軋制工藝對(duì)鉻鉬系螺紋鋼組織和性能的影響

關(guān)鍵詞：軋制工藝；鉻鉬系螺紋鋼；鐵素體；貝氏體；強(qiáng)塑積

0 引言

鋼筋混凝土結(jié)構(gòu)腐蝕失效問題日益凸顯，隨著海洋強(qiáng)國戰(zhàn)略的實(shí)施，該問題亟待解決。鋼筋銹蝕是導(dǎo)致混凝土結(jié)構(gòu)劣化的主要因素，為解決鋼筋銹蝕問題，國內(nèi)外學(xué)者開發(fā)了一系列的耐蝕鋼筋及防護(hù)技術(shù)，如環(huán)氧涂層鋼筋、不銹鋼鋼筋、不銹鋼包覆鋼筋、熱浸鋅鋼筋和合金耐蝕鋼筋（Cu-P系、Cu-P-Cr系、鉻鉬系等），其中鉻鉬系鋼筋具有高自腐蝕電位、低自腐蝕電流密度，兼具高強(qiáng)度和高塑性，已成為解決鋼筋銹蝕問題的新材料。但現(xiàn)有研究工作的重心集中在鉻鉬系耐蝕鋼筋合金成分設(shè)計(jì)和耐蝕機(jī)理探究，軋制工藝對(duì)鉻鉬系耐蝕鋼筋組織調(diào)控的影響鮮有報(bào)道。軋制工藝影響著鋼筋的組織及力學(xué)性能，進(jìn)而影響鋼筋的產(chǎn)業(yè)化進(jìn)程。鉻鉬系合金耐蝕鋼筋市場需求的擴(kuò)大促進(jìn)了其產(chǎn)業(yè)化進(jìn)程，開展軋制工藝對(duì)鉻鉬系耐蝕鋼筋組織和性能影響的研究迫在眉睫。本研究設(shè)計(jì)了一種低碳鉻鉬系螺紋鋼，測定了其過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變行為，研究了加熱溫度、變形溫度、上冷床溫度和冷速等軋制工藝參數(shù)對(duì)試驗(yàn)鋼組織和力學(xué)性能的影響，獲得最佳工藝參數(shù)，并在工業(yè)生產(chǎn)線上完成試制。試驗(yàn)結(jié)果為批量生產(chǎn)鉻鉬系耐蝕鋼筋提供數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用150 mm厚鉻鉬系耐蝕鋼筋連鑄方坯經(jīng)鐵水預(yù)脫硫、180 t轉(zhuǎn)爐煉鋼、鋼包精煉（LF）、RH法真空脫氣、小方坯連鑄等工業(yè)生產(chǎn)流程制成。煉鋼時(shí)添加低碳鉻鐵，并在轉(zhuǎn)爐出鋼和精煉（LF）工序分批加入，以控制鋼液增碳和溫降。試驗(yàn)鋼連鑄坯化學(xué)成分見表1，采用低碳多元素復(fù)合耐蝕成分體系（Cr、Ni、Mo、Nb、V等合金元素復(fù)合添加）來提高試驗(yàn)鋼的耐腐蝕性能，同時(shí)引入鉻/鎳當(dāng)量對(duì)各合金元素含量進(jìn)行限制；參照不銹鋼Schaeffler圖，當(dāng)鉻當(dāng)量控制在10.5%～12.5%、鎳當(dāng)量控制在1.0%～2.5%時(shí)，試驗(yàn)鋼獲得軟相+硬相組織，可保證試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能。

采用日本Lasertec公司型號(hào)為VL2000DX的高溫激光共聚焦顯微鏡進(jìn)行高溫金相試驗(yàn)。將試驗(yàn)鋼加工成φ5.5 mm×3 mm的圓柱形樣品，保證其兩端面齊平并將一端進(jìn)行拋光處理，放在氧化鋁坩堝中，以5℃/s的速度從室溫分別加熱至1050、1100、1150、1200、1250℃，保溫60 min，觀察并采集圖像，后以1℃/s速度冷卻至150℃，隨后空冷至室溫。

