江苏永钢集团有限公司 江苏张家港 215600
摘要：通过高温热塑性实验及断口扫描实验确定了钒氮微合金化钢SD600的高温脆性区间为750℃～975℃。生产过程中，通过提高并稳定拉速、降低二冷比水量等手段，使矫直区铸坯温度避开SD600钢的高温脆性区间，通过提高结晶器足辊对弧精度，减少了铸坯的应力不均匀性。工艺不断优化，钢坯的表面裂纹产生率由70.8%减少至20.8%，同时出现裂纹钢坯的裂纹深度也均符合连铸坯内控要求。
关键词：钒、微合金化、SD600、连铸方坯、表面裂纹
一、引言
近年来，随着基建建筑的不断向高层化发展，重点设施工程也向高标准化发展，建筑用钢筋随之朝着高强化方向发展[1-4]。例如，韩国工业标准KS D 3504：2011规定，其高强钢筋级别可达到600 MPa级或700 Mpa级[5]。为了同时满足强度、可焊性及表面质量要求，永钢集团在生产600 MPa级韩标SD600直条钢筋过程中采用钒氮微合金化工艺，产品规格为10 mm ~ 25 mm，生产工艺流程为：铁水预处理→转炉冶炼→LF精炼→160×160mm2连铸方坯→上料加热→轧制→冷床冷却→定尺剪切→包装。在连铸生产过程中发现SD600连铸方坯存在表面裂纹，主要为角部横裂纹、面部横裂纹、网状裂纹，且裂纹分布区域大部分为连铸坯内弧面（图1），其中角部横裂纹最为严重，一般位于振痕谷底。由于方坯裂纹的存在，导致在后续轧制过程中成品钢筋表面出现翘皮、折叠等表面缺陷，对产品质量产生了一定影响。前期工业试制过程中，连铸方坯表面裂纹发生率高达70.8%。
.png)
图1连铸方坯角部裂纹及钢筋成品缺陷
本文研究了钒氮微合金化钢SD600的高温热塑性行为，确定了其高温脆性区间，通过矫直过程中避开高温脆性区间，减少铸坯应力不均匀性等手段大幅降低了SD600连铸方坯表面裂纹发生率。
二、原因分析
1、实验材料与方法
实验用钢坯的化学成分如表1所示。可知，SD600合金体系中，元素V、N的含量较高。
表1 SD600连铸方坯化学成分，质量百分数，%
.png)
连铸方坯角部裂纹部位取样后进行机械磨抛，经4%硝酸酒精腐蚀后在光学显微镜下进行金相组织观察。
.png)
图2 SD600热模拟工艺图
连铸方坯经取样后，加工成Φ10×110 mm标准拉伸试样。进行Gleeble 3500热力模拟试验。具体情况详见工艺图2，试样放置在氩气保护气氛中以10℃/s升温至约1350℃，持续保温5min后，再以3℃/s冷却至温度Tn，在Tn温度下保温持续5min，然后以10-3 s-1应变速率对试样进行拉伸试验。直至试样拉断后，将试样再次进行断口扫描电镜观察，对比了不同温度下拉伸试样的断口形貌变化。
2、实验结果
2.1 金相组织观察
从图3可以看出，连铸方坯角部裂纹深度达6mm，从金相组织照片来看，裂纹四周存在明显的脱碳现象，且裂纹有沿原奥氏体晶界分布趋势，这种现象即晶间裂纹。
.png)
图3 铸坯裂纹及其金相照片
2.2 高温热塑性实验
