黃小山，閆 博，李聲延，張春斌，邱 冬

（新余鋼鐵股份有限公司，江西新余 338001）

1 前 言

75鋼熱軋盤(pán)條供用戶制作彈簧，盤(pán)條經(jīng)多道次冷拔后，制作成成品鋼絲，然后繞簧。用戶要求盤(pán)條抗拉強(qiáng)度大于1 030 MPa，在拉拔過(guò)程中不發(fā)生斷線，在繞簧過(guò)程中不發(fā)生斷裂。生產(chǎn)75 鋼熱軋盤(pán)條的軋機(jī)終軋速度大于100 m/s，盤(pán)重2.5 t左右。金相組織粗大、晶粒度不均勻、力學(xué)性能波動(dòng)大等是軋制生產(chǎn)控制的難點(diǎn)。采用控制軋制細(xì)化奧氏體晶粒，通過(guò)調(diào)節(jié)盤(pán)條吐絲后在斯太爾摩風(fēng)冷線上的輥道速度、風(fēng)機(jī)風(fēng)量和保溫罩開(kāi)啟等，使盤(pán)條達(dá)到適當(dāng)?shù)睦鋮s速率，能獲得滿足用戶要求的產(chǎn)品。對(duì)盤(pán)條控軋控冷工藝的要求是：熱軋盤(pán)條獲得盡量接近鉛浴淬火的組織，高強(qiáng)度和高韌性索氏體含量大于80%，珠光體片層間距細(xì)小，盤(pán)條芯部沒(méi)有或只有較低級(jí)別的晶界鐵素體或網(wǎng)狀滲碳體或馬氏體組織，抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率波動(dòng)小，盤(pán)條通條性好。

過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT 曲線）是用來(lái)表示在連續(xù)冷卻過(guò)程中過(guò)冷奧氏體在不同冷卻速率下發(fā)生相變的起止時(shí)間和溫度關(guān)系的一種圖形，有助于預(yù)測(cè)產(chǎn)品的組織和性能，從而對(duì)組織與性能進(jìn)行控制。本研究利用Gleeble 3800 對(duì)75鋼進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，繪制出動(dòng)態(tài)CCT 曲線，通過(guò)對(duì)圖中冷卻速率對(duì)鋼的相變點(diǎn)、顯微組織和硬度的影響情況進(jìn)行分析，找到適合75 鋼熱軋盤(pán)條的軋后冷卻工藝，研制出滿足用戶要求的產(chǎn)品。

2 試驗(yàn)方案

綜合考慮75鋼熱軋盤(pán)條的力學(xué)性能、顯微組織要求，化學(xué)成分設(shè)計(jì)思路：（1）C會(huì)擴(kuò)大奧氏體相區(qū)，是奧氏體形成元素，使A1和A3溫度下降。GB/T 699中75 鋼C 含量范圍為0.72%～0.80%，C 含量太高，熱軋盤(pán)條組織控制難度增加，容易生成網(wǎng)狀滲碳體；C含量范圍對(duì)熱軋盤(pán)條抗拉強(qiáng)度的波動(dòng)影響很大，為了保證盤(pán)條性能的通條性，C的波動(dòng)范圍要盡量小。（2）Si會(huì)縮小奧氏體相區(qū)，是鐵素體形成元素，使A1和A3溫度下降。Si 能顯著提高盤(pán)條的抗拉強(qiáng)度，但Si元素含量較高時(shí)，盤(pán)條的延伸性能會(huì)變差，影響盤(pán)條的塑性，因此，按照標(biāo)準(zhǔn)范圍下限進(jìn)行控制。（3）Mn是奧氏體形成元素，使A1和A3溫度下降，能在減小珠光體片層間距的同時(shí)，細(xì)化鐵素體晶粒。對(duì)提高盤(pán)條的強(qiáng)度和韌性都有益，但Mn 含量太高在凝固過(guò)程中偏析會(huì)加重，控制在標(biāo)準(zhǔn)范圍的中限［1-2］。（4）對(duì)75鋼熱軋盤(pán)條來(lái)說(shuō)，P、S及殘余元素Cr、Ni、Cu等都是有害元素，要嚴(yán)格控制含量。（5）N是擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的奧氏體形成元素，N與Fe形成間隙固溶體，在固溶狀態(tài)下，在拉絲過(guò)程中會(huì)引起脆化，使得拉絲性能劣化，而且N 含量高盤(pán)條時(shí)效時(shí)間會(huì)增加，所以N元素含量控制在0.005%以下。

