Ti-Nb 微合金化高速護欄鋼連續冷卻組織轉變規律研究

李焱祺，甘曉龍*，劉亞軍，王 成，張卓宇

（1.武漢科技大學鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點實驗室,湖北 武漢 430081；2.武漢鋼鐵有限公司,湖北武漢 430080）

0 引言

近年來,隨著我國汽車保有量和高速公路里程的不斷增加,公路上發生的交通事故也逐年增加,每年造成巨大的人員傷亡和財產損失,其中近1/3 的事故是汽車與護欄的碰撞造成的。高速護欄一般選用鋼結構材料，目前普遍采用的是屈服強度在300 MPa 以內的普通強度級別鋼?，F有的高速護欄鋼強度低、用料厚、鋼材消耗量較大、安全性能差。采用新型高強度的護欄鋼替代普通強度的護欄鋼，能有效提高護欄的安全性。此外，通過采用薄規格高強度的新材料替代厚規格普通性能的材料，還能有效減少鋼材的使用量，以及鋼鐵生產過程中廢棄物的排放量，節能減排效果顯著。因此，設計新型高速護欄鋼具有重要的現實意義。

研究表明，在鋼中添加Ti、Nb 等合金元素，能有效改善鋼材的力學性能。Nb 能起到細晶強化作用，Ti 是強碳氮化物形成元素，有良好的析出強化作用[1?2]，因此采用Ti-Nb 復合微合金化工藝可以獲得高性能的鋼材[3?6]。目前，尚未有人系統研究Ti-Nb 微合金化高速護欄鋼連續冷卻組織轉變規律，因此筆者設計了一種Ti-Nb 微合金化新型高速護欄鋼，通過熱模擬試驗，系統研究了Ti-Nb 微合金化新型高速護欄鋼的連續冷卻轉變規律，建立了其動態CCT 曲線，并分析了不同冷速下試驗鋼的組織轉變規律，為Ti-Nb 微合金化新型高速護欄鋼現場生產時冷卻工藝的制定提供了理論依據。

1 試驗材料及方法

試驗原料取自某CSP 廠生產的Ti-Nb 微合金化高速護欄鋼鑄坯，其主要化學成分見表1。鑄坯厚度為60 mm，首先將該微合金鋼鑄坯樣分切成25 mm×25 mm×50 mm 的試樣，將分切后的試樣在氣氛保護爐中進行熱處理：隨爐升溫至1 200 ℃并保溫4 h，且全程用惰性氣體保護，防止氧化。保溫后水冷淬火至室溫，使微合金元素充分固溶在鋼中。將熱處理后的鑄坯樣加工成尺寸為?8 mm×16 mm的圓柱形試樣。然后將加工好的試樣在Gleeble-1500D 型熱模擬試驗機上進行熱模擬試驗，其試驗工藝如圖1 所示。

圖1 熱模擬試驗工藝Fig.1 The process diagram of the thermal simulation experiment

表1 試驗鋼的主要化學成分Table 1 The target composition of the steel %

將經過熱模擬試驗后的試樣沿其中心截面取樣，經鑲嵌、研磨、拋光后，用體積分數為4 %的硝酸酒精腐蝕20 s，使用Zeiss 光學顯微鏡(OM)觀察試樣的組織形貌。并用HV-1000A 型號的硬度儀測定試樣的組織硬度，載荷為1 000 g，加載時間為10 s。此外，為進一步觀察試驗鋼的精細組織，將試樣制備成薄膜樣品，并在透射電鏡下進行觀察。

采用碳膜萃取復型法來制備透射試樣，并在JEM-F200 透射電子顯微鏡(TEM)下觀察鋼中的析出相，同時利用能譜儀(EDS)表征析出相的成分，采用截線法統計析出物的粒徑。

2 結果與分析

2.1 溫度-膨脹量曲線

圖2 給出了試驗鋼在不同冷速下的溫度-膨脹量曲線?？梢钥闯?，在連續冷卻過程中，膨脹曲線在某一溫度出現拐點，這是因為面心立方結構的奧氏體晶體在連續冷卻過程中發生相變形成了體心立方晶體。兩種晶體的致密度不同，使得相變過程中試驗鋼的體積發生變化[7]。利用切線法可以確定溫度-膨脹量曲線中的相變溫度，即相變開始溫度和相變結束溫度。

圖2 試驗鋼在不同冷速下的溫度-膨脹量曲線Fig.2 The temperature-expansion increment curve of the steel at different cooling rates