图4为反应SD600断面收缩率随拉伸温度变化的高温热塑性曲线。从图中可以看出，750℃～975℃温度区间内试样的断面收缩率最低，是热塑性曲线的塑性底谷，即脆性区间。975℃～1050℃温度区间内，随着拉伸温度的升高，试样的断面收缩率急剧上升。在1050℃至1200℃温度区间内，SD600试样的延塑性较好。当拉伸温度增至1300℃时，断面收缩率再次下降。
.png)
图4 SD600高温热塑性曲线
2.3 断口形貌观察
图4为试验中高温拉伸的样品断口的形貌。可见，1300℃试样断口形貌类似液态薄膜状，可能是低熔点相杂质元素在晶界熔融所致。1200℃拉伸后，样品的断口形貌呈现深韧窝状，且韧窝的尺寸较大。在1050℃拉伸后，断口形貌呈现大量韧窝，较深且尺寸更大。975℃拉伸后，断口中同时出现沿晶及韧窝两种形貌，韧窝数量及尺寸相对1050℃急剧减少。在850℃拉伸后，断口形貌以沿晶断裂为主要形貌特征，并伴有极少量的浅韧窝形貌存在。700℃拉伸后，断口仍以沿晶断裂为主要特征，但韧窝数量有所增加，且均为尺寸较小的浅韧窝。在本实验条件下，试样的断口形貌与热塑性存在对应关系，可以确定，750℃～975℃为钒氮微合金化实验钢SD600的高温脆性区间。
.png)
.png)
（a）1300 ℃；（b）1200 ℃；（c）1050 ℃；（d）975 ℃；（e）850 ℃；（f）700 ℃。
图5 实验钢断口形貌
3、连铸方坯表面裂纹形成原因的探讨
自连铸工艺应用于钢铁冶金行业，就一直存在连铸坯的表面裂纹发生率高于模铸坯的现象。过去，对于连铸坯表面裂纹的起源、形成温度及其形成机制一直存在争议[6]。大量的实验数据表明，铸坯表面横裂纹一般在高温区出现在振痕谷底且更易出现在铸坯内弧侧。一般地，这类裂纹状态都被视作矫直裂纹，在矫直过程中连铸方坯除了受到热应力作用，还受到外部矫直应力的作用，当连铸方坯表面所受应力超过铸坯开裂的临界应力值后，连铸方坯表面随之产生裂纹。因此，铸坯表面裂纹的出现一般被认为与矫直时铸坯的塑性较差有较大的关系。Ti、Nb、V微合金化或复合微合金化钢的热塑性一般低于普碳钢及其他低合金钢，连铸生产中表面裂纹发生率较高，尤其以含Nb连铸坯表面裂纹最为严重[7-9]。原因是当Ti、Nb、V等元素的氮化物、碳化物或碳氮化物容易在矫直温度区间沿晶密集析出，受到矫直应力后，析出粒子与基体之间产生应力集中，应力超过临界值后，裂纹形核并长大。
一般地，V微合金钢中V的氮化物、碳氮化物在相变过程中或相变过程后析出，而铸坯的矫直温度一般高于相变温度，故含V微合金钢的铸坯表面裂纹发生率较低。而在本实验钢中V含量高达0.18%，N含量达0.0218%，通过热力学计算发现，含V粒子在1081℃开始析出，1000℃时开始大量析出。从图4及图5可以看出，随着拉伸温度从1050℃降至850℃，断口试样的形貌由韧窝向沿晶断裂过渡，并且随着韧窝数量的减少，尺寸及韧窝深度的减小，试样的断面收缩率急剧减小，说明试样的高温塑性与断口形貌存在密切关系。可以发现，试样断面收缩率急剧减小温度区间恰好位于含V粒子密集析出区间，说明含V粒子的析出对拉伸断口的形貌产生了影响。从图3中铸坯裂纹的微观金相组织可以看出，裂纹有沿晶分布的趋势，而含V粒子在高温段一般沿奥氏体晶粒晶界析出，Mintz在研究中同样发现微合金化钢的铸坯裂纹一般为晶间裂纹[10].
