CN108754335B - 一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢及生产方法 - Google Patents

一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢及生产方法 Download PDF

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Abstract

一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其组分及wt%为：C：0.035～0.085%，Si：0.25～0.45%，Mn：1.20～1.55%，P≤0.003%，S≤0.002%，Mo：0.05～0.12%，W：0.25～0.55%，Cr：0.05～0.12%，Cu：0.15～0.37%，Ni：0.15～0.35%，Nb：0.042～0.068%，Ti：0.023～0.044%，Ca：0.0020～0.0042%，Hf：0.0015～0.0045%，N：0.0020～0.0047%，O：0.0025～0.0045%；生产方法：对铸坯分段加热；粗轧；精轧；冷却；空冷至室温。本发明ReL≥550MPa，Rm≥750MPa，ReL/Rm≤0.78，延伸率A≥30%，Z向性能≥65%，﹣60℃KV2≥300J，并具有优异的耐火、耐候和抗层状撕裂性、焊接性能、冷热加工性能及抗大变形抗力，且焊前不需预热，焊后不需热处理。

Description

一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种焊接结构用钢及其生产方法，具体地属于一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢及其生产方法。
背景技术
随着钢铁冶金技术的不断发展，钢结构的柱、梁等结构件均对钢板强度、抗火抗灾、防腐蚀、抗震等方面性能均提出了新要求，而普通钢结构在建筑行业中较差的抗火抗灾和防腐蚀能力则面临着严峻考验。近年来，国内外冶金工作者积极开展了耐火、耐候、抗震等系列钢研究，使用耐火耐候钢不仅可弥补普通钢结构抗火抗灾防腐蚀性能差的缺点，大大减少防火涂料和耐候涂层，降低环境污染，还可以提高资源和能源利用效率，符合国家大政方针要求，因此，从长远来看，结构用耐火耐候钢是建筑结构行业具有巨大潜在需求的优质钢材。
中国发明专利申请号为CN1354273A的文献，公开了《一种高性能耐火耐候建筑用钢及其生产方法》，该发明属于建筑用钢，其组分及含量为：C：0.01％～0.15％，Si：≤0.55％，Mn：0.5％～1.60％，P≤0.150％，S≤0.010％，Mo：0.35～1.00％，Ti：0.005～0.025％，Al≤0.010％，N：0.001～0.004％，O：0.001～0.006％，Cr：0.30～0.80％，Ni：0.10～1.0％，Cu：0.10～0.80％，Ca：0.001～0.006％，B≤0.0015％，此外还含Nb≤0.030％，V≤0.060％，RE≤0.020％中的一种或一种以上，余量为Fe，且须满足B-0.435×(N-Ti/3.4)≤0.0005％，其经过冶炼、轧制和热处理，虽具有高强度、高韧性、优良的耐火和耐候性能。但其因含有较多P，致使焊接性能差，且钢板需进行正火+回火处理工艺，导致工艺路线长，并成本较高，钢板的强度级别也较低，不能满足钢结构的柱、梁等结构件的发展要求。
中国发明专利申请号分别为CN201110247615.0、CN200910011963.0、CN200910272414.9、CN200910045146.7、CN201110080774.6的文献，经分析，其产品虽均具有良好的耐火性能，但均不具备耐候性能；另有中国发明专利申请号CN201010113848.7、CN03804658.X、CN200910056602.8公开的的中国发明专利，其发明产品均具有良好的耐候性能，但均不具备耐火性能，不能满足钢结构的柱、梁等结构件要求所用钢材具有抗火抗灾性能要求。
