帶鋼表面起皮裂紋的形貌特征及成因分析

李 丹

中國作為一個鋼鐵大國，每年的鋼鐵產能在世界位居首位，基本占據了全球鋼鐵總產能的半壁江山。從鋼水冶煉、板坯澆注、帶鋼生產、薄板軋制到與其相關的附屬產品，其產量和銷量均處于領先位置。盡管如此，中國鋼鐵仍然存在著大而不強、強而不精的問題和隱患。尤其是在某些特殊鋼種領域，產品質量問題一直是人們關注和研究的焦點。

在快速、高產的軋鋼過程中，裂紋是較為常見的帶鋼缺陷之一，也會因其大小、深淺差異對產品表面質量、綜合力學性能及后期產品使用造成不同程度的影響。通常情況下，我們所說的裂紋多指鋼材表面橫裂、縱裂等常見性缺陷，而本文主要研究了我公司生產的低合金高強度鋼和耐候鋼，對熱軋產品生產及加工過程中出現的表面形態類似的起皮裂紋進行了深入而系統的分析，在檢驗的同時查找有關證據，結合現場生產、工藝情況，確定缺陷產生的原因及環節，進而提出了可行性的預防和改進措施。

1 缺陷分析

1.1 案例一缺陷的特征分析及成因追溯

熱軋廠生產的Q390D、Q355C、Q355D等系列低合金高強度鋼在軋制、開卷檢驗和后續加工過程均發現“起皮線”狀裂紋，裂紋長度各不相同，上下板面均有分布：

成品帶鋼Q390D，規格6*980mm，在開卷檢驗時發現裂紋沿軋制方向密集分布于帶鋼板面，宏觀上看缺陷呈長短不一的線狀，仔細觀察在線狀裂紋尾部有小的翹皮存在，翹皮處伴有大小不等的黑色印記。如此大量的線狀缺陷，首先讓筆者想到可能是由于軋輥粗糙度大等原因導致的板面大面積劃傷，可考慮到其分布無規律性，且存在起皮和黑印，故決定做進一步的探索和研究。首先，我們在多條缺陷的線狀裂紋處和尾部翹皮部位分別取橫向試樣進行觀察，發現線狀缺陷部位試樣皮下裂紋深度最深0.15mm，內部有明顯的氧化鐵團和分叉裂紋，總體方向傾斜至表面，尚未形成明顯的表皮翹起；尾部黑印部位試樣裂紋基本平行于表面，深度約0.05mm，內部氧化程度及氧化鐵含量高于裂口處，氧化鐵團形態也相對扁平，已形成了存在較大裂口的表皮，從中間或一側破開。然后，用4%的硝酸酒精溶液侵蝕試樣，觀察組織，缺陷處組織均存在輕微脫碳和晶粒長大現象，而且，后者脫碳和晶粒長大部位相對前者更靠近表面。至此，我們意識到該缺陷可能早期在內部已經優先產生，后隨著軋制進行被逐步壓平、壓近至表面，從而形成起皮現象。而尾部的翹皮、黑印也是在這種情況下由高溫水汽聚集、推進、破裂而成。

成品帶鋼Q355C，規格15.2mm*1125mm，加工制做彎管的過程中在角部外弧及附近同樣發生了“起皮裂”現象，多處取樣觀察，發現其顯微狀態下的部分缺陷形貌與Q390D近乎相同，裂紋最深的約為0.3mm，彎角缺陷處帶鋼表皮在彎應力的作用下從中間或一側呈破開狀，且略微翹起。此外，在試樣內部我們還觀察到了星狀內氧化裂紋，兼有少量二次氧化顆粒，用4%的硝酸酒精溶液侵蝕后組織同樣伴隨脫碳和晶粒長大現象，只脫碳和晶粒長大程度略有不同。這里“內氧化裂紋”和“氧化圓點”的存在是一個重要信號，祝桂合等前輩早在“鋼板表面裂紋及氧化圓點形成條件模擬試驗”的研究中就已說明，只有在具備以下三個條件下才能形成二次氧化圓點：一是材料必須滿足高溫狀態，有文獻認為至少要在900℃以上的半固熔狀態；二是要有氧的氛圍，首先使基體脫碳；三是要經歷較長的時間，時間不能太短，否則只能在鋼表面生成氧化鐵皮，而無法在皮下再生成二次氧化顆粒。這些信號和現象的存在說明缺陷早期已經產生并處于相對閉合狀態，而又因為氧化鐵皮覆蓋、缺陷深度、產品厚度等因素差異，導致部分產品缺陷出廠前不易被發現，最終在彎管過程呈現“微爆皮”現象。由此可基本排除軋制原因。

