耐火鋼Q420FRE的SH-CCT曲線及相變動(dòng)力學(xué)研究

覃展鵬，王紅鴻，任曉輝，吳開明

(1. 武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用湖北省協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081)

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耐火鋼Q420FRE的SH-CCT曲線及相變動(dòng)力學(xué)研究

覃展鵬，王紅鴻，任曉輝，吳開明

(1. 武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用湖北省協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081)

利用熱模擬試驗(yàn)測(cè)定耐火鋼Q420FRE在不同焊接熱循環(huán)下的熱膨脹曲線，結(jié)合顯微組織觀察及硬度測(cè)試結(jié)果，繪制其焊接熱影響區(qū)的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(SH-CCT)曲線，分析t8/5(從800 ℃到500 ℃的冷卻時(shí)間)對(duì)試驗(yàn)鋼組織、硬度及相轉(zhuǎn)變速率的影響。結(jié)果表明，在較大的t8/5范圍內(nèi)，Q420FRE鋼熱影響區(qū)組織均以貝氏體為主，硬度(HV0.2)變化范圍為185～208，與母材基本相當(dāng)；試驗(yàn)鋼具有較高的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，隨著t8/5的減小(除50、80 s外)，即冷卻速率的增加，貝氏體相變開始溫度和結(jié)束溫度逐漸降低，相變速率增大，相變溫度區(qū)間變化不明顯；當(dāng)t8/5為50、80 s時(shí)，相變速率有所降低，相變溫度區(qū)間稍有增大。

耐火鋼；Q420FRE；SH-CCT；熱影響區(qū)；冷卻速率；貝氏體轉(zhuǎn)變；相變速率

Q420FRE鋼為南京鋼鐵聯(lián)合有限公司(以下簡稱為南鋼)研制的智能型抗震耐火鋼，其將Mo含量降至0.2%以下，并復(fù)合添加了Cr、Nb、V等元素，具有屈強(qiáng)比低、耐火性能良好及生產(chǎn)成本低等特點(diǎn)。在常態(tài)下，微合金化元素固溶在基體中，遇到火災(zāi)后(溫度高于500 ℃)，可通過析出1～10 nm的Nb(C，N)強(qiáng)化相來補(bǔ)償高溫狀態(tài)下強(qiáng)度的下降[1]。此外，添加0.2%左右的Mo元素，一方面可通過Mo的固溶強(qiáng)化和Mo富集區(qū)的沉淀強(qiáng)化來提高鋼的高溫強(qiáng)度，另一方面，Mo元素也可使奧氏體中Nb固溶量上升，在鐵素體中析出更多的Nb(C，N)強(qiáng)化相，在高溫下通過“智能化反應(yīng)”來達(dá)到耐火的目的[2-3]。

采用該耐火鋼建造高層建筑結(jié)構(gòu)時(shí)，電弧焊是主要的連接方式，而焊接熱循環(huán)中鋼的熱影響區(qū)(HAZ)受熱情況復(fù)雜，各區(qū)域由于組織、晶粒大小不同而性能各異，因此成為整個(gè)焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)，直接影響了建筑結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性和安全性。而鋼的焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(SH-CCT)可反映不同焊接熱循環(huán)下熱影響區(qū)組織的相變過程和特征，可為評(píng)價(jià)鋼的焊接性能及焊接工藝參數(shù)的選取提供數(shù)據(jù)支持。

基于此，本文利用膨脹法測(cè)定了不同焊接熱循環(huán)下耐火鋼Q420FRE的臨界相變溫度，結(jié)合組織與硬度分析，繪制了熱影響區(qū)的SH-CCT圖，在此基礎(chǔ)上對(duì)耐火鋼在連續(xù)冷卻過程中的相變動(dòng)力學(xué)進(jìn)行探究。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)材料為南鋼生產(chǎn)的耐火鋼Q420FRE，其供貨狀態(tài)為熱軋+淬火，化學(xué)成分見表1。利用Gleeble 3800型熱模擬機(jī)對(duì)鋼樣的焊接熱循環(huán)過程進(jìn)行模擬試驗(yàn)，具體工藝為：設(shè)定升溫速率為200 ℃/s，峰值溫度為1300 ℃，峰值溫度停留時(shí)間為1 s，鋼樣從800 ℃冷卻至500 ℃時(shí)間t8/5分別為6、15、30、50、80、150、300、600 s，由此獲得試驗(yàn)鋼在不同t8/5條件下的熱膨脹曲線(t8/5可用于表征不同的焊接冷卻速率，即不同的焊接熱循環(huán))。利用熱分析法測(cè)得試驗(yàn)鋼在不同加熱速率下的Ac1、Ac3，結(jié)果如表2所示。由表2可知，采用Olympus BM51型光學(xué)顯微鏡(OM)和Nova 400 Nano型掃描電鏡(SEM)對(duì)試樣焊接熱影響區(qū)的顯微組織進(jìn)行觀察，用JEM-2100F型透射電鏡(TEM)和能譜儀(EDS)對(duì)析出物的形貌及成分進(jìn)行分析，用MICROMET5101型硬度計(jì)測(cè)量試樣的顯微硬度，試驗(yàn)載荷為200 g。

