82B盤條拉拔斷裂原因分析及性能提升

張 飛，王宏剛，周慶輝

（陜鋼集團漢中鋼鐵有限責任公司，陜西 漢中 724200）

以82B盤條加工形成的預應力鋼絞線主要應用于高層建筑、大跨度橋梁、鐵路、機場、大壩等重大工程。Φ12.5 mm的82B盤條經過9道次連續冷拔拉，制成了Φ5.05 mm的鋼絲，變形比高達84%[1］。陜鋼集團漢中鋼鐵有限責任公司（以下簡稱“漢鋼”）公司生產的82BΦ12.5 mm盤條在研發初期供客戶試用過程中出現拉拔斷裂現象，在一定程度上影響了客戶的日加工產量。本文通過對82B盤條斷口形貌、組織等分析，找出造成盤條拉拔斷裂的主要原因，并進行了工藝優化。

1 生產工藝及成分

漢鋼82B生產工藝流程為高爐鐵水→120 t轉爐→LF爐精煉→165 mm×165 mm方坯連鑄→摩根六代高速軋制→斯太爾摩線控冷→成品檢驗→包裝入庫。82BΦ12.5 mm盤條化學成分見表1。

表1 82B盤條各元素的質量分數 %

2 盤條斷口分析

2.1 宏觀形貌分析

通過對漢鋼82B斷裂樣進行分類，斷口主要為筆尖圓錐型和空心錐杯型斷口，斷口宏觀形貌如圖1、圖2所示。其筆尖狀斷裂主要發生在拉拔過程中，斷口的一端為筆帽狀錐孔，另一端為筆尖狀錐體。錐面大多存在破損，未破損面較為光滑。拉拔斷口未展現出杯狀，錐尖對應盤圓的軸心，因此，初步判斷斷裂源在鋼材的軸心位置。

圖1 82B盤條斷口宏觀形貌（俯視）

圖2 82B盤條斷口宏觀形貌（正視）

2.2 金相組織分析

在試樣上截取橫截面，經磨制、拋光、4%硝酸酒精腐蝕后，其金相顯微組織見下頁圖3。試樣基體組織為鐵素體+珠光體+索氏體。按照YB/T 169—2014規定，采用定量金相手工檢測法測得索氏體含量為92%。按照GB/T 24242.1—2009規定，采用金相法檢驗來樣中的馬氏體和網狀滲碳體，試樣中心位置無馬氏體島，網狀滲碳體級別為4.0級（如下頁圖4）。網狀滲碳體是沿晶界析出滲碳體而把晶粒部分或全部包圍起來所形成的一種連續或不連續的碳化物網。這種組織的存在，破壞了基體的連續性，消弱了晶粒之間的結合力，在盤條受力時，使整個截面變形不均勻，容易沿晶界首先斷裂，在拉拔時形成尖狀斷口[2］。

圖3 82B金相顯微組織

圖4 金相法檢驗網狀滲碳體

2.3 斷口掃描分析

對圖1、圖2斷口位置中的夾雜物顆粒進行能譜分析，從能譜圖中（下頁圖5）可以看出，夾雜物主要為硅酸鹽氧化物，同時含有Na、K等堿金屬元素，根據物料元素來源分析，夾雜物來自于中包保護渣。

圖5 夾雜物顆粒進行能譜成分分析

3 鑄坯碳偏析檢驗

盤條心部網狀滲碳體產生的原因在于盤條心部的碳偏析，當盤條心部的w（C）超過1.0%時必然會在偏析區域形成網狀滲碳體[3］。對82B的165 mm×165 mm方坯進行橫剖，在橫截面的對角線上每隔3 cm用5 mm的鉆頭鉆深8 mm取樣，共取樣13處（見圖6），用碳硫分析儀對w（C）進行檢驗，計算鋼坯偏析指數（計算方法如式（1）所示）。

