Nb對(duì)高Ti耐候鋼連續(xù)冷卻后顯微組織及硬度的影響

何 博， 彭天恩， 胡學(xué)文， 蔣 波， 郭 銳， 石 踐， 汪 飛， 王海波

(1. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術(shù)中心， 安徽 馬鞍山 243000；2. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 北京 100083)

耐候鋼又稱為耐大氣腐蝕鋼，是介于普通碳鋼和不銹鋼之間的低合金鋼系列。相比于普通碳鋼，由于其添加了少量Cu、P、Cr、Ni等合金元素，此系列鋼具有良好的耐大氣腐蝕性能，其耐腐蝕能力可以達(dá)到普通碳鋼的2～8倍，同時(shí)具有良好的強(qiáng)韌性、成形性和易焊接等特性。相比于不銹鋼，由于其合金元素較少，生產(chǎn)成本比不銹鋼低。耐候鋼的這些優(yōu)點(diǎn)使其在集裝箱、鐵路車輛、塔架、建筑和橋梁等鋼結(jié)構(gòu)中得到了廣泛的應(yīng)用[1-4]。

近年來，通過微合金化的方式來提高鋼材的強(qiáng)度已成為研究熱點(diǎn)。在鋼中加入少量的微合金元素Nb、V、Ti，就可產(chǎn)生較強(qiáng)的細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化效果。然而，當(dāng)存在多種微合金元素復(fù)合作用時(shí)，由微合金元素變化引起的強(qiáng)化效應(yīng)還存在爭(zhēng)議。趙培林等[5]在Nb-Ti鋼的基礎(chǔ)上將Nb含量由0.035%提高至0.060%，在控制軋制后發(fā)現(xiàn)隨著Nb含量的升高，晶粒細(xì)化，屈服強(qiáng)度增加了77 MPa；Gan等[6]在低Nb-Ti微合金化的基礎(chǔ)上將Nb含量從0.036%提高至0.062%后，測(cè)量其性能的變化，發(fā)現(xiàn)提高Nb含量后，細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化增量都很少，屈服強(qiáng)度僅提高了16 MPa。Sun等[7]在Ti微合金化基礎(chǔ)上加入了0.03%Nb，發(fā)現(xiàn)雖然Nb的加入細(xì)化了晶粒，但是析出物尺寸粗化，數(shù)量減少，因此析出強(qiáng)化作用降低，強(qiáng)度僅上升了17 MPa?？梢钥闯?，在Ti微合金化的基礎(chǔ)上增加Nb，所能提高的強(qiáng)度效應(yīng)是不確定的。目前關(guān)于耐候鋼此方面的定量機(jī)理性分析還很少，為了在保證耐候鋼強(qiáng)度的同時(shí)節(jié)約成本，有必要對(duì)其進(jìn)行深入研究。

本文通過熱模擬試驗(yàn)，采用高Ti含量微合金化，設(shè)計(jì)出了無Nb和0.050%Nb兩種成分耐候鋼，比較在相同工藝參數(shù)下兩種鋼奧氏體連續(xù)冷卻后的硬度差異及機(jī)理，研究Nb對(duì)其性能的影響，從而為耐候鋼的工業(yè)化生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料采用150 kg真空感應(yīng)熔煉爐冶煉，化學(xué)成分見表1，一種為無Nb鋼，另一種含0.050%Nb。試驗(yàn)鋼經(jīng)冶煉、鍛造成尺寸為60 mm×150 mm×200 mm的鍛坯，利用中試軋機(jī)模擬粗軋變形，將鋼坯軋制成尺寸為20 mm×180 mm×500 mm的中間坯，加熱溫度為1250 ℃，開軋溫度為1200 ℃，終軋溫度為1050 ℃，軋后水冷至室溫。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗(yàn)方法

