磁浮列车轨枕用耐候H型钢表面龟裂的成因及控制

2021-07-09霍喜伟

山东冶金 2021年3期

霍喜伟

（山东钢铁股份有限公司莱芜分公司，山东济南271104）

1 前言

中低速磁浮交通是一种新型城市轨道交通工具，与轻轨和地铁相比，不仅技术上较先进，而且具有噪音小、安全性高、运营维护成本低、爬坡能力强、转弯半径小、节能环保等优点。山钢莱芜分公司自2006 年开始生产磁浮列车轨枕用H 型钢，产品成功应用在唐山1.5 km实验线，株洲1.7 km试验线及北京S1 示范线，受到各界好评。为了满足磁浮交通用轨排在不同环境下的应用，2019 年，公司成功开发了耐候轨枕用H 型钢LGWR345，产品尺寸公差和各项力学性能均达到设计要求。在设计初期，表面质量存在问题，在翼尖和腹板中间部位有不同程度的表面龟裂，针对此问题，进行了成分、金相、能谱等分析，并根据结果制定了解决措施。

2 生产工艺

2.1 生产流程

铁水预处理→转炉冶炼→LF 精炼→连铸机→合格钢坯→加热→除鳞→粗轧→切头→除鳞→精轧→冷却→矫直→定尺锯切→检查→成品。

2.2 产品化学成分及力学性能

以LGWR345 钢为例，产品熔炼化学成分及实物测量值如表1所示，力学性能要求及实测数据如表2 所示。由表1、表2 可以看出，产品化学成分控制良好，物理性能满足设计要求。

表1 LGWR345钢化学成分(质量分数) %

表2 LGWR345钢物理性能

3 表面龟裂分析

3.1 宏观形貌特征

在轧材表面有大量肉眼可见的鱼鳞状网纹，直径为2～10 mm，主要分布在翼尖和腹板中部，其宏观形貌如图1所示。

对轧材进行喷丸处理后，龟裂表面出现两种情况，被铁砂打掉的部位出现凹坑，而没有打掉的部位则松散地附着或悬挂在基体表面（如图2所示），严重影响了轧材的表面质量及随后的涂漆和其他处理。

图1 轧材表面宏观形貌

图2 喷丸后翼缘表面

3.2 微观形貌特征

对龟裂产品取样进行金相分析，金相组织正常，但距轧材表面50～200 μm范围内存在如图3所示的夹杂物，且全部连通到轧件的表面。

应用Sigma500 电子扫描电镜对裂纹处夹杂物进行分析，表明裂纹内部夹杂物为氧化铁，裂纹扩展处有铜存在，且铜含量最高可到25%，铜富集明显。由此得出，表面龟裂是由铜的富集引起的，为典型的“铜脆”现象［1］。

3.3 “铜脆”的形成机理

Cu 是提高耐大气腐蚀钢性能而普遍使用的主要合金元素。Cu 有活化阴极的作用，在钢种加入一定量的铜可使钢产生阳极钝化，减缓大气的腐蚀作用。另外，钢中加入Cu，可在钢的腐蚀层与铜的富积层之间形成紧密的薄氧化铜中间层，形成双层结构的锈层，紧贴钢基体的内层，非常致密、完整，附着性强，可减缓腐蚀介质腐蚀钢板内部。但Cu在钢中具有富集作用，含铜量＞0.25%的钢，如在强氧化气氛中长时间高温加热，氧化性气体与钢料发生氧化反应，使表层的铁含量降低，铜含量因而相对增加，直至超过在铁中的溶解度，就会沿着晶界向铁基体内部扩散，从而形成网络状富铜相。由于钢料加热温度高于铜的熔点（1 083 ℃），富铜相处于熔融状态，如果轧制时温度仍高于铜的熔点温度，就会导致网络状富铜相聚集的基体表面开裂，形成“铜脆”裂纹缺陷。

4 “铜脆”的预防措施及效果

结合该公司工艺设备现状，从“铜脆”的产生机理出发，制定以下措施。

4.1 铜含量

为了保证良好的耐腐蚀性能，铜含量应在0.25%～0.3%［2］，而铜含量高于0.25%就为铜的富集埋下了隐患，因此，应该尽量将铜含量控制在0.25%左右。从试制情况来看，铜含量基本在0.25%～0.3%波动，因此，冶炼成分设计和工艺参数均控制在合理范围内。

