轧制温度对耐候热轧H型钢力学性能的影响
马鞍山钢铁股份有限公司技术中心
摘 要
根据热轧H型钢翼缘厚度方向变形集中在万能轧制阶段的特点，将万能阶段开轧温度设定在800～1000 ℃，其余主要工艺参数不变。通过对热轧H型钢进行力学性能检验及显微组织对比分析，发现铁素体晶粒尺寸及外形对产品力学性能有至关重要的影响，而万能阶段开轧温度对铁素体晶粒尺寸及外形存在显著影响。
当开轧温度在1000～950 ℃时，虽然能够实现奥氏体动态再结晶，但在轧后分别从900和850 ℃空冷时，再结晶晶粒长大迅速，也易出现反常长大。当开轧温度为1000 ℃时，铁素晶粒尺寸不一，存在明显的混晶，当温度降低至950 ℃时，虽然混晶情况有所改善，但依然无法消除。在温度降低至900 ℃时，不仅能够完成奥氏体动态再结晶，而且轧后空冷起始温度降低至800 ℃，再结晶晶粒长大被抑制，形成了细小且均匀的初始奥氏体组织，此时的铁素体晶粒为10～30 μm的等轴状。当温度进一步降低至850～800 ℃时，因无法达到促进奥氏体动态再结晶的热激活能需求，仅在未再结晶区进行了变形，最终形成扁平状铁素体晶粒，长轴与短轴尺寸比例接近2∶1，长轴尺寸减小不明显，短轴尺寸进一步减小。正因为如此，随着开轧温度从1000 ℃降低至900 ℃，铁素体晶粒尺寸减小，从而增加了晶界面积，降低了应力集中程度，增大了瞬时变形的均匀分配能力，使得产品屈服强度从369 MPa升高至415 MPa，抗拉强度从508 MPa升高至546 MPa，断后伸长率从30.0%升高至31.5%，低温冲击功均值从36 J提升至99 J；当温度降低至850～800 ℃时，扁平状铁素体晶粒进一步增大了晶界面积，使得产品屈服强度和抗拉强度分布进一步升高至468 MPa和567 MPa，但由于长、短轴差距增大，导致塑性变形时需要协调转动而产生畸变能，断后伸长率降低至27.5%，低温冲击功均值提升至109 J，此时屈强比已达到0.83。
鉴于降低开轧温度影响生产节奏，同时考虑万能轧机负荷、能耗及辊耗等经济因素，900～850 ℃是较为理想的开轧温度区间，此时产品不仅强度及塑性指标均保持在较高的水平，而且韧性指标大幅提升，耐候热轧H型钢的综合力学性能得到明显改善。
热轧H型钢为复杂断面型材，在生产中优先考虑其翼缘与腹板的协调变形，孔型设计总是优先于工艺设计，所以改善产品力学性能的工艺调整窗口较小。随着绿色制造政策加速落实，各应用领域对耐候热轧H型钢的需求越来越旺盛，对其力学性能的要求也越来越高。因此，有必要开展对比试验，优化轧制工艺，以提升耐候热轧H型钢的综合力学性能。
1 试验方案
热轧H型钢生产中，首先是将坯料送入二辊轧机进行开坯轧制，本阶段变形集中在腹板厚度及翼缘宽度方向；然后送入万能轧机对翼缘及腹板厚度方向进行协调变形，在成品规格确定的条件下，各道次变形量的分配无法大幅度调整，包括高温区和低温区的变形。所以，需要针对实际生产条件进行控轧工艺优化。根据GB/T 2975—2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》要求，热轧H型钢的力学性能取样位置在翼缘，而翼缘厚度方向压缩变形集中在万能轧制段，在该阶段调整轧制温度是目前最有效的优化方法。因此，采用不同的万能轧制段开轧温度进行对比试验，研究不同轧制温度对产品综合力学性能的影响。
试验对象选择应用领域较多的规格和牌号：规格为H700×300×13×24，牌号为Q355GNHE,化学成分控制范围见表1。根据生产实际情况，在不采取任何控温手段时，万能轧制段开轧温度为1000 ℃，考虑加热温度需求和万能轧机负荷因素，试验设计的最低开轧温度为800 ℃，间隔50 ℃，共设计5个开轧温度，其余轧制条件不变。依照开轧温度从高到低，分别给定试验编号为H1、H2、H3、H4和H5。
表1 试验钢化学成分控制范围