在軋后板材上沿軋向取尺寸為φ8 mm×20 mm的圓柱形試樣，帶夾持端。奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?cè)囼?yàn)在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。在真空狀態(tài)下，將試樣從室溫以20 ℃/s的速度加熱至1250 ℃，保溫360 s后，以10 ℃/s的冷卻速度冷至1050 ℃保溫5 s；再以10 s-1的變形速率進(jìn)行壓縮模擬粗軋過程，使奧氏體晶粒充分再結(jié)晶以細(xì)化晶粒，變形量為40%；之后以5 ℃/s的冷卻速度冷至900 ℃保溫5 s，再以20 s-1的變形速率變形40%模擬精軋，使得再結(jié)晶晶粒被拉長(zhǎng)，內(nèi)部位錯(cuò)增多，為新晶粒的形核提供更多質(zhì)點(diǎn)。變形結(jié)束后以不同的冷卻速度(5、10、20、40 ℃/s)冷卻至室溫，CCT曲線測(cè)定試驗(yàn)方案如圖1所示。采集試樣在冷卻過程中的溫度和徑向膨脹數(shù)據(jù)，得到熱膨脹曲線，并確定相變點(diǎn)。

圖1 試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線測(cè)定試驗(yàn)方案

將熱模擬樣品沿軸線縱剖，對(duì)中心位置組織及硬度進(jìn)行檢測(cè)。樣品磨拋后，用體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕，利用Zeiss ScopeA1光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組織，用Image Tool軟件測(cè)量其晶粒大小及各個(gè)相的比例。硬度檢測(cè)在430SVD維氏硬度計(jì)上完成，載荷砝碼為200 g，保荷時(shí)間為15 s，每個(gè)相測(cè)量3次 硬度取平均值。將以40 ℃/s冷卻至室溫的熱模擬試樣從中間剖開切成薄片，制備成碳萃取復(fù)型試樣，在JEM-2100 (HR)透射電鏡下觀察析出物形貌與分布。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 試驗(yàn)鋼的顯微組織

圖2為兩種試驗(yàn)鋼不同冷卻速率下的顯微組織?？梢钥闯?，兩種鋼在5 ℃/s時(shí)均為鐵素體+珠光體，無Nb鋼的鐵素體組織呈多邊形，珠光體含量約為2.3%，含Nb鋼的鐵素體晶粒近似等軸狀，珠光體組織也明顯增多，比例約為4.5%。在冷速為10 ℃/s時(shí)，兩種鋼均發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變，生成了粒狀貝氏體組織。其中無Nb鋼的珠光體和貝氏體比例分別為2.5% 和6.3%，含Nb鋼的珠光體和貝氏體比例分別為4.2%和5.0%。冷速為20 ℃/s時(shí)，兩種試驗(yàn)鋼的貝氏體含量均大量增加，無Nb鋼和含Nb鋼的貝氏體含量分別為27.3%和35.3%，珠光體組織已消失。冷速為40 ℃/s時(shí)，無Nb鋼的貝氏體含量達(dá)到80.9%，含Nb鋼貝氏體含量達(dá)到81.6%。

圖2 不同冷速下試驗(yàn)鋼的顯微組織

晶粒平均尺寸隨冷速變化如圖3所示。由圖3可知，隨著冷速的增加，兩種試驗(yàn)鋼的晶粒均逐漸細(xì)化。冷速由5 ℃/s提高到10 ℃/s時(shí)，兩種試驗(yàn)鋼的晶粒細(xì)化效果均最顯著，無Nb試驗(yàn)鋼平均晶粒尺寸減小1.8 μm，含0.050%Nb試驗(yàn)鋼平均晶粒尺寸減小2.1 μm，在相同冷速下無Nb鋼和含0.050%Nb鋼晶粒尺寸差異不大。

圖3 不同冷速下試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸

Gan等[6]在低Nb-Ti合金化的基礎(chǔ)上增加Nb含量，晶粒尺寸無明顯變化，細(xì)晶強(qiáng)化造成的差值僅為15 MPa，分析認(rèn)為造成這種現(xiàn)象的原因是由于當(dāng)Nb和Ti含量較低時(shí)，就已經(jīng)產(chǎn)生了較強(qiáng)的細(xì)化晶粒的作用，因此要想進(jìn)一步細(xì)化晶粒存在較大難度。在本試驗(yàn)中也有類似規(guī)律，由于兩種鋼中均含有能產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化作用的Ti，并且在連續(xù)冷卻過程中晶粒也會(huì)進(jìn)一步細(xì)化，兩者的共同作用使得Nb的細(xì)化作用變得不明顯。

