本發(fā)明涉及一種j55級(jí)別微合金鋼角部橫裂紋的解決方法,尤其涉及一種通過(guò)成分微調(diào)解決鑄坯角部橫裂紋的方法，屬于連鑄坯質(zhì)量控制技術(shù)領(lǐng)域。

背景技術(shù)：

微合金化高強(qiáng)度合金鋼是近30年來(lái)在普碳軟鋼和普通低合金高強(qiáng)度鋼的基礎(chǔ)上迅速發(fā)展起來(lái)的工程結(jié)構(gòu)用鋼，它的發(fā)展已經(jīng)成為鋼鐵材料研究領(lǐng)域和生產(chǎn)技術(shù)領(lǐng)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(qiáng)度、韌性、冷熱成型性、焊接性以及其結(jié)合的綜合使用性能，廣泛應(yīng)用于橋梁、建筑、船舶、車輛、壓力容器、采油平臺(tái)、輸油管道等工程結(jié)構(gòu)，是現(xiàn)代鋼鐵行業(yè)的主力產(chǎn)品。j55級(jí)別微合金鋼主要用于生產(chǎn)石油套管，是石油鉆探用重要器材。其屈服強(qiáng)度在379～552mpa，最小抗拉強(qiáng)度為517mpa。連鑄生產(chǎn)過(guò)程中，j55級(jí)別微合金鋼鑄坯常出現(xiàn)角部橫裂紋，成為困擾各大鋼廠連鑄生產(chǎn)的一大難題。對(duì)其宏觀形貌觀察發(fā)現(xiàn)，角部橫裂紋位于鑄坯棱邊附近，與振痕共生，常出現(xiàn)在振痕谷底處，深度約2～7mm，在鑄坯的內(nèi)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(rèn)為微合金鋼角橫裂缺陷產(chǎn)生的最主要原因，即鋼在600～900℃之間存在第三脆性區(qū)，而鑄坯的彎曲矯直溫度恰恰常位于此溫區(qū)內(nèi)，彎曲或矯直的應(yīng)力應(yīng)變集中超過(guò)了鋼所能承受的極限，因而導(dǎo)致裂紋的出現(xiàn)。第三脆性區(qū)的產(chǎn)生機(jī)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(guān)。由于初生坯殼冷卻不均勻產(chǎn)生的振痕和凹陷，使結(jié)晶器內(nèi)坯殼局部傳熱下降，導(dǎo)致奧氏體晶粒粗大，是造成第三脆性區(qū)的最重要因素。在澆注包晶鋼的過(guò)程中，由于包晶轉(zhuǎn)變引起急劇收縮，會(huì)造成初生坯殼和銅壁之間產(chǎn)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(guò)包晶鋼。包晶反應(yīng)過(guò)程中，亞包晶鋼的液相先消耗完，較之于過(guò)包晶鋼，相轉(zhuǎn)變過(guò)程中缺少液相的補(bǔ)充，收縮比例更大，初生坯殼更不均勻。而j55級(jí)別鋼多屬于包晶鋼范疇，故此級(jí)別的微合金鋼更易產(chǎn)生角橫裂缺陷。目前，各大鋼廠采用避開(kāi)塑性低谷區(qū)的方法來(lái)減弱角橫裂問(wèn)題。其中大多采用熱行模式，即連鑄過(guò)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(jìn)入彎曲矯直區(qū)域時(shí)，鑄坯角部溫度在塑性槽的高溫段，塑性較好，不易產(chǎn)生裂紋。這種方法存在一定的缺陷：?jiǎn)我坏娜趵鋵?duì)鑄坯角部溫度的提升有限，在彎曲矯直區(qū)域，角部的塑性仍較差。此外，生產(chǎn)不同斷面的鑄坯時(shí)，二冷噴嘴的位置也需要及時(shí)調(diào)節(jié)，操作繁瑣。近年來(lái)出現(xiàn)的表層組織控制工藝和倒角結(jié)晶器也是減少鑄坯角橫裂問(wèn)題的方法。但由于工藝參數(shù)制定較為復(fù)雜，且沒(méi)有較好的生產(chǎn)適應(yīng)性，易造成其他附加缺陷，并未得到很好的推廣。因而實(shí)踐生產(chǎn)中，可通過(guò)成分微調(diào)，將j55級(jí)別微合金鋼控制在過(guò)包晶鋼的成分范圍內(nèi)并減少包晶反應(yīng)時(shí)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(chǎn)生，來(lái)降低鑄坯的裂紋敏感性。在本發(fā)明之前雖然有關(guān)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(lái)考慮，未發(fā)現(xiàn)從微調(diào)成分方面關(guān)于j55級(jí)別鋼鑄坯角橫裂消除辦法的報(bào)道。申請(qǐng)?zhí)朿n201410268120《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(guò)程中通過(guò)切換弱冷和強(qiáng)冷模式來(lái)獲得顆粒粗大且彌散分布的析出相和更大比例的晶內(nèi)鐵素體，提高鑄坯的熱塑性，減少角橫裂的發(fā)生率；后者則是采用窄面雙錐度的倒角結(jié)晶器來(lái)提高鑄坯的角部溫度，避開(kāi)脆性溫度區(qū)間。這兩項(xiàng)專利不但對(duì)工藝、設(shè)備精度要求嚴(yán)格，而且成本也較高。因此，迫切的需要一種裝置來(lái)解決上述技術(shù)問(wèn)題。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明正是針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)中存在的技術(shù)問(wèn)題，提供一種j55級(jí)別微合金鋼角橫裂解決方法，該技術(shù)方案在滿足用戶需求性能的成分范圍內(nèi)通過(guò)成分微調(diào)來(lái)改善連鑄過(guò)程中角橫裂質(zhì)量問(wèn)題的方法，核心機(jī)制是通過(guò)微調(diào)成分來(lái)改善鋼初始凝固坯殼的均勻性來(lái)減少結(jié)晶器內(nèi)微裂紋的產(chǎn)生，