同時，我們在顯微觀察中還發現試樣表面的裂紋數量遠遠超出宏觀所見，為了證明其在皮下有所隱藏，用比例為1：1的鹽酸水溶液對帶鋼試樣表面進行浸泡、酸洗，隱藏裂紋逐漸顯現，幾乎布滿整個帶鋼板面，并最終呈現出拉長的網格狀，故懷疑此缺陷為鑄坯網裂缺陷。為探求究竟，我們隨即對Q390D熱裝退爐坯進行追蹤檢驗，在其表面進行火焰吹掃，吹掃深度約1mm左右，結果吹掃后的Q390D退爐鑄坯皮下果然有“網裂”存在。未經變形的網狀裂紋分布于鑄坯皮下，與所述的酸洗后帶鋼表面的拉長網格相呼應，事實證明缺陷在軋制前就已經產生，只是在受到軋制應力后變形、拉長，而我們之前宏觀所看到的只是部分表象而已，這種隱匿型缺陷只有在去除掉氧化皮的情況下才能更多的被呈現。

通過上述檢驗分析，已經可以斷定缺陷源于鑄坯，但要從根本上解決此類問題，還需要知道具體的產生原因和主要影響環節，下一步為了確定裂紋產生的時間，我們又結合煉鋼廠技術科對同期生產的Q390D鑄坯做了多次下線吹掃試驗，但吹掃后并未發現明顯的皮下網狀裂紋，只是偶見少量針孔和微裂，說明該網狀裂紋主要成型于鑄坯熱送及加熱過程。

根據一份關于Q355D-1表面裂紋質量問題的通報顯示：2021年4月，煉鋼廠1#鑄機生產的Q355D-1鋼種共17爐128支鑄坯，在軋制5.85*1350mm規格帶鋼時，就檢出67卷類似的表面裂紋二級品。調查煉鋼生產情況時發現，其中11爐氮成分內控超出50ppm，最高達75ppm。而針對客戶反饋的Q355C管裂試樣進行的氮、氧分析結果也顯示：氮含量為0.0069%，超出標準范圍，同系列缺陷產品都或多或少存在不同程度的氮超標現象。缺陷鋼種呈現Q390D、Q355C、D系列嚴重，Q355B系列輕微，其余鋼種無相同缺陷特征，說明問題集中在鋼種上。又Q390D和Q355C/D、Q355B系列為低合金含鋁鋼，故推斷缺陷是由于含鋁鋼本身氮含量偏高，伴隨入爐溫度不合理，導致AlN的析出在晶界引起的熱脆裂紋。

1.2 案例二缺陷的特征分析及成因追溯

2021年1月份我公司在軋制3.12*1140mm含銅耐候鋼SPA-H1時，表面檢測儀顯示板面出現類似案例一的起皮線狀缺陷，線條相對短小，個別尾端仍伴有起皮黑印，不同的是該缺陷主要集中在帶鋼上表面，下表面很少?；谥暗姆治鼋涷?，我們先用1：1的鹽酸水溶液對試樣進行了酸洗檢驗，酸洗后的板面缺陷果然暴露的更加完全，宏觀上呈現出交錯互聯的網絡狀，與案例一相似，接著我們又查看了缺陷卷的成分，結果為：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，各成分均在內控范圍內，氮、氧含量也正常。為了查找原因，截取較嚴重的缺陷部位進行金相顯微觀察，發現試樣表面分布多處裂紋，裂紋深度較淺，約位于皮下0.02mm～0.05mm范圍，方向不定，裂紋存在分叉現象，放大500或1000倍后在裂紋尾部和附近觀察到少量二次氧化顆粒及分散質點，侵蝕后局部組織伴有較明顯脫碳和晶粒長大現象。

