82B 盤條網狀滲碳體形成原因及控制措施探析

劉 穎

（河鋼宣鋼技術中心，河北 宣化 075100）

0 引言

82B 硬線盤條作為一種高碳鋼，具有強度高、塑性強等特點，是生產預應力鋼絞線的重要原材料[1-2]。在冷拉拔生產中，盤條的組織均勻性顯著影響鋼絞線的加工質量[3]，特別是Φ12.5 mm 以上的大規格盤條，更易在中心部位出現碳偏析，進而在冷卻相變過程中出現嚴重的網狀滲碳體異常組織。同時由于網狀滲碳體的形變能力小，沿晶界析出形成硬脆相，極大地削弱了晶界強度，使盤條塑性惡化，極易引起拉拔、捻股脆斷[1]。而金相組織檢測作為鑒定和研判鋼材質量合格與否的重要參考依據，在鋼材質量檢驗工作中發揮著重要作用。因此，本文系統性地分析了盤條冷卻過程網狀滲碳體形成機制，利用碳硫分析儀研究了碳元素在盤條徑向方向上的分布規律，并應用傳統的光學顯微鏡，分析了不同等級的網狀滲碳體顯微金相組織。

1 生產工藝流程

82B 硬線盤條生產工藝流程如圖1 所示。成品的金相組織檢測以及相關力學性能檢驗是判定成品能否交付下游工序或客戶的重要依據。因此，金相組織的快速、準確檢測，對于優化生產流程、調整工藝參數等具有顯著的指導意義。

2 網狀滲碳體形成機理及危害分析

2.1 形成機理分析

82B 硬線盤條的w（C）在0.65%～0.83%范圍內，屬于過共析鋼。從圖2 所示[4]的鐵碳相圖中可以看出，82B 在緩慢冷卻過程中不存在包晶轉變，通過勻晶變化轉化為奧氏體組織，隨著溫度持續降低開始發生共析轉變，沿著奧氏體晶界析出二次滲碳體呈網狀分布，并伴有珠光體組織析出。在實際生產中，若82B盤條中心出現嚴重的碳偏析，造成碳含量過高時，相變過程無法及時進入偽共析區，造成二次滲碳體組織的過度發展，即形成了大量的網狀滲碳體。

2.2 形變行為分析

由于網狀滲碳體屬于脆硬相，其變形量遠低于鐵素體組織，且主要集中于中心部分。因此，在生產預應力鋼絞線的冷拉拔過程中，中心與表層部位的金屬組織在變形量上出現了顯著的差異性，即無法保證協調同步變形。隨著拉拔形變外力的增大，在網狀滲碳體晶界處產生了較強的應力集中，并開始出現微小裂紋，伴隨著應力的持續性增大，裂紋開始快速發展，數量增多且不斷長大，裂紋間出現相互連通，最終造成拉拔脆斷，形成尖杯狀斷口。

3 碳偏析分布規律研究

3.1 試樣制備方法

采用EMIA820V 型紅外碳硫分析儀對Φ12.5 mm 82B 盤條截面上不同位置的w（C）進行分析，而試樣制備對于分析結果的準確性具有顯著影響。利用車床車削掉盤條表層的氧化鐵皮后，設置車床的進刀深度為1 mm，采用低速模式沿盤條徑向進行切削，如圖3所示。若車床轉速過高、車削速度過大，會導致急劇的摩擦而生熱，車削后的樣屑發黃、發藍，存在明顯的過氧化現象。因此，采用低速模式以及控制合理的進刀深度，可保證車削后的樣屑呈螺旋狀，表觀呈亮白色，具有顯著的金屬光澤。

對盤條每一層徑向圓周車削后的螺旋狀樣屑進行碳元素分析，開始前采用碳硫分析儀對標樣進行校驗，控制動力氣壓力在0.30～0.35 MPa、載氣壓力0.25～0.30 MPa。

3.2 碳元素分布規律

采用EMIA820V 型紅外碳硫分析儀在82B 盤條截斷面上距中心點不同位置處進行w（C）分析，并計算C 偏析指數，結果如圖4 所示。由圖4 可以看出：Φ12.5 mm 規格的82B 盤條碳偏析主要集中于截斷面的心部位置，且碳含量呈拋物線形狀。在邊緣位置的w（C）最低，約為0.77%，而靠近中心點4～4.5 mm 的位置上w（C）達到峰值，最高為0.827%，C 偏析指數高達1.02，在距中心點距離＜4 mm 的范圍內，w（C）隨距中心點距離的縮短而呈現降低趨勢，但w（C）和C 偏析指數要遠高于盤條邊緣位置。因此，網狀滲碳體組織的出現與碳偏析有直接的關系，網狀滲碳體也多出現于盤條截斷面的心部位置。