使用Gleeble-3800測試試驗(yàn)鋼的CCT曲線。以10℃/s的加熱速度將試樣（圖1）加熱至1150℃，保溫5 min，再以10℃/s的冷速冷卻至溫度T1（950、1020、1100℃），保溫5 s，在此溫度下進(jìn)行單道次壓縮，真應(yīng)變量為0.6，應(yīng)變速率為1s-1；變形后將試樣保溫2 s，然后以5℃/s的速度冷卻至溫度T2（850、900、950、1000℃），再以不同冷速（0.5、1、2、5、10、50℃/s）將試樣冷卻至200℃，后空冷至室溫。沿變形CCT試樣的縱向取樣，加工成小尺寸拉伸樣品，如圖2所示，并在Zwick公司2.5kN材料試驗(yàn)機(jī)上開展拉伸試驗(yàn)。

φ20 mm鋼筋的熱軋?jiān)囼?yàn)在配備有16架無扭軋機(jī)的工業(yè)軋線上開展，方坯加熱溫度為1150～1200℃，上冷床溫度為850～900℃，軋后空冷至室溫。

采用光學(xué)顯微鏡分析試驗(yàn)鋼的顯微組織，觀察試樣均為橫向取樣；沿?zé)彳堜摻羁v向取0.5 m鋼筋樣品，按照《GB/T228—2021金屬材料室溫拉伸方法》開展力學(xué)性能測試；硬度測試在Wilson維氏硬度計(jì)上完成，測試5個(gè)點(diǎn)，取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 高溫奧氏體化行為

對(duì)試樣經(jīng)不同加熱溫度（1050、1100、1150、1200、1250℃）、不同保溫時(shí)間（10、30、60 min）奧氏體化后的顯微組織進(jìn)行分析，如圖3所示。圖3（a）所示為試樣在1150℃奧氏體化30 min后的顯微組織，采用miaps軟件對(duì)奧氏體化的顯微組織進(jìn)行平均晶粒粒徑統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖3（b）所示。由圖可見，粒徑隨奧氏體化溫度的升高、保溫時(shí)間的延長而增大；當(dāng)奧氏體化溫度不大于1150℃時(shí)，保溫時(shí)間對(duì)粒徑的影響小，粒徑在10～

20 μm變化；當(dāng)奧氏體化溫度大于1150℃時(shí)，粒徑顯著增大，且保溫時(shí)間越長，粒徑增大越明顯；當(dāng)奧氏體化溫度為1250℃、保溫60 min時(shí)，粒徑高達(dá)135 μm。

試驗(yàn)鋼鉻含量高，其高溫奧氏體化行為與鉻碳化物的分解、固溶密切相關(guān)，文獻(xiàn)表明，部分鉻碳化物（如MC和MC2型）在加熱溫度低于1150℃難以大規(guī)模溶解，未溶解鉻碳化物會(huì)對(duì)試驗(yàn)鋼的耐腐蝕性能和力學(xué)性能造成影響，因此，坯料加熱時(shí)應(yīng)保證鉻碳化物充分溶解，同時(shí)結(jié)合生產(chǎn)線軋機(jī)能力和鋼筋成品晶粒度控制需求，加熱溫度在1150～1200℃為宜。

2.2 過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變行為

2.2.1 冷卻速度對(duì)組織及力學(xué)性能的影響

試驗(yàn)鋼不同冷速下（變形溫度T1=1020℃，上冷床溫度T2=1000℃）的顯微組織以鐵素體+貝氏體為主，如圖4所示；隨著冷速的增大，鐵素體含量逐漸減少，貝氏體含量逐漸增加，但即便冷速高達(dá)50℃/s，仍有鐵素體組織，這與成分設(shè)計(jì)時(shí)采用鉻當(dāng)量和鎳當(dāng)量對(duì)各元素含量的限定密切相關(guān)。

