郭志強(qiáng)

（河南鳳寶特鋼有限公司，河南 林州 456500）

2019年2月27日，某煉鋼廠生產(chǎn)了2組Φ220 mm規(guī)格20Mn2圓坯，共32爐、2 016 t，在2019年2月28日鑄坯低倍檢驗(yàn)時(shí)，有20爐的低倍裂紋不合格，其余12爐經(jīng)Φ273 mm精密軋管機(jī)組軋制后，軋制的20Mn2鋼Φ220 mm規(guī)格車橋用無縫鋼管表面出現(xiàn)了嚴(yán)重的外折疊缺陷，缺陷比例高達(dá)55.21%，經(jīng)濟(jì)損失嚴(yán)重。該20Mn2鋼種是該公司的成熟品種，此前生產(chǎn)質(zhì)量合格，未曾出現(xiàn)過大的質(zhì)量問題?，F(xiàn)對(duì)此次質(zhì)量事故進(jìn)行了整理，分析20Mn2車橋用無縫鋼管出現(xiàn)外折缺陷的原因。

1 生產(chǎn)工藝

20Mn2車橋用無縫鋼管的生產(chǎn)工藝為：60 t復(fù)吹轉(zhuǎn)爐冶煉→LF鋼包精煉爐精煉→R12 m圓坯連鑄（結(jié)晶器電磁攪拌＋末端電磁攪拌）→鑄坯堆垛緩冷→圓坯下料→坯料加熱→穿孔→軋管→微張力定（減）徑→定尺→檢驗(yàn)合格→打包→入庫。

2 化學(xué)成分

20Mn2車橋用無縫鋼管的化學(xué)成分控制標(biāo)準(zhǔn)見表1。

表1 20Mn2鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）控制標(biāo)準(zhǔn) %

3 原因分析

3.1 鋼管外折缺陷分析

兩爐鑄坯（爐號(hào)1和爐號(hào)2）軋制后的無縫鋼管表面出現(xiàn)了外折缺陷，取含缺陷試樣并進(jìn)行金相組織分析，結(jié)果如圖1所示。

圖1 20Mn2無縫鋼管外折缺陷分析結(jié)果

金相分析結(jié)果表明，折疊處裂紋附近有氧化帶，裂紋兩側(cè)有明顯的脫碳層。因此筆者認(rèn)為，軋管時(shí)形成的外折缺陷來源于坯料表面或皮下裂紋［1-5］。

3.2 坯料缺陷原因分析

3.2.1 坯料低倍組織及表面形貌

根據(jù)金相分析結(jié)果，取了爐號(hào)1和爐號(hào)2的坯料低倍試樣進(jìn)行了檢驗(yàn)，表面形貌如圖2～3所示。

圖2 爐號(hào)1連鑄圓坯的表面形貌

由連鑄圓坯低倍組織和表面檢驗(yàn)可知，爐號(hào)1和2的鑄坯出現(xiàn)了皮下裂紋和表面裂紋，證實(shí)了上述對(duì)無縫鋼管表面外折疊缺陷原因金相分析結(jié)論的正確性，即無縫鋼管外折疊缺陷來源于坯料。

圖3 爐號(hào)2連鑄圓坯的表面形貌

3.2.2 夾雜物

尺寸超出級(jí)別的夾雜物是造成鋼材裂紋的重要因素之一，為此，筆者檢測(cè)了爐號(hào)1和2鋼管中的夾雜物，夾雜物類型與級(jí)別見表2。

由表2可以看出：試樣中的各類夾雜物級(jí)別均在該鋼種技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)范圍，夾雜物級(jí)別合格。即鑄坯皮下及表面裂紋不是由超級(jí)別夾雜物造成的。

表2 20Mn2鋼管中的夾雜物類型與級(jí)別 級(jí)

3.2.3 化學(xué)成分

檢查連鑄坯的化學(xué)成分是否異常，檢測(cè)結(jié)果見表3。對(duì)比表1化學(xué)成分控制標(biāo)準(zhǔn)發(fā)現(xiàn)，這兩爐鋼中除Als以外的其他成分均在控制標(biāo)準(zhǔn)范圍，但Als的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均高于控制標(biāo)準(zhǔn)范圍的上限。

