J55級別微合金鋼角橫裂解決方法與流程

本發明涉及一種j55級別微合金鋼角部橫裂紋的解決方法,尤其涉及一種通過成分微調解決鑄坯角部橫裂紋的方法，屬于連鑄坯質量控制技術領域。

背景技術：

微合金化高強度合金鋼是近30年來在普碳軟鋼和普通低合金高強度鋼的基礎上迅速發展起來的工程結構用鋼，它的發展已經成為鋼鐵材料研究領域和生產技術領域最為成功的典范之一。由于鈮、釩、鈦等元素的微合金化作用，微合金鋼具有良好的強度、韌性、冷熱成型性、焊接性以及其結合的綜合使用性能，廣泛應用于橋梁、建筑、船舶、車輛、壓力容器、采油平臺、輸油管道等工程結構，是現代鋼鐵行業的主力產品。j55級別微合金鋼主要用于生產石油套管，是石油鉆探用重要器材。其屈服強度在379～552mpa，最小抗拉強度為517mpa。連鑄生產過程中，j55級別微合金鋼鑄坯常出現角部橫裂紋，成為困擾各大鋼廠連鑄生產的一大難題。對其宏觀形貌觀察發現，角部橫裂紋位于鑄坯棱邊附近，與振痕共生，常出現在振痕谷底處，深度約2～7mm，在鑄坯的內外弧均有分布。電鏡下可看出裂紋沿晶界分布并延伸。裂紋處晶界常含有cu、as、sn等殘余元素和nb(cn)、aln、vn等析出相。目前認為微合金鋼角橫裂缺陷產生的最主要原因，即鋼在600～900℃之間存在第三脆性區，而鑄坯的彎曲矯直溫度恰恰常位于此溫區內，彎曲或矯直的應力應變集中超過了鋼所能承受的極限，因而導致裂紋的出現。第三脆性區的產生機理與粗大奧氏體晶粒、先共析鐵素體膜和微合金元素的碳氮化物有關。由于初生坯殼冷卻不均勻產生的振痕和凹陷，使結晶器內坯殼局部傳熱下降，導致奧氏體晶粒粗大，是造成第三脆性區的最重要因素。在澆注包晶鋼的過程中，由于包晶轉變引起急劇收縮，會造成初生坯殼和銅壁之間產生氣隙，引起局部冷卻不均勻，坯殼表層晶粒粗化，局部裂紋敏感性增加。包晶鋼分為亞包晶鋼和過包晶鋼。包晶反應過程中，亞包晶鋼的液相先消耗完，較之于過包晶鋼，相轉變過程中缺少液相的補充，收縮比例更大，初生坯殼更不均勻。而j55級別鋼多屬于包晶鋼范疇，故此級別的微合金鋼更易產生角橫裂缺陷。目前，各大鋼廠采用避開塑性低谷區的方法來減弱角橫裂問題。其中大多采用熱行模式，即連鑄過程中，二冷采用弱冷制度，提升鑄坯溫度，尤其是角部溫度。鑄坯進入彎曲矯直區域時，鑄坯角部溫度在塑性槽的高溫段，塑性較好，不易產生裂紋。這種方法存在一定的缺陷：單一的弱冷對鑄坯角部溫度的提升有限，在彎曲矯直區域，角部的塑性仍較差。此外，生產不同斷面的鑄坯時，二冷噴嘴的位置也需要及時調節，操作繁瑣。近年來出現的表層組織控制工藝和倒角結晶器也是減少鑄坯角橫裂問題的方法。但由于工藝參數制定較為復雜，且沒有較好的生產適應性，易造成其他附加缺陷，并未得到很好的推廣。因而實踐生產中，可通過成分微調，將j55級別微合金鋼控制在過包晶鋼的成分范圍內并減少包晶反應時δ相比例，減少坯殼的不均勻收縮，從而防止粗大奧氏體的產生，來降低鑄坯的裂紋敏感性。在本發明之前雖然有關于鑄坯角橫裂的解決辦法的專利，但都是從提升鑄坯角部溫度方面來考慮，未發現從微調成分方面關于j55級別鋼鑄坯角橫裂消除辦法的報道。申請號cn201410268120《控制微合金鋼板坯角部橫裂紋的二次冷卻方法》和cn201510158824《一種減少含鈮鋼角部橫裂紋的方法》，前者在二冷過程中通過切換弱冷和強冷模式來獲得顆粒粗大且彌散分布的析出相和更大比例的晶內鐵素體，提高鑄坯的熱塑性，減少角橫裂的發生率；后者則是采用窄面雙錐度的倒角結晶器來提高鑄坯的角部溫度，避開脆性溫度區間。這兩項專利不但對工藝、設備精度要求嚴格，而且成本也較高。因此，迫切的需要一種裝置來解決上述技術問題。

