遷鋼板坯角橫裂成因分析

遷鋼板坯角橫裂成因分析

角部橫裂是連鑄板表面的常見質(zhì)量缺陷之一。特別是，微金屬化鋼角的橫裂頻繁發(fā)生，這是連接鑄造行業(yè)的一個難題。國內(nèi)外學者和各鋼廠圍繞角橫裂的形成機制、產(chǎn)生原因和影響因素等進行了大量調(diào)研。板坯角橫裂的產(chǎn)生的內(nèi)因是鋼在第Ⅲ脆性溫區(qū)的脆化,外因是板坯所受到的應力應變超過鑄坯本身所能承受的應力。因此控制角橫裂主要圍繞提高鋼的高溫塑性、降低鑄坯所受到的外應力以及避開脆性區(qū)彎曲矯直等方面進行,相關(guān)措施主要有:控制鋼中的N、Als、wMn/wS,添加Ti;結(jié)晶器采用高頻率小振幅振動;優(yōu)化二冷制度,避免在低塑性區(qū)彎曲矯直;保證鑄機對弧精度;結(jié)晶器緩冷;增加保護渣耗量;優(yōu)化錐度;減小結(jié)晶器液面波動等。新發(fā)展的還有改變鑄坯表層凝固組織的SSC技術(shù)及倒角結(jié)晶器技術(shù)。遷鋼一煉鋼兩臺板坯連鑄機分別于2006年12月、2007年1月份投產(chǎn),均為VAI設計,生產(chǎn)的品種主要為管線鋼、低碳超低碳鋼、船板、汽車大梁鋼以及普碳鋼等。自2008年底,含Nb的微合金鋼就發(fā)現(xiàn)存在角橫裂,2010年普碳鋼也出現(xiàn)了角裂紋。角橫裂通常隱藏于鑄坯皮下,肉眼不易發(fā)現(xiàn),一般需要火焰清理后才能觀察到。板坯角橫裂是熱軋板卷邊裂缺陷的主要原因之一,板坯出現(xiàn)角部橫裂紋時需要進行切角處理以避免造成板卷缺陷出現(xiàn)大量協(xié)議品。但由于切角處理時間較長,經(jīng)常影響交貨周期,對合同兌現(xiàn)率產(chǎn)生直接影響。為保證熱軋帶鋼表面質(zhì)量和交貨周期,降低生產(chǎn)成本,迫切需要進行系統(tǒng)的調(diào)研,解決板坯角橫裂問題。1晶粒大量產(chǎn)出的原因為了解角橫裂形成的原因和機制,采用金相顯微鏡和掃描電鏡、透射電鏡等對角橫裂取樣進行了金相組織、EDS和析出物分析。圖1為角裂橫截面的金相組織。裂紋周圍沒有明顯的脫碳層,表明裂紋發(fā)生在相對較低的溫度下。取角裂試樣放入無保護氣體的加熱爐內(nèi),分別在1200、1100、1000和900℃下保溫60min取出,降至室溫后磨片進行金相分析,連鑄坯在1000℃及更高溫度形成的裂紋附近可以看到明顯的脫碳現(xiàn)象,900℃時脫碳現(xiàn)象已不明顯。而鑄坯角橫裂試樣在裂紋附近沒有發(fā)現(xiàn)脫碳和氧化圓點,由此判斷裂紋是在1000℃以下的溫度形成的,即裂紋在連鑄二冷段形成。內(nèi)弧角裂沿原奧氏體晶界的白色鐵素體帶擴展,表明內(nèi)弧角裂的形成是由于γ+α兩相區(qū)鋼的脆化。外弧角裂試樣同樣沿原奧氏體晶界擴展但沒有觀察到明顯的白色多邊形鐵素體帶,而裂紋附近的鐵素體晶粒比基體的要細小的多,這是由于在950～900℃微小析出物在晶界的大量析出,在隨后的Ar3轉(zhuǎn)變中,析出物作為鐵素體非均質(zhì)形核的核心導致了沿原奧氏體晶界的鐵素體晶粒要細小的多。以上事實表明與內(nèi)弧角裂不同,外弧角裂在奧氏體單相區(qū)就已經(jīng)形成。