李偉

（中天鋼鐵集團(tuán)有限公司，江蘇常州 213000）

1 引言

82B盤條是通過控軋控冷而獲得的一種索氏體化率較高的過共析鋼高速線材，因具有很高的強(qiáng)度和良好的韌性而廣泛用作預(yù)應(yīng)力鋼絲和鋼絞線等工程結(jié)構(gòu)材料[1，2]。在批量生產(chǎn)過程中，82B盤條偶爾會(huì)出現(xiàn)不同等級的條狀馬氏體或網(wǎng)狀滲碳體，而這兩種異常組織的存在破壞了原珠光體組織的均勻性，從而提高了后續(xù)拉拔工序的斷絲率。一些研究者認(rèn)為，82B盤條在散冷線上冷卻速率過快時(shí)則形成馬氏體，冷卻速率過慢時(shí)則形成滲碳體[3，4]。另一些研究者發(fā)現(xiàn)82B馬氏體多形成于盤條芯部，通過模擬論證了盤條芯部馬氏體形成的根本原因是鑄坯中心的鉻錳成分嚴(yán)重偏析[5]。另外，82B盤條中心碳偏析會(huì)促進(jìn)緩慢冷卻條件下芯部網(wǎng)狀滲碳體的形成[6]。

本文以斯太爾摩風(fēng)冷線生產(chǎn)的?12.5mm～?13.0mm 82B盤條的生產(chǎn)結(jié)果為研究對象，結(jié)合散冷過程控制分析異常組織形成條件，同時(shí)探索該類組織在非平衡態(tài)冷卻條件下的形成機(jī)理，旨在減少實(shí)際生產(chǎn)中上述異常組織形成概率，并為鉻錳偏析的82B盤條組織提供控冷改進(jìn)思路。

2 生產(chǎn)結(jié)果與討論

2.1 金相組織

本文以A廠第N條斯太爾摩風(fēng)冷線19個(gè)月共計(jì)生產(chǎn)的18.9萬噸?12.5m m～?13.0mm 82B盤條為研究對象，統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明該產(chǎn)線生產(chǎn)的82B盤條出現(xiàn)條狀馬氏體的概率為1.01%，出現(xiàn)網(wǎng)狀滲碳體的概率為1.45%，具體數(shù)據(jù)如表1所示。

表1 ?12.5mm～?13.0mm 82B盤條異常組織概率表

通過不同異常組織對比發(fā)現(xiàn)，無論是?12.5mm規(guī)格，還是?13.0mm規(guī)格，82B盤條出現(xiàn)馬氏體的概率都小于網(wǎng)狀滲碳體的概率。另外，通過不同規(guī)格對比發(fā)現(xiàn)，無論是馬氏體，還是網(wǎng)狀滲碳體，?12.5mm 82B盤條出現(xiàn)異常組織的概率大于?13.0mm出現(xiàn)異常組織的概率，其中?12.5mm 82B盤條出現(xiàn)馬氏體的概率是?13.0mm的5.3倍，?12.5mm 82B盤條出現(xiàn)網(wǎng)狀滲碳體的概率是?13.0mm的1.4倍。從圖1來看，82B盤條無論是網(wǎng)狀滲碳體（晶界處白色線條），還是條狀馬氏體（白色塊狀），異常組織級別增大趨勢概率都是先增大后減小，其中2級異常組織出現(xiàn)的概率最大。從圖2來看，82B盤條條狀馬氏體和網(wǎng)狀滲碳體都出現(xiàn)在芯部，但邊緣未發(fā)現(xiàn)異常情況。

圖1 82B盤條異常組織級別概率趨勢

圖2 82B盤條異常組織金相形貌

2.2 散冷溫度

A廠第N條生產(chǎn)線82B盤條以（900±15）℃的溫度進(jìn)行吐絲盤卷，并在斯太爾摩風(fēng)冷線上進(jìn)行近似連續(xù)冷卻，前14段輥道采用風(fēng)冷控制，后面采用空冷控制，其散冷溫度曲線類似為側(cè)立S型曲線，冷卻過程主要分為三個(gè)階段，如圖3所示，其中12.5-D表示12.5mm搭接點(diǎn)；12.5-F表示12.5mm非搭接點(diǎn)；13.0-D表示13.0mm搭接點(diǎn)；13.0-F表示13.0mm非搭接點(diǎn)。

