CN110306114A - 一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢及生产方法 - Google Patents

一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢及生产方法 Download PDF

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Abstract

一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢，其组分wt%为：C：0.026~0.065%，Si：0.12~0.26%，Mn：1.01~1.65%，P≤0.005%，S≤0.001%，Mo：0.08~0.25%，Cu：0.10~0.35%，Ni：0.12~0.25%，Nb：0.025~0.060%，Ti：0.015~0.045%，Mg：0.0007~0.0023%，Hf：0.0035~0.0075%，O：0.0016~0.0045%，N：0.0010~0.0025%；生产方法：经浇铸成坯后对加热；粗轧；精轧；层流冷却；空冷至室温；待用。本发明屈服强度不低于500MPa，抗拉强度不低于650MPa，延伸率不低于31%，屈强比不超过0.76，耐火性能在600℃下其屈服强度不低于室温下的2/3，经264小时浸泡腐蚀速率不超过0.35g/m2·h，各性能同时都优异。

Description

一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢及生产方法
技术领域
本发明涉及结构用钢及其生产方法，属于一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢及生产方法。
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、耐腐蚀等方面性能均提出了新要求，即这些性能不仅要求优异，而且要同时满足。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。使用同时具有优异的耐火、耐候、耐腐蚀性能，且还具良好抗震性能的结构钢，不仅可弥补普通钢结构抗火抗灾防腐蚀性能差的缺点，而且能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。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。
近年来，国内外冶金工作者积极开展具有优异的耐火、耐候、耐腐蚀性能结构钢的研究，但都不具备同时具有优异的耐火、耐候、耐腐蚀性能，且还具良好抗震性能的结构钢。如经检索的：
中国发明专利公开号为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》，该文献钢含有C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、Ti、Als、N、O、Cr、Ni、Cu、Ca、B，此外还含有Nb、V、RE中的一种或一种以上，余量为Fe；其经过冶炼、轧制和热处理，虽使钢具有高强度、高韧性、优良的耐火和耐候性能，但经分析，该文献钢由于含有较多P含量，致使焊接性能较差，且钢板需进行正火+回火处理，工艺路线复杂，成本较高，同时钢板的强度级别较低。
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，其产品虽均具有良好的耐火性能，但其缺点是均不具备耐候性能。
还有中国专利申请号分别为：CN201010113848.7、CN03804658.X、CN200910056602.8公开文献，产品虽均具有良好的耐候性能，但其不足均是不具备耐火性能。
中国专利申请号为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。这样得到的钢具备优异的耐火性，Rp0.2(600℃屈服强度)/Rp0.2(室温屈服强度)≥2/3，具备低的屈强比(屈强比Rp0.2/Rm≤0.75)，抗震性能好，但屈服强度不仅在235～460MPa，且钢中P、S含量较多，对后续焊接性能有影响，也不具有良好的耐候性能。
中国专利申请号为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》，其钢种包含的成分及其基本成分重量百分比为：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，其焊接冷裂纹敏感性系数低，耐腐蚀指数高。该发明虽然成分简单，也具有优异的成型性、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，生产周期短，生产成本低的特点，但其含有较多的Ni、Cu贵重元素，且不具有耐火性能。
中国专利申请号为CN200910056602.8的文献，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，其只能满足铁路车辆用钢提高耐腐蚀的要求。且钢中含有较多量的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。
