一种抗震耐火钢及其制备方法与流程

本发明属于建筑结构用钢技术领域，尤其涉及一种抗震耐火钢及其制备方法。

背景技术：

超高强度建筑结构用钢同时满足屈服强度≥690mpa、屈强比≤0.85、断后伸长率≥18％具有较大的技术难度，现有工艺通常采用热轧直接淬火+两相区临界热处理的工艺方式，热轧直接淬火获得以马氏体为主的组织，热处理高温态获得纳米第二相预析出增强的高温回火马氏体和一定量的逆转变奥氏体，在冷却过程中逆转变奥氏体一部分相变形成高硬度的贝氏体/马氏体，高温回火的二次马氏体+高硬度的一次贝氏体/马氏体匹配保障高屈服强度和低屈强比，另一部分以残余奥氏体的形式保留至室温，提高塑性。但是两相区临界热处理温度窗口10-20℃以内，工艺控制难度极大。

技术实现要素：

鉴于以上分析，针对现有技术中的不足，本发明旨在提供一种抗震耐火钢及其制备方法，至少能解决以下技术问题之一：(1)现有的抗震耐火钢制备工艺复杂；(2)工艺控制难度大；(3)高温强度较低。

本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

本发明提供了一种抗震耐火钢，抗震耐火钢的化学成分组成按质量百分比为：c：0.06％～0.10％、si：0.65％～1.00％、mn：1.85％～2.50％、mo：0.51％～0.60％、ni：1.00％～1.50％、ti：0.01％～0.03％、nb：0.05％～0.10％、v：0.03％～0.10％、al：0.015％～0.055％、p：<0.015％、s：<0.005％、o<0.003％、n<0.005％，其余为fe和不可避免的杂质。

进一步，抗震耐火钢的组成按质量百分比为：c：0.061％～0.095％、si：0.66％～0.98％、mn：1.88％～2.45％、mo：0.51％～0.58％、ni：1.08％～1.48％、ti：0.012％～0.028％、nb：0.051％～0.091％、v：0.036％～0.092％、al：0.025％～0.053％、p：≤0.008％、s：≤0.003％，其余为fe和不可避免的杂质。

进一步，抗震耐火钢的组织为无碳化物贝氏体、马氏体、残余奥氏体和mc微合金碳化物。

另一方面，本发明还提供了一种抗震耐火钢的制备方法，制备方法包括以下步骤：

步骤s1：冶炼和铸造；

步骤s2：进行两阶段控制轧制。

进一步，步骤s2包括如下步骤：

s21、将连铸坯或铸锭开坯后装入加热炉中加热至t1，保温；

s22、进行两阶段控制轧制，其中粗轧轧制3～5道次，精轧轧制5～10道次；

s23、轧后中低温回火。

进一步，t1为1200～1250℃。

进一步，s22中，粗轧开轧温度为1150±30℃，粗轧终轧温度为950±30℃。

进一步，s22中，精轧终轧温度为830±20℃。

进一步，s23中的轧后中低温回火步骤如下：将轧制后的钢板在室温下装炉，将炉子升温至350～450℃，保温，空冷至室温。

进一步，s23中，保温30～90min。

与现有技术相比，本发明有益效果如下：

1)本发明提供的抗震耐火钢(mnnimosi系)，在成分设计上采用低碳设计，添加mn、ni、mo等提高淬透性，mo有利于提高高温强度，从而保障耐火性能，ni起保障低温韧性的作用。

2)添加nb、v元素，协同mo细化微合金碳化物尺寸的作用，在遇火时析出大量的mc型微合金纳米碳化物(m代表nb、v、mo)，进一步提高高温强度；相对于vc而言，钢中nbc的固溶度积更小，同样质量的添加量时，nb更容易析出；因此，与单一nb微合金化相比，v与nb复合添加不显著提高固溶加热温度的同时，还能显著提高mc的析出总量；mo的协同添加，一方面与v复合添加一样，能够增加mc的析出总量，另一方面更重要的是细化mc型碳化物尺寸，控制直径20nm以下mc粒子占比达到50％以上，提高强化增量。

