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CN116837275A - 一种采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢及其制造方法 - Google Patents

一种采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢及其制造方法 Download PDF

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CN116837275A
CN116837275A CN202210297398.4A CN202210297398A CN116837275A CN 116837275 A CN116837275 A CN 116837275A CN 202210297398 A CN202210297398 A CN 202210297398A CN 116837275 A CN116837275 A CN 116837275A
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岳世斌
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Baoshan Iron and Steel Co Ltd
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Abstract

一种采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢及其制造方法，其成分质量百分比为：C 0.33～0.38％，Mn 0.40～0.60％，Si 0.80～1.25％，Cr4.75～5.25％，Mo 1.10～1.20％，V 0.30～0.40％，Nb 0.035～0.06％，Ti0.012～0.020％，H≤2.0ppm，其余为Fe和其它不可避免的杂质。本发明通过Nb‑Ti微合金化及较低H含量设计，结合高温加热和长时保温，有效保证了轧制过程中变形量不落入临界变形量的范围内，避免出现局部再结晶不充分，导致局部异常粗大组织的形成，避免形成低塑韧性组织，从而降低残余拉应力下的开裂倾向和氢致延迟裂纹的开裂倾向，同时，使得轧制和退火间隔时间大大延长，从原来的24h延长至72h，大幅度降低轧后等待退火过程中的开裂比例，提高成材率，有利于节约成本、降低能耗、提高效率。

Description

一种采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢及其制造 方法
技术领域
本发明涉及芯棒钢制造技术领域，具体涉及一种采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢及其制造方法。
背景技术
芯棒需要在高温受力条件下循环使用，因此需要添加较多提高热强性、改善抗热机械疲劳性能的合金元素，例如Cr、Mo、V、Si等元素。合金元素添加较多，使得其在淬火条件下组织以马氏体为主，硬度能够达到55HRC及以上，高硬度的马氏体往往韧性较差，在内部残余应力或外界冲击力的作用下容易诱导裂纹产生并发生裂纹的快速扩展形成宏观大裂纹，导致芯棒钢的报废，造成较大的经济损失。这使得芯棒用钢高温冷却后，即使在空冷条件下也能形成以马氏体为主的相变组织，可视为空淬钢，因此开裂倾向比较大，生产中易于出现大比例开裂的问题。
