摘 要

钢结构由于具有强度高、可靠性好、质量轻、承载能力强、施工方便、污染小等优点被广泛应用于建筑领域中。建筑结构中的普通结构钢，在温度达到400～500 ℃时强度开始明显下降，600 ℃时便丧失大部分强度。耐火钢是用于钢结构建筑或大型高层建筑中的高强度低合金工程结构钢，在一定条件下具有防火与抗坍塌性能，一般规定在600 ℃、1～3 h内，其屈服强度大于室温屈服强度的2/3。与此同时，为了防止结构材料在使用状态下发生脆性断裂，要求材料有一定的阻止裂纹形成和扩展的能力，即一定的韧性，低温冲击韧性可侧面反映耐火钢的抗震性能好坏。20世纪80年代末日本首先进行建筑耐火钢的研究工作，通过在钢中添加微量的Cr、Mo、Nb等合金元素开发出了耐火温度为600 ℃的建筑用耐火钢，该耐火钢在600 ℃时的高温屈服强度保持在室温值的2/3以上。Mo为耐火钢中的常用元素，可有效地提高钢的高温屈服强度，同时降低室温屈强比，提高钢的抗震性。固溶在钢中的Mo，在高温下抑制了位错的运动，从而起高温强化作用；同时Mo有助于贝氏体组织的形成而起强化作用；此外，Mo增加了Nb在奥氏体中的饱和固溶度，从而增强了Nb在铁素体中的析出强化效果，因此，复合加入Mo和Nb是提高强度而不损害焊接性能的有效方法。但是因为Mo的添加大幅增加了耐火钢的生产成本，因此利用Nb部分取代Mo开发节Mo型耐火钢成为研究的热点。因耐火钢生产过程中，微合金元素Nb、Ti均在奥氏体高温阶段析出，增加了耐火钢在生产过程中要有效控制析出的工艺难度，而V在600 ℃以下依然具有较高的固溶度，因此从耐火钢高温二次析出强化角度考虑，通过调整V的含量，开发经济型耐火钢也是研究的热点。针对690 MPa级高强耐火钢的开发，采用低碳空冷贝氏体钢成分中低V高Nb+Ti和高V低Nb+Ti成分的对比设计，探讨研究常温力学性能和在600 ℃高温条件下的高温性能的差异，同时对微观组织和过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT)进行了研究分析。

试验中设计了2组试验配比组成，化学成分如表1所示。在耐火钢的冶炼过程中，先按表1的组份进行备料，试验中采用50 kg真空感应炉进行冶炼，冶炼完成后将初样浇铸成锭子待用，将铸锭加热到1 200 ℃以上保温，在900 ℃左右锻造成尺寸为60 mm(厚度)×120 mm(宽度)×150 mm(长度)的板坯。随后，将板坯切割进行轧制，轧制工艺采用两阶段低温控轧，粗轧开轧温度控制在(1 150±20)℃，精轧开轧温度控制在900 ℃以下，终轧温度控制在(830±20)℃，中间坯厚度30～50 mm，精轧压缩比不低于3，轧后空冷。每道次压下：60-48-36(粗轧/再结晶轧制)36-28-22-17-13/12-11(精轧)。

表1 试验耐火钢的化学成分(质量分数)

将热轧完成后的试样切成毛坯料并进行热处理，试验钢Y1首先在奥氏体温度以上保温1 h，再进行正火处理，随后空冷至室温，然后分别在350 ℃和450 ℃温度下回火1 h、3 h，回火完成后空冷至室温。试验钢Y2首先在奥氏体温度以上保温1 h，再进行正火处理，随后空冷至室温，根据CCT曲线的变化，试验钢Y2分别在400 ℃和430 ℃温度下回火1 h、3 h，回火完成后空冷至室温。

利用机械加工将其制成标准试样进行测试。样品常温力学性能利用GMR-5000万能试验机参照GB/T 228.1—2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》进行试验，高温力学性能试验参照GB/T 4388—2006《金属材料 高温拉伸试验方法》进行，髙温试验时采用的温度为600 ℃。样品的冲击韧性值测试参照GB/T 229—2007《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》进行，试验温度为-40 ℃。从试验钢上切取厚度为5 mm的金相试样，对试样样品依次进行预磨、精磨、机械抛光，用4%硝酸酒精浸蚀10～15 s，使用德国ZEISS金相显微镜观察。采用FEI Quanta 650FEG 热场发射扫描电镜进一步观察样品的精细结构以及断口，开发的试验耐火钢的性能指标应满足表2的要求。

