采用YL82B高碳鋼盤條制作的鋼絞線具有較高的強度和優越的低應力松弛性能,廣泛用于石油化工、橋梁和高層建筑等領域[1-2]。

某鋼廠生產的預應力鋼絞線用YL82B鋼在下游冷拉過程中多次出現斷裂情況。該鋼的下游加工工藝為：開卷放線→端部對焊→機械剝殼→表面潤滑→拉拔→合股。筆者采用一系列理化檢驗方法分析了該盤條冷拉斷裂的原因,以避免該類問題再次發生。

1. 理化檢驗

1.1 宏觀觀察

圖1為盤條斷口處的宏觀形貌。由圖1可知：筆尖狀和喇叭狀斷口的裂紋源位于試樣中心,在斷口上未發現微裂紋等其他缺陷；平斷狀和斜狀斷口的裂紋源位于試樣邊部,且試樣邊部所在表面存在明顯摩擦、磕碰和對焊結疤等損傷痕跡,甚至存在橫裂現象。

圖 1盤條斷口處的宏觀形貌

1.2 化學成分分析

在盤條斷口附近截取試樣,其中試樣1~2的取樣位置為筆尖狀、喇叭狀斷口處,試樣3~7的取樣位置為平斷狀、斜狀斷口處,對試樣1~7進行化學成分分析,結果如表1所示。由表1可知：試樣的化學成分滿足技術要求。

1.3 金相檢驗

在筆尖狀、喇叭狀斷口處分別截取橫向和縱向試樣,對試樣進行金相檢驗,結果如圖2所示。由圖2可知：橫向試樣中心位置和縱向試樣斷口位置均未發現非金屬夾雜物聚集等明顯缺陷；腐蝕后試樣的組織為索氏體+珠光體+鐵素體+滲碳體,橫向試樣中心位置存在嚴重的網狀滲碳體；縱向試樣組織均沿變形方向分布,并存在大量片層較厚的珠光體。

圖 2筆尖狀、喇叭狀斷口處橫向和縱向試樣的金相檢驗結果

在平斷狀和斜狀斷口邊部裂紋源處截取縱向試樣,對試樣進行金相檢驗,結果如圖3所示。由圖3可知：試樣大部分無明顯缺陷,少部分存在與邊部成45°且內部無氧化等缺陷的裂紋；腐蝕后試樣基體組織均正常,為索氏體+珠光體+鐵素體+滲碳體,在裂紋源所在邊部存在白亮色帶狀組織、分布有裂紋的深色帶狀組織、附帶裂紋的正常組織、白亮點狀組織和回火馬氏體+殘余奧氏體等,其中白亮色帶狀組織為馬氏體。

圖 3平斷狀和斜狀斷口處縱向試樣的微觀形貌

2. 綜合分析

在對YL82B鋼盤條進行冷拉時,盤條斷口呈筆尖、喇叭狀,說明材料的強度較低。通常情況下,在熱軋后需要采用提高冷卻速率的方法,使盤條中片層較薄的索氏體含量不少于85%,以提高材料強度,但斷裂試樣中含有大量片層較厚的珠光體,材料中片層狀鐵素體區域面積變大,相界面面積減小,使得界面片層狀的滲碳體對位錯運動的阻力減小,導致材料塑性變大、強度變小。材料中含有較多的珠光體,表明熱軋后冷卻速率較慢。通過現場排查發現,在盤條搭接點存在冷卻緩慢的現象。筆尖狀、喇叭狀斷面的橫向中心位置只含有少量網狀滲碳體,表明網狀滲碳體產生的主要原因是鋼坯存在嚴重的中心偏析,而不是冷卻速率較慢,且嚴重的網狀滲碳體割裂了組織之間的聯系,促使材料發生斷裂現象。

平斷狀、斜狀斷口產生的主要原因是拉拔工藝不當,如氧化皮清理不干凈、潤滑不到位等,導致材料出現磕碰和對焊不規范等問題。在拉拔時,氧化皮發生松動和潤滑不當會使材料表面的摩擦系數增大,出現過熱現象,導致材料表面的強度降低,且材料燒傷后會產生白亮的淬火馬氏體,最終導致材料表面開裂。材料表面發生嚴重磕碰會使其局部溫度瞬間上升,且鋼的導熱速率較快,在局部形成淬火,產生白亮色帶狀馬氏體。當進行端部對焊時,對焊操作不規范會使接頭部位液滴飛濺至表面,使材料表面形成點狀燒傷、結疤等缺陷,且焊后未及時正火,最終導致材料出現馬氏體,馬氏體硬而脆,在對盤條進行拉拔時,其邊部產生微裂紋,最終導致盤條斷裂。

3. 結論及建議

預應力鋼絞線用YL82B鋼冷拉斷裂的斷口形貌呈筆尖狀、喇叭狀和平斷狀、斜狀。筆尖狀、喇叭狀斷口的產生原因為熱軋后冷卻速率較慢,使珠光體相變增多,材料的強度變小,同時中心碳偏析使材料形成嚴重網狀碳化物,最終導致盤條斷裂；平斷狀、斜狀斷口的產生原因為材料表面發生磕碰,冷拉時氧化皮去除不干凈、潤滑不當等因素使材料的摩擦系數增大,且對焊不規范使材料發生點狀燒傷,加上焊后未及時正火,最終導致盤條斷裂。

建議適當增大二次冷卻強度,并采用結晶器+二冷區+凝固末端組合式電磁攪拌技術,以減輕連鑄坯中心偏析程度。控制風冷輥道的運行速率,以減小盤條的堆疊程度。提升輥道風機的供風能力,加快盤條搭接點的冷卻速率。加強盤條裝卸、運輸的管理,防止產生磕碰、擦傷問題。

文章來源——材料與測試網