崔凱禹，李正榮，趙征志，葉曉瑜，汪創(chuàng)偉，張開華，胡云鳳，熊雪剛

（1.釩鈦資源綜合利用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,四川 攀枝花 617000；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,黑龍江 哈爾濱 150000；3.北京科技大學(xué)鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心,北京 100000）

0 引言

鋼的腐蝕對國民經(jīng)濟(jì)和國防建設(shè)各個(gè)領(lǐng)域的危害是一個(gè)普遍而嚴(yán)重的問題。據(jù)統(tǒng)計(jì)，中國2014 年由腐蝕造成的損失和防腐投資達(dá)到21 278 億人民幣，占GDP 的3.34%。此外，腐蝕產(chǎn)生的重金屬離子和涂渡等防腐處理將造成嚴(yán)重的環(huán)境污染，不符合我國“綠水青山就是金山銀山”的發(fā)展理念[1?3]。因此，耐候鋼的研發(fā)成為我國高性能鋼材發(fā)展的一大熱點(diǎn)。耐候鋼，又名耐大氣腐蝕鋼，是一類在大氣中具有良好耐腐蝕性能的低合金鋼，現(xiàn)廣泛應(yīng)用于建筑、車輛、集裝箱、橋梁等領(lǐng)域。在鋼中添加適量的V、Ti 微合金元素，利用其碳氮化物在控軋控冷工藝過程中的沉淀析出，及其對奧氏體再結(jié)晶和晶粒長大的抑制作用，實(shí)現(xiàn)對強(qiáng)度和韌性的調(diào)控，已成為耐候鋼的一大發(fā)展趨勢[4?7]。

鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT 曲線）能系統(tǒng)地反映冷卻速度對相轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)、相變進(jìn)行程度和相變所得產(chǎn)物的影響，是制定加工工藝、熱處理工藝等的重要依據(jù)[8?9]。筆者對V、Ti 元素含量不同的耐候鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律開展試驗(yàn)研究，根據(jù)過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變試驗(yàn)結(jié)果繪制CCT 曲線，以研究不同冷卻速度以及V、Ti元素對耐候鋼組織轉(zhuǎn)變以及性能的影響，為優(yōu)化軋制工藝制度、制定軋后冷卻制度等提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為實(shí)驗(yàn)室VAR-150 真空自耗爐冶煉得到的V、Ti 元素含量不同的耐候鋼，具體化學(xué)成分如表1 所示，試驗(yàn)鋼中除V、Ti、N 元素外，其余元素含量相差不大，其中含V 鋼中N 含量較高。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分Table 1 Compositions of tested steel %

將試驗(yàn)鋼加工成尺寸為?4 mm×10 mm 的試樣，在DIL805A 淬火膨脹儀上進(jìn)行臨界區(qū)相變點(diǎn)測定和連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)。試驗(yàn)鋼臨界點(diǎn)測量試驗(yàn)的熱模擬試驗(yàn)工藝如圖1 所示，試樣以10 ℃/s 加熱到600 ℃，然后以0.05 ℃/s 加熱到950 ℃，保溫5 min后，以50 ℃/s 冷卻到室溫，通過溫度-膨脹量曲線，找出奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度（Ac1）和終了溫度（Ac3），以及馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度（Ms）和終了溫度（Mf）。

圖1 臨界點(diǎn)測定熱模擬試驗(yàn)工藝Fig.1 Thermal simulation experiment technology of critical temperature measurement

連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)工藝如圖2 所示，試樣以10 ℃/s 加熱到950 ℃，保溫5 min 后，按照不同冷速冷卻至室溫，選擇冷速為0.1、0.5、1、3、5、7、10、20、30、50 ℃/s。根據(jù)不同冷卻速度下的溫度-膨脹量曲線找出相變起始點(diǎn)和終了點(diǎn)溫度。試驗(yàn)結(jié)束后，將不同冷速下試樣沿焊接電偶處切開，將截面打磨、拋光和腐蝕后，在LEXTOLS4000 型激光共聚焦金相顯微鏡下觀察組織形貌，通過THV-1MD 型顯微維氏硬度儀測量HV0.2，最終結(jié)合熱模擬數(shù)據(jù)繪制出試驗(yàn)鋼的CCT 曲線。

圖2 連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)工藝Fig.2 Continuous cooling thermal simulation experiment technology

