CN108754315B - 一种mc析出增强型高强耐火耐蚀钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢及其制造方法，属于建筑结构用钢技术领域，采用低C设计，采用Ni耐蚀元素合金化，并进行Mo‑Nb‑V复合微合金化，耐火性主要通过室温贝氏体组织控制和遇火高温析出纳米MC粒子共同保障。其组成为：C：0.01～0.04wt.％、Si：0.10～0.30wt.％、Mn：0.10～0.50wt.％、Ni：3.00～5.00wt％、Cu：0.20～0.40wt.％、Mo：0.15～0.20wt.％、Nb：0.01～0.10wt.％、V：0.01～0.08wt.％、Ti：0.010～0.030wt.％、Al：0.015～0.035wt.％、P：<0.015wt.％、S：<0.010wt.％，其余为Fe和不可避免的杂质。制造方法采用转炉或电炉冶炼，铸造采用连铸或模铸。上述MC析出增强型高强耐火耐蚀钢可用于钢结构建筑。

Description

一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢及其制造方法
技术领域
本发明属于建筑结构用钢技术领域，特别涉及一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢及其制造方法。
背景技术
钢结构建筑具有重量轻、施工快、空间大和舒适美观等优点。然而，首先，普通结构用钢的耐候性欠佳，往往需要涂刷防腐涂层，特别是沿海或岛礁恶劣的海洋大气腐蚀环境，钢结构建筑的防腐维护成本较大，甚至难度很大。其次，普通钢结构防火性能差，350℃以上的屈服强度陡降，高温承重能力不足。因此消防安全要求对钢结构附加防火结构或防火涂层对其进行保护，以便获得火灾逃生时间。防腐、防火涂层和防火结构的添加，不仅增加施工难度、延长工期、增加建筑成本，而且对环境造成污染。因此，发展耐候或耐蚀、耐火功能复合化的建筑结构用钢成为必然趋势。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明的目的在于提供一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢及其制造方法，采用低C设计，采用Ni耐蚀元素合金化，并进行Mo-Nb-V复合微合金化，耐火性主要通过室温贝氏体组织控制和遇火高温析出纳米MC粒子共同保障。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，组成为：C：0.01～0.04wt.％、Si：0.10～0.30wt.％、Mn：0.10～0.50wt.％、Ni：3.00～5.00wt％、Cu：0.20～0.40wt.％、Mo：0.15～0.20wt.％、Nb：0.01～0.10wt.％、V：0.01～0.08wt.％、Ti：0.010～0.030wt.％、Al：0.015～0.035wt.％、P：<0.015wt.％、S：<0.010wt.％，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，组成为：C：0.016～0.035wt.％、Si：0.22～0.25wt.％、Mn：0.35～0.41wt.％、Ni：3.50～4.73wt％、Cu：0.25～0.36wt.％、Mo：0.16～0.18wt.％、Nb：0.041～0.092wt.％、V：0.034～0.063wt.％、Ti：0.014～0.025wt.％、Al：0.023～0.025wt.％、P：<0.015wt.％、S：<0.010wt.％，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，高强耐火耐蚀钢的微观组织中，贝氏体的体积百分比为80％～100％。
进一步地，室温下，高强耐火耐蚀钢的抗拉强度为500～700MPa，屈服强度为400～550MPa，延伸率为20.0～25.0％，屈强比为0.77～0.82；600℃下，高强耐火耐蚀钢的抗拉强度为350～450MPa，屈服强度为260～370MPa，延伸率为19.0～23.0％；高强耐火耐蚀钢的-40℃冲击功为248～300Akv/J。
本发明还提供了一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，用于制造上述MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，制造方法包括如下步骤：
步骤1：将连铸坯或铸锭装入加热，均热，得到均热后的钢坯；
步骤2：对均热后的钢坯进行粗轧和精轧，得到精轧后的钢坯；
步骤3：对精轧后的钢坯进行喷水层流冷却，终冷返红温度为500℃以下，层流冷却速度大于10℃/s，随后空冷至室温，获得贝氏体和马氏体组织，使Mo、Nb、V微合金元素固溶在钢坯中，得到MC析出增强型高强耐火耐蚀钢。
