專利名稱：含氧化物的耐火型鋼材料及用該材料制造軋制型鋼的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種用作建筑工程結(jié)構(gòu)部件時(shí)具有優(yōu)良耐火性和韌性的可控軋制型鋼。
由于建筑物的高度顯著增加及建筑設(shè)計(jì)技術(shù)的進(jìn)展等等，建筑部已經(jīng)重新審議建筑物的耐火設(shè)計(jì)，在1987年3月頒布了“新耐火設(shè)計(jì)法則”。在新法則中，舊法則中所做的限制，即應(yīng)采取防火措施使發(fā)生火災(zāi)時(shí)鋼材的溫度低于350℃的限制已被取消，并且可以確定一種適宜的防火方法，該方法取決于鋼材高溫強(qiáng)度和建筑物實(shí)際荷載之間的平衡。特別是，如果能保證600℃的設(shè)計(jì)高溫強(qiáng)度，則能相應(yīng)地降低防火要求。
為了適宜這種發(fā)展方向，日本未審查的專利公報(bào)(公開)No.2-77523提出一種在建筑物中使用時(shí)具有優(yōu)良耐火性能的低屈強(qiáng)比鋼和鋼材及其制造方法。這種在先申請(qǐng)的要點(diǎn)在于通過添加Mo和Nb來提高高溫強(qiáng)度，Mo和Nb的添加量應(yīng)使得600℃時(shí)的屈服點(diǎn)為室溫屈服點(diǎn)的70%或更多?；谶@種發(fā)現(xiàn)，已將鋼材的設(shè)計(jì)高溫強(qiáng)度規(guī)定為600℃時(shí)的強(qiáng)度，從由于添加合金元素增加鋼制造成本和達(dá)到防火要求的費(fèi)用之間的平衡來看，這是最有利的。
在先有技術(shù)中，對(duì)鋼進(jìn)行Al脫氣時(shí)，通過熔融過程在煉鋼的早期階段添加Al，進(jìn)行脫氧和所得Al2O3的浮選分離，從而精煉了鋼水。換句話說，其要點(diǎn)是如何降低鋼火的氧濃度和還原作為初始脫氧產(chǎn)物的氧化物。
本發(fā)明的基本原理不同于上述先有技術(shù)的原理。特別是，本發(fā)明的特征在于，用作為晶粒內(nèi)鐵素體變換核的細(xì)粒復(fù)合氧化物發(fā)生沉淀并通過調(diào)節(jié)脫氧過程而被利用。
本發(fā)明已將由上述先有技術(shù)制得的鋼用作型鋼的材料，特別是應(yīng)用于由于形狀復(fù)雜而受軋制成嚴(yán)格限制的H-型鋼，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在梁腹、凸緣和圓角各部位之間終軋溫度、壓縮率以及冷卻速率的差異導(dǎo)致其組織從一個(gè)部位到另一個(gè)部位之間有顯著差別，以致室溫強(qiáng)度、高溫強(qiáng)度、可延展性和韌性發(fā)生變化，某些部位滿足不了用于焊接結(jié)構(gòu)的軋制鋼的JISG3106規(guī)格。
為了解決上述問題，必須通過制鋼設(shè)備和軋制工藝改進(jìn)顯微組織，并提供一種制造可控軋制型鋼的方法，該型鋼在低成本高贏利性條件下具有優(yōu)良的材料特性、耐火性和韌性。
本發(fā)明的目的在于解決上述問題，本發(fā)明的要點(diǎn)如下①一種扁鋼錠，它按以下步驟制造將含有(按重量%)0.04-0.20%C、0.05-0.50%Si、0.4-2.0%Mn、0.3-0.7%Mo、0.003-0.015%N、0.04-0.20%V和0.005-0.025%Ti，其余是Fe以及不可避免的雜質(zhì)的鋼水進(jìn)行預(yù)脫氧處理，使溶解的氧濃度調(diào)節(jié)到0.003-0.015Wt%;添加金屬鋁或鐵鋁合金進(jìn)行脫氧以便使Al含量達(dá)到0.005-0.015Wt%，并滿足Al含量〔Al%〕和溶解的氧濃度〔O%〕之間相互關(guān)系的要求，該要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤0.006表示;使鋁-鈦復(fù)合氧化物以20個(gè)粒子/mm2或更多的數(shù)量在鋼中結(jié)晶和分散。
