黄 雁 陶群南

(芜湖新兴铸管有限责任公司，安徽 芜湖 241000)

目前，高等级建筑、桥梁、铁路等领域对SWRH82B钢线材的需求量越来越大。与此同时，一些潜在的问题也逐渐暴露出来，例如线材在环境温度低于10 ℃的季节放线拉拔时易脆断等[1]。目前有关线材脆断的研究大多为防护，对无表面缺陷线材脆断原因的研究较少[2- 4]。国内某钢厂生产的SWRH82B钢线材在下游客户放线剥皮过程中发生批量脆断，虽然做了大量的表面防护，但线材时效20天后拉拔脆断仍达20次/百t，严重影响了生产效率。

对来自现场的20支长度为300 cm、放线断裂的线材进行了断口分析及组织和力学性能检测。如图1(a)所示，断裂线材的断口无明显缩颈即无明显塑性变形，是典型的脆性断裂。未断裂线材经人工拉断后其断口有明显的缩颈，具有典型的塑性断裂特征，如图1(b)所示。

图1 线材的脆性(a)和韧性(b)断口形貌Fig.1 Macroscopic appearance of brittle (a) and ductile (b) fractures of the wire

分析发现，脆断线材有一定的共同特征：心部均有块状马氏体，抗拉强度较高，断面收缩率偏低。图2为脆断线材的心部组织， 图3为线材的抗拉强度和断面收缩率。邱容容等[5]研究认为，马氏体的一个重要特点是有大量显微裂纹，硬度高且脆，因而心部存在马氏体会增大线材的脆性。在线材拉拔过程中，马氏体的显微裂纹将扩展而导致线材拉拔断裂。李健等[6]研究认为，钢材断面收缩率低表明其残余应力大、塑性差，加工时线材易因变形量大而脆断。本文研究了通过消除线材心部马氏体、减小残余应力以提高断面收缩率从而减少线材的脆断现象。

图2 脆断线材的心部显微组织Fig.2 Microstructure of the brittle fracture wire core

图3 脆断线材的抗拉强度(a)和断面收缩率(b)Fig.3 Tensile strength(a) and reduction of area(b) of the brittle fracture wire

1 试验方案

1.1 试验材料及生产工艺流程

为了尽可能避免化学成分不同对试验结果的影响，试验材料采用同一炉次的钢坯，化学成分(质量分数，%,下同) 为0.80C- 0.22Si- 0.83Mn- 0.22Cr- 0.013P- 0.005S。生产工艺流程主要为180 mm×180 mm连铸坯→步进式加热炉加热→高速轧制→水冷→吐丝→斯太尔摩风冷(115 m)→集卷。

1.2 控冷工艺方案

马跃新等[7]研究认为，形核激活能和生长激活能是马氏体相变机制的核心。根据SWRH82B钢的化学成分，本文研究的线材心部形成马氏体主要有两方面的原因：一是连铸过程中，由于选份结晶，在铸坯凝固末端极易发生C、Mn、Cr等元素的富量，从而改变碳和铁原子的扩散速度和杨氏模量，使过冷奥氏体连续冷却转变曲线右移，马氏体形成区域扩大；二是轧制过程中，当以较快的速度冷却至Ms点时，元素富集区将形成马氏体。

国内某钢厂虽通过优化连铸生产工艺使铸坯中心的元素偏析得到了一定程度的改善，但碳偏析指数最高仍达1.15，因此本文采用了控制轧制风冷工艺以减少线材心部马氏体量。为进一步揭示风机风冷强度对线材组织的影响，制订了控冷工艺方案，在实验室条件下根据YB/T 5127—1993《钢的临界点测定方法(膨胀法)》测定了成分为0.80C- 0.22Si- 0.83Mn- 0.22Cr- 0.013P- 0.005S的SWRH82B钢的连续冷却转变曲线，如图4所示。

图4 SWRH82B钢的CCT图Fig.4 CCT diagram of the SWRH82B steel

从图4可知，以5 ℃/s速率冷却时有少量(体积分数为2%)马氏体形成；随着冷却速度的增大，马氏体量增加；以8 ℃/s速率冷却时，马氏体体积分数为8.53%。原冷却工艺条件下吐丝后的冷却速度为7.04 ℃/s，如图5所示。该厂线材的斯太尔摩线共10段，每段9.2 m，前6段每段各两台风机，后4段没有风机，生产中使用前12台风机，风量为 20.5×104m3/h。研究了风机风量对线材组织和力学性能的影响。原工艺及试验工艺1～3的1～12号风机风量如表1所示。

图5 采用原工艺冷却的线材的温度随冷却时间的变化Fig.5 Temperature versus cooling time for the wire during being cooled by the original procedure

表1 斯太尔摩线控冷试验工艺Table 1 Trial controlled cooling process in the Stelmore line

生产中线材的应力主要包括轧制应力、相变产生的组织应力和温度变化产生的热应力[8- 10]。轧制应力在高温下易消除，且轧制速度和道次变形量基本不变，因此本文主要关注组织应力和热应力。在不影响线材力学性能的情况下适当减小线材相变阶段的风机风量及相变后的冷却速度，可降低线材的组织应力和热应力。在工艺1～3的基础上设计了工艺4，如表1所示。

