趙鴻金， 滿士國， 張兵， 張迎暉

(江西理工大學材料科學與工程學院，江西 贛州341000)

0 引 言

高速線材軋機及軋后控制冷卻技術自20世紀60年代中期問世，至今已歷經(jīng)四十多年.隨著軋鋼技術的不斷發(fā)展，我國高速線材的生產(chǎn)能力和技術水平都取得了顯著的進步[1].熱軋是生產(chǎn)線材產(chǎn)品的重要手段.在熱軋過程中，軋件經(jīng)歷了復雜的變形過程與熱傳導過程，其組織性能的形成與演變除與連鑄坯質(zhì)量密切相關外，軋制過程的諸多過程參數(shù)如變形程度、變形速度、接觸摩擦及與外界環(huán)境的對流、傳導與輻射均會對其產(chǎn)生重要影響.

金屬熱成形過程預測顯微組織演變的相關理論，在熱成型和材料科學的交叉領域已受到越來越多的關注，對于機械成型技術的進一步發(fā)展至關重要.德國的R.Kopp教授領導的研究群體通過研究異型鋼材的熱軋過程溫度和變形的變化規(guī)律，建立了相應的組織性能和工藝的參數(shù)模型[2]，并利用該模型準確預報了軋后鋼材的組織性能.在日本，各主要的鋼鐵股份有限公司也相繼展開這項研究，組織性能控制專家系統(tǒng)被更多更完整的建立起來，提高和改善了現(xiàn)有產(chǎn)品的性能，開發(fā)了一系列新產(chǎn)品[3].Sellars等[4]通過廣泛研究鋼鐵材料熱加工過程中的工藝參數(shù)和顯微組織之間的關系，給出了一組經(jīng)驗公式來描述重要的冶金參數(shù)與Zener-Hollomon參數(shù)、時間、溫度和初始晶粒尺寸之間的關系，為建立組織與變形參數(shù)的半經(jīng)驗模型，研究微觀組織的演變規(guī)律奠定了基礎.同時，我國的相關研究人員[5-11]也進行了有關鋼材組織性能控制的研究工作，積累了大量熱變形過程的組織性能與熱軋工藝參數(shù)之間關系的數(shù)據(jù)，對材料化學成分、軋制溫度、變形速率、變形量、冷卻速率和變形時間等單一工藝參數(shù)與組織性能之間的關系進行了研究和總結，但在熱軋線材的組織預測方面還很不足.因此，本文通過有限元軟件對典型線材的軋制過程進行計算機模擬，探索其混晶組織的分布規(guī)律以及工藝參數(shù)對其影響的規(guī)律，研究混晶組織產(chǎn)生的原因，并提出改善混晶組織的措施.

1 實驗方法

某廠ML08Al線材化學成分見表 1.其規(guī)格Φ6.5 mm線材生產(chǎn)工藝過程為：轉爐鋼坯（斷面尺寸160 mm×160 mm）→加熱（溫度1 020℃，時間1 h）→粗軋（6道次，規(guī)格Φ72 mm）→中軋（6道次，規(guī)格Φ33 mm）→預精軋（4道次，規(guī)格Φ21 mm）→水箱預水冷→精軋（8道次，規(guī)格Φ6.5 mm）→水箱水冷→吐絲.預精軋13～16道次軋輥直徑350 mm，機架間距4 000 mm；精軋17～24道次軋輥直徑230 mm，機架間距為800 mm.預水冷段分2段水箱水冷，水箱長度5.9 m，水箱冷卻能力100～150℃/段.經(jīng)現(xiàn)場實測預精軋13道次軋件表面溫度為980℃，速度5.85 m/s.

表1 ML08Al的化學成分/%

本文模擬計算時，軋件模型采用1/4實體建模.軋件進預精軋溫度為980℃均勻分布，軋件與環(huán)境換熱系數(shù)取2 kW/(m2·℃)，精軋過程取3 kW/(m2·℃)，水冷過程軋件與冷卻水換熱系數(shù)取4 kW/(m2·℃)，軋件與軋輥熱交換系數(shù)均取5 kW/(m2·℃)，經(jīng)本課題組研究，上述取值所模擬出的結果表明：在精軋前、精軋結束等位置的溫度與現(xiàn)場實測的線材表面溫度相符.根據(jù)一般經(jīng)驗，摩擦系數(shù)取0.7，功熱轉換系數(shù)取0.95.

2 組織演變的計算模型

前人針對低碳鋼的熱變形過程的臨界應變、動態(tài)再結晶、亞動態(tài)再結晶、靜態(tài)再結晶和晶粒長大數(shù)學模型做出了很多研究，本文組織模擬采用的數(shù)學模型根據(jù)文獻[12-15]得到式（1）～式（8）.模擬過程使用恰當?shù)臄?shù)學模型并結合生產(chǎn)實際工藝參數(shù)，通過計算可以預測出軋制過程產(chǎn)品內(nèi)部的組織狀態(tài).

