蘇紅艷

（鶴壁職業(yè)技術(shù)學(xué)院建筑設(shè)計(jì)與工程學(xué)院,河南 鶴壁 458030）

0 引言

鍍鋅鋼絲是制造橋梁纜索的主要材料，是現(xiàn)代大型橋梁的核心材料，也廣泛應(yīng)用于建筑工程領(lǐng)域。隨著橋梁跨度的增加，對(duì)鍍鋅鋼絲的強(qiáng)度要求也越來(lái)越高[1-3]。目前全球矚目的滬通長(zhǎng)江大橋橋索鋼絲尺寸及強(qiáng)度要求為?6.9 mm-2 000 MPa，是目前世界上最高強(qiáng)度的橋梁纜索，同時(shí)，鍍鋅鋼絲要求具有極優(yōu)的扭轉(zhuǎn)性能（≥12 次）。為提高鋼絲的耐蝕性能，必須對(duì)鋼絲在鋅池中進(jìn)行熱鍍鋅處理[4]，典型的熱鍍鋅工藝為450 ℃ -50 s，熱鍍鋅后鋼絲直徑增加約0.1 mm。冷拔鋼絲經(jīng)熱鍍鋅后出現(xiàn)扭轉(zhuǎn)分層一直是科研人員關(guān)注的重點(diǎn)[3-6]，且鋼絲強(qiáng)度越高，其扭轉(zhuǎn)性能在熱鍍過(guò)程中的惡化趨勢(shì)越大，2 000 MPa 級(jí)冷拔鋼絲熱鍍鋅后的扭轉(zhuǎn)合格率普遍低于20%，研究熱鍍鋅過(guò)程中鋼絲組織和性能的變化從而抑制其扭轉(zhuǎn)性能的惡化，進(jìn)而提高材料的扭轉(zhuǎn)合格率，對(duì)于保證橋梁整體結(jié)構(gòu)安全是非常必要的。

對(duì)鋼絲進(jìn)行退火處理是模擬鋼絲熱鍍鋅過(guò)程中組織和性能變化的一種常用手段。涂益友[7]等人通過(guò)對(duì)鋼絲進(jìn)行不同時(shí)間的退火處理，研究了加熱過(guò)程中鋼絲的組織和性能變化；有人研究了不同退火時(shí)間對(duì)鋼絲扭轉(zhuǎn)過(guò)程中出現(xiàn)分層現(xiàn)象的影響[8]，并對(duì)剪切拉伸雙向應(yīng)力條件下退火溫度對(duì)中碳鋼滲碳體球化的影響也進(jìn)行了研究；王雷[9]等人研究了200 ℃以下低溫回火時(shí)冷拔鋼絲組織及性能的變化。但目前對(duì)冷拔鋼絲在熱鍍鋅過(guò)程中扭轉(zhuǎn)性能惡化的原因尚無(wú)統(tǒng)一定論，對(duì)高強(qiáng)鋼絲扭轉(zhuǎn)性能提高和穩(wěn)定方法的探索相當(dāng)匱乏。

筆者在實(shí)驗(yàn)室中對(duì)鋼絲樣進(jìn)行了不同溫度、不同時(shí)間的鍍鋅加熱模擬，全面研究了加熱過(guò)程中鋼絲的性能及組織變化，分析了冷拉鋼絲熱鍍過(guò)程中扭轉(zhuǎn)性能惡化的原因，并探究了穩(wěn)定并提高鋼絲扭轉(zhuǎn)性能的方法，以期為鋼絲生產(chǎn)提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料選用某鋼廠生產(chǎn)的一種?14.0 mm 熱軋盤條拉拔成的直徑為?6.9 mm 的鋼絲，拉拔整體壓縮率為75.7 %，采用8 個(gè)道次進(jìn)行連續(xù)冷拉拔，最大單道次壓下率不超過(guò)19.7 %，鋼絲主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 試驗(yàn)材料的主要化學(xué)成分Table 1 Main chemical compositions of tested material %

典型熱鍍鋅工藝約為450 ℃ -50 s，由于熱鍍鋅是在鋅液中進(jìn)行的，熱傳導(dǎo)效率顯著高于加熱爐，因此為了全面模擬熱鍍鋅過(guò)程中的組織和性能變化，模擬退火適當(dāng)延長(zhǎng)時(shí)間，分別為0.5、1、2、3、5、15、30、60 和120 min；同時(shí)為了研究退火溫度對(duì)鋼絲組織和性能的影響，選擇退火溫度為420、450 和480 ℃；退火處理均在MSRA-621 高溫加熱爐中進(jìn)行。

