CN107723592A - 一种高碳盘条钢及其生产工艺 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高碳盘条钢，所述高碳盘条钢的成分以重量百分比计为：C：0.79％～0.85％；Si：0.20％～0.40％；Mn：0.40％～0.50％；Cr：0.50％～0.80％；Nb：0.020％～0.040％；Al:≤0.015％；P：≤0.010％；S：≤0.010％；余量为Fe和不可避免的杂质元素；所述不可避免的杂质元素包括气体含量及其他不可避免的杂质元素；所述气体含量：钢水[H]≤2.0ppm，铸坯[H]≤1.5ppm，[O]≤20ppm，[N]≤50ppm；所述其他不可避免的杂质元素≤1％。同时，本发明还涉及一种高碳盘条钢的生产工艺。本发明实现了高碳盘条钢珠光体相变温度在较宽的冷速范围内基本保持恒定，并使高碳硬线钢整体盘条的头中尾部的微观组织均匀性得到良好控制，盘条截面奥氏体晶粒和珠光体片层间距得到细化且尺寸控制均匀；且本发明高碳盘条钢索氏体化水平稳定在≥98％，断面收缩率≥30％，抗拉强度≥1100MPa。

Description

一种高碳盘条钢及其生产工艺

技术领域

本发明涉及建筑用钢技术领域，尤其涉及一种可控制截面成分均匀分布和微观组织细化的高碳盘条钢及其生产工艺。

背景技术

高碳盘条钢是生产高强度、低松弛预应力混凝土结构用钢丝和钢绞线的主要原材料，广泛应用于高层建筑、大跨度桥梁、高速公路、铁路、水利等重点工程。

由于预应力钢丝和钢绞线生产需要对原始盘条钢进行多道次冷拉拔成型，所以要求原始盘条钢应该具有良好的塑性。高碳硬线盘条钢技术上要求整体的索氏体化率，因此盘条钢自身的偏析程度及组织均匀性控制就有了很高要求，在实际生产过程中，高碳硬线钢常常有中心偏析，晶界渗碳体和组织不均匀现象发生，导致高碳硬线钢拉拔过程中出现断丝率高，影响实际生产效率和成材率。对于上述问题，通常仅通过优化控冷工艺来调整，对于高碳钢合金体系的优化以及相应的工艺调整的未见文献报道。

中国发明专利申请CN104451413A公开了一种硬线钢盘条的生产工艺，通过调整轧制和控制冷却工艺参数来保证索氏体化率以及拉拔性能。但是，其冷却工艺条件苛刻，不利于工业化生产。因此，需要开发出一种新型高碳硬线盘条钢并实现扩大工艺窗口才能解决现有盘条钢组织性能不均匀，拉拔工艺性能稳定问题。

发明内容

鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种高碳盘条钢及其生产工艺，用以解决现有高碳盘条钢中钢坯中心偏析、组织均匀性的问题。同时，本发明通过合金体系设计使晶界渗碳体和晶界铁素体的生成得到控制，以及高碳钢可以在较宽的冷速范围内，实现了珠光体相变温度的稳定性，解决了实际生产中的盘条钢因不同部位温度不同、冷速不同导致的微观组织不均匀性的发生。新型高碳钢的合金体系设计上，基于高碳硬线钢82B基本合金体系上的优化设计，通过Mn、Cr、Nb元素含量的优化设计，使高碳硬线钢的中心偏析合晶界渗碳体得到控制，并在冷却过程中容易获得组织均匀的索氏体，得到了高强度、高韧性、良好冷拉性能的高碳盘条钢。

本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

一种高碳盘条钢，所述高碳盘条钢的成分以重量百分比计为：C：0.79％～0.85％；Si：0.20％～0.40％；Mn：0.40％～0.50％；Cr：0.50％～0.80％；Nb：0.020％～0.040％；Al:≤0.015％；P：≤0.010％；S：≤0.010％；余量为Fe和不可避免的杂质元素；所述不可避免的杂质元素包括气体含量及其他不可避免的杂质元素；所述气体含量：钢水[H]≤2.0ppm，铸坯[H]≤1.5ppm，[O]≤20ppm，[N]≤50ppm；所述其他不可避免的杂质元素≤1％。

