Q420GJDZ35特厚板厚度方向性能不合格原因分析

2022-07-15于飒张涛李忠波郑海明王英杰

机械工程师 2022年7期

于飒，张涛，李忠波，郑海明，王英杰

（南阳汉冶特钢有限公司钢研院，河南南阳 474500）

0 引言

建筑结构用钢主要用于钢板厚度方向承受拉应力的焊接钢结构，由于钢材质量和焊接构造方面的原因，焊接构件容易在钢板厚度方向出现层状撕裂，这对沿厚度方向受拉的连接部位非常不利，由此提出钢材在厚度方向上应具有良好的抗层状撕裂的能力。随着客户在使用建筑结构钢中的层状撕裂问题日趋突出，严重影响产品使用质量及安全性，解决好厚度方向Z向性能越来越迫切。

因此分析并解决好厚度方向性能不合格，采用针对有效的措施，对提高产品质量及安全性有重大现实意义。

1 Q420GJDZ35的生产工艺

1.1 工艺路线

以70～80 mm厚度轧制态Q420GJDZ35钢板作为实验对象，其工艺路线为：铁水预脱硫→转炉冶炼→LF精炼→RH精炼→连铸→钢坯缓冷→加热→3800 mm轧机轧制→SUPIC-L冷却→钢板缓冷→探伤→外检→性能检测→精整→入库。

1.2 成分设计

依据建筑结构用钢标准GB/T 19879 -2015，Q420GJDZ35钢板化学成分设计如表1所示。C、Mn元素同时结合添加微合金元素Nb、V、Ti，充分利用其细晶强化、沉淀强化作用保证材质的强度及韧性匹配。

表1 Q420GJDZ35钢板的化学成分设计

1.3 轧钢工艺

根据奥氏体再结晶终止温度与细化晶粒的元素固溶量的关系曲线，确定了再结晶区终止温度在980 ℃以上。根据奥氏体晶粒尺寸与轧制道次变形量关系，选取再结晶轧制温度为1000～1060 ℃[1]。待温厚度140 mm，为精轧阶段累计变形量及细化晶粒、位错强化奠定基础，二阶段开轧温度800～860 ℃，二阶段保证单道次压下率≥15%，累计压下率≥50%，确保变形渗透使奥氏体内部晶粒被压扁拉长，增大晶界有效面积并有效形成大量变形带，为奥氏体相变提供更多的形核点，达到细化奥氏体晶粒的目的，终轧温度780～840 ℃，轧制结束后，采用SUPIC-L冷却，冷却速度控制在10～20 ℃/s，出水温度控制在580～600 ℃。

1.4 力学性能检测

依据建筑结构用钢标准GB/T 19879-2015，对70～80 mm厚Q420GJDZ35钢板取样并做力学性能检测，检验结果如表2所示。

表2 Q420GJDZ35钢板的力学性能

力学性能实测值对比标准为GB/T 19879-2015，其屈服强度、抗拉强度、伸长率及低温冲击值均满足标准要求，同时有一定富裕量。但是厚度方向Z向性能不合格，不满足Z35使用要求。

2 厚度方向Z向性能不合格原因分析

针对70～80 mm厚轧制态Q420GJDZ35厚拉不合格试样，采用德国蔡司Axio Imger A1m显微镜对形貌及断口处组织进行了分析，同时采用日立S3400Ⅱ扫描电镜对Z向试样断口显微组织及夹杂物进行能谱分析。

2.1 金相检测

针对轧制态Q420GJDZ35厚拉不合格钢板取一个全厚度金相样，进行组织检测。检测分析结果显示，1/4组织均为铁素体+珠光体，1/2处存在严重中心偏析，偏析带较连续，偏析带组织以贝氏体为主。1/2处还存在A类硫化物夹杂≥1.5级。中心偏析部位由于C、Mn和杂质元素偏析，局部形成贝氏体组织及夹杂物聚集，因此在拉力的作用下，就会形成裂纹源平台。随着裂纹扩展，开裂逐渐加大。因此中心偏析是造成Z向性能不合格的原因之一。1/4处和1/2处金相组织如图1所示。

图1 Q420GJDZ35的金相组织

2.2 电镜检测

对Z向拉伸不合格断口进行扫描电镜观察，扫描结果如图2所示。断口无明显颈缩，断面比较平滑，无明显韧性区，主要表现为脆性断口。断口宏观形貌显示，断口缩颈不明显；微观形貌显示，断口有少量韧窝和大面积解理断裂。对断口用能谱分析，结果显示断裂源处存在较多长条状MnS（如图3）和块状Nb（Ti）C（如图4）。MnS为塑性夹杂，在轧制过程中被延展成为带状，在垂直于厚度方向的拉力作用下，夹杂物首先开裂并扩展，以后这种开裂在各层之间相继发生，连成一体，造成层状撕裂的阶梯性[2]。块状Nb（Ti）C为硬相质点，分布在B相偏析带上，其塑性较差，尺寸较大，在厚度方向拉伸时，成为层状撕裂断裂源头，降低钢板Z向性能。因此MnS夹杂和块状Nb（Ti）C也是造成Z向性能不合格的原因之一。