中国发明专利申请号为CN201110247615.0的文献，公开了《一种耐火抗震建筑用钢》，其化学成分(按重量百分比)为：C：0.1％～0.18％，Si：0.1％～0.50％，Mn：1％～1.80％，P≤0.025％，S≤0.015％，Cr≤0.50％，Mo≤0.30％，Al≤0.04％，N≤0.007％，Ca≤0.006％，以及Nb≤0.050％，V≤0.055％，Ti≤0.035％中的一种或两种以上，且Nb+V+Ti≤0.055％，余为铁和不可避免的杂质。其制造方法包括：加热温度1180℃，保温3h，开轧温度≥1180℃，控轧末三道累计压下率≥35％，终轧温度为860～900℃，终轧后直接空冷至室温，或以5～15℃/s冷速冷却到室温。其虽具备优异的耐火性，Rp0.2(600℃屈服强度)/Rp0.2(室温屈服强度)≥2/3，及具备低的屈强比(屈强比Rp0.2/Rm≤0.75)，抗震性能好，但仅限于屈服强度235～460MPa钢种，钢中P、S含量也较多，对后续焊接性能有影响，再也不具有良好的耐候性能。因此，同样均不能满足钢结构的柱、梁等结构件的发展要求。
中国发明专利申请号为CN200910180490.7的文献，公开了《一种非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢及其制备方法》，其成分重量百分比为：C：0.03％～0.08％，Si：0.30％～0.60％，Mn：1.30％～1.80％，P≤0.015％，S≤0.010％，Cu：0.30％～0.60％，Ni：0.20％～0.50％，Cr：0.40％～0.80％，Mo：0.10％～0.40％，Nb：0.030％～0.080％及Ti≤0.04％；可选成分：Als≤0.04％及RE≤0.40kg/t钢或Ca≤0.005％中的两种或两种以上，以及余量的Fe和杂质。虽然成分简单，并具有优异的成型性、耐候性、焊接性和低温韧性，同时其制备工艺简单，无需热处理，等特点，但存在不仅含有较高的Ni、Cu贵重元素，且不具有耐火性能，同样不能满足钢结构的柱、梁等结构件的发展要求。
中国发明专利申请号为CN200910056602.8的文献，其公开了《一种屈服强度在700MPa以上韧性优良的高耐蚀性含Cr耐候钢及其制造方法》。所述耐候钢的成分质量百分比含量为：C：0.02％～0.10％，Si：0.1％～0.4％，Mn：0.3％～1.3％，P≤0.01％，S≤0.006％，Cu：0.2％～0.5％，Cr：2.5％～10％，Ni：0.2％～1.0％，Nb：0.02％～0.06％，Al：0.01％～0.05％，N≤0.005％，Ti：0.02％～0.10％，其余为Fe和不可避免的杂质。所述钢制成的钢板具有700MPa以上的屈服强度和优良的韧性，同时其相对腐蚀率比传统耐候钢降低1倍，能满足铁路车辆用钢提高耐腐蚀的要求。但其主要针对铁路车辆用钢研发，采用热连轧卷取工艺生产，钢中含有较多量的Cr元素，不利于钢板焊接及低温韧性，此外，钢种也不具有耐火性能。同样不能满足钢结构的柱、梁等结构件的发展要求。
此外，中国发明专利公开号为CN103695772A和CN103695773A分别公开了《屈服强度为550MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法》和《屈服强度为690MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法》，该两发明为建筑用钢，其含有C、Si、Mn、P、S、Nb、Ti、Mo、W、Mg、O，此外还含有Sb或Zr或其两种以任意比例的混合物，其余为Fe及不可避免的夹杂；工艺上经过铁水脱硫、转炉冶炼、真空处理、添加Mg元素、常规连铸并对铸坯加热、分段轧制、终轧后进行冷却等工艺，但该发明含有较多Mo含量，致使合金成本较高，且含有较多Mg、Sn或Zn元素，在钢中极易形成尺寸较大的复杂夹杂物，降低了钢的低温韧性、焊接性能以及耐腐蚀性能，同样不能满足钢结构的柱、梁等结构件的发展要求。
