J55级别微合金钢角横裂解决方法与流程

本发明涉及一种j55级别微合金钢角部横裂纹的解决方法,尤其涉及一种通过成分微调解决铸坯角部横裂纹的方法，属于连铸坯质量控制技术领域。

背景技术：

微合金化高强度合金钢是近30年来在普碳软钢和普通低合金高强度钢的基础上迅速发展起来的工程结构用钢，它的发展已经成为钢铁材料研究领域和生产技术领域最为成功的典范之一。由于铌、钒、钛等元素的微合金化作用，微合金钢具有良好的强度、韧性、冷热成型性、焊接性以及其结合的综合使用性能，广泛应用于桥梁、建筑、船舶、车辆、压力容器、采油平台、输油管道等工程结构，是现代钢铁行业的主力产品。j55级别微合金钢主要用于生产石油套管，是石油钻探用重要器材。其屈服强度在379～552mpa，最小抗拉强度为517mpa。连铸生产过程中，j55级别微合金钢铸坯常出现角部横裂纹，成为困扰各大钢厂连铸生产的一大难题。对其宏观形貌观察发现，角部横裂纹位于铸坯棱边附近，与振痕共生，常出现在振痕谷底处，深度约2～7mm，在铸坯的内外弧均有分布。电镜下可看出裂纹沿晶界分布并延伸。裂纹处晶界常含有cu、as、sn等残余元素和nb(cn)、aln、vn等析出相。目前认为微合金钢角横裂缺陷产生的最主要原因，即钢在600～900℃之间存在第三脆性区，而铸坯的弯曲矫直温度恰恰常位于此温区内，弯曲或矫直的应力应变集中超过了钢所能承受的极限，因而导致裂纹的出现。第三脆性区的产生机理与粗大奥氏体晶粒、先共析铁素体膜和微合金元素的碳氮化物有关。由于初生坯壳冷却不均匀产生的振痕和凹陷，使结晶器内坯壳局部传热下降，导致奥氏体晶粒粗大，是造成第三脆性区的最重要因素。在浇注包晶钢的过程中，由于包晶转变引起急剧收缩，会造成初生坯壳和铜壁之间产生气隙，引起局部冷却不均匀，坯壳表层晶粒粗化，局部裂纹敏感性增加。包晶钢分为亚包晶钢和过包晶钢。包晶反应过程中，亚包晶钢的液相先消耗完，较之于过包晶钢，相转变过程中缺少液相的补充，收缩比例更大，初生坯壳更不均匀。而j55级别钢多属于包晶钢范畴，故此级别的微合金钢更易产生角横裂缺陷。目前，各大钢厂采用避开塑性低谷区的方法来减弱角横裂问题。其中大多采用热行模式，即连铸过程中，二冷采用弱冷制度，提升铸坯温度，尤其是角部温度。铸坯进入弯曲矫直区域时，铸坯角部温度在塑性槽的高温段，塑性较好，不易产生裂纹。这种方法存在一定的缺陷：单一的弱冷对铸坯角部温度的提升有限，在弯曲矫直区域，角部的塑性仍较差。此外，生产不同断面的铸坯时，二冷喷嘴的位置也需要及时调节，操作繁琐。近年来出现的表层组织控制工艺和倒角结晶器也是减少铸坯角横裂问题的方法。但由于工艺参数制定较为复杂，且没有较好的生产适应性，易造成其他附加缺陷，并未得到很好的推广。因而实践生产中，可通过成分微调，将j55级别微合金钢控制在过包晶钢的成分范围内并减少包晶反应时δ相比例，减少坯壳的不均匀收缩，从而防止粗大奥氏体的产生，来降低铸坯的裂纹敏感性。在本发明之前虽然有关于铸坯角横裂的解决办法的专利，但都是从提升铸坯角部温度方面来考虑，未发现从微调成分方面关于j55级别钢铸坯角横裂消除办法的报道。申请号cn201410268120《控制微合金钢板坯角部横裂纹的二次冷却方法》和cn201510158824《一种减少含铌钢角部横裂纹的方法》，前者在二冷过程中通过切换弱冷和强冷模式来获得颗粒粗大且弥散分布的析出相和更大比例的晶内铁素体，提高铸坯的热塑性，减少角横裂的发生率；后者则是采用窄面双锥度的倒角结晶器来提高铸坯的角部温度，避开脆性温度区间。这两项专利不但对工艺、设备精度要求严格，而且成本也较高。因此，迫切的需要一种装置来解决上述技术问题。

技术实现要素：

本发明正是针对现有技术中存在的技术问题，提供一种j55级别微合金钢角横裂解决方法，该技术方案在满足用户需求性能的成分范围内通过成分微调来改善连铸过程中角横裂质量问题的方法，核心机制是通过微调成分来改善钢初始凝固坯壳的均匀性来减少结晶器内微裂纹的产生，

