分享：SWRH82B盘条钢杯锥状断丝成因分析

• 牟立君, 
 
• 张群, 
 
• 姜宏刚

• 本钢板材股份有限公司技术研究院，辽宁　本溪　117000

摘要: 针对SWRH82B盘条拉拔断裂形貌为杯锥状断口质量问题，通过对炼钢厂和轧钢厂生产过程及出厂检验情况进行调查，炼钢工序及轧制工序生产过程未发现异常，对化学成分、力学性能、晶粒度、组织、夹杂物和脱碳层检验分析结果均满足标准要求，排除了生产和检验过程异常。对断裂缺陷试样的心部缺陷、网状碳化物及气体O、N分析，试样杯锥状断丝的直接原因仍是由于铸坯凝固组织芯部的中心疏松、缩孔缺陷所致，同时气体N含量过高一定程度的降低了钢丝拉拔过程的塑性指标，降低了钢丝对于心部缺陷的耐抗力，提高了断丝几率。

近期，规格为?12.5 mm SWRH82B盘条在后期拉拔加工过程中部分炉次出现杯锥状断丝现象，断裂样品如图1所示。与以往产品相比，本次发生几率相对较大，断丝随机性较强。为明确、验证断丝原因，对相关产品厂内生产过程及出厂检验情况进行了调查，冶炼和加工工序未发现异常，力学性能、晶粒度、组织、夹杂物和脱碳层检验结果均满足标准要求，排除了生产和检验过程异常。对断裂缺陷试样的心部缺陷、网状碳化物及气体O、N分析，最终确定断裂原因为气体N含量过高所致。

图  1  裂纹位置及形貌

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1.   钢材生产工艺

生产工艺：高炉铁水→铁水预处理→120 t转炉冶炼→LF精炼炉→150 mm×150 mm连铸坯→推钢式加热炉加热→高压水除鳞→控轧控冷→检验→入库。

化学成分如表1所示。

表  1  化学成分（质量分数） %　　　

成分	C	Si	Mn	P	S	Cr
内控 成分	0.79～0.83	0.20～0.30	0.75～0.82	≤0.020	≤0.020	0.23～0.27
冶炼 成分	0.83	0.25	0.79	0.008	0.010	0.25
	0.83	0.25	0.79	0.008	0.010	0.25
	0.81	0.24	0.77	0.014	0.013	0.26
	0.81	0.24	0.77	0.014	0.013	0.26

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加热工艺：预热段880±50 °C，加热段1100±50 °C，均热段1140±30 °C，总加热时间90～180 min。轧制工艺：开轧第1架入口温度控制在1020±20 °C，精轧入口温度控制在920±30 °C，吐丝温度控制在870±20 °C。

风冷工艺：钢材轧制过程采用控制风冷过程，共11架风机，前10架开，第11架关闭，其中第0架、第6～10架非变频风机开口100%，第1～5架变频风机设置频率50 Hz；第1～11架佳灵风机开口度30%。

2.   钢材检验分析

（1）力学性能检验

对钢材的抗拉强度、断面收缩率实测分析，力学性能检验满足标准要求，实测结果见图2~3。

图  2  钢材抗拉强度实测

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图  3  钢材断面收缩率实测（未时效）

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（2）晶粒度、组织、夹杂物和脱碳层检验

成品钢材显微组织均为索氏体+珠光体+少量碳化物（S+P+C少），索氏体率均为1.5级，没有异常网状渗碳体、马氏体组织；A类、B类、C类、D类及DS类非金属夹杂物均满足标准要求，脱碳层深度均不大于0.12 mm，满足钢材标准要求。成品钢材组织、非金属夹杂物和脱碳层实测检验结果见表2所示。

表  2  物理检验结果

牌号	规格，?/mm	轧制号	索氏体 率评级	组织	A	B	C	D	Ds	脱碳层/mm
SWRH82B	12.5	Y2A043901	1.5	S+P+C少	1.0	0	1.5e	0	0	0.09
SWRH82B	12.5	Y2A043906	1.5	S+P+C少	0.5	0	0.5	0	0	0.07
SWRH82B	12.5	Y2A043911	1.5	S+P+C少	1.0	0	0.5,1.5e	0	0	0.00
SWRH82B	12.5	Y2A043916	1.5	S+P+C少	1.5	0	0.5	0	0	0.12
SWRH82B	12.5	Y2A043921	1.5	S+P+C少	1.5	0	1.0	0	0	0.05

