CN113604747B - 一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢及其生产方法 - Google Patents

一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种‑80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢及其生产方法，所述耐蚀耐火钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.03～0.08%，Si≤0.02%，Mn：2.15～2.50%，P≤0.005%，S≤0.002%，Mo：0.51～0.84%，Cr：0.72～1.08%，Cu：0.46～0.68%，Ni：1.12～1.45%，Nb：0.072～0.102%，Ti：0.006～0.018%，Ca：0.0008～0.0021%，Zr：0.0012～0.0027%，As≤0.001%，Sn≤0.001%，[N]：0.0012～0.0021%，[O]：0.0018～0.0023%，余量为Fe及不可避免的杂质，同时上述化学成分还必须满足公式：①(Ca+Zr)/3[O]=0.47～0.72，②10C+Mn=2.72～3.12%，③3Mo+4Cr=5.21～6.00%；本发明钢的生产方法，包括转炉冶炼并浇注成铸坯、铸坯加热、控制轧制、层流冷却等工艺步骤；本发明钢具有高强度，高塑性，低屈强比，优异的低温韧性和耐火耐候性能以及良好的焊接性能和冷加工性能。

Description

一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及低合金钢制造技术领域，特别是一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢及其生产方法。
背景技术
近年来，建筑、桥梁、厂矿等大型钢结构工程用钢除要求常规指标外，有时还要求构件具有优良的抗火抗灾、防腐蚀以及优异的低温韧性和焊接性能。耐火性能是要求钢材在600℃高温下其屈服强度不低于室温下屈服强度值的2/3，采用耐火钢材可减薄耐火涂层甚至裸露使用，降低建造费用和维护成本，在发生火灾时，由于高温下钢材持久时间长，可将人员伤亡和财产损失减至最低。国内外冶金工作者积极开展了耐火、耐候等系列钢研究，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，符合国家政策要求，是建筑结构行业具有巨大潜在需求的优质钢材，也是钢结构行业发展趋势，具有不可估量的市场价值。本发明提供一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢及其生产方法，具有高强度，高塑性，低屈强比，优异的低温韧性和耐火耐候性能以及良好的焊接性能和冷加工性能，可广泛用于建造建筑、桥梁、厂矿以及体育场馆等各种大型钢结构工程。
本发明前，申请号为201310160484.1、201310033300.5、201310056775.6的中国发明专利申请分别公开了抗疲劳性能优良的海洋平台耐火钢及其生产方法、一种耐700℃高温的海洋平台用钢及其生产方法、一种耐火的船体结构用钢及其生产方法，三者均具有良好的耐火性能，但对延展性、低温冲击韧性以及耐腐蚀性能均不做要求。
申请号为201110080774.6、201110247615.0和200910045146.7中国发明专利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，但该三项发明专利仅要求0℃冲击韧性，且不具备耐腐蚀性能。
中国发明专利公开号CN1354273A公开了一种高性能耐火耐候建筑用钢及其生产方法，该发明专利申请的建筑用钢含有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，经过冶炼、轧制和热处理，使钢具有高强度、高韧性、优良的耐火和耐候性能。但该发明专利的缺点是含有较多P含量，致使焊接性能较差，且需正火+回火处理，工艺路线复杂，成本较高，强度级别也较低。
