S355JR+Cr鋼板邊部裂紋分析

供稿|郭曉靜 / GUO Xiao-jing

S355JR+Cr為低合金高強度結構鋼。鋼廠在研發生產S355JR+Cr鋼板的過程中，鋼板邊部出現大量裂紋。與以前生產的S355JR+Cr相比，該批次的鋼板屈服強度要求提高25 MPa，強度不低于380 MPa，為滿足上述要求，在化學成分設計上添加少量的合金元素Nb來細化晶粒以保證鋼板強度。為判斷這類缺陷產生的具體原因，對缺陷試樣、鑄坯進行了檢測及分析。

宏觀形貌

S355JR+Cr帶鋼在軋制完成卷取后，如圖1所示板卷邊部可以看到大量的邊部缺陷。開卷后，在帶鋼邊部及靠近邊部表面有大量橫、縱向裂紋。S355JR+Cr帶鋼化學成分如表1。

試樣的檢測

為了解缺陷產生的原因，在鋼板邊部缺陷部位截取試樣，分別采用ZEISS光學顯微鏡及掃描電鏡對垂直于裂紋方向的試樣面進行檢測；同時對鑄坯邊部截取試樣，對試樣進行低倍形貌的檢測，并在鑄坯上對應缺陷部位截取試樣，進行金相試樣的制備及檢測。

金相檢測

對鋼板缺陷試樣橫向截面進行切割，研磨拋光后在光學顯微鏡下進行觀察，如圖2所示為缺陷部位非金屬夾雜物及顯微組織的分布狀態：試樣在板厚度方向邊部有大量的裂紋類缺陷，裂紋最深部位距表面約1200 μm，裂紋內有大量的氧化鐵，且部分裂紋兩側基體有較多的氧化物圓點；裂紋擴展末端未見有大顆粒夾雜物分布；試樣腐蝕后，試樣基體顯微組織為鐵素體、珠光體、部分貝氏體組織，試樣表面略有脫碳，裂紋部位有脫碳現象，裂紋附近晶粒略有長大現象。

圖1 鋼板邊部裂紋宏觀形貌

表1 S355JR+Cr化學成分(質量分數，%)

掃描電鏡下能譜分析

針對裂紋尖端及兩側基體上分布著的大量氧化物圓點，能譜成分分析結果如圖3。

低倍檢驗

生產中為了減輕連鑄坯角裂紋在軋制過程中的擴展，而對鑄坯角部預先進行了火焰清理和角部切除工作，為了解原始鑄坯的內部質量，在鑄坯板寬方向的邊角部進行樣片截取，對樣片進行了低倍檢測。采用體積分數為50%的鹽酸水溶液進行加熱處理，60 ℃保溫20 min后，對試樣低倍形貌進行觀察。圖4為鑄坯邊角部切片后的檢測樣片，從酸浸腐蝕圖像看，在鑄坯三角區部位有較多的三角區裂紋，同時在板坯角部和邊部也能觀察到細小裂紋，局部可以清楚看見呈網狀分布的晶界線，在晶界上有較多的微小裂紋分布。

圖2 缺陷部位形貌及顯微組織分布

圖3 氧化物圓點形貌及成分

對鑄坯裂紋部位的金相檢測

針對鑄坯中出現的角部裂紋和晶界間裂紋，在鑄坯上有裂紋的部位進行試樣截取，制備、研磨、拋光、腐蝕后在光學顯微鏡下進行觀察。圖5所示為試樣腐蝕后的顯微組織形貌，鑄坯顯微組織為鐵素體與珠光體、貝氏體的混合組織，在原始奧氏體邊部鐵素體呈網狀分布，晶粒內為先共析鐵素體與珠光體及部分貝氏體的混合組織，沿著網狀鐵素體，有較多的裂紋產生，部分裂紋長度較小，呈孔狀或者短條狀分布，部分裂紋則沿網狀鐵素體產生了擴展，裂紋較長。

圖4 低倍酸浸腐蝕形貌

圖5 鑄坯缺陷部位顯微組織

裂紋缺陷原因分析

鋼板組織分析

在鋼板的裂紋檢測及組織分布上，裂紋部位顯微組織為鐵素體與珠光體、貝氏體的混合組織，正常部位顯微組織為鐵素體、珠光體及貝氏體組織；裂紋部位和正常部位顯微組織比較，裂紋兩邊組織有明顯的脫碳現象。

裂紋部位有大量的氧化鐵，靠近裂紋兩邊的基體上彌散分布有大量的點狀氧化物。因為氧原子在鋼板中的擴展需要一定的激活能和擴散時間，因此氧化物圓點的產生通常需要在較高的溫度和較長的持續時間。對于工業生產過程來說，如果連鑄坯表面存在裂紋，則加熱過程充分滿足氧化物圓點的形成條件，如果軋制過程中產生裂紋，由于其所處高溫時間短，不能滿足形成大量氧化物圓點的條件[1]。氧通過裂紋部位及表面氧化鐵層向基體內部擴展，親氧的元素如Si、Mn、Cr與氧在裂紋兩邊附近形成彌散分布的氧化物圓點顆粒。對這些氧化物顆粒在SEM能譜儀下進行檢測，成分主要為Si、Mn、Cr的氧化物顆粒(見圖3)，從裂紋兩邊組織脫碳及晶粒長大現象及氧化物圓點產生來看，該裂紋應該產生于軋制之前，為鑄坯上存在的缺陷遺留經過軋制擴展導致。