进一步地，步骤1包括如下步骤将开坯后的连铸坯或开坯后的铸锭装入在1150～1200℃加热，均热0.5～3h，得到均热后的钢坯。
进一步地，步骤2中，粗轧的开轧温度为1150～1180℃，粗轧的终轧温度为1050～1100℃。
进一步地，步骤2中，精轧的开轧温度为940～1000℃，精轧的终轧温度850～950℃。
进一步地，步骤3中，终冷返红温度为397～487℃，层流冷却速度为17～26℃/s。
进一步地，高强耐火耐蚀钢为采用中厚板轧制生产线制造的厚度8～100mm钢板、采用连热轧生产线制造的厚度20mm以下钢板或采用型钢轧制生产线制造的H型钢。
与现有技术相比，本发明有益效果如下：
1)本发明提供的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，采用低C设计，采用Ni耐蚀元素合金化，同时耦合少量的Cu和Mo，本发明钢具有优异的耐海洋大气腐蚀性能。上述高强耐火耐蚀钢钢达到的综合性能为：屈服强度(345～500MPa级)和抗震性能(低屈强比(0.83及以下)和高延伸率(20％及以上))的综合基本力学性能，具备600℃耐火性，海洋大气腐蚀环境下相对耐蚀率是普通Q345GJ(0.16C-1.35Mn-0.25Si-0.015Nb-0.015Ti-0.025Al)的5倍以上，具有优异的耐海洋大气腐蚀、抗震和力学性能。
2)本发明提供的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，通过快速喷水冷却获得以贝氏体为主的室温组织，具有比铁素体组织更优异的耐火性能，同时室温过饱和的固溶MC相形成元素，固溶偏聚的Mo与Nb等提高组织热稳定性，遇火高温析出纳米MC粒子，增强耐火性。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书和权利要求书中所特别指出的结构来实现和获得。
具体实施方式
下面具体描述本发明的优选实施例。
本发明提供了一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，其组成为：C：0.01～0.04wt.％、Si：0.10～0.30wt.％、Mn：0.10～0.50wt.％、Ni：3.00～5.00wt％、Cu：0.20～0.40wt.％、Mo：0.15～0.20wt.％、Nb：0.01～0.10wt.％、V：0.01～0.08wt.％、Ti：0.010～0.030wt.％、Al：0.015～0.035wt.％、P：<0.015wt.％、S：<0.010wt.％，其余为Fe和不可避免的杂质。
与现有技术相比，本发明提供的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，采用低C设计，采用Ni耐蚀元素合金化，同时耦合少量的Cu和Mo，本发明钢具有优异的耐海洋大气腐蚀性能。上述高强耐火耐蚀钢钢达到的综合性能为：屈服强度(345～500MPa级)和抗震性能(低屈强比(0.83及以下)和高延伸率(20％及以上))的综合基本力学性能，具备600℃耐火性，海洋大气腐蚀环境下相对耐蚀率是普通Q345GJ(0.16C-1.35Mn-0.25Si-0.015Nb-0.015Ti-0.025Al)的5倍以上，具有优异的耐海洋大气腐蚀、抗震和力学性能。
具体来说，上述MC析出增强型高强耐火耐蚀钢中，各元素的作用及配比依据如下：
碳(C)：能够直接影响钢材的强度和韧性等力学性能。具有显著的固溶强化作用，提高钢的淬透性。在合金含量较高时，碳含量控制在较低的水平，有利于通过简单的制造方法和工艺获得中高强度。本发明钢采用低碳成分设计，碳含量范围为0.01～0.04wt.％。
硅(Si)：炼钢过程中重要的还原和脱氧元素之一，同时具有较强的固溶强化作用，有利于高温强化。但过量的Si将加速高温剥层，恶化钢的韧性及焊接性能。本发明钢中硅含量范围为0.10～0.30wt.％。
锰(Mn)：钢中最常见的合金元素，本发明钢将其作为脱氧元素之一。本发明钢中锰含量范围为0.10～0.50wt.％。
镍(Ni)：镍的晶格常数与面心立方铁相近，可以连续固溶，有利于提高钢的淬透性。能促进交滑移的进行，降低了位错运动的阻力，使应力松弛，提高钢的塑韧性。此外，镍的碳当量系数只有1/15，低碳中高镍钢也具有良好的焊接性能。镍不易氧化和腐蚀，本发明发现当镍含量不低于3wt％时，耐海洋大气腐蚀性能较低镍钢显著提高；在此基础上，继续增加镍含量对耐海洋大气腐蚀性能提高不大，但与铜耦合后耐海洋大气腐蚀性能又有显著提高。本发明钢中镍含量范围为3.00～5.00wt.％。
铜(Cu)：钢中的铜能促进γ-Fe2O3/γ-FeOOH向稳定的锈层物相α-FeOOH的转化，能在氧化或腐蚀锈层裂纹处富集，阻止腐蚀介质与基体进一步接触，因此，铜的添加能提高钢的耐蚀性能。本发明钢中添加微量的铜加强耐海洋大气腐蚀性能，含量范围控制为0.20～0.40wt.％。