为确保试验数据的有效性，针对每个开轧温度取2支坯料进行试验。试验钢下线后，分别采用火焰切割的方式切取一段600 mm长整体样，并按照GB/T 228.1—2010 《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》和GB/T 229—2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》要求，分别制作全厚度矩形带件拉伸试样和进行标准冲击试验，在紧邻拉伸试样取样位置切取金相试样。按照GB/T 228.1—2010要求，采用Z1200Y型拉伸试验机进行室温拉伸试验；按照GB/T 229—2020要求，采用PKP450型冲击试验机进行-40 ℃冲击试验；金相试样经磨制、抛光和含4%硝酸的酒精腐蚀后，采用ZEISS Imager A2M型光学显微镜观察横截面的显微组织形貌。
2 试验结果
2.1 室温拉伸试验
由表2可知，随着开轧温度降低，热轧H型钢的屈服强度和抗拉强度均呈上升趋势，但增幅较小。在1000～850 ℃范围内，温度每降低50 ℃，屈服强度提升15～25 MPa，抗拉强度提升10～25 MPa；当温度从850 ℃降低至800 ℃时，屈服强度提升30 MPa，提升幅度增大，但抗拉强度仅提升约10 MPa，变化不明显。
表2 室温拉伸试验结果
对于断后伸长率，随着温度降低总体呈先上升再下降的趋势，在1000～900 ℃范围内，随着温度降低而小幅升高，在900 ℃时达到最大值31.0%、31.5%；当温度降低至850 ℃时，断后伸长率开始下降。对于屈强比，随温度降低其总体呈上升趋势，在800 ℃时达到最大值0.83，对于结构钢而言依然属于较为理想的范围。
所以，当开轧温度控制在900～850 ℃时，热轧H型钢的强度及塑性指标均处于较高的水平。
2.2 低温冲击试验
由表3可知，随着开轧温度降低，热轧H型钢在-40 ℃的冲击功呈上升趋势，提升幅度先增大后减小。当温度从1000 ℃降低至950 ℃时，冲击功均值提升约15 J；当温度进一步降低至900 ℃时，冲击功值提升45 J，增幅近100%，此时同组冲击试样的冲击功单值散差也较小；而随着开轧温度进一步降低，冲击功提升幅度降低，在850 ℃时的冲击功均值超过100 J，相比1000 ℃时的数值增幅达到180%。
表3 低温冲击试验结果
所以，当开轧温度控制在900～850 ℃时，热轧H型钢的韧性指标得到明显改善。
600 ℃下保温3 h的屈服强度不小于常温标准值的2/3，即不小于307 MPa。
2.3 显微组织观察
由表4和图1可知，采用不同开轧温度最终获得的室温显微组织均为铁素体加少量珠光体，铁素体含量为86%～90%，不同温度之间的差别很小。当开轧温度在1000～900 ℃范围内，铁素体晶粒基本为等轴状；当温度降低至850～800 ℃范围内，铁素体晶粒为沿着轧制方向伸长的扁平状。
表4 采用不同开轧温度获得的室温显微组织情况汇总
a—1 000 ℃；b—950 ℃；c—900 ℃；d—850 ℃；e—800 ℃。
图1 采用不同开轧温度获得的室温显微组织的典型形貌(500倍金相)
在1000 ℃时，铁素体晶粒尺寸不一，存在明显的混晶；当温度降低至950 ℃时，虽然混晶情况有所改善，但依然无法消除；当温度降低至900 ℃时，等轴状的铁素体晶粒尺寸最细小，且尺寸均匀性最好；当温度进一步降低，形成了扁平状的铁素体晶粒，长轴方向尺寸变化不大，短轴方向尺寸进一步减小。虽然不同温度下，珠光体分布均存在方向性，但是相对而言，当温度降低至850～800 ℃时，珠光体领域形貌沿轧制方向伸长的趋势更明显，但差距很小，且均未形成明显带状。
3 对比与分析
由于试验钢的化学成分基本一致，不同的开轧温度所获得的显微组织均为铁素体加少量未呈带状分布的珠光体，铁素体含量最大差别仅为4%。由图2可知，当开轧温度为1000 ℃时，并没有出现异常的显微组织，晶界也没有明显的化学成分偏析及异常析出。综上可知，热轧H型钢强度、塑性及韧性指标的变化与铁素体晶粒尺寸及外形有明显关系。因此，在万能轧制段采用不同的开轧温度，通过影响铁素体晶粒尺寸及外形，来对产品力学性能产生影响。
3.1 铁素体晶粒对强度和塑性的影响
有研究表明，多晶体的塑性变形需要通过应力集中激发，在一定外力作用下，应力集中程度随着晶界面积增大而降低，此时只有施加更大外力才能达到激发塑性变形的临界值，应力集中形成微裂纹的机理也相近。
