CN101691643A

CN101691643A - 高强韧性焊接结构用耐火抗震建筑钢及其生产方法

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Publication number: CN101691643A
Application number: CN200910272414A
Authority: CN
Inventors: 童明伟; 卜勇; 郭斌; 杜明; 张开广; 梅荣利; 习天辉; 张政权; 董中波; 芮晓龙
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Group Corp
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Group Corp
Priority date: 2009-10-15
Filing date: 2009-10-15
Publication date: 2010-04-07
Anticipated expiration: 2029-10-15
Also published as: CN101691643B

Abstract

本发明公开了一种高强韧性焊接结构用耐火抗震建筑钢及其生产方法，解决了现有建筑钢贵重合金元素Mo含量高、生产加工成本较高、低耐火和抗震性能较差的问题。本发明钢以钢的化学成分按重量百分数计为C：0.05～0.13、Si：0.10～0.60、Mn：0.80～1.80、P≤0.015、S≤0.010、Mo：0.15～0.50、Cr：0.15～0.50、Nb：0.015～0.050、Als：0.010～0.050，以及V：0.01～0.10、Ti：0.005～0.020、Ni：0.05～0.50、RE：0.0010～0.020、Ca：0.0010～0.010中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明钢贵重合金元素Mo含量低、生产工艺流程和周期短、具有优良的耐火和抗震性能、良好的冷热加工性能及优异的低温韧性和焊接性能。

Description

高强韧性焊接结构用耐火抗震建筑钢及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种低合金高强钢，具体的说是一种高强韧性焊接结构用耐火抗震建筑钢及其生产方法。

背景技术

在现代建筑中，为减轻重量，缩短工期，增大空间，高层和超高层的钢结构建筑日益增加，但高层建筑一旦发生火灾，将可能造成巨大的人员伤害和财产损失。因此，对高层建筑钢结构的耐火要求也越来越高。由于在发生火灾时，高温的影响将使钢材的强度迅速降低，不能保持建筑结构所要求的强度，为此在许多高层建筑物的耐火设计中，都通常采用防火涂层以保护钢结构。在耐火建筑中柱子和梁等主要结构必须设计成耐火结构，要求的耐火温度为350℃，在此温度下钢材的屈服强度要不低于室温强度规定值的三分之二。有关建筑方面的结构用耐火钢多有报道，如日本专利JP4056721、JP4056722、JP4056723，但上述三个专利的不足之处在于化学成分中贵重合金元素Mo含量较高(重量百分数大于0.50％)，提高了合金化成本，限制了钢种的应用。又如日本专利JP5059433、JP6264136、JP3126816、JP3130319，上述四个专利虽然降低了贵重合金元素Mo的含量，但在生产过程中均须通过热处理来改善钢的综合机械性能，其不仅增加了生产成本，且生产工艺流程较为复杂。

美国专利US4990196公开了具有优异耐火性能和低屈强比(抗震性)的建筑钢材，其不足之处在于其化学成分中贵重合金元素Mo含量均较高(重量百分数大于0.40％)，从而提高了合金化成本，限制了使用，且厚钢板的焊接效率低，工程结构制造成本高，对于高层建筑以及地震多发地带的建筑用厚钢板具有局限性。

发明内容

本发明的目的是为了解决上述技术问题，提供一种贵重合金元素Mo含量低、生产工艺流程和周期短、具有优良的耐火和抗震性能、良好的冷热加工性能及优异的低温韧性和焊接性能的高强韧性焊接结构用耐火抗震建筑钢。

本发明钢高强韧性焊接结构用耐火抗震建筑钢包括以钢的化学成分按重量百分数计为C：0.05～0.13、Si：0.10～0.60、Mn：0.80～1.80、P≤0.015、S≤0.010、Mo：0.15～0.50、Cr：0.15～0.50、Nb：0.015～0.050、Als：0.010～0.050，以及V：0.01～0.10、Ti：0.005～0.020、Ni：0.05～0.50、RE：0.0010～0.020、Ca：0.0010～0.010中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质。