中国发明专利申请号CN201110247615.0、CN200910011963.0、CN200910272414.9、CN200910045146.7、CN201110080774.6公开的的中国发明专利申请，其发明产品均具有良好的耐火性能，但其缺点是均不具备耐候性能；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申请，其发明产品均具有良好的耐候性能，但其缺点是均不具备耐火性能。
中国发明专利申请号CN201110247615.0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°C，控轧末三道累计压下率≥35%，终轧温度为860～900°C，终轧后直接空冷至室温，或以5～15°C/s冷速冷却到室温。这样得到的钢具备优异的耐火性，具备低的屈强比(≤0.75)，抗震性能好。该专利文献发明仅限于屈服强度235～460MPa钢种，钢中P、S含量较多，对后续焊接性能有一定的影响，此外，该钢种也不具有良好的耐候性能。
中国发明专利申请号CN200910180490.7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，该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。该发明钢种虽然成分简单，具有优异的成型性、耐候性、焊接性和低温韧性，但该发明不具有耐火性能。
中国发明专利申请号CN200910056602.8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，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。
中国发明专利申请号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，该两件发明专利申请建筑用钢含有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，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，使钢具有优良的耐火、耐候及抗震性能，综合性能优良。但该两件发明专利申请的缺点均为焊接性能以及耐腐蚀性能不是非常的理想，且仅要求-20℃冲击韧性。
此外，中国发明专利申请号202010127534.6、202010013530.5分别公开了一种690MPa级建筑结构用钢耐火耐候钢板及其制造方法和一种690MPa级抗震耐蚀耐火中板钢及其制造方法，该两件发明专利含有C、Si、Mn、P、S、Nb、V、Ti、Mo、Cr、Cu、Ni、Al，钢板具有良好的耐火耐候性能，但轧后钢板均需进行两相区回火处理，且仅要求-40℃冲击韧性。
综上所述，目前市面上尚没有一种既具有高强度、高塑性，还能兼顾优良的低温韧性和耐火耐候性能，同时还具有良好的焊接性能和冷加工性能的钢材，研发一种同时兼顾上述性能的钢材，来填补市场空白，成为行业内亟待解决的问题。
发明内容
本发明的目的就是提供一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢及其生产方法，来克服上述现有技术存在的不足，填补本领域市场空白。本发明无需进行复杂的热处理工序，具有制造工序简单，生产周期短、易规模化实施等优点。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度，高塑性，低屈强比，优异的低温韧性和耐火耐候性能以及良好的焊接性能和冷加工性能，可广泛用于建造建筑、桥梁、厂矿以及体育场馆等各种大型钢结构工程。
