劉 偉

（天津鋼鐵集團有限公司技術(shù)中心，天津300301）

0 引言

隨著連鑄技術(shù)的發(fā)展和成熟，連鑄坯熱送熱裝工藝已被大部分鋼鐵生產(chǎn)企業(yè)所采用，該工藝能夠降低能耗，減少產(chǎn)品生產(chǎn)工藝流程，提高金屬收得率及車間占地面積利用率、降低投資成本。因此，連鑄坯熱送熱裝工藝在環(huán)境保護、降低生產(chǎn)能耗、提高生產(chǎn)效率和可持續(xù)發(fā)展等方面有著巨大的優(yōu)越性[1-4]。

1 連鑄坯熱裝熱送技術(shù)的分類[5-8]

1.1 連鑄坯直接軋制技術(shù)（簡稱CC-DR）

連鑄坯在出連鑄機后，在連鑄坯運送過程中使用補熱裝置，將連鑄坯溫度保持在1100℃條件下直接送入軋機進行軋制。根據(jù)金屬固態(tài)相變理論，連鑄坯在軋制前未經(jīng)過奧氏體-鐵素體-奧氏體相變再結(jié)晶過程，此時鑄坯內(nèi)部組織為鑄態(tài)粗大的奧氏體，微合金元素Nb、V等還未經(jīng)來的及析出。

1.2 連鑄坯熱態(tài)直接軋制技術(shù)（簡稱CC-HDR）

連鑄坯在出連鑄機后，在連鑄坯運送過程中使用補熱裝置控制連鑄坯溫度在A3～1 100℃之間，直接送入軋機進行軋制。根據(jù)金屬固態(tài)相變理論，該技術(shù)與CC-DR相同，不同點為連鑄坯在該溫度區(qū)間會有一些微量元素少量析出和再溶解。

1.3 連鑄坯直接熱裝軋制技術(shù)（簡稱CC-DHCR）

連鑄坯溫度在A1～A3之間，連鑄坯先通過輥道運送到加熱爐進行加熱后再送入軋機進行軋制。根據(jù)金屬固態(tài)相變理論，此時連鑄坯內(nèi)部組織處于奧氏體-鐵素體兩相區(qū)，連鑄坯組織部分經(jīng)過奧氏體-鐵素體-奧氏體相變，連鑄坯內(nèi)部既有原來粗大的奧氏體晶粒，又有經(jīng)相變后細化的奧氏體晶粒。連鑄坯在加熱爐中進行加熱后其內(nèi)部存在混晶組織，微量元素Nb、V的析出和再溶解。

1.4 連鑄坯熱裝軋制技術(shù)（簡稱CC-HCR）

連鑄坯溫度在400℃～A1之間，連鑄坯不經(jīng)過冷卻到環(huán)境溫度先被送至保溫設(shè)備中保溫，然后再送至加熱爐進行加熱后再進行軋制。根據(jù)金屬固態(tài)相變理論，此時連鑄坯組織狀態(tài)與常規(guī)冷裝爐鑄坯基本相同。

天津鋼鐵集團煉軋廠采用熱送熱裝方式為CC-DHCR，目前普碳鋼例如Q235B、Q355B等鋼種已經(jīng)完全采用了熱送熱裝工藝進行軋制，但是含有Nb、V、Ti等微合金高強鋼由于其自身特性，經(jīng)過熱送熱裝工藝軋制后會在中厚板表面產(chǎn)生裂紋缺陷，這種中厚板表面缺陷是含Nb、V、Ti等微合金高強鋼采用熱送熱裝工藝進行軋制后所特有的。針對含Nb、V、Ti等微合金高強鋼熱送裂紋很多文獻闡述其形成機理[1～8]，結(jié)論不盡相同。本文以微合金高強度鋼Q345E連鑄坯熱送熱裝裂紋為研究對象，分析了Nb、V、Ti等微合金高強鋼鑄坯熱送裂紋的形成機理。

