不同冷却速度下500 MPa级抗震钢筋组织的演变规律

黎志英，李长荣*，曾泽芸，陈龙海，李正嵩，刘占林

(1.贵州大学 材料与冶金学院，贵州 贵阳 550025；2.贵州省冶金工程与过程节能重点实验室，贵州 贵阳 550025； 3. 首钢水城钢铁(集团)有限责任公司 技术中心，贵州 六盘水 553028)

高强度抗震钢筋在我国建筑、桥梁等行业中广泛应用[1-2]，强屈比、屈屈比、最大总拉伸率3个强度指标已纳入抗震钢筋的抗震性能要求[3-5]。近年来由于地震的频发，造成建筑物倒塌而带来巨大灾难。2018年11月1日，新标准GB/T 1499.2—2018的实施，进一步提高了钢筋混凝土用钢的质量要求[6]。

为了满足超高强度和良好韧性的要求，在钢中添加少量的晶粒细化元素，如铌、钒和钛[7-10]。微合金元素Nb、V可与C或N结合形成分散的钉扎颗粒，以抑制晶粒生长并提供对奥氏体晶粒粗化的抵抗力[11-12]。国内外学者开展了冷却速度对微合金钢组织转变规律的影响的相关研究：测定CCT曲线的主要方法有[13-17]热分析法、热膨胀法、金相法等；甘晓龙等[18]对Ti-V复合微合金化高强钢CCT曲线进行了测定与分析，研究结果表明，随着冷却速度的增大，试验钢的显微硬度逐渐增大；AKHLAGHI等[19]研究了在Nb-V-Ti微合金钢连续冷却过程中形成的析出物。

为解决Nb-V微合金化钢筋生产过程中的组织性能控制问题，本文以某钢厂熔炼的Nb-V微合金化500 MPa级高强度抗震钢筋为研究对象，分析不同冷却速度对Nb-V微合金化500 MPa级高强度抗震钢筋相变规律的影响，测定相变产物的显微硬度。研究成果可为500 MPa级高强度抗震钢筋在控冷制度方面提供理论参考。

1 实验原料及方法

实验钢原材料来自于贵州省某钢厂，实验钢主要的化学成分如表1 所示。实验钢用钢锭的截面尺寸为160 mm×160 mm，长度为12.05 m，加热轧制加工后尺寸为Φ12 mm×9 m，空冷至室温，从心部截取Φ8 mm×12 mm的试样，并在热膨胀仪THERMECMASTOR-Z型上进行膨胀曲线的测定。

表1 试验钢的化学成分(质量分数)Tab.1 Chemical composition of test steel (mass fraction) %

不同冷却速度下的膨胀曲线采用切线法获得相变点，如图1所示。在热膨胀仪上进行的热工艺路线：先将试样以5 ℃/s加热至1 100 ℃，保温5 min，然后分别以0.3、0.5、1、1.5、2、2.5、3、5、10、15、20 ℃/s的冷却速度冷却至室温。将不同冷却速度下的热膨胀曲线数据借助origin软件进行处理，找出相变开始点温度和结束点温度，取样、打磨、抛光、腐蚀(4%的硝酸酒精溶液)后，利用OLYMPUS金相显微镜和SUPRA40扫描电镜进行显微组织分析和形貌观察，利用HVS—1000型全自动显微硬度计测样品的显微硬度，结合实验数据和相变产物，使用origin软件绘制出实验钢的静态CCT曲线。

图1 热膨胀曲线相变点测定示意图Fig.1 Diagram of phase change point measurement of thermal expansion curve

2 实验结果及分析

2.1 实验钢微观组织和显微硬度的分析

不同冷却速度下实验钢的金相显微组织如图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。

从图2可知：当冷却速度为0.3～0.5 ℃/s时，实验钢获得的微观组织为珠光体和铁素体。根据非均匀形核经典理论，随着冷却速度的提高，过冷度增加，形核功降低，新铁素体晶粒就会在原来铁素体基体上形核和长大，延缓过冷奥氏体中铁素体转变，最终细化铁素体晶粒。当冷却速度为1 ℃/s时，开始出现贝氏体，实验钢获得的微观组织为珠光体、铁素体和少量贝氏体；当冷却速度为2～3 ℃/s时，珠光体片层缓慢消失，实验钢获得的微观组织为大量贝氏体+铁素体+珠光体；当冷却速度为5～10 ℃/s时，实验钢获得的微观组织为铁素体+贝氏体；当冷却速度为15 ℃/s时，实验钢获得的微观组织为马氏体。由相变的经典理论可知，铁素体相变属于扩散型相变，冷却速度的提升使奥氏体中的原子扩散受到抑制，相变产生的孕育期增加，有利于实验钢微观组织的转变。