圖6 方坯橫斷面鉆孔取樣位置圖 （mm）

圖6方坯橫截面鉆孔處碳偏析指數見表2，可以看出，鑄坯中心碳偏析指數為1.18。

表2 鑄坯橫斷面碳偏析指數

4 筆尖狀斷口產生原因

筆尖圓錐型和空心錐杯型斷口主要是因夾雜物、中心組織異常（粗大二次網狀滲碳體、馬氏體等）等所致，筆尖狀斷口盤條金相組織檢驗顯示，盤條心部存在4.0級網狀滲碳體。網狀滲碳體屬于典型的硬脆相，在拉拔加工過程中，這些硬脆相組織無法與基體保持協調變形，在拉拔應力持續作用下，異常組織與基體相交處產生微裂，網狀滲碳體組織區域的邊沿首先滑移形成顯微孔洞，隨著拉拔變形量增加，裂紋擴展造成斷裂形成筆尖狀斷口。另外，檢驗結果顯示82B盤條斷口處含大量硅酸鹽夾雜物，硅酸鹽類的夾雜破壞了盤條基體組織的連續性，夾雜物高硬度和低塑性特點使82B母材塑性下降，導致鋼絲在持續受力時沿夾雜物方向產生微裂紋，進一步導致鋼絲在拉拔、熱處理、捻股時斷裂。

5 工藝改進措施

5.1 煉鋼工序

5.1.1 轉爐和LF精煉

穩定鐵水及廢鋼質量，采用高拉碳工藝，保證出鋼碳在0.25%以上，降低鋼水w（O），減少夾雜物的生成，同時進行窄區間成分控制，將熔煉成分w（C）嚴格控制在0.81%~0.83%，保證鋼水成分均勻，提高82B鋼水的潔凈度，保證材料的通條性能。

5.1.2 連鑄工序

將過熱度控制在25℃以內；使用塞棒控流，將拉速穩定控制在1.8 m/min，穩定液面控制，避免保護渣卷入結晶器；優化二冷配水及使用末端電磁攪拌，改善鑄坯結晶組織，抑制柱狀晶生長，增加等軸晶區；做好保護澆鑄，減少鋼液在連鑄過程中發生二次氧化和吸氮。

5.2 軋鋼工序

盤條精軋后，在由奧氏體向其它相轉變前，奧氏體會進行回復、再結晶以及晶粒長大過程，且這一過程與溫度和時間有直接關系，溫度越高，時間越長，奧氏體晶粒也越大，而吐絲溫度會影響盤條發生相變前奧氏體晶粒的大小[4]。根據82BΦ12.5 mm斯太爾摩冷卻線的生產實際情況，控制吐絲溫度在860~880℃。

高碳鋼中出現先共析鐵素體和二次滲碳體相，除了與化學成分有關外，還與冷卻速度有關。當冷卻速度超過10℃/s時，可抑制高碳鋼中先共析相的析出，得到索氏體組織[5]。結合盤條在風冷輥道的冷卻規律，軋線換裝大功率風機提高了風冷線冷卻能力，并優化了輥道速度，將冷卻速度由原來的8.95℃/s提升至11.05℃/s，從而抑制網狀滲碳體的產生。

5.3 性能提升結果

通過工藝優化，漢鋼公司82B鑄坯中心偏析程度由1.00~1.18降低到1.00~1.12；軋制后鋼材抗拉強度均值穩定在1 180 MPa，斷面收縮率均值穩定在40%；索氏體率由原來的88%提高到91%，網狀滲碳體級別降低至2.0級以下；在拉拔過程中，筆尖狀斷絲率降低至3%以下。

6 結語

1）82B盤條在拉拔過程中產生筆尖狀斷口的主要原因是盤條芯部存在網狀滲碳體及大顆粒夾雜物。網狀滲碳體的形成主要是由于連鑄冷卻、軋制工藝不當造成的，大顆粒夾雜物主要是由于澆鑄時中包液面波動范圍過大引起卷渣造成的。

2）降低鋼坯中心碳偏析是控制盤條網狀滲碳體的主要途徑。通過窄區間控制鋼水成分、低過熱度恒拉速澆鑄，降低了鑄坯中心偏析程度，減少了卷渣的發生；通過加大盤條吐絲后的冷卻速度，降低了網狀滲碳體的級別。