3)添加较高含量的si，不仅起强烈的固溶作用，更重要的是抑制空冷过程中渗碳体的形成，从而获得无碳化物(此处碳化物指渗碳体)贝氏体+马氏体+残余奥氏体+mc型微合金碳化物的组织。si抑制渗碳体的析出，减少了由渗碳体向mc型微合金碳化物的转化过程，为钢板服役遭遇火灾时快速析出更多的mc型微合金碳化物提供了有益的准备。

4)本发明提供的抗震耐火钢的制备方法，通过优化合金元素含量，采用促使奥氏体细化和扁平化的再结晶+非再结晶两阶段控制轧制，获得细晶、扁平奥氏体晶粒有利于获得细晶的相变组织，从而提高屈服强度和改善低温冲击韧性。热轧后进行空冷，空冷后进行中、低温回火，获得无碳化物(此处碳化物指渗碳体)贝氏体+马氏体+残余奥氏体+mc微合金碳化物的组织，在保证钢具有足够屈服强度(满足屈服强度≥690mpa、屈强比≤0.85、断后伸长率≥18％)的前提下，由于nb、v、mo等在轧制和冷却过程中少量析出mc微合金碳化物，在遇火受热过程中大量析出，600℃保温3小时后600℃高温拉伸屈服强度不低于室温屈服强度标准要求的2/3。且制备方法简单，工艺窗口宽，能够广泛应用于建筑结构用钢。

本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分可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

图1本发明实施例1的显微组织照片；

图2本发明实施例1的sem照片。

具体实施方式

以下结合具体实施例和对比例对一种抗震耐火钢及其制备方法作进一步的详细描述，这些实施例只用于比较和解释的目的，本发明不限定于这些实施例中。

本发明提供的一种抗震耐火钢的化学成分组成按质量百分比为：c：0.06％～0.10％、si：0.65％～1.00％、mn：1.85％～2.50％、mo：0.51％～0.60％、ni：1.00％～1.50％、ti：0.01％～0.03％、nb：0.05％～0.10％、v：0.03％～0.10％、al：0.015％～0.055％、p：<0.015％、s：<0.005％、o<0.003％、n<0.005％，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mnnimosi系抗震耐火钢，在成分设计上采用低碳设计，添加mn、ni、mo等提高淬透性，mo有利于提高高温强度，从而保障耐火性能，ni起保障低温韧性的作用；添加nb、v元素，协同mo细化微合金碳化物尺寸的作用，在遇火时析出大量的纳米碳化物，进一步提高高温强度；添加一定含量的si，不仅起强烈的固溶作用，更重要的是抑制空冷过程中渗碳体的形成，从而获得无碳化物(此处碳化物指渗碳体)贝氏体+马氏体+残余奥氏体+mc微合金碳化物的组织；在保证钢具有足够屈服强度(满足屈服强度≥690mpa、屈强比≤0.85、断后伸长率≥18％)的前提下，由于nb、v、mo等在轧制和冷却过程中少量析出mc型微合金碳化物，在遇火受热过程中大量析出，600℃保温3小时后的高温拉伸屈服强度不低于室温屈服强度标准要求的2/3。

本发明钢的成分设计，基于以下原理：

碳：能够直接影响钢材的强度和韧性等力学性能，具有显著的间隙置换固溶强化作用，提高钢的淬透性，也是形成纳米级mc型第二相的必要元素，所以碳含量较低则保证不了室温强度，在高温时也难以形成足够的纳米级mc型第二相；随着碳含量的增加，钢材塑性和冲击韧性降低，焊接热影响区淬硬性高，加剧产生冷裂纹倾向。综合上述考虑，本发明钢中碳含量范围控制为0.06％～0.10％。

