歐標(biāo)耐低溫?zé)彳圚型鋼質(zhì)量改善研究

王　剛　孫曉慶　陳豪衛(wèi)　劉春偉

( 山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司)

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歐標(biāo)耐低溫?zé)彳圚型鋼質(zhì)量改善研究

王剛孫曉慶陳豪衛(wèi)劉春偉

( 山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司)

山鋼股份萊蕪分公司采用V-N微合金工藝開發(fā)了歐標(biāo)耐低溫?zé)彳圚型鋼，但產(chǎn)品沖擊性能不合、翼緣內(nèi)側(cè)裂紋。為此，對(duì)原工藝進(jìn)行優(yōu)化，采用V-Ti微合金化工藝替代V-N微合金化工藝后，利用Ti的細(xì)化晶粒作用，沖擊性能明顯提升，最高達(dá)到115 J。產(chǎn)品單批次生產(chǎn)過程中在腹板出現(xiàn)裂紋，經(jīng)分析產(chǎn)生的原因是鋼中N含量較高，與V、Ti等合金元素形成氮化物在晶界析出導(dǎo)致了異型坯裂紋的發(fā)生，采用V-Fe合金代替部分V-N合金后，消除了腹板裂紋的產(chǎn)生。

熱軋H型鋼沖擊韌性V-Ti微合金化裂紋

0　前言

H型鋼作為一種經(jīng)濟(jì)斷面型材，廣泛應(yīng)用于建筑、橋梁等領(lǐng)域，其中采用歐洲標(biāo)準(zhǔn)的S355系列熱軋H型鋼在中國(guó)及東南亞市場(chǎng)的需求不斷增長(zhǎng)。出于安全的考慮，諸如橋梁等重要工程對(duì)熱軋H型鋼的強(qiáng)度和低溫沖擊韌性有著較高的要求。通過優(yōu)化成分設(shè)計(jì)、冶煉過程控制成功開發(fā)了歐標(biāo)耐低溫?zé)彳圚型鋼，并成功解決了沖擊性能不穩(wěn)定、翼緣邊裂等質(zhì)量問題。

1　產(chǎn)品技術(shù)要求及化學(xué)成分設(shè)計(jì)

1.1化學(xué)成分要求

歐標(biāo)耐低溫?zé)彳圚型鋼的化學(xué)成分要求見表1。

表1　化學(xué)成分

1.2力學(xué)性能

力學(xué)性能應(yīng)滿足EN10025-2：2004標(biāo)準(zhǔn)要求，具體見表2。

表2　力學(xué)性能

注：產(chǎn)品翼緣厚度小于40 mm且大于16 mm。

1.3化學(xué)成分設(shè)計(jì)

產(chǎn)品的成分設(shè)計(jì)應(yīng)符合EN10025-2：2004標(biāo)準(zhǔn)要求，在滿足力學(xué)性能要求的前提下，盡可能的降低生產(chǎn)成本。根據(jù)產(chǎn)品強(qiáng)度和低溫沖擊韌性要求，同時(shí)兼顧材料的焊接性能[1-2]，采用了低碳、低錳、V-N微合金化的工藝進(jìn)行生產(chǎn)，降低鋼中P、S等有害元素含量，提高產(chǎn)品綜合性能。

2　產(chǎn)品開發(fā)過程

2.1工藝流程

產(chǎn)品生產(chǎn)工藝流程為：鐵水預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→LF精煉→近終型異型坯連鑄→加熱→高壓水除磷→BD開坯軋制→TM精軋→精整→檢驗(yàn)→入庫(kù)。

2.2生產(chǎn)過程控制

2.2.1轉(zhuǎn)爐冶煉

采用120 t頂?shù)讖?fù)吹轉(zhuǎn)爐冶煉，入轉(zhuǎn)爐鐵水溫度1240 ℃～1270 ℃，鐵水硫控制在0.020%以下。采用高拉碳一次補(bǔ)吹法控制終點(diǎn)碳含量，終渣堿度控制在3.0～3.5。出鋼前在鋼包表面加入合成渣6 kg/t鋼～8 kg/t鋼，采用硅鈣鋇進(jìn)行脫氧，添加硅錳、中碳錳鐵、釩氮合金進(jìn)行合金化。

