1、2011 年全國高強度鋼筋開發與應用推廣技術交流會1500MPa 高強度鋼筋伸長率偏低原因分析及控制高強度鋼筋伸長率偏低原因分析及控制嚴錫九，陳 偉，趙宇，張衛強，汪濤，庾郁梅(武鋼集團昆明鋼鐵股份有限公司, 云南 昆明 650302) 摘 要：對國內某鋼廠采用微合金化控冷工藝試制 500MPa 高強度鋼筋出現的伸長率偏低情況，取樣進行了金相顯微組織、斷口形貌、夾雜物及化學成分分析研究。結果表明：500MPa 鋼筋伸長率偏低的主要原因為鋼筋心部顯微組織異常，貝氏體含量高(50%)且形態差(大塊狀)，原始奧氏體晶粒粗大(7080um)；顯微組織異常的主要原因為軋鋼加熱溫度高(1260)、控冷終止

2、溫度偏低(720)。針對上述情況，煉鋼采取出鋼渣洗工藝、延長吹氬時間(大于 200 秒)、嚴格控制中包澆鑄液面(大于 650mm)，軋鋼采取降低加熱溫度(均熱段溫度小于 1200)、提高控冷終止溫度(大于 740)，500MPa 鋼筋伸長率偏低情況得到了消除。關鍵詞： 500MPa 高強度鋼筋，伸長率，貝氏體，加熱溫度，控冷終止溫度 The reason analysis and control of lower elongation for 500MPa high-strength steel bars CHEN Wei, ZHANG Wei-qiang, WANG-Tao, YU Yu-m

3、ei (WuKun Steel Co., Ltd., Kunming 650302, China) Abstract: In view of lower elongation of 500MPa high-strength steel bars with microalloying and controlled cooling technologyin domestic steel plant, microstructure, morphology of fracture , inclusions, chemical composition by sampling were analyzed

4、and researched. The results show that main reason of lower elongation of 500MPa steel bars is emergence of abnormal center microstructure for rebars, appearance of high content(50%) and bad morphology(big block) of bainite, the original austenite grain is coarse(7080um); the main reason of abnormal

5、microstructure for steel bars is that steel-rolling heating temperature is higher(1260), termination temperature after controlled cooling is lower(720). In view of aboved reasons, slag rinsing process, extending the time of blowing argon(longer than 200 sec), strict control of casting liquid level h

6、ight (higher than 650mm)were carried out in steel-making, meanwhile, reducing heating temperature, increasing termination temperature after controlled cooling were carried out in steel-rolling, the lower elongation of 500MPa high-strength steel bars was eliminated.Key words: 500MPa high-strength ste

7、el bars, elongation, bainite, heating temperature, termination temperature after controlled cooling 隨著建筑業的快速發展，為提高大型建筑物的安全性，開發高強度、綜合性能好的高級別鋼筋已是鋼鐵行業提升技術水平和產品結構調整的重要任務之一。500MPa 高強抗震鋼筋具有強度高、綜合性能好、節約鋼材等優點，更適用于高層、大跨度和抗震建筑結構，是一種更節約、更高效的新型建筑材料。近年來，中國積極倡導創建節約型社會，十分重視高強度抗震鋼筋的研制和應用推廣1-2。2009 年 3 月，國務院辦公廳公布的鋼鐵

8、產業調整和振興規劃中明確提出，修改相關設計規范，淘汰強度 335MPa 及以下級別熱軋帶肋鋼筋，加快推廣使用強度 400MPa 及以上鋼筋，促進建筑鋼材的升級換代。2011 年 7 月實施的混凝土結構設計規范新國家標準(GB 50010-2010)增加了 500MPa 級帶肋鋼筋。為降低 500MPa 高強度鋼筋生產成本，近年來國內開始研究采用微合金化結合軋后控冷技術生產該產品，充分利用和發揮微合金碳氮化物沉淀析出強化和控冷晶粒細化強化作用，進一步提高鋼的強度，改善其塑韌性。2011 年，國內某鋼廠采用了鈮微合金化和控冷工藝試制 500MPa 高強度鋼筋，出現少量鋼筋伸長率偏低情況。針對上述情

9、況，取樣進行了金相顯微組織、斷口形貌、夾雜物及化學成分分析，找出了鋼筋伸長率偏低的原因，提出了預防控制措施，取得了較好的效果。2011 年全國高強度鋼筋開發與應用推廣技術交流會21 試驗材料與試驗方法試驗材料與試驗方法 試驗材料為國內某鋼廠采用鈮微合金化和控冷工藝生產的公稱直徑 22mm 500MPa 高強度鋼筋，伸長率偏低試樣為 1#，伸長率較好試樣為 2#。試樣化學成份及力學性能檢驗結果見表 1 所示，圖 1 為為1#、2#試樣拉伸斷口形貌。1#試樣斷口縮徑不明顯，斷裂源位于心部 1/3 半徑外弧面，由此外弧面向外擴展呈現脆性斷裂特征，整個斷口表觀為脆性、韌性復合變形特征；2#試樣有明顯斷

