不同冷卻速度下500 MPa級(jí)抗震鋼筋組織的演變規(guī)律

黎志英，李長(zhǎng)榮*，曾澤蕓，陳龍海，李正嵩，劉占林

(1.貴州大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，貴州 貴陽(yáng) 550025；2.貴州省冶金工程與過程節(jié)能重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，貴州 貴陽(yáng) 550025； 3. 首鋼水城鋼鐵(集團(tuán))有限責(zé)任公司 技術(shù)中心，貴州 六盤水 553028)

高強(qiáng)度抗震鋼筋在我國(guó)建筑、橋梁等行業(yè)中廣泛應(yīng)用[1-2]，強(qiáng)屈比、屈屈比、最大總拉伸率3個(gè)強(qiáng)度指標(biāo)已納入抗震鋼筋的抗震性能要求[3-5]。近年來(lái)由于地震的頻發(fā)，造成建筑物倒塌而帶來(lái)巨大災(zāi)難。2018年11月1日，新標(biāo)準(zhǔn)GB/T 1499.2—2018的實(shí)施，進(jìn)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(qiáng)度和良好韌性的要求，在鋼中添加少量的晶粒細(xì)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(zhǎng)并提供對(duì)奧氏體晶粒粗化的抵抗力[11-12]。國(guó)內(nèi)外學(xué)者開展了冷卻速度對(duì)微合金鋼組織轉(zhuǎn)變規(guī)律的影響的相關(guān)研究：測(cè)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(duì)Ti-V復(fù)合微合金化高強(qiáng)鋼CCT曲線進(jìn)行了測(cè)定與分析，研究結(jié)果表明，隨著冷卻速度的增大，試驗(yàn)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(jí)高強(qiáng)度抗震鋼筋為研究對(duì)象，分析不同冷卻速度對(duì)Nb-V微合金化500 MPa級(jí)高強(qiáng)度抗震鋼筋相變規(guī)律的影響，測(cè)定相變產(chǎn)物的顯微硬度。研究成果可為500 MPa級(jí)高強(qiáng)度抗震鋼筋在控冷制度方面提供理論參考。

1 實(shí)驗(yàn)原料及方法

實(shí)驗(yàn)鋼原材料來(lái)自于貴州省某鋼廠，實(shí)驗(yàn)鋼主要的化學(xué)成分如表1 所示。實(shí)驗(yàn)鋼用鋼錠的截面尺寸為160 mm×160 mm，長(zhǎng)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(jìn)行膨脹曲線的測(cè)定。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(diǎn)，如圖1所示。在熱膨脹儀上進(jìn)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(jìn)行處理，找出相變開始點(diǎn)溫度和結(jié)束點(diǎn)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(jìn)行顯微組織分析和形貌觀察，利用HVS—1000型全自動(dòng)顯微硬度計(jì)測(cè)樣品的顯微硬度，結(jié)合實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)和相變產(chǎn)物，使用origin軟件繪制出實(shí)驗(yàn)鋼的靜態(tài)CCT曲線。

圖1 熱膨脹曲線相變點(diǎn)測(cè)定示意圖Fig.1 Diagram of phase change point measurement of thermal expansion curve

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 實(shí)驗(yàn)鋼微觀組織和顯微硬度的分析

不同冷卻速度下實(shí)驗(yàn)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(dāng)冷卻速度為0.3～0.5 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)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(huì)在原來(lái)鐵素體基體上形核和長(zhǎng)大，延緩過冷奧氏體中鐵素體轉(zhuǎn)變，最終細(xì)化鐵素體晶粒。當(dāng)冷卻速度為1 ℃/s時(shí)，開始出現(xiàn)貝氏體，實(shí)驗(yàn)鋼獲得的微觀組織為珠光體、鐵素體和少量貝氏體；當(dāng)冷卻速度為2～3 ℃/s時(shí)，珠光體片層緩慢消失，實(shí)驗(yàn)鋼獲得的微觀組織為大量貝氏體+鐵素體+珠光體；當(dāng)冷卻速度為5～10 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼獲得的微觀組織為鐵素體+貝氏體；當(dāng)冷卻速度為15 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)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(kuò)散型相變，冷卻速度的提升使奧氏體中的原子擴(kuò)散受到抑制，相變產(chǎn)生的孕育期增加，有利于實(shí)驗(yàn)鋼微觀組織的轉(zhuǎn)變。

