200(CrMnN)系奥氏体热轧板边裂的影响因素及控制措施

陈茂敬

(山东泰山钢铁集团有限公司新材料研究所，山东271100)

1 不锈钢热轧板边裂的几种表现形态

某厂采用炉卷轧机生产200(CrMnN)系奥氏体热轧板时，在一段时期内边裂严重。如图1(a)所示，中间坯在粗轧第二、第三道次时，两边部通条出现裂纹。从试样的边裂形态来看，边部开裂沿轧制方向拉裂呈三角状，拉开长度达55 mm，边裂由边部向里延伸宽度达20 mm；由图1(b)可见，钢卷试样整卷两边部边缘呈锯齿状，从整卷的端面看类似破城墙状，两边部脱落掉块严重。从裸露外圈看最宽处达80 mm、最长处达300 mm。

图2所示为2#钢卷边裂形貌图。试样卷的两边部都存在边裂，主要集中在卷的外圈，并且局部出现脱落掉块现象。

2 奥氏体不锈钢热轧板边裂原因分析

2.1 加热温度偏高与轧制变形配合不佳对热轧板塑性的影响

对试样进行光谱分析，结果见表1。

图3所示，中间坯试样主裂纹处未发现夹杂物，次裂纹的延伸线上氧化严重,裂纹沿条状α相开裂，裂纹末端与α相相连接(另一端已开裂至α相尽头), α相含量平均为4.7%。

(a)中间坯试样

(b)1#钢卷试样

图4所示，1#钢卷试样主裂纹处未发现夹杂物，次裂纹的延伸线上氧化严重,裂纹末端沿条状α相多处断续开裂，贯串起来形成裂纹, α相(面积)含量平均为15.93%。

1#钢卷试样在室温下和不同温度热处理后的组织如图5所示，α相含量见表2。室温下α相呈条状大量分布；热处理温度为1 200℃时，试样组织内α相呈椭圆、圆状分布且数量较少；热处理温度为1 260℃、1 300℃时，试样经硫酸铜腐蚀，α相呈灰色不规则形状，数量较多。

从热处理情况来看(图6所示)，试样有随温度升高α相含量增加的趋势(室温点α相含量只作对比用)。钢卷试样室温下实测α相含量高于1 260℃热处理试样，钢卷试样原料坯的实际加热温度应高于1 260℃。

图2 2#钢卷试样边裂形貌图Figure 2 Sample edge crack of 2# strip coil

表1 热轧板化学成分实测值(质量分数，%)

(a) 次裂纹内氧化物 100× (b)裂纹沿α相开裂 500×

(a)次裂纹内氧化物 100× (b)裂纹沿α相开裂形貌 1000×

室温 500× 1 200℃ 500×

1 260℃ 200× 1 300℃ 100×

表2 1#钢卷试样中的α相含量(%)

图6 钢卷试样热处理前后α相含量折线图Figure 6 Line chart of α phase content before and after strip coil sample heat treatment

边裂产生原因分析：中间坯、1#钢卷试样裂纹均沿α相开裂，中间坯试样α相平均含量为4.7%、1#钢卷试样α相平均含量为15.93%。铁素体与加热温度有关，铁素体含量随着加热温度的升高逐渐增加(1 100～1 300℃)。中间坯试样边部开裂沿轧制方向拉裂呈三角状，中间坯试样边裂、脱落掉块严重，也就是说材料所受轧制力超过了材料允许的断裂强度。这是因为奥氏体为面心立方结构，密度大，而铁素体为体心立方结构，密度小，所以，当奥氏体向铁素体转变时，体积发生膨胀，产生膨胀应力，当应力超过钢的强度极限时，在两相界面处就产生了微裂纹。同时，由于铁素体与奥氏体在强度和塑性上有较大的差异，因此，在轧制变形时原有微裂纹迅速扩展为肉眼可见的裂口，这种裂口主要出现在板边上，就形成裂纹。结合对J4连铸坯进行高温塑性热模拟试验得出的结果(见图7)可知，在1 000～1 050℃材料塑性直线下降，1 050℃为低谷。材料内铁素体在1 050℃脆性大、塑性极差，在该温度下轧制，道次变形量超过了材料允许变形量就会开裂。由此可知，加热温度偏高导致铁素体含量较高，以及轧制温度不合理是边裂缺陷形成的主要原因。