2.2 組織和顯微硬度

試驗鋼在不同冷速下的金相組織如圖3 所示。從圖3 可以看出，鋼的顯微組織隨冷速的不同而發生變化。當冷速為0.5 ℃/s 時，試驗鋼的顯微組織主要是鐵素體和少量珠光體。冷速增加到1 ℃/s 時，鋼中開始出現貝氏體。隨著冷速的增加，鐵素體晶粒不斷細化，這是因為Ti、Nb 與C 原子結合形成碳化物，減少奧氏體中固溶的C 含量，降低奧氏體穩定性，使鐵素體相變驅動力和形核率增加，因此試驗鋼中鐵素體晶粒不斷細化[8]。當冷速達到5 ℃/s 時，組織主要為鐵素體+貝氏體。試驗鋼變形后，奧氏體發生變形和再結晶，奧氏體晶粒細化、晶界面積增加。隨著冷速的增加，鋼中的C 原子無法進行長程擴散，抑制擴散型相變，因此鋼中的珠光體消失[9]。冷速達到10 ℃/s 時，鋼中開始出現馬氏體。當冷速達到30 ℃/s 時，組織為貝氏體和馬氏體，此時因為冷速較大，鋼中的C 原子無法進行長程擴散，擴散型的鐵素體相變被抑制，鋼中的鐵素體消失；而馬氏體相變是無擴散型相變，不受C 原子擴散的影響，所以鋼中的馬氏體含量增多[6]。

圖3 試驗鋼在不同冷速下的金相顯微組織Fig.3 The metallographic microstructure of the steel at different cooling rates

為進一步觀察試樣的精細組織，取冷速為0.5 ℃/s 和50 ℃/s 的試驗鋼進行TEM 檢測，觀測結果如圖4 所示?？梢钥闯?，當冷速為0.5 ℃/s 時，鋼中有大量的鐵素體，鐵素體晶粒內部存在纏結位錯。當冷速為50 ℃/s 時，試驗鋼的微觀結構主要為馬氏體板條，在馬氏體板條中也存在大量位錯。

圖4 試驗鋼在0.5 ℃/s 和50 ℃/s 冷速時的TEM 形貌Fig.4 The TEM images of the steel at the cooling rate of 0.5 ℃/s and 50 ℃/s

試驗鋼的硬度隨冷速的變化曲線如圖5 所示。從圖5 可以看出，隨著冷速的增加，試驗鋼的硬度不斷增加。當冷速為0.5 ℃/s 時，試驗鋼的硬度(HV)平均值最小為196.06，此時基體組織主要由硬度較低的鐵素體和少量珠光體組成。當冷速為1 ℃/s 時，由于基體組織中粒狀貝氏體的存在，硬度(HV)平均值增加至203.39 ；當冷速增加至5 ℃/s 時，基體組織中貝氏體的含量增多，因此硬度也增大；當冷速為10 ℃/s 時，基體組織中開始出現馬氏體，試驗鋼的硬度顯著增大；當冷速增加至30 ℃/s 時，鋼中硬度較低的鐵素體消失，此時試驗鋼的組織主要為高硬度的貝氏體和馬氏體，其硬度(HV)平均值也進一步增大到282.67；當冷速為50 ℃/s 時，試驗鋼的硬度(HV)平均值最大為307.20。

圖5 硬度-冷卻速度曲線Fig.5 The curve of hardness-cooling rate

2.3 CCT 曲線

試驗鋼在不同冷速下的相變開始溫度和相變結束溫度如表2 所示。利用其溫度-膨脹量曲線，建立溫度（T）和時間（t）的坐標系，并用平滑曲線將各溫度點連接起來，在相變區標注組織類型，在不同的冷卻曲線上標注其冷速和對應的硬度值，即得到試驗鋼的CCT 曲線[10]。

表2 試驗鋼不同冷卻速度下的相變溫度和組織類型Table 2 The transformation points and microstructures of the steel at different cooling rates

圖6 為試驗鋼的CCT 曲線，從圖6 可以看出，在0.5～50 ℃/s 冷速范圍內，試驗鋼的動態CCT 曲線由鐵素體相變區、珠光體相變區、貝氏體相變區和馬氏體相變區4 部分組成。當冷速為0.5 ℃/s 時，過冷奧氏體主要發生鐵素體和珠光體相變；當冷速為1 ℃/s 時，開始發生貝氏體相變；當冷速為5 ℃/s時，珠光體相變結束，此時主要發生鐵素體和貝氏體相變；當冷速達到10 ℃/s 時，馬氏體相變開始；當冷速≥30 ℃/s 時，鐵素體相變結束，主要發生貝氏體和馬氏體相變。

圖6 試驗鋼的CCT 曲線Fig.6 The CCT curve of the steel

2.4 析出強化分析

研究[11]表明，鋼鐵材料的硬度與基體中析出物的體積分數、大小等因素密切相關。鋼中析出物體積分數越大、尺寸越小時，硬度越高。為獲得不同冷速下試驗鋼中析出物的體積分數，筆者利用固溶度積公式及理想化學配比，得到0.5 ℃/s 和50 ℃/s冷速下試驗鋼中析出物的體積分數。