2.2.2LF精煉

鋼水精煉全程底吹氬氣攪拌，根據(jù)爐渣的粘度、顏色及泡沫化程度，用碳化硅、鋇系合金和電石等調(diào)整爐渣，出站前頂渣應(yīng)達(dá)到白渣或黃白渣，出站前采用小壓力吹氬攪拌，促進(jìn)夾雜物上浮，提高了鋼水潔凈度。

2.2.3連鑄

鋼水澆鑄采用全程保護(hù)澆注，防止鋼水二次氧化，中間包過熱度控制在20 ℃～30 ℃，結(jié)晶器冷卻、二次冷卻采用弱冷方式，拉速控制在0.85 m/min～1.0 m/min。

2.2.4軋制

加熱爐均熱段溫度控制在1240 ℃～1280 ℃，高壓水除鱗壓力不低于18 MPa，全過程開啟機(jī)架間冷卻水，粗軋5道次，精軋5道次，終軋溫度控制在850 ℃～900 ℃。

3　生產(chǎn)過程中出現(xiàn)的問題

在對(duì)軋材進(jìn)行取樣性能檢驗(yàn)結(jié)果的分析中發(fā)現(xiàn)，材料的屈服強(qiáng)度較高，最高達(dá)420 MPa，超出標(biāo)準(zhǔn)要求75 MPa，但-20 ℃V型縱向沖擊功出現(xiàn)批量不合，取樣位置如圖1所示，檢驗(yàn)數(shù)值見表3。

圖1　力學(xué)性能試驗(yàn)取樣位置

批號(hào)屈服強(qiáng)度Rel/MPa抗拉強(qiáng)度Rm/MPa伸長(zhǎng)率A/%AKv/J-20℃,縱向1#42056426.51961322#41754828.02145373#41355227.5155343

在前期生產(chǎn)中，發(fā)現(xiàn)型鋼翼緣內(nèi)側(cè)1/3～1/4處出現(xiàn)裂紋，裂紋縱向分布，末端最深處距表面2.5 mm，裂紋形貌如圖2所示。

4　問題分析與改善

4.1沖擊性能不合

針對(duì)沖擊性能批量不合，對(duì)冶煉和軋制工藝進(jìn)行優(yōu)化后，仍無法得到有效改善，對(duì)化學(xué)成分進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計(jì)，采用V-Ti微合金化工藝，由于鈦在鋼中的固溶度非常低，含量在0.01%～0.02%時(shí)可滿足各方面的要求，可以在鋼中形成足夠體積分?jǐn)?shù)的TiN來有效阻止晶粒粗化，有效細(xì)化鐵素體晶粒，比較高的鈦含量將導(dǎo)致粗大的液態(tài)析出TiN的出現(xiàn)而不能起到阻止晶粒長(zhǎng)大的作用[3-6]。增加Ti元素后，冶煉過程中成分控制見表4。

(a) 裂紋金相顯微形貌 　　　　 (b) 裂紋SEM掃描形貌

表4　化學(xué)成分

對(duì)采用V-Ti微合金化工藝的軋材進(jìn)行力學(xué)性能檢驗(yàn)，檢驗(yàn)結(jié)果見表5。發(fā)現(xiàn)沖擊改善明顯，最高值達(dá)到了115 J，而屈服強(qiáng)度平均下降33 MPa，但仍能滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，屈服強(qiáng)度下降的原因是鋼中Ti與N的結(jié)合力要強(qiáng)于V，Ti的添加降低了V-N強(qiáng)化作用，Ti雖然具有細(xì)化晶粒的作用，但是細(xì)化晶粒對(duì)強(qiáng)度的作用小于V-N強(qiáng)化作用，從而導(dǎo)致屈服強(qiáng)度的降低。

表5　力學(xué)性能

對(duì)兩種工藝試驗(yàn)鋼的金相組織進(jìn)行對(duì)比(如圖3所示)，采用V-N微合金化工藝的試驗(yàn)鋼的晶粒比較粗大，帶狀組織明顯，而采用V-Ti微合金化工藝試驗(yàn)鋼晶粒比較細(xì)，帶狀組織不明顯，鐵素體含量較高，金相組織對(duì)比與性能檢驗(yàn)結(jié)果相吻合。

