带钢表面起皮裂纹的形貌特征及成因分析

时间：2024-10-19

李丹

中国作为一个钢铁大国，每年的钢铁产能在世界位居首位，基本占据了全球钢铁总产能的半壁江山。从钢水冶炼、板坯浇注、带钢生产、薄板轧制到与其相关的附属产品，其产量和销量均处于领先位置。尽管如此，中国钢铁仍然存在着大而不强、强而不精的问题和隐患。尤其是在某些特殊钢种领域，产品质量问题一直是人们关注和研究的焦点。

在快速、高产的轧钢过程中，裂纹是较为常见的带钢缺陷之一，也会因其大小、深浅差异对产品表面质量、综合力学性能及后期产品使用造成不同程度的影响。通常情况下，我们所说的裂纹多指钢材表面横裂、纵裂等常见性缺陷，而本文主要研究了我公司生产的低合金高强度钢和耐候钢，对热轧产品生产及加工过程中出现的表面形态类似的起皮裂纹进行了深入而系统的分析，在检验的同时查找有关证据，结合现场生产、工艺情况，确定缺陷产生的原因及环节，进而提出了可行性的预防和改进措施。

1 缺陷分析

1.1 案例一缺陷的特征分析及成因追溯

热轧厂生产的Q390D、Q355C、Q355D等系列低合金高强度钢在轧制、开卷检验和后续加工过程均发现“起皮线”状裂纹，裂纹长度各不相同，上下板面均有分布：

成品带钢Q390D，规格6*980mm，在开卷检验时发现裂纹沿轧制方向密集分布于带钢板面，宏观上看缺陷呈长短不一的线状，仔细观察在线状裂纹尾部有小的翘皮存在，翘皮处伴有大小不等的黑色印记。如此大量的线状缺陷，首先让笔者想到可能是由于轧辊粗糙度大等原因导致的板面大面积划伤，可考虑到其分布无规律性，且存在起皮和黑印，故决定做进一步的探索和研究。首先，我们在多条缺陷的线状裂纹处和尾部翘皮部位分别取横向试样进行观察，发现线状缺陷部位试样皮下裂纹深度最深0.15mm，内部有明显的氧化铁团和分叉裂纹，总体方向倾斜至表面，尚未形成明显的表皮翘起；尾部黑印部位试样裂纹基本平行于表面，深度约0.05mm，内部氧化程度及氧化铁含量高于裂口处，氧化铁团形态也相对扁平，已形成了存在较大裂口的表皮，从中间或一侧破开。然后，用4%的硝酸酒精溶液侵蚀试样，观察组织，缺陷处组织均存在轻微脱碳和晶粒长大现象，而且，后者脱碳和晶粒长大部位相对前者更靠近表面。至此，我们意识到该缺陷可能早期在内部已经优先产生，后随着轧制进行被逐步压平、压近至表面，从而形成起皮现象。而尾部的翘皮、黑印也是在这种情况下由高温水汽聚集、推进、破裂而成。

成品带钢Q355C，规格15.2mm*1125mm，加工制做弯管的过程中在角部外弧及附近同样发生了“起皮裂”现象，多处取样观察，发现其显微状态下的部分缺陷形貌与Q390D近乎相同，裂纹最深的约为0.3mm，弯角缺陷处带钢表皮在弯应力的作用下从中间或一侧呈破开状，且略微翘起。此外，在试样内部我们还观察到了星状内氧化裂纹，兼有少量二次氧化颗粒，用4%的硝酸酒精溶液侵蚀后组织同样伴随脱碳和晶粒长大现象，只脱碳和晶粒长大程度略有不同。这里“内氧化裂纹”和“氧化圆点”的存在是一个重要信号，祝桂合等前辈早在“钢板表面裂纹及氧化圆点形成条件模拟试验”的研究中就已说明，只有在具备以下三个条件下才能形成二次氧化圆点：一是材料必须满足高温状态，有文献认为至少要在900℃以上的半固熔状态；二是要有氧的氛围，首先使基体脱碳；三是要经历较长的时间，时间不能太短，否则只能在钢表面生成氧化铁皮，而无法在皮下再生成二次氧化颗粒。这些信号和现象的存在说明缺陷早期已经产生并处于相对闭合状态，而又因为氧化铁皮覆盖、缺陷深度、产品厚度等因素差异，导致部分产品缺陷出厂前不易被发现，最终在弯管过程呈现“微爆皮”现象。由此可基本排除轧制原因。

