800 MPa级水电钢表面裂纹原因分析及防止措施

刘立彪

（湖南华菱湘潭钢铁有限公司， 湖南 湘潭 411101）

湖南华菱湘潭钢铁有限公司（以下简称湘钢）于2015 年开始研制800 MPa 级水电钢800CF，研制初期，800CF 钢铸坯频繁出现表面裂纹，经过对裂纹的形成机理分析及采取一系列控制措施后，表面裂纹问题得到解决。并于2018 年—2019 年先后成功供货应用于巴基斯坦SK 水电站及古瓦水电站等项目上万t。

1 工艺及成分

800CF 化学成分如下表1，其炼钢工艺路线为：120 t 顶底复吹转炉→LF 炉精炼→RH/VD 真空处理→260 mm 板坯连铸→板坯入库。

表1 800CF 钢的化学成分 %

2 800CF钢表面裂纹形貌特征及分析

2.1 800CF钢板表面裂纹形貌特征及分析

260 mm 厚的 800CF 钢连铸坯轧制 30～60 mm厚钢板后，钢板表面有“舌状”网状裂纹缺陷（图1-1所示），裂纹率在30%以上。对钢板裂纹试样进行金相分析后发现，裂纹呈“开口状”，裂纹尖端无明显扩展现象，裂纹发生出处曲折深入皮下，显示裂纹深度＞1 mm，裂纹处未见夹杂物（见图 1-2，1-3），但明显存在高温氧化物，裂纹两侧存在一定脱碳现象（见图1-3），可以判断出钢板裂纹由连铸坯裂纹加热轧制后演变而来。

图1 800CF 钢板裂纹形貌及金相照片

2.2 800CF钢铸坯表面裂纹形貌特征及分析

对800CF 钢连铸表面肉眼检查未发现任何裂纹，对其铸坯酸洗后发现表面存在微小的“蚯蚓”状裂纹，裂纹短小、弯曲不连续（见下页图2-1），对铸坯进行火焰清理2～3 mm 后发现，铸坯表面存在明显网状裂纹（见下页图2-2）。

对铸坯裂纹取样进行金相及电镜分析，裂纹尖端向表面呈多方向发展（如下页图3-1），裂纹两侧有10～20 μm 厚的脱碳层，组织为粗短的铁素体，裂纹两侧＞20 μm 区域为细长的枝状晶。SEM 观察显示裂纹深处未见夹杂物（见图3-2），只存在Fe 的高温氧化物，同时裂纹处也未发现Cu 的富集现象。通过SEM 对裂纹处奥氏体进行观察，发现有50～200 nm大小尺寸的析出物（见图3-3），其析出物主要为AlN 及 Nb，V 等碳氮化物。

图2 800CF 钢板铸坯裂纹形貌照片

图3 800CF 钢板铸坯裂纹金相、SEM 及析出物照片

3 800CF钢表面裂纹形成影响因素分析

3.1 化学成分

钢中w[C]在0.09%～0.11%时，裂纹指数最高[1]。当w[C]在0.09%～0.11%时的钢水在结晶器冷却时，发生δ→γ 相变转化，体积收缩量最大，容易导致组织粗大，裂纹敏感性强。而800CF 钢出现裂纹时的w[C]设计正好为0.09%～0.10%。

当钢中的[Al]与[N]含量升高时，AlN 容易在奥氏体晶界处析出，降低晶界强度，AlN 粒子容易在外力作用下应力集中而形成裂纹源[2]。当钢中的w[Al]w[N]积＞30×10-9时，钢的裂纹指数明显升高[2]，因此在钢中的w[Al]达到0.06%时，钢中的w[N]应控制在50×10-6以下。

Mintz 和Abushosha[3]通过试验得出结果表明，从钢的塑性低谷区宽度及低塑性宽度范围来看，含Nb 钢的裂纹敏感性最强。同时认为Nb、V、Ti 三种微合金钢，含Nb 钢的热塑性最差,含V 钢次之，而微量的Ti 含量对钢的热塑性影响不大。

3.2 结晶器传热与保护渣性能

在浇注w[C]在0.09%～0.11%时，钢水凝固时发生包晶钢反应，其体积变化较大。因此结晶器内弯月面处坯壳收缩也较大，由于钢水静压力和坯壳收缩力的共同作用下，使坯壳与结晶器壁间产生气隙，从而降低了坯壳与结晶器壁的传热速度，形成较为粗大的晶粒，使铸坯裂纹敏感性增强。性能良好的保护渣，其液渣能有效的填充坯壳与结晶器壁间的气隙，从而改善传热，降低裂纹产生机率。

3.3 连铸二冷强度及矫直温度

由于微合金钢中的Nb、V、Al 等元素在铸坯冷却过程中析出碳氮化物，而碳氮化物会扩大钢的塑性低谷的温度宽度[4]。当连铸二次冷却不均匀时，会导致铸坯冷却不均匀，使其受到的热应力增大，当其与矫直力超过其所承受的高温强度时，将会在坯壳薄弱处产生裂纹或促进已产生裂纹的扩展。因此需避免二冷过强，使铸坯矫直温度高于钢的第Ⅲ脆性温度区间。