中国专利CN1616700A公开了“一种可用于加工连轧管机限动芯棒的钢及其生产工艺”，该材料化学成分重量百分含量为：C 0.30-0.43％、Mn≤0.60％、Si 0.70-1.00％、P≤0.010％、S≤0.007％、Cr 4.50-5.50％、Mo 1.00-1.50％、V 0.7-1.00％、Nb 0-0.25％、Al≤0.015％、Ni 0.10-0.75％、Cu≤0.10％、[O]≤30PPm、[H]≤2PPm，余量为铁。通过成分设计、借助电渣重熔手段、控制渣系选择，减少碳化物带状偏析、避免浇铸过程中的二次氧化，从而改善芯棒钢的冲击性能和冷热疲劳性能。
中国专利CN1840286A公开了“钢管连轧限动芯棒的制造新工艺”，其采用的工艺步骤为锻造/轧制坯料→完全退火→热矫直→粗/半精加工→双频淬火→二次高温回火→砂带磨削→镀铬→脱氢。通过新的工艺流程实现加工难度的降低、生产效率的提升和材料收得率的提高。
中国专利CN102162071A公开了“轧管用限动芯棒钢材料及其制造方法”，其化学成分质量百分比为：C 0.40～0.48％，Si 0.40～0.80％，Mn 0.30～0.60％，P≤0.010％，S≤0.008％，Cr 2.30～3.00％，Mo 2.0～2.5％，V 1.0～1.5％，Ni 0.50～0.80％，Nb 0.04～0.10％，Al 0.015～0.035％，余量为Fe，工艺步骤包括：电弧炉和钢包炉真空精炼、电渣重熔、锻造、退火、调质处理。通过提高芯棒钢材料的高温屈服强度和抗回火软化能力来提高芯棒寿命。通过降低Cr含量、增加Mo和V含量，以促进高温稳定相Mo2C和V4C3的形成，减少高温不稳定相Cr7C3和Cr23C6的形成，从而提高其使用温度；同时加入Nb细化奥氏体晶粒，改善塑韧性；通过回火温度接近于其使用温度，使得使用过程中具有更好的组织稳定性；加入适量的Ni，使其塑韧性进一步改善。
中国专利CN104227350A公开了“一种限动芯棒的制备方法”，其特征为精炼时选用H13钢和Ni钢作为原料，加入0.30～0.40％Ni，实现高强度的同时大幅度提升芯棒冲击韧性。H13钢的成分范围一般为C 0.32～0.45％、Mn 0.20～0.60％、P≤0.030％、S≤0.030％、Si 0.80～1.25％、Cr 4.75～5.50％、V 0.80～1.20％、Mo 1.10～1.75％。
中国专利CN104998905A公开了“合金钢、限动芯棒及其生产方法”钢成分为：C0.27～0.31％、Si 0.60～0.80％、Mn 0.7～0.9％、P≤0.015％、S≤0.005％、Cr 3.50～3.70％、Ni 0.20～0.30％、V 0.40～0.50％、Mo 0.50～0.58％、Al≤0.025％，其余为Fe和杂质元素。
ASTM A681给出了H11钢的成分控制范围，C 0.33～0.43％，Mn 0.20～0.60％，P≤0.030％、S≤0.030％、Si 0.80～1.25％、Cr 4.75～5.50％、V 0.30～0.60％、Mo 1.10～1.60％。
GB/T 1299给出了4Cr5MoSiV钢的成分控制范围，C 0.33～0.43％，Mn 0.20～0.50％,P0.025％、S≤0.010％、Si 0.80～1.20％、Cr 4.75～5.50％、V 0.30～0.60％、Mo1.10～1.60％。对于真空脱气钢，非金属夹杂物按GB/T 10561-2005的A法检验与评级，要求细系A≤2.5级、B≤2.5级、C≤1.5级、D≤2.5级；粗系A≤2.0级、B≤2.0级、C≤1.5级、D≤2.0级。
上述专利或文献提及的芯棒钢均添加了较多的合金，使得其空冷条件下就能得到马氏体为主的组织，高温冷却至室温后表面受到残余拉应力的作用，加之淬火(空淬)马氏体的韧性低，因而开裂倾向较大。
现有的技术多数致力于解决提高芯棒疲劳寿命的技术问题，而对于提高芯棒中间产品的成材率问题关注较少，芯棒钢轧制开裂倾向比较大，导致生产中易于出现大比例开裂的问题目前还没有较好的解决办法。
发明内容
