張力減徑輥斷裂原因及改進措施研究

瞿海霞，顧廷權，韓建增

（寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院，上海 201900）

近年來，無縫鋼管產品體現需求更多、更個性化、更新越來越快的趨勢，產品力學性能不斷提高［1-2］，這就要求軋輥具有更高的高溫硬度、高溫強韌性、耐磨性、抗熱裂性、抗變形等力學性能。

張力減徑機組是熱軋無縫鋼管生產中的最后一道荒管熱變形工序，其主要作用是完成空心體不帶芯棒的連軋過程，消除前道工序軋制過程中造成的荒管外徑不一，以提高熱軋成品管的外徑精度和圓度［3］。張力減徑機組軋制時，軋輥將受到切向拉伸與徑向壓縮的復合應力，軋輥孔型與鋼管之間產生相應的滾動和滑動摩擦［4］。軋輥與灼熱的管坯接觸，使孔型表面溫度升高，與管坯脫離接觸后，軋輥隨即又在冷卻水作用下急劇冷卻，從而使孔型表面承受交變的熱應力作用，特別是在軋制大直徑鋼管時，易出現斷輥的現象［5-12］。因此，研究張力減徑輥斷裂的原因，減少張力減徑輥的斷裂，是亟待解決的問題。本文從斷口宏觀形貌、微觀組織、力學性能和使用過程等方面研究張力減徑輥的斷裂原因，并提出改進措施。

1 斷裂情況

2019 年1 月，寶山鋼鐵股份有限公司Φ140 mm 浮動芯棒連軋管生產線張力減徑機組5 號機架，在軋制Φ114.3 mm×25.2 mm 規格T91 材質鋼管時，發生張力減徑輥碎裂事故。事發時3 個減徑輥均在使用壽命內，A 輥由R15 新輥加工9 次，橫裂，槽面邊沿剝落，芯軸亦有部分破損；B 輥環裂，并有幾處磕傷、剝落；C 輥環裂長度達該輥周長的80%。該事故發生的同時，有50 支鋼管報廢，生產線停機2 h，降低生產效率。5 號機架張力減徑輥分布及主要分析的橫裂A 輥如圖1 所示。

圖1 5 號機架張力減徑輥分布及斷裂A 輥示意

2 斷裂過程分析

A 輥斷裂過程及體式顯微組織如圖2 所示。

圖2 A 輥斷裂過程及體式顯微組織

由圖2（a）所示斷裂宏觀形貌特征可知，輥面附近裂紋呈放射性分布，由此判定，收斂位置即為裂紋源。輥芯軸面附近，均為瞬時產生的斷裂紋特征，并未發現其他缺陷，因此確定輥環斷裂是由外表面向內表面發展。

軋制過程中，張力減徑輥受到軋制力FP及其產生的摩擦力FR，如圖1（a）所示。在輥面與鋼管接觸的某處，由于受到大于輥體屈服強度的應力作用，裂紋萌生；起初階段，裂紋擴展緩慢，斷口平坦，呈現光亮的顏色，如圖2（a）所示，該區域為裂紋源區。裂紋擴展過程中，裂紋從兩個相對的邊上相向擴展，并在不同的斷裂階段形成形貌不同的斷口區，依次為灰色裂紋疲勞擴展區和撕裂線顏色發暗的瞬時斷裂區，最終導致斷裂。

裂紋擴展按強度原則和應力原則擴展［13］；張力減徑輥在受到大于輥體屈服強度的應力產生裂紋源后，起初裂紋沿最大應力方向擴展，隨后，由于裂紋的擴展使裂紋前沿應力狀態分布發生變化，裂紋前沿最大應力方向與整體應力方向不一致；因此，裂紋沿裂紋前沿局部最大應力方向擴展而改變原擴展方向發生彎折，最終造成輥環槽面邊沿部位發生大片剝落。

圖2（b）所示在次表面發現一處微裂紋；斷口附近輥面上觀察到眾多微裂紋，及沿斷裂方向的一長條微裂紋，可能是裂紋源，也可能是斷裂主裂紋的二次裂紋。因此，可推測該張力減徑輥在內部殘余應力及冷熱疲勞作用下，輥面產生疲勞微裂紋并進一步擴展，造成A 輥斷裂。

