82B盤條常見質(zhì)量缺陷分析及改進(jìn)

路 珊，谷召坤，路晨龍

（天津榮程聯(lián)合鋼鐵集團(tuán)有限公司，天津300352）

0 引言

82B盤條是生產(chǎn)預(yù)應(yīng)力鋼絞線的主要材料，廣泛應(yīng)用于高層建筑，橋梁搭建、石油化工、鐵路、機(jī)場等重大工程項(xiàng)目[1]，因而要求82B盤條具有良好的力學(xué)性能。但由于盤條本身問題而導(dǎo)致的拉拔脆斷現(xiàn)象時(shí)有發(fā)生。本文對典型的由于原材料缺陷導(dǎo)致盤條拉拔斷裂的實(shí)例進(jìn)行分析匯總，追溯其缺陷來源，通過改進(jìn)生產(chǎn)工藝，提高產(chǎn)品質(zhì)量。

某鋼廠82B盤條生產(chǎn)工藝概況為：120t轉(zhuǎn)爐→LF爐精煉→連鑄Φ250 mm圓坯→高線軋制→檢驗(yàn)→標(biāo)識(shí)，成品入庫。Φ12.5 mm SWRH82B盤條化學(xué)成分見表1。

表1 Φ12.5 mm SWRH82B盤條化學(xué)成分 /wt%

1 表面缺陷分析

盤條表面缺陷的危害很大。用戶在開卷及后續(xù)拉拔、刻痕、捻制加工過程中易在缺陷處發(fā)生脆性斷裂。盤條常見的表面缺陷有結(jié)疤、折疊、擦傷等（見圖1）。

圖1 盤條表面缺陷

結(jié)疤是線材表面與線材基體部分或完全分離的金屬翹皮[2]。圖2為盤條結(jié)疤處橫向金相組織?？梢?，分離的金屬翹皮嚴(yán)重脫碳，測得結(jié)疤深度為0.08 mm，微觀特征近似折疊?？赏茰y該結(jié)疤缺陷是在軋制過程中產(chǎn)生的。

圖2 結(jié)疤處金相組織

折疊是盤條表面沿軋制方向出現(xiàn)的明顯的金屬重疊現(xiàn)象[3]。多為鑄坯表面存在缺陷、軋制過程中孔型設(shè)計(jì)不合理及導(dǎo)衛(wèi)板磨損過度所致。圖3為盤條折疊處橫向金相顯微組織，可見折疊處存在嚴(yán)重的氧化脫碳現(xiàn)象，且拋光態(tài)下觀察裂紋附近有較多霧狀高溫氧化圓點(diǎn)。故推斷產(chǎn)生該折疊缺陷的原因?yàn)殍T坯表面存在裂紋。

圖3 折疊處金相組織

擦傷為盤條受外力劇烈沖擊、摩擦，在盤條表面產(chǎn)生的具有金屬光澤、凹凸不平的機(jī)械傷口。觀察擦傷處金相顯微組織，可見盤條表層出現(xiàn)了亮白色的硬化層，且硬化層已出現(xiàn)裂紋（見圖4）。測量硬化層及基體珠光體維氏硬度，得出硬化層硬度為812HV，基體珠光體為337HV。由于兩組織硬度、塑性相差較大，在外力作用時(shí)，易在此處發(fā)生應(yīng)力集中，最終斷裂。

圖4 擦傷處金相組織

2 內(nèi)部缺陷分析

2.1 非金屬夾雜物

圖5為非金屬夾雜物導(dǎo)致的盤條拉拔斷裂斷口形貌，斷裂起源于斷面深灰色區(qū)域中心的“白點(diǎn)”處。

圖5 斷口宏觀形貌

用掃描電鏡對“白點(diǎn)”處進(jìn)行放大觀察，發(fā)現(xiàn)此處存在直徑約為24μm的大型夾雜物（見圖6）。利用能譜對該夾雜物進(jìn)行成分分析（見圖7），測得O原子數(shù)百分比含量約為55.99%，Mg原子含量約為13.4%，Al原子含量約為28.85%。夾雜物成分與大包耐材鎂鋁尖晶石成分相符，故可推斷該夾雜物為精煉過程中大包耐材脫落卷入鋼液所致。

