合金鋼棒材超快冷工藝研究與實踐

李帥軍

（河鋼宣鋼技術中心， 河北 張家口 075199）

河鋼宣鋼三棒產線是宣鋼提升裝備水平、規劃產品結構、實現第三次跨越的重點工程之一，于2014 年9 月份建成投產。軋線的工藝設計、設備裝備處于國內領先水平。全線共設置18 架達涅利短應力線軋機，采用4-6-4-4 方式布置，全線配有預穿水、穿水冷卻水箱共6 套，主要生產Φ20～Φ70 mm 圓鋼，設計產能70 萬t。公司大力推進產品結構改革，以全面提升競爭力目標，加快高端產品開發，大力提升合金鋼銷量，但隨著產銷量的日益提升，產品質量也亟待改善。三棒產線軋制生產的齒輪鋼以及CrMo 系列圓鋼，由于材質的特點，終軋后自然冷卻速度較快，會產生不良組織，造成成品彎曲度過大，同時硬度也不能滿足國標要求，為解決這一難題，河鋼宣鋼積極開展對標學習，并與河鋼東大產業技術研究院合作，開展合金鋼棒材軋后超快冷工藝的研究和應用，取得了明顯的效果。

1 工藝研究

1.1 超快冷工藝

為保證一般合金鋼鋼種的力學性能和良好的加工性能，要求連鑄坯杜絕夾雜造成硬點，減少偏析；熱軋態交貨的金相組織一般為鐵素體+珠光體，為確保加工性能，盡量控制和降低貝氏體，杜絕馬氏體，同時要求產品控制晶粒度和帶狀組織，防止出現截面組織不均勻造成的局部硬度超標、彎曲度超標以及剪切裂紋問題。

鋼中的合金元素一般會形成固溶體、強化鐵素體和奧氏體組織，或形成化合物強化相；由于合金元素擴散速度較慢，可增加奧氏體的穩定性，對過冷奧氏體轉變的不同階段也會產生不同的影響，一般會使馬氏體轉變溫度下降。

傳統生產中，鋼材在切斷收集后常采用緩冷坑緩冷的方式，以保證鋼材在較緩慢的冷卻速度下完成珠光體相變，避免貝氏體比例過高而引起的硬度不合格和宏觀缺陷；而采用超快冷工藝是將控制軋制和控制冷卻有效結合，與軋后穿水細化晶粒、提高強度不同，超快冷工藝一方面通過加熱制度、壓下制度和軋制速度控制組織，一方面通過終軋溫度、冷卻速度控制相變效果和產品質量，能夠簡化工序、減少能耗，是一種值得廣泛推廣的先進軋制生產工藝。

1.2 軋制工藝和組織轉變

針對公司齒輪鋼、CrMo 鋼目前存在的問題，與河鋼東大技術研究院共同對其生產工藝、產品特性進行系統梳理，發現齒輪鋼、CrMo 鋼因其特殊的使用要求，鋼中Cr、Mn 等合金元素含量較高，軋后組織的相變過程被推遲，而為保證合金元素的充分均勻化擴散，采用較高的加熱溫度，在一定程度上造成了鑄坯晶粒的粗化，加之軋制過程控冷的不足，結果造成形變奧氏體組織粗大[1]，合金鋼珠光體相變過程推遲，在冷床上珠光體相變還沒有完成，組織轉變就進入貝氏體相區，造成硬度過高，由于軋材表面和心部冷卻速率的不同，內外組織差異很大，加劇了棒材表面的組織應力，在冷剪剪切后出現產品彎曲和端部開裂等缺陷[2]。

生產中連鑄坯采用步進式加熱爐加熱，根據鋼種成分合理制定各加熱段溫度和時間，杜絕加熱缺陷的產生，以改善鋼坯內部組織，使偏析和夾雜通過高溫擴散作用得到均勻化，獲得理想終軋溫度。加熱中需勤調燒嘴的火焰強度，以確保鑄坯溫度均勻，而在軋制過程中因上下溫差大造成的鋼坯表面溫度不均不能彌補，易使成品材在冷剪后出現彎曲[3]。生產中勻速出鋼，并使用高壓水除鱗設備去除爐生氧化鐵皮；軋制過程中，及時調整軋件中間料型尺寸和減少冷卻水四處飛濺，嚴格按照軋制程序表執行操作。

