黃 雁 陶群南

(蕪湖新興鑄管有限責(zé)任公司，安徽 蕪湖 241000)

目前，高等級建筑、橋梁、鐵路等領(lǐng)域?qū)WRH82B鋼線材的需求量越來越大。與此同時，一些潛在的問題也逐漸暴露出來，例如線材在環(huán)境溫度低于10 ℃的季節(jié)放線拉拔時易脆斷等[1]。目前有關(guān)線材脆斷的研究大多為防護(hù)，對無表面缺陷線材脆斷原因的研究較少[2- 4]。國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的SWRH82B鋼線材在下游客戶放線剝皮過程中發(fā)生批量脆斷，雖然做了大量的表面防護(hù)，但線材時效20天后拉拔脆斷仍達(dá)20次/百t，嚴(yán)重影響了生產(chǎn)效率。

對來自現(xiàn)場的20支長度為300 cm、放線斷裂的線材進(jìn)行了斷口分析及組織和力學(xué)性能檢測。如圖1(a)所示，斷裂線材的斷口無明顯縮頸即無明顯塑性變形，是典型的脆性斷裂。未斷裂線材經(jīng)人工拉斷后其斷口有明顯的縮頸，具有典型的塑性斷裂特征，如圖1(b)所示。

圖1 線材的脆性(a)和韌性(b)斷口形貌Fig.1 Macroscopic appearance of brittle (a) and ductile (b) fractures of the wire

分析發(fā)現(xiàn)，脆斷線材有一定的共同特征：心部均有塊狀馬氏體，抗拉強(qiáng)度較高，斷面收縮率偏低。圖2為脆斷線材的心部組織， 圖3為線材的抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率。邱容容等[5]研究認(rèn)為，馬氏體的一個重要特點(diǎn)是有大量顯微裂紋，硬度高且脆，因而心部存在馬氏體會增大線材的脆性。在線材拉拔過程中，馬氏體的顯微裂紋將擴(kuò)展而導(dǎo)致線材拉拔斷裂。李健等[6]研究認(rèn)為，鋼材斷面收縮率低表明其殘余應(yīng)力大、塑性差，加工時線材易因變形量大而脆斷。本文研究了通過消除線材心部馬氏體、減小殘余應(yīng)力以提高斷面收縮率從而減少線材的脆斷現(xiàn)象。

圖2 脆斷線材的心部顯微組織Fig.2 Microstructure of the brittle fracture wire core

圖3 脆斷線材的抗拉強(qiáng)度(a)和斷面收縮率(b)Fig.3 Tensile strength(a) and reduction of area(b) of the brittle fracture wire

1 試驗(yàn)方案

1.1 試驗(yàn)材料及生產(chǎn)工藝流程

為了盡可能避免化學(xué)成分不同對試驗(yàn)結(jié)果的影響，試驗(yàn)材料采用同一爐次的鋼坯，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%,下同) 為0.80C- 0.22Si- 0.83Mn- 0.22Cr- 0.013P- 0.005S。生產(chǎn)工藝流程主要為180 mm×180 mm連鑄坯→步進(jìn)式加熱爐加熱→高速軋制→水冷→吐絲→斯太爾摩風(fēng)冷(115 m)→集卷。

1.2 控冷工藝方案

馬躍新等[7]研究認(rèn)為，形核激活能和生長激活能是馬氏體相變機(jī)制的核心。根據(jù)SWRH82B鋼的化學(xué)成分，本文研究的線材心部形成馬氏體主要有兩方面的原因：一是連鑄過程中，由于選份結(jié)晶，在鑄坯凝固末端極易發(fā)生C、Mn、Cr等元素的富量，從而改變碳和鐵原子的擴(kuò)散速度和楊氏模量，使過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線右移，馬氏體形成區(qū)域擴(kuò)大；二是軋制過程中，當(dāng)以較快的速度冷卻至Ms點(diǎn)時，元素富集區(qū)將形成馬氏體。

國內(nèi)某鋼廠雖通過優(yōu)化連鑄生產(chǎn)工藝使鑄坯中心的元素偏析得到了一定程度的改善，但碳偏析指數(shù)最高仍達(dá)1.15，因此本文采用了控制軋制風(fēng)冷工藝以減少線材心部馬氏體量。為進(jìn)一步揭示風(fēng)機(jī)風(fēng)冷強(qiáng)度對線材組織的影響，制訂了控冷工藝方案，在實(shí)驗(yàn)室條件下根據(jù)YB/T 5127—1993《鋼的臨界點(diǎn)測定方法(膨脹法)》測定了成分為0.80C- 0.22Si- 0.83Mn- 0.22Cr- 0.013P- 0.005S的SWRH82B鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，如圖4所示。

