CN1084580A - 含氧化物的耐火型钢材料及用该材料制造轧制型钢的方法 - Google Patents

含氧化物的耐火型钢材料及用该材料制造轧制型钢的方法 Download PDF

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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

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可控轧制型钢。
由于建筑物的高度显著增加及建筑设计技术的进展等等，建筑部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。
为了适宜这种发展方向，日本未审查的专利公报（公开）No.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，从由于添加合金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。
在先有技术中，对钢进行Al脱气时，通过熔融过程在炼钢的早期阶段添加Al，进行脱氧和所得Al2O3的浮选分离，从而精炼了钢水。换句话说，其要点是如何降低钢火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先有技术的原理。特别是，本发明的特征在于，用作为晶粒内铁素体变换核的细粒复合氧化物发生沉淀并通过调节脱氧过程而被利用。
本发明已将由上述先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、压缩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改进显微组织，并提供一种制造可控轧制型钢的方法，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0.003-0.015Wt%;添加金属铝或铁铝合金进行脱氧以便使Al含量达到0.005-0.015Wt%，并满足Al含量〔Al%〕和溶解的氧浓度〔O%〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤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和分散。
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0.003-0.015Wt%;添加金属铝或铁铝合金进行脱氧以便使Al含量达到0.005-0.015Wt%，并满足Al含量〔Al%〕和已溶解的氧浓度〔O%〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤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和分散。
③一种含有氧化物的耐火可控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0.003-0.015Wt%;添加金属铝或铁铝合金进行脱氧以便使Al含量达到0.005-0.015%Wt%，并满足Al含量〔Al%〕和已溶解的氧浓度〔O%〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤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和分散;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，随后在钢表面返回过程中进行轧制;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可控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以及还含有选自于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0.003-0.015Wt%;添加金属铝或铁铝合金以便使Al含量达到0.005-0.015Wt%，并满足Al含量〔Al%〕和已溶解氧浓度〔O%〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤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和分散;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，随后在钢表面返回过程中进行轧制;在完成轧制以后以1-30℃/秒的冷却速度将轧制钢冷却到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中成核的晶粒内铁素体（IGF）显微组织的金相照片。
图2是表示△Al%＝〔Al%〕-1.1〔0%〕和-5℃时却贝冲击值之间关系的曲线图，其中，当△Al%在本发明规定的-0.004-0.006%范围内时可得到高却贝值。
图3是表示晶粒内铁素体从含有铝-钛基复合氧化物和沉淀物的复合物中成核机理的示意图。
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-型钢机械试验样品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合金元素加强了固溶作用，③硬化相加强了分散作用，④细沉淀物加强了沉淀作用，等等。通常，通过添加Mo或Cr加强沉淀和通过消除或抑制位错提高高温时的抗软化作用来实现增加高温强度。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、压缩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（作为主要组分）和Ti、Mn、Si、Ca及REM元素的复合氧化物粒子呈分散状态结晶;使MnS、TiN和V（C、N）呈含有作为晶核的复合氧化物粒子的复合物形式结晶和分散。在加速形成晶粒内铁素体的热轧期间，这种粒子可作为优先成核部位用于来自奥氏体晶粒内部的晶粒内铁素体的转换。结果，在经受高温精加工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精细化。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特性均质化，并借助于V的碳氮化物的沉淀作用加强而增强高温强度。
现在将叙述已结晶的铝-钛基复合氧化物对形成晶粒内铁素体有效作用的方法。这种铝-钛基复合氧化物是一种具有若干阳离子空穴的结晶并被假定含有Al2O3TiO。在加热和冷却期间的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等从晶粒内部扩散到晶粒外壳上，在该处扩散的Al、Ti、Mn等同在母基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）由于有α的晶格而具有高凝聚性，在由于形成γ/α核而产生的V（C、N）/α界面处降低表面能，并加速形成α核。V（C、N）在TiN上优先沉淀是因为TiN和V（C、N）之间的关系，在该关系中它们彼此按任何比例以固溶体形式被溶解。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△Al%＝〔Al%〕-1.1〔O%〕和-5℃时的却贝冲击值之间关系的曲线图。由图2可见，尽管当△Al%在-0.004-0.006%范围内时获得了高冲击值，如果△Al%超过0.006%，则组织调节变得不完善，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转换的机理。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特性的差异使械机性能均匀化，同时使晶粒精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被加热到正好低于铁的熔点温度，奥氏体明显粗化，这将导致组织的粗化，以致韧性显著降低。因为分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优良性能，因而在HAZ部分内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地精细化从而提高韧性。
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被添加。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，耐焊接破裂性、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，在热处理过的织构中形成一种硬组织的高碳马氏体，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。从可容许的韧性和耐焊接时的破裂性观点来看，Mn含量的上限是2.0%。
N对于VN和TiN的沉淀作用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的作用并结合V（C、N）的沉淀加强作用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，由于淬硬性过于增大，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，沉淀细微的TiN成为精细奥氏体，它有助于提高基材和焊接的韧性。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，它是将晶粒内的铁素体成核使铁素体精细化所必需的，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，由于它产会造成焊接裂纹，降低韧性以及由于固化离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气候性的元素，从回火脆性，焊接裂纹和由消除应力的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延伸而引起的韧性降低。它们形成高温变形性低的Ca-O-S或REM-O-S而不是MnS，并可调节组成和掺杂物形式，以致即使在轧制时也不会象MnS那样产生延伸。当Ca和REM的添加量（重量）分别超过0.003Wt%和0.01Wt%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。
