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(xué)成分如表1。
圖 1 鋼板邊部裂紋宏觀形貌
表 1 S355JR+Cr化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）
為了解缺陷產(chǎn)生的原因，在鋼板邊部缺陷部位截取試樣，分別采用ZEISS光學(xué)顯微鏡及掃描電鏡對垂直于裂紋方向的試樣面進(jìn)行檢測；同時對鑄坯邊部截取試樣，對試樣進(jìn)行低倍形貌的檢測，并在鑄坯上對應(yīng)缺陷部位截取試樣，進(jìn)行金相試樣的制備及檢測。
對鋼板缺陷試樣橫向截面進(jìn)行切割，研磨拋光后在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)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(tài)：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(nèi)有大量的氧化鐵，且部分裂紋兩側(cè)基體有較多的氧化物圓點；裂紋擴(kuò)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(xiàn)象，裂紋附近晶粒略有長大現(xiàn)象。
圖 2 缺陷部位形貌及顯微組織分布
針對裂紋尖端及兩側(cè)基體上分布著的大量氧化物圓點，能譜成分分析結(jié)果如圖3。
圖 3 氧化物圓點形貌及成分
生產(chǎn)中為了減輕連鑄坯角裂紋在軋制過程中的擴(kuò)展，而對鑄坯角部預(yù)先進(jìn)行了火焰清理和角部切除工作，為了解原始鑄坯的內(nèi)部質(zhì)量，在鑄坯板寬方向的邊角部進(jìn)行樣片截取，對樣片進(jìn)行了低倍檢測。采用體積分?jǐn)?shù)為50%的鹽酸水溶液進(jìn)行加熱處理，60 ℃保溫20 min后，對試樣低倍形貌進(jìn)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(qū)部位有較多的三角區(qū)裂紋，同時在板坯角部和邊部也能觀察到細(xì)小裂紋，局部可以清楚看見呈網(wǎng)狀分布的晶界線，在晶界上有較多的微小裂紋分布。
圖 4 低倍酸浸腐蝕形貌
針對鑄坯中出現(xiàn)的角部裂紋和晶界間裂紋，在鑄坯上有裂紋的部位進(jìn)行試樣截取，制備、研磨、拋光、腐蝕后在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)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(wǎng)狀分布，晶粒內(nèi)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(wǎng)狀鐵素體，有較多的裂紋產(chǎn)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(wǎng)狀鐵素體產(chǎn)生了擴(kuò)展，裂紋較長。
圖 5 鑄坯缺陷部位顯微組織
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(xiàn)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(kuò)展需要一定的激活能和擴(kuò)散時間，因此氧化物圓點的產(chǎn)生通常需要在較高的溫度和較長的持續(xù)時間。對于工業(yè)生產(chǎn)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(chǎn)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(nèi)部擴(kuò)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(jìn)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(xiàn)象及氧化物圓點產(chǎn)生來看，該裂紋應(yīng)該產(chǎn)生于軋制之前，為鑄坯上存在的缺陷遺留經(jīng)過軋制擴(kuò)展導(dǎo)致。
鑄坯的檢測中，在發(fā)現(xiàn)有表面裂紋的同時發(fā)現(xiàn)有三角區(qū)裂紋。引起三角區(qū)裂紋的主要原因是二次冷卻不良。鑄坯側(cè)面受到強(qiáng)冷，而弧面冷卻不夠，不合適的冷卻制度和配置極易導(dǎo)致鑄坯表面溫度回升；而鑄坯表面溫度的回升導(dǎo)致鑄坯內(nèi)部凝固前沿產(chǎn)生拉應(yīng)力、拉應(yīng)變；當(dāng)這種拉應(yīng)力和應(yīng)變超過三角區(qū)裂紋產(chǎn)生的臨界時，剛剛凝固的部分就被拉開，產(chǎn)生三角區(qū)裂紋[2]。三角區(qū)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(chǎn)生。顯微鏡下缺陷部位的組織表明裂紋沿網(wǎng)狀鐵素體部位產(chǎn)生并擴(kuò)展。由此可見，網(wǎng)狀鐵素體是導(dǎo)致鑄坯裂紋產(chǎn)生的根本原因。