對皮下裂紋處進行電鏡（SEM）掃描和能譜分析，結果顯示主要元素和質量分數平均為：Fe69.2%、O15.7%、Cu4.3%、Si5.6%、Mn2.2%、C1.7%、Cr0.7%。不僅發現了Si、Mn、Cr的二次氧化顆粒，還有少量Cu元素的富集相。根據案例一關于“氧化圓點”的論述，缺陷表面是在一定溫度下發生了氧化，形成脫碳，當氧原子繼續透過基體向內部擴散時，Si、Mn、Cr等親氧原子優先被氧化，從而形成分散的二次氧化顆粒及質點，這是一個需要充足時間的緩慢過程。由此可見，該缺陷的產生勢必經歷了長時和高溫的環境條件。通過大量的能譜掃點采集，發現銅的富集現象從裂紋內一直延續至表面，考慮到缺陷的集中性和材質本身的特性，故認定此網狀缺陷是在較長時間的高溫過程中產生的“銅裂”缺陷。針對此問題，我們對軋鋼廠生產工藝進行了回查，結果顯示問題卷的實際在爐時間高出其它正常卷近60min，從而進一步佐證了我們的觀點。

在生產耐候鋼的過程中，此類缺陷后續也有發生，程度較輕時集中在帶鋼頭部100m～160m長度內，邊部和上表面。表檢儀中呈短細線狀零星分布，為了徹底弄清形成該缺陷的影響因素，從根本上減少和避免缺陷的產生，我們對燕鋼集團2021年8月計劃生產過的一批規格為4mm*1440mm的SPA-H“銅裂”事故進行了調查研究，統計了10877303010、108773020……10877303090和10877707010、10877707020等11個鋼卷產品信息，其中前一個計劃共計9卷，客戶反饋使用中發現卷板表面較嚴重重皮、細微裂、制管后R角裂縫起皮等問題，剩余兩卷為另一計劃軋制，表面質量良好。通過查詢工藝信息得知：由于當時高爐休風、煤氣受限、停軋待溫，板坯在爐時間長達350min～360min，從而導致此類缺陷批量產生。另一計劃表面質量良好的兩卷帶鋼其入爐溫度、在爐時間明顯低于前者，入爐溫度平均530℃，在爐時間平均210min。對比兩個計劃，缺陷卷中即使存在入爐溫度相近的卷也受其在爐時間過長影響發生了“銅裂”?？梢姡跔t時間對缺陷的產生有主要而直接的影響。相關文獻表明：“入爐溫度、在爐時間、出爐溫度、減寬量、厚度和銅鎳比均可作為銅裂的影響因素，而且各因素之間客觀存在著相互促進和相互抑制的交互作用。其中在爐時間的影響最為明顯，出爐溫度、厚度和減寬量次之，影響最小的為入爐溫度和銅鎳比”。出爐溫度能直接反應板坯在加熱爐內的加熱情況，在實際生產中，經過一段時間的試驗、摸索，我們發現，板坯的加熱均熱溫度對銅裂缺陷的產生確實也具有十分重要的影響，即使在出爐時間不長的情況下，加熱均熱度過高時，缺陷的發生率也會明顯升高。

2 缺陷產生的原因機理及對策

2.1 案例一低合金高強度鋼缺陷的原因機理及對策

研究表明鋼水熔點（初始凝固溫度）～600℃間有三個脆性溫度區，第一脆性溫度區間為熔點～1200℃；第二脆性溫度區間為1200℃～950℃；950℃～600℃屬第三脆性溫度區，而碳、氮化物析出是第三脆性溫度區脆化的主要原因。如果第三脆性溫度區細分，又由奧氏體+鐵素體（r+a）兩相區高溫域和奧氏體r低溫域兩個脆化區組成，同時脆化機理也會因鋼種不同存在差異，有的只受單一脆化機理影響，有的則受到兩種脆化機理的同時作用影響。有資料顯示，當奧氏體中有鐵素體轉變出現時，AlN在奧氏體+鐵素體（r+a）兩相間的析出速度遠大于在均勻奧氏體中的析出速度，其在750℃～900℃溫度范圍內就擁有最大的析出速度。案例一缺陷存在于Q390D、Q355C/D等系列低合金高強度含鋁鋼中，含有裂紋敏感元素，由于伴隨提產要求，生產節奏較快，當時大多采用熱裝入爐工藝，導致溫度較長時間處于第三脆性溫度區間，AlN在奧氏體晶界不斷析出、聚集，從而引起應力集中，當應力值超過晶粒間的親和力時，就會在晶界產生微孔、小裂紋，后期演變為氣泡狀、網狀等不同形態缺陷，在加熱、軋制、加工過程逐步擴展暴露。

