70和80公斤級高強焊絲用熱軋盤圓生產實踐

李亞彥，賈元海，孫顯東，牛志濤

（河鋼集團有限公司承德分公司棒材事業部，河北 承德 067001）

《中國制造2025》提出，到2025年我國邁入制造強國行列，高品質焊接材料將是重要發展方向。因此，利用和挖掘好V、Ti合金元素特性，應大力開發70和80公斤級等更高級別的高強高品質焊接材料，尤其是含Ti高強焊絲鋼系列。焊接技術在航空航天、船舶、機械、橋梁、建筑等領域被廣泛應用，其中焊絲、焊條起著至關重要的作用。高強焊絲一直是焊絲行業生產中的難點，其合金含量高、冶煉和軋制工藝控制難度大，尤其是含Ti的高強焊絲鑄坯表面質量難于控制，嚴重影響后續焊絲的拉拔工藝和焊接質量。

目前，國內高端的高強焊絲鋼主要還依賴進口，因此，筆者相繼研究生產了70和80公斤級高強焊絲鋼ER70-Ti、ER80-G。高強焊絲鋼因其優良的熔敷性和低飛濺性，滿足高能率化和高效率化的技術要求，與同等級的合金化產品相比，節省了昂貴的鎳、鉬金屬，在成本方面具有明顯優勢。

1 技術要求

設計合理的化學成分、控制恰當的錳硅比及較低的氧、氮含量，是生產合格的合金焊絲用鋼的先決條件。具體成分控制見表1。

表1 成分控制設計 %

2 生產工藝

2.1 工藝路線

鐵水預處理→轉爐→LF爐精煉→方坯澆鑄→高線軋制。

2.2 轉爐工藝

轉爐低氧勢控制技術中鋼水終點碳氧積是衡量鋼中氧勢的重要依據。結合現場實際情況，優化了轉爐底吹強度，由原來0.015～0.038 m3/（min·t）提高到0.03～0.06 m3/（min·t）。優化后碳氧積明顯降低，由w（C）w（O）=0.0033降低到w（C）w（O）＜0.0028，在同樣終點碳含量條件下，氧含量可降低0.01%～0.025%，提高了氧化物夾雜的控制能力。吹煉過程全程吹氬。

2.3 精煉工藝

為了降低鋼中氧含量，在精煉過程中采用喂鋇線強化對鋼水的沉淀脫氧及渣面散加硅鐵粉和碳化硅的混合物擴散脫氧的復合脫氧模式。精煉過程采用變流量吹氬工藝，通過分析計算、收集分析生產數據，根據精煉不同階段的冶金需求，確定精煉過程變流量底吹氬控制模型，同時控制合理軟吹時間，使鋼液和爐渣充分均勻化和反應，鋼中的夾雜物充分上浮并被爐渣吸收。新推廣的焊絲鋼LF爐泡沫化造白渣及控氮的脫氧工藝，白渣成渣時間縮短了4 min，過程氮含量平均降低了6 ppm，效果明顯。精煉白渣保持時間大于20 min，鈦吸收率穩定在55%左右，采用硅酸鈣渣系，可以有效吸附鋼中Al2O3、TiO2夾雜物上浮動，提高鋼水潔凈度。

2.4 軋制工藝

2.4.1 加熱

為使合金元素在加熱過程中充分、均勻的溶入奧氏體，并保證鑄坯在后續軋制過程中的高溫塑性變形，制定加熱制度見表2。

表2 加熱溫度制度

2.4.2 軋制

成品尺寸控制：C級精度、不圓度小于等于0.24 mm、尺寸偏差±0.15 mm。精軋溫度：900℃±20℃。

2.4.3 控冷

以極限的冷卻速度，對焊絲用盤條在相變區進行極其緩慢的冷卻，是焊絲用盤條獲得優異的拉拔性能的關鍵。為使成品盤卷得到目標力學性能及金相組織，根據圖1、圖2所示的各鋼種CCT曲線，制定控冷工藝參數見表3。

