CN104775078B - 一种Rel＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢及生产方法 - Google Patents

Abstract

一种Rel＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢，其化学成分及wt%为：C：0.02~0.06%，Si：0.05~0.15%，Mn：1.00~1.60%，P≤0.005%，S≤0.002%，Mo：0.51~0.82%，Cr：0.30~0.50%，Ni：0.22~0.50%，Nb：0.020~0.050%，V：0.040~0.10%，Ti：0.008~0.025%，Ca：0.010~0.050%，Zr：0.010~0.050%，[O]：40~80×10^~4%;生产步棸：将钢坯加热；粗轧；精轧；弛豫缓冷；冷却；空冷至室温；消除应力回火。本发明钢Rel＞620MPa，‑20℃冲击韧性＞200J、屈强比＜0.80、600℃屈服强度与室温屈服强度的比值＞2/3，且工序简单，生产周期短，也无需进行复杂的调质工序。

Description

一种Rel＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢及生产方法

技术领域

本发明涉及一种耐火结构用钢及其生产方法，具体属于一种屈服强度＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢及其生产方法。

背景技术

随着冶金科技的不断进步，建筑、桥梁等大型工程项目对高强钢材的技术要求也越来越高，除了强度、韧性、塑性等传统指标提高要求外，还对钢材的抗震性能（低屈强比）、耐火性能以及焊接性能提出了更高的要求。屈强比是抵抗从屈服到塑性不稳定变形的一种能力，从安全角度考虑，低屈强比是钢结构的一个重要特征；而耐火性能就是要求钢材在600℃高温下其屈服强度不低于室温下标准要求屈服强度值的2/3，采用具有耐火性能的钢材，可大大减薄耐火涂层的厚度，降低建造费用和维护成本。但采用传统的调质工艺生产的高强钢材在确保高强度的同时，其屈强比也较高，同时焊接性能较差且对耐火性能不做要求，显然已不能满足现代大型工程对屈强比、焊接性能以及耐火性能的严格要求。目前，我国大力发展基础设施建设需要大量的具有高强度、更低屈强比且具有耐火性能的结构钢材，因此，随着我国经济的持续高速发展，大型化钢结构工程的建设将会逐渐增多，而发展具有耐火性能的结构用高强度钢材是其发展方向之一。

本发明前，中国专利号为200910061106.1的文献，其公开了一种高强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法，该发明不足之处在于钢中含有较高的Cu、Cr、Ni等贵重合金元素，成本高。

中国专利号为201010599469.3的文献，其公开了一种800MPa级低屈强比结构钢板及其生产方法，该钢中含有较多的Cu、Ni元素，合金成本高，且添加B元素造成延伸率较低，回火后钢板屈服强度较低。

欧洲专利号为EP20010930007的文献，其公开了“THICK STEEL PLATE BEINGEXCELLENT IN CTOD CHARACTERISTIC IN WELDING HEAT AFFECTED ZONE AND HAVINGYIELD STRENGTH OF 460MPa OR MORE”。该发明钢采用直接淬火+回火或TMCP工艺路线生产，但其发明钢种的强度均较低，对耐火性能和厚度方向性能均不做要求，已无法满足现代大型结构工程对钢材的高强度、优异的耐火性能和抗层状撕裂性能的要求。

中国专利号为201310649811.X的文献，其公开了一种屈强比＜0.8的低碳贝氏体建筑用钢及其生产方法，该发明采用TMCP工艺生产，无需进行热处理，但该发明钢需要精确控制组织中铁素体面积百分比含量为12~25%，生产难度较大。

中国专利号为201310498628.4的文献，其公开了一种低成本高强度钢板及其生产方法，该发明采用TMCP+回火工艺生产，但该发明产品的屈强比均高于0.80。同时上述发明专利均不具备耐火性能。