2.1 臨界應變模型

再結晶臨界變形量εc受溫度、變形速率和初始晶粒尺寸的影響，當變形程度ε＞εc時，認為動態(tài)再結晶可以被引發(fā).臨界應變模型描述為：

式（1）～式（2）中R表示氣體常數(shù)；εp表示動態(tài)再結晶的峰值應變；εc為發(fā)生動態(tài)再結晶的臨界應變；d0為晶粒原始尺寸.

2.2 動態(tài)再結晶模型

一般采用Avrami方程描述金屬材料的動態(tài)再結晶動力學，即：

式（3）～式（4）中Xdrex為動態(tài)再結晶體積分數(shù)；ε0.5為動態(tài)再結晶體積分數(shù)為50%時的應變；drex為動態(tài)再結晶晶粒尺寸.

2.3 靜態(tài)再結晶模型

當ε＜εc時，發(fā)生的再結晶主要是靜態(tài)再結晶，靜態(tài)再結晶模型為：

式（5）～式（6）中Xsrex為靜態(tài)再結晶體積分數(shù)；t0.5為靜態(tài)再結晶體積分數(shù)為50%的時間；dsrex為靜態(tài)再結晶晶粒尺寸.

2.4 亞動態(tài)再結晶模型

亞動態(tài)再結晶模型為：

式（7）～式（8）中Xmdrex為亞動態(tài)再結晶體積分數(shù)；t0.5為亞動態(tài)再結晶體積分數(shù)為50%的時間；dsrex為亞動態(tài)再結晶晶粒尺寸.

3 結果分析

3.1 溫度場分析

圖1 預精軋、預水冷和精軋過程，軋件表面、中部和心部溫度變化曲線

圖1表示軋件預精軋、預水冷和精軋過程中，軋件表面、中部和心部的溫度變化曲線.由圖1可知，預精軋開始階段，軋件中部和心部溫度相差不大.隨著軋制的進行，雖有軋件和軋輥的熱傳導，但由于變形功大部分轉化為熱能，軋件各部分的溫度迅速上升.而軋件在道次間傳遞過程中是單向散熱的，因此軋件溫度曲線呈現(xiàn)下降趨勢.由于高速線材的預精軋過程軋制速度已經(jīng)較快，軋件心部溫度往往還來不及明顯下降就進入下一道次，心部溫度曲線呈現(xiàn)“臺階狀”，中部和表面溫度曲線則呈現(xiàn)“鋸齒狀”，表面溫度變化比較劇烈.隨著軋制的進行軋件斷面尺寸不斷減小，軋件內(nèi)部熱量向外擴散速度加快，軋件心部的溫度上升程度不斷減小.

軋件穿水之后軋件心部的實際溫度為 1 010℃.從圖1中曲線A可以看出軋件經(jīng)過了2個水箱的冷卻，使軋件表面溫度有2次劇烈的下降過程.隨著冷卻的進行，軋件中部的溫度曲線逐漸向表面溫度曲線靠近.軋件心部溫度平緩下降.當軋件離開水箱時，心部的溫度向表面方向傳導溫度繼續(xù)下降，而中部和表面的溫度又開始升高.

精軋過程的溫度曲線變化規(guī)律與預精軋過程相似.精軋過程軋件加強了水冷強度，軋件中部溫度曲線B更靠近表面溫度曲線A，軋件的溫度梯度增大，當軋件出現(xiàn)混晶等異常組織時，軋件斷面溫度的不均勻分布會加劇這一缺陷的嚴重程度.

3.2 變形場分析

軋制過程中軋件同一斷面內(nèi)各部分變形情況不同，為了研究軋制過程中變形場的變化規(guī)律，在軋件同一斷面取不同位置點進行跟蹤，使用這些點跟蹤軋制過程中的不同位置變化情況.取點位置如圖2所示.圖3表示預精軋過程壓下方向和對角線方向的軋件表面、中部和心部等效應變變化情況.

由圖3可知，軋件心部的等效應變不斷增加，壓下方向的表面和中部等效應變交替增加，且從第13道次之后等效應變值一直小于心部.軋件對角線方向的表面、中部和心部3個位置的等效應變幾乎同步增長，13～15道次，表面和中部的等效應變略高于心部的等效應變，隨著道次數(shù)的增加，軋件心部位置等效應變迅速增加，直到第16道次達到最高.

圖2 軋件斷面取點位置

圖3 預精軋過程軋件斷面不同位置等效應變變化曲線

預精軋的變形場模擬結果表明，隨著軋制的進行軋件斷面尺寸越來越小，對角線方向與軋件心部附近的等效應變大于軋件其它部位的等效應變，軋件斷面表層一周的等效應變分布是不均勻的，表層和中部的等效應變在對角線方向比壓下方向更大.

