CN113637906B - 一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法 - Google Patents

一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113637906B
CN113637906B CN202110866733.3A CN202110866733A CN113637906B CN 113637906 B CN113637906 B CN 113637906B CN 202110866733 A CN202110866733 A CN 202110866733A CN 113637906 B CN113637906 B CN 113637906B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolling
percent
shaped steel
cooling
finish rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202110866733.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113637906A (zh
Inventor
李昭东
王鑫
王慧敏
杨忠民
曹燕光
陈颖
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd
Central Iron and Steel Research Institute
Original Assignee
Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd
Central Iron and Steel Research Institute
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd, Central Iron and Steel Research Institute filed Critical Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd
Priority to CN202110866733.3A priority Critical patent/CN113637906B/zh
Publication of CN113637906A publication Critical patent/CN113637906A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113637906B publication Critical patent/CN113637906B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/08—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling structural sections, i.e. work of special cross-section, e.g. angle steel
    • B21B1/088—H- or I-sections
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B45/02—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for lubricating, cooling, or cleaning
    • B21B45/0203—Cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C21D11/005—Process control or regulation for heat treatments for cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Abstract

本发明公开了一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法，属于建筑结构用钢，解决了现有技术中建筑结构用H型钢综合性能较差的问题。该H型钢的化学成分按质量百分数计包括：C 0.07～0.10、Si0.20～0.30、Mn 0.40～0.60、Cr 1.25～1.50、Ni 0.95～1.20、Cu 0.30～0.50、Mo 0.27～0.35、Nb 0.025～0.045、V 0.08～0.12、Al 0.005～0.013、N0.008～0.012、P≤0.015、S≤0.002，其余为Fe和不可避免的杂质。该制备方法中对精轧坯进行两阶段冷却，第一阶段冷却的冷却速度大于第二阶段冷却的冷却速度。本发明的H型钢和制备方法可用于建筑结构。

