CN1035891C - 用作含氧化物的耐火型钢材料的扁钢锭及用该钢锭制造轧制型钢的方法 - Google Patents

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Abstract

可以在线方式制造一种用作建筑构件时具有优良耐火性和韧性的型钢。在制钢过程中通过预脱氧处理调节钢水的氧浓度以制取一种具有预定组分的钢以后，用少量的Al对该钢进行最终脱氧以提供一种含有能形成晶粒内铁素体的复合氧化物(呈分散状态)的扁钢锭。然后进行处理，它包括在各轧制道次之间的水冷却和热轧后的加速冷却以获取精细组织和低合金钢，从而提高室温和高温强度及韧性。

Description

用作含氧化物的耐火型钢材料的扁钢锭及用该钢锭制造轧制型钢的方法
本发明涉及一种用作建筑工程结构部件时具有优良耐火性和韧性的控制轧制型钢。
由于建筑物的高度显著增加及建筑设计技术的进展等等，建设者已经重新审议建筑物的耐火设计，在1987年3月颁布了“新耐火设计法则”。在新法则中，旧法则中所做的限制，即应采取防火措施使发生火灾时钢材的温度低于350℃的限制已被取消，并且可以确定一种适宜的防火方法，该方法取决于钢材高温强度和建筑物实际荷载之间的平衡。特别是，如果能保证600℃的设计高温强度，则能相应地降低防火要求。
为了适应这种发展方向，日本特开平2-77523提出一种在建筑物中使用时具有优良耐火性能的低屈强比钢和钢材及其制造方法。这种在先申请的要点在于通过添加Mo和Nb来提高高温强度，MO和Nb的添加量应使得600℃时的屈服点为室温屈服点的70％或更多。基于这种发现，已将钢材的设计高温强度规定为600℃时的强度，从由于合金化元素增加钢制造成本和达到防火要求的费用之间的平衡来看，这是最有利的。
在现有技术中，对钢进行Al脱氧时，通过熔融过程在炼钢的早期阶段添加Al，进行脱氧并使产生的Al2O3漂浮分离，从而精炼了钢水。换句话说，其要点是如何降低钢水的氧浓度和还原作为初始脱氧产物的氧化物。
本发明的基本原理不同于上述现有技术的原理。特别是，本发明的特征在于，析出用作晶粒内铁素体转变核的细复合氧化物并通过调节脱氧过程而被利用。
本发明已将由上述现有技术制得的钢用作型钢的材料，特别是应用于由于形状复杂而受轧制成形严格限制的H-型钢，结果发现，在梁腹、凸缘和圆角各部位之间终轧温度、压下率以及冷却速率的差异导致其组织从一个部位到另一个部位之间有显著差别，以致室温强度、高温强度、可延展性和韧性发生变化，某些部位满足不了用于焊接结构的轧制钢的JISG3106规格。
为了解决上述问题，必须通过制钢设备和轧制工艺细化显微组织，并提供一种制造控制轧制型钢的方法，该型钢在低成本高赢利性条件下具有优良的材料特性、耐火性和韧性。
本发明的目的在于解决上述问题，本发明的要点如下：
①一种扁钢锭，它按以下步骤制造：将含有(按重量％)0.04-0.20％C、0.05-0.50％Si、0.4-2.0％Mn、0.3-0.7％Mo、0.003-0.015％N、0.04-0.20％V和0.005-0.025％Ti，其余是Fe以及不可避免的杂质的钢水进行预脱氧处理，使溶解的氧浓度调节到0.003-0.015％(重量)；添加金属铝或铝铁合金进行脱氧，以便使Al含量达到0.005-0.015％(重量)，并满足Al含量〔Al％〕和溶解的氧浓度〔0％〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al％〕-1.1〔0％〕≤0.006表示；使铝-钛复合氧化物以20个粒子/mm2或更多的数量在钢中结晶并弥散。
②一种扁钢锭，它按以下步骤制造：将含有(按重量％)0.04-0.20％C、0.05-0.50％Si、0.4-2.0％Mn、0.3-0.7％Mo、0.003-0.015％N、0.04-0.20％V和0.005-0.025％Ti以及还含有选自0.7％或更少的Cr、0.05％或更少的Nb、1.0％或更少的Ni、1.0％或更少的Cu、0.003％或更少的Ca和0.010％或更少的REM(稀土金属)中至少一种元素、其余的是Fe以及不可避免的杂质的钢水进行预脱氧处理，使溶解的氧浓度调节到0.003-0.015％(重量)；添加金属铝或铝铁合金进行脱氧，以便使Al含量达到0.005-0.0015％(重量)，并满足Al含量〔Al％〕和已溶解的氧浓度〔0％〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al％〕-1.1〔0％〕≤0.006表示；使铝-钛复合氧化物以20个粒子/mm2或更多的数量在钢中结晶并弥散。
