魏氏组织和氧化物对HRB335钢筋脆断的影响

各元素对钢材性能的影响名词解释：铁素体（Ferrite）：碳在α-Fe中形成的间隙固溶体称为铁素。

常用符号F（或α）表示。

铁素体具有体心立方结构，由于它的间隙很小，因而溶碳能力较差。

在727℃时最大溶碳量为0.0218%，随着温度下降，其溶碳量逐步减少，在室温时仅溶碳0.0008%。

铁素体的强度低，其δσb为180-280MN/m2,HB约80，但塑性好，其δ为50%。

奥氏体（Austenitic）：碳在γ-Fe中形成的间隙固溶体称为奥氏体。

常用符号A（或γ ）表示。

奥氏体具有面心立方晶格结构，由于它的有效晶格间隙较大，因此其溶碳能力较大，在1148℃时的最大溶碳量2.11%，随着温度的下降，其溶碳量逐步减少，在727℃是溶碳量为0.77%。

奥氏体的机械性能于其溶碳量及晶粒的大小有关。

一般来说奥氏体的硬度为170-220HBS，延伸率δ为40-50%，奥氏体存在于727℃以上的固态温度范围内。

奥氏体易于塑性成形。

渗碳体（Cementite）：C与Fe的化合物（Fe3C）称为渗碳体，其含碳量6.69%，渗碳体的熔点为1227℃，其硬度很高，约800HB,塑性和冲击韧性几乎为零，脆性极大，因此它不能作为碳钢的基体相，却是碳钢中的主要强化相。

渗碳体是一种亚稳相，在一定条件下会发生分解，形成石墨自由碳。

马氏体（Martensite）：采用快速冷却的方法，由于过冷度大，铁和碳原子都不能进行扩散，奥氏体只能由非扩散的晶格切变，有γ-Fe的面心立方晶格改组为α-Fe的体心立方晶格。

这种奥氏体直接转变一种含碳过饱和α固溶体，称之为马氏体。

各元素对钢性能的影响：锰（Mn）锰是炼钢时用锰铁脱氧而残留于钢中的，锰能清除钢中的FeO,改善钢的品质，降低钢的脆性；锰与硫化合生成MnS，消除硫的有害作用，改善钢的热加工性能。

在碳钢中锰的含量一般控制在0.25-0.80%之间，锰能溶于铁素体中，形成含锰的铁素体，起着强化铁素体的作用；锰还能溶于Fe3C中形成合金渗碳体，从而提高碳钢的强度，锰是有益的杂质元素，少量的锰对钢的性能影响不显著。

钢中的魏氏组织作者：王红俐来源：《科技视界》 2015年第24期钢中的魏氏组织王红俐（韶关市技师学院，广东韶关）【摘要】本文利用高温金相研究16Mn钢中魏氏组织针状铁素体表面浮凸与组织的对应关系，证实了魏氏组织中平行针状和交叉针状铁素体具有不同的转变机制。

其中，交叉针状铁素体组织在转变过程中没有表面浮凸，平行针状铁素体有明显的表面浮凸。

分析表明，交叉针状铁素体的转变以台阶机制形成，而平行针状铁素体在转变初始阶段以切变机制形成。

结果进一步证实了这种观点的正确性【关键词】魏氏组织；交叉针状铁素体；平行针状铁素体；浮凸；形成机制0前言钢中的魏氏组织分两类：铁素体型魏氏组织和渗碳体型魏氏组织。

本文所研究的是亚共析钢（16Mn）中的魏氏组织，即铁素体型魏氏组织。

魏氏组织由Widmanstātter最先在Fe-Ni陨石中发现，是按一定几何形状分布的针状组织。

通常所说的魏氏组织钢中先共析的铁素体或渗碳体不仅沿奥氏体晶界析出，而且在奥氏体晶粒内部以一定的位向关系呈片状（在显微镜下呈针状态），而研究较多的是先共析片状铁素体即魏氏组织铁素体。