為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案如下，一種j55級(jí)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(xué)軟件(fssteel數(shù)據(jù)庫(kù))進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算，擬合得出合金元素綜合作用下的實(shí)際包晶特征點(diǎn)ca、cb、cc的預(yù)測(cè)公式，不考慮合金元素的相互作用，回歸得到包晶點(diǎn)的預(yù)測(cè)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(jì)算包晶反應(yīng)時(shí)δ相的比例，包晶反應(yīng)時(shí)δ相的比例與鋼水實(shí)際包晶反應(yīng)特征點(diǎn)ca、cb、cc有關(guān)；根據(jù)fe-c二元平衡相圖及杠桿定理，δ相的比例計(jì)算公式如(4)，(5)。

對(duì)于亞包晶鋼：

對(duì)于過(guò)包晶鋼：

根據(jù)式(2)判斷原有鋼種成分屬于亞包晶鋼還是過(guò)包晶鋼，若實(shí)際鋼種碳含量w[c]％≤cb為亞包晶鋼，w[c]％＞cb為過(guò)包晶鋼；在滿足該鋼種的使用性能條件下，通過(guò)減少過(guò)包晶鋼的δ相比例來(lái)提高該鋼種的高溫?zé)崴苄裕妙A(yù)測(cè)公式，給出鋼水各成分的微調(diào)范圍。

相對(duì)于現(xiàn)有技術(shù)，本發(fā)明具有如下優(yōu)點(diǎn)，該技術(shù)方案對(duì)于屬于包晶反應(yīng)區(qū)域的j55級(jí)別鋼，通過(guò)減小初生坯殼和結(jié)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(chǎn)生，可以減少角部橫裂紋的發(fā)生率。對(duì)于包晶鋼，減少高溫包晶反應(yīng)時(shí)δ相比例可以減少初生坯殼短時(shí)間內(nèi)的收縮量，有利于其均勻生長(zhǎng)。一方面避免了結(jié)晶器內(nèi)微細(xì)裂紋產(chǎn)生，另一方面改善了鑄坯表層組織的高溫?zé)崴苄?。該技術(shù)可操作性更高，更容易實(shí)施，且適用性更強(qiáng)，更易于推廣，既能達(dá)到用戶對(duì)產(chǎn)品性能的要求，也能改善結(jié)晶器內(nèi)初始凝固坯殼的均勻性，不僅能有效抑制初生坯殼微細(xì)裂紋的產(chǎn)生，也能提高鑄坯表層組織的強(qiáng)度，減少?gòu)澢统C直裂紋的產(chǎn)生，可對(duì)鋼鐵企業(yè)的降本增效帶來(lái)明顯作用。