②一種扁鋼錠，它按以下步驟制造將含有(按重量%)0.04-0.20%C、0.05-0.50%Si、0.4-2.0%Mn、0.3-0.7%Mo、0.003-0.015%N、0.04-0.20%V和0.005-0.025%Ti以及還含有選自0.7%或更少的Cr、0.05%或更少的Nb、1.0%或更少的Ni、1.0%或更少的Cu、0.003%或更少的Ca和0.010%或更少的REM(稀土金屬)中至少一種元素、其余是Fe以及不可避免的雜質(zhì)的鋼水進(jìn)行預(yù)脫氧處理，使溶解的氧濃度調(diào)節(jié)到0.003-0.015Wt%;添加金屬鋁或鐵鋁合金進(jìn)行脫氧以便使Al含量達(dá)到0.005-0.015Wt%，并滿足Al含量〔Al%〕和已溶解的氧濃度〔O%〕之間相互關(guān)系的要求，該要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤0.006表示;使鋁-鈦復(fù)合氧化物以20個(gè)粒子/mm2或更多的數(shù)量在鋼中結(jié)晶和分散。
③一種含有氧化物的耐火可控軋制型鋼的制造方法，該方法包括以下步驟將含有(按重量%)0.04-0.20%C、0.05-0.50%Si、0.4-2.0%Mn、0.3-0.7%Mo、0.003-0.015%N、0.04-0.20%V和0.005-0.025%Ti、其余是Fe以及不可避免的雜質(zhì)的鋼水進(jìn)行預(yù)脫氧處理，使溶解的氧濃度調(diào)節(jié)到0.003-0.015Wt%;添加金屬鋁或鐵鋁合金進(jìn)行脫氧以便使Al含量達(dá)到0.005-0.015%Wt%，并滿足Al含量〔Al%〕和已溶解的氧濃度〔O%〕之間相互關(guān)系的要求，該要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤0.006表示;使鋁-鈦復(fù)合氧化物以20個(gè)粒子/mm2或更多的數(shù)量在鋼中結(jié)晶和分散;從而制得一種扁鋼錠;將該扁鋼錠再加熱到1，100-1，300℃溫度范圍;然后進(jìn)行初軋;在軋制步驟中的各軋制道次之間至少一次地先使所得扁鋼錠的表面層部分用水-冷卻到700℃或700℃以下，隨后在鋼表面返回過程中進(jìn)行軋制;在完成軋制后以1-30℃/秒的冷卻速率將軋制的鋼冷卻到650°-400℃;然后使冷卻的鋼靜置不動(dòng)。
④一種含有氧化物的耐火可控軋制型鋼的制造方法，該方法包括以下步驟將含有(按重量%)0.04-0.20%C、0.05-0.50%Si、0.4-2.0%Mn、0.3-0.7%Mo、0.003-0.015%N、0.04-0.20%V和0.005-0.025%Ti以及還含有選自于0.7%或更少的Cr、0.05%或更少的Nb、1.0%或更少的Ni、1.0%或更少的Cu、0.003%或更少的Ca和0.010%或更少的REM中至少一種元素、其余是Fe以及不可避免的雜質(zhì)的鋼水進(jìn)行預(yù)脫氧處理，使溶解的氧濃度調(diào)節(jié)到0.003-0.015Wt%;添加金屬鋁或鐵鋁合金以便使Al含量達(dá)到0.005-0.015Wt%，并滿足Al含量〔Al%〕和已溶解氧濃度〔O%〕之間相互關(guān)系的要求，該要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤0.006表示;使鋁-鈦復(fù)合氧化物以20個(gè)粒子/mm2或更多的數(shù)量在鋼中結(jié)晶和分散;從而制造一種扁鋼錠;將該扁鋼錠再加熱到1，100-1，300℃溫度范圍;然后進(jìn)行初軋;在軋制步驟中的各軋制道次之間至少一次地先使所得扁鋼錠的表面層部分用水-冷卻到700℃或700℃以下，隨后在鋼表面返回過程中進(jìn)行軋制;在完成軋制以后以1-30℃/秒的冷卻速度將軋制鋼冷卻到650-400℃;然后使冷卻的鋼靜置不動(dòng)。


圖1是從含有鋁-鈦基復(fù)合氧化物和沉淀物的復(fù)合物中成核的晶粒內(nèi)鐵素體(IGF)顯微組織的金相照片。
圖2是表示△Al%＝〔Al%〕-1.1〔0%〕和-5℃時(shí)卻貝沖擊值之間關(guān)系的曲線圖，其中，當(dāng)△Al%在本發(fā)明規(guī)定的-0.004-0.006%范圍內(nèi)時(shí)可得到高卻貝值。
圖3是表示晶粒內(nèi)鐵素體從含有鋁-鈦基復(fù)合氧化物和沉淀物的復(fù)合物中成核機(jī)理的示意圖。
圖4是用于實(shí)施本發(fā)明方法的設(shè)備配置的示意圖。
圖5是表示H-型鋼機(jī)械試驗(yàn)樣品的斷面形狀和取樣位置的圖形。