本发明的目的在于提供一种采用连铸大方坯轧制的低开裂比例的芯棒钢及其制造方法，能够有效解决芯棒钢开裂倾向比较大、成材率比较低的问题，有利于节约成本，具有十分良好的推广前景和应用价值。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
钢铁在轧成圆截面钢后的冷却过程中容易因残余应力而发生开裂。由于外表和心部的冷却和相变不同步，会产生残余应力。一般规律为，外表和心部温差引起体积收缩不均匀产生热应力，分布特点为表层压应力，心部拉应力。组织应力则正好相反，相变不同时，导致分布特点为表层拉应力，心部压应力。心部存在的夹杂、孔洞容易在心部受拉应力时开裂成为宏观裂纹源；表面的缺陷或形成的低塑韧性组织在表面受拉应力时容易萌生裂纹成为宏观裂纹源。通过减少或避免残余拉应力可以起到降低开裂倾向的作用。
产生淬火开裂的原因一般认为有两种：一是拉应力超过材料的断裂强度；二是内应力虽不太高(未超过材料的断裂强度)，但材料存在内部缺陷，如非金属夹杂物、碳化物偏析、粗大第二相或低塑韧性组织等。
本发明通过研究发现，连铸大方坯轧制的芯棒开裂的主要形式是纵向开裂，导致纵向开裂的原因就是表面形成了异常粗大的纵向压扁的晶粒组织，降低了表面局部材料的塑韧性(抵抗开裂的能力)，在常规的冷却过程中芯棒表面受到拉应力主导的残余应力作用，从而诱发表面裂纹，并在应力的作用下裂纹沿着表面的异常粗大纵向压扁的低韧性晶粒快速扩展，由微观裂纹发展成宏观裂纹。因此，本发明重点在于解决研究发现引起连铸大方坯轧制芯棒开裂的相关原因，包括高氢脆敏感性、高表面残余拉应力、表面出现异常粗大低韧性组织。
芯棒是一种钢铁材料，钢铁在热轧过程中会发生再结晶，但发生再结晶的条件与变形温度和变形量相关。一般规律为随着变形温度的下降，达到完全动态再结晶所需的临界变形量增大。钢坯截面上的加热温度即变形温度不均匀时，会导致在相同的变形量条件下，对应不同的完全动态再结晶临界变形量，从而导致制造过程中出现部分材料的变形过程位于临界变形量以内，造成再结晶不充分，形成粗晶或异常粗大晶粒组织，从而降低局部材料的塑性变形协调性和韧性。
因此，本发明在成分设计上，通过添加Nb、Ti元素，且Nb、Ti的成分控制与加热温度匹配控制，促进NbN、TiN的析出，保证在相应的加热温度下，选择合适的Nb、Ti配比，阻碍晶粒长大、提高再结晶温度，使再结晶发生温度提高，避免在1000～1250℃的变形温度范围内出现部分材料的变形过程位于临界变形量以内，从而避免造成再结晶不充分，有效抑制表面异常粗大纵向压扁的低韧性晶粒的形成。
另外，本发明将钢中H含量控制在较低范围，避免表面在制造过程中形成粗大晶粒导致晶界界面H溶度的增大可能，在氢压力和表面残余拉应力作用下，降低表面发生氢致延迟开裂的倾向性。
具体的，本发明所述的采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢，其化学成分质量百分比为：C：0.33～0.38％，Mn：0.40～0.60％，Si：0.80～1.25％，Cr：4.75～5.25％，Mo：1.10～1.20％，V：0.30～0.40％，Nb：0.035～0.06％，Ti：0.012～0.020％，H≤2.0ppm，其余为Fe和其它不可避免的杂质，且需要同时满足：Nb≥10[4.1-8500/(T+273.15)]，Ti≥10[3.32 -8000/(T+273.15)]，其中，T为加热温度。
进一步，所述其它不可避免的杂质包括P≤0.010％、S≤0.005％、As≤0.01％、Sb≤0.01％、Sn≤0.015％、Pb≤0.005％、Bi≤0.005％中的一种或多种。
本发明所述芯棒钢晶粒度≥6级。
本发明所述芯棒钢显微组织中A、B、C、D各类夹杂物的细系级别总数≤3.0级，粗系级别总数≤2.5级；A、B、C、D各类夹杂物细系或粗系的合格级别数≤1.5级。
在本发明所述芯棒钢的成分设计中：
