曹英杰，劉學(xué)森，李 探

（天津鋼鐵集團(tuán)有限公司，天津300301）

0 引言

中國(guó)是世界上焊接材料第一生產(chǎn)大國(guó)和消費(fèi)大國(guó)，隨著焊接自動(dòng)化水平的不斷提高，氣體保護(hù)焊絲被廣泛應(yīng)用于車輛制造、工程機(jī)械、船舶、石油化工、壓力容器等行業(yè)。CO2氣體保護(hù)焊具有高的生產(chǎn)效率、低耗能、低成本、應(yīng)用范圍廣等特點(diǎn)。其主要使用ER50-6實(shí)芯焊絲，在焊接時(shí)具有良好的電弧穩(wěn)定性和焊接性能[1]。

作為制作實(shí)芯焊絲用的ER50-6盤條，需經(jīng)多道次大變形拉拔，整體變形量可達(dá)97.88%，即要求盤條具有良好的拉拔性能。因此對(duì)母材的力學(xué)性能及金相組織要求較為嚴(yán)格。較低的抗拉強(qiáng)度水平能防止拉絲變形中強(qiáng)度進(jìn)一步增高，降低加工硬化率；同時(shí)應(yīng)避免盤條中存在不宜變形的貝氏體組織及晶粒不均（混晶）等問(wèn)題，防止拉拔斷裂。

1 質(zhì)量問(wèn)題

ER50-6盤條作為常用氣保焊絲的原料，其下游加工工藝為：酸洗→硼化→預(yù)拉拔（5.5 mm→4.8 mm）→粗拉（4.8mm→2.1 mm）→精拉（2.1 mm→0.8 mm）→鍍銅→分卷→打包→入庫(kù)[2]。

ER50-6盤條在拉拔Φ0.8 mm細(xì)絲過(guò)程中存在拉拔斷裂的現(xiàn)象，對(duì)試樣斷口處進(jìn)行金相檢測(cè)分析。在斷裂試樣心部存在不規(guī)則V字形裂紋，該裂紋不斷擴(kuò)展導(dǎo)致斷裂，如圖1（a）所示；縱向鐵素體及珠光體組織隨拉拔變形顯示具有強(qiáng)烈的流變，但之間分布著不規(guī)則的硬相組織難以變形，對(duì)正?；w變形產(chǎn)生阻礙作用，最終兩者結(jié)合處產(chǎn)生裂紋并隨變形量的逐漸增大，裂紋不斷擴(kuò)展直至開(kāi)裂，如圖1（b）所示，該硬相組織為貝氏體組織。

2 軋制關(guān)鍵工藝

2.1 工藝流程

150 mm×150 mm連鑄方坯→蓄熱式加熱爐→高壓水除磷→卡斷剪→粗軋機(jī)組6架→飛剪→中軋機(jī)組6架→預(yù)精軋機(jī)4架→飛剪→精軋機(jī)組10架→水箱→吐絲機(jī)→斯太爾摩風(fēng)冷線控冷→集卷→P/F線運(yùn)輸→精整→檢驗(yàn)→打包→稱重掛牌→成品入庫(kù)。

圖1 斷口處金相組織

2.2 控冷工藝

2.2.1 吐絲溫度

吐絲溫度是控制相變開(kāi)始的關(guān)鍵參數(shù)，其高低對(duì)奧氏體的穩(wěn)定性和盤條的性能有重要影響。隨著吐絲溫度的逐漸降低，奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向會(huì)減小，相變過(guò)程過(guò)冷度也會(huì)減小。在同等冷卻工藝下，吐絲溫度高時(shí)相變點(diǎn)也相應(yīng)上升，而吐絲溫度低時(shí)能獲得細(xì)而多的奧氏體晶粒，有利于相變之后的組織形態(tài)。

ER50-6硅和錳含量較高，其淬透性增加，致使CCT曲線向右下方移動(dòng)，推遲并延長(zhǎng)了組織相變時(shí)間。通過(guò)低吐絲溫度控制，將使細(xì)小的奧氏體晶粒分解轉(zhuǎn)變成較細(xì)的（鐵素體+珠光體）組織，利于避免貝氏體組織的形成。

2.2.2 斯太爾摩風(fēng)冷

斯太爾摩風(fēng)冷線是控制相變的重要設(shè)備，通過(guò)對(duì)輥道速度、風(fēng)機(jī)開(kāi)啟量、保溫蓋開(kāi)閉及風(fēng)門開(kāi)閉等參數(shù)的控制，精準(zhǔn)控制盤條的冷卻曲線，最終得到理想的組織性能。

由于ER50-6要求盤條具有較低的抗拉強(qiáng)度和良好的塑韌性，以及均勻的（鐵素體+珠光體）組織，因此ER50-6盤條在斯太爾摩風(fēng)冷線上采用延遲型冷卻，使其在接近等溫條件先進(jìn)行鐵素體轉(zhuǎn)變。為防止盤條在相變區(qū)間內(nèi)未充分相變而落入集卷桶后快速冷卻，應(yīng)采用低的輥道速度及高效的保溫手段，延長(zhǎng)盤條在相變區(qū)間的停留時(shí)間，避免其快速冷卻或組織轉(zhuǎn)變不充分時(shí)析出貝氏體等異常組織。