发明内容
本发明针对现有技术的不足，提供一种屈服强度ReL≥550MPa，抗拉强度Rm≥750MPa，屈强比ReL/Rm≤0.78，延伸率A≥30％，Z向性能≥65％，﹣60℃KV2≥300J的具有高强韧性，低屈强比以及优异耐火耐候、焊接性能、抗层状撕裂等性能的焊接结构用耐火耐候钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.035～0.085％，Si：0.25～0.45％，Mn：1.20～1.55％，P≤0.003％，S≤0.002％，Mo：0.05～0.12％，W：0.25～0.55％，Cr：0.05～0.12％，Cu：0.15～0.37％，Ni：0.15～0.35％，Nb：0.042～0.068％，Ti：0.023～0.044％，Ca：0.0020～0.0042％，Hf：0.0015～0.0045％，N：0.0020～0.0047％，O：0.0025～0.0045％，其余为Fe及不可避免的杂质；同时满足以下两个式子：(3Ca+4Hf)/2[O]＝2.75～3.35，2(Si+2W)+3(Mn+Cu)＝6.55～7.85％。
优选地：Mo的重量百分比含量在0.05～0.08％。
优选地：W的重量百分比含量在0.27～0.52％。
优选地：Cr的重量百分比含量在0.07～0.09％。
优选地：Cu的重量百分比含量在0.15～0.18％。
优选地：Ni的重量百分比含量在0.15～0.18％。
优选地：Hf的重量百分比含量在0.0017～0.0042％。
生产一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢的方法，其步骤：
1)对铸坯进行分段加热：第一段，先将铸坯以7.5～8.5℃/s的加热速率加热至750～780℃；第二段以8.5～9.5℃/s的加热速率加热至880～950℃；第三段以10.0～12.0℃/s的加热速率加热至1230～1260℃，并在此温度下保温30～40min；
2)进行粗轧，控制其开轧温度在1120～1230℃，结束温度在1050～1060℃，单道次压下率在15～25％，道次总压下率为50～60％；
3)进行精轧，其开轧温度按照(950-7h/4)±5℃控制，终轧温度按照(860-2h/3)±5℃控制，轧制道次为4～6道，末三道次累计压下率控制在35～40％；式中h表示成品厚度，单位为mm；
4)进行冷却：对轧制后钢板先进行3～8s的弛豫缓冷后进行层流冷却，其层流冷却开冷温度控制在790～810℃，冷却速度为10～16℃/s，冷却返红温度在450～550℃；
5)空冷至室温。
优选地：在层流冷却阶段，其冷却速度控制在12～15℃/s，冷却返红温度控制在450～520℃。
本发明中各元素级主要工艺的作用及机理
碳(C)：C元素主要通过间隙固溶强化提高强度，是确保钢材强度必不可少的元素，有利于降低屈强比。C还与钢中Nb、Ti、Mo、W等元素结合形成微细碳化物或碳氮化物，通过细晶强化和沉淀强化提高强度、改善低温韧性和焊接性能。为了确保C元素上述作用，其含量不得低于0.035％，而当C含量高于0.085％时，将导致本发明产品中Fe3C和M-A组织增加，加剧碳偏析以及焊接时产生冷裂纹倾向，不利于低温韧性、焊接性能以及冷热加工性能。故C含量限定为0.035～0.085％。
硅(Si)：Si元素的主要作用是固溶强化和脱氧，由于本发明添加了与[O]具有较强结合力的Ca和Hf元素，因此本发明Si主要起到固溶强化作用，而其脱氧作用并不明显。为了确保强度水平，Si含量不得低于0.25％，但过高的Si含量将损害低温韧性及焊接性能。故Si含量限定为0.25～0.45％。
