包晶钢成分优化降低卷板边裂率

1、包晶钢成分优化，降低卷板边裂率 李金波，唐恒国，胡志刚，李任春 （河北钢铁集团邯钢公司，河北邯郸056015） 摘要：针对包晶钢种卷板边部集中岀现的横裂纹情况，通过对卷板缺陷分析，调整钢水成分 （将钢中硅含量降至痕量，调高碳镭含量）调整包晶点，有效避开包晶峰值，降低包晶反应对 铸坯表而质量的影响，同时对连铸其他工艺进行优化：冷却系统优化、铸机精度保证、保护 渣优化等工艺条件的优化对铸坯质量进行有效控制，卷板边部裂纹得到有效控制。关键词：包晶钢：成分：边裂前言热轧卷板边部裂纹缺陷，成为影响卷板质量的重要因素，长期以来以连铸坯表而质量攻 关为解决问题的重点方向。本文通过对产生较多的低合金髙强度钢种

2、的卷板缺陷分析，发现 连铸坯的角部横向裂纹（角横裂）是热轧卷板边裂缺陷的起源。结合邯钢新区炼钢厂连铸机生 产情况，分析了板坯角横裂的形成原因。根据实际工艺条件，调整钢水成分，有效避开包晶 点，降低包晶反应对铸坯表面质量的影响，同时对连铸其他工艺进行优化措施，热轧卷板表 而边裂的发生率大幅度降低。1缺陷描述热轧带钢边裂缺陷是指钢板边缘沿长度方向的一侧或两侧岀现破裂，其裂口处有氧化色 或夹杂的缺陷，严重者钢板边部全长呈锯齿状。如图1所示：缺陷以发散状发纹为主，分布 在卷板距边线1040n】m范囤内，缺陷长度20mm80mm范囤，呈间距状分布，间距20 60n】m不等。从形貌观测属于典型的铸坯遗传缺

3、陷。如图2所示：电镜检测发现，铸坯内部 存在铁或铁氧化物，伴有少疑硅氧化物与钙氧化物存在，同时，伴生点状氧化铁存在。上述 情况说明：裂纹的发生在结晶器弯月面形成的初期坯壳处，发展在连铸侨直处，裂纹缺陷内 部与外界相通的区域在加热炉中受到氧化。国内外许多研究结果均表明，热轧带钢边裂缺陷 产生的主要原因是：虽然热轧带钢边裂缺受诸多因素影响，但是板坯边缘存在角横裂或振痕 不规则等缺陷是产生边裂缺陷的主要原因。图丨 常&Q345系列卷板边部缺陷图2缺陷电分析图3铸坏*1部不&贰赧療（深嫌痕）2原因分析通过对钢种统计，分析钢水成分对坯壳收缩与表而裂纹的影响。进而，深入分析钢中务 种成分对

4、包晶点的影响。2. 1钢种统计从图4可以看出，在所涉及的钢种中，边裂涵盖低碳钢、普碳钢、低合金高强度等诸多 钢种。但是，总体的趋势是：强度越高、裂纹敏感性越强的钢种，出现的几率越大，低合金 高强度钢种占缺陷总数的80%以上。强度低、塑性好的钢种，出现的几率明显降低，如超 低碳钢就极少岀现边裂，只占到总缺陷率的0. 01%。IW4边级钢种统计(边裂总ht百分比)2. 2钢水成分对生产的Q345系列钢水成分进行统计发现碳质量分数在0. 9%0. 14%之间，w(Als) 20. 030%炉次产生角横裂炉次较多，进一步对产生边裂的热轧卷进行氮含疑分析，部分炉 次氮含M70X10-分析原因：1)碳含量

5、对铸坯裂纹有重要影响。w(C)为0. 08%0. 16% 时，连铸坯裂纹敏感性强。这是因为在弯月而附近坯壳形成过程中发生包晶相变包晶反应, 丫向6相转变产生较大的体积收缩和线收缩，极易产生角横裂，坯壳发生了较大的体积收缩 和线收缩，坯壳表而受凝固收缩和钢水静压力的不均衡作用，产生应力集中，形成微裂纹。 期外，任该碳含量范围内，铸坯奥氏体晶粒大，延伸率较低。因此，在钢种成分允许的前提 下，钢中的w(C)应尽量避开0. 08%0. 16%这一范围。2)钢中w(Als)20. 030%时，低 延展性区域将会被加宽而导致裂纹发生率的提高。3)当钢中存在氮时，铝和氮将会形成氮化 铝析出物，氮化铝析岀物数

6、量的增多将会拓宽脆性区。对于铝处理的微合金化钢种，尤其是 那些含規钢种，氮含量提髙时，脆性区将被加宽和加深。«X!O« 10X10 a6XI0-*4X22X216图5 gft与收轴廉和裂仪峻感描数的关系<»)«含和收端童的关冢；(b)碳含St和结品？*热潦关系;&)銀含与裂紋敏感宿数的关系2. 3包晶反应对坯壳收缩的影晌钢中在凝固收缩是包晶反应对板坯表而质捲的影响如下图所示：碳含0. 10%时，包晶反应(L+d-d)使坯壳的收缩最大(0. 38%),坯壳过早脱开结晶器形成气隙，坯壳温度回升，初生奥氏体晶粒粗大，成为裂纹敏感源：二是气隙使得传

