0 引言

在钢铁生产领域，钢材微合金化的理论及工艺技术已经取得了巨大的进展，典型的Q345B钢成分体系为C-Mn系，成分简单，其强度主要依赖C间隙固溶强化和Mn置换固溶强化，其中Mn质量分数含量为1.2%~1.5%。缺点是由于Mn元素含量较高，铸坯中易出现Mn的中心偏析，影响探伤质量和板坯心部性能，为了提高Q345B钢的质量稳定性，减弱中心偏析程度，降低钢中Mn含量是行之有效的办法之一，但是，降Mn会带来强度损失，需要添加适当比例的其他合金元素弥补强度^[1-3]。对于一般微合金钢来说，提高相同强度时，析出强化比固溶强化效果更好，两者需要的含量级别相差一个数量级或者更大，通过添加合金元素实现析出强化具有较大的经济价值。常用的析出强化元素主要是Nb、V、Ti，从经济性和稳定性考虑，文中选择在新钢普通C-Mn系Q345B钢中添加Ti元素进行试验研究，有望对降低生产成本提供思路。

1 C-Mn-Ti系Q345B钢的机理 1.1 成分设计

表 1为Q345B优化前后的成分对比，当C在0.09%~0.12%时铸坯易出现包晶裂纹，故C含量在0.15%~0.18%。为了保证韧性，钢中Mn与C含量的比值通常为8~15，故Mn含量在1.2%~1.5%为佳，过多的Si会降低钢的韧性，其含量通常为0.15%~0.30%。因此，对C-Mn系Q345B钢的成分进行了优化，将Q345B中的Mn含量目标值由原来的1.2%~1.5%降低至0.6%~0.8%，按照固溶强化理论，YS_M=K_M[M]，强度损失约为60 MPa，加入0.05%~0.08%的Ti，按照析出强化理论，YS_p=8.995×10³×ln(2.417d）×f^1/2/d，强度增加约为80~100MPa。另外Ti元素细化晶粒可以提高母材韧性，弥补降Mn引起的韧性损失^[4-5]。其它元素含量保持原Q345B钢的设计。

1.2 Ti的析出行为 1.2.1 TiC的析出热力学

试验钢中的Ti与C形成TiC粒子，在任一温度下，二元第二相粒子MX(M代表金属原子，如Ti、Nb、V等，X代表非金属原子，如C、N等）溶解达到平衡时，M和X的固溶度积可用下式表达^[6]:

(1)

式（1）中，[M]表示固溶态的M元素的质量百分数；[X]表示固溶态的X元素的质量百分数；T表示固溶时的温度，℃; A、B为常数。

已知的TiC在奥氏体中的固溶度积公式如下：

(2)

(3)

当[Ti]·[C] > Ti·C时，TiC处于完全固溶状态，当[Ti]·[C]≤Ti·C时，TiC开始析出。对0.16C-0.6Mn-0.05Ti的Q345B钢进行计算，初始固溶度积为[Ti]·[C]=0.16×0.05=0.008，当温度T等于1 170℃时，[Ti]·[C]=Ti·C，此时TiC即将析出，因此1 170℃为此钢种中TiC的临界析出温度。随着温度的降低，[Ti]·[C]固溶度积逐渐减小，TiC析出量逐渐增多，当温度降低至800℃时，[Ti]·[C]固溶度积几乎为0，这也意味着钢中的TiC全部析出。

1.2.2 TiC对开轧前奥氏体晶粒尺寸的影响

在制定轧制工艺时将初轧温度定为1 100℃附近，低于TiC析出的临界温度1 170℃，此时有部分TiC颗粒已经析出，在高温下控制了奥氏体晶粒尺寸。依据第二相控制晶粒长大的理论计算式，对开轧前的奥氏体晶粒尺寸进行计算：

(4)

式（4）中，Z=D_M/D_0s是晶粒尺寸不均匀性因子即最大晶粒的直径D_M与平均晶粒直径D₀的比值，一般金属材料中正常的Z值在，晶粒正常长大时，Z值约为1.7;d为析出相尺寸，μm; f为体积分数。

