李建賓, 欽祥斗

(南京鋼鐵股份有限公司， 江蘇 南京 210035)

引 言

20世紀(jì)80年代，日本率先開(kāi)發(fā)出耐火鋼，其在600 ℃高溫下還可以保持 2/3 以上的室溫屈服強(qiáng)度，同時(shí)還具有較好的塑性與較低的屈強(qiáng)比(小于 80%)，達(dá)到抗震要求，以保證在火災(zāi)以及地震發(fā)生時(shí)，建筑具有更高的安全性，因此耐火鋼的應(yīng)用越來(lái)越廣泛[1-2]。

當(dāng)耐火鋼的成分設(shè)定后，其力學(xué)性能取決于其微觀組織類(lèi)型，某公司生產(chǎn)的建筑用抗震耐火鋼Q420FRE，采用微合金化——控軋控冷工藝進(jìn)行生產(chǎn)，為保證質(zhì)量穩(wěn)定，研究其在不同冷卻速度下的組織轉(zhuǎn)變情況，具有十分重要現(xiàn)實(shí)意義。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用鋼為熱軋態(tài)的 Q420FRE鋼板，板厚 20 mm，其化學(xué)成分為：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)適量。將其加工成圖1和圖2所示試樣若干。

圖1 臨界相變點(diǎn)測(cè)試用試樣示意圖

圖2 動(dòng)態(tài)CCT曲線測(cè)試用試樣示意圖

將圖1所示試樣，置于DIL402PC熱膨脹儀，以0.05 ℃/s的速率升溫至1000 ℃，保溫20 min，測(cè)定熱膨脹曲線，通過(guò)曲線確定臨界轉(zhuǎn)變溫度Ac1和Ac3。

將圖2所示試樣，置于Gleeble3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)，測(cè)定動(dòng)態(tài)CCT曲線，試驗(yàn)工藝如圖3所示，具體為：以10 ℃/s升溫至1200 ℃，保溫3 min，然后以5 ℃/s的速率冷卻至900 ℃，停留30 s，以1s-1的應(yīng)變速率壓縮變形50%，接著分別以0.2 ℃/s、0.5 ℃/s、1 ℃/s、2 ℃/s、5 ℃/s、10 ℃/s、15 ℃/s、20 ℃/s、30 ℃/s、50 ℃/s、80 ℃/s的速率冷卻至室溫，測(cè)定相應(yīng)溫度和體積變化曲線。將試驗(yàn)后的試樣沿焊接熱電偶的位置橫向剖開(kāi)，磨拋后用4%硝酸酒精溶液浸蝕，分析金相組織、測(cè)試維氏硬度，結(jié)合測(cè)定的溫度——體積變化曲線，在時(shí)間-溫度坐標(biāo)中畫(huà)出鋼在壓縮變形后的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，即動(dòng)態(tài) CCT 曲線。

圖3 Q420FRE鋼動(dòng)態(tài)CCT曲線測(cè)定工藝

2 試驗(yàn)結(jié)果

圖4為測(cè)定的Q420FRE鋼的熱膨脹曲線，通過(guò)該曲線確定奧氏體化的開(kāi)始溫度為Ac1=764 ℃，奧氏體化完全溫度為Ac3=926 ℃。

圖4 Q420FRE鋼熱膨脹曲線

圖5為相同的加熱和變形條件，不同冷速下的顯微組織，從不同速度的顯微組織可知，在所有試驗(yàn)工藝條件下，Q420FRE鋼只有鐵素體、珠光體和貝氏體的相變，未發(fā)生馬氏體相變。當(dāng)冷速為0.2 ℃/s時(shí)，組織為鐵素體+珠光體，鐵素體晶粒較粗；當(dāng)冷速為0.5 ℃/s時(shí)，組織為鐵素體+少量珠光體，鐵素體晶粒部分出現(xiàn)細(xì)化；當(dāng)冷速為1 ℃/s時(shí)，組織為鐵素體+少量珠光體，鐵素體晶?？傮w都明顯變??；當(dāng)冷速為2 ℃/s時(shí)，組織為鐵素體+少量珠光體+少量貝氏體，此時(shí)開(kāi)始出現(xiàn)貝氏體相變；當(dāng)冷速為5 ℃/s時(shí)，組織為鐵素體+粒狀貝氏體，此時(shí)已不發(fā)生珠光體相變，貝氏體量明顯增加；當(dāng)冷速為10 ℃/s時(shí)，組織為鐵素體+粒狀貝氏體，貝氏體量占比過(guò)半；當(dāng)冷速為15 ℃/s時(shí)，組織為粒狀貝氏體+鐵素體，此時(shí)以貝氏體為主，只有少量鐵素體；當(dāng)冷速為20 ℃/s時(shí)，組織為細(xì)小的粒狀貝氏體，無(wú)其他相；當(dāng)冷速為30-80 ℃/s時(shí)，組織也為細(xì)小的粒狀貝氏體，隨著冷速降低，貝氏體更加細(xì)小，無(wú)其他明顯差異，在最大冷速80 ℃/s下，也未發(fā)生馬氏體相變。

