李建宾, 钦祥斗

(南京钢铁股份有限公司， 江苏 南京 210035)

20世纪80年代，日本率先开发出耐火钢，其在600 ℃高温下还可以保持 2/3 以上的室温屈服强度，同时还具有较好的塑性与较低的屈强比(小于 80%)，达到抗震要求，以保证在火灾以及地震发生时，建筑具有更高的安全性，因此耐火钢的应用越来越广泛[1-2]。

当耐火钢的成分设定后，其力学性能取决于其微观组织类型，某公司生产的建筑用抗震耐火钢Q420FRE，采用微合金化——控轧控冷工艺进行生产，为保证质量稳定，研究其在不同冷却速度下的组织转变情况，具有十分重要现实意义。

试验用钢为热轧态的 Q420FRE钢板，板厚 20 mm，其化学成分为：w(C)<0.1%，w(Mn)<1.6%，w(Si)<0.3%，w(P)≤0.010%，w(S)≤0.008%，w(Al)<0.05%，w(Mo)<0.2%，w(Nb+V+Ti)适量。将其加工成图1和图2所示试样若干。

图1 临界相变点测试用试样示意图

图2 动态CCT曲线测试用试样示意图

将图1所示试样，置于DIL402PC热膨胀仪，以0.05 ℃/s的速率升温至1000 ℃，保温20 min，测定热膨胀曲线，通过曲线确定临界转变温度Ac1和Ac3。

将图2所示试样，置于Gleeble3800热模拟试验机，测定动态CCT曲线，试验工艺如图3所示，具体为：以10 ℃/s升温至1200 ℃，保温3 min，然后以5 ℃/s的速率冷却至900 ℃，停留30 s，以1s-1的应变速率压缩变形50%，接着分别以0.2 ℃/s、0.5 ℃/s、1 ℃/s、2 ℃/s、5 ℃/s、10 ℃/s、15 ℃/s、20 ℃/s、30 ℃/s、50 ℃/s、80 ℃/s的速率冷却至室温，测定相应温度和体积变化曲线。将试验后的试样沿焊接热电偶的位置横向剖开，磨抛后用4%硝酸酒精溶液浸蚀，分析金相组织、测试维氏硬度，结合测定的温度——体积变化曲线，在时间-温度坐标中画出钢在压缩变形后的连续冷却转变曲线，即动态 CCT 曲线。

图3 Q420FRE钢动态CCT曲线测定工艺

图4为测定的Q420FRE钢的热膨胀曲线，通过该曲线确定奥氏体化的开始温度为Ac1=764 ℃，奥氏体化完全温度为Ac3=926 ℃。

图4 Q420FRE钢热膨胀曲线

图5为相同的加热和变形条件，不同冷速下的显微组织，从不同速度的显微组织可知，在所有试验工艺条件下，Q420FRE钢只有铁素体、珠光体和贝氏体的相变，未发生马氏体相变。当冷速为0.2 ℃/s时，组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒较粗；
当冷速为0.5 ℃/s时，组织为铁素体+少量珠光体，铁素体晶粒部分出现细化；
当冷速为1 ℃/s时，组织为铁素体+少量珠光体，铁素体晶粒总体都明显变小；
当冷速为2 ℃/s时，组织为铁素体+少量珠光体+少量贝氏体，此时开始出现贝氏体相变；
当冷速为5 ℃/s时，组织为铁素体+粒状贝氏体，此时已不发生珠光体相变，贝氏体量明显增加；
当冷速为10 ℃/s时，组织为铁素体+粒状贝氏体，贝氏体量占比过半；
当冷速为15 ℃/s时，组织为粒状贝氏体+铁素体，此时以贝氏体为主，只有少量铁素体；
当冷速为20 ℃/s时，组织为细小的粒状贝氏体，无其他相；
当冷速为30-80 ℃/s时，组织也为细小的粒状贝氏体，随着冷速降低，贝氏体更加细小，无其他明显差异，在最大冷速80 ℃/s下，也未发生马氏体相变。

