黎志英，李長榮*，曾澤蕓，陳龍海，李正嵩，劉占林

(1.貴州大學 材料與冶金學院，貴州 貴陽 550025；2.貴州省冶金工程與過程節(jié)能重點實驗室，貴州 貴陽 550025； 3. 首鋼水城鋼鐵(集團)有限責任公司 技術(shù)中心，貴州 六盤水 553028)

高強度抗震鋼筋在我國建筑、橋梁等行業(yè)中廣泛應用[1-2]，強屈比、屈屈比、最大總拉伸率3個強度指標已納入抗震鋼筋的抗震性能要求[3-5]。近年來由于地震的頻發(fā)，造成建筑物倒塌而帶來巨大災難。2018年11月1日，新標準GB/T 1499.2—2018的實施，進一步提高了鋼筋混凝土用鋼的質(zhì)量要求[6]。

為了滿足超高強度和良好韌性的要求，在鋼中添加少量的晶粒細化元素，如鈮、釩和鈦[7-10]。微合金元素Nb、V可與C或N結(jié)合形成分散的釘扎顆粒，以抑制晶粒生長并提供對奧氏體晶粒粗化的抵抗力[11-12]。國內(nèi)外學者開展了冷卻速度對微合金鋼組織轉(zhuǎn)變規(guī)律的影響的相關(guān)研究：測定CCT曲線的主要方法有[13-17]熱分析法、熱膨脹法、金相法等；甘曉龍等[18]對Ti-V復合微合金化高強鋼CCT曲線進行了測定與分析，研究結(jié)果表明，隨著冷卻速度的增大，試驗鋼的顯微硬度逐漸增大；AKHLAGHI等[19]研究了在Nb-V-Ti微合金鋼連續(xù)冷卻過程中形成的析出物。

為解決Nb-V微合金化鋼筋生產(chǎn)過程中的組織性能控制問題，本文以某鋼廠熔煉的Nb-V微合金化500 MPa級高強度抗震鋼筋為研究對象，分析不同冷卻速度對Nb-V微合金化500 MPa級高強度抗震鋼筋相變規(guī)律的影響，測定相變產(chǎn)物的顯微硬度。研究成果可為500 MPa級高強度抗震鋼筋在控冷制度方面提供理論參考。

1 實驗原料及方法

實驗鋼原材料來自于貴州省某鋼廠，實驗鋼主要的化學成分如表1 所示。實驗鋼用鋼錠的截面尺寸為160 mm×160 mm，長度為12.05 m，加熱軋制加工后尺寸為Φ12 mm×9 m，空冷至室溫，從心部截取Φ8 mm×12 mm的試樣，并在熱膨脹儀THERMECMASTOR-Z型上進行膨脹曲線的測定。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Tab.1 Chemical composition of test steel (mass fraction) %

不同冷卻速度下的膨脹曲線采用切線法獲得相變點，如圖1所示。在熱膨脹儀上進行的熱工藝路線：先將試樣以5 ℃/s加熱至1 100 ℃，保溫5 min，然后分別以0.3、0.5、1、1.5、2、2.5、3、5、10、15、20 ℃/s的冷卻速度冷卻至室溫。將不同冷卻速度下的熱膨脹曲線數(shù)據(jù)借助origin軟件進行處理，找出相變開始點溫度和結(jié)束點溫度，取樣、打磨、拋光、腐蝕(4%的硝酸酒精溶液)后，利用OLYMPUS金相顯微鏡和SUPRA40掃描電鏡進行顯微組織分析和形貌觀察，利用HVS—1000型全自動顯微硬度計測樣品的顯微硬度，結(jié)合實驗數(shù)據(jù)和相變產(chǎn)物，使用origin軟件繪制出實驗鋼的靜態(tài)CCT曲線。

圖1 熱膨脹曲線相變點測定示意圖Fig.1 Diagram of phase change point measurement of thermal expansion curve

2 實驗結(jié)果及分析

2.1 實驗鋼微觀組織和顯微硬度的分析

不同冷卻速度下實驗鋼的金相顯微組織如圖2所示。

(a)0.3 ℃/s；(b)0.5 ℃/s；(c)1 ℃/s；(d)1.5 ℃/s；(e)2 ℃/s；(f)2.5 ℃/s；(g)3 ℃/s；(h)5 ℃/s；(i)10 ℃/s；(j)15 ℃/s；(k)20 ℃/s。

從圖2可知：當冷卻速度為0.3～0.5 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為珠光體和鐵素體。根據(jù)非均勻形核經(jīng)典理論，隨著冷卻速度的提高，過冷度增加，形核功降低，新鐵素體晶粒就會在原來鐵素體基體上形核和長大，延緩過冷奧氏體中鐵素體轉(zhuǎn)變，最終細化鐵素體晶粒。當冷卻速度為1 ℃/s時，開始出現(xiàn)貝氏體，實驗鋼獲得的微觀組織為珠光體、鐵素體和少量貝氏體；當冷卻速度為2～3 ℃/s時，珠光體片層緩慢消失，實驗鋼獲得的微觀組織為大量貝氏體+鐵素體+珠光體；當冷卻速度為5～10 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為鐵素體+貝氏體；當冷卻速度為15 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為馬氏體。由相變的經(jīng)典理論可知，鐵素體相變屬于擴散型相變，冷卻速度的提升使奧氏體中的原子擴散受到抑制，相變產(chǎn)生的孕育期增加，有利于實驗鋼微觀組織的轉(zhuǎn)變。

