82B盤條非平衡態冷卻異常組織形成機理研究

李偉

（中天鋼鐵集團有限公司，江蘇常州 213000）

1 引言

82B盤條是通過控軋控冷而獲得的一種索氏體化率較高的過共析鋼高速線材，因具有很高的強度和良好的韌性而廣泛用作預應力鋼絲和鋼絞線等工程結構材料[1，2]。在批量生產過程中，82B盤條偶爾會出現不同等級的條狀馬氏體或網狀滲碳體，而這兩種異常組織的存在破壞了原珠光體組織的均勻性，從而提高了后續拉拔工序的斷絲率。一些研究者認為，82B盤條在散冷線上冷卻速率過快時則形成馬氏體，冷卻速率過慢時則形成滲碳體[3，4]。另一些研究者發現82B馬氏體多形成于盤條芯部，通過模擬論證了盤條芯部馬氏體形成的根本原因是鑄坯中心的鉻錳成分嚴重偏析[5]。另外，82B盤條中心碳偏析會促進緩慢冷卻條件下芯部網狀滲碳體的形成[6]。

本文以斯太爾摩風冷線生產的?12.5mm～?13.0mm 82B盤條的生產結果為研究對象，結合散冷過程控制分析異常組織形成條件，同時探索該類組織在非平衡態冷卻條件下的形成機理，旨在減少實際生產中上述異常組織形成概率，并為鉻錳偏析的82B盤條組織提供控冷改進思路。

2 生產結果與討論

2.1 金相組織

本文以A廠第N條斯太爾摩風冷線19個月共計生產的18.9萬噸?12.5m m～?13.0mm 82B盤條為研究對象，統計結果表明該產線生產的82B盤條出現條狀馬氏體的概率為1.01%，出現網狀滲碳體的概率為1.45%，具體數據如表1所示。

表1 ?12.5mm～?13.0mm 82B盤條異常組織概率表

通過不同異常組織對比發現，無論是?12.5mm規格，還是?13.0mm規格，82B盤條出現馬氏體的概率都小于網狀滲碳體的概率。另外，通過不同規格對比發現，無論是馬氏體，還是網狀滲碳體，?12.5mm 82B盤條出現異常組織的概率大于?13.0mm出現異常組織的概率，其中?12.5mm 82B盤條出現馬氏體的概率是?13.0mm的5.3倍，?12.5mm 82B盤條出現網狀滲碳體的概率是?13.0mm的1.4倍。從圖1來看，82B盤條無論是網狀滲碳體（晶界處白色線條），還是條狀馬氏體（白色塊狀），異常組織級別增大趨勢概率都是先增大后減小，其中2級異常組織出現的概率最大。從圖2來看，82B盤條條狀馬氏體和網狀滲碳體都出現在芯部，但邊緣未發現異常情況。

圖1 82B盤條異常組織級別概率趨勢

圖2 82B盤條異常組織金相形貌

2.2 散冷溫度

A廠第N條生產線82B盤條以（900±15）℃的溫度進行吐絲盤卷，并在斯太爾摩風冷線上進行近似連續冷卻，前14段輥道采用風冷控制，后面采用空冷控制，其散冷溫度曲線類似為側立S型曲線，冷卻過程主要分為三個階段，如圖3所示，其中12.5-D表示12.5mm搭接點；12.5-F表示12.5mm非搭接點；13.0-D表示13.0mm搭接點；13.0-F表示13.0mm非搭接點。

圖3 82B盤條散冷溫度曲線

第一個階段為快速風冷階段，其中?12.5mm規格搭接點平均冷卻速率為8.8℃/s，非搭接點平均冷卻速率為8.5℃/s，?13.0mm規格搭接點平均冷卻速率為8.9℃/s，非搭接點平均冷卻速率為9.2℃/s。總體而言，?12.5mm規格的冷卻速率小于?13.0mm規格的冷卻速率。

第二階段為奧氏體轉變為珠光體的主要相變階段，從曲線來看，?12.5mm規格的相變溫度為613～665℃，?13.0mm規格的相變溫度為603～660℃。另外，82B盤條在強風冷卻32s后出現溫度先升高后降低的趨勢，并在39s時溫度達到最高，說明此時相變最劇烈。溫度先升高是因為相變熱大于風冷熱對流，而后溫度降低是因為相變快結束相變熱小于風冷熱對流。

第三個階段為相變結束后緩慢空冷階段，?12.5mm規格搭接點平均冷卻速率為1.6℃/s，非搭接點平均冷卻速率為1.8℃/s，?13.0mm規格搭接點平均冷卻速率為1.4℃/s，非搭接點平均冷卻速率為1.7℃/s。總體而言，?12.5mm規格的冷卻速率大于?13.0mm規格的冷卻速率。

對上述散冷溫度曲線進行非線性回歸得出，第一階段的擬合公式為T=AeBt，第二階段的擬合公式為T=at2+bt+c，其中T是散冷溫度，t是冷卻時間，A、B、a、b、c是常數，具體參數和擬合度（R2）如表2所示。從擬合度結果可知，第一階段的散冷溫度與時間的關系滿足指數函數，第二階段的散冷溫度與時間的關系滿足二次函數。

