SWRH82B 盤條鋼杯錐狀斷絲成因分析

供稿|牟立君，張群，姜宏剛 /

內容導讀

針對SWRH82B 盤條拉拔斷裂形貌為杯錐狀斷口質量問題，通過對煉鋼廠和軋鋼廠生產過程及出廠檢驗情況進行調查，煉鋼工序及軋制工序生產過程未發(fā)現(xiàn)異常，對化學成分、力學性能、晶粒度、組織、夾雜物和脫碳層檢驗分析結果均滿足標準要求，排除了生產和檢驗過程異常。對斷裂缺陷試樣的心部缺陷、網狀碳化物及氣體O、N 分析，試樣杯錐狀斷絲的直接原因仍是由于鑄坯凝固組織芯部的中心疏松、縮孔缺陷所致，同時氣體N 含量過高一定程度的降低了鋼絲拉拔過程的塑性指標，降低了鋼絲對于心部缺陷的耐抗力，提高了斷絲幾率。

近期，規(guī)格為φ12.5 mm SWRH82B 盤條在后期拉拔加工過程中部分爐次出現(xiàn)杯錐狀斷絲現(xiàn)象，斷裂樣品如圖1 所示。與以往產品相比，本次發(fā)生幾率相對較大，斷絲隨機性較強。為明確、驗證斷絲原因，對相關產品廠內生產過程及出廠檢驗情況進行了調查，冶煉和加工工序未發(fā)現(xiàn)異常，力學性能、晶粒度、組織、夾雜物和脫碳層檢驗結果均滿足標準要求，排除了生產和檢驗過程異常。對斷裂缺陷試樣的心部缺陷、網狀碳化物及氣體O、N 分析，最終確定斷裂原因為氣體N 含量過高所致。

鋼材生產工藝

生產工藝：高爐鐵水→鐵水預處理→120 t 轉爐冶煉→LF 精煉爐→150 mm×150 mm 連鑄坯→推鋼式加熱爐加熱→高壓水除鱗→控軋控冷→檢驗→入庫?；瘜W成分如表1 所示。

表1 化學成分(質量分數) %

加熱工藝：預熱段880±50 °C，加熱段1100±50 °C，均熱段1140±30 °C，總加熱時間90～180 min。軋制工藝：開軋第1 架入口溫度控制在1020±20 °C，精軋入口溫度控制在920±30 °C，吐絲溫度控制在870±20 °C。

風冷工藝：鋼材軋制過程采用控制風冷過程，共11 架風機，前10 架開，第11 架關閉，其中第0 架、第6～10 架非變頻風機開口100%，第1～5架變頻風機設置頻率50 Hz；第1～11 架佳靈風機開口度30%。

鋼材檢驗分析

(1)力學性能檢驗

對鋼材的抗拉強度、斷面收縮率實測分析，力學性能檢驗滿足標準要求，實測結果見圖2～3。

(2)晶粒度、組織、夾雜物和脫碳層檢驗

成品鋼材顯微組織均為索氏體+珠光體+少量碳化物(S+P+C 少)，索氏體率均為1.5 級，沒有異常網狀滲碳體、馬氏體組織；A 類、B 類、C 類、D 類及DS 類非金屬夾雜物均滿足標準要求，脫碳層深度均不大于0.12 mm，滿足鋼材標準要求。成品鋼材組織、非金屬夾雜物和脫碳層實測檢驗結果見表2 所示。

表2 物理檢驗結果

(3)金相檢驗

圖4 和圖5 分別為1#試樣和2#試樣心部斷裂缺陷及其組織金相檢驗結果。鋼絲心部均存在明顯的孔洞缺陷，2#鋼絲試樣芯部缺陷邊部發(fā)現(xiàn)存在少量網碳組織。

網碳實際上是過冷奧氏體組織轉變的過程中，沿奧氏體晶界析出的二次滲碳體搭接成網的一種組織宏觀形式。普遍出現(xiàn)于高碳含量的過共析鋼，C 含量越高出現(xiàn)的幾率越大，是種高溫轉變的組織形態(tài)。最為有效的控制方式就是在相對穩(wěn)定或較低鑄坯C 元素偏析指數下，采用相變前期相對較大的冷卻速率，使過冷奧氏體快速溫降到索氏體轉變溫度，但其間不乏還有少量的滲碳體析出。所以SWRH82B 的金相組織通常為索氏體+珠光體+少量碳化物(S+P+C 少)。