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 顯微組織及CCT 曲線

2.1.1 V 元素對耐候鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的影響

0.03 V 試驗(yàn)鋼和0.07 V 試驗(yàn)鋼經(jīng)過連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)后的金相組織分別如圖3、4 所示。兩者的金相組織形貌隨冷速的變化規(guī)律基本一致，可見：①鐵素體幾乎存在于所有冷速中，甚至在50 ℃/s還存在少量細(xì)小的鐵素體晶粒，且隨著冷速的提高，組織明顯細(xì)化。②在0.1 ℃/s 冷速下，組織由鐵素體加珠光體組成，但是在0.5 ℃/s 冷速下極少量珠光體開始發(fā)生退化，形成退化珠光體，且隨冷速增加，珠光體退化現(xiàn)象嚴(yán)重，0.03 V 試驗(yàn)鋼和0.07 V 試驗(yàn)鋼分別在5 ℃/s 和7 ℃/s 冷速下幾乎不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。③1 ℃/s 冷速下開始出現(xiàn)少量貝氏體組織，且貝氏體含量隨冷速提高逐漸增多，貝氏體組織由粒狀貝氏體和板條貝氏體混合組成。④20 ℃/s 冷速下出現(xiàn)馬氏體且含量隨著冷速的提高逐漸增多。

圖3 0.03V 試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率條件下的顯微組織Fig.3 Microstructures of 0.03 V tested steel with various cooling rates

圖4 0.07V 試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率條件下的顯微組織Fig.4 Microstructures of 0.07V tested steel with various cooling rates

0.03 V 試驗(yàn)鋼和0.07 V 試驗(yàn)鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線如圖5 所示?？梢?，0.03 V 試驗(yàn)鋼的Ac3=894 ℃，Ac1=712 ℃，Ms=375 ℃，Mf=258 ℃；0.07V 試驗(yàn)鋼的Ac3=915 ℃，Ac1=722 ℃，Ms=400 ℃，Mf=306 ℃。由圖5（a）和（b）對比可知，隨著V 含量由0.03%提高至0.07%，其Ms和Mf溫度點(diǎn)均升高，增幅分別為25 ℃和48 ℃。V 含量由0.03%提高至0.07%，提高了馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)，說明促進(jìn)了馬氏體相變。分析認(rèn)為，由于鋼中N 含量較高，冷卻過程中V 首先以VN 的形式在奧氏體中大量析出，VN 的析出又促進(jìn)了殘余的V 以V（C，N）的形式在奧氏體中析出，提供了鐵素體形核點(diǎn)，促進(jìn)了先共析鐵素體形核，而先共析鐵素體的長大導(dǎo)致了局部區(qū)域富碳，從而降低了過冷奧氏體穩(wěn)定性，最終促進(jìn)了馬氏體轉(zhuǎn)變[10?11]。

圖5 過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.5 Continuous cooling transformation curve

2.1.2 Ti 元素對過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的影響

0.03Ti 試驗(yàn)鋼和0.10Ti 試驗(yàn)鋼經(jīng)過連續(xù)冷卻熱模擬試驗(yàn)后的金相組織分別如圖6、7 所示。兩者的金相組織形貌隨冷速的變化規(guī)律除貝氏體轉(zhuǎn)變外基本一致，可見：①鐵素體幾乎存在于所有冷速中，甚至在50 ℃/s 還存在少量細(xì)小的鐵素體晶粒，而且隨著冷速的提高，組織明顯細(xì)化。②在0.1 ℃/s 冷速下，組織由鐵素體+珠光體組成，但是在0.5 ℃/s冷速下極少量珠光體開始發(fā)生退化，形成退化珠光體，且隨冷速增加，珠光體退化現(xiàn)象嚴(yán)重，在5 ℃/s冷速下幾乎不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。③0.03Ti 試驗(yàn)鋼在3 ℃/s 冷速下開始出現(xiàn)少量典型的粒狀貝氏體組織，而0.10Ti 試驗(yàn)鋼在0.5 ℃/s 冷速下就已經(jīng)生成較多明顯的貝氏體組織。貝氏體含量隨冷速提高逐漸增多，貝氏體組織由粒狀貝氏體和板條貝氏體混合組成。④20 ℃/s 冷速下出現(xiàn)馬氏體且含量隨著冷速的提高逐漸增多。

圖6 0.03Ti 試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率條件下的顯微組織Fig.6 Microstructures of 0.03Ti tested steel with various cooling rates

0.03Ti 試驗(yàn)鋼和0.10Ti 試驗(yàn)鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線如圖8 所示。可見，0.03Ti 試驗(yàn)鋼的Ac3=895 ℃，Ac1=734 ℃，Ms=344 ℃，Mf=240 ℃；0.10Ti 試驗(yàn)鋼的Ac3=894 ℃，Ac1=716 ℃，Ms=322 ℃，Mf=258 ℃。由圖8（a）和（b）對比可知，Ti 含量由0.03%提高至0.10%，CCT 曲線中貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域明顯增大，并且Ti 含量為0.03%時(shí)，在3 ℃/s 的冷速下出現(xiàn)貝氏體組織，而當(dāng)Ti 含量為0.10%時(shí)，在0.5 ℃/s 的冷速下就已經(jīng)開始出現(xiàn)貝氏體組織，說明Ti 含量由0.03%提高至0.10%促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變。分析認(rèn)為，Ti 的碳氮化物析出增加了貝氏體鐵素體形核點(diǎn)，從而擴(kuò)大了貝氏體相變區(qū)[12]。另外，當(dāng)Ti 含量由0.03% 提高至0.10%，CCT 曲線中馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms降低22 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Mf升高18 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域變窄，說明Ti含量由0.03% 提高至0.10% 抑制了馬氏體轉(zhuǎn)變。分析認(rèn)為，由于鋼中N 含量較少，Ti 主要以TiC 的形式析出，從而降低了鋼中自由C 的含量，提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，最終導(dǎo)致需要更高的過冷度才能獲得馬氏體組織[13]。

