82B高速線材拉拔過程中顯微組織的演變分析

谷春霞 趙賢平 田伏慶 霍玉英

(安陽鋼鐵集團有限責任公司)

0 前言

高碳盤條鋼是生產高強度、低松弛預應力混凝土結構用鋼絲和鋼絞線的主要原材料，主要應用于鐵路，公路、跨海大橋、大型建筑、水利等領域，它具有抗拉強度高、延伸率好，松弛率低。應力損失小和耐疲勞性能優良等特點。82B盤條屬于大變形冷加工鋼材，用戶的生產工藝為酸洗→磷化→拉拔→捻制→漲拉→卷取→打捆、包裝。一般以3 m/s～8 m/s的拉速連續拉拔至 Ф5.02 mm ～ Φ5.07 mm，總減面率達83%。筆者主要分析在各道次拉拔過程中，分析顯微組織及其芯部缺陷(如馬氏體)在冷變形下如何演變，其變化狀態對拉拔性能有如何影響;并根據分析結果提出改善拉拔性能的生產工藝方法，以指導實踐生產，避免拉拔過程中出現斷絲，達到提高成材率的目的。

1 試驗

1.1 試驗材料

試驗材料取自安鋼第一煉軋高速線材軋機生產的公稱尺寸為Φ12.5 mm表面檢測無明顯缺陷的82B盤條，化學成分及力學性能均符合質量標準要求，見表1。

1.2 試驗方法

在拉拔制絲廠，在室溫經9道次連續拉拔至Φ5.06 mm，拉拔工藝為：Ф12.5 mm→Ф11.3 mm→Ф10.1 mm→Ф9.06 mm→Ф8.15 mm→Ф7.35 mm→Ф6.67 mm→Ф6.08 mm→Ф5.58 mm→Ф5.06 mm，拉拔速度為4.5 m/s。各道次拉拔后截取試樣，經金相制樣，4%硝酸酒精腐蝕，在FEI Quanta 200掃描電鏡下進行顯微組織觀察。

表1 化學成分和力學性能

2 試驗結果

2.1 索氏體組織

由于冷卻和規格效應的因素，82B盤條邊部索氏體含量較高，而芯部較低，不具有代表性，故以二分之一半徑處的組織作為觀察分析對象。另外由于索氏體片層較細，用一般的光學顯微鏡觀察已顯示不出組織內部細節，故采用具有高分辨率、高景深的掃描電子顯微鏡進行組織觀察分析。通過觀察82B盤條拉拔前原始組織和拉拔過程各道次中的組織變形情況來進行分析，顯微組織SEM像觀察結果如圖1所示。

圖1 拉拔前和各道次拉拔過程中縱向顯微組織觀察SEM像

由圖1可以看出，盤條原始組織為片層間距細小的珠光體類組織，即索氏體組織，而且珠光體團呈等軸狀，珠光體片層平直，且各相鄰珠光體團片層排列不存在擇優取向(圖1(a))。圖1(b)～(f)為冷拉過程中不同道次下82B盤條的縱向顯微組織形貌。初期拉拔由于變形開始階段應變量較小，所以滲碳體片層排列沒有明顯改變(圖1(b))。經過3～6道拉拔后，隨著拉拔次數的增加，變形程度的增大，珠光體團的取向逐漸轉到與拉拔方向趨于一致(圖1(c)～(e))。再經過深度拉拔，可以觀察到索氏體組織沿著拉拔方向呈纖維狀排列，而且索氏體片層間距在逐漸變得更細(圖1(f))。在整個拉拔過程中未出現斷絲現象。

2.2 芯部馬氏體

馬氏體是一種硬而脆的相，在拉拔過程中由于不易變形而易產生橫向裂紋，最終導致拉拔斷裂。馬氏體的形成與具有化學元素的偏聚和快冷有關，而82B盤條含有高Mn、Cr等元素，易形成芯部偏析，加之吹風控冷，在芯部區域形成馬氏體。通過觀察馬氏體在拉拔前和在各道次拉拔中變形情況，來分析馬氏體隨拉拔道次的增加的演變情況，SEM像觀察結果如圖2所示。