7、热减慢，坯壳较薄抵抗变形能力差。M. Wolf等使用铁素体势FP(Frrite Potential)值来评价铸坯沿晶界裂纹的敏感。FP=2. 5(0. 5_CP)其中 CP 为碳当量。CP=C+0. 02Mn-0. lSi-0. 7S。当 FP 越接近1的时候，裂纹敏感性越强。即可计算处FP数值，进而判断其裂纹敏感性。y廈 L”7图6结品？5坯壳生长承意图()低礁钢和髙臻钢；(b)包品谄钢水的凝固处于包晶区伴随有较大的体积收缩，坯壳、结晶器壁铜板脱离形成气隙，导 出热流最小，坯壳最薄，在表而会形成凹陷。凹陷部位冷却和龊固速度比其他部位慢，组织 粗化，对裂纹敏感性强，在热应力和钢水静压力作用下，

8、在凹陷薄弱处造成应力集中而产生 裂纹。坯壳表固凹陷越严重，纵裂岀现的几率越大。2. 4元素对包晶反应影响2. 4. 1碳对包晶反应影响通常碳钢包晶区碳含量为0. 10%0. 18%。坯壳与铜板形成气隙，振痕波谷处传热 减慢，坯壳温度升高，奥氏体晶粒粗大降低了钢的髙温塑性。尤其是包晶钢与亚包晶钢的这 种表现更为明显。同时沿振痕处波谷处，S、P呈正偏析，降低了钢的高温强度。在矫直过 程中出现应力集中的“缺口效应”，受到拉伸应力作用如果超过了 1. 3%,在振痕的波谷处 就会形成横裂纹。裂纹沿奥氏体晶界扩展直到具有良好的塑性温度为止。2. 4. 2硅镭合金元素对包晶点的影响硅和镭是钢中最常见的合金元

9、素，硅、徭对FC2C相图和碳钢的包晶反应有影响。由硅 对F®C相图的影响可知，硅是缩小奥氏体区域的合金元素，随着硅含量的加大，碳钢包晶 点的碳含量也在增加，见图7。图7 Fe-Si-C三元系臭氏体相图从图中可见，当硅含量从0. 25%加大到2. 00%时，包晶点从a点(“6=0. 18%)移到 b点(vrCb=0. 25%)o镭元素的作用与硅正好相反。镭是扩大奥氏体区域的合金元素，在 Fe2Mn2C相图上可以看到，随着徭含量的增加，包晶点的碳含量下降，包晶点向左移动。对 只含硅、徭合金元素的碳钢，通过相图计算和坐标变换5,可得到包晶点碳含量计算式： HCb=HCFe2C+0. 13w

10、Si0. 0242vr|Mn-1. 97wSiwMn 0. 045vpSi2+0. 006 82ivSi2vvMn(l)式中uCb碳钢包晶点的碳含疑；w-CFezC一一Fe2C平衡相图包晶点的碳含虽:。式(1)是在平衡条件下推导出来的，“CFc2C=0. 18%。在实际生产条件下，由于受冷却 速率的影响，传统板坯的wCFsCuO. 15%。通常使用的铁礦相图是在平衡状态下将到的,但是实际怙况下的凝固是在非平衡的条件 下进行的，所以相变并不是按照相图上所示的临界温度进行，而楚会出现不同稚度的滞后现 象，即相图向左下方移动，而且随着冷却速率的提高，这种左移现象也更加明显。如图8(a) 所示：如图8

11、(b)所示为在固相线温度时，不同过冷度io°c、2o°c、5o°c、io(rc下铸坯热收缩量与碳含量关系。从图8可以着出，过冷度从i（rc增加到ioo°c时，收缩量最大时的碳含 量从0. 17%降低到0. 09%。在薄板坯连铸中由于冷却速率快，铁碳相图向左下方移动， 钢水中的碳含量在0. 07%-0. 08%范围内就开始发生包品反应。合金元素对铁碳相图的包 晶反应也有彫响，如硅是缩小奥氏体区域的合金元索，随着硅含量的增加，碳钢包晶点的碳 含量也在增加：镭是扩大奥氏体区域的合金元素，随着锚含量的增加，包品点的碳含量下降, 包晶点向左移动。图8碳钢在不同过热