2 熱送裂紋的典型特征

Q345E連鑄坯在軋制過程中，中間坯產(chǎn)生的裂紋是在連鑄坯采用熱送熱裝軋制工藝時特有的缺陷，Q345E主要化學(xué)成分如表1所示。

表1 Q345E化學(xué)成分 /%

Q345E在熱送熱裝粗軋中間坯表面可觀察到裂紋沿振痕方向或呈網(wǎng)狀分布，如圖1（a）～（c）所示；裂紋深度為 0.5～2.0 mm，裂紋寬度在 1.5mm 左右，如圖1（d）所示。將Q345E連鑄坯進行冷裝（連鑄坯先下線冷卻到環(huán)境溫度后再裝入到加熱爐加熱），檢查其粗軋中間坯表面未發(fā)現(xiàn)任何缺陷。

3 試驗材料和實驗方法

試樣材料取自Q345E中厚板，試樣被加工成Φ10 mm×125 mm，并且兩端有15 mm長的螺紋。試驗在Gleeble-3800熱模擬機進行，參照煉軋廠連鑄坯的熱送熱裝工藝流程，試驗過程如圖2所示。

試樣的具體流程：把試樣裝入Gleeble-3800中，然后設(shè)定試驗程序試樣先以20℃/s的升溫速率把試樣加熱到1 390℃，然后進行保溫約20 s；試樣在1 390℃保溫20 s后，接著采用5℃/s的降溫速度冷卻到900℃，然后進行保溫10 s；然后試樣以30℃/s的升溫速度升到1 100℃，然后保溫5 min；隨后試樣在1 100℃以1℃/s冷卻速度降溫到600℃；然后試樣以30℃/s升溫速率升溫到1 250℃并保溫5 min；然后進行急冷到軋制溫度。

圖1 中間坯表面熱送裂紋形貌

圖2 熱模擬實驗過程

4 分析與討論

4.1 試驗結(jié)果分析

將熱模擬試樣先制備成金相試樣，將金相試樣放入到10%的硝酸酒精溶液腐蝕大約5 s左右，然后將試樣取出用蒸餾水清洗干凈；之后將金相試樣放入噴碳儀中，噴上一層厚度大約在200 nm左右的碳膜；然后將碳膜按照2 mm×2 mm的面積劃分成獨立小塊，并采用10%的硝酸甲醇進行浸泡后剝離；之后將剝離下來的碳膜放入在蒸餾水中，試樣經(jīng)過漂洗、撈取、晾干后采用透射電鏡對碳膜上的析出物進行中觀察。

通過圖3透射電鏡照片及TEM、析出相形貌進行觀察的結(jié)果為：（1）析出相形貌為方形，通過能譜分析析出物含有Nb、Ti。（2）析出相尺寸在80 nm左右并在基體中呈現(xiàn)彌散分布，為典型的凝固過程中形成的析出物。（3）析出物具有沿晶界分布的特點，這是因為熱模擬試樣是冷卻到600℃再進行加熱此時在奧氏體晶界處共析出鐵素體膜。由于Nb、Ti的碳氮化物其在奧氏體中的溶度積遠大于其在鐵素體中的溶度積，在鑄坯冷卻過程中有部分析出相在先共析鐵素體膜中析出，形成了沿奧氏體晶界分布的特點[9-10]，如圖4所示。