現(xiàn)在將詳細(xì)地?cái)⑹鰧?shí)現(xiàn)本發(fā)明的最好方式。
在溫度為700℃或700℃以下(約為鐵熔點(diǎn)的1/2)時(shí)鋼材的高溫強(qiáng)度的強(qiáng)化機(jī)理基本上與室溫時(shí)的情況相同，它取決于①鐵素體晶粒的細(xì)化，②合金元素加強(qiáng)了固溶作用，③硬化相加強(qiáng)了分散作用，④細(xì)沉淀物加強(qiáng)了沉淀作用，等等。通常，通過添加Mo或Cr加強(qiáng)沉淀和通過消除或抑制位錯(cuò)提高高溫時(shí)的抗軟化作用來實(shí)現(xiàn)增加高溫強(qiáng)度。然而，添加Mo或Cr將引起淬硬性的顯著增加，并使基材的(鐵素體+珠光體)組織轉(zhuǎn)變成貝氏體組織。當(dāng)含有能容易形成貝氏體組織的各種組分的鋼應(yīng)用于軋制型鋼時(shí)，特殊形狀會(huì)引起梁腹、凸緣和圓角各個(gè)部位之間的終軋溫度、壓縮率和冷卻速率產(chǎn)生差異，以致從一個(gè)部位到另一個(gè)部位的貝氏體比例有很大變化。結(jié)果，從一個(gè)部位到另一個(gè)部位各處的室溫強(qiáng)度、高溫強(qiáng)度、可延展性和韌性都各不相同，而且有些部位也滿足不了用于焊接結(jié)構(gòu)件的軋制鋼的要求。此外，添加這些元素將引起焊接接頭明顯硬化，這會(huì)降低韌性。
本發(fā)明的特點(diǎn)在于，通過調(diào)節(jié)鋼水的溶解氧濃度并結(jié)合添加作為脫氧元素Ti的工序，使含有Al(作為主要組分)和Ti、Mn、Si、Ca及REM元素的復(fù)合氧化物粒子呈分散狀態(tài)結(jié)晶;使MnS、TiN和V(C、N)呈含有作為晶核的復(fù)合氧化物粒子的復(fù)合物形式結(jié)晶和分散。在加速形成晶粒內(nèi)鐵素體的熱軋期間，這種粒子可作為優(yōu)先成核部位用于來自奧氏體晶粒內(nèi)部的晶粒內(nèi)鐵素體的轉(zhuǎn)換。結(jié)果，在經(jīng)受高溫精加工的圓角部位形成了晶粒內(nèi)鐵素體，以致能夠?qū)崿F(xiàn)抑制貝氏體形成和使鐵素體精細(xì)化。因而，本發(fā)明的特征在于，通過減少由于各部位之間終軋溫度和冷卻速率不同而引起的H-型鋼各部位之間貝氏體和鐵素體組織比例的差別，可以實(shí)現(xiàn)基材的機(jī)械特性均質(zhì)化，并借助于V的碳氮化物的沉淀作用加強(qiáng)而增強(qiáng)高溫強(qiáng)度。
現(xiàn)在將敘述已結(jié)晶的鋁-鈦基復(fù)合氧化物對(duì)形成晶粒內(nèi)鐵素體有效作用的方法。這種鋁-鈦基復(fù)合氧化物是一種具有若干陽離子空穴的結(jié)晶并被假定含有Al2O3TiO。在加熱和冷卻期間的r溫度范圍內(nèi)，這種鋁-鈦基復(fù)合氧化物通過固有的陽離子空穴將Al、Ti、Mn等從晶粒內(nèi)部擴(kuò)散到晶粒外殼上，在該處擴(kuò)散的Al、Ti、Mn等同在母基相中呈固溶體形態(tài)溶解的N和S結(jié)合，這將導(dǎo)致AlN、TiN和MnN優(yōu)先沉淀。由于進(jìn)一步冷卻使溫度降低將使V(C、N)在Ti2O3上沉積的ALN和TiN上優(yōu)先沉淀。TiN作為V(C、N)的優(yōu)先沉淀部位顯示出比AlN更好的效果。已沉淀的V(C、N)由于有α的晶格而具有高凝聚性，在由于形成γ/α核而產(chǎn)生的V(C、N)/α界面處降低表面能，并加速形成α核。V(C、N)在TiN上優(yōu)先沉淀是因?yàn)門iN和V(C、N)之間的關(guān)系，在該關(guān)系中它們彼此按任何比例以固溶體形式被溶解。圖1是從沉淀物實(shí)際成核的晶粒內(nèi)鐵素體顯微組織的光學(xué)金相照片(彩色腐蝕)。圖2是表示由實(shí)驗(yàn)室試驗(yàn)確定的△Al%＝〔Al%〕-1.1〔O%〕和-5℃時(shí)的卻貝沖擊值之間關(guān)系的曲線圖。由圖2可見，盡管當(dāng)△Al%在-0.004-0.006%范圍內(nèi)時(shí)獲得了高沖擊值，如果△Al%超過0.006%，則組織調(diào)節(jié)變得不完善，以致無法達(dá)到目標(biāo)沖擊值。