本发明的高碳盘条钢，通过Cr，Nb，Mn元素含量的优化调整，实现了高碳盘条钢珠光体相变温度在较宽的冷速范围内基本保持恒定，其效果在于使高碳硬线钢整体盘条的头中尾部的微观组织均匀性得到良好控制，盘条截面奥氏体晶粒和珠光体片层间距得到细化且尺寸控制均匀；高碳盘条钢的显微组织中马氏体、全封闭网状渗碳体等有害组织，以及铸坯心部组织的碳偏析得到控制；通过Cr，Nb，Mn元素的优化组合，有效抑制了晶界渗碳体的生成。本合金体系的设计可使高碳盘条钢索氏体化水平稳定在≥98％，断面收缩率≥30％，抗拉强度≥1100MPa。索氏体化程度高，且具有优良的塑性和强度，使制备冷拔丝和绞线断丝率大幅降低。

高碳盘条钢中各元素的作用及配比依据如下：

碳：保证高碳盘条钢强塑性以及获得索氏体组织的主要元素，碳含量过低，容易出现铁素体组织，使强度降低；硬线盘条钢碳含量高，则容易出现过共析渗碳体，降低盘条钢的韧塑性，对拉拔性能不利。因此，本发明涉及的钢碳含量范围采用0.79～0.85wt.％，本质上为过共析钢，需要采取细晶措施或添加阻碍晶界渗碳体形成元素，本发明采用Cr、Nb元素添加等措施，以及配合相应的工艺措施，避免网状渗碳体的生成和铸坯C中心偏析。

硅：是非碳化物形成元素，主要以固溶形式在钢中，有显著的固溶强化作用。可以显著降低奥氏体-铁素体转变速度，提高奥氏体自扩散激活能，减小自扩散系数，以及降低共析碳含量的作用，渗碳体的生成需要Si原子在奥氏体中扩散出去，其结果是高碳钢中奥氏体温区可以阻碍了晶界渗碳体的生成，以及在推迟了珠光体的转变温度。在较大过冷度前提下，其推迟奥氏体-铁素体转变作用更加明显，从而在连续冷却过程中，具有细化珠光体片层作用，但过量的Si将恶化钢的韧性。综合上述考虑，本发明高碳盘条钢中硅含量范围为0.20～0.40wt.％。

锰：是弱碳化物形成元素，在高碳钢铸坯中有轻微偏析现象，也是扩大奥氏体区元素，强烈提高过冷奥氏体的稳定性，推迟奥氏体-铁素体转变，同时也是降低珠光体转变温度，延长珠光体孕育期，与Cr元素作用相近，是强烈推迟珠光体转变的元素，同时具有降低共析碳含量的作用。弱碳化物形成元素在珠光体转变时形成了特殊碳化物或合金渗碳体，因此不仅需要碳在奥氏体中的扩散和重新分布，而且还需要碳化物形成元素在奥氏体中的扩散和重新分布，从而显著推迟了珠光体相变。在奥氏体中C的扩散系数比置换固溶元素如Mn、Cr等原子扩散系数大5个数量级左右，因此Mn能够抑制珠光体的生成。Mn元素能提高钢的淬透性，具有一定的固溶强化作用；另外，Mn还有控制夹杂物的作用。但Mn含量过高时，其在铸坯中的偏析倾向增加，降低组织的均匀性，从而降低拉拔性能。基于上述原因，本发明高碳盘条钢中Mn含量范围为:0.40～0.50wt.％，适当降低传统82B的Mn含量，减少其偏析倾向。

