Ti-Nb 微合金化高速護(hù)欄鋼連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變規(guī)律研究

李焱祺，甘曉龍*，劉亞軍，王 成，張卓宇

（1.武漢科技大學(xué)鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,湖北 武漢 430081；2.武漢鋼鐵有限公司,湖北武漢 430080）

0 引言

近年來(lái),隨著我國(guó)汽車(chē)保有量和高速公路里程的不斷增加,公路上發(fā)生的交通事故也逐年增加,每年造成巨大的人員傷亡和財(cái)產(chǎn)損失,其中近1/3 的事故是汽車(chē)與護(hù)欄的碰撞造成的。高速護(hù)欄一般選用鋼結(jié)構(gòu)材料，目前普遍采用的是屈服強(qiáng)度在300 MPa 以內(nèi)的普通強(qiáng)度級(jí)別鋼?，F(xiàn)有的高速護(hù)欄鋼強(qiáng)度低、用料厚、鋼材消耗量較大、安全性能差。采用新型高強(qiáng)度的護(hù)欄鋼替代普通強(qiáng)度的護(hù)欄鋼，能有效提高護(hù)欄的安全性。此外，通過(guò)采用薄規(guī)格高強(qiáng)度的新材料替代厚規(guī)格普通性能的材料，還能有效減少鋼材的使用量，以及鋼鐵生產(chǎn)過(guò)程中廢棄物的排放量，節(jié)能減排效果顯著。因此，設(shè)計(jì)新型高速護(hù)欄鋼具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。

研究表明，在鋼中添加Ti、Nb 等合金元素，能有效改善鋼材的力學(xué)性能。Nb 能起到細(xì)晶強(qiáng)化作用，Ti 是強(qiáng)碳氮化物形成元素，有良好的析出強(qiáng)化作用[1?2]，因此采用Ti-Nb 復(fù)合微合金化工藝可以獲得高性能的鋼材[3?6]。目前，尚未有人系統(tǒng)研究Ti-Nb 微合金化高速護(hù)欄鋼連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，因此筆者設(shè)計(jì)了一種Ti-Nb 微合金化新型高速護(hù)欄鋼，通過(guò)熱模擬試驗(yàn)，系統(tǒng)研究了Ti-Nb 微合金化新型高速護(hù)欄鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律，建立了其動(dòng)態(tài)CCT 曲線，并分析了不同冷速下試驗(yàn)鋼的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，為T(mén)i-Nb 微合金化新型高速護(hù)欄鋼現(xiàn)場(chǎng)生產(chǎn)時(shí)冷卻工藝的制定提供了理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)原料取自某CSP 廠生產(chǎn)的Ti-Nb 微合金化高速護(hù)欄鋼鑄坯，其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。鑄坯厚度為60 mm，首先將該微合金鋼鑄坯樣分切成25 mm×25 mm×50 mm 的試樣，將分切后的試樣在氣氛保護(hù)爐中進(jìn)行熱處理：隨爐升溫至1 200 ℃并保溫4 h，且全程用惰性氣體保護(hù)，防止氧化。保溫后水冷淬火至室溫，使微合金元素充分固溶在鋼中。將熱處理后的鑄坯樣加工成尺寸為?8 mm×16 mm的圓柱形試樣。然后將加工好的試樣在Gleeble-1500D 型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，其試驗(yàn)工藝如圖1 所示。

圖1 熱模擬試驗(yàn)工藝Fig.1 The process diagram of the thermal simulation experiment

表1 試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分Table 1 The target composition of the steel %

將經(jīng)過(guò)熱模擬試驗(yàn)后的試樣沿其中心截面取樣，經(jīng)鑲嵌、研磨、拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為4 %的硝酸酒精腐蝕20 s，使用Zeiss 光學(xué)顯微鏡(OM)觀察試樣的組織形貌。并用HV-1000A 型號(hào)的硬度儀測(cè)定試樣的組織硬度，載荷為1 000 g，加載時(shí)間為10 s。此外，為進(jìn)一步觀察試驗(yàn)鋼的精細(xì)組織，將試樣制備成薄膜樣品，并在透射電鏡下進(jìn)行觀察。

采用碳膜萃取復(fù)型法來(lái)制備透射試樣，并在JEM-F200 透射電子顯微鏡(TEM)下觀察鋼中的析出相，同時(shí)利用能譜儀(EDS)表征析出相的成分，采用截線法統(tǒng)計(jì)析出物的粒徑。