軟相+硬相的組織類型保證了試驗(yàn)鋼具有優(yōu)異的綜合性能，具體力學(xué)性能見表2。抗拉強(qiáng)度隨著冷速增大而增大，塑性指標(biāo)即斷后伸長率和最大力總伸長率隨著冷速的增加而減小；靜力韌度指標(biāo)即外力拉斷鋼筋時(shí)所做的功用強(qiáng)塑積（抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率的乘積）隨著冷速的增大而減小。

當(dāng)冷速為1℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼強(qiáng)塑積最佳，而當(dāng)冷速從5℃/s增大至50℃/s時(shí)，強(qiáng)塑積減小，但變化幅度不大，表明試驗(yàn)鋼生產(chǎn)工藝窗口寬，且通過生成工藝參數(shù)的調(diào)整，可實(shí)現(xiàn)不同強(qiáng)度等級(jí)產(chǎn)品的開發(fā)。同時(shí)低冷速有利于獲得高強(qiáng)塑積的產(chǎn)品，可用于指導(dǎo)抗震鋼筋產(chǎn)品的開發(fā)。

2.2.2 變形溫度對(duì)組織及力學(xué)性能的影響

試驗(yàn)鋼不同變形溫度T1下（上冷床溫度T2=850℃、冷速1℃/s）的顯微組織均為鐵素體+貝氏體，如圖5所示，對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能見表3。隨著變形溫度的升高，鐵素體平均粒徑增大，鐵素體體積分?jǐn)?shù)減小，相應(yīng)的抗拉強(qiáng)度升高，塑性下降；當(dāng)變形溫度從950℃升高至1100℃時(shí)，鐵素體平均粒徑從20.16 μm增大至23.64 μm，體積分?jǐn)?shù)從53.32%降低至44.68%，抗拉強(qiáng)度從791MPa提升至831MPa，斷后伸長率從9.7%降低至7.6%，對(duì)應(yīng)的強(qiáng)塑積從7.67GPa·%降低至6.32GPa·%。

文獻(xiàn)表明，Mo元素能夠顯著推遲鐵素體相變，而對(duì)貝氏體相變幾乎沒有影響；試驗(yàn)鋼Mo含量越高，相同冷速下奧氏體變形溫度越低，晶內(nèi)變形帶以及位錯(cuò)等缺陷的形成概率越大，鐵素體形核位置增加；同時(shí)，降低變形溫度，變形儲(chǔ)能增加，相變驅(qū)動(dòng)力增大，促進(jìn)先共析鐵素體形成，相應(yīng)的體積分?jǐn)?shù)增大。

外力作用下，鐵素體/貝氏體的協(xié)調(diào)變形保證了試驗(yàn)鋼具有優(yōu)異的力學(xué)性能，但協(xié)調(diào)變形的能力與雙相組織的尺寸、形態(tài)、體積分?jǐn)?shù)等密切相關(guān)。為解決工業(yè)試制鋼筋強(qiáng)度-塑性協(xié)調(diào)匹配問題，結(jié)合軋線能力，建議采用（1020±10）℃的變形溫度。

2.2.3 上冷床溫度對(duì)組織及力學(xué)性能的影響

試驗(yàn)鋼不同上冷床溫度T2下（變形溫度T1=1020℃、冷速為1℃/s）的顯微組織均為鐵素體+貝氏體，如圖6所示，對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能見表4。隨著上冷床溫度的升高，抗拉強(qiáng)度增大，斷后伸長率降低；當(dāng)上冷床溫度從850℃升高至1000℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度從783MPa提升至830MPa，斷后伸長率從9.2%降低至6.8%，對(duì)應(yīng)的強(qiáng)塑積從7.20GPa·%降低至5.64GPa·%。過冷度是影響過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變行為的重要因素，過冷度增大，鐵素體臨界形核半徑和形核功減小，鐵素體的形核率增加。相同冷速下，上冷床溫度越低，過冷度越大，鐵素體越多，相應(yīng)的抗拉強(qiáng)度越低、塑性越高。