通常认为魏氏组织是一种过热组织，降低钢的机械性能，因此常用正火方法予以消除。

但后来的研究表明，魏氏组织并不是过热的标志。

姚枚、范莹隆等证实了它可分为交叉针状和平行针状两类，并发现形成以交叉针状铁素体为主的魏氏组织时，钢材的抗冷脆性好。

范莹隆等已研究了亚共析钢中魏氏组织铁素体的形貌，探讨其形成机制，以达到指导生产实践的目的。

本文就是在上述结论的基础上进一步证实了魏氏组织的F形态可分为交叉和平行两种形状，连续观察磨光试样在形成魏氏组织时的浮凸，并通过浮凸与组织对应比较获得魏氏组织形成机制的有关组织。

1试验材料及方法本试验采用16Mn钢，其化学成分见表1为获得两类魏氏组织，采用两种不同温度650℃和560℃盐浴等温（盐浴的配比为31%BaCl2+48%CaCl2+21%NaCl,其熔点为435℃）一定时间后用10%NaCl盐水淬的方法，其奥氏体化为用管式高温炉加热到1100℃保温10分钟，试样加工成10*15*2mm。

第32卷第11期2010年11月北京科技大学学报Journal of University of Science and Technology BeijingVol.32No.11Nov.2010加热条件和轧制过程温度对35K 盘条组织的影响杨　浩1)　唐　萍1)　文光华1)　孙　维2)　汪开忠2)　吴　坚2)1)重庆大学材料科学与工程学院,重庆400044　2)马鞍山钢铁股份有限公司,马鞍山243000摘　要　盘条表层的魏氏组织是35K 冷墩盘条冷镦开裂的主要原因.为控制表层魏氏组织,首先在实验室模拟了加热炉的加热时间和均热温度,然后根据实验室的研究结果在工厂进行了不同轧制过程温度的试验.试验结果表明:当在加热时间80~90min㊁均热温度1160~1230℃㊁终轧温度820~840℃和吐丝温度800~820℃的条件下,所获得的盘条组织均匀㊁表层魏氏组织小于1级,有效地防止了冷镦开裂.关键词　盘条;冷镦;魏氏组织;奥氏体;开裂分类号　TG 335.6+3Effect of heating condition and rolling process temperature on the microstruc⁃ture of 35K wire rodsYANG Hao 1),TANG Ping 1),WEN Guang⁃hua 1),SUN Wei 2),WANG Kai⁃zhong 2),WU Jian 2)1)College of Materials Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400044,China 2)Maanshan Iron and Steel Co.Ltd.,Maanshan 243000,ChinaABSTRACT A surface Widmanstätten microstructure is the principal cause of cracking of 35K wire rods during cold heading.To control the surface Widmanstätten microstructure,heating time and soaking temperature in a heating furnace were simulated in the labo⁃ratory.And then plant trails of rolling process temperature were conducted according to the laboratory studies.The results showed that the microstructures of wire rods were uniform and the grade of surface Widmanstätten microstructures was less than 1under the condi⁃tions of the soaking temperature from 1160to 1230℃,the heating time from 80to 90min,the finishing rolling temperature from 820to 840℃and the laying temperature from 800to 820℃,which could effectively prevent the cracking in the process of cold heading.KEY WORDS wire rods;cold heading;Widmanstätten microstructure;austenite;cracking收稿日期:2010⁃⁃04⁃⁃19基金项目:国家科技支撑计划资助项目(No.2007BAE30B00)作者简介:杨　浩(1984 ),男,硕士研究生;唐　萍(1962 ),女,教授,硕士生导师,E⁃mail:tping@ 冷镦钢,又称为铆螺钢或冷顶锻钢,是利用金属的塑性,采用冷镦加工成型工艺生产互换性较高的标准件用钢[1],常用于生产螺栓㊁螺钉等紧固件和制造冷挤压零部件及冷镦成形的零配件.