侯建偉，唐 慶，董 強，亓奉友，張吉偉

（青島特殊鋼鐵有限公司，山東 青島266409）

1 前言

ER70S-G含Ti焊接用鋼盤條是采用美國標準生產(chǎn)的CO2氣體保護焊絲鋼，與普通氣保焊絲鋼相比，ER70S-G添加了0.12%～0.26%Ti元素微合金化，可采用大電流焊接，焊接飛濺小、效率高，廣泛適用于汽車、船舶、橋梁等鋼結(jié)構(gòu)。目前，ER70S-G焊絲鋼主要采用高速線材軋機生產(chǎn)，Φ5.5 mm盤條在免退火情況下，經(jīng)酸洗或機械剝殼、拉拔、鍍銅等工藝加工成Φ0.8～1.2 mm焊絲，其對盤條原料的強度和塑性有嚴格的要求。為保證Φ1.20 mm規(guī)格ER70S-G成品焊絲的抗拉強度在1 200～1 300 MPa，需控制盤條的抗拉強度在540～600 MPa。但國內(nèi)大部分廠家為保證ER70S-G盤條的拉拔性能，生產(chǎn)的ER70S-G盤條碳含量均控制在0.08%以下，盤條的金相組織基本全部為F或F+少量P組織，抗拉強度均值在505 MPa，盤條的拉拔性能較好，但盤條的抗拉強度較低。拉拔后制成的成品焊絲抗拉強度較低，后續(xù)焊接過程中，焊絲易抖動，造成焊絲熔化不良、飛濺大、焊縫外觀差等問題。為提高熱軋態(tài)盤條的抗拉強度，計劃通過雙相區(qū)軋制細化晶粒，提高最終盤條的抗拉強度。

2 試驗材料與方法

2.1 化學(xué)成分

采用100 t轉(zhuǎn)爐進行焊絲鋼冶煉，生產(chǎn)出截面尺寸180 mm×240 mm的矩型坯，再將鑄坯軋制生產(chǎn)出Φ5.5 mm規(guī)格的盤條，盤條的化學(xué)成分見表1。

表1 試驗材料化學(xué)成分 %

2.2 CCT曲線

采用JMatPro軟件測定試驗鋼的CCT曲線，并根據(jù)測定曲線情況進行試驗軋制。根據(jù)CCT曲線測定結(jié)果，測定的Ar3溫度967℃，Ar1溫度684℃，ER70S-G盤條在斯太爾摩風(fēng)冷線緩冷可以全部轉(zhuǎn)變?yōu)镕或F+少量P組織，F(xiàn)相變溫度最快點在750～800℃。根據(jù)模擬溫度情況，制定盤條軋制過程溫度工藝參數(shù)。

2.3 軋制溫度工藝參數(shù)

鑄坯經(jīng)過加熱保溫、高壓水除鱗、粗中軋、預(yù)精軋、精軋、雙模塊、吐絲及斯太爾摩延遲型緩冷制成Φ5.5 mm規(guī)格盤條。盤條的軋制工藝如表2所示，軋制過程中采用不同的精軋、雙模塊和吐絲溫度。

表2 軋制過程溫度 ℃

2.4 試驗過程取樣要求

從盤條在斯太爾摩風(fēng)冷線運行的狀態(tài)來看（見圖1），在保溫罩內(nèi)，盤條的邊部和中部位置堆積厚度不同，導(dǎo)致邊部和中部的冷卻速度不同，進而使盤條在吐絲后，邊部散熱整體較中部慢，使盤條邊部和中部的組織狀況不同。因此，試驗檢測樣品在兩處分別進行力學(xué)和金相檢驗取樣［1］。盤條經(jīng)過矯直后，在WAW-1000C型拉伸試驗機上進行抗拉強度和斷面收縮率的檢測。盤條進行橫向和縱向斷面切割、鑲嵌、磨拋，經(jīng)4%硝酸酒精溶液侵蝕，在ZEISS ImagerA1m型顯微鏡分析顯微組織。

圖1 斯太爾摩風(fēng)冷線

3 試驗結(jié)果

3.1 試驗過程溫度

試驗軋制過程溫度整體控制符合試驗預(yù)期，具體試驗過程溫度如表3所示。盤條吐絲后溫度整體變化規(guī)律符合預(yù)期，盤條在保溫罩內(nèi)緩慢冷卻，保溫時間超過850 s，出保溫罩溫度整體低于670℃，盤條出保溫罩后已全部完成相變。

