張寧，張維維，趙成林，廖相巍，王麗娟

（鞍鋼集團鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009）

近年來，隨著我國造船業(yè)的迅速發(fā)展，對船板鋼的產(chǎn)量、品質(zhì)要求也越來越高，控制船板鋼的內(nèi)部質(zhì)量是提高船板性能的重要措施，國內(nèi)多家鋼廠都在進行高強船板鋼的研發(fā)和生產(chǎn)。然而在中厚板拉伸試驗中的拉力分層現(xiàn)象時有發(fā)生，成為困擾船板鋼廠家的重要問題之一［1］，寶鋼、武鋼等國內(nèi)鋼廠從礦石原料、冶煉、軋制工藝以及鋼中低熔點元素等方面分析高強船板拉伸各種缺陷產(chǎn)生的原因，并提出預(yù)防措施來改善船板質(zhì)量。

鞍鋼生產(chǎn)的高強船板鋼在生產(chǎn)初期部分出現(xiàn)因拉伸試驗后斷口中心部位裂開，即拉力分層而判廢的現(xiàn)象。本文結(jié)合高強船板鋼冶煉和軋制的實際情況，通過采用金相分析、電子探針等手段，對拉力分層的形成原因進行了系統(tǒng)分析，并提出解決措施。

1 主要工藝路線

鞍鋼高強船板主要工藝路線為：高爐鐵水→鐵水脫硫→100 t轉(zhuǎn)爐→LF爐精煉→連鑄→加熱→軋制→矯直→剪切→噴印標(biāo)記→檢查、檢驗→入庫。

2 試驗鋼種及方法

在熱軋船板上取樣，對樣品進行縱向拉伸試驗，在斷口分層試樣的未變形區(qū)截取金相試樣，大小為15 mm×15 mm，經(jīng)過磨制、拋光后，用4%的硝酸乙醇溶液侵蝕，利用金相顯微鏡、掃描電鏡、能譜分析儀及電子探針對鋼板垂直于軋向斷口的宏觀及微觀形貌、夾雜物形態(tài)和顯微組織進行觀察和分析。表1為AH32船板鋼的主要化學(xué)成分。

表1 AH32船板鋼主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

3 檢驗結(jié)果

3.1 金相檢驗

拉力分層出現(xiàn)在鋼板厚1/2處，在垂直于軋向面取金相樣，金相樣磨制和拋光后觀察其狀態(tài)。

圖1為試樣經(jīng)拋光腐蝕后橫斷面的宏觀和微觀（放大500倍）形貌。由圖1可以看出，灰白色基體上有一條黑色、線形貫穿試樣寬度并平行于軋制方向的缺陷帶，類似于低倍檢驗中觀察到的鑄坯中心疏松，應(yīng)是鑄坯中心疏松軋制后未焊合而形成的，由大量細(xì)小的孔洞連接在一起，造成該位置鋼的力學(xué)性能下降，在拉力條件下造成分層。

將拋光后斷口試樣進行腐蝕，通過金相顯微鏡觀察腐蝕后的試樣，放大倍數(shù)為1 000倍。試樣中心部位典型金相組織見圖2。

由圖2可以看出，在平行于軋制方向可以看見明顯的帶狀組織，該帶狀組織沿軋制方向平行排列呈層狀分布，基體組織均呈帶狀珠光體及鐵素體的層狀、間斷分布狀態(tài)。放大后的微裂紋形貌見圖3。由圖3可以看出，試樣中心處有微裂紋產(chǎn)生，掃描電鏡成分分析表明，內(nèi)部主要為Al2O3與CaO的復(fù)合夾雜。

3.2 斷口組織形貌

對試樣拉伸試驗后觀察其斷口發(fā)現(xiàn)，厚度附近產(chǎn)生了平行于鋼板表面的裂紋，并沿軋制方向和垂直于軋向擴展，導(dǎo)致鋼板上下兩部分剝離形成分層，鋼板斷口（斷面及側(cè)面）宏觀形貌見圖4。

在掃描電鏡下觀察斷口的微觀形貌，見圖5。從圖5可以看出，斷口處為韌窩形貌，呈暗灰色，有金屬光澤，因此斷口形式為韌性斷裂。同時發(fā)現(xiàn)分層裂紋處有大量的夾雜物。

3.3 夾雜物和元素偏析分析

在掃描電鏡下對斷口試樣進行夾雜物觀察，并用能譜儀對夾雜物成分進行分析，結(jié)果見圖6。由圖6和能譜分析可知，船板拉伸試樣斷口處分布著大量條狀MnS夾雜物、Al2O3夾雜物并伴有大量 MnS 與 Al2O3、TiO2、MgO等的復(fù)合夾雜物。

在試樣的中心位置附近發(fā)現(xiàn)有大量連續(xù)分布的長條狀MnS夾雜，夾雜物形貌見圖6（b）。從圖6（b）可以看出，樣品斷口呈結(jié)晶狀，微觀特征為解理花樣和舌狀花樣，斷口上多處可見自由面，在自由面附近伴隨較多MnS夾雜物，多以片狀分布。因此判定，拉力分層與片狀MnS的富集有直接關(guān)系，即片狀MnS的大量存在，使心部的塑性變差，在拉伸試驗中容易產(chǎn)生應(yīng)力集中成為裂紋源，在MnS分布帶上擴展，形成中心分層［2］。

