孫玉強 王中岐 王新志 厚健龍

(安陽鋼鐵股份有限公司)

0 前言

對冷軋深沖鋼板而言，保證良好的表面質(zhì)量及延塑性能至關重要［1－2］，安鋼在1780 mm 熱連軋機組生產(chǎn)該品種時發(fā)現(xiàn)部分粗軋后中間坯料存在表面開裂現(xiàn)象，同時在部分熱軋卷上檢查發(fā)現(xiàn)存在邊部破邊開裂現(xiàn)象，嚴重影響SPHC 熱軋卷板的表面質(zhì)量。為此，筆者圍繞該類缺陷的產(chǎn)生進行了細致的分析研究，并提出相應的改進措施，取得了較好的效果。

1 缺陷特征

1．1 宏觀形貌

SPHC 熱軋卷板在軋后下線抽檢區(qū)域發(fā)現(xiàn)整卷邊部開裂現(xiàn)象，馬上停車檢查，從退回的粗軋中間坯料上也看到大面積開裂現(xiàn)象，宏觀形貌見圖1、圖2。

從圖1 可以看出，軋后整卷呈大面積開裂，邊部或呈大缺口或呈鋸齒狀，整卷判廢處理;從圖2 可以看出，鋼卷基本全部是橫向沿晶界呈放射性開裂，邊部開裂寬度可達50 mm，整塊坯料報廢。

1．2 微觀特征

1．2．1 金相組織

對粗軋中間坯料取橫向金相試樣，磨制、拋光后用4%硝酸酒精腐蝕，對其組織進行觀察。其金相組織如圖3 所示。

圖1 精軋后大面積開裂卷

圖2 粗軋后中間坯料抽檢開裂

圖3 缺陷金相組織分析

從圖3 可以看出，其組織為鐵素體，邊部鐵素體晶粒粗大，晶界有氧化痕跡，缺陷處裂紋向內(nèi)呈放射性，裂紋周圍沒有脫碳現(xiàn)象;雖裂紋附近有魏氏體組織，但并不能說明邊角部的局部過燒是產(chǎn)生該缺陷的根本原因。

1．2．2 電鏡分析

對粗軋中間坯的微觀形貌進行掃描電鏡(SEM)分析，如圖4 所示。

圖4 SEM 缺陷檢測分析

從圖4 可以看出，不同程度的裂紋，分布在中間坯表層，裂紋形貌呈網(wǎng)狀分布，應為沿晶界開裂，主要分布在表面至表面下5 mm ～10 mm 以內(nèi)。

2 成因與分析

從缺陷特征分析看，錳硫比應是主要影響因素，在加熱過程中發(fā)生"熱脆"現(xiàn)象，弱化了晶界間的結合力，從而造成缺陷在隨后的軋制過程中進一步擴展或加劇。如何進一步的控制和預防，應從成分控制、加熱工藝等方面進行細致分析。

2．1 成分分析

錳硫比對熱軋薄板邊部破邊影響較大，對本次軋制的181 卷SPHC 熱軋卷板的成分控制進行調(diào)查分析，其中開裂卷8 卷，未開裂卷173 卷，見表1。

表1 成分控制對比分析

由表1 可以看出，對比開裂卷和未開裂卷的成分控制，除［Mn］的控制存在差別外，其他成分均在標準范圍內(nèi)控制的基本一致，沒有太大差別。由此分析其冶煉過程，可能部分爐次是采用轉(zhuǎn)爐終點殘［Mn］，未進行［Mn］的合金調(diào)整;部分爐次做了［Mn］成分的微調(diào)。對比開裂卷與未開裂卷平均成分的錳硫比分別是6．15 和19．00。

2．2 加熱控制

研究表明［3］:低錳硫比的板坯在加熱過程中，坯料過熱起始溫度較低，在1210 ℃左右晶界狀態(tài)會發(fā)生變化，因此加熱溫度過高易導致低錳硫比的板坯晶間開裂，這與第1 節(jié)中的微觀組織特征分析相吻合。調(diào)取開裂卷的高溫段加熱溫度顯示在1240 ℃～1280 ℃的范圍，表明加熱爐高溫段的溫度設定偏高，在一定程度上造成了缺陷的進一步加重。