圖3 82B盤條散冷溫度曲線

第一個(gè)階段為快速風(fēng)冷階段，其中?12.5mm規(guī)格搭接點(diǎn)平均冷卻速率為8.8℃/s，非搭接點(diǎn)平均冷卻速率為8.5℃/s，?13.0mm規(guī)格搭接點(diǎn)平均冷卻速率為8.9℃/s，非搭接點(diǎn)平均冷卻速率為9.2℃/s?？傮w而言，?12.5mm規(guī)格的冷卻速率小于?13.0mm規(guī)格的冷卻速率。

第二階段為奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的主要相變階段，從曲線來看，?12.5mm規(guī)格的相變溫度為613～665℃，?13.0mm規(guī)格的相變溫度為603～660℃。另外，82B盤條在強(qiáng)風(fēng)冷卻32s后出現(xiàn)溫度先升高后降低的趨勢，并在39s時(shí)溫度達(dá)到最高，說明此時(shí)相變最劇烈。溫度先升高是因?yàn)橄嘧儫岽笥陲L(fēng)冷熱對流，而后溫度降低是因?yàn)橄嘧兛旖Y(jié)束相變熱小于風(fēng)冷熱對流。

第三個(gè)階段為相變結(jié)束后緩慢空冷階段，?12.5mm規(guī)格搭接點(diǎn)平均冷卻速率為1.6℃/s，非搭接點(diǎn)平均冷卻速率為1.8℃/s，?13.0mm規(guī)格搭接點(diǎn)平均冷卻速率為1.4℃/s，非搭接點(diǎn)平均冷卻速率為1.7℃/s?？傮w而言，?12.5mm規(guī)格的冷卻速率大于?13.0mm規(guī)格的冷卻速率。

對上述散冷溫度曲線進(jìn)行非線性回歸得出，第一階段的擬合公式為T=AeBt，第二階段的擬合公式為T=at2+bt+c，其中T是散冷溫度，t是冷卻時(shí)間，A、B、a、b、c是常數(shù)，具體參數(shù)和擬合度（R2）如表2所示。從擬合度結(jié)果可知，第一階段的散冷溫度與時(shí)間的關(guān)系滿足指數(shù)函數(shù)，第二階段的散冷溫度與時(shí)間的關(guān)系滿足二次函數(shù)。

3 機(jī)理分析

3.1 網(wǎng)狀滲碳體形成機(jī)理分析

表2 散冷溫度擬合公式參數(shù)和擬合度

由鐵碳相圖可知，82B盤條在平衡態(tài)下冷卻將形成99.16%珠光體和0.84%網(wǎng)狀滲碳體，而在風(fēng)冷條件下的非平衡態(tài)冷卻使得原共析路線發(fā)生左移，Acm析出線轉(zhuǎn)變?yōu)锳3析出線，奧氏體因冷卻速度過快而先析出少量鐵素體，再析出珠光體。因此，冷卻速率越快，82B盤條越不容易在過冷奧氏體邊界析出網(wǎng)狀滲碳體。

在斯太爾摩風(fēng)冷線上，82B盤條一方面向外發(fā)生熱輻射和向內(nèi)發(fā)生熱傳導(dǎo)，另一方面與空氣發(fā)生熱對流，其冷卻速率隨著時(shí)間增加呈減小趨勢。由于測量溫度是表層溫度，而芯部溫度要高于表層溫度，所以在相同冷卻條件下，推斷芯部冷卻速率要慢于表層冷卻速率。由于82B盤條網(wǎng)狀滲碳體出現(xiàn)在芯部，說明芯部的冷卻速率過慢，近似于平衡態(tài)冷卻。由第一階段的分析數(shù)據(jù)可知，?12.5mm規(guī)格表層平均冷卻速率小于?13.0mm規(guī)格表層平均冷卻速率，而?12.5mm規(guī)格網(wǎng)狀滲碳體率卻大于?13.0mm規(guī)格網(wǎng)狀滲碳體率，從而間接說明芯部冷卻速率變慢時(shí)，82B盤條的芯部網(wǎng)狀滲碳體率相應(yīng)提高。

由圖4可知（12.5-D表示12.5mm搭接點(diǎn)；12.5-F表示12.5mm非搭接點(diǎn)；13.0-D表示13.0mm搭接點(diǎn)；13.0-F表示13.0mm非搭接點(diǎn)），在接近相變前，?12.5mm規(guī)格搭接點(diǎn)冷卻速率為3.8℃/s，非搭接點(diǎn)冷卻速率為6.1℃/s，?13.0mm規(guī)格搭接點(diǎn)冷卻速率為3.9℃/s，非搭接點(diǎn)冷卻速率為6.1℃/s。因此，無論是?12.5mm規(guī)格，還是?13.0mm規(guī)格，82B盤條搭接點(diǎn)的表層冷卻速率都要低于非搭接點(diǎn)表層冷卻速率，這說明82B盤條搭接點(diǎn)的芯部在接近共析反應(yīng)前更容易形成網(wǎng)狀滲碳體。在生產(chǎn)過程中，為降低82B盤條的網(wǎng)狀滲碳體率，適當(dāng)提高相變前搭接點(diǎn)的冷卻速率，即通過調(diào)整佳靈裝置來增大搭接點(diǎn)的風(fēng)量分配，降低相變前搭接點(diǎn)和非搭接點(diǎn)的溫差[7]。