中国发明专利申请号分别为：CN103695772A和CN103695773A的文献，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、屈服强度为690MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法，该两文献用钢均含有C、Si、Mn、P、S、Nb、Ti、Mo、W、Mg、O，此外也还含有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，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，两者虽均具有优良的耐火、耐候及抗震性能，综合性能优良。但焊接性能以及耐腐蚀性能均不能满足要求。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种屈服强度不低于500MPa，抗拉强度不低于650MPa，延伸率不低于31％，屈强比不超过0.76，耐火性能在600℃下其屈服强度不低于室温下的2/3，耐腐蚀性能经264小时浸泡腐蚀速率不超过0.35g/m2·h的屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.026～0.065％，Si：0.12～0.26％，Mn：1.01～1.65％，P≤0.005％，S≤0.001％，Mo：0.08～0.25％，Cu：0.10～0.35％，Ni：0.12～0.25％，Nb：0.025～0.060％，Ti：0.015～0.045％，Mg：0.0007～0.0023％，Hf：0.0035～0.0075％，O：0.0016～0.0045％，N：0.0010～0.0025％，其余为Fe及不可避免的杂质；同时满足：(Mg+2Hf)/O＝3.24-5.96，C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Mo/15≤0.15％；金相组织为贝氏体+准多边形铁素体，其中贝氏体占体积比65～75％，其余为准多边形铁素体。
优选地：所述Mg的重量百分比含量在0.0010～0.0021％。
优选地：所述Hf的重量百分比含量在0.0038～0.0072％。
优选地：所述O的重量百分比含量在0.0021～0.0041％。
优选地：所述N的重量百分比含量在0.0016～0.0022％。
生产一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢的方法，其步骤：
1)经浇铸成坯后对铸坯加热，铸坯加热温度在1250～1280℃，其间，当温度升至1200～1250℃时，在此温度下保温25～35min；出钢温度控制在1150～1180℃；
2)进行粗轧，其开轧温度控制在1100～1130℃，前三道次总压下率控制在30～45％，末道次压下量控制在15～25％，结束温度控制在1030～1080℃；
3)进行精轧，控制其开轧温度在900～980℃，总压下率控制在60～70％，其中末三道次累计压下率控制在30～40％，并使最后一道次压下率在10～15％；终止温度控制在820～880℃
4)进行层流冷却，冷却开始温度控制在790～820℃；层流冷却下水量与上水量之比在1.20～1.40，冷却速度控制在6～12℃/s，冷却返红温度在400～500℃；
5)空冷至室温；其间，当钢板温度冷却至不超过300℃时进行矫直；
6)待用。
本发明各元素及主要工艺的作用及机理：
本发明的C含量选择在0.026-0.065％，C通过固溶强化显著提高强度，是确保强度必不可少的元素之一。但C含量过高易引起碳偏析，提高低焊接裂纹敏感性，并在后续层流冷却过程中增加M-A岛体积分数，从而恶化钢的低温韧性和焊接性能，影响钢的冷热加工性能。C含量过低将提升相变点，为使Ⅰ阶段粗轧在完全奥氏体区域轧制，则必须提高其粗轧温度，从而促使精轧前钢材待温时间过长以及晶粒粗大，导致钢材强度不足和屈强比提高。故C含量限定为0.026-0.065％。
本发明的Si含量选择在0.12-0.26％，Si主要起到固溶强化和脱氧作用，但不利于低温韧性和焊接性能。考虑到添加Mg、Hf等与[O]有较强结合力的元素以及固溶强化较强的Mo等合金元素，为确保低温韧性以及焊接性能等，本发明中仅添加少量Si起到固溶强化作用。故Si含量限定为0.12-0.26％。
本发明的Mn含量选择在1.01-1.65％，Mn是确保钢材强韧性和焊接热影响区性能不可或缺的元素。本发明中，Mg、Hf合金的加入可变质球化MnS夹杂，促使其形成可作为针状铁素体形核核心的微细球形硫化物，从而细化组织结构，确保钢的低温断裂韧性和焊接性能。当Mn含量低于1.00％时，Mn的上述作用无法得到体现；当Mn含量高于1.65％时，则会形成较多大尺寸复杂硫化物夹杂，不利于低温韧性和焊接性能。故Mn含量限定为1.01-1.65％。
本发明的P≤0.005％、S≤0.001％，P、S是钢中的有害杂质元素。P虽然能提高钢的耐蚀性能，但高P易导致偏析，影响组织均匀性，降低钢的韧性；而S与Mn易形成粗大的MnS夹杂，对低温韧性十分不利。
本发明的Mo含量选在0.08-0.25％，Mo主要起到固溶强化作用，通过形成MoxCy碳化物以提高室温和高温强度。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，利用组织强化提高强度，适量Mo还可以降低屈强比，提高抗震性能。Mo还可以促进高温稳定性较好的细小Nb碳氮化合物析出，从而提高高温性能。但Mo量过高使轧后层流冷却以及焊接冷却过程中均易获得马氏体，增加低焊接裂纹敏感性，提高焊接裂纹产生倾向。故Mo含量限定为0.08-0.25％。