計算過程中假設N 元素在高溫狀態全部以TiN 的形式析出（其中N∶Ti=1∶3.42），高溫奧氏體中Ti 的初始量為鋼中的Ti 含量減去TiN 中析出的Ti 含量，其他元素初始量為1 200 ℃下的平衡固溶量，以900 ℃下各元素的平衡固溶量作為鐵素體中析出物的初始量。

其中NbC、TiC 在奧氏體和鐵素體中的固溶度積公式如下：

式中，[M]（M=Nb,Ti,C）是元素M 在奧氏體和鐵素體中的固溶量，γ 表示NbC、TiC 在奧氏體中的固溶度積；α 表示NbC、TiC 在鐵素體中的固溶度積；T為固溶溫度，單位為K。

TiC 和NbC 的理想化學配比為：

由于TiC、NbC 為面心立方點陣結構，它們之間可相互固溶，因此可以用NbxTiyC 來表示析出物的化學式，其中x+y=1。

析出物的體積分數(fv)可以用公式（7）[12]進行計算：

式中，fv為析出物的體積分數；M（M=Nb,Ti,C）為各元素在鋼中的初始質量分數；M-[M]為平衡狀態下第二相的析出量；ρFe和ρMC分別是鐵和析出物的密度。其中，ρMC可以用線性內插法[12]求得：

其中，k1和k2分別是MC 相中M1C（TiC）和M2C（NbC）相所占的比例，且k1+k2=1。ρTiC、ρNbC分別為4.944×103和7.803×103，單位為kg/m3。

由上述公式計算得到鋼中析出物在0.5 ℃/s 和50 ℃/s 冷速下的體積分數分別是0.234 %和0.196 %，同時得到了析出物體積分數隨溫度的變化曲線，如圖7 所示?？梢钥闯?，鋼中析出物的體積分數隨著溫度的降低而增加，當溫度低于800 ℃時，鋼中析出物的體積分數基本沒有變化。

圖7 試驗鋼析出物體積分數隨溫度的變化Fig.7 The variation of the volume fraction of precipitates in the steel with different temperature

圖8 為試驗鋼在0.5 ℃/s 和50 ℃/s 冷速下的析出物形貌及其相應的EDS 分析結果?？梢钥闯?，當冷卻速度為0.5 ℃/s 時，大量顆粒狀的析出物分散在基體中。當冷卻速度增加到50 ℃/s 時，鋼中的析出物數量減少，這與上面的計算結果一致。

圖8 試驗鋼在0.5 ℃/s 和50 ℃/s 冷速時析出物的形貌和EDS 形貌Fig.8 The morphology and EDS images of precipitates in the steel at the cooling rate of 0.5 ℃/s and 50 ℃/s

EDS 分析結果表明，不同冷速下鋼中析出物均為（Ti,Nb）C。由試驗結果可知，當冷速為50 ℃/s時，主要發生貝氏體和馬氏體轉變，其中馬氏體轉變是無擴散型轉變，貝氏體轉變為半擴散型轉變，這使得鋼中的C 原子無法進行長程擴散。此時，鋼中Ti 和Nb 的擴散能力下降，無法與C 結合形成大量的（Ti,Nb）C 顆粒[11]，鋼中的(Ti,Nb)C 顆粒主要在變形過程中析出。

采用截線法統計不同冷速下鋼中析出物的顆粒尺寸時發現，當冷卻速度為0.5 ℃/s 時，試驗鋼中析出物的平均直徑遠小于50 ℃/s 時，鋼中析出強化貢獻量與析出物的體積分數以及尺寸有關，如公式（9）所示[13]：

其中，σp為析出強化增量，MPa；fv是析出物的體積分數；dp是析出物的平均直徑，nm。

可以看出，析出強化貢獻量與析出物體積分數成正比，與析出物平均直徑成反比。當冷卻速度為0.5 ℃/s 時，鋼中析出物的體積分數較大，尺寸較小，具有一定的析出強化效果。隨著冷速的增加，析出強化效果減弱。

3 結論

以Ti-Nb 微合金化高速護欄鋼為研究對象，系統研究了試驗鋼在連續冷卻過程中的組織轉變規律，得到以下結論：

1）當冷速為0.5 ℃/s 時，試驗鋼中的奧氏體發生鐵素體-珠光體相變；當冷速大于1 ℃/s 時，開始發生貝氏體相變；當冷速為10～ 20 ℃/s 時，既發生鐵素體-貝氏體相變，又發生馬氏體相變；當冷速≥30 ℃/s 時，發生貝氏體-馬氏體的相變。

2）試驗鋼的硬度隨著冷速的增加而增大。當冷速為50 ℃/s 時，試驗鋼的硬度(HV)平均值最大為307.20 。

3）不同冷速下試驗鋼中均存在（Ti,Nb）C 析出物，當冷卻速度為0.5 ℃/s 時，鋼中析出物的體積分數較大，尺寸較小，具有一定的析出強化效果，隨著冷速的增加，析出強化效果減弱。