Ф32mmHRB500E彎曲脆斷原因分析

陳海軍

（新疆八一鋼鐵股份有限公司制造部）

1 問題的提出

某建筑工地在使用φ32mmHRB500E加工時發(fā)生彎曲斷裂，不敢繼續(xù)使用。通過現(xiàn)場了解，發(fā)生彎曲斷裂的鋼材是在彎到約90°時，在夾持部位斷成兩截，再取樣彎曲仍斷。對彎曲斷裂的鋼材取樣同時隨機(jī)對彎折正常的鋼材取樣作對比分析。

2 彎曲斷樣的檢測分析

2.1 彎曲斷樣的宏觀形貌

觀察斷樣斷口，呈明顯脆性斷口，鋼筋內(nèi)外弧沒有明顯傷痕。裂紋源在鋼材彎曲的外弧，宏觀型貌見圖1所示。

觀察彎曲斷樣的宏觀型貌彎曲弧度，彎芯直徑約為φ160mm，在工地觀察也證明了這一點(diǎn)。

對出現(xiàn)彎曲裂紋的鋼材在彎斷附近取樣檢測成分、性能和組織情況。同時與彎曲正常的鋼材取樣進(jìn)行對比分析。

圖1 彎曲斷樣斷口狀況

2.2 化學(xué)成分檢測分析

成分檢測結(jié)果見表1。

由表1可知，斷裂樣與正常樣成分均符合GB/T1499標(biāo)準(zhǔn)要求，而且正常樣 C、Si、Mn、V成分略高于斷裂樣。

2.3 力學(xué)性能檢測分析

力學(xué)性能檢測分析見表2。

表1 彎曲斷樣與正常樣的化學(xué)成分對比 %

表2 彎曲斷樣與正常樣的力學(xué)性能比較

檢測結(jié)果表明，力學(xué)性能指標(biāo)均在標(biāo)準(zhǔn)要求范圍內(nèi)，斷裂樣強(qiáng)度指標(biāo)高于正常樣。

2.4 金相組織檢測分析

金相檢測結(jié)果見表3、圖2。

表3 金相組織檢驗(yàn)

圖2 彎曲斷裂樣和正常樣金相組織對比

對比結(jié)果表明：彎斷樣晶粒度4.0～4.5級，有魏氏組織1.5級，鐵素體網(wǎng)狀分布，珠光體約占70%；正常樣晶粒度8.5～9.0級，鐵素體塊狀分布，珠光體約占35%。

檢測對比分析結(jié)果：（1）HRB500E由于軋制變形的影響，縱向性能優(yōu)于橫向性能，同時由于橫肋的影響，在受彎曲應(yīng)力時，直徑越大外弧彎曲變形越大，當(dāng)彎曲壓頭直徑過小時，容易在彎曲的外弧橫肋根部發(fā)生開裂，因此GB/T1499.2-2018規(guī)定了彎曲壓頭直徑要求。根據(jù)GB/T1499.2-2018表7規(guī)定Φ32mmHRB500E彎曲壓頭直徑為7d（d為鋼筋直徑），即彎曲壓頭直徑應(yīng)為220mm。根據(jù)圖1彎曲壓頭直徑實(shí)際只有160mm，表明彎曲壓頭直徑不夠。彎曲壓頭直徑小對HRB500E彎曲性能有影響，是造成彎斷的一個因素。

（2）由檢測結(jié)果可知，斷裂樣主要成分低于正常樣，但斷裂樣強(qiáng)度高于正常樣，延伸率低于正常樣，表明斷裂樣塑性較差。

（3）金相檢測顯示斷裂樣晶粒度只有4.0-4.5級，鐵素體分布呈網(wǎng)狀，珠光體含量約占70%，組織中有魏氏組織，呈現(xiàn)過熱組織特征，而且強(qiáng)度高；正常樣晶粒度8.5～9.0級，晶粒級別、強(qiáng)度基本正常，鐵素體基本呈塊狀分布，珠光體含量約占30%～40%。

依據(jù)檢測結(jié)果，斷裂樣晶粒異常粗大而且有魏氏組織。晶粒粗大和魏氏組織的存在，會使鋼材的柔韌性急速下降，彎曲時發(fā)生脆斷。

3 影響HRB500E晶粒度的因素

根據(jù)鐵碳相圖，當(dāng)含碳量為0.25%時，珠光體含量 = （0.25-0.02）/（0.77-0.02）×100%=30.7%（0.02%是鐵素體含碳量，0.77%是100%珠光體含碳量），游離鐵素體 =（0.77-0.25）/（0.77-0.02）×100%=69.3%.即使考慮MnSi等合金元素的影響，斷裂樣珠光體含量高達(dá)70%，也是不正常的。正常樣珠光體含量35%，與計算結(jié)果相當(dāng)。

