隨著“碳達(dá)峰、碳中和”目標(biāo)的深入推進(jìn)，鋼鐵行業(yè)作為高耗能、高排放的重點(diǎn)領(lǐng)域，正面臨嚴(yán)峻考驗(yàn)。在此背景下，鋼材熱送熱裝技術(shù)憑借顯著的節(jié)能降碳優(yōu)勢，成為鋼鐵企業(yè)降低能源消耗的關(guān)鍵突破口。采用該技術(shù)不僅能使軋鋼工序能耗降低30%~50%、噸鋼碳排放強(qiáng)度降低15%~20%，還可大幅縮短生產(chǎn)周期。
易切削鋼是一類富含S、Pb等易切削元素的鋼種，其對加熱溫度與加熱時(shí)間的控制窗口極為敏感。傳統(tǒng)軋制工藝采用“冷-熱循環(huán)”模式，加熱時(shí)間較長，不僅增加了鑄坯表面的高溫?zé)龘p風(fēng)險(xiǎn)，還易導(dǎo)致軋材表面出現(xiàn)翹皮、疤塊等缺陷。易切削鋼熱送熱裝技術(shù)可顯著縮短鑄坯在加熱爐內(nèi)的駐爐時(shí)間，有助于改善加熱環(huán)節(jié)引發(fā)的質(zhì)量問題，但目前較少有關(guān)于熱送熱裝工藝對易切削鋼組織影響規(guī)律的研究。基于此，研究人員針對低碳硫系易切削鋼在熱送熱裝過程中的顯微組織轉(zhuǎn)變規(guī)律展開研究。
1 試驗(yàn)材料與方法
試驗(yàn)材料選用1215MS低碳硫系易切削鋼鑄坯，其化學(xué)成分如表1所示，取樣時(shí)避開中心偏析等鑄坯缺陷位置。
在Gleeble-3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上開展熱模擬試驗(yàn)，所用試樣尺寸為8mm×12mm（外徑×長度）。模擬熱送過程的工藝原理如圖1所示。由圖1可知：對模擬鑄坯心部位置的試樣，以10℃/s的速率升溫至1200℃，保溫10min后，分別以1，0.5，0.2℃/s的速率逐步冷卻至室溫；對模擬鑄坯表面位置的試樣，以10℃/s的速率升溫至1100℃，保溫5min后，分別以0.5，0.2℃/s的速率逐步冷卻至室溫。
模擬熱送熱裝過程工藝原理如圖2所示。由圖2可知：先以10℃/s的速率將試樣升溫至1200℃，保溫10min后，分別以1，0.5，0.2℃/s的速率冷卻至760℃；隨后以2℃/s的速率升溫至1150℃并保溫10min，之后分兩組處理，將試樣A直接快速冷卻至室溫，用試樣B模擬軋制變形對組織的影響，即以3℃/s的速率冷卻至1050℃，在此溫度下進(jìn)行20%的壓縮變形（變形速率為3s−1），變形完成后快速冷卻至室溫。
作為對照試驗(yàn)，模擬冷裝過程的工藝原理如圖3所示。將試樣以10℃/s 的速率升溫至1150℃，保溫10min后快速冷卻至室溫。試驗(yàn)過程中，記錄熱模擬冷卻階段試樣的膨脹量變化，以此判定相變進(jìn)程。所得熱模擬試樣經(jīng)研磨、機(jī)械拋光處理后，采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸乙醇溶液對其進(jìn)行腐蝕，再將試樣置于光學(xué)顯微鏡下觀察。
2 試驗(yàn)結(jié)果與分析
2.1 連鑄冷卻過程熱履歷
采用數(shù)值模擬的方法，對橫截面尺寸為160mm×160mm（長度×寬度）的 1215MS易切削鋼連鑄過程進(jìn)行熱履歷計(jì)算，具體涵蓋鑄坯不同位置（心部、厚度1/4處、表面）及兩種冷卻工藝：其一為強(qiáng)冷工藝（比水量為0.45L/kg、拉速為1.6m/min），其二為弱冷工藝（比水量為0.35L/kg、拉速為2.1 m/min），計(jì)算結(jié)果如圖4所示。從鑄坯開始凝固到冷卻至室溫的全過程來看，其冷卻速率呈逐漸變慢的趨勢；鑄坯心部與表面的溫差（簡稱“心表溫差”）從凝固初始時(shí)的400℃左右逐步降低至 30~50℃。由此可得出結(jié)論：熱送熱裝溫度越高，鑄坯的心表溫差差異越大。