C含量选择在0.05～0.13％，C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，碳含量每增加0.1％抗拉强度大约提高90MPa，屈服极限大约提高40～50MPa。随着碳含量的增加，钢中Fe3C增加，淬硬性也增加，钢的抗拉强度和屈服极限会提高，而塑性和韧性指标会下降，焊接性能变差。在焊接C含量较高的钢材时，在焊接热影响区还会出现淬硬现象，这将加剧焊接时产生冷裂纹的倾向。所以规定C的上限为0.13％，在此范围内，既提高钢的强度又适合生产操作，提高其在大生产中的适用性和可行性。

Si含量选择在0.10～0.60％，Si主要以固溶强化形式提高钢的强度，也是钢中的脱氧元素。但如果钢中Si含量过高，则会引起面缩率下降，特别是冲击韧性下降较为明显，同时对钢的焊接性也不利，因此钢中Si含量不应过高，本发明钢Si含量上限定为0.60％。

本发明的Mn含量选择在0.80～1.80％。Mn是很重要的合金化元素，是奥氏体稳定化元素，在相同C含量和冷却速度下，随着钢中Mn含量的增加，钢中珠光体的相对含量会增加，珠光体片层细化，从而提高钢的强度，在含Mn量不高的情况下，钢的塑性基本上不降低。此外，由于Mn是扩大奥氏体相区元素，从而使先共析铁素体在更低的温度下析出且细化，同时，抑制了碳化物在过冷奥氏体晶界上析出，使钢保持在较高的塑性，并降低钢的韧性-脆性转变温度。Mn在钢中还是防止热脆性的主要元素，MnS大约在出钢阶段形成，所以消除了S造成的危害。Mn是与γ-Fe形成连续固溶体的常用元素，是溶入铁素体而引起钢的固溶强化的，并且不恶化钢的变形能力。含1％的Mn约可提高抗拉强度100MPa，随着Mn含量的增加，钢材的强度明显的增加，但Mn含量过高，对钢的韧性不利，本发明中Mn的含量上限为1.80％。

P≤0.015％、S≤0.010％，这是由于钢中的P、S含量必须控制在较低的范围，只有冶炼纯净钢，才能保证本发明钢的性能。

Mo含量选择在0.15～0.50％，Mo是缩小奥氏体相区的元素，同时也抑制奥氏体的分解，推迟晶界铁素体转变而有利于贝氏体组织的形成。Mo是一个很强的固溶强化元素，Mo与C形成Mo₂C、MoC以及偕Fe形成复杂的碳化物，能显著提高钢材强度特别是高温强度，它的固溶强化作用是其高温蠕变破裂强度增强的主要原因，但其析出碳化物相的强化作用不如其它元素，加入0.5％的Mo能使钢的高温蠕变强度提高75％。但过高的Mo含量会恶化钢的低温韧性和焊接性能，因此，本发明钢Mo含量上限规定为0.50％。

Cr含量选择在0.15～0.50％，Cr是缩小奥氏体相区的元素，是中强碳化物形成元素，在钢中可以形成碳化物也可固溶于铁素体。Cr与Mo类似，提高钢的热强性。加入Cr会提高钢的淬硬性，从而提高钢材对焊接冷裂纹的敏感性，但含量在0.5％以下时对焊接性无害，只有含量达到1％时才会提高淬硬性和冷裂纹敏感性。

Nb含量选择在0.015～0.050％，Nb是强碳化物形成元素，在高温下具有很强的固溶强化作用，它主要通过沉淀强化来提高钢的高温强度，含Mo钢中，微量Nb的加入可以明显提高钢的强度，尤其对高温强度的贡献较大，因此，Nb应是耐火钢中主要添加元素之一。Nb还是细化晶粒的重要元素，尤其对奥氏体晶粒的细化和再结晶组织的细化作用。Nb在钢中主要通过与C、N形成微细的碳氮化物来提高钢材的强度和韧性，即使添加0.010％的Nb也能表现出其效果。在控轧微合金钢中，Nb元素细化晶粒尺寸的效果和延缓奥氏体再结晶的能力是最突出的，微量Nb对奥氏体再结晶有强烈的抑制作用，使含Nb钢可以在较高的温度下进行控制轧制。