鋁在鋼中主要起三個(gè)方面的作用：①通過2Al+3O=Al2O3反應(yīng)脫除鋼液中的氧；②作為合金元素加入鋼中，以提高鋼的抗氧化性和抗硫化氫腐蝕性能；③與鋼液中的氮生成AlN，小尺寸的AlN在鋼液凝固時(shí)作為結(jié)晶的核心，促進(jìn)形核，細(xì)化晶粒，提高鋼的力學(xué)性能；另外小尺寸的AlN可“釘扎晶界”，阻止晶粒的長(zhǎng)大，從而細(xì)化晶粒。

固態(tài)鋼中的全鋁量是由固溶金屬鋁、AlN和Al2O3中的鋁組成［6］，因金屬鋁和AlN均溶于酸，故二者稱為酸溶鋁。

車橋管用20Mn2鋼是鋁鎮(zhèn)靜優(yōu)質(zhì)鋼，在制定使用鋁終脫氧工藝時(shí)，必須考慮鋼液的氮含量，如果向氮含量高的鋼液中加入大量的鋁，則會(huì)生成大量的AlN，奧氏體晶粒形成時(shí)，AlN會(huì)以粗大薄膜狀在一次奧氏體晶界上析出，使晶界脆化，降低鋼的塑性與韌性，增加鑄坯產(chǎn)生裂紋的傾向［6］。

3.2.4 鋼中氣體

為查找坯料裂紋產(chǎn)生的原因，對(duì)鋼材中的氧、氮質(zhì)量分?jǐn)?shù)進(jìn)行了檢測(cè)，結(jié)果見表4。

從表4可以看出，鋼中［O］的質(zhì)量分?jǐn)?shù)基本正常，但［N］的質(zhì)量分?jǐn)?shù)非常高，明顯超出正?？刂扑健?0Mn2管材上［N］的質(zhì)量分?jǐn)?shù)正常值應(yīng)在60×10-6左右。

文獻(xiàn)［7］的研究結(jié)果表明：在氮質(zhì)量分?jǐn)?shù)相同的情況下，鋼中鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)越高，AlN的析出溫度越高；在鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)相同的情況下，鋼中氮質(zhì)量分?jǐn)?shù)越高，AlN的析出溫度越高。AlN開始析出的溫度越高，析出物AlN的數(shù)量和尺寸也就越大。

溫度處于第Ⅲ脆性溫度區(qū)時(shí)，AlN會(huì)在奧氏體晶界上沉淀析出，這就增加了鋼的脆性，使鋼的延展性達(dá)到最低點(diǎn)，加劇了裂紋的形成和擴(kuò)展［7］。

該鋼種的化學(xué)成分中還含有一定量的［Ti］和［B］，［B］極易與鋼中的氮相互作用生成BN，降低了B在鋼基體中的固溶量，進(jìn)而降低了硼增加淬透性的效果。因此，向硼微合金化鋼中加入一定量的Ti，Ti會(huì)優(yōu)先與N結(jié)合生成TiN，起到“固氮保硼”的作用，有效地增加B的固溶量，進(jìn)而增加淬透性［8］。

TiN粒子的合理控制還可以有效地釘扎奧氏體晶界，起到細(xì)化晶粒的作用。但如果TiN粒子尺寸控制不合理，極易生成大尺寸TiN夾雜物，進(jìn)而作為裂紋源導(dǎo)致合金鋼的脆性斷裂［8］。TiN夾雜物在1 461℃溫度就已經(jīng)開始析出，在此溫度下開始析出為TiN夾雜物的進(jìn)一步長(zhǎng)大提供了較好的條件［8］。

3.2.5 過熱度

連鑄鋼液的過熱度是指連鑄鋼液實(shí)際澆鑄溫度超過該鋼種液相線溫度的值［9］。

連鑄工藝參數(shù)對(duì)鑄坯質(zhì)量的影響是至關(guān)重要的，其中連鑄鋼液的過熱度是影響鑄坯質(zhì)量的重要參數(shù)。為此，筆者統(tǒng)計(jì)了14爐連鑄鋼液的過熱度，其中包含鋼管出現(xiàn)外折缺陷的這兩爐鋼（爐號(hào)1和爐號(hào)2），具體見表5。