在圖3中以圖解方式表示了沉淀作用和α轉(zhuǎn)換的機(jī)理。本發(fā)明是基于上述新發(fā)現(xiàn)而提出的，并通過消除H-型鋼各個(gè)部位之間機(jī)械特性的差異使械機(jī)性能均勻化，同時(shí)使晶粒精細(xì)化以改進(jìn)沖擊性能。
這也完全符合于焊接熱影響區(qū)(在下文中稱為“HAZ”)的情況。特別是，HAZ被加熱到正好低于鐵的熔點(diǎn)溫度，奧氏體明顯粗化，這將導(dǎo)致組織的粗化，以致韌性顯著降低。因?yàn)榉稚⒃诒景l(fā)明鋼中的復(fù)合氧化物具有能形成針狀晶粒內(nèi)鐵素體的優(yōu)良性能，因而在HAZ部分內(nèi)的熱穩(wěn)定性也是優(yōu)良的，并且能借助于在焊接的冷卻期間使用作為晶核的復(fù)合氧化物粒子形成晶粒內(nèi)鐵素體組織而使組織顯著地精細(xì)化從而提高韌性。
現(xiàn)在將敘述對(duì)本發(fā)明鋼中的基本成分進(jìn)行限制的原因。
首先，C是作為一種用于提高鋼強(qiáng)度的成分而被添加。當(dāng)C含量低于0.04%時(shí)，不能提供用作結(jié)構(gòu)鋼所需要的強(qiáng)度。另一方面，如果C的添加量過多，當(dāng)超過0.20%時(shí)，將顯著損害基材的韌性，耐焊接破裂性、HAZ韌性等?；谏鲜鲈?，C含量的上限是0.20%。
Si是為確保基材的強(qiáng)度，進(jìn)行預(yù)脫氧以及達(dá)到其它目的所必需的。當(dāng)Si含量超過0.5%時(shí)，在熱處理過的織構(gòu)中形成一種硬組織的高碳馬氏體，以致韌性顯著降低。另一方面，當(dāng)它低于0.05%時(shí)，則形成不需要的Si基氧化物，因此Si的含量被限制在0.05-0.5%。
為了確保韌性，Mn的添加量應(yīng)該是0.4%或更高。從可容許的韌性和耐焊接時(shí)的破裂性觀點(diǎn)來看，Mn含量的上限是2.0%。
N對(duì)于VN和TiN的沉淀作用是一種極重要的元素。當(dāng)N含量為0.003%或更少時(shí)，TiN和V(C、N)的沉淀量是不足的，以致形成的鐵素體組織的數(shù)量是不能令人滿意的。而且，在這種情況下，也不可能確保600℃高溫時(shí)的強(qiáng)度。鑒于上述原因，N的含量被限制在高于0.003%。但N含量超過0.015%時(shí)，基材的韌性變壞，這會(huì)使得在連續(xù)澆鑄期間增加鋼錠的表面裂紋，因而，N含量被限制在0.015%或更低。
Mo是一種用于確保基材強(qiáng)度和高溫強(qiáng)度的元素。當(dāng)Mo含量低于0.3%時(shí)，即使借助于Mo的作用并結(jié)合V(C、N)的沉淀加強(qiáng)作用也不能保證滿意的高溫強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)Mo含量超過0.7%時(shí)，由于淬硬性過于增大，基材的韌性和HAZ韌性也會(huì)變壞。因此，Mo含量被限制在0.3-0.7%。
Ti是包含在鋁-鈦基氧化物中并具有增強(qiáng)晶粒內(nèi)鐵素體成核作用，同時(shí)，沉淀細(xì)微的TiN成為精細(xì)奧氏體，它有助于提高基材和焊接的韌性。鑒于上述原因，當(dāng)鋼的Ti含量為0.005%或更低時(shí)，氧化物的Ti含量變得如此不足以致降低了作為用于形成晶粒內(nèi)鐵素體晶核的氧化物的作用。因而Ti含量被限制在0.005%或更高。當(dāng)Ti含量超過0.025%時(shí)，過量的Ti形成TiC并引起沉淀硬化，這將顯著降低焊接熱影響區(qū)的韌性，因而Ti含量被限制在低于0.025%。
V以V(C、N)的形式沉淀，它是將晶粒內(nèi)的鐵素體成核使鐵素體精細(xì)化所必需的，同時(shí)也是確保高溫強(qiáng)度所必需的。當(dāng)V含量低于0.04%時(shí)，它不能以V(C、N)形式沉淀，因而不能達(dá)到上述效果。然而，V的添加量超過0.2%會(huì)導(dǎo)致V(C、N)的沉淀量過多，這將降低基材的韌性和焊接韌性。因而V含量被限制在0.05-0.2%。
作為不可避免的雜質(zhì)，P和S的含量沒有特別地限制。然而，由于它產(chǎn)會(huì)造成焊接裂紋，降低韌性以及由于固化離析所引起的其它不可避免的現(xiàn)象，應(yīng)當(dāng)盡可能地降低它們的含量。P和S的理想含量應(yīng)各自低于0.02%。