3 機理分析

3.1 網狀滲碳體形成機理分析

表2 散冷溫度擬合公式參數和擬合度

由鐵碳相圖可知，82B盤條在平衡態下冷卻將形成99.16%珠光體和0.84%網狀滲碳體，而在風冷條件下的非平衡態冷卻使得原共析路線發生左移，Acm析出線轉變為A3析出線，奧氏體因冷卻速度過快而先析出少量鐵素體，再析出珠光體。因此，冷卻速率越快，82B盤條越不容易在過冷奧氏體邊界析出網狀滲碳體。

在斯太爾摩風冷線上，82B盤條一方面向外發生熱輻射和向內發生熱傳導，另一方面與空氣發生熱對流，其冷卻速率隨著時間增加呈減小趨勢。由于測量溫度是表層溫度，而芯部溫度要高于表層溫度，所以在相同冷卻條件下，推斷芯部冷卻速率要慢于表層冷卻速率。由于82B盤條網狀滲碳體出現在芯部，說明芯部的冷卻速率過慢，近似于平衡態冷卻。由第一階段的分析數據可知，?12.5mm規格表層平均冷卻速率小于?13.0mm規格表層平均冷卻速率，而?12.5mm規格網狀滲碳體率卻大于?13.0mm規格網狀滲碳體率，從而間接說明芯部冷卻速率變慢時，82B盤條的芯部網狀滲碳體率相應提高。

由圖4可知（12.5-D表示12.5mm搭接點；12.5-F表示12.5mm非搭接點；13.0-D表示13.0mm搭接點；13.0-F表示13.0mm非搭接點），在接近相變前，?12.5mm規格搭接點冷卻速率為3.8℃/s，非搭接點冷卻速率為6.1℃/s，?13.0mm規格搭接點冷卻速率為3.9℃/s，非搭接點冷卻速率為6.1℃/s。因此，無論是?12.5mm規格，還是?13.0mm規格，82B盤條搭接點的表層冷卻速率都要低于非搭接點表層冷卻速率，這說明82B盤條搭接點的芯部在接近共析反應前更容易形成網狀滲碳體。在生產過程中，為降低82B盤條的網狀滲碳體率，適當提高相變前搭接點的冷卻速率，即通過調整佳靈裝置來增大搭接點的風量分配，降低相變前搭接點和非搭接點的溫差[7]。

圖4 82B盤條散冷冷卻速率

3.2 馬氏體形成機理分析

從異常組織析出順序對比可知，網狀滲碳體和馬氏體沒有同時出現在盤條芯部，其中網狀滲碳體是在過冷奧氏體晶界處析出鐵素體的過程中產生的成片分散狀異常組織，馬氏體是過冷奧氏體發生共析反應時產生的孤島狀異常組織。

由上述分析可知，82B盤條表層冷卻速率大于芯部冷卻速率，理論上表層更容易出現馬氏體，但事實上所有的馬氏體都出現在芯部，這說明馬氏體形成的直接原因不是冷卻速率。試驗結果表明，Cr、Mn含量的增加會提升過冷奧氏體的穩定性，降低馬氏體形成的冷卻速率，所以在同樣的冷卻條件下Cr、Mn元素的偏析更容易產生馬氏體[5]。由圖2可知，芯部馬氏體的幾何尺寸近似于珠光體的幾何尺寸，這說明馬氏體形成之前的奧氏體晶粒存在Cr、Mn偏析。對于芯部有Cr、Mn元素偏析的82B盤條，在非平衡態冷卻條件下鐵素體析出之后應適當降低冷卻速率有助于抑制馬氏體形成。

由圖4可知，在奧氏體轉變為珠光體的主要相變過程中，?12.5mm規格82B盤條表層冷卻速率基本上大于?13.0mm規格82B盤條表層冷卻速率，而?12.5mm規格馬氏體率大于?13.0mm規格馬氏體率，從而間接說明芯部冷卻速率變快時，Cr、Mn元素偏析的82B盤條的芯部馬氏體率相應提高。在生產過程中，為降低?12.5mm規格82B盤條的馬氏體率，應適當降低相變快結束時的冷卻速率，即通過降低后道次的風機風量來提高終冷溫度。

在82B盤條散冷共析相變過程中，降低冷卻速率雖然可以控制盤條芯部Cr、Mn偏析而析出馬氏體，但是此過程相變熱會造成溫度升高而增大珠光體層間距，從而降低抗拉強度。研究表明相變前過冷度越大，82B珠光體層間距越小[8]。在非平衡態冷卻下，增大共析相變前的過冷度，一方面提升了共析相變前的冷卻速率，另一方面降低了共析相變起始點，若后續降低冷卻速率也能控制相變過程的最大溫度，這既能抑制網狀滲碳體和馬氏體的形成，也能保證抗拉強度。

4 結論

（1）經大量統計數據分析，?12.5m m～?13.0mm 82B盤條出現條狀馬氏體的概率為1.01%，出現網狀滲碳體的概率為1.45%，82B盤條只出現在芯部的異常組織的級別增大趨勢概率都是先增大后減小。

（2）82B盤條的散冷溫度曲線類似為側立S型曲線，主要分為快速風冷階段、共析相變階段和緩慢空冷階段。第一階段和第二階段的散冷溫度與時間的關系分別滿足指數函數和二次函數。

（3）82B盤條網狀滲碳體是其搭接點的芯部在接近共析反應前過冷奧氏體晶界處析出鐵素體的過程中產生的，馬氏體是芯部鉻錳偏析的過冷奧氏體發生共析反應時產生的。通過調整共析相變前后冷卻速率和降低相變前過冷度可降低異常組織出現的概率。