CN100535161C - 耐火性优异的型钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种型钢，例如H-型钢，所述型钢耐火性优异，其中凸缘部分具有50%或更大的强度比、80%或更小的屈强比、和100J或更大的0℃下却贝冲击试验的冲击强度，其中强度比＝(600℃下0.2%的弹性极限应力)/(室温下的屈服强度)，本发明还提供所述型钢的制备方法。所述型钢包括(重量百分比(%))：C：0.03-0.15；Mo：0.1-0.6；V≤0.35和N：0.002-0.012，并且余量是铁和残余杂质，其中合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉积物的摩尔分数(x)是0.3%或更大，并且合金碳化物和合金碳氮化物在300℃下的沉积物的摩尔分数与合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉积物的摩尔分数之比(y)是2.0或更小。

Description

耐火性优异的型钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种新型型钢，例如H-型钢、I-型钢、角钢、槽钢等，它用作建筑材料，屈强比低并具有优异的韧性和耐火性，本发明还涉及该型钢的制备方法。

背景技术

日本于1987年3月制定了关于“设计耐火建筑物的新法规”的立法。之后，已实现了耐火钢材，它保证了高温下的高强度，其不具有或者仅具有极少量的耐火包装。

关于型钢，按照该趋势，提出了许多保证钢的耐火性的技术。例如，提出了通过利用Mo基碳化物沉积强化的技术来保证在高温例如600℃下的强度，例如强度和屈强比。

例如，JP-A-9-104944提出利用沉积强化技术和氧化物冶金技术的耐火型钢。氧化物冶金技术是一种可以控制氧化物的量的技术，其中氧化物是通过使用Ti、B和Mg将钢中的溶解氧脱氧而获得的。氧化物冶金技术产生以下影响。

在型钢的制备过程中，型钢的不同部分分别经受不同温度的精轧(finish rolling)和不同的冷却速度，使得在钢截面上产生形状的不均匀性，造成钢截面微观结构的均匀性缺陷。该微观结构的均匀性缺陷，例如粒径的不均匀性，导致钢截面的机械性能的不均匀性缺陷。

凸缘部分，特别是凸缘部分和梁腹部分交汇的圆角部分(参见图1)，与其它部分相比，经轧制应变不大，需要在更高温度下加工。

在型钢(例如，H-型钢)的截面，在圆角部分、1/4凸缘和梁腹(参见图1)的三个部分之间在最后加工的温度方面会有约150℃的差异。应消除由于各部分在轧制温度上的差异导致的各部分的不同的机械性能。

通过将转化核心(transformation nuclei)，例如钛氧化物，分散到铁素体颗粒中并由此加速颗粒的转化可以降低在热轧过程中微观结构的形成对最终温度的依赖性。这样获得均匀/均质的细粒化微观结构，即，机械性能的均匀性。而且，不仅使微观结构的颗粒均质化，而且细粒化，这样获得提高的韧性。

本发明人进行大量研究以提供一种型钢，例如H-型钢，它具有低的屈强比并且韧性和耐火性优异，并提供了该型钢的制备方法。大量研究期间，本发明人意识到下面可能的技术问题。

首先，当利用氧化物冶金技术制备耐火性优异的型钢时，对该方法而言，特别是对于浇注厚片、钢坯、钢锭、接近网状的厚片、锭铁等而言，需要复杂的步骤。这些复杂的步骤包括加入Ti之前以及加入Ti之后的氧含量控制。这些步骤会使产率降低并使型钢的生产成本增加。

进一步，沉积强化技术有助于型钢的防火，例如高温下的强度和屈强比。然而，在使用主要含有Mo₂C的Mo基碳化物的情况下，如果这些组分在特定范围内的话，这种碳化物在600-650℃的温度范围内会固体溶解于钢中。因此通过用合金碳化物和合金碳氮化物沉积强化提供的对钢的强度的贡献可能消失。

沉积强化的效果取决于合金碳氮化物的沉积量。合金碳氮化物包括合金碳化物和合金碳氮化物。注意一种或多种金属可能会与碳化物或碳氮化物一起存在。即在此，合金碳化物是指除炭化铁之外的金属碳化物。本文后面将沉积量以沉积物的摩尔分数表示，也可以简称为“沉积物的摩尔分数”。沉积量取决于温度。而且，这种温度依赖性会受到其它因素的影响，例如钢的碳含量和基于合金碳化物和合金碳氮化物的种类的热力学特性等等。