硅：钢中脱氧元素之一，同时具有较强的固溶强化作用；可以抑制钢中渗碳体的析出，促进空冷过程中形成无碳化物贝氏体+马氏体+残余奥氏体组织，对室温拉伸同时满足屈服强度≥690mpa、屈强比≤0.85、断后伸长率≥18％具有重要作用；但过量的si将恶化钢的韧性及焊接性能。综合上述考虑，本发明钢中硅含量范围控制为0.65％～1.00％。

锰：奥氏体稳定元素，能够显著提高淬透性，同时具有一定的固溶强化作用，是重要的强韧性元素，并且价格低廉；但锰含量过高，很容易使连铸坯发生偏析，同时降低焊接性能。综合上述考虑，本发明钢中锰含量范围控制为1.85％～2.50％。

钼：显著提高钢的淬透性，减少回火脆性；降低奥氏体中碳的活度，促使贝氏体转变不完全，即在贝氏体相变温度区间，特别是较高温度的贝氏体相变温度，过冷奥氏体不能完全发生贝氏体相变，加之采用较高含量的si添加，也抑制了渗碳体的析出。因此，未转变的奥氏体逐步富集c、mn等元素而变得更加稳定，在空冷降低到更低温度时发生马氏体相变或残留至室温，最终获得无碳化物(此处碳化物指渗碳体)贝氏体+马氏体+残余奥氏体的软、硬多相组织，从而降低钢的屈强比，提高抗震性能。钼也是提高钢的高温强度的重要元素，钼通过固溶强化铁素体基体和偏聚强化晶界等作用机理抑制晶粒粗化和位错消失，从而提高组织的高温稳定性、提高高温强度。在纳米碳化物方面，mo的协同添加一方面参与mc型微合金碳化物析出，增加析出总量，另一方面更重要的是降低mc型碳化物的高温粗化倾向，细化其尺寸，可以控制直径20nm以下mc粒子占比达到50％以上，提高强化增量，进一步保证高温强度。钼含量过低，上述作用有限，含量过高，则上述作用饱和甚至导致提高高温性能作用过剩，提高钢的合金和回火热处理工艺成本。因此，本发明钢中钼含量范围控制为0.51％～0.60％。

镍：奥氏体稳定元素，在钢中与铁以无限互溶的形式存在于γ相和α相中，fe、ni无限互溶，fe-ni合金均为固溶体，即在fe点阵中ni原子取代fe原子的位置，或fe原子取代ni原子的作用，无其他金属间化合物产生，镍能促进交滑移的进行，降低了位错运动的阻力，使应力松弛，提高钢的塑韧性。此外，镍元素的碳当量系数较低只有1/15，这有利于焊接性能；但其价格高，因此，本发明钢中镍含量范围控制为1.00％～1.50％。

钛：微ti处理时ti主要与n结合，从固态钢中沉淀析出，形成纳米级尺寸的tin粒子，其主要作用是细化铸坯加热过程中奥氏体晶粒。但过多的钛反而容易形成粗大的液析tin，严重损害钢的韧塑性。因此，本发明钢中ti含量控制为0.01％～0.03％。

铌：具有较强细化晶粒，提高强度的作用。固溶nb能够增加γ/α相变的形核点，在冷却过程中，抑制奥氏体粗化，从而起到细化晶粒达到强化效果。nb元素与c、n有极强的亲和力，形成细小弥散的nb(c,n)，通过固溶铌及形变诱导析出nb(c,n)对奥氏体再结晶强烈抑制作用，获得具有较高缺陷密度的未再结晶奥氏体，提高后续相变形核率并细化相变后组织，起到沉淀强化作用。在遇火时单独析出的碳化铌粒子或与钒、钼复合析出，提高高温强度。nb含量低于0.05wt.％，则上述效果不显著，过高的nb进一步细化组织的效果变得不明显且成本提高。因此，本发明钢中铌含量控制为0.05％～0.10％。