我国自20世纪80年代开始冷镦钢生产和技术开发以来,生产能力和技术水平都取得了较大的进步[2⁃⁃5].马钢冷墩钢的生产,无论在数量和质量上都处于国内前列,但目前其生产的35K 冷镦盘条出现了不同程度的冷镦开裂.分析表明,冷镦开裂的原因并非铸坯表面缺陷㊁钢中化学成分和非金属夹杂所致[6⁃⁃9],而是轧材表层粗大魏氏组织导致的微观组织不均匀(异常)所致,其中轧材表层指在表层0.5mm 范围内.为此,通过对加热炉加热条件(加热时间和均热温度)㊁轧制过程温度进行研究,以获得均匀的盘条组织,防止冷镦开裂.1　盘条组织特征分析如前所述,目前碳质量分数为0.35%的35K 冷墩钢生产的主要问题是由轧材表层的微观组织异常现象引起的冷镦开裂.轧材显微组织异常主要表现为图1(a)~(c)所示的三种类型,其各自所占比例如表1所示.金相图片均是用4%的硝酸酒精腐蚀后所得.第11期杨　浩等:加热条件和轧制过程温度对35K盘条组织的影响图1　冷镦盘条组织不均匀类型.(a)轻微组织不均;(b)恶化的组织不均;(c)脱碳条件下的组织不均Fig.1　Nonuniform microstructures of cold heading wire rods:(a)slight nonuniform microstructure;(b)deteriorated nonuniform microstructure;(c)nonuniform microstructure at decarbonization condition表1　三种不均匀组织所占比例Table 1　Proportion of three kinds of nonuniform microstructure组织不均类别所占比例/%第一类81第二类13第三类6 注:样本数为173个. 经过大量的金相图片观察,并参照钢的显微组织评级图(GB13299 91)中魏氏组织的图谱可知:图1(a)~(c)的组织异常现象均是魏氏组织的表现.当图1(a)(第一类)严重发展时,不均匀的组织恶化,即表现为2级以上粗大的魏氏组织(图1(b));当图1(a)某些原因(如裂纹㊁过烧等)导致高温下钢坯表层发生氧化脱碳时,则产生了第三类低碳条件下的魏氏组织(图1(c)).其中,第二类组织异常的发生,即2级以上魏氏组织的产生导致了盘条冷镦开裂.魏氏组织会使钢的力学性能,特别是冲击韧度和塑性显著降低,并提高了钢的脆性转化温度,因而使之容易发生脆性断裂.因此,在生产中要尽量减少或避免魏氏组织的产生.本文研究表明,为防止冷镦过程开裂,表层魏氏组织须控制在1级以下.魏氏组织的形成是钢中碳含量㊁奥氏体晶粒大小以及冷却速率共同作用的结果.在亚共析钢中,当奥氏体晶粒细小时,只有碳质量分数w C =0.15%~0.35%的狭窄范围内,且冷却速率较快时才能形成魏氏组织[10].但是,当奥氏体晶粒越粗大时,形成魏氏组织的碳含量范围变宽,即使在较慢的冷却速率下,也易产生魏氏组织.因此,魏氏组织的产生总是和奥氏体晶粒粗化联系在一起[10].对碳含量已定的钢种,控制魏氏组织发展的方法是控制奥氏体晶粒大小和奥氏体向铁素体转变(Ar 3→Ar 1)时的冷却速率,而冷却速率是否合适又需要根据奥氏体晶粒大小来确定,可见控制奥氏体晶粒大小是关键.在35K 冷镦钢生产过程中,影响奥氏体晶粒大小的环节有:①铸坯在高温的加热炉内加热时间过长,会使其奥氏体化过程中晶粒生长粗大;②终轧和吐丝温度过高,会使变形后回复再结晶过程的奥氏体晶粒生长粗大.①中粗大的奥氏体晶粒,将使晶界面积减小,影响变形后回复再结晶过程的奥氏体晶粒细化.它和②中产生的粗大晶粒一样,会在原来正常冷却速率条件下产生魏氏组织.因此,为防止产生粗大的奥氏体晶粒,可从两个方面考虑:①控制轧制过程温度(包括终轧和吐丝温度);②调整加热炉中的加热时间和均热温度,防止在一定温度下因加热时间过长使奥氏体晶粒粗大.资料表明[11],35K 钢在正常奥氏体晶粒大小条件下连续冷却时,在Ar 3→Ar 1转变过程中(斯太尔摩冷却区)出现魏氏组织的临界冷却速率为2.5℃㊃s -1.因此,在正常奥氏体晶粒大小条件下,为防止魏氏组织的产生,须控制冷却速率小于2.5℃㊃s -1.图2　35K 铸坯表层粗大的魏氏组织Fig.2　Large Widmanstätten structure on the surface layer of a 35K billet图2为铸坯表层局部魏氏组织发展的组织特征.其所导致的微观成分不均,会因加热炉中均热温度过低或加热时间过短而未均匀化并遗传到轧制产品中,也是钢坯在后续轧制过程中产生组织异常的原因之一.通常称之为铸坯的原始组织遗传[12⁃⁃13].㊃9241㊃北　京　科　技　大　学　学　报第32卷由此提出通过调整加热炉均热温度和加热时间㊁控制终轧和吐丝温度以及斯太尔摩冷却过程的冷却速率,以避免粗大魏氏组织的产生,防止盘条冷镦开裂.2　轧钢生产工艺条件35K 冷镦盘条轧钢过程的生产工艺参数如表2所示.由表可知:通过对现场斯太尔摩冷却速率测试表明,在Ar 3→Ar 1转变过程中,该斯太尔摩冷却段的冷却速率为0.24~1.58℃㊃s -1,小于前述产生魏氏组织的临界冷却速率2.5℃㊃s -1.