裂紋試樣的原奧氏體晶粒都較粗大,主裂紋附近有時會存在細小裂紋,粗大角裂的尾部呈現(xiàn)出穿晶斷裂形貌,說明裂紋產(chǎn)生后,受到了較大的外力作用。通過對現(xiàn)場板坯角裂以及試樣的觀察,部分裂紋沿振痕谷底產(chǎn)生,也有一部分是無規(guī)律的。裂紋沿振痕谷底產(chǎn)生時,振痕形成過程中結(jié)晶器彎月面會有少量保護渣擠入振痕谷底處,振痕谷底附近又是S、P等元素富集的位置,EDS分析時裂紋開口處通常會含有少量的Ca、Mg、Al、Si、Mn、S以及K、Na等保護渣特有元素,而不沿振痕谷底產(chǎn)生的裂紋則沒有發(fā)現(xiàn)此類元素。裂紋的內(nèi)部一般較干凈,主要為FeO。采用透射電鏡對管線和含B鋼的析出物進行了分析,分析結(jié)果表明管線鋼的析出物主要為(Nb,Ti)C,AlN,含B鋼的析出物主要為BN,AlN(圖2)。析出物在晶界的大量析出是導致900～700℃鋼的高溫塑性惡化的根本原因之一。眾多學者研究表明,AlN析出最快的溫度在815℃左右,這就是鋁鎮(zhèn)靜鋼塑性最低點通常位于800℃附近的原因之一。Nb(C,N)析出的鼻尖溫度要高于AlN,為925～950℃,因此含Nb鋼的低塑性區(qū)會向高溫區(qū)域擴張。造成900～700℃鋼的高溫塑性惡化另一主要原因為Ar3轉(zhuǎn)變時沿奧氏體晶界網(wǎng)狀鐵素體的形成,Ar3溫度主要與碳含量有關(guān),其次為錳含量,碳、錳含量升高,Ar3溫度降低。碳在包晶范圍的Mn合金鋼(Mn的質(zhì)量分數(shù)0.8%～1.6%)的Ar3溫度在740～820℃,該溫度區(qū)域也是AlN析出的高峰區(qū),因此該范圍成分的鋁鎮(zhèn)靜鋼對角裂也是較敏感的。上述分析表明,遷鋼板坯角橫裂于二冷區(qū)域產(chǎn)生,起源是鋼的低溫脆性。外弧角裂起源于γ單相區(qū)低溫域鋼的脆化,此時鋼延塑性降低的主要原因是γ晶界Nb(C,N)、AlN等碳、氮化物的析出。內(nèi)弧角裂則起源于γ+α兩相區(qū)鋼的脆化,此時鋼的脆化的主要原因是沿γ晶界析出的先共析鐵素體(α相)網(wǎng)膜和AlN等析出物的析出。從脆化機制來看,內(nèi)弧角裂形成溫度要低于外弧角裂。同時應該指出,角裂微觀上講均為沿晶網(wǎng)狀裂紋,只是由于在二冷區(qū)彎曲矯直時受到拉應力作用而導致裂紋垂直于應力方向開裂,表現(xiàn)為宏觀的角部橫裂。粗大的奧氏體晶粒對應力作用的抵抗力較差,對裂紋的形成和擴展起到了一定的促進作用。由于振痕谷底造成的缺口效應,角裂紋往往優(yōu)先在振痕谷底產(chǎn)生或擴展,受外應力較大時也同樣可在其他位置產(chǎn)生。2高溫延塑性的特性通過角裂產(chǎn)生原因的調(diào)查分析,要消除角裂,內(nèi)因上來說要采取控制成分、細化奧氏體晶粒等措施提高鋼的高溫塑性,外因上要盡可能減小鑄坯在運行過程中受到的外應力尤其是避免低塑性溫區(qū)受到較大的外應力。國內(nèi)外鋼廠控制角橫裂時主要采取調(diào)整二冷制度,避免在鋼的低塑性區(qū)彎曲矯直的做法,所以得到不同鋼種的低塑性區(qū)間是非常有意義的。本文采用Gleeble1500系列熱模擬試驗機測試試樣在不同溫度下的斷面收縮率,以此來反映鋼種的高溫延塑性。