兩種試驗(yàn)鋼在不同冷速下的相變溫度如表2所示。從表2可以看出，隨著冷速增加，各個(gè)相的轉(zhuǎn)變開始和結(jié)束點(diǎn)均降低。由于Nb的加入，一定程度上抑制了鐵素體相變，促進(jìn)了貝氏體相變，因此使得含Nb鋼的鐵素體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)均低于無Nb鋼，而貝氏體轉(zhuǎn)變開始和結(jié)束點(diǎn)高于無Nb鋼。

表2 不同冷速下試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)

2.2 試驗(yàn)鋼的析出物特征

兩種試驗(yàn)鋼在40 ℃/s連續(xù)冷速下獲得的典型萃取復(fù)型的微合金析出物如圖4所示。由圖4可以看出，無Nb鋼的析出物主要呈球形，能譜分析結(jié)果顯示為Ti(C,N)的復(fù)合析出物，尺寸在6～13 nm之間。而含Nb鋼的析出物主要有球形和方形兩種，能譜檢測(cè)結(jié)果為(Ti,Nb)(C,N)的復(fù)合析出物。由于Nb或Ti的碳化物的晶格類型相同，都是NaCl型的面心立方晶體結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)相差不大，很容易相互溶解，從而形成Nb和Ti的復(fù)合碳化物[8]。球形析出物直徑在5～12 nm之間，方形析出物尺寸在10～15 nm之間，含Nb試驗(yàn)鋼析出物含量相對(duì)較多。

圖4 試驗(yàn)鋼的典型析出物形貌(冷速為40 ℃/s)

2.3 試驗(yàn)鋼的硬度

兩種試驗(yàn)鋼在不同冷速下各相的硬度測(cè)試結(jié)果見表3，將各個(gè)冷速下每個(gè)相的硬度乘以其體積分?jǐn)?shù)然后求和，可以得到總硬度，見圖5。隨著冷速的增加，兩種試驗(yàn)鋼的硬度均呈現(xiàn)上升的趨勢(shì)。其中無Nb鋼和含Nb鋼從5 ℃/s到10 ℃/s硬度增加最多，分別增加了22和25 HV0.2，從10 ℃/s到20 ℃/s增加幅度有所下降，分別為18和22 HV0.2，而從20 ℃/s到40 ℃/s硬度變化接近平緩，增幅分別為12和8 HV0.2。

表3 不同冷速下試驗(yàn)鋼各相的硬度(HV0.2)

圖5 不同冷速下試驗(yàn)鋼的硬度

而在相同冷速下，無Nb鋼的硬度均低于含Nb鋼。在5 ℃/s時(shí)兩者的硬度差值較小，僅有4 HV0.2；隨著冷速的增加，兩者硬度差值逐漸增加，10 ℃/s時(shí)兩者的差值達(dá)到了7 HV0.2；20 ℃/s兩者硬度差別最大，為11 HV0.2；40 ℃/s時(shí)兩者硬度差值為7 HV0.2。

2.3.1 冷速對(duì)硬度的影響

兩種試驗(yàn)鋼在不同冷速下硬度變化具有相同的趨勢(shì)。在低冷速下，隨著冷速的增加硬度上升較快，而在高冷速下，硬度變化不大。以含Nb鋼為例，當(dāng)冷速從5 ℃/s 增加到10 ℃/s，硬度上升了25 HV0.2。對(duì)于鐵素體/珠光體鋼而言，其屈服強(qiáng)度隨硬度的增加而增加[9]，因此可以根據(jù)擴(kuò)展的Hall-Petch[10]公式(1)來解釋硬度變化的原因。

σy=σ0+Δσs+ΔσG+ΔσDis+ΔσOrowan

(1)