2 试验结果

测定了工艺1～4对应的冷却曲线，并对线材进行取样分析。由图6(a)可见，工艺1的相变时间较短，不利于珠光体转变；工艺2吐丝后的冷却速度明显降低，但索氏体量较少。工艺3和4的相变时间明显延长，有利于减少线材心部的马氏体量，且工艺4关闭保温罩并降低辊道速度，线材冷却速度进一步降低，如图6(b)所示。

图6 采用工艺1～4处理的SWRH82B钢线材相变过程(a)和相变后(b)的温度随冷却时间的变化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 显微组织

图7为采用4种控冷工艺冷却的线材心部的马氏体和索氏体含量比例。图7表明：调节风冷线风机风量、 控制线材冷却速率可减少线材心部马氏体等组织的形成。采用工艺2～4冷却可消除尺寸大于30 μm的马氏体，且工艺4 明显减少了尺寸15 μm以上马氏体的数量。此外发现，即使采用工艺4，线材吐丝后的冷却速率仍达6.3 ℃/s。曾尝试进一步降低6～12号风机的风量，形成的马氏体量虽然有所减少，但线材的力学性能超出标准要求，因此仅调节斯太尔摩冷却工艺很难彻底消除线材心部的马氏体，需从连铸工序开始控制。

图7 采用工艺1～4处理的线材心部马氏体及索氏体含量比例的统计结果Fig.7 Statistical proportion of martensite and sorbite content in the core of wire cooled by procedures 1 to 4

2.2 力学性能

图8为采用4种控冷工艺冷却的线材人工时效后的力学性能。从图8可知，适当降低相变过程中及相变后的冷却强度可较明显地提高线材的断面收缩率。采用工艺2冷却，虽然相变过程中的冷却强度有所降低，但由于相变前风机风量减小，珠光体片层间距增大，索氏体量减少，从而导致线材的抗拉强度和塑性均降低。图9为φ12.5 mm的SWRH82B钢线材冬季的力学性能随自然时效时间的变化，采用4种工艺冷却的线材分别经过10、15、20、25、30和35天自然时效后的力学性能如图9所示。从图9可知，采用工艺4可缩短线材冬季的自然时效时间，时效15天左右其断面收缩率即达40%以上。但相变过程中冷却强度过小会导致珠光体片层间距增大、索氏体量减少，从而降低线材的力学性能。

图8 采用工艺1～4处理的线材人工时效后的断面收缩率(a)和抗拉强度(b)Fig.8 Reduction of area(a) and tensile strength(b) of the wire cooled by procedures 1 to 4 and then artificially aged

图9 冬季SWRH82B钢线材力学性能随自然时效时间的变化Fig.9 Variation of mechanical properties with natural aging time for the SWRH82B steel wire in winter

2.3 优化控冷工艺的效果

采用工艺4生产了1 000 t SWRH82B钢线材，自然时效20天后放线剥皮工序中脆断次数为4.1次/百t。自然时效15天的线材，放线剥皮工序中脆断次数为4.5次/百t。

3 分析与讨论

从上述工艺试验结果可知，不考虑炼钢工序的影响，减少线材心部马氏体量的措施主要是调整斯太尔摩风冷速度。碳化物的析出主要与冷速有关，奥氏体转变前、后冷速的增大均会促进碳化物析出[11]。但由于珠光体片层间距受奥氏体转变前冷速的影响，转变前冷速越大，片层间距越小，索氏体量越多。因此在实际生产中，奥氏体转变前的风机风量必须开到最大，以确保珠光体片层间距控制在0.1～0.3 μm。通常，冷却速率低于5 ℃/s时，线材奥氏体主要转变为珠光体，冷却速率超过5 ℃/s，部分奥氏体转变为马氏体，冷却越快，马氏体越多。因此在保证力学性能的前提下，奥氏体转变过程中及转变后的风机风量必须减小。此外，在环境温度低于10 ℃的季节，还需考虑残余应力的影响。线材残余应力主要为组织应力和热应力。组织应力可通过降低奥氏体转变区冷却速率、提高线材回火温度来控制；热应力可采取在线退火、下线保温及下线密集堆垛等措施来控制。

4 结论

(1)SWRH82B钢线材放线脆断主要是线材心部存在马氏体和较大的残余应力所致。

(2)为减少线材心部的马氏体和降低残余应力，斯太尔摩控冷应遵循奥氏体转变前快速冷却、转变过程中适当缓冷和转变后慢冷的原则。奥氏体转变前快速冷却可有效增加索氏体量，确保线材的力学性能；奥氏体转变过程中及转变后应降低冷却速率，以避免线材心部形成大块马氏体，降低残余应力，提高线材的塑性。

(3)某钢厂斯太尔摩风冷线6～12号风机开口度从100%降低至60%，关闭7A- 10B保温罩，辊道速度速比下降15%，使SWRH82B钢线材的脆断次数从20次/百t降低到了4.5次/百t，且缩短了线材的时效周期。