钼(Mo)：显著提高钢的淬透性、耐火性能和耐海洋大气腐蚀性能。钼通过固溶强化直接强化基体从而提高高温强度，同时偏聚在基体的界面等缺陷处增强组织热稳定性而提高高温强度，与Nb、V等协同析出并细化MC相纳米粒子，钉扎界面、位错等缺陷，通过沉淀强化和增强组织热稳定性而提高高温强度。本发明钢结合快速冷却的生产方式在室温下使95％以上Mo以及70％以上Nb、V处于固溶状态，在高温拉伸或遇火时受热析出增强强度和耐火性。本发明钢中钼含量范围为0.15～0.20wt.％。
铌(Nb)：容易在轧制过程中析出，固溶铌和析出含铌MC相均具有细化晶粒作用。铁素体中固溶铌易偏聚于界面、位错等缺陷处，与受热析出含铌MC相一同起稳定高温组织的作用，有利于保障高温屈服强度和耐火性能。本发明钢中铌含量在0.01～0.10wt.％。
钒(V)：与铌、钼等协同析出MC相，由于碳氮化钒在奥氏体中的固溶度积相对较大，而在贝氏体、马氏体或铁素体基体中的过饱和度较大而大量析出，具有显著的沉淀强化效果。本发明钢中钒含量控制在0.01～0.08wt.％。
钛(Ti)：本发明钢主要进行微钛处理，钛主要与氮结合形成尺寸纳米级氮化钛粒子，细化铸坯加热过程中的奥氏体晶粒。本发明钢中氮含量不超过80ppm。按照氮化钛的理想化学配比，钛含量添加一般不超过0.030wt.％，过高的钛反而容易形成较粗大的氮化钛，不利于细化奥氏体晶粒，反而损害钢的韧塑性。过低的钛则不能充分固定氮、形成有效数量的氮化钛。本发明钢中钛含量范围为0.010～0.030wt.％。
铝(Al)：铝是强脱氧元素，还可与氮结合形成氮化铝，能够起到细化奥氏体晶粒的作用。本发明钢中铝含量范围为0.015～0.035wt.％。
磷(P)和硫(S)：钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，其含量应在不显著增加成本的情况下越低越好，故分别控制在0.015wt.％和0.010wt.％以内。
为了进一步提高上述MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的综合性能，可以对上述抗震耐火耐蚀钢的组成成分做进一步调整。示例性地，其组成可以为：C：0.016～0.035wt.％、Si：0.22～0.25wt.％、Mn：0.35～0.41wt.％、Ni：3.50～4.73wt％、Cu：0.25～0.36wt.％、Mo：0.16～0.18wt.％、Nb：0.041～0.092wt.％、V：0.034～0.063wt.％、Ti：0.014～0.025wt.％、Al：0.023～0.025wt.％、P：<0.015wt.％、S：<0.010wt.％，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明还提供了一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，采用转炉或电炉冶炼，铸造采用连铸或模铸，上述制造方法包括如下步骤：
步骤1：将开坯后的连铸坯或开坯后的铸锭装入加热炉中加热，均热，得到均热后的钢坯，加热温度为1150～1200℃，均热时间为0.5～3h。
步骤2：对均热后的钢坯进行粗轧和精轧，得到精轧后的钢坯，粗轧的开轧温度为1150～1180℃，粗轧的终轧温度为1050～1100℃，精轧的开轧温度为940～1000℃，精轧的终轧温度为850～950℃，无论是板坯还是异形坯，在轧制生产线上以精轧的终轧温度850～950℃控制为基准。
步骤3：对精轧后的钢坯进行喷水快速层流冷却，终冷返红温度或卷取温度为500℃以下(例如，397～487℃)，层流冷却速度大于10℃/s(例如，17～26℃/s)，随后空冷至室温，得到MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，该MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的最终的主要组织为贝氏体，体积百分比为80％～100％，其他组织为马氏体。
与现有技术相比，本发明提供的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，通过快速喷水冷却获得以贝氏体为主的室温组织，具有比铁素体组织更优异的耐火性能，同时室温过饱和的固溶MC相形成元素，固溶偏聚的Mo与Nb等提高组织热稳定性，遇火高温析出纳米MC粒子，增强耐火性。
快速层流冷却获得贝氏体和马氏体组织，使Mo、Nb、V微合金元素大部分固溶在室温钢板中，便于在着火升温过程中析出，增强钢材的高温强度，实现遇火析出、增强耐火功能。控制贝氏体而不是马氏体为主要组织，可以获得优异的韧塑性。