本发明的一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢，所述耐蚀耐火钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.03～0.08%，Si≤0.02%，Mn：2.15～2.50%，P≤0.005%，S≤0.002%，Mo：0.51～0.84%，Cr：0.72～1.08%，Cu：0.46～0.68%，Ni：1.12～1.45%，Nb：0.072～0.102%，Ti：0.006～0.018%，Ca：0.0008～0.0021%，Zr：0.0012～0.0027%，As≤0.001%，Sn≤0.001%，[N]：0.0012～0.0021%，[O]：0.0018～0.0023%，余量为Fe及不可避免的杂质，同时上述化学成分还必须满足公式：①(Ca+Zr)/3[O]=0.47～0.72，②10C+Mn=2.72～3.12%，③3Mo+4Cr=5.21～6.00%。
优选地，所述Mo：0.56～0.80%，Cr：0.76～0.98%，Cu：0.49～0.64%，Ca：0.0010～0.0019%，Zr：0.0015～0.0025%，As≤0.0008%，Sn≤0.0008%。
本发明的一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢的生产方法，包括下述步骤：
（1）转炉双渣法超低磷冶炼：控制炉渣二元碱度1.8～2.2，脱磷率≥60%；控制供氧强度3.2～3.6m3/t·min，终点[C]0.04～0.06%，[P]≤60ppm，[S]≤40ppm；
（2）炉外精炼：LHF处理时间50～80min，炉渣碱度≥4.0，萤石要求CaF2/CaO＞0.25；采用6min加热和6min脱硫循环模式，控制[S]≤15ppm，氮增量≤12ppm；
（3）RH真空处理：真空处理时间15～25min，动态脱气处理后[N]≤21ppm，[P]+[S]+[N]+[O]≤114ppm；
（4）浇注：将成分冶炼合格的钢水浇注成250～300mm厚的铸坯；
（5）铸坯加热：铸坯加热温度1280～1320℃，保温温度1240～1260℃，保温时间60～80min；
（6）控制轧制：控制Ⅰ阶段开轧温度1080～1100℃，总压下率60～65%；控制Ⅱ阶段终轧温度（807+h/4）±2℃，其中h是以mm为单位的成品厚度值；
（7）层流冷却：对轧后钢板弛豫缓冷，控制开冷温度（774+2h/5）±2℃，返红温度（370-5h/4）±2℃，其中h是以mm为单位的成品厚度值。
优选地，铸坯保温温度1240～1255℃，保温时间65～78min；Ⅰ阶段开轧温度1082～1095℃。
以下详述本发明中化学成分限定量的理由：
本发明的C选择在0.03～0.08%，C通过间隙固溶强化和与Nb、V、Ti、Mo等元素形成碳氮化物显著提高强度，同时晶界处沉淀析出的TiC颗粒可在高温下抑制晶界移动和裂纹形成，提高高温性能。当C含量低于0.03%时，无法确保强度以及形成足够的TiC颗粒，当C含量高于0.08%时，增加焊接冷裂纹倾向，提高淬硬性、碳偏析和M-A岛含量，恶化塑韧性，且易造成过多TiC颗粒聚集在晶界处，提高晶界脆性，反而不利于高温性能，故C含量限定为0.03～0.08%。
本发明的Si含量选择在≤0.02%，Si主要作用是固溶强化和脱氧，但降低塑韧性。但Si和杂质元素同时出现在晶界时，易造成硅酸盐夹杂，降低晶界强度，不利于高温性能和焊接性能。故综合考虑本发明性能，将Si含量限定为≤0.02%。
本发明的Mn选择在2.15～2.50%，Mn元素是确保钢强韧性和焊接热影响区低温韧性不可或缺的元素，适量Mn具有细化晶粒作用，提高强度和低温韧性。当Mn含量低于2.15%时，上述作用有限。当Mn含量高于2.50%时，高温加热下提高铁原子自扩散速率，加大奥氏体晶粒长大趋势，且增加焊接裂纹敏感性，不利于低温韧性和焊接性能。故Mn含量限定为2.15～2.50%。