因此,在正常奥氏体晶粒大小条件下,目前采用的冷却速率合理.表2　35K 冷镦盘条轧钢过程的生产工艺参数Table 2　Production process parameters in rolling process for 35K cold heading wire rods轧钢工艺参数控制范围加热时间<70min 均热温度1160~1230℃终轧温度820~960℃吐丝温度800~860℃相变过程中斯太尔摩段的冷却速率0.24~1.58℃㊃s -1(实际测量)3　加热时间与铸坯组织的关系铸坯原始组织导致的微观成分不均的消除,需在一定的加热时间和均热温度条件下才能实现[14].经计算[15],140mm ×140mm 连铸坯的理论加热时间为108min,而原工艺加热时间小于70min,这会使铸坯重新奥氏体化时因加热时间不足致使成分未均匀化,进而在后续的轧制过程中产生粗大的魏氏组织.实验室取35K 铸坯样,放入到1210℃的加热炉中加热,加热时间分别为65㊁80和95min,然后水淬冷却试样并观察不同条件下的铸坯组织.由图3可知:在现有均热温度条件下,加热时间约为80min 时,铸坯原始微观组织的不均性得以消除(图3(b)),淬火后得到均匀的马氏体组织;但如果加热时间不足,铸坯微观成分未充分均匀化(图3(a)),加热时间大于95min 后,将会得到粗大的奥氏体晶粒(图3(c)).对比表2的生产工艺条件,目前采用的加热时间不能均化原始铸坯成分,要消除成分不均和控制奥氏体晶粒大小,合适的加热时间为80~90min.图3　不同加热时间条件下的试样淬火后组织.(a)65min;(b)80min;(c)95minFig.3　Microstructures of quenched samples after heating for different time intervals:(a)65min;(b)80min;(c)95min4　工业性试验方案的建立通过以上分析,为验证加热时间的实验室模拟结果,获得均匀的盘条组织,建立了表3㊁表4所示的工业性试验方案,并取样分析相关性.表3　35K 冷镦盘条终轧和吐丝温度现场试验方案Table 3　Trial projects of finishing rolling and laying temperature on the cold forging of 35K cold heading wire rods 加热时间/min 均热温度/℃终轧温度/℃吐丝温度/℃820~840800~82060~1101160~1230920~960800~840>940>850表4　35K 冷镦盘条加热时间现场试验方案Table 4　Trial projects of heating time on the cold forging of 35K cold heading wire rods加热时间/min 均热温度/℃终轧温度/℃吐丝温度/℃<70,80~90,>1101120~1230820~920800~8205　试验结果分析5.1　吐丝温度的影响图4为吐丝温度对盘条表层魏氏组织级别的影响.表5为不同吐丝温度条件下的盘条组织及其相应加热条件.㊃0341㊃第11期杨　浩等:加热条件和轧制过程温度对35K盘条组织的影响图4　吐丝温度对盘条表层组织的影响Fig.4　Effect of laying temperature on the surface microstructure of wire rods 由图4和表5可知:盘条吐丝温度较低时(790~820℃),有利于控制盘条晶粒大小,故其组织较均匀(图5),其中少量1级魏氏组织的产生是由于其加热时间偏短.虽然吐丝温度为830~840℃时产生的2级魏氏组织可能是加热时间过长㊁终轧温度过高共同作用的结果,但当吐丝温度大于850℃时,不同的加热条件盘条表层都产生了2级以上的魏氏组织.尤其当吐丝温度高达930℃时,内部也出现了1.5级的魏氏组织(图6).因此,要通过控制奥氏体晶粒大小来控制魏氏组织,吐丝温度是关键,提出合适的吐丝温度为800~820℃.表5　不同吐丝温度条件下盘条组织及其相应加热条件Table5　Microstructures and corresponding heating conditions of wire rods at different laying temperatures加热时间/min均热温度/℃吐丝温度/℃试样表层组织70~90　1160~1230790~820≤1级W 65~1701160~1230830~840≤2级W 65~1701160~1230>850>2级W 注:表中W表示魏氏组织,后文图㊁表中均简述为W.图5　吐丝温度为810℃时试样表层(a)和中心(b)处的均匀显微组织Fig.5　Uniform microstructures on the surface(a)and center(b)of the sample when the laying temperature is810℃图6　吐丝温度为930℃时试样表层(a)和中心(b)处的显微组织Fig.6　Microstructures on the surface(a)and center(b)of the sample when the laying temperature is930℃5.2　终轧温度的控制图7为终轧温度对盘条表层魏氏组织级别的影响,而不同终轧温度所对应的加热条件和吐丝温度如表6所示. 