由圖2可以看出，在盤條的芯部出現少量的呈竹葉狀的高碳隱晶馬氏體［1］(圖2(a))。由于變形初期應變量較小，而芯部的馬氏體在拉應力的作用下出現裂紋，裂紋與水平拉拔方向接近成45°(圖2(b))。隨著拉拔道次的增加，芯部馬氏體的裂紋數量明顯增加(圖2(c))。由于索氏體和馬氏體塑性變形不一致，可以觀察到在馬氏體與索氏體界面處出現裂紋(圖2(d))。在后期的拉拔中，拉拔使芯部的馬氏體與索氏體基本脫離，芯部的裂紋已經不僅僅局限于馬氏體，而是已經擴展到索氏體基體之中，且馬氏體幾乎無變形(圖2(e)、(f))。

圖2 拉拔前和各道次拉拔過程中縱向芯部馬氏體觀察SEM像

3 分析與討論

3.1 索氏體隨拉拔性能的演變

索氏體的綜合力學性能優于粗珠光體的綜合力學性能。索氏體和珠光體均屬于片狀珠光體，片狀珠光體的金屬材料的抗拉強度主要取決于珠光體的片間距，抗拉強度隨片間距的縮小而增大。這是由于珠光體在受外力拉伸時，塑性變形基本上在鐵素體片內發生，滲碳體層則有阻止滑移的作用，滑移的最大距離就等于片間距。此外，片間距較小時，珠光體中層片滲碳體是不連續的，層片鐵素體并為完全為滲碳體所隔離。片間距約小，鐵素體和滲碳體的相界面越多，對位錯的阻礙越大，即塑性變形抗力越大，因而強度越高。已有的研究表明［2］，片層間距與拉拔變形應變量的關系式為：

式中：do——變形前珠光體片層間距;

ds——變形后珠光體片層間距;

ε——應變量。

隨著拉拔過程的不斷進行，珠光體片層逐漸變成纖維狀，并與拉拔方向相一致。但是，并不是所有的珠光體團都是如此，當某個原始珠光體團片層與拉拔方向相垂直時，即該珠光體團片層的取向因子為零，片層排列方向則無法進行調整。然而，拉拔應力也迫使滲碳體片層發生劇烈扭折彎曲而變形，但并沒有使滲碳體片層厚度明顯減小。在索氏體組織為主的82B盤條鋼中，滲碳體大致分為三種不同的取向：平行于拉拔方向，垂直于拉拔方向，與拉拔方向成一定傾斜角度。根據實驗及觀察，不同取向的滲碳體片層在拉拔過程中的變形情況如圖3所示［3］。

圖3 索氏體中滲碳體在拉拔過程中的變化情況

由圖3可以看出，當滲碳體片層取向與拉拔方向一致時，拉拔后滲碳體片層取向保持不變，但滲碳體片層變細;當滲碳體片層取向與拉拔方向垂直時，拉拔后滲碳體片層發生嚴重彎曲;當滲碳體片層取向與拉拔方向成一定傾斜角度時，拉拔后滲碳體片層取向發生改變，與拉拔方向一致，并且滲碳體片層變細。如果滲碳體分布粗大而且不均勻，在拉拔過程中，會使在滲碳體周圍的鐵素變形量太大而產生迅速的加工硬化，在后拉拔過程中迫使滲碳體也做大量變形，然而滲碳體卻難以承受大量變形，其結果便是在強度較弱的鐵素體與滲碳體界面處出現裂紋，進而在繼續拉拔的時候發生裂紋的擴展直至斷裂。

如果滲碳體能以細小均勻的形態分布在鐵素體基體上，則在拉拔過程中，鋼絲可在整體范圍內發生均勻的變形，而不會在局部的范圍發生位錯的塞積;同時，細小的滲碳體片間的鐵素體發生拉長變形后，使得滲碳體更加的彌散分布。這既大大增強了鋼絲的強度，又擴大了鋼絲的允許變形程度，提高了鋼絲的綜合性能［4-5］。經過9道次的拉拔，由于索氏體良好的變形情況，在芯部無組織缺陷和異常相的情況下，拉拔不會出現斷絲現象。

由以上分析可以看出，滲碳體片層越細，取向越與拉拔方向(縱向取向)一致，其拉拔性能越優越。使滲碳體片層細小的方法是軋后加大吹風量，避免粗片狀的珠光體的形成，盡量得到較高的索氏體含量。對于滲碳體的取向則可以在末端軋制時采用大的變形量或采用大規格的連鑄方坯，在相變時大的縱向變形量有利于滲碳體片趨于縱向取向。