为了实现上述目的，本发明的技术方案如下，一种j55级别微合金钢角横裂解决方法，其特征在于，所述方法具体如下：首先采用factsage热力学软件(fssteel数据库)进行热力学计算，拟合得出合金元素综合作用下的实际包晶特征点ca、cb、cc的预测公式，不考虑合金元素的相互作用，回归得到包晶点的预测公式(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)

分析计算包晶反应时δ相的比例，包晶反应时δ相的比例与钢水实际包晶反应特征点ca、cb、cc有关；根据fe-c二元平衡相图及杠杆定理，δ相的比例计算公式如(4)，(5)。

对于亚包晶钢：

对于过包晶钢：

根据式(2)判断原有钢种成分属于亚包晶钢还是过包晶钢，若实际钢种碳含量w[c]％≤cb为亚包晶钢，w[c]％＞cb为过包晶钢；在满足该钢种的使用性能条件下，通过减少过包晶钢的δ相比例来提高该钢种的高温热塑性，利用预测公式，给出钢水各成分的微调范围。

相对于现有技术，本发明具有如下优点，该技术方案对于属于包晶反应区域的j55级别钢，通过减小初生坯壳和结晶器间气隙，改善初生坯壳均匀性，避免局部粗大奥氏体晶粒的产生，可以减少角部横裂纹的发生率。对于包晶钢，减少高温包晶反应时δ相比例可以减少初生坯壳短时间内的收缩量，有利于其均匀生长。一方面避免了结晶器内微细裂纹产生，另一方面改善了铸坯表层组织的高温热塑性。该技术可操作性更高，更容易实施，且适用性更强，更易于推广，既能达到用户对产品性能的要求，也能改善结晶器内初始凝固坯壳的均匀性，不仅能有效抑制初生坯壳微细裂纹的产生，也能提高铸坯表层组织的强度，减少弯曲和矫直裂纹的产生，可对钢铁企业的降本增效带来明显作用。

附图说明

图1为fe-c二元平衡相图包晶反应区域图；

图2为成分微调前铸坯表层的金相组织；

图3为成分微调后铸坯表层的金相组织；

图4为成分微调后铸坯表层的热拉伸曲线。

具体实施方式：

为了加深对本发明的理解，下面结合附图对本实施例做详细的说明。

实施例1：本发明提供了一种j55级别钢的铸坯角部横裂纹的解决方法，下面针对实施案例进行完整地描述，具体方法如下：

某钢厂在生产断面为1243×230mm的j55级别钢过程中，铸坯角部出现大量横裂纹，生产钢水成分范围如附表1所示：

表1

采用本发明后，利用包晶特征点预测公式(2)与实际成分对比得出该成分下的j55钢属于过包晶钢。结合公式(1)(3)(5)可知，c、mn、si、al、cr等合金元素基础含量及其对包晶点移动的贡献系数综合乘积较大，从而对包晶点的移动影响也较大。

根据式(5)分析可得，将mn、si、c等可调成分控制在上限，al、cr控制在下限，可以减少凝固过程中δ相的比例，减少因收缩引起的气隙，可细化初凝组织、降低初凝坯壳的裂纹敏感性。由此，给出如附表2中“微调建议”的成分范围：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％，余量为fe和不可避免的杂夹杂元素。

对于微合金元素nb、ti，考虑其细化晶粒的作用以及对热塑性的影响，将nb目标成分设为0.025％，ti目标成分定为0.02％。根据以上各步骤综合分析，给出如附表2所示的“目标成分”。

表2

参照成分微调方案，通过常规炼钢过程和添加合金元素得到某炉钢的“案例成分”，如附表2所示。附表3所示为j55级钢种成分微调前后典型实际生产案例下的对比。可以看出按照目标成分微调后δ相的比例由原来的78％下降到69％，可大大降低包晶反应导致的坯壳收缩，降低裂纹敏感性。

表3

随后对下线铸坯进行检查，与未调整成分之前的统计数据对比。结果表明，调整成分后，该j55级别钢的铸坯角部横裂纹的发生率减少约50％，表面的不均匀性也有所下降。图2为成分微调前铸坯表层的金相组织，图3为成分微调后铸坯表层的金相组织。相比之下，微调后的铸坯组织更均匀，更细小。利用gleeblel-1500d测试成分微调后的铸坯组织热塑性，如图4。可看出，该成分下铸坯的塑性波谷区在750℃左右，温度较低且范围窄，有效避免了弯曲矫直段角部横裂纹的发生。

需要说明的是上述实施例，并非用来限定本发明的保护范围，在上述技术方案的基础上所作出的等同变换或替代均落入本发明权利要求所保护的范围。