從表5可以看出，鋼管出現(xiàn)嚴(yán)重外折疊缺陷的兩個(gè)爐號(hào)（爐號(hào)1和爐號(hào)2），其連鑄鋼液的過熱度為34～35℃，明顯超出了工藝規(guī)定的正?？刂品秶?0～30℃）。

過熱度高時(shí)，過冷條件下形成的晶粒碰到液態(tài)的過熱鋼水時(shí)就會(huì)熔化，形成等軸晶的晶粒就很少，柱狀晶可以無阻礙地伸向中心部位，形成粗大的柱狀晶。為增加等軸晶的比例，應(yīng)該降低鋼水澆注的過熱度［10］。

許多資料表明，連鑄鋼液過熱度高，在鋼液凝固時(shí)易生成異常粗大的奧氏體晶粒。文獻(xiàn)［11］指出，粗大的奧氏體晶粒是引起表面晶間裂紋的主要原因；文獻(xiàn)［12］認(rèn)為，異常粗大的奧氏體晶粒在表面橫裂紋和網(wǎng)狀裂紋的形成過程中起決定作用。

3.2.6 連鑄坯金相觀察

為進(jìn)一步分析20Mn2鑄坯表面和皮下裂紋產(chǎn)生的原因，從爐號(hào)1坯料低倍試樣上取表面和皮下裂紋試樣，對(duì)其進(jìn)行金相觀察，觀察結(jié)果如圖4所示。表面裂紋深0.13～0.86 mm，裂紋為沿晶裂紋，沿粗大柱狀晶間的先共析鐵素體開裂，連鑄坯表面幾乎無細(xì)晶區(qū)，柱狀晶穿到表面。

圖4 爐號(hào)1連鑄坯的金相組織

3.2.7 鑄坯掃描電鏡觀察

用掃描電鏡觀察爐號(hào)1連鑄坯的皮下裂紋試樣的裂紋斷口，并用EDS能譜儀檢測(cè)了夾雜物的組成。爐號(hào)1連鑄坯的皮下裂紋試樣的裂紋斷口形貌如圖5所示；斷口上有大量顆粒狀?yuàn)A雜物，其能譜分析結(jié)果如圖6所示。

圖5 爐號(hào)1連鑄坯的皮下裂紋試樣的裂紋斷口形貌

圖6 爐號(hào)1連鑄坯的皮下裂紋試樣的能譜分析結(jié)果

顆粒狀?yuàn)A雜物是MnS+BN+AlN+TiN的復(fù)合物。由于20Mn2鋼中N的質(zhì)量分?jǐn)?shù)很高，使得TiN、AlN析出溫度升高，這給TiN、AlN的進(jìn)一步長(zhǎng)大提供了較好的條件，它們與BN和MnS一起在較高的溫度下析出，并結(jié)合成復(fù)合夾雜物。該復(fù)合夾雜物的尺寸在2μm左右，尺寸較大，它既不能作為結(jié)晶的核心，也不能釘扎晶界，無法起到細(xì)化晶粒的作用，只能作為大尺寸夾雜物聚集于晶界，使晶界弱化，增強(qiáng)鋼坯的裂紋敏感性。

3.3 理論分析

（1）鋼種特性對(duì)裂紋的影響。20Mn2鋼中w（Mn）為1.55%，錳含量較高，鋼的導(dǎo)熱性較差使得鋼液凝固較慢，在澆鑄過程中液態(tài)保持時(shí)間較長(zhǎng)，易形成發(fā)達(dá)的柱狀晶，等軸晶組織相對(duì)較少，承受應(yīng)力能力較低［13］，對(duì)裂紋的敏感性較強(qiáng)。在澆鑄錳質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高的鋼液時(shí)，為防止形成過分發(fā)達(dá)的柱狀晶，需要較低的鋼液過熱度。

