近几年，随着国内的汽车运输量不断上升，对桥梁工程的安全性及耐久性提出了更高的要求。桥梁建造中，钢结构的应用越来越广泛，其中焊接是钢结构制造中应用最多的工艺之一。桥梁结构制造厂为最大限度地减少焊接热过程对钢结构造成的损失，往往选择宽度和长度更大的钢板。焊接时，厚钢板更容易受到热效应的影响，因此更多地选择大展宽比(钢板宽度与板坯宽度比大于1.5∶1)薄规格钢板。生产大展宽比薄规格钢板需要铸坯洁净度较好，中厚板轧机具有较大的轧制力、扭矩力。在生产大展宽比薄规格钢板时，经常出现低温冲击性能不稳定的现象。
以往对桥梁钢性能的研究，主要集中在工艺、组织、内部质量和性能等方面，但对大展宽比薄规格钢板低温冲击性能的研究较少。
某批次钢板采用Q370qD钢制成200mm×2000mm(厚度×宽度)板坯，然后在双机架轧机上轧制成16mm×3650mm(厚度×宽度)的成品。在钢板宽度1/4处沿纵向截取试样，制成标准夏比V型缺口冲击试样，尺寸为55mm×10mm×10mm(长度×宽度×高度)，在冲击试验机上进行低温(-20℃)冲击试验，其中33组试样中有15组试样的冲击吸收能量不合格(<120J)，合格率仅为54.5%。研究人员采用一系列理化检验方法对其低温冲击性能不合格的原因进行分析，并提出了改进措施，为大展宽比薄规格钢板的生产提供理论基础。
1、 理化检验
1.1 化学成分分析
在低温冲击性能不合格钢板上取样，采用直读光谱仪对其进行化学成分分析，根据结果可知可试样的化学成分满足标准要求。
1.2 断口分析
冲击试样断口的宏观形貌如图1所示，可见断口较为平直，断口纤维率为5%。
采用扫描电子显微镜(SEM)观察冲击试样的断口形貌，结果如图2所示。由图2可知：试样V型缺口处起裂时有少量韧窝，起裂初期为韧性断裂，断裂止于钢板心部处的裂纹；裂纹扩展区的断口呈解理河流花样，为脆性断裂的特征。
1.3 金相检验
沿冲击试样纵向取样，经抛光、腐蚀后，用光学显微镜进行金相检验。冲击试样断口的显微组织形貌如图3所示。由图3可知：试样的组织为铁素体+珠光体，珠光体呈条带状分布，带状组织达到2.5级，心部的带状组织级别明显高于其他部位；厚度1/4处的铁素体呈等轴状均匀分布，晶粒度为8.5级，珠光体呈连续条带或非连续条带状；心部带状珠光体连续、无间断,条带宽度为30~36μm，且出现了马氏体。
1.4 夹杂物分析
试样中夹杂物的SEM 形貌如图4所示。由图4可知：夹杂物呈长条状，镶嵌于马氏体条带中。
对长条状夹杂物进行能谱分析，结果如图5所示，可见夹杂物主要含有 Mn和S元素，说明该夹杂物为 MnS。
对中心偏析带和远离偏析带区域进行能谱分析，发现中心偏析带上存在明显的Mn、Si元素偏析，质量分数分别为2.66%，0.47%，其偏析度分别为1.77，1.57；远离中心偏析区域的 Mn、Si元素质量分数分别为1.69%，0.34%，与熔炼成分较为接近。说明中心偏析在铸坯凝固过程中形成，并保留在钢板中。钢水在凝固时，枝晶间富集了含Mn、Si等元素的母液，导致铸坯中心偏析。
2、 改进措施
2.1 炼钢工艺优化
针对因铸坯中心偏析造成钢板低温冲击性能不合格的问题，可采用调整炼钢工序的方法减轻铸坯的中心偏析程度，如减少易偏析元素含量、控制钢水过热度、增大冷却强度、采用电磁搅拌和轻压下技术等。
在钢板中，C元素以间隙固溶形式存在，形成了固溶强化。同时，C元素能增加珠光体的含量，从而提高钢的抗拉强度，但C元素易在铸坯中心富集，加重中心偏析程度，导致钢的低温韧性降低。在凝固过程中，Mn元素的存在会使钢水在凝固末端聚集，形成中心偏析。Mn元素的偏析显著提高了钢的淬透性，即使在轧制后进行空气冷却，钢板中心也极易形成马氏体。S元素含量较高，会与钢中Mn元素形成MnS夹杂物，在轧制过程中，MnS夹杂物沿轧制方向伸长，呈有尖端的长条状，增加了钢的各项异性，导致钢的低温韧性降低。