③一种含有氧化物的耐火控制轧制型钢的制造方法，该方法包括以下步骤：将含有(按重量％)0.04-0.20％C、0.05-0.50％Si、0.4-2.0％Mn、0.3-0.7％Mo、0.003-0.015％N、0.04-0.20％V和0.005-0.025％Ti、其余是Fe以及不可避免的杂质的钢水进行预脱氧处理，使溶解的氧浓度调节到0.003-0.015％(重量)；添加金属铝或铝铁合金进行脱氧，以便使Al含量达到0.005-0.015％(重量)，并满足Al含量〔Al％〕和已溶解的氧浓度〔0％〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al％〕-1.1〔0％〕≤0.006表示；使铝-钛复合氧化物以20个粒子/mm2或更多的数量在钢中结晶并弥散；从而制得一种扁钢锭；将该扁钢锭再加热到1,100-1,300℃温度范围；然后进行初轧；在轧制步骤中的各轧制道次之间至少一次地先使所得扁钢锭的表面层部分用水冷却到700℃或700℃以下，随后在钢表面复热过程中进行轧制；在完成轧制后以1-30℃/秒的冷却速率将轧制的钢冷却到650°-400℃；然后使冷却的钢静置不动。
④一种含有氧化物的耐火控制轧制型钢的制造方法，该方法包括以下步骤：将含有(按重量％)0.04-0.20％C、0.05-0.50％Si、0.4-2.0％Mn、0.3-0.7％Mo、0.003-0.015％N、0.04-0.20％V和0.005-0.025％Ti以及还含有选自0.7％或更少的Cr、0.05％或更少的Nb、1.0％或更少的Ni、1.0％或更少的Cu、0.003或更少的Ca和0.010％或更少的REM中至少一种元素、其余是Fe以及不可避免的杂质的钢水进行预脱氧处理，使溶解的氧浓度调节到0.003-0.015(重量)％；添加金属铝或铝铁合金进行脱氧，以便使Al含量达到0.005-0.015％(重量)，并满足Al含量〔Al％〕和已溶解氧浓度〔0％〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al％〕-1.1〔0％〕≤0.006表示；使铝-钛复合氧化物以20个粒子/mm2或更多的数量在钢中结晶并弥散；从而制造一种扁钢锭；将该扁钢锭再加热到1,100-1,300℃温度范围；然后进行初轧；在轧制步骤中的各轧制道次之间至少一次地先使所得扁钢锭的表面层部分用水冷却到700℃或700℃以下，随后在钢表面复热过程中进行轧制；在完成轧制以后以1-30℃/秒的冷却速率将轧制钢冷却到650-400℃；然后使冷却的钢静置不动。
图1是从含有铝-钛基复合氧化物和沉淀物的复合物成核的晶粒内铁素体(IGF)显微组织的金相照片。
图2是表示ΔAl％＝〔Al％〕-1.1〔0％〕和-5℃时夏氏冲击值之间关系的曲线图，其中，当ΔAl％在本发明规定的-0.004-0.006％范围内时可得到高夏氏冲击值。
图3是表示晶粒内铁素体(IGF)从含有铝-钛基复合氧化物和沉淀物的复合物成核机理的示意图。
图4是用于实施本发明方法的设备配置的示意图。
图5是表示H-型钢机械试样的断面形状和取样位置的图形。
现在将详细地叙述实现本发明的最好方式。
在温度为700℃或700℃以下(约为铁熔点的1/2)时钢材的高温强度的强化机理基本上与室温时的情况相同，它取决于①铁素体晶粒的细化，②合金元素产生的固溶强化，③硬化相引起的弥散强化，④细沉淀物引起的沉淀强化，等等。通常，通过添加Mo或Cr产生的沉淀强化和通过消除或抑制位错提高高温时的抗软化作用来实现提高高温强度。然而，添加Mo或Cr将引起淬硬性的显著增加，并使基材的(铁素体+珠光体)组织转变成贝氏体组织。当含有能容易形成贝氏体组织的各种组分的钢应用于轧制型钢时，特殊形状会引起梁腹、凸缘和圆角各个部位之间的终轧温度、压下率和冷却速率产生差异，以致从一个部位到另一个部位的贝氏体比例有很大变化。结果，从一个部位到另一个部位各处的室温强度、高温强度、可延展性和韧性都各不相同，而且有些部位也满足不了用于焊接结构件的轧制钢的要求。此外，添加这些元素将引起焊接接头明显硬化，这会降低韧性。
本发明的特点在于，通过调节钢水的溶解氧浓度并结合添加作为脱氧元素Ti的工序，使含有Al(作为主要成分)和Ti、Mn、Si、Ca及REM元素的复合氧化物粒子呈弥散状态结晶，并使MnS、TiN和V(C、N)以含有作为晶核的复合氧化物粒子的复合物形式结晶并弥散。在加速形成晶粒内铁素体的热轧期间，这种粒子可用作来自奥氏体晶粒内的晶粒内铁素体转变的优先成核部位加速晶内铁素体转变。结果，在经受高温精轧的圆角部位形成了晶粒内铁素体，以致能够实现抑制贝氏体形成和使铁素体细化。因而，本发明的特征在于，通过减少由于各部位之间终轧温度和冷却速率不同而引起的H-型钢各部位之间贝氏体和铁素体组织比例的差别，可以实现基材的机械性能均质化，并借助于V碳氮化物的沉淀强化而增强高温强度。