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（3）金相检验

图4和图5分别为1#试样和2#试样心部断裂缺陷及其组织金相检验结果。钢丝心部均存在明显的孔洞缺陷，2#钢丝试样芯部缺陷边部发现存在少量网碳组织。

图  4  1#断裂试样心部缺陷(a)及其组织(b)

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图  5  2#断裂试样心部缺陷（a）及其组织（b）

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网碳实际上是过冷奥氏体组织转变的过程中，沿奥氏体晶界析出的二次渗碳体搭接成网的一种组织宏观形式。普遍出现于高碳含量的过共析钢，C含量越高出现的几率越大，是种高温转变的组织形态。最为有效的控制方式就是在相对稳定或较低铸坯C元素偏析指数下，采用相变前期相对较大的冷却速率，使过冷奥氏体快速温降到索氏体转变温度，但其间不乏还有少量的渗碳体析出。所以SWRH82B的金相组织通常为索氏体+珠光体+少量碳化物（S+P+C少）。

所以，网碳组织出现的根本原因主要为以下2个方面：冷却速率低，高温转变诱发；严重的C偏析，加大二次渗碳体的析出成网几率。

以上两种因素可以单独存在也可以相互促生，其形成网碳的表现形式会有差异。整体由于冷却速率低诱发形成的网碳应是分布范围广，结网数量大的最为严重的形式。

高强度盘调钢SWRH82B中Cr元素的作用如下：

大量的生产实践验证了一些合金元素在过共析钢组织转变中的作用，Cr元素是最为常见的强化元素。Cr元素具有高的淬透性，极大提高了过冷奥氏体的稳定性，在热轧盘条组织转变的过程中可以使过冷奥氏体顺利通过高温相变区在相对较低的温度下发生组织转变。对于SWRH82B而言是通过形成更大比例、小片层间距的索氏体组织来提高盘条强度。换句话说Cr元素可以在一定程度上抑制网碳的形成。例如不含Cr的80钢，大规格盘条经常能发现存在网碳组织。而对于加Cr的SWRH82B钢而言，以我们的工艺控制方式，近几年的生产检验实践，经常出现的不良组织是马氏体，常规检验中，包括之前的异议样品检验分析中也未发现存在明显的网碳组织。还比如90级帘线钢LX92A，通过降Mn加Cr的方式达到稳定强度，保证组织无网碳产生。

风冷过程中辊道盘条下线受阻，辊道停止，在制盘条继续吐丝堆积，此时不同部位钢卷的冷却状态是混乱的，堆积在里面的大部分处于高温状态，网碳发生的几率极大。风冷辊道上异常钢卷为非正常风冷工艺所致，必须给予准确标定剔除。

如同没有严格意义上的洁净钢一样，也不存在不偏析的高碳钢。但是对于一些异常组织的出现，不论是高温网碳还是低温马氏体，不能够简单、直接的定性为由铸坯的成分偏析诱发，应该通过异常组织的分布形式、分布范围、严重程度、出现几率、使用表现等方面综合分析评估。

（4）气体检验

对5个轧制号钢丝样品进行O、N气体含量检验，检验结果见表3。

表  3  断丝样品O、N气体含量检验

轧制号	O质量分数/%	N质量分数/%
标准	≤0.0050	≤0.0055
Y2A043903	0.0022	0.0074
Y2A043904	0.0032	0.0065
Y2A043905	0.0025	0.0076
Y2A043913	0.0030	0.0070
Y2A043914	0.0021	0.0069

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从表3实物钢丝N含量检验结果看，普遍高于内部自定的放行条件要求。对钢绞线N元素的控制，主要源于帘线钢用户使用反馈、N元素的质量特性及其他厂家同类产品的质量控制思路。

钢材中N元素对盘条最直接的影响就是时效后，盘条强度、硬度指标的提高，塑性、韧性的降低，而塑性、韧性指标正是高碳盘条拉拔性能的关键体现。国标及目前北营钢绞线技术条件上并未明确给出控制要求，根据生产实际过程中对钢绞线N元素含量限制，主要采取铸坯成分抽检的方式进行检验。

3.   结论

通过相关的检验分析，所检试样杯锥状断丝的直接原因是由于铸坯凝固组织芯部的中心疏松、缩孔缺陷所致。铸坯个别缺陷部位异常增高的C偏析，促使了该部位在原有正常盘条冷却强度的基础上，形成了局部轻微的网碳组织，但此时的网碳组织并不是诱发杯锥状断丝的直接原因。

断丝样品较高的N含量，一定程度的降低了钢丝拉拔过程的塑性指标，同时也降低了钢丝对于芯部缺陷的耐抗力，提高了断丝几率。

来源--金属世界