Description

一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法
技术领域
本发明属于建筑结构用钢技术领域，尤其涉及一种功能复合化460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法。
背景技术
当前，钢结构建筑和装配式建筑等作为新型的绿色建筑，以其成本低、施工周期短、回收利用率高和节能环保等优势得到快速发展，对用于制作横梁和框架柱等的H型钢在强度、抗震性能、防火性能、耐候性能均提出了更高的要求。
随着生产制造技术地不断提高，为了满足高层化建筑和大跨度结构等要求，建筑结构用钢正逐步向系列化和功能复合化发展，国内屈服强度460MPa级别及以下的抗震耐火钢建筑结构用钢的中厚板已经进入推广和应用阶段，但是抗震耐蚀耐火建筑用H型钢的报道较少，市场上主要使用的强度级别一般以Q235和Q345级别为主。
中国发明专利申请CN103866188A公开了一种屈服强度为460MPa级耐火耐腐蚀抗震建筑用钢及生产方法。该钢种其化学成分(wt％)：C：0.095-0.180％，Si：0.28-0.55％，Mn：1.40-1.60％，P：≤0.008％，S：≤0.002％，Nb：0.014-0.045％，Ti：0.004-0.030％，V：0.034-0.044％，Mo：0.09-0.29％，W：0.06-0.12％，Mg：0.0080-0.0100％，Sn：0.08-0.13％，O：≤0016％；工艺：铁水脱硫-转炉冶炼-真空处理-铸坯加热-分段轧制-冷却-待用。该钢种为了提高强度，添加了较高含量的C元素，因此其焊接性能受到一定影响。此外，由于其C含量较高，Ti、V和Nb元素含量不宜过高，因为过高的Ti、V和Nb元素在高C含量的情况下容易在凝固、高温轧制过程中析出较大的碳化物和碳氮化物颗粒，不仅影响Ti、V和Nb的析出强化效果，大颗粒的析出物对低温韧性也不利。
中国发明专利申请CN108220798A公开了一种460MPa级抗震耐火建筑钢及其制备方法。其化学成分(wt％)为：C：0.03-0.08％，Mn：1.0-1.8％，Si：0.1-0.5％，Cr：0.2-0.7％，Mo：0.1-0.3％，Ti：0.05-0.12％，V：0.04-0.12％，Nb：0.01-0.06％，Al：0.01-0.05％，P：≤0.008％，S：≤0.002％，余为铁和不可避免的微量的化学元素。该钢种通过控轧控冷以及轧后待温处理得到460MPa级的抗震耐火钢板。但其生产过程工艺复杂，需要待温，降低了生产效率，适应于建筑用钢板，对形状较为复杂的H型钢而言，由于复杂的形状容易导致控轧过程中温度不均匀而导致控轧难以控制，因此对H型钢而言适应性不强。并且得到的马氏体/贝氏体+铁素体双相组织，由于待温时间较长，铁素体软相占比较高，导致屈服强度的余量较小，降低合格率。
中国发明专利申请CN102181792A公开了一种低成本高强高韧抗震耐火钢及其制备工艺。该钢种包含按重量百分比计的如下组分：C：0.05-0.09％，Si：0.10-0.30％，Mn：0.60-1.00％，Mo：0.20-0.40％，Cr：<0.10％，Cu：<0.10％，Ni<0.10％，Nb：0.02-0.04％，V：0.01-0.04％，Ti：0.:01-0.04％，Al：0.02-0.04％，N：≤0.006％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，以及Fe及杂质。其制备工艺包括依次进行的保温处理、两阶段轧制和轧后冷却工序。该发明钢种采用Mo+Nb合金体系，成分简单，贵合金元素含量少，合金成本低。但是，该发明中能够形成析出的碳氮化物的元素含量较低，在600℃高温耐火过程中析出强化效果较低，因此在更长时间的耐火性能可能难以得到保障；并且所含的Cr、Cu和Ni等耐蚀元素较低，也不能具有良好的耐蚀性能。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法，解决了现有技术中建筑结构用H型钢综合性能较差的问题。