现在将叙述以已结晶的铝-钛基复合氧化物形式对形成晶粒内铁素体的有效作用。这种铝-钛基复合氧化物是一种具有若干阳离子空穴的晶体并被假定含有Al2O3TiO。在加热和冷却过程中，在r温度范围内，这种铝-钛基复合氧化物通过固有的阳离子空穴将Al、Ti、Mn等从晶粒内扩散到晶粒外壳上，在该处所扩散的Al、Ti、Mn等同在基体相中呈固溶体形态溶解的N和S结合，这将导致AlN、TiN和MnN优先沉淀。由于进一步冷却使温度降低将使V(C、N)在Ti2O3上沉积的AlN和TiN上优先沉淀。TiN作为V(C、N)的优先沉淀部位显示出比AlN更好的效果。已沉淀的V(C、N)从具有α的晶格来看是高共格的，在由于形成γ/α核而产生的V(C、N)/α界面处降低表面能，并促进形成α核。V(C、N)在TiN上优先沉淀是因为TiN和V(C、N)之间存在彼此按任何比例以固溶体形式固溶的关系。图1是从沉淀物实际成核的晶粒内铁素体显微组织的光学金相照片(彩色腐蚀)。图2是表示由实验室试验确定的ΔAl％＝〔Al％〕-1.1〔0％〕和-5℃时的夏氏冲击值之间关系的曲线图。由图2可见，尽管当ΔAl％在-0.004-0.006％范围内时获得了高冲击值，如果ΔAl％超过0.006％，则组织调节变得不完全，以致无法达到目标冲击值。
在图3中以图解方式表示了沉淀作用和α转变的机理。本发明是基于上述新发现而提出的，并通过消除H-型钢各个部位之间机械性能的差异使机械性能均匀化，同时使晶粒细化以改进冲击性能。
这也完全符合于焊接热影响区(在下文中称为“HAZ”)的情况。特别是，HAZ被热加到正好低于铁的熔点温度，奥氏体明显粗化，这将导致组织粗化，以致韧性显著降低。因为弥散在本发明钢中的复合氧化物具有能形成针状晶粒内铁素体的极强能力，因而在HAZ部位的热稳定性也是优良的，并且能借助于在焊接的冷却期间使用作为晶核的复合氧化物粒子形成晶粒内铁素体组织而使组织显著细化，从而提高韧性。
现在将叙述对本发明钢中的基本成分进行限制的原因。
首先，C是作为一种用于提高钢强度的成分而添加。当C含量低于0.04％时，不能提供用作结构钢所需要的强度。另一方面，如果C的添加量过多，当超过0.20％时，将显著损害基材的韧性，抗焊接裂纹性、HAZ韧性等。基于上述原因，C含量的上限是0.20％。
Si是为确保基材的强度，进行预脱氧以及达到其它目的所必需的。当Si含量超过0.5％时，在热处理过的组织中形成一种硬结构的高碳马氏体，以致韧性显著降低。另一方面，当它低于0.05％时，则形成不需要的Si基氧化物，因此Si的含量被限制在0.05-0.5％。
为了确保韧性，Mn的添加量应该是0.4％或更高。从可容许的韧性和抗焊接裂纹观点来看，Mn含量的上限是2.0％。
N对于VN和TiN的沉淀是一种极重要的元素。当N含量为0.003％或更少时，TiN和V(C、N)的沉淀量是不足的，以致形成的铁素体组织的数量是不能令人满意的。而且，在这种情况下，也不可能确保600℃高温时的强度。鉴于上述原因，N的含量被限制在高于0.003％。但N含量超过0.015％时，基材的韧性变坏，这会使得在连续浇铸期间增加钢锭的表面裂纹，因而，N含量被限制在0.015％或更低。
Mo是一种用于确保基材强度和高温强度的元素。当Mo含量低于0.3％时，即使借助于Mo和V(C、N)的沉淀强化作用的组合也不能保证满意的高温强度。另一方面，当Mo含量超过0.7％时，由于淬硬性过大，基材的韧性和HAZ韧性也会变坏。因此，Mo含量被限制在0.3-0.7％。
Ti是包含在铝-钛基氧化物中并具有增强晶粒内铁素体成核作用，同时，沉淀出细TiN细化奥氏体，它有助于改善基材和焊接的韧性。鉴于上述原因，当钢的Ti含量为0.005％或更低时，氧化物的Ti含量变得如此不足，以致降低了作为用于形成晶粒内铁素体晶核的氧化物的作用。因而Ti含量被限制在0.005％或更高。当Ti含量超过0.025％时，过量的Ti形成TiC并引起沉淀硬化，这将显著降低焊接热影响区的韧性，因而Ti含量被限制在低于0.025％。
V以V(C、N)的形式沉淀，它是将晶粒内铁素体成核使铁素体细化所必需的，同时也是确保高温强度所必需的。当V含量低于0.04％时，它不能以V(C、N)形式沉淀，因而不能达到上述效果。然而，V的添加量超过0.2％会导致V(C、N)的沉淀量过多，这将降低基材的韧性和焊接韧性。因而V含量被限制在0.05-0.2％。
作为不可避免的杂质，P和S的含量没有特别地限制。然而，由于它产生会造成焊接裂纹，降低韧性以及由于凝固偏析所引起的其它不可避免的现象，应当尽可能地降低它们的含量。P和S的理想含量应各自低于0.02％。
上述元素构成本发明钢的基本成分。为了提高基材的强度和改进基材的韧性，本发明钢还可含有选自Cr、Nb、Ni、Cu、Ca和REM中的至少一种元素。
Cr用于强化基材和改进高温强度。然而由于其添加量过多会不利于韧性和淬硬性，因而Cr含量的上限是0.7％。
Nb用于增加基材的韧性。然而，由于其添加量过多会不利于韧性和淬硬性，因而Nb含量的上限是低于0.05％。
Ni是用于增加基材韧性的极有效的元素。由于其添加量为1.0％或更高时会增加合金成本，因而是不利的，Ni含量的上限是1.0％。
Cu是一种用于强化基材和获得耐候性的元素，从回火脆性，焊接裂纹和由消除应力退火而导致热加工裂纹的观点来看，Cu含量的上限是1.0％。
