蘇紅艷

(鶴壁職業(yè)技術(shù)學(xué)院建筑設(shè)計(jì)與工程學(xué)院，河南 鶴壁 458030)

鍍鋅鋼絲是大型鋼鐵橋梁纜索的核心材料，要求其具備優(yōu)良的強(qiáng)度、扭轉(zhuǎn)性能和耐蝕性[1- 3]。其生產(chǎn)過(guò)程一般為：高碳鋼線材經(jīng)多道次連續(xù)拉拔后得到珠光體鋼絲，然后再進(jìn)行鍍鋅處理。熱鍍鋅處理可以提高冷拔鋼絲的耐蝕性能，但會(huì)嚴(yán)重影響其力學(xué)性能，特別是扭轉(zhuǎn)性能[2]。

冷拔鋼絲熱鍍鋅過(guò)程中組織與性能的變化已有大量研究[4- 10]，組織變化主要為碳原子的擴(kuò)散，包括片層狀滲碳體的溶解和碳原子進(jìn)入鐵素體中并以納米級(jí)碳化物顆粒重新析出，同時(shí)鐵素體中的位錯(cuò)密度大幅度下降。鐵素體中過(guò)飽和碳原子來(lái)源于滲碳體片層的溶解，Languillaume等[7]和Gridnev等[8]分別提出了界面能機(jī)制和碳原子位錯(cuò)交互機(jī)制以解釋變形誘導(dǎo)滲碳體的溶解現(xiàn)象。Tariu等[9]的研究表明：鍍鋅加熱過(guò)程中，冷拔鋼絲中的碳原子擴(kuò)散顯著，鐵素體中碳原子出現(xiàn)局部富集，鐵素體內(nèi)不同區(qū)域碳濃度差超過(guò)1%(原子分?jǐn)?shù))是鋼絲扭轉(zhuǎn)分層的原因。Fang等[10]通過(guò)對(duì)一種冷拔珠光體鋼絲進(jìn)行450 ℃退火處理，指出冷拔鋼絲扭轉(zhuǎn)性能惡化的組織原因是片狀滲碳體溶解球化。因此，深入研究熱鍍鋅過(guò)程中冷拔珠光體鋼絲組織和性能的變化，從而抑制鍍鋅后鋼絲扭轉(zhuǎn)性能下降，對(duì)研發(fā)高強(qiáng)度鍍鋅鋼絲具有重要意義。但目前對(duì)穩(wěn)定和提高鍍鋅鋼絲扭轉(zhuǎn)性能方法的研究匱乏。

本文利用電阻爐對(duì)φ6.9 mm冷拔珠光體鋼絲進(jìn)行450 ℃不同保溫時(shí)間的退火處理以模擬其熱鍍鋅過(guò)程，研究了此過(guò)程中鋼絲的顯微組織和性能的變化，并對(duì)退火后扭轉(zhuǎn)性能較差的鋼絲進(jìn)行預(yù)應(yīng)力試驗(yàn)，確定了其扭轉(zhuǎn)性能惡化的主要原因，以期指導(dǎo)國(guó)產(chǎn)橋索鋼性能的提升。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為武鋼生產(chǎn)的φ14.0 mm熱軋盤(pán)條經(jīng)連續(xù)冷拉拔至φ6.9 mm的鋼絲，其化學(xué)成分如表1所示。拉拔總壓縮率為75.7%(應(yīng)變量ε=1.42)，單道次壓下率最大不超過(guò)19.7%。冷拔鋼絲的抗拉強(qiáng)度和扭轉(zhuǎn)性能分別為2 095 MPa和24次。

表1 珠光體鋼絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) Table 1 Chemical composition of the pearlitic steel wire (mass fraction) %

利用MSRA- 621型電阻爐對(duì)冷拔鋼絲進(jìn)行450 ℃退火處理，保溫時(shí)間分別為0.5、1、2、3、5、15、30、60、120 min。采用CMT5105型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)退火前后的鋼絲進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)。采用CTT1000型扭轉(zhuǎn)試驗(yàn)機(jī)測(cè)量鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能，單向扭轉(zhuǎn)，扭轉(zhuǎn)速度為30 r/min，夾頭間距為210 mm。采用Q60A+型維氏硬度計(jì)測(cè)量鋼絲的截面硬度，每個(gè)試樣測(cè)3個(gè)截面，測(cè)量位置為試樣橫截面幾何圓心的兩條垂直線，測(cè)量點(diǎn)間隔為0.5 mm，每條線測(cè)量13個(gè)有效點(diǎn)。利用FEI Siron- 400型掃描電鏡(SEM)和JEM 2000 EX型透射電鏡(TEM)觀察鋼絲退火后的截面形貌。