本发明的Cu含量选在0.10-0.35％，Cu主要起固溶和沉淀强化作用，适量Cu提高强度而不降低韧性，且降低屈强比，并提高耐腐蚀性能。在堆垛缓冷过程中，Cu通过自回火析出ε-Cu提高强度。但是当Cu含量低于0.10％，其沉淀强化作用不明显，耐蚀性能得不到保证，当Cu含量超过0.35％时，增加了低焊接裂纹敏感性，提高焊接裂纹产生倾向，加热时也易引起热脆现象，还会导致较多ε-Cu析出，使屈强比升高。
本发明的Ni含量选在0.12-0.25％，Ni可提高钢材塑性、低温韧性以及耐腐蚀性能，同时在高温下具有防锈和耐热能力。当Ni与Cr、Cu复合添加时，可明显改善低温韧性，还显著提高耐蚀性。但Ni量过高，钢板表面易产生氧化铁皮，成本也大幅增加。故Ni含量限定为0.12-0.25％。
本发明的Nb含量选择在0.025-0.060％，Nb属于强碳化物形成元素，具有显著的细化晶粒和沉淀强化作用。Nb的微小碳氮化物颗粒，可有效抑制奥氏体晶粒的长大，通过钉扎作用细化组织晶粒，提高强韧性以及延性。本发明中，加入Mo促使高温稳定性较好的细小Nb碳氮化物析出，从而提高耐火性能。Mo还能显著提高奥氏体再结晶温度，扩大轧制工艺范围，使发明钢在Ⅱ阶段轧制过程中充分细化晶粒，确保钢材具有良好的强韧性匹配。当Nb含量低于0.025％时，Nb细小碳氮化物颗粒数量较少，强韧性和耐火性能无法确保，当Nb含量高于0.060％时，导致屈强比提高，还易造成焊接冷却过程中大量M/A岛出现，影响焊接热影响区性能。
本发明的Ti选择在0.015-0.045％，Ti也是强碳氮化物形成元素，以Mg、Hf超细氧化物为核心析出细小TiN颗粒，这些复合质点可有效阻止加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大，提高低温韧性。Ti与Nb同时加入将进一步提高钢奥氏体再结晶温度，扩大轧制工艺范围。但Ti大于0.045％时，析出的复合颗粒尺寸较大，不利于基材和焊接热影响区韧性，当Ti小于0.015％时，单位面积内颗粒数量不足，起不到上述效果，故Ti限定为0.015-0.045％。
本发明的Mg含量控制在0.0007～0.0023％，优选地含量在0.0010～0.0021％。Mg是本发明中重要元素之一，适量Mg除了变质球化MnS夹杂以提高低温韧性和HAZ韧性外，其在本发明中的重要作用是和Hf与[O]结合形成超细氧化物颗粒以作为TiN以及针状铁素体的形核核心，细化晶粒尺寸，从而细化基材和HAZ组织，降低低焊接裂纹敏感性，改善低温韧性和焊接性能。因此，Mg含量应不低于0.0007％；Mg含量超过0.0023％时，则会形成尺寸较大的大量氧化物和硫化物复合夹杂，不利于基材和热影响区的冲击韧性。
本发明的Hf含量控制在0.0035～0.0075％，优选地含量在0.0038～0.0072％。Hf元素也是本发明重要元素，可与O形成超细氧化物HfO2颗粒，其不仅具有耐高温抗腐蚀作用，还具有变质球化MnS夹杂以提高低温韧性和HAZ韧性的作用，同时还可作为TiN以及针状铁素体的形核核心，细化晶粒尺寸，从而细化基材和HAZ组织，改善低温韧性和焊接性能。因此，为了确保Hf的上述作用，其含量不得低于0.0035％时，当Hf含量超过0.0075％时，则会形成尺寸较大的含Hf复杂的氧化物类夹杂，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％。
本发明的O含量选择在0.0016-0.0045％，优选地含量在0.0021～0.0041％。一般情况下，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的总量，需将O含量严格限制在较低水平。但当O含量低于0.0016％时，则钢中单位面积作为形核核心的细小Mg、Hf氧化物颗粒数量不足。为避免钢中出现过多的氧化物类的大尺寸复合夹杂物，钢中O含量上限限制在0.0045％以内。
本发明的N含量选择在0.0010-0.0025％，优选地含量在0.0016～0.0022％。N与钢中Nb、Ti、C等元素形成氮化物或碳氮化物，是母材组织和焊接组织晶粒细化的重要元素。若N含量低于0.0010％，则N与钢中Ti、Mg、Hf形成单位氮化物颗粒数量不足，不能有效细化基材和焊接组织。当N含量高于0.0025％时，钢中固溶N量增加，对韧性不利，也不利于钢坯的表面质量。
同时上述化学成分还必须满足：①(Mg+2Hf)/[O]＝3.24-5.96，②C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Mo/15≤0.15％
本发明钢中，当(Mg+2Hf)/[O]＜3.24时，Mg、Hf对MnS夹杂的变质球化作用不明显，同时单位面积作为形核核心的Mg、Hf的细小氧化物颗粒数量不足，当(Mg+2Hf)/[O]＞5.96时，则会形成尺寸较大的大量氧化物和硫化物复合夹杂，不利于钢的性能；为确保强度和焊接性能，C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Mo/15的值不得大于0.15％。
本发明钢除含有上述化学成分外，余量为Fe及不可避免的夹杂。
本发明钢的工艺参数的选用理由：
本发明的生产方法，其工艺步骤中的各项工艺参数均是通过大量实验研究结合性能分析，并经过反复调整、试验验证之后得到的，其中：
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，须控制加热速率；选择在1200-1250℃保温25-35min，目的是促使Mo、Cu等合金充分溶于奥氏体，并使钢坯各部位温度充分均匀，另还可促进形成含Mg和Hf细小氧化物质点，充分发挥其阻止奥氏体晶粒长大的作用。
