Nb對高Ti耐候鋼連續冷卻后顯微組織及硬度的影響

何 博， 彭天恩， 胡學文， 蔣 波， 郭 銳， 石 踐， 汪 飛， 王海波

(1. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術中心， 安徽 馬鞍山 243000；2. 北京科技大學 材料科學與工程學院， 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到普通碳鋼的2～8倍，同時具有良好的強韌性、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，生產成本比不銹鋼低。耐候鋼的這些優點使其在集裝箱、鐵路車輛、塔架、建筑和橋梁等鋼結構中得到了廣泛的應用[1-4]。

近年來，通過微合金化的方式來提高鋼材的強度已成為研究熱點。在鋼中加入少量的微合金元素Nb、V、Ti，就可產生較強的細晶強化和沉淀強化效果。然而，當存在多種微合金元素復合作用時，由微合金元素變化引起的強化效應還存在爭議。趙培林等[5]在Nb-Ti鋼的基礎上將Nb含量由0.035%提高至0.060%，在控制軋制后發現隨著Nb含量的升高，晶粒細化，屈服強度增加了77 MPa；Gan等[6]在低Nb-Ti微合金化的基礎上將Nb含量從0.036%提高至0.062%后，測量其性能的變化，發現提高Nb含量后，細晶強化和析出強化增量都很少，屈服強度僅提高了16 MPa。Sun等[7]在Ti微合金化基礎上加入了0.03%Nb，發現雖然Nb的加入細化了晶粒，但是析出物尺寸粗化，數量減少，因此析出強化作用降低，強度僅上升了17 MPa?？梢钥闯觯赥i微合金化的基礎上增加Nb，所能提高的強度效應是不確定的。目前關于耐候鋼此方面的定量機理性分析還很少，為了在保證耐候鋼強度的同時節約成本，有必要對其進行深入研究。

本文通過熱模擬試驗，采用高Ti含量微合金化，設計出了無Nb和0.050%Nb兩種成分耐候鋼，比較在相同工藝參數下兩種鋼奧氏體連續冷卻后的硬度差異及機理，研究Nb對其性能的影響，從而為耐候鋼的工業化生產提供理論依據。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗材料采用150 kg真空感應熔煉爐冶煉，化學成分見表1，一種為無Nb鋼，另一種含0.050%Nb。試驗鋼經冶煉、鍛造成尺寸為60 mm×150 mm×200 mm的鍛坯，利用中試軋機模擬粗軋變形，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 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

1.2 試驗方法

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。奧氏體連續冷卻轉變試驗在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進行。在真空狀態下，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的變形速率進行壓縮模擬粗軋過程，使奧氏體晶粒充分再結晶以細化晶粒，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，使得再結晶晶粒被拉長，內部位錯增多，為新晶粒的形核提供更多質點。變形結束后以不同的冷卻速度(5、10、20、40 ℃/s)冷卻至室溫，CCT曲線測定試驗方案如圖1所示。采集試樣在冷卻過程中的溫度和徑向膨脹數據，得到熱膨脹曲線，并確定相變點。

圖1 試驗鋼的動態CCT曲線測定試驗方案

將熱模擬樣品沿軸線縱剖，對中心位置組織及硬度進行檢測。樣品磨拋后，用體積分數為4%硝酸酒精溶液腐蝕，利用Zeiss ScopeA1光學顯微鏡(OM)觀察顯微組織，用Image Tool軟件測量其晶粒大小及各個相的比例。硬度檢測在430SVD維氏硬度計上完成，載荷砝碼為200 g，保荷時間為15 s，每個相測量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 試驗結果及分析

2.1 試驗鋼的顯微組織

圖2為兩種試驗鋼不同冷卻速率下的顯微組織。可以看出，兩種鋼在5 ℃/s時均為鐵素體+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，兩種鋼均發生了貝氏體轉變，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，兩種試驗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，無Nb鋼的貝氏體含量達到80.9%，含Nb鋼貝氏體含量達到81.6%。

圖2 不同冷速下試驗鋼的顯微組織

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，兩種試驗鋼的晶粒均逐漸細化。冷速由5 ℃/s提高到10 ℃/s時，兩種試驗鋼的晶粒細化效果均最顯著，無Nb試驗鋼平均晶粒尺寸減小1.8 μm，含0.050%Nb試驗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 不同冷速下試驗鋼的晶粒尺寸

Gan等[6]在低Nb-Ti合金化的基礎上增加Nb含量，晶粒尺寸無明顯變化，細晶強化造成的差值僅為15 MPa，分析認為造成這種現象的原因是由于當Nb和Ti含量較低時，就已經產生了較強的細化晶粒的作用，因此要想進一步細化晶粒存在較大難度。在本試驗中也有類似規律，由于兩種鋼中均含有能產生細晶強化作用的Ti，并且在連續冷卻過程中晶粒也會進一步細化，兩者的共同作用使得Nb的細化作用變得不明顯。