上述元素構(gòu)成本發(fā)明鋼的基本成分。為了提高基材的強(qiáng)度和改進(jìn)基材的韌性，本發(fā)明鋼還可含有選自Cr、Nb、Ni、Cu、Ca和REM中的至少一種元素。
Cr用于強(qiáng)化基材和改進(jìn)高溫強(qiáng)度。然而由于其添加量過多會(huì)不利于韌性和淬硬性，因而Cr含量的上限是0.7%。
Nb用于增加基材的韌性。然而，由于其添加量過多會(huì)不利于韌性和淬硬性，因而Nb含量的上限是低于0.05%。
Ni是用于增加基材韌性的極有效的元素。由于其添加量為1.0%或更高時(shí)會(huì)增加合金成本，因而是不利的，Ni含量的上限是1.0%。
Cu是一種用于強(qiáng)化基材和獲得耐氣候性的元素，從回火脆性，焊接裂紋和由消除應(yīng)力的退火而導(dǎo)致熱加工裂紋的觀點(diǎn)來看，Cu含量的上限是1.0%。
添加Ca和REM是為了防止UST缺陷和熱軋期間因MnS延伸而引起的韌性降低。它們形成高溫變形性低的Ca-O-S或REM-O-S而不是MnS，并可調(diào)節(jié)組成和摻雜物形式，以致即使在軋制時(shí)也不會(huì)象MnS那樣產(chǎn)生延伸。當(dāng)Ca和REM的添加量(重量)分別超過0.003Wt%和0.01Wt%時(shí)，形成大量的Ca-O-S和REM-O-S并變成粗晶夾雜，這將損害基材和焊縫的韌性，因而Ca和REM的含量分別被限制在0.003%或更低和0.01%或更低。
然后將含有上述成分的鋼水經(jīng)過預(yù)脫氧處理以調(diào)節(jié)溶解氧的濃度。調(diào)節(jié)溶解氧的濃度對(duì)精煉熔融金屬，同時(shí)使細(xì)氧化物分散在扁鋼錠之中都是十分重要的。將溶解氧的濃度調(diào)節(jié)在0.003至0.015Wt%范圍內(nèi)的原因是當(dāng)完成預(yù)脫氧后的〔O〕濃度低于0.003%時(shí)，作為用于形成晶粒內(nèi)鐵素體的晶核的氧化物(它促進(jìn)晶粒內(nèi)的鐵素體轉(zhuǎn)換)數(shù)量減少，晶粒不能精細(xì)化，因而達(dá)不到改進(jìn)韌性的目的。另一方面，當(dāng)〔O〕濃度超過0.015%時(shí)，即使其它方面的要求能滿足，但氧化物粗粒化，成為脆性破裂起源，并且韌性降低。鑒于上述原因，將完成預(yù)脫氧之后的〔O〕濃度限制在0.003至0.015Wt%。
預(yù)脫氧處理是通過真空脫氣和用Al和Si的脫氧作用進(jìn)行。這是因?yàn)檎婵彰摎馐侵苯映ヒ詺怏w和CO氣體形式包含在鋼水中的氧，而且Al和Si由于容易漂浮和除去由強(qiáng)脫氧劑Al和Si形成的氧化物基夾雜，因而用于精煉鋼水是極有效的。
然后，添加少量的Al，并進(jìn)行澆鑄以完成制鋼過程。在這方面，由于Al具有很強(qiáng)的脫氧能力，如果它的含量超過0.015%，則不會(huì)形成能促進(jìn)晶粒內(nèi)鐵素體轉(zhuǎn)換的復(fù)合氧化物。而且，過量的Al以固溶形式與N結(jié)合形成AlN，這將導(dǎo)致減少V(C、N)的沉淀量。鑒于上述原因，Al的含量被限制在0.015或更少。另一方面，當(dāng)Al含量低于0.005%時(shí)，則不能形成預(yù)期的含鋁復(fù)合氧化物，因此Al的含量被限制在0.005%或更多。在這方面，Al含量〔Al%〕與溶解的氧濃度〔O%〕(按重量%)之間，應(yīng)滿足由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤0.006表示出的相互關(guān)系，其原因如下。在此公式中，當(dāng)Al含量超過〔O〕濃度(按Wt%)過多時(shí)，復(fù)合氧化物的顆粒數(shù)目減少，而且形成了不能用作形成晶粒內(nèi)鐵素體的晶核的Al2O3，從而不能獲得精細(xì)織構(gòu)以致韌性降低。另一方面，當(dāng)Al含量過多地低于〔O〕濃度(按Wt%)時(shí)，在扁鋼錠中用作形成晶粒內(nèi)鐵素體晶核的復(fù)合氧化物顆粒的數(shù)目就不能超過本發(fā)明中所要求的20粒/mm2。因而，提出上述限制。存在于扁鋼錠中的氧化物顆粒數(shù)被限制在20粒/mm2或更多的原因是當(dāng)氧化物的顆粒數(shù)少于20粒/mm2時(shí)，形成晶粒內(nèi)鐵素體的晶核數(shù)目減少，以致鐵素體不可能精細(xì)。用X-射線顯微分析儀測量并規(guī)定顆粒的數(shù)目。在制鋼過程的后期添加Al，因?yàn)樵谠缙陔A段添加Al由于它具有高脫氧能力而會(huì)形成穩(wěn)定的Al2O3，以致不可能形成具有陽離子空穴的預(yù)期的復(fù)合氧化物。
