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鈮微合金化控冷工藝生產(chǎn)HRB500抗震鋼筋強韌化機理

2011-05-29 03:47陳偉施哲趙宇
關(guān)鍵詞:合金化鐵素體細化

陳偉 ,施哲,趙宇

(1. 昆明理工大學 冶金與能源工程學院,云南 昆明,650093;2. 武鋼集團昆明鋼鐵股份有限公司 技術(shù)中心,云南 昆明,650302)

隨著我國城市建設(shè)的不斷發(fā)展和社會進步,為了提高大型建筑物的安全性,開發(fā)高強度、焊接性能好的500 MPa抗震鋼筋成為了鋼鐵行業(yè)提升技術(shù)水平和產(chǎn)品結(jié)構(gòu)調(diào)整的重要任務。目前,國家及地方相關(guān)部門相繼出臺了一系列文件促進HRB500高強度抗震鋼筋的研制和推廣應用[1]。國內(nèi)HRB500高強度鋼筋主要采用釩氮微合金化熱軋工藝生產(chǎn),成本較高,影響了高強度鋼筋的生產(chǎn)和推廣應用。為了降低高強度鋼筋生產(chǎn)成本,近年來國內(nèi)開始研究采用微合金化結(jié)合軋后快速冷卻技術(shù)生產(chǎn)高強度鋼筋,充分利用和發(fā)揮微合金碳氮化物沉淀析出強化和控冷細晶強化作用,進一步提高鋼的強度,改善其塑韌性。該工藝利用棒材軋機高速連續(xù)大變形產(chǎn)生的應變積累,在較高溫度下實現(xiàn)控制軋制-軋后快速冷卻,獲得粒徑較小和強烈硬化的形變奧氏體晶粒[2]。王國棟[3]介紹了以超快速冷卻為核心的新一代TMCP技術(shù)在鋼材生產(chǎn)中的應用和由此導致鋼材性能的提升。蔣艷菊[4]研究了利用20MnSiNb鋼軋后快速冷卻工藝,使鋼的屈服強度增加50~100 MPa,即達到了Ⅳ級螺紋鋼筋的強度。陳偉等[5]針對國內(nèi)某廠鈮微合金化和控冷工藝開發(fā)的HRB500抗震鋼筋,對其力學性能、抗震性能、焊接性能及時效性等進行了深入研究。為適應市場形勢和技術(shù)革新發(fā)展的需求,2009年昆明鋼鐵股份有限公司開始研究采用 Nb微合金化和軋后快速冷卻工藝試制HRB500抗震鋼筋。為此,本文作者通過金相顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、X線衍射儀及電解萃取分離等方法對該工藝生產(chǎn)的HRB500鋼筋強韌化機理進行研究。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料制備

試驗材料以優(yōu)質(zhì)鐵水、廢鋼為原料,經(jīng) 50 t LD轉(zhuǎn)爐吹煉后,加入復合脫氧劑、高碳錳鐵、硅鐵、鈮鐵、增氮劑等脫氧合金化材料,熔煉成鋼水,出鋼溫度為1 670~1 685 ℃;鋼水經(jīng)半徑為9 m直弧型5機5流小方坯鑄機澆鑄成斷面150 mm×150 mm小方坯,中包澆鑄溫度為1 525~1 540 ℃;鑄坯經(jīng)蓄熱式加熱爐加熱50~60 min, 加熱溫度控制為1 100~1 150 ℃;加熱爐出鋼后采用18機架的全連續(xù)式棒材軋機軋制,開軋溫度為1 020~1 070 ℃,在速度為0.7~1.3 m/s的軋制條件下粗軋6個道次,軋制時間為50~75 s;之后在速度為3.7~4.5 m/s的軋制條件下中軋6個道次,軋制時間為60~80 s;最后在速度為7~16 m/s的軋制條件下精軋2~6個道次,軋制時間為55~75 s,終軋溫度控制為950~1 000 ℃。終軋后鋼材采用快速冷卻控冷工藝,冷卻水量為300~350 m3/h,控冷后終止溫度(上冷床)大于750 ℃,之后置于空氣中自然空冷至室溫,即獲得HRB500高強度抗震鋼筋。