圖4 SWRH82B鋼的CCT圖Fig.4 CCT diagram of the SWRH82B steel

從圖4可知，以5 ℃/s速率冷卻時有少量(體積分?jǐn)?shù)為2%)馬氏體形成；隨著冷卻速度的增大，馬氏體量增加；以8 ℃/s速率冷卻時，馬氏體體積分?jǐn)?shù)為8.53%。原冷卻工藝條件下吐絲后的冷卻速度為7.04 ℃/s，如圖5所示。該廠線材的斯太爾摩線共10段，每段9.2 m，前6段每段各兩臺風(fēng)機(jī)，后4段沒有風(fēng)機(jī)，生產(chǎn)中使用前12臺風(fēng)機(jī)，風(fēng)量為 20.5×104m3/h。研究了風(fēng)機(jī)風(fēng)量對線材組織和力學(xué)性能的影響。原工藝及試驗(yàn)工藝1～3的1～12號風(fēng)機(jī)風(fēng)量如表1所示。

圖5 采用原工藝?yán)鋮s的線材的溫度隨冷卻時間的變化Fig.5 Temperature versus cooling time for the wire during being cooled by the original procedure

表1 斯太爾摩線控冷試驗(yàn)工藝Table 1 Trial controlled cooling process in the Stelmore line

生產(chǎn)中線材的應(yīng)力主要包括軋制應(yīng)力、相變產(chǎn)生的組織應(yīng)力和溫度變化產(chǎn)生的熱應(yīng)力[8- 10]。軋制應(yīng)力在高溫下易消除，且軋制速度和道次變形量基本不變，因此本文主要關(guān)注組織應(yīng)力和熱應(yīng)力。在不影響線材力學(xué)性能的情況下適當(dāng)減小線材相變階段的風(fēng)機(jī)風(fēng)量及相變后的冷卻速度，可降低線材的組織應(yīng)力和熱應(yīng)力。在工藝1～3的基礎(chǔ)上設(shè)計(jì)了工藝4，如表1所示。

2 試驗(yàn)結(jié)果

測定了工藝1～4對應(yīng)的冷卻曲線，并對線材進(jìn)行取樣分析。由圖6(a)可見，工藝1的相變時間較短，不利于珠光體轉(zhuǎn)變；工藝2吐絲后的冷卻速度明顯降低，但索氏體量較少。工藝3和4的相變時間明顯延長，有利于減少線材心部的馬氏體量，且工藝4關(guān)閉保溫罩并降低輥道速度，線材冷卻速度進(jìn)一步降低，如圖6(b)所示。

圖6 采用工藝1～4處理的SWRH82B鋼線材相變過程(a)和相變后(b)的溫度隨冷卻時間的變化Fig.6 Temperature versus cooling time during(a) and after(b) phase transformation for the SWRH82B steel wire cooled by procedures 1 to 4

2.1 顯微組織

圖7為采用4種控冷工藝?yán)鋮s的線材心部的馬氏體和索氏體含量比例。圖7表明：調(diào)節(jié)風(fēng)冷線風(fēng)機(jī)風(fēng)量、 控制線材冷卻速率可減少線材心部馬氏體等組織的形成。采用工藝2～4冷卻可消除尺寸大于30 μm的馬氏體，且工藝4 明顯減少了尺寸15 μm以上馬氏體的數(shù)量。此外發(fā)現(xiàn)，即使采用工藝4，線材吐絲后的冷卻速率仍達(dá)6.3 ℃/s。曾嘗試進(jìn)一步降低6～12號風(fēng)機(jī)的風(fēng)量，形成的馬氏體量雖然有所減少，但線材的力學(xué)性能超出標(biāo)準(zhǔn)要求，因此僅調(diào)節(jié)斯太爾摩冷卻工藝很難徹底消除線材心部的馬氏體，需從連鑄工序開始控制。

圖7 采用工藝1～4處理的線材心部馬氏體及索氏體含量比例的統(tǒng)計(jì)結(jié)果Fig.7 Statistical proportion of martensite and sorbite content in the core of wire cooled by procedures 1 to 4

