2.0/s; d)5.0/s;e)10.0/s; f)1.0/s; g)5.0/s; h)10.0/s;4.4.2终冷温度为了探讨终冷温度对铁素体晶粒度的影响,有济钢研究在保持控轧工艺及轧后冷速不变的条件下，改变控冷的终止温度,然后观察铁素体晶粒度变化。轧后立即以5/s冷速对试样进行强化冷却,分别冷至750、700、650、300时,停止控冷改用空冷。当终冷温度在700以上时,铁素体晶粒大小随终冷温度的降低而急剧减小。终冷温度低于700以后,铁素体晶粒大小随终冷温度的变化趋缓,即铁素体晶粒度基本不受终冷温度的影响。在实际生产中。采用何种终冷温度还要结合生产条件具体确定。济钢认为DH36钢合理的终冷温度为(65020)。4.5船板推荐生产工艺船板工艺目前处于传统生产工艺，一般强度级船板生产工艺与Q235D相同；高强度级船板生产工艺随着各厂微合金强化使用元素不同，其工艺各不相同。湘钢船板应突破传统生产工艺进行微合金化，湘钢船板生产工艺应定位为：控轧、控冷后在线加速冷却。但必须研究微合金元素对船板组织和性能的影响，确定船板的实际成分;探索实际生产设备条件下实现其组织、性能的具体工艺。船板推荐生产工艺仍然为传统生产工艺，仅供参考。济钢DH36生产工艺：钢坯的加热温度(115020)。开轧温度控制在(110020);两阶段轧制。粗轧阶段总变形量控制在70%以上。变形温度在950以上完成轧制。精轧阶段在900以下进行。总变形量控制在50%60%;终轧温度为(81020);轧后冷却速度控制在3.05.0/。终冷温度控制在(65020)。武钢一般强度级船板生产工艺：钢坯的加热温度(12001250)。两阶段轧制。粗轧阶段总变形量控制在75%以