試驗鋼軋制工藝見圖1中的CR和AcC模式。試驗材料取自上述工藝所生產(chǎn)的 18 mm和 20 mm HRB500鋼筋, 其化學成分(質(zhì)量分數(shù))為:C,0.20%~0.25%;Si,0.40%~0.60%;Mn,1.32%~1.55%;P,<0.040%;S,<0.040%;Nb,0.025%~0.035%,;余量為Fe。

圖1 各種軋制工藝的模式圖Fig.1 Schematic illustration of different rolling technologies

1.2 試驗方法

根據(jù)國家標準GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》從鋼筋上截取長度為400~450 mm試樣,采用SHT5306萬能拉力試驗機進行拉伸試驗;試樣經(jīng)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,根據(jù)國家標準 GB/T 6394《金屬平均晶粒度測定法》并采用Leica5000自帶的分析軟件測量鐵素體晶粒級別及平均直徑;在金相試樣上切取厚度為0.2 mm的薄片,采用電解萃取分離法,通過 S-4300型掃描電鏡、JEM-200FX型透射電鏡、JEM-2010F型場發(fā)射高分辨透射電鏡及XRD-7000 X線衍射儀分析鋼中Nb的析出相。

2 試驗結(jié)果

本試驗材料采用 Nb微合金化和控軋控冷工藝生產(chǎn),在鋼中添加少量鈮,利用控軋控冷過程中強碳氮化物形成元素鈮所形成的碳氮化物的彌散析出相細化晶粒,以提高鋼的強度和韌性,并改善鋼的焊接性能。其理想的顯微組織是:晶粒細小,基體上分布著高度彌散的Nb的碳氮化物的鐵素體[6-7]。采用軋后快速冷卻工藝,通過冷卻速度及終冷溫度控制終軋后再結(jié)晶的晶粒長大及相變冷卻后的晶粒長大。其基本原理為:在精軋連軋過程中,軋件溫度處于再結(jié)晶區(qū),在較高或很高的變形速度下,軋件的奧氏體組織產(chǎn)生強烈大變形,形成細的、強烈硬化的、具有大量缺陷的奧氏體晶粒;對上述奧氏體施以快速冷卻,直到相變溫度附近,從而抑制奧氏體晶粒長大,盡量保持奧氏體的硬化狀態(tài);與此同時,細小的奧氏體晶粒在適當?shù)睦鋮s條件下,促進鐵素體形核點增加,轉(zhuǎn)變?yōu)榫Я<毿〉蔫F素體和珠光體[8],在提高鋼筋屈服強度和抗拉強度的同時,保持或改善其塑韌性。

2.1 試樣顯微組織

采用 Leica5000型金相顯微鏡對上述工藝生產(chǎn)的20 mm HRB500高強度抗震鋼筋金相組織進行檢驗分析,結(jié)果見圖2。從圖2可以看出:中心部位組織為針狀鐵素體+珠光體+少量貝氏體(4%),鐵素體晶粒呈彌散分布,組織均勻,無聚集長大現(xiàn)象;外層組織為珠光體+鐵素體+少量貝氏體(5%);邊緣部位組織為鐵素體+珠光體,鐵素體晶粒存在二次結(jié)晶。心部的鐵素體晶粒度為11.0級,晶粒粒度為7.1 μm,過渡層鐵素體晶粒度為11.5級,晶粒粒度為5.9 μm,晶粒細化效果明顯,有利于鋼筋強度提高和綜合性能的改善。

2.2 試樣微合金析出相

采用電解萃取分離的方法分析鋼筋中 Nb的析出相,通過S-4300型掃描電鏡、JEM-2010F型場發(fā)射高分辨透射電鏡及 X線衍射儀分析析出相尺寸和數(shù)量,結(jié)果見圖3。從圖3可以看出:鋼中加入鈮鐵合金后,通過控制合適的軋制溫度和冷卻速度,形成了大量Nb的析出物,其大部分在晶界、晶內(nèi)位錯線及鐵素體基體上析出,呈細小彌散分布,粒度為 10~20 nm;衍射斑點分析結(jié)果(見圖 4)表明析出相為面心立方結(jié)構(gòu),主要為Nb(CN)。

從析出數(shù)量(見表 1)來看,Nb(CN)析出量占鋼中總鈮量的 69.69%,固溶Nb存在的比例為 18.18%。Nb與鋼中的C和N元素形成大量細小彌散的Nb(CN)析出相, 這些碳氮化物存在于鐵素體基體、位錯線及晶界上,起到第二相強化和晶粒細化的作用。