表1 Q420FRE鋼的化學(xué)成分(wB/%)

焊接條件下試驗(yàn)鋼母材的奧氏體化溫度與平衡狀態(tài)下相比顯著升高。

表2 Q420FRE鋼的臨界溫度點(diǎn)

2 結(jié)果與分析

2.1 相變溫度

圖1所示為耐火鋼Q420FRE典型的焊接熱膨脹曲線(t8/5=6 s)，采用切線法對(duì)曲線進(jìn)行分析，得該條件下鋼樣的相變溫度點(diǎn)?；诖朔椒?，可得不同t8/5條件下試驗(yàn)鋼的相變開始溫度與結(jié)束溫度，結(jié)果如圖2所示。從圖2中可以看出，除t8/5為50、80 s以外，隨著t8/5的增加，即冷卻速率的降低，相變開始溫度和相變結(jié)束溫度均呈升高趨勢(shì)，分別由636 ℃和501 ℃升高到742 ℃和600 ℃；當(dāng)t8/5為50、80 s時(shí)，相變開始溫度比t8/5為150 s時(shí)分別高出12 ℃和36 ℃，相變點(diǎn)發(fā)生突變，相變溫度區(qū)間相對(duì)增大。

圖1 Q420FRE鋼的熱膨脹曲線(t8/5=6 s)

圖2 不同t8/5條件下Q420FRE鋼的相變溫度點(diǎn)

Fig.2 Phase transformation temperatures of Q420FRE steel at differentt8/5

2.2 微觀組織

圖3和圖4所示為不同t8/5條件下鋼樣在熱影響區(qū)的OM和SEM照片，其中字母M、B、P分別代表馬氏體、貝氏體和珠光體。從圖3和圖4可以看出，當(dāng)t8/5在30～300 s范圍內(nèi)時(shí)，試樣組織以粒狀貝氏體為主；在較快冷卻時(shí)(t8/5<30 s)，組織中開始有板條狀馬氏體生成，而當(dāng)較慢冷卻時(shí)(t8/5>150 s)，組織中有少量珠光體生成。由此可見，該鋼種在較寬的冷卻速率范圍內(nèi)均有貝氏體組織形成。

(a)t8/5=6 s (b)t8/5=15 s

(c)t8/5=30 s (d)t8/5=50 s

(e)t8/5=80 s (f)t8/5=150 s

(g)t8/5=300 s (h)t8/5=600 s

圖3 不同t8/5條件下鋼樣在熱影響區(qū)的OM照片

Fig.3 OM images of steel in HAZ at differentt8/5

(a)t8/5=6 s (b)t8/5=15 s

(c)t8/5=30 s (d)t8/5=50 s

(e)t8/5=80 s (f)t8/5=150 s

(g)t8/5=300 s (h)t8/5=600 s

圖4 不同t8/5條件下鋼樣在熱影響區(qū)的SEM照片

Fig.4 SEM images of steel in HAZ at differentt8/5

圖5為t8/5在6、600 s條件下鋼樣中析出相的TEM照片及EDS圖譜。由圖5可見，當(dāng)t8/5為6 s時(shí)，析出相主要呈點(diǎn)、粒狀結(jié)構(gòu)，尺寸相對(duì)較小，分布較為密集:t8/5為600 s時(shí)，除尺寸較小的析出相外，局部還可觀察到少量的塊狀析出物，且尺寸相對(duì)較大。結(jié)合EDS分析可知，兩組冷卻速率下所得鋼樣的析出相均含有Nb、Ti元素。

