基于有限元高速線材預(yù)精軋與精軋過程的研究

趙鴻金， 滿士國， 張兵， 張迎暉

(江西理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，江西 贛州341000)

0 引 言

高速線材軋機(jī)及軋后控制冷卻技術(shù)自20世紀(jì)60年代中期問世，至今已歷經(jīng)四十多年.隨著軋鋼技術(shù)的不斷發(fā)展，我國高速線材的生產(chǎn)能力和技術(shù)水平都取得了顯著的進(jìn)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(fù)雜的變形過程與熱傳導(dǎo)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(guān)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(dǎo)與輻射均會(huì)對其產(chǎn)生重要影響.

金屬熱成形過程預(yù)測顯微組織演變的相關(guān)理論，在熱成型和材料科學(xué)的交叉領(lǐng)域已受到越來越多的關(guān)注，對于機(jī)械成型技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展至關(guān)重要.德國的R.Kopp教授領(lǐng)導(dǎo)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(yīng)的組織性能和工藝的參數(shù)模型[2]，并利用該模型準(zhǔn)確預(yù)報(bào)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(xiàng)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(guān)系，給出了一組經(jīng)驗(yàn)公式來描述重要的冶金參數(shù)與Zener-Hollomon參數(shù)、時(shí)間、溫度和初始晶粒尺寸之間的關(guān)系，為建立組織與變形參數(shù)的半經(jīng)驗(yàn)?zāi)Ｐ?，研究微觀組織的演變規(guī)律奠定了基礎(chǔ).同時(shí)，我國的相關(guān)研究人員[5-11]也進(jìn)行了有關(guān)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(guān)系的數(shù)據(jù)，對材料化學(xué)成分、軋制溫度、變形速率、變形量、冷卻速率和變形時(shí)間等單一工藝參數(shù)與組織性能之間的關(guān)系進(jìn)行了研究和總結(jié)，但在熱軋線材的組織預(yù)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(jìn)行計(jì)算機(jī)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(shí)驗(yàn)方法

某廠ML08Al線材化學(xué)成分見表 1.其規(guī)格Φ6.5 mm線材生產(chǎn)工藝過程為：轉(zhuǎn)爐鋼坯（斷面尺寸160 mm×160 mm）→加熱（溫度1 020℃，時(shí)間1 h）→粗軋（6道次，規(guī)格Φ72 mm）→中軋（6道次，規(guī)格Φ33 mm）→預(yù)精軋（4道次，規(guī)格Φ21 mm）→水箱預(yù)水冷→精軋（8道次，規(guī)格Φ6.5 mm）→水箱水冷→吐絲.預(yù)精軋13～16道次軋輥直徑350 mm，機(jī)架間距4 000 mm；精軋17～24道次軋輥直徑230 mm，機(jī)架間距為800 mm.預(yù)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(shí)測預(yù)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(xué)成分/%

本文模擬計(jì)算時(shí)，軋件模型采用1/4實(shí)體建模.軋件進(jìn)預(yù)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(jié)果表明：在精軋前、精軋結(jié)束等位置的溫度與現(xiàn)場實(shí)測的線材表面溫度相符.根據(jù)一般經(jīng)驗(yàn)，摩擦系數(shù)取0.7，功熱轉(zhuǎn)換系數(shù)取0.95.

2 組織演變的計(jì)算模型

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

2.1 臨界應(yīng)變模型

再結(jié)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(dāng)變形程度ε＞εc時(shí)，認(rèn)為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶可以被引發(fā).臨界應(yīng)變模型描述為：

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

2.2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型

一般采用Avrami方程描述金屬材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)，即：

式（3）～式（4）中Xdrex為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)；ε0.5為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為50%時(shí)的應(yīng)變；drex為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸.

2.3 靜態(tài)再結(jié)晶模型

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

式（5）～式（6）中Xsrex為靜態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)；t0.5為靜態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為50%的時(shí)間；dsrex為靜態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸.

2.4 亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型

亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型為：

式（7）～式（8）中Xmdrex為亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)；t0.5為亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為50%的時(shí)間；dsrex為亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸.