2.3 試樣鋼筋力學性能

圖2 Nb微合金化和控冷工藝生產(chǎn)的20 mm HRB500鋼筋金相顯微組織Fig.2 Microstructures of HRB500 rebars (d20 mm) with Nb microalloyed and controlled cooling process

圖3 HRB500鋼筋中Nb析出物TEM形貌Fig.3 TEM morphology of Nb educt for HRB500 rebars

圖4 Nb細小析出相的衍射斑及其標定Fig.4 Electronic diffraction spot and calibration of Nb small educt

表1 控冷工藝生產(chǎn)含鈮HRB500抗震鋼筋中鈮的析出物定量分析結(jié)果Table 1 Quantitative analysis results of Nb educt for HRB500 rebars with controlled cooling process

表2 Nb微合金化和控冷工藝生產(chǎn)HRB500抗震鋼筋力學性能Table 2 Mechanical property of HRB500 anti-seismic rebars with Nb microalloyed and controlled cooling process

采用 Nb微合金化和控軋控冷工藝生產(chǎn)的HRB500抗震鋼筋試驗樣力學性能見表2。從表2可以看出:屈服強度(ReL)和抗拉強度(Rm)控制較好,兩者和GB/1499.2—2007規(guī)定的HRB500強度下限值相比均有一定富余空間,抗風險能力強;從伸長率看,最低斷后伸長率 A≥19.0%,平均斷后伸長率 A>24.5%,最低最大力總伸長率Agt≥12.0%,平均Agt為14.5%,鋼筋塑韌性較好;從抗震性能看,Rm實/ReL實>1.25,ReL實/ReL標<1.30,滿足抗震要求。總體來看,采用上述工藝生產(chǎn)的 HRB500抗震鋼筋綜合性能控制較好。

3 分析和討論

上述檢驗結(jié)果表明:采用 Nb微合金化和控軋控冷工藝生產(chǎn)的HRB500抗震鋼筋金相顯微組織為細小針狀鐵素體+珠光體+少量貝氏體(4%),在鐵素體基體、晶界及位錯線上形成和析出了大量細小彌散的Nb(CN)沉淀相質(zhì)點;從檢驗批次力學性能來看(見表2),該工藝生產(chǎn)的鋼筋具有較好的強韌性,抗震合格率達 100%。在本試驗條件下,根據(jù)化學成分、顯微組織及碳氮化物析出相試驗結(jié)果分析,該工藝鋼筋強度的提高主要是細晶強化、沉淀強化和固溶強化3種強化機制復合作用的結(jié)果。根據(jù)所研究鋼的化學成分及所采用的工藝制度,若忽略不計其他強化因素的影響,其強化機制經(jīng)驗方程式[9]如下:

式中:ReL為實測屈服強度;σi為晶格摩擦阻力項;σy為固溶強化項;σp為沉淀強化項;k為比例系數(shù),試驗鋼取值為 17.5 MPa·mm1/2;d為鐵素體晶粒直徑,mm;k·d-1/2為細晶強化項。對于 C-Mn 鋼來說,σi=104.1 MPa;σy=32.6w(Mn)+84w(Si)。因此,

由表2可知:試驗鋼w(Mn)均值為1.42%,w(Si)均值為0.50%,因此測算出固溶強化值σy為88.3 MPa,式(1)中前2項σi+σy之和為192.4 MPa,占試驗鋼屈服強度ReL的35%。測算結(jié)果表明:試驗鋼性能強度的大幅度提高主要歸因于細晶強化項和 Nb的析出強化項。

3.1 細晶強韌化

細晶強化作為鋼中最重要的強化方式之一,在提高強度同時,還使韌脆轉(zhuǎn)變溫度降低,使塑性、韌性都有較大程度改善,是最有效的強韌化機制之一。相關(guān)研究表明[9],細晶強化對屈服強度的貢獻可按下式計算,即 :