图7 连铸板坯高温塑性测试结果曲线图Figure 7 Curved diagram of high temperature plasticity test result for the continuously cast slabs

2.2 材料中大量的显微气泡对热轧板塑性的影响

图8显示，裂纹中部、尾端裂纹两旁的组织与正常组织无差别，裂纹两端有氧化。

图9(a)、图9(b)显示，在试样边裂起源处有大量的圆形颗粒，多个圆颗粒贯串起来形成裂纹，随着裂纹向里延伸基体上的圆形颗粒大量减少；图9(c)、图9(d)显示，正常基体上长条状颗粒明显比边裂处少、短。

(a)裂纹中部组织形貌 500× (b)裂纹尾端组织形貌 200×

(a)边裂起源处 (b) 正常基体上(横向)

(c)边裂边部磨平后(纵向) (d) 正常基体上(纵向)

对试样的气体进行分析，结果见表3。试样内氧、氮含量较高，可见钢水的纯净度不高，冶炼工艺控制较差。

电镜能谱分析如图10所示，2#钢卷边裂试样中圆形、长条形颗粒为大量的气泡；微区分析(谱图2、5)正常部位主要有：Fe 、Cr、Mn、Cu、Ni、S及少量的Si。气孔内未发现夹杂物，微区分析结果与基体几乎无差别。微区分析结果见表4。

图11所示为电镜俄歇能谱仪分析的J4断裂面形貌，图12所示为俄歇能谱检测结果。表5为晶界处原子浓度。根据俄歇能谱检测结果分析，晶界处的成分主要为C、N、O、Cr、Fe、Mn，而且C、N、O的含量远远超过了基体的平均含量。其中O含量是基体的3 000多倍。

通过试验分析来看，材料的热轧工艺基本合理，与材料的塑性变化相吻合。但试样内气泡较多，特别是边裂处气泡排列较密，个别气泡贯串起来形成裂纹。试样内O、N气体含量较高，致使显微气泡大量成排存在，在轧制过程中形成裂纹。通过对J4试样断口俄歇能谱检测结果的分析可知，晶界部位C、N、O的总含量占41%，气体元素在晶界部位的富集严重影响了晶界的塑性，导致材料在轧制过程中形成裂纹。

表3 2#钢卷试样N、O气体分析结果

3 预防措施

3.1 加热温度与轧制道次变形量的合理配合

在合理的Cr/Ni当量比的前提下，制定合理的加热轧制温度可有效降低材料中的α相含量。最高加热温度应控制在1 180～1 240℃。

3.2 加强冶炼工艺的控制，减少钢中气体含量

一般情况下，N含量应控制在1 500×10-6以内、O含量控制在35×10-6以内。

(a)微区形貌 (b)边裂试样微区分析点图

表4 能谱微区分析结果(质量分数，%)

图11 2#钢卷试样断裂面形貌图Figure 11 Fracture surface of 2# strip coil sample

图12 俄歇能谱检测结果Figure 12 Auger spectrum test result

表5 J4晶界处原子浓度 (%)

另外，氧含量与碳含量关系较大。碳含量0.08%是突变点，低于0.08%钢水易产生过氧化，必须改进措施，降低氧含量。

4 应用效果

通过对200系列热轧板进行系统解剖分析检测，了解了该系列钢的基本工艺参数；通过对最初生产的连铸坯进行不同温度的热处理试验摸索出合适的加热温度、时间，并根据不同温度下铁素体的含量、冲击韧性的变化，优化了加热、轧制工艺；确定了基本成分配比，控制N含量在1 500×10-6、 O含量在35×10-6以内；结合所做高温塑性热模拟试验，确定了轧制温度及道次变形量。通过一系列的措施解决了边裂问题，板材合格率明显提高。

[1] 肖纪美.不锈钢的金属学问题.北京：冶金工业出版社，1983.

[2] 王肇愉.铬锰氮钢中气体问题的探讨[J].铸工，1981(3).