10、口縮徑現象，斷口呈現明顯的塑性變性特征，表觀為韌性斷裂。 圖圖 1 500MPa 鋼筋拉伸斷口形貌鋼筋拉伸斷口形貌(a-1#試樣試樣; b-2#試樣試樣) Fig.1 Fracture macrograph of tensile sample for 500MPa steel bars(a-No.1 sample; b- No.2 sample)表表 1 1#、2#試樣化學成分及力學性能試樣化學成分及力學性能 Table 1 Chemical composition and mechanical property of No.1,2 sample根據國家標準 GB/T 228-2002金屬材料

11、 室溫拉伸試驗方法從鋼筋上截取 400mm450mm 試樣，采用 SHT5306 萬能拉力試驗機進行拉抻試驗；試樣經研磨拋光、4%硝酸酒精溶液進行腐蝕后，采用Leica5000 型金相顯微鏡觀測其顯微組織，用截線法測試平均晶粒尺寸，根據國家標準 GB/T 6394金屬平均晶粒度測定法進行晶粒度評級；采用 JSM-5610LV 掃描電鏡、牛津 INCA 能譜儀觀測試樣拉伸斷口形貌及夾雜物；采用 HR-150A 型洛氏硬度計測量斷口不同部位洛氏硬度。2 試驗結果與分析試驗結果與分析2.1 斷口形貌、顯微組織及成分分析采用掃描電鏡對伸長率偏低 1#試樣拉伸斷口進行了顯微形貌觀察(見圖 1 所示)。從

12、中可以看出，斷面中心部位為韌窩斷口，韌窩帶較淺呈等軸狀；斷面 1/3 半徑處出現韌窩和解理的混合斷口；1/3 半徑向外擴展區斷口中的韌窩基本消失，斷口形貌呈一定面積的河流花紋，為準解理及解理斷口，斷裂由韌性斷裂轉變為脆性斷裂。從斷口顯微組織可以看出，心部組織為B+(F+P)，存在大量粒狀貝氏體，貝氏體形態為在鐵素體基體上的島狀物呈不規則的大塊狀分化學成份 t/%力學性能編 號CSiMnSPNbReL/MPaRm/MPaA/%Agt/%1#0.230.521.490.0290.0320.04655274515.010.52#0.230.511.510.0270.0300.04455073523.

13、015.52011 年全國高強度鋼筋開發與應用推廣技術交流會3布，含量約 50%；1/2 半徑處組織為F+P(30%)+B，存在少量粒狀貝氏體，貝氏體呈小塊狀分布，含量約 1517%；金相顯微組織檢驗結果表明，兩處組織差異較大。斷口不同部位化學成份及硬度測量值見表 2 所示。從中可以看出，心部和和 1/2 半徑處化學成分基本相同，不存在成份偏析對斷口不同部位組織的影響；從硬度測量情況看，中心部位硬度為 91.0HRB，1/2 半徑處硬度為 95.5HRB，兩處硬度值相差4.5，導致抗拉強度相差近 50MPa，說明該試樣在受到縱向拉伸力時，所承受的拉力有較大差異，變形極不均勻。 圖圖 2 1#試

14、樣拉伸斷口顯微形貌及組織試樣拉伸斷口顯微形貌及組織 Fig.2 Morphology and microstructure of tensile fracture for No.1 sample 表表 2 1#試樣拉伸斷口不同部位化學成份及硬度值試樣拉伸斷口不同部位化學成份及硬度值Table 2 Chemical composition and hardness value of different parts of No.1 sample 相關研究表明3，鋼中大量粒狀貝氏體的形成和提高會促進鋼筋脆性增加、伸長率降低而發生脆性斷裂。上述檢驗結果表明，1#試樣拉伸斷口心部出現大量粒狀貝氏體且形態

15、較差是導致鋼筋脆性增加、伸長率降低的主要誘因；斷口不同部位顯微組織、硬度差異大，說明試樣材料內部存在較大的內應力，其應力大部份集中在外圍處形成“空管” ；當受到縱向拉伸力時，由于不同部位承受的拉力差異大，產生受力、變形極不均勻，導致位錯的增殖，產生應力集中，從而使鋼筋塑韌性、伸長率急劇下降。化學成分 t/%取樣位置CSiMnSPNiCrCuVNb硬 度 /HRB心 部0.230.511.500.0280.0330.0280.0880.0670.0040.04691.01/2 半徑處0.230.511.510.0270.0330.0260.0870.0680.0040.04595.5a) 心部顯