本发明对粗轧和精轧各轧制道次压下率、开轧温度、终止温度、开冷温度、冷却速率以及上下水比等工艺参数进行了限制，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适当比例的贝氏体和(准)多边形铁素体双相结构组织，适量的(准)多边形铁素体组织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，从而降低屈强比；更为重要的是在上述冷却工艺参数下，可得到等效尺寸0.10-0.15μm的细小M/A岛结构，由于M/A岛等效尺寸较小，其与基体界面强度很高，在冷变形时可有效推迟微孔洞形成，从而延迟M/A岛与基体分离(断裂)，从而确保产品具有较低屈强比和较优异的塑性性能(延伸率)。
本发明与现有技术相比，屈服强度不低于500MPa，抗拉强度不低于650MPa，延伸率不低于31％，屈强比不超过0.76，耐火性能在600℃下其屈服强度不低于室温下的2/3，耐腐蚀性能经264小时浸泡腐蚀速率不超过0.35g/m2·h，各性能同时都优异。
附图说明
图1为本发明钢的金相组织图。
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生产工艺生产：
1)经浇铸成坯后对铸坯加热，铸坯加热温度在1250～1280℃，其间，当温度升至1200～1250℃时，在此温度下保温25～35min；出钢温度控制在1150～1180℃；
2)进行粗轧，其开轧温度控制在1100～1130℃，前三道次总压下率控制在30～45％，末道次压下量控制在15～25％，结束温度控制在1030～1080℃；
3)进行精轧，控制其开轧温度在900～980℃，总压下率控制在60～70％，其中末三道次累计压下率控制在30～40％，并使最后一道次压下率在10～15％；终止温度控制在820～880℃
4)进行层流冷却，冷却开始温度控制在790～820℃；层流冷却下水量与上水量之比在1.20～1.40，冷却速度控制在6～12℃/s，冷却返红温度在400～500℃；
5)空冷至室温；其间，当钢板温度冷却至不超过300℃时进行矫直；
6)待用。
表1本发明各实施例及对比例化学成分取值列表(wt％)
续表1
表2本发明各实施例及对比例工艺参数列表
续表2
表3为本发明各实施例及对比例的性能检测列表
从表3的结果分析，虽然本实施例和对比例的常温拉伸性能处于同一水平，但由于对比例成分或工艺路线与本实施例不同，致使本实施例均具有更优的屈强比、延伸率、高温拉伸性能、冲击性能以及264h周浸腐蚀速率，综合性能优异。
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 (6)

1.一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.026~0.065%，Si：0.12~0.26%，Mn：1.01~1.65%，P≤0.005%，S≤0.001%，Mo：0.08~0.25%，Cu：0.10~0.35%，Ni：0.12~0.25%，Nb：0.025~0.060%，Ti：0.015~0.045%，Mg：0.0007~0.0023%，Hf：0.0035~0.0075%， O：0.0016~0.0045%，N：0.0010~0.0025%，其余为Fe及不可避免的杂质；同时满足：（Mg+2Hf）/O =3.24~5.96， C+Si/30+（Mn+Cu）/20+Mo/15≤0.15%；金相组织为贝氏体+准多边形铁素体，其中贝氏体占体积比65~75%，其余为准多边形铁素体。
2.如权利要求1所述的一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢，其特征在于：所述Mg的重量百分比含量在0.0010~0.0021%。
3.如权利要求1所述的一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢，其特征在于：所述Hf的重量百分比含量在0.0038~0.0072%。
4.如权利要求1所述的一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢，其特征在于：所述O的重量百分比含量在0.0021~0.0041%。
5.如权利要求1所述的一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢，其特征在于：所述N的重量百分比含量在0.0016~0.0022%。
6.生产如权利要求1所述的一种屈服强度为460MPa级耐蚀耐火结构钢的方法，其步骤：
1）经浇铸成坯后对铸坯加热，铸坯加热温度在1250~1280℃，其间，当温度升至1200~1250℃时，在此温度下保温25~35min；出钢温度控制在1150~1180℃；
2）进行粗轧，其开轧温度控制在1100~1130℃，前三道次总压下率控制在30~45%，末道次压下量控制在15~25%，结束温度控制在1030~1080℃；
3）进行精轧，控制其开轧温度在900~980℃，总压下率控制在60～70%，其中末三道次累计压下率控制在30~40%，并使最后一道次压下率在10~15%；终止温度控制在820~880℃
4）进行层流冷却，冷却开始温度控制在790~820℃；层流冷却下水量与上水量之比在1.20~1.40，冷却速度控制在6~12℃/s，冷却返红温度在400~500℃；
5）空冷至室温；其间，当钢板温度冷却至不超过300℃时进行矫直；
6）待用。
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