對(duì)經(jīng)450 ℃×5 min退火的鋼絲進(jìn)行預(yù)應(yīng)力試驗(yàn)。首先確定鋼絲拉伸斷裂時(shí)的破斷力Fm；然后對(duì)試樣進(jìn)行預(yù)應(yīng)力處理，預(yù)應(yīng)力上限分別為70%Fm、80%Fm、85%Fm、90%Fm和95%Fm，當(dāng)拉應(yīng)力提高至預(yù)應(yīng)力上限時(shí)立刻卸載；最后切除試樣的夾口，再測(cè)試其扭轉(zhuǎn)性能。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 抗拉強(qiáng)度和扭轉(zhuǎn)性能

冷拔鋼絲經(jīng)450 ℃退火后的抗拉強(qiáng)度和扭轉(zhuǎn)性能隨保溫時(shí)間的變化如圖1所示?？梢钥闯?，在退火初期(0～5 min)，鋼絲的抗拉強(qiáng)度基本在2 000 MPa以上，在約3 min時(shí)達(dá)到最大值2 105 MPa，之后大幅度下降。未退火鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能為24次，扭轉(zhuǎn)斷口平齊；隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)，其扭轉(zhuǎn)性能呈先降低后升高的趨勢(shì)，在2～5 min范圍內(nèi)扭轉(zhuǎn)性能降低至5次以下，扭轉(zhuǎn)斷口呈脆性斜劈狀，鋼絲表層出現(xiàn)分層；而后又逐漸回升至12次以上并保持穩(wěn)定，斷口平齊。

圖1 鋼絲抗拉強(qiáng)度和扭轉(zhuǎn)性能隨450 ℃退火時(shí)間的變化Fig.1 Variation of tensile strength and torsion property of steel wires with annealing time at 450 ℃

2.2 顯微硬度

冷拔鋼絲經(jīng)450 ℃退火不同時(shí)間后的顯微硬度如圖2(a)所示?？梢钥闯?，鋼絲橫截面顯微硬度存在一定波動(dòng)，且近似沿第7測(cè)量點(diǎn)對(duì)稱分布。

圖2 450 ℃退火不同時(shí)間后鋼絲的顯微硬度Fig.2 Microhardness of steel wires annealed at 450 ℃ for different times

為定量表征鋼絲橫截面顯微硬度的波動(dòng)，以鋼絲橫截面顯微硬度測(cè)量線上的極大值與極小值的差值作為該測(cè)量線的硬度極差。從圖2(a)可以看出，450 ℃保溫0、5和60 min鋼絲的硬度均值與極差分別為(540、26 HV1)、(546、49 HV1)和(502、25 HV1)，據(jù)此得到鋼絲經(jīng)不同時(shí)間退火后的硬度均值和極差，如圖2(b)所示。

對(duì)比圖1和圖2(b)可發(fā)現(xiàn)，鋼絲的顯微硬度均值與抗拉強(qiáng)度的變化趨勢(shì)一致：隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度均值先小幅度波動(dòng)后劇烈下降，在3～5 min內(nèi)達(dá)到峰值。硬度極差與扭轉(zhuǎn)性能的變化趨勢(shì)相反：隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度極差先增大后減小，在2～5 min內(nèi)達(dá)到最大，與低扭轉(zhuǎn)性能區(qū)域重合。

2.3 顯微組織

未退火和經(jīng)450 ℃×5 min退火的冷拔鋼絲的橫截面SEM形貌如圖3所示。如圖3(a)所示，未退火鋼絲的組織為完整連續(xù)的變形片層狀珠光體。450 ℃×5 min退火鋼絲的組織隨著與表面距離的不同而變化，表層組織先發(fā)生退化；距表面約0.5 mm深處的片層狀珠光體基本退化，片層長(zhǎng)度顯著減小，并且析出了納米級(jí)碳化物顆粒，如圖3(b)中箭頭所示；距表面約1.5 mm深處，珠光體仍保持片層狀結(jié)構(gòu)，但片層的長(zhǎng)- 寬比明顯減小， 部分區(qū)域的片層退化為短桿狀或顆粒狀，如圖3(c)中圓圈所示；距表面約2.5 mm深處，組織仍保持完整連續(xù)的珠光體片層結(jié)構(gòu)，如圖3(d)所示。