对开轧前TiC的析出量进行计算：

(5)

(6)

将式（5）、式（6）联立求解可以得到：达到平衡时，[Ti]=0.0323, [C]=0.155，此时沉淀析出的TiC的体积分数f:

(7)

而开轧前的奥氏体晶粒度为：

(8)

对于普通的低合金钢而言，轧制前均热过程中要求控制奥氏体晶粒的尺寸不大于100μm，故已可以满足要求。这就是含钛钢在高温下控制晶粒粗化的原因。

1.2.3 TiC产生的强度增量

按照终轧温度（820℃）对TiC的析出量进行计算，在进行大压下量轧制时，由于应变对沉淀析出相变的促进作用，即应变诱导沉淀析出，TiC的沉淀析出可以接近达到平衡，此时，由

(9)

(10)

联立式（9）和式（10）进行求解可以得到：达到平衡时，[Ti]=0.0004, [C]=0.1476；而达到平衡时沉淀析出的TiC的体积分数f=(0.05-0.0004）×（47.90+12.011）÷47.90×7.875÷4.944÷100=0.0988%。

应变诱导析出的碳化物颗粒平均尺寸一般在10 nm左右，通过透射电镜也可以观察到TiC的颗粒尺寸约10 nm，由第二相沉淀强化增量的计算^[7]:

(11)

根据式（11），对Q345B钢加入的0.05%Ti产生的TiC析出强度增量进行计算：

(12)

1.3 中心偏析试验

铸坯从表壳到中心结晶过程中，由于钢中一些溶质元素（如碳、锰、硫等）在固液边界上溶解并平衡移动，发生再分配，从柱状晶析出的溶质元素排到尚未凝固的金属液中，随着结晶的继续进行，把富集的溶质推向最后凝固中心，即产生铸坯的中心偏析。

在铸坯中心部位，往往形成元素富集的偏析带，这就是铸坯常见的一种宏观缺陷———中心偏析。铸坯的中心偏析一旦形成，无法在后续工序（如轧制、热处理等）中完全消除。在生产含锰钢的铸坯中出现高锰含量的中心偏析，在冷却工艺期间会产生硬的马氏体和（或）贝氏体结构。铸坯心部生成的网状渗碳体类低塑性组织，在随后的加工过程中会发生断裂。中心偏析往往伴有中心疏松和中心裂纹，由此进一步降低了铸坯的内部致密性和轧材的力学性能。所以中心偏析是应当设法使之消除或减轻的一种内部缺陷。

铸坯中心偏析控制措施虽然很多，从铸坯凝固特点的角度对其控制机理进行分析，基本上可归纳为以下3种类型：(1)增加等轴晶比例，如低过热度浇注、结晶器电磁搅拌、等离子加热技术；(2)改善凝固末期钢水的补缩条件，如凝固末端电磁搅拌技术；(3)补偿凝固末期钢水的收缩，防止浓缩钢水的不正常流动，如轻压下技术^[8-9]。但是，这3种方法都需要改装设备，投资大，并且效果难以确定。而本项目通过加Ti降Mn的成分设计，将钢水中的Mn含量从1.2%~1.5%降低到0.6%~0.8%，从源头上减少钢水中的Mn，减弱了铸坯内Mn中心偏析，试验结果见图 2。

上述两种不同成分的铸坯经轧制后，观察1/2处金相组织。可以看出，Mn含量在1.2%时，在钢板厚度1/2处，有明显的贝氏体带出现，这种贝氏体是硬脆相，形成后会造成钢板内应力增大，出现裂纹或缺陷的几率上升，钢板探伤合格率下降。利用扫描电镜和能谱仪对该处贝氏体进行成分检测，发现贝氏体中的Mn含量达到2.0%以上，正是由于Mn的中心偏析，提高了奥氏体的稳定性，冷却过程中板坯心部无法形成铁素体和珠光体组织，而是形成了贝氏体，见图 3、图 4。