由式(3)可知:鋼筋晶粒越細小,強度就越高。由圖2可知:試驗鋼采用了軋后快速冷卻工藝,晶粒細化作用明顯,鐵素體晶粒度達到11.5級,粒度為5.9 μm,按式(3)測算其細晶強化量達228 MPa,其對強度貢獻超過40%,使鋼筋強度大幅度提高。試驗用鋼采用 Nb微合金化和控軋控冷工藝,其晶粒的細化是通過控軋控冷與鋼中 Nb(CN)析出相的良好配合來實現(xiàn)的。材料制備過程通過控制軋制加熱溫度(≤1 150 ℃)和未熔的 Nb(CN))質(zhì)點來阻止加熱時奧氏體晶粒長大;通過控制開軋溫度(≤1 070 ℃)及總壓下率,保證變形滲透至心部和在再結(jié)晶區(qū)通過奧氏體反復變形及再結(jié)晶過程,使奧氏體晶粒得到細化,為獲得細小鐵素體晶粒組織創(chuàng)建了條件;之后控制較低終軋溫度(≤1 000 ℃)及總壓下率,通過形變誘導析出的 Nb(CN)對再結(jié)晶起抑制作用,實現(xiàn)未再結(jié)晶控制軋制。由圖3可知:鐵素體基體、晶界及位錯線上析出了大量細小彌散的Nb(CN),起到了較強的抑制再結(jié)晶的作用。控制較低的終軋溫度及采用較大的壓下率,有利于形變奧氏體中形成大量形變帶,使γ→α轉(zhuǎn)變的形核點大大增加,同時,形變產(chǎn)生的儲存能也加速了γ→α轉(zhuǎn)變的形核率,從而大大增強了γ→α相變的細化效果。終軋后采用快速冷卻工藝,有效地控制γ→α相變Nb(CN)析出行為,從而進一步細化了鐵素體晶粒,提高了沉淀析出強化效果;此外,軋后快速冷卻工藝改變了相變前奧氏體的組織,溫度降低,減小相變前奧氏體的晶粒尺寸,在形變奧氏體中形成較多的形變帶,增加了奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變時鐵素體晶粒的形核位置及形核速率[10-12]。隨著變形溫度的降低,Ar3點的溫度升高,降低了奧氏體的穩(wěn)定性,當 Ar3的溫度與變形溫度重合時發(fā)生誘導鐵素體相變,從而細化了鐵素體晶粒,使轉(zhuǎn)變后的鐵素體含量增加。

上述分析表明:控軋控冷和鋼中大量細小彌散的Nb(CN)析出相使晶粒細化作用明顯增強。

3.2 析出相沉淀強化

析出相沉淀強化主要來源于微合金碳氮化物等析出物的作用,是沉淀物顆粒和位錯之間相互作用的結(jié)果。采用 Nb微合金化和控軋控冷工藝生產(chǎn) HRB500抗震鋼筋時,第二相沉淀強化也是主要強化機制之一,其沉淀強化作用的關(guān)鍵取決于Nb(CN)的析出行為。通過掃描電鏡、透射電鏡及 X線衍射儀觀察(圖3),試驗鋼中析出了大量細小彌散的Nb(CN)沉淀相質(zhì)點,這些第二相質(zhì)點均勻分布在晶界、位錯線及鐵素體基體內(nèi)部,促進γ→α相變產(chǎn)生[13];此外,試驗鋼終軋后采用了快速冷卻工藝,促進了針狀鐵素體的形成,細小彌散的 Nb(CN)質(zhì)點以均勻形核沉淀或位錯形核沉淀在鐵素體基體上析出,無論是相間沉淀還是基體沉淀Nb(CN)質(zhì)點都是基本均勻的,因此,起到了顯著的強韌化效果。

根據(jù)微合金碳氮化物沉淀強化的 Orowan機制,沉淀強化增量可采用Orowan-Ashby方程[14-15]表示:

式中:G為剪切模量(MPa),對于鐵基合金為8.16 GPa;b為柏氏矢量(mm),對于鐵素體為0.248 nm;f為析出相粒子的體積分數(shù);X為析出相粒子的直徑(mm)。對試驗鋼而言,Nb(CN)析出相顆粒粒度細小(10~20 nm),且析出相的體積分數(shù)較大(69.69%),因此,沉淀強化效果顯著。

上述分析表明,析出相沉淀強化作用的關(guān)鍵取決于Nb(CN)在低溫鐵素體區(qū)大量細小彌散的析出。試驗鋼中析出了大量細小彌散的Nb(CN)析出相,其絕大部分在鐵素體中沉淀析出并與鐵素體呈半共格關(guān)系;析出相主要分布在鐵素體基體、晶界及位錯線上,產(chǎn)生了較強的析出強化作用。根據(jù)式(1)~(4)測算,試驗鋼中Nb(CN)析出相沉淀強化量超過120 MPa。細小、彌散的Nb(CN)質(zhì)點與鐵素體基體結(jié)合力強,分布較為均勻,且本身強度又比鐵素體的高,對韌性危害很小;與此同時,由于采用了控軋控冷工藝,產(chǎn)生了較強的細化晶粒作用,最大程度地彌補了沉淀相對韌性的不利影響,使其對韌性的危害減至最低程度。