中国专利号为201110080774.6、201110247615.0和200910045146.7的文献，分别公开了一种低成本高强高韧抗震耐火钢及其制备工艺、一种耐火抗震建筑用钢和一种高强度高韧性低屈强比耐火钢及其制造方法，但该三项发明专利的强度级别较低，其抗拉强度均低于720MPa，且仅要求0℃冲击韧性；中国专利号为200910011963的文献，公开了一种高性能建筑结构用耐火钢板及其制造方法，该发明钢具有成分简单、屈强比低以及耐火性能好等特点，但其屈服强度低于620MPa，且对厚度方向性能不做要求，不能满足大型工程对钢材高强度和抗层状撕裂性能的要求。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术存在的不足，提供一种屈服强度＞620MPa，-20℃冲击韧性＞200J、屈强比＜0.80、600℃屈服强度与室温屈服强度的比值＞2/3的具有高强韧性、低屈强比、优异的耐火性能和焊接性能以及冷热加工性能，且工序简单，生产周期短的Rel＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢及其生产方法。

实现上述目的的技术措施：

一种Rel＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.02~0.06%，Si：0.05~0.15%，Mn：1.00~1.60%，P≤0.005%，S≤0.002%，Mo：0.51~0.82%，Cr：0.30~0.50%，Ni：0.22~0.50%，Nb：0.020~0.050%，V：0.040~0.10%，Ti：0.008~0.025%，Ca：0.010~0.050%，Zr：0.010~0.050%，[O]：40~80×10^~4%，其余为Fe及不可避免的杂质；同时满足公式： 6C+Mn=1.40~1.75，（Mo+2Cr）/Ni=3.0~3.5,（Ca+Zr）/[O]=8.5~13.5。

生产一种Rel＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢的方法，其步棸：

1）经冶炼及铸成坯后，将钢坯加热至1300~1350℃，并控制加热速率在6~8℃/s，并在1150~1180℃温度下保温20~30min；

2）进行粗轧，控制其开轧温度在1120~1160℃，总压下率在55~65%，最后1道次轧制前进行弛豫缓冷10~30s，并控制结束温度在1030~1080℃；

3）进行精轧，并控制其开轧温度在840~900℃，总压下率在50~60%，结束温度在800~880℃；

4）对钢板进行弛豫缓冷；

5）在冷却速度为12~18℃/s下进行冷却，冷却开始温度为700~750℃，并控制返红温度为400~600℃，上下水比按1:1.05~1.35；

6）空冷至室温；

7）进行消除应力回火，回火温度在200~300℃。

以下详述本发明中化学成分限定量的理由：

本发明的C含量选择在0.02~0.06%，C是确保钢强度必不可少的元素之一，主要通过间隙置换固溶强化显著提高钢的强度，并与Nb、V、Ti形成细小碳氮化物析出，以晶粒强化和沉淀强化的方式进一步提高钢的强度，同时提高C含量还有利于得到较低的屈强比。C属于扩大奥氏体相区元素，当C含量低于0.02%时，相变点明显提升，易导致晶粒粗化，不利于获得足够高的强度和低的屈强比。当C含量高于0.06%时，碳偏析的倾向、钢中M~A岛量以及钢的焊接冷裂纹敏感性系数增加，尤其在含有Mo、Cr的钢中，过多的C含量严重恶化钢的塑韧性和焊接性能。故C含量限定为0.02~0.06%。

本发明的Si含量选择在0.05~0.15%，一般地，Si在钢中的主要作用是固溶强化和脱氧，但Si在因固溶强化提高强度的同时，降低钢材和HAZ冲击韧性。由于本发明钢中添加有Ca、Zr、Als等与[O]具有更强结合力的元素，同时添加有固溶强化作用更强的Mo和Cr，因此，本发明钢中Si含量限定为0.15%以下，以尽可能降低其对钢材韧性的不利影响。