鋼坯在加熱時經(jīng)歷奧氏體形核、奧氏體晶粒長大、殘余滲碳體溶解、碳在奧氏體中擴(kuò)散均勻化四個階段。奧氏體晶粒度對隨后冷卻珠光體相變后晶粒度級別有很大影響，一般而言奧氏體晶粒粗，冷卻相變后組織晶粒度就粗。

亞共析鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖上有一條先共析鐵素體析出線，也就是說在A1(727℃）以下等溫時，先析出先共析相，再形成珠光體。等溫溫度越低，先共析相量愈少，珠光體量愈多，其成分偏離共析點(diǎn)（0.77%C）的程度愈大。這種非共析成分的珠光體稱為“偽共析組織”。當(dāng)原始組織相同時，隨加熱溫度升高，奧氏體成分更加均勻，晶粒長大，提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線右移。熱軋帶肋鋼是亞共析鋼，正常冷卻轉(zhuǎn)變C曲線有先共析鐵素體、珠光體轉(zhuǎn)變線，當(dāng)C曲線右移，意味著相變溫度降低，冷卻轉(zhuǎn)變溫度低時與先共析鐵素體轉(zhuǎn)變線接觸少，鐵素體量減少，珠光體量增多，由于珠光體是鐵素體和滲碳體的機(jī)械混合物，珠光體量增多，韌性好的鐵素體量少，鋼材的塑韌性降低，鋼材脆性增加，強(qiáng)度增高。

相關(guān)生產(chǎn)實(shí)踐表明，亞共析鋼中的先共析鐵素體以小塊狀分布為最好。如果先共析鐵素體以網(wǎng)狀分布，機(jī)械性能將明顯降低。在基體組織相同的情況下，具有網(wǎng)狀鐵素體的亞共析鋼的硬度、強(qiáng)度、塑韌性均明顯降低。在相同的含碳量，奧氏體晶粒較細(xì)、冷卻速度較慢等溫溫度較高的情況下，鐵素體較易形成塊狀。反之奧氏體晶粒較粗、冷卻速度較大等溫溫度較低的情況下，鐵素體較易形成網(wǎng)狀。

V、Ti、Nb在熱軋帶肋鋼中是微合金強(qiáng)化的典型元素，同時也是公認(rèn)的細(xì)晶元素。HRB500E需添加約0.10%的V,斷裂樣晶粒度只有4.0～4.5級，顯然斷裂樣中的V元素沒有起到細(xì)晶效果。

V在鋼中的作用：（1）阻止晶粒長大。含V鋼在加熱和均熱時，未溶解的微合金碳氮化物質(zhì)點(diǎn)通過質(zhì)點(diǎn)釘扎晶界機(jī)制，阻止晶粒長大。但是，在加熱時超過一定溫度以后，反而會促進(jìn)晶粒長大.隨著加熱溫度提高加熱時間延長，微合金碳氮化物質(zhì)點(diǎn)體積分?jǐn)?shù)將減少，一定時間之后，奧氏體晶粒將因解除釘扎而發(fā)生反常晶粒長大，有時可能會超過不含微合金元素的C-Mn鋼的晶粒尺寸。

（2）V對奧氏體晶粒長大的影響見圖3。根據(jù)圖3，V阻止晶粒長大的溫度是1000℃，超過1000℃時，含V鋼的晶粒長大趨勢高于C-Mn鋼。溫度升高，碳氮化釩溶入奧氏體量增多，隨后冷卻時析出量增多，強(qiáng)度升高。

檢測斷裂樣的金相晶粒度級別只有4.0～4.5級，表明V在鋼中沒有起到細(xì)晶效果，強(qiáng)度超高也說明V溶入奧氏體量，在后續(xù)轉(zhuǎn)變時析出量強(qiáng)化造成。根據(jù)上述分析，彎曲斷裂樣是因?yàn)闇囟雀邔?dǎo)致的奧氏體晶粒異常粗大；另外珠光體量多的現(xiàn)象也表明、溫度高奧氏體晶粒粗大導(dǎo)致相變后鐵素體呈網(wǎng)狀分布，晶粒粗大。

4 結(jié)論

通過檢測發(fā)現(xiàn)彎曲斷裂樣存在下列組織異常：

（1）彎曲斷裂樣晶粒度4.0～4.5級，晶粒粗大，正常樣晶粒度8.5～9.0級。含V量為0.106%沒有起到細(xì)晶效果。

（2）彎曲斷裂樣珠光體占比約70%，遠(yuǎn)高于按鐵碳相圖計算的30.7%。

（3）彎曲斷裂樣鐵素體呈網(wǎng)狀分布，組織中均存在魏氏組織。

（4）彎曲斷裂樣強(qiáng)度高，延伸率低。

認(rèn)為這四種影響因素共同疊加造成φ32mmHRB500E彎曲斷裂，彎曲壓頭直徑偏小又加劇了斷裂。