3.3 鋼筋的塑韌性

隨著鋼筋強度的提高,必然影響到材料的塑性和韌性。材料的塑性和韌性實際上是由屈服強度和裂紋形核應力及裂紋擴展臨界應力之間的相對大小來決定的,因此,隨著材料強度的提高,塑性和韌性不一定降低。就試驗鋼而言,其固溶強化主要是由Si和Mn形成的置換式固溶強化,引起晶格畸變小,因此,強化作用較弱,對韌性的削弱也不明顯;從沉淀強化看,在屈服強度提高的同時,脆性轉(zhuǎn)變溫度升高,伸長率降低,不利于鋼材塑韌性的提高,但試驗鋼中所形成的大量細小彌散的 Nb(CN)質(zhì)點在起到沉淀強化作用的同時,還具有細化晶粒的作用,使鋼材強度和韌性都得到提高。相關(guān)研究表明[16]:當晶粒細化產(chǎn)生的強化量大于或等于屈服強度的40%時,晶粒細化對韌性的有利作用可抵消其他機制對韌性的不利作用,不會對材料的韌性產(chǎn)生不利影響,反之,將使鋼材韌性下降,斷裂傾向增加。在本試驗研究中,韌性的影響關(guān)鍵要看在總的強度中細晶強化和其他強化之間的比例。降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度有利于改善鋼的塑韌性,韌脆轉(zhuǎn)變溫度Trs和晶粒尺寸d存在如下關(guān)系式[17-18]:

式中:a為依賴于化學成分的常數(shù),是除晶粒細化外的其他所有因素對沖擊轉(zhuǎn)折溫度的影響;β·d-1/2為晶粒尺寸對韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響;β為晶界抵抗脆性裂紋傳播的常數(shù),取值為11.5 ℃/mm1/2。

根據(jù)前面分析,試驗鋼的α項主要由固溶強化和沉淀強化構(gòu)成,它們在引起強化的同時,使轉(zhuǎn)折溫度有所升高,但總的影響不顯著,而由于晶粒細化將使轉(zhuǎn)折溫度大幅度下降。由上述試驗結(jié)果可知,采用Nb微合金化和控軋控冷工藝,形成了大量細小彌散的Nb(CN)析出相,獲得了細小的鐵素體晶粒組織,細晶強化量對強度貢獻超過40%,按式(5)測算晶粒細化使沖擊轉(zhuǎn)折溫度下降150 ℃,其對強度的貢獻和轉(zhuǎn)折溫度的大幅度下降較好地彌補了其他強化機制對韌性的不利影響,使試驗鋼在獲得較高強度的同時,仍呈現(xiàn)較好的塑韌性。

4 結(jié)論

(1) 采用 Nb微合金化和控軋控冷工藝生產(chǎn)HRB500抗震鋼筋,細晶強化為最主要的強韌化機制,其對強度貢獻超過 40%,強化效果通過控制鋼中Nb(CN)析出相沉淀強化的良好配合來實現(xiàn)。

(2) 鐵素體晶粒度達11.0級以上,晶粒細化效果明顯,有利于鋼筋強度提高和塑韌性的改善。

(3) 鐵素體基體、晶界及位錯線上形成和分布著大量粒度為10~20 nm彌散的Nb(CN)析出相,起到了較好的沉淀強化及細化晶粒作用,有利于鋼筋強度提高和塑韌性的改善。

(4) 較強的晶粒細化作用使沖擊轉(zhuǎn)折溫度下降150 ℃,鋼筋在獲得較高強度的同時,仍呈現(xiàn)較好的塑韌性。

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鈮鈦對鐵素體不銹鋼組織和成形性的影響
機械合金化結(jié)合放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備熱電材料的研究進展
1Cr17Ni2鐵素體含量的控制及其對性能的影響
高強低合金鋼中針狀鐵素體轉(zhuǎn)變研究進展
中小企業(yè)重在責任細化
“細化”市場,賺取百萬財富
“住宅全裝修”政策亟需細化完善