圖5 Q420FRE鋼不同冷速下的組織

根據(jù)表1測(cè)定的不同冷速下的組織硬度結(jié)果，繪制出硬度隨冷卻速度變化的關(guān)系曲線，如圖6所示，可以看出，冷速為0.2- 2 ℃/s時(shí)，組織主要為鐵素體+珠光體，隨著冷速的增加，晶粒漸細(xì)，硬度逐漸增加；冷速達(dá)到5 ℃/s時(shí)，出現(xiàn)了明顯的貝氏體轉(zhuǎn)變，曲線斜率增大，說(shuō)明硬度有顯著提高；冷速為10-80 ℃/s時(shí)，隨著鐵素體量的減少，貝氏體量逐漸增加，Q420FRE鋼的硬度緩慢提高，最大硬度為237HV10。

表1 Q420FRE鋼不同冷速下的組織硬度

圖6 Q420FRE鋼硬度隨冷卻速度變化的關(guān)系曲線

根據(jù)測(cè)定的溫度和體積變化曲線，確定不同冷速下的各種相變起始點(diǎn)溫度和終了點(diǎn)溫度，并結(jié)合金相組織類(lèi)型以及維氏硬度變化情況，繪出動(dòng)態(tài) Q420FRE鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線，如圖7所示，通過(guò)該圖可以很明了的看出不同冷速下的組織轉(zhuǎn)變情況。

圖7 Q420FRE鋼動(dòng)態(tài)CCT曲線

3 討論與分析

低碳微合金鋼在緩慢冷卻條件下，其組織應(yīng)為鐵素體+珠光體，由試驗(yàn)結(jié)果可以看出，冷速為0.2-2 ℃/s時(shí)，組織為鐵素體+珠光體，隨著冷速的增大，鐵素體的晶粒逐漸變細(xì)，這是因?yàn)棣谩潦菙U(kuò)散型相變，隨冷速的增大，試樣轉(zhuǎn)變的過(guò)冷度增大，促進(jìn)α相形核率迅速增加，α相自由生長(zhǎng)的空間距離減小，因此隨冷卻速增大，晶粒得到細(xì)化[3-4]。Q420FRE鋼，其室溫屈服強(qiáng)度要求 420 MPa以上，其目標(biāo)組織為低碳貝氏體組織，相關(guān)文獻(xiàn)也證實(shí)低碳貝氏體組織不僅可以提高耐火性能，也是滿足大線能量低焊接裂紋敏感性較為理想的組織[5]。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果可知，當(dāng)冷速為5 ℃/s時(shí)，試樣發(fā)生貝氏體相變；當(dāng)冷卻速度20 ℃/s時(shí)，其組織主要為粒狀貝氏體；冷速為80 ℃/s時(shí)，仍然為細(xì)小的粒狀貝氏體，說(shuō)明Q420FRE鋼有較寬的控軋控冷生產(chǎn)窗口。從成分上看，試驗(yàn)鋼中，加入一定量的Mo元素和適量Nb、V、Ti等微合金元素，是使試驗(yàn)鋼在較大冷速范圍內(nèi)均能發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變的主要原因。固溶在鋼中的Mo等元素會(huì)在α相和γ相界面聚集，抑制先共析鐵素體的形成，Mn元素?cái)U(kuò)大γ相區(qū)，增加了奧氏體的穩(wěn)定性，進(jìn)一步抑制了α相的析出，固溶在鋼中的Nb元素也可以抑制α相轉(zhuǎn)變，促使亞穩(wěn)γ相的體積分?jǐn)?shù)增加，降低γ→α的相變溫度，此外強(qiáng)碳化物形成元素的析出帶走部分碳元素，奧氏體穩(wěn)定性進(jìn)一步降低，從而增大了貝氏體轉(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]。隨著冷卻速度的增大，相變開(kāi)始溫度逐漸降低，亞穩(wěn)奧氏體的體積分?jǐn)?shù)增加，并且碳元素的擴(kuò)散能力減弱，粒狀貝氏體的析出碳化物更加均勻彌散。此外由于Q420FRE鋼的碳含量和碳當(dāng)量都比較低，貝氏體轉(zhuǎn)變的冷速范圍較大，在現(xiàn)場(chǎng)生產(chǎn)時(shí)，控制的工藝窗口較大，且沒(méi)有馬氏體組織的產(chǎn)生。

4 結(jié)論

(1)Q420FRE鋼的奧氏體化開(kāi)始溫度為：Ac1=764 ℃，完全奧氏體溫度為Ac3=926 ℃。

(2)Q420FRE鋼的硬度值隨著冷卻速度的增大而增大，當(dāng)有貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生時(shí)，硬度值的增加逐漸減慢。

(3)當(dāng)冷速為冷速為0.2-2 ℃/s時(shí)，組織為鐵素體+珠光體，隨著冷速的增加，晶粒漸細(xì)；冷速達(dá)到5 ℃/s時(shí)，出現(xiàn)了明顯的貝氏體轉(zhuǎn)變；冷速為10-15 ℃/s時(shí)，鐵素體量逐漸減少，貝氏體量逐漸增加；冷速大于為20 ℃/s時(shí)，組織為全貝氏體。