采用YL82B高碳鋼盤條制作的鋼絞線具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)越的低應(yīng)力松弛性能,廣泛用于石油化工、橋梁和高層建筑等領(lǐng)域[1-2]。
某鋼廠生產(chǎn)的預(yù)應(yīng)力鋼絞線用YL82B鋼在下游冷拉過程中多次出現(xiàn)斷裂情況。該鋼的下游加工工藝為：開卷放線→端部對(duì)焊→機(jī)械剝殼→表面潤滑→拉拔→合股。筆者采用一系列理化檢驗(yàn)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(fā)生。
1. 理化檢驗(yàn)
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(fā)現(xiàn)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(duì)焊結(jié)疤等損傷痕跡,甚至存在橫裂現(xiàn)象。
1.2 化學(xué)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(duì)試樣1~7進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1所示。由表1可知：試樣的化學(xué)成分滿足技術(shù)要求。
| 項(xiàng)目 | 質(zhì)量分?jǐn)?shù) | |||||
|---|---|---|---|---|---|---|
| C | Si | Mn | p | S | Cr | |
| 試樣1實(shí)測(cè)值 | 0.82 | 0.16 | 0.71 | 0.012 | 0.010 | 0.21 |
| 試樣2實(shí)測(cè)值 | 0.81 | 0.15 | 0.72 | 0.012 | 0.011 | 0.20 |
| 試樣3實(shí)測(cè)值 | 0.83 | 0.16 | 0.71 | 0.011 | 0.013 | 0.20 |
| 試樣4實(shí)測(cè)值 | 0.82 | 0.17 | 0.70 | 0.013 | 0.012 | 0.21 |
| 試樣5實(shí)測(cè)值 | 0.82 | 0.16 | 0.72 | 0.012 | 0.013 | 0.23 |
| 試樣6實(shí)測(cè)值 | 0.81 | 0.18 | 0.73 | 0.011 | 0.010 | 0.22 |
| 試樣7實(shí)測(cè)值 | 0.82 | 0.16 | 0.72 | 0.012 | 0.013 | 0.21 |
| 技術(shù)要求 | 0.80~0.85 | 0.15~0.25 | 0.65~0.75 | ≤0.025 | ≤0.020 | 0.20~0.25 |
1.3 金相檢驗(yàn)
在筆尖狀、喇叭狀斷口處分別截取橫向和縱向試樣,對(duì)試樣進(jìn)行金相檢驗(yàn),結(jié)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(fā)現(xiàn)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(yán)重的網(wǎng)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。
在平斷狀和斜狀斷口邊部裂紋源處截取縱向試樣,對(duì)試樣進(jìn)行金相檢驗(yàn),結(jié)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(nèi)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(diǎn)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。
2. 綜合分析
在對(duì)YL82B鋼盤條進(jìn)行冷拉時(shí),盤條斷口呈筆尖、喇叭狀,說明材料的強(qiáng)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(qiáng)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(qū)域面積變大,相界面面積減小,使得界面片層狀的滲碳體對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力減小,導(dǎo)致材料塑性變大、強(qiáng)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(xiàn)場排查發(fā)現(xiàn),在盤條搭接點(diǎn)存在冷卻緩慢的現(xiàn)象。筆尖狀、喇叭狀斷面的橫向中心位置只含有少量網(wǎng)狀滲碳體,表明網(wǎng)狀滲碳體產(chǎn)生的主要原因是鋼坯存在嚴(yán)重的中心偏析,而不是冷卻速率較慢,且嚴(yán)重的網(wǎng)狀滲碳體割裂了組織之間的聯(lián)系,促使材料發(fā)生斷裂現(xiàn)象。
平斷狀、斜狀斷口產(chǎn)生的主要原因是拉拔工藝不當(dāng),如氧化皮清理不干凈、潤滑不到位等,導(dǎo)致材料出現(xiàn)磕碰和對(duì)焊不規(guī)范等問題。在拉拔時(shí),氧化皮發(fā)生松動(dòng)和潤滑不當(dāng)會(huì)使材料表面的摩擦系數(shù)增大,出現(xiàn)過熱現(xiàn)象,導(dǎo)致材料表面的強(qiáng)度降低,且材料燒傷后會(huì)產(chǎn)生白亮的淬火馬氏體,最終導(dǎo)致材料表面開裂。材料表面發(fā)生嚴(yán)重磕碰會(huì)使其局部溫度瞬間上升,且鋼的導(dǎo)熱速率較快,在局部形成淬火,產(chǎn)生白亮色帶狀馬氏體。當(dāng)進(jìn)行端部對(duì)焊時(shí),對(duì)焊操作不規(guī)范會(huì)使接頭部位液滴飛濺至表面,使材料表面形成點(diǎn)狀燒傷、結(jié)疤等缺陷,且焊后未及時(shí)正火,最終導(dǎo)致材料出現(xiàn)馬氏體,馬氏體硬而脆,在對(duì)盤條進(jìn)行拉拔時(shí),其邊部產(chǎn)生微裂紋,最終導(dǎo)致盤條斷裂。
3. 結(jié)論及建議
預(yù)應(yīng)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(chǎn)生原因?yàn)闊彳埡罄鋮s速率較慢,使珠光體相變?cè)龆?材料的強(qiáng)度變小,同時(shí)中心碳偏析使材料形成嚴(yán)重網(wǎng)狀碳化物,最終導(dǎo)致盤條斷裂；平斷狀、斜狀斷口的產(chǎn)生原因?yàn)椴牧媳砻姘l(fā)生磕碰,冷拉時(shí)氧化皮去除不干凈、潤滑不當(dāng)?shù)纫蛩厥共牧系哪Σ料禂?shù)增大,且對(duì)焊不規(guī)范使材料發(fā)生點(diǎn)狀燒傷,加上焊后未及時(shí)正火,最終導(dǎo)致盤條斷裂。
建議適當(dāng)增大二次冷卻強(qiáng)度,并采用結(jié)晶器+二冷區(qū)+凝固末端組合式電磁攪拌技術(shù),以減輕連鑄坯中心偏析程度?？刂骑L(fēng)冷輥道的運(yùn)行速率,以減小盤條的堆疊程度。提升輥道風(fēng)機(jī)的供風(fēng)能力,加快盤條搭接點(diǎn)的冷卻速率。加強(qiáng)盤條裝卸、運(yùn)輸?shù)墓芾?防止產(chǎn)生磕碰、擦傷問題。
文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)