表2 耐火钢性能指标要求

注：R_p0.2为屈服强度。

通过热膨胀试验在Formastor-Digital全自动相变仪上进行CCT曲线的测定。分别在Y1号和Y2号钢上制备若干个试样，尺寸为3 mm×10 mm，并在一端开尺寸为2 mm×2 mm的盲孔试样，进行热循环试验。Y2以0.5 ℃/s的升温速度将试样升至950 ℃奥氏体化，保温20 min，分别以16.5，8.25，4.2，1.65，0.85，0.28，0.14，0.06，0.03 ℃/s的速度冷却到室温，通过X-Y记录仪记录温度-膨胀量曲线。根据温度-膨胀量曲线确定不同冷却速度下的相转变开始点和结束点，绘制出CCT曲线。将经过加热-冷却循环的试样预磨抛光后，在光学显微镜下观察其显微组织，在维氏硬度计下测量试样的硬度，载荷砝码5 kg，在试样表面随机3个位置测量硬度并取平均值，综合连续冷却转变曲线、硬度及显微组织的测试结果，最终绘制试验钢完整的CCT曲线。

2.1微合金元素对临界点温度的影响

表3为试验钢临界点温度。可见，增加V含量、降低Nb+Ti含量，提高了A_c1和A_c3。参照铁碳平衡相图，两组试验钢的Ac1分别为680 ℃和695 ℃，比铁碳平衡相图所标温度约低40 ℃；A_c3分别为830 ℃和850 ℃，相比于铁碳平衡图中碳含量近似为零时的A_c3(912 ℃)降低了50 ℃以上，这是因为试验钢化学成分中C、Mn、Cu、Ni元素是扩大γ相区的奥氏体形成元素，降低了A_c3；其他合金元素Mo、Ti、Al、Si、P、S、V、Nb、Cr均为缩小γ相区的铁素体形成元素，升高A_c3。V、Nb均是体心立方晶格，Nb与铁原子的直径差大于15%，在α-Fe中最大溶解度仅有1.8%，且含量很低仅为0.029%，对A_c3的影响有限。V与铁原子的直径差小于10%，可以与α-Fe形成无限固溶，是缩小奥氏体相区、提高A_c3的元素。按照合金元素在钢中的溶解度来衡量对临界点的影响能力，V升高A_c3的作用应该很大，但V同时也是强碳化物形成元素，在碳的影响下，V只有微量溶于铁素体中，而本试验耐火钢中的V、Nb均作为微合金元素添加，因此对改变临界点的作用可以忽略，微量的V、Nb对临界点的影响不大。虽然V、Nb对临界点温度的变化影响不是很大，但对贝氏体转变区范围的改变有明显的影响，增加V含量、降低Nb+Ti含量，有降低贝氏体开始转变线的作用，促进贝氏体转变区间扁平化，在满足一定冷速条件下，可以得到完全的贝氏体组织。增加V含量、降低Nb+Ti含量，A_c1和A_c3均升高，这是由于Mn含量的降低导致的，一方面，根据经验公式A_c3=908-223.7C+438.5P+30.49Si+37.92V-34.4Mn-23Ni…和A_c1=723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3C…可知，Mn含量的降低都将使A_c1和A_c3升高，另一方面，由于Mn是扩大奥氏体相区的元素，Mn含量的降低也会使A_c1和A_c3升高。