由图7和表6可知:虽然加热时间对盘条组织有影响,但从总体趋势来看,在吐丝温度一定的条件下,魏氏组织级别随终轧温度的增加而增加,达到1000℃时魏氏组织发展到3级.在吐丝温度较低㊃1341㊃北　京　科　技　大　学　学　报第32卷图7　终轧温度对盘条表层组织的影响Fig.7　Effect of finishing rolling temperature on the surface micro⁃structure of wire rods条件下(800~820℃),由于终轧温度较高,盘条也会产生粗大魏氏组织,940℃时达到2.5级.因吐丝温度会随着终轧温度的升高而增加,故为得到合适的吐丝温度,应首先控制终轧温度,这也是防止表层粗大魏氏组织的重要方面.在930~1000℃终轧温度范围内都存在一定程度的粗大魏氏组织,因此盘条终轧温度应小于920℃.吐丝㊁终轧温度分析表明:在二者都高的情况下会因相变前的奥氏体晶粒粗大,使魏氏组织发展严重.因此提出合适的终轧㊁吐丝温度分别为820~840℃和800~820℃.表6　不同终轧温度条件下的盘条组织及其相应加热条件Table 6　Microstructure and corresponding heating conditions of wire rod at different finishing rolling temperatures加热时间/min 均热温度/℃吐丝温度/℃终轧温度/℃试样边沿处组织70~901160~1230800~820820~840≤0.5级W65~1701160~1230800~820920~9400.5~1.5级W 65~1701160~1230800~820>9400.5~2.5级W 65~1701160~1230830~850940~9601~3级W 65~1701160~1230830~850>960>2级W 注:由于轧制是一个连续过程,因此一般而言,吐丝温度会随着终轧温度的升高而适当增加,故将吐丝温度分为两个范围以便于终轧温度的讨论.W 表示魏氏组织.图8　加热时间和均热温度对盘条表层组织的影响Fig.8　Effect of heating time and soaking temperature on the surface microstructure of wire rods5.3　加热时间和均热温度的匹配在吐丝和终轧温度一定的条件下(表6),盘条组织特征却出现了差异,这是由于其他加热条件不同,因此在控制好吐丝和终轧温度的前提下,还要求有合理的加热时间和均热温度.图8为不同加热时间和均热温度条件下的盘条表层组织.加热时间不足或均热温度过低时,均不能消除铸坯表层魏氏组织带来的微观成分不均,以至轧材产生了1.5级魏氏组织.在均热温度1170~1210℃范围内,当加热时间大于100min 后,又会因加热时间过长而影响变形后的晶粒细化,使魏氏组织大于1级.因此,一定均热温度范围,须有合适的加热时间相匹配.图8中椭圆标定的范围是在控制好吐丝和终轧温度的前提下,二者的合适匹配,即均热温度为1160~1230℃,加热时间为80~90min,最大不超过100min.这与加热时间实验室模拟结果一致.6　结论(1)35K 钢轧制过程中粗大奥氏体晶粒的产生以及由铸坯表层粗大魏氏组织引起的微观成分不均是盘条产生魏氏组织的原因.(2)为防止变形后的盘条奥氏体晶粒粗大,须控制吐丝和终轧温度,且保证低的吐丝温度比控制终轧温度更为重要.这是由于吐丝温度高,一定会产生严重的魏氏组织;而终轧温度高,可通过控制吐丝温度,适当降低魏氏组织的级别.盘条合适的终轧和吐丝温度分别为820~840℃和800~820℃.(3)为消除铸坯成分不均和避免奥氏体晶粒粗大,在控制吐丝㊁终轧温度的前提下,加热时间与均热温度须有合适的匹配.匹配关系为均热温度为1160~1230℃,加热时间控制在80~90min 为宜,最大不超过100min.㊃2341㊃第11期杨　浩等:加热条件和轧制过程温度对35K盘条组织的影响参　考　文　献[1]　Xian Y R.A review on production and development of cold head⁃ing steel.Spec Steel,2005,26(3):31(先越蓉.冷镦钢的生产和发展.特殊钢,2005,26(3):31) [2]　Pang B,Gao X H,Qiu C L,et al.Study on factors affecting qual⁃ity of cold heading steel.Steel Wire 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钢材常见缺陷组织详解一、带状组织（banded structure）是钢材内部缺陷之一，出现在热轧低碳结构钢显微组织中，沿轧制方向平行排列、成层状分布、形同条带的铁素体晶粒与珠光体晶粒。