碳(C)：起固溶强化、析出强化和马氏体相变强化作用，含量不应低于0.33％。但是C含量过高，会导致成分偏析和带状组织严重，不利于预防或减轻冷却过程中的淬火开裂的较大倾向问题，且易于与V结合生成VxCy类型脆硬的液析碳化物，降低韧性(抗裂能力)，C含量不应高于0.38％。因此，本发明需要将C含量控制在0.33～0.38％之间。
锰(Mn)：Mn为固溶强化元素，起固溶强化作用，含量不应低于0.40％，含量过高会导致成分偏析和带状组织严重，降低冷热疲劳性能，含量不应高于0.60％。因此，本发明将Mn含量控制在0.40～0.60％之间。
硅(Si)：炼钢过程中的脱氧元素，另外对改善钢的高温抗氧化性能有利。Si还可以起到回火稳定性、提高淬透性的作用，含量不应低于0.80％。但是Si含量过高，对材料的韧性不利。因此，本发明需要将Si含量控制在0.80～1.25％之间。
铬(Cr)：Cr主要是可与C结合在板条界面形成碳化物，产生析出强化作用，并且对抗回火软化、抗高温氧化性能、提高淬透性有利，含量不应低于4.75％。但是Cr含量过高，会导致材料韧性降低。因此，本发明将Cr含量控制在4.75～5.25％之间。
钼(Mo)：Mo的加入起到固溶强化、提高淬透性的作用，并会与C结合形成碳化物Mo2C，产生析出强化作用从而提高强度，含量不应低于1.10％。但是Mo含量过高，会降低C的扩散速率，对高温加热过程中成分均匀化和后续的组织均匀化不利。因此，本发明将Mo含量控制在1.10～1.20％。
钒(V)：V的加入是为了与C结合形成碳化物，产生析出强化，起到改善强度、高温强度、细化晶粒的作用，含量不应低于0.30％。但是V含量过高，会与C易于形成VxCy类型脆硬相液析碳化物从而降低韧性，且含量超过一定程度后，析出强化的有利作用增加不明显，反而起到降低韧性的负作用。因此，本发明将V含量控制在0.30～0.40％。
铌(Nb)：提高轧制过程的再结晶温度，从而避免再结晶不充分，形成局部粗大晶粒而恶化塑韧性，含量不应低于0.035％，但是含量过高容易形成富Nb的夹杂物，对韧性不利，因此含量不应高于0.06％。且根据加热温度的高低，需控制Nb≥10[4.1-8500/(T+273.15)]，促进NbN的析出，保证在相应的加热温度下，阻碍晶粒长大、提高再结晶温度，防止晶粒粗化和异常粗大晶粒的形成。
钛(Ti)：抑制高温加热过程中材料的奥氏体晶粒长大粗化，避免粗大组织在随后的轧制变形过程中容易因变形不协调导致变形不均，形成局部粗大晶粒而恶化塑韧性，含量不应低于0.012％，但是含量过高容易形成粗大的TiN而成为夹杂物，对抗氢脆(抗氢致延迟开裂)能力不利，含量不应高于0.020％。因此，本发明将Ti含量控制在0.012～0.020％。且根据加热温度的高低，需控制Ti≥10[3.32-8000/(T+273.15)]，促进TiN的析出，保证在相应的加热温度下，阻碍晶粒长大、提高再结晶温度，防止晶粒粗化和异常粗大晶粒的形成。
氢(H)：对于高强度钢而言，对氢脆敏感性从大到小的组织顺序依次为马氏体、上贝氏体、下贝氏体、索氏体、珠光体、奥氏体。强度越高，氢脆的敏感性越高，对材质中氢的质量分数的容许上限越低。金属中的氢会发生应力诱导扩散，氢由低应力区向高应力区扩散并聚集，从而造成高应力区的氢脆。初始氢的含量对钢材的抗氢致延迟开裂至关重要，H含量越低，抗氢致延迟开裂的能力越强。初始氢含量越高，后续需要采取连铸坯堆缓冷、轧制成品堆缓冷等措施才能一定程度缓解改善，否则无法有效降低延迟开裂倾向。考虑对最终性能的影响和堆缓冷增加成本和影响生产效率提高，因此，本发明控制H含量不应高于2ppm。
对于高强度钢，应保证材料洁净度要求，钢中P、S、Sn、As等杂质元素易于在晶界偏聚，增加材料的氢脆敏感性。钢中形成弥散析出的第二相强化，氢脆敏感性低，有较高的断裂韧度和抗延迟断裂能力。因此必须控制残余元素的上限。因此，本发明控制残余元素：P≤0.010％、S≤0.005％、As≤0.01％、Sb≤0.01％、Sn≤0.015％、Pb≤0.005％、Bi≤0.005％。