結(jié)合檢測結(jié)果可以看出，S355JR+Cr鋼板邊部產(chǎn)生裂紋的根本原因是在連鑄過程中產(chǎn)生了網(wǎng)狀鐵素體，在外力作用下，在網(wǎng)狀鐵素體部位產(chǎn)生了滑移，形成裂紋，在熱軋過程中，進(jìn)一步的擴(kuò)展導(dǎo)致大量裂紋的產(chǎn)生，其本質(zhì)上是鑄坯在矯直過程中進(jìn)入了第III脆化區(qū)。
鋼液從1500 ℃到600 ℃冷卻溫度區(qū)間內(nèi)，可能會經(jīng)過三個脆化區(qū)[3]：Ⅰ區(qū)（Tm～1200 ℃)的脆化是由于鋼液在凝固過程中，發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，液相和δ鐵素體向γ奧氏體轉(zhuǎn)變，體積收縮，液相來不及補(bǔ)充，產(chǎn)生空隙，或者當(dāng)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(chǎn)生的應(yīng)力和相變和外部應(yīng)力作用下，造成材料塑形降低，容易發(fā)生裂紋。Ⅱ區(qū)(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(qū)(900 ℃～600 ℃)的脆化產(chǎn)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(dǎo)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(chǎn)生滑移而造成脆化。
第III脆化區(qū)缺陷的產(chǎn)生與鑄坯二冷工藝有較大的關(guān)系。在二冷階段，邊部由于冷卻過大，而使鑄坯進(jìn)入第三脆化區(qū)，奧氏體向鐵素體發(fā)生轉(zhuǎn)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(qiáng)度低于奧氏體強(qiáng)度，產(chǎn)生了開裂。對此查找了鑄機(jī)的生產(chǎn)情況，表明該批次鑄坯的生產(chǎn)時間為在鑄機(jī)狀態(tài)不良階段進(jìn)行的生產(chǎn)，剛完成故障的排查，鑄機(jī)檢修階段所進(jìn)行的生產(chǎn)，生產(chǎn)狀態(tài)不穩(wěn)定。
Nb、V、Ti的微合金化鋼在奧氏體溫度區(qū)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(jié)合力減弱，導(dǎo)致連鑄坯開裂，含Nb、V、Ti鋼連鑄坯的表面裂紋發(fā)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(xì)化晶粒達(dá)到增加強(qiáng)度的目的，Nb的析出物以NbC、Nb(CN)為主。生產(chǎn)實踐表明，在澆鑄Nb、Ti鋼時，矯直區(qū)板坯溫度低于950 ℃則邊部橫裂紋嚴(yán)重[5]；在同時間段澆鑄的S355JR鋼種中，有未采用Nb、V、Ti進(jìn)行強(qiáng)化的鑄坯在軋制后也出現(xiàn)了同樣的缺陷。因此，Nb的析出不是當(dāng)前缺陷產(chǎn)生的主要原因，在裂紋附近也未有檢測到Nb的析出相。
結(jié)合以上檢測及分析結(jié)果，該裂紋的產(chǎn)生是S355JR+Cr在連鑄過程中，由于連鑄冷卻工藝不當(dāng)導(dǎo)致矯直階段進(jìn)入了鑄坯的第Ⅲ脆化區(qū)，造成沿網(wǎng)狀鐵素體產(chǎn)生的開裂，熱軋后進(jìn)一步擴(kuò)展導(dǎo)致。
（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(chǎn)生與鑄坯裂紋有密切關(guān)系。
（2)連鑄過程中，沿奧氏體晶界形成了膜狀的網(wǎng)狀鐵素體，在矯直力作用下，形成顯微裂紋，并在后續(xù)的熱軋工藝后擴(kuò)展而產(chǎn)生大量裂紋。
（3）S355JR+Cr鋼板在軋制過程中出現(xiàn)的裂紋為連鑄過程中產(chǎn)生并在軋制過程中擴(kuò)展，與材料中所添加的合金元素Nb無關(guān)。
（4)鑄機(jī)生產(chǎn)狀態(tài)不穩(wěn)定及不當(dāng)?shù)亩涔に囋斐闪巳毕莸漠a(chǎn)生。
文章來源——金屬世界