然后將含有上述復(fù)合氧化物的扁鋼錠再加熱到溫度為1，100至1，300℃范圍。再加熱溫度被限制在上述范圍的原因如下。通過熱加工制造型鋼時(shí)，為有利于塑性變形，加熱至1，100℃或更高是必需的，而且為了利用V和Mo這些以固溶體形式充分溶解的元素提高高溫下的屈服點(diǎn)，所以再加熱溫度的下限應(yīng)為1，100℃。從加熱爐的性能和可贏利性的觀點(diǎn)來看，再加熱溫度的上限應(yīng)為1，300℃。
加過熱的鋼通過粗軋，中軋和精軋幾個(gè)步驟被軋制成型。按照本發(fā)明的方法，各軋制步驟的特征在于，在中軋步驟中一次或多次地在各軋道間的中軋機(jī)中，先將扁鋼錠的表面層部分冷卻到700℃或低于700℃，隨后在鋼的表面返回過程中進(jìn)行熱軋。進(jìn)行這一步驟的目的是為了通過各軋制道次之間的水冷卻能在從表面層部分至扁鋼錠內(nèi)部的方向賦予溫度梯度，以確保即使在低的軋制壓縮量條件下也能使加工處理穿透到鋼的內(nèi)部，同時(shí)也縮短了因低溫軋制而引起的在各軋制道次之間的等候時(shí)間以提高效率。水冷卻和往返軋制的重復(fù)次數(shù)取決于預(yù)期的軋制品的厚度，例如，H-型鋼情況下凸緣的厚度，以及當(dāng)厚度較大時(shí)，該步驟應(yīng)重復(fù)多次。使扁鋼錠表面層部分冷卻的溫度限制在700℃或700℃以下的原因是，由于在軋制之后進(jìn)行加速冷卻，來自通常γ溫度區(qū)域的冷卻導(dǎo)致待硬化的表面層部分形成硬化相，這將損害加工性，例如鉆孔性。特別是，在冷卻到700℃或低于700℃的情況下，因?yàn)棣?α轉(zhuǎn)換溫度一旦被破壞以及由于返回進(jìn)行下一次軋制時(shí)而使表面層部分的溫度增加，加工是在低溫γ或γ/α兩相共存溫度區(qū)域中進(jìn)行，這將有助于明顯降低淬硬性并防止由于加速冷卻而引起的表面層的硬化。
完成軋制后，以每秒1-30℃的冷卻速率將鋼材冷卻至650-400℃，其目的是抑制鐵素體的晶粒長大和增加珠光體的貝氏體組織的比例，以致能在低合金鋼中獲得目標(biāo)強(qiáng)度。加速冷卻被停止在650-400℃的原因如下。如果加速冷卻被截止在高于650℃的溫度，溫度是Ar1點(diǎn)或高于Ar1點(diǎn)，并且γ相部分地保留，因而不可能抑制鐵素體的晶粒長大和增加珠光體和貝氏體組織的比例。鑒于上述原因，停止加速冷卻的溫度限制在650℃或650℃以下。如果將加速冷卻一直進(jìn)行到溫度低于400℃，在后續(xù)的靜置步驟中，以過飽和固溶體形式溶于鐵素體相中的C和N不能以碳化物和氮化物的形式沉淀，因而使鐵素體相的延展性降低。因此，停止加速冷卻的溫度被限制在上述溫度范圍內(nèi)。
實(shí)施例根據(jù)實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)制取H-型鋼，制鋼過程為熔融，在真空脫氣期間使鋼進(jìn)行預(yù)脫氧處理，添加合金，測量鋼水的氧濃度，以相應(yīng)于氧量的數(shù)量添加Al，連續(xù)澆鑄鋼以制得厚度為250-300mm的扁鋼錠，將扁鋼錠進(jìn)行粗軋和圖4所示出的通用軋制。通過對(duì)位于通用中軋機(jī)4之前和之后并標(biāo)記5a的凸緣的內(nèi)和外表面反復(fù)噴淋冷卻來進(jìn)行各軋道之間的水冷卻并反向進(jìn)行軋制，完成軋制之后的加速冷卻是通過對(duì)位于精軋機(jī)6之后并標(biāo)記5b的凸緣和梁腹的噴淋冷卻來進(jìn)行。
在圖5所示凸緣2的板厚t2的中心(即1/2t2)，位于整個(gè)寬度(B)的1/4和1/2(即1/4B和1/2B)處取樣作為試驗(yàn)樣品;并在梁腹3的板厚的中心，位于梁腹高度H的1/2(即1/2H)處取樣作為試驗(yàn)樣品。測定這些位置的性質(zhì)是因?yàn)橥咕壍?/4F位置和梁腹的1/2W位置各自具有凸緣部分和梁腹部分的平均機(jī)械性能，而在凸緣的1/2F位置，機(jī)械性能最差，因此這三個(gè)位置體現(xiàn)了H-型鋼1的機(jī)械試驗(yàn)特性。