對鑄坯冷卻過程的溫度曲線求導(dǎo)數(shù)，可得到不同階段的冷卻速率曲線，結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：無論是強(qiáng)冷條件還是弱冷條件，鑄坯在凝固1500 s后基本進(jìn)入穩(wěn)態(tài)冷卻階段，此后冷卻速率穩(wěn)定維持在0.15~0.25℃/s?；谠摻Y(jié)果，在制定模擬熱送工藝時(shí)，將鑄坯的冷卻速率設(shè)定為0.2℃/s。
2.2 熱送過程相變規(guī)律
模擬熱送過程試樣的熱膨脹曲線如圖6所示。由于兩個(gè)試樣分別模擬鑄坯表面與心部，因此采用不同的奧氏體化工藝，以模擬實(shí)際冷卻過程中兩者的奧氏體晶粒尺寸差異。這一工藝差異導(dǎo)致兩個(gè)試樣的鐵素體相變開始溫度不同：鑄坯表面的奧氏體晶粒尺寸相對較小，其鐵素體相變開始溫度略高，F(xiàn)s表面=888℃，而Fs心部=854℃；但兩者的鐵素體相變結(jié)束溫度相近，F(xiàn)f表面=702℃，F(xiàn)f心部=705℃。具體而言，當(dāng)鑄坯表面溫度冷卻至888℃時(shí)，表面率先開始鐵素體相變；此時(shí)因鑄坯存在心部和表面溫差，結(jié)合圖4可知，鑄坯心部溫度仍高達(dá)1020℃，處于完全奧氏體狀態(tài)。當(dāng)鑄坯心部溫度冷卻至705℃時(shí)，心部相變完全結(jié)束，此時(shí)鑄坯表面溫度已降至652 ℃。
綜上可得出以下規(guī)律：當(dāng)熱裝溫度（鑄坯表面溫度）高于888℃時(shí)，鑄坯內(nèi)部均為奧氏體；當(dāng)熱裝溫度處于652~888℃時(shí)，鑄坯內(nèi)部部分區(qū)域始終處于γ+α兩相區(qū)；當(dāng)熱裝溫度低于652℃時(shí)，鑄坯內(nèi)部均轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+珠光體。
處于兩相區(qū)的鑄坯進(jìn)入軋鋼加熱爐后，已發(fā)生相變的鐵素體經(jīng)過加熱會(huì)重新形核、長大，轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體（定義該種奧氏體為二次奧氏體，γII），未發(fā)生相變的奧氏體（定義該種奧氏體為一次奧氏體，γI）則在原來基礎(chǔ)上繼續(xù)長大，不同熱裝溫度對應(yīng)不同的鐵素體比例，兩種奧氏體比例也不相同，因此奧氏體在尺寸上表現(xiàn)出顯著差異。鑄坯內(nèi)部兩種奧氏體的存在是熱送熱裝與冷裝的主要區(qū)別。假設(shè)熱裝溫度為760℃，鑄坯心部溫度實(shí)際為827℃，鐵素體相變未結(jié)束，根據(jù)杠桿定律，兩相區(qū)中各相的比例如圖7所示。由圖7可知：鑄坯表面鐵素體比例為92.3%，完全奧氏體化后γII比例為92.3%，鑄坯心部鐵素體比例為11.4%，完全奧氏體化后γII比例11.4%。
模擬熱送工藝?yán)鋮s至室溫后的顯微組織形貌如圖8所示。由圖8可知：鑄坯表面與心部兩個(gè)位置的顯微組織均為鐵素體+珠光體；其中，模擬鑄坯表面試樣的鐵素體晶粒尺寸為16.4μm，而模擬鑄坯心部試樣的鐵素體晶粒尺寸為19.1μm。對比可知，模擬心部試樣的鐵素體晶粒與珠光體球團(tuán)尺寸均明顯大于模擬表面試樣，這一組織特征與連鑄過程中的實(shí)際相變規(guī)律相符。
2.3 熱送熱裝過程