12、度下的热收缩凰（a）不同冷却速率铁碳相图；（b）不何过冷度下铸坯热收缩fit与碳含童关系钢中碳含量对结晶器摩擦力的影响是：低碳钢（Cl<0. 01%）比中碳钢（C为0. 14% 0. 18%）结晶器摩擦力高岀15%20%。这说明包晶钢还壳收缩强，坯壳与铜壁渣膜润滑 不成问题。主要是控制弯月而热流起缓冷作用，促进坯壳均匀生长。而对C<0. 10%或 Cl<0. 20%的钢，坯壳收缩弱，结晶器摩擦力增加，容易产生“黏结”，渣膜主要是起润滑 作用。这也是凹陷钢和黏结钢设汁保护渣的区別所在。然而，C为0. 1%0. 14%时发 生包晶反应，这是无法改变的。为了防止包晶钢板坯裂纹，人们

13、提出在保证钢的力学性能的 前提下，钢中C向下限（Cl<0. 1%）或中上限C<0. 15%来控制。资料显示，Q235B钢中 C为0. 15%0. 18%比【C为0. 1%0. 18%板坯进初始合格率提高30%。4采取的措施根据上述分析和现场生产实际，有针对性的从钢水成分采取改进措施，同时在苴他方而 如保护渣性、结晶器工艺参数、二冷水配水方而进行优化，降低铸坯角部裂纹的出现。4. 1钢水成分表1原有悯水成分GQ5250E1化学成分（滋）CSiMnPSAls3 ppm)内控成分0. 14 -0. 180.20 -0. 301.25-1.35<0.025<0.0150.010

14、-0. 02020-30目标成分0.160.251.30.01525表2调挞后钢水成分GQ5250E1化学成分（嗚）CSiMnPSAlsCa(ppm)内控成分0. 15 0 19<0.051.35-1.45&0. 025<0. 0150.015 -0.02520-30目标成分0.17W0.051.40.0225调整后力学计算按照成分性能的计算公式进行力学性能:屈服强度=9. 812. 4+28C+& 4Mn+5. 6Si +5. 5Cr+4. 5Ni+8. 0Cu+55P+3. 0-0. 2(h5)式中 h 为产品厚度。抗拉强度=9. 823. 0+70C+8. O

15、Mn+9. 2Si+7. 4Cr+3. 4Ni+5. 7Cu+46P+2. 1-0. 14(h 一5)式中h为产品厚度。按照上述公式所示：屈服强度中Si / Mn含量的系数比为5. 6/8. 4=0. 67,也就是 所Si含量与Mn含量对屈服强度贡献度为0. 67,去掉1份的Si需增加0. 67份的Mn：而 Si/C比为5. 6/240. 2,去掉1份的Si需增加0. 2份的C。抗拉强度中Si / Mn含量 的系数比为9. 2/8. 01. 15,去掉1份的Si需增加,1. 15份的Mn。而Si/C比为9.2 /700. 13,去掉1份的Si需增加0. 13份的C。通过计算，成分调整后力学性能

16、不会有 较大变化。4. 2髙温力学性能检测表3谓歿前后钢中成分钢种CSiMnPSCaAlt调整前0. 1430. 361.3400.0240.01120. 00260.0195调整后0. 1621.4050.0180. 00780. 00310.0164通过调整钢中成分，降低钢种硅含虽:为痕量，提髙碳、融含量，对比调整前后的高温力 学性能如图9所示：850°C时断而收缩率由38%提髙到55%： 900*C时断而收缩率有由40% 提高到70%,可以有效降低连铸过程中侨直裂纹的产生。表4调後前后钢种的裂纹敏感指数CSiMnSCPFP调整前0.1430. 361.3420.01120.12

17、5960.9351调整后0.1620).4050.00780. 184640. 7884图9调酸帕后高温力学性能对比按照M. Wolf等使用铁素体势FP(Frrite Potential)值评价铸坯沿晶界裂纹的敏感的理论。 FP=2. 5(0. 5 CP)其中 “CP” 为碳当量。CP=C+0. 02Mn-0. lSi-0. 7S。当 FP越接近1的时候，裂纹敏感性越强，计算出FP数值，进而判断英裂纹敏感性。调整前后 计算的FP值见上表所示：调整后FP值由原来的0. 935降低至0. 788,裂纹敏感指数降低。 5取得的效果根据实际工艺条件，调整钢水成分，有效避开包晶点，降低包晶反应对铸坯质量

18、的影响, 同时对连铸其他工艺进行优化措施，热轧卷板表而边裂的发生率大幅度降低。采取措施后对 Q345B钢种铸坯酸洗未见裂纹，轧后质量稳泄，未见边部缺陷。如图10所示。进一步检测皮下裂纹，将表层刨除后皮下5mm酸洗后未见裂纹，如图11所示。图10描施射册坯丧而热腋洗后形貌对比表5改进前后热轧卷板边裂对比阶段时间轧制量边裂改判址边裂率改进前2009年H月2009年12月75099. 6290541.682405.453309.073.203.65改进后2010年4月2010年5月105783.3266788. 9859.7359.090.0560. 088图11铸坯皮下5mm热酸洗后形貌及成品质秋6结论1）通过调整钢中成分，降低钢种硅含量为痕量，提髙碳、猛含量，有效避开包晶反应严 重的区域：2）对比调整前后的