本发明的Mn含量选择在1.00~1.60%，Mn是确保钢材强韧性的重要元素，也是确保钢材焊接热影响区性能不可或缺的元素之一。本发明中，Mn的另一个重要作用是与Ca、S形成可作为相变形核核心的微细硫化物，促进相变过程，细化有效组织晶粒，提高钢材强韧性。由于添加Mn元素提高钢材碳当量以及焊接裂纹敏感性系数，因此，当Mn含量高于1.60%时，会恶化钢的焊接性能和增加钢材的焊接裂纹敏感性，同时过高的Mn含量则会与Ca、Zr、S、O形成大尺寸的氧化物硫化物复合夹杂，进一步恶化钢材的冲击韧性和焊接性能，也不利于确保钢材的抗层状撕裂性能。

本发明的P≤0.005%、S≤0.002%， P、S是钢中的有害杂质元素。高P易导致偏析，影响组织均匀性，S与Mn、Ca易形成硫化物夹杂，不利于低温韧性和抗层状撕裂性能。

本发明的Mo含量选在0.51~0.82%，Mo在钢中的主要作用是固溶强化，是本发明中确保钢材高温强度和低屈强比的重要元素，另外少量Mo以碳化物形式析出，进一步提高钢材室温强度和高温强度。Mo与Nb同时加入时，Mo可增加NbC形核位置，促进NbC在晶内均匀沉淀析出，并在NbC质点周围形成偏析层，阻止NbC在高温下聚集长大，提高高温持久强度。Mo是奥氏体稳定性元素，促进高密度位错亚结构的贝氏体形成，Mo还可以在回火过程中防止回火脆性。Mo含量小于0.51%时，Mo增加NbC形核核心数量不足，无法阻止NbC在高温下长大趋势，也就无法确保钢材的高温强度，但Mo含量较多时，除了增加合金成本外，还会严重恶化钢材的低温韧性和焊接性能，因此，在确保钢材高温强度的同时，尽量降低Mo的含量。

本发明的Cr含量选在0.30~0.50%，与Mo相同，Cr也是有效提高钢板室温强度和高温强度的元素，Cr拓宽贝氏体相变冷速区间，有利于中温组织贝氏体的转变。Cr与Mo同时加入，对确保钢材的室温强度和高温强度都更有利，因此，Cr的含量不能低于0.30%,否则，上述效果不理想，但也不能超过0.50%，否则无法确保钢材的冲击韧性和焊接性能。

本发明的Ni含量选在0.22~0.50%，本发明钢中，Ni与Mo、Cr等固溶强化元素一起加入时能明显改善钢材的低温韧性，Ni含量过高，除增加生产成本外，钢板表面易产生难以脱落的氧化铁皮，同时不利于钢材的焊接性能。

本发明的Nb含量选择在0.020~0.050%，Nb是一种强碳化物形成元素，具有强烈的细晶强化和沉淀强化作用，并能显著提高奥氏体再结晶温度。与Mo一样，Nb也是确保高温强度的重要元素，特别是二者同时加入时效果更佳，这也是本发明钢中二者同时加入的最重要原因。Mo与Nb同时加入时，Mo可增加NbC形核位置，促进NbC在晶内均匀沉淀析出，并在NbC质点周围形成偏析层，阻止NbC在高温下聚集长大，提高高温持久强度。在轧制过程中，Nb在钢中形成的碳氮化物颗粒还可有效抑制奥氏体晶粒长大，强烈抑制铁素体晶粒长大，提高钢材强度和韧性。本发明钢中，当Nb含量低于0.020%时，除了导致屈服强度不足外，其提高奥氏体再结晶温度的效果不佳，易产生混晶组织，不利于冲击韧性，特别是此时NbC颗粒数量不足，致使Nb和Mo无法充分发挥提高高温强度的作用；当Nb含量高于0.050%时，析出NbC颗粒数量较多，显著提高钢的室温屈服强度，这不利于低屈强比的控制。

本发明的V选在0.04~0.10%，与Nb一样，V也是一种相当强烈的碳化物形成元素，适量V具有明显的沉淀析出强化作用，与Nb复合加入时，还可明显改善横向裂纹现象的发生。同时V也具有很强的固溶强化作用，除了有利于提高钢材的室温强度和高温强度外，还有利于控制钢材具有低的屈强比。当V含量低于0.040%时，其提高室温和高温强度以及降低屈强比的作用不理想；当V含量高于0.10%时，不利于钢材的冲击韧性和焊接性能。