技術實現要素：

本發明正是針對現有技術中存在的技術問題，提供一種j55級別微合金鋼角橫裂解決方法，該技術方案在滿足用戶需求性能的成分范圍內通過成分微調來改善連鑄過程中角橫裂質量問題的方法，核心機制是通過微調成分來改善鋼初始凝固坯殼的均勻性來減少結晶器內微裂紋的產生，

為了實現上述目的，本發明的技術方案如下，一種j55級別微合金鋼角橫裂解決方法，其特征在于，所述方法具體如下：首先采用factsage熱力學軟件(fssteel數據庫)進行熱力學計算，擬合得出合金元素綜合作用下的實際包晶特征點ca、cb、cc的預測公式，不考慮合金元素的相互作用，回歸得到包晶點的預測公式(1)，(2)，(3)；

ca＝-0.01321w[mn]％-0.02124w[ni]％-0.01258w[cu]％+0.004w[si]％²

-0.0077w[si]％+0.00529w[mo]％+0.02315w[al]％+0.01076w[v]％

+0.00108w[cr]％²-0.00228w[cr]％-0.03398w[nb]％2-0.00846w[nb]％

-0.00865w[ti]％³+0.02595w[ti]％²-0.03581w[ti]％+0.05056w[p]％

-0.58528w[s]％-0.443w[n]％+0.08585(1)

cb＝-0.02165w[mn]％-0.03522w[ni]％-0.01632w[cu]％+0.00909w[si]％²

-0.0073w[si]％+0.00243w[cr]％²+0.000904w[cr]％+0.02222w[mo]％

+0.03632w[al]％²+0.04953w[al]％+0.04439w[v]％-0.02474w[nb]％

+0.03484w[ti]％²-0.02842w[ti]％+0.27635w[p]％-2.22519w[s]％

-0.55592w[n]％+0.16686(2)

cc＝-0.04439w[mn]％-0.09973w[ni]％-0.06715w[cu]％+0.01233w[si]％²

-0.0267w[si]％-0.0117w[cr]％²-0.00743w[cr]％+0.04768w[mo]％+

0.06227w[al]％²+0.17905w[al]％+0.09926w[v]％+0.00679w[nb]％

+0.03657w[ti]％+0.11392w[p]％-0.1519w[s]％-0.92132w[n]％+0.55942(3)

分析計算包晶反應時δ相的比例，包晶反應時δ相的比例與鋼水實際包晶反應特征點ca、cb、cc有關；根據fe-c二元平衡相圖及杠桿定理，δ相的比例計算公式如(4)，(5)。

對于亞包晶鋼：

對于過包晶鋼：

根據式(2)判斷原有鋼種成分屬于亞包晶鋼還是過包晶鋼，若實際鋼種碳含量w[c]％≤cb為亞包晶鋼，w[c]％＞cb為過包晶鋼；在滿足該鋼種的使用性能條件下，通過減少過包晶鋼的δ相比例來提高該鋼種的高溫熱塑性，利用預測公式，給出鋼水各成分的微調范圍。