Al含量选择在0.010～0.050％，Al是钢中的主要脱氧元素，也是细化晶粒元素。当钢中Al含量过高时，容易引起钢中夹杂增多，降低钢的纯净度，不利于钢的韧性。

本发明中还含有重量百分数为V：0.01～0.10％、Ti：0.005～0.020％、Ni：0.05～0.50％、RE：0.0010～0.020％或Ca：0.0010～0.010％中的至少一种。

V含量选择在0.01～0.10％，V是一种相当强烈的碳化物形成元素。它通过细化晶粒与碳化物的形成可提高钢材的常温和高温强度，当V与Cr、Mo同时存在时，则会在回火过程中形成复杂的碳化物而降低焊接接头的塑韧性。特别强调的是Cr、Mo、V钢厚壁容器的焊接接头在焊后进行消应力处理时对裂纹的敏感性较高，因此无论为保证塑韧性亦或消应力避免裂纹产生都必须严格控制V量(限制在0.10％以下)。

Ti含量选择在0.005～0.020％，适量的Ti能提高焊缝金属的韧性，但过量的Ti又会使之降低。在低合金高强钢中从提高焊缝金属的韧性考虑，加入量不超过0.02％的Ti较为合适。利用Ti形成的第二相质点TiN、Ti(CN)等阻止大线能量焊接过程中热影响区中粗晶区的晶粒长大，使晶粒细化，提高钢的低温韧性。

Ni含量选择在0.05～0.50％，Ni具有一定的强化作用，加入1％的Ni可提高钢材强度约20MPa。Ni还能显著地改善钢材的韧性，特别是低温韧性。钢中加入Ni，无论是基材，还是模拟焊接热影响区都明显地提高了低温韧性。但含量过高时，造成钢板氧化铁皮难以脱落，故上限控制在0.50％。

RE含量选择在0.0010～0.020％。RE的主要作用是为使钢中的硫化物夹杂球化，以改善纵横向性能差异，提高钢的Z向性能，从而使钢具有优异的抗层状撕裂性能。

本发明的Ca含量选择在0.0010～0.010％。钢中Ca可以控制硫化物的形态、提高夏比吸收能、改善低温韧性，但Ca含量低于0.0010％时，效果不明显；而Ca含量过多，则会生成许多CaO、CaS的大型夹杂物，从而影响钢的纯净度和低温冲击韧性，也可能对钢的焊接性能和抗层状撕裂性能产生不利的影响。

发明钢除含有上述化学成分外，余量为Fe及不可避免的杂质。

本发明钢的生产方法为将由上述限定成份制成的铸坯(又称钢坯或钢锭)加热至1200～1310℃，然后采用两阶段控制轧制，初轧开轧温度1100～1280℃，精轧开轧温度900～980℃，优选920～960℃，精轧结束温度800～880℃，优选820～860℃，精轧末三道次的累计压下率≥30％，轧制结束后在两相区(铁素体和奥氏体相区)进行喷水冷却，使钢板的返红温度为630～780℃，然后控冷至室温。

为使铸坯充分奥氏体化，必须控制铸坯加热至1200～1310℃，特别需要提出的是本发明采用两阶段控制轧制的方法，初轧开轧温度为1100～1280℃，以便容易去除钢板表面的氧化铁皮、确保道次压下量和充分细化奥氏体晶粒；精轧开轧温度为900～980℃，以使精轧阶段完全在奥氏体未再结晶区轧制，避免出现混晶组织，影响钢板的综合性能；精轧结束温度为800～880℃，控制末三道次累计压下率≥30％，从而充分细化铁素体晶粒，提高钢板强度，使钢板具有优异的低温冲击韧性，改善钢板的焊接性能和加工成型性，以使钢板具有良好的强韧性匹配和机加工性能；精轧结束后在两相区(铁素体和奥氏体相区)进行喷水冷却，然后控冷至室温。由于采用上述工艺生产的钢板具有良好的强韧性匹配、优异的焊接性能和机加工成型性，因此，得到的本发明钢无需再进行热处理，工艺流程更为简单，也降低了生产成本。