锰(Mn)：Mn元素是确保钢材强韧性和改善焊接热影响区低温韧性不可或缺的元素，适量Mn可消除S、O对钢材的热脆影响，改善钢材加工性能和冷脆倾向，同时具有细晶强化作用，提高强度，改善低温韧性。为确保Mn上述作用，Mn含量不得低于1.20％，但对于本发明而言，当Mn含量高于1.55％时，在加热时消弱铁原子结合力，加速铁原子自扩散，促进奥氏体晶粒长大，不利于低温韧性和焊接性能。故Mn含量限定为1.20～1.55％。
磷(P)：P元素是钢中的有害杂质元素，P虽然能提高耐蚀性，但过高的P含量易导致偏析，促使加热时奥氏体长大，严重损害低温韧性。
硫(S)：S元素与Mn结合极易形成MnS夹杂，这些MnS夹杂在轧制过程中演变成粗大的长条状MnS夹杂，对低温韧性和抗层状撕裂性能极其不利。另外这些粗大MnS夹杂与基体界面强度较低，在冷加工时易成为裂纹源，促进裂纹产生，加速材料的断裂，从而降低材料断裂强度，提高屈强比，因此钢中的S含量应尽可能低。
钼(Mo)：Mo元素具有很强的固溶强化作用，促使奥氏体转变曲线右移，促进高密度位错亚结构的贝氏体形成，适量Mo还可以形成难熔碳化物，这些均有利于提高室温和高温强度。适量Mo还可促使更多Nb细小碳氮化物析出，在加热时可有效阻碍奥氏体晶粒长大，确保高温下钢材具有较高的耐热性能。当Mo含量低于0.05％时，上述作用得不到保障；但当Mo高于0.12％时，不仅增加合金成本，还在快速冷却和焊接冷却过程中极易获得粗大马氏体，恶化低温韧性和焊接性能。故Mo含量限定为0.05～0.12％。优选地Mo的重量百分比含量在0.05～0.08％。
钨(W)：与Mo一样，W元素的主要作用也是固溶强化，同时适量W也可形成难熔碳化物，在较高温度回火时，能缓解碳化物的聚集过程，保持较高的高温强度。当W含量低于0.25％时，形成的难熔碳化物数量有限，无法有效提高耐火性能，当W含量高于0.55％时，不利于低温韧性和焊接性能，为了确保钢材具有优异的高温强度以及低温韧性和焊接性能不受损害，将W含量限定为0.25～0.55％。优选地W的重量百分比含量在0.27～0.52％。
铬(Cr)：与Mo一样，Cr元素也具有很强的固溶强化作用。钢中Cr可在表面形成一层致密氧化膜，有效提高抗氧化性、耐蚀性以及耐热性。当Cr含量低于0.05％时，Cr提高抗氧化性、耐蚀性以及耐热性的作用无法得到有效体现，但添加超过0.12％的Cr元素不利于塑韧性，提高脆性转变温度，增加回火脆性倾向。故Cr含量限定为0.05～0.12％。优选地Cr的重量百分比含量在0.07～0.09％。
铜(Cu)：Cu元素兼具固溶和沉淀强化(ε-Cu)作用，是改善钢材的抗大气腐蚀性能的主要元素，且适量Cu并不降低低温韧性和焊接性能。当Cu含量低于0.15％时，无法确保钢的强度水平以及抗大气腐蚀性能，但Cu含量高于0.37％时，在热加工变形时易导致铜脆现象。故Cu含量限定为0.15～0.37％。优选地Cu的重量百分比含量在0.15～0.18％。
镍(Ni)：Ni元素的主要作用是强化铁素体并细化珠光体，降低低温脆性转变温度，并显著提高钢材的低温韧性，但其对钢材的强度贡献并不大。适量Ni可提高钢材抗大气腐蚀性能和对疲劳的抗力以及减小对缺口的敏感性。当Ni含量低于0.15％时，Ni的上述作用无法体现，但Ni高于0.35％时容易使钢板表面产生大量不易脱落的氧化铁皮，影响表面质量。故Ni含量限定为0.15～0.35％。优选地Ni的重量百分比含量在0.15～0.18％。
铌(Nb)：Nb元素属强碳化物形成元素，可形成许多均匀分布的细小Nb碳氮化物，具有显著的细晶强化和沉淀强化作用，可有效提高强度和低温韧性，确保高温性能。Nb与Ti共同加入可有效提高奥氏体再结晶温度，使钢材在较高温度下加工变形时通过奥氏体再结晶细化晶粒。当Nb含量低于0.042％时，形成的Nb碳氮化物颗粒数量较少，其细晶强化和沉淀强化作用有限，难以确保强度和低温韧性以及高温性能，且奥氏体再结晶温度偏低，加大加工变形难度，易造成混晶组织，恶化低温韧性，但当Nb高于0.068％时，将造成焊接冷却过程中出现大量M/A岛组织，影响热影响低温韧性。故Nb含量限定为0.042～0.068％。