3 結(jié)果分析

3.1 溫度場分析

圖1 預(yù)精軋、預(yù)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(yù)精軋、預(yù)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(yù)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(jìn)行，雖有軋件和軋輥的熱傳導(dǎo)，但由于變形功大部分轉(zhuǎn)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(yù)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(jìn)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(jìn)行軋件斷面尺寸不斷減小，軋件內(nèi)部熱量向外擴(kuò)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(shí)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(gè)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(jìn)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(dāng)軋件離開水箱時(shí)，心部的溫度向表面方向傳導(dǎo)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(yù)精軋過程相似.精軋過程軋件加強(qiáng)了水冷強(qiáng)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(dāng)軋件出現(xiàn)混晶等異常組織時(shí)，軋件斷面溫度的不均勻分布會(huì)加劇這一缺陷的嚴(yán)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(diǎn)進(jìn)行跟蹤，使用這些點(diǎn)跟蹤軋制過程中的不同位置變化情況.取點(diǎn)位置如圖2所示.圖3表示預(yù)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(yīng)變變化情況.

由圖3可知，軋件心部的等效應(yīng)變不斷增加，壓下方向的表面和中部等效應(yīng)變交替增加，且從第13道次之后等效應(yīng)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(gè)位置的等效應(yīng)變幾乎同步增長，13～15道次，表面和中部的等效應(yīng)變略高于心部的等效應(yīng)變，隨著道次數(shù)的增加，軋件心部位置等效應(yīng)變迅速增加，直到第16道次達(dá)到最高.

圖2 軋件斷面取點(diǎn)位置

圖3 預(yù)精軋過程軋件斷面不同位置等效應(yīng)變變化曲線

預(yù)精軋的變形場模擬結(jié)果表明，隨著軋制的進(jìn)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(yīng)變大于軋件其它部位的等效應(yīng)變，軋件斷面表層一周的等效應(yīng)變分布是不均勻的，表層和中部的等效應(yīng)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(yīng)變變化情況.由圖4可知，在整個(gè)精軋過程中，軋件心部的等效應(yīng)變最大.軋件對角線方向和心部的等效應(yīng)變差距不大.與預(yù)精軋不同的是，對角線方向表層和中部的等效應(yīng)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(jié)晶細(xì)化，而邊部的應(yīng)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(yīng)變變化曲線

3.3 晶粒組織分析

預(yù)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(yù)精軋過程中平均晶粒尺寸隨著軋制的進(jìn)行不斷細(xì)化.心部和角部方向的晶粒細(xì)化比較明顯，而壓下方向的表層晶粒的細(xì)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(yù)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(shí)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(xì)化，軋件壓下方向的表層附近晶粒也不斷減小，但晶粒細(xì)化程度相對較弱.

軋件心部晶粒不斷細(xì)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(dá)到再結(jié)晶條件，不斷細(xì)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(gè)預(yù)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(dá)到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的條件使晶粒組織優(yōu)先細(xì)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(yù)精軋4個(gè)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(yù)水冷強(qiáng)度對混晶組織的影響

軋件在軋制間隙時(shí)間內(nèi)發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，預(yù)精軋后的預(yù)水冷降低了軋件的溫度，使軋件在進(jìn)行精軋機(jī)組前的溫度降低.為了揭示冷卻強(qiáng)度對軋件預(yù)水冷過程晶粒長大的影響，對預(yù)精軋后的軋件冷卻強(qiáng)度進(jìn)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(yù)水冷的冷卻強(qiáng)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(yù)水冷強(qiáng)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(dāng)預(yù)水冷強(qiáng)度加大，軋件溫度迅速降低，晶粒的長大速率減緩.在出預(yù)精軋機(jī)組時(shí)軋件晶粒平均尺寸為23.18 μm，經(jīng)過正常預(yù)水冷過程長大至25.61 μm，加大預(yù)水冷強(qiáng)度晶粒長大至24.1 μm.現(xiàn)場實(shí)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(dāng)軋件溫度比較高時(shí)，有利于靜態(tài)再結(jié)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(jié)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(yù)水冷過程軋件斷面不同部位晶粒長大情況

4 結(jié) 論

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

1）精軋過程的軋件溫度梯度大于預(yù)精軋過程的溫度梯度，精軋過程軋制溫度過高會(huì)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(jié)晶細(xì)化，而邊部的應(yīng)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(huì)加劇混晶組織的嚴(yán)重程度.

3）整個(gè)預(yù)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(dá)到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的條件使晶粒組織優(yōu)先細(xì)化.

4）加大預(yù)水冷強(qiáng)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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