模擬熱裝溫度為760℃時(shí)，鑄坯經(jīng)加熱爐加熱后快速冷卻至室溫，其顯微組織形貌如圖9所示，整體組織類型為鐵素體+珠光體，且可清晰劃分為兩類形態(tài)差異顯著的組織。一類為大塊的αI型鐵素體+珠光體，其由熱送過程中未發(fā)生相變的奧氏體繼續(xù)長大形成尺寸超大的奧氏體γI轉(zhuǎn)變而來，該類奧氏體發(fā)生鐵素體相變時(shí)，形核點(diǎn)主要為奧氏體晶界，由于該區(qū)域奧氏體晶粒大、晶界少，鐵素體相變速率慢，鋼中碳原子逐漸富集至該區(qū)域，珠光體比例更高；另一類為數(shù)量眾多的小尺寸αII型鐵素體+ 珠光體，其由熱送過程中已發(fā)生鐵素體相變后轉(zhuǎn)變成的奧氏體γII而來，該類奧氏體晶粒尺寸小、晶界多，鐵素體形核點(diǎn)多、相變速率快，優(yōu)先形成鐵素體，在組織形貌中顯現(xiàn)出的鐵素體比例更高。
2.4 模擬軋制對熱送熱裝組織的影響
模擬軋制作用下，熱裝溫度為760℃的鑄坯室溫顯微組織形貌如圖10 所示，其組織類型仍為鐵素體+珠光體。與圖9所示的未變形鑄坯組織相比，軋制后的組織雖仍可區(qū)分出αI型與αII型鐵素體+珠光體，但αI型鐵素體+珠光體的晶粒已得到明顯細(xì)化。產(chǎn)生這一細(xì)化現(xiàn)象的原因?yàn)椋簾崴瓦^程中未發(fā)生相變，并在加熱爐內(nèi)繼續(xù)長大形成的超大尺寸一次奧氏體 γI，以及熱送過程中已完成鐵素體相變、后在加熱爐內(nèi)重新轉(zhuǎn)變形成的二次奧氏體γII，經(jīng)熱軋變形作用后均發(fā)生了奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶使原本尺寸差異顯著的奧氏體晶粒重新分布且整體細(xì)化，后續(xù)冷卻并發(fā)生鐵素體相變時(shí)，細(xì)化后的奧氏體晶界提供了更多形核點(diǎn)，最終促成組織整體細(xì)化。綜上可知，熱軋過程中的奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能夠在一定程度上消除熱送過程中因鑄坯處于γ+α兩相區(qū)所導(dǎo)致的組織不均勻現(xiàn)象。
2.5 模擬冷裝過程
模擬冷裝過程的鑄坯經(jīng)加熱爐加熱后快速冷卻至室溫，其顯微組織形貌如圖11所示，組織類型為鐵素體+珠光體。與圖9所示的模擬熱送熱裝未軋制試樣相比，冷裝工藝下的鑄坯組織均勻性更優(yōu)，且晶粒細(xì)化程度更高；與圖10所示的模擬熱送熱裝后熱軋?jiān)嚇酉啾?，冷裝工藝的鑄坯組織狀態(tài)已十分接近熱軋后的細(xì)化效果，但從整體均勻性與晶粒細(xì)化程度來看，冷裝工藝的組織質(zhì)量仍優(yōu)于熱送熱裝工藝。
3 工業(yè)化應(yīng)用
根據(jù)上述試驗(yàn)結(jié)果，1215MS鋼實(shí)際熱送熱裝溫度應(yīng)選擇在鑄坯整體處于γ+α兩相區(qū)溫度以下，即652℃以下。為驗(yàn)證該溫度區(qū)間的適用性，選取熱送熱裝溫度為600℃的φ6.5mm熱軋盤條，與冷坯加熱軋制的同等規(guī)格熱軋盤條進(jìn)行顯微組織形貌與力學(xué)性能對比。從顯微組織形貌來看（見圖12），兩種盤條經(jīng)高速線材軋機(jī)多道次軋制后，組織均基本實(shí)現(xiàn)均勻化，未出現(xiàn)明顯的組織差異。從力學(xué)性能來看（見表2），熱送熱裝盤條與冷坯加熱盤條的力學(xué)性能基本保持一致。由此可得出結(jié)論：1215MS 低碳硫系易切削鋼在γ+α兩相區(qū)以下溫度（如600℃）進(jìn)行熱送熱裝，不會(huì)對最終熱軋盤條的顯微組織形貌與力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。
4 討論