式中：σ0為P-N力，即基體的點(diǎn)陣阻力，取53 MPa[11]；Δσs為由固溶強(qiáng)化引起的屈服強(qiáng)度增量；ΔσG為由細(xì)晶強(qiáng)化引起的強(qiáng)度增量；ΔσDis為位錯(cuò)強(qiáng)化引起的強(qiáng)度增量；ΔσOrowan為不可變形析出顆粒強(qiáng)化引起的屈服強(qiáng)度增量。

在不同冷速下，基體的點(diǎn)陣阻力和固溶強(qiáng)化值基本不變，可以忽略兩者強(qiáng)化方式對(duì)硬度變化的影響。當(dāng)冷速為5和10 ℃/s時(shí)，含Nb試驗(yàn)鋼晶粒尺寸分別為10.3 和8.2 μm，按照Hall-Petch[12]公式(2)可計(jì)算出晶粒細(xì)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值分別為171和192 MPa，由細(xì)晶強(qiáng)化引起的屈服強(qiáng)度增量為21 MPa。隨著冷速的增加會(huì)使得鋼中位錯(cuò)密度增大[13]以及析出物數(shù)量減少[14]，因此細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和析出強(qiáng)化綜合作用是造成硬度變化的主要原因。

(2)

當(dāng)冷速從10 ℃/s增加到20 ℃/s時(shí)，硬度上升了22 HV0.2。根據(jù)Hall-Petch公式計(jì)算得到兩個(gè)冷速下細(xì)晶強(qiáng)化變化量為13 MPa，細(xì)晶強(qiáng)化增量較從5 ℃/s變化到10 ℃/s時(shí)有所減少。但是，由于20 ℃/s下生成了較多粒狀貝氏體，相對(duì)于鐵素體珠光體鋼而言，其具有更高的位錯(cuò)密度，相當(dāng)于增加了位錯(cuò)強(qiáng)化[15]，因此使得10 ℃/s到20 ℃/s硬度變化也較顯著。

從20 ℃/s到40 ℃/s硬度增加較平緩，為8 HV0.2。此時(shí)計(jì)算出由細(xì)晶強(qiáng)化造成強(qiáng)度增量?jī)H為7 MPa，隨著冷速增加到40 ℃/s,雖然粒狀貝氏體顯著增加，但較快冷速抑制了Nb、Ti復(fù)合析出物的析出，使得硬度變化較平緩。因此，低冷速下硬度變化較大的原因是細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化共同作用的效果。

2.3.2 Nb對(duì)硬度的影響

以40 ℃/s連續(xù)冷卻至室溫時(shí)無Nb鋼和含Nb鋼的硬度為例，來討論0.050%Nb對(duì)硬度的影響。在該冷速下，無Nb鋼和含Nb鋼硬度分別為277 HV0.2和284 HV0.2，相差7 HV0.2。根據(jù)擴(kuò)展的Hall-Petch公式可知，兩種鋼基體點(diǎn)陣阻力相同，不是造成硬度差異的因素。而對(duì)于固溶強(qiáng)化而言，一般稀固溶體中，固溶強(qiáng)化效應(yīng)可以表示為[16]：

σs=37w(Mn)+83w(Si)+59w(Al)+38w(Cu)+11w(Mo)+33w(Ni)-30w(Cr)+680w(P)+2918w(N)+4570w(C)

(3)

根據(jù)上述固溶強(qiáng)化公式計(jì)算合金元素對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，由于無Nb試驗(yàn)鋼和含Nb試驗(yàn)鋼的合金成分的主要區(qū)別在于Nb含量的不同，而Nb主要通過析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化起作用，因此可以認(rèn)為兩種試驗(yàn)鋼的固溶強(qiáng)化效果相同。無Nb鋼和含Nb鋼在40 ℃/s時(shí)的晶粒大小分別為6.9和6.8 μm，由此可計(jì)算出細(xì)晶強(qiáng)化的貢獻(xiàn)值分別為209和211 MPa，由細(xì)晶強(qiáng)化造成的強(qiáng)度差異僅為2 MPa。而關(guān)于沉淀強(qiáng)化，根據(jù)Gladman[17]的理論，采用Ashby-Orowan修正模型，沉淀強(qiáng)化有：