16、微組織b) 1/2 半徑處顯微組織c) 心部斷口顯微形貌d) 1/2 半徑處斷口顯微形貌2011 年全國高強度鋼筋開發與應用推廣技術交流會42.2 試樣顯微組織分析對伸長率偏低 1#試樣和伸長率較好 2#試樣金相顯微組織進行了檢驗（見圖 3、圖 4 所示） 。從中可以看出，1#和 2#試樣金相顯微組織最大差別在于中心部位組織。1#試樣心部組織為B粒+(F+P)，B呈大塊狀分布，含量約 50%；P 含量約 20%，形態為細片狀；F 形態為準多邊形塊狀，晶粒度為 10.5 級；1#試樣心部組織中的 B 中的島狀物主要是由富碳殘余奧氏體組成，原始奧氏體晶粒尺寸為 70um；2#試樣心部組織為 F+P

17、+B，組織分布較為均勻，B 以小塊狀形態分布，含量為 510%左右；P 含量約 35%，形態為細片狀；F 形態為準多邊形塊狀和少量的針狀，晶粒度為 10.5 級，原始奧氏體晶粒尺寸為 40um。 圖圖 3 伸長率偏低伸長率偏低 1#試樣顯微組織試樣顯微組織(a-中心部位中心部位; b-外層外層)Fig.3 Microstructure of lower elongation for No.1 sample(a-center;b-outer) 圖圖 4 伸長率較好伸長率較好 2#試樣顯微組織試樣顯微組織(a-中心部位中心部位; b-外層外層)Fig.4 Microstructure of bet

18、ter elongation for No.2 sample(a-center;b-outer) 相關文獻報道4，采用控冷控軋工藝生產含鈮微合金鋼時，鋼中貝氏體含量隨著冷卻強度的增加而逐漸增加，同時其形貌也會發生變化；冷卻速度快，控冷 后終止溫度低，過冷度大，容易形成粒狀貝氏體組織；加熱溫度高時促進固溶鈮含量增加，大量固溶鈮存在奧氏體中，增加奧氏體穩定性，容易促進貝氏體組織生成；此外，軋制過程加熱溫度高能促進原始奧氏體晶粒粗大 化。試驗過程中對控軋控冷工藝生產含鈮高強度鋼筋軋制加熱溫度對奧氏體晶粒尺寸的影響進行了統計分析（見圖 5 所示） ，從中可以看出，加熱溫度大于1200時，奧氏體晶粒尺寸

19、隨溫度升高而迅速長大，奧氏體粗大化使鋼筋塑韌性變差，伸長率降低。通過對生產工藝調查發現，1#試樣軋制過程加熱爐均熱段溫度為 1260，出鋼溫度1200，控冷后終止溫度為720；2#試樣軋制過程加熱爐均熱段溫度為1190，出鋼溫度1140，終軋后控冷終止溫度為740。從表 1 和工藝調查情況可知，1#、2#試樣化學成分基本相同，導致1#試樣伸長率偏低2011 年全國高強度鋼筋開發與應用推廣技術交流會5的主要原因為軋制加熱溫度較高和控冷終止溫度較低，上述原因導致其中心部位貝氏體含量高、形態差，原始奧氏體晶粒粗大。軋制加熱溫度較高和控冷終止溫度較低時，奧氏體過冷度和穩定性增加， C 曲線右移推遲了珠

20、光體轉變，改變了奧氏體動力學曲線，在冷卻開始時奧氏體未轉變數量增加，在較快的冷卻速度和較低的溫 度下未發生轉變的奧氏體大量轉變為鐵素體和貝氏體，促進了鋼中貝氏體含量大幅增加。根據歐文公式5：Lg(Nb)(C+N)=2.261412T6770試驗鋼 Nb 含量為 0.040%0.045%, C 含量為 0.20%0.25%, N 含量為 40ppm60ppm, 按此計算得Nb在 1250以上基本可以實現全部固溶。根據上述測算結果和相關文獻介紹6-7，采用控軋控冷工藝生產含鈮(質量分數為0.0300.045%)低合金鋼時，加熱溫度大于 1250時，微合金元素Nb 幾乎全部溶解到奧氏體中，此時鋼中N