(a) V-N微合金化

(b) V-Ti微合金化

4.2翼緣內(nèi)側(cè)裂紋

H型鋼翼緣內(nèi)側(cè)裂紋是偶然性出現(xiàn)的，并非多批次批量產(chǎn)生，通過分析發(fā)現(xiàn)，H型鋼的翼緣內(nèi)側(cè)裂紋是由異型坯翼緣內(nèi)側(cè)的裂紋引起，將鑄坯整個(gè)斷面鋸切分4個(gè)腿進(jìn)行酸洗，對(duì)鑄坯做低倍分析，在內(nèi)側(cè)弧表面至內(nèi)部1/4～1/3處發(fā)現(xiàn)有內(nèi)部裂紋。鑄坯裂紋形貌如圖4所示，裂紋延伸深度較大，且裂紋分布范圍大，在軋制過程中難以焊合，造成H型鋼翼緣內(nèi)側(cè)產(chǎn)生裂紋。

由于單批次產(chǎn)品的裂紋形成并非工藝的變動(dòng)引起，對(duì)軋材進(jìn)行氣體含量分析發(fā)現(xiàn)，軋材N含量分別為126 ppm、118 ppm、128 ppm，平均124 ppm。在排除煉鋼過程中因工序操作產(chǎn)生大幅增N的可能性后，對(duì)煉鋼中唯一的增N原料V-N合金進(jìn)行檢驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)該批次V-N合金中N含量較高，并且不同批次V-N合金中N含量波動(dòng)較大。鋼中A1、V和Ti等合金元素與N極易形成氮化物[7-12]，氮化物在晶界的析出降低了鋼的熱塑性，加劇了鑄坯裂紋敏感性；在晶界的析出物顆粒尺寸越小，析出物體積百分比越高對(duì)鋼種的熱塑性惡化越嚴(yán)重，鋼水N含量在80 ppm時(shí)，N會(huì)和A1、V等合金元素生成AIN、V(C，N)，在凝固時(shí)沿晶界析出，降低奧氏體晶粒的熱延性。氮是對(duì)鑄坯裂紋敏感性的影響較大的因素之一，最大限度地減少氮含量可以減少鑄坯裂紋的發(fā)生。

(a) 表面至腿厚1/3處內(nèi)部裂紋

(b) 表面至腿厚1/4處內(nèi)部裂紋

圖4鑄坯裂紋形貌

針對(duì)V-N合金中氮含量波動(dòng)的問題，在保證產(chǎn)品強(qiáng)度滿足要求的前提下，為有效降低鋼中N含量，采用V-Fe合金代替40%V-N合金后，鋼中N含量控制在80 ppm以下，消除了H型鋼翼緣內(nèi)側(cè)裂紋。

5　結(jié)論

(1)針對(duì)歐標(biāo)耐低溫?zé)彳圚型鋼低溫沖擊不合的問題，采用V-Ti微合金工藝替代V-N微合金工藝后，細(xì)化了晶粒，帶狀組織得到改善，在滿足標(biāo)準(zhǔn)要求的強(qiáng)度前提，改善了產(chǎn)品低溫沖擊韌性。

(2)歐標(biāo)耐低溫?zé)彳圚型鋼單批次出現(xiàn)裂紋的原因?yàn)樵现蠳含量超標(biāo)導(dǎo)致鑄坯翼緣內(nèi)側(cè)內(nèi)部裂紋，與生產(chǎn)工藝無關(guān)。

(3)采用V-Fe合金代替40%V-N合金后，將鋼中N含量控制在80ppm以下，有效消除了原料中N含量超標(biāo)引起的H型鋼翼緣內(nèi)側(cè)裂紋。

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STUDY ON QUALITY IMPROVEMENT OF EUROPEAN STANDARD LOW TEMPERATURE HOT-ROLLED H-BEAM

Wang GangSun XiaoqingChen HaoweiLiu Chunwei

(Laiwu Company, Shandong Iron and Steel Company Ltd. )

The European standard low temperature hot-rolled H-beam are developed by using V-N microalloyed technology in Laiwu Branch Company of Shandong Iron and Steel Co., Ltd. But the impact property are unqualified, and cracks are found on steel flange in the process of production. Therefore, the production processes is optimized, after using V-Ti microalloyed technology, the impact performance is improved significantly up to 115 J with the grain refining effect of Ti. The causes of the steel flange cracks are a high content of N elements in single batch steel. Nitrides formed by N and V, Ti elements are precipitated in the grain boundary which promoting the occurrence of the billet cross crack. The flange cracks are eliminated effectively with the V-Fe alloy instead of part V-N alloy.

hot-rolled H-beamimpact propertyV-Ti micro-alloyingcrack

聯(lián)系人：王剛，工程師，山東.萊蕪(271105)，山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司技術(shù)中心；：2016—4—15