圖3 未退火(a)和經(jīng)450 ℃×5 min退火(b～d)的鋼絲的橫截面SEM形貌Fig.3 SEM micrographs of cross section of steel wires un- annealed(a) and annealed at 450 ℃ for 5 min(b～d)

連續(xù)片層狀珠光體是鋼絲獲得高強(qiáng)度和高扭轉(zhuǎn)性的組織保證。退火鋼絲表層組織出現(xiàn)退化，形成的納米級(jí)滲碳體顆粒可起到析出強(qiáng)化作用，但加熱會(huì)加速位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和合并而降低位錯(cuò)密度[6]，因此在雙重作用下鋼絲的強(qiáng)度和硬度出現(xiàn)小幅度波動(dòng)。隨著加熱時(shí)間的延長(zhǎng)，鋼絲組織退化區(qū)域擴(kuò)大，片層狀結(jié)構(gòu)逐漸分解，退化為短桿狀或顆粒狀，導(dǎo)致材料強(qiáng)度和硬度顯著下降。

450 ℃×120 min退火的鋼絲距表面約0.5和2.5 mm處的橫截面SEM形貌分別如圖4(a)和4(b)所示，兩處組織類似，片層狀珠光體顯著退化，片層狀結(jié)構(gòu)基本消失，對(duì)應(yīng)鋼絲的抗拉強(qiáng)度和扭轉(zhuǎn)性能分別為1 797 MPa和13次，相較于冷拔鋼絲，強(qiáng)度下降了約300 MPa，扭轉(zhuǎn)性能降低了11次。

圖4 經(jīng)450 ℃×120 min退火的鋼絲橫截面SEM形貌Fig.4 SEM micrographs of cross section of steel wires annealed at 450 ℃ for 120 min

2.4 預(yù)應(yīng)力試驗(yàn)

經(jīng)450 ℃×5 min退火的冷拔鋼絲的屈服強(qiáng)度Rp0.2和抗拉強(qiáng)度Rm分別為1 877和2 056 MPa，屈強(qiáng)比為0.913，扭轉(zhuǎn)性能為3次，試樣拉伸斷裂時(shí)的破斷力Fm=79.1 kN。該試樣經(jīng)不同上限的預(yù)應(yīng)力處理后的扭轉(zhuǎn)性能如圖5所示。

圖5 預(yù)應(yīng)力處理對(duì)鋼絲扭轉(zhuǎn)性能的影響Fig.5 Effect of prestressing treatment on torsion properties of steel wires

在(70%～90%)Fm預(yù)應(yīng)力作用下，鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能未出現(xiàn)顯著變化，均低于5次，扭轉(zhuǎn)斷口呈斜劈狀；經(jīng)95%Fm拉拔的鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能大幅度提升至18次，扭轉(zhuǎn)斷口平齊。因此預(yù)應(yīng)力處理使鋼絲發(fā)生屈服，大幅度提高了其扭轉(zhuǎn)性能。

經(jīng)80%Fm和95%Fm預(yù)應(yīng)力處理的鋼絲的TEM圖如圖6所示?？梢?jiàn)經(jīng)80%Fm預(yù)應(yīng)力處理的試樣鐵素體中的碳原子對(duì)位錯(cuò)起釘扎作用，如圖6(a)中箭頭所示。95%Fm預(yù)應(yīng)力處理的試樣由于發(fā)生了屈服，組織中原先被碳原子釘扎的位錯(cuò)產(chǎn)生脫釘，可移動(dòng)位錯(cuò)密度大量增加，如圖6(b)所示。此外，退火時(shí)析出的細(xì)小碳化物也能阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。

圖6 鋼絲經(jīng)不同上限預(yù)應(yīng)力處理后的TEM形貌Fig.6 TEM micrographs of steel wires after different upper limit prestressing treatments