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460MPa级建筑结构用H型钢，其化学成分按质量百分数计包括：C 0.07～0.10、Si 0.20～0.30、Mn 0.40～0.60、Cr 1.25～1.50、Ni 0.95～1.20、Cu 0.30～0.50、Mo 0.27～0.35、Nb 0.025～0.045、V 0.08～0.12、Al 0.005～0.013、N 0.008～0.012、P≤0.015、S≤0.002，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，上述460MPa级建筑结构用H型钢，其化学成分按质量百分数计包括：C0.074～0.095、Si 0.26～0.38、Mn 0.50～0.57、Cr 1.28～1.48、Ni 0.97～0.99、Cu 0.42～0.48、Mo 0.27～0.35、Nb 0.036～0.038、V 0.09～0.10、Al 0.005～0.013、N 0.008～0.012、P 0.013～0.014、S≤0.002，其余为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，上述460MPa级建筑结构用H型钢的微观组织包括铁素体和贝氏体，其中，铁素体的体积百分比为30～50％，余量为贝氏体。
进一步地，铁素体晶粒粒径为10～30微米。
进一步地，上述460MPa级建筑结构用H型钢的屈服强度≥460MPa，屈强比≤0.80，断后延伸率≥22.0％，-40℃KV2≥69J，耐火性能：600℃保温3小时屈服强度不低于307MPa。
本发明还提供了一种460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，用于制备上述460MPa级建筑结构用H型钢，该制备方法包括如下步骤：
按上述460MPa级建筑结构用H型钢的化学成分进行配料；
依次采用转炉或者电炉冶炼以及采用连铸铸造，得到连铸坯；
对连铸坯依次进行加热保温、粗轧和精轧，得到精轧坯；
对精轧坯进行两阶段冷却，其中，第一阶段冷却的冷却速度大约第二阶段冷却的冷却速度，得到460MPa级建筑结构用H型钢。
进一步地，上述加热保温包括如下步骤：
连铸坯经加热炉中加热至1200～1250℃，保温1～3h，得到均热后的坯料。
进一步地，上述粗轧包括如下步骤：
采用开坯机对均热后的坯料进行粗轧，粗轧的开轧温度1100～1150℃，粗轧的终轧温度1000～1050℃。
进一步地，上述精轧包括如下步骤：
采用万能轧机对粗轧后的坯料进行精轧，精轧的开轧温度为950～1000℃，精轧的终轧温度850～930℃，累计压缩比不小于40％。
进一步地，上述两阶段冷却包括如下步骤：
步骤a：对精轧坯进行第一阶段冷却，冷却至400～500℃，冷却速度大于或等于15℃/s；
步骤b：对第一阶段冷却后的精轧坯进行第二阶段冷却，空冷至室温。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
a)本发明提供的460MPa级建筑结构用H型钢，在保证控制S、P含量的基础上，适当降低C、Si、Mn含量，添加Cr、Ni、Cu、Mo，加入适量的Nb、V、Al，采用低C、Cr-Ni-Cu耐蚀元素合金化设计，Cr能在钢材表面形成致密的氧化膜，Ni能使钢材的自腐蚀电位正移，增强其自身的稳定性，有助于形成连续致密的锈层，Cu在钢材表面富集，形成沉积，堵塞腐蚀锈层孔洞，三者协同作用能够显著提高H型钢的耐蚀性能。Mo能提高钢材的淬透性，促进贝氏体转变，与Nb、V等协同析出细化碳氮化物粒子，降低碳氮化物与基体的界面能，使析出相不易发生粗化。而耐火性能主要通过室温组织中贝氏体含量控制和遇火高温析出纳米级(Nb,V)(C,N)共同保障。
b)本发明提供的460MPa级建筑结构用H型钢，能够在满足GB/T28415-2012《耐火结构用钢及钢带》要求的前提下，通过热轧状态交货，无需热处理工艺，实现屈服强度≥460MPa，屈强比≤0.80，断后延伸率≥22.0％，-40℃KV2≥69J，耐火性能：600℃保温3小时屈服强度不低于室温规定屈服强度的2/3。
c)本发明提供的460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，采用轧后采用两阶段冷却，其中，第一阶段冷却过程为铁素体转变过程，伴有微合金碳氮化物(Nb，V)(C，N)的相间析出，快冷后形成的晶铁素体组织，其他组织为富碳的奥氏体，微合金碳氮化物(Nb，V)(C，N)增强的铁素体组织，保证了H型钢具有较高的室温屈服强度、良好的塑韧性和抗震性能；第二阶段冷却获得铁素体+贝氏体组，贝氏体由富碳的奥氏体转变而成，在此过程下几乎没有碳氮化物析出，Mo、Nb和V等微合金元素过饱和地固溶在贝氏体铁素体基体中，确保遇火时的析出强化效果。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分的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以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为本发明实施例1的H型钢微观组织图；
