不同冷卻速度下500 MPa級抗震鋼筋組織的演變規律

黎志英，李長榮*，曾澤蕓，陳龍海，李正嵩，劉占林

(1.貴州大學 材料與冶金學院，貴州 貴陽 550025；2.貴州省冶金工程與過程節能重點實驗室，貴州 貴陽 550025； 3. 首鋼水城鋼鐵(集團)有限責任公司 技術中心，貴州 六盤水 553028)

高強度抗震鋼筋在我國建筑、橋梁等行業中廣泛應用[1-2]，強屈比、屈屈比、最大總拉伸率3個強度指標已納入抗震鋼筋的抗震性能要求[3-5]。近年來由于地震的頻發，造成建筑物倒塌而帶來巨大災難。2018年11月1日，新標準GB/T 1499.2—2018的實施，進一步提高了鋼筋混凝土用鋼的質量要求[6]。

為了滿足超高強度和良好韌性的要求，在鋼中添加少量的晶粒細化元素，如鈮、釩和鈦[7-10]。微合金元素Nb、V可與C或N結合形成分散的釘扎顆粒，以抑制晶粒生長并提供對奧氏體晶粒粗化的抵抗力[11-12]。國內外學者開展了冷卻速度對微合金鋼組織轉變規律的影響的相關研究：測定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Ti-V復合微合金化高強鋼CCT曲線進行了測定與分析，研究結果表明，隨著冷卻速度的增大，試驗鋼的顯微硬度逐漸增大；AKHLAGHI等[19]研究了在Nb-V-Ti微合金鋼連續冷卻過程中形成的析出物。

為解決Nb-V微合金化鋼筋生產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級高強度抗震鋼筋為研究對象，分析不同冷卻速度對Nb-V微合金化500 MPa級高強度抗震鋼筋相變規律的影響，測定相變產物的顯微硬度。研究成果可為500 MPa級高強度抗震鋼筋在控冷制度方面提供理論參考。

1 實驗原料及方法

實驗鋼原材料來自于貴州省某鋼廠，實驗鋼主要的化學成分如表1 所示。實驗鋼用鋼錠的截面尺寸為160 mm×160 mm，長度為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型上進行膨脹曲線的測定。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數)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，如圖1所示。在熱膨脹儀上進行的熱工藝路線：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據借助origin軟件進行處理，找出相變開始點溫度和結束點溫度，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掃描電鏡進行顯微組織分析和形貌觀察，利用HVS—1000型全自動顯微硬度計測樣品的顯微硬度，結合實驗數據和相變產物，使用origin軟件繪制出實驗鋼的靜態CCT曲線。

圖1 熱膨脹曲線相變點測定示意圖Fig.1 Diagram of phase change point measurement of thermal expansion curve

2 實驗結果及分析

2.1 實驗鋼微觀組織和顯微硬度的分析

不同冷卻速度下實驗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：當冷卻速度為0.3～0.5 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為珠光體和鐵素體。根據非均勻形核經典理論，隨著冷卻速度的提高，過冷度增加，形核功降低，新鐵素體晶粒就會在原來鐵素體基體上形核和長大，延緩過冷奧氏體中鐵素體轉變，最終細化鐵素體晶粒。當冷卻速度為1 ℃/s時，開始出現貝氏體，實驗鋼獲得的微觀組織為珠光體、鐵素體和少量貝氏體；當冷卻速度為2～3 ℃/s時，珠光體片層緩慢消失，實驗鋼獲得的微觀組織為大量貝氏體+鐵素體+珠光體；當冷卻速度為5～10 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為鐵素體+貝氏體；當冷卻速度為15 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為馬氏體。由相變的經典理論可知，鐵素體相變屬于擴散型相變，冷卻速度的提升使奧氏體中的原子擴散受到抑制，相變產生的孕育期增加，有利于實驗鋼微觀組織的轉變。