(a)TEM(t8/5=6 s) (b)TEM(t8/5=600 s)

(c)EDS(spectrum 1) (d)EDS(spectrum 2)

圖5t8/5為6、600 s時(shí)析出相的TEM照片及EDS能譜

Fig.5 TEM images and EDS spectra of precipitations att8/5of 6 s and 600 s

2.3 顯微硬度

圖6所示為不同t8/5條件下鋼樣熱影響區(qū)的硬度變化，其中測(cè)得試驗(yàn)鋼母材的硬度(HV0.2)為195。由圖6可知，t8/5在6～600 s冷卻范圍時(shí)，熱影響區(qū)鋼樣硬度值(HV0.2)在185～208之間，變化不明顯，且與母材硬度基本一致。

圖6 不同t8/5條件下鋼樣在熱影響區(qū)的顯微硬度曲線

2.4 SH-CCT曲線

依據(jù)所測(cè)不同t8/5條件下鋼樣的相變開始溫度與結(jié)束溫度、熱影響區(qū)組織以及顯微硬度，繪制耐火鋼Q420FRE的SH-CCT曲線，結(jié)果如圖7所示。由圖7可見，該試驗(yàn)鋼組織以貝氏體為主，在冷卻速率較大時(shí)(t8/5為6～30 s)，試驗(yàn)鋼轉(zhuǎn)變組織中有極少量馬氏體生成，含量在3%左右，而冷卻速率較小時(shí)，即t8/5在150～600 s范圍內(nèi)，組織中有少量珠光體生成，且含量不超過10%。

圖7 Q420FRE鋼的SH-CCT曲線

2.5 相變動(dòng)力學(xué)曲線

依據(jù)相變量與相變體積效應(yīng)成正比的關(guān)系，采用杠桿定律計(jì)算不同冷卻速率下奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樾孪嗟捏w積分?jǐn)?shù)，得試驗(yàn)鋼的相變動(dòng)力學(xué)曲線，結(jié)果如圖8所示。從圖8(a)中可以看出，不同冷卻條件下，相轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f隨溫度的變化趨勢(shì)大致相同，結(jié)合圖2可知，當(dāng)t8/5分別為50 s和80 s時(shí)，試驗(yàn)鋼的相轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間變大，且與t8/5為150 s時(shí)的動(dòng)力學(xué)曲線在相轉(zhuǎn)變開始的一段時(shí)間內(nèi)發(fā)生明顯交割，這表明t8/5=50 s和80 s開始的相轉(zhuǎn)變速率急劇降低，相轉(zhuǎn)變受到抑制。從圖8(b)可見，隨著冷卻速率的提高，曲線斜率隨之增大，即相轉(zhuǎn)變速率逐漸增大；而當(dāng)t8/5為50和80 s時(shí)，曲線斜率明顯降低，奧氏體開始轉(zhuǎn)變的時(shí)間明顯后移，相變持續(xù)時(shí)間明顯延長。

(a) 隨溫度變化

(b) 隨時(shí)間變化

Fig.8 Variation of phase transformation volume fraction with temperature and time respectively

3 討論

3.1 冷卻速率對(duì)Q420FRE鋼相變動(dòng)力學(xué)的影響

依據(jù)Johnson和Mehl的恒溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線的數(shù)學(xué)表達(dá)式，假設(shè)形核率I和核心長大速率u均為恒值，可推出相變動(dòng)力學(xué)方程為：

(1)

式中：t為相變時(shí)間。

事實(shí)上，在連續(xù)冷卻過程中，溫度、新相形核率及晶核長大速率均隨時(shí)間而改變，因此一般采用Avrami方程來描述相變動(dòng)力學(xué)，即：

f=1-exp(-Btn)

(2)

式中：B為與轉(zhuǎn)變溫度相關(guān)的參數(shù)，包括了形核與長大的影響；n為Avrami指數(shù)，取決于相變類型，特別是微觀形核機(jī)制與長大機(jī)制。