2 結(jié)果與分析

2.1 溫度-膨脹量曲線

圖2 給出了試驗(yàn)鋼在不同冷速下的溫度-膨脹量曲線?？梢钥闯?，在連續(xù)冷卻過(guò)程中，膨脹曲線在某一溫度出現(xiàn)拐點(diǎn)，這是因?yàn)槊嫘牧⒎浇Y(jié)構(gòu)的奧氏體晶體在連續(xù)冷卻過(guò)程中發(fā)生相變形成了體心立方晶體。兩種晶體的致密度不同，使得相變過(guò)程中試驗(yàn)鋼的體積發(fā)生變化[7]。利用切線法可以確定溫度-膨脹量曲線中的相變溫度，即相變開(kāi)始溫度和相變結(jié)束溫度。

圖2 試驗(yàn)鋼在不同冷速下的溫度-膨脹量曲線Fig.2 The temperature-expansion increment curve of the steel at different cooling rates

2.2 組織和顯微硬度

試驗(yàn)鋼在不同冷速下的金相組織如圖3 所示。從圖3 可以看出，鋼的顯微組織隨冷速的不同而發(fā)生變化。當(dāng)冷速為0.5 ℃/s 時(shí)，試驗(yàn)鋼的顯微組織主要是鐵素體和少量珠光體。冷速增加到1 ℃/s 時(shí)，鋼中開(kāi)始出現(xiàn)貝氏體。隨著冷速的增加，鐵素體晶粒不斷細(xì)化，這是因?yàn)門(mén)i、Nb 與C 原子結(jié)合形成碳化物，減少奧氏體中固溶的C 含量，降低奧氏體穩(wěn)定性，使鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力和形核率增加，因此試驗(yàn)鋼中鐵素體晶粒不斷細(xì)化[8]。當(dāng)冷速達(dá)到5 ℃/s 時(shí)，組織主要為鐵素體+貝氏體。試驗(yàn)鋼變形后，奧氏體發(fā)生變形和再結(jié)晶，奧氏體晶粒細(xì)化、晶界面積增加。隨著冷速的增加，鋼中的C 原子無(wú)法進(jìn)行長(zhǎng)程擴(kuò)散，抑制擴(kuò)散型相變，因此鋼中的珠光體消失[9]。冷速達(dá)到10 ℃/s 時(shí)，鋼中開(kāi)始出現(xiàn)馬氏體。當(dāng)冷速達(dá)到30 ℃/s 時(shí)，組織為貝氏體和馬氏體，此時(shí)因?yàn)槔渌佥^大，鋼中的C 原子無(wú)法進(jìn)行長(zhǎng)程擴(kuò)散，擴(kuò)散型的鐵素體相變被抑制，鋼中的鐵素體消失；而馬氏體相變是無(wú)擴(kuò)散型相變，不受C 原子擴(kuò)散的影響，所以鋼中的馬氏體含量增多[6]。

圖3 試驗(yàn)鋼在不同冷速下的金相顯微組織Fig.3 The metallographic microstructure of the steel at different cooling rates

為進(jìn)一步觀察試樣的精細(xì)組織，取冷速為0.5 ℃/s 和50 ℃/s 的試驗(yàn)鋼進(jìn)行TEM 檢測(cè)，觀測(cè)結(jié)果如圖4 所示。可以看出，當(dāng)冷速為0.5 ℃/s 時(shí)，鋼中有大量的鐵素體，鐵素體晶粒內(nèi)部存在纏結(jié)位錯(cuò)。當(dāng)冷速為50 ℃/s 時(shí)，試驗(yàn)鋼的微觀結(jié)構(gòu)主要為馬氏體板條，在馬氏體板條中也存在大量位錯(cuò)。

圖4 試驗(yàn)鋼在0.5 ℃/s 和50 ℃/s 冷速時(shí)的TEM 形貌Fig.4 The TEM images of the steel at the cooling rate of 0.5 ℃/s and 50 ℃/s

試驗(yàn)鋼的硬度隨冷速的變化曲線如圖5 所示。從圖5 可以看出，隨著冷速的增加，試驗(yàn)鋼的硬度不斷增加。當(dāng)冷速為0.5 ℃/s 時(shí)，試驗(yàn)鋼的硬度(HV)平均值最小為196.06，此時(shí)基體組織主要由硬度較低的鐵素體和少量珠光體組成。當(dāng)冷速為1 ℃/s 時(shí)，由于基體組織中粒狀貝氏體的存在，硬度(HV)平均值增加至203.39 ；當(dāng)冷速增加至5 ℃/s 時(shí)，基體組織中貝氏體的含量增多，因此硬度也增大；當(dāng)冷速為10 ℃/s 時(shí)，基體組織中開(kāi)始出現(xiàn)馬氏體，試驗(yàn)鋼的硬度顯著增大；當(dāng)冷速增加至30 ℃/s 時(shí)，鋼中硬度較低的鐵素體消失，此時(shí)試驗(yàn)鋼的組織主要為高硬度的貝氏體和馬氏體，其硬度(HV)平均值也進(jìn)一步增大到282.67；當(dāng)冷速為50 ℃/s 時(shí)，試驗(yàn)鋼的硬度(HV)平均值最大為307.20。