采用電子探針對腐蝕后的試樣進行面掃描及線掃描，分析試樣中 C、Si、Mn、P、S、Al、Ca、Mg 等化學(xué)元素的偏析情況，發(fā)現(xiàn)C、Mn偏析嚴(yán)重，見圖7所示。而能譜分析結(jié)果反應(yīng)中心處C、Mn元素偏析嚴(yán)重。成分分布二維等高圖反應(yīng)中心處C、Mn元素偏析嚴(yán)重，并遺傳至成品。C元素的平均含量為0.104%，最大偏析度為1.444；Mn元素的平均含量為1.574%，最大偏析度為1.032。

4 分層原因分析

從能譜分析結(jié)果可知，分層裂紋處存在硫化物、氧化物。氧化物夾雜硬度高、塑性差，在軋制過程中變形小，容易破壞基體的連續(xù)性；硫化物夾雜和基體金屬的熱膨脹系數(shù)差異很大，在軋后冷卻過程中產(chǎn)生的收縮效應(yīng)不同，使得部分條狀硫化物的尖端與基體界面處出現(xiàn)了小的孔洞。大量片狀和條狀硫化物和氧化物夾雜使得基體局部區(qū)域的強度下降，導(dǎo)致金屬流變不連續(xù)，形成孔洞，使缺陷帶上下兩部分金屬的結(jié)合力變?nèi)?，造成拉力分層現(xiàn)象。

由于軋后夾雜物在厚度方向上呈平行于板面的帶狀分布，它與基體之間只是簡單的機械結(jié)合，而不是物理冶金結(jié)合，界面結(jié)合力很低，當(dāng)鋼板受z向剪切力作用時，在夾雜物和基體界面之間很容易發(fā)生開裂。又由于硫化物夾雜為塑性夾雜，在拉力作用下，硫化物夾雜內(nèi)部由于平面滑移產(chǎn)生長而窄的滑移帶，這些滑移帶上的位錯被阻塞在夾雜物與基體的界面處，造成基體與界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中，夾雜物與基體界面首先產(chǎn)生孔洞，隨著應(yīng)力增加，孔洞互相連通形成微裂紋，微裂紋進一步擴展，造成剪切分層［3］。

C、Mn元素的嚴(yán)重偏析使鋼板心部附近產(chǎn)生嚴(yán)重的帶狀組織，并形成大量層片狀硫化物及其復(fù)合夾雜物，由于這些夾雜物與基體金屬的熱膨脹系數(shù)有很大差異，在軋后冷卻過程中產(chǎn)生的收縮效應(yīng)不同，枝干和枝間在軋制時成為帶狀，C和Mn含量低的枝干區(qū)域的奧氏體首先發(fā)生先共析鐵素體轉(zhuǎn)變，相轉(zhuǎn)變后形成鐵素體＋珠光體的二次帶狀組織，帶狀組織的存在使鋼的組織不均勻，并影響鋼材性能，形成各向異性，鐵素體與珠光體的延伸率不同，在拉伸時就促進了裂紋及分層現(xiàn)象的產(chǎn)生。

綜上所述，大量硫化物和氧化物夾雜、大量軋制后未軋合的孔洞以及C、Mn元素的嚴(yán)重偏析造成的帶狀組織是導(dǎo)致船板鋼拉力分層的原因。

5 控制措施

5.1 降低S含量

船板鋼是一種高錳鋼，其目標(biāo)Mn含量控制約為1.5%。當(dāng)鋼中Mn含量為1.0%左右時，S在鋼中因極易與Mn形成MnS而有著較高的溶解度。因此，應(yīng)降低鋼中MnS夾雜的含量?？刂茻掍撨^程中的S含量是最有效的途徑之一。經(jīng)統(tǒng)計，出現(xiàn)裂紋的AH32鋼S含量為0.005%～0.008%，因此，應(yīng)將S含量控制在0.005%以下。

5.2 喂硅鈣線

對硫化物夾雜特別是MnS夾雜進行變性處理，將其形態(tài)控制為對鋼危害較小的球形。在真空處理完畢后，向鋼液中喂入硅鈣線，圖8所示為喂線效果。由圖8可以看出，喂線300 m后，球化效果不明顯；喂線量達到500 m后，MnS球化效果明顯，MnS夾雜得到變性處理，從而減少拉力分層現(xiàn)象。

取3個試樣檢測喂線前后Ca、S、Al的含量變化情況，見表2。從表2中可以看出，喂線后鋼液的鈣含量明顯增加，硫含量和鋁含量明顯降低，說明發(fā)生了式（1）、（2）的反應(yīng)。