圖4表示精軋過程軋件斷面不同位置的等效應變變化情況.由圖4可知，在整個精軋過程中，軋件心部的等效應變最大.軋件對角線方向和心部的等效應變差距不大.與預精軋不同的是，對角線方向表層和中部的等效應變出現(xiàn)明顯交替增大的現(xiàn)象，對后續(xù)軋件表層組織產(chǎn)生影響.軋件心部溫度和變形條件利于晶粒再結晶細化，而邊部的應變突變和較低的溫度不利于組織均勻化，心部與表層所出現(xiàn)的混晶組織，是由變形條件和溫度條件的綜合作用而產(chǎn)生的.

圖4 精軋17～24道次軋件斷面不同位置等效應變變化曲線

3.3 晶粒組織分析

預精軋過程軋件斷面的平均晶粒尺寸變化情況如圖5所示，預精軋過程中平均晶粒尺寸隨著軋制的進行不斷細化.心部和角部方向的晶粒細化比較明顯，而壓下方向的表層晶粒的細化程度較弱，表層組織分布不均勻.

圖6表示精軋過程斷面不同位置的平均晶粒尺寸變化，與預精軋過程相比，斷面平均晶粒尺寸變化相對較小，由于軋制間隔時間內(nèi)的晶粒長大使得平均晶粒尺寸變化相對比較平緩.角部、對角線和心部的晶粒不斷細化，軋件壓下方向的表層附近晶粒也不斷減小，但晶粒細化程度相對較弱.

軋件心部晶粒不斷細化，軋件表層晶粒尺寸分布是不均勻的.軋件心部由于變形和溫度條件達到再結晶條件，不斷細化.軋件表面溫度較低，變形不均勻，引起軋制過程中晶粒組織不均勻長大，是混晶組織形成的主要原因.

規(guī)格為Φ6.5 mm的ML08Al高速線材在整個預精軋和精軋過程中，軋件心部溫度一直很高，而軋件表面溫度較低，軋件的變形主要集中于軋件心部和對角線方向，這些區(qū)域更有可能達到動態(tài)再結晶的條件使晶粒組織優(yōu)先細化.軋件對角線方向與壓下方向表面晶粒尺寸的差距，造成軋件成品出現(xiàn)混晶組織.

圖5 預精軋4個道次軋件斷面不同位置的平均晶粒尺寸變化曲線

圖6 精軋17～24道次軋件斷面不同位置的平均晶粒尺寸變化曲線

3.4 預水冷強度對混晶組織的影響

軋件在軋制間隙時間內(nèi)發(fā)生靜態(tài)再結晶，預精軋后的預水冷降低了軋件的溫度，使軋件在進行精軋機組前的溫度降低.為了揭示冷卻強度對軋件預水冷過程晶粒長大的影響，對預精軋后的軋件冷卻強度進行調(diào)整，軋件與冷卻水換熱系數(shù)增大為6.調(diào)整后斷面不同部位溫度變化情況如圖7所示.

從2種冷卻方式對比發(fā)現(xiàn)，軋件加大預水冷的冷卻強度以后，軋件心部的溫度下降速度加快，使軋件溫度降到950℃.2種冷卻方式過程中軋件斷面不同位置平均晶粒尺寸變化如圖8所示.

圖7 調(diào)整預水冷強度軋件溫度變化情況

圖8中表面1和中部1表示軋件壓下方向的表面和心部，表面2和中部2表示對角線方向軋件的表面和中部.當預水冷強度加大，軋件溫度迅速降低，晶粒的長大速率減緩.在出預精軋機組時軋件晶粒平均尺寸為23.18 μm，經(jīng)過正常預水冷過程長大至25.61 μm，加大預水冷強度晶粒長大至24.1 μm.現(xiàn)場實際軋制過程中的軋件冷卻溫降較低，晶粒尺寸長大相對較快，當軋件溫度比較高時，有利于靜態(tài)再結晶的發(fā)生，使晶粒長大.降低軋件溫度可以抑制靜態(tài)再結晶的發(fā)生，控制晶粒的長大，提高成品組織的均勻程度.

圖8 不同預水冷過程軋件斷面不同部位晶粒長大情況

4 結 論

對某廠Φ6.5mm規(guī)格的ML08Al線材預精軋、預水冷和精軋過程進行了模擬.模擬了線材預精軋、精軋過程的變形物理場、晶粒組織的演變規(guī)律，結果表明：

1）精軋過程的軋件溫度梯度大于預精軋過程的溫度梯度，精軋過程軋制溫度過高會加重這一現(xiàn)象.

2）軋件心部溫度和變形條件利于晶粒再結晶細化，而邊部的應變突變和較低的溫度不利于組織均勻化，在變形條件和溫度條件的綜合作用下，心部組織與表層組織的差距將會加劇混晶組織的嚴重程度.

3）整個預精軋和精軋過程中，軋件心部溫度一直很高，而軋件表面溫度較低，軋件的變形主要集中在軋件心部和對角線方向，這些區(qū)域更有可能達到動態(tài)再結晶的條件使晶粒組織優(yōu)先細化.

4）加大預水冷強度可以抑制晶粒的長大，提高成品組織的均勻程度.

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