集濾器管破損分析及工藝改進

張懷青，韓常德，李淞，董國勝，宗先富

濰柴重機股份有限公司 山東濰坊 262737

1 序言

某單位生產的集濾器管形狀如圖1所示，由兩部分組成，A部分為擴孔端，B部分為聯接端。所用原材料是φ45mm×2mm的10號無縫鋼管，工藝流程：冷拔鋼管退火→下料→加工→拋丸→擴孔。在進行最后擴孔工序時出現破損，破損率較高，嚴重時超過50%，與技術要求的≤5%相差甚遠。解決破損率較高這一難題，具有重要的現實意義。

圖1 集濾器管形狀

2 試驗方法

采用OBLF直讀光譜儀對破損集濾器管進行化學成分分析；用手動便攜式切割機截取試樣，并將試樣鑲嵌、研磨、拋光后，用4%硝酸酒精進行浸蝕；用OLYMPUS GX51奧林巴斯金相顯微鏡檢驗金相組織；用THB-3000電子布氏硬度計檢驗硬度。

3 試驗結果與分析

3.1 化學成分分析

用直讀光譜儀對集濾器管進行化學成分分析，結果見表1。符合《GB/T 699—2015優質碳素結構鋼》標準要求。

3.2 宏觀觀察

從圖2所示的集濾器管裂口宏觀形態照片中可以看出，集濾器管擴孔端（A部分）邊緣有一處或多處裂口，有的裂口由外向內繼續擴展至管子底部；破裂端面凹凸、彎曲不平整，與集濾器管擴孔主應力約呈45°；裂口呈暗灰色、纖維狀，似為撕裂的斷口，從斷口觀察，屬明顯的韌性斷裂。

圖2 集濾器管裂口宏觀形態

表1 集濾器管化學成分（質量分數） （%）

3.3 金相檢驗

觀察未破裂端集濾器管聯接端（B部分）的金相組織，如圖3所示。從圖3a中可以看出，顯微組織無可見變化，只是晶體中的缺陷密度和它們的分布發生了改變，鐵素體晶粒仍然是沿冷拔方向而變形，呈長條狀分布，且鐵素體內有少量的黑色條狀滑移線；分布于鐵素體晶界處的珠光體也呈長條狀；如果再繼續增加變形量，鋼管極易發生破裂[1]。由于沒有生成無畸變的再結晶等軸狀晶粒代替原來的變形晶粒，說明無縫鋼管冷作硬化后的熱處理再結晶過程未完全進行，即再結晶退火效果欠佳[2]。因此，需要對退火工藝進行優化改進。

圖3 破裂的集濾器管金相組織（200×）

從圖3b中可以看出，在變形的鐵素體晶粒基體上，局部有許多順著變形方向分布的細小顆粒狀三次滲碳體，有的沿晶界析出并呈鏈狀分布。這種聚集分布形態的三次滲碳體，破壞金屬基體的連續性，降低鋼管的沖壓性能，易使鋼管在擴孔時沿著它的分布方向開裂[1]，因而，集濾器管在擴孔時出現破裂。

3.4 硬度檢驗

檢查集濾器管原材料退火前后和破裂集濾器管擴孔端（A部分）、聯接端（B部分）表面硬度，結果見表2。集濾器管原料和集濾器管擴孔端硬度分別為196HBW、192HBW和160HBW、158HBW，硬度相對較高，是由于無縫鋼管在冷拔和集濾器管擴孔的過程中，產生了加工硬化現象，且前者硬化效果更顯著。而集濾器管原料退火后硬度為128HBW、132HBW，硬度降低，則是由于退火后，材料的彈性畸變能下降，晶粒之間相互牽制的作用減弱，微觀內應力降低，組織趨于穩定，各種力學性能得到一定程度恢復的緣故[1]。破裂集濾器管聯接端B部分同樣為退火狀態，硬度為132HBW、126HBW，與原料退火后的硬度趨于一致，表明退火后，晶粒得到了一定程度的恢復。

表2 集濾器管表面硬度

4 工藝分析及改進

φ45mm×2mm的10號無縫鋼管退火是在輥底式連續爐中進行的，三區加熱溫度分別為780℃、800℃、760℃，進爐至出爐時間約20min。由于無縫鋼管密布在爐底部，受熱均勻性差，運行時間較短，再結晶退火后的效果不能滿足使用要求[3]。為了徹底消除加工硬化現象，根據參考文獻[4]，一般金屬材料的最低再結晶溫度T再與其熔點T熔之間的近似對應關系T再≈0.4T熔（K）及預防晶粒長大等因素，將工藝改進為：分別降低三區加熱溫度至700℃、680℃、680℃，增加進爐至出爐時間為約50min。

5 工藝驗證

應用改進后的工藝參數進行退火，檢驗退火后無縫鋼管的硬度為120HBW、124HBW，較前述的退火前硬度196HBW、192HBW明顯下降，數值達72HBW；金相組織如圖4所示，鐵素體晶粒通過形核、長大，由退火前的長條狀改變為等軸狀；生產的600支無縫鋼管，下料7825件集濾器管，擴孔破裂141件，破損率為1.8%，完全滿足≤5%的技術要求。

圖4 工藝改進后鋼管退火前后金相組織（200×）

6 結束語

1）集濾器管擴孔破損主要原因是原材料鋼管退火加熱保溫時間短，晶粒未完全進行再結晶。

2）通過優化退火工藝，降低加熱溫度、延長保溫時間，有效地解決了集濾器管擴孔破損率較高的問題。