耐火鋼Q420FRE的SH-CCT曲線及相變動力學研究

覃展鵬，王紅鴻，任曉輝，吳開明

(1. 武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應用湖北省協同創新中心，湖北 武漢，430081)

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耐火鋼Q420FRE的SH-CCT曲線及相變動力學研究

覃展鵬，王紅鴻，任曉輝，吳開明

(1. 武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應用湖北省協同創新中心，湖北 武漢，430081)

利用熱模擬試驗測定耐火鋼Q420FRE在不同焊接熱循環下的熱膨脹曲線，結合顯微組織觀察及硬度測試結果，繪制其焊接熱影響區的連續冷卻轉變(SH-CCT)曲線，分析t8/5(從800 ℃到500 ℃的冷卻時間)對試驗鋼組織、硬度及相轉變速率的影響。結果表明，在較大的t8/5范圍內，Q420FRE鋼熱影響區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；試驗鋼具有較高的貝氏體轉變溫度，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束溫度逐漸降低，相變速率增大，相變溫度區間變化不明顯；當t8/5為50、80 s時，相變速率有所降低，相變溫度區間稍有增大。

耐火鋼；Q420FRE；SH-CCT；熱影響區；冷卻速率；貝氏體轉變；相變速率

Q420FRE鋼為南京鋼鐵聯合有限公司(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，并復合添加了Cr、Nb、V等元素，具有屈強比低、耐火性能良好及生產成本低等特點。在常態下，微合金化元素固溶在基體中，遇到火災后(溫度高于500 ℃)，可通過析出1～10 nm的Nb(C，N)強化相來補償高溫狀態下強度的下降[1]。此外，添加0.2%左右的Mo元素，一方面可通過Mo的固溶強化和Mo富集區的沉淀強化來提高鋼的高溫強度，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)強化相，在高溫下通過“智能化反應”來達到耐火的目的[2-3]。

采用該耐火鋼建造高層建筑結構時，電弧焊是主要的連接方式，而焊接熱循環中鋼的熱影響區(HAZ)受熱情況復雜，各區域由于組織、晶粒大小不同而性能各異，因此成為整個焊接接頭的薄弱環節，直接影響了建筑結構的穩定性和安全性。而鋼的焊接熱影響區連續冷卻轉變曲線(SH-CCT)可反映不同焊接熱循環下熱影響區組織的相變過程和特征，可為評價鋼的焊接性能及焊接工藝參數的選取提供數據支持。

基于此，本文利用膨脹法測定了不同焊接熱循環下耐火鋼Q420FRE的臨界相變溫度，結合組織與硬度分析，繪制了熱影響區的SH-CCT圖，在此基礎上對耐火鋼在連續冷卻過程中的相變動力學進行探究。

1 試驗

試驗材料為南鋼生產的耐火鋼Q420FRE，其供貨狀態為熱軋+淬火，化學成分見表1。利用Gleeble 3800型熱模擬機對鋼樣的焊接熱循環過程進行模擬試驗，具體工藝為：設定升溫速率為200 ℃/s，峰值溫度為1300 ℃，峰值溫度停留時間為1 s，鋼樣從800 ℃冷卻至500 ℃時間t8/5分別為6、15、30、50、80、150、300、600 s，由此獲得試驗鋼在不同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)。利用熱分析法測得試驗鋼在不同加熱速率下的Ac1、Ac3，結果如表2所示。由表2可知，采用Olympus BM51型光學顯微鏡(OM)和Nova 400 Nano型掃描電鏡(SEM)對試樣焊接熱影響區的顯微組織進行觀察，用JEM-2100F型透射電鏡(TEM)和能譜儀(EDS)對析出物的形貌及成分進行分析，用MICROMET5101型硬度計測量試樣的顯微硬度，試驗載荷為200 g。

表1 Q420FRE鋼的化學成分(wB/%)

