Ф32mmHRB500E弯曲脆断原因分析

陈海军

（新疆八一钢铁股份有限公司制造部）

1 问题的提出

某建筑工地在使用φ32mmHRB500E加工时发生弯曲断裂，不敢继续使用。通过现场了解，发生弯曲断裂的钢材是在弯到约90°时，在夹持部位断成两截，再取样弯曲仍断。对弯曲断裂的钢材取样同时随机对弯折正常的钢材取样作对比分析。

2 弯曲断样的检测分析

2.1 弯曲断样的宏观形貌

观察断样断口，呈明显脆性断口，钢筋内外弧没有明显伤痕。裂纹源在钢材弯曲的外弧，宏观型貌见图1所示。

观察弯曲断样的宏观型貌弯曲弧度，弯芯直径约为φ160mm，在工地观察也证明了这一点。

对出现弯曲裂纹的钢材在弯断附近取样检测成分、性能和组织情况。同时与弯曲正常的钢材取样进行对比分析。

图1 弯曲断样断口状况

2.2 化学成分检测分析

成分检测结果见表1。

由表1可知，断裂样与正常样成分均符合GB/T1499标准要求，而且正常样 C、Si、Mn、V成分略高于断裂样。

2.3 力学性能检测分析

力学性能检测分析见表2。

表1 弯曲断样与正常样的化学成分对比 %

表2 弯曲断样与正常样的力学性能比较

检测结果表明，力学性能指标均在标准要求范围内，断裂样强度指标高于正常样。

2.4 金相组织检测分析

金相检测结果见表3、图2。

表3 金相组织检验

图2 弯曲断裂样和正常样金相组织对比

对比结果表明：弯断样晶粒度4.0～4.5级，有魏氏组织1.5级，铁素体网状分布，珠光体约占70%；正常样晶粒度8.5～9.0级，铁素体块状分布，珠光体约占35%。

检测对比分析结果：（1）HRB500E由于轧制变形的影响，纵向性能优于横向性能，同时由于横肋的影响，在受弯曲应力时，直径越大外弧弯曲变形越大，当弯曲压头直径过小时，容易在弯曲的外弧横肋根部发生开裂，因此GB/T1499.2-2018规定了弯曲压头直径要求。根据GB/T1499.2-2018表7规定Φ32mmHRB500E弯曲压头直径为7d（d为钢筋直径），即弯曲压头直径应为220mm。根据图1弯曲压头直径实际只有160mm，表明弯曲压头直径不够。弯曲压头直径小对HRB500E弯曲性能有影响，是造成弯断的一个因素。

（2）由检测结果可知，断裂样主要成分低于正常样，但断裂样强度高于正常样，延伸率低于正常样，表明断裂样塑性较差。

（3）金相检测显示断裂样晶粒度只有4.0-4.5级，铁素体分布呈网状，珠光体含量约占70%，组织中有魏氏组织，呈现过热组织特征，而且强度高；正常样晶粒度8.5～9.0级，晶粒级别、强度基本正常，铁素体基本呈块状分布，珠光体含量约占30%～40%。

依据检测结果，断裂样晶粒异常粗大而且有魏氏组织。晶粒粗大和魏氏组织的存在，会使钢材的柔韧性急速下降，弯曲时发生脆断。

3 影响HRB500E晶粒度的因素

根据铁碳相图，当含碳量为0.25%时，珠光体含量 = （0.25-0.02）/（0.77-0.02）×100%=30.7%（0.02%是铁素体含碳量，0.77%是100%珠光体含碳量），游离铁素体 =（0.77-0.25）/（0.77-0.02）×100%=69.3%.即使考虑MnSi等合金元素的影响，断裂样珠光体含量高达70%，也是不正常的。正常样珠光体含量35%，与计算结果相当。

钢坯在加热时经历奥氏体形核、奥氏体晶粒长大、残余渗碳体溶解、碳在奥氏体中扩散均匀化四个阶段。奥氏体晶粒度对随后冷却珠光体相变后晶粒度级别有很大影响，一般而言奥氏体晶粒粗，冷却相变后组织晶粒度就粗。

亚共析钢的过冷奥氏体等温转变图上有一条先共析铁素体析出线，也就是说在A1(727℃）以下等温时，先析出先共析相，再形成珠光体。等温温度越低，先共析相量愈少，珠光体量愈多，其成分偏离共析点（0.77%C）的程度愈大。这种非共析成分的珠光体称为“伪共析组织”。当原始组织相同时，随加热温度升高，奥氏体成分更加均匀，晶粒长大，提高过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。热轧带肋钢是亚共析钢，正常冷却转变C曲线有先共析铁素体、珠光体转变线，当C曲线右移，意味着相变温度降低，冷却转变温度低时与先共析铁素体转变线接触少，铁素体量减少，珠光体量增多，由于珠光体是铁素体和渗碳体的机械混合物，珠光体量增多，韧性好的铁素体量少，钢材的塑韧性降低，钢材脆性增加，强度增高。

相关生产实践表明，亚共析钢中的先共析铁素体以小块状分布为最好。如果先共析铁素体以网状分布，机械性能将明显降低。在基体组织相同的情况下，具有网状铁素体的亚共析钢的硬度、强度、塑韧性均明显降低。在相同的含碳量，奥氏体晶粒较细、冷却速度较慢等温温度较高的情况下，铁素体较易形成块状。反之奥氏体晶粒较粗、冷却速度较大等温温度较低的情况下，铁素体较易形成网状。

V、Ti、Nb在热轧带肋钢中是微合金强化的典型元素，同时也是公认的细晶元素。HRB500E需添加约0.10%的V,断裂样晶粒度只有4.0～4.5级，显然断裂样中的V元素没有起到细晶效果。

V在钢中的作用：（1）阻止晶粒长大。含V钢在加热和均热时，未溶解的微合金碳氮化物质点通过质点钉扎晶界机制，阻止晶粒长大。但是，在加热时超过一定温度以后，反而会促进晶粒长大.随着加热温度提高加热时间延长，微合金碳氮化物质点体积分数将减少，一定时间之后，奥氏体晶粒将因解除钉扎而发生反常晶粒长大，有时可能会超过不含微合金元素的C-Mn钢的晶粒尺寸。

（2）V对奥氏体晶粒长大的影响见图3。根据图3，V阻止晶粒长大的温度是1000℃，超过1000℃时，含V钢的晶粒长大趋势高于C-Mn钢。温度升高，碳氮化钒溶入奥氏体量增多，随后冷却时析出量增多，强度升高。

检测断裂样的金相晶粒度级别只有4.0～4.5级，表明V在钢中没有起到细晶效果，强度超高也说明V溶入奥氏体量，在后续转变时析出量强化造成。根据上述分析，弯曲断裂样是因为温度高导致的奥氏体晶粒异常粗大；另外珠光体量多的现象也表明、温度高奥氏体晶粒粗大导致相变后铁素体呈网状分布，晶粒粗大。

4 结论

通过检测发现弯曲断裂样存在下列组织异常：

（1）弯曲断裂样晶粒度4.0～4.5级，晶粒粗大，正常样晶粒度8.5～9.0级。含V量为0.106%没有起到细晶效果。

（2）弯曲断裂样珠光体占比约70%，远高于按铁碳相图计算的30.7%。

（3）弯曲断裂样铁素体呈网状分布，组织中均存在魏氏组织。

（4）弯曲断裂样强度高，延伸率低。

认为这四种影响因素共同叠加造成φ32mmHRB500E弯曲断裂，弯曲压头直径偏小又加剧了断裂。