表2 喂線前后Ca、S、Al含量變化情況 %

Ca/Al、Ca/S比值的大小代表了鋼中夾雜物球化的程度，一般要求鋼中Ca/Al應(yīng)在0.05～0.15之間，Ca/S 應(yīng)在 1～2 之間［4］。 對比表 2，喂線后，鋼水Ca/Al分別從0.005增加到0.117和0.147，Ca/S分別從0.033增加到0.683和1.040，鋼液中原有的Al2O3和MnS夾雜轉(zhuǎn)變?yōu)殁}鋁酸鹽及MnS·CaS夾雜，夾雜物的組成和形態(tài)發(fā)生明顯改變。

5.3 優(yōu)化連鑄工藝

（1）澆注溫度是影響柱狀晶生長的重要因素之一，澆注溫度高，鑄坯柱狀晶發(fā)達，根據(jù)凝固橋理論，發(fā)生內(nèi)部疏松、縮孔等質(zhì)量缺陷的幾率大大提高，在內(nèi)部等軸晶減少、柱狀晶發(fā)達的情況下，后道工序軋制過程中容易產(chǎn)生開裂等缺陷。澆注溫度低，鑄坯等軸晶發(fā)達。因此，在不造成水口凍結(jié)的情況下，厚板鑄機應(yīng)盡可能采用低過熱度澆注，將過熱度控制在15～25℃。

（2）拉速也是影響柱狀晶生長的重要因素之一。拉坯速度高，鑄坯在結(jié)晶器內(nèi)停留時間短，鑄坯液芯延長，不但推遲了等軸晶的形核和長大，擴大了柱狀晶區(qū)，而且增大了鼓肚。因此，在不影響產(chǎn)量的前提下，拉坯速度不宜過大，在原拉速基礎(chǔ)上降低拉坯速度，將拉速控制在0.9～1.1 m/min。

（3）采用較強的二冷模式，連鑄坯的中心偏析與連鑄凝固末期的選分結(jié)晶形成的小液穴的體積有關(guān)系。因此采用強冷模式，減緩柱狀晶生長，增加等軸晶率，減少中心偏析和中心疏松的發(fā)生。

（4）電磁攪拌使鑄坯內(nèi)部鋼水強制流動，折斷柱狀晶晶梢、抑制柱狀晶繼續(xù)生長，折斷的晶梢在液芯溶解降低鋼液的過熱度，使液芯溫度均勻，部分還可生成等軸晶區(qū)，減輕中心偏析程度。采用二冷電磁攪拌可以提高鑄坯內(nèi)部質(zhì)量，減小各元素的偏析傾向，減輕連鑄坯中心疏松。依據(jù)模擬結(jié)果確定最佳攪拌位置為鑄機的11～12 m。

連鑄工藝優(yōu)化前、后S含量見表3。由表3可以看出，采取上述措施后，S含量明顯降低。

表3 連鑄工藝優(yōu)化前、后S含量對比

5.4 優(yōu)化加熱及控軋控冷工藝

生產(chǎn)實踐表明，采用較高的均熱溫度和較長的均熱時間有利于偏析元素擴散。軋制過程中，采用提高壓下率的方法，提高應(yīng)力應(yīng)變的滲透率，使鑄坯中產(chǎn)生的缺陷盡可能地焊合，有利于減少鋼板的分層缺陷，減輕鑄坯內(nèi)部缺陷對軋后鋼板的影響。冷卻過程中采用快速冷卻工藝可以使貧Mn帶處的C原子在來不及擴散至富Mn區(qū)前，完成奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，不出現(xiàn)鐵素體和珠光體的條帶狀分布，抑制帶狀組織的產(chǎn)生。

具體工藝參數(shù)調(diào)整如下：開軋溫度由改進前的1 050～1 150℃提高到1 100～1 180℃，高溫再結(jié)晶軋制累積變形量＞70%，冷卻速度控制在5℃/s左右。主要軋制工藝如表4所示。

表4 軋制工藝

軋制工藝優(yōu)化前、后船板樣拉伸試驗情況統(tǒng)計如表5所示。由表5可以看出，頭、中、尾坯軋制探傷合格率明顯提高。

表5 工藝優(yōu)化前、后船板樣本拉伸合格率統(tǒng)計情況

6 結(jié)論

（1）高強船板板厚中心處未軋合的疏松孔洞、中心處C、Mn元素偏析、條狀MnS夾雜物、MnS與Al2O3、TiO2等的復(fù)合夾雜是導(dǎo)致船板鋼拉力分層的直接原因。

（2）真空處理完畢后向鋼液中喂入硅鈣線，使MnS夾雜形態(tài)改變?yōu)閷︿撐：^小的球形；優(yōu)化連鑄工藝，將過熱度控制在15～25℃、采用較強的二冷模式、降低拉速至0.9～1.1 m/min、在鑄機的11～12 m處采用電磁攪拌，能使S含量降至0.005%以下，這些措施對消除船板鋼拉力分層有一定效果。

（3）優(yōu)化加熱及控軋控冷工藝，將開軋溫度提高到1 100～1 180℃、高溫再結(jié)晶軋制累積變形量＞70%、冷卻速度控制在5℃/s左右，可以使船板鋼軋后探傷合格率明顯提高。

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