本发明的P≤0.005%，P虽然能提高强度和耐腐蚀性，但P易偏聚晶界处，提高晶界脆性，且易导致中心偏析，促使加热时奥氏体长大，严重损害低温韧性，因此应尽可能降低钢中P含量。
本发明的S≤0.002%，与P一样，S也易偏聚晶界处，提高晶界脆性，S还易形成大型条状MnS夹杂，在冷热加工时成为裂纹源，损害钢材性能。
本发明的Mo选在0.51～0.84%，Mo通过固溶强化及其碳化物沉淀析出提高室温和高温强度，具有降低屈强比作用，同时还促进高密度位错亚结构的贝氏体形成，促进NbC均匀析出。另外，Mo还可以在NbC周围形成偏析层，有效抑制高温下NbC聚集，从而提高高温强度。当Mo含量小于0.51%时，上述作用有限，无法确保高温性能，Mo含量大于0.84%时，除增加成本外，在冷却过程中还极易形成粗大马氏体组织，降低低温韧性和焊接性能。故Mo含量限定为0.51～0.84%，优选0.51～0.80%。
本发明的Cr 选择在0.72～1.08%，Cr通过固溶强化及其化合物提高室温和高温强度，具有降低屈强比作用，可在钢板表面形成致密氧化保护膜，确保钢板具有抗氧化性、耐腐蚀性以及耐热性。本发明添加适当比例的Cr、Mo可显著提高耐火性能，而与Ni、Cu适当比例添加可获得优异的耐候性能。但过高Cr提高韧脆转变温度，不利于低温韧性。故Cr含量限定为0.72～1.08%，优选0.76～0.98%。
本发明的Cu选择在0.46～0.68%：本发明Cu主要作用是固溶强化和提高耐蚀性，在堆垛缓冷过程中通过自回火析出ε-Cu提高强度，另与Ni、Cr适当比例添加可获得优异的耐候性能。但Cu过高时降低低温韧性和焊接性能。故Cu含量限定为0.46～0.68%，优选0.49～0.64%。
本发明的Ni选择在1.12～1.45%，Ni可细化基体组织，使得钢板具有良好的低温韧性、耐蚀性能和耐热能力。当Cr、Cu复合添加时可明显提高低温韧性和耐蚀性能。但Ni量过高，合金成本增加，且易在钢板表面产生大量氧化铁皮，恶化钢板表面质量，故Ni含量限定为1.12～1.45%。
本发明的Nb选择在0.072～0.102%，钢中Nb具有强烈的细晶强化和沉淀强化作用，纳米级的Nb碳氮化物质点可有效阻止奥氏体晶粒在轧制以及焊接过程中长大，促进焊接粗晶热影区AF析出，细化焊接粗晶区晶粒，确保钢板具有优异的焊接性能。当与Mo联合加入时，Mo能促进纳米级Nb碳氮化物析出，通过形成偏析层阻止碳氮化物聚集长大，提高耐火性能。当Nb含量低于0.072%时，上述作用不明显，当Nb含量高于0.102%时，碳氮化物易聚集长大形成大型含Nb复合夹杂，反而不利于高温性能、低温韧性和焊接性能。
本发明的Ti选择在0.006～0.018%，Ti也属于强碳氮化物形成元素，可细化晶粒和改善焊接性能。Ti的碳氮化物可抑制加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大，提高强韧性和HAZ低温韧性；高温下形成的TiC颗粒可阻碍晶界移动和裂纹形成，提高高温性能；与Nb混合显著提高奥氏体再结晶温度，扩大轧制工艺温度范围。但当Ti含量小于0.006%时，上述作用有限，当Ti含量大于0.018%时，过多TiC颗粒聚集晶界处，提高晶界脆性，且易形成裂纹源TiN夹杂，不利于高温性能、低温韧性和焊接性能。故Ti限定为0.006～0.018%。
本发明的Ca选择在0.0008～0.0021%，Ca是本发明重要元素，适量Ca可球化变质硫化物夹杂，净化钢质，形成的纳米级Ca氧化物可作为焊接过程中针状铁素体形核核心，改善基材低温韧性和HAZ韧性。当Ca含量小于0.0008%时，上述作用有限，当Ca含量大于0.00021%时，易形成含Ca大型复合夹杂，降低钢质纯净度，且在冷加工时易成为裂纹源，恶化低温冲击韧性。故Ca限定为0.0008～0.0021%，优选0.0010～0.0019%。
本发明的Zr选择在0.0012～0.0027%，Zr也是本发明重要元素，适量Zr球化硫化物夹杂，有利于提高低温韧性和焊接性能。本发明中Zr的重要作用是与[O]结合形成ZrO2作为MnS和相变核心，细化组织晶粒，改善低温韧性和焊接性能。Zr含量超过0.0027%时，形成Zr氧硫化物大型混合夹杂物，恶化低温韧性和焊接性能。故Zr含量限定为0.0012～0.0027%，优选0.0015～0.0025%。