本发明芯棒钢还要求控制夹杂物：A、B、C、D各类夹杂物的细系级别总数≤3.0级；粗系级别总数≤2.5级；A、B、C、D各类夹杂物细系或粗系的合格级别数≤1.5级。夹杂物数量多，尺寸大，增加残余拉应力作用下的开裂倾向和氢致延迟裂纹的开裂倾向，因此需要控制夹杂物的等级。
本发明所述晶粒度≥6级。晶粒度越大，晶粒越细小，晶界面积越大，单位面积下的残余元素含量和H含量越低，可以使氢致延迟裂纹的开裂倾向降低。
本发明还提供了所述的采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢的制造方法，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照所述成分进行冶炼，连铸成横截面面积≥320×425mm规格的大方坯；
2)加热
加热温度T＝1250～1280℃，加热保温时间4～8h；
3)轧制
将大方坯轧制成直径为100～200mm的芯棒圆钢，锻造比≥5；
4)冷却至室温；
5)退火
退火温度为700～780℃，退火时间为3～8h，退火后出炉冷却至室温，轧制和退火间隔时间最长为72h。
本发明在冶炼和铸造过程中，控制大方坯的横截面面积≥320×425mm，以满足生产直径145～182mm大规格芯棒圆钢，并且保证锻造比(压缩比)≥5的要求，锻造比过小时，晶粒粗大，韧性降低，对外表面缺陷敏感，裂纹易于扩展发展成宏观大裂纹，即易于开裂，因此需要控制锻造比≥5。
本发明大方坯加热过程中，由于本发明中加入Nb、Ti后可以避免在1000～1250℃的变形温度范围内出现部分材料的变形过程位于临界变形量以内，从而避免造成再结晶不充分，有效抑制表面异常粗大纵向压扁的低韧性晶粒的形成。将加热温度设定在较高的1250～1280℃之间，Nb、Ti的加入还可以抑制或避免在高温加热过程中晶粒的快速粗化，从而为最终获得细化的晶粒提供好的基础水平，这就使得实施高温、长时加热改善加热均匀性，为不发生晶粒粗化提供了条件，成分的设计保证了工艺的实施和目标组织晶粒度的获得。
当加热温度低于1250℃时，坯料在轧制过程中表面与心部的温差大，且截面各处的温度容易不均匀，导致截面某些位置的变形落入临界变形量的范围，从而出现局部异常粗大组织，增加开裂倾向；而且加热温度低时，整个轧制变形过程中，Nb、Ti全程均起阻碍再结晶的作用，在轧制过程中通过高温阶段的变形细化晶粒的作用减弱，对细化晶粒不利。
当加热温度高于1280℃时，奥氏体晶粒容易长大粗化，不利于后续的细化晶粒改善组织韧性，且加工塑性降低，变形协调性降低，容易导致局部应力应变集中，同样容易出现局部异常粗大组织，增加开裂倾向。加热温度进一步升高时，Nb、Ti无法起到抑制或避免晶粒粗化的作用，因此加热温度不宜大于1280℃。
加热保温时间设定在4～8h之间，当保温时间低于4h时，热扩散还未能及时深入心部并实现均温，截面各处的温度还未达到均匀一致，导致截面某些位置的变形易落入临界变形量的范围，从而局部出现异常粗大组织，增加开裂倾向；当保温时间高于8h时，奥氏体晶粒容易长大粗化，不利于后续的细化晶粒改善组织韧性，且加工塑性降低，变形协调性降低，容易导致局部应力应变集中，同样容易局部出现异常粗大组织，增加开裂倾向。通过加热和轧制过程将晶粒度控制在≥6级，晶粒度越大，晶粒越细小，晶界面积越大，单位面积下的残余元素含量和H含量越低，可以使氢致延迟裂纹的开裂倾向降低。
轧后冷却方式可以选择上冷床空冷或堆垛缓冷，冷却至室温。
本发明退火温度控制为700～780℃，退火温度过高，芯棒强度降低过多，不利于后续使用；退火温度过低，需要匹配更长的热处理时间达到去应力降低强度(硬度)的作用，以保证后续粗车、精车加工。退火时间3～8h，退火时间过长，芯棒强度降低过多，不利于后续使用，且生产成本高昂；退火时间过短，硬度过高，不利于后续粗车、精车加工，对刀具消耗较多增加成本。
