李小勇 趙雷 雷林 鄭亞旭 馮捷 郭志紅

摘 要：鋼鐵廠采用Q215帶鋼卷制方管時，在折彎處易發(fā)生嚴重開裂。為了降低鋼管開裂率，從鋼管顯微組織和鋼中夾雜物2個方面分析了鋼管角部開裂的原因，通過探討組織相變對中低碳鋼冷變形性能的影響機理，制定合理的熱軋和軋后冷卻工藝參數(shù)，利用光學顯微鏡和掃描電鏡分析了Q215鋼中夾雜物和顯微組織的性質，并利用J Mat Pro軟件計算Q215鋼的相變點、CCT和TTT曲線。結果表明：鋼管開裂的主要原因是鋼中存在沿著鐵素體晶界析出的三次滲碳體，三次滲碳體屬于硬脆相，在折彎變形時引起晶界處應力集中而產(chǎn)生裂紋;開裂的次要原因是鋼中存在100 μm以上的大尺寸硫化物夾雜。設置合理的調整熱軋和冷卻工藝參數(shù)，可以明顯減少鋼中三次滲碳體數(shù)量，增加了珠光體數(shù)量，顯著降低鋼管開裂率，為預防Q215及類似鋼種的加工開裂提供參考依據(jù)。

關鍵詞：煉鋼;低碳鋼;鋼管;開裂;顯微組織;夾雜物;滲碳體

中圖分類號：TG142.1+3 文獻標識碼：A

doi：10.7535/hbkd.2021yx03011

Study on cracking cause and rolling processparameters of low carbon steel

LI Xiaoyong1， ZHAO Lei2， LEI Lin1， ZHENG Yaxu3，4， FENG Jie3，4， GUO Zhihong3，4

（1.Technical Research and Development Center of Shanxi Jinnan Iron and Steel Group Company Limited，Linfen，Shanxi 043400，China;2.Group Headquarters of Shanxi Jinnan Iron and Steel Group Company Limited，Linfen，Shanxi 043400，China;3.School of Material Science and Engineering，Hebei University of Science and Technology，Shijiazhuang，Hebei 050018，China;4.Hebei Key Laboratory of Material Near-net Forming Technology，Shijiazhuang，Hebei 050018，China）

Abstract：When Q215 strip steel is used to coil square tube in iron and steel plant，serious cracking is easy to occur at bending point.In order to reduce the cracking rate of the steel pipe，the causes of the corner cracking of the steel pipe were analyzed from two aspects of the microstructure and the inclusions in the steel pipe.The influence mechanism of the microstructure transformation on the cold deformation properties of medium-carbon and low-carbon steel was discussed.The reasonable hot rolling and cooling processes after rolling were formulated.The properties of the inclusions and microstructure in Q215 steel were analyzed by optical microscope and scanning electron microscope.The transformation point，CCT and TTT curves of Q215 steel were calculated by J Mat Pro software.The results show that the main reason for the cracking of the steel pipe is the existence of ter-tiary cementite precipitated along the ferrite grain boundary in the steel，which belongs to hard brittle phase and causes stress concentration at the grain boundary during bending deformation，and the secondary reason for the cracking is the existence of large-size sulfide inclusions more than 100 μm in the steel.By adjusting the hot rolling and cooling process parameters，the amount of tertiary cementite in the steel is significantly reduced，the amount of pearlite is increased，and the cracking rate of the steel pipe is significantly reduced.The research results provide a reference for preventing the processing cracking of Q215 and similar steel grades.

Keywords：

steel making;low-carbon steel;steel pipe;cracking;microstructure;inclusion;cementite

Q215是低合金高強度結構鋼的代表產(chǎn)品。作為常用的普通碳素結構用鋼，為了滿足生產(chǎn)和生活需要，對其產(chǎn)品強度、可塑性、可焊性和韌脆轉變溫度都有一定的要求[1-5]。已有研究表明[1-2，5-6]，低碳鋼晶界上的三次滲碳體嚴重降低了晶界結合力，極易造成加工開裂，但是多數(shù)文獻并未系統(tǒng)地分析如何避免三次滲碳體的大量生成。

山西晉南鋼鐵集團生產(chǎn)的Q215在卷制方管過程中開裂嚴重。筆者通過現(xiàn)場調查，從鋼管顯微組織和鋼中夾雜物2個方面分析鋼管角部開裂的原因，闡述卷制方管過程中裂紋的萌生和形核機制，同時根據(jù)Q215的相變點、CCT和TTT曲線特點，在熱軋和軋后冷卻工藝參數(shù)方面提出合理的改進措施，為預防Q215及類似鋼種加工開裂提供技術支撐。