當(dāng)B、n為對(duì)應(yīng)相變過程的確定數(shù)值時(shí)，可繪制相變體積分?jǐn)?shù)f與時(shí)間的關(guān)系曲線，這與圖8(b)所示的相變動(dòng)力學(xué)曲線趨勢(shì)基本相同。此外，由于不同冷卻速率下試驗(yàn)鋼的相變過程各異，所以通過Avrami 模型分析實(shí)驗(yàn)所得的動(dòng)力學(xué)曲線時(shí)，不同冷卻速率的曲線各不相同且呈現(xiàn)連續(xù)變化的趨勢(shì)，即B、n隨冷卻速率的改變而發(fā)生變化。

由圖8可見，在對(duì)應(yīng)冷卻速率下的相變動(dòng)力學(xué)曲線中，相轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f隨時(shí)間和溫度的變化規(guī)律為：開始階段緩慢增加，隨后快速升高，轉(zhuǎn)變接近完成時(shí)逐漸趨于平緩，這與貝氏體轉(zhuǎn)變的形核與長大機(jī)制有關(guān)。

從圖8中還可以看出，隨著冷卻速率的降低(t8/5增加)，相變動(dòng)力學(xué)曲線右移，曲線斜率變小，相變開始與結(jié)束的溫度區(qū)間和時(shí)間區(qū)間增大，相變開始與結(jié)束溫度升高。一方面，這是因?yàn)槔鋮s速率較小時(shí)，溫度梯度ΔT較小，相變驅(qū)動(dòng)力隨之減小，不利于相轉(zhuǎn)變過程的進(jìn)行；另一方面，由于在連續(xù)冷卻過程中，新相形核率I和晶核長大速率u隨著溫度與時(shí)間的改變而改變，即不同冷卻速率下I和u發(fā)生連續(xù)變化，隨著冷卻速率的降低，相變驅(qū)動(dòng)力減小，I、u受到影響而發(fā)生變化，特別是晶核長大速率u會(huì)有所減小；此外，在慢冷條件下，貝氏體相變需要靠元素的充分?jǐn)U散來完成[4]，因此相變曲線也相對(duì)較緩，其中原子擴(kuò)散系數(shù)的溫度函數(shù)可表示為：

(3)

式中：D0為擴(kuò)散常數(shù)，cm2·s-1；Q為擴(kuò)散激活能，J·mol-1；R為理想氣體常數(shù)；T為溫度，K。

由于貝氏體相變?yōu)榘霐U(kuò)散半切變機(jī)制，在冷卻速率較大時(shí)，碳原子擴(kuò)散受溫度的影響，擴(kuò)散系數(shù)逐漸減小，此時(shí)擴(kuò)散型相變逐漸被抑制，而非擴(kuò)散型相變則變?yōu)橹鲗?dǎo)，相變驅(qū)動(dòng)力減小，故Bs(貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度)和Bf(貝氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度)逐漸降低[5]。

3.2 合金元素對(duì)Q420FRE鋼相變動(dòng)力學(xué)的影響

本研究用耐火鋼Q420FRE采用低Mo復(fù)合添加適量Nb、V、Ti的合金成分體系，其中Nb添加量較高(w(Nb)=0.09%)。該合金設(shè)計(jì)在一定程度上促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變，是試驗(yàn)鋼在較大冷卻速率范圍內(nèi)均能發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變且轉(zhuǎn)變溫度較高的主要原因。

首先，Nb元素影響了貝氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速率范圍，使其由6～20 ℃/s擴(kuò)大到1～20 ℃/s，這是因?yàn)楣倘茉阡撝械腘b抑制了鐵素體轉(zhuǎn)變，使其轉(zhuǎn)變量減少，從而使得亞穩(wěn)奧氏體的體積分?jǐn)?shù)增加；而Nb含量高則大大降低了γ→α的相變溫度，使鋼在不添加Mo的情況下，就可獲得以低碳貝氏體為主的室溫組織。同時(shí)，添加的Mo、Mn元素會(huì)在鐵素體和奧氏體相界面聚集，抑制了先共析鐵素體的形成；由于奧氏體含碳量較低，同時(shí)強(qiáng)碳化物形成元素的析出帶走部分碳元素，奧氏體穩(wěn)定性降低，增大了貝氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力，使得貝氏體轉(zhuǎn)變溫度升高，相變速率增加，即在較低的冷卻速率下仍能發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變[6-8]。另一方面，隨著相變溫度的逐漸降低，亞穩(wěn)奧氏體的體積分?jǐn)?shù)增加，碳含量降低，奧氏體晶粒越細(xì)小，過冷奧氏體的淬透性降低，最終使得貝氏體轉(zhuǎn)變的冷速范圍增大，而馬氏體轉(zhuǎn)變趨勢(shì)減弱，尤其是冷速為1～5 ℃/s時(shí)[9]。而Mo元素的添加也增加了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，在連續(xù)冷卻過程中，使貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)诤軐挼睦鋮s速率范圍內(nèi)發(fā)生[10]。