圖8 過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.8 Continuous cooling transformation curve

2.2 硬度分析

V 含量不同和Ti 含量不同試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率條件下的HV0.2 硬度值分別見表2、3。

表2 V 含量不同的試驗(yàn)鋼硬度（HV0.2）Table 2 Hardness of tested steel with various V content (HV0.2)

表3 Ti 含量不同的試驗(yàn)鋼硬度（HV0.2）Table 3 Hardness of tested steel with various Ti content (HV0.2)

由表2、3 可見，無論V、Ti 含量如何變化，隨著冷卻速率的提高，HV0.2 硬度逐漸增加。冷卻速率由0.1 ℃/s 提高至5 ℃/s 過程中，HV0.2 硬度值呈線性急劇升高，升幅60 左右，這主要是由于隨著冷卻速率的提高，鐵素體晶粒尺寸迅速細(xì)化，同時(shí)出現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變，引起硬度驟增。冷卻速率由5 ℃/s提高至10 ℃/s 過程中，HV0.2 硬度值升幅減緩，升幅15 左右，此過程中貝氏體含量繼續(xù)增加，而鐵素體晶粒尺寸增幅減小，故硬度值的增幅也有所降低。冷卻速率由10 ℃/s 提高至50 ℃/s 過程中，HV0.2硬度值升幅較緩，升幅40～65，此過程以貝氏體和馬氏體相變?yōu)橹?，且其形態(tài)變化較小，故硬度值較穩(wěn)定，尤其是冷卻速率由30 ℃/s 提高至50 ℃/s 的過程中，硬度值趨于平穩(wěn)。

相同冷卻速率條件下，V 含量由0.03%提高至0.07%，以及Ti 含量由0.03% 提高至0.10% 時(shí)，HV0.2 硬度值差別不大，說明HV0.2 硬度值主要受金相組織的尺寸和形貌影響，V、Ti 的第二相析出物對HV0.2 硬度值的影響不大。

3 結(jié)論

1）當(dāng)V 含量由0.03% 提高至0.07%，以及Ti含量由0.03%提高至0.10%時(shí)，金相組織形貌隨冷速的變化規(guī)律如下：①鐵素體幾乎存在于所有冷速中；②在0.1 ℃/s 冷速下開始發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，其中0.03V、0.03Ti 和0.10T 試驗(yàn)鋼在5 ℃/s 冷速下幾乎不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，而0.07V 試驗(yàn)鋼在7 ℃/s 冷速下幾乎不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變；③0.03V 和0.07V 試樣鋼在1 ℃/s 冷速下開始出現(xiàn)貝氏體組織，0.03Ti 試驗(yàn)鋼在3 ℃/s 冷速下開始出現(xiàn)少量典型的粒狀貝氏體組織，而0.10Ti 試驗(yàn)鋼在0.5 ℃/s 冷速下就已經(jīng)生成較多明顯的貝氏體組織，貝氏體組織由粒狀貝氏體和板條貝氏體混合組成；④20 ℃/s 冷速下出現(xiàn)馬氏體且含量隨著冷速的提高逐漸增多。

2）V 含量由0.03%提高至0.07%，馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms提高25 ℃，促進(jìn)了馬氏體相變。Ti 含量由0.03% 提高至0.10%，擴(kuò)大了貝氏體相變區(qū)、降低了貝氏體開始轉(zhuǎn)變冷速，促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變；同時(shí)，馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms降低22 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Mf升高18 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域變窄，抑制了馬氏體轉(zhuǎn)變。

3）隨著冷卻速率的提高，HV0.2 硬度逐漸增加；冷卻速率由0.1 ℃/s 提高至5 ℃/s，鐵素體晶粒尺寸迅速細(xì)化，同時(shí)出現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變，HV0.2 硬度值呈線性急劇升高；冷卻速率由5 ℃/s 提高至10 ℃/s，貝氏體含量繼續(xù)增加，而鐵素體晶粒尺寸增幅減小，HV0.2 硬度值升幅減緩；冷卻速率由10 ℃/s 提高至50 ℃/s，以貝氏體和馬氏體相變?yōu)橹鳎移湫螒B(tài)變化較小，HV0.2 硬度值升幅較緩；HV0.2 硬度值主要受金相組織的尺寸和形貌影響，V、Ti 的第二相析出物對HV0.2 硬度值的影響不大。