（2）鋼中鋁、氮的質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)裂紋的影響。該鋼種是鋁鎮(zhèn)靜鋼，需要用鋁終脫氧。在制定終脫氧工藝時(shí)，鋼中酸溶鋁（Als）控制得高低必須同時(shí)兼顧既要防止加鋁量太少，脫氧不良而形成鑄坯氣孔，又要防止鋼液中氮含量高的情況下加入過多的鋁而生成過量的AlN。AlN在奧氏體晶粒形成時(shí)，以粗大薄膜狀析出于晶界，會(huì)弱化晶界，降低鑄鋼的塑性與韌性，增加鑄坯產(chǎn)生裂紋的傾向。

（3）先共析鐵素體促進(jìn)晶間裂紋的產(chǎn)生。20Mn2鋼中［C］的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.20%，是亞共析鋼，鋼液凝固時(shí)在第Ⅲ脆性溫度區(qū)（600～950℃）奧氏體晶界有先共析鐵素體析出，先共析鐵素體沿奧氏體晶界呈網(wǎng)狀分布。由于鐵素體薄膜的存在，破壞了組織的連續(xù)性，降低了奧氏體晶界強(qiáng)度，使其塑性大幅度降低。另外，先共析鐵素體薄膜的強(qiáng)度僅為其基體奧氏體強(qiáng)度的1/4［14］，因此晶界部位的應(yīng)力集中于此，拉應(yīng)力超過鐵素體的強(qiáng)度時(shí)，晶間裂紋產(chǎn)生。

（4）粗大奧氏體晶粒促進(jìn)晶間裂紋的產(chǎn)生。粗大的奧氏體晶粒之間的結(jié)合力本身就比細(xì)小晶粒的要弱，較小的應(yīng)變就可能驅(qū)使晶界移動(dòng)，從而產(chǎn)生微裂紋［14］。粗大的奧氏體晶粒是殘余元素富集以及氮化物和先共析鐵素體薄膜析出的先決條件［14］。粗大的奧氏體晶粒尺寸決定了沉淀析出物的析出。文獻(xiàn)［11］指出，無論是在第Ⅱ脆性溫度區(qū)由于殘余元素的富集引起的表面晶間裂紋，還是在第Ⅲ脆性溫度區(qū)由于氮化物的析出引起的表面晶間裂紋，都與粗大的奧氏體晶粒有關(guān)。在殘余元素含量和其他澆鑄參數(shù)不變的條件下，形成晶間裂紋的必要先決條件是某一臨界晶粒直徑，即便在殘余元素含量并不是很高的情況下，若晶粒尺寸超過一定臨界值仍可以在晶界富集析出；同樣，氮化物的析出也取決于晶粒尺寸。文獻(xiàn)［14］認(rèn)為粗大奧氏體晶粒的臨界尺寸為1.0 mm。

（5）連鑄鋼液的過熱度對(duì)裂紋的影響。高的過熱度和不均勻冷卻是產(chǎn)生粗大的奧氏體晶粒的主要原因［14］。上述開裂的兩爐，即20Mn2鋼管穿孔時(shí)出現(xiàn)外折比較嚴(yán)重的兩個(gè)爐號(hào)，鋼液澆濤時(shí)的過熱度分別為35℃和34℃，屬高過熱度澆鑄，因此鑄坯凝固形成的柱狀晶也異常粗大。

4 結(jié) 語

（1）在制定20Mn2鋁脫氧工藝時(shí)，需同時(shí)考慮Als和N兩個(gè)因素，兩者在鋼中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均不能高，否則生成的大量AlN會(huì)在奧氏體晶界以薄膜狀析出，增大鋼坯產(chǎn)生裂紋的傾向。

（2）連鑄時(shí)，鋼液高的過熱度促使形成異常粗大的奧氏體晶粒，使鋼坯的裂紋敏感性明顯增強(qiáng)，這是引起鋼坯表面裂紋和開裂的決定性條件。

（3）Mn含量較高的20Mn2鋼種在Als、N和過熱度均高時(shí)的裂紋敏感性強(qiáng)。

（4）當(dāng)Als和N的含量高及連鑄鋼液的過熱度高同時(shí)出現(xiàn)在同一爐鋼液，鋼坯出現(xiàn)裂紋的可能性明顯增大。此時(shí)，應(yīng)加強(qiáng)鑄坯表面和低倍質(zhì)量檢查，防止不合格鋼坯流入下道工序。