一般認為合金鋼斷面收縮率小于40%時為脆性區(qū)域,本文采用此判據(jù)。表1為較典型的易發(fā)生角裂鋼種的成分,圖3中給出了研究鋼種的高溫延塑性。由圖可知,B鋼880℃以下斷面收縮率均不高于40%,塑性凹槽最深;D鋼脆性區(qū)范圍最寬且塑性凹槽也較深,720～970℃為該鋼種的脆性區(qū)間;C鋼的脆性溫區(qū)為700～880℃;中碳鋼(A、E)塑性稍好于其他鋼種,相對包晶鋼(C)、含B鋼(B)脆性溫區(qū)范圍較窄,塑性最低點斷面收縮率也要高于其他鋼種。E的脆性溫區(qū)為700～840℃,A的脆性溫區(qū)為740～830℃。測試鋼種的塑性最低點大多位于750～790℃,最低點的斷面收縮率不到10%(B、D),較高的也只有20%左右(A),而實際澆注過程中鑄坯的塑性要低于高溫測試時的值,如果在此范圍內(nèi)彎曲矯直將非常容易產(chǎn)生裂紋。此外,1100℃以上時B、D的塑性較低,尤其B面縮率要低于20%。3影響因素和對策3.1角裂發(fā)生概率基于以上分析,采用遠紅外非接觸式測溫-計算機高速采集系統(tǒng)對不同工況下矯直區(qū)鑄坯角部溫度進行了測量。結(jié)果表明,正常工況下矯直區(qū)入口角部溫度在740～780℃,矯直區(qū)出口在700～740℃。根據(jù)圖3可知,對所澆注的鋼種而言,正常工況下矯直區(qū)鑄坯角部溫度正好位于脆性區(qū)間內(nèi)。由于受噴嘴布置、拉速等的影響,大小斷面的板坯角部溫度存在一定差異;不同斷面鑄坯角裂的發(fā)生概率也存在差別。對同一臺鑄機,大斷面角裂的發(fā)生概率要遠高于小斷面。如圖4所示,隨板坯寬度的增加,角裂發(fā)生率(角裂板坯塊數(shù)/抽檢板坯總塊數(shù))呈逐漸增大的趨勢。為了避免角裂,可以采取“熱行”或“冷行”的方法,即提高或降低角部溫度避開低塑性區(qū)。正常工況下矯直區(qū)鑄坯角部溫度離塑性較好的低溫側(cè)較近,溫度降低40℃左右即進入塑性相對較好區(qū)域,而提溫至少100℃以上才可進入高塑性區(qū)。同時實踐中發(fā)現(xiàn),雖然二冷采用整體弱冷同時關(guān)閉邊部水的方式對大斷面鑄坯角部溫度的提溫效果較小斷面明顯,但是仍不能使矯直時邊角部位溫度達到在第Ⅲ脆性溫度區(qū)之上(900℃以上),達到840℃左右。因此,“冷行”方法更容易實現(xiàn)。在實現(xiàn)“冷行”的方法上,前期采用改變邊部水量的方法,但此方法由于中心向邊角傳熱以及大斷面邊部冷卻效果不良的原因,角部溫度降低并不明顯,尤其大斷面。經(jīng)過反復試驗和驗證,最終采用降低目標表面溫度方法有效的降低了角橫裂發(fā)生率,板坯切角率降低了50%左右。修改前后鑄坯表面目標溫度如圖5所示。3.2輥縫儀檢測提高結(jié)晶器與零段,以及各扇形段間的對中精度,防止連鑄坯在二冷區(qū)運行過程中受到附加的機械應變,同時防止二冷區(qū)管道漏水和噴嘴堵塞情況,避免因鑄坯表面局部冷卻不均勻造成鑄坯表面溫度反復波動而促進氮化物和碳氮化物析出增加裂紋敏感性,對角橫裂的防止都有重要作用。遷鋼采用沙克拉德輥縫儀,定期對鑄機的輥縫、對弧等狀況進行檢查,對弧精度要求控制在±0.3mm～±0.5mm內(nèi)。