粗中軋道次、溫度與變形速率滿足動態再結晶條件，初步細化晶粒；再根據合金鋼過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線，通過精確控制冷卻速度，獲得理想預水冷溫度，而在精軋道次進行未再結晶區軋制，進一步細化晶粒；熱軋后快速穿水冷卻，控制終軋溫度。

通過對精軋前溫度、變形速率和晶粒度的有效控制和精軋后進行超快冷，精軋道次未再結晶區軋制所儲存的自由能驅動力使組織在控制冷卻速率的條件下，迅速發生相變，得到鐵素體+珠光體組織。

1.3 齒輪鋼帶狀組織

齒輪鋼的帶狀組織一般要求不大于3 級，嚴重的帶狀組織不但會使鋼的力學性能出現方向性，還會影響滲碳的均勻性，增加淬火變形程度，使滲碳齒輪尺寸精度變差。枝晶偏析造成的帶狀組織可通過控制連鑄水冷加以抑制和消除；軋制加工中沿金屬的變形方向層狀平行交替分布的鐵素體和珠光體帶狀組織主要由于冷卻速度過慢，造成先共析鐵素體在被拉長的雜質上優先成核。

再結晶形成變形帶中碳化物的沉淀可抑制鐵素體晶粒長大，保證晶體分布的均勻性。所以要合理設置加熱溫度、加熱時間和開軋溫度，保證碳化物擴散的均勻性，消除坯料偏析，減輕原始帶狀組織的影響[4]。

另一方面則要結合終軋溫度和軋后控冷速率進一步控制返紅溫度，既要防止返紅溫度過高，造成晶粒變大，又要防止軋材表面溫度難以回升，造成冷裂。最終降低鐵素體形成晶核的可能性，使組織轉變符合預期，并且細小均勻。

2 工藝實踐

2.1 加熱制度

實驗材料采用保證淬透性的齒輪鋼20CrMnTiH 及合金結構鋼35CrMoA棒材。制定加熱制度如表1 所示。

表1 兩鋼種加熱制度

通過調整步進速度和步進節奏，合理控制鋼坯在加熱爐不同加熱段的時間。在步進周期35～40 s 的情況下，鋼坯在高溫區間停留時間應保證90～120 min，使鋼坯充分加熱均勻，合金元素充分擴散，降低由于枝晶偏析、中心偏析造成的組織轉變不均勻，從而提高相變的一致性。

加熱后鋼坯的奧氏體晶粒度控制在200 μm 左右，應防止加熱時間過長和溫度過高造成的組織異常長大，一方面為后期軋制的組織細化奠定基礎，另一方面可防止形變奧氏體組織粗大，造成珠光體相變推遲，同時防止上冷床后軋材組織轉變進入貝氏體相區，而無法對硬度異常進行有效控制，使邊、心部出現組織應力，以及在冷剪剪切后出現彎曲度超差缺陷等問題。

2.2 控制軋制和控制冷卻

根據電機功率校核，全線軋機都具有低溫軋制能力。控冷水箱分布在中軋14 號軋機后的1 號、2 號水箱，以及精軋18 號軋機后的3 號、4 號、5 號水箱及冷床前的6 號水箱。Φ32～Φ50 mm 規格碳素鋼生產的軋制規程共采用12 臺軋機，具體為粗軋1 號—4 號，一中軋5 號—10 號，二中軋11 號—12 號；而合金鋼棒超快冷新工藝則改用二中軋11 號、14 號軋機，便于通過1 號、2 號水箱來精確控制終軋溫度；Φ25～Φ30 mm 規格碳素鋼使用16 臺軋機進行產品軋制，由粗中軋1 號—14 號，精軋15 號—16 號改為粗中軋1號—14 號，精軋15 號、18 號軋機，一方面可減少精軋區活套對成品料型的影響，另一方面使用3 號、4 號、5 號水箱可精確控制終軋溫度。