关于碳含量，如果钢中的C含量与金属元素，例如Mo、Ti、V、Nb、Cr的含量相比足够，并且能够形成合金碳氮化物，合金碳氮化物的沉积量会随温度的降低而增加。这是由于当钢的温度降低时，能够形成沉积的C含量随固体溶解(以固体溶液存在)于铁素体中的碳含量的降低而增加。

因此，如果C含量高并且合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数过度增加，即使在相同的热条件例如相同的温度降低下，室温下的强度和屈强比会过度增加。

EP-A-0347156公开了具有优异的耐火性和低屈服比的结构钢的生产方法，所述钢包括0.005-0.10％的V作为任选元素。EP-A-1026275公开了包含0.04-0.10％的V的高强度高韧性的轧制型钢。

发明内容

从技术上的这种分析，本发明人意识到：i)优选合金碳化物和合金碳氮化物不仅具有热力学稳定性，而且具有在再加热温度下固体溶解在钢中但在温度例如600-650℃下不固体溶解的特性，和ii)合金碳化物和合金碳氮化物，它在再加热过程中能够一次性溶解并且接着在热轧的冷却过程中能够沉积，这样能够有效地用于沉积强化。

在深入研究之后，本发明人意识到优选在高温范围和室温范围下适当控制合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数，并且优选考虑下面的问题来确定钢的组分。

(i)在室温范围内抑制合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数以防止室温下的强度和屈强比过度增加；和(ii)获得合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的特定摩尔分数以便在高温范围内获得足够的强度。

考虑到上面的问题，本发明人设计了各种合金碳化物和合金碳氮化物并发现合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的量可以通过使在能够形成合金碳化物和合金碳氮化物的金属元素，例如Mo、Ti、V、Nb、Cr和C及N之间的量(含量)适当平衡来控制。发现通过使金属元素之间的量(含量)适当平衡可以控制热力学特性。

更具体地说，在Mo基合金碳化物例如Mo₂C是沉积物的主要成分的情况下，它在600-650℃的温度范围内可以完全固体溶解，通过合金碳化物和合金碳氮化物的沉积强化对钢强度的贡献会消失。然而，发现使用在高温范围内比M₂C型合金碳化物更稳定的MCN型合金碳氮化物部分代替Mo基合金碳化物(即，MCN型合金碳氮化物与M₂C型合金碳化物相比沉积量增加，这里“M”代表除铁之外的金属)非常有效地解决了上面的问题。

即，加入V以部分取代Mo来形成合金碳氮化物而不是Mo基合金碳化物，并且通过使V、Nb和Mo的加入量适当平衡，可以控制主要以V、Nb和Mo为基础的有益的合金碳氮化物的产生。

当提到措辞例如“室温”时，这通常是指在约0℃-约30℃的范围内的温度。然而，注意在300℃下的数据可能是室温下的数据的代表。这是由于在室温和300℃之间合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的量增加得非常小。而且，在本发明测定的这些合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物，主要在300℃-600℃之间产生。这是由于如下事实，随着温度接近于室温，固体溶解元素例如金属元素、碳和氮在钢内的扩散，在沉积行为方面极度降低。更具体地说，沉积的平衡状态在室温和300℃之间保持几乎不变。因此，在本发明的描述中，在300℃的温度下的沉积状态也可以是室温下的代表。而且，本发明人已选择600℃的温度作为用于测定或评价特定机械性能，以及合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的量的合适“高温”。然而，该“高温”并不限于600℃并且可以包括其它合适的温度。

本发明的目的在于提供一种新型型钢，例如H-型钢，它用作建筑材料，具有低的屈强比和优异的韧性和耐火性，并且提供了该型钢的制备方法。该目的可以通过如下型钢及其制备方法实现。

根据本发明，通过特定工艺例如热轧含特定组分的铸钢以适量形成主要含有V和Mo的合金碳化物和合金碳氮化物，可以获得在高温下具有优异强度并且在室温下具有优异机械性能的型钢，例如H-型钢。根据本发明，“铸钢”包括厚片、钢锭、钢坯、近乎网状的厚片、锭铁等等。

附图说明

图1显示从H-型钢1取测试片(样品)的位置。第一位置是凸缘2在厚度方向的中心区(1/2 t₂)和在凸缘宽度方向距离凸缘2的末端为1/4总凸缘宽度(B)的四分之一(1/4B)位置。第二位置是凸缘2在厚度方向的中心区(1/2 t₂)和在凸缘宽度方向为总凸缘宽度(B)的一半(1/2B)位置(圆角部分4)。第三位置是梁腹3在厚度方向的中心区(1/2 t₁)和在凸缘宽度方向总梁腹高度(H)的一半(1/2H)位置。