连铸方坯的角部横裂纹大多发生在铸坯内弧侧，说明与矫直工艺存在关联，矫直温度避过含V粒子的析出区间将减少铸坯表面裂纹发生率。实际生产过程中，矫直铸坯温度面部约900℃，角部约860℃，恰好位于高温脆性区间，影响铸坯矫直温度最为关键的因素包括拉速与二冷比水量。工艺设置要求，拉速应设在2.00 m/min～2.40 m/min之间，但由于部分炉次出现絮流后拉速下降，实际拉速一般在1.70 m/min～2.29 m/min之间波动，从而导致絮流炉次铸坯矫直前角部温度的明显下降；大部分的结晶器的足辊喷淋架是采用的角部喷嘴冷却的形式，这样就更加容易加速方坯角部的冷却；二冷比水量偏大，控制在为0.74～0.85L/Kg之间，矫直前钢坯尤其是角部温度低；部分设备水外排时喷溅在钢坯表面导致局部冷却，尤其内弧面因积水冷却其温度明显低于其它面。另外，尽量减少连铸方坯的应力集中来源也能最大化的减少裂纹的形成。结晶器足辊的对弧精度与标准偏差较大，对钢坯造成不均匀应力作用，从而可能导致初始裂纹的产生。
三、连铸方坯表面裂纹的解决措施
本文主要从避开铸坯高温脆性区间及减少铸坯不均匀应力来源两个方面阐述解决铸坯表面裂纹的措施。避开铸坯高温脆性区间方面，二冷比水量为降低至0.64±0.01 L/Kg，三段水量严格按45%、40%、15%比例进行控制。采用塞棒控流，将拉速稳定控制在2.20 ±0.1 m/min。取消足辊段角部喷嘴，降低铸坯角部冷却强度。确保外排设备水不喷洒到钢坯表面。减少铸坯不均匀应力来源方面，提高足辊对弧精度，对足辊转动情况进行验收，确保符合工艺要求。
工艺优化调整后，经现场测量，矫直过程中，铸坯面部温度可稳定控制在1030℃以上，角部温度可稳定控制在1000℃以上，对20炉连铸坯的酸洗试样进行了表面缺陷检查，结果表明铸坯表面裂纹发生率已由70.8%降低至20.8%，且缺陷绝大多数为角横裂一级，表现为零星裂纹，裂纹深度均符合建材连铸坯内控标准规定的“连铸坯表面不得有深度大于2mm的裂纹”的要求。
四、结论
1、750℃～975℃是钒氮微合金化钢SD600的高温脆性区间，实验钢在此温度区间内拉伸后断口呈沿晶断裂。生产过程中，铸坯表面尤其是角部温度降至高温脆性区间，矫直过程中受到矫直应力导致钢坯表面裂纹的产生。
2、采用提高并稳定拉速，取消足辊角部冷却，降低二冷配水量等手段将连铸方坯角部矫直温度控制在1000℃以上后可有效减少裂纹发生率，工艺优化后，连铸方坯的表面裂纹发生率由70.8%减少至20.8%。
参考文献：
[1]王超，刘伊生.高强钢筋应用的经济及社会效益比较[J].北京交通大学学报，2008（06）：26-31.
[2]牟立君，唐耀武，张洪亮.600MPa高强度热轧带肋钢筋的研究[C].2012年全国轧钢生产技术会.中国浙江宁波，2012.p.3.
[3]潘红波，汪杨，阎军 等.钒微合金化600MPa级高强钢筋的组织与性能[J].材料热处理学报，2016（03）：114-121.
[4]陈伟，吴光耀，张卫强 等.高氮钒铬微合金化工艺试制600MPa高强抗震钢筋[J].钢铁钒钛，2016（02）：66-72.
[5]KS D 3504：2011，Steel bars for concrete reinforcement[S].
[6]Hannerz N E.Critical Hot Plasticity and Transverse Cracking in Continuous Slab Casting with Particular Reference to Composition[J].Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan，1985，25（2）：149-158.
[7]王新华，张立.700—1000℃ 间含 Nb 钢铸坯的延塑性降低与 Nb（C，N）析出[J].金属学报，1997，33（5）：485-491.
[8]Ouchi C，Matsumoto K.Hot Ductility in Nb-bearing High-strength Low-alloy Steels[J].Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan，1982，22（3）：181-189.
[9]袁伟霞，马勤学，袁桂莲 等.Nb 微合金钢的高温塑性研究及应用[J].钢铁，1999，10：605-607.
[10]Mintz B，Arrowsmith J M.Hot-ductility behaviour of C–Mn–Nb–Al steels and its relationship to crack propagation during the straightening of continuously cast strand[J].Metals Technology，1979，6（1）：24-32.