将C元素的质量分数控制在0.13%，Mn元素的质量分数控制在1.35%，可以增加钢中的铁素体含量，降低珠光体带状组织级别，从而提高钢的组织均匀性；同时，还有利于降低C元素的中心偏析程度，从而提高钢的低温韧性。加入质量分数为0.015%的Nb元素，可以在保证强度的前提下，降低中心偏析程度。将S元素的质量分数控制在0.005%，可以抑制MnS夹杂物的形成。将有害元素P的质量分数控制在0.015%以下，可以降低钢的冷脆敏感性。
在炼钢连铸工艺方面，过热度越高，凝固前结晶形核的速率越低，等轴晶越难以形成，凝固坯壳和铸坯内部钢液的温差越大，柱状晶就越发达，进而加重了铸坯的中心偏析程度。因此降低钢水的过热度至15℃以下，有利于抑制柱状晶形成或扩大等轴晶比例，降低钢的中心偏析程度。采用在二冷区和凝固末端的电磁搅拌，增加铸坯等轴晶率，有利于减少连铸坯的柱状晶搭桥现象，从而减轻中心偏析程度；同时在凝固末端应用轻压下技术，用于补偿连铸坯最后凝固时的收缩，防止浓化钢液的流动，以避免中心偏析的发生。在凝固末端采用强冷技术，可进一步增加等轴晶，降低中心偏析程度。
2.2 轧钢工艺优化
在铸坯加热时，提高加热温度、延长加热时间，可以减少钢中C、Mn等元素的扩散，避免产生带状组织或心部马氏体等异常组织。细化晶粒尺寸，有利于降低钢的韧-脆转变温度。因此，在轧制和冷却过程中，选择细化晶粒的方法可以提高钢的低温韧性。
奥氏体再结晶区粗轧阶段的道次变形量对晶粒细化起决定性作用。大展宽比钢板需先多道次横轧展宽，在展宽阶段，为减少轧制过程中边部鼓形，保证展宽道次获得优良的矩形度，道次压下量不能太大。但压下量过小会导致奥氏体发生再结晶的难度增大，不利于奥氏体晶粒的细化。展宽比过大，导致粗轧阶段纵向轧制压下量较小，部分奥氏体发生再结晶的难度增大，奥氏体晶粒粗大，不利于相变后铁素体晶粒的细化。因此在粗轧阶段的压下量应该适当增大，以促进奥氏体的动态再结晶行为。
分别减少横轧展宽道次和纵轧道次各1个，增大道次压缩比达到15%以上[见图6a)]，在奥氏体未再结晶区的精轧阶段，奥氏体晶粒经拉长而形变，产生位错、亚结构，并增加形变储能，为相变铁素体提供更多的形核位置和驱动力，从而细化铁素体晶粒尺寸。同时将精轧开轧温度降低至920℃，以实现终轧温度降低至790℃，诱导铁素体相变，从而细化先共析铁素体，以进一步实现晶粒细化[见图6b)]。
轧后进行适当水冷，终冷温度为600~650℃，增加奥氏体相变过冷度，细化铁素体晶粒，轧后迅速冷却，促进含Nb元素的碳氮化物弥散析出，有利于提高钢的低温韧性。加快轧后冷却速率，可以抑制C元素在原始带状组织中的扩散，避免带状组织级别进一步增大。
2.3 改进效果
采用优化后的炼钢和轧钢工艺生产30批厚度为16mm，展宽比不小于1.5的Q370qD钢板。对钢板取样进行低温冲击试验,结果发现试样的冲击吸收能量均不小于243J，一次合格率为100%。
在改进后的钢板上取样进行金相检验，结果如图7所示，可见试样的组织为铁素体+珠光体，带状组织级别明显降低，心部带状组织为1.5级；晶粒尺寸明显变小，1/4厚度处晶粒度为9.5级，心部晶粒度为8.5级；心部条带组织主要为贝氏体，无明显马氏体。
改进后冲击试样断口的SEM形貌如图8所示，可见断口以韧窝为主。说明改进后的钢板具有优良的低温韧性。
3、 结论
大展宽比薄规格钢板低温冲击性能不合格的原因为：铸坯中心偏析，轧后冷却时产生了马氏体；钢中存在粗大的MnS夹杂物。
采用优化炼钢和轧钢工艺的方法，可以减小中心偏析程度、降低带状组织级别、防止马氏体形成、细化晶粒尺寸,从而提高大展宽比薄规格钢板低温冲击性能的合格率。