1 材料及方法

山西晉南鋼鐵廠生產(chǎn)的Q215普碳結構鋼主要用于制作焊接方管，其生產(chǎn)工藝包括高爐→轉爐→連鑄→熱軋，鋼管加工工藝主要包括原料準備→開卷矯平→切頭對焊→活套儲料→導向平臺→粗成型→精成型→擠壓焊接→定位矯直→（鍍鋅）。近期，多個批次的Q215冷軋板卷管后在方管折彎處出現(xiàn)嚴重開裂，其加熱爐溫度為1 230～1 250 ℃，開軋溫度為（1 200±20）℃，終軋溫度為930～960 ℃，卷曲溫度為680～730 ℃，軋后不進行熱處理，直接集卷、打包空冷，鍍鋅溫度為（445±10）℃，鋅鍋停留時間為10～15 s。

實驗材料采用3個批次厚度為2 mm的Q215熱軋后制作的方管，分別命名為1#，2#和3#鋼，其中1#未鍍鋅，2#和3#為表層鍍鋅鋼管，化學成分（質量分數(shù)，下同）均為0.1%C-0.42%Mn-0.14% Si，磷和硫均小于0.035%。由于沒有使用精煉工藝，因此氧含量很高，達到0.01%左右。開裂方管照片見圖1。在裂紋附近切割10 mm×10 mm×10 mm小方塊，經(jīng)機械磨拋后，使用4%硝酸酒精溶液腐蝕，利用蔡司光學顯微鏡（OM）和掃描電鏡（SEM，JSM-6701F）觀察組織形貌和夾雜物，通過能譜分析儀（EDS）對鋼中夾雜物和晶界析出相進行成分分析。

2 結果與分析

2.1 夾雜物檢測與分析

由于冶煉工藝相同，因此重點對2#鋼中的夾雜物進行分析。采用光學顯微鏡和掃描電鏡觀察開裂試樣中夾雜物的形貌、尺寸和數(shù)量，通過能譜分析儀對夾雜物成分進行半定量分析。從夾雜物的形貌可以看出，細長條形夾雜物尺寸達70 μm，為SiO2-MnO-Al2O3-CaO-MgO類夾雜，并含有少量K元素，一般只有結晶器保護渣中含有K元素，所以澆注時有保護渣卷入，如圖2所示。球形夾雜物尺寸為5～10 μm，主要成分為SiO2-MnO-Al2O3-CaO-MgO，如圖3所示。短條夾雜物長達15 μm，為SiO2-MnS-Al2O3-CaO-MgO-TiO2類夾雜，如圖4所示。有些長條狀的夾雜物沿晶界析出，這種硬脆狀的夾雜物將會降低晶界結合力，如圖5所示。從夾雜物的分析結果可以看出，不論是何種形狀的夾雜物，成分基本為SiO2-MnS-MnO-Al2O3-CaO-MgO。

2.2 組織檢測與分析

采用光學顯微鏡觀察鋼中的金相組織，發(fā)現(xiàn)1#，2#和3#試樣中主要為鐵素體組織，珠光體組織較少，沿晶界均有斷續(xù)網(wǎng)狀滲碳體析出，而且數(shù)量較多，尺寸較大，裂紋沿著晶界上的滲碳體開始擴展，1#，2#和3#鋼組織形貌如圖6、圖7和圖8所示。3#鋼中不僅有沿晶界析出的滲碳體，還有嚴重的帶狀偏析，偏析帶上含C，Si，Mn等元素較多，淬透性較高，相同冷速下難以得到鐵素體和珠光體的平衡組織，在偏析帶上有上貝氏體和魏氏組織等非平衡相出現(xiàn)，這種組織對鋼的塑韌性不利，如圖9和圖10所示。

利用掃描電鏡觀察了鋼中組織并分析了晶界析出相，如圖11—圖13所示。能譜分析顯示晶界析出相主要含F(xiàn)e和C，即晶界析出的物相確實為Fe3C，而且尺寸很大，達到2 μm，如此大尺寸的硬脆相在晶界析出將會降低晶界結合力，嚴重惡化鋼的塑韌性，使鋼變脆。