这是由于钢材在热轧后的冷却过程中发生相变时铁素体优先在由枝晶偏析和非金属夹杂延伸而成的条带中形成，导致铁素体形成条带，铁素体条带之间为珠光体，两者相间成层分布。

形成原因金属材料在冶炼浇注后绝大部分要经过压力加工方可成为型材。

但是，加工后的材料容易得到沿着变形方向珠光体和铁索体呈带状分布的组织，即形成带状组织。

形成带状组织的原因大致有两种：1、由成分偏析引起的带状组织在低碳钢中，由于夹杂物的含量较多，加工变形后，夹杂物呈流线分布，当钢从热加工温度冷却时，这些夹杂物可作为先共析铁索体成核的核心，使先共析铁素体先在夹杂物周围生成，最后剩余奥氏体转变成珠光体，使先共析铁素体和珠光体呈带状分布，形成带状组织。

这种带状组织很难用热处理的方法加以消除。

2、由于热加工温度不当引起的带状组织在锻造时，热加工停锻温度位于两相区时（Ar1和Ar3之间），铁素体沿着金属流动方向从奥氏体中呈带状析出，尚未分解的奥氏体被割成带状，当冷到Ar1时，带状奥氏体转化为带状珠光体，这种组织可以通过正火或退火的方法加以消除。