3 分析與討論

冷拔鋼絲在連續(xù)拉拔過(guò)程中會(huì)形成大量可移動(dòng)位錯(cuò)，同時(shí)片層狀珠光體得到細(xì)化。冷拔鋼絲熱鍍過(guò)程中的組織變化主要為碳原子的運(yùn)動(dòng)[6,11- 12]，Watté等[11]從能量的角度解釋：位錯(cuò)附近的能量狀態(tài)較間隙處更低，當(dāng)碳原子受熱獲得一定能量后，就越過(guò)能量勢(shì)壘聚集于位錯(cuò)附近對(duì)其產(chǎn)生釘扎作用，可動(dòng)位錯(cuò)密度降低。形變片狀滲碳體經(jīng)加熱后會(huì)發(fā)生部分溶解，形成短桿狀或顆粒狀，而溶解至鐵素體中的碳原子會(huì)以碳化物的形式析出。鐵素體中的碳原子對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生釘扎作用，析出的碳化物顆粒周圍形成位錯(cuò)塞積和纏結(jié)，均有強(qiáng)化效果，扭轉(zhuǎn)性能下降。對(duì)經(jīng)450 ℃×5 min退火的冷拔鋼絲進(jìn)行95%Fm預(yù)應(yīng)力處理后，試樣產(chǎn)生屈服，組織中被釘扎的位錯(cuò)脫釘，柯氏氣團(tuán)消散，位錯(cuò)恢復(fù)到自由狀態(tài)，試樣扭轉(zhuǎn)性能大幅度提高。

冷拔鋼絲加熱后橫截面硬度的波動(dòng)和組織形貌觀察均證明了冷拔鋼絲表層和心部組織存在差異，冷拔鋼絲顯微硬度極差較大的退火時(shí)間范圍(2～5 min)與低扭轉(zhuǎn)性能區(qū)域重合，說(shuō)明表層與心部組織差異是造成鋼絲扭轉(zhuǎn)性能惡化的主要原因。扭轉(zhuǎn)過(guò)程中鋼絲表層組織變形最大，表層和心部的組織差異會(huì)造成鋼絲在扭轉(zhuǎn)過(guò)程中產(chǎn)生應(yīng)力集中，進(jìn)而導(dǎo)致鋼絲發(fā)生扭轉(zhuǎn)分層，斷口呈斜劈狀。冷拔鋼絲表層與心部組織差異的主要原因是在拉拔過(guò)程中表層組織變形量更大，儲(chǔ)存能量更多，位錯(cuò)密度更高；在加熱過(guò)程中表層組織受熱程度更大，組織變化劇烈。

未退火冷拔鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能為24次，經(jīng)450 ℃×5 min退火后下降至3次，再經(jīng)95%Fm預(yù)應(yīng)力處理后又上升至18次。冷拔鋼絲在退火過(guò)程中的組織變化主要為：滲碳體分解后的碳原子溶于鐵素體對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生釘扎和過(guò)飽和碳原子以碳化物形式重新析出。退火后鋼絲在預(yù)應(yīng)力處理過(guò)程中的組織變化主要為：被釘扎位錯(cuò)發(fā)生脫釘恢復(fù)到自由運(yùn)動(dòng)狀態(tài)，但碳化物顆粒仍能阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因此經(jīng)過(guò)預(yù)應(yīng)力處理的鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能得到改善(18次)，但無(wú)法恢復(fù)到冷拔鋼絲狀態(tài)(24次)。因此，鐵素體中碳原子對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用和碳化物的析出均會(huì)惡化鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能，而碳原子對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用是造成鋼絲表層和心部組織差異，進(jìn)而惡化其扭轉(zhuǎn)性能的主要原因。

4 結(jié)論

(1)450 ℃退火時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，冷拔鋼絲的顯微硬度均值與抗拉強(qiáng)度均小幅度波動(dòng)后急劇下降；扭轉(zhuǎn)性能整體上先下降后升高，低扭轉(zhuǎn)性能對(duì)應(yīng)的退火時(shí)間范圍與橫截面顯微硬度極差較大的區(qū)域重合。

(2)冷拔鋼絲450 ℃退火后表層與心部的組織差異是造成其扭轉(zhuǎn)性能惡化的主要原因，該組織差異表現(xiàn)為片狀滲碳體分解后碳原子溶于鐵素體對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生釘扎和碳化物重新析出；導(dǎo)致該組織差異的主要原因是鋼絲拉拔過(guò)程中表層組織變形量更大，儲(chǔ)存能量更多，且加熱過(guò)程中受熱程度更大，組織變化劇烈。

(3)退火鋼絲經(jīng)95%Fm預(yù)應(yīng)力處理后，碳原子對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用消除，大量位錯(cuò)脫釘成自由狀態(tài)，鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能大幅度提升。