磁浮列車軌枕用耐候H型鋼表面龜裂的成因及控制

霍喜偉

（山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司，山東 濟南271104）

1 前 言

中低速磁浮交通是一種新型城市軌道交通工具，與輕軌和地鐵相比，不僅技術上較先進，而且具有噪音小、安全性高、運營維護成本低、爬坡能力強、轉彎半徑小、節能環保等優點。山鋼萊蕪分公司自2006 年開始生產磁浮列車軌枕用H 型鋼，產品成功應用在唐山1.5 km實驗線，株洲1.7 km試驗線及北京S1 示范線，受到各界好評。為了滿足磁浮交通用軌排在不同環境下的應用，2019 年，公司成功開發了耐候軌枕用H 型鋼LGWR345，產品尺寸公差和各項力學性能均達到設計要求。在設計初期，表面質量存在問題，在翼尖和腹板中間部位有不同程度的表面龜裂，針對此問題，進行了成分、金相、能譜等分析，并根據結果制定了解決措施。

2 生產工藝

2.1 生產流程

鐵水預處理→轉爐冶煉→LF 精煉→連鑄機→合格鋼坯→加熱→除鱗→粗軋→切頭→除鱗→精軋→冷卻→矯直→定尺鋸切→檢查→成品。

2.2 產品化學成分及力學性能

以LGWR345 鋼為例，產品熔煉化學成分及實物測量值如表1所示，力學性能要求及實測數據如表2 所示。由表1、表2 可以看出，產品化學成分控制良好，物理性能滿足設計要求。

表1 LGWR345鋼化學成分(質量分數) %

表2 LGWR345鋼物理性能

3 表面龜裂分析

3.1 宏觀形貌特征

在軋材表面有大量肉眼可見的魚鱗狀網紋，直徑為2～10 mm，主要分布在翼尖和腹板中部，其宏觀形貌如圖1所示。

對軋材進行噴丸處理后，龜裂表面出現兩種情況，被鐵砂打掉的部位出現凹坑，而沒有打掉的部位則松散地附著或懸掛在基體表面（如圖2所示），嚴重影響了軋材的表面質量及隨后的涂漆和其他處理。

圖1 軋材表面宏觀形貌

圖2 噴丸后翼緣表面

3.2 微觀形貌特征

對龜裂產品取樣進行金相分析，金相組織正常，但距軋材表面50～200 μm范圍內存在如圖3所示的夾雜物，且全部連通到軋件的表面。

應用Sigma500 電子掃描電鏡對裂紋處夾雜物進行分析，表明裂紋內部夾雜物為氧化鐵，裂紋擴展處有銅存在，且銅含量最高可到25%，銅富集明顯。由此得出，表面龜裂是由銅的富集引起的，為典型的“銅脆”現象［1］。

3.3 “銅脆”的形成機理

Cu 是提高耐大氣腐蝕鋼性能而普遍使用的主要合金元素。Cu 有活化陰極的作用，在鋼種加入一定量的銅可使鋼產生陽極鈍化，減緩大氣的腐蝕作用。另外，鋼中加入Cu，可在鋼的腐蝕層與銅的富積層之間形成緊密的薄氧化銅中間層，形成雙層結構的銹層，緊貼鋼基體的內層，非常致密、完整，附著性強，可減緩腐蝕介質腐蝕鋼板內部。但Cu在鋼中具有富集作用，含銅量＞0.25%的鋼，如在強氧化氣氛中長時間高溫加熱，氧化性氣體與鋼料發生氧化反應，使表層的鐵含量降低，銅含量因而相對增加，直至超過在鐵中的溶解度，就會沿著晶界向鐵基體內部擴散，從而形成網絡狀富銅相。由于鋼料加熱溫度高于銅的熔點（1 083 ℃），富銅相處于熔融狀態，如果軋制時溫度仍高于銅的熔點溫度，就會導致網絡狀富銅相聚集的基體表面開裂，形成“銅脆”裂紋缺陷。

4 “銅脆”的預防措施及效果

結合該公司工藝設備現狀，從“銅脆”的產生機理出發，制定以下措施。

4.1 銅含量

為了保證良好的耐腐蝕性能，銅含量應在0.25%～0.3%［2］，而銅含量高于0.25%就為銅的富集埋下了隱患，因此，應該盡量將銅含量控制在0.25%左右。從試制情況來看，銅含量基本在0.25%～0.3%波動，因此，冶煉成分設計和工藝參數均控制在合理范圍內。