表3 軋制過程實際溫度控制情況 ℃

3.2 力學(xué)性能檢測

對盤條不同方案的邊部和心部分別取樣進行抗拉強度和斷面收縮率檢測。盤條拉伸性能見圖2，拉伸結(jié)果表明，隨著軋制過程溫度的降低，盤條的抗拉強度逐漸升高。方案Ⅰ抗拉強度均值516 MPa，通圈強度極差30 MPa；與方案Ⅰ對比，方案Ⅱ僅吐絲溫度降低，盤條抗拉強度提高至537 MPa，通圈強度極差49 MPa；方案Ⅲ在方案Ⅰ基礎(chǔ)上降低雙模塊溫度至830℃左右，盤條抗拉強度提高至577 MPa，通圈強度極差38 MPa；方案Ⅳ在方案Ⅲ基礎(chǔ)上降低精軋機和雙模塊溫度，盤條抗拉強度均值提高至597 MPa，通圈強度極差44 MPa。對各方案拉伸檢測盤條進行斷面收縮率測量，斷面收縮率隨著盤條抗拉強度的升高而逐漸降低，由方案Ⅰ的85%逐漸降低至方案Ⅳ的82%。

圖2 抗拉強度分布箱線圖

3.3 金相組織情況

從金相組織檢驗來看，所有方案盤條的組織全部為F或F+少量P，無M-A組元存在。但方案Ⅲ、Ⅳ存在表層晶粒粗大（7.0級），心部晶粒細?。?0.0級）情況，如圖3a、圖3b所示；盤條整個橫截面的組織均出現(xiàn)晶粒不均現(xiàn)象，如圖3c、圖3d所示。方案Ⅰ、Ⅱ晶粒整體較均勻，無混晶和表層晶粒粗大現(xiàn)象。

圖3 金相組織形貌

4 分析討論

本次試驗采用ER70S-G鑄坯進行雙相區(qū)軋制，利用先共析鐵素體和形變誘導(dǎo)鐵素體相變機制，形變導(dǎo)致位錯密度的升高，材料的畸變自由能增加，提高奧氏體-鐵素體的相變驅(qū)動力，誘導(dǎo)了細小的鐵素體析出，進而提高了相變過程的形核點，從而加快相變過程并細化晶粒尺寸［2］。通過低溫軋制，盤條心部晶粒度由8.0級左右提高至10.0級，晶粒度大幅提高，盤條的抗拉強度也大幅升高。但在雙相區(qū)軋制過程中，盤條表層出現(xiàn)環(huán)狀晶粒粗大，且隨著軋制過程溫度（方案Ⅱ920℃→方案Ⅲ840℃）降低和低溫軋制過程變形量的增大（方案ⅢΦ7.0→5.5 mm，方案ⅣΦ11.0→5.5 mm），環(huán)狀晶粒粗大的深度越大。

分析認為造成盤條環(huán)狀晶粒度不均勻的原因主要是盤條在雙相區(qū)軋制過程中，軋制速度（105 m/s）較快，加之雙模塊后的恢復(fù)段相對長度較短，使盤條局部冷卻不均勻，即盤條在軋制前表層和心部以及表層的各個位置溫度相差較大，表層溫度較低。表層的溫度低于相變點溫度Ar3，處于奧氏體和先共析體鐵素體兩相區(qū)，在此溫度區(qū)間內(nèi)，奧氏體在較低的未再結(jié)晶溫度下軋制，加之軋制過程中變形帶的增加，使其隨后相變時形成等軸、細小的鐵素體晶粒。先共析鐵素體晶粒軋制變形，位錯密度升高，產(chǎn)生回復(fù)，形成亞結(jié)構(gòu)［3］。儲存了大量形變能的先共析鐵素體在隨后的冷卻過程中將通過晶粒長大進行釋放，而這種晶粒的長大是通過晶界遷移進行的，是大晶粒吞并小晶粒的過程，加之盤條的組織為F或F+少量P組織，晶界在遷移過程中阻力較小，這樣先共析鐵素體就會吞并由變形奧氏體轉(zhuǎn)變成的細小鐵素體，從而形成表層晶粒粗大。

對于ER70S-G類含Ti焊接用鋼盤條，在進行雙相區(qū)軋制時，可以提高盤條的晶粒度，最終實現(xiàn)盤條強度的提高。但若盤條組織為F或F+少量P組織時，后續(xù)斯太爾摩緩冷線通過在較高溫度下保溫緩冷，形變過程中晶粒儲存的變形能，通過晶界遷移，大晶粒吞并小晶粒過程釋放，最終將導(dǎo)致盤條表層晶粒粗大。

5 結(jié) 語

對ER70S-G含Ti焊接用鋼盤條進行雙相區(qū)軋制，盤條邊部會出現(xiàn)環(huán)狀晶粒粗大，影響焊絲生產(chǎn)廠家后續(xù)拉拔連續(xù)性。目前來看，通過控軋控冷條件，難以在保證盤條晶粒均勻的情況下，較大幅度提高盤條的抗拉強度。若需要較大幅度的提高ER70S-G含Ti焊接用鋼熱軋盤條的抗拉強度，需適當(dāng)提高盤條中C、Si、Mn、Ti等元素的含量。