t8/5為50 s和80 s時(shí)，Bs相對(duì)t8/5為150 s時(shí)較高，而Bf則相對(duì)較低，相變區(qū)間增大，這是由于在該冷卻速率范圍內(nèi)，Nb(C，N)在邊界析出消耗了一部分碳，降低了奧氏體穩(wěn)定性，同時(shí)也導(dǎo)致奧氏體內(nèi)外碳濃度差變大，加速了碳的擴(kuò)散，相變驅(qū)動(dòng)力增加，促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變，使得該冷卻速率下Bs相對(duì)較高，但由于碳濃度極小，擴(kuò)散所需時(shí)間增加，導(dǎo)致完成相變所用時(shí)間變長，Bf降低。

4 結(jié)論

(1) 在較大的冷卻速率范圍內(nèi)(t8/5為6～600 s)，耐火鋼Q420FRE的組織均以貝氏體為主，組織變化較??；硬度(HV0.2)變化范圍為185～208，與母材基本相當(dāng)。

(2) 隨著冷卻速率的增加(除t8/5為50 s和 80 s)，貝氏體相變開始溫度與結(jié)束溫度逐漸降低，貝氏體相變速率增加，且相變溫度區(qū)間變化不大；而當(dāng)t8/5為50～80 s時(shí)，貝氏體相變速率減小，相變溫度區(qū)間變大。

(3) 耐火鋼Q420FRE在連續(xù)冷卻條件下，貝氏體相變溫度高于傳統(tǒng)貝氏體相變溫度，這是因?yàn)楹辖鹪氐淖饔眉皬?qiáng)碳氮化物的析出降低了奧氏體穩(wěn)定性，進(jìn)而促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變。

(4) 耐火鋼Q420FRE的組織穩(wěn)定性良好，具有較大的焊接工藝窗口，可適用于大熱輸入焊接。

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[責(zé)任編輯 董 貞]

SH-CCT curves and phase transformation kinetics of fire-resistant steel Q420FRE

QinZhanpeng,WangHonghong,RenXiaohui,WuKaiming

(1. State Key Laboratory of Refractories and Metallurgy, Wuhan University of Science and Technology,Wuhan 430081, China; 2. Hubei Collaborative Innovation Center for Advanced Steels,Wuhan University of Science and Technology, Wuhan 430081, China)

Through thermal simulation experiments, dilatometric curves of fire-resistant steel Q420FRE under different welding themal cycles were measured. Aided by microhardness test and microstructural analysis, the simulated HAZ continuous cooling transformation (SH-CCT) curves were obtained. The effects oft8/5(cooling time from 800 ℃ to 500 ℃) on microstructure, microhardness and phase transformation rate of the steel were investigated. The results show that in a relatively wide range oft8/5, the microstructure of HAZ of Q420FRE steel consists mainly of bainite with the hardness (HV0.2) from 185 to 208, which is consistent with the base material. In addition, Q420FRE steel exhibits higher bainite transformation temperature than conventional bainite steels. With the increase of cooling rate, i.e., the decrease oft8/5(besides 50 s and 80 s), the bainite transformation rate increases gradually, the start and finish temperatures of phase transformation decrease and the corresponding temperature range doesn’t change evidently. However, whent8/5equals 50 s and 80 s, the phase transformation rate decreases and the phase transformation temperature range enlarges a little bit.

fire-resistant steel； Q420FRE; SH-CCT; HAZ; cooling rate; bainite transformation; phase transformation rate

10.3969/j.issn.1674-3644.2017.02.002

2016-09-20

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50734004)；南京鋼鐵股份有限公司技術(shù)開發(fā)項(xiàng)目(20150909)．

覃展鵬(1992-)，男，武漢科技大學(xué)碩士生. E-mail:2604371036@qq.com

王紅鴻(1967-)，女，武漢科技大學(xué)教授，博士. E-mail: wanghonghong@wust.edu.cn

TG407

A

1674-3644(2017)02-0088-07