本发明的Ti选择在0.008~0.025%，Ti也是一种强碳氮化物形成元素，本发明中，以Ca、Als超细氧化物颗粒为核心析出细小的TiN、Ti（CN）或Nb\Ti的复合碳氮化物，阻止加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大，提高热影响区低温韧性。但Ti大于0.025%时，析出的Ti的碳氮化物颗粒尺寸较大，其细化奥氏体晶粒的作用减弱，不利于焊接热影响区韧性，当Ti小于0.008%时，其上述作用不明显，故Ti限定为0.008~0.025%。

本发明的 Ca含量控制在0.010~0.050%，由于本发明中Si含量较低，其脱氧作用弱化，因此Ca是本发明中重要的脱氧元素。本发明中主要利用Ca对夹杂物的球化变质作用，改善钢材的冲击韧性、HAZ韧性以及抗层状撕裂性能。另外，Ca与O可形成微细氧化物颗粒作为相变以及其它析出颗粒的形核核心，细化组织和颗粒尺寸，改善钢材的综合性能。为了实现上述作用，Ca含量应不低于0.010%；Ca含量超过0.050%时，则会形成尺寸较大的CaO、MnS等氧化物和硫化物复合夹杂，降低钢材的冲击韧性和抗层状撕裂性能。

本发明的Zr含量选择在0.010~0.050%，与Ca一样，Zr的微细氧化物也可作为相变或其它析出颗粒的形核核心，细化组织和颗粒尺寸，改善钢材的综合性能；而形成的ZrN具有细化晶粒作用，改善钢材冲击韧性。Zr还可以将钢中粗大的非球形夹杂物球化，净化钢质，提高钢的低温韧性和抗层状撕裂性能。但Zr含量过高，将会形成尺寸较大的氧化物，恶化钢材的冲击韧性和焊接性能。

本发明的O含量选择在40~80×10^~4%，一般地，O在钢中属于有害气体，为确保钢质纯净度和钢中氧化物夹杂物总量，需将O含量严格限制在较低水平。但本发明钢中形成的Ca和Zr的微细氧化物颗粒具有重要作用，因此，当O含量低于40×10^~4%时，则钢中形成Ca、Zr氧化物颗粒数量有限，但为避免钢中出现过多的氧化物类的复合夹杂物，O含量应限制在80×10^~4%以内。

同时上述化学成分还必须满足公式：①6C+Mn=1.40~1.75，②（Mo+2Cr）/Ni=3.0~3.5,③（Ca+Zr）/[O]=8.5~13.5。本发明中，当6C+Mn＜1.40时，导致钢材强度不足，当6C+Mn＞1.75时，将增加钢的焊接裂纹敏感性系数，导致焊接热影响区冲击韧性较差；当（Mo+2Cr）/Ni＜3.0时，造成钢材强度不足，当（Mo+2Cr）/Ni＞3.5时，除了对钢材韧性产生不利影响，恶化钢的焊接性能外，还会增加合金成本，不利于推广；当（Ca+Zr）/[O]＜8.5时，钢中形成的作为相变和析出相颗粒形核核心的微细氧化物颗粒数量不足，无法起到细化组织和析出相颗粒的作用，不利于钢材强度和韧性的改善，当（Ca+Zr）/[O]＞13.5时，钢中将会形成大尺寸的氧化物和硫化物复合夹杂物，不利于钢材的冲击韧性、抗层状撕裂性能和焊接热影响区冲击韧性。