图2为本发明实施例1在600℃保温3h后析出的纳米级(Nb,V)(C,N)测试图。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本发明的一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理。
现有技术中，由于建筑结构用H型钢的C含量较高，Ti、V和Nb元素含量不宜过高，因为过高的Ti、V和Nb元素在高C含量的情况下容易在凝固、高温轧制过程中析出较大的碳化物和碳氮化物颗粒，不仅影响Ti、V和Nb的析出强化效果，大颗粒的析出物对低温韧性也不利。此外，现有的建筑结构用H型钢中，能够形成析出的碳氮化物的元素含量较低，在600℃高温耐火过程中析出强化效果较低，因此在更长时间的耐火性能可能难以得到保障；并且所含的Cr、Cu和Ni等耐蚀元素较低，也不能具有良好的耐蚀性能。综上，上述多重因素导致建筑结构用H型钢综合性能较差。
本发明提供了一种460MPa级建筑结构用H型钢，其化学成分按质量百分数计包括：C 0.07～0.10、Si 0.20～0.30、Mn 0.40～0.60、Cr 1.25～1.50、Ni 0.95～1.20、Cu 0.30～0.50、Mo 0.27～0.35、Nb 0.025～0.045、V 0.08～0.12、Al 0.005～0.013、N 0.008～0.012、P≤0.015、S≤0.002，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460MPa级建筑结构用H型钢，在保证控制S、P含量的基础上，适当降低C、Si、Mn含量，添加Cr、Ni、Cu、Mo，加入适量的Nb、V、Al，采用低C、Cr-Ni-Cu耐蚀元素合金化设计，Cr能在钢材表面形成致密的氧化膜，Ni能使钢材的自腐蚀电位正移，增强其自身的稳定性，有助于形成连续致密的锈层，Cu在钢材表面富集，形成沉积，堵塞腐蚀锈层孔洞，三者协同作用能够显著提高H型钢的耐蚀性能。Mo能提高钢材的淬透性，促进贝氏体转变，与Nb、V等协同析出细化碳氮化物粒子，降低碳氮化物与基体的界面能，使析出相不易发生粗化。而耐火性能主要通过室温组织中贝氏体含量控制和遇火高温析出纳米级(Nb,V)(C,N)共同保障。
本发明提供的460MPa级建筑结构用H型钢，能够在满足GB/T28415-2012《耐火结构用钢及钢带》要求的前提下，通过热轧状态交货，无需热处理工艺，实现屈服强度≥460MPa，屈强比≤0.80，断后延伸率≥22.0％，-40℃KV2≥69J，耐火性能：600℃保温3小时屈服强度不低于室温规定屈服强度的2/3(即307MPa)。
本发明主要化学成分限定依据：
碳(C)：影响钢材强度和韧性等力学性能的重要元素之一，具有显著的固溶强化作用，提高钢材的淬透性，另外也是形成碳氮化物的必要元素，但是含量过高使钢材的延伸性能、低温韧性以及耐蚀性能降低。为降低炼钢脱碳的控制难度，获得较高的强度，本发明碳含量的范围为0.07～0.10wt％。
硅(Si)：是炼钢过程中的脱氧剂，具有一定固溶强化作用，对高温性能和耐蚀性能具有有利影响，但过量的Si将加速高温剥层，恶化钢的韧性及焊接性能。本发明硅含量的范围为0.20～0.30wt％。
锰(Mn)：提高淬透性元素，且成本低廉，能在一定范围内同时提高强韧性，但含量过高容易产生宏观偏析，导致分层现象，本发明锰含量的范围为0.40～0.60wt％。
铬(Cr)：提高淬透性元素，同时提高钢材的强度、耐火性能和耐蚀性能，但是含量过高，容易恶化钢材的焊接性能，且合金成本增加，本发明铬含量的范围为1.25～1.50wt％。
镍(Ni)：晶格常数与面心立方γ-Fe相近，可以连续固溶，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。能够有效提升锈层的致密性、稳定性以及与基体的结合力，同时抑制铜脆带来的质量问题，但是考虑成本因素，本发明镍含量的范围为0.95～1.20wt％。
铜(Cu)：铜的析出物能够提高钢材的高温性能，并且铜能促进锈层物相中的γ-Fe2O3/γ-FeOOH向稳定的α-FeOOH的转化，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。但过高含量的铜，容易产生铜脆现象，影响钢材的质量。本发明铜含量的范围为0.30～0.50wt％。
钼(Mo)：显著提高钢的淬透性、耐火性能和耐大气腐蚀性能。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等协同析出并细化碳氮化物，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。但钼是一种稀贵金属，添加过多，成本增加。本发明钼含量的范围为0.27～0.35wt％。