4.2 加熱制度

首先，從擴散動力學考慮，為了降低軋件表面和基體中銅的濃度差，以降低擴散的驅動力，所以將加熱爐內的加熱氣氛設定為還原性氣氛，從而減輕軋件表面的氧化程度，減薄氧化層的厚度，使軋材表面銅的濃度不至高于基體太多，減弱擴散的趨勢，降低擴散速度，進而減輕或消除富銅相的聚集。

其次，加熱溫度要高，速度要快。網絡狀富銅相的出現與銅的擴散速度和析出速度有很大關系，擴散和析出是兩個相反的過程，只有當銅在晶界的析出速度大于向基體的擴散速度時，才會在晶界上出現富銅相。從銅的擴散速度和析出速度隨溫度的變化曲線［1］可以看出（如圖4所示），在1 100 ℃附近，銅在鐵中的擴散速度曲線與析出速度曲線交叉，兩者速度在此溫度相等，＞1 100 ℃后，擴散速度開始大于析出速度。因此，為了防止富銅相的析出，應采取高溫加熱，加熱溫度≥1 100 ℃。同時，從節能、減少氧化燒損和析出時間的角度考慮，在保證出爐鋼溫的前提下盡量減少保溫、待溫時間。根據本次試制結果，結合該公司大H型鋼加熱爐的爐況和BD軋機的軋制能力，將加熱時間設定為2.5～3 h，加熱溫度控制在1 120～1 220 ℃，均熱溫度為1 180～1 200 ℃。

圖4 銅的擴散速度和析出速度隨溫度的變化曲線

最后，綜合考慮，鋼坯采用熱裝入爐能有效地減少加熱時間，減輕氧化程度，使“銅脆”導致的表面龜裂問題得到較大改善。

4.3 軋制制度

由于軋制時呈液態的銅相分布于晶界，破壞了基體的連續性，從而降低高溫下鐵基體的塑性，導致軋材表面的開裂。為了減輕由上述直接原因引起的表面龜裂，應避開1 083 ℃這個臨界溫度點。

4.3.1 BD段軋制

過飽和是溶質析出的基本條件，隨著溫度的降低，銅的溶解度降低，從而導致溶質由于過飽和而析出。溫度越高，溶質的溶解度越高，過飽和度就越低，析出動力越小，因此，析出量和析出速度也越小，晶界富銅相的聚集就越少，“銅脆”引起的表面龜裂也會出現一定程度的減輕。因此，在BD軋制時，在高于臨界溫度點前3個軋制道次，將軋制速度從1.5 m/s提高到2.5 m/s，第3和第4道次間隙待溫30 s，避開臨界溫度點，這樣可在總體軋制節奏基本不變的情況下，降低臨界溫度點對龜裂的影響。

裂紋發生的機率和大小還受到變形量大小的影響，變形量越小，裂紋程度越輕，而且，在1 083 ℃以上的軋制道次，銅相尚處于液態，大的變形量不僅導致裂紋加劇，且產生后難以焊合。在1 083 ℃以下，銅相從液態轉變為固態，此時增大變形量可起到較好的焊合效果，改善表面龜裂狀況。因此，對BD 各道次變形量進行調整，將高于臨界溫度點的前3 道次總變形量由32%減小為20.5%，后面4個道次的變形量由70%增大到80%，對表面龜裂可起到較好的改善效果。

4.3.2 TM段軋制

TM 往復連軋共7 個道次，本鋼種奧氏體再結晶溫度在980 ℃左右，前2 個道次位于再結晶溫度以上，加大變形量對鐵素體形核的促進作用不明顯，在未再結晶區，隨變形量增大，晶粒纖維化和應變能積累能夠顯著促進鐵素體形核，原奧氏體晶界間富集的銅相在變形作用下被拉長、減薄，并在鐵素體相變過程中被分割，能夠產生比再結晶區更好的裂紋焊合效果。在此機理指導下對TM機組各道次變形量進行了重新分配，將前兩個道次的總變形量從41.7%減小到33.2%。

上述措施實施后，產品表面質量得到顯著改善，杜絕了“銅脆”引起的表面龜裂，熱軋材噴丸后表面如圖5所示。

圖5 工藝優化后翼緣表面(噴丸)

5 結 語

通過對“銅脆”形成原因的分析，從經濟合理，工藝順行的角度出發，結合該公司大H型鋼的工藝設備現狀，通過控制銅含量，優化加熱制度和軋制制度，從根本上解決了磁浮列車軌枕用耐候H型鋼的龜裂現象，產品表面質量良好。