在本发明所述的芯棒钢中，通过Nb-Ti微合金化，且Nb、Ti的成分控制与加热温度匹配控制，主要就是促进NbN、TiN的析出，保证在相应的加热温度下，阻碍晶粒长大、提高再结晶温度，防止晶粒粗化和异常粗大晶粒的形成。以及较低H含量设计，结合高温加热和长时保温，有效保证了轧制过程中变形量不落入临界变形量的范围内，避免出现局部再结晶不充分导致局部异常粗大组织的形成，避免形成低塑韧性组织，从而降低了残余拉应力下的开裂倾向和氢致延迟裂纹的开裂倾向。
本发明的有益效果：
本发明经过研究发现，连铸大方坯轧制的芯棒开裂的主要形式是纵向开裂，导致纵向开裂的原因就是表面形成了异常粗大的纵向压扁的晶粒组织，因此，本发明在成分设计上，一方面，通过添加Nb、Ti提高再结晶发生温度，且Nb、Ti的成分控制与加热温度匹配控制，即Nb≥10[4.1-8500/(T+273.15)]、Ti≥10[3.32-8000/(T+273.15)](其中T为加热温度)，促进NbN、TiN的析出，保证在相应的加热温度下，阻碍晶粒长大、提高再结晶温度，避免在加热过程中出现部分材料的变形过程位于临界变形量以内，造成再结晶不充分；另一方面，将钢中H含量控制在较低范围，避免表面在制造过程中形成粗大晶粒导致晶界界面H溶度的增大可能；从而大大降低芯棒发生纵裂和氢致延迟开裂的比例和倾向，同时，使得轧制和退火间隔时间大大延长，从原来的24h延长至72h，大幅度降低轧后等待退火过程中的开裂比例，提高成材率，有利于节约成本。
本发明在芯棒的制造过程中，采用较高的加热温度和较长的加热保温时间，提高坯料的内外温度均匀性，降低坯料的表面和心部的温差差异，避免轧制过程中出现在表面局部高温区发生集中变形的情况，从而避免在局部发生再结晶而形成表面异常粗大纵向压扁的低韧性晶粒。
本发明所述的连铸大方坯轧制的低开裂比例的芯棒钢及其制造方法可以有效应用于芯棒钢的批量化生产，大幅度降低轧后等待退火过程中的开裂比例，同时，延长允许等待退火的时间间隔，将对上、下工序间物料流转等待时间较长的情况下的生产组织安排十分有利，具有良好的推广前景和应用价值。
附图说明
图1为本发明实施例4钢的显微组织照片；
图2为本发明对比例6钢的显微组织照片；
图3为本发明对比例6芯棒轧后的宏观照片。
具体实施方式
下面将根据具体实施例对本发明所述的采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢做出进一步说明，但是具体实施例和相关说明并不构成对于本发明的技术方案的不当限定。
本发明实施例及对比例的成分参见表1，成分中余量为Fe和其它不可避免杂质。本发明实施例和对比例的具体工艺参数见表2。本发明实施例和对比例性能参见表3。
图1所示为本发明实施例4钢的显微组织，从图片上可以看出，本发明实施例钢中未出现异常巨晶组织。
图2所示为本发明对比例6出现的典型异常巨晶组织；图3为本发明对比例6芯棒轧后的照片，从照片上可以看出，芯棒轧后开裂严重。
结合表1、表2和表3可以看出，相较于实施例1-10，对比例1-7中控制安排有未能满足本发明设计要求的化学成分或相关工艺参数。对比例1-7制备的芯棒出现了较大比例的轧后开裂问题。
在对比例1中，由于对比例1的退火间隔等待时间过长，导致发生了8％比例的轧后开裂，说明即使成分还有工艺都满足本发明的要求，轧制后长时间的等待也会导致开裂。
在对比例2中，由于钢中H含量、As、Sb、Sn、Pb、Bi含量过高，以及退火间隔等待时间较长，导致发生了40％比例的轧后开裂。
在对比例3中，由于钢在轧制前加热时间过长，出现了异常巨晶组织，虽然采取了及时退火的措施(退火间隔等待时间仅24h)，仍导致发生了50％比例的轧后开裂。
在对比例4中，由于钢在轧制前加热温度过高，出现了异常巨晶组织，虽然采取了及时退火的措施(退火间隔等待时间仅24h)，仍导致发生了45％比例的轧后开裂。