試驗(yàn)生產(chǎn)熱軋盤(pán)條的工藝流程為：鐵水→轉(zhuǎn)爐冶煉→鋼包吹氬→LF爐精煉→6機(jī)6流方坯連鑄機(jī)連鑄→冷送或熱送→高線加熱爐加熱→高壓水除鱗→粗軋→中軋→預(yù)精軋→精軋機(jī)組精軋→吐絲機(jī)吐絲→斯太爾摩風(fēng)冷線散冷輥道冷卻→P/F線收集→盤(pán)條打包→檢驗(yàn)→出廠。

2.1 試驗(yàn)鋼成分

根據(jù)設(shè)計(jì)思路，試驗(yàn)鋼化學(xué)成分如表1所示。

表1 75鋼熱軋盤(pán)條化學(xué)成分 %

2.2 試驗(yàn)方法

（1）利用Gleeble 3800 熱模擬機(jī)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?cè)囼?yàn)。以10 ℃/s速率加熱至1 200 ℃，保溫2 min后，以10 ℃/s速率冷卻至1 000 ℃，以3 s-1速率進(jìn)行變形，變形量60%，后以10 ℃/s的速率冷卻至860 ℃，再分別以0.1、0.5、1、3、5、8、10、15、20、30 ℃/s冷卻至室溫。

（2）熱膨脹試驗(yàn)完成后，觀察每個(gè)試樣的顯微組織，測(cè)量每個(gè)試樣的硬度值。使用線切割機(jī)將試驗(yàn)樣焊接點(diǎn)處切分開(kāi)，觀察試驗(yàn)樣斷面芯部的組織，測(cè)量硬度。利用維氏硬度計(jì)對(duì)每個(gè)試驗(yàn)樣芯部的硬度進(jìn)行測(cè)量，使用5 kg載荷且保證載荷工作時(shí)間為10 s，各試驗(yàn)樣分別測(cè)量若干個(gè)點(diǎn)，取其平均值；顯微組織試驗(yàn)樣經(jīng)鑲嵌、研磨、拋光之后，用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行侵蝕，用Image-Alma 光學(xué)顯微鏡觀察每個(gè)試樣的顯微組織［3］。

（3）根據(jù)繪制出的75 鋼過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT 曲線），制定斯太爾摩風(fēng)冷線冷卻工藝，分析冷卻工藝對(duì)盤(pán)條力學(xué)性能和顯微組織的影響。

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 冷卻速率對(duì)75鋼相變點(diǎn)的影響

相變區(qū)冷卻速率決定著奧氏體的分解轉(zhuǎn)變溫度和時(shí)間，也決定著線材的最終組織形態(tài)，所以整個(gè)控冷工藝的核心問(wèn)題就是如何控制相變區(qū)冷卻速率［4-5］。根據(jù)熱模擬試驗(yàn)鋼冷卻過(guò)程中的膨脹曲線，結(jié)合試驗(yàn)樣在不同冷卻速率下的顯微組織以及不同相的體積膨脹量，分析不同冷卻速率下試驗(yàn)鋼的相轉(zhuǎn)變溫度。試驗(yàn)鋼測(cè)得的相變點(diǎn)溫度Ac1為731 ℃，Ac3為786 ℃，Ms為238 ℃。圖1 為變形量60%時(shí)75 鋼的動(dòng)態(tài)CCT 曲線，從圖1 中可以看出，隨著冷卻速率從0.1 ℃/s 增加至30 ℃/s，奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和珠光體的溫度不斷降低。冷卻速率為0.1 ℃/s 時(shí)，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的開(kāi)始溫度和終了溫度分別為695 ℃和657 ℃；珠光體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度和終了溫度分別為657 ℃和638 ℃。冷卻速率為15 ℃/s 時(shí)，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w；奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的冷卻速率范圍為15～20 ℃/s。冷卻速率超過(guò)20 ℃/s時(shí)，低溫馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)?38 ℃左右開(kāi)始發(fā)生。由于冷卻速率增加，過(guò)冷度增加，相變前后的自由能差縮小，臨界形核自由能降低，形核變得更容易，相變點(diǎn)溫度降低［6］。