铬：是弱碳化物形成元素，Cr促进渗碳体失稳和M₂C形成，形成细小弥散沉淀，经热力学软件和实验结果表明，在0.40～0.80wt.％范围内，没有Cr的碳化物生成，以及中心仅有很小指数的偏析。因此可以有效抑制晶界渗碳体的生成，在高碳钢中的中心偏析情况轻微。目前生产的82B硬线钢的Cr含量范围在：0.20～0.30％，这个范围仅仅起到了增加一定的细化珠光体片层抑制晶界网状渗碳体生成的作用，但是对C的中心偏析和消除网状碳化物还需要增加Cr元素的含量。Cr的综合作用与Mn元素相近，显著降低共析碳含量，是强烈阻碍奥氏体-铁素体相变，同时强烈推迟珠光体转变，稳定奥氏体元素，提高其含量可以显著缩小奥氏体相区。具有提高钢的淬透性，同时Cr可以细化珠光体片层间距。同时拉拔过程中提高了线材的加工硬化率，保证高强度。因此，本发明高碳盘条钢中Cr含量范围为:0.50～0.80wt.％。

铌：是强碳化物形成元素，但是在过共析钢中的固溶数量有限，对高碳钢作用较为特殊，一方面如果在奥氏体温区低于1000℃条件下，以析出的NbC形式存在，则起到细化奥氏体晶粒尺寸，使奥氏体系统自由能升高，因此提高奥氏体-珠光体转变温度，在冷却过程中减小了过冷度，不利于获得细化的珠光体；另一方面，微量的Nb在相变奥氏体晶界内偏聚，又是强烈推迟珠光体转变的元素，增加珠光体转变孕育期，在连续冷却过程中，其孕育期的增加，意味着形核和长大时间的缩短。宏观表现上，综合作用的结果高碳钢中Nb的加入有利于获得细化的珠光体和细小的珠光体团/块尺寸，从而提高韧塑性。由于Nb的细化珠光体作用，和晶界NbC析出，强烈抑制了抑制晶界粗大网状渗碳体的生成，此外，奥氏体晶界NbC碳化物的析出，促进了晶界局部贫碳和铁素体形核，同时也是显著降低了共析碳含量，导致了晶界铁素体形成，对于高碳硬线珠光体钢性能控制是不利因素，需要严格控制，本专利技术是通过添加一定数量的Cr元素，有效抑制了C在奥氏体中的扩撒速度，其综合效果是晶界渗碳体和晶界铁素体的生成均得到抑制。因此，本发明高碳盘条钢中Nb含量范围为：0.020～0.040wt％，是充分利用固溶和析出的两大作用，即有效阻止高温奥氏体长大，也对较低奥氏体温区通过NbC的生成有效抑制晶界渗碳体生成。

磷和硫：钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，在不造成其他影响情况下，越低越好，其含量控制在0.01wt.％以内。

进一步的，所述高碳盘条钢中Mn含量为0.43％～0.48％。

进一步的，所述高碳盘条钢中Cr含量为0.52％～0.78％。

优选地，所述高碳盘条钢中Cr含量为0.69％～0.73％。

进一步的，所述高碳盘条钢中Nb含量为0.025％～0.035％。

进一步的，所述高碳盘条钢微观组织为索氏体和微量珠光体组织

进一步的，所述高碳盘条钢微观组织中索氏体的体积分数占总体的98％及以上。

进一步的，所述高碳盘条钢中索氏体片层间距范围是0.12～0.13微米。

一种高碳盘条钢的生产工艺，所述生产工艺包括：转炉冶炼→LF炉精炼→方坯连铸→加热炉加热→高速线材轧制→吐丝→斯太尔摩风冷线控冷；

所述加热炉加热：加热温度控制在1100℃～1150℃；

所述高速线材轧制：开轧温度控制在1050～1150℃，轧件进精轧机温度控制在800～850℃之间；

所述吐丝：线材吐丝温度控制在750～800℃；

所述斯太尔摩冷线控冷：冷却速度控制在1～3℃/s之间，冷却到585℃～615℃，然后以0.1～0.28℃/s的冷却速度在辊道进行保温缓冷或空冷至300℃。

本发明生产工艺是基于本合金体系已经能够以相对较低的出精轧温度和较低的吐丝温度上冷床，采用吐丝后较低的冷速条件下就可以获得全截面索氏体组织，得到全截面索氏体超过95％以上的目的。因此，可以最大限度地保证了盘圆表面和心部不存在较大的温度差异性，以及同圈组织和性能的一致性，避免了传统的高温大冷速的生产工艺给82B高碳钢带来的表面和心部的组织不均匀性、同圈组织和性能的不一致性。