2.3 動(dòng)態(tài)CCT曲線

由焊絲用鋼ER50-6的動(dòng)態(tài)CCT曲線[3]（如圖2所示）可知，ER50-6在相變過(guò)程中，當(dāng)冷卻速度大于1℃/s時(shí)，盤條組織中會(huì)產(chǎn)生異常金相組織（貝氏體或馬氏體）；低于該冷速時(shí)，可獲得理想的金相組織（鐵素體+珠光體）。一般鐵素體及珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間在800～600℃，盤條在組織轉(zhuǎn)變控制過(guò)程中應(yīng)延長(zhǎng)該溫度范圍的保溫時(shí)間，保證鐵素體及珠光體的充分轉(zhuǎn)變，實(shí)現(xiàn)組織轉(zhuǎn)變的有效控制。

圖2 ER50-6動(dòng)態(tài)CCT曲線

3 試制方案及分析

3.1 化學(xué)成分

為研究ER50-6熱軋盤條在不同控冷工藝下對(duì)組織與性能的影響，本實(shí)驗(yàn)采用坯料化學(xué)成分如表1所示。

表1 化學(xué)成分/%

3.2 試制工藝

本次試驗(yàn)依據(jù)CCT曲線中鐵素體及珠光體轉(zhuǎn)變溫度，并結(jié)合斯太爾摩風(fēng)冷線的實(shí)際參數(shù)情況，在同一化學(xué)成分，同等加熱及軋制工藝下，設(shè)計(jì)出3種不同吐絲溫度的控冷工藝，進(jìn)行現(xiàn)場(chǎng)試制，如表2所示。

表2 控冷工藝試驗(yàn)參數(shù)

3.3 組織性能檢測(cè)

3.3.1 力學(xué)性能

對(duì)3種不同控冷工藝下的盤條試樣進(jìn)行取樣分析，各工藝力學(xué)性能數(shù)據(jù)如表3所示。

從表3中可以看出，工藝1抗拉強(qiáng)度整體偏低，但散差達(dá)40MPa，存在性能不均的現(xiàn)象；工藝2中抗拉強(qiáng)度適中，散差在15MPa內(nèi)，各項(xiàng)力學(xué)性能良好；工藝3中抗拉強(qiáng)度整體偏高。隨著吐絲溫度的降低，抗拉強(qiáng)度逐漸增高，同時(shí)吐絲溫度較高存在盤條力學(xué)性能散差大的情況。

表3 各工藝力學(xué)性能

3.3.2 金相組織

各工藝試樣金相組織及晶粒度情況如圖3及表4所示。

圖3 各工藝金相組織

從圖3和表4可知，工藝1中金相組織晶粒度級(jí)別為8.0～8.5級(jí)，且存在貝氏體異常組織和混晶組織；工藝2中金相組織均為（鐵素體+珠光體），組織正常，晶粒度級(jí)別為 8.5～9.0級(jí)；工藝 3中金相組織均為（鐵素體+珠光體），組織正常，晶粒度級(jí)別為9.0～9.5 級(jí)。

3.4 試驗(yàn)結(jié)果分析

當(dāng)吐絲溫度為900℃時(shí)，晶粒為等軸鐵素體和少量的珠光體組織，晶粒比較粗大，對(duì)應(yīng)的抗拉強(qiáng)度較低。但由于相變前時(shí)間較長(zhǎng)，斯太爾摩風(fēng)冷線保溫時(shí)間有限，導(dǎo)致部分奧氏體未完全相變時(shí)盤條已移出保溫蓋，冷速過(guò)快盤條心部形成貝氏體組織。同時(shí)保溫過(guò)程中盤條搭接點(diǎn)與非搭接點(diǎn)溫差逐步拉大，導(dǎo)致力學(xué)性能散差較大。

當(dāng)吐絲溫度為850℃時(shí)，相變能夠在保溫蓋中充分進(jìn)行，金相組織較均勻，晶粒度在9級(jí)左右，抗拉強(qiáng)度520 MPa，同時(shí)搭接點(diǎn)與非搭接點(diǎn)溫差相對(duì)較小，抗拉強(qiáng)度散差在15 MPa左右。

當(dāng)吐絲溫度為820℃時(shí)，距鐵素體初始轉(zhuǎn)變溫度相接近，在保溫蓋中組織轉(zhuǎn)變時(shí)間較充分，獲得9.5級(jí)的細(xì)小鐵素體晶粒，但造成力學(xué)性能偏高，不利于盤條后續(xù)的拉拔。

4 結(jié)論

ER50-6盤條相變冷卻速度控制在1℃/s以內(nèi)時(shí)，能夠得到理想的鐵素體和珠光體組織，避免貝氏體的產(chǎn)生，鐵素體及珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間在800～600℃。

隨著吐絲溫度不斷升高，熱軋盤條的抗拉強(qiáng)度不斷降低，晶粒度逐漸減小，且吐絲溫度較高時(shí)抗拉強(qiáng)度散差大，易出現(xiàn)貝氏體及混晶的現(xiàn)象。

表4 各工藝金相組織及晶粒度

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，吐絲溫度為850℃時(shí)，ER50-6盤條具有均勻的鐵素體和珠光體組織，力學(xué)性能適中，盤條能夠獲得理想的組織性能。