圖1 75鋼的CCT曲線

3.2 冷卻速率對(duì)75鋼顯微組織的影響

模擬不同冷卻速率冷卻后，試驗(yàn)鋼得到了如圖2 所示的室溫顯微組織。從圖2 可知，冷卻速率為0.1 ℃/s 時(shí)，顯微組織為珠光體和少量鐵素體。此時(shí)在晶界析出的鐵素體較多，有的呈片狀。隨著冷卻速率的增加，沿晶界析出的鐵素體越來(lái)越少，鐵素體越來(lái)越細(xì)，有的呈網(wǎng)狀，珠光體含量逐漸增多，晶粒越來(lái)越細(xì)小，片層間距也越來(lái)越小。當(dāng)冷卻速率＞15 ℃/s 時(shí)，沒(méi)有鐵素體生成，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。當(dāng)冷卻速率＞20 ℃/s時(shí)，會(huì)生成少量馬氏體。隨著冷卻速率繼續(xù)增加，馬氏體含量越來(lái)越多。綜合分析圖1、圖2可知，奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的冷卻速率范圍較窄。有研究表明，熱變形會(huì)改變奧氏體晶粒的狀態(tài)，而使鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線向左上方移動(dòng)的同時(shí)有擴(kuò)大奧氏體向鐵素體、珠光體相變區(qū)域的現(xiàn)象［7］。該75 鋼的C 含量為0.74%～0.76%，現(xiàn)實(shí)生產(chǎn)過(guò)程中，鑄坯芯部存在C、Mn、Si等元素的偏析，增加了過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)，孕育期增長(zhǎng)，使C 曲線向右移動(dòng)。若C 含量＞0.77%，盤(pán)條芯部有網(wǎng)狀滲碳體析出。75 鋼熱軋盤(pán)條芯部組織與基體組織存在差異，芯部可能有先共析晶界鐵素體、網(wǎng)狀滲碳體或馬氏體。因此盤(pán)條在斯太爾摩風(fēng)冷線上冷卻時(shí)，在珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域要快速冷卻，獲得強(qiáng)度和塑性都高的索氏體組織，控制晶界鐵素體或網(wǎng)狀滲碳體的級(jí)別；在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域要模擬等溫轉(zhuǎn)變，要降低冷卻速率，防止盤(pán)條芯部產(chǎn)生馬氏體組織。采用先快冷后慢冷的分段式冷卻模式，獲得理想的力學(xué)性能和顯微組織，保證盤(pán)條在后續(xù)拉拔過(guò)程中不斷線。

圖2 75鋼不同冷速下的顯微組織

3.3 冷卻速率對(duì)75鋼硬度的影響

測(cè)得試驗(yàn)鋼的顯微硬度如圖3所示。從圖3可以看出，隨著冷卻速率的增加，硬度也增加。冷卻速率為0.1～15 ℃/s 時(shí)，硬度均值由260 HV 上升到385 HV。因?yàn)楫?dāng)顯微組織為細(xì)片狀珠光體時(shí)，隨著冷速的增大，珠光體條片變細(xì)，晶界面積增多，位錯(cuò)密度增加，形變阻力增大［8］。冷卻速率為20～30 ℃/s時(shí)，硬度均值由417 HV升到657 HV，硬度大幅上升。因?yàn)橛旭R氏體生成，且隨著冷卻速率的增加，馬氏體含量增多，由于馬氏體的強(qiáng)化作用，盤(pán)條的抗拉強(qiáng)度大幅提升，但同時(shí)盤(pán)條的塑性急劇下降，從而使盤(pán)條的拉拔性能惡化。