进一步的，所述高速线材轧制：开轧温度控制在1060～1120℃，轧件进精轧机温度控制在815～840℃之间。

进一步的，所述吐丝：线材吐丝温度控制在762～780℃；

进一步，所述高碳盘条钢规格为

本发明有益效果如下：

(1)本发明的高碳盘条钢，通过Cr，Nb元素含量的优化调整，实现了高碳盘条钢珠光体相变温度在较宽的冷速范围内基本保持恒定，其效果在于使高碳硬线钢整体盘条的头中尾部的微观组织均匀性得到良好控制，盘条截面奥氏体晶粒和珠光体片层间距得到细化且尺寸控制均匀；

(2)本发明高碳盘条钢的显微组织中马氏体、全封闭网状渗碳体等有害组织，以及铸坯铸坯心部组织的碳偏析得到控制；

(3)本发明通过Cr，Nb元素的优化组合，有效抑制了晶界渗碳体的生成；

(4)本发明合金体系的设计可使高碳盘条钢索氏体化水平稳定在≥98％，断面收缩率≥30％，抗拉强度≥1100MPa；

(5)本发明索氏体化程度高，且具有优良的塑性和强度，使制备冷拔丝和绞线断丝率大幅降低。

本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

图1为本发明中Nb在82B高碳钢高温奥氏体中固溶含量理论计算值；

图2为本发明中NbC在82B高碳钢高温奥氏体中析出含量理论计算值；

图3为对比例82B高碳钢CCT曲线；

图4为本发明实施例CCT曲线；

图5为对比例82B高碳盘条钢的微观组织；

图6为本发明试验钢的微观组织。

具体实施方式

下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。

在一个具体实施方式中，本发明提供了一种高碳盘条钢，所述高碳盘条钢的成分以重量百分比计为：C：0.79％～0.85％；Si：0.20％～0.40％；Mn：0.40％～0.50％；Cr：0.50％～0.80％；Nb：0.020％～0.040％；Al:≤0.015％；P：≤0.010％；S：≤0.010％；余量为Fe和不可避免的杂质元素；所述不可避免的杂质元素包括气体含量及其他不可避免的杂质元素；所述气体含量：钢水[H]≤2.0ppm，铸坯[H]≤1.5ppm，[O]≤20ppm，[N]≤50ppm；所述其他不可避免的杂质元素≤1％。

在另一个具体实施方式中，本发明高碳盘条钢中Mn含量为0.43％～0.48％。

在另一个具体实施方式中，本发明高碳盘条钢中Cr含量为0.52％～0.78％。

在另一个具体实施方式中，本发明高碳盘条钢中Cr含量为0.69％～0.73％。

在另一个具体实施方式中，本发明高碳盘条钢中Nb含量为0.025％～0.035％。

在另一个具体实施方式中，本发明高碳盘条钢微观组织为索氏体和

在另一个具体实施方式中，本发明高碳盘条钢微观组织中索氏体的体积分数占总体的98％及以上。

在另一个具体实施方式中，本发明一种高碳盘条钢的生产工艺，所述生产工艺包括：转炉冶炼→LF炉精炼→方坯连铸→加热炉加热→高速线材轧制→吐丝→斯太尔摩风冷线控冷；

所述加热炉加热：加热温度控制在1100℃～1150℃；

所述高速线材轧制：开轧温度控制在1050～1150℃，轧件进精轧机温度控制在800～850℃之间；

所述吐丝：线材吐丝温度控制在750～800℃；

所述斯太尔摩冷线控冷：冷却速度控制在1～3℃/s之间，冷却到585℃～615℃，然后以0.1～0.28℃/s的冷却速度在辊道进行保温缓冷或空冷至300℃。

在另一个具体实施方式中，本发明高速线材轧制：开轧温度控制在1087～1130℃，轧件进精轧机温度控制在815～840℃之间。

在另一个具体实施方式中，本发明吐丝：线材吐丝温度控制在762～780℃；

在另一个具体实施方式中，本发明高碳盘条钢规格为

表1给出了本发明实施例高碳盘条钢和对比钢82B的合金成分，其力学性能及珠光体片层的测试结果如表2所示。

表1高碳盘条钢的化学成分(wt％)