兩種試驗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，各個相的轉變開始和結束點均降低。由于Nb的加入，一定程度上抑制了鐵素體相變，促進了貝氏體相變，因此使得含Nb鋼的鐵素體轉變開始點均低于無Nb鋼，而貝氏體轉變開始和結束點高于無Nb鋼。

表2 不同冷速下試驗鋼的動態相變點

2.2 試驗鋼的析出物特征

兩種試驗鋼在40 ℃/s連續冷速下獲得的典型萃取復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，能譜分析結果顯示為Ti(C,N)的復合析出物，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，能譜檢測結果為(Ti,Nb)(C,N)的復合析出物。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構，晶格常數相差不大，很容易相互溶解，從而形成Nb和Ti的復合碳化物[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試驗鋼析出物含量相對較多。

圖4 試驗鋼的典型析出物形貌(冷速為40 ℃/s)

2.3 試驗鋼的硬度

兩種試驗鋼在不同冷速下各相的硬度測試結果見表3，將各個冷速下每個相的硬度乘以其體積分數然后求和，可以得到總硬度，見圖5。隨著冷速的增加，兩種試驗鋼的硬度均呈現上升的趨勢。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 不同冷速下試驗鋼各相的硬度(HV0.2)

圖5 不同冷速下試驗鋼的硬度

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時兩者的差值達到了7 HV0.2；20 ℃/s兩者硬度差別最大，為11 HV0.2；40 ℃/s時兩者硬度差值為7 HV0.2。

2.3.1 冷速對硬度的影響

兩種試驗鋼在不同冷速下硬度變化具有相同的趨勢。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，當冷速從5 ℃/s 增加到10 ℃/s，硬度上升了25 HV0.2。對于鐵素體/珠光體鋼而言，其屈服強度隨硬度的增加而增加[9]，因此可以根據擴展的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，即基體的點陣阻力，取53 MPa[11]；Δσs為由固溶強化引起的屈服強度增量；ΔσG為由細晶強化引起的強度增量；ΔσDis為位錯強化引起的強度增量；ΔσOrowan為不可變形析出顆粒強化引起的屈服強度增量。

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

(2)

當冷速從10 ℃/s增加到20 ℃/s時，硬度上升了22 HV0.2。根據Hall-Petch公式計算得到兩個冷速下細晶強化變化量為13 MPa，細晶強化增量較從5 ℃/s變化到10 ℃/s時有所減少。但是，由于20 ℃/s下生成了較多粒狀貝氏體，相對于鐵素體珠光體鋼而言，其具有更高的位錯密度，相當于增加了位錯強化[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。此時計算出由細晶強化造成強度增量僅為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晶強化、位錯強化和沉淀強化共同作用的效果。

2.3.2 Nb對硬度的影響

以40 ℃/s連續冷卻至室溫時無Nb鋼和含Nb鋼的硬度為例，來討論0.050%Nb對硬度的影響。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。根據擴展的Hall-Petch公式可知，兩種鋼基體點陣阻力相同，不是造成硬度差異的因素。而對于固溶強化而言，一般稀固溶體中，固溶強化效應可以表示為[16]：

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

(3)

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

(4)

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

(5)

式中：di為析出粒子的尺寸；A為觀察區域的面積；tv為觀察區域的厚度，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，可以計算出無Nb鋼和0.050%Nb鋼中沉淀粒子的體積分數分別為0.18%和0.22%。進而得到沉淀強化值分別為180 MPa和190 MPa，差值為10 MPa。由于試驗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，所以位錯密度相差不大，可忽略位錯強化帶來的硬度差異。

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晶強化和析出強化來提高鋼材的強韌性能。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小的析出粒子析出強化效果顯著[19]。由于兩種鋼的析出物尺寸均為20 nm以下，因此主要是在應變誘導過程中析出的，可以對奧氏體晶界的遷移起到釘扎作用，得到尺寸細小的奧氏體，起到細化晶粒的作用[20]，而均勻分布的析出物又可起到析出強化的作用。根據透射電鏡結果可以看出兩種鋼的析出物尺寸無明顯差異，但是含Nb鋼的析出物數量更多，因此使得沉淀強化作用增加。

3 結論

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，含鈮與不含鈮試驗鋼的晶粒均逐漸細化。在高Ti耐候鋼中，相同冷速下無Nb試驗鋼和0.050%Nb試驗鋼晶粒尺寸差異不大，Nb元素產生的晶粒細化作用較弱。

3) 對于0.050%Nb試驗鋼，冷速從5 ℃/s提高到10 ℃/s，硬度上升25 HV0.2，晶粒細化對屈服強度產生21 MPa的增量；冷速從10 ℃/s提高到20 ℃/s時，硬度增加了22 HV0.2，晶粒細化對屈服強度產生13 MPa 的增量；冷速提高到40 ℃/s時，由于細晶強化、位錯強化、沉淀強化變化均不大，因此使得硬度變化較平緩，僅增加了8 HV0.2。

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

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