圖 3 （Ti，Nb）（C，N）析出相的形貌及能譜

圖4 析出相沿晶界分布及鐵素體膜

4.2 討論

根據(jù)上面的試驗結(jié)果，Q345E連鑄坯熱送裂紋的產(chǎn)生可以分為以下幾個原因：（1）Q345E連鑄坯在采用熱送熱裝工藝其裝入加熱爐時溫度約為600℃，連鑄坯在進入加熱爐前組織開始由奧氏體向鐵素體進行轉(zhuǎn)變，在奧氏體晶界處形成共析鐵素體膜；在奧氏體向鐵素體相的轉(zhuǎn)變過程會產(chǎn)生1%左右的體積膨脹，因此在相變過程中會沿著奧氏體晶界產(chǎn)生法相應(yīng)力并在鐵素體上應(yīng)力集中。（2）在連鑄坯組織由奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變過程中，隨著鑄坯溫度的降低Nb、Ti的碳氮化物也開始沿奧氏體晶界析出，從而弱化晶界強度。（3）連鑄坯在進入加熱爐之前，由于表面溫度低于其內(nèi)部溫度所以鑄坯表面受壓應(yīng)力作用，內(nèi)部受拉應(yīng)力作用；而鑄坯被送到加熱爐進行加熱后，鑄坯表面溫度首先升高并且大于其內(nèi)部溫度，導(dǎo)致鑄坯內(nèi)外所受的熱應(yīng)力（由于連鑄坯內(nèi)部與外部存在溫差而產(chǎn)生熱應(yīng)力，該熱應(yīng)力最大時可達上百兆帕會作用于鑄坯上）方向?qū)l(fā)生變化，鑄坯表面受拉應(yīng)力而鑄坯心部所受壓應(yīng)力。

連鑄坯裝入加熱爐后隨著連鑄坯的溫度升高，連鑄坯外部由壓應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力。該拉應(yīng)力作用在奧氏體晶粒上，導(dǎo)致奧氏體出現(xiàn)晶界滑移，使得Nb、Ti的碳氮化物析出相與先共析鐵素體脫離形成孔洞；隨著連鑄坯在加熱爐中溫度升高部分Nb、Ti的碳氮化物析出相會重新溶解，從而在析出物周圍產(chǎn)生空洞，這些空洞基本沿奧氏體晶界分布。連鑄坯在加熱經(jīng)過均熱段后連鑄坯的熱應(yīng)力已經(jīng)很小，且Nb、Ti的碳氮化物析出相大部分已經(jīng)固溶，但奧氏體晶界處的空洞已經(jīng)形成并無法彌合，連鑄坯出加熱爐在軋機進行粗軋過程中，鑄坯表面在軋輥作用下奧氏體晶界處的空洞產(chǎn)生延伸，進而形成了鑄坯表面裂紋[11-13]。

通過以上分析，Q345E連鑄坯采用CC-DHCR熱送熱裝工藝進行軋制后產(chǎn)生的表面裂紋是由于鑄坯中Nb、Ti的碳氮化物析出相、連鑄冷卻過程中奧氏體晶界處共析出鐵素體膜時的相轉(zhuǎn)變、連鑄坯在加熱爐加熱過程中產(chǎn)生熱應(yīng)力3個因素綜合作用下形成的。

5 熱送裂紋解決措施

為了抑制Q345E熱送裂紋的產(chǎn)生，根據(jù)其熱送裂紋產(chǎn)生的機理可采取以下措施：

Q345E鑄坯采用冷送工藝，鑄坯內(nèi)奧氏體已完成向鐵素體和珠光體的轉(zhuǎn)變，晶粒變得細小的同時，Nb、Ti的碳氮化物析出物存在于晶粒內(nèi)部。

采用鑄坯表面快速冷送技術(shù)，將鑄坯快速冷卻到500℃然后在進行熱送熱裝，此時鑄坯表面已經(jīng)完成奧氏體向鐵素體-珠光體的轉(zhuǎn)變。

6 結(jié)論

Q345E鑄坯在熱送熱裝過程中產(chǎn)生裂紋的幾率較高，其表面裂紋缺陷與其熱送熱裝工藝有關(guān)。Q345E鑄坯產(chǎn)生熱送裂紋是鑄坯中Nb、Ti的碳氮化物析出相、奧氏體晶界處共析出鐵素體膜的組織轉(zhuǎn)變、加熱爐加熱過程中連鑄坯中產(chǎn)生的熱應(yīng)力三個因素綜合作用下形成的。