圖4 82B盤條散冷冷卻速率

3.2 馬氏體形成機(jī)理分析

從異常組織析出順序?qū)Ρ瓤芍?，網(wǎng)狀滲碳體和馬氏體沒有同時(shí)出現(xiàn)在盤條芯部，其中網(wǎng)狀滲碳體是在過冷奧氏體晶界處析出鐵素體的過程中產(chǎn)生的成片分散狀異常組織，馬氏體是過冷奧氏體發(fā)生共析反應(yīng)時(shí)產(chǎn)生的孤島狀異常組織。

由上述分析可知，82B盤條表層冷卻速率大于芯部冷卻速率，理論上表層更容易出現(xiàn)馬氏體，但事實(shí)上所有的馬氏體都出現(xiàn)在芯部，這說明馬氏體形成的直接原因不是冷卻速率。試驗(yàn)結(jié)果表明，Cr、Mn含量的增加會(huì)提升過冷奧氏體的穩(wěn)定性，降低馬氏體形成的冷卻速率，所以在同樣的冷卻條件下Cr、Mn元素的偏析更容易產(chǎn)生馬氏體[5]。由圖2可知，芯部馬氏體的幾何尺寸近似于珠光體的幾何尺寸，這說明馬氏體形成之前的奧氏體晶粒存在Cr、Mn偏析。對于芯部有Cr、Mn元素偏析的82B盤條，在非平衡態(tài)冷卻條件下鐵素體析出之后應(yīng)適當(dāng)降低冷卻速率有助于抑制馬氏體形成。

由圖4可知，在奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的主要相變過程中，?12.5mm規(guī)格82B盤條表層冷卻速率基本上大于?13.0mm規(guī)格82B盤條表層冷卻速率，而?12.5mm規(guī)格馬氏體率大于?13.0mm規(guī)格馬氏體率，從而間接說明芯部冷卻速率變快時(shí)，Cr、Mn元素偏析的82B盤條的芯部馬氏體率相應(yīng)提高。在生產(chǎn)過程中，為降低?12.5mm規(guī)格82B盤條的馬氏體率，應(yīng)適當(dāng)降低相變快結(jié)束時(shí)的冷卻速率，即通過降低后道次的風(fēng)機(jī)風(fēng)量來提高終冷溫度。

在82B盤條散冷共析相變過程中，降低冷卻速率雖然可以控制盤條芯部Cr、Mn偏析而析出馬氏體，但是此過程相變熱會(huì)造成溫度升高而增大珠光體層間距，從而降低抗拉強(qiáng)度。研究表明相變前過冷度越大，82B珠光體層間距越小[8]。在非平衡態(tài)冷卻下，增大共析相變前的過冷度，一方面提升了共析相變前的冷卻速率，另一方面降低了共析相變起始點(diǎn)，若后續(xù)降低冷卻速率也能控制相變過程的最大溫度，這既能抑制網(wǎng)狀滲碳體和馬氏體的形成，也能保證抗拉強(qiáng)度。

4 結(jié)論

（1）經(jīng)大量統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)分析，?12.5m m～?13.0mm 82B盤條出現(xiàn)條狀馬氏體的概率為1.01%，出現(xiàn)網(wǎng)狀滲碳體的概率為1.45%，82B盤條只出現(xiàn)在芯部的異常組織的級別增大趨勢概率都是先增大后減小。

（2）82B盤條的散冷溫度曲線類似為側(cè)立S型曲線，主要分為快速風(fēng)冷階段、共析相變階段和緩慢空冷階段。第一階段和第二階段的散冷溫度與時(shí)間的關(guān)系分別滿足指數(shù)函數(shù)和二次函數(shù)。

（3）82B盤條網(wǎng)狀滲碳體是其搭接點(diǎn)的芯部在接近共析反應(yīng)前過冷奧氏體晶界處析出鐵素體的過程中產(chǎn)生的，馬氏體是芯部鉻錳偏析的過冷奧氏體發(fā)生共析反應(yīng)時(shí)產(chǎn)生的。通過調(diào)整共析相變前后冷卻速率和降低相變前過冷度可降低異常組織出現(xiàn)的概率。