添加Ca和REM是为了防止UST缺陷和热轧期间因MnS伸长而引起的韧性降低。它们形成高温可变形性低的Ca-O-S或REM-O-S而不是MnS，并可调节组成和夹杂物形式，以致即使在轧制时也不会像MnS那样产生伸长。当Ca和REM的添加量(重量)分别超过0.003％和0.01％时，形成大量的Ca-O-S和REM-O-S并变成粗晶夹杂，这将损害基材和焊缝的韧性，因而Ca和REM的含量分别被限制在0.003％或更低和0.01％或更低。
然后将含量上述成分的钢水经过预脱氧处理调节溶解氧的浓度。调节溶解氧的浓度对精炼熔融金属，同时使细氧化物弥散在扁钢锭之中都是十分重要的。将溶解氧的浓度调节在0.003至0.015％(重量)范围内的原因是：当完成预脱氧后的〔O〕浓度低于0.003％时，作为用于形成晶粒内铁素体的晶核的氧化物(它促进晶粒内的铁素体转变)数量减少，晶粒不能细化，因而达不到改进韧性的目的。另一方面，当〔O〕浓度超过0.015时，即使其它方面的要求能满足，但氧化物粗化，成为脆性断裂源，并且韧性降低。鉴于上述原因，将完成预脱氧之后的〔O〕浓度限制在0.003至0.015％(重量)。
预脱氧处理是通过真空脱气和用Al和Si的脱氧进行。这是因为真空脱气处理是直接除去以气体和CO气体形式含在钢水中的氧，而且由于由强脱氧剂Al和Si形成的氧化物基夹杂容易漂浮和除去，因而Al和Si用于精炼钢水是极有效的。
然后，添加少量的Al，并进行浇铸以完成制钢过程。在这方面，由于Al具有很强的脱氧能力，如果它的含量超过0.015％，则不会形成能促进晶粒内铁素体转变的复合氧化物。而且，过量的Al以固溶形式与N结合形成AlN，这将导致减少V(C、N)的沉淀量。鉴于上述原因，Al的含量被限制在0.015或更少。另一方面，当Al含量低于0.005％时，则不能形成预期的含铝复合氧化物，因此Al的含量被限制在0.005％或更多。在这方面，Al含量〔Al％〕与溶解的氧浓度〔0％〕(按重量％)之间，应满足由公式-0.004≤〔Al％〕-1.1〔0％〕≤0.006表示出的相互关系，其原因如下。在此公式中，当Al含量超过〔O〕浓度(按重量％)过多时，复合氧化物的颗粒数目减少，而且形成了不能用作形成晶粒内铁素体晶核的Al2O3，从而不能达到细化组织，以致韧性降低。另一方面，当Al含量过分低于〔O〕浓度(按重量％)时，在扁钢锭中用作形成晶粒内铁素体晶核的复合氧化物颗粒的数目就不能超过本发明中所要求的20粒/mm2。因而，提出上述限制。存在于扁钢锭中的氧化物颗粒数被限制在20粒/mm2或更多的原因是：当氧化物的颗粒数少于20粒/mm2时，形成晶粒内铁素体的晶核数目减少，以致铁素体不可能细化。用X-射线显微分析仪测量并确定颗粒的数目。在制钢过程的后期添加Al，因为在早期阶段添加Al由于它具有高脱氧能力而会形成稳定的Al2O3，以致不可能形成具有阳离子空穴的预期的复合氧化物。
然后将含有上述复合氧化物的扁钢锭再加热到温度为1,100至1,300℃范围。再加热温被限制在上述范围的原因如下。通过热加工制造型钢时，为有利于塑性变形，加热至1,100℃或更高是必需的，而且为了利用V和Mo这些以固溶体形式充分固溶的元素提高高温下的屈服点，所以再加热温度的下限应为1,100℃。从加热炉的性能和可赢利性的观点来看，再加热温度的上限应为1,300℃。
加过热的钢通过粗轧，中间轧和精轧几个步骤被轧制成型。按照本发明的方法，各轧制步骤的特征在于，在中间轧步骤中，在各轧制道次间的中间轧机中，先将扁钢锭的表层部分冷却到700℃或低于700℃，随后在钢的表面复热过程中进行一次或多次热轧。进行这一步骤的目的是为了通过各轧制道次之间的水冷却能在从表层部分至扁钢锭内部的方向赋予温度梯度，以确保即使在低的轧制压下量条件下也能使加工处理穿透到钢的内部，同时也缩短了因低温轧制而引起的在各轧制道次之间的等候时间，以提高效率。水冷却和往返轧制的重复次数取决于预期的轧制品的厚度，例如，在H-型钢情况下，凸缘厚，以及当厚度较大时，该步骤应重复多次。使扁钢锭表层部分冷却的温度限制在700℃或700℃以下的原因是，由于在轧制之后进行加速冷却，通常从γ温度区域的冷却导致被硬化的表层部分形成硬化相，这将损害加工性，例如钻孔性。特别是，在冷却700℃或低于700℃的情况下，因为γ/α转变温度一旦被破坏以及由于复热到进行下一次轧制时而使表层部分的温度升高，加工是在低温γ或γ/α两相共存温度区域中进行，这将有助于明显降低淬硬性并防止由于加速冷却而引起的表层的硬化。
完成轧制后，以每秒1-30℃的冷却速率将钢材冷却至650-400℃，其目的是抑制铁素体的晶粒长大和增加珠光体和贝氏体组织的比例，以致能在低合金钢中获得目标强度。加速冷却被停止在650-400℃的原因如下。如果加速冷却被截止在高于650℃的温度，温度是Ar1点或高于Ar1点，并且γ相部分地保留下来，因而不可能抑制铁素体的晶粒长大和增加珠光体和贝氏体组织的比例。鉴于上述原因，停止加速冷却的温度限制在650℃或650℃以下。如果将加速冷却一直进行到温度低于400℃，在后续的静置步骤中，以过饱和固溶体形式固溶于铁素体相中的C和N不能以碳化物和氮化物的形式析出，因而使铁素体相的延展性降低。因此，加速冷却的停止温度被限制在上述温度范围内。