同时，我们在显微观察中还发现试样表面的裂纹数量远远超出宏观所见，为了证明其在皮下有所隐藏，用比例为1：1的盐酸水溶液对带钢试样表面进行浸泡、酸洗，隐藏裂纹逐渐显现，几乎布满整个带钢板面，并最终呈现出拉长的网格状，故怀疑此缺陷为铸坯网裂缺陷。为探求究竟，我们随即对Q390D热装退炉坯进行追踪检验，在其表面进行火焰吹扫，吹扫深度约1mm左右，结果吹扫后的Q390D退炉铸坯皮下果然有“网裂”存在。未经变形的网状裂纹分布于铸坯皮下，与所述的酸洗后带钢表面的拉长网格相呼应，事实证明缺陷在轧制前就已经产生，只是在受到轧制应力后变形、拉长，而我们之前宏观所看到的只是部分表象而已，这种隐匿型缺陷只有在去除掉氧化皮的情况下才能更多的被呈现。

通过上述检验分析，已经可以断定缺陷源于铸坯，但要从根本上解决此类问题，还需要知道具体的产生原因和主要影响环节，下一步为了确定裂纹产生的时间，我们又结合炼钢厂技术科对同期生产的Q390D铸坯做了多次下线吹扫试验，但吹扫后并未发现明显的皮下网状裂纹，只是偶见少量针孔和微裂，说明该网状裂纹主要成型于铸坯热送及加热过程。

根据一份关于Q355D-1表面裂纹质量问题的通报显示：2021年4月，炼钢厂1#铸机生产的Q355D-1钢种共17炉128支铸坯，在轧制5.85*1350mm规格带钢时，就检出67卷类似的表面裂纹二级品。调查炼钢生产情况时发现，其中11炉氮成分内控超出50ppm，最高达75ppm。而针对客户反馈的Q355C管裂试样进行的氮、氧分析结果也显示：氮含量为0.0069%，超出标准范围，同系列缺陷产品都或多或少存在不同程度的氮超标现象。缺陷钢种呈现Q390D、Q355C、D系列严重，Q355B系列轻微，其余钢种无相同缺陷特征，说明问题集中在钢种上。又Q390D和Q355C/D、Q355B系列为低合金含铝钢，故推断缺陷是由于含铝钢本身氮含量偏高，伴随入炉温度不合理，导致AlN的析出在晶界引起的热脆裂纹。

1.2 案例二缺陷的特征分析及成因追溯

2021年1月份我公司在轧制3.12*1140mm含铜耐候钢SPA-H1时，表面检测仪显示板面出现类似案例一的起皮线状缺陷，线条相对短小，个别尾端仍伴有起皮黑印，不同的是该缺陷主要集中在带钢上表面，下表面很少。基于之前的分析经验，我们先用1：1的盐酸水溶液对试样进行了酸洗检验，酸洗后的板面缺陷果然暴露的更加完全，宏观上呈现出交错互联的网络状，与案例一相似，接着我们又查看了缺陷卷的成分，结果为：0.075%C、0.353%Si、0.449%Mn、0.088%P、0.008%S、0.274%Cu、0.045%AlS、0.386%Cr、0.036%Ti、0.015%Ni，各成分均在内控范围内，氮、氧含量也正常。为了查找原因，截取较严重的缺陷部位进行金相显微观察，发现试样表面分布多处裂纹，裂纹深度较浅，约位于皮下0.02mm～0.05mm范围，方向不定，裂纹存在分叉现象，放大500或1000倍后在裂纹尾部和附近观察到少量二次氧化颗粒及分散质点，侵蚀后局部组织伴有较明显脱碳和晶粒长大现象。

