Nb-V微合金鋼CCT曲線的測定及分析

許文喜 楊德倫 伍萬飛 霍俊

摘要：本文借助Thermo-Calc軟件計算平衡條件下Nb-V微合金鋼平衡相狀態圖，并通過熱膨脹儀測定Nb-V微合金鋼連續冷卻轉變曲線（CCT 曲線），研究實驗鋼冷卻速度的變化對室溫顯微組織以及顯微硬度的影響規律。實驗結果表明：當冷速小于0.5 ℃/s 時，實驗鋼轉變產物為先共析鐵素體+珠光體混合組織;冷速增加到0.5 ℃/s 時，有少量的貝氏體產生，貝氏體開始發生轉變;當冷卻速度達到4 ℃/s時，開始發生馬氏體轉變;隨著冷速增加至4.5 ℃/s時，鐵素體和珠光體組織轉變基本消失，僅發生貝氏體和馬氏體組織轉變，且隨著冷卻速度增加，室溫組織主要以馬氏體為主;隨著冷卻速度的增加，實驗鋼的硬度值呈逐漸升高的趨勢。

關鍵詞：Nb-V微合金鋼? 析出相? 冷卻速度? 膨脹法? CCT曲線

隨著科技水平的提高，微合金元素在低合金鋼中的強韌化機理研究越來越深入，微合金元素的應用也越來越廣泛，合金元素對鋼的品種開發具有深刻影響。合金元素V主要以碳、氮的形式存在于基體和晶界中，能抑制晶粒生長和沉淀強化[1]。合金元素Nb元素可通過固溶抑制或沉淀機制有效抑制高溫奧氏體的再結晶，使含鈮鋼在軋制時采用控軋控冷工藝能夠顯著增加材料的機械性能。要想利用合金元素的特性，充分發揮鋼中微合金化元素在材料中的作用，就需要合理進行熱處理，控制軋制后的冷卻工藝。微合金鋼熱處理過程中，奧氏體化溫度的選擇對微合金元素能否發揮其特性，提高鋼的性能起到關鍵作用[2]。而材料不同的冷卻方式和冷卻速度對產品最終組織和性能卻產生決定性的影響，因此微合金鋼冷卻轉變規律的研究顯得尤為重要[3]。通過對鋼的CCT曲線測繪，可以直觀了解到冷卻速度對應的組織及硬度關系。CCT曲線對實際工業生產微合金鋼的組織及性能控制具有重要意義。

本文利用瑞典皇家工學院研發的Thermo-Calc熱力學軟件對實驗鋼含鈮碳氮化物的平衡相進行計算，為合理制定實驗鋼奧氏體化溫度提供理論依據，所用數據庫為TCFE7鐵基數據庫[4-5]。計算實驗鋼含鈮碳化物的溶解溫度，并采用金相-硬度法研究實驗鋼連續冷卻過程中的相變規律，繪制CCT曲線，為Nb-V微合金鋼熱處理工藝和軋制工藝的制定提供理論指導。

1 試驗材料與方法

試驗鋼化學成分為0.24C-1.48Mn-0.61Si-0.065Cr-0.0053V-0.023Nb-0.0047N。在DIL805熱膨脹儀上進行膨脹曲線測定，實驗加熱和保溫階段均在真空下進行，冷卻階段在氬氣保氛圍下進行，其試樣尺寸為 4mm×10mm。采用切線法及金相-硬度法相結合的方式確定實驗鋼的CCT 曲線[2， 6-7]。

將不同冷速下的試樣研磨、拋光后，用4%硝酸乙醇溶液以體積分數刻蝕試樣表面，采用Zeiss金相顯微鏡和ULTRA 55場發射掃描電鏡分析樣品發生轉變后的微觀結構，顯微硬度計測定不同移行組織的維氏硬度值，用Origin 8.0 繪制實驗鋼CCT曲線[8]。

2 奧氏體化溫度確定

實驗鋼基體組織中存在高溫析出物，為確保基體組織完全奧氏體化，且防止奧氏體晶粒過于粗大，采用Thermo-Calc熱力學軟件對高溫析出溫度范圍進行模擬，確定合理的奧氏化溫度。圖1是氮化物的溶度積方程曲線。由圖1可知，在相同溫度下，NbN優先于VN析出。這表明在二次加熱過程中高溫階段NbN的穩定性高于VN。同時，NbN化物的存在在一定程度上起到阻止奧氏體晶粒長大的作用[9]。

為確定Nb（C， N）的固溶溫度范圍，借助Thermo-Calc熱力學軟件對此進行模擬，如圖2所示。由圖2（a）可知，Nb（C， N）完全固溶溫度為1150 ℃，且在1000 ℃以上固溶速率較大，隨溫度的升高固溶速率和固溶量逐漸增大。由圖2（b）可知，V（C， N）完全固溶溫度較低約830 ℃。

根據Nb（C， N）析出溫度模擬的結果，為保證實驗鋼完全奧氏體化，又防止奧氏體晶粒粗大，因此本試驗選擇的奧氏體化溫度為1100 ℃，且采用短時加熱。

3 CCT曲線的測定與分析

3.1 熱膨脹試驗工藝設計

具體試驗工藝如圖3所示，首先將試樣從室溫以速度10 ℃ /s 加熱到1100 ℃，保溫10 min，然后以10 ℃/s的速度冷卻至1000 ℃，以20 ℃/s的速度冷卻至900 ℃，隨后以不同冷卻速度冷卻至室溫。冷卻速度分別取0.1、0.5、1.0、1.5、2.0、2.5、3.0、3.5、4.0、4.5、5.0、8.0、10.0、20.0、30.0 ℃/s。用切線法處理膨脹曲線，在膨脹曲線上發生偏離切線的溫度點即為新相轉變開始溫度或終了溫度，然后用Origin 8.0 繪制CCT曲線。