示例性地，上述制备方法中，高强耐火耐蚀钢可以为采用中厚板轧制生产线制造的厚度8～100mm钢板，可以为连热轧生产线制造的厚度20mm以下钢板，H型钢可以采用型钢轧制生产线制造，以上生产线需要配套快速冷却设备。
为了进一步提高上述MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的综合性能，上述步骤3中，层流冷却之后，空冷之前，还包括如下步骤：将层流冷却后的钢坯在400～450℃的保温炉中保温0.5～1h，炉冷至180～220℃。
以下实施例的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的组成如表1所示，部分制造方法的工艺参数如表2所示。
实施例1-1：将铸坯加热至1180℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1150℃，经3道次粗轧，粗轧终轧温度为1065℃，精轧开轧温度为973℃，精轧终轧温度为873℃，经4道次精轧，将钢板厚度轧制为40mm；以20℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至485℃，然后空冷至室温。
实施例1-2：将铸坯加热至1180℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1150℃，经3道次粗轧，粗轧终轧温度为1094℃，精轧开轧温度为982℃，精轧终轧温度为881℃，经5道次精轧，将钢板厚度轧制为30mm；以22℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至487℃，然后空冷至室温。
实施例2-1：将铸坯加热至1180℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1150℃，经3道次粗轧，粗轧终轧温度为1075℃，精轧开轧温度为983℃，精轧终轧温度为907℃，经6道次精轧，将钢板厚度轧制为16mm；以26℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至443℃，然后送入450℃保温炉，保温0.5h后炉冷至200℃，最后出炉空冷至室温。
实施例2-2：将铸坯加热至1180℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1150℃，经3道次粗轧，粗轧终轧温度为1076℃，精轧开轧温度为995℃，精轧终轧温度为924℃，经5道次精轧，将钢板厚度轧制为25mm；以23℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至448℃，然后空冷至室温。
实施例3-1：将铸坯加热至1200℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1180℃，经4道次粗轧，粗轧终轧温度为1086℃，精轧开轧温度为972℃，精轧终轧温度为915℃，经6道次精轧，将钢板厚度轧制为16mm；以18℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至398℃，然后送入400℃保温炉，保温0.5h后炉冷至200℃，最后出炉空冷至室温。
实施例3-2：将铸坯加热至1200℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1180℃，经4道次粗轧，粗轧终轧温度为1054℃，精轧开轧温度为941℃，精轧终轧温度为905℃，经6道次精轧，将钢板厚度轧制为16mm；以17℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至397℃，然后空冷至室温。
将各钢板进行力学性能测试，结果如表3所示，由表可以看出，实施例1-1和实施例1-2室温屈服强度达到345MPa级，实施例2-1和时候死里2-2室温屈服强度达到460MPa级，实施例3-1和实施例3-2室温屈服强度达到500MPa级，且各钢板的屈强比不高于0.83。延伸率不低于20％；600℃屈服强度均大于室温屈服强度标准的2/3，说明具有良好的耐火性。
上述实施例中，室温下，MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的抗拉强度为500～700MPa，屈服强度为400～550MPa，延伸率为20.0～25.0％，屈强比为0.77～0.82。600℃下，MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的抗拉强度为350～450MPa，屈服强度为260～370MPa，延伸率为19.0～23.0％。-40℃冲击功为248～300Akv/J。