本发明的As≤0.001%，Sn≤0.001%，As与Sn均易偏聚于晶界处，显著增加晶界脆性，在冷加工过程中易产生应力集中成为裂纹源，严重损害低温韧性，因此应尽可能降低钢中As、Sn含量，优选As≤0.0008%，Sn≤0.0008%。
本发明的N选择在0.0012～0.0021%， N可与C、Nb、Ti形成碳氮化物，提高钢的强韧性和焊接性能。若N含量低于0.0012，无法保证上述作用得以充分体现，当N含量高于0.0021%，钢中固溶N增多，增加应变时效敏感性风险，且易形成裂纹源TiN夹杂，不利于低温韧性和焊接性能。故Ti限定为0.0012～0.0021%。
本发明的O选择在0.0018～0.0023%，钢中O通常属于有害气体，需限制在较低水平，但本发明需利用Ca和Zr氧化物在钢中发挥重要作用，来确保低温韧性和焊接性能，为避免钢中形成大型氧化物夹杂，须限定O为0.0018～0.0023%。
同时上述化学成分还须满足：①(Ca+Zr)/3[O]=0.47～0.72，②10C+Mn=2.72～3.12%，③3Mo+4Cr=5.21～6.00%。当(Ca+Zr)/3[O]＜0.47时，无法彻底变质球化硫化物夹杂，同时单位面积Ca、Zr氧化物颗粒数量较少，不利于低温韧性和焊接性能，当(Ca+Zr)/3[O]＞0.72时，则易形成含Ca、Zr大型复合夹杂物，同样不利于低温韧性和焊接性能；当10C+Mn＜2.72%时，易造成强度不足，当10C+Mn＞3.12%时，不利于低温韧性和焊接性能；当3Mo+4Cr＜5.21%，无法确保高温耐火性能，当3Mo+4Cr＞6.00%时，恶化低温韧性和焊接性能。
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。
本发明的目的是提供一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢及其生产方法，其所涉及的钢板成品无需进行复杂的热处理工序，具有制造工序简单，生产周期短等优点，在各冶金企业均可规模化实施，其特征在于工艺参数的精确控制，具体措施如下：
（1）转炉双渣法冶炼：通过铁水预处理脱硫全扒渣操作，转炉入炉铁水[S]含量和温度在合理范围内。全程保持顶底复吹，加入第一批渣料时保持较高枪位、中低供氧强度以快速化渣，控制炉渣二元碱度，使前期Si、Mn氧化及脱磷反应过程稳定进行，在C-O反应开始时提枪倒渣，倒出脱磷渣的40～60%，使得第一渣脱磷率达到60%以上；加入第二批渣料时提升供氧强度至3.2～3.6m3/t·min进行强化吹炼，提高反应效率，以利于深脱磷和控制终点[C]0.04～0.06%，[P]≤60ppm，[S]≤40ppm，出钢前后双挡渣，严格避免下渣。
（2）炉外精炼：进行造渣并处理50～80min确保深脱硫和脱氧，降低夹杂含量，提高低温韧性；炉渣碱度≥4.0，结合CaF2/CaO＞0.25萤石，保证炉渣活性；通过6min+6min加热和循环脱硫间隔操作的模式，促进深脱硫反应，以便快速使得[S]≤15ppm，降低钢液增氮趋势，确保最终铸坯[P]≤50ppm。
（3）RH真空处理：进行动态脱气处理，依据氮含量高低，极限真空度从12min至15min之间动态调整，温度较高的情况下，可适当延长处理时间，保证真空结束后温度、成分完全达标，使得[N]≤21ppm，P+S+[N]+[O]≤114ppm，因此必须确保真空处理时间15～25min。
