Ti微合金化對耐火建筑鋼組織和性能的影響

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(北京科技大學 鋼鐵共性技術協同創新中心， 北京 100083)

進入21世紀，城市高層建筑不斷涌現，耐火鋼因其具有良好的抗震性和耐火性而被廣泛應用[1]。耐火鋼在600 ℃時的屈服強度至少保持其室溫屈服強度的2/3[2]。Mo被認為是提高材料高溫力學性能最有效的元素之一，添加適量的Mo，可以促進形成粒狀貝氏體，粒狀貝氏體熱穩定性好，在其內部分布的M/A島組織是硬質相，可以保證耐火鋼的高溫強度[3]。目前，常規耐火鋼如NSFR400、NSFR490鋼中的Mo含量幾乎都超過0.5%[4]。然而，Mo作為微合金元素，價格昂貴，減少Mo的添加，可以降低生產成本。Speer等[5]研究了Nb和V微合金化替代部分Mo元素，取得了一定效果，但是成本依然很高。因此，尋找成本更低的微合金元素來替代Mo等成為耐火鋼的主要發展方向。

在本研究中，通過添加Ti替代部分Mo，并進行控軋控冷工藝處理，實驗室制備了具有不同Ti含量的低Mo耐火鋼，研究了Ti微合金化及控軋控冷工藝對其高溫強度的影響，并進行了理論分析以揭示Ti添加的主要高溫強化機理，為460 MPa級低成本耐火鋼的成分、工藝設計提供參考。

1 試驗材料與方法

1.1 成分設計

實驗室試制鋼板的化學成分見表1，采用低碳設計，碳含量控制在0.11%；3種試驗鋼都采用Mo微合金化，其質量分數小于0.3%；為穩定奧氏體，保證在控軋控冷狀態下得到更多的貝氏體組織，試驗鋼中還加入Si、Mn等元素，這些元素同時還能起到固溶強化和析出強化的作用，提高試驗鋼的強度。主要區別在于3種鋼采用不同Ti含量進行微合金化。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

1.2 冶煉與軋制

試驗鋼在25 kg真空感應爐中冶煉，鋼水澆鑄成尺寸為100 mm×80 mm×60 mm的鋼錠。熱變形采用兩階段軋制，即再結晶階段和未再結晶階段，在二輥軋機上經7道次熱軋成12 mm厚鋼板，加熱爐加熱溫度為1200 ℃，冷至1150 ℃左右開軋，終軋溫度880 ℃，軋后水冷到550 ℃左右保溫20 min，最后空冷至室溫。

1.3 力學性能測試及組織觀察

室溫拉伸試驗在CMT5605電子萬能試驗機上進行，高溫拉伸試驗在CM75105高溫拉伸試驗機上進行，顯微組織觀察分別在DM2700M光學顯微鏡、ULTRA55掃描電鏡和FEI TECNAI F20透射電鏡上進行。

2 試驗結果

2.1 力學性能

根據GB/T 28415—2012《耐火結構用鋼板及鋼帶》對熱軋鋼板沿橫向截取拉伸試樣，在600 ℃下保溫3 h進行高溫拉伸，其室溫和高溫力學性能見表2。由表2可知，Ti系列鋼的室溫屈服強度都在480 MPa以上，隨著Ti含量的增加，4Ti鋼、7Ti鋼和10Ti鋼的屈服強度呈現遞增的趨勢，分別為489、565及641 MPa。3種試驗鋼的斷后伸長率≥17%，塑性較好；屈強比均<0.85，符合460 MPa級耐火鋼抗震性能要求。3種試驗鋼的高溫屈服強度均高于307 MPa的標準要求，10Ti鋼達到394 MPa；其YS值(600 ℃屈服強度/室溫屈服強度)分別為0.65、0.68和0.62，基本達到耐火鋼性能要求，其中7Ti鋼YS比值0.68，超過0.67，滿足耐火鋼的使用標準。

表2 試驗鋼的力學性能

圖1 熱軋態試驗鋼的室溫顯微組織Fig.1 Room temperature microstructure of the hot-rolled tested steels(a1, a2) 4Ti; (b1, b2) 7Ti; (c1, c2) 10Ti

