高碳SWRH82B鋼線材脆斷原因及控制

黃 雁 陶群南

(蕪湖新興鑄管有限責任公司，安徽 蕪湖 241000)

目前，高等級建筑、橋梁、鐵路等領域對SWRH82B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]。目前有關線材脆斷的研究大多為防護，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，但線材時效20天后拉拔脆斷仍達20次/百t，嚴重影響了生產(chǎn)效率。

對來自現(xiàn)場的20支長度為300 cm、放線斷裂的線材進行了斷口分析及組織和力學性能檢測。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為線材的抗拉強度和斷面收縮率。邱容容等[5]研究認為，馬氏體的一個重要特點是有大量顯微裂紋，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展而導致線材拉拔斷裂。李健等[6]研究認為，鋼材斷面收縮率低表明其殘余應力大、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 試驗方案

1.1 試驗材料及生產(chǎn)工藝流程

為了盡可能避免化學成分不同對試驗結果的影響，試驗材料采用同一爐次的鋼坯，化學成分(質(zhì)量分數(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→步進式加熱爐加熱→高速軋制→水冷→吐絲→斯太爾摩風冷(115 m)→集卷。

1.2 控冷工藝方案

馬躍新等[7]研究認為，形核激活能和生長激活能是馬氏體相變機制的核心。根據(jù)SWRH82B鋼的化學成分，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散速度和楊氏模量，使過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線右移，馬氏體形成區(qū)域擴大；二是軋制過程中，當以較快的速度冷卻至Ms點時，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1.15，因此本文采用了控制軋制風冷工藝以減少線材心部馬氏體量。為進一步揭示風機風冷強度對線材組織的影響，制訂了控冷工藝方案，在實驗室條件下根據(jù)YB/T 5127—1993《鋼的臨界點測定方法(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(體積分數(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，馬氏體體積分數(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段每段各兩臺風機，后4段沒有風機，生產(chǎn)中使用前12臺風機，風量為 20.5×104m3/h。研究了風機風量對線材組織和力學性能的影響。原工藝及試驗工藝1～3的1～12號風機風量如表1所示。

圖5 采用原工藝冷卻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工藝Table 1 Trial controlled cooling process in the Stelmore line

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

2 試驗結果

測定了工藝1～4對應的冷卻曲線，并對線材進行取樣分析。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關閉保溫罩并降低輥道速度，線材冷卻速度進一步降低，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種控冷工藝冷卻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)風冷線風機風量、 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6.3 ℃/s。曾嘗試進一步降低6～12號風機的風量，形成的馬氏體量雖然有所減少，但線材的力學性能超出標準要求，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)計結果Fig.7 Statistical proportion of martensite and sorbite content in the core of wire cooled by procedures 1 to 4

2.2 力學性能

圖8為采用4種控冷工藝冷卻的線材人工時效后的力學性能。從圖8可知，適當降低相變過程中及相變后的冷卻強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度有所降低，但由于相變前風機風量減小，珠光體片層間距增大，索氏體量減少，從而導致線材的抗拉強度和塑性均降低。圖9為φ12.5 mm的SWRH82B鋼線材冬季的力學性能隨自然時效時間的變化，采用4種工藝冷卻的線材分別經(jīng)過10、15、20、25、30和35天自然時效后的力學性能如圖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40%以上。但相變過程中冷卻強度過小會導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

從上述工藝試驗結果可知，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)整斯太爾摩風冷速度。碳化物的析出主要與冷速有關，奧氏體轉變前、后冷速的增大均會促進碳化物析出[11]。但由于珠光體片層間距受奧氏體轉變前冷速的影響，轉變前冷速越大，片層間距越小，索氏體量越多。因此在實際生產(chǎn)中，奧氏體轉變前的風機風量必須開到最大，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，線材奧氏體主要轉變?yōu)橹楣怏w，冷卻速率超過5 ℃/s，部分奧氏體轉變?yōu)轳R氏體，冷卻越快，馬氏體越多。因此在保證力學性能的前提下，奧氏體轉變過程中及轉變后的風機風量必須減小。此外，在環(huán)境溫度低于10 ℃的季節(jié)，還需考慮殘余應力的影響。線材殘余應力主要為組織應力和熱應力。組織應力可通過降低奧氏體轉變區(qū)冷卻速率、提高線材回火溫度來控制；熱應力可采取在線退火、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力所致。

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

(3)某鋼廠斯太爾摩風冷線6～12號風機開口度從100%降低至60%，關閉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。