表2高碳盘条钢室温拉伸性能和索氏体化率以及组织的珠光体片层间距

对比例合金体系和生产工艺为：目前企业生产的82B的合金成分体系为(对比例)：C：0.79～0.85％；Si：0.20～0.30％；Mn：0.60～0.90％；Cr：0.20～0.30％(可选择添加)；P：≤0.015％；S：≤0.010％；企业生产82B高碳硬线盘圆钢的生产工艺为：开轧温度控制在1050～1150℃，轧后采用斯太尔摩控制冷却，轧件进精轧机温度控制在915～920℃之间，出精轧温度在1000℃左右，线材水冷后到达吐丝温度控制在850～900℃，吐丝后冷却速度控制在4～10℃/s，冷却到600℃左右后在辊道进行保温缓冷或空冷至300℃，冷却速度在0.1～2.8℃/s范围(不同的企业生产工艺有不同的冷速控制略有不同)。

上述82B合金体系和生产工艺的目的是，通过高温增大奥氏体晶粒尺寸，大冷速的目的是获得较大的过冷度从而得到更多的片层细化的索氏体组织。理论和试验研究表明，珠光体片层尺寸与过冷度成反比，上述工艺的具有明显的负面效果，采用传统工艺吐丝后盘圆的内外温差大，盘圆搭接处的温度远高于非搭接处。实际结果分析表明，盘圆组织内外的珠光体和索氏体组织不均匀性较大，盘圆性能波动大，盘圆通条中心部位存在C偏析或马氏体组织现象时有发生。

机理上分析，高碳盘条钢心部马氏体组织形成，是因为边部柱状晶向铸坯心部生长，在心部形成搭桥后围成了封闭液态熔池，该熔池内含有超出平均含量的不易扩散的Mn、Cr等合金元素，冷却后导致马氏体的生成，实际检测表明高碳钢心部马氏体组织出现的几率相对较低。高碳钢中心C偏析是因为在凝固过程中由于选分结晶的原因也称之为液析，即溶质元素C、S、P等向液相区积聚，邻近凝固终了的粘稠状区域内，晶间富集溶质元素的液体活动和固体漂移是引起中心偏析的根本原因。

由于82B高碳盘条钢需要进一步的冷拔加工，冷拔过程中存在的主要缺陷是拉拔脆断，拉拔脆断主要以笔尖状断口和劈裂状断口形式存在，断口微观形貌为准解理状或解理状，且断口处无明显缩颈现象。经分析发现，笔尖状断口多数是由母材中心大型脆性Al₂O₃夹杂引起，少数是由中心碳偏析和中心网状渗碳体以及中心孔洞引起；劈裂状断口主要是由盘条中心马氏体缺陷和表面缺陷共同作用造成进一步的，主要是C、Mn等元素的偏析，形成局部马氏体或心部马氏体。据检测分析，硬线钢82B连铸坯的中心中C(包括S、P)偏析比较严重，Mn有轻微的偏析，Cr、Si偏析情况不严重。82B盘条中偏析比超过1.20就会有网状渗碳体形成；连铸坯中碳偏析指数大于1.16盘条中就会出现超标的网状渗碳体。

有文献报道，在82B高碳盘条钢中心部位发现马氏体组织，成分分析表明有Mn、Cr的偏析，其中Mn正偏析严重，Cr正偏析轻微，C含量却出现负偏析，显示出Mn、Cr阻止C扩散的强大效果。同时，大量的研究结果表明，在高碳硬线钢中添加Nb微合金化元素作用比较复杂，可以细化珠光体片层和细化奥氏体晶粒，提高强韧性，但是容易导致晶界先共析铁素体的生成。