（4）本发明含有较多Mo、Cr、Cu等合金元素，为确保充分奥氏体化，减轻中心偏析程度，同时防止奥氏体晶粒过分长大，须适当提高并限制铸坯加热温度，保温温度和保温时间。铸坯出加热炉后进行2～3次高压水除磷，除尽铸坯表面氧化铁皮，以使铸坯内外部在轧制前形成一定温度差，确保铸坯在Ⅰ阶段轧制时轧制力能够有效传至中心部位，增加铸坯中心部位变形，保证钢板性能均匀性。控制Ⅰ阶段开轧温度1080～1100℃，总压下率60～65%，以使奥氏体晶粒在大压下量快速轧制下充分破碎，并尽量缩短轧制间隙时间以缩短奥氏体晶粒长大时间，充分细化奥氏体晶粒尺寸，防止混晶或奥氏体细化不够充分，不利于综合性能。控制Ⅱ阶段终轧温度（807+h/4）±2℃，以便在较低温度下轧制，进一步细化晶粒，亦可防止因轧制温度过高在弛豫过程中增加晶粒长大趋势，同时也可以避免轧后冷却过程中出现混晶现象，恶化低温冲击韧性。对轧后钢板弛豫缓冷以便诱使碳化物或碳氮化物充分析出，改善综合性能，同时可依据钢板厚度优先发生部分铁素体相变，获得适量细小准多边形铁素体组织（面积占比10～18%），确保钢板具有较低屈强比和优异的低温韧性，因此必须控制开冷温度（774+2h/5）±2℃，开冷温度过低时易形成过量铁素体组织，造成强度不足，过高时铁素体百分比过低，造成强度过高，塑性和低温韧性变差；控制返红温度（370-5h/4）±2℃配合适当冷速是为了将剩余奥氏体组织全部转变为贝氏体(针状铁素体)组织和适量M-A岛，以便获得本发明所要求的力学性能水平。
本发明钢相对现有技术，具有如下有益效果：
（1）本发明产品具有高强度，高塑性，低屈强比，优异的低温韧性和耐火耐候性能以及良好的焊接性能和冷加工性能等特点，可广泛用于建造建筑、桥梁、厂矿以及体育场馆等各种大型钢结构工程。
（2）与现有技术相比，本发明无需进行复杂的热处理工序，具有制造工序简单，生产周期短等优点，在各冶金企业均可规模化实施。
附图说明
图1是本发明实施例4生产的钢的金相组织照片。
具体实施方式
为了更好地解释本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步的说明，下述实施例仅仅是示例性的说明本发明的技术方案，并不以任何形式限制本发明。
下表1为本发明各实施例钢中所含化学成分的质量百分含量列表；
下表2为本发明各实施例钢的主要工艺参数的取值列表；
下表3为本发明各实施例钢的力学性能测试结果。
实施例1-8的产品厚度分别为16mm、16mm、20mm、20mm、40mm、40mm、60mm、60mm。
下述各实施例均是按照本发明钢化学成分及生产工艺要求，进行冶炼和轧制的。
本发明各实施例的一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢的生产方法，包括下述步骤：
（1）转炉双渣法超低磷冶炼：控制炉渣二元碱度1.8～2.2，脱磷率≥60%；控制供氧强度3.2～3.6m3/t·min，终点[C]0.04～0.06%，[P]≤60ppm，[S]≤40ppm；
（2）炉外精炼：LHF处理时间50～80min，炉渣碱度≥4.0，萤石要求CaF2/CaO＞0.25；采用6min加热和6min脱硫循环模式，控制[S]≤15ppm，氮增量≤12ppm；
（3）RH真空处理：真空处理时间15～25min，动态脱气处理后[N]≤21ppm，[P]+[S]+[N]+[O]≤114ppm；
（4）浇注：将成分冶炼合格的钢水浇注成250～300mm厚的铸坯；
（5）铸坯加热：铸坯加热温度1280～1320℃，保温温度1240～1260℃，保温时间60～80min；
（6）控制轧制：控制Ⅰ阶段开轧温度1080～1100℃，总压下率60～65%；控制Ⅱ阶段终轧温度（807+h/4）±2℃，其中h是以mm为单位的成品厚度值；
（7）层流冷却：对轧后钢板弛豫缓冷，控制开冷温度（774+2h/5）±2℃，返红温度（370-5h/4）±2℃，其中h是以mm为单位的成品厚度值。
表1 本发明各实施例钢板中所含化学成分的质量百分含量列表
Figure DEST_PATH_IMAGE002
表2 本发明各实施例钢的主要工艺参数的取值列表
Figure DEST_PATH_IMAGE004
表3 本发明各实施例钢的力学性能测试结果
Figure DEST_PATH_IMAGE006
（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。）