本发明主要工艺控制的理由：

为使钢坯充分奥氏体化和使Mo、Cr等合金充分溶于奥氏体中，须将钢坯加热温度控制在1300~1350℃，低于1300℃，钢坯不能充分奥氏体化，且Mo、Cr等合金未能充分溶于奥氏体，也就不能充分发挥出作用效果；高于1350℃，奥氏体晶粒粗大，影响组织和综合性能。控制加热速度在6~8℃/s是为了防止加热过程中由于加热速度过快造成钢坯内外温度差异过大和加热不均而出现裂纹，影响钢坯内部冶金质量，从而影响钢板综合性能尤其是厚度方向性能。为使钢坯内外温度均匀、钢板各部位性能一致以及防止奥氏体晶粒粗化，还需在1150~1180℃温度下保温20~30min。

将粗轧开轧温度控制在1120~1160℃，总压下率在55~65%，目的使钢在完全奥氏体再结晶区进行轧制，同时促使奥氏体晶粒充分破碎，得到细化奥氏体晶粒；为了使钢板各部位温度均匀化，在最后1道次轧制前需弛豫缓冷10~30s，为了使最后轧制道次在完全再结晶区轧制，需将温度控制在1030℃及以上，同时为了防止高温下奥氏体晶粒粗化，还须将最后轧制道次温度控制1080℃及以下，否则，精轧之前需等待很长时间，造成奥氏体晶粒粗化，影响钢板强度和低温冲击韧性，对钢板综合性能不利。

为了使精轧在非再结晶区轧制，需控制精轧开轧温度不大于900℃，否则容易造成混晶组织，严重影响钢的低温冲击韧性和厚度方向性能稳定性；为确保精轧阶段道次压下率，得到充分细化组织，需控制总压下率为50-60%，终轧温度为800-880℃。

对钢板进行弛豫缓冷，目的是促使微合金元素的碳氮化物在此阶段充分析出，起到钉扎作用，防止组织粗化。为了得到满足本发明专利性能要求的理想组织结构、优良的综合力学性能、确保上下表面性能稳定性以及控制板形等，需控制冷却速度为12~18℃/s，冷却开始温度为700~750℃，并控制返红温度为400~600℃，上下水比按1:1.05~1.35。

在快速冷却下，钢板的组织结构为中温转变组织，其本身不够稳定，以及钢板本身应力较大，为消除这些不利因素，对钢板在200~300℃温度下进行消应力回火处理，当温度低于200℃时，起不到消除上述不利因素，当温度高于300℃时，钢中贝氏体合并长大而粗化，同时钢中碳氮化物析出增加，部分马氏体-奥氏体岛组织转变成渗碳体，组织的变化将会对本发明钢的性能产生不利影响，如将会造成钢板抗拉强度和低温冲击韧性下降，从而造成屈强比升高，抗震性能变差。

本发明钢屈服强度＞620MPa，-20℃冲击韧性＞200J、屈强比＜0.80、600℃屈服强度与室温屈服强度的比值＞2/3，具有高强韧性、低屈强比、抗层状撕裂性能、优异的耐火性能和焊接性能以及冷热加工性能，综合性能稳定，且工序简单，生产周期短，也无需进行复杂的调质工序。