圖4 w（C）分布規律和C 偏析指數

4 網狀滲碳體金相組織檢測

4.1 金相試樣制備方法

1）垂直切取Φ12.5 mm 82B 盤條的橫向試樣，對試樣待測截斷面進行打磨，為防止摩擦生熱，造成金相組織變化，采用清水對試樣進行降溫、冷卻。

2）采用磨光能力大、磨削性能好的金剛石研磨膏或金剛石噴霧作為拋光劑，確保試驗待測表面平整、光滑，出現鏡面。

3）采用質量分數為2%的硝酸酒精溶液，浸泡拋光后的試樣截斷面約20 s 以上，并且保證試樣截斷面不與容器底部接觸。

4）依次使用清水、酒精對試樣進行沖洗，并擦拭干凈。若試樣截斷面出現污漬、劃痕等，則需重復上述步驟，對試樣重新進行拋光、浸蝕等。

4.2 網狀滲碳體分級評價

采用LEICA DMI 5000M 顯微鏡進行500 倍條件下的金相組織觀察，并根據滲碳體存在形態和數量，對82B 盤條進行不同質量等級的劃分、評價，如圖5所示。圖5-1 為0 級網碳，未出現網狀滲碳體；圖5-2為1 級網碳，存在未封閉的網狀滲碳體，沒有或輕微可見沿晶界析出的鏈狀滲碳體，但不能形成有效測量面積；圖5-3 為2 級網碳，存在1～2 個晶粒呈全封閉網狀滲碳體，其他未封閉；圖5-4 為3 級網碳，存在3個晶粒呈全封閉網狀滲碳體，其他未封閉全部成網，但其分布范圍小于整個視場面積的2/3；圖5-5 為4級網碳，存在4 個以上的全封閉網狀滲碳體。

圖5 網狀滲碳體金相結構圖

從圖5-2—圖5-5 看出，滲碳體沿奧氏體晶界分布，呈亮白色，且不易變形，在盤條心部區域的晶界上形成大小不一的網狀或半網狀結構。當網狀滲碳體等級大于2 級時，盤條的組織均勻性大幅降低，削弱了晶粒間的連接強度[5]，內部金相組織硬度出現差異化，嚴重影響盤條各項性能指標，在拉拔過程中極易沿晶界產生裂紋，隨著拉拔變形量增加，裂紋進一步擴展，進而引發脆斷問題。因此，控制盤條中心碳偏析是改善網狀滲碳體過度發展的重要舉措。

5 控制中心碳偏析的措施及效果分析

5.1 控冷措施

針對82B 盤條質量管理，除在冶煉工序嚴格控制w（C），均勻穩定鋼水成分外，通過網狀滲碳體形成機理分析可知，合理的冷卻工藝是控制高碳鋼形成良好金相組織的重要舉措[6]。

5.1.1 吐絲溫度

吐絲溫度是高速線材控冷過程相變開始的關鍵參數，要將吐絲溫度嚴格控制在900～930 ℃內。若吐絲溫度過高，盤條冷卻速度降低，導致相變時間延長，奧氏體晶粒組織發展長大[7]，并且氧化鐵皮的產生量大幅升高，嚴重降低盤條的表面質量；若吐絲溫度過低，則會在盤條表面出現大量的貝氏體、馬氏體等脆性組織，惡化盤條性能。

5.1.2 冷卻速度

盤條的冷卻過程要保證合理的控冷區間和降溫梯度，以確保合理的降溫相變溫度。在實際生產中，冷卻速度的調控措施主要有：控制風冷輥道速度、控制冷卻風量、控制保溫罩開啟數量。生產Φ12.5 mm規格的82B 盤條時，一是要將風冷輥道速度控制在0.35～0.75 m/s 范圍內，且根據實際情況動態控制；二是要通過控制冷卻風機開啟臺數及風門開度進行風量調整，其中1—12 號風機全開，開度100%，13 號風機開度50%，其余風機全關；三是根據季節溫度，靈活調整保溫罩開啟數量，夏季可全開，冬季則需要關閉13—17 號保溫罩。將冷卻速度控制在10 ℃/s 時，有利于穩定相變過程，促進索氏體組織的發展，改善盤條的金相組織的均勻性，抑制網狀滲碳體的形成和發育。

5.2 效果比對分析

控冷工藝優化調整前后，Φ12.5 mm 規格的82B盤條各級網狀滲碳體出現概率分布如圖6 所示。工藝優化后，以2021 年8 月份生產數據為例，1 級以下級別網碳出現概率提高至96.33%，同比提高了4.73%，2 級以上網碳出現概率同比由8.38%降低至5.91%。

圖6 工藝優化前后各級網碳組織分布圖

在控冷工藝優化調整前后，金相組織及力學性能分析情況如圖7 及表1 所示。金相檢測基體組織主要為索氏體和珠光體，工藝優化后索氏體占比由84%～86%提高至89%～92%，金相組織細化均勻性大幅提升，抗拉強度平均由1 178 MPa 提高至1 199 MPa，斷面收縮率相對提高了近3%，斷后伸長率降低了0.2%。

表1 工藝優化前后金相組織及力學性能分析

圖7 工藝優化前后金相組織典型圖

6 結論

1）通過對Φ12.5 mm 82B 硬線盤條徑向上距中心點不同點位的w（C）分析發現，w（C）在徑向上呈現出拋物線形狀的分布狀態，在距中心點4～4.5 mm 的點位上w（C）達到峰值。

2）觀察不同等級網狀滲碳體金相組織顯微結構，滲碳體沿奧氏體晶界分布，呈亮白色，當網狀滲碳體等級大于2 級時，盤條的組織均勻性大幅降低，極易引發脆斷。

3）在生產工藝控制中，除嚴格控制鋼水w（C）、均勻穩定鋼水成分外，在后冷軋工序中要合理控制吐絲溫度、冷卻速度等控冷工藝參數。

4）工藝優化后，1 級以下級別網碳出現概率提高至96.33%，同比提高了4.73%，鋼材金相組織均勻性大幅提升，抗拉強度、斷面收縮率、斷后伸長率等力學性能明顯提高。