退火前后鋼絲材料的抗拉強(qiáng)度在室溫下使用CMT 5105 式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測(cè)試，根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228-2002 進(jìn)行。鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能通過(guò)CTT 500 類型扭轉(zhuǎn)試驗(yàn)機(jī)測(cè)試，扭力測(cè)試按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 10128-1998 進(jìn)行。鋼絲的橫截面顯微硬度測(cè)試通過(guò)Q 60A+型維氏硬度計(jì)，按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 4340.1-2009 進(jìn)行。鋼絲的微觀結(jié)構(gòu)使用掃描電子顯微鏡(SEM，F(xiàn)EI Siron-400)和透射電子顯微鏡(TEM，JEM 2000 EX)進(jìn)行檢測(cè)。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析及討論

2.1 抗拉強(qiáng)度及扭轉(zhuǎn)性能變化

鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能和抗拉強(qiáng)度在420～480 ℃、0～3 min 范圍內(nèi)隨保溫溫度及時(shí)間的變化如圖1所示，從圖1 可以看出：保溫溫度對(duì)鋼絲的抗拉強(qiáng)度及扭轉(zhuǎn)性能影響較小，鋼絲性能變化的關(guān)鍵因素是熱處理時(shí)間。在試驗(yàn)范圍內(nèi)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，冷拔鋼絲的抗拉強(qiáng)度先下降，然后升高，下降幅度約80 MPa，經(jīng)3 min 保溫后可回升至之前水平。在1 min 范圍內(nèi)，鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能可維持在15 次以上，扭轉(zhuǎn)斷口呈平齊狀，鋼絲表面具有均勻的扭轉(zhuǎn)變形痕跡，如圖2（a）所示；隨著保溫時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，熱處理時(shí)間達(dá)1 min 以上時(shí)，鋼絲扭轉(zhuǎn)性能劇烈惡化，斷口呈劈裂狀，扭轉(zhuǎn)表面區(qū)域表面有明顯的分層特征，如圖2（b）所示。

圖1 退火溫度對(duì)材料力學(xué)性能的影響Fig.1 Effect of annealing temperature on the mechanical properties of materials

圖2 扭轉(zhuǎn)斷口宏觀形貌Fig.2 Macroscopic features of torsion fracture

徐忠良[10]測(cè)量了一種光面鋼絲的DSC 曲線，發(fā)現(xiàn)在450 ℃附近出現(xiàn)了一個(gè)明顯的放熱峰，解釋該現(xiàn)象是鋼絲組織在450 ℃時(shí)發(fā)生了變化，而且推測(cè)450 ℃時(shí)的組織變化劇烈惡化了扭轉(zhuǎn)性能。試驗(yàn)結(jié)果顯示，在420～480 ℃范圍內(nèi)保溫時(shí)間超過(guò)1 min 后，鋼絲扭轉(zhuǎn)性能的惡化與溫度不存在強(qiáng)烈的影響關(guān)系。鋅的熔點(diǎn)為419 ℃，過(guò)高的鋅溫會(huì)導(dǎo)致鋅液的劇烈揮發(fā)，污染環(huán)境且造成成本增加，因此通過(guò)調(diào)整鋅液溫度來(lái)改善鋼絲扭轉(zhuǎn)性能不可行。

保持加熱溫度為450 ℃一定，鋼絲的抗拉強(qiáng)度及扭轉(zhuǎn)性能隨保溫時(shí)間的變化如圖3 所示，在3 min 以內(nèi)鋼絲的強(qiáng)度可維持在2 000 MPa 以上；當(dāng)保溫時(shí)間超過(guò)3 min 后，鋼絲的強(qiáng)度出現(xiàn)大幅度降低。鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)出現(xiàn)先降低后升高的趨勢(shì)，在2～5 min 范圍內(nèi)鋼絲的扭轉(zhuǎn)性能惡化至5 次以下，而后又逐漸回升，扭轉(zhuǎn)斷口形態(tài)從劈口狀轉(zhuǎn)變?yōu)槠娇跔睢?/p>