21、b(C,N)析出相數量很少，對奧氏體晶界的釘扎作用大幅降低，導致奧氏體晶粒快速長大、 粗化。 圖圖 5 含含鈮鈮低低合合金金鋼鋼加加熱熱溫溫度度對對奧奧氏氏體體晶晶粒粒尺尺寸寸的的影影響響Fig.5 Effect of heating temperature on austenite grain size for Low-alloy steel containing Nb 2.3 夾雜物分析 夾雜物作為鋼中的有害物，應嚴格控制其含量與級別；夾雜物 的存在會破壞鋼材基體的連續性8，在外應力作用下，易產生應力集中，促使裂紋形成，影響鋼材的塑性和韌度。采用掃描電鏡和能譜儀對1#、2#試樣拉伸斷口夾雜

22、物顯微結構進行了檢驗分析(見圖 6、圖 7 所示)，從中可以看出，1#試樣夾雜物主要類型為錳硅酸鹽、鐵硅酸鹽，此外還有一部份含K、Ca 的復合氧化物(澆鑄過程保護渣卷渣所致)；夾雜物寬 10um，長 20um；夾雜物尺寸大易產生應力集中，促使鋼中微裂紋的萌生與擴展，不利于鋼筋塑韌性的提高；2#試樣夾雜物主要類型為錳硅酸鹽、鐵硅酸鹽，此外還有 少量含 Ca、Ti 的復合氧化物；夾雜物寬 6um，長 1013um；夾雜物尺寸相對較小有利于抑制鋼中微裂紋的萌生與擴展，改善鋼材塑韌性。總體來看，1#、2#試樣拉伸斷口未出現尺寸大于 50um 的大顆粒夾雜，因此夾雜物不是導致鋼筋中心部位2011 年全國

23、高強度鋼筋開發與應用推廣技術交流會6顯微組織異常的主要原因。通過對生產工藝調查發現，1#試樣煉鋼生產過程中吹氬時間為172s，澆鑄末期中包液面高度為550mm，該爐鋼吹氬時間偏短(正常吹氬時間200s)、澆鑄過程存在低液面操作(正常中包液面高度650mm)導致 1#試樣夾雜物尺寸相對偏大，不利于鋼筋伸長率的改善。圖圖 6 1#試樣拉伸斷口夾雜物顯微結構試樣拉伸斷口夾雜物顯微結構Fig.6 Inclusion morphology of tensile fracture for No.1 sample 圖圖 7 2#試樣拉伸斷口夾雜物顯微結構試樣拉伸斷口夾雜物顯微結構Fig.7 Inclusio

24、n morphology of tensile fracture for No.2 sample3 預防控制措施預防控制措施上述分析表明，導致500MPa 高強度鋼筋伸長率偏低的主要原因是鋼筋中心部位顯微組織異常 ，貝氏體含量高且形態差，原始奧氏體晶粒粗大。上述缺陷發生的主要原因是軋制過程加熱溫度偏高、控冷終止溫度偏低。針對伸長率偏低誘因，制定了下列工藝預防措施：(1) 煉鋼工序出鋼過程鋼包加入石灰、螢石等造渣料進行渣洗，改善鋼水潔凈度、促進夾雜物上浮排除； 鋼水出鋼吹氬時間大于 200 秒；嚴格控制中包澆鑄液面，液面高度大于650mm；(2) 軋鋼過程加熱爐均熱段溫度小于 1200，出鋼溫度

25、小于 1150，控冷后終止溫度大于 740。在化學成分不變的情況下，按以上措施對工藝進行了優化改進，改進后生產了2000 噸 22mm 500MPa 高強度鋼筋，鋼筋最低伸長率為18.0%，平均為20.5%，和優化前相比平均提高2.0%，伸長率偏低情況得到了消除(見表 3)。 表表 3 工工藝藝改改進進前前后后25mm 500MPa 鋼鋼筋筋力力學學性性能能對對比比2011 年全國高強度鋼筋開發與應用推廣技術交流會7Table 3 Contrast of mechanical properties of 25mmHRB500 rebars before and after process im

26、provement 4 結結 論論(1) 導致HRB500 鋼筋伸長率偏低的主要原因為 鋼筋中心部位顯微組織異常，貝氏體含量高(50%)且形態差(呈大塊狀)，原始奧氏體晶粒粗大(尺寸為 5060um)；(2) 導致HRB500 鋼筋中心部位顯微結構異常 的主要原因為軋制加熱溫度偏高 (1260)、控冷后終止溫度偏低(710)；(3) 針對伸長率偏低誘因，煉鋼采取了出鋼爐后渣洗工藝、延長吹氬時間、嚴格控制中包澆鑄液面高度；軋鋼采取了降低加熱溫度(加熱爐均熱段溫度小于 1200)、提高控冷后終止溫度(大于 725)；工藝改進后，25mm HRB500 鋼筋伸長率最低為18%，伸長率偏低情況得到了消除。