带状组织的存在会使金属的力学性能呈各向异性，沿带状组织的方向明显优于其垂直方向。

压力加工时易于从交界处开裂。

对于需要后续热处理的零件，带状组织轻则会导致热变形过大，重者会造成应力集中，甚至出现裂纹。

如果带状组织非常严重的话，正火是解决不了的，最好进行高温扩散退火，在1050℃以上加热，才能使碳原子扩散均匀，消除带状组织。

消除方法带状组织一般可用热处理方法加以消除。

对于高温下能获得单相组织的材料，带状组织有时可用正火来消除。

而因严重的磷偏析产生的带状组织必须用高温扩散退火及随后的正火加以改善。

具体消除手段如下：1、由成分偏析引起的带状组织，即当钢中含有磷等有害杂质并压延时，杂质沿压延方向伸长。

第１章绪论碱等有害气体或液体浓度较高，室内高温，人为破坏等，柱子的破损一般比较严重，致使有些厂房的钢筋混凝土柱使用１０年左右就严重破坏，丧失了本身的耐久性能。

这些现象以及与此相关的耐久性问题已经引起工程界的广泛关注。

有些学者１１４１提出：对于钢筋锈蚀引起的混凝土柱承载能力的下降，可以用承载力降低系数髟来表示：肛锈后柱具有的承载力／未锈蚀柱具有的承载力其中，锈后柱具有的承载力根据锈损程度不同，考虑钢筋截面损失、屈服强度降低以及混凝土截面和粘结力损失来计算，再根据承载力降低系数的具体数值，参照《工业厂房可靠性鉴定标准》（ＧＢＪｌ４４－９０）来评估损伤级别，据此决定柱能否继续使用或是否需要维修、加固。

由此可见，对锈损钢筋混凝土柱承载能力的退化规律进行研究并作出科学评估，不仅是混凝土结构耐久性研究的重要内容，也是对这类构件进行加固和维修的基础。

因此，研究锈蚀钢筋混凝土柱受力性能的退化规律，有助于恰当地评估柱子在钢筋锈蚀后的实际承载力，经济合理地确定维修加固策略；不仅对服役结构的鉴定和耐久性分析具有重要的现实意义，对新建建筑物的耐久性设计在理论上也具有指导意义；同时也可完善钢筋混凝土构件受力性能的分析和计算。

１．１．３选题依据和背景情况（ａ）（ｂ）幽Ｉ．Ｉ厂房中的锈蚀钢筋混凝十柞实际工程中，由于使用环境的影响，钢筋混凝土柱中钢筋锈蚀是比较普遍的现象，尤其怒在工业厂房中。

从大量工程凋查资料‘１２－１３’中可以看出，当锈蚀比较严重时，如图１．１所示，混凝土保护层局部脱落，部分箍筋已经锈断。

柱中３第３章钢筋锈蚀的试验研究（４）钢筋锈蚀试件的制作：钢筋锈蚀试件交由江苏省第一建筑工程公司在位于上海市松江区的一处施工工地浇注，浇注完毕后的钢筋锈蚀试件如图３．４ａ和图３．４ｂ所示。

（ａ）（ｂ）图３．４通电锈蚀前的钢筋锈蚀试件照片３．２．３钢筋锈蚀试件中钢筋的快速锈蚀钢筋的锈蚀过程是一个电化学反应过程１３３ｌ。

混凝土孔隙中的水分通常以饱和的氢氧化钙溶液形式存在，其中还含有氢氧化钠和氢氧化钾，其ｐＨ值不小于１２．５。

求主要取决于它的组织构造。

大量的生产实践说明，钢的组织对钢性能的影响起着决定性的作用，而钢的组织又主要取决于它的化学成分和加工的生产工艺过程以及相应的热处理状态。

此外，还与钢中气体和非金属夹杂物的含量及其他的冶金缺陷有关。

一、合金元素对钢力学性能的影响由于合金钢的种类很多，且不同钢种的化学成分具有不同的规格范围，而某一元素与其他元素共同配合又组成一定的相，才使钢具有一定的力学性能。