焊接條件下試驗鋼母材的奧氏體化溫度與平衡狀態下相比顯著升高。

表2 Q420FRE鋼的臨界溫度點

2 結果與分析

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)，采用切線法對曲線進行分析，得該條件下鋼樣的相變溫度點。基于此方法，可得不同t8/5條件下試驗鋼的相變開始溫度與結束溫度，結果如圖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束溫度均呈升高趨勢，分別由636 ℃和501 ℃升高到742 ℃和600 ℃；當t8/5為50、80 s時，相變開始溫度比t8/5為150 s時分別高出12 ℃和36 ℃，相變點發生突變，相變溫度區間相對增大。

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

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t8/5在30～300 s范圍內時，試樣組織以粒狀貝氏體為主；在較快冷卻時(t8/5<30 s)，組織中開始有板條狀馬氏體生成，而當較慢冷卻時(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t8/5為6 s時，析出相主要呈點、粒狀結構，尺寸相對較小，分布較為密集:t8/5為600 s時，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，且尺寸相對較大。結合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的硬度變化，其中測得試驗鋼母材的硬度(HV0.2)為195。由圖6可知，t8/5在6～600 s冷卻范圍時，熱影響區鋼樣硬度值(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的顯微硬度曲線

2.4 SH-CCT曲線

依據所測不同t8/5條件下鋼樣的相變開始溫度與結束溫度、熱影響區組織以及顯微硬度，繪制耐火鋼Q420FRE的SH-CCT曲線，結果如圖7所示。由圖7可見，該試驗鋼組織以貝氏體為主，在冷卻速率較大時(t8/5為6～30 s)，試驗鋼轉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，即t8/5在150～600 s范圍內，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 相變動力學曲線

依據相變量與相變體積效應成正比的關系，采用杠桿定律計算不同冷卻速率下奧氏體轉變為新相的體積分數，得試驗鋼的相變動力學曲線，結果如圖8所示。從圖8(a)中可以看出，不同冷卻條件下，相轉變體積分數f隨溫度的變化趨勢大致相同，結合圖2可知，當t8/5分別為50 s和80 s時，試驗鋼的相轉變溫度區間變大，且與t8/5為150 s時的動力學曲線在相轉變開始的一段時間內發生明顯交割，這表明t8/5=50 s和80 s開始的相轉變速率急劇降低，相轉變受到抑制。從圖8(b)可見，隨著冷卻速率的提高，曲線斜率隨之增大，即相轉變速率逐漸增大；而當t8/5為50和80 s時，曲線斜率明顯降低，奧氏體開始轉變的時間明顯后移，相變持續時間明顯延長。

(a) 隨溫度變化

(b) 隨時間變化

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

3 討論

3.1 冷卻速率對Q420FRE鋼相變動力學的影響

依據Johnson和Mehl的恒溫轉變動力學曲線的數學表達式，假設形核率I和核心長大速率u均為恒值，可推出相變動力學方程為：

(1)

式中：t為相變時間。

事實上，在連續冷卻過程中，溫度、新相形核率及晶核長大速率均隨時間而改變，因此一般采用Avrami方程來描述相變動力學，即：

f=1-exp(-Btn)

(2)

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

當B、n為對應相變過程的確定數值時，可繪制相變體積分數f與時間的關系曲線，這與圖8(b)所示的相變動力學曲線趨勢基本相同。此外，由于不同冷卻速率下試驗鋼的相變過程各異，所以通過Avrami 模型分析實驗所得的動力學曲線時，不同冷卻速率的曲線各不相同且呈現連續變化的趨勢，即B、n隨冷卻速率的改變而發生變化。

由圖8可見，在對應冷卻速率下的相變動力學曲線中，相轉變體積分數f隨時間和溫度的變化規律為：開始階段緩慢增加，隨后快速升高，轉變接近完成時逐漸趨于平緩，這與貝氏體轉變的形核與長大機制有關。

