V 和Ti 元素對耐候鋼過冷奧氏體連續冷卻相變行為的影響研究

崔凱禹，李正榮，趙征志，葉曉瑜，汪創偉，張開華，胡云鳳，熊雪剛

（1.釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室,四川 攀枝花 617000；2.哈爾濱工業大學材料科學與工程學院,黑龍江 哈爾濱 150000；3.北京科技大學鋼鐵共性技術協同創新中心,北京 100000）

0 引言

鋼的腐蝕對國民經濟和國防建設各個領域的危害是一個普遍而嚴重的問題。據統計，中國2014 年由腐蝕造成的損失和防腐投資達到21 278 億人民幣，占GDP 的3.34%。此外，腐蝕產生的重金屬離子和涂渡等防腐處理將造成嚴重的環境污染，不符合我國“綠水青山就是金山銀山”的發展理念[1?3]。因此，耐候鋼的研發成為我國高性能鋼材發展的一大熱點。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，現廣泛應用于建筑、車輛、集裝箱、橋梁等領域。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，及其對奧氏體再結晶和晶粒長大的抑制作用，實現對強度和韌性的調控，已成為耐候鋼的一大發展趨勢[4?7]。

鋼的過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線（CCT 曲線）能系統地反映冷卻速度對相轉變開始點、相變進行程度和相變所得產物的影響，是制定加工工藝、熱處理工藝等的重要依據[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冷卻轉變規律開展試驗研究，根據過冷奧氏體連續冷卻轉變試驗結果繪制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變以及性能的影響，為優化軋制工藝制度、制定軋后冷卻制度等提供理論依據。

1 試驗材料及方法

試驗材料為實驗室VAR-150 真空自耗爐冶煉得到的V、Ti 元素含量不同的耐候鋼，具體化學成分如表1 所示，試驗鋼中除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 試驗鋼化學成分Table 1 Compositions of tested steel %

將試驗鋼加工成尺寸為?4 mm×10 mm 的試樣，在DIL805A 淬火膨脹儀上進行臨界區相變點測定和連續冷卻熱模擬試驗。試驗鋼臨界點測量試驗的熱模擬試驗工藝如圖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，找出奧氏體轉變開始溫度（Ac1）和終了溫度（Ac3），以及馬氏體轉變開始溫度（Ms）和終了溫度（Mf）。

圖1 臨界點測定熱模擬試驗工藝Fig.1 Thermal simulation experiment technology of critical temperature measurement

連續冷卻熱模擬試驗工藝如圖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。根據不同冷卻速度下的溫度-膨脹量曲線找出相變起始點和終了點溫度。試驗結束后，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，最終結合熱模擬數據繪制出試驗鋼的CCT 曲線。

圖2 連續冷卻熱模擬試驗工藝Fig.2 Continuous cooling thermal simulation experiment technology

2 試驗結果及分析

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冷卻轉變的影響

0.03 V 試驗鋼和0.07 V 試驗鋼經過連續冷卻熱模擬試驗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還存在少量細小的鐵素體晶粒，且隨著冷速的提高，組織明顯細化。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生退化，形成退化珠光體，且隨冷速增加，珠光體退化現象嚴重，0.03 V 試驗鋼和0.07 V 試驗鋼分別在5 ℃/s 和7 ℃/s 冷速下幾乎不發生珠光體轉變。③1 ℃/s 冷速下開始出現少量貝氏體組織，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 冷速下出現馬氏體且含量隨著冷速的提高逐漸增多。

圖3 0.03V 試驗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 試驗鋼和0.07 V 試驗鋼的過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線如圖5 所示。可見，0.03 V 試驗鋼的Ac3=894 ℃，Ac1=712 ℃，Ms=375 ℃，Mf=258 ℃；0.07V 試驗鋼的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%，提高了馬氏體轉變開始點，說明促進了馬氏體相變。分析認為，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，促進了先共析鐵素體形核，而先共析鐵素體的長大導致了局部區域富碳，從而降低了過冷奧氏體穩定性，最終促進了馬氏體轉變[10?11]。

圖5 過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線Fig.5 Continuous cooling transformation curve

2.1.2 Ti 元素對過冷奧氏體連續冷卻轉變的影響

0.03Ti 試驗鋼和0.10Ti 試驗鋼經過連續冷卻熱模擬試驗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律除貝氏體轉變外基本一致，可見：①鐵素體幾乎存在于所有冷速中，甚至在50 ℃/s 還存在少量細小的鐵素體晶粒，而且隨著冷速的提高，組織明顯細化。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生退化，形成退化珠光體，且隨冷速增加，珠光體退化現象嚴重，在5 ℃/s冷速下幾乎不發生珠光體轉變。③0.03Ti 試驗鋼在3 ℃/s 冷速下開始出現少量典型的粒狀貝氏體組織，而0.10Ti 試驗鋼在0.5 ℃/s 冷速下就已經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 冷速下出現馬氏體且含量隨著冷速的提高逐漸增多。

圖6 0.03Ti 試驗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 試驗鋼和0.10Ti 試驗鋼的過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線如圖8 所示。可見，0.03Ti 試驗鋼的Ac3=895 ℃，Ac1=734 ℃，Ms=344 ℃，Mf=240 ℃；0.10Ti 試驗鋼的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 曲線中貝氏體轉變區域明顯增大，并且Ti 含量為0.03%時，在3 ℃/s 的冷速下出現貝氏體組織，而當Ti 含量為0.10%時，在0.5 ℃/s 的冷速下就已經開始出現貝氏體組織，說明Ti 含量由0.03%提高至0.10%促進了貝氏體轉變。分析認為，Ti 的碳氮化物析出增加了貝氏體鐵素體形核點，從而擴大了貝氏體相變區[12]。另外，當Ti 含量由0.03% 提高至0.10%，CCT 曲線中馬氏體轉變開始溫度Ms降低22 ℃，馬氏體轉變終了溫度Mf升高18 ℃，馬氏體轉變區域變窄，說明Ti含量由0.03% 提高至0.10% 抑制了馬氏體轉變。分析認為，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定性，最終導致需要更高的過冷度才能獲得馬氏體組織[13]。

圖8 過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線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化，同時出現貝氏體轉變，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為主，且其形態變化較小，故硬度值較穩定，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。

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，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 結論

1）當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，金相組織形貌隨冷速的變化規律如下：①鐵素體幾乎存在于所有冷速中；②在0.1 ℃/s 冷速下開始發生珠光體轉變，其中0.03V、0.03Ti 和0.10T 試驗鋼在5 ℃/s 冷速下幾乎不發生珠光體轉變，而0.07V 試驗鋼在7 ℃/s 冷速下幾乎不發生珠光體轉變；③0.03V 和0.07V 試樣鋼在1 ℃/s 冷速下開始出現貝氏體組織，0.03Ti 試驗鋼在3 ℃/s 冷速下開始出現少量典型的粒狀貝氏體組織，而0.10Ti 試驗鋼在0.5 ℃/s 冷速下就已經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%，馬氏體轉變開始溫度Ms提高25 ℃，促進了馬氏體相變。Ti 含量由0.03% 提高至0.10%，擴大了貝氏體相變區、降低了貝氏體開始轉變冷速，促進了貝氏體轉變；同時，馬氏體轉變開始溫度Ms降低22 ℃，馬氏體轉變終了溫度Mf升高18 ℃，馬氏體轉變區域變窄，抑制了馬氏體轉變。

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化，同時出現貝氏體轉變，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為主，且其形態變化較小，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。