铌(Nb)：在轧制过程中固溶于奥氏体中的铌和形变诱导析出的碳氮化铌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，与受热析出含铌的碳氮化物一同起稳定高温组织的作用，有利于保障钢材的耐火性能。本发明铌含量的范围为0.025～0.045wt％。
钒(V)：钒具有较低的全固溶温度，固溶的钒在轧制过程中能有效提高淬透性和再结晶温度。遇火与铌、钼等协同析出碳氮化物，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。本发明钒含量的范围为0.08～0.12wt％。
铝(Al)：是一种强脱氧元素，但也能与氮结合形成氮化铝，与Nb、V形成碳氮化物相竞争。本发明为了兼顾脱氧和利用Nb、V的碳氮化物的细化晶粒和沉淀强化作用，将铝含量范围控制为0.005～0.013wt％。
氮(N)：氮能与铝结合形成氮化铝，但由于铝含量控制为较低含量，此过程仅消耗很少量的氮。在高温下铌和钒的碳氮化物的固溶度积较高，故其主要以固溶态存在，而遇火时大部分的氮与铌、钒和钼等协同析出碳氮化物，具有显著的沉淀强化效果。本发明氮含量的范围为0.008～0.012wt％。
磷(P)：作为杂质元素显著降低韧性和焊接性能，在不增加成本的情况下越低越好。本发明磷含量的范围为0.015wt％以内。
硫(S)：作为杂质元素易形成MnS，降低钢材延伸性和Z向性能。本发明硫含量的范围为0.002wt％以内。
本发明还提供了一种460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，用于制备上述460MPa级建筑结构用H型钢，该制备方法包括如下步骤：
按上述460MPa级建筑结构用H型钢的化学成分进行配料；
依次采用转炉或者电炉冶炼以及采用连铸铸造，得到连铸坯；
对连铸坯依次进行加热保温、粗轧和精轧，得到精轧坯；
对精轧坯进行两阶段冷却，其中，第一阶段冷却的冷却速度大约第二阶段冷却的冷却速度，得到460MPa级建筑结构用H型钢。
与现有技术相比，本发明提供的460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，采用轧后采用两阶段冷却，其中，第一阶段冷却过程为铁素体转变过程，伴有微合金碳氮化物(Nb，V)(C，N)的相间析出，快冷后形成的晶铁素体组织，其他组织为富碳的奥氏体，微合金碳氮化物(Nb，V)(C，N)增强的铁素体组织，保证了H型钢具有较高的室温屈服强度、良好的塑韧性和抗震性能；第二阶段冷却获得铁素体+贝氏体组，贝氏体由富碳的奥氏体转变而成，在此过程下几乎没有碳氮化物析出，Mo、Nb和V等微合金元素过饱和地固溶在贝氏体铁素体基体中，确保遇火时的析出强化效果。
此外，本实施例提供的460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法与上述460MPa级建筑结构用H型钢的有益效果基本相同，在此不一一赘述。
上述制备方法的控制技术参数如下：
为了析出元素(Nb、V、Mo、C和N)能够充分固溶，上述加热保温包括如下步骤：
连铸坯经加热炉中加热至1200～1250℃，保温1～3h，得到均热后的坯料。
为了使奥氏体再结晶，均匀细化晶粒，上述粗轧包括如下步骤：
采用开坯机对均热后的坯料进行粗轧，粗轧的开轧温度1100～1150℃，粗轧的终轧温度1000～1050℃。
为了进一步细化晶粒，上述精轧包括如下步骤：
采用万能轧机对粗轧后的坯料进行精轧，精轧的开轧温度为950～1000℃，精轧的终轧温度850～930℃，累计压缩比不小于40％，这样，在较低的温度下进行精轧，能够进一步细化晶粒。
需要说明的是，精轧后的冷却过程是控制H型钢最终微观组织的重要过程，示例性地，上述两阶段冷却包括如下步骤：
步骤a：对精轧坯进行第一阶段冷却，冷却至400～500℃，冷却速度大于或等于15℃/s，此冷却过程为铁素体转变过程，伴有微合金碳氮化物(Nb，V)(C，N)的相间析出，快冷后形成的晶铁素体组织，铁素体组织占铁素体和奥氏体总体积的体积百分比为30～50％，铁素体晶粒粒径为10～30微米，其他组织为富碳的奥氏体，微合金碳氮化物(Nb，V)(C，N)增强的铁素体组织，保证了H型钢具有较高的室温屈服强度、良好的塑韧性和抗震性能。
步骤b：对第一阶段冷却后的精轧坯进行第二阶段冷却，空冷至室温，获得铁素体+贝氏体织，铁素体组织占铁素体和贝氏体总体积的体积百分比为30～50％，余量为贝氏体，贝氏体由富碳的奥氏体转变而成，在此过程下几乎没有碳氮化物析出，Mo、Nb和V等微合金元素过饱和地固溶在贝氏体铁素体基体中，确保遇火时的析出强化效果。
表1为本发明实施例1至实施例3的H型钢的化学成分(wt％)，表2为本发明实施例1至实施例3的具体轧制主要工艺参数值。
表1实施例1至实施例3的H型钢的化学成分(wt％)
Figure BDA0003187555530000111
Figure BDA0003187555530000121