2．3 缺陷產(chǎn)生的機理分析

［C］、［Mn］、［S］、［P］在凝固過程中存在較大偏析傾向，但對SPHC 鋼種而言，［C］、［Mn］控制范圍較低，且對鑄坯塑性影響不大。故主要影響應在［S］和［P］上，微觀偏析會降低枝晶間液相的凝固溫度，［P］高會影響材料的低溫塑性，［S］高易發(fā)生"熱脆"現(xiàn)象，針對本次缺陷，主要原因應為固硫不充分，導致在高溫加熱時沿晶界出現(xiàn)硫的低熔點物質(zhì)，弱化了晶界間的結合力，在軋制過程中出現(xiàn)開裂。

分析其產(chǎn)生的過程，本次出現(xiàn)缺陷的板卷平均錳硫比僅為6．15，［Mn］的控制相對過低，因［Mn］在鋼種與［S］的親合力要比鐵強，若錳含量偏低，則會有大量的FeS 存在，而FeS 的熔點(1190 ℃)遠低于MnS 的熔點(1600 ℃)，而FeS － Fe 共晶體熔點(988 ℃)則更低［4］。這樣在加熱溫度偏高且軋制后可能產(chǎn)生晶界開裂，形成晶界裂紋;同時加熱溫度偏高易使邊角部出現(xiàn)局部過燒，加重邊角部的晶界開裂。

3 改進措施

3．1 成分控制優(yōu)化

優(yōu)化成分控制應從兩個方面考慮:一是適度提高錳硫比，加強［Mn］的合金化;二是在兼顧制造成本的前提下合理降低［S］含量。對低碳鋼生產(chǎn)而言合適的錳硫比應不低于20 左右為宜，但是在生產(chǎn)SPHC 鋼種時，將［S］控制在0．012%以內(nèi)相對比較容易實現(xiàn)。要進一步降低［S］，不但會增加脫硫成本，而且易造成鋼液出現(xiàn)回［Si］回［P］的風險。因此，對應的合理［Mn］成分設計應在0．20% ～0．25%為宜。

3．2 加熱制度優(yōu)化

適度降低高溫段的加熱溫度及總在爐時間。將均熱段溫度適度調(diào)整到1200 ℃～1230 ℃，總在爐時間控制在140 min 左右，盡量避免邊部出現(xiàn)過燒現(xiàn)象。

4 實施效果

通過采取上述改進措施，連續(xù)跟蹤10 爐鋼的生產(chǎn)過程，其成分控制與加熱優(yōu)化見表2。

表2 成分與加熱優(yōu)化后控制效果

對應坯料共軋成64 卷，全部合格，未見邊部出現(xiàn)開裂現(xiàn)象。

5 結論

1)造成SPHC 熱軋表面開裂的主要原因為錳硫比過低，平均僅為6．15，固硫不充分，導致在高溫加熱時沿晶界出現(xiàn)硫的低熔點物質(zhì)，弱化了晶界間的結合力，在軋制過程中出現(xiàn)開裂。

2)通過分析將成分設計調(diào)整為w［Mn］%:0．20～0．25，w［S］%:≤0．012，同時將加熱總在爐時間調(diào)整為不低于140 min，高溫段加熱溫度控制在1200 ℃～1230 ℃，取得了良好改進效果。

［1］田榮彬． CSP－冷軋板組織、性能與生產(chǎn)工藝研究［D］． 北京:鋼鐵研究總院，2009．

［2］孫玉強，劉社牛，蘇伯輝．安鋼低碳低硅鋼SPHC 生產(chǎn)工藝研究［J］．河南冶金，2008，16(4):40．

［3］徐海衛(wèi)，于 洋，朱國森，等．錳硫比對SPHC 熱軋薄板邊部舌狀裂紋的影響［J］．軋鋼，2011，28(5):14．

［4］王宏霞．低碳過熱過燒溫度的確定［J］． 中國重型裝備，2008(1):4．