2.3 開裂原因分析

方管折彎處嚴重開裂主要是由鋼中沿晶界析出的滲碳體硬脆相和大尺寸夾雜物引起的，分析認為晶界析出的大尺寸滲碳體為引起開裂的主要原因，大尺寸夾雜物為次要原因。

網(wǎng)狀碳化物是指過剩的碳化物在晶界上析出形成網(wǎng)狀，網(wǎng)狀組織是鋼材內(nèi)部缺陷之一。滲碳體屬于硬脆相，滲碳體和鐵素體基體的塑性差別很大，在金屬變形過程中，應力會集中在沿晶界析出的網(wǎng)狀滲碳體上，裂紋首先在滲碳體附近的鐵素體上萌生，而后沿著晶界開始擴展[1-2]。一般來說，熱加工終軋溫度越高、隨后的冷卻速度越慢時，網(wǎng)狀碳化物會越嚴重。網(wǎng)狀碳化物的存在，削弱了金屬間的結合力，使鋼的力學性能降低[6-12]，尤其是使沖擊韌性下降，脆性增加，引起沿晶開裂。通過控制終軋溫度和冷卻速度，或經(jīng)過正火熱處理，均可改善或減輕網(wǎng)狀碳化物組織[13-17]。

鋼中的大尺寸夾雜破壞了鋼基體的連續(xù)性，在金屬變形過程中易在夾雜物附近的基體上萌生裂紋。所取的3塊試樣中有個別夾雜物尺寸較大，如2#鋼中檢測到70 μm并含有少量K元素的長條形夾雜物，以及在晶界上析出的較大尺寸的夾雜物，這些夾雜物將嚴重惡化鋼的塑韌性，增加開裂風險[8]。鋼中夾雜物尺寸大、數(shù)量多的原因主要是鋼中氧含量太高，造成鋼的潔凈度太差?？梢赃m當增加精煉措施，去除大尺寸夾雜物，另外連鑄澆注時應注意避免結晶器卷渣帶來的大尺寸夾雜物。雖然鋼中存在大尺寸的夾雜物，但是如此嚴重的開裂主要是由于沿晶界析出的滲碳體造成的，晶界上的滲碳體硬脆相會嚴重破壞晶界結合力，降低鋼的塑韌性，增加脆性，導致變形時裂紋在滲碳體附近萌生并沿晶界快速擴展[18-21]。

3 工藝參數(shù)改進措施及結果

通過對鋼中組織和夾雜物的分析可知，方管開裂的主要原因為沿晶界析出的網(wǎng)狀滲碳體，次要原因為鋼中大尺寸夾雜物。為避免鋼管折彎處發(fā)生開裂，必須降低網(wǎng)狀碳化物的級別以及鋼中大尺寸夾雜物的數(shù)量?？梢酝ㄟ^調整終軋溫度和軋后冷卻速度，減少沿晶界析出的滲碳體數(shù)量;還可通過鋼水精煉使大尺寸夾雜物上浮，并采用保護澆注，減少鋼中大尺寸夾雜物的數(shù)量;同時，調整鑄坯拉速和結晶器內(nèi)鋼液流場，避免結晶器保護渣的卷入。

3.1 工藝參數(shù)改進措施

對試樣的組織觀察發(fā)現(xiàn)，鋼中主要為鐵素體組織，珠光體組織很少。亞共析鋼過冷奧氏體在冷卻過程中會析出先共析鐵素體，在兩相區(qū)（A1和A3溫度之間）冷卻速度越慢，先共析鐵素體的含量越多，從而導致珠光體的含量變少。Q215的終軋溫度為730～760 ℃，正好是奧氏體和鐵素體兩相區(qū)，在此溫度區(qū)間軋制，會促進鐵素體的生成，即形變誘導鐵素體相變。此時奧氏體大量轉變?yōu)殍F素體，鐵素體中的碳含量飽和度很高，碳原子的擴散驅動力大，在隨后的冷卻過程中，鐵素體內(nèi)碳原子固溶量隨溫度降低而逐漸減少，如果冷速較慢，鐵素體內(nèi)溶不下的碳原子便會沿鐵素體晶界析出而形成網(wǎng)狀或斷續(xù)網(wǎng)狀分布的三次滲碳體。

防止三次滲碳體大量析出的辦法如下：一是適當降低終軋溫度，熱軋后在兩相區(qū)（A1和A3溫度之間）以較快速度冷卻，減少奧氏體轉變?yōu)橄裙参鲨F素體的數(shù)量，而在共析轉變溫度附近緩冷，使剩余的過冷奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w，這樣就能使奧氏體中的碳原子盡量多地擴散到珠光體中，降低鐵素體中的碳含量;二是在共析轉變溫度以下提高冷卻速度，抑制鐵素體中三次滲碳體的析出。