不同冷却速度下实验钢的SEM形貌如图3所示。实验钢转变后组织结果见表2。从图3可以看出：当冷却速度为0.3～15 ℃/s时，铁素体主要为多边形组织，其所占比例逐渐减少，贝氏体逐渐增多，冷却速度为15 ℃/s时，开始出现马氏体；当冷却速度为0.3～3 ℃/s时，珠光体主要为片层组织。随着冷却速度的增加，铁素体所占的比例降低，主要有以下两个方面：一是新旧两相的自由能差增加，晶界形核功降低，铁素体在过冷奥氏体基体上的形核率逐渐降低；二是由于冷却速度的降低，新旧两相之间的原子扩散能力减弱，铁素体在过冷奥氏体基体上的形核受扩散控制，在γ→α转变过程中，铁素体所占比例逐渐降低。

(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 实验钢的相变点和显微组织Tab.2 Transformation point and microstructure of test steel

(a)0.3 ℃/s (b)2 ℃/s 图4 不同冷却速度下实验钢的伪珠光体形态Fig.4 Pseudo pearlite morphology of test steel at different cooling rates

图4为实验钢在不同冷却速度下的伪珠光体形态。从图4可知，实验钢在不同冷却速度阶段，在γ→α转变过程中，实验钢中伪珠光体主要由片状和不规则的粒状组成，不均匀分布于铁素体基体上。当冷却速度为0.3～3 ℃/s时，在过冷奥氏体转变过程中：碳原子在γ-α两相中的浓度分布不均匀，在扩散过程中很难进行长距离迁移，就在γ-α两相区形成富碳区和贫碳区；渗碳体片很难以层状的形式形成，以片状和不规则的粒状不均匀分布在铁素体基体上；在冷却速度加快的过程中，相变温度远离共析点温度，难以发生共析反应，就发生了伪珠光体的转变。

图5为实验钢在不同冷却速度下的显微硬度。从图5可知：随着冷却速度的不断增加，实验钢在不同冷却速度下的显微硬度增加。当冷却速度<5 ℃/s时，实验钢的显微硬度增加较快，主要是由于发生不同组织的转变导致硬度发生了变化；当冷却速度为5～20 ℃/s时，硬度曲线斜率逐渐变缓，硬度的变化程度降低，冷却速度达到20 ℃/s时，硬度达到最大；当冷却速度由0.3 ℃/s→5 ℃/s时，实验钢发生相变，软相铁素体和硬相珠光体所占含量越来越小，贝氏体所占含量逐渐增加，实验钢的显微硬度明显提高；当冷却速度为>5～20 ℃/s时，贝氏体所占含量逐渐降低，马氏体所占含量逐渐增加，实验钢的显微硬度增加幅度趋缓。

图5 冷却速度对实验钢显微硬度的影响Fig.5 Effect of cooling rate on microhardness of test steel

2.2 实验钢的CCT曲线

根据实验钢的微观组织和不同冷却速度下的相变点温度，利用origin软件绘制实验钢的CCT曲线，如图6所示。从图6可以看出，实验钢在不同冷却速度条件下，转变产物主要为F+P转变、F+P+B转变以及B+M转变。当冷却速度为>1～15 ℃/s时，奥氏体向铁素体转变的相变点温度降低，所转变的产物铁素体所占含量降低，贝氏体所占含量增加。当冷却速度达到20 ℃/s时，实验钢中过冷奥氏体全部转变成马氏体。

图6 实验钢的CCT曲线Fig.6 CCT curve of test steel

3 结论

本文分析冷却速度对Nb-V微合金化高强度抗震钢筋微观组织演变规律的影响，结论如下：

(1)实验钢过冷奥氏体连续转变过程中，当冷却速度为0.3～0.5 ℃/s时，实验钢获得的微观组织为F+P；当冷却速度达到1 ℃/s时，开始出现B，实验钢获得的微观组织为P、F和B；当冷却速度为2～3 ℃/s 时，实验钢获得的微观组织为B、P和F；当冷却速度为15 ℃/s时，实验钢获得的微观组织开始出现马氏体，其微观组织为F、B和M；当冷却速度为20 ℃/s时，实验钢获得的微观组织为M。

(2)当实验钢冷却速度<3 ℃/s时，所转化的产物中软相铁素体和硬相珠光体所占比例降低，贝氏体所占比例提高，实验钢的显微硬度增加；当冷却速度为20 ℃/s时，实验钢获得的微观组织为马氏体，显微硬度最大。