(4)

式中：r為粒子半徑μm；μ為剪切系數(shù)，對(duì)于鋼材其值為80 260 MPa；b為柏氏矢量，取值0.25 nm；f為沉淀粒子的體積分?jǐn)?shù)，可根據(jù)式(5)求出[18]：

(5)

式中：di為析出粒子的尺寸；A為觀察區(qū)域的面積；tv為觀察區(qū)域的厚度，約為100 nm；d為析出粒子的平均尺寸。由析出物透射電鏡照片測(cè)得，無Nb鋼和0.050%Nb 鋼的析出粒子平均尺寸分別為8.4和9.0 nm。由此，可以計(jì)算出無Nb鋼和0.050%Nb鋼中沉淀粒子的體積分?jǐn)?shù)分別為0.18%和0.22%。進(jìn)而得到沉淀強(qiáng)化值分別為180 MPa和190 MPa，差值為10 MPa。由于試驗(yàn)鋼均采用相同的熱模擬工藝，顯微組織均以貝氏體為主，含量差異不大，所以位錯(cuò)密度相差不大，可忽略位錯(cuò)強(qiáng)化帶來的硬度差異。

微合金元素Nb、Ti主要是在控制軋制和控制冷卻過程中通過細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化來提高鋼材的強(qiáng)韌性能。由于其在鋼中的固溶度較小，因此主要以沉淀析出態(tài)存在，析出物的形貌和尺寸影響基體的性能，彌散程度高且尺寸細(xì)小的析出粒子析出強(qiáng)化效果顯著[19]。由于兩種鋼的析出物尺寸均為20 nm以下，因此主要是在應(yīng)變誘導(dǎo)過程中析出的，可以對(duì)奧氏體晶界的遷移起到釘扎作用，得到尺寸細(xì)小的奧氏體，起到細(xì)化晶粒的作用[20]，而均勻分布的析出物又可起到析出強(qiáng)化的作用。根據(jù)透射電鏡結(jié)果可以看出兩種鋼的析出物尺寸無明顯差異，但是含Nb鋼的析出物數(shù)量更多，因此使得沉淀強(qiáng)化作用增加。

3 結(jié)論

1) Nb可降低高Ti耐候鋼的鐵素體相變溫度，提高貝氏體相變溫度。

2) 隨著冷速增加，含鈮與不含鈮試驗(yàn)鋼的晶粒均逐漸細(xì)化。在高Ti耐候鋼中，相同冷速下無Nb試驗(yàn)鋼和0.050%Nb試驗(yàn)鋼晶粒尺寸差異不大，Nb元素產(chǎn)生的晶粒細(xì)化作用較弱。

3) 對(duì)于0.050%Nb試驗(yàn)鋼，冷速從5 ℃/s提高到10 ℃/s，硬度上升25 HV0.2，晶粒細(xì)化對(duì)屈服強(qiáng)度產(chǎn)生21 MPa的增量；冷速從10 ℃/s提高到20 ℃/s時(shí)，硬度增加了22 HV0.2，晶粒細(xì)化對(duì)屈服強(qiáng)度產(chǎn)生13 MPa 的增量；冷速提高到40 ℃/s時(shí)，由于細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化變化均不大，因此使得硬度變化較平緩，僅增加了8 HV0.2。

4) 以40 ℃/s連續(xù)冷卻至室溫，無Nb鋼比0.050%Nb 鋼硬度低7 HV0.2。無Nb鋼細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)分別比0.050%Nb鋼低2和10 MPa，沉淀強(qiáng)化是兩種試驗(yàn)鋼硬度差別的主要原因。

5) 0.050%Nb對(duì)高Ti含量耐候鋼的硬度提升作用不大，冷速為20 ℃/s時(shí)，與無Nb鋼相比，硬度增幅為11 HV0.2，硬度差達(dá)到最大。