轉變溫度為874.3 ℃，貝氏體開始轉變溫度為653.2 ℃，馬氏體開始轉變溫度為482 ℃。從TTT曲線可以看出，在727 ℃附近珠光體析出至少需要1 min，650 ℃左右時至少需要0.1 min，而溫度低于650 ℃后珠光體轉變結束。從CCT曲線可以看出，如果軋后冷卻速度大于100 ℃/s，則過冷奧氏體不會生成珠光體而是生成貝氏體和馬氏體組織，此時的組織為先共析鐵素體、貝氏體和馬氏體混合組織;如果冷卻速度在10～100 ℃/s之間，則過冷奧氏體可以部分轉變?yōu)橹楣怏w，另一使用J Mat Pro軟件計算了Q215的CCT曲線和TTT曲線，分別見圖14和圖15。通過計算得出Q215珠光體轉變開始溫度為718.6 ℃，鐵素體開始部分過冷奧氏體轉變?yōu)樨愂象w，此時組織為先共析鐵素體、珠光體和貝氏體混合組織;如果冷卻速度在1.0～10 ℃/s之間，則過冷的奧氏體可以完全轉變?yōu)橹楣怏w組織，此時組織為先共析鐵素體和珠光體組織。

根據(jù)鋼的CCT和TTT曲線可知，如果想得到鐵素體和珠光體組織，則需要將熱軋后650～727 ℃之間的冷卻速度控制在1.0～10 ℃/s。而且非常重要的一點是，必須控制先共析鐵素體的數(shù)量，增加珠光體的數(shù)量，即通過適當降低終軋溫度，并適當增大兩相區(qū)的冷卻速度，降低先共析鐵素體的含量，增加珠光體的含量。卷曲溫度低于650 ℃應適當提高軋后冷卻速度，以減少三次滲碳體的析出。

3.2 工藝參數(shù)調整后鋼管組織的形貌

工藝改進后方管開裂率明顯降低。采用光學顯微鏡對未開裂的Q215鋼管進行了組織觀察，如圖16所示，發(fā)現(xiàn)鋼中沿晶滲碳體數(shù)量明顯減少，珠光體數(shù)量明顯多于開裂的Q215鋼管，未開裂鋼的晶粒尺寸更加細小均勻，細小的晶粒有利于提高鋼的強韌性。很明顯，造成鋼管開裂的原因為鋼中沿晶滲碳體數(shù)量太多，使得晶界脆化，結合力變差，從而降低了鋼的韌性[5，9，18]。

4 結 語

1）Q215開裂鋼管中細長條形夾雜物尺寸達70 μm，球形夾雜物尺寸在5～10 μm之間，短條夾雜物長達15 μm。有些長條狀的夾雜物沿晶界析出，這種硬脆狀的夾雜物降低了晶界結合力。不論是何形狀的夾雜物，其成分基本為SiO2-MnS-MnO-Al2O3-CaO-MgO。

2）1#，2#和3#試樣主要為鐵素體組織，珠光體組織較少，沿晶界均有斷續(xù)網(wǎng)狀滲碳體析出，而且數(shù)量較多，尺寸較大，裂紋沿著晶界上的滲碳體開始擴展。3#鋼中不僅有沿晶界析出的滲碳體，還有嚴重的帶狀偏析，在偏析帶上有貝氏體和魏氏組織等非平衡相出現(xiàn)，這種組織對鋼的塑韌性不利。晶界析出相為Fe3C，尺寸達到2 μm，如此大尺寸的硬脆相在晶界析出將降低晶界結合力，嚴重惡化鋼的塑韌性，使鋼變脆。

3）方管折彎處嚴重開裂主要是由于鋼中沿晶界析出的滲碳體硬脆相和大尺寸夾雜物引起的，晶界析出的大尺寸滲碳體為引起開裂的主要原因，大尺寸夾雜物為次要原因。根據(jù)鋼的CCT和TTT曲線可知，如果想得到鐵素體和珠光體組織，需要將熱軋后650～727 ℃之間的冷卻速度控制在1.0～10 ℃/s之間，在溫度低于650 ℃后適當提高冷卻速度以減少三次滲碳體的析出。通過適當降低終軋溫度，提高軋后冷卻速度，降低卷曲溫度，明顯減少了Q215鋼中的滲碳體數(shù)量，增加了珠光體數(shù)量，有效降低了方管開裂率。

4）本研究系統(tǒng)分析了方管開裂的2個主要原因——夾雜物和三次滲碳體，使用J Mat Pro軟件計算了CCT和TTT曲線作為調整控軋控冷工藝參數(shù)的依據(jù)。但是關于夾雜物和三次滲碳體對強度、塑性和韌性的影響還需要進一步研究。下一步將對不同控軋控冷工藝的熱軋鋼進行力學性能檢測，進一步分析鋼中夾雜物和滲碳體對力學性能的影響。

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