鑄坯檢測分析

鑄坯的檢測中，在發現有表面裂紋的同時發現有三角區裂紋。引起三角區裂紋的主要原因是二次冷卻不良。鑄坯側面受到強冷，而弧面冷卻不夠，不合適的冷卻制度和配置極易導致鑄坯表面溫度回升；而鑄坯表面溫度的回升導致鑄坯內部凝固前沿產生拉應力、拉應變；當這種拉應力和應變超過三角區裂紋產生的臨界時，剛剛凝固的部分就被拉開，產生三角區裂紋[2]。三角區裂紋的存在，表示該鑄坯在二冷過程中存在問題：邊部冷卻過大，而弧面冷卻不夠。

通過低倍形貌檢查中觀察到，臨近鋼板表面晶粒粗大，裂紋多是在晶界部位產生。顯微鏡下缺陷部位的組織表明裂紋沿網狀鐵素體部位產生并擴展。由此可見，網狀鐵素體是導致鑄坯裂紋產生的根本原因。

裂紋成因分析

結合檢測結果可以看出，S355JR+Cr鋼板邊部產生裂紋的根本原因是在連鑄過程中產生了網狀鐵素體，在外力作用下，在網狀鐵素體部位產生了滑移，形成裂紋，在熱軋過程中，進一步的擴展導致大量裂紋的產生，其本質上是鑄坯在矯直過程中進入了第III脆化區。

鋼液從1500 ℃到600 ℃冷卻溫度區間內，可能會經過三個脆化區[3]：Ⅰ區(Tm～1200 ℃)的脆化是由于鋼液在凝固過程中，發生包晶轉變，液相和δ鐵素體向γ奧氏體轉變，體積收縮，液相來不及補充，產生空隙，或者當液相過多時，晶界面或樹枝狀晶界面上存在液膜，在凝固收縮產生的應力和相變和外部應力作用下，造成材料塑形降低，容易發生裂紋。Ⅱ區(1200 ℃～900 ℃)的脆化為過飽和的硫、氧在奧氏體晶界析出鐵和錳的硫化物(Fe,Mn)S及氧化物(Fe,Mn)O，使延展性下降；Ⅲ區(900 ℃～600 ℃)的脆化產生的可能原因有以下幾個方面：部分添加了Al、V和Nb合金的鋼種由于碳、氮化合物在晶界析出導致的脆化，或者是沿著奧氏體晶界生成的膜狀初生鐵素體晶粒產生滑移而造成脆化。

裂紋產生階段排查

第III脆化區缺陷的產生與鑄坯二冷工藝有較大的關系。在二冷階段，邊部由于冷卻過大，而使鑄坯進入第三脆化區，奧氏體向鐵素體發生轉變，在晶界邊部形成膜狀鐵素體，在矯直過程中，鐵素體部位強度低于奧氏體強度，產生了開裂。對此查找了鑄機的生產情況，表明該批次鑄坯的生產時間為在鑄機狀態不良階段進行的生產，剛完成故障的排查，鑄機檢修階段所進行的生產，生產狀態不穩定。

微合金元素影響分析

Nb、V、Ti的微合金化鋼在奧氏體溫度區間緩慢冷卻會引起碳化物或氮化物沿奧氏體晶界沉淀，使晶界處結合力減弱，導致連鑄坯開裂，含Nb、V、Ti鋼連鑄坯的表面裂紋發生率顯著高于普通鋼連鑄坯[4]。本次鋼板中添加了微量Nb，以細化晶粒達到增加強度的目的，Nb的析出物以NbC、Nb(CN)為主。生產實踐表明，在澆鑄Nb、Ti鋼時，矯直區板坯溫度低于950 ℃則邊部橫裂紋嚴重[5]；在同時間段澆鑄的S355JR鋼種中，有未采用Nb、V、Ti進行強化的鑄坯在軋制后也出現了同樣的缺陷。因此，Nb的析出不是當前缺陷產生的主要原因，在裂紋附近也未有檢測到Nb的析出相。

裂紋缺陷產生原因

結合以上檢測及分析結果，該裂紋的產生是S355JR+Cr在連鑄過程中，由于連鑄冷卻工藝不當導致矯直階段進入了鑄坯的第Ⅲ脆化區，造成沿網狀鐵素體產生的開裂，熱軋后進一步擴展導致。

結束語

(1)通過金相分析，裂紋部位存在明顯的脫碳、晶粒長大及氧化物圓點的情況，表明缺陷的產生與鑄坯裂紋有密切關系。

(2)連鑄過程中，沿奧氏體晶界形成了膜狀的網狀鐵素體，在矯直力作用下，形成顯微裂紋，并在后續的熱軋工藝后擴展而產生大量裂紋。

(3)S355JR+Cr鋼板在軋制過程中出現的裂紋為連鑄過程中產生并在軋制過程中擴展，與材料中所添加的合金元素Nb無關。

(4)鑄機生產狀態不穩定及不當的二冷工藝造成了缺陷的產生。