相對于現有技術，本發明具有如下優點，該技術方案對于屬于包晶反應區域的j55級別鋼，通過減小初生坯殼和結晶器間氣隙，改善初生坯殼均勻性，避免局部粗大奧氏體晶粒的產生，可以減少角部橫裂紋的發生率。對于包晶鋼，減少高溫包晶反應時δ相比例可以減少初生坯殼短時間內的收縮量，有利于其均勻生長。一方面避免了結晶器內微細裂紋產生，另一方面改善了鑄坯表層組織的高溫熱塑性。該技術可操作性更高，更容易實施，且適用性更強，更易于推廣，既能達到用戶對產品性能的要求，也能改善結晶器內初始凝固坯殼的均勻性，不僅能有效抑制初生坯殼微細裂紋的產生，也能提高鑄坯表層組織的強度，減少彎曲和矯直裂紋的產生，可對鋼鐵企業的降本增效帶來明顯作用。

附圖說明

圖1為fe-c二元平衡相圖包晶反應區域圖；

圖2為成分微調前鑄坯表層的金相組織；

圖3為成分微調后鑄坯表層的金相組織；

圖4為成分微調后鑄坯表層的熱拉伸曲線。

具體實施方式：

為了加深對本發明的理解，下面結合附圖對本實施例做詳細的說明。

實施例1：本發明提供了一種j55級別鋼的鑄坯角部橫裂紋的解決方法，下面針對實施案例進行完整地描述，具體方法如下：

某鋼廠在生產斷面為1243×230mm的j55級別鋼過程中，鑄坯角部出現大量橫裂紋，生產鋼水成分范圍如附表1所示：

表1

采用本發明后，利用包晶特征點預測公式(2)與實際成分對比得出該成分下的j55鋼屬于過包晶鋼。結合公式(1)(3)(5)可知，c、mn、si、al、cr等合金元素基礎含量及其對包晶點移動的貢獻系數綜合乘積較大，從而對包晶點的移動影響也較大。

根據式(5)分析可得，將mn、si、c等可調成分控制在上限，al、cr控制在下限，可以減少凝固過程中δ相的比例，減少因收縮引起的氣隙，可細化初凝組織、降低初凝坯殼的裂紋敏感性。由此，給出如附表2中“微調建議”的成分范圍：c：0.185～0.215％，si：0.2～0.3％，mn：1.15～1.25％，als：0.01～0.03％，nb：0.02～0.03％，ti：0.015～0.03％，n≤0.006％，p≤0.015％，s≤0.005％，余量為fe和不可避免的雜夾雜元素。

對于微合金元素nb、ti，考慮其細化晶粒的作用以及對熱塑性的影響，將nb目標成分設為0.025％，ti目標成分定為0.02％。根據以上各步驟綜合分析，給出如附表2所示的“目標成分”。

表2

參照成分微調方案，通過常規煉鋼過程和添加合金元素得到某爐鋼的“案例成分”，如附表2所示。附表3所示為j55級鋼種成分微調前后典型實際生產案例下的對比。可以看出按照目標成分微調后δ相的比例由原來的78％下降到69％，可大大降低包晶反應導致的坯殼收縮，降低裂紋敏感性。

表3

隨后對下線鑄坯進行檢查，與未調整成分之前的統計數據對比。結果表明，調整成分后，該j55級別鋼的鑄坯角部橫裂紋的發生率減少約50％，表面的不均勻性也有所下降。圖2為成分微調前鑄坯表層的金相組織，圖3為成分微調后鑄坯表層的金相組織。相比之下，微調后的鑄坯組織更均勻，更細小。利用gleeblel-1500d測試成分微調后的鑄坯組織熱塑性，如圖4。可看出，該成分下鑄坯的塑性波谷區在750℃左右，溫度較低且范圍窄，有效避免了彎曲矯直段角部橫裂紋的發生。

需要說明的是上述實施例，并非用來限定本發明的保護范圍，在上述技術方案的基礎上所作出的等同變換或替代均落入本發明權利要求所保護的范圍。