2.2 顯微組織及析出相

通過線切割，在試驗鋼板厚度的1/4處截取尺寸為5 mm×5 mm×5 mm的金相試樣。熱軋態試驗鋼的室溫顯微組織見圖1，4Ti鋼組織為多邊形鐵素體+復相組織(片層珠光體和粒狀貝氏體)，7Ti鋼為準多邊形鐵素體+M/A島，10Ti鋼為針狀鐵素體+M/A島。隨Ti含量的增加，3種試驗鋼的平均晶粒尺寸遞減，其鐵素體形態是從多邊形到準多邊形再到針狀的轉變過程。10Ti鋼晶粒尺寸最小，且組織分布均勻。

熱軋態試驗鋼經過600 ℃保溫回火3 h水淬后，其顯微組織的掃描電鏡、透射電鏡照片及EDS成分檢測結果如圖2所示。經高溫作用后，4Ti鋼仍保留完整的復相組織(片層珠光體+粒狀貝氏體)，這證實了粒狀貝氏體高溫穩定性較好，其內部分布的M/A島組織只發生少許分解，分解析出碳化物；通過EDS點掃描分析析出相成分得知，析出物是Mo、Ti的復合碳化物，尺寸在100～200 nm。與4Ti鋼一樣，7Ti鋼和10Ti鋼中的M/A島組織在保溫過程中分解析出碳化物，這是M/A島的細化過程[6]。

圖2 600 ℃保溫3 h后試驗鋼的組織及EDS分析Fig.2 Microstructure and EDS analysis of the tested steels held at 600 ℃ for 3 h(a) 4Ti; (b) 7Ti; (c) 10Ti

圖3 600 ℃保溫3 h后試驗鋼的TEM照片及EDS分析(a)4Ti鋼；(b)7Ti鋼；(c)10Ti鋼；(a1, b1, c1)位錯；(a2, b2, c2)納米析出相；(d)圖(c2)中箭頭所指析出物EDS分析Fig.3 TEM images and EDS analysis of the tested steels held at 600 ℃ for 3 h(a) 4Ti steel; (b) 7Ti steel; (c) 10Ti steel; (a1, b1, c1) dislocation; (a2, b2, c2) nano precipitation; (d) EDS analysis of precipitate indicated by arrow in Figure (c2)

對600 ℃保溫3 h后的3種試驗鋼進行透射電鏡觀察，由圖3可見，600 ℃保溫3 h后試驗鋼組織中仍保留部分位錯，10Ti鋼中晶界阻礙位錯的運動，所以在晶界處形成位錯墻；位錯相互纏結交割，對高溫強度有一定的積極作用[7]。在鐵素體基體中分布有大量彌散析出物，其中有大量小于10 nm的析出物，由EDS能譜分析(見圖3(d))顯示，10Ti鋼中析出物為Ti的碳化物。析出相會與基體中的位錯產生交互作用，具體會產生兩種不同類型的強化機制，一是位錯運動切割質點，稱為切割機制；二是不穿過質點，而是繞過它，并在其周圍留下位錯環，稱為繞過機制[8]。這兩種機制都將阻礙位錯運動，提高試驗鋼的室溫及高溫力學性能。

3 分析與討論

隨Ti含量的增加，3種試驗鋼的平均晶粒尺寸遞減，當Ti含量增加到0.1%時，10Ti鋼的組織以針狀鐵素體為主；考慮到3種成分試驗鋼的冷卻方式和軋制工藝相同，因此是化學成分引起的差異。Ti能使奧氏體再結晶停止溫度升高，從而擴大試驗鋼的非再結晶軋制溫度區間。一方面，Ti原子可以偏聚于奧氏體晶界處，溶質原子對晶界起拖曳作用，從而抑制奧氏體再結晶。另一方面，在奧氏體變形過程中，通過應變誘導析出的Ti(C,N)析出物會釘扎晶粒邊界，阻礙晶粒再結晶長大[9]。在再結晶區進行軋制，變形和奧氏體再結晶同時進行，通過形變-再結晶反復交錯進行奧氏體晶粒細化，但晶粒細化效果不如非再結晶區軋制。在奧氏體非再結晶區進行軋制，多道次的變形使奧氏體晶粒被拉長，晶內產生畸變，存在大量位錯、形變帶。形變帶的增多給鐵素體提供了更多的形核點，鐵素體形核點增加，發生相變后晶粒尺寸減小。因此，相比于在奧氏體再結晶區軋制，在未再結晶區進行軋制細化晶粒效果更加明顯[10]。所以，4Ti鋼、7Ti鋼和10Ti鋼隨著Ti含量的增加，抑制奧氏體再結晶越明顯，可間接起到細化晶粒的作用。

從掃描電鏡下可以觀察到，Ti系列試驗鋼中都形成了形態不一的M/A島硬質相。首先，Mo能增加鋼的淬透性，使CCT曲線右移，所以在軋后水冷的過程中會直接進入貝氏體轉變區，發生貝氏體轉變。其次，軋后冷卻方式采用水冷，冷卻速率快，C元素在滲碳體和鐵素體之間來不及擴散，水冷至貝氏體轉變溫度形成粒狀貝氏體[11]。粒狀貝氏體是耐火鋼理想的組織，在其內部分布的M/A島組織是硬質相，且M/A島組織熱穩定性好。由高溫TEM組織觀察可知，在600 ℃保溫3 h后，M/A島組織只發生分解細化，分解析出合金碳化物，M/A島的細化過程使基體與硬質相的變形更加協調，細小碳化物與位錯相互作用對高溫屈服強度有一定的積極作用[12]。

由圖3的TEM照片可以發現，3種試驗鋼中存在大量位錯，10Ti鋼在晶界處出現位錯墻。這是試驗鋼在熱軋變形過程中，變形奧氏體內形成了大量位錯；發生相變后，位錯保留在鐵素體晶粒內，當施加外力時，位錯在滑移過程中發生纏結，起到位錯強化作用[13]。另一方面，鐵素體基體內有大量小于10 nm的小顆粒析出物，由于軋后水冷抑制相間析出，只在中間處理溫度下保溫時發生了部分彌散析出，所以控軋控冷態試驗鋼已經存在部分納米級析出物，大部分Ti元素是處于固溶狀態；在高溫回火時有大量新的納米析出物析出，舊的析出物發生了粗化長大，但仍然處于納米級別。納米級析出物與位錯發生交互作用，阻礙位錯運動。

由力學性能測試結果可知，在微合金化技術和控軋控冷技術的共同作用下，4Ti鋼、7Ti鋼和10Ti鋼獲得理想的耐火鋼組織：鐵素體+粒狀貝氏體+M/A島。在相變強化、析出強化、細晶強化及位錯強化的共同作用下，使得4Ti鋼、7Ti鋼和10Ti鋼獲得了良好的高溫力學性能，實現了低成本、高強度及工藝流程簡化。

4 結論

1) 控軋控冷態試驗鋼的顯微組織是由鐵素體、粒狀貝氏體、M/A島所組成的混合組織，其中粒狀貝氏體、M/A島是耐火鋼的理想組織。試驗鋼的平均晶粒尺寸隨Ti含量的增加而遞減，Ti含量為0.1%的試驗鋼中的鐵素體主要以針狀形式存在，其細化晶粒效果最好。在600 ℃保溫3 h后，試驗鋼中大量析出納米碳化物，析出強化效果明顯。

2) 力學性能結果顯示，3種試驗鋼的室溫屈服強度都在460 MPa以上，斷后伸長率≥17%，表現出良好的塑性，屈強比皆小于0.85，滿足抗震性能要求。在600 ℃保溫3 h后，試驗鋼中的M/A島組織發生分解細化，使得基體與硬質相的變形更加協調，使其高溫力學性能更優異。

3) 在相變強化、析出強化、細晶強化及位錯強化的共同作用下，不同Ti含量的試驗鋼獲得了良好的高溫力學性能，其YS值分別為0.65、0.68和0.62，基本達到耐火鋼的性能要求，其中Ti含量為0.07%的試驗鋼耐火性能更優異。