鍍鋅鋼絲要求為抗拉強(qiáng)度≥2 000 MPa，扭轉(zhuǎn)≥12 次。根據(jù)圖3 中鋼絲性能的變化，僅保溫0.5 min 和1 min 后試樣的綜合性能滿足要求，通過(guò)延長(zhǎng)保溫時(shí)間來(lái)達(dá)到強(qiáng)度和扭轉(zhuǎn)性能的匹配是不可能的。在實(shí)際生產(chǎn)中，由于要保證鍍鋅層的厚度，鋼絲的鍍鋅時(shí)間不能降低，這也是制約高強(qiáng)鍍鋅鋼絲質(zhì)量的關(guān)鍵。

圖3 450 ℃不同退火時(shí)間對(duì)鋼絲強(qiáng)度及扭轉(zhuǎn)的影響Fig.3 Effects of different annealing times on strength and torsional ductility of steel wire at 450 ℃

2.2 組織觀察

退火前后試樣心部的典型透射電鏡照片如圖4所示。冷拔鋼絲組織中存在大量的高密度位錯(cuò)，如圖4 中方形區(qū)域所示，其片層珠光體組織中的滲碳體保持連續(xù)平直的片狀結(jié)構(gòu)。經(jīng)過(guò)450 ℃-5 min 退火后，試樣組織中的位錯(cuò)密度降低并形成較穩(wěn)定的亞晶界，如箭頭所示，片層組織沿亞晶界彎曲錯(cuò)開(kāi)，滲碳體平直度下降；隨著退火時(shí)間延長(zhǎng)至15 min，連續(xù)的滲碳體大幅度斷開(kāi)，片層組織退化嚴(yán)重，另形成部分納米級(jí)別的滲碳體顆粒，如環(huán)形區(qū)域所示。

對(duì)各試樣橫截面的非片層狀組織進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖5 所示。可以看出，試樣表層組織的退化程度始終高于心部組織，而且表層與心部組織的退化差異隨退火時(shí)間的延長(zhǎng)出現(xiàn)先增大后降低的趨勢(shì)。

圖5 各試樣橫截面表層及心部組織的非片層組織比例Fig.5 The proportion of non-lamellar structures in surface and matrix structures for the cross sections of each specimen

冷拔珠光體鋼絲經(jīng)450 ℃退火2～5 min 后扭轉(zhuǎn)性能惡化明顯，而該階段鋼絲的強(qiáng)度和硬度仍處于較高水平，結(jié)合前人對(duì)冷拔珠光體鋼絲組織和強(qiáng)度的變化規(guī)律研究[5，11]，可推理出在該階段的顯微組織變化為碳原子擴(kuò)散至鐵素體中的位錯(cuò)附近釘扎位錯(cuò)和片狀珠光體的部分退化，與圖4 一致。

圖4 退火前后試樣的橫截面中心位置的典型TEM 照片F(xiàn)ig.4 Typical TEM photographs of the samples before and after annealing (the cross-sectional center)

2.3 顯微硬度測(cè)量

對(duì)450 ℃不同時(shí)間保溫后鋼絲試樣的橫截面顯微硬度（HV10）進(jìn)行測(cè)量，測(cè)量曲線為通過(guò)鋼絲圓心的兩條垂直線，測(cè)量點(diǎn)間隔為0.5 mm。鋼絲試樣的表層硬度普遍高于心部硬度，對(duì)各試樣的硬度均值、表層和心部的硬度差值進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖6 所示。

從圖6 可以看出，試樣的硬度均值變化趨勢(shì)與強(qiáng)度變化一致：隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣硬度先上升再下降，并在3 min 處達(dá)到頂峰。鋼絲表面及內(nèi)部的顯微硬度差整體上先增大后降低，與鋼絲扭轉(zhuǎn)性能變化趨勢(shì)相反，在2～5 min 范圍內(nèi)，鋼絲的硬度（HV10）差異處于較高水平，在5 min 處達(dá)到最大值49。顯微硬度差說(shuō)明鋼絲的表層組織和心部組織存在差異，表層組織出現(xiàn)了退化，而心部組織尚未變化。隨著保溫時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，鋼絲的心部和表層發(fā)生同樣的球化，強(qiáng)度差異降低。冷拔鋼絲表層與心部組織產(chǎn)生差異的主要原因是拉拔過(guò)程中表層組織變形量更大，其中儲(chǔ)存能量更多，位錯(cuò)密度更高；在加熱過(guò)程中表層組織受熱程度更大，因此在加熱過(guò)程中鋼絲表層組織變化更為劇烈。