对于等轴状晶粒，尺寸越细小，晶界面积越大。随着开轧温度从1000 ℃降低至900 ℃，铁素体晶粒最大尺寸从50 μm减小至30 μm，相同区域内的晶界面积增加，导致屈服强度和抗拉强度提升，断后伸长率也小幅升高；当温度进一步降低至850～800 ℃时，因形成了扁平状铁素体晶粒，其晶界面积大于等轴状晶粒，加上短轴尺寸更小，导致屈服强度和抗拉强度明显升高。因扁平状晶粒的长轴与短轴比例接近2∶1，在塑性变形时需要协调转动而产生畸变能，进而降低塑性，但短轴方向尺寸细小有利于均匀变形，导致该温度段的断后伸长率有一定程度降低，但降幅不大。
a—显微组织及能谱取样点位置；b—能谱数据分析。
图2 开轧温度1000 ℃时的显微组织及能谱数据
3.2 铁素体晶粒对韧性的影响
冲击载荷是瞬间加载到试样上的，故瞬间变形分配能力的强弱直接影响材料冲击韧性。当开轧温度为1000～950 ℃时，铁素体晶粒尺寸为10～50 μm，最大值与最小值差距达40 μm，承受的瞬间变形无法迅速均匀分布，导致晶界两边应变差显著增大，在3个晶粒交界处最为明显，微裂纹形成所需的外界能力明显降低。从而引起冲击功大幅降低，对于具有冷脆性的钢铁材料，在-40 ℃的条件下，该现象更加明显。
当温度降低至900 ℃时，铁素体尺寸晶粒减小，最大值与最小值差距缩小到20 μm，晶粒尺寸均匀性也得到明显改善，变形分配更加均匀，使得低温冲击功大幅提升。由于尺寸均匀性好，不同位置的晶粒尺寸差距较小，所以沿轧制方向的同组三个冲击试样的冲击功单值散差也更小。
3.3 万能轧制段开轧温度对铁素体晶粒尺寸的影响
由于热轧H型钢的翼缘仅在万能轧制段进行厚度方向压缩变形，轧件在该段从开轧到终轧的温降约100 ℃。如在1000～950 ℃开轧，虽然能够实现奥氏体动态再结晶，但在轧后分别从900 ℃和850 ℃空冷时，再结晶晶粒长大迅速，也易出现反常长大，在共析相变前的初始组织不均匀，最终形成了尺寸粗大且存在混晶的室温组织。
将开轧温度降低至900 ℃，在相同的变形条件下，不仅能够完成奥氏体动态再结晶，而且轧后空冷起始温度降低至800 ℃，再结晶晶粒长大被抑制，形成了细小且均匀初始奥氏体组织，最终获得了细小且均匀的室温组织。当开轧温度进一步降低至850～800 ℃时，因无法达到促进奥氏体动态再结晶的热激活能需求，仅在未再结晶区进行了变形，最终形成的室温组织呈扁平状。
3.4 万能轧制段开展温度选择
相比不采用控温手段，将万能轧制段开轧温度设定为900 ℃及以下时，能够大幅提升低温冲击功，屈服强度和抗拉强度小幅提升，断后伸长率基本保持不变，产品的综合力学性能得到明显改善。鉴于降低开轧温度会影响生产节奏，同时考虑万能轧机负荷、能耗及辊耗等经济因素，开轧温度不能过低。如将开轧温度降低至800 ℃，虽然强度及韧性指标能继续小幅提升，但塑性指标有一定程度降低，对于结构用钢不利的影响已显现。因此，对于实际生产而言，900～850 ℃是较为理想的开轧温度区间。
4 结 论
1)随着万能轧制段开轧温度降低，耐候热轧H型钢的屈服强度和抗拉强度升高。当温度从850 ℃降低至800 ℃时，提升幅度增大，屈服强度提升30 MPa，而抗拉强度仅提升10 MPa；断后伸长率呈先升高后下降的趋势，在900 ℃以上时总体升高，而在900 ℃以下时总体下降。
2)随着万能轧制段开轧温度降低，耐候热轧H型钢的-40 ℃冲击功值大幅提升，当开轧温度降低至900 ℃时，冲击功均值接近100 J，此时的同组冲击功单值散差较小，而随温度进一步降低，低温冲击功提升并不明显。
3)采用不同的开轧温度，主要是通过控制铁素体晶粒尺寸及外形来影响产品的力学性能。试验表明，在900～850 ℃范围内开轧，耐候热轧H型钢的低温冲击功相比不控温时提升180%，强度指标也小幅提升，塑性指标基本保持不变，既能够明显改善产品的综合力学性能，又具有一定的经济性。
来源：夏勐, 陈辉, 汪杰, 等. 轧制温度对耐候热轧H型钢力学性能的影响[J]. 钢结构(中英文), 2021, 36(3): 46-51.