表2实施例1至实施例3的工艺参数
Figure BDA0003187555530000122
从表3可以看出，实施例1至实施例3的加热温度为1220～1245℃，粗轧的终轧温度为1034～1046℃，精轧的开轧温度为958～998℃，精轧的终轧温度为954～913℃，第一阶段冷却的终冷温度为423～480℃，冷却速度为16～25℃/s。
实施例1的制备方法中的具体工艺过程和工艺参数如下：将铸坯加热至1220℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1130℃，粗轧终轧温度为1045℃，精轧开轧温度为983℃，精轧终轧温度为873℃，将H型钢翼缘厚度轧制为20mm；以21℃/s的冷却速度对H型钢进行层流冷却至451℃，然后空冷至室温。
实施例2的制备方法中的具体工艺过程和工艺参数如下：将铸坯加热至1225℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1150℃，粗轧终轧温度为1046℃，精轧开轧温度为998℃，精轧终轧温度为913℃，将H型钢翼缘厚度轧制为17mm；以16℃/s的冷却速度对H型钢进行层流冷却至480℃，然后空冷至室温。
实施例3的制备方法中的具体工艺过程和工艺参数如下：将铸坯加热至1245℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1120℃，粗轧终轧温度为1034℃，精轧开轧温度为958℃，精轧终轧温度为854℃，将H型钢翼缘厚度轧制为38mm；以25℃/s的冷却速度对H型钢进行层流冷却至423℃，然后空冷至室温。
对实施例1至实施例3进行力学性能和耐火性能测试，结果如表3所示。
表3实施例1至实施例3的力学性能和耐火性能
Figure BDA0003187555530000131
由表3可以看出，实施例1至实施例3的屈服强度均能够达到460MPa级，且屈强比不高于0.80，延伸率不低于22％，-40℃KV2大于69J，600℃×3h的屈服强度均大于室温规定屈服强度的2/3(即307MPa)，说明具有良好的耐火性。根据GB/T 4171-2008附录D计算耐大气腐蚀指数I值，钢材具有较好的耐大气腐蚀性能时，I值应为6.0或者6.0以上，I＝26.01(％Cu)+3.88(％Ni)+1.20(％Cr)+1.4(％Si)+17.28(％P)-7.29(％Cu)(％Ni)-9.10(％Ni)(％P)-33.39(％Cu)2；I1＝7.88，I2＝7.79，I3＝8.10均大于6，实施例1至实施例3的H型钢均具有良好的耐蚀性能。
如图1所示，实施例1的H型钢组织是铁素体+贝氏体组织，从图2可以看出实施例1在600℃保温3h后析出大量的纳米级(Nb,V)(C,N)，保障实施例的耐火性能。
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 (10)

1.一种460MPa级建筑结构用H型钢，其特征在于，化学成分按质量百分数计包括：C0.07~0.10、Si 0.20~0.30、Mn 0.55~0.60、Cr 1.25~1.50、Ni 0.95~1.20、Cu 0.42~0.50、Mo0.27~0.35、Nb 0.036~0.045、V 0.08~0.12、Al 0.005~0.013、N 0.008~0.012、P≤0.015、S≤0.002，其余为Fe和不可避免的杂质；所述H型钢的微观组织为铁素体和贝氏体，所述铁素体的体积百分比为30~50%，余量为贝氏体，屈服强度≥507MPa，屈强比≤0.66；
所述460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法包括如下步骤：
按H型钢的化学成分进行配料；
依次进行冶炼和铸造，得到连铸坯；
对连铸坯依次进行加热保温、粗轧和精轧，得到精轧坯；
对精轧坯进行两阶段冷却，第一阶段冷却的冷却速度大于第二阶段冷却的冷却速度，得到460MPa级建筑结构用H型钢；
所述两阶段冷却包括如下步骤：
步骤a：对精轧坯进行第一阶段冷却，冷却至400~500℃，冷却速度大于或等于16℃/s；
步骤b：对第一阶段冷却后的精轧坯进行第二阶段冷却，空冷至室温；
所述粗轧包括如下步骤：
对加热保温后的坯料进行粗轧，粗轧的开轧温度1100~1150℃，粗轧的终轧温度1000~1050℃；
所述精轧包括如下步骤：
对粗轧后的坯料进行精轧，精轧的开轧温度为950~1000℃，精轧的终轧温度850~930℃，累计压缩比不小于40%。