熔炼上述成分的钢，进行铸造，制成铸坯，如可以采用常规的铁水脱硫-转炉冶炼-真空处理-连铸得到。

有益效果：

1.本发明钢同时具有优良的耐火性能(600℃高温屈服强度R_P0.2/R_eL≥2/3)以及优良的抗震性能(R_eL/R_m≤0.75)。

2.本发明钢以加入最少量、最合理的微合金元素获得良好的强韧性匹配，具有高强度、高韧性及优良的耐高温性能、焊接性能和抗震性能，即使厚度高达40mm钢板焊前也不需预热或预热温度不高于50℃，焊后不需热处理。可大大简化焊接生产工艺，提高焊接效率，降低生产成本。

3.本发明方法采取合理的轧制工艺，生产的钢以控制轧制状态交货，无需进行较为复杂的热处理工序，具有钢材成本较低，工艺简单、生产周期短等优点，适应大生产要求，可广泛用于各类高层、超高层、塔架等要求同时具备耐高温及抗震性能的工程钢结构。

具体实施方式

实施例1

在转炉中熔炼表1中指定成份的钢，添加合金后通过连铸后制成铸坯，将铸坯加热到1200～1310℃充分奥氏体化后出炉轧制，初轧开轧温度为1100℃，精轧开轧温度为980℃，最后三道次累积压下率控制在30％，精轧结束温度为880℃，轧后在两相区(铁素体和奥氏体相区)进行喷水适当快冷，然后控制冷至室温。轧制钢板的厚度为16mm。

实施例2

本实施例中，初轧开轧温度为1150℃，精轧开轧温度为960℃，最后三道次累积压下率控制在45％，精轧结束温度为860℃，其余同实施例1。轧制钢板的厚度为18mm。

实施例3

本实施例中，初轧开轧温度为1180℃，精轧开轧温度为940℃，最后三道次累积压下率控制在35％，精轧结束温度为840℃，其余同实施例1。轧制钢板的厚度为20mm。

实施例4

本实施例中，初轧开轧温度为1120℃，精轧开轧温度为920℃，最后三道次累积压下率控制在40％，精轧结束温度为820℃，其余同实施例1，然后控制冷至室温。轧制钢板的厚度为22mm。

实施例5

本实施例中，初轧开轧温度为1250℃，精轧开轧温度为900℃，最后三道次累积压下率控制在45％，精轧结束温度为800℃，其余同实施例1。轧制钢板的厚度为24mm。

实施例6

本实施例中，初轧开轧温度为1280℃，精轧开轧温度为980℃，最后三道次累积压下率控制在50％，精轧结束温度为860℃，其余同实施例1。轧制钢板的厚度为24mm。

比较例1～比较例3是将铸坯采用常规方法制成的钢板。

本发明实施例1～6与比较例1～3的化学成分见表1，各种力学性能实验结果见表2。

表1 本发明实施例与比较例的化学成分对比(wt％)

	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4	实施例5	实施例6	比较例1	比较例2	比较例3
	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4	实施例5	实施例6	比较例1	比较例2	比较例3	C	0.05	0.07	0.10	0.11	0.12	0.13	0.13	0.12	0.010
Si	0.60	0.48	0.35	0.35	0.25	0.10	0.30	0.35	0.36	C	0.05	0.07	0.10	0.11	0.12	0.13	0.13	0.12	0.010
Si	0.60	0.48	0.35	0.35	0.25	0.10	0.30	0.35	0.36	Mn	1.80	1.50	1.35	1.25	0.80	1.00	1.35	1.45	1.55
P	0.015	0.011	0.008	0.006	0.013	0.013	0.011	0.015	0.013	Mn	1.80	1.50	1.35	1.25	0.80	1.00	1.35	1.45	1.55
P	0.015	0.011	0.008	0.006	0.013	0.013	0.011	0.015	0.013	S	0.009	0.006	0.004	0.002	0.010	0.010	0.008	0.006	0.010
Mo	0.50	0.45	0.35	0.22	0.35	0.15	-	-	-	S	0.009	0.006	0.004	0.002	0.010	0.010	0.008	0.006	0.010
Mo	0.50	0.45	0.35	0.22	0.35	0.15	-	-	-	Cr	0.15	0.20	0.35	0.41	0.25	0.50	-	-	-
Nb	0.050	0.036	0.025	0.015	0.020	0.030	0.31	0.028	0.029	Cr	0.15	0.20	0.35	0.41	0.25	0.50	-	-	-
Nb	0.050	0.036	0.025	0.015	0.020	0.030	0.31	0.028	0.029	Al	0.010	0.020	0.030	0.035	0.045	0.050	0.025	0.033	0.045
V	0.10	0.010	-	-	0.035	-	-	-	-	Al	0.010	0.020	0.030	0.035	0.045	0.050	0.025	0.033	0.045
V	0.10	0.010	-	-	0.035	-	-	-	-	Ti	-	-	0.013	-	0.005	0.020	0.012	0.019	0.016
Ni	0.05	-	-	0.30	-	0.50	-	-	-	Ti	-	-	0.013	-	0.005	0.020	0.012	0.019	0.016
Ni	0.05	-	-	0.30	-	0.50	-	-	-	RE	-	-	0.001	0.020	-	0.010	-	-	-
Ca	0.0010	0.0050	-	-	0.010	-	-	-	-	RE	-	-	0.001	0.020	-	0.010	-	-	-