實驗選取Φ25 mm 規格棒材，中軋后溫度控制在950～990 ℃，然后采用1 號、2 號水箱對棒材進行冷卻，1 號水箱采取強冷大溫降，溫降速率控制在60～80 ℃/min；2 號水箱采取弱冷，保證棒材徑向溫度的均勻性，溫降速率控制在10～30 ℃/min。在隨后軋制過程中，提高表面和心部組織細化和遺傳均勻性。通過兩段水冷箱冷卻強度的合理區分，使精軋溫度控制在880～920 ℃，實現低溫精軋。

精軋后使用3 號、4 號水箱，采用強冷的水冷制度，溫降速率控制在160～220 ℃/min，上冷床溫度700～750 ℃，繼續細化形變奧氏體晶粒。

精軋前后應杜絕冷卻水壓不穩和湍流冷卻不均，合理控制各段水箱的水壓、水量、水管開度等參數，在保證冷速的同時，應使表面圓周溫度差在30 ℃以內，并保證徑向溫度均勻。

通過低溫軋制和超快冷工藝，充分細化組織，形變再結晶晶粒尺寸控制在30～40 μm，并使殘余變形量以位錯和形變儲存能的方式保留在奧氏體中，為后期冷床上組織轉變提供驅動力，在奧氏體再結晶區以及未再結晶區使其快速通過鐵素體與奧氏體兩相區，改善帶狀組織，使帶狀組織級別最小達到1.0 級[5]。

倍尺上冷床后，再通過控制冷床步進周期和各圓鋼之間距離來控制整個冷床溫度場的冷卻速率，將步進周期控制在8～15 s，保證合金鋼在冷床上充分發生珠光體相變，減少冷剪定尺后殘余奧氏體發生貝氏體相變，造成組織應力的產生。冷剪剪切定尺時，一方面將殘余奧氏體含量控制在5%～8%，降低后期貝氏體相變組織應力，另一方面保證在320～360 ℃進行冷剪，防止因硬度高造成冷剪定尺后端部裂紋的產生。

3 實驗結果

對實驗前后35CrMoA 金相組織進行了檢測（見圖1），組織為貝氏體+鐵素體+珠光體，實驗樣品貝氏體比例為30%～45%，貝氏體比例較實驗前有較大改善，比例降低20%～30%。

圖1 35CrMoA 實驗前后金相對比（×200）

對20CrMnTiH 實驗前后帶狀組織進行對比（見圖2），實驗前帶狀組織為1.5～2 級，實驗后樣品帶狀組織全部達到1.5 級以下，組織均為鐵素體+珠光體。

圖2 20CrMnTiH 實驗前后帶狀組織對比（×200）

對實驗材料硬度進行檢測，結果均達到了標準或協議的要求，具體如表2 所示。

表2 兩鋼種材料硬度檢測

剪切后的彎曲度（見圖3）得到有效控制，成品彎曲度≤2.5 mm/m，總彎曲度不超過全長的0.25%；端部裂紋（見圖4）基本杜絕。

圖3 實驗前后彎曲度對比

圖4 實驗前后端部裂紋情況對比

4 結語

通過與東大產業技術研究院的研究合作，引進合金棒材超快冷工藝，提高了裝備的利用率，實現了對冷卻出口溫度和返紅溫度的精確控制，根據不同季節不同的廠房溫度場制定了不同規格合金鋼棒材快速冷卻的工藝制度。合金鋼棒材超快冷工藝的成功應用，提高了產線技術研發水平，提升了產線質量穩定性控制能力，對河鋼宣鋼品種結構優化提供了保障，增加了利潤增長點，提高了市場競爭力，因此，該工藝具有很高的應用推廣價值。