表3 试验耐火钢临界点温度

2.2微合金元素对CCT转变曲线的影响

两组试验钢完整的CCT曲线如图1所示。可见，增加V含量、降低Nb+Ti含量，有降低贝氏体开始转变线的作用，促进贝氏体转变区间扁平化，在满足一定冷速条件下，可以得到完全的贝氏体组织。先共析铁素体开始转变温度无明显变化，大约为670 ℃，转变完成的温度范围也大致相同，为70 ℃。但铁素体(F)转变的临界冷速右移，说明通过增加V含量、降低Nb+Ti含量，使得铁素体+珠光体(F+P)转变明显右移，这样促进了贝氏体转变的范围，有利于粒状贝氏体的形成。

a—Y1；b—Y2。图1 试验耐火钢的CCT曲线

图2、3为不同冷速条件下Y1、Y2试验钢在光学显微镜下观察得到的显微照片。由图2可知：当冷速超过8.25 ℃/s时，得到的组织全部为马氏体；冷速为4.20 ℃/s时，一部分奥氏体发生马氏体转变，得到B-M复相组织和残余奥氏体；冷速介于0.28～1.65 ℃/s时，部分奥氏体没有转变(保留到室温)，最终转变产物为贝氏体和少量残余奥氏体，贝氏体组织主要为粒状贝氏体；冷速介于0.06～0.14 ℃/s时，发生铁素体珠光体转变。由图3可知：当冷速超过4.20 ℃/s时，得到的组织全部为马氏体；冷速为1.65 ℃/s时，一部分奥氏体发生马氏体转变，得到B-M复相组织和残余奥氏体；冷速介于0.06～0.85 ℃/s时，部分奥氏体没有转变(保留到室温)，最终转变产物为贝氏体和少量残余奥氏体，贝氏体组织主要为粒状贝氏体；冷速为0.03 ℃/s时，发生铁素体珠光体转变。

a—16.5 ℃/s;b—8.25 ℃/s;c—4.20 ℃/s;d—1.65 ℃/s;e—0.85 ℃/s;f—0.28 ℃/s;g—0.14 ℃/s;h—0.06 ℃/s。图2 Y1钢在不同冷速下的显微组织

a—16.5 ℃/s;b—8.25 ℃/s;c—4.20 ℃/s;d—1.65 ℃/s;e—0.85 ℃/s;f—0.28 ℃/s;g—0.14 ℃/s;h—0.06 ℃/s;i—0.03 ℃/s。图3 Y2钢在不同冷速下的显微组织

调整性能的重要途径之一就是热处理，Y1、Y2试验钢采用正火空冷+回火空冷的方式来调节性能，通过回火使材料获得好的强韧性配合。根据CCT曲线可知，Y1试验钢的M_s为450 ℃，M_f为320 ℃；Y2试验钢的M_s为420 ℃，M_f为305 ℃；设计如图4所示的热处理工艺，Y1、Y2试验钢都在贝氏体转变的温度区间内回火，通过对比分析试验钢的显微组织和力学性能，制定合理的热处理工艺路线。

a—Y1试验钢；b—Y2试验钢。图4 试验钢热处理工艺

3.1 显微组织分析

图5是Y1试验钢的金相显微组织照片。正火工艺为880 ℃、保温30 min，空冷；回火工艺为在不同温度下回火1～3 h，然后空冷。其中图5a为热轧态的，图5b、5c为350 ℃回火1 h和3 h的金相照片，图5d、5e为450 ℃回火1 h和3 h的金相照片。通过对比可以发现，热轧态的组织条带明显，经过350 ℃回火的组织比经过450 ℃回火的组织分布更加弥散均匀，照片中黑白颜色较为均匀。此外，对比同一温度、不同回火时间可以发现，随着回火时间的延长，组织差别不大。

a—热轧态；b—880 ℃×30 min AC+350 ℃×1 h；c—880 ℃×30 min AC+350 ℃×3 h；d— 880 ℃×30 min AC+450 ℃×1 h；e—880 ℃×30 min AC+450 ℃×3 h。图5 Y1试验钢的金相照片

图6是Y2试验钢的金相显微组织照片。正火工艺为880～910 ℃、保温30 min，空冷，回火工艺为在不同温度下回火1～3 h，空冷。其中图6a为热轧态的，图6b、6c为400 ℃回火1 h和3 h的金相照片，图6d、6e为430 ℃回火1 h和3 h的金相照片。Y2试验钢是在Y1试验钢上进行铌、钒、钛微合金的调整，由于合金元素的作用，试验钢的显微组织形貌发生了很大的变化。对比Y1和Y2试验钢的金相照片发现，Y2试验钢的组织为粒状贝氏体和板条贝氏体的混合组织。经过430 ℃回火后组织中出现少数的板条贝氏体，而经过400 ℃回火后的组织中出现较为明显的贝氏体板条，板条边界清晰，并且呈现一定的方向性。

a—热轧态；b—910 ℃×30 min AC+400 ℃×1 h；c—910 ℃×30 min AC+400 ℃×3 h；d—880 ℃×30 min AC+430 ℃×1 h；e—880 ℃×30 min AC+430 ℃×3 h。图6 Y2试验钢的金相照片