钒：v的碳氮化物在奥氏体中的固溶度积相对最大，显著提高淬透性和再结晶温度。遇火时与nb的作用相似，v(c,n)粒子单独或与nb、mo复合析出，提高高温强度。与单一nb微合金化相比，v与nb复合添加在不显著提高固溶加热温度的同时，还能显著提高mc的析出总量。v含量过高明显恶化钢的低温韧性，尤其是焊接热影响区的韧性，且成本较高。本发明钢v含量控制在0.03～0.10wt.％。

铝：铝是强脱氧元素，本发明钢中铝的含量范围控制为0.015％～0.055％。

磷和硫：钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，其含量应在不显著增加成本的情况下越低越好，故分别控制为0.015％和0.005％以下。

氧和氮：钢中气体杂质元素。氧含量越高，氧化物型夹杂物越多；氮含量过高不利于以控制轧前加热奥氏体晶粒尺寸的tin等粒子尺寸细化。因此，氧和氮含量分别控制为0.003％和0.005％以下。

为了进一步提高上述抗震耐火钢的综合性能，可以对上述抗震耐火钢的组成成分做进一步调整。示例性地，其组成按质量百分比为：c：0.061％～0.095％、si：0.66％～0.98％、mn：1.88％～2.45％、mo：0.51％～0.58％、ni：1.08％～1.48％、ti：0.012％～0.028％、nb：0.051％～0.091％、v：0.036％～0.092％、al：0.025％～0.053％、p：≤0.008％、s：≤0.003％，其余为fe和不可避免的杂质。

另一方面，本发明还提供了一种抗震耐火钢的制备方法，包括以下步骤：

步骤s1：冶炼和铸造；

步骤s2：采用中厚板轧机进行再结晶和非再结晶两阶段控制轧制。

具体的，步骤s2包括如下步骤：

s21、将连铸坯或铸锭开坯后装入加热炉中加热至t1，保温t1时间；

具体的，s21中，t1为1200～1250℃，这是因为t1过高时，铸坯奥氏体晶粒过于粗大，同时增加能源成本，t1过低时，nb、c等元素难以充分固溶，影响后续的析出和组织控制。

具体的，s21中，t1时间过长，增加能源成本，同时不利于生产效率，t1时间过短，铸坯厚度温度均匀性难以保障。因此，控制t1为0.5～3小时。

s22、进行再结晶和非再结晶两阶段控制轧制：粗轧轧制3～5道次，精轧轧制5～10道次，粗轧开轧温度为1150±30℃，首道次压下量为20％-25％，随后粗轧道次间待温，控制粗轧终轧温度950±30℃，精轧开轧温度为900℃以下，精轧终轧温度为830±20℃，轧后空冷至室温。获得细晶、扁平奥氏体晶粒的核心在于控制较低的粗轧终轧温度和精轧温度以及保障精轧压缩比不小于2.5，从而可以获得细晶的空冷相变组织，提高室温屈服强度和改善低温冲击韧性。粗轧开轧温度控制较高和较大的变形量获得高温再结晶的、均匀细小的等轴奥氏体晶粒，随后粗轧道次间待温，控制粗轧温度适当低，从而在粗轧后期阶段开始控制奥氏体晶粒扁平化。控制精轧温度低于900℃以下、精轧压缩比不小于2.5，促使奥氏体晶粒发生显著的扁平化。

