覃展鹏，王红鸿，任晓辉，吴开明

(1. 武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室，湖北 武汉，430081；2. 武汉科技大学高性能钢铁材料及其应用湖北省协同创新中心，湖北 武汉，430081)



耐火钢Q420FRE的SH-CCT曲线及相变动力学研究

覃展鹏，王红鸿，任晓辉，吴开明

(1. 武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室，湖北 武汉，430081；2. 武汉科技大学高性能钢铁材料及其应用湖北省协同创新中心，湖北 武汉，430081)

利用热模拟试验测定耐火钢Q420FRE在不同焊接热循环下的热膨胀曲线，结合显微组织观察及硬度测试结果，绘制其焊接热影响区的连续冷却转变(SH-CCT)曲线，分析t8/5(从800 ℃到500 ℃的冷却时间)对试验钢组织、硬度及相转变速率的影响。结果表明，在较大的t8/5范围内，Q420FRE钢热影响区组织均以贝氏体为主，硬度(HV0.2)变化范围为185～208，与母材基本相当；试验钢具有较高的贝氏体转变温度，随着t8/5的减小(除50、80 s外)，即冷却速率的增加，贝氏体相变开始温度和结束温度逐渐降低，相变速率增大，相变温度区间变化不明显；当t8/5为50、80 s时，相变速率有所降低，相变温度区间稍有增大。

耐火钢；Q420FRE；SH-CCT；热影响区；冷却速率；贝氏体转变；相变速率

Q420FRE钢为南京钢铁联合有限公司(以下简称为南钢)研制的智能型抗震耐火钢，其将Mo含量降至0.2%以下，并复合添加了Cr、Nb、V等元素，具有屈强比低、耐火性能良好及生产成本低等特点。在常态下，微合金化元素固溶在基体中，遇到火灾后(温度高于500 ℃)，可通过析出1～10 nm的Nb(C，N)强化相来补偿高温状态下强度的下降[1]。此外，添加0.2%左右的Mo元素，一方面可通过Mo的固溶强化和Mo富集区的沉淀强化来提高钢的高温强度，另一方面，Mo元素也可使奥氏体中Nb固溶量上升，在铁素体中析出更多的Nb(C，N)强化相，在高温下通过“智能化反应”来达到耐火的目的[2-3]。

采用该耐火钢建造高层建筑结构时，电弧焊是主要的连接方式，而焊接热循环中钢的热影响区(HAZ)受热情况复杂，各区域由于组织、晶粒大小不同而性能各异，因此成为整个焊接接头的薄弱环节，直接影响了建筑结构的稳定性和安全性。而钢的焊接热影响区连续冷却转变曲线(SH-CCT)可反映不同焊接热循环下热影响区组织的相变过程和特征，可为评价钢的焊接性能及焊接工艺参数的选取提供数据支持。

基于此，本文利用膨胀法测定了不同焊接热循环下耐火钢Q420FRE的临界相变温度，结合组织与硬度分析，绘制了热影响区的SH-CCT图，在此基础上对耐火钢在连续冷却过程中的相变动力学进行探究。

1 试验

试验材料为南钢生产的耐火钢Q420FRE，其供货状态为热轧+淬火，化学成分见表1。利用Gleeble 3800型热模拟机对钢样的焊接热循环过程进行模拟试验，具体工艺为：设定升温速率为200 ℃/s，峰值温度为1300 ℃，峰值温度停留时间为1 s，钢样从800 ℃冷却至500 ℃时间t8/5分别为6、15、30、50、80、150、300、600 s，由此获得试验钢在不同t8/5条件下的热膨胀曲线(t8/5可用于表征不同的焊接冷却速率，即不同的焊接热循环)。利用热分析法测得试验钢在不同加热速率下的Ac1、Ac3，结果如表2所示。由表2可知，采用Olympus BM51型光学显微镜(OM)和Nova 400 Nano型扫描电镜(SEM)对试样焊接热影响区的显微组织进行观察，用JEM-2100F型透射电镜(TEM)和能谱仪(EDS)对析出物的形貌及成分进行分析，用MICROMET5101型硬度计测量试样的显微硬度，试验载荷为200 g。

表1 Q420FRE钢的化学成分(wB/%)

焊接条件下试验钢母材的奥氏体化温度与平衡状态下相比显著升高。

表2 Q420FRE钢的临界温度点

2 结果与分析

2.1 相变温度

图1所示为耐火钢Q420FRE典型的焊接热膨胀曲线(t8/5=6 s)，采用切线法对曲线进行分析，得该条件下钢样的相变温度点。基于此方法，可得不同t8/5条件下试验钢的相变开始温度与结束温度，结果如图2所示。从图2中可以看出，除t8/5为50、80 s以外，随着t8/5的增加，即冷却速率的降低，相变开始温度和相变结束温度均呈升高趋势，分别由636 ℃和501 ℃升高到742 ℃和600 ℃；当t8/5为50、80 s时，相变开始温度比t8/5为150 s时分别高出12 ℃和36 ℃，相变点发生突变，相变温度区间相对增大。