不同冷卻速度下實驗鋼的SEM形貌如圖3所示。實驗鋼轉變后組織結果見表2。從圖3可以看出：當冷卻速度為0.3～15 ℃/s時，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，開始出現馬氏體；當冷卻速度為0.3～3 ℃/s時，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散能力減弱，鐵素體在過冷奧氏體基體上的形核受擴散控制，在γ→α轉變過程中，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 實驗鋼的相變點和顯微組織Tab.2 Transformation point and microstructure of test steel

(a)0.3 ℃/s (b)2 ℃/s 圖4 不同冷卻速度下實驗鋼的偽珠光體形態Fig.4 Pseudo pearlite morphology of test steel at different cooling rates

圖4為實驗鋼在不同冷卻速度下的偽珠光體形態。從圖4可知，實驗鋼在不同冷卻速度階段，在γ→α轉變過程中，實驗鋼中偽珠光體主要由片狀和不規則的粒狀組成，不均勻分布于鐵素體基體上。當冷卻速度為0.3～3 ℃/s時，在過冷奧氏體轉變過程中：碳原子在γ-α兩相中的濃度分布不均勻，在擴散過程中很難進行長距離遷移，就在γ-α兩相區形成富碳區和貧碳區；滲碳體片很難以層狀的形式形成，以片狀和不規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，相變溫度遠離共析點溫度，難以發生共析反應，就發生了偽珠光體的轉變。

圖5為實驗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，實驗鋼在不同冷卻速度下的顯微硬度增加。當冷卻速度<5 ℃/s時，實驗鋼的顯微硬度增加較快，主要是由于發生不同組織的轉變導致硬度發生了變化；當冷卻速度為5～20 ℃/s時，硬度曲線斜率逐漸變緩，硬度的變化程度降低，冷卻速度達到20 ℃/s時，硬度達到最大；當冷卻速度由0.3 ℃/s→5 ℃/s時，實驗鋼發生相變，軟相鐵素體和硬相珠光體所占含量越來越小，貝氏體所占含量逐漸增加，實驗鋼的顯微硬度明顯提高；當冷卻速度為>5～20 ℃/s時，貝氏體所占含量逐漸降低，馬氏體所占含量逐漸增加，實驗鋼的顯微硬度增加幅度趨緩。

圖5 冷卻速度對實驗鋼顯微硬度的影響Fig.5 Effect of cooling rate on microhardness of test steel

2.2 實驗鋼的CCT曲線

根據實驗鋼的微觀組織和不同冷卻速度下的相變點溫度，利用origin軟件繪制實驗鋼的CCT曲線，如圖6所示。從圖6可以看出，實驗鋼在不同冷卻速度條件下，轉變產物主要為F+P轉變、F+P+B轉變以及B+M轉變。當冷卻速度為>1～15 ℃/s時，奧氏體向鐵素體轉變的相變點溫度降低，所轉變的產物鐵素體所占含量降低，貝氏體所占含量增加。當冷卻速度達到20 ℃/s時，實驗鋼中過冷奧氏體全部轉變成馬氏體。

圖6 實驗鋼的CCT曲線Fig.6 CCT curve of test steel

3 結論

本文分析冷卻速度對Nb-V微合金化高強度抗震鋼筋微觀組織演變規律的影響，結論如下：

(1)實驗鋼過冷奧氏體連續轉變過程中，當冷卻速度為0.3～0.5 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為F+P；當冷卻速度達到1 ℃/s時，開始出現B，實驗鋼獲得的微觀組織為P、F和B；當冷卻速度為2～3 ℃/s 時，實驗鋼獲得的微觀組織為B、P和F；當冷卻速度為15 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織開始出現馬氏體，其微觀組織為F、B和M；當冷卻速度為20 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為M。

(2)當實驗鋼冷卻速度<3 ℃/s時，所轉化的產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，實驗鋼的顯微硬度增加；當冷卻速度為20 ℃/s時，實驗鋼獲得的微觀組織為馬氏體，顯微硬度最大。