圖1 ER80-G CCT曲線

圖2 ER70-Ti CCT曲線

表3 控冷工藝參數

試制期間，產品吐絲后實際冷卻速度見表4。

表4 冷卻速度

由吐絲到進入1#保溫罩出口相變未開始，入罩到出罩冷卻速度：邊部0.32℃/s，中間0.34℃/s；出罩到集卷冷卻速度：邊部0.28℃/s，中間0.51℃/s。根據ER80-G CCT曲線，ER80-G產品正常組織為貝氏體組織，當相變時冷卻速度大于1℃/s時，開始產生馬氏體組織。由上表冷卻速度計算結果，冷卻速度滿足要求。

為使相變前冷卻速度接近理想冷卻速度，實際生產過程中對斯太爾摩冷卻線保溫罩縫隙以及下方風機和隔音房進行了封堵和關閉。

3 實物質量

3.1 成品成分

成品成分見表5。

表5 成品成分表

3.2 力學性能

3.3 金相組織

各鋼種成品盤卷的金相組織見圖3、圖4。

圖3 ER80-G金相組織

圖4 ER70-Ti金相組織

3.4 熔敷金屬性能

從表5看出，鋼的化學成分符合內控要求。從表6看出，鋼的延伸及面縮指標較好，綜合性能達到了預期的目標，能較好地滿足用戶的要求。

表6 成品力學性能

熔敷金屬性能見表7。

表7 熔覆金屬性能

3.5 用戶使用情況

熱軋控冷盤條經用戶使用后，經粗拉、細拉、水箱拉拔，從Φ5.5 mm不經退火可直接拉到Φ1.0 mm，成品絲鍍銅附著性好，焊絲強度和挺度均可滿足用戶的要求。下游客戶使用時，有一批次ER70-Ti發現表面結疤問題，對缺陷樣品進行分析。

3.5.1 檢驗分析

試樣宏觀照片見圖5。

圖5 ER70-Ti缺陷照片

試樣尺寸為2.5 mm，目測樣品表面一側存在V形裂紋，斷裂源位置在裂紋處。對試樣的裂紋處（橫剖、縱剖）進行電鏡、能譜分析。

缺陷位置橫、縱剖宏觀形貌見圖6。

圖6 缺陷位置橫、縱剖宏觀形貌

3.5.2 樣品分析結果1）缺陷位置橫、縱剖形貌見圖7、圖8。

圖7 缺陷位置橫剖形貌

圖8 缺陷位置縱剖形貌

2）電鏡能譜分析：對缺陷位置進行能譜分析，見圖9、圖10。

圖9 位置1能譜分析

圖10 位置2能譜分析

通過對樣品V形裂紋的缺陷位置進行電鏡分析，得出：產品一側產生的V形裂紋是導致斷裂的主要原因；對缺陷位置橫剖、縱剖，裂紋處發現夾雜物缺陷，含有Mg、Ca、Si、Ti、Mn、K、Na、Al、F等元素。通過采取合理控制水口浸入深度，穩定結晶器液面在±3 cm以內。穩定拉速波動在±0.01 m/min以內。嚴格控制連鑄工序的工藝操作后，上述問題得以解決。

4 結論

1）根據擬開發產品的強度等級、使用用途，完成了理想的成分設計，同時制定了詳盡的煉鋼、軋鋼工藝。

2）冶煉工序通過采取一系列的控制手段、優化措施、創新操作，成功降低了鋼中的氣體含量、夾雜物的含量，實現了精準的成分控制和連澆作業，并保證了鑄坯內部及表面質量。

3）軋鋼工序通過對各關鍵工藝點進行了優化、創新，并根據成分設計測定的CCT曲線制定了完備的控冷工藝。使成品尺寸達到了C級精度，產品力學性能、金相組織等各項指標均滿足后續制作焊絲的加工要求。