在对比例5中，由于钢在轧前加热温度过低，出现了异常巨晶组织，虽然采取了及时退火的措施(退火间隔等待时间仅24h)，仍导致发生了43％比例的轧后开裂。
在对比例6中，钢成分中未添加Nb、Ti，出现了异常巨晶组织，虽然采取了及时退火的措施(退火间隔等待时间仅24h)，导致发生了40％比例的轧后开裂。
在对比例7中，钢成分中虽添加了Nb、Ti，但由于没有根据加热温度针对性添加，未满足Nb≥10[4.1-8500/(T+273.15)]、Ti≥10[3.32-8000/(T+273.15)](其中T为加热温度)的成分控制要求，因而出现了异常巨晶组织，虽然采取了及时退火的措施(退火间隔等待时间仅24h)，导致发生了30％比例的轧后开裂。
综上所述，本发明所述的连铸大方坯轧制的低开裂比例的芯棒钢通过合理的化学元素成分设计并配合优化工艺，可以有效避免或降低轧后开裂比例。可以应用于芯棒钢的批量化生产，大幅度降低轧后等待退火过程中的开裂比例，延长允许等待退火的时间间隔，具有良好的推广前景和应用价值。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。
还需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (6)

1.一种采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢，其化学成分质量百分比为：C：0.33～0.38％，Mn：0.40～0.60％，Si：0.80～1.25％，Cr：4.75～5.25％，Mo：1.10～1.20％，V：0.30～0.40％，Nb：0.035～0.06％，Ti：0.012～0.020％，H≤2.0ppm，其余为Fe和其它不可避免的杂质；且需要同时满足：Nb≥10[4.1-8500/(T+273.15)]，Ti≥10[3.32-8000/(T+273.15)]，其中，T为加热温度。
2.如权利要求1所述的采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢，其特征在于，所述其它不可避免的杂质包括P≤0.010％、S≤0.005％、As≤0.01％、Sb≤0.01％、Sn≤0.015％、Pb≤0.005％、Bi≤0.005％中的一种或多种。
3.如权利要求1或2所述的采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢，其特征在于，所述芯棒钢晶粒度≥6级。
4.如权利要求1或2或3所述的采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢，其特征在于，所述芯棒钢显微组织中A、B、C、D各类夹杂物的细系级别总数≤3.0级，粗系级别总数≤2.5级；A、B、C、D各类夹杂物细系或粗系的合格级别数≤1.5级。
5.如权利要求1～4任一项所述的采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照权利要求1或2所述成分进行冶炼，连铸成横截面面积≥320×425mm规格的大方坯；
2)加热
加热温度T＝1250～1280℃，加热保温时间4～8h；
3)轧制
将大方坯轧制成直径为100～200mm的芯棒圆钢，锻造比≥5；
4)冷却至室温；
5)退火
退火温度为700～780℃，退火时间为3～8h，退火后出炉冷却至室温，轧制和退火间隔时间最长为72h。
6.如权利要求5所述的采用连铸大方坯轧制的低开裂倾向的芯棒钢的制造方法，其特征是，步骤4)中，所述冷却方式为冷床空冷或保温坑内堆垛缓冷。
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