然后将含有上述成分的钢水经过预脱氧处理以调节溶解氧的浓度。调节溶解氧的浓度对精炼熔融金属，同时使细氧化物分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0.015Wt%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换）数量减少，晶粒不能精细化，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，但氧化物粗粒化，成为脆性破裂起源，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0.015Wt%。
预脱氧处理是通过真空脱气和用Al和Si的脱氧作用进行。这是因为真空脱气是直接除去以气体和CO气体形式包含在钢水中的氧，而且Al和Si由于容易漂浮和除去由强脱氧剂Al和Si形成的氧化物基夹杂，因而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换的复合氧化物。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〔O%〕（按重量%）之间，应满足由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤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Wt%）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的晶核的Al2O3，从而不能获得精细织构以致韧性降低。另一方面，当Al含量过多地低于〔O〕浓度（按Wt%）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，以致铁素体不可能精细。用X-射线显微分析仪测量并规定颗粒的数目。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。再加热温度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溶解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，在中轧步骤中一次或多次地在各轧道间的中轧机中，先将扁钢锭的表面层部分冷却到700℃或低于700℃，随后在钢的表面返回过程中进行热轧。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面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缩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，H-型钢情况下凸缘的厚度，以及当厚度较大时，该步骤应重复多次。使扁钢锭表面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，来自通常γ温度区域的冷却导致待硬化的表面层部分形成硬化相，这将损害加工性，例如钻孔性。特别是，在冷却到700℃或低于700℃的情况下，因为γ/α转换温度一旦被破坏以及由于返回进行下一次轧制时而使表面层部分的温度增加，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面层的硬化。
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的贝氏体组织的比例，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，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溶于铁素体相中的C和N不能以碳化物和氮化物的形式沉淀，因而使铁素体相的延展性降低。因此，停止加速冷却的温度被限制在上述温度范围内。
实施例
根据实验基础制取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所示出的通用轧制。通过对位于通用中轧机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）处取样作为试验样品;并在梁腹3的板厚的中心，位于梁腹高度H的1/2（即1/2H）处取样作为试验样品。测定这些位置的性质是因为凸缘的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械性能，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的机械试验特性。
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。对于所有样品，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械性能值，因而这些最低数值能代表在较低加热温度下的性能。
Figure 931173973_IMG2
Figure 931173973_IMG3
Figure 931173973_IMG4
                          表2（续）
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℃时的却贝值为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复合氧化物的分散体系，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温强度能满足建筑物的要求而且YP比为0.8或更低，但都不能得到精细化的组织和低合金，以致韧性降低，并且特别是在凸缘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，可通过由于各轧制道次之间的水冷却而使γ精细化从而防止了由于在完成轧制后的加速冷却处理使凸缘的表面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＃型钢板）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℃时的高温强度。当然，本发明考虑的轧制型钢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、管道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可控冷轧型钢的可控型钢的在线生产，即使当高温性能和耐火材料的包覆厚度为先有技术的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成本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0.003-0.015Wt%；添加金属铝或铝合金进行脱氧以便使Al含量达到0.005-0.015Wt%，并满足Al含量[Al%]和溶解的氧浓度[O%]之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤[Al%]-1.1[O%]≤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和分散。
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0.70%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0.003-0.015Wt%;添加金属铝或铁铝合金进行脱氧以便使Al含量达到0.005-0.015Wt%，并满足Al含量〔Al%〕和溶解的氧浓度〔O%〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤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和分散。
3、一种含有氧化物的耐火可控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0.003-0.015Wt%;添加金属铝或铁铝合金进行脱氧以便使Al含量达到0.005-0.015Wt%，并满足Al含量〔Al%〕和溶解的氧浓度〔O%〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.04≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤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和分散;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面层部分经水-冷却到700℃或700℃以下，随后在钢表面返回过程中进行轧制;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、一种含有氧化物的耐火可控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、0.005%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0.003-0.015Wt%;添加金属铝或铁铝合金进行脱氧以便使Al含量达到0.005-0.015Wt%，并满足Al含量〔Al%〕和溶解的氧浓度〔O%〕之间相互关系的要求，该要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤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和分散;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面层部分经水-冷却到700℃或700℃以下，随后在钢表面返回过程中进行轧制;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℃;然后使已冷却的钢静置不动。
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