对本发明实施例钢板厚1/4处取样进行常规拉伸性能、600℃高温屈服强度、-80℃纵向冲击以及264h周浸腐蚀速率试验。试验结果显示，按照本发明成分和工艺生产的产品集高强度，高塑性，低屈强比，优异的低温韧性和耐火(600℃RP0.2/ReL＞2/3)、耐候性能以及良好的焊接性能和冷加工性能于一体，具有优异的综合力学性能。
图1是本发明实施例4制得的钢板的金相组织照片，从图中可以看出，本发明钢显微组织特征主要为粒状贝氏体+板条贝氏体+适量准多边形铁素体+少量M/A岛，板条贝氏体束宽度约1-2μm，组织均匀且细小，确保了本发明具有较高的强度、低的屈强比和优异的低温韧性。
上述实施例仅仅是本发明为解释本发明而例举的具体实例，并不以任何形式限制本发明，任何人根据上述内容和形式做出的不偏离本发明权利要求保护范围的非实质性的改变，均应认为落入本发明权利要求的保护范围。本发明不局限于上述具体的实施实例。

Claims (3)

1.一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢，其特征在于所述耐蚀耐火钢是由下述质量百分比含量的元素组成：C：0.03～0.08%，Si≤0.02%，Mn：2.15～2.50%，P≤0.005%，S≤0.002%，Mo：0.51～0.84%，Cr：0.72～1.08%，Cu：0.46～0.68%，Ni：1.12～1.45%，Nb：0.072～0.102%，Ti：0.006～0.018%，Ca：0.0008～0.0021%，Zr：0.0012～0.0027%，As≤0.001%，Sn≤0.001%，[N]：0.0012～0.0021%，[O]：0.0018～0.0023%，余量为Fe及不可避免的杂质，同时上述化学成分还必须满足公式：①(Ca+Zr)/3[O]=0.47～0.72，②10C+Mn=2.72～3.12%，③3Mo+4Cr=5.21～6.00%；
所述的一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢的生产方法，包括下述步骤：
（1）转炉双渣法超低磷冶炼：控制炉渣二元碱度1.8～2.2，脱磷率≥60%；控制供氧强度3.2～3.6m3/t·min，终点[C]0.04～0.06%，[P]≤60ppm，[S]≤40ppm；
（2）炉外精炼：LHF处理时间50～80min，炉渣碱度≥4.0，萤石要求CaF2/CaO＞0.25；采用6min加热和6min脱硫循环模式，控制[S]≤15ppm，氮增量≤12ppm；
（3）RH真空处理：真空处理时间15～25min，动态脱气处理后[N]≤21ppm，[P]+[S]+[N]+[O]≤114ppm；
（4）浇注：将成分冶炼合格的钢水浇注成250～300mm厚的铸坯；
（5）铸坯加热：铸坯加热温度1280～1320℃，保温温度1240～1260℃，保温时间60～80min；
（6）控制轧制：控制Ⅰ阶段开轧温度1080～1100℃，总压下率60～65%；控制Ⅱ阶段终轧温度（807+h/4）±2℃，其中h是以mm为单位的成品厚度值；
（7）层流冷却：对轧后钢板弛豫缓冷，控制开冷温度（774+2h/5）±2℃，返红温度（370-5h/4）±2℃，其中h是以mm为单位的成品厚度值。
2.根据权利要求1所述的一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢，其特征在于：所述Mo：0.56～0.80%，Cr：0.76～0.98%，Cu：0.49～0.64%，Ca：0.0010～0.0019%，Zr：0.0015～0.0025%，As≤0.0008%，Sn≤0.0008%。
3.根据权利要求1所述的一种-80℃低温韧性优异的高性能耐蚀耐火钢，其特征在于：铸坯保温温度1240～1255℃，保温时间65～78min；Ⅰ阶段开轧温度1082～1095℃。
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