表1示出基于實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)的鋼材的化學(xué)組成(%)和扁鋼錠中鋁-鈦基復(fù)合氧化物的顆粒數(shù);表2示出軋制和加速冷卻條件和機(jī)械試驗(yàn)性能。對(duì)于所有樣品，軋制時(shí)的加熱溫度都是1，280℃，其原因如下所述。通常都知道降低加熱溫度能改進(jìn)機(jī)械性能，而高溫加熱條件被認(rèn)為能提供最低的機(jī)械性能值，因而這些最低數(shù)值能代表在較低加熱溫度下的性能。

表2(續(xù))
從表2可見，本發(fā)明的1＃-6＃鋼足以滿足600℃時(shí)的目標(biāo)高溫強(qiáng)度和基材強(qiáng)度要求(上述JISG3106)以及-5℃時(shí)的卻貝值為47(J)或更大。另一方面，在7＃、8＃和9＃對(duì)比鋼中，因?yàn)檫M(jìn)行常規(guī)的Al脫氧而沒有按照本發(fā)明采用復(fù)合氧化物的分散體系，并在軋制時(shí)或軋制后沒有實(shí)施加速冷卻處理，盡管基材的室溫強(qiáng)度和高溫強(qiáng)度能滿足建筑物的要求而且YP比為0.8或更低，但都不能得到精細(xì)化的組織和低合金，以致韌性降低，并且特別是在凸緣1/2板厚內(nèi)的1/2寬度部位的韌性達(dá)不到目標(biāo)值。在本發(fā)明中，可通過由于各軋制道次之間的水冷卻而使γ精細(xì)化從而防止了由于在完成軋制后的加速冷卻處理使凸緣的表面層部分硬化而降低可加工性的現(xiàn)象，而外側(cè)表面的表面硬度達(dá)到了240或更低的目標(biāo)維氏硬度(HV)。
也就是說，當(dāng)本發(fā)明所有要求(像表2內(nèi)列出的1＃-6＃型鋼板)都得到滿足時(shí)，就可以制造出耐火性和韌性優(yōu)良的軋制型鋼，即使在最難以滿足軋制型鋼機(jī)械性能要求的凸緣1/2板厚內(nèi)的1/2寬度部位，該型鋼也具有足夠的室溫和600℃時(shí)的高溫強(qiáng)度。當(dāng)然，本發(fā)明考慮的軋制型鋼并不局限于以上實(shí)施例中所述的H-型鋼，它還包括I-型鋼、角鋼、管道和厚度不等的不規(guī)則角鋼。
在本發(fā)明的軋制型鋼中，即使在最難以保證機(jī)械試驗(yàn)性能的在凸緣1/2厚度內(nèi)的1/2寬度部位處也能達(dá)到足夠的強(qiáng)度和韌性，它可以有效地實(shí)現(xiàn)具有優(yōu)良耐火性和韌性的可控冷軋型鋼的可控型鋼的在線生產(chǎn)，即使當(dāng)高溫性能和耐火材料的包覆厚度為先有技術(shù)的20%-50%時(shí)，該冷軋型鋼也能滿足防火性能要求，這有助于由于降低建造成本和縮短建造周期而明顯地降低成本，使工業(yè)效益，例如大型建筑工程的可靠性、安全性和贏利性的提高極為顯著。
權(quán)利要求
1.一種扁鋼錠，它按以下步驟制造將含有(按重量%)0.04-0.20%C、0.05-0.50%Si、0.4-2.0%Mn、0.3-0.7%Mo、0.003-0.015%N、0.04-0.20%V和0.005-0.025%Ti，其余是Fe以及不可避免的雜質(zhì)的鋼水進(jìn)行預(yù)脫氧處理，使溶解的氧濃度調(diào)節(jié)到0.003-0.015Wt%；添加金屬鋁或鋁合金進(jìn)行脫氧以便使Al含量達(dá)到0.005-0.015Wt%，并滿足Al含量[Al%]和溶解的氧濃度[O%]之間相互關(guān)系的要求，該要求由公式-0.004≤[Al%]-1.1[O%]≤0.006表示；使鋁-鈦復(fù)合氧化物以20個(gè)粒子/mm2或更多的數(shù)量在鋼中結(jié)晶和分散。
2.一種扁鋼錠，它按以下步驟制造將含有(按重量%)0.04-0.20%C、0.05-0.50%Si、0.4-2.0%Mn、0.3-0.7%Mo、0.003-0.015%N、0.04-0.20%V和0.005-0.025%Ti以及還含有選自0.70%或更少的Cr、0.05%或更少的Nb、1.0%或更少的Ni、1.0%或更少的Cu、0.003%或更少的Ca和0.010%或更少的REM中至少一種元素、其余是Fe以及不可避免的雜質(zhì)的鋼水進(jìn)行預(yù)脫氧處理，使溶解的氧濃度調(diào)節(jié)到0.003-0.015Wt%;添加金屬鋁或鐵鋁合金進(jìn)行脫氧以便使Al含量達(dá)到0.005-0.015Wt%，并滿足Al含量〔Al%〕和溶解的氧濃度〔O%〕之間相互關(guān)系的要求，該要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤0.006表示;使鋁-鈦復(fù)合氧化物以20個(gè)粒子/mm2或更多的數(shù)量在鋼中結(jié)晶和分散。