3.4 连铸铸机精度

铸机辊缝的开口度，及各辊之间的接弧弧度应控制在标准范围。不仅上下辊之间的开口度应符合标准，而且还需要整体开口度是从大到小平滑过渡。矫直段前的个别开口度突然增大或变小，会导致铸坯鼓肚而产生鼓肚力。

4 800CF钢表面裂纹形成机理分析

钢水在凝固过程中发生包晶反应，体积收缩，初生坯壳与结晶器间产生气隙，导致传热缓慢且不均匀，从而使坯壳生长不均匀。当初生坯壳受到相变力、热应力、钢水静压力及结晶器的摩擦力等的综合作用钢的高温强度时，就会在坯壳最薄弱处产生裂纹。另一方面，钢水在凝固过程中，先后在奥氏体晶界中析出的 TiN、AlN、TiC、VN、Nb（CN）等碳氮化物，产生晶间断裂[5]；同时在相变过程中，铸坯二冷不均匀反复回热的情况都会加速各种碳氮化物在奥氏体晶界的析出，从而扩大塑性低谷区宽度，增加钢的脆性，在进入矫直区时，在受到外力过大的情况下，导致产生裂纹或使已经产生的裂纹扩展。

通过对800CF 钢铸坯裂纹试样的金相、SEM 的观察分析，认为铸坯裂纹的产生与铸坯的碳氮化物析出物及铸坯矫直温度有关。由于在奥氏体晶界上析出的AlN 及Nb、V 的碳氮化物产生空洞，同时碳氮化物的析出强化了晶粒内部，析出同时阻止了晶界处的应力释放，从而产生裂纹[6]。奥氏体晶界形成的铁素体薄膜（图3-1），其强度仅约为奥氏体的60%，此时晶界处应力集中，导致局部断裂。同时因为铸坯受到热应力、鼓肚力、矫直力等外力的作用而使铸坯沿奥氏体晶界产生裂纹或扩展已经产生的裂纹。

5 800CF钢表面裂纹防止措施

5.1 调整钢中成分

将800CF 钢中的w[C]从 0.09%～0.10%调整至0.07%～0.08%，降低包晶反应的强度，提高初生坯壳的均匀性，降低裂纹敏感性。原成分中添加少量Nb调整为不特意加入Nb，避免因为Nb 的加入，因为其碳氮化物的析出而降低钢的热塑性等。由于TiN 在钢水凝固过程中最先析出，而TiN 的析出相对于VN，AlN 的析出对钢热塑性的影响更小，因此原钢中不添加Ti 调整为添加0.010%～0.020%的Ti，以Ti来固N，降低VN，AlN 的析出量。

5.2 控制钢中的[N]含量

LF 炉全程埋弧操作，避免电弧电离空气而导致钢水增氮；延长真空处理时间，降低钢水中的[N]含量；连铸采取保护浇注，避免烧氧及中包钢水裸露。整体控制钢水的w[N]含量在30×10-6以下。

5.3 降低二冷强度提高矫直温度

修改连铸二冷制度，降低二次冷却强度，并防止铸坯反复回热。铸坯矫直温度从900 ℃提高至930 ℃左右，避开铸坯的第Ⅲ脆性区。同时调整铸坯上下表面及横向的水量比例，避免冷却不均匀，导致热应力增大。

5.4 控制好铸机精度

定期使用辊缝仪检查开口度及接弧，并及时根据检测数据进行调整，控制好铸机辊缝的开口度及接弧精度在VAI 的标准范围内；尤其保证0 段与第1 段的接弧必须单侧满足标准且两侧的数据趋势一致，减少铸坯鼓肚及拉坯阻力。

5.5 采取结晶器弱冷及合适的保护渣

降低结晶器冷却强度，将结晶器宽、窄面水量由4 600 L/min、500 L/min 降低至 4 000 L/min、460 L/min，提高结晶器中坯壳的均匀性。同时更换融化速度比较慢的保护渣，改善坯壳与结晶器间的传热及润滑作用。

采取以上控制措施以后，湘钢800 MPa 级的水电钢表面裂纹问题得以解决，裂纹发生率由初期的30%降低至目前的0.40%左右。

6 结论

1）湘钢800CF 钢板表面“舌状“裂纹主要为铸坯表面网状裂纹轧制演变而来。铸坯表面裂纹延伸深度达3 mm 以上，铸坯裂纹两侧存在10～20 um 的铁素体薄膜，裂纹中间处无夹杂物，仅为Fe 的高温氧化物，裂纹处奥氏体晶界有50～200 nm 大小尺寸的AlN 及Nb、V 的碳氮化析出物。

2）导致800CF 钢铸坯表面裂纹的主要原因是由于铸坯冷却不均匀，反复相变过程中在奥氏体晶界析出的AlN 及Nb、V 的碳氮化物导致产生裂纹；同时析出物降低了钢的热塑性，在矫直力等外力的作用下产生裂纹或使已经产生的裂纹扩展。

3）通过采用调整钢中成分，控制钢水[N]含量，降低二次冷却强度，提高矫直温度，控制好铸机精度，降低结晶器冷却强度及更换性能更匹配的保护渣等措施后，800CF 钢的表面裂纹问题得到有效解决，裂纹发生率由30%以上降低至0.40%左右。