图2(a)是针对本发明的含有0.35％的V的一个实例，显示沉积物的总摩尔分数(是M₂C型合金碳化物摩尔分数和MCN型合金碳氮化物摩尔分数之和)和温度之间的关系的图，其中M₂C型合金碳化物部分地包括V和Nb作为固体溶液并且MCN型合金碳氮化物包括V和Nb作为主要成分，并且部分地包括Mo作为固体溶液。图2(a)、图2(b)和图3的纵轴是合金碳化物、合金碳氮化物以及合金碳化物和合金碳氮化物之和的沉积物的摩尔分数。

图2(b)是显示沉积物的总摩尔分数和温度之间的关系的图，与图2(a)相似，其中V含量是0.22％。

图3是利用常规方法显示温度与M₂C型合金碳化物、MCN型合金碳氮化物以及M₂C型合金碳化物与MCN型合金碳氮化物之和的沉积物的各自摩尔分数之间的关系的图。注意常规方法是既未考虑合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉积物的摩尔分数，也未考虑合金碳化物和合金碳氮化物在300℃下的沉积物的摩尔分数与合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉积物的摩尔分数之比为2.0或更小的任意方法。

具体实施方式

下面更具体地描述本发明。以下描述本发明的型钢中包含的元素。在本说明书中，百分比“％”代表“重量％”。

C是能够提高钢的强度的元素。从结构钢的足够强度的角度，C的含量是0.03％或更大。C对基材的钢的韧性、在热影响区(HAZ)的焊接抗裂性和的韧性也有影响。从这些性能的角度，C的含量是0.15％或更小。因此，C的含量是0.03-0.15％。

Si在制钢过程中起脱氧剂(或氧清除剂)的作用并且也影响钢的强度。从结构钢的足够强度的角度，Si的含量是0.05％或更大。由于过量的Si会产生硬化结构的M-A(马氏体-奥氏体)成分，它会破坏在HAZ的韧性，因此Si也影响在HAZ的韧性。基于此，Si的含量是0.5％或更小。因此，Si的含量是0.05-0.50％。

Mn是能够提高母相(mother phase)的强度和韧性的元素。基于该观点，Mn的含量是0.4％或更大。Mn也对在HAZ的抗裂性和韧性有影响。从这些性能的角度，Mn的含量是2.0％或更小。因此，Mn的含量优选是0.4-2.0％。

Mo是能够形成Mo基合金碳化物的元素。在本发明中，考虑到由于Mo的合金碳化物沉积，因此型钢在室温和高温下具有优异的强度。为了型钢在高温下具有足够的强度，Mo的含量是0.1％或更大。Mo还改善钢的可淬性。由于可淬性会过度上升，因此过量的Mo会损害钢和HAZ的韧性。从这些性能的角度，Mo的含量是0.6％或更小.因此，Mo的含量是0.1-0.6％，优选0.2-0.4％，更优选0.2-0.3％。

V是能够形成合金碳氮化物的元素，并且有利于钢的沉积强化。在本发明中，当V与Mo一起使用时，V可以固体溶解于主要含有Mo的M₂C的合金碳化物中，形成((Mo，V)₂C)。而且，V能够使Mo固体溶解在主要含有V的M(C，N)的合金碳氮化物中，形成((Mo，V)(C，N))。

通过调整V和Mo的含量而将合金碳化物转化成具有M₂C的结构的合金碳化物和具有M(C，N)的结构的合金碳氮化物之一或者二者，可以适当调整基于热力学的沉积物的性能。为了使这种转化有效地进行，V的含量是0.04％或更大。

当添加过量的V时，合金碳氮化物的量会过度增加并且钢和HAZ的韧性会受损。因此V的含量是0.35％或更小。

另一方面，为了保证型钢在600℃下耐火性的足够强度，例如，可以优选具有足量的沉积于钢中的合金碳氮化物。为此目的，V的含量是0.20％或更大。因此，V的含量为0.20-0.35％。

为了获得耐火性，主要控制具有M₂C的结构的V基合金碳化物的沉积。然而，更优选的是主要控制形成具有M(C，N)的结构的合金碳氮化物以便有效地提高耐火性。从该角度，V的含量是0.20％或更大。

N是能够形成合金碳氮化物的元素。为了获得足够的沉积物，N的含量是0.002％或更大。而且，由于过量的N会使钢的韧性降低，因此N的含量是0.012％或更小。因此，N的含量是0.002-0.012％。