图1 Q420FRE钢的热膨胀曲线(t8/5=6 s)

图2 不同t8/5条件下Q420FRE钢的相变温度点

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

2.2 微观组织

图3和图4所示为不同t8/5条件下钢样在热影响区的OM和SEM照片，其中字母M、B、P分别代表马氏体、贝氏体和珠光体。从图3和图4可以看出，当t8/5在30～300 s范围内时，试样组织以粒状贝氏体为主；在较快冷却时(t8/5<30 s)，组织中开始有板条状马氏体生成，而当较慢冷却时(t8/5>150 s)，组织中有少量珠光体生成。由此可见，该钢种在较宽的冷却速率范围内均有贝氏体组织形成。

(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

图3 不同t8/5条件下钢样在热影响区的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

图4 不同t8/5条件下钢样在热影响区的SEM照片

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

图5为t8/5在6、600 s条件下钢样中析出相的TEM照片及EDS图谱。由图5可见，当t8/5为6 s时，析出相主要呈点、粒状结构，尺寸相对较小，分布较为密集:t8/5为600 s时，除尺寸较小的析出相外，局部还可观察到少量的块状析出物，且尺寸相对较大。结合EDS分析可知，两组冷却速率下所得钢样的析出相均含有Nb、Ti元素。

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

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

图5t8/5为6、600 s时析出相的TEM照片及EDS能谱

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

2.3 显微硬度

图6所示为不同t8/5条件下钢样热影响区的硬度变化，其中测得试验钢母材的硬度(HV0.2)为195。由图6可知，t8/5在6～600 s冷却范围时，热影响区钢样硬度值(HV0.2)在185～208之间，变化不明显，且与母材硬度基本一致。

图6 不同t8/5条件下钢样在热影响区的显微硬度曲线

2.4 SH-CCT曲线

依据所测不同t8/5条件下钢样的相变开始温度与结束温度、热影响区组织以及显微硬度，绘制耐火钢Q420FRE的SH-CCT曲线，结果如图7所示。由图7可见，该试验钢组织以贝氏体为主，在冷却速率较大时(t8/5为6～30 s)，试验钢转变组织中有极少量马氏体生成，含量在3%左右，而冷却速率较小时，即t8/5在150～600 s范围内，组织中有少量珠光体生成，且含量不超过10%。

图7 Q420FRE钢的SH-CCT曲线

2.5 相变动力学曲线

依据相变量与相变体积效应成正比的关系，采用杠杆定律计算不同冷却速率下奥氏体转变为新相的体积分数，得试验钢的相变动力学曲线，结果如图8所示。从图8(a)中可以看出，不同冷却条件下，相转变体积分数f随温度的变化趋势大致相同，结合图2可知，当t8/5分别为50 s和80 s时，试验钢的相转变温度区间变大，且与t8/5为150 s时的动力学曲线在相转变开始的一段时间内发生明显交割，这表明t8/5=50 s和80 s开始的相转变速率急剧降低，相转变受到抑制。从图8(b)可见，随着冷却速率的提高，曲线斜率随之增大，即相转变速率逐渐增大；而当t8/5为50和80 s时，曲线斜率明显降低，奥氏体开始转变的时间明显后移，相变持续时间明显延长。

(a) 随温度变化

(b) 随时间变化

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

3 讨论

3.1 冷却速率对Q420FRE钢相变动力学的影响

依据Johnson和Mehl的恒温转变动力学曲线的数学表达式，假设形核率I和核心长大速率u均为恒值，可推出相变动力学方程为：

(1)

式中：t为相变时间。

事实上，在连续冷却过程中，温度、新相形核率及晶核长大速率均随时间而改变，因此一般采用Avrami方程来描述相变动力学，即：

f=1-exp(-Btn)

(2)

式中：B为与转变温度相关的参数，包括了形核与长大的影响；n为Avrami指数，取决于相变类型，特别是微观形核机制与长大机制。

当B、n为对应相变过程的确定数值时，可绘制相变体积分数f与时间的关系曲线，这与图8(b)所示的相变动力学曲线趋势基本相同。此外，由于不同冷却速率下试验钢的相变过程各异，所以通过Avrami 模型分析实验所得的动力学曲线时，不同冷却速率的曲线各不相同且呈现连续变化的趋势，即B、n随冷却速率的改变而发生变化。

由图8可见，在对应冷却速率下的相变动力学曲线中，相转变体积分数f随时间和温度的变化规律为：开始阶段缓慢增加，随后快速升高，转变接近完成时逐渐趋于平缓，这与贝氏体转变的形核与长大机制有关。

