高碳鋼盤條SWRH82B心部網狀滲碳體產生原因及改善方法

支旭波， 張朝暉， 楊渭絨

（1.西安建筑科技大學， 陜西 西安 710055； 2.陜鋼集團漢中鋼鐵有限責任公司， 陜西 勉縣 724200）

隨著大型建筑、橋梁工程、彈簧用鋼的發(fā)展，SWRH82B作為預應力鋼絲用熱軋盤條性能的優(yōu)化得到越來越多的關注和研究[1]。由于國內目前的SWRH82B盤條采用小方坯連鑄工藝，連鑄環(huán)節(jié)沒有輕壓下設備，鋼坯的中心偏析難以得到有效改善，造成線材組織中出現(xiàn)馬氏體、網狀滲碳體等偏析組織，嚴重影響拉拔鋼絲的質量和深加工生產效率。

陜鋼集團漢中鋼鐵有限責任公司（以下簡稱漢鋼）于2017年4月份成功試產了SWRH82B鋼材，該產品在拉拔過程中，出現(xiàn)拉斷現(xiàn)象。通過對鋼材端口進行盤條成分、力學性能、金相組織進行檢測，發(fā)現(xiàn)鋼材金相組織中存在心部網狀滲碳體，級別在2.5～3.0級，而網狀滲碳體是影響82B深加工性能的有害組織之一，高級別的網狀滲碳體是影響鋼材拉拔斷裂的主要原因。通過對軋制過程工藝進行研究，提出了改善心部網狀滲碳體的措施，并對生產工藝進行了優(yōu)化，有效改善了盤條質量。

1 理化檢驗結果分析

1.1 盤條成分檢測

對兩組拉斷試樣進行光譜分析，檢測結果均符合相關標準要求，成分見表1。

表1 拉斷試樣成分 %

1.2 盤條力學性能檢測

對拉斷試樣母材進行力學性能檢測，檢測結果均符合相關標準要求，力學性能見表2。

表2 力學性能

1.3 金相組織檢測

對兩組拉斷盤條斷口附近試樣做金相及夾雜物分析，腐蝕液選擇體積分數為4%為硝酸酒精溶液和體積分數為15%的鹽酸乙醇溶液。

下頁圖1為盤條中間部位1號試樣金相組織和夾雜物，圖1-1組織為鐵素體+珠光體+索氏體，索氏體含量為93%，無明顯成分偏析；圖1-2試樣中心位置存在的網狀滲碳體組織，級別為2.5級，無馬氏體組織；圖1-3硅酸鹽類非金屬夾雜物，夾雜物為C類細2.0級；圖1-4平均晶粒度等級為7.5級，且細晶粒和粗晶粒差別較小。

下頁圖2為盤條中間部位2號試樣金相組織和夾雜物，圖2-1組織為鐵素體+珠光體+索氏體，索氏體含量為92%，無明顯成分偏析；圖2-2試樣中心位置存在的網狀滲碳體組織，級別為3.0級，無馬氏體組織；圖2-3硅酸鹽類非金屬夾雜，夾雜物為C類細1.5級；圖2-4平均晶粒度等級為8.5級，且細晶粒和粗晶粒差別較小。

圖1 1號試樣金相組織和夾雜物

圖2 2號試樣金相組織和夾雜物

經對比兩組試樣檢驗結果發(fā)現(xiàn)：心部出現(xiàn)高級別網狀滲碳體。網狀滲碳體削弱了晶粒之間的結合力，在鋼受力時，容易沿晶界首先斷裂。因此，82B線材中心存在網狀滲碳體是拉拔過程容易脆斷的主要原因[2]。

2 生產過程工藝自查及網狀滲碳體產生原因分析

2.1SWRH82B生產工藝

120 t轉爐—LF精煉—八機八流連鑄（含結晶器電磁攪拌）—加熱—軋制—風冷—打包收集。

2.2 煉鋼工藝自查

關于SWRH82B中心網狀滲碳體的形成原因，李平等[3]對煉鋼鋼坯C偏析導致SWRH 82B出現(xiàn)中心網狀滲碳體的產生原因進行了研究分析，并從煉鋼角度提出了改善方法。而經查閱拉斷試樣鋼坯C偏析檢驗記錄，該爐次鋼坯C偏析在1.05～1.10之間，這種程度的C偏析不是形成盤條產生網狀滲碳體的主要問題。

2.3 軋鋼工藝自查

加熱爐均熱段溫度控制在1 100～1 150℃，開軋溫度980～1 020℃，吐絲溫度在850～900℃，冷卻過程開啟1～5號、7～9號風機（6號風機故障），風冷終冷溫度控制在550～600℃，終冷后進行保溫自然冷卻。

經自查發(fā)現(xiàn)，在風冷冷卻過程中，由于6號風機故障，導致鋼材冷卻過程中出現(xiàn)不連續(xù)，造成了盤條心部出現(xiàn)緩冷過程，促進了網狀滲碳體形成。

2.4 網狀滲碳體產生原因分析

由鐵碳相圖可知，SWRH82B屬于過共析鋼，過共析在由奧氏體緩冷至稍低于tAcm時（780～727℃區(qū)域），沿奧氏體晶界析出二次滲碳體，到達A1時奧氏體分解變?yōu)橹楣怏w，其室溫組織為珠光體+二次滲碳體。二次滲碳體一般沿晶界呈網狀分布，室溫組織就形成了網狀滲碳體[4]。

試軋過程中，由于6號風機故障，該風機未啟用。生產過程中，線圈在5號風機末端表面溫度在660℃左右，而此時鋼材心部溫度在720～740℃，仍處于奧氏體轉分解為珠光體+二次滲碳體區(qū)域。由于6號風機未用，導致心部在720～740℃溫度出現(xiàn)短暫的緩冷（5 s）左右。另外，由于鋼材表面溫度在660℃左右，這時鋼材表面將發(fā)生等溫轉變過程，釋放轉變熱量，亦減緩了空冷速率，進一步加劇盤條心部緩冷，促進心部網狀滲碳體的形成。

3 工藝改進及效果

經對工藝自查及網狀滲碳體產生的原因進行分析，可以看出，盤條緩冷是產生網狀滲碳體的主要原因。根據這一結論，漢鋼在第二次試軋前對6號風機進行檢修、啟用。2014年10月份第二次試軋SWRH82B過程中，鋼材溫度在800～600℃區(qū)間時采用大風力進行冷卻，冷卻速度在8～10℃/s，軋后盤圓組織性能均符合客戶使用要求，鋼中基本無網狀滲碳體組織，少量鋼中網狀滲碳體含量在1.0級以下，如圖3。

圖3 改進后生產鋼材試樣中心位置金相組織

圖3為盤條中間部位1號試樣金相組織和夾雜物，圖3-1為批號SW-00029-9鋼材試樣中心位置金相組織，無網狀滲碳體組織；3-2為批號SW-00030-7鋼材試樣中心位置金相組織，無網狀滲碳體組織；3-3為批號SW-00031-7鋼材試樣中心位置金相組織，無網狀滲碳體組織。

從圖3中可以看出，經過對6號風機恢復，在8～10℃/s的冷卻速度下，生產的SWRH82B熱軋盤條組織中網狀滲碳體含量明顯減少。

4 結語

SWRH82B盤條在780～727℃區(qū)間緩冷，能促進鋼材中網狀滲碳體的形成。軋鋼生產SWRH82B過程中，軋后盤條表面溫度在780～600℃區(qū)間時，應采用8～10℃/s的冷卻速度進行快速冷卻，避免冷卻過程中盤條出現(xiàn)緩冷過程。