圖6 450 ℃下不同時(shí)間保溫后鋼絲的硬度Fig.6 Hardness of steel wires after holding at 450 ℃ for different times

綜合以上檢驗(yàn)結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)試樣橫截面表層與心部組織的退化差異程度超過(guò)8%時(shí)，其橫截面顯微硬度（HV）極值差超過(guò)40，對(duì)應(yīng)的扭轉(zhuǎn)性能小于3 次，說(shuō)明鋼絲表層與心部的組織和性能差異是造成其扭轉(zhuǎn)性能惡化的主要原因。扭轉(zhuǎn)過(guò)程中表層組織變形最大，導(dǎo)致鋼絲在扭轉(zhuǎn)過(guò)程中產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力集中[7]，進(jìn)而造成扭轉(zhuǎn)分層。前人研究表明[4]：滲碳體表面形成的空洞[8]以及層狀鐵素體中碳濃度的差異[2]均被認(rèn)為是可能的應(yīng)力集中來(lái)源。

在450 ℃,1 min 以內(nèi)時(shí)，鋼絲珠光體組織保持穩(wěn)定的片層狀結(jié)構(gòu)，鋼絲的強(qiáng)韌性匹配俱佳。當(dāng)保溫時(shí)間超過(guò)1 min 后，鋼絲表層組織中由于碳原子的擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)而出現(xiàn)滲碳體部分退化，Watte[12]等人從能量角度進(jìn)行了解釋，位錯(cuò)位置的能量狀態(tài)較間隙位置更低，當(dāng)碳原子在受熱后會(huì)獲得能量越過(guò)能量勢(shì)壘聚集于位錯(cuò)位置。退火過(guò)程中鋼絲表層處聚集于位錯(cuò)的碳原子對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生釘扎作用，起到了強(qiáng)化鋼絲的效果，而鋼絲內(nèi)部組織未發(fā)生改變；扭轉(zhuǎn)過(guò)程中表層組織變形最大，由于表層和心部組織的差異造成了應(yīng)力集中，鋼絲從表層滲碳體發(fā)生退化部位起裂，最終導(dǎo)致鋼絲發(fā)生異常斷裂。這與圖3 中檢測(cè)到的隨著試樣強(qiáng)度的上升，其扭轉(zhuǎn)性能顯著惡化的趨勢(shì)一致。針對(duì)該原因，可以通過(guò)兩種方式來(lái)提高鋼絲加熱過(guò)程中的扭轉(zhuǎn)性能：強(qiáng)化珠光體組織中的滲碳體強(qiáng)度，維持其片層狀結(jié)構(gòu)，抑制滲碳體在加熱過(guò)程中的球化；削弱納米級(jí)滲碳體對(duì)位錯(cuò)的釘軋作用，減緩表層組織塑性降低程度，減少應(yīng)力集中。

3 結(jié)論

在實(shí)驗(yàn)室條件下研究了鍍鋅模擬退火過(guò)程中鋼絲組織演變與力學(xué)性能的關(guān)系，并重點(diǎn)討論了其扭轉(zhuǎn)性能惡化的原因，得出如下結(jié)論：

1）退火時(shí)間是影響鋼絲微觀組織和力學(xué)性能的主要因素，通過(guò)調(diào)整鋅溫或延長(zhǎng)加熱時(shí)間來(lái)達(dá)到強(qiáng)度和扭轉(zhuǎn)性能的匹配是不可行的。

2）鋼絲表層與心部的片層狀變形珠光體在加熱過(guò)程中退化程度不一致是造成其扭轉(zhuǎn)性能惡化的主要原因，當(dāng)鋼絲橫截面表層與心部組織的非片層狀組織差異程度超過(guò)8%時(shí)，其橫截面顯微硬度（HV10）極值差超過(guò)40，扭轉(zhuǎn)性能小于3 次。

3）扭轉(zhuǎn)過(guò)程中表層組織變形最大，表層和心部的組織差異會(huì)造成鋼絲在扭轉(zhuǎn)過(guò)程中產(chǎn)生應(yīng)力集中，進(jìn)而導(dǎo)致鋼絲發(fā)生扭轉(zhuǎn)分層。冷拔鋼絲表層與心部組織差異的主要原因是拉拔過(guò)程中表層組織變形量更大，儲(chǔ)存能量更多，位錯(cuò)密度更高；而且在加熱過(guò)程中表層組織受熱程度更大，因此在加熱過(guò)程中鋼絲表層組織變化更為劇烈。