对皮下裂纹处进行电镜（SEM）扫描和能谱分析，结果显示主要元素和质量分数平均为：Fe69.2%、O15.7%、Cu4.3%、Si5.6%、Mn2.2%、C1.7%、Cr0.7%。不仅发现了Si、Mn、Cr的二次氧化颗粒，还有少量Cu元素的富集相。根据案例一关于“氧化圆点”的论述，缺陷表面是在一定温度下发生了氧化，形成脱碳，当氧原子继续透过基体向内部扩散时，Si、Mn、Cr等亲氧原子优先被氧化，从而形成分散的二次氧化颗粒及质点，这是一个需要充足时间的缓慢过程。由此可见，该缺陷的产生势必经历了长时和高温的环境条件。通过大量的能谱扫点采集，发现铜的富集现象从裂纹内一直延续至表面，考虑到缺陷的集中性和材质本身的特性，故认定此网状缺陷是在较长时间的高温过程中产生的“铜裂”缺陷。针对此问题，我们对轧钢厂生产工艺进行了回查，结果显示问题卷的实际在炉时间高出其它正常卷近60min，从而进一步佐证了我们的观点。

在生产耐候钢的过程中，此类缺陷后续也有发生，程度较轻时集中在带钢头部100m～160m长度内，边部和上表面。表检仪中呈短细线状零星分布，为了彻底弄清形成该缺陷的影响因素，从根本上减少和避免缺陷的产生，我们对燕钢集团2021年8月计划生产过的一批规格为4mm*1440mm的SPA-H“铜裂”事故进行了调查研究，统计了10877303010、108773020……10877303090和10877707010、10877707020等11个钢卷产品信息，其中前一个计划共计9卷，客户反馈使用中发现卷板表面较严重重皮、细微裂、制管后R角裂缝起皮等问题，剩余两卷为另一计划轧制，表面质量良好。通过查询工艺信息得知：由于当时高炉休风、煤气受限、停轧待温，板坯在炉时间长达350min～360min，从而导致此类缺陷批量产生。另一计划表面质量良好的两卷带钢其入炉温度、在炉时间明显低于前者，入炉温度平均530℃，在炉时间平均210min。对比两个计划，缺陷卷中即使存在入炉温度相近的卷也受其在炉时间过长影响发生了“铜裂”。可见，在炉时间对缺陷的产生有主要而直接的影响。相关文献表明：“入炉温度、在炉时间、出炉温度、减宽量、厚度和铜镍比均可作为铜裂的影响因素，而且各因素之间客观存在着相互促进和相互抑制的交互作用。其中在炉时间的影响最为明显，出炉温度、厚度和减宽量次之，影响最小的为入炉温度和铜镍比”。出炉温度能直接反应板坯在加热炉内的加热情况，在实际生产中，经过一段时间的试验、摸索，我们发现，板坯的加热均热温度对铜裂缺陷的产生确实也具有十分重要的影响，即使在出炉时间不长的情况下，加热均热度过高时，缺陷的发生率也会明显升高。

2 缺陷产生的原因机理及对策

2.1 案例一低合金高强度钢缺陷的原因机理及对策

研究表明钢水熔点（初始凝固温度）～600℃间有三个脆性温度区，第一脆性温度区间为熔点～1200℃；第二脆性温度区间为1200℃～950℃；950℃～600℃属第三脆性温度区，而碳、氮化物析出是第三脆性温度区脆化的主要原因。如果第三脆性温度区细分，又由奥氏体+铁素体（r+a）两相区高温域和奥氏体r低温域两个脆化区组成，同时脆化机理也会因钢种不同存在差异，有的只受单一脆化机理影响，有的则受到两种脆化机理的同时作用影响。有资料显示，当奥氏体中有铁素体转变出现时，AlN在奥氏体+铁素体（r+a）两相间的析出速度远大于在均匀奥氏体中的析出速度，其在750℃～900℃温度范围内就拥有最大的析出速度。案例一缺陷存在于Q390D、Q355C/D等系列低合金高强度含铝钢中，含有裂纹敏感元素，由于伴随提产要求，生产节奏较快，当时大多采用热装入炉工艺，导致温度较长时间处于第三脆性温度区间，AlN在奥氏体晶界不断析出、聚集，从而引起应力集中，当应力值超过晶粒间的亲和力时，就会在晶界产生微孔、小裂纹，后期演变为气泡状、网状等不同形态缺陷，在加热、轧制、加工过程逐步扩展暴露。