3 檢驗分析與討論

張力減徑輥斷裂是內外部因素綜合作用的結果。由于每個張力減徑輥的工況和受力相同；因此，重點從斷裂A 輥的材質及力學性能本身分析其斷裂原因。

3.1 化學成分分析

張力減徑A 輥的化學成分實測值及標準要求值見表1。

表1 張力減徑A 輥的化學成分（質量分數）實測值及標準要求值 %

Si 為合金熔煉過程中的還原劑和脫氧劑，溶入奧氏體提高基體的屈服強度、彈性極限和抗氧化性，但Si 含量過量會降低基體淬透性。Mn 元素提高基體強度，降低斷輥風險。Cr 形成的M7C3型碳化物含量越高基體淬透性越好。Ni 元素降低馬氏體點，使基體中保留一部分殘余奧氏體，顯著提高基體韌性、強度和回火穩定性及耐磨性。Mo 元素提高奧氏體的穩定性和基體的淬透性，防止第二類回火脆性。對比表1 中化學成分實測值與標準值可知，該批次張力減徑輥成分設計中，Si 含量較高，接近設計值上限；Cr、Mn 含量分別低于設計最低值；Ni、Mo 含量均為設計最低值。因此，張力減徑輥斷裂的原因，可能是Mn、Cr 含量偏低，使基體強度較低，且淬透性不足；Ni、Mo 含量較低，使基體的強韌性不足。

3.2 微觀組織分析

3.2.1 基體組織分析張力減徑A 輥是由離心鑄造方式制造的，其工作層、心部及二者結合層的微觀組織如圖3 所示，微觀組織的EDS 分析如圖4 所示。由圖4 可知，基體中黑色組織為石墨、亮灰色枝狀組織主要為Cr 的碳化物。

圖3 張力減徑輥的微觀組織

圖4 張力減徑輥微觀組織的EDS 分析

由圖3 可知，該張力減徑A 輥工作層組織由團狀石墨、針狀貝氏體和碳化物組成，石墨球化率不高；結合層區域，存在0.2～0.3 mm 的石墨較少區，碳化物仍保持工作層碳化物的形貌；心部組織由團狀石墨、蠕蟲狀石墨、針狀貝氏體和碳化物組成，蠕蟲狀石墨增多，石墨球化率有所降低，可觀察到大量粗大魚骨狀和蜂窩狀碳化物及萊氏體組織。由圖3（b）所示，該斷裂張力減徑輥接近芯軸的心部組織中最終生成了珠光體，同時出現鐵素體，并分布在石墨周圍，形成牛眼狀石墨。

正常張力減徑輥的組織應為貝氏體+石墨+碳化物。由圖3～4 可知，該斷裂張力減徑輥工作層和結合層微觀組織均正常；僅在心部出現珠光體和牛眼狀石墨，為異?，F象。張力減徑輥熱處理過程中，要將基體控制為貝氏體，需合理控制等溫淬火和回火溫度，同時在冷卻過程中，合理控制冷卻速度，使開始冷卻速度足夠大，不至于生成珠光體，同時，溫度降低至300～350 ℃時，降低冷卻速度，或進行短時保溫，以進行貝氏體轉變，獲得下貝氏體組織，并避免馬氏體的產生。這樣基體才兼具高耐磨性和高韌性。

由此可知，張力減徑輥心部組織出現珠光體和牛眼狀石墨，可能是張力減徑輥制造過程中熱處理工藝出現問題。

3.2.2 石墨和碳化物評級

對斷裂的張力減徑A 輥微觀組織中石墨和碳化物進行觀察并評級。工作層、結合層和心部石墨形貌及分布情況如圖5 所示。工作層中石墨大部分為團絮狀和團狀，有少量球狀石墨。結合層處有0.2～0.3 mm 的無石墨區，由此向里石墨形態變化不大，蠕蟲狀石墨稍有增加。根據評級標準［14］，工作層及心部石墨球化率均為4 級，團狀石墨尺寸小于1.5 mm，評級均為8 級。另外，可觀察到工作層的石墨數量較心部石墨含量少。正常張力減徑輥石墨球化率應達到3 級及以上級別。由石墨球形貌可知，該張力減徑輥球化率不高，球化質量不佳。