此類鋼在裝入加熱爐時應盡量避開第三脆性溫度區，為此我們特意進行了實驗研究，組織了冷送、熱裝以及溫送的對比實驗。按照澆鑄順序對不同爐號鑄坯分1#、2#、3#三種情況進行軋制試驗：1#鑄坯下線冷卻至室溫后再送上線軋制；2#鑄坯下線冷卻至500℃以下再上線軋制；3#鑄坯不下線直接熱送軋制。最后統計數據，結果1#、2#情況下鑄坯裂紋率明顯低于3#情況，這表明實行冷裝或者緩冷控溫后裝爐對減少缺陷的產生具有十分重要的意義。相對于熱裝，冷裝鑄坯使裂紋得到較好的抑制，而且部分輕微裂紋在更長的加熱過程被燒淺，直至延平；其次，要不斷提高鋼水成分、節奏控制的穩定性。做好保護澆鑄，減少并嚴控冶煉各環節的增氮情況，使氮含量盡量控制在40ppm以下；并進行下線鑄坯吹掃抽查，預先判知排除鑄坯在矯直冷卻過程中是否已經產生了此類缺陷。實際上，鑄坯在澆注后的矯直冷卻過程就開始受到沉淀析出的影響，只是這種第三脆性溫度區的初期影響很難掌控，要時刻關注結晶器和二冷情況，恒定拉速，采用高溫矯直都能有效提高鑄坯質量，還要加大檢查力度，進一步細化表面裂紋的檢查和評判標準。這樣多管齊下，事半功倍。

2.2 案例二耐候鋼缺陷的原因機理及對策

含銅耐候鋼長時間處于高溫含氧氛圍，坯料表面的鐵會先于銅發生氧化反應，致使鐵含量降低，銅含量相對增高，進而形成富銅相。當溫度高于銅的熔點（1083℃）時，富銅相處于熔融狀態，靠近上表面的銅慢慢沿奧氏體晶界分散、聚集、并進一步下滲，晶界間的結合力被消弱、破壞，在皮下形成氣孔、微裂，最終在軋制變形后形成近似案例一的氣泡狀翹皮或網裂缺陷，即“銅脆”現象。靠近下表面熔融的銅則下沉至表面，在除鱗時被去除，這也是該缺陷往往主要集中在上表面而下表面很少的原因。

耐候鋼受鋼種特性影響，表面質量不好控制。銅裂的存在嚴重影響了其外觀和綜合質量，為了有效改善這種情況，可以通過以下途徑來預防和減少缺陷的產生：①有文獻指出，在含銅鋼中適當增加鎳含量，合理調增鎳銅比，使其達到鎳（Ni）：銅（Cu）=1：3～1：2，這樣有助于晶間銅鎳化合物的產生，銅鎳化合物具有超過1200℃的高熔點，對限制富銅相生成有一定作用，不過這種方法成本較高，而且影響相對較小。著眼我公司實際情況，要求鎳含量控制在原有標準上限，同時嚴控銅含量。②結合生產部協調調度，在軋制耐候鋼時確保煤氣供應、使用充足，準確把控在爐時間。當在爐時間過長時，盡量改軋薄規格產品。③結合現場及外部環境，制定出不同條件下的加熱方案，避免由加熱溫度過高、出爐溫度不當等導致的銅裂發生。另外，適當采用高溫快燒法，縮短選擇性氧化溫度區，也可減緩銅富集現象。四、加強質量意識，精細工藝管理，嚴格按照操作規程生產，耐候鋼表面質量重點關注，發現問題及時整改，避免事故擴大化。

3 結語

（1）兩個案例在某種程度上既存在一定共性，又有較大差異：低合金含鋁鋼和耐候鋼表面的“起皮線”狀裂紋均屬于“隱藏性”熱脆裂紋，前者是由于AlN在晶界析出引起，后者是高溫下Cu元素的滲透導致，兩者宏觀形貌相近，但微觀形態、分布位置、皮下延展深度及產生節點卻各不相同。

（2）通過低倍酸洗、顯微觀察、電鏡掃描可以對缺陷進行系統的檢驗分析，從而有理有據的確定產生缺陷的環節、具體原因，并結合生產實際，采取嚴格控制鋼水成分及生產節奏，穩定生產條件、優化工藝操作等方法針對性的解決問題，從而真正實現有效控制，減少缺陷的發生，提升產品外觀及綜合質量。