圖6 夾雜物形貌

圖7 夾雜物能譜

2.2 中心網(wǎng)狀滲碳體

圖8為由心部網(wǎng)狀滲碳體導(dǎo)致的82B拉拔脆斷斷口形貌，斷口呈筆尖狀。觀察斷口處縱向金相試樣，滲碳體呈網(wǎng)狀或半網(wǎng)狀于原奧氏體晶界處析出（見圖9）。該組織硬度高，塑形差，在冷拉拔過程中，易在此處產(chǎn)生應(yīng)力集中，形成裂紋或空隙，最終導(dǎo)致筆尖狀斷裂。

隨機(jī)選取90支不同批次冶煉成分合格的82B連鑄坯，檢測其中心區(qū)域碳元素含量，測得90支連鑄坯心部碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)平均值為0.89%，最高值為1.10%。部分鑄坯心部碳偏析嚴(yán)重。某高線廠現(xiàn)有斯太爾摩風(fēng)機(jī)14臺(tái)，吐絲后對盤條進(jìn)行強(qiáng)風(fēng)冷卻，相變前盤條冷卻速度約為10℃/s。相變首先在盤條表面發(fā)生，逐漸向心部擴(kuò)展，相變過程中釋放相變潛熱，盤條溫度升高，使心部冷卻速度下降。兩因素綜合作用，致使盤條心部析出網(wǎng)狀滲碳體。

2.3 心部馬氏體

盤條心部馬氏體較基體珠光體硬度高、塑形差，心部超標(biāo)的馬氏體也易使盤條在拉拔加工過程中發(fā)生筆尖狀斷裂。觀察斷口處縱向金相試樣，盤條心部存在大量超標(biāo)馬氏體組織（見圖10）。對馬氏體及正常基體區(qū)域進(jìn)行能譜分析，發(fā)現(xiàn)馬氏體區(qū)C、Mn、Cr元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)較正?；w高。C、Mn、Cr元素含量的增加，C曲線右移，孕育期增長。在相對同等的冷卻速度下，正?；w區(qū)域孕育期短，奧氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在較高溫度區(qū)間內(nèi)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為珠光體；心部偏析區(qū)孕育期長，奧氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)入到較低溫度區(qū)間的馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)內(nèi)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體?？梢?，82B盤條心部產(chǎn)生馬氏體的原因?yàn)镃、Mn、Cr元素的正偏析。

圖8 筆尖狀斷口

圖9 心部網(wǎng)狀滲碳體

圖10 心部馬氏體

3 工藝改進(jìn)

3.1 煉鋼方面

煉鋼過程中對廢鋼及合金輔料等進(jìn)行充分烘烤，以避免因鋼液中氣體含量超標(biāo)而產(chǎn)生皮下氣泡。嚴(yán)格控制澆注溫度。選取與鑄坯規(guī)格匹配的拉坯速度和結(jié)晶器錐度。出鋼溫度應(yīng)≥1 595℃，出鋼期間底吹氬氣100～150 L/min，軟吹時(shí)間必須保證在10 min以上，LF精煉時(shí)，精煉時(shí)間為（45±5）min。出鋼期間嚴(yán)禁下渣。煉鋼冶煉時(shí)，C、Mn、Cr應(yīng)中下限控制，增加結(jié)晶器及末端電磁攪拌工藝，改善鑄坯心部偏析。二冷采用弱冷控制，二冷水比水量為0.6 L/kg。

3.2 軋鋼方面

軋制時(shí)對鑄坯進(jìn)行均勻加熱，采用合理的孔型設(shè)計(jì)，及時(shí)清掃輥面，定時(shí)檢查、更換導(dǎo)板、衛(wèi)板。盤條集卷、打包、轉(zhuǎn)運(yùn)時(shí)精心操作，對整卷盤條進(jìn)行膠皮包裝，有效避免運(yùn)輸過程中盤條表面的擦傷。根據(jù)天氣溫度，制定不同的風(fēng)機(jī)冷卻制度。