所以，網碳組織出現(xiàn)的根本原因主要為以下2 個方面：冷卻速率低，高溫轉變誘發(fā)；嚴重的C 偏析，加大二次滲碳體的析出成網幾率。

以上兩種因素可以單獨存在也可以相互促生，其形成網碳的表現(xiàn)形式會有差異。整體由于冷卻速率低誘發(fā)形成的網碳應是分布范圍廣，結網數量大的最為嚴重的形式。

高強度盤調鋼SWRH82B 中Cr 元素的作用如下：

大量的生產實踐驗證了一些合金元素在過共析鋼組織轉變中的作用，Cr 元素是最為常見的強化元素。Cr 元素具有高的淬透性，極大提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，在熱軋盤條組織轉變的過程中可以使過冷奧氏體順利通過高溫相變區(qū)在相對較低的溫度下發(fā)生組織轉變。對于SWRH82B 而言是通過形成更大比例、小片層間距的索氏體組織來提高盤條強度。換句話說Cr 元素可以在一定程度上抑制網碳的形成。例如不含Cr 的80 鋼，大規(guī)格盤條經常能發(fā)現(xiàn)存在網碳組織。而對于加Cr 的SWRH82B 鋼而言，以我們的工藝控制方式，近幾年的生產檢驗實踐，經常出現(xiàn)的不良組織是馬氏體，常規(guī)檢驗中，包括之前的異議樣品檢驗分析中也未發(fā)現(xiàn)存在明顯的網碳組織。還比如90 級簾線鋼LX92A，通過降Mn 加Cr 的方式達到穩(wěn)定強度，保證組織無網碳產生。

風冷過程中輥道盤條下線受阻，輥道停止，在制盤條繼續(xù)吐絲堆積，此時不同部位鋼卷的冷卻狀態(tài)是混亂的，堆積在里面的大部分處于高溫狀態(tài)，網碳發(fā)生的幾率極大。風冷輥道上異常鋼卷為非正常風冷工藝所致，必須給予準確標定剔除。

如同沒有嚴格意義上的潔凈鋼一樣，也不存在不偏析的高碳鋼。但是對于一些異常組織的出現(xiàn)，不論是高溫網碳還是低溫馬氏體，不能夠簡單、直接的定性為由鑄坯的成分偏析誘發(fā)，應該通過異常組織的分布形式、分布范圍、嚴重程度、出現(xiàn)幾率、使用表現(xiàn)等方面綜合分析評估。

(4)氣體檢驗

對5 個軋制號鋼絲樣品進行O、N 氣體含量檢驗，檢驗結果見表3。

表3 斷絲樣品O、N 氣體含量檢驗

從表3 實物鋼絲N 含量檢驗結果看，普遍高于內部自定的放行條件要求。對鋼絞線N 元素的控制，主要源于簾線鋼用戶使用反饋、N 元素的質量特性及其他廠家同類產品的質量控制思路。

鋼材中N 元素對盤條最直接的影響就是時效后，盤條強度、硬度指標的提高，塑性、韌性的降低，而塑性、韌性指標正是高碳盤條拉拔性能的關鍵體現(xiàn)。國標及目前北營鋼絞線技術條件上并未明確給出控制要求，根據生產實際過程中對鋼絞線N 元素含量限制，主要采取鑄坯成分抽檢的方式進行檢驗。

結論

通過相關的檢驗分析，所檢試樣杯錐狀斷絲的直接原因是由于鑄坯凝固組織芯部的中心疏松、縮孔缺陷所致。鑄坯個別缺陷部位異常增高的C 偏析，促使了該部位在原有正常盤條冷卻強度的基礎上，形成了局部輕微的網碳組織，但此時的網碳組織并不是誘發(fā)杯錐狀斷絲的直接原因。

斷絲樣品較高的N 含量，一定程度的降低了鋼絲拉拔過程的塑性指標，同時也降低了鋼絲對于芯部缺陷的耐抗力，提高了斷絲幾率。