实施例
根据实验基础制备H-型钢，制钢过程为：熔融，在真空脱气期间使钢进行预脱氧处理，添加合金，测量钢水的氧浓度，以相应于氧量的数量添加Al，连续浇铸钢以制得厚度为250-300mm的扁钢锭，将扁钢锭进行粗轧和图4所示出的一般轧制。通过对位于通用中间轧机4之前和之后并标记5a的凸缘的内和外表面反复喷淋冷却来进行各轧道之间的水冷却并反向进行轧制，完成轧制之后的加速冷却是通过对位于精轧机6之后并标记5b的凸缘和梁腹的喷淋冷却来进行。
在图5所示凸缘2的板厚t2的中心(即1/2t2)，位于整个宽度(B)的1/4和1/2(即1/4B和1/2B)处取样作为试样；并在梁腹3的板厚的中心，位于梁腹高度H的1/2(即1/2H)处取样作为试样。测定这些位置的性能是因为凸缘的1/4F位置和梁腹的1/2W位置各自具有凸缘部分和梁腹部分的平均机构性能，而在凸缘的1/2F位置，机械性能最差，因此这三个位置体现了H-型钢1的机械试验性能。
表1示出基于实验基础的钢材的化学组成(％)和扁钢锭中铝-钛基复合氧化物的颗粒数；表2示出轧制和加速冷却条件和机械试验性能。对于所有试样，轧制时的加热温度都是1,280℃，其原因如下所述。通常都知道降低加热温度能改进机械性能，而高温加热条件被认为能提供最低的机构性能值，因而这些最低数值能代表在较低加热温度下的性能。
表1
    钢    C    Si    Mn    V     N     Ti     P     S
本发明钢   490级钢   123   0.190.070.07   0.220.140.11   0.421.131.32   0.040.070.09   0.0130.0080.008   0.0240.0070.009   0.0140.0100.011   0.0060.0050.003
  570级钢   456   0.040.060.06   0.100.120.11   1.831.411.25   0.040.080.08   0.0040.0070.008   0.0120.0060.009   0.0080.0080.007   0.0040.0040.002
对比钢   490级钢   78   0.110.11   0.310.32   1.121.25   -0.05   0.0050.004   0.0140.013   0.0110.011   0.0060.005
  570级钢   9   0.12   0.31   1.47   0.04   0.004   0.011   0.009   0.004
表1(续)                                            (重量％)
钢    Mo     Nb     Ni     Cu    Cr    REM    Ca     O    Al  预脱氧后的〔O〕浓度   Al〕-1.1 ×(O〕 复合沉淀物的颗粒数(mm-2)
本发明钢     490级钢   123   0.310.480.52    ---     ---      ---    ---      ---    --0.0021   0.00560.00320.0028   0.0110.0070.005     0.01380.00510.0045   -0.0040.0010.000     643023
    570级钢   456   0.530.520.65    0.040.010.01     -0.30.5      -0.30.5 0.20.3      --0.006    ---   0.00370.00300.0029   0.0140.0060.005     0.00760.00570.0037   0.0060.0000.001     514225
    490级钢   78   0.520.52    0.020.02     --      --    0.50.5      --    --   0.00160.0017   0.0320.028     --   --     00
    570级钢   9   0.54    0.03     0.5      0.5    0.3      -    -   0.0020   0.034     -   -     0
表2
             钢     H-型钢的尺寸mm   各轧制道次间的水冷却 (水冷到≤700℃+轧制)的次数   部位            轧制后的水冷  800℃至650℃之间的冷却速率℃/秒
    开始温度℃     终止温度℃
本发明钢 490级钢 1 H800×300×14/26 有 1    1/4F1/2F1/2W      800-790      630-640       8.07.010.0