钛(Ti)：与Nb一样，Ti元素也属于强碳氮化物形成元素，具有较强的细晶强化和沉淀强化作用，可有效提高强韧性和改善焊接性能。Nb、Ti联合加入将提高奥氏体再结晶温度，利于在高温下加工变形，避免混晶。另外Ti碳氮化物以Ca、Hf氧化物质点为核心形成的含Ti、Ca、Hf微细颗粒，可有效阻止加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大。为了确保Ti的上述作用，Ti含量不得低于0.023％，Ti含量超过0.044％时，易形成尺寸较大复杂化合物，不利于在加热和焊接过程中细化奥氏体晶粒。故Ti含量限定为0.023～0.044％。
钙(Ca)：Ca元素是本发明重要元素，适量Ca可使粗大长条状MnS夹杂球化并细化球形夹杂物且均匀分布，有效改善低温韧性以及抗层状撕裂性能。更重要的是由于这些细小球形夹杂与基体界面强度很高，在加工冷变形时，将大大推迟孔洞形成，从而提高抗拉强度和降低屈强比。另外Ca与O结合形成的微细氧化物颗粒可作为Ti碳氮化物的核心，促使细小析出相析出，可有效阻止加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大，改善低温韧性和焊接性能。若Ca含量低于0.0020％，Ca的上述作用无法体现，从而恶化钢的力学性能，但过量Ca＞0.0042％时，将会形成含Ca的大型复合型夹杂物，对改善低温韧性、抗层状撕裂性能以及降低屈强比起不到上述有利作用。故Ca含量限定为0.0020～0.0042％。
铪(Hf)：Hf元素也是本发明重要元素，可与O形成氧化物HfO2，氧化物HfO2熔点高达2500℃，具有显著的耐高温抗腐蚀作用，因此Hf可取代部分贵重合金Mo、Cr、Cu、Ni元素而不降低钢的耐火耐腐蚀性能，从而降低合金成本。此外，Hf氧化物质点可作为Ti碳氮化物的核心形成含Ti、Hf的微细颗粒，而这些微细颗粒可有效阻止在加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大，改善低温韧性和焊接性能。当Hf含量低于0.0015％时，Hf无法与O形成足够多的氧化物HfO2颗粒，致使Hf的上述作用无法得到保障，当Hf含量超过0.0045％时，则会形成尺寸较大的含Hf氧化物类夹杂，不利于塑韧性和加工性能的改善。故Hf含量限定为0.0015～0.0045％。优选地Hf的重量百分比含量在0.0017～0.0042％。
氮(N)：N元素与钢中Nb、Ti、C等元素形成氮化物或碳氮化物，是细化晶粒的重要元素。若[N]＜0.0020％时，晶粒细化效果不明显。当[N]＞0.0047％时，钢中固溶N增加将提高时效敏感性，也不利于钢坯表面质量。故N含量限定为0.0020～0.0047％。
氧(O)：O元素在本发明中有着重要作用，其与Hf、Ca结合形成的细小氧化物质点可作为Ti碳氮化物的形核核心，促使析出相颗粒尺寸和组织晶粒细化，从而提高强韧性和焊接性能。为充分发挥Hf、Ca的有利作用，O的含量不得低于0.0025％，但当O含量高于0.0045％时，容易形成大型氧化物夹杂，恶化低温韧性、抗层状撕裂性能以及焊接性能，故O含量限定为0.0025～0.0045％。
同时还必须满足：①(3Ca+4Hf)/2[O]＝2.75～3.35，②2(Si+2W)+3(Mn+Cu)＝6.55～7.85％。
本发明中，当(3Ca+4Hf)/2[O]＜2.75时，Ca和Hf上述作用得不到体现，当(3Ca+4Hf)/2[O]＞3.35时，将会导致大型复杂夹杂物，不利于改善综合性能；当2(Si+2W)+3(Mn+Cu)＜6.55％时，钢材强度以及高温、耐蚀等性能均得不到保障，当2(Si+2W)+3(Mn+Cu)＞7.85％时，钢材的塑韧性以及焊接等性能也得不到保障，且导致合金成本增加。
为了防止加热速度过快使钢坯产生内部裂纹，兼顾能耗以及生产节奏等问题，须在钢坯不同温度范围内控制加热速度；选择在1230～1260℃保温30～40min，目的是促使W、Mo、Cr等合金充分溶于奥氏体，防止成分偏析，并使钢坯各部位温度充分均匀，另还可促进形成含Hf细小氧化物质点，Hf氧化物质点可作为Ti碳氮化物的核心形成含Ti、Hf的微细颗粒，确保充分发挥其在加热和焊接过程中阻止奥氏体晶粒长大的作用，从而改善低温韧性和焊接性能。