圖5 石墨形貌、分布及評級

工作層、結合層和心部碳化物形貌及分布情況如圖6 所示；由圖6（a）可知，工作層碳化物為10級；如圖6（b）所示結合層，在無石墨區，碳化物仍保持工作層的形貌，接著向里，碳化物形貌變為粗大的魚骨狀和蜂窩狀；圖6（c）所示心部存在大量尺寸較大的碳化物，評級為20 級。

圖6 碳化物形貌及分布情況

3.3 力學性能分析

張力減徑機組A 輥硬度分布如圖7 所示。由圖7 可知，由槽底至心部方向，硬度分布在45.5～49.7 HRC；由輥面至心部方向，工作層硬度分布在47.3～49.4 HRC；在距輥面約45 mm 處，硬度開始下降；在距心部內部約15 mm 處，硬度達到最低值26.6 HRC。這是由于該張力減徑輥由離心復合鑄造，心部組織與工作層組織存在差異造成的。張力減徑輥工作層正常硬度為45～50 HRC，因此該張力減徑輥工作層的硬度正常。對張力減徑輥拉伸、沖擊性能進行檢測，試樣在屈服前斷裂，斷后伸長率和斷面收縮率均為0，抗拉強度為293 MPa，沖擊功為2.83 J。

圖7 張力減徑A 輥硬度分布

3.4 軋制工況分析

張力減徑機組A 輥斷裂前，5 號機架的峰值電流為1 500 A，隨后電流持續上升，最高接近2 100 A。鋼管開始進再加熱爐時，再加熱爐溫度為980℃，符合軋制規程；鋼管自進爐到出爐，加熱時間為22 min，滿足速度≥25 s/根，在爐時間≥19 min的軋制節奏要求。從光柵信號看，鋼管在進張力減徑機前，沒有因輥道輸送不暢或碰撞以及高壓水除鱗導致的異常停頓，排除了鋼管因異常停頓導致的局部過冷。因此，軋制過程中，僅軋制電流有異常升高，這可能對張力減徑輥帶來較大的熱沖擊［15］，這與根據斷口形貌所推測的張力減徑輥可能受到大于本體強度的異常應力的結果一致。

4 改進措施

綜合以上分析，制定張力減徑輥制造和使用過程中的改進措施。

成分方面，Cr、Mn 等元素含量偏低；制定改進措施為嚴格控制鐵水澆注前成分、澆注溫度，并對成品張力減徑輥化學成分進行抽檢。熱處理工藝方面，可能是回火溫度較高或冷卻速度太慢，達到珠光體轉變開始溫度，且部分碳化物分解為鐵素體和石墨，導致基體心部存在珠光體和牛眼狀石墨。因此，嚴格控制張力減徑輥淬火、回火溫度及冷卻速度，控制基體最終組織為貝氏體，避免珠光體、鐵素體和牛眼狀石墨的出現。由此亦可提高基體的強韌性，提高抵御應力突增等帶來的斷輥風險。另外，加強出廠檢測，新輥石墨球化質量、超聲波探傷、殘余應力需按10%抽檢；孔型、表面粗糙度、硬度、工作層厚度逐支檢驗。以上措施的實施，確保了輥體內不存在微裂紋、砂眼、氣孔、縮松和夾渣等異常鑄造缺陷。

使用過程嚴格控制再加熱爐溫度、在爐時間、鋼管軋制溫度，確保軸承等相關部件正常運轉，確保軋制電流等保持合理范圍。跟蹤張力減徑輥使用過程，掌握軋制工藝、軋制溫度、鋼管種類、冷卻水等情況與輥裂的關系，形成張力減徑輥使用技術、維護技術，并最終固化為使用、維護標準。

經過以上的改進措施和軋制過程中精確的控制措施，新制造的張力減徑輥在半年使用考核期內，未出現異常斷裂現象。

5 結 論

（1） Mn、Cr、Ni 和Mo 元素含量偏低，基體抗拉強度不足，可能是引起斷裂的內部原因之一；后續改進中從熔煉至成品，均加強化學成分監測。

（2） 工作層及結合層微觀組織正常，但球化率偏低；心部出現珠光體和牛眼狀石墨，是熱處理溫度和冷卻速度控制不當的結果；珠光體及牛眼狀石墨的出現是基體強度降低的原因之一。

（3） 軋制電流突然增加，說明張力減徑輥受到異常較大應力，是張力減徑輥斷裂的直接原因。

（4） 將改進措施固化為制造、使用、維護標準，從而避免了斷裂的再次發生。