3.一種含有氧化物的耐火可控軋制型鋼的制造方法，該方法包括以下步驟將含有(按重量%)0.04-0.20%C、0.05-0.50%Si、0.4-2.0%Mn、0.3-0.7%Mo、0.003-0.015%N、0.04-0.20%V和0.005-0.025%Ti、其余是Fe以及不可避免的雜質(zhì)的鋼水進(jìn)行預(yù)脫氧處理，使溶解的氧濃度調(diào)節(jié)到0.003-0.015Wt%;添加金屬鋁或鐵鋁合金進(jìn)行脫氧以便使Al含量達(dá)到0.005-0.015Wt%，并滿足Al含量〔Al%〕和溶解的氧濃度〔O%〕之間相互關(guān)系的要求，該要求由公式-0.04≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤0.006表示;使鋁-鈦復(fù)合氧化物以20個(gè)粒子/mm2或更多的數(shù)量在鋼中結(jié)晶和分散;從而制得一種扁鋼錠;將該扁鋼錠再加熱到1，100-1，300℃溫度范圍;然后進(jìn)行初軋;在軋制步驟中的各軋制道次之間至少一次地先將所得扁鋼錠的表面層部分經(jīng)水-冷卻到700℃或700℃以下，隨后在鋼表面返回過程中進(jìn)行軋制;在完成軋制后以1-30℃/秒的冷卻速率將已軋制的鋼冷卻到650°-400℃;然后使冷卻的鋼靜置不動(dòng)。
4.一種含有氧化物的耐火可控軋制型鋼的制造方法，該方法包括以下步驟將含有(按重量%)0.04-0.20%C、0.05-0.50%Si、0.4-2.0%Mn、0.3-0.7%Mo、0.003-0.015%N、0.04-0.20%V和0.005-0.025%Ti以及還含有選自0.7%或更少的Cr、0.005%或更少的Nb、1.0%或更少的Ni、1.0%或更少的Cu、0.003%或更少的Ca和0.010%或更少的REM中至少一種元素、其余是Fe以及不可避免的雜質(zhì)的鋼水進(jìn)行預(yù)脫氧處理，使溶解的氧濃度調(diào)節(jié)到0.003-0.015Wt%;添加金屬鋁或鐵鋁合金進(jìn)行脫氧以便使Al含量達(dá)到0.005-0.015Wt%，并滿足Al含量〔Al%〕和溶解的氧濃度〔O%〕之間相互關(guān)系的要求，該要求由公式-0.004≤〔Al%〕-1.1〔O%〕≤0.006表示;使鋁-鈦復(fù)合氧化物以20個(gè)粒子/mm2或更多的數(shù)量在鋼中結(jié)晶和分散;從而制得一種扁鋼錠;將該扁鋼錠再加熱到1，100-1，300℃溫度范圍;然后進(jìn)行初軋;在軋制步驟中的各軋制道次之間至少一次地先將所得扁鋼錠的表面層部分經(jīng)水-冷卻到700℃或700℃以下，隨后在鋼表面返回過程中進(jìn)行軋制;在完成軋制后以1-30℃/秒的冷卻速率將已軋制的鋼冷卻到650℃-400℃;然后使已冷卻的鋼靜置不動(dòng)。
全文摘要
可以在線方式制造一種用作建筑構(gòu)件時(shí)具有優(yōu)良耐火性和韌性的型鋼。在制鋼過程中通過預(yù)脫氧處理調(diào)節(jié)鋼水的氧濃度以制取一種具有預(yù)定組分的鋼以后，用少量的Al對(duì)該鋼進(jìn)行最終脫氧以提供一種含有能形成晶粒內(nèi)鐵素體的復(fù)合氧化物(呈分散狀態(tài))的扁鋼錠。然后進(jìn)行處理，它包括在各軋制道次之間的水冷卻和熱軋后的加速冷卻以獲取精細(xì)組織和低合金鋼，從而提高室溫和高溫強(qiáng)度及韌性。
文檔編號(hào)B22D11/10GK1084580SQ9311739
公開日1994年3月30日 申請(qǐng)日期1993年9月24日 優(yōu)先權(quán)日1992年9月24日
發(fā)明者山本廣一, 吉田卓, 渡邊和夫 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社