圖5 硬度-冷卻速度曲線Fig.5 The curve of hardness-cooling rate

2.3 CCT 曲線

試驗(yàn)鋼在不同冷速下的相變開(kāi)始溫度和相變結(jié)束溫度如表2 所示。利用其溫度-膨脹量曲線，建立溫度（T）和時(shí)間（t）的坐標(biāo)系，并用平滑曲線將各溫度點(diǎn)連接起來(lái)，在相變區(qū)標(biāo)注組織類(lèi)型，在不同的冷卻曲線上標(biāo)注其冷速和對(duì)應(yīng)的硬度值，即得到試驗(yàn)鋼的CCT 曲線[10]。

表2 試驗(yàn)鋼不同冷卻速度下的相變溫度和組織類(lèi)型Table 2 The transformation points and microstructures of the steel at different cooling rates

圖6 為試驗(yàn)鋼的CCT 曲線，從圖6 可以看出，在0.5～50 ℃/s 冷速范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT 曲線由鐵素體相變區(qū)、珠光體相變區(qū)、貝氏體相變區(qū)和馬氏體相變區(qū)4 部分組成。當(dāng)冷速為0.5 ℃/s 時(shí)，過(guò)冷奧氏體主要發(fā)生鐵素體和珠光體相變；當(dāng)冷速為1 ℃/s 時(shí)，開(kāi)始發(fā)生貝氏體相變；當(dāng)冷速為5 ℃/s時(shí)，珠光體相變結(jié)束，此時(shí)主要發(fā)生鐵素體和貝氏體相變；當(dāng)冷速達(dá)到10 ℃/s 時(shí)，馬氏體相變開(kāi)始；當(dāng)冷速≥30 ℃/s 時(shí)，鐵素體相變結(jié)束，主要發(fā)生貝氏體和馬氏體相變。

圖6 試驗(yàn)鋼的CCT 曲線Fig.6 The CCT curve of the steel

2.4 析出強(qiáng)化分析

研究[11]表明，鋼鐵材料的硬度與基體中析出物的體積分?jǐn)?shù)、大小等因素密切相關(guān)。鋼中析出物體積分?jǐn)?shù)越大、尺寸越小時(shí)，硬度越高。為獲得不同冷速下試驗(yàn)鋼中析出物的體積分?jǐn)?shù)，筆者利用固溶度積公式及理想化學(xué)配比，得到0.5 ℃/s 和50 ℃/s冷速下試驗(yàn)鋼中析出物的體積分?jǐn)?shù)。

計(jì)算過(guò)程中假設(shè)N 元素在高溫狀態(tài)全部以TiN 的形式析出（其中N∶Ti=1∶3.42），高溫奧氏體中Ti 的初始量為鋼中的Ti 含量減去TiN 中析出的Ti 含量，其他元素初始量為1 200 ℃下的平衡固溶量，以900 ℃下各元素的平衡固溶量作為鐵素體中析出物的初始量。

其中NbC、TiC 在奧氏體和鐵素體中的固溶度積公式如下：

式中，[M]（M=Nb,Ti,C）是元素M 在奧氏體和鐵素體中的固溶量，γ 表示NbC、TiC 在奧氏體中的固溶度積；α 表示NbC、TiC 在鐵素體中的固溶度積；T為固溶溫度，單位為K。

TiC 和NbC 的理想化學(xué)配比為：

由于TiC、NbC 為面心立方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，它們之間可相互固溶，因此可以用NbxTiyC 來(lái)表示析出物的化學(xué)式，其中x+y=1。

析出物的體積分?jǐn)?shù)(fv)可以用公式（7）[12]進(jìn)行計(jì)算：

式中，fv為析出物的體積分?jǐn)?shù)；M（M=Nb,Ti,C）為各元素在鋼中的初始質(zhì)量分?jǐn)?shù)；M-[M]為平衡狀態(tài)下第二相的析出量；ρFe和ρMC分別是鐵和析出物的密度。其中，ρMC可以用線性內(nèi)插法[12]求得：

其中，k1和k2分別是MC 相中M1C（TiC）和M2C（NbC）相所占的比例，且k1+k2=1。ρTiC、ρNbC分別為4.944×103和7.803×103，單位為kg/m3。