此类钢在装入加热炉时应尽量避开第三脆性温度区，为此我们特意进行了实验研究，组织了冷送、热装以及温送的对比实验。按照浇铸顺序对不同炉号铸坯分1#、2#、3#三种情况进行轧制试验：1#铸坯下线冷却至室温后再送上线轧制；2#铸坯下线冷却至500℃以下再上线轧制；3#铸坯不下线直接热送轧制。最后统计数据，结果1#、2#情况下铸坯裂纹率明显低于3#情况，这表明实行冷装或者缓冷控温后装炉对减少缺陷的产生具有十分重要的意义。相对于热装，冷装铸坯使裂纹得到较好的抑制，而且部分轻微裂纹在更长的加热过程被烧浅，直至延平；其次，要不断提高钢水成分、节奏控制的稳定性。做好保护浇铸，减少并严控冶炼各环节的增氮情况，使氮含量尽量控制在40ppm以下；并进行下线铸坯吹扫抽查，预先判知排除铸坯在矫直冷却过程中是否已经产生了此类缺陷。实际上，铸坯在浇注后的矫直冷却过程就开始受到沉淀析出的影响，只是这种第三脆性温度区的初期影响很难掌控，要时刻关注结晶器和二冷情况，恒定拉速，采用高温矫直都能有效提高铸坯质量，还要加大检查力度，进一步细化表面裂纹的检查和评判标准。这样多管齐下，事半功倍。

2.2 案例二耐候钢缺陷的原因机理及对策

含铜耐候钢长时间处于高温含氧氛围，坯料表面的铁会先于铜发生氧化反应，致使铁含量降低，铜含量相对增高，进而形成富铜相。当温度高于铜的熔点（1083℃）时，富铜相处于熔融状态，靠近上表面的铜慢慢沿奥氏体晶界分散、聚集、并进一步下渗，晶界间的结合力被消弱、破坏，在皮下形成气孔、微裂，最终在轧制变形后形成近似案例一的气泡状翘皮或网裂缺陷，即“铜脆”现象。靠近下表面熔融的铜则下沉至表面，在除鳞时被去除，这也是该缺陷往往主要集中在上表面而下表面很少的原因。

耐候钢受钢种特性影响，表面质量不好控制。铜裂的存在严重影响了其外观和综合质量，为了有效改善这种情况，可以通过以下途径来预防和减少缺陷的产生：①有文献指出，在含铜钢中适当增加镍含量，合理调增镍铜比，使其达到镍（Ni）：铜（Cu）=1：3～1：2，这样有助于晶间铜镍化合物的产生，铜镍化合物具有超过1200℃的高熔点，对限制富铜相生成有一定作用，不过这种方法成本较高，而且影响相对较小。着眼我公司实际情况，要求镍含量控制在原有标准上限，同时严控铜含量。②结合生产部协调调度，在轧制耐候钢时确保煤气供应、使用充足，准确把控在炉时间。当在炉时间过长时，尽量改轧薄规格产品。③结合现场及外部环境，制定出不同条件下的加热方案，避免由加热温度过高、出炉温度不当等导致的铜裂发生。另外，适当采用高温快烧法，缩短选择性氧化温度区，也可减缓铜富集现象。四、加强质量意识，精细工艺管理，严格按照操作规程生产，耐候钢表面质量重点关注，发现问题及时整改，避免事故扩大化。