2.2.4 CCT行為

利用切線法，結(jié)合金相組織觀察和硬度測試，獲得試驗(yàn)鋼動(dòng)態(tài)CCT曲線，如圖7所示。試驗(yàn)鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻過程中主要發(fā)生鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)冷速為0.5℃/s時(shí)，鐵素體相變開始溫度和結(jié)束溫度分別為906、770℃，隨著冷速的增加，相變溫度降低，當(dāng)冷速為50℃/s，鐵素體相變開始溫度和結(jié)束溫度分別為825、684℃；貝氏體相變開始溫度為398～439℃，相變結(jié)束溫度為271～287℃。不同冷速下，試驗(yàn)鋼均發(fā)生鐵素體和貝氏體相變，這與成分設(shè)計(jì)時(shí)采用鉻和鎳當(dāng)量來調(diào)控組織類型密切相關(guān)；試驗(yàn)鋼鉻含量高，而鉻為鐵素體穩(wěn)定元素，高鉻含量擴(kuò)大了鐵素體相變區(qū)，即使冷速達(dá)到50℃/s，仍有鐵素體相變發(fā)生。

試驗(yàn)鋼不同冷速下維氏硬度值隨著冷速的增加而增大，當(dāng)冷速為0.5℃/s時(shí)，硬度為243HV5，當(dāng)冷速為50℃/s時(shí)，硬度為312HV5，硬度變化規(guī)律與不同冷速下金相組織的演變規(guī)律保持一致（圖5），即隨著冷速增加，組織中貝氏體含量增加，硬度增大。

3 鋼筋的工業(yè)試制

上述研究結(jié)果表明，當(dāng)坯料加熱溫度為1150～1200℃、變形溫度為（1020±10）℃、上冷床溫度為850～900℃、冷速為1℃/s時(shí)，螺紋鋼性能最佳。對(duì)此，在螺紋鋼生產(chǎn)線上采用上

述工藝參數(shù)開展φ20 mm鉻鉬系耐蝕鋼筋的工業(yè)試制，成品鋼筋組織為鐵素體+貝氏體（圖8），其中鐵素體體積分?jǐn)?shù)為48.56%，平均粒徑為18.34 μm；對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能見表5，屈服強(qiáng)度為440/435MPa，抗拉強(qiáng)度為635/640MPa，斷后伸長率為21%/20%，強(qiáng)塑積為13.34/12.80GPa·%；合理的鐵素體和貝氏體復(fù)相組織，可保證試驗(yàn)鋼兼具高強(qiáng)度和高塑性。

4 結(jié)論

1）研究了加熱溫度、變形溫度、上冷床溫度和冷速等軋制工藝參數(shù)對(duì)試驗(yàn)鋼組織和力學(xué)性能的影響，測定了試驗(yàn)鋼形變奧氏體CCT曲線。結(jié)果表明，試驗(yàn)鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻過程中，主要發(fā)生鐵素體和貝氏體相變，隨著冷速的增大，鐵素體含量減少，貝氏體含量增大，硬度增大。

2）工業(yè)試制采用如下工藝參數(shù)：坯料加熱溫度1150～1200℃、變形溫度（1020±10）℃、上冷床溫度850～900℃、冷速1℃/s，則試驗(yàn)鋼性能最優(yōu)，組織為鐵素體+貝氏體，屈服強(qiáng)度為440/435MPa，抗拉強(qiáng)度為635/640MPa，斷后伸長率為21%/20%，強(qiáng)塑積為13.34/12.80GPa·%。

本文摘自《中國冶金》2024年第1期