图7为Y1试验钢热处理后的SEM照片，其中图7a是热轧态的，图7b、7c是350 ℃回火1 h和3 h的SEM照片，图7d、7e是450 ℃回火1 h和3 h的SEM照片。通过对比发现，回火温度为450 ℃时，M-A岛尺寸较大，分布在铁素体基体上，当回火温度为350 ℃时，M-A岛尺寸更加细小，分布更加均匀，由450 ℃的大块状变成细小圆粒状。有研究表明，不规则、尺寸较大的多边形M-A岛对低碳贝氏体钢的冲击韧性有负面影响，而细小弥散分布的M-A岛有细晶韧化作用，此外，细小的贝氏体铁素体板条束有利于韧性的提高。

a—热轧态；b—880 ℃×30 min AC+350 ℃×1 h；c—880 ℃×30 min AC+350 ℃×3 h；d—880 ℃×30 min AC+450 ℃×1 h；e—880 ℃×30 min AC+450 ℃×3 h。图7 Y1试验钢的SEM照片

图8为Y2试验钢的SEM观察结果。其中图8a是热轧态的，图8b、8c是400 ℃回火1 h和3 h的SEM照片，图8d、8e是430 ℃回火1 h和3 h的SEM照片。通过对比发现，430 ℃回火后组织为粒状贝氏体，400 ℃回火后组织为粒状贝氏体和板条贝氏体的混合。400 ℃回火后，晶界清晰可见，晶粒中出现了具有一定指向性的贝氏体。低碳钢连续冷却贝氏体转变区的最下端形成板条贝氏体。板条贝氏体被认为是低碳贝氏体钢的最低转变温度和最高显微硬度的组织。板条贝氏体组织中有明显的分带现象，边界清晰。在同一贝氏体分区内，大量的板条沿同一方向平行排列，称为贝氏体束。板条束之间的边界是大角度界面。同一晶粒内，部分板条接近于平行。

a—热轧态；b—910 ℃×30 min AC+400 ℃×1 h；c—910 ℃×30 min AC+400 ×3 h；d—880 ℃×30 min AC+430 ℃×1 h；e—880 ℃×30 min AC+430 ℃×3 h。图8 Y2试验钢的SEM照片

3.2 力学性能分析

Y1、Y2试验钢热处理后的机械性能(室温屈服强度、抗拉强度、延伸率和高温屈服强度)示于表4。可知：Y2试验钢的拉伸性能要优于Y1试验钢。

表4 试验钢的力学性能

图9为Y1试验钢拉伸性能的对比分析折线，图中对热轧态、880 ℃×30 min AC+350 ℃×1 h、880 ℃×30 min AC+450 ℃×1 h的拉伸性能进行了对比。发现：室温抗拉强度范围相同，均在980～1 010 MPa范围内;室温屈服强度在350 ℃和450 ℃回火后发生明显的变化，导致屈强比也相应发生变化，在350 ℃回火后屈服强度最高，为801 MPa，当回火温度升高到450 ℃时，屈服强度只有689 MPa，达不到690 MPa级耐火钢的性能要求；不同回火温度下伸长率和断面收缩率相差不大。Y1试验钢经过正火+350 ℃回火后的拉伸性能是最好的，但不能满足690 MPa级耐火钢的高温性能要求。同时对比相同回火温度、不同回火时间的性能发现，回火时间对性能的影响差异不大。

图9 Y1试验钢拉伸性能对比

图10为Y2试验钢拉伸性能的对比分析折线，图中对热轧态、910 ℃×30 min AC+400 ℃×1 h、880 ℃×30 min AC+430 ℃×1 h的拉伸性能进行了对比。分析发现：抗拉强度在热轧态下最高，为1 092 MPa，经过热处理后抗拉强度降低，分别为1 009 MPa和1 000 MPa；屈服强度热轧态较低为793 MPa，经过热处理后屈服强度降低，分别为855 MPa和815 MPa，因此屈强比较高；但经过热处理后的伸长率由11.5%提高到18.5%和16.0%，断面收缩率也由52%提高到66%、64%。