图2 Q420GJDZ35的Z向断口形貌

图3 MnS能谱分析

图4 （Nb、Ti）C能谱分析

2.3 白点缺陷

通过观察Z向拉伸不合格断口，发现截面存在椭圆形白点缺陷（如图5）。当RH精炼过程中，真空保压时间不足，钢中H含量过高，在轧制冷却后，H在其钢中溶解度降低，过剩的H一方面不断在晶粒边界、夹杂表面、中心偏析结合力较弱处富集，形成高压的氢分子，另一方面氢产生的过饱和沉淀，当氢富集跟金属热应力相互叠加，超过钢的断裂强度极限时，促使钢中产生白点缺陷。白点的危害就是破坏基体连续性，非常容易脆断，对钢材的危害性非常大，因此又把白点缺陷称为钢中癌症。因此钢中H含量过高，在钢中产生白点缺陷，也是Z向性能不合格原因之一。

图5 Q420GJDZ35 的Z向断口白点形貌

3 改善措施

通过以上分析，造成Q420GJDZ35钢板厚度方向Z向性能不合格主要原因为：1）钢板厚度中心部位存在严重偏析带，偏析组织主要脆性组织贝氏体为主；2）厚度中心部位存在MnS和块状Nb（Ti）C等夹杂物，钢中夹杂物含量过高成为层状撕裂断裂源头；3）钢中H含量过高，导致钢中产生白点，白点的张应力破坏基体结合力。结合Z向性能不合格原因分析，特提出针对性措施如下。

3.1 降低钢中S含量

提高钢水纯净度，保证低倍质量减轻成分偏析是Z向钢板对炼钢工艺的严格要求。一方面提高钢水纯净度，就是降低钢中夹杂物含量。保证低倍质量，就是减轻浇注过程中的中心偏析，同时能保证钢中的有害元素和成分更加均匀一致。强化低硫铁水、添加优质废钢、铁水必须预脱硫、提高扒渣率等具体措施严控转炉冶炼过程回硫。

在出钢过程对转炉下渣采取炉渣改质工艺，提高LF精炼脱硫效果。延长LF处理后的软吹时间，能够充分去除有害气体，同时可以促使夹杂物充分上浮，确保钢水纯净度。将目标S含量控制在≤0.003%，最低控制在0.001%。

3.2 降低钢中H含量

H最容易在钢板中心偏析结合力较弱处富集，过量的H会形成高压，并产生巨大的内部张力，张力一般垂直于厚度方向平面，如图6所示，这个张力对基体结合力非常不利，特别是厚度1/2处偏析地方危害更大。因此严控钢中H含量，是防止层状撕裂的主要措施。在生产冶炼过程中，RH精炼工艺，预抽5 min至真空，要求在67 Pa的真空度下，保压时间≥20 min，然后破空，必须保证破空软吹5 min时间。将目标H含量严格控制在≤0.0002%，确保钢中过剩的H含量做到可控。

3.3 改善钢坯中心偏析

铸坯中心容易形成偏析，主要原因可以总结归纳为以下几个因素：a.钢水浇注过程中，铸坯的凝固组织柱状晶未受到很好控制，过于发达。柱状晶越发达，越容易形成疏松和缩孔并伴随中心偏析。b.夹杂物等易偏析元素往往以柱状晶粒析出，排到未凝固的钢液中，随着钢水结晶的进行，最后富集到铸坯凝固中心。c.坯壳发生鼓肚，也会恶化铸坯中心偏析程度。因此改善钢坯中心偏析，结合其产生原因，需对炼钢工艺进行优化设计。

1）降低C含量，提高钢水纯净度，可以降低柱状晶生长，提高等轴晶比例，对减轻钢坯中心偏析起重要作用。

2）控制铸坯鼓肚量，可以有效地减轻铸坯中心偏析。铸坯鼓肚量大小跟坯壳厚度、二冷区辊间距、钢水静压力有直接关系。因此采用小辊径、确保精确弧度、合适二冷水参数，可以降低钢坯鼓肚量，进而减轻铸坯中心偏析[3]。

3）控制钢水过热度和浇注过程拉坯速度，是控制柱状晶生长的主要手段。浇注过程拉坯速度过快，钢水过热度越高，其柱状晶越发达，产生比例越高。因此严控柱状晶生长，促进等轴晶形成比例，需在生产过程中避免浇注温度过高和拉坯速度过快，合理调配生产节奏，确保浇注温度的均匀性和工艺稳定性。

3.4 优化加热工艺及控轧工艺

按照冶金学原理，铸坯均存在不同程度的中心偏析，为改善中心偏析，减轻偏析对钢的综合质量危害性，铸坯加热环节需保证加热温度及充足的加热时间，让偏析部位的合金元素充分扩散均匀化。同时轧制阶段为实现钢板心部晶粒细化及弥散均匀化，保证压下渗透至心部。因此，加热温度按照1240～1260 ℃控制，均稳段保温时间必须保证≥40 min。轧钢过程按照采用“高温、低速、大压下”工艺及“硬壳”轧制法，第一阶段轧制过程中单道次压下量按照40～60 mm控制，变形系数达到0.5～0.6，使形变在厚度方向充分渗透至中心，有效焊合和啮合铸坯内部疏松等缺陷。精轧阶段提高晾钢厚度，保证精轧阶段变形总量，为提高形核率及晶粒细化、弥散心部中心偏析组织奠定基础。