因此，孤立地分析某一元素对钢力学性能有多大影响不仅是困难的，而且也是片面的。

更何况，同一钢种因成分有微小的变化，性能也表现出较大的差异。

化学成分的力学性能的影响如下：〔1〕碳。

碳是决定钢力学性能的主要因素。

一般说来，随着碳含量的增加，钢的硬度升高，塑性及韧性降低。

当碳含量小于0.80％时，钢的强度随碳含量的增加而增加；当碳含量大于0.80％时，随着钢中碳含量的增加强度反而降低。

〔2〕硅。

硅能固溶于铁素体和奥氏体中，能提高钢的硬度和强度。

在普通碳钢中硅含量不超过0.40％，这时对力学性能影响不大。

当硅含量继续增加时，钢的强度指标，特别是屈服点有明显提高，但塑性及韧性降低。

硅能显著提高钢的弹性极限、屈服强度和屈服比〔sσ／b σ〕以及疲劳强度和疲劳比〔1-σ/b σ〕等。

此外，硅还能提高钢的脆性转变温度，因而在低温用钢中应控制它的含量。

〔3〕锰。

在一般碳钢中，锰含量在0.70％以下，对钢的性能影响不大，锰含量增加到1％～2％时，可使强度提高、塑性降低。

锰钢加热时易使晶粒粗化。

ZGMn13钢经水韧处理后可得到单一的奥氏体组织，具有高韧性及耐磨性，在耐热钢中锰还可提高钢的高温强度，作用与镍相似。

锰对钢的高温瞬时强度虽有所提高，但对持久强度和蠕变强度没有什么显著的作用。

〔4〕钨。

单一含钨的构造钢的性能与碳钢相比无多大改善，当钨与其他元素合用时，可细化晶粒，降低回火脆性，从而提高钢的强度。

铝能提高钢的红硬性及热强性，能形成特殊碳化物，提高钢的耐磨性。

化学元素对钢材性能的影响钢是由各种化学成分组成的，铁(Fe)是基本元素，其次是碳(C)和其他元素，各种化学元素对钢材的性能有不同的影响。

①碳(C)碳是仅次于铁的主要元素，它直接影响钢材的强度、塑性、韧性和焊接性能等。

当钢中含碳量在0.8%以下时，随着含碳量的增加，钢材的强度和硬度提高，而塑性和韧性降低；但当含碳量在1.0%以上时，随着含碳量的增加，钢材的强度反而下降。

随着含碳量的增加，钢材的焊接性能变差（含碳量大于0.3%的钢材，可焊性显著下降），冷脆性和时效敏感性增大，耐大气锈蚀性下降。

②硅(Si)硅是一种脱氧剂，其脱氧作用比锰强，是钢中的有益元素。

硅含量较低时，能提高钢材的强度，而对塑性和韧性无明显影响，但是当硅含量超过0.8%~1.0%时，则塑性下降，特别是冲击韧性显著降低。

含硅量在1%~4%的低碳钢，具有极高的导磁性能，常用于电器工业和矽钢片。

但随着硅含量的增加，会降低钢的焊接性能。

③锰(Mn)锰是作为脱氧除硫的元素加入钢中的，是钢中的有益元素。

锰具有很强的脱氧去硫能力，它可以和硫结合形成MnS，从而在相当大程度上消除硫的有害影响，显著改善钢材的热加工性能。

同时，锰对碳素钢的力学性能有良好影响，它能提高钢材的硬度、强度和耐磨性。

锰含量小于0.8%，能在保持（或只略降）原有的塑性及冲击韧性的条件下，大幅度提高碳素钢的屈服极限及强度极限。

锰对钢的焊接性能也有影响。

在含锰量很低时，锰主要起消除热脆性的作用，此时锰对焊接性能的影响，特别是在硫含量略高时，是有益的；但在含锰量远远超过消除热脆性所必需的含量时，多余的锰会显著增加奥氏体的过冷能力，这时锰主要起增加冷裂纹形成的作用，会使得钢的焊接性能变差。

④磷(P)磷是钢中难去除的有害杂质，会引起钢的冷脆性增加并损坏钢的焊接性能。

造成“冷脆”的原因是磷会形成硬脆化合物Fe2P。

另外磷能提高切削性能和抗蚀性，故在易切削或耐候钢中可适当增加磷含量。

⑤硫(S)硫主要来自炼钢原料，炼钢时难以除尽。