王　剛　孫曉慶　陳豪衛(wèi)　劉春偉

( 山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司)

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歐標耐低溫熱軋H型鋼質(zhì)量改善研究

王剛孫曉慶陳豪衛(wèi)劉春偉

( 山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司)

山鋼股份萊蕪分公司采用V-N微合金工藝開發(fā)了歐標耐低溫熱軋H型鋼，但產(chǎn)品沖擊性能不合、翼緣內(nèi)側裂紋。為此，對原工藝進行優(yōu)化，采用V-Ti微合金化工藝替代V-N微合金化工藝后，利用Ti的細化晶粒作用，沖擊性能明顯提升，最高達到115 J。產(chǎn)品單批次生產(chǎn)過程中在腹板出現(xiàn)裂紋，經(jīng)分析產(chǎn)生的原因是鋼中N含量較高，與V、Ti等合金元素形成氮化物在晶界析出導致了異型坯裂紋的發(fā)生，采用V-Fe合金代替部分V-N合金后，消除了腹板裂紋的產(chǎn)生。

熱軋H型鋼沖擊韌性V-Ti微合金化裂紋

0　前言

H型鋼作為一種經(jīng)濟斷面型材，廣泛應用于建筑、橋梁等領域，其中采用歐洲標準的S355系列熱軋H型鋼在中國及東南亞市場的需求不斷增長。出于安全的考慮，諸如橋梁等重要工程對熱軋H型鋼的強度和低溫沖擊韌性有著較高的要求。通過優(yōu)化成分設計、冶煉過程控制成功開發(fā)了歐標耐低溫熱軋H型鋼，并成功解決了沖擊性能不穩(wěn)定、翼緣邊裂等質(zhì)量問題。

1　產(chǎn)品技術要求及化學成分設計

1.1化學成分要求

歐標耐低溫熱軋H型鋼的化學成分要求見表1。

表1　化學成分

1.2力學性能

力學性能應滿足EN10025-2：2004標準要求，具體見表2。

表2　力學性能

注：產(chǎn)品翼緣厚度小于40 mm且大于16 mm。

1.3化學成分設計

產(chǎn)品的成分設計應符合EN10025-2：2004標準要求，在滿足力學性能要求的前提下，盡可能的降低生產(chǎn)成本。根據(jù)產(chǎn)品強度和低溫沖擊韌性要求，同時兼顧材料的焊接性能[1-2]，采用了低碳、低錳、V-N微合金化的工藝進行生產(chǎn)，降低鋼中P、S等有害元素含量，提高產(chǎn)品綜合性能。

2　產(chǎn)品開發(fā)過程

2.1工藝流程

產(chǎn)品生產(chǎn)工藝流程為：鐵水預處理→轉爐冶煉→LF精煉→近終型異型坯連鑄→加熱→高壓水除磷→BD開坯軋制→TM精軋→精整→檢驗→入庫。

2.2生產(chǎn)過程控制

2.2.1轉爐冶煉

采用120 t頂?shù)讖痛缔D爐冶煉，入轉爐鐵水溫度1240 ℃～1270 ℃，鐵水硫控制在0.020%以下。采用高拉碳一次補吹法控制終點碳含量，終渣堿度控制在3.0～3.5。出鋼前在鋼包表面加入合成渣6 kg/t鋼～8 kg/t鋼，采用硅鈣鋇進行脫氧，添加硅錳、中碳錳鐵、釩氮合金進行合金化。

2.2.2LF精煉

鋼水精煉全程底吹氬氣攪拌，根據(jù)爐渣的粘度、顏色及泡沫化程度，用碳化硅、鋇系合金和電石等調(diào)整爐渣，出站前頂渣應達到白渣或黃白渣，出站前采用小壓力吹氬攪拌，促進夾雜物上浮，提高了鋼水潔凈度。

2.2.3連鑄

鋼水澆鑄采用全程保護澆注，防止鋼水二次氧化，中間包過熱度控制在20 ℃～30 ℃，結晶器冷卻、二次冷卻采用弱冷方式，拉速控制在0.85 m/min～1.0 m/min。

2.2.4軋制

加熱爐均熱段溫度控制在1240 ℃～1280 ℃，高壓水除鱗壓力不低于18 MPa，全過程開啟機架間冷卻水，粗軋5道次，精軋5道次，終軋溫度控制在850 ℃～900 ℃。

3　生產(chǎn)過程中出現(xiàn)的問題

在對軋材進行取樣性能檢驗結果的分析中發(fā)現(xiàn)，材料的屈服強度較高，最高達420 MPa，超出標準要求75 MPa，但-20 ℃V型縱向沖擊功出現(xiàn)批量不合，取樣位置如圖1所示，檢驗數(shù)值見表3。

圖1　力學性能試驗取樣位置

批號屈服強度Rel/MPa抗拉強度Rm/MPa伸長率A/%AKv/J-20℃,縱向1#42056426.51961322#41754828.02145373#41355227.5155343

在前期生產(chǎn)中，發(fā)現(xiàn)型鋼翼緣內(nèi)側1/3～1/4處出現(xiàn)裂紋，裂紋縱向分布，末端最深處距表面2.5 mm，裂紋形貌如圖2所示。

4　問題分析與改善

4.1沖擊性能不合

針對沖擊性能批量不合，對冶煉和軋制工藝進行優(yōu)化后，仍無法得到有效改善，對化學成分進行優(yōu)化設計，采用V-Ti微合金化工藝，由于鈦在鋼中的固溶度非常低，含量在0.01%～0.02%時可滿足各方面的要求，可以在鋼中形成足夠體積分數(shù)的TiN來有效阻止晶粒粗化，有效細化鐵素體晶粒，比較高的鈦含量將導致粗大的液態(tài)析出TiN的出現(xiàn)而不能起到阻止晶粒長大的作用[3-6]。增加Ti元素后，冶煉過程中成分控制見表4。