3.2 芯部馬氏體隨拉拔性能的演變

由于鑄坯中心合金元素的偏析，且Mn、Cr是穩定奧氏體狀態的元素，造成盤條中心部位的C曲線比其表面的C曲線更靠右，使中心部位冷卻速度低于盤條表面，導致奧氏體保持到較低的溫度，奧氏體的低溫轉變自然就是馬氏體。馬氏體是一種硬而脆、塑性較低的相，顯微硬度＞900 HV。82B盤條芯部區域觀察到的馬氏體為呈竹葉狀的高碳隱晶馬氏體，利用電子探針分析［6］盤條芯部的 Mn、Cr偏高，其實質就是成分偏析，即芯部馬氏體的形成與成分偏析密切相關，有的尺寸甚至可以超過50 μm。

在未拉拔前，芯部馬氏體由于組織應力的存在已經產生微小裂紋(如圖2(a))。但由于盤條中的馬氏體量相對較少，經過第1道次或第2道次的拉拔，由于產生的裂紋不足于引起拉拔斷裂。隨著拉拔道次的增加及變形量的增大，拉拔使芯部的馬氏體與索氏體基本脫離，芯部的裂紋已經不僅僅局限于馬氏體，而是已經擴展到索氏體基體之中。馬氏體周圍的索氏體的變形已經繞開馬氏體而形成流變。馬氏體成為一個應力集中源，若馬氏體顆粒較大，形成的裂紋也較多，裂紋擴展的程度也較強，形成較多的裂紋源，易造成拉拔斷裂。這說明成分偏析也是線材拉拔脆性斷裂的原因之一。而采用擴大連鑄方坯尺寸、嚴格控制鋼水過熱度、增加電磁攪拌等工藝技術，可控制成分偏析，預防芯部馬氏體的形成。

4 結論

1)由于索氏體屬于細片狀珠光體，因此它具有高的冷拉極限值，可以承受大的減面率，而且索氏體中的鐵素體相和滲碳體相高度彌散，片層間距小，所以當盤條拉拔變形時，承受滑移的鐵素體相不易引起應力集中。

2)索氏體中的滲碳體相為細薄片層形態，它在拉拔變形時能夠發生塑性變形，因此盡管經過9道次的拉拔，索氏體基體仍然保持完好，沒有出現任何裂紋。

3)盤條芯部馬氏體組織，其塑性變形能力明顯低于索氏體，基本無變形，在拉拔力的作用下產生不均勻變形，在基本拉應力和附加拉應力的共同作用下，使盤條在第1道次拉拔時就在芯部出現裂紋，在接下來的多道次拉拔過程中，裂紋沿著拉拔方向不斷擴展。

4)在實際生產中采用軋后加大吹風量及在末端軋制時大的變形量或大規格的連鑄坯等工藝技術，得到具有片層細小且取向趨于拉拔方向一致的滲碳體;另外通過擴大連鑄方坯尺寸、嚴格控制鋼水過熱度、增加電磁攪拌等工藝，可避免鑄坯合金元素的成分偏析，預防盤條芯部馬氏體的形成，提高拉拔性能。

［1］ 趙賢平，李子林，李靜宇.82B盤條常見質量缺陷分析.金屬制品，2008，34(6)：34-37.

［2］ 涂益友，蔣建清，蔡磊，等.大應變變形珠光體鋼絲微觀組織結構的研究.鋼鐵，2008，43(7)：72-73.

［3］ 于慶波，劉相華，趙賢平.控軋控冷鋼的顯微組織形貌及分析.北京：科學出版社，2010：237-238.

［4］ Skolyszewski A ，Packo M.Back tension value in the fine wire drawing process. Journal of Materials Processing Technology.1998，80-81：380-387.

［5］ Languillaume J，Kapelski G，Baudelet B.Evolution ofthe tensile st rength in heavily cold drawn and annealed pearlitic steel wires.Materials Letters 1997，33(3-4)：241-245.

［6］ 陳方玉.82B線材脆性斷裂原因分析.武鋼技術，2005，43(6);9-11.