4.2 加热制度

首先，从扩散动力学考虑，为了降低轧件表面和基体中铜的浓度差，以降低扩散的驱动力，所以将加热炉内的加热气氛设定为还原性气氛，从而减轻轧件表面的氧化程度，减薄氧化层的厚度，使轧材表面铜的浓度不至高于基体太多，减弱扩散的趋势，降低扩散速度，进而减轻或消除富铜相的聚集。

其次，加热温度要高，速度要快。网络状富铜相的出现与铜的扩散速度和析出速度有很大关系，扩散和析出是两个相反的过程，只有当铜在晶界的析出速度大于向基体的扩散速度时，才会在晶界上出现富铜相。从铜的扩散速度和析出速度随温度的变化曲线［1］可以看出（如图4所示），在1 100 ℃附近，铜在铁中的扩散速度曲线与析出速度曲线交叉，两者速度在此温度相等，＞1 100 ℃后，扩散速度开始大于析出速度。因此，为了防止富铜相的析出，应采取高温加热，加热温度≥1 100 ℃。同时，从节能、减少氧化烧损和析出时间的角度考虑，在保证出炉钢温的前提下尽量减少保温、待温时间。根据本次试制结果，结合该公司大H型钢加热炉的炉况和BD轧机的轧制能力，将加热时间设定为2.5～3 h，加热温度控制在1 120～1 220 ℃，均热温度为1 180～1 200 ℃。

图4 铜的扩散速度和析出速度随温度的变化曲线

最后，综合考虑，钢坯采用热装入炉能有效地减少加热时间，减轻氧化程度，使“铜脆”导致的表面龟裂问题得到较大改善。

4.3 轧制制度

由于轧制时呈液态的铜相分布于晶界，破坏了基体的连续性，从而降低高温下铁基体的塑性，导致轧材表面的开裂。为了减轻由上述直接原因引起的表面龟裂，应避开1 083 ℃这个临界温度点。

4.3.1 BD段轧制

过饱和是溶质析出的基本条件，随着温度的降低，铜的溶解度降低，从而导致溶质由于过饱和而析出。温度越高，溶质的溶解度越高，过饱和度就越低，析出动力越小，因此，析出量和析出速度也越小，晶界富铜相的聚集就越少，“铜脆”引起的表面龟裂也会出现一定程度的减轻。因此，在BD轧制时，在高于临界温度点前3个轧制道次，将轧制速度从1.5 m/s提高到2.5 m/s，第3和第4道次间隙待温30 s，避开临界温度点，这样可在总体轧制节奏基本不变的情况下，降低临界温度点对龟裂的影响。

裂纹发生的机率和大小还受到变形量大小的影响，变形量越小，裂纹程度越轻，而且，在1 083 ℃以上的轧制道次，铜相尚处于液态，大的变形量不仅导致裂纹加剧，且产生后难以焊合。在1 083 ℃以下，铜相从液态转变为固态，此时增大变形量可起到较好的焊合效果，改善表面龟裂状况。因此，对BD 各道次变形量进行调整，将高于临界温度点的前3 道次总变形量由32%减小为20.5%，后面4个道次的变形量由70%增大到80%，对表面龟裂可起到较好的改善效果。

4.3.2 TM段轧制

TM 往复连轧共7 个道次，本钢种奥氏体再结晶温度在980 ℃左右，前2 个道次位于再结晶温度以上，加大变形量对铁素体形核的促进作用不明显，在未再结晶区，随变形量增大，晶粒纤维化和应变能积累能够显著促进铁素体形核，原奥氏体晶界间富集的铜相在变形作用下被拉长、减薄，并在铁素体相变过程中被分割，能够产生比再结晶区更好的裂纹焊合效果。在此机理指导下对TM机组各道次变形量进行了重新分配，将前两个道次的总变形量从41.7%减小到33.2%。

上述措施实施后，产品表面质量得到显著改善，杜绝了“铜脆”引起的表面龟裂，热轧材喷丸后表面如图5所示。