檢查前,為保證輥縫儀測量的準確可靠,要求清理輥子上的鐵皮、殘渣等雜物,對輥縫儀偏差超標的進行手測復查對比。同時,每周利用生產(chǎn)間隙對零段與底座之間的間隙測量一次,要求小于等于0.2mm。針對二冷噴嘴檢查,根據(jù)生產(chǎn)準備時間和工藝要求細化了檢查要求和力度,并不定期對崗位噴嘴檢查情況進行抽查,極大減少了噴嘴堵塞、分叉等現(xiàn)象。3.3出結(jié)晶器開口部冷卻增加錐度改善了凝固坯殼和結(jié)晶器的接觸,利于得到均勻的冷卻,也提高了出結(jié)晶器口角部的強度,這有助于防止角裂紋。優(yōu)化前窄面錐度按1.0%控制,典型的澆注速度為1.0～1.5m/min。優(yōu)化后窄面錐度提高至1.1%。3.4降碳提碳技術(shù)在板坯角裂率與比裂指數(shù)分析角橫裂發(fā)生的頻度與鋼種含碳量有很大關(guān)系。板坯切角率與鋼種含碳量的關(guān)系如圖6所示。碳質(zhì)量分數(shù)在0.08%～0.17%的包晶鋼,角裂發(fā)生頻度較高,導致板坯切角率遠高于其他鋼種,切角率表示板坯因發(fā)現(xiàn)角裂而切角的邊數(shù)與板坯總邊數(shù)之比。碳含量顯著影響鋼液凝固及冷卻過程中的相變、晶粒大小等,碳質(zhì)量分數(shù)0.08%～0.17%的鋼初生γ晶粒最大,在第Ⅲ脆性溫度區(qū)域具有非常顯著的裂紋敏感性。且凝固中δ→γ轉(zhuǎn)變時的體積收縮造成的冷卻延緩會助長γ晶粒長大的傾向,更加重這一調(diào)整碳含量避開包晶范圍可顯著降低板坯角裂發(fā)生率。從實踐效果看,采用降碳方式控制角橫裂效果顯著,鋼種D的碳質(zhì)量分數(shù)由0.095%降低為0.065%,板坯切角率由18.77%降低到1%以下,角橫裂基本消除。而提碳方式的效果不明顯,鋼種B進行3澆次提碳試驗,碳質(zhì)量分數(shù)控制范圍由0.12%～0.16%改為0.17%～0.20%,板坯角裂沒有明顯改善。鋼中[N]易與[Nb]、[V]、[Al]以及[B]等元素形成氮化物/碳氮化物在晶界析出而降低鋼的熱塑性,促進板坯角橫裂紋的發(fā)生。析出溫度越低析出物的顆粒越細小,對鋼的塑性影響越大。統(tǒng)計60爐次的[N]、[Als]含量與角裂指數(shù)(該爐次角裂板坯塊數(shù)/該爐次生產(chǎn)板坯塊數(shù))并作圖,得到[N]、[Als]含量與角裂指數(shù)分布關(guān)系如圖7。最大限度地減少氮含量,控制Als質(zhì)量分數(shù)小于等于300×10-6可以減少板坯角橫裂紋的發(fā)生。通過進一步做好LF爐造泡沫渣,微正壓操作,以及板坯全保護澆注等,2011年下半年中低級別管線、汽車大梁鋼等角裂敏感鋼種N質(zhì)量分數(shù)小于等于50×10-6的比例由上半年的平均90.18%提高到92.17%,N質(zhì)量分數(shù)小于等于40×10-6的比例由上半年的58.6%提高到64.67%。通過降低煉鋼和精煉鋁鐵加入量,穩(wěn)定合金收得率,敏感鋼種[Als]含量持續(xù)降低(如圖8),至2011年底,訂單沒有下限要求的普碳鋼、含B鋼[Als]質(zhì)量分數(shù)平均達到0.0122%,有下限要求的管線、汽車大梁、船板等平