從圖8中還可以看出，隨著冷卻速率的降低(t8/5增加)，相變動力學曲線右移，曲線斜率變小，相變開始與結束的溫度區間和時間區間增大，相變開始與結束溫度升高。一方面，這是因為冷卻速率較小時，溫度梯度ΔT較小，相變驅動力隨之減小，不利于相轉變過程的進行；另一方面，由于在連續冷卻過程中，新相形核率I和晶核長大速率u隨著溫度與時間的改變而改變，即不同冷卻速率下I和u發生連續變化，隨著冷卻速率的降低，相變驅動力減小，I、u受到影響而發生變化，特別是晶核長大速率u會有所減小；此外，在慢冷條件下，貝氏體相變需要靠元素的充分擴散來完成[4]，因此相變曲線也相對較緩，其中原子擴散系數的溫度函數可表示為：

(3)

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

由于貝氏體相變為半擴散半切變機制，在冷卻速率較大時，碳原子擴散受溫度的影響，擴散系數逐漸減小，此時擴散型相變逐漸被抑制，而非擴散型相變則變為主導，相變驅動力減小，故Bs(貝氏體轉變開始溫度)和Bf(貝氏體轉變結束溫度)逐漸降低[5]。

3.2 合金元素對Q420FRE鋼相變動力學的影響

本研究用耐火鋼Q420FRE采用低Mo復合添加適量Nb、V、Ti的合金成分體系，其中Nb添加量較高(w(Nb)=0.09%)。該合金設計在一定程度上促進了貝氏體轉變，是試驗鋼在較大冷卻速率范圍內均能發生貝氏體轉變且轉變溫度較高的主要原因。

首先，Nb元素影響了貝氏體轉變的冷卻速率范圍，使其由6～20 ℃/s擴大到1～20 ℃/s，這是因為固溶在鋼中的Nb抑制了鐵素體轉變，使其轉變量減少，從而使得亞穩奧氏體的體積分數增加；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，添加的Mo、Mn元素會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，同時強碳化物形成元素的析出帶走部分碳元素，奧氏體穩定性降低，增大了貝氏體轉變驅動力，使得貝氏體轉變溫度升高，相變速率增加，即在較低的冷卻速率下仍能發生貝氏體轉變[6-8]。另一方面，隨著相變溫度的逐漸降低，亞穩奧氏體的體積分數增加，碳含量降低，奧氏體晶粒越細小，過冷奧氏體的淬透性降低，最終使得貝氏體轉變的冷速范圍增大，而馬氏體轉變趨勢減弱，尤其是冷速為1～5 ℃/s時[9]。而Mo元素的添加也增加了過冷奧氏體的穩定性，在連續冷卻過程中，使貝氏體轉變在很寬的冷卻速率范圍內發生[10]。

t8/5為50 s和80 s時，Bs相對t8/5為150 s時較高，而Bf則相對較低，相變區間增大，這是由于在該冷卻速率范圍內，Nb(C，N)在邊界析出消耗了一部分碳，降低了奧氏體穩定性，同時也導致奧氏體內外碳濃度差變大，加速了碳的擴散，相變驅動力增加，促進了貝氏體轉變，使得該冷卻速率下Bs相對較高，但由于碳濃度極小，擴散所需時間增加，導致完成相變所用時間變長，Bf降低。

4 結論

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

(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束溫度逐漸降低，貝氏體相變速率增加，且相變溫度區間變化不大；而當t8/5為50～80 s時，貝氏體相變速率減小，相變溫度區間變大。

(3) 耐火鋼Q420FRE在連續冷卻條件下，貝氏體相變溫度高于傳統貝氏體相變溫度，這是因為合金元素的作用及強碳氮化物的析出降低了奧氏體穩定性，進而促進了貝氏體轉變。

(4) 耐火鋼Q420FRE的組織穩定性良好，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

國家自然科學基金資助項目(50734004)；南京鋼鐵股份有限公司技術開發項目(20150909)．

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

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

TG407

A

1674-3644(2017)02-0088-07