由上述公式計(jì)算得到鋼中析出物在0.5 ℃/s 和50 ℃/s 冷速下的體積分?jǐn)?shù)分別是0.234 %和0.196 %，同時(shí)得到了析出物體積分?jǐn)?shù)隨溫度的變化曲線，如圖7 所示?？梢钥闯?，鋼中析出物的體積分?jǐn)?shù)隨著溫度的降低而增加，當(dāng)溫度低于800 ℃時(shí)，鋼中析出物的體積分?jǐn)?shù)基本沒(méi)有變化。

圖7 試驗(yàn)鋼析出物體積分?jǐn)?shù)隨溫度的變化Fig.7 The variation of the volume fraction of precipitates in the steel with different temperature

圖8 為試驗(yàn)鋼在0.5 ℃/s 和50 ℃/s 冷速下的析出物形貌及其相應(yīng)的EDS 分析結(jié)果。可以看出，當(dāng)冷卻速度為0.5 ℃/s 時(shí)，大量顆粒狀的析出物分散在基體中。當(dāng)冷卻速度增加到50 ℃/s 時(shí)，鋼中的析出物數(shù)量減少，這與上面的計(jì)算結(jié)果一致。

圖8 試驗(yàn)鋼在0.5 ℃/s 和50 ℃/s 冷速時(shí)析出物的形貌和EDS 形貌Fig.8 The morphology and EDS images of precipitates in the steel at the cooling rate of 0.5 ℃/s and 50 ℃/s

EDS 分析結(jié)果表明，不同冷速下鋼中析出物均為（Ti,Nb）C。由試驗(yàn)結(jié)果可知，當(dāng)冷速為50 ℃/s時(shí)，主要發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變，其中馬氏體轉(zhuǎn)變是無(wú)擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘霐U(kuò)散型轉(zhuǎn)變，這使得鋼中的C 原子無(wú)法進(jìn)行長(zhǎng)程擴(kuò)散。此時(shí)，鋼中Ti 和Nb 的擴(kuò)散能力下降，無(wú)法與C 結(jié)合形成大量的（Ti,Nb）C 顆粒[11]，鋼中的(Ti,Nb)C 顆粒主要在變形過(guò)程中析出。

采用截線法統(tǒng)計(jì)不同冷速下鋼中析出物的顆粒尺寸時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)冷卻速度為0.5 ℃/s 時(shí)，試驗(yàn)鋼中析出物的平均直徑遠(yuǎn)小于50 ℃/s 時(shí)，鋼中析出強(qiáng)化貢獻(xiàn)量與析出物的體積分?jǐn)?shù)以及尺寸有關(guān)，如公式（9）所示[13]：

其中，σp為析出強(qiáng)化增量，MPa；fv是析出物的體積分?jǐn)?shù)；dp是析出物的平均直徑，nm。

可以看出，析出強(qiáng)化貢獻(xiàn)量與析出物體積分?jǐn)?shù)成正比，與析出物平均直徑成反比。當(dāng)冷卻速度為0.5 ℃/s 時(shí)，鋼中析出物的體積分?jǐn)?shù)較大，尺寸較小，具有一定的析出強(qiáng)化效果。隨著冷速的增加，析出強(qiáng)化效果減弱。

3 結(jié)論

以Ti-Nb 微合金化高速護(hù)欄鋼為研究對(duì)象，系統(tǒng)研究了試驗(yàn)鋼在連續(xù)冷卻過(guò)程中的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，得到以下結(jié)論：

1）當(dāng)冷速為0.5 ℃/s 時(shí)，試驗(yàn)鋼中的奧氏體發(fā)生鐵素體-珠光體相變；當(dāng)冷速大于1 ℃/s 時(shí)，開(kāi)始發(fā)生貝氏體相變；當(dāng)冷速為10～ 20 ℃/s 時(shí)，既發(fā)生鐵素體-貝氏體相變，又發(fā)生馬氏體相變；當(dāng)冷速≥30 ℃/s 時(shí)，發(fā)生貝氏體-馬氏體的相變。

2）試驗(yàn)鋼的硬度隨著冷速的增加而增大。當(dāng)冷速為50 ℃/s 時(shí)，試驗(yàn)鋼的硬度(HV)平均值最大為307.20 。

3）不同冷速下試驗(yàn)鋼中均存在（Ti,Nb）C 析出物，當(dāng)冷卻速度為0.5 ℃/s 時(shí)，鋼中析出物的體積分?jǐn)?shù)較大，尺寸較小，具有一定的析出強(qiáng)化效果，隨著冷速的增加，析出強(qiáng)化效果減弱。