图5 Q420FRE钢不同冷速下的组织

根据表1测定的不同冷速下的组织硬度结果，绘制出硬度随冷却速度变化的关系曲线，如图6所示，可以看出，冷速为0.2- 2 ℃/s时，组织主要为铁素体+珠光体，随着冷速的增加，晶粒渐细，硬度逐渐增加；
冷速达到5 ℃/s时，出现了明显的贝氏体转变，曲线斜率增大，说明硬度有显著提高；
冷速为10-80 ℃/s时，随着铁素体量的减少，贝氏体量逐渐增加，Q420FRE钢的硬度缓慢提高，最大硬度为237HV10。

表1 Q420FRE钢不同冷速下的组织硬度

图6 Q420FRE钢硬度随冷却速度变化的关系曲线

根据测定的温度和体积变化曲线，确定不同冷速下的各种相变起始点温度和终了点温度，并结合金相组织类型以及维氏硬度变化情况，绘出动态 Q420FRE钢的动态CCT曲线，如图7所示，通过该图可以很明了的看出不同冷速下的组织转变情况。

图7 Q420FRE钢动态CCT曲线

低碳微合金钢在缓慢冷却条件下，其组织应为铁素体+珠光体，由试验结果可以看出，冷速为0.2-2 ℃/s时，组织为铁素体+珠光体，随着冷速的增大，铁素体的晶粒逐渐变细，这是因为γ→α是扩散型相变，随冷速的增大，试样转变的过冷度增大，促进α相形核率迅速增加，α相自由生长的空间距离减小，因此随冷却速增大，晶粒得到细化[3-4]。Q420FRE钢，其室温屈服强度要求 420 MPa以上，其目标组织为低碳贝氏体组织，相关文献也证实低碳贝氏体组织不仅可以提高耐火性能，也是满足大线能量低焊接裂纹敏感性较为理想的组织[5]。根据试验结果可知，当冷速为5 ℃/s时，试样发生贝氏体相变；
当冷却速度20 ℃/s时，其组织主要为粒状贝氏体；
冷速为80 ℃/s时，仍然为细小的粒状贝氏体，说明Q420FRE钢有较宽的控轧控冷生产窗口。从成分上看，试验钢中，加入一定量的Mo元素和适量Nb、V、Ti等微合金元素，是使试验钢在较大冷速范围内均能发生贝氏体转变的主要原因。固溶在钢中的Mo等元素会在α相和γ相界面聚集，抑制先共析铁素体的形成，Mn元素扩大γ相区，增加了奥氏体的稳定性，进一步抑制了α相的析出，固溶在钢中的Nb元素也可以抑制α相转变，促使亚稳γ相的体积分数增加，降低γ→α的相变温度，此外强碳化物形成元素的析出带走部分碳元素，奥氏体稳定性进一步降低，从而增大了贝氏体转变驱动力，使得贝氏体转变温度升高，相变速率增加，即在较低的冷却速率下仍能发生贝氏体转变[6-8]。随着冷却速度的增大，相变开始温度逐渐降低，亚稳奥氏体的体积分数增加，并且碳元素的扩散能力减弱，粒状贝氏体的析出碳化物更加均匀弥散。此外由于Q420FRE钢的碳含量和碳当量都比较低，贝氏体转变的冷速范围较大，在现场生产时，控制的工艺窗口较大，且没有马氏体组织的产生。

(1)Q420FRE钢的奥氏体化开始温度为：Ac1=764 ℃，完全奥氏体温度为Ac3=926 ℃。

(2)Q420FRE钢的硬度值随着冷却速度的增大而增大，当有贝氏体转变发生时，硬度值的增加逐渐减慢。

(3)当冷速为冷速为0.2-2 ℃/s时，组织为铁素体+珠光体，随着冷速的增加，晶粒渐细；
冷速达到5 ℃/s时，出现了明显的贝氏体转变；
冷速为10-15 ℃/s时，铁素体量逐渐减少，贝氏体量逐渐增加；
冷速大于为20 ℃/s时，组织为全贝氏体。

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