2 H438×417×30/40 有 2    1/4F1/2F1/2W      840-830      550-560       4.03.06.0
3 H538×447×60/90 有 3    1/4F1/2F1/2W      860-840      550-560       2.51.53.5
570级钢 4 H800×300×14/26 有 2    1/4F1/2F1/2W      800-790      400-420       13.010.025.0
5 H438×417×30/40 有 3    1/4F1/2F1/2W      830-810      500-520       6.04.08.0
6 H538×447×60/90 有 4    1/4F1/2F1/2W      850-830      500-520       3.01.53.8
对比钢 490级钢 7 H800×300×14/26 无 0    1/4F1/2F1/2W 无      空冷       0.50.30.9
8 H438×417×30/40 无 0    1/4F1/2F1/2W 无 ″       0.20.10.3
    570级钢 9 H800×300×14/26 无 0    1/4F1/2F1/2W 无 ″       0.50.30.8
表2(续)
              钢                             各部位基材的机械试验性能 凸缘外表面的硬度(HV)
     室温下的强度(N/mm2)       600℃时的高温强度(N/mm2)   夏氏冲击试验VE-5(J)(平均值)
    σs     σb     σs     σb     高温σs室温σb
   本发明钢                1490        2级钢       3     371350386     530528546     262254272     342335350     0.710.730.70      293287265      -187-
    372359379     541536553     265252269     347340348     0.710.700.71      285277236      -195-
    341338349     512522533     241239251     339315338     0.710.710.72      287291290      -183
               4570        5级钢6     471467486     603599611     330328350     404398421     0.710.710.70      253259279      -224-
    468481490     583591602     328341349     397411414     0.700.710.71      262231279      -211
    461452477     588583597     323318338     387381413     0.700.700.71      264251279      -206-
对比钢     490级钢570级钢  7     338346363     512506524     240251253     317327330     0.700.700.70      16123177      -168-
 8     323321346     498480525     235229255     316311331     0.720.720.71      8919113      -176-
 9     464472490     612601635     327341349     392412427     0.700.720.71      292135      -205-
从表2可见，本发明的1#-6#钢足以满足600℃时的目标高温强度和基材强度要求(上述JISG3106)以及-5℃时的夏氏值为47(J)或更大。另一方面，在7#、8#和9#对比钢中，因为进行常规的Al脱氧而没有按照本发明采用弥散复合氧化物，并在轧制时或轧制后没有实施加速冷却处理，尽管基材的室温强度和高度能满足建筑物的要求，而且σs比为0.8或更低，但都不能得到细化的组织和低合金，以致韧性降低，并且特别是在凸缘的1/2板厚内的1/2宽度部位的韧性达不到目标值。在本发明中，可通过各轧制道次之间的水冷却而使γ细化，防止由于在完成轧制后的加速冷却处理使凸缘的表层部分硬化而降低可加工性的现象，而外侧表面的表面硬度达到了240或更低的目标维氏硬度(HV)。也就是说，当本发明所有要求(像表2内列出的1#-6#型钢)都得到满足时，就可以制造出耐火性和韧性优良的轧制型钢，即使在最难以满足轧制型钢机械性能要求的凸缘1/2板厚内的1/2宽度部位，该型钢也具有足够的室温和600℃的高温强度。当然，本发明考虑的轧制型钢并并不局限于以上实施例中所述的H-型钢，它还包括I-型钢、角钢、槽钢和厚度不等的不规则角钢。