2.2 力學(xué)性能

圖8為采用4種控冷工藝?yán)鋮s的線材人工時效后的力學(xué)性能。從圖8可知，適當(dāng)降低相變過程中及相變后的冷卻強(qiáng)度可較明顯地提高線材的斷面收縮率。采用工藝2冷卻，雖然相變過程中的冷卻強(qiáng)度有所降低，但由于相變前風(fēng)機(jī)風(fēng)量減小，珠光體片層間距增大，索氏體量減少，從而導(dǎo)致線材的抗拉強(qiáng)度和塑性均降低。圖9為φ12.5 mm的SWRH82B鋼線材冬季的力學(xué)性能隨自然時效時間的變化，采用4種工藝?yán)鋮s的線材分別經(jīng)過10、15、20、25、30和35天自然時效后的力學(xué)性能如圖9所示。從圖9可知，采用工藝4可縮短線材冬季的自然時效時間，時效15天左右其斷面收縮率即達(dá)40%以上。但相變過程中冷卻強(qiáng)度過小會導(dǎo)致珠光體片層間距增大、索氏體量減少，從而降低線材的力學(xué)性能。

圖8 采用工藝1～4處理的線材人工時效后的斷面收縮率(a)和抗拉強(qiáng)度(b)Fig.8 Reduction of area(a) and tensile strength(b) of the wire cooled by procedures 1 to 4 and then artificially aged

圖9 冬季SWRH82B鋼線材力學(xué)性能隨自然時效時間的變化Fig.9 Variation of mechanical properties with natural aging time for the SWRH82B steel wire in winter

2.3 優(yōu)化控冷工藝的效果

采用工藝4生產(chǎn)了1 000 t SWRH82B鋼線材，自然時效20天后放線剝皮工序中脆斷次數(shù)為4.1次/百t。自然時效15天的線材，放線剝皮工序中脆斷次數(shù)為4.5次/百t。

3 分析與討論

從上述工藝試驗(yàn)結(jié)果可知，不考慮煉鋼工序的影響，減少線材心部馬氏體量的措施主要是調(diào)整斯太爾摩風(fēng)冷速度。碳化物的析出主要與冷速有關(guān)，奧氏體轉(zhuǎn)變前、后冷速的增大均會促進(jìn)碳化物析出[11]。但由于珠光體片層間距受奧氏體轉(zhuǎn)變前冷速的影響，轉(zhuǎn)變前冷速越大，片層間距越小，索氏體量越多。因此在實(shí)際生產(chǎn)中，奧氏體轉(zhuǎn)變前的風(fēng)機(jī)風(fēng)量必須開到最大，以確保珠光體片層間距控制在0.1～0.3 μm。通常，冷卻速率低于5 ℃/s時，線材奧氏體主要轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，冷卻速率超過5 ℃/s，部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，冷卻越快，馬氏體越多。因此在保證力學(xué)性能的前提下，奧氏體轉(zhuǎn)變過程中及轉(zhuǎn)變后的風(fēng)機(jī)風(fēng)量必須減小。此外，在環(huán)境溫度低于10 ℃的季節(jié)，還需考慮殘余應(yīng)力的影響。線材殘余應(yīng)力主要為組織應(yīng)力和熱應(yīng)力。組織應(yīng)力可通過降低奧氏體轉(zhuǎn)變區(qū)冷卻速率、提高線材回火溫度來控制；熱應(yīng)力可采取在線退火、下線保溫及下線密集堆垛等措施來控制。

4 結(jié)論

(1)SWRH82B鋼線材放線脆斷主要是線材心部存在馬氏體和較大的殘余應(yīng)力所致。

(2)為減少線材心部的馬氏體和降低殘余應(yīng)力，斯太爾摩控冷應(yīng)遵循奧氏體轉(zhuǎn)變前快速冷卻、轉(zhuǎn)變過程中適當(dāng)緩冷和轉(zhuǎn)變后慢冷的原則。奧氏體轉(zhuǎn)變前快速冷卻可有效增加索氏體量，確保線材的力學(xué)性能；奧氏體轉(zhuǎn)變過程中及轉(zhuǎn)變后應(yīng)降低冷卻速率，以避免線材心部形成大塊馬氏體，降低殘余應(yīng)力，提高線材的塑性。

(3)某鋼廠斯太爾摩風(fēng)冷線6～12號風(fēng)機(jī)開口度從100%降低至60%，關(guān)閉7A- 10B保溫罩，輥道速度速比下降15%，使SWRH82B鋼線材的脆斷次數(shù)從20次/百t降低到了4.5次/百t，且縮短了線材的時效周期。