本发明之所以对各轧制阶段的道次及开轧温度、终轧温度，再辅以适当的弛豫缓冷和层流快冷等工艺参数的限制，尤其是层流冷却开始温度以及冷却速度的限制可确保产品得到贝氏体和(准)多边形铁素体双相结构，适量(准)多边形铁素体在冷变形时可连续屈服，降低屈服强度，而贝氏体可以确保产品具有较高的抗拉强度，从而确保产品具有较低屈强比；更为重要的是在上述冷却工艺参数下，可得到等效尺寸在0.22μm以下的分布均匀的细小M/A岛组织，由于M/A岛等效尺寸越小，其与基体界面强度就越高，因此冷变形时可有效推迟微孔洞形成，推迟M/A岛与基体分离(断裂)，从而确保产品具有优异的塑性性能(延伸率)。
本发明与现有技术相比，本发明要求屈服强度ReL≥550MPa，抗拉强度Rm≥750MPa，屈强比ReL/Rm≤0.78，延伸率A≥30％，Z向性能≥65％，﹣60℃KV2≥300J，即具有高强韧性，低屈强比以及优异的耐火、耐候和抗层状撕裂性、焊接性能，且焊前不需预热，焊后不需热处理；且还具有良好的冷热加工性能，具有抗大变形抗力；制造工序也较简单，易于大规模生产，在各冶金企业均可实施。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的取值列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产：
1)对铸坯进行分段加热：第一段，先将铸坯以7.5～8.5℃/s的加热速率加热至750～780℃；第二段以8.5～9.5℃/s的加热速率加热至880～950℃；第三段以10.0～12.0℃/s的加热速率加热至1230～1260℃，并在此温度下保温30～40min；
2)进行粗轧，控制其开轧温度在1120～1230℃，结束温度在1050～1060℃，单道次压下率在15～25％，道次总压下率为50～60％；
3)进行精轧，其开轧温度按照(950-7h/4)±5℃控制，终轧温度按照(860-2h/3)±5℃控制，轧制道次为4～6道，末三道次累计压下率控制在35～40％；式中h表示成品厚度，单位为mm；
4)进行冷却：对轧制后钢板先进行3～8s的弛豫缓冷后进行层流冷却，其层流冷却开冷温度控制在790～810℃，冷却速度为10～16℃/s，冷却返红温度在450～550℃；
5)空冷至室温。
表1本发明各实施例及对比例的化学组分及重量百分含量
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数
表3本发明各实施例及对比例的的力学性能检测结果
注：钢种耐火性能以600℃屈服强度不低于室温下的2/3来评定；耐候性能通过周浸腐蚀试验264h后的质量损失评定，具体腐蚀试验试验溶液：1.0×10～2mol/L NaHSO3；补给溶液：2.0×10～2mol/L NaHSO3；试验温度：45±2℃；相对湿度：70±5％；周浸轮转速：1圈/60分钟。
从表3可以看出，经对本发明钢板进行常温拉伸性能、Z向拉伸性能、-60℃纵向冲击功、600℃高温性能以及264h周浸腐蚀速率试验，本发明实物性能：592MPa≤ReL≤608MPa，777MPa≤Rm≤796MPa，0.75≤ReL/Rm≤0.77，31.5％≤A≤33.5％，71％≤Z向性能≤77％，462MPa≤600℃时RP0.2≤475MPa，330J≤-60℃KV2≤342J，264h周浸腐蚀速率低于0.320g/m2·h，而对比例的屈服强度与实施例在同一水平，但抗拉强度明显低于实施例，致使对比钢的屈强比高于0.80，另外，对比例的Z向拉伸性能、-60℃纵向冲击功、600℃高温性能均大大低于实施例，但264h周浸腐蚀速率则明显高于实施例，这说明与本发明产品相比对比钢的耐腐蚀性能较差。显然，本发明钢具有更优异的综合力学性能，因此按照本发明钢的化学成分及生产工艺要求生产的产品具有高强韧性，低屈强比以及优异的耐火、耐候、抗层撕裂性能以及焊接性能。
