軋制工藝對鉻鉬系螺紋鋼組織和性能的影響

關鍵詞：軋制工藝；鉻鉬系螺紋鋼；鐵素體；貝氏體；強塑積

0 引言

鋼筋混凝土結構腐蝕失效問題日益凸顯，隨著海洋強國戰(zhàn)略的實施，該問題亟待解決。鋼筋銹蝕是導致混凝土結構劣化的主要因素，為解決鋼筋銹蝕問題，國內外學者開發(fā)了一系列的耐蝕鋼筋及防護技術，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計和耐蝕機理探究，軋制工藝對鉻鉬系耐蝕鋼筋組織調控的影響鮮有報道。軋制工藝影響著鋼筋的組織及力學性能，進而影響鋼筋的產(chǎn)業(yè)化進程。鉻鉬系合金耐蝕鋼筋市場需求的擴大促進了其產(chǎn)業(yè)化進程，開展軋制工藝對鉻鉬系耐蝕鋼筋組織和性能影響的研究迫在眉睫。本研究設計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)對試驗鋼組織和力學性能的影響，獲得最佳工藝參數(shù)，并在工業(yè)生產(chǎn)線上完成試制。試驗結果為批量生產(chǎn)鉻鉬系耐蝕鋼筋提供數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗材料與方法

試驗用150 mm厚鉻鉬系耐蝕鋼筋連鑄方坯經(jīng)鐵水預脫硫、180 t轉爐煉鋼、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。煉鋼時添加低碳鉻鐵，并在轉爐出鋼和精煉（LF）工序分批加入，以控制鋼液增碳和溫降。試驗鋼連鑄坯化學成分見表1，采用低碳多元素復合耐蝕成分體系（Cr、Ni、Mo、Nb、V等合金元素復合添加）來提高試驗鋼的耐腐蝕性能，同時引入鉻/鎳當量對各合金元素含量進行限制；參照不銹鋼Schaeffler圖，當鉻當量控制在10.5%～12.5%、鎳當量控制在1.0%～2.5%時，試驗鋼獲得軟相+硬相組織，可保證試驗鋼的力學性能。

采用日本Lasertec公司型號為VL2000DX的高溫激光共聚焦顯微鏡進行高溫金相試驗。將試驗鋼加工成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，在此溫度下進行單道次壓縮，真應變量為0.6，應變速率為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材料試驗機上開展拉伸試驗。

φ20 mm鋼筋的熱軋試驗在配備有16架無扭軋機的工業(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。

采用光學顯微鏡分析試驗鋼的顯微組織，觀察試樣均為橫向取樣；沿熱軋鋼筋縱向取0.5 m鋼筋樣品，按照《GB/T228—2021金屬材料室溫拉伸方法》開展力學性能測試；硬度測試在Wilson維氏硬度計上完成，測試5個點，取平均值。

2 試驗結果與分析

2.1 高溫奧氏體化行為

對試樣經(jīng)不同加熱溫度（1050、1100、1150、1200、1250℃）、不同保溫時間（10、30、60 min）奧氏體化后的顯微組織進行分析，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軟件對奧氏體化的顯微組織進行平均晶粒粒徑統(tǒng)計，結果如圖3（b）所示。由圖可見，粒徑隨奧氏體化溫度的升高、保溫時間的延長而增大；當奧氏體化溫度不大于1150℃時，保溫時間對粒徑的影響小，粒徑在10～

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

試驗鋼鉻含量高，其高溫奧氏體化行為與鉻碳化物的分解、固溶密切相關，文獻表明，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，未溶解鉻碳化物會對試驗鋼的耐腐蝕性能和力學性能造成影響，因此，坯料加熱時應保證鉻碳化物充分溶解，同時結合生產(chǎn)線軋機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)冷卻轉變行為

2.2.1 冷卻速度對組織及力學性能的影響

試驗鋼不同冷速下（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50℃/s，仍有鐵素體組織，這與成分設計時采用鉻當量和鎳當量對各元素含量的限定密切相關。

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

當冷速為1℃/s時，試驗鋼強塑積最佳，而當冷速從5℃/s增大至50℃/s時，強塑積減小，但變化幅度不大，表明試驗鋼生產(chǎn)工藝窗口寬，且通過生成工藝參數(shù)的調整，可實現(xiàn)不同強度等級產(chǎn)品的開發(fā)。同時低冷速有利于獲得高強塑積的產(chǎn)品，可用于指導抗震鋼筋產(chǎn)品的開發(fā)。

2.2.2 變形溫度對組織及力學性能的影響

試驗鋼不同變形溫度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，對應的力學性能見表3。隨著變形溫度的升高，鐵素體平均粒徑增大，鐵素體體積分數(shù)減小，相應的抗拉強度升高，塑性下降；當變形溫度從950℃升高至1100℃時，鐵素體平均粒徑從20.16 μm增大至23.64 μm，體積分數(shù)從53.32%降低至44.68%，抗拉強度從791MPa提升至831MPa，斷后伸長率從9.7%降低至7.6%，對應的強塑積從7.67GPa·%降低至6.32GPa·%。

文獻表明，Mo元素能夠顯著推遲鐵素體相變，而對貝氏體相變幾乎沒有影響；試驗鋼Mo含量越高，相同冷速下奧氏體變形溫度越低，晶內變形帶以及位錯等缺陷的形成概率越大，鐵素體形核位置增加；同時，降低變形溫度，變形儲能增加，相變驅動力增大，促進先共析鐵素體形成，相應的體積分數(shù)增大。

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

2.2.3 上冷床溫度對組織及力學性能的影響

試驗鋼不同上冷床溫度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，對應的力學性能見表4。隨著上冷床溫度的升高，抗拉強度增大，斷后伸長率降低；當上冷床溫度從850℃升高至1000℃時，抗拉強度從783MPa提升至830MPa，斷后伸長率從9.2%降低至6.8%，對應的強塑積從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，相應的抗拉強度越低、塑性越高。

2.2.4 CCT行為

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

試驗鋼不同冷速下維氏硬度值隨著冷速的增加而增大，當冷速為0.5℃/s時，硬度為243HV5，當冷速為50℃/s時，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

上述研究結果表明，當坯料加熱溫度為1150～1200℃、變形溫度為（1020±10）℃、上冷床溫度為850～900℃、冷速為1℃/s時，螺紋鋼性能最佳。對此，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），其中鐵素體體積分數(shù)為48.56%，平均粒徑為18.34 μm；對應的力學性能見表5，屈服強度為440/435MPa，抗拉強度為635/640MPa，斷后伸長率為21%/20%，強塑積為13.34/12.80GPa·%；合理的鐵素體和貝氏體復相組織，可保證試驗鋼兼具高強度和高塑性。

4 結論

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)對試驗鋼組織和力學性能的影響，測定了試驗鋼形變奧氏體CCT曲線。結果表明，試驗鋼過冷奧氏體連續(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，則試驗鋼性能最優(yōu)，組織為鐵素體+貝氏體，屈服強度為440/435MPa，抗拉強度為635/640MPa，斷后伸長率為21%/20%，強塑積為13.34/12.80GPa·%。

本文摘自《中國冶金》2024年第1期