不同冷卻速度下實(shí)驗(yàn)鋼的SEM形貌如圖3所示。實(shí)驗(yàn)鋼轉(zhuǎn)變后組織結(jié)果見表2。從圖3可以看出：當(dāng)冷卻速度為0.3～15 ℃/s時(shí)，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(shí)，開始出現(xiàn)馬氏體；當(dāng)冷卻速度為0.3～3 ℃/s時(shí)，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(gè)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(kuò)散能力減弱，鐵素體在過冷奧氏體基體上的形核受擴(kuò)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(shí)驗(yàn)鋼的相變點(diǎn)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(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下的偽珠光體形態(tài)。從圖4可知，實(shí)驗(yàn)鋼在不同冷卻速度階段，在γ→α轉(zhuǎn)變過程中，實(shí)驗(yàn)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(dāng)冷卻速度為0.3～3 ℃/s時(shí)，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(kuò)散過程中很難進(jìn)行長(zhǎng)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(yuǎn)離共析點(diǎn)溫度，難以發(fā)生共析反應(yīng)，就發(fā)生了偽珠光體的轉(zhuǎn)變。

圖5為實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下的顯微硬度增加。當(dāng)冷卻速度<5 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)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(dǎo)致硬度發(fā)生了變化；當(dāng)冷卻速度為5～20 ℃/s時(shí)，硬度曲線斜率逐漸變緩，硬度的變化程度降低，冷卻速度達(dá)到20 ℃/s時(shí)，硬度達(dá)到最大；當(dāng)冷卻速度由0.3 ℃/s→5 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼發(fā)生相變，軟相鐵素體和硬相珠光體所占含量越來(lái)越小，貝氏體所占含量逐漸增加，實(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度明顯提高；當(dāng)冷卻速度為>5～20 ℃/s時(shí)，貝氏體所占含量逐漸降低，馬氏體所占含量逐漸增加，實(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度增加幅度趨緩。

圖5 冷卻速度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼顯微硬度的影響Fig.5 Effect of cooling rate on microhardness of test steel

2.2 實(shí)驗(yàn)鋼的CCT曲線

根據(jù)實(shí)驗(yàn)鋼的微觀組織和不同冷卻速度下的相變點(diǎn)溫度，利用origin軟件繪制實(shí)驗(yàn)鋼的CCT曲線，如圖6所示。從圖6可以看出，實(shí)驗(yàn)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(dāng)冷卻速度為>1～15 ℃/s時(shí)，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的相變點(diǎn)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(dāng)冷卻速度達(dá)到20 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼中過冷奧氏體全部轉(zhuǎn)變成馬氏體。

圖6 實(shí)驗(yàn)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(duì)Nb-V微合金化高強(qiáng)度抗震鋼筋微觀組織演變規(guī)律的影響，結(jié)論如下：

(1)實(shí)驗(yàn)鋼過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變過程中，當(dāng)冷卻速度為0.3～0.5 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼獲得的微觀組織為F+P；當(dāng)冷卻速度達(dá)到1 ℃/s時(shí)，開始出現(xiàn)B，實(shí)驗(yàn)鋼獲得的微觀組織為P、F和B；當(dāng)冷卻速度為2～3 ℃/s 時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼獲得的微觀組織為B、P和F；當(dāng)冷卻速度為15 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)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(dāng)冷卻速度為20 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼獲得的微觀組織為M。

(2)當(dāng)實(shí)驗(yàn)鋼冷卻速度<3 ℃/s時(shí)，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(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度增加；當(dāng)冷卻速度為20 ℃/s時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼獲得的微觀組織為馬氏體，顯微硬度最大。