附圖說(shuō)明

圖1為fe-c二元平衡相圖包晶反應(yīng)區(qū)域圖；

圖2為成分微調(diào)前鑄坯表層的金相組織；

圖3為成分微調(diào)后鑄坯表層的金相組織；

圖4為成分微調(diào)后鑄坯表層的熱拉伸曲線。

具體實(shí)施方式：

為了加深對(duì)本發(fā)明的理解，下面結(jié)合附圖對(duì)本實(shí)施例做詳細(xì)的說(shuō)明。

實(shí)施例1：本發(fā)明提供了一種j55級(jí)別鋼的鑄坯角部橫裂紋的解決方法，下面針對(duì)實(shí)施案例進(jìn)行完整地描述，具體方法如下：

某鋼廠在生產(chǎn)斷面為1243×230mm的j55級(jí)別鋼過(guò)程中，鑄坯角部出現(xiàn)大量橫裂紋，生產(chǎn)鋼水成分范圍如附表1所示：

表1

采用本發(fā)明后，利用包晶特征點(diǎn)預(yù)測(cè)公式(2)與實(shí)際成分對(duì)比得出該成分下的j55鋼屬于過(guò)包晶鋼。結(jié)合公式(1)(3)(5)可知，c、mn、si、al、cr等合金元素基礎(chǔ)含量及其對(duì)包晶點(diǎn)移動(dòng)的貢獻(xiàn)系數(shù)綜合乘積較大，從而對(duì)包晶點(diǎn)的移動(dòng)影響也較大。

根據(jù)式(5)分析可得，將mn、si、c等可調(diào)成分控制在上限，al、cr控制在下限，可以減少凝固過(guò)程中δ相的比例，減少因收縮引起的氣隙，可細(xì)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(diào)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(duì)于微合金元素nb、ti，考慮其細(xì)化晶粒的作用以及對(duì)熱塑性的影響，將nb目標(biāo)成分設(shè)為0.025％，ti目標(biāo)成分定為0.02％。根據(jù)以上各步驟綜合分析，給出如附表2所示的“目標(biāo)成分”。

表2

參照成分微調(diào)方案，通過(guò)常規(guī)煉鋼過(guò)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(jí)鋼種成分微調(diào)前后典型實(shí)際生產(chǎn)案例下的對(duì)比?？梢钥闯霭凑漳繕?biāo)成分微調(diào)后δ相的比例由原來(lái)的78％下降到69％，可大大降低包晶反應(yīng)導(dǎo)致的坯殼收縮，降低裂紋敏感性。

表3

隨后對(duì)下線鑄坯進(jìn)行檢查，與未調(diào)整成分之前的統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)對(duì)比。結(jié)果表明，調(diào)整成分后，該j55級(jí)別鋼的鑄坯角部橫裂紋的發(fā)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(diào)前鑄坯表層的金相組織，圖3為成分微調(diào)后鑄坯表層的金相組織。相比之下，微調(diào)后的鑄坯組織更均勻，更細(xì)小。利用gleeblel-1500d測(cè)試成分微調(diào)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(qū)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(fā)生。

需要說(shuō)明的是上述實(shí)施例，并非用來(lái)限定本發(fā)明的保護(hù)范圍，在上述技術(shù)方案的基礎(chǔ)上所作出的等同變換或替代均落入本發(fā)明權(quán)利要求所保護(hù)的范圍。