82B盘条拉拔断裂原因分析及性能提升

张 飞，王宏刚，周庆辉

（陕钢集团汉中钢铁有限责任公司，陕西 汉中 724200）

以82B盘条加工形成的预应力钢绞线主要应用于高层建筑、大跨度桥梁、铁路、机场、大坝等重大工程。Φ12.5 mm的82B盘条经过9道次连续冷拔拉，制成了Φ5.05 mm的钢丝，变形比高达84%[1］。陕钢集团汉中钢铁有限责任公司（以下简称“汉钢”）公司生产的82BΦ12.5 mm盘条在研发初期供客户试用过程中出现拉拔断裂现象，在一定程度上影响了客户的日加工产量。本文通过对82B盘条断口形貌、组织等分析，找出造成盘条拉拔断裂的主要原因，并进行了工艺优化。

1 生产工艺及成分

汉钢82B生产工艺流程为高炉铁水→120 t转炉→LF炉精炼→165 mm×165 mm方坯连铸→摩根六代高速轧制→斯太尔摩线控冷→成品检验→包装入库。82BΦ12.5 mm盘条化学成分见表1。

表1 82B盘条各元素的质量分数 %

2 盘条断口分析

2.1 宏观形貌分析

通过对汉钢82B断裂样进行分类，断口主要为笔尖圆锥型和空心锥杯型断口，断口宏观形貌如图1、图2所示。其笔尖状断裂主要发生在拉拔过程中，断口的一端为笔帽状锥孔，另一端为笔尖状锥体。锥面大多存在破损，未破损面较为光滑。拉拔断口未展现出杯状，锥尖对应盘圆的轴心，因此，初步判断断裂源在钢材的轴心位置。

图1 82B盘条断口宏观形貌（俯视）

图2 82B盘条断口宏观形貌（正视）

2.2 金相组织分析

在试样上截取横截面，经磨制、抛光、4%硝酸酒精腐蚀后，其金相显微组织见下页图3。试样基体组织为铁素体+珠光体+索氏体。按照YB/T 169—2014规定，采用定量金相手工检测法测得索氏体含量为92%。按照GB/T 24242.1—2009规定，采用金相法检验来样中的马氏体和网状渗碳体，试样中心位置无马氏体岛，网状渗碳体级别为4.0级（如下页图4）。网状渗碳体是沿晶界析出渗碳体而把晶粒部分或全部包围起来所形成的一种连续或不连续的碳化物网。这种组织的存在，破坏了基体的连续性，消弱了晶粒之间的结合力，在盘条受力时，使整个截面变形不均匀，容易沿晶界首先断裂，在拉拔时形成尖状断口[2］。

图3 82B金相显微组织

图4 金相法检验网状渗碳体

2.3 断口扫描分析

对图1、图2断口位置中的夹杂物颗粒进行能谱分析，从能谱图中（下页图5）可以看出，夹杂物主要为硅酸盐氧化物，同时含有Na、K等碱金属元素，根据物料元素来源分析，夹杂物来自于中包保护渣。

图5 夹杂物颗粒进行能谱成分分析

3 铸坯碳偏析检验

盘条心部网状渗碳体产生的原因在于盘条心部的碳偏析，当盘条心部的w（C）超过1.0%时必然会在偏析区域形成网状渗碳体[3］。对82B的165 mm×165 mm方坯进行横剖，在横截面的对角线上每隔3 cm用5 mm的钻头钻深8 mm取样，共取样13处（见图6），用碳硫分析仪对w（C）进行检验，计算钢坯偏析指数（计算方法如式（1）所示）。

图6 方坯横断面钻孔取样位置图 （mm）

图6方坯横截面钻孔处碳偏析指数见表2，可以看出，铸坯中心碳偏析指数为1.18。

表2 铸坯横断面碳偏析指数

4 笔尖状断口产生原因

笔尖圆锥型和空心锥杯型断口主要是因夹杂物、中心组织异常（粗大二次网状渗碳体、马氏体等）等所致，笔尖状断口盘条金相组织检验显示，盘条心部存在4.0级网状渗碳体。网状渗碳体属于典型的硬脆相，在拉拔加工过程中，这些硬脆相组织无法与基体保持协调变形，在拉拔应力持续作用下，异常组织与基体相交处产生微裂，网状渗碳体组织区域的边沿首先滑移形成显微孔洞，随着拉拔变形量增加，裂纹扩展造成断裂形成笔尖状断口。另外，检验结果显示82B盘条断口处含大量硅酸盐夹杂物，硅酸盐类的夹杂破坏了盘条基体组织的连续性，夹杂物高硬度和低塑性特点使82B母材塑性下降，导致钢丝在持续受力时沿夹杂物方向产生微裂纹，进一步导致钢丝在拉拔、热处理、捻股时断裂。

5 工艺改进措施

5.1 炼钢工序

5.1.1 转炉和LF精炼

稳定铁水及废钢质量，采用高拉碳工艺，保证出钢碳在0.25%以上，降低钢水w（O），减少夹杂物的生成，同时进行窄区间成分控制，将熔炼成分w（C）严格控制在0.81%~0.83%，保证钢水成分均匀，提高82B钢水的洁净度，保证材料的通条性能。

5.1.2 连铸工序

将过热度控制在25℃以内；使用塞棒控流，将拉速稳定控制在1.8 m/min，稳定液面控制，避免保护渣卷入结晶器；优化二冷配水及使用末端电磁搅拌，改善铸坯结晶组织，抑制柱状晶生长，增加等轴晶区；做好保护浇铸，减少钢液在连铸过程中发生二次氧化和吸氮。

5.2 轧钢工序

盘条精轧后，在由奥氏体向其它相转变前，奥氏体会进行回复、再结晶以及晶粒长大过程，且这一过程与温度和时间有直接关系，温度越高，时间越长，奥氏体晶粒也越大，而吐丝温度会影响盘条发生相变前奥氏体晶粒的大小[4]。根据82BΦ12.5 mm斯太尔摩冷却线的生产实际情况，控制吐丝温度在860~880℃。

高碳钢中出现先共析铁素体和二次渗碳体相，除了与化学成分有关外，还与冷却速度有关。当冷却速度超过10℃/s时，可抑制高碳钢中先共析相的析出，得到索氏体组织[5]。结合盘条在风冷辊道的冷却规律，轧线换装大功率风机提高了风冷线冷却能力，并优化了辊道速度，将冷却速度由原来的8.95℃/s提升至11.05℃/s，从而抑制网状渗碳体的产生。

5.3 性能提升结果

通过工艺优化，汉钢公司82B铸坯中心偏析程度由1.00~1.18降低到1.00~1.12；轧制后钢材抗拉强度均值稳定在1 180 MPa，断面收缩率均值稳定在40%；索氏体率由原来的88%提高到91%，网状渗碳体级别降低至2.0级以下；在拉拔过程中，笔尖状断丝率降低至3%以下。

6 结语

1）82B盘条在拉拔过程中产生笔尖状断口的主要原因是盘条芯部存在网状渗碳体及大颗粒夹杂物。网状渗碳体的形成主要是由于连铸冷却、轧制工艺不当造成的，大颗粒夹杂物主要是由于浇铸时中包液面波动范围过大引起卷渣造成的。

2）降低钢坯中心碳偏析是控制盘条网状渗碳体的主要途径。通过窄区间控制钢水成分、低过热度恒拉速浇铸，降低了铸坯中心偏析程度，减少了卷渣的发生；通过加大盘条吐丝后的冷却速度，降低了网状渗碳体的级别。