然后将上述实施例中的钢板进行耐腐蚀性能测试，实验条件为：室温下，在2％的NaCl溶液中进行周浸(参数见表4所示)，以普通Q345GJ钢(0.16C-1.35Mn-0.25Si-0.015Nb-0.015Ti-0.025Al)为对比钢板，腐蚀结果如表5所示，以Q345GJ钢板的腐蚀结果为1，本发明实施例的腐蚀结果不高于Q345GJ钢板腐蚀结果的20％，说明本发明MC析出增强型高强耐火耐蚀钢具有良好的耐腐蚀性能。
表1 MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的组成(wt，％)
表2 MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法的工艺参数
表3 MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的力学性能
表4 MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的周浸腐蚀试验参数
项目 参数
温度 45±2℃
PH 6.5-7.5
相对湿度 70±5％
每周期时间 60±2min
每周期浸润时间 12±2min
周浸溶液 2wt％NaCl
表5 MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的相对耐腐蚀性能
Q345GJ 实施例1-1 实施例2-1 实施例3-1
相对腐蚀率 100％ 17.3 15.5 13.7
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，其特征在于，组成为：C：0.016～0.035wt.％、Si：0.22～0.25wt.％、Mn：0.35～0.41wt.％、Ni：3.50～4.73wt％、Cu：0.25～0.36wt.％、Mo：0.16～0.18wt.％、Nb：0.041～0.092wt.％、V：0.034～0.063wt.％、Ti：0.014～0.025wt.％、Al：0.023～0.025wt.％、P：<0.015wt.％、S：<0.010wt.％，其余为Fe和不可避免的杂质；
室温下，所述高强耐火耐蚀钢的抗拉强度为500～700MPa，屈服强度为400～550MPa，延伸率为20.0～25.0％，屈强比为0.77～0.82；
600℃下，所述高强耐火耐蚀钢的抗拉强度为350～450MPa，屈服强度为260～370MPa，延伸率为19.0～23.0％；
所述高强耐火耐蚀钢的-40℃冲击功为248～300Akv/J。
2.根据权利要求1所述的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，其特征在于，所述高强耐火耐蚀钢的微观组织中，贝氏体的体积百分比为80％～100％。
3.一种MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，其特征在于，用于制造如权利要求1至2任一项所述的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢，所述制造方法包括如下步骤：
步骤1：将连铸坯或铸锭装入加热，均热，得到均热后的钢坯；
步骤2：对均热后的钢坯进行粗轧和精轧，得到精轧后的钢坯；
步骤3：对精轧后的钢坯进行喷水层流冷却，终冷返红温度为500℃以下，层流冷却速度大于10℃/s，随后空冷至室温，获得贝氏体和马氏体组织，使Mo、Nb、V微合金元素固溶在钢坯中，得到MC析出增强型高强耐火耐蚀钢；
所述步骤1包括如下步骤：将开坯后的连铸坯或开坯后的铸锭装入在1150～1200℃加热，均热0.5～3h，得到均热后的钢坯。
4.根据权利要求3所述的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，其特征在于，所述步骤2中，粗轧的开轧温度为1150～1180℃，粗轧的终轧温度为1050～1100℃。
5.根据权利要求3所述的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，其特征在于，所述步骤2中，精轧的开轧温度为940～1000℃，精轧的终轧温度850～950℃。
6.根据权利要求3所述的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，其特征在于，所述步骤3中，终冷返红温度为397～487℃，层流冷却速度为17～26℃/s。
7.根据权利要求3所述的MC析出增强型高强耐火耐蚀钢的制造方法，其特征在于，所述高强耐火耐蚀钢为采用中厚板轧制生产线制造的厚度8～100mm钢板、采用连热轧生产线制造的厚度20mm以下钢板或采用型钢轧制生产线制造的H型钢。
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