圖3 75鋼不同冷速下的硬度

3.4 75鋼熱軋盤(pán)條的試制

對(duì)75鋼CCT曲線的研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)冷卻速率較慢時(shí)，顯微組織中晶界鐵素體較多、珠光體片層較粗。晶界鐵素體相對(duì)其他相較軟，起著分割晶粒和削弱晶粒之間結(jié)合力的作用［9］。盤(pán)條在拉拔過(guò)程中，在晶界鐵素體處容易形成裂紋并擴(kuò)展，首先沿晶界斷裂，使得盤(pán)條塑性下降，造成拉拔斷裂。由于鐵素體和珠光體的延伸能力不同，在減面率較大的拉拔過(guò)程中會(huì)導(dǎo)致兩相間出現(xiàn)裂紋，所以希望得到盡量薄的片層組織，其容易根據(jù)拉拔的方向重新取向，可防止斷裂，對(duì)拉拔性能非常有利。結(jié)合實(shí)際生產(chǎn)情況，75鋼熱軋盤(pán)條的冷卻速率設(shè)定為：吐絲后先以10～12 ℃/s的冷卻速率冷卻至560～585 ℃，然后關(guān)閉風(fēng)機(jī)進(jìn)行緩慢冷卻，可以獲得較高含量的索氏體，且生成的鐵素體含量少，沒(méi)有生成馬氏體。

試制75 鋼熱軋盤(pán)條的力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度1 035～1 085 MPa，平均值1 058 MPa，抗拉強(qiáng)度波動(dòng)范圍為50 MPa，通條性較好；斷面收縮率41%～49%，平均值44%，塑性較好。

試制75鋼熱軋盤(pán)條的顯微組織為索氏體+珠光體+極少量鐵素體。企業(yè)內(nèi)部根據(jù)網(wǎng)狀滲碳體評(píng)級(jí)辦法制定了晶界鐵素體級(jí)別評(píng)價(jià)辦法，判定晶界鐵素體級(jí)別為0.5～1.0級(jí)，芯部沒(méi)有檢測(cè)到網(wǎng)狀滲碳體或馬氏體，奧氏體晶粒度為7.5級(jí)，索氏體為1～1.5級(jí)，中心偏析為1級(jí)，顯微組織符合用戶要求。因?yàn)樗魇象w組織有著良好的塑性和較高的強(qiáng)度，具有優(yōu)良的拉拔性能，故索氏體化率越高，拉拔效果越好［10］。

3.5 批量生產(chǎn)結(jié)果

根據(jù)試生產(chǎn)工藝對(duì)75鋼熱軋盤(pán)條進(jìn)行批量生產(chǎn)，批量生產(chǎn)的產(chǎn)品性能如表2 所示。從表2 中可以看出，按照本工藝生產(chǎn)的產(chǎn)品索氏體含量高，晶界鐵素體、網(wǎng)狀滲碳體和中心馬氏體級(jí)別較低，抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率波動(dòng)范圍小，盤(pán)條通條性較好，能滿足用戶需求。

表2 75鋼熱軋盤(pán)條批量生產(chǎn)結(jié)果

4 結(jié) 論

通過(guò)對(duì)75鋼在不同冷卻速率條件下的動(dòng)態(tài)相變規(guī)律研究，制定出75鋼熱軋盤(pán)條的冷卻工藝，研制的盤(pán)條取得了預(yù)期效果。

4.1相變點(diǎn)溫度Ac1為731 ℃，Ac3為786 ℃，Ms為238 ℃。隨著冷卻速率的增加，從奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和珠光體的開(kāi)始相變溫度和終了相變溫度都逐漸降低。當(dāng)冷卻速率＞15 ℃/s時(shí)，鐵素體轉(zhuǎn)變停止，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w；奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的冷卻速率范圍為15～20 ℃/s；當(dāng)冷卻速率＞20 ℃/s時(shí)，在238 ℃開(kāi)始發(fā)生低溫馬氏體轉(zhuǎn)變。

4.2冷卻速率＜10 ℃/s時(shí)，顯微組織為珠光體及少量鐵素體。當(dāng)冷卻速率＞15 ℃/s時(shí)，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。當(dāng)冷卻速率＞20 ℃/s時(shí)，隨著冷卻速率的增加，馬氏體含量越來(lái)越多，硬度也不斷增加。

4.375 鋼熱軋盤(pán)條的冷卻速率設(shè)定為：吐絲后先以10～12 ℃/s 的冷卻速率冷卻至560～585 ℃，然后進(jìn)行緩慢冷卻，得到較高含量的索氏體，研制出的盤(pán)條力學(xué)性能和顯微組織滿足用戶要求。