在本发明的轧制型钢中，即使在最难以保证机械试验性能的在凸缘1/2厚度内的1/2宽度部位处也能达到足够的强度和韧性，它可以有效地实现具有优良耐火性和韧性的控冷轧型钢的在线生产，即使当高温性能和耐火材料的包覆厚度为现有技术的20％-50％时，该冷轧型钢也能满足防火性能要求，这有助于由于降低建造费用和缩短建造周期而明显地降低成本，使工业效益，例如大型建筑工程的可靠性、安全性和赢利性的提高极为显著。

Claims (4)

1.一种用作含氧化物的，耐火型钢材料的扁钢锭，其特征在于，它含有(按重量％)，C0.04～0.20％，Si0.05～0.50％，Mn0.4～2.0％，Al0.005～0.015％，Mo0.3～0.7％，N0.003～0.015％，V0.04～0.20％以及Ti0.005～0.025％，其余为Fe和不可避免的杂质，并满足Al含量〔Al％〕和溶解氧浓度〔0％〕之间由下式表示的关系的要求：
-0.004≤〔Al％〕-1.1〔0％〕≤0.006
其中使铝-钛复合氧化物以20个粒子/mm2或更多的数量在钢中弥散。
2.根据权利要求1的用作含氧化物的耐火型钢材料的扁钢锭，其中，所述扁钢锭进一步还含有选自Cr0.7％或更少，Nb0.05％或更少，Ni1.0％或更少，Cu1.0％或更少，Ca0.003％或更少以及REM0.010％或更少中的至少一种作为化学组分。
3.一种含有氧化物的耐火可控轧制型钢的制造方法，其特征在于，它包括以下步骤：将含有(按重量％)C0.04～0.20％，Si0.05～0.50％，Mn0.4～2.0％，Mo0.3～0.7％，N0.003～0.015％，V0.04～0.20％和Ti0.005～0.025％、其余为Fe和不可避免的杂质的钢水经预脱氧处理，使得溶解的氧浓度调节到0.003～0.015(重量)％，添加金属铝或铝铁合金进行脱氧以便使Al含量达到0.005％～0.015(重量)％，并满足Al含量〔Al％〕和溶解的氧浓度〔0％〕之间由下式表示的相互关系的要求：
-0.004≤〔Al％〕-1.1〔0％〕≤0.006
使铝-钛复合氧化物以20个粒子/mm2或更多的数量在钢中结晶并弥散；从而制得一种扁钢锭；将该扁钢锭再加热到1,100-1,300℃温度范围；然后进行初轧；在轧制步骤中的各轧制道次之间至少一次地先将所得扁钢锭的表层部分经水冷却到700℃或700℃以下，随后在钢表面复热过程中进行轧制；在完成轧制后以1-30℃/秒的冷却速率将已轧制的钢冷却到650℃-400℃；然后使冷却的钢静置不动。
4.根据权利要求3的含氧化物的耐火控制轧制型钢的制造方法，其中所述方法的钢水进一步还含有选自Cr0.7％或更少，Nb0.05％或更少，Ni1.0％或更少，Cu1.0％或更少，Ca0.003％或更少以及REM0.010％或更少中的至少一种作为化学组分。
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Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2760713B2 (ja) 1992-09-24 1998-06-04 新日本製鐵株式会社 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法
DE4432390C2 (de) * 1994-09-02 1998-03-26 Mannesmann Ag Verfahren zur Senkung der Heißrißanfälligkeit bei der Herstellung eines niedriglegierten C-Mn-Stahles
FR2757542B1 (fr) * 1996-12-19 1999-01-15 Der Dillinger Huttenwerke Ag Acier de construction faiblement allie a particules actives
JP3719037B2 (ja) * 1999-03-10 2005-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法
JP2000319750A (ja) * 1999-05-10 2000-11-21 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた大入熱溶接用高張力鋼材
US6808550B2 (en) 2002-02-15 2004-10-26 Nucor Corporation Model-based system for determining process parameters for the ladle refinement of steel