针对上述微观组织问题可以有以下基本结论，高碳钢铸坯或圆钢心部部分区段容易发生严重C偏析，心部Mn偏析严重，Cr在心部有轻微偏析，马氏体中C出现负偏析。针对偏析目前生产工艺和文献报道上，基本上采取各种冶炼和连铸的工艺方面的改进。未见有文献报道在合金体系上进行优化改进的。本发明就是通过合金体系和轧钢工艺的改进，抑制82B硬线中心碳偏析、马氏体生成和网状碳化物、晶界铁素体组织的生成。上述缺陷是需要在实际合金体系和生产工艺上必须解决的技术难题。

因此，本发明是在82B钢的基础上，通过优化Mn、Cr、Nb元素的含量，使得高碳盘条钢的中心偏析合晶界渗碳体得到控制，并在冷却过程中容易获得组织均匀的索氏体，得到了高强度、高韧性、良好冷拉性能的高碳盘条钢。

铌(Nb)：是强碳化物形成元素，但是在过共析钢中的固溶数量有限，以82B高碳钢为例通过热力学软件计算表明，Nb在82B高碳硬线钢在1240℃条件下的固溶含量是0.027wt％左右，见图1。如果以NbC形式析出，在800℃时将从奥氏体中析出超过90％，见图2。对高碳钢作用较为特殊，一方面如果在奥氏体温区低于1000℃条件下，以析出的NbC形式存在，则起到细化奥氏体晶粒尺寸，使奥氏体系统自由能升高，因此提高奥氏体-珠光体转变温度，在冷却过程中减小了过冷度，不利于获得细化的珠光体；另一方面，微量的Nb在相变奥氏体晶界内偏聚，又是强烈推迟珠光体转变的元素，增加珠光体转变孕育期，在连续冷却过程中，其孕育期的增加，意味着形核和长大时间的缩短。宏观表现上，综合作用的结果高碳钢中Nb的加入有利于获得细化的珠光体和细小的珠光体团/块尺寸，从而提高韧塑性。由于Nb的细化珠光体作用，和晶界NbC析出，强烈抑制了抑制晶界粗大网状渗碳体的生成，此外，奥氏体晶界NbC碳化物的析出，促进了晶界局部贫碳和铁素体形核，同时也是显著降低了共析碳含量，导致了晶界铁素体形成，对于高碳硬线珠光体钢性能控制是不利因素，需要严格控制，本发明是通过添加一定数量的Cr元素，有效抑制了C在奥氏体中的扩撒速度，其综合效果是晶界渗碳体和晶界铁素体的生成均得到抑制。因此，本发明钢Nb含量范围为：0.020～0.040wt％，是充分利用固溶和析出的两大作用，即有效阻止高温奥氏体长大，也对较低奥氏体温区通过NbC的生成有效抑制晶界渗碳体生成。

本实施例高碳盘条钢生产工艺为：开轧温度控制在1050～1150℃，轧后采用斯太尔摩控制冷却，轧件进精轧机温度控制在800～850℃之间，线材吐丝温度控制在750～800℃，冷却速度控制在1～3℃/s，冷却到600℃左右后在辊道进行保温缓冷或空冷至300℃，冷却速度在0.1～0.28℃/s范围；其工艺原理为：采用本发明合金体系和生产工艺，是基于本合金体系已经能够以相对较低的出精轧温度和较低的吐丝温度上冷床，采用吐丝后较低的冷速条件下就可以获得全截面索氏体组织，得到全截面索氏体超过95％以上的目的。因此，可以最大限度地保证了盘圆表面和心部不存在较大的温度差异性，以及同圈组织和性能的一致性，避免了传统的高温大冷速的生产工艺给82B高碳钢带来的表面和心部的组织不均匀性、同圈组织和性能的不一致性。