2. 根据权利要求1所述的460MPa级建筑结构用H型钢，其特征在于，化学成分按质量百分数计包括：C 0.074~0.095、Si 0.26~0.28、Mn 0.55~0.57、Cr 1.28~1.48、Ni 0.97~0.99、Cu 0.42~0.48、Mo 0.27~0.35、Nb 0.036~0.038、V 0.09~0.10、Al 0.005~0.013、N 0.008~0.012、P 0.013~0.014、S≤0.002，其余为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的460MPa级建筑结构用H型钢，其特征在于，微合金元素过饱和地固溶在贝氏体铁素体基体中。
4.根据权利要求3所述的460MPa级建筑结构用H型钢，其特征在于，所述铁素体晶粒粒径为10~30微米。
5.根据权利要求1至4任一项所述的460MPa级建筑结构用H型钢，其特征在于，所述H型钢的断后延伸率≥22.0%，-40℃KV2≥69J，600℃保温3小时屈服强度不低于307MPa。
6.一种460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，其特征在于，用于制备如权利要求1至5任一项所述的460MPa级建筑结构用H型钢，所述制备方法包括如下步骤：
按H型钢的化学成分进行配料；
依次进行冶炼和铸造，得到连铸坯；
对连铸坯依次进行加热保温、粗轧和精轧，得到精轧坯；
对精轧坯进行两阶段冷却，第一阶段冷却的冷却速度大于第二阶段冷却的冷却速度，得到460MPa级建筑结构用H型钢；
所述两阶段冷却包括如下步骤：
步骤a：对精轧坯进行第一阶段冷却，冷却至400~500℃，冷却速度大于或等于16℃/s；
步骤b：对第一阶段冷却后的精轧坯进行第二阶段冷却，空冷至室温；
所述粗轧包括如下步骤：
对加热保温后的坯料进行粗轧，粗轧的开轧温度1100~1150℃，粗轧的终轧温度1000~1050℃；
所述精轧包括如下步骤：
对粗轧后的坯料进行精轧，精轧的开轧温度为950~1000℃，精轧的终轧温度850~930℃，累计压缩比不小于40%。
7.根据权利要求6所述的460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，其特征在于，所述两阶段冷却包括如下步骤：
步骤a：对精轧坯进行第一阶段冷却，冷却至423~480℃，冷却速度大于或等于16℃/s；
步骤b：对第一阶段冷却后的精轧坯进行第二阶段冷却，空冷至室温。
8.根据权利要求6所述的460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，其特征在于，所述加热保温包括如下步骤：
连铸坯经加热炉中加热至1200~1250℃，保温1~3h，得到均热后的坯料。
9.根据权利要求6所述的460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧包括如下步骤：
对加热保温后的坯料进行粗轧，粗轧的开轧温度1120~1150℃，粗轧的终轧温度1034~1046℃。
10.根据权利要求6所述的460MPa级建筑结构用H型钢的制备方法，其特征在于，所述精轧包括如下步骤：
对粗轧后的坯料进行精轧，精轧的开轧温度为958~998℃，精轧的终轧温度854~913℃，累计压缩比不小于40%。
CN202110866733.3A 2021-07-29 2021-07-29 一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法 Active CN113637906B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110866733.3A CN113637906B (zh) 2021-07-29 2021-07-29 一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110866733.3A CN113637906B (zh) 2021-07-29 2021-07-29 一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113637906A CN113637906A (zh) 2021-11-12
CN113637906B true CN113637906B (zh) 2022-07-29

Family

ID=78418962

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110866733.3A Active CN113637906B (zh) 2021-07-29 2021-07-29 一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113637906B (zh)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4521258A (en) * 1981-10-31 1985-06-04 Nippon Steel Corporation Method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness
JP2002206136A (ja) * 2000-10-25 2002-07-26 Nippon Steel Corp 耐火性に優れた建築用鋼およびその製造法
CN109182701A (zh) * 2018-11-08 2019-01-11 南京钢铁股份有限公司 一种复合型抗震耐火建筑用钢及其制造方法
CN110527915A (zh) * 2019-09-25 2019-12-03 马鞍山钢铁股份有限公司 一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4521258A (en) * 1981-10-31 1985-06-04 Nippon Steel Corporation Method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness
JP2002206136A (ja) * 2000-10-25 2002-07-26 Nippon Steel Corp 耐火性に優れた建築用鋼およびその製造法
CN109182701A (zh) * 2018-11-08 2019-01-11 南京钢铁股份有限公司 一种复合型抗震耐火建筑用钢及其制造方法
CN110527915A (zh) * 2019-09-25 2019-12-03 马鞍山钢铁股份有限公司 一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113637906A (zh) 2021-11-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102240599B1 (ko) 고 내부식성 고강도 Al 함유 내후성 강판 및 그의 제조방법
JP4660250B2 (ja) 大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板
CN109628836B (zh) 一种高强度建筑结构用抗震耐火钢及其制备方法
JP5397363B2 (ja) 大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板
WO2023212972A1 (zh) 一种低屈强比易焊接耐候桥梁钢及其制造方法
CN111187990B (zh) 一种屈服强度500MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN113862558B (zh) 一种屈服强度700MPa级低成本高韧性高强调质钢及其制造方法
CN109652733B (zh) 一种690MPa级特厚钢板及其制造方法
CN113249641B (zh) 一种100～120mm Q460D特厚高强钢及其制备方法
CN113564463B (zh) 具有超低铁素体含量的奥氏体不锈钢坯及其制造方法
CN111304531B (zh) 一种屈服强度550MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN101928885A (zh) 抗硫化氢腐蚀管线用钢及其生产方法
CN111229827A (zh) 一种屈服强度450MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN114959418B (zh) 一种船用抗海水腐蚀疲劳高强钢及制造方法
CN111187977B (zh) 一种690MPa级抗震耐蚀耐火中厚板钢及其制造方法
CN114657472B (zh) 一种疲劳性能优异的船用超高强低温钢及制造方法
CN102644024A (zh) 一种低合金低屈强比海洋工程结构用钢及其生产方法
CN115386805A (zh) 一种低屈强比高韧性桥梁耐候钢及其制造方法
CN113528962B (zh) 耐蚀钢筋以及耐蚀钢筋的生产方法
WO2024082997A1 (zh) 一种屈服强度≥750MPa的低屈强比海工钢及其生产工艺
CN113637906B (zh) 一种460MPa级建筑结构用H型钢及其制备方法
CN111549297B (zh) 一种高强抗震耐候耐火耐低温易焊接h型钢的制备方法
CN111154962B (zh) 一种抗震耐蚀耐火钢及其制备方法
CN114717482A (zh) 一种低屈强比稀土钛耐候钢及其生产方法
CN114737125A (zh) 一种低屈强比稀土铌耐候钢及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant