CN1789468A

CN1789468A - 一种抗高温蠕变炉壳材料及其制备方法

Info

Publication number: CN1789468A
Application number: CN 200510130041
Authority: CN
Inventors: 李爱军; 吴凯; 黄超; 赵强; 牟世学; 张龙; 于相龙; 沈国强; 曾伟; 施卫忠; 符寒光; 陈德亮; 张金良; 郭逸华
Original assignee: Beijing Research Institute Of Metallurgical Equipment China Metallurgical Const; Shanghai Meishan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Beijing Research Institute Of Metallurgical Equipment China Metallurgical Const; Shanghai Meishan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2005-12-12
Filing date: 2005-12-12
Publication date: 2006-06-21
Anticipated expiration: 2025-12-12
Also published as: CN100366777C

Abstract

本发明属于冶金领域，特别涉及冶金炉炉壳用钢。本发明一种抗高温蠕变炉壳材料的具体化学成分(重量％)为：C 0.04～0.20％，Mn 0.60～2.00％，Si≤0.8％，W 0.01～0.20％，Mo 0.01～0.10％，V 0.01～0.05％，Ti0.01～0.05％，Nb 0.01～0.05％，N 0.02～0.08％，Ce 0.03～0.10％，Al 0.01～0.07％，Mg 0～0.08％，Ca 0～0.08％，Zr 0.01～0.05％，B 0.001～0.004％，S≤0.01％，P≤0.02％，余Fe。其中0.16％≤2Mo+W≤0.40％，0.03％≤V+Ti≤0.08％，0.03％≤Mg+Ca≤0.10％。本发明所述的制造方法，其工艺步骤包括冶炼、浇铸、轧制。冶炼包括炼钢炉冶炼和炉外精炼，浇铸在板坯连铸机进行连铸，浇铸后对板坯进行热轧，随后进行正火处理。用本发明制造的炉壳材料用于大型转炉上，具有焊接性能好，抗高温蠕变性能佳等优点，可以明显减少炉壳变形，延长炉壳使用寿命，具有很好的经济效益。

Description

一种抗高温蠕变炉壳材料及其制备方法

技术领域：

本发明属于冶金领域，特别涉及冶金炉炉壳用钢。

背景技术：

随着炼钢技术的发展，生产节奏不断加快，钢水出钢温度升高，加之高导热率的镁碳砖广泛使用，引起转炉及其它冶金炉炉壳温度的升高，导致冶金炉，特别是转炉不同程度地出现了炉壳蠕变变形，致使炉壳使用寿命缩短。

在现有技术中，为提高冶金炉炉壳蠕变变形抗力，延长冶金炉炉壳的使用寿命，国际上采用了两种不同的技术路线：一是强化对炉壳的冷却条件，降低炉壳工作温度，防止炉壳变形；二是研制抗蠕变性能优异的冶金炉炉壳用钢。

强化炉壳的冷却条件，降低炉壳工作温度，是解决炉壳变形的重要手段，随着炉壳温度的降低，可以有效地抑制炉壳的变形。中国专利CN2548097公开了转炉炉壳空气强制冷却装置，该装置包括风机、进风通道、托圈、风冷总管、冷却器和相应管道。冷风经冷却器直接喷到炉壳的外表上，对冶金炉炉壳直接进行冷风垂直喷射冷却。由于垂直喷射冷却的冷却系数是传统的简单风冷的5倍左右，故可大大提高冶金炉炉壳的冷却效果，有效降低冶金炉炉壳过高的工作温度，达到减缓炉壳变形，有效延长冶金炉炉壳使用寿命的目的。但该装置结构复杂，不仅设备投资大，而且维护困难。另外，应英国钢铁联合公司的要求，英国戴维冶金设备公司开发了Hi-vap冷却技术，并于1989年首次将Hi-vap冷却技术应用于英钢联斯肯索普厂的1号转炉(315t)，该技术明显降低了炉壳工作温度，延长了转炉炉壳使用寿命(Goodman N J and Brown D.Development of the Hi-vap BOF cooling system，Iron and Steel Engineer，1993，70(11)：52-55)。它的不足之处是设备和技术复杂，且投资大。

在改善炉壳冷却条件基础上，进一步改善炉壳材质耐热性能，特别是提高炉壳材质抗热蠕变性能，也是减轻炉壳变形，提高炉壳寿命的重要措施。为此，不少厂家进行了壳炉用钢新钢种的研究。日本专利JP11291085-A公开了一种具有良好的抗高温蠕变的高强度铁素体钢，其具体化学组成如下(wt％)：0.03-0.12C，0.03-1.00Si，0.5-3.0Mn，8.0-13.0Cr，1.5-2.5W，0.05-0.35V，0.01-0.15Ti，0.02-0.06N，0.20-1.00Ta或0.05-2.0Hf，＜0.1Ni，＜0.005B，＜0.015P和S，＜0.010O。这种材料由于含有较多的铬和钨，使钢的生产成本增加。日本专利JP2004107719-A还公开了一种抗高温蠕变多元低合金耐热钢，其具体化学组成(重量％)如下：0.03-0.1C，＜0.1Si，0.001-0.3Mn，＜0.02P，＜0.008S，0.4-1.5Cr，0.25-1Mo，0.03-0.15V，0.001-0.07Nb，0.001-0.3Ni，0.001-0.02Ti，0.0001-0.006B，0.0001-0.03Nd，＜0.01Al，＜0.006N，＜0.005O，余Fe。这种材料中含有较多价格昂贵的钼，用于制备炉壳时，会使炉壳成本增加。中国发明专利CN1414130公开了一种兼顾高温蠕变与韧性的Fe-Cr-Ni基铸造合金组合物及其制造方法，其化学成分(wt％)为：0.03-0.2C；0.1-1.0Si；0.2-1.2Mn；20-23Cr；30-35Ni；0.8-1.2Nb；0.02-0.3Zr；0.03-0.3Ti；0.01-0.2RE，RE为La、Y或Ce中的一种或一种以上；余量为Fe和不可避免的杂质。该发明以其能够形成复杂的(Nb，Ti，Zr)C并且是细小、弥散分布碳化物和组织致密的宏观、微观结构为特征，具有良好的高温抗蠕变、抗热冲击性能和良好的韧性。可用于转炉的热壁集合管以及炉内、外需要良好韧性且高温工作条件下的各种部件。由于含有较多价格昂贵的镍、铬合金，用于制备炉壳成本太高。目前大型转炉炉壳常用材料有16MnR、SM400C和SM400ZL等低合金结构钢(王隆寿，宝钢300吨转炉炉壳更换中的新技术应用，宝钢技术，2001(5)：48～50)。它们具有较高的强度、较好的焊接性能和耐开裂性能，但是其抗热蠕变的性能较差。使用过程中，炉壳材料的热蠕变变形较大。

发明内容：

本发明的目的在于提供一种抗蠕变变形性能优异，能显著提高冶金炉炉壳使用寿命的抗高温蠕变炉壳材料及其制备方法。

由于冶金炉炉壳一般是在280～470℃的温度和较大的热应力作用下长期工作，最终炉壳易发生严重蠕变变形和材质性能恶化。为满足炉壳恶劣的工作环境，炉壳材料应具备以下要求：1、应具备优良的耐蠕变变形性能；2、应具有较高的高温强度；3、应在使用初期韧性高，使用过程中脆化率低；4、应具有良好的焊接性能。为了确保冶金炉炉壳具有很好的使用性能，满足其长寿命的要求，根据现代低合金钢微合金化理论，本发明抗高温蠕变炉壳材料在C-Mn合金系基础上加入了Ce、Nb、N、Al、Zr、B、V和Ti与Ca和(或)Mg等微合金元素，达到多元强化的目的，同时为提高其热强性加入了一定量的Mo和W。工艺上采用控制轧制和正火处理工艺，确保了厚截面铁素体晶粒组织的细化和均匀分布，进一步提高了屈服强度和韧性。

针对上述目的，本发明一种抗高温蠕变炉壳材料的具体化学成分(重量％)为：C 0.04～0.20，Mn 0.60～2.00，Si≤0.8，W 0.01～0.20，Mo 0.01～0.10，V 0.01～0.05，Ti 0.01～0.05，Nb 0.01～0.05，N 0.02～0.08，Ce 0.03～0.10，Al 0.01～0.07，Mg 0～0.08，Ca 0～0.08，Zr 0.01～0.05，B 0.001～0.004，S≤0.01，P≤0.02，余Fe。其中，0.16≤2Mo+W≤0.40，0.03≤V+Ti≤0.08，0.03≤Mg+Ca≤0.10。

化学成分设计依据如下：

碳：固溶于铁素体中具有明显强化基体的作用，使钢的强度大幅度提高，特别能够提高室温和高温屈服强度，但碳含量过高，则韧性降低且焊接性能恶化，因此将碳含量控制在0.04％～0.20％。

锰：锰是炉壳材料中的主要合金元素，锰扩大钢的奥氏体区，降低相变点，明显改善钢的淬透性。在热变形过程中，锰还延迟低碳钢形变强化相变的进行，锰含量提高，完成相变所需总应变相应提高，形变强化铁素体转变时间延长，应变提高，通过形变强化相变，易于获得微细等轴铁素体。另外，锰还可以改善钢的热加工性能。但锰含量过高，会增加钢的生产成本，因此将锰含量控制在0.60％～2.00％。

硅：硅具有脱氧和强化基体的作用，提高钢的强度，硅固溶于基体易促使基体脆化，因此将硅含量控制在0.8％以下。

钨和钼：钨和钼固溶于钢中可以明显改善钢的高温性能，特别是可以明显提高钢的抗高温蠕变性能，但加入量过多，将明显降低钢的塑性和韧性，也降低焊接性能，还增加钢的生产成本，因此将钨含量控制在0.01～0.20％，钼含量控制在0.01～0.10％，且0.16％≤2Mo+W≤0.40％。

钒、钛、锆、铝、氮、铌：钢中加入适量钒、钛、铌和锆，可以与碳、氮形成化合物，铝可以与氧形成化合物，这些元素所形成的化合物有明显阻止高温加热时晶粒长大的作用，提高钢的强度并改善钢的韧性。另外，铌具有提高变形诱导相变温度，扩大变形诱导相变的变形区的作用，钢中加入适量铌更容易获得超细晶铁素体，改善钢的强韧性。但加入量过多时，钢中形成过多的化合物且化合物粗大，明显降低钢的韧性，因此，合适的钒含量是0.01～0.05％，合适的钛含量是0.01～0.05％，且0.03％≤V+Ti≤0.08％，合适的锆含量是0.01～0.05％，合适的铝含量是0.01％～0.07％，合适的氮含量是0.02％～0.08％，合适的铌含量是0.01％～0.05％。

铈：铈加入钢中具有脱硫、除气的作用，同时铈与液态金属反应生成的细小粒子，具有加速凝固的形核作用，铈元素的这些特性能细化钢的晶粒，限制树枝晶偏析，减轻钢中元素偏析，提高钢的综合机械性能。铈加入量过多，反而使钢中夹杂物增多，降低钢的强度和韧性，合适的铈加入量是0.03％～0.10％。

硼：微量硼能使钢的淬透性显著提高。主要原因是奥氏体在淬火冷却过程中硼原子偏聚于晶界上，降低晶界能，抑制了铁素体的形核，推迟铁素体的形成，同时晶界上的硼原子也阻滞晶界原子的扩散，使铁素体在晶界上扩散形核减缓，从而增加淬透性。硼还有消除钢的回火脆性的作用，这与钢中加硼后，生成BN，使N原子不能在300℃左右扩散到位错附近，避免对位错的钉扎作用有关。但硼在钢中溶解度很低，加入量过多，将导致钢的韧性降低，因此将其加入量控制在0.001％～0.004％。

镁和钙：镁与硫、氧有极大的亲合力，可发生剧烈的冶金反应，去除钢中的氧和硫，减少钢中的氧化物和硫化物夹杂。当脱氧、脱硫产物中的部分MgO和MgS来不及上浮至钢液表面而排除时，凝固后便成为钢中夹杂。钢液凝固时，首先形成MgO，它可作为随后凝固的MgS、MnS和其它夹杂的核心。由于MgO在钢液中特别分散，因此镁可改变钢中夹杂物的类型、数量、大小、形态和分布。适量的镁可使钢中夹杂物变得细小、分散。原原尺寸大、长条状的MnS夹杂被尺寸小、近球形的MgO、含MgO复合夹杂和MgS.MgO复合夹杂所取代，因而提高了夹杂物与基体抵抗裂纹形成与扩展的能力，改善钢的韧性。镁加入量过多不仅造成镁的浪费，而且由于反应过于剧烈，将使上浮到钢液表面的MgO、MgS等夹杂重新卷入钢液中，对钢的性能产生不利影响。钙与氧有很大的亲合力，钙的脱氧能力很强，钙对钢水有很好的除气效果。钙还对钢中夹杂物的变质具有显著作用，加入适量钙可将钢中的长条状硫化物夹杂转变为球状的CaS或(Ca，Mn)S夹杂，适量钙还显著降低硫在晶界的偏聚，钙对降低钢的脆性和提高钢板铸造时抗热裂性是十分有益的。加入过多的钙将使钢中夹杂物增多，对钢的韧性提高不利，本发明将镁含量控制在0～0.08％，钙含量控制在0～0.08％，且0.03％≤Mg+Ca≤0.10％。

不可避免的微量杂质是原料中带入的，其中有磷和硫，均是有害元素，为了保证炉壳材料的强度、韧性和高温性能，将磷含量控制在0.02％以下，硫含量控制在0.01％以下。

本发明冶金炉炉壳用钢的制造方法，其工艺步骤包括冶炼、浇铸、轧制和正火处理。

(1)冶炼

冶炼包括炼钢炉冶炼和炉外精炼：

①炼钢炉冶炼在电炉中进行，在电炉熔炼时，先将普通废钢、钼铁、钨铁和铌铁加入炉中加热熔化，钢水熔清后加入硅铁和锰铁合金化和预脱氧；预脱氧后，立刻进行扒渣并调整成分，成分合格后将温度升至1620～1680℃，加入占钢水重量0.08％～0.30％的铝脱氧和微合金化，并加入钛铁、钒铁、含氮锰铁和硼铁，而后出钢，出钢温度为1630～1690℃。

出钢前，将镁、钙、锆和铈放置于钢包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理。采用电炉冶炼，容易控制成分，操作简便。

②炉外精炼在LF炉中进行，保证吹氩时间，吹氩时间大于15min；吹氩可以明显减少钢液中气体和夹杂物含量。

(2)浇铸

浇铸在板坯连铸机上进行，连铸成板坯，钢水浇注温度为1510～1550℃，浇注速度1.0～1.8m/min；采用连铸方法浇注钢坯，效率高，可以减少轧钢道次，提高效率并降低能耗。

(3)轧制

将连铸板坯置于加热炉中，将连铸板坯加热至1000～1180℃，并保温1～5小时，然后进行热轧，将板坯轧制成厚度为20～120mm的钢板。

(4)正火处理

将上述钢板放入加热炉，将钢板加热至820～1020℃，保温2～10小时，随后空冷，正火处理然后在精整机上将钢板加工至规定尺寸。

进行正火处理可实现奥氏体化，使成分和组织均匀化，可以防止钢板变形，并使组织和性能均匀，获得满足炉壳使用要求的钢板材料。

采用本发明所述的制造方法，生产的冶金炉炉壳材料综合机械性能优异。其抗拉强度达到530～560MPa，屈服强度达到370～430MPa，延伸率达到30％～36％，0℃纵向夏比V型冲击功为188～274J，抗层状撕裂性能要求的Z向断面收缩为30％～63％，650℃时，在200MPa应力下的持久断裂时间大于15小时。钢板的180°横向冷弯(d＝3a，B＝35mm)完好，没有出现裂纹等缺陷。而且具有较好的高温性能，350℃高温屈服强度达到270～310MPa。

与现有技术相比，本发明具有如下优点：

①本发明是在C-Mn合金系基础上加入了Ce、Nb、N、Al、Zr、B以及V和(或)Ti与Ca和(或)Mg等微合金元素，达到多元强化的目的，所得钢材的金相组织以细小的铁素体为主，含有5％～15％残留奥氏体，使材料具有优异的综合机械性能。

②本发明制造的炉壳材料含有提高高温强度元素W、Mo等，使高温性能明显改善。

③本发明生产的冶金炉炉壳材料用于大型转炉上，具有焊接性能好，抗高温蠕变性能佳等优点，可以明显减少炉壳变形，延长炉壳使用寿命，具有很好的经济效益。

④本发明所述的制造方法均采用常规的钢铁生产装备，且工艺简单，故生产成本低，生产维护方便。

下面结合实施例对本发明作进一步详述：

具体实施方式：

实施例

根据本发明所述的制造方法，在45吨直流电弧炉上冶炼3炉本发明所述的炉壳材料，3炉钢的化学成分如表1所示。将炉料加入炉中混合加热熔化，钢水熔清后加入硅铁和锰铁合金化和预脱氧；炉前调整成分合格后将温度升至相应温度，并加入相应量的铝，进行脱氧和微合金化，并加入钒铁、钛铁、含氮锰铁和硼铁，而后出炉；成分合格后脱氧剂铝的加入量和铝加入前的温度列入表2中。

将钙、镁、锆和铈放置于钢包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；然后将钢水加入LF炉中，进行炉外精炼，吹氩时间也列入表2中。

钢水出炉后在板坯连铸机上浇注成板坯，钢水浇注温度和浇注速度如表2所示。

将连铸板坯重新加热，并保温一定时间后，在4200mm轧机上进行轧制，4200mm轧机配有激光测厚仪和AGC厚度自动控制系统，可以精确控制厚度公差和板形，厚度公差可以控制在-0.3～+0.5mm，钢板的不平度可控制在3mm/m以下。轧后通过ACC系统控制钢板的冷却速度，防止再结晶晶粒长大。钢板热轧加工后的厚度是60mm～70mm。板坯加热温度、保温时间和开轧温度列入表2中。

将最终轧制的热轧钢板取样，并分批加热至不同温度和不同的保温时间后空冷，进行正火处理，然后在精整机上加工至规定尺寸。正火处理的温度和保温时间如表3所示。

最后对经正火处理的钢板取样，进行力学性能试验，试验结果列入表4中。

将实施例炉号1的成品钢板用作大型转炉炉壳材料进行工业试验，结果如下：

由于本发明炉壳材料成分和组织分布均匀，组织中夹杂物量少，组织细小、致密，力学性能好。另外还具有良好的成型性和焊接性能，焊后残余应力小。使用一年后的测试结果表明，在相同使用条件，本发明材料制备的转炉炉壳的变形量比传统炉壳材料减少25％～32％，说明本发明炉壳材料具有良好的抗高温蠕变能力，用于大型转炉炉壳，可以明显延长转炉炉壳使用寿命，具有很好的经济效益。

表1 实施例钢种的化学成分(重量％)

炉号	C	Mn	Si	Mo	W	V	Ti	Nb	N
炉号	C	Mn	Si	Mo	W	V	Ti	Nb	N	1	0.11	1.18	0.21	0.09	0.05	0.04	0.02	0.04	0.04
2	0.08	1.35	0.39	0.05	0.17	0.02	0.04	0.03	0.05	1	0.11	1.18	0.21	0.09	0.05	0.04	0.02	0.04	0.04
2	0.08	1.35	0.39	0.05	0.17	0.02	0.04	0.03	0.05	3	0.10	1.27	0.31	0.07	0.10	0.03	0.02	0.03	0.04

续表1

炉号	Ce	Al	Mg	Ca	Zr	B	P	S	Fe
炉号	Ce	Al	Mg	Ca	Zr	B	P	S	Fe	1	0.05	0.04	-	0.07	0.02	0.002	0.006	0.013	余
2	0.07	0.02	0.03	0.06	0.03	0.003	0.008	0.017	余	1	0.05	0.04	-	0.07	0.02	0.002	0.006	0.013	余
2	0.07	0.02	0.03	0.06	0.03	0.003	0.008	0.017	余	3	0.06	0.03	0.04	0.05	0.02	0.03	0.007	0.015	余

表2 实施例冶炼、浇铸和热轧有关参数

炉号	加铝前钢水温度/℃	加铝量wt％	吹氩时间min	钢水浇注		热轧板坯加热		热轧开轧温度℃
				钢水浇注		热轧板坯加热			温度℃	速度m/min	温度℃	时间h
				1	1670	0.20	19		温度℃	速度m/min	温度℃	时间h	1520	1.7	1130	3.0	1105
2	1660	0.15	17	1	1670	0.20	19	1535	1.2	1150	2.2	1117	1520	1.7	1130	3.0	1105
2	1660	0.15	17	3	1650	0.18	18	1535	1.2	1150	2.2	1117	1530	1.5	1140	2.5	1110

表3 实施例钢板试样的正火处理参数

表4 实施例钢板试样的力学性能测试结果

炉号	批号	规格mm	σ_sMPa	σ_bMPa	δ％	A_KV，J0℃，纵向	Zz％	350℃σ_s/MPa	抗高温蠕变性能/h
炉号	批号	规格mm	σ_sMPa	σ_bMPa	δ％	A_KV，J0℃，纵向	Zz％	350℃σ_s/MPa	抗高温蠕变性能/h	1	27	70	370	550	34	274	32	310	15.3
28	70	420	550	32	262	30	285	15.6			27	70	370	550	34	274	32	310	15.3
28	70	420	550	32	262	30	285	15.6	29		70	385	530	36	240	35	290	15.5
30	70	430	560	30	250	54	275	15.1	29		70	385	530	36	240	35	290	15.5
30	70	430	560	30	250	54	275	15.1	2		05	60	385	535	34	256	63	270	15.2
06	60	410	540	36	188	61	280	15.8			05	60	385	535	34	256	63	270	15.2
06	60	410	540	36	188	61	280	15.8		07	60	430	560	30	250	54	275	15.4
08	60	392	530	35	244	59	285	15.5		07	60	430	560	30	250	54	275	15.4
08	60	392	530	35	244	59	285	15.5		3	11	70	424	548	35	248	54	282	15.1

注：抗高温蠕变性能用650℃时，在200MPa应力下的持久断裂时间来评定。

Claims

1.一种抗高温蠕变炉壳材料，其特征在于其化学成分(重量％)为：C 0.04～0.20％，Mn 0.60～2.00％，Si≤0.8％，W 0.01～0.20％，Mo 0.01～0.10％，V 0.01～0.05％，Ti 0.01～0.05％，Nb 0.01～0.05％，N 0.02～0.08％，Ce0.03～0.10％，Al 0.01～0.07％，Mg 0～0.08％，Ca 0～0.08％，Zr 0.01～0.05％，B0.001～0.004％，S≤0.01％，P≤0.02％，余Fe，而且满足以下关系：0.16％≤2Mo+W≤0.40％，0.03％≤V+Ti≤0.08％，0.03％≤Mg+Ca≤0.10％。

2.一种权利要求1所述的冶金炉炉壳用钢的制造方法，其特征在于其工艺步骤包括冶炼、浇铸、轧制、正火处理：

(1)冶炼

冶炼包括炼钢炉冶炼和炉外精炼：

①炼钢炉冶炼在电炉中进行，在电炉中冶炼时，先将普通废钢、钼铁、钨铁和铌铁加入炉中加热熔化，钢水熔清后加入硅铁和锰铁合金化和预脱氧；预脱氧后，立刻进行扒渣并调整成分，成分合格后将温度升至1620～1680℃，加入占钢水重量0.08％～0.30％的铝脱氧和微合金化，并加入钛铁、钒铁、含氮锰铁和硼铁，而后出钢，出钢温度为1630～1690℃。出炉前，将镁、钙、锆和铈放置于钢包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理。

②炉外精炼在LF炉中进行，吹氩时间大于15min。

(2)浇铸

浇铸在板坯连铸机上进行，连铸成板坯，钢水浇注温度为1510～1550℃，浇注速度1.0～1.8m/min。

(3)轧制

将连铸板坯置于加热炉中，加热至1000～1180℃，并保温1～5小时，然后进行热轧，将板坯轧制成厚度为20～120mm的钢板。

(4)正火处理

将上述钢板放入加热炉，将钢板加热至820～1020℃，保温2～10小时，随后空冷，然后在精整机上将钢板加工至规定尺寸。