从铸坯和板坯的试验结果可知，普通Q345B钢的Mn中心偏析对铸坯质量和板坯1/2处性能及探伤都会造成影响。由于Mn元素原子质量及尺寸均较大，一旦发生严重的Mn偏析后，是很难再依靠热处理手段来解决偏析问题。将C和Mn这两种主要元素的扩散系数进行对比就可以看出，在500~900℃条件下，Mn的扩散系数比C要低10到30个数量级，见图 5。Mn在正常热处理条件下，几乎不会发生扩散^[10]:

(13)

(14)

2 C-Mn-Ti系Q345B钢的试制

分两段轧制，第一阶段是在高温再结晶段进行轧制，奥氏体在轧制过程中会发生动态再结晶过程，在轧制后可以发生亚动态再结晶过程，从而细化奥氏体晶粒，再结晶晶粒尺寸与轧制压下量及轧制前奥氏体晶粒尺寸有关；第二阶段是在奥氏体未再结晶区进行轧制，奥氏体晶粒被压扁、拉长，在晶粒内部形成高位错密度和缺陷，大量的缺陷为铁素体形核提供了形核点，促进铁素体的形成，最终细化晶粒组织。

2.1 轧制试验

表 2、表 3、表 4为轧制试验情况表。

从表 3可以看出其性能情况全部合格。由于控轧未控好，第二个轧批号终轧温度、返红温度都偏高，晶粒长大，强度、延伸率会下降，从数据来看强度和延伸率虽有下降但还在标准范围内。另外适当提高终轧温度和返红温度，不同厚度规格加Ti降Mn基本能够满足厚板线Q345B成分、工艺、性能的要求。

通过厚板线试轧规格≤40 mm的钢板，可以看出，性能全部合格，强度、延伸率和冲击都有一定富余量。试轧的60 mm厚度规格降锰提钛的Q345B，轧制综合力学性能情况较稳定，在标准范围内有一定富余量。只要适当控制好开轧温度、终轧温度和返红温度，就能降低成本保证钢板质量，可以批量生产，既满足客户要求又降低公司成本，增效。

2.2 微观组织试验

取轧制后的钢板进行金相检验，检验结果见表 5，从表中可以看出C-Mn-Ti系Q345B钢在10 mm、30 mm以及60 mm厚度钢板都拥有较为良好的、细小的组织。以60 mm厚度为例，结果见图 6。金相组织以铁素体和珠光体为主，在钢板表面由于冷速较快，还有少量贝氏体组织。晶粒尺寸细小，晶粒度达到10.0级以上，金相组织分布均匀，没有出现异常组织。

对以上3个轧批次的Q345B钢在透射电镜下，进一步进行组织观察分析，观察部位均是距表面1/4处。3个试样都在基体中发现有析出现象，见图 7，第二相粒子在晶界及晶内均有析出。经过能谱分析，该析出相均为Ti的碳氮化物。析出相从形态上看，主要呈圆片状，其尺寸大多 < 20 nm，这种细小弥散的析出相，在提高强度的同时并不损害韧性^[11-13]。从析出的数量而言，这三种厚度的试样中，析出量没有出现明显的差别，这说明按照试验的轧制工艺进行生产，10~60 mm厚C-Mn-T系Q345B钢精轧后空冷，Ti的第二相粒子能充分析出。

3 结论

通过C-Mn系Q345B中添加Ti，成功开发了C-Mn-Ti系Q345B钢。

1）从成分上看，通过加0.05%Ti减0.6%Mn，吨钢节约合金成本约50元，0.05%Ti能提供约90 MPa的强度增量，弥补了降Mn带来的强度损失，并且由于Mn元素的降低，大大减轻了铸坯内的Mn中心偏析，提高了板坯的探伤合格率，节约了工艺成本。

2）从轧制工艺上看，采用了分段轧制工艺，第一阶段是在高温再结晶区进行轧制，第二阶段是在奥氏体未再结晶区进行轧制，使得最终的组织形态细小均匀，晶粒度达到10级，并且轧制的温度区间也使得TiC粒子充分析出，为其发挥晶粒细化和析出强化作用提供保障。