3.2 顯微組織及硬度測定

圖4為實驗鋼在不同冷卻速率下的微觀結構圖片。從圖4（a）中可以看出，在冷卻速度為0.1 ℃/s時，實驗鋼顯微組織為先共析鐵素體+珠光體，表明僅發生先共析鐵素體和珠光體轉變。在0.5 ℃/s冷卻速度時，如圖4（b）所示，實驗鋼顯微組織中開始生成晶粒細小貝氏體組織，形貌近似平行針狀且含量較少。當冷速1～4 ℃/s范圍時，冷卻時在高溫區發生先共析鐵素體和珠光體轉變，貝氏體相變發生在中溫區域，且先共析鐵素體以網狀形式存在，實驗鋼顯微組織為網狀先共析鐵素體、精細的珠光體、羽毛狀貝氏體的混合組織，如圖4（c）至（d）所示。當冷卻速度達到4 ℃/s時，冷卻過程中開始發生馬氏體組織轉變，如圖4（e）所示。這是因為先共析鐵素體及貝氏體組織生成后碳元素會向周圍未轉變奧氏體組織中遷移，導致奧氏體中碳含量升高，使其穩定性提高而保留下來，隨著溫度的持續降低，達到馬氏體轉變的溫度區間后開始發生馬氏體轉變;冷卻速度大于4.5 ℃/s時，從組織圖片中可以看出實驗鋼冷卻過程中同時發生貝氏體組織和馬氏體組織轉變，且存在極少量的先共析鐵素體，珠光體組織基本消失，且隨著冷卻速度增加，貝氏體轉變量呈逐漸減少趨勢，馬氏體量呈逐漸增多趨勢，如圖4（h）～（j）所示。

圖5為實驗鋼不同冷速下的SEM組織形貌。圖5（a）為冷卻速度為1 ℃/s時的鐵素體+珠光體組織，可以明顯觀察到珠光體組織的分層結構。當冷速增加至0.5 ℃/時，可在圖5（b）中觀察到細小的貝氏體組織。當冷速增加至30 ℃/s時，圖5（c）中可見，在馬氏體結構中存在少量貝氏體。

圖6為實驗鋼硬度隨冷速變化的關系曲線趨勢圖，從趨勢圖可以明顯看出，隨著冷卻速度的增加，宏觀硬度呈逐漸增大趨勢，且在不同冷速范圍內增大趨勢不同，當冷卻速度達到一定值后，硬度增加趨于平穩。當冷卻速度在0.1～0.5 ℃/s時，硬度范圍為80～109 HV，即使在0.5 ℃/s有少量貝氏體組織存在，但由于貝氏體含量較少，鐵素體組織起主導作用。當冷卻速度在0.5～1 ℃/s 時，硬度值增幅較大。因為隨著提高冷卻速率，前共析鐵素體含量逐漸降低，同時貝氏體含量的明顯增多提高了組織宏觀硬度。當卻速度在1～4 ℃/s 范圍內，硬度為213～271 HV，在該冷速范圍內貝氏體含量逐漸增大，但未出現馬氏體組織，硬度增加幅度平穩。當冷卻速度大于4 ℃/s，已經觀察到馬氏體組織，硬度值再次出現增幅，這源于硬相組織馬氏體含量逐漸增多對硬度的提高起主導作用[7-8]。

3.3 CCT曲線繪制

采用切線法測定曲線相變點，其中實驗鋼的Ac1、Ac3 及Ms溫度分別為754 ℃、847 ℃和377 ℃。通過對試驗鋼金相顯微組織和硬度的測定同時結合試驗鋼熱膨脹曲線綜合繪制出CCT曲線，如圖7所示[10]。可以看出，實驗鋼奧氏體狀態下在不同速度連續冷卻過程中發生了不同的組織轉變，包含鐵素體轉變、珠光體轉變、貝氏體轉變和馬氏體轉變4種轉變。從圖7中可以看出，珠光體、貝氏體組織的轉變趨勢是：轉變開始溫度均隨冷卻速度的增大而降低。并且隨著冷卻速度的增大，室溫下顯微組織中珠光體、貝氏體轉變含量均呈現先增后減的趨勢。相反馬氏體開始轉變溫度隨冷速的逐步增大而呈升高的趨勢，且當冷卻速度超過30 ℃ /s 時，馬氏體轉變趨于穩定，且Ms線穩定在377 ℃左右，室溫組織為少量貝氏體和馬氏體的混合組織。

3 結語

（1）在Thermo-Calc熱力學軟件結果的基礎上，選擇本實驗的奧氏體化溫度為1100 ℃。

（2）采用膨脹法和金相-硬度法測得實驗鋼的CCT 曲線，確定其臨界相變點為Ac1 = 847 ℃，Ac3 = 754 ℃，Ms = 377 ℃。

（3）當冷速小于0.5 ℃/s時，得到先共析鐵素體和珠光體組織。隨冷速增加至0.5 ℃/s，出現貝氏體組織。當冷速增加至4 ℃/s，轉變產物中出現馬氏體組織。

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