从图8中还可以看出，随着冷却速率的降低(t8/5增加)，相变动力学曲线右移，曲线斜率变小，相变开始与结束的温度区间和时间区间增大，相变开始与结束温度升高。一方面，这是因为冷却速率较小时，温度梯度ΔT较小，相变驱动力随之减小，不利于相转变过程的进行；另一方面，由于在连续冷却过程中，新相形核率I和晶核长大速率u随着温度与时间的改变而改变，即不同冷却速率下I和u发生连续变化，随着冷却速率的降低，相变驱动力减小，I、u受到影响而发生变化，特别是晶核长大速率u会有所减小；此外，在慢冷条件下，贝氏体相变需要靠元素的充分扩散来完成[4]，因此相变曲线也相对较缓，其中原子扩散系数的温度函数可表示为：

(3)

式中：D0为扩散常数，cm2·s-1；Q为扩散激活能，J·mol-1；R为理想气体常数；T为温度，K。

由于贝氏体相变为半扩散半切变机制，在冷却速率较大时，碳原子扩散受温度的影响，扩散系数逐渐减小，此时扩散型相变逐渐被抑制，而非扩散型相变则变为主导，相变驱动力减小，故Bs(贝氏体转变开始温度)和Bf(贝氏体转变结束温度)逐渐降低[5]。

3.2 合金元素对Q420FRE钢相变动力学的影响

本研究用耐火钢Q420FRE采用低Mo复合添加适量Nb、V、Ti的合金成分体系，其中Nb添加量较高(w(Nb)=0.09%)。该合金设计在一定程度上促进了贝氏体转变，是试验钢在较大冷却速率范围内均能发生贝氏体转变且转变温度较高的主要原因。

首先，Nb元素影响了贝氏体转变的冷却速率范围，使其由6～20 ℃/s扩大到1～20 ℃/s，这是因为固溶在钢中的Nb抑制了铁素体转变，使其转变量减少，从而使得亚稳奥氏体的体积分数增加；而Nb含量高则大大降低了γ→α的相变温度，使钢在不添加Mo的情况下，就可获得以低碳贝氏体为主的室温组织。同时，添加的Mo、Mn元素会在铁素体和奥氏体相界面聚集，抑制了先共析铁素体的形成；由于奥氏体含碳量较低，同时强碳化物形成元素的析出带走部分碳元素，奥氏体稳定性降低，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]。另一方面，随着相变温度的逐渐降低，亚稳奥氏体的体积分数增加，碳含量降低，奥氏体晶粒越细小，过冷奥氏体的淬透性降低，最终使得贝氏体转变的冷速范围增大，而马氏体转变趋势减弱，尤其是冷速为1～5 ℃/s时[9]。而Mo元素的添加也增加了过冷奥氏体的稳定性，在连续冷却过程中，使贝氏体转变在很宽的冷却速率范围内发生[10]。

t8/5为50 s和80 s时，Bs相对t8/5为150 s时较高，而Bf则相对较低，相变区间增大，这是由于在该冷却速率范围内，Nb(C，N)在边界析出消耗了一部分碳，降低了奥氏体稳定性，同时也导致奥氏体内外碳浓度差变大，加速了碳的扩散，相变驱动力增加，促进了贝氏体转变，使得该冷却速率下Bs相对较高，但由于碳浓度极小，扩散所需时间增加，导致完成相变所用时间变长，Bf降低。

4 结论

(1) 在较大的冷却速率范围内(t8/5为6～600 s)，耐火钢Q420FRE的组织均以贝氏体为主，组织变化较小；硬度(HV0.2)变化范围为185～208，与母材基本相当。

(2) 随着冷却速率的增加(除t8/5为50 s和 80 s)，贝氏体相变开始温度与结束温度逐渐降低，贝氏体相变速率增加，且相变温度区间变化不大；而当t8/5为50～80 s时，贝氏体相变速率减小，相变温度区间变大。

(3) 耐火钢Q420FRE在连续冷却条件下，贝氏体相变温度高于传统贝氏体相变温度，这是因为合金元素的作用及强碳氮化物的析出降低了奥氏体稳定性，进而促进了贝氏体转变。

(4) 耐火钢Q420FRE的组织稳定性良好，具有较大的焊接工艺窗口，可适用于大热输入焊接。

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[责任编辑 董 贞]

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

国家自然科学基金资助项目(50734004)；南京钢铁股份有限公司技术开发项目(20150909)．

覃展鹏(1992-)，男，武汉科技大学硕士生. E-mail:2604371036@qq.com

王红鸿(1967-)，女，武汉科技大学教授，博士. E-mail: wanghonghong@wust.edu.cn

TG407

A

1674-3644(2017)02-0088-07