具体的，粗轧开轧温度为1125～1164℃；粗轧终轧温度为924～980℃；精轧开轧温度为876～898℃；精轧终轧温度为819～841℃。

s23、轧后中低温回火：将轧制后的钢板在室温下装炉，将炉子升温至350～450℃，保温30～90min后空冷至室温。

现有工艺中一般采用热轧直接淬火+两相区临界热处理的工艺方式处理抗震耐火钢，热轧直接淬火获得以马氏体为主的组织，热处理高温态获得纳米第二相预析出增强的高温回火马氏体和一定量的逆转变奥氏体，在冷却过程中逆转变奥氏体一部分相变形成高硬度的贝氏体/马氏体，高温回火的二次马氏体+高硬度的一次贝氏体/马氏体匹配保障高屈服强度和低屈强比，另一部分以残余奥氏体的形式保留至室温，提高塑性。但是两相区临界热处理温度窗口10-20℃以内，工艺控制难度极大。本发明中的抗震耐火钢通过综合控制成分，经过再结晶和非再结晶两阶段控制轧制和中低温回火能够获得无碳化物(此处碳化物指渗碳体)贝氏体+马氏体+残余奥氏体+少量析出mc微合金碳化物的组织；在保证钢具有足够屈服强度(满足屈服强度≥690mpa、屈强比≤0.85、断后伸长率≥18％)的前提下，由于nb、v、mo等在轧制和冷却过程中少量析出mc微合金碳化物，在遇火受热过程中大量析出，600℃保温3小时后600℃高温拉伸屈服强度不低于室温屈服强度标准要求的2/3。例如，室温下，钢板的抗拉强>940mpa(例如943～1027mpa)；钢板的屈服强度>725mpa(例如728～816mpa)；钢板的延伸率≥18％(例如18％～20％)；钢板的屈强比≤0.83(例如0.76～0.83)；600℃保温3h后，钢板的抗拉强>600mpa(例如605～623mpa)；钢板的屈服强度>470mpa(例如475～503mpa)；钢板的延伸率>18％(例如18.5％～20.5％)；钢板的-40℃时的冲击功≥37j(例如37～51j)。

本发明实施例1-3与对比例1的钢板的化学成分见下表1。实施例1-3与对比例1均采用转炉冶炼，经过冶炼、精炼、连铸及两阶段轧制，制备成板厚为20mm的钢板后进行中低温回火，空冷至室温；实施例1-3与对比例1的工艺等参数如表2所示。

表1实施例1-3和对比例1的钢板的化学成分(wt.％)

表2实施例1-3和对比例1的制备工艺参数

实施例1-3和对比例1的钢板的性能结果见表3，由表3可以看出，上述实施例中，室温下，钢板的抗拉强度为943～1027mpa；钢板的屈服强度为728～816mpa；钢板的延伸率为18％～20％；钢板的屈强比为0.76～0.83；600℃保温3h后，钢板的抗拉强为605～623mpa；钢板的屈服强度为475～503mpa；钢板的延伸率为18.5％～20.5％；钢板的-40℃时的冲击功为37～51j。室温下，对比例1的921mpa；屈服强度678mpa；-40℃时的冲击功为44j；600℃保温3h后，抗拉强度为577mpa；屈服强度为441mpa；可见，本申请实施例的钢板的屈服强度、抗拉强度和低温冲击韧性均较好，屈强比较低，600℃保温3h后的性能较好，耐火性好。

表3实施例1-3和对比例1的钢板性能

对比例1和实施例1-3的金相组织结果见表4，图1为本发明实施例1的显微组织照片；图2为实施例1的sem照片。可见，实施例1-3的金相组织均为无碳化物(此处碳化物指渗碳体)贝氏体+马氏体+残余奥氏体+少量析出mc微合金碳化物的组织；其中，奥氏体晶粒平均厚度小于或等于18μm(例如15～18μm)，贝氏体的体积分数为40％～55％(例如，45％～49％)，马氏体的体积分数为35％～45％(例如40％～43％)，残余奥氏体的体积分数为5％～20％(例如9％～12％)；均匀细小的奥氏体组织结合一定比例的无碳化物(此处碳化物指渗碳体)贝氏体、马氏体和mc型微合金碳化物能够提高钢的屈服强度和改善低温冲击韧性，能够显著提高耐火性。

表4实施例1-3和对比例1的钢板金相组织

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。