JP2006063443A (ja) * 2004-07-28 2006-03-09 Nippon Steel Corp 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法
JP4954507B2 (ja) * 2004-07-28 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法
US9999918B2 (en) * 2005-10-20 2018-06-19 Nucor Corporation Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
JP4399018B1 (ja) * 2008-07-15 2010-01-13 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
CN103334051B (zh) * 2013-07-04 2015-11-04 莱芜钢铁集团有限公司 一种具有z向性能的建筑用热轧h型钢及其生产方法
CN109023024B (zh) * 2018-09-29 2020-09-08 上海大学 一步铸造高强度低碳钢的工艺及高强度低碳钢
CN112522593B (zh) * 2019-09-19 2022-06-24 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格30CrMo热轧钢板/带及其生产方法
JP7184062B2 (ja) * 2020-03-12 2022-12-06 Ｊｆｅスチール株式会社 突条付きｈ形鋼およびその製造方法
CN111534746B (zh) * 2020-04-30 2022-02-18 鞍钢股份有限公司 宽幅450MPa级热轧集装箱用耐候钢及其制造方法
CN114086069B (zh) * 2021-03-04 2022-05-20 东北大学 一种含镁细晶粒热轧板带钢及其制备方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5845354A (ja) * 1981-09-10 1983-03-16 Daido Steel Co Ltd はだ焼鋼
JPS6179745A (ja) * 1984-09-28 1986-04-23 Nippon Steel Corp 溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法
JPS62109948A (ja) * 1985-11-07 1987-05-21 Kawasaki Steel Corp 溶接用高靭性鋼
EP0288054B1 (en) * 1987-04-24 1993-08-11 Nippon Steel Corporation Method of producing steel plate with good low-temperature toughness
JPH0277523A (ja) * 1988-06-13 1990-03-16 Nippon Steel Corp 耐火性の優れた建築用低降伏比鋼材の製造方法およびその鋼材を用いた建築用鋼材料
CA1320110C (en) * 1988-06-13 1993-07-13 Hiroshi Tamehiro Process for manufacturing building construction steel having excellent fire resistance and low yield ratio, and construction steel material
JPH0642979B2 (ja) * 1989-02-20 1994-06-08 新日本製鐵株式会社 チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法
DE69113326T2 (de) * 1990-06-21 1996-03-28 Nippon Steel Corp Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen stählerner Doppel-T-Träger mit dünnem Steg.
JPH0765097B2 (ja) * 1990-07-27 1995-07-12 新日本製鐵株式会社 耐火性及び溶接部靭性の優れたｈ形鋼の製造方法
JPH04173938A (ja) * 1990-11-02 1992-06-22 Kobe Steel Ltd 溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法

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