表2 本发明钢与比较钢的力学性能对比

	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4	实施例5	实施例6	比较例1	比较例2	比较例3
	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4	实施例5	实施例6	比较例1	比较例2	比较例3	R_eL/MPa	405	415	425	385	400	410	400	415	385
R_m/MPa	585	600	605	575	590	580	515	515	500	R_eL/MPa	405	415	425	385	400	410	400	415	385
R_m/MPa	585	600	605	575	590	580	515	515	500	R_eL/R_m	0.69	0.69	0.70	0.67	0.68	0.71	0.78	0.81	0.77
600℃R_P0.2/MPa	325	335	355	295	300	305	215	205	220	R_eL/R_m	0.69	0.69	0.70	0.67	0.68	0.71	0.78	0.81	0.77
600℃R_P0.2/MPa	325	335	355	295	300	305	215	205	220	A/％	29	31	29	26	25	28	25	27	24
Zz/％	66	56	61	68	55	59	23	31	26	A/％	29	31	29	26	25	28	25	27	24
Zz/％	66	56	61	68	55	59	23	31	26	-20℃A_KV/J	167	135	232	225	155	189	68	76	66

经对本发明实施例1～6制得的钢板进行常温拉伸性能、Z向拉伸性能、-20℃钢板纵向冲击韧性以及600℃高温拉伸性能试验，并与比较例1～3进行了对比，其结果：在常温拉伸性能与对比钢处于同一水平，但具有优异的低温韧性，-20℃温度下的冲击功均在120J以上，远远高于对比钢种；本发明钢板厚度方向性能(Zz)是比较例钢板的2倍以上，具有优良的抗层状撕裂能力；屈强比(R_eL/R_m)均小于0.75，而比较例则大于0.75，这说明本发明钢具有更优的抗震性能；另外，本发明钢在600℃时的高温屈服强度R_P0.2(≥235MPa)均大于室温下屈服强度R_eL的2/3，比较例600℃时的高温屈服强度R_P0.2(≤235MPa)小于室温下屈服强度R_eL的2/3，因此，本发明制得钢板具有优良的耐火性能。总之，本发明钢具有优异的综合机械性能。

Claims

1.一种高强韧性焊接结构用耐火抗震建筑钢，其特征在于，以钢的化学成分按重量百分数计为C：0.05～0.13、Si：0.10～0.60、Mn：0.80～1.80、P≤0.015、S≤0.010、Mo：0.15～0.50、Cr：0.15～0.50、Nb：0.015～0.050、Als：0.010～0.050，以及V：0.01～0.10、Ti：0.005～0.020、Ni：0.05～0.50、RE：0.0010～0.020、Ca：0.0010～0.010中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质。

2.一种高强韧性焊接结构用耐火抗震建筑钢的生产方法，其特征在于，将权利要求1所述的成份的铸坯加热至1200～1310℃，然后采用两阶段控制轧制，初轧开轧温度1100～1280℃，精轧开轧温度900～980℃，精轧结束温度800～880℃，精轧末三道次的累计压下率≥30％，轧制结束后在两相区进行喷水冷却，使钢板的返红温度为630～780℃，然后控冷至室温。

3.如权利要求2所述的生产一种高性能耐候抗震建筑用钢的方法，其特征在于：精轧开轧温度控制在920～960℃；精轧终轧温度控制在820～860℃。