不同冷卻速度下實驗鋼的SEM形貌如圖3所示。實驗鋼轉(zhuǎn)變后組織結(jié)果見表2。從圖3可以看出：當冷卻速度為0.3～15 ℃/s時，鐵素體主要為多邊形組織，其所占比例逐漸減少，貝氏體逐漸增多，冷卻速度為15 ℃/s時，開始出現(xiàn)馬氏體；當冷卻速度為0.3～3 ℃/s時，珠光體主要為片層組織。隨著冷卻速度的增加，鐵素體所占的比例降低，主要有以下兩個方面：一是新舊兩相的自由能差增加，晶界形核功降低，鐵素體在過冷奧氏體基體上的形核率逐漸降低；二是由于冷卻速度的降低，新舊兩相之間的原子擴散能力減弱，鐵素體在過冷奧氏體基體上的形核受擴散控制，在γ→α轉(zhuǎn)變過程中，鐵素體所占比例逐漸降低。

(a)0.3 ℃/s；(b)0.5 ℃/s；(c)1 ℃/s；(d)1.5 ℃/s；(e)2 ℃/s；(f)2.5 ℃/s；(g)3 ℃/s；(h)5 ℃/s；(i)10 ℃/s；(j)15 ℃/s；(k)20 ℃/s。

表2 實驗鋼的相變點和顯微組織Tab.2 Transformation point and microstructure of test steel

(a)0.3 ℃/s (b)2 ℃/s 圖4 不同冷卻速度下實驗鋼的偽珠光體形態(tài)Fig.4 Pseudo pearlite morphology of test steel at different cooling rates

圖4為實驗鋼在不同冷卻速度下的偽珠光體形態(tài)。從圖4可知，實驗鋼在不同冷卻速度階段，在γ→α轉(zhuǎn)變過程中，實驗鋼中偽珠光體主要由片狀和不規(guī)則的粒狀組成，不均勻分布于鐵素體基體上。當冷卻速度為0.3～3 ℃/s時，在過冷奧氏體轉(zhuǎn)變過程中：碳原子在γ-α兩相中的濃度分布不均勻，在擴散過程中很難進行長距離遷移，就在γ-α兩相區(qū)形成富碳區(qū)和貧碳區(qū)；滲碳體片很難以層狀的形式形成，以片狀和不規(guī)則的粒狀不均勻分布在鐵素體基體上；在冷卻速度加快的過程中，相變溫度遠離共析點溫度，難以發(fā)生共析反應，就發(fā)生了偽珠光體的轉(zhuǎn)變。

圖5為實驗鋼在不同冷卻速度下的顯微硬度。從圖5可知：隨著冷卻速度的不斷增加，實驗鋼在不同冷卻速度下的顯微硬度增加。當冷卻速度<5 ℃/s時，實驗鋼的顯微硬度增加較快，主要是由于發(fā)生不同組織的轉(zhuǎn)變導致硬度發(fā)生了變化；當冷卻速度為5～20 ℃/s時，硬度曲線斜率逐漸變緩，硬度的變化程度降低，冷卻速度達到20 ℃/s時，硬度達到最大；當冷卻速度由0.3 ℃/s→5 ℃/s時，實驗鋼發(fā)生相變，軟相鐵素體和硬相珠光體所占含量越來越小，貝氏體所占含量逐漸增加，實驗鋼的顯微硬度明顯提高；當冷卻速度為>5～20 ℃/s時，貝氏體所占含量逐漸降低，馬氏體所占含量逐漸增加，實驗鋼的顯微硬度增加幅度趨緩。

圖5 冷卻速度對實驗鋼顯微硬度的影響Fig.5 Effect of cooling rate on microhardness of test steel

2.2 實驗鋼的CCT曲線

根據(jù)實驗鋼的微觀組織和不同冷卻速度下的相變點溫度，利用origin軟件繪制實驗鋼的CCT曲線，如圖6所示。從圖6可以看出，實驗鋼在不同冷卻速度條件下，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要為F+P轉(zhuǎn)變、F+P+B轉(zhuǎn)變以及B+M轉(zhuǎn)變。當冷卻速度為>1～15 ℃/s時，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的相變點溫度降低，所轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物鐵素體所占含量降低，貝氏體所占含量增加。當冷卻速度達到20 ℃/s時，實驗鋼中過冷奧氏體全部轉(zhuǎn)變成馬氏體。

圖6 實驗鋼的CCT曲線Fig.6 CCT curve of test steel

3 結(jié)論

本文分析冷卻速度對Nb-V微合金化高強度抗震鋼筋微觀組織演變規(guī)律的影響，結(jié)論如下：

(1)實驗鋼過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變過程中，當冷卻速度為0.3～0.5 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為F+P；當冷卻速度達到1 ℃/s時，開始出現(xiàn)B，實驗鋼獲得的微觀組織為P、F和B；當冷卻速度為2～3 ℃/s 時，實驗鋼獲得的微觀組織為B、P和F；當冷卻速度為15 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織開始出現(xiàn)馬氏體，其微觀組織為F、B和M；當冷卻速度為20 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為M。

(2)當實驗鋼冷卻速度<3 ℃/s時，所轉(zhuǎn)化的產(chǎn)物中軟相鐵素體和硬相珠光體所占比例降低，貝氏體所占比例提高，實驗鋼的顯微硬度增加；當冷卻速度為20 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為馬氏體，顯微硬度最大。