根據(jù)熱裝溫度與γ→α相變溫度區(qū)間的對應(yīng)關(guān)系，可將低碳硫系易切削鋼劃分為以下3種典型情況。
第一種情況：熱裝溫度高于鑄坯表面γ→α相變開始溫度888℃。此時(shí)整個(gè)鑄坯內(nèi)部均處于完全奧氏體狀態(tài)，進(jìn)入軋鋼加熱爐后無需重新形核，僅在原有奧氏體晶粒的基礎(chǔ)上繼續(xù)長大，最終形成的奧氏體晶粒尺寸由初始奧氏體長大程度決定。
第二種情況：熱裝溫度處于鑄坯心部和表面γ→α相變對應(yīng)的兩相區(qū) 652~888℃。該溫度區(qū)間內(nèi)，鑄坯部分位置（如表面或靠近表面區(qū)域）已完成γ→α相變，而部分位置（如心部）仍處于奧氏體狀態(tài)。進(jìn)入軋鋼加熱爐后，已發(fā)生γ→α相變的區(qū)域需重新進(jìn)行α→γ相變形核與晶粒生長；未發(fā)生γ→α相變區(qū)域的原始奧氏體則直接在原有晶?；A(chǔ)上長大。由于兩種區(qū)域奧氏體的生長（形核+長大/直接長大）時(shí)機(jī)與機(jī)制存在差異，最終導(dǎo)致加熱過程中鑄坯內(nèi)部奧氏體晶粒呈現(xiàn)明顯的不均勻性。
第三種情況：熱裝溫度低于鑄坯γ→α相變完全結(jié)束對應(yīng)的表面溫度652℃。此時(shí)鑄坯所有位置均已完成γ→ α相變，進(jìn)入軋鋼加熱爐后，需在全區(qū)域重新進(jìn)行α→γ相變形核與晶粒生長，最終形成的奧氏體均為二次奧氏體。該類二次奧氏體從形核到長大的整體經(jīng)歷時(shí)間相對較短，因此晶粒細(xì)小且分布均勻，其相變過程與冷坯重新加熱的相變過程完全一致。
針對熱送熱裝溫度處于γ+α兩相區(qū)內(nèi)的情況，經(jīng)軋制處理后，鑄坯內(nèi)原本存在的兩種奧氏體均會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。這一過程可將熱軋前不均勻的粗大奧氏體晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚣?xì)小的等軸晶奧氏體。在后續(xù)冷卻過程中，等軸晶奧氏體發(fā)生γ→α相變，鐵素體在奧氏體晶界處形核并長大。最終，鑄坯可基本實(shí)現(xiàn)與冷裝坯料相似的組織狀態(tài)與力學(xué)性能。
5 結(jié)論
（1）當(dāng)?shù)吞剂蛳狄浊邢麂?1215MS熱送熱裝溫度處于γ+α兩相區(qū)溫度（652~888℃）時(shí)，組織出現(xiàn)不均勻現(xiàn)象；當(dāng)熱送熱裝溫度處于γ或α單相區(qū)溫度（大于888℃或小于652℃）時(shí)，組織均勻性較好。
（2）高溫軋制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶可在一定程度上消除兩相區(qū)熱送熱裝引起的組織不均勻性，但整體效果仍不及冷裝。
（3）綜合考量生產(chǎn)順行、熱送熱裝節(jié)奏，建議將低碳硫系1215MS易切削鋼的熱送熱裝溫度控制在652℃以下，工業(yè)化生產(chǎn)可實(shí)現(xiàn)與冷裝產(chǎn)品同等的組織和性能。
作者：王翔1，徐士新2，3，4，呂迺冰2，楊松1，劉珂2，李濤4
單位：1. 首鋼貴陽特殊鋼有限責(zé)任公司；
2.首鋼集團(tuán)有限公司 技術(shù)研究院；
3.北京工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院；
4.華北理工大學(xué) 冶金與能源學(xué)院
來源：《理化檢驗(yàn)-物理分冊》2025年第11期
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