附图说明

附图为本发明的金相组织图。

具体实施方式

下面对本发明做进一步描述。

表1为本发明各实施例及对比例化学成分取值列表；

表2为本发明各实施例及对比例主要工艺参数取值列表；

表3为本发明实施例的力学性能试验结果；

表4为本发明实施例的高温持久试验结果。

本发明各实施例按照以下步骤生产：

1）经冶炼及铸成坯后，将钢坯加热至1300~1350℃，并控制加热速率在6~8℃/s，并在1150~1180℃温度下保温20~30min；

2）进行粗轧，控制其开轧温度在1120~1160℃，总压下率在55~65%，最后1道次轧制前进行弛豫缓冷10~30s，并控制结束温度在1030~1080℃；

3）进行精轧，并控制其开轧温度在840~900℃，总压下率在50~60%，结束温度在800~880℃；

4）对钢板进行弛豫缓冷；

5）在冷却速度为12~18℃/s下进行冷却，冷却开始温度为700~750℃，并控制返红温度为400~600℃，上下水比按1:1.05~1.35；

6）空冷至室温；

7）进行消除应力回火，回火温度在200~300℃。

为了更好的反映出本发明钢的各种性能优点，本实施方式中提供了3组对比钢，按常规调质（淬火+回火）生产方法进行生产。

表1 本发明钢与对比钢的化学成分对比（wt，%）

表1 本发明钢与对比钢的化学成分对比（wt，%）（表1续）

表2 本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表

表3 本发明各实施例及对比例的力学性能试验结果

表4 本发明各实施例及对比例的高温持久试验结果

经对本发明钢板进行常温拉伸性能、600℃高温拉伸性能、厚度方向性能、-20℃纵向冲击试验（表3），并与对比钢对比，其结果：常温下，本发明钢的屈服强度与对比钢处于同一水平，而抗拉强度明显高于对比钢，本发明钢具有较低的屈强比（R_eL/R_m＜0.80）和较高的延伸率，而对比钢屈强比均在0.85及以上，延伸率在20%以下，另外本发明钢厚度方向性能大大优于对比钢，这说明本发明钢具有更优的抗震性能、抗层状撕裂性能和延伸性能；更为重要的是600℃高温拉伸屈服强度性能结果显示，本发明钢高温屈服强度与室温屈服强度的比值（R_P0.2/R_eL）均大于2/3，具有优良的耐火性能，而对比钢则明显小于2/3，不具有耐火性能；本发明钢~20℃下冲击功均在250J左右，远高于对比钢的100J左右，这说明本发明钢具有优异的低温韧性。

由600℃温度下的高温持久试验结果（表4）可以看出：当施加应力为275MPa时，实施例和对比例均保持300min不断；当施加应力增加到300MPa时，实施例依然保持300min不断，而对比例仅能维持12~15min就发生断裂；即使增加施加应力到500MPa，实施例依然保持300min不断；继续增加应力到525MPa时，实施例仍能维持10~17min。显然，实施例具有良好的高温持久性能，即具有良好的耐火性能。

综上所述，本发明钢具有高强韧性，低屈强比，良好的耐火性能、抗层状撕裂性能、延展性和焊接性能等特点，钢板综合性能优异；本发明钢克服了调质钢屈强比高、焊接性能和耐火性能差等缺点，具有成本低廉，制造工序简单，生产周期短等优点，在各冶金企业均可实施。

本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims (2)

1.一种Rel＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.02~0.045%，Si：0.05~0.09%，Mn：1.00~1.160%，P≤0.005%，S≤0.002%，Mo：0.65~0.82%，Cr：0.30~0.50%，Ni：0.22~0.50%，Nb：0.020~0.050%，V：0.040~0.10%，Ti：0.022~0.025%，Ca：0.015~0.050%，Zr：0.015~0.050%，[O]：64~80×10^~4%，其余为Fe及不可避免的杂质；同时满足公式： 6C+Mn=1.40~1.75，（Mo+2Cr）/Ni=3.0~3.5,（Ca+Zr）/[O]=8.5~13.5。

2.生产权利要求1所述的一种Rel＞620MPa的低屈强比耐火结构用钢的方法，其步骤：

1）经冶炼及铸成坯后，将钢坯加热至1305~1350℃，并控制加热速率在6~8℃/s，并在1150~1180℃温度下保温20~30min；

2）进行粗轧，控制其开轧温度在1120~1150℃，总压下率在55~65%，最后1道次轧制前进行弛豫缓冷10~30s，并控制结束温度在1030℃,或控制结束温度在1065~1080℃；

3）进行精轧，并控制其开轧温度在840~900℃，总压下率在50~60%，结束温度在852~880℃；

4）对钢板进行弛豫缓冷；

5）在冷却速度为12~18℃/s下进行冷却，冷却开始温度为700~750℃，并控制返红温度为400~600℃，上下水比按1:1.05~1.35；

6）空冷至室温；

7）进行消除应力回火，回火温度在200~300℃。