(a) 裂紋金相顯微形貌 　　　　 (b) 裂紋SEM掃描形貌

表4　化學成分

對采用V-Ti微合金化工藝的軋材進行力學性能檢驗，檢驗結果見表5。發(fā)現(xiàn)沖擊改善明顯，最高值達到了115 J，而屈服強度平均下降33 MPa，但仍能滿足標準要求，屈服強度下降的原因是鋼中Ti與N的結合力要強于V，Ti的添加降低了V-N強化作用，Ti雖然具有細化晶粒的作用，但是細化晶粒對強度的作用小于V-N強化作用，從而導致屈服強度的降低。

表5　力學性能

對兩種工藝試驗鋼的金相組織進行對比(如圖3所示)，采用V-N微合金化工藝的試驗鋼的晶粒比較粗大，帶狀組織明顯，而采用V-Ti微合金化工藝試驗鋼晶粒比較細，帶狀組織不明顯，鐵素體含量較高，金相組織對比與性能檢驗結果相吻合。

(a) V-N微合金化

(b) V-Ti微合金化

4.2翼緣內(nèi)側裂紋

H型鋼翼緣內(nèi)側裂紋是偶然性出現(xiàn)的，并非多批次批量產(chǎn)生，通過分析發(fā)現(xiàn)，H型鋼的翼緣內(nèi)側裂紋是由異型坯翼緣內(nèi)側的裂紋引起，將鑄坯整個斷面鋸切分4個腿進行酸洗，對鑄坯做低倍分析，在內(nèi)側弧表面至內(nèi)部1/4～1/3處發(fā)現(xiàn)有內(nèi)部裂紋。鑄坯裂紋形貌如圖4所示，裂紋延伸深度較大，且裂紋分布范圍大，在軋制過程中難以焊合，造成H型鋼翼緣內(nèi)側產(chǎn)生裂紋。

由于單批次產(chǎn)品的裂紋形成并非工藝的變動引起，對軋材進行氣體含量分析發(fā)現(xiàn)，軋材N含量分別為126 ppm、118 ppm、128 ppm，平均124 ppm。在排除煉鋼過程中因工序操作產(chǎn)生大幅增N的可能性后，對煉鋼中唯一的增N原料V-N合金進行檢驗，發(fā)現(xiàn)該批次V-N合金中N含量較高，并且不同批次V-N合金中N含量波動較大。鋼中A1、V和Ti等合金元素與N極易形成氮化物[7-12]，氮化物在晶界的析出降低了鋼的熱塑性，加劇了鑄坯裂紋敏感性；在晶界的析出物顆粒尺寸越小，析出物體積百分比越高對鋼種的熱塑性惡化越嚴重，鋼水N含量在80 ppm時，N會和A1、V等合金元素生成AIN、V(C，N)，在凝固時沿晶界析出，降低奧氏體晶粒的熱延性。氮是對鑄坯裂紋敏感性的影響較大的因素之一，最大限度地減少氮含量可以減少鑄坯裂紋的發(fā)生。

(a) 表面至腿厚1/3處內(nèi)部裂紋

(b) 表面至腿厚1/4處內(nèi)部裂紋

圖4鑄坯裂紋形貌

針對V-N合金中氮含量波動的問題，在保證產(chǎn)品強度滿足要求的前提下，為有效降低鋼中N含量，采用V-Fe合金代替40%V-N合金后，鋼中N含量控制在80 ppm以下，消除了H型鋼翼緣內(nèi)側裂紋。

5　結論

(1)針對歐標耐低溫熱軋H型鋼低溫沖擊不合的問題，采用V-Ti微合金工藝替代V-N微合金工藝后，細化了晶粒，帶狀組織得到改善，在滿足標準要求的強度前提，改善了產(chǎn)品低溫沖擊韌性。

(2)歐標耐低溫熱軋H型鋼單批次出現(xiàn)裂紋的原因為原料中N含量超標導致鑄坯翼緣內(nèi)側內(nèi)部裂紋，與生產(chǎn)工藝無關。

(3)采用V-Fe合金代替40%V-N合金后，將鋼中N含量控制在80ppm以下，有效消除了原料中N含量超標引起的H型鋼翼緣內(nèi)側裂紋。

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STUDY ON QUALITY IMPROVEMENT OF EUROPEAN STANDARD LOW TEMPERATURE HOT-ROLLED H-BEAM

Wang GangSun XiaoqingChen HaoweiLiu Chunwei

(Laiwu Company, Shandong Iron and Steel Company Ltd. )

The European standard low temperature hot-rolled H-beam are developed by using V-N microalloyed technology in Laiwu Branch Company of Shandong Iron and Steel Co., Ltd. But the impact property are unqualified, and cracks are found on steel flange in the process of production. Therefore, the production processes is optimized, after using V-Ti microalloyed technology, the impact performance is improved significantly up to 115 J with the grain refining effect of Ti. The causes of the steel flange cracks are a high content of N elements in single batch steel. Nitrides formed by N and V, Ti elements are precipitated in the grain boundary which promoting the occurrence of the billet cross crack. The flange cracks are eliminated effectively with the V-Fe alloy instead of part V-N alloy.

hot-rolled H-beamimpact propertyV-Ti micro-alloyingcrack

聯(lián)系人：王剛，工程師，山東.萊蕪(271105)，山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司技術中心；：2016—4—15