生产工艺在现有82B高碳硬线钢合金体系的基础上，采用综合利用Cr元素和Nb元素的碳化物形成元素对奥氏体中C扩散以及渗碳体的形成的阻碍作用，协同作用，合金化并结合Nb微合金化的成分设计，通过Nb-Cr协同作用，使高碳盘条钢的CCT曲线在慢冷速阶段扁平化(见图3、4)，并结合斯太尔摩分段冷却的热处理方式，避免网状渗碳体的形成，获得的盘条钢组织均匀性好，具有良好的强塑性匹配。在实际生产中扩大了工艺窗口，冷却过程中成分偏析问题得到有效改善，组织均匀性好，同时该盘条钢珠光体球团细化，改善了塑性。本合金体系另一个重要作用是可以避免心部马氏体的产生和过高的心部C偏析存在。

综上所述，本发明提供了一种高碳盘条钢及其生产工艺，通过Cr，Nb元素含量的优化调整，实现了高碳盘条钢珠光体相变温度在较宽的冷速范围内基本保持恒定，其效果在于使高碳硬线钢整体盘条的头中尾部的微观组织均匀性得到良好控制，盘条截面奥氏体晶粒和珠光体片层间距得到细化且尺寸控制均匀。盘条的显微组织中马氏体、全封闭网状渗碳体等有害组织，以及铸坯铸坯心部组织的碳偏析得到控制。通过Cr，Nb元素的优化组合，有效抑制了晶界渗碳体的生成。本合金体系的设计可使高碳盘条钢索氏体化水平稳定在≥98％，断面收缩率≥30％，抗拉强度≥1100MPa。索氏体化程度高，且具有优良的塑性和强度，是制备冷拔丝和绞线断丝率大幅降低。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种高碳盘条钢，其特征在于，所述高碳盘条钢的成分以重量百分比计为：C：0.79％～0.85％；Si：0.20％～0.40％；Mn：0.40％～0.50％；Cr：0.50％～0.80％；Nb：0.020％～0.040％；Al:≤0.015％；P：≤0.010％；S：≤0.010％；余量为Fe和不可避免的杂质元素；所述不可避免的杂质元素包括气体含量及其他不可避免的杂质元素；所述气体含量：钢水[H]≤2.0ppm，铸坯[H]≤1.5ppm，[O]≤20ppm，[N]≤50ppm；所述其他不可避免的杂质元素≤1％。

2.根据权利要求1所述的一种高碳盘条钢，其特征在于，所述高碳盘条钢中Mn含量为0.43％～0.48％。

3.根据权利要求1所述的一种高碳盘条钢，其特征在于，所述高碳盘条钢中Cr含量为0.52％～0.78％。

4.根据权利要求1所述的一种高碳盘条钢，其特征在于，所述高碳盘条钢中Nb含量为0.025％～0.035％。

5.根据权利要求1所述的一种高碳盘条钢，其特征在于，所述高碳盘条钢微观组织为索氏体和珠光体组织；所述索氏体的体积分数占总体的98％及以上。

6.根据权利要求1所述的一种高碳盘条钢，其特征在于，所述高碳盘条钢中索氏体片层间距范围是0.12～0.13微米。

7.根据权利要求1所述的一种高碳盘条钢，其特征在于，所述高碳盘条钢规格为

8.一种高碳盘条钢的生产工艺，其特征在于，所述生产工艺包括：转炉冶炼→LF炉精炼→方坯连铸→加热炉加热→高速线材轧制→吐丝→斯太尔摩风冷线控冷；

所述加热炉加热：加热温度控制在1100℃～1150℃；

所述高速线材轧制：开轧温度控制在1050～1150℃，轧件进精轧机温度控制在800～850℃之间；

所述吐丝：线材吐丝温度控制在750～800℃；

所述斯太尔摩冷线控冷：冷却速度控制在1～3℃/s之间，冷却到585℃～615℃，然后以0.1～0.28℃/s的冷却速度在辊道进行保温缓冷或空冷至300℃。

9.根据权利要求8所述的一种高碳盘条钢的生产工艺，其特征在于，所述高速线材轧制：开轧温度控制在1060～1120℃，轧件进精轧机温度控制在815～840℃之间。

10.根据权利要求8所述的一种高碳盘条钢的生产工艺，其特征在于，所述吐丝：线材吐丝温度控制在762～780℃。