图10 Y2试验钢拉伸性能对比

600 ℃高温拉伸后的试验钢的屈服强度需要满足大于室温屈服强度的2/3，对于屈服强度要求为690 MPa的耐火钢，高温拉伸屈服强度应该不低于460 MPa。低V、高Nb+Ti成分的Y1试验钢经过正火+回火后，高温屈服强度达不到室温屈服强度的2/3，而高V、低Nb+Ti成分的Y2试验钢，高温屈服强度高于室温屈服强度的2/3。试验结果表明，在相同生产热处理工艺条件下，采用高Nb+Ti和低V添加为主的耐火钢合金设计，不能满足600 ℃的高温耐火强度要求，究其原因是Nb、Ti元素在钢中的常温固溶量较低，超过90%以上的大量Nb、Ti金属原子在900 ℃以上以碳氮化物形式析出，因此常温钢中没有足够的微合金固溶元素在600 ℃条件下遇火析出强化。在耐火钢中提高V的含量，有利于增加常温钢中V的固溶量，在600 ℃条件下有足够的碳化物析出来强化钢的高温性能，保证耐火钢的高温性能。

图11为Y1、Y2试验钢在不同回火温度下的冲击性能对比。Y1试验钢的冲击功均值较低，不能满足要求。Y2试验钢经430 ℃回火后，冲击韧性接近目标值，通过降低回火温度，在400 ℃回火后，韧性提高，组织变为板条贝氏体和粒状贝氏体的混合组织，并且晶界十分明显。可见，试验钢的组织类型对试验钢的冲击韧性有较大影响，这与上述的组织分析趋于一致。板条贝氏体的综合力学性能优于粒状贝氏体。实际生产中，应控制试验钢的贝氏体组织类型，得到板条贝氏体为宜。

图11 Y1、Y2试验钢冲击性能对比

从保证耐火钢在-40 ℃温度下的冲击吸收功值均值大于69 J要求的角度分析，通常低碳贝氏体钢具有良好的低温性能。但是因耐火性能的需要添加了过高的微合金元素，这导致了钢的微观组织中的M-A岛的尺寸和数量以及贝氏体组织形貌发生改变。微观组织对比分析表明，低V、高Nb+Ti成分的Y1试验钢微观组织中的条带组织形貌较明显且M-A岛组织尺寸较大且不均匀，而高V、低Nb+Ti成分的Y2试验钢组织均匀细小且M-A岛组织尺寸也较为细小。因此，通过增加V含量、降低Nb、Ti含量，试验钢经过正火+回火后，冲击功均值获得显著提高，满足690 MPa级耐火钢的低温冲击性能要求。可见V含量的提高和Nb+Ti含量的降低有利于冲击韧性的提高。有研究表明，Ti含量过多会引起Ti的氮化物的粗化，对低温韧性不利，降低冲击功，因此需要降低Ti的含量。另外，有研究表明，Nb元素的加入使耐火钢韧性降低，V元素对耐火钢韧性增加的影响较大。

1)通过低V、高Nb+Ti和高V、低Nb+Ti两种成分的低碳空冷贝氏体钢的对比设计，发现通过增加V含量、降低Nb+Ti含量，可以降低贝氏体开始转变线，促进贝氏体区间扁平化，使铁素体+珠光体转变明显右移，更有利于贝氏体转变、粒状贝氏体的生成。

2)经过正火+回火热处理工艺表明，高V、低Nb+Ti成分的试验钢相比于低V、高Nb+Ti成分的试验钢，M-A岛的尺寸变小，由大块变为细小的圆粒状，分布更加均匀，且主要存在于晶粒边缘，少量在晶粒内部。

3)经过正火+回火热处理工艺表明，高V、低Nb+Ti成分的试验钢，600 ℃高温条件下的高温性能和-40 ℃冲击功性能都能满足690 MPa级耐火钢的性能要求。