上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。

Claims (9)

1.一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.035～0.085%，Si：0.25～0.45%，Mn：1.20～1.55%，P≤0.003%，S≤0.002%，Mo：0.05～0.12%，W：0.25～0.55%，Cr：0.05～0.12%，Cu：0.15～0.37%，Ni：0.15～0.35%，Nb：0.042～0.068%，Ti：0.023～0.044%，Ca：0.0020～0.0042%，Hf：0.0015～0.0045%， N：0.0020～0.0047%， O：0.0025～0.0045%，其余为Fe及不可避免的杂质；同时满足以下两个式子：(3Ca+4Hf)/2[O]=2.75～3.35， 2(Si+2W)+3(Mn+Cu) =6.55～7.85%；所述耐火耐候钢的 金相组织为贝氏体和准多边形铁素体双相结构组织，及等效尺寸在0.22μm以下的M/A岛组织。
2.如权利要求1所述的一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其特征在于：Mo的重量百分比含量在0.05～0.08%。
3.如权利要求1所述的一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其特征在于：W的重量百分比含量在0.27～0.52%。
4.如权利要求1所述的一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其特征在于：Cr的重量百分比含量在0.07～0.09%。
5.如权利要求1所述的一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其特征在于：Cu的重量百分比含量在0.15～0.18%。
6.如权利要求1所述的一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其特征在于：Ni的重量百分比含量在0.15～0.18%。
7.如权利要求1所述的一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其特征在于：Hf的重量百分比含量在0.0017～0.0042%。
8.生产如权利要求1所述的一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢的方法，其步骤：
1）对铸坯进行分段加热：第一段，先将铸坯以7.5～8.5℃/s的加热速率加热至750～780℃；第二段以8.5～9.5℃/s的加热速率加热至880～950℃；第三段以10.0～12.0℃/s的加热速率加热至1230～1260℃，并在此温度下保温30～40min；
2）进行粗轧，控制其开轧温度在1120～1230℃，结束温度在1050～1060℃，单道次压下率在15～25%，道次总压下率为50～60%；
3）进行精轧，其开轧温度按照（950-7h/4）±5℃控制，终轧温度按照（860-2h/3）±5℃控制，轧制道次为4～6道，末三道次累计压下率控制在35～40%；式中h表示成品厚度，单位为mm；
4）进行冷却：对轧制后钢板先进行3～8s的弛豫缓冷后进行层流冷却，其层流冷却开冷温度控制在790～810℃，冷却速度为10～16℃/s，冷却返红温度在450～550℃；
5）空冷至室温。
9.如权利要求8所述的生产一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢的方法，其特征在于：在层流冷却阶段，其冷却速度控制在12～15℃/s，冷却返红温度控制在450～520℃。
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