Al在钢制备过程中起强脱氧剂(氧清除剂)的作用。然而，Al可以与N组合形成AlN，这样导致合金碳氮化物(沉积物)的量降低。因此，Al含量优选是0.01％或更小。

而且，在本发明中，可以加入其它的任选组分。

Nb是与V和Ti类似的元素，它可以形成合金碳氮化物，例如M(C，N)，并且有利于沉积强化。然而，当Nb的含量大于0.06％时，由于热轧之前在1100-1300℃的加热温度下不溶解的合金碳氮化物的量增加，因此它不能通过沉积强化进一步提高钢的强度。

从通过沉积合金碳氮化物提高强度的角度，Nb含量优选是0.02％或更大。因此，Nb的含量优选是0.02-0.06％。

Ti是与Nb和V类似的元素，它能够形成合金碳氮化物例如M(C，N)并有利于沉积强化。在本发明中，Ti在合金碳氮化物如M(C，N)中是固体溶解的，它是通过添加V或者V与Nb的组合形成的，从而形成合金碳氮化物例如(V，Ti)(C，N)或(V，Ti，Nb)(C，N)。因此，Ti影响合金碳氮化物在高温下的稳定性。

更具体地说，当存在Ti时，合金碳氮化物例如M(C，N)可以将热稳定性延伸至较高温度。然而，当Ti的含量超过0.02％时，由于在热轧之前施加的加热温度，例如1100-1300℃下不能固体溶解的合金碳氮化物的量增加，因此它不利于沉积强化。因此，Ti的含量优选是0.02％或更小。

Cr不仅是一种通过增加钢的可淬性和沉积硬化能够提高室温和高温下的强度的元素，而且是一种能够防止钢表面上晶界(grainboudary)被氧化(晶粒间氧化(intergranular oxidation))，并因此提高钢表面的性能，例如光滑度和均匀度的元素。然而，当存在过量的Cr时，母相的韧性和在HAZ的韧性会受到破坏。从该角度，Cr的含量优选是0.7％或更小。

Ni是一种能够提高母相的韧性的元素。然而，从成本的角度，Ni的含量优选是1.0％或更小。

Cu是一种能够提高钢的强度的元素。然而，当存在过量的Cu时，钢的可淬性会过度增加，因此钢的韧性和在HAZ的韧性会降低。从该角度，Cu的含量优选是1.0％或更小。

合金碳化物和合金碳氮化物的结构以及合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数可以通过电子显微镜观察和分析测定。作为一个简单方法，可以使用一种用于计算热力学平衡的软件程序。

关于可用于本发明的软件，例如，可以使用″Thermo-Calc″(由″Thermo Calc Software，USA制造)计算热力学平衡。作为数据库，例如，也可以使用″SSOL″进行分析。然而，对可用于本发明中的软件和数据库没有限制，只要该软件和数据库可靠。

在本发明中，当计算合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数时，在此将两种类型合金碳化物和合金碳氮化物，即具有面心立方体结构的代表MCN型合金碳氮化物的合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数和具有六方密合装填(Hexagonal Closed-Packed)结构的代表M₂C型合金碳化物的合金碳化物的沉积物的摩尔分数的和定义为合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数。因此，本发明人计算合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物量，并且计算它们之和，将合金碳化物和合金碳氮化物的总沉积物量用于沉积物的摩尔分数。在该计算条件下，针对不同元素和不同温度评价合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的特定摩尔分数。

必要的话加入V来部分代替Mo，这是由于Mo趋于形成Mo基合金碳化物，它在600-650℃的温度范围内可以完全固体溶解在钢中，从而在这样高的温度下不利于沉积强化。在本发明的0.20-0.35％的V含量的范围内，针对不同种类的合金碳化物和合金碳氮化物以及不同温度下的沉积物的不同摩尔分数评价在几个温度，例如室温和高温下的机械特征。这样做是为了研究C的含量和N的含量的适当平衡，同时特别关注合金碳化物和合金碳氮化物中包含的Mo和V。

优选的是假设主要含Mo并且其中V和/或Nb也可以固体溶解的合金碳化物是″M₂C型合金碳化物″，和主要含V和Nb并且其中Mo可以固体溶解的合金碳氮化物是″MCN型合金碳氮化物″，通过计算该热力学平衡来估算合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数。由于在使用连续冷却的实际过程中的沉积物的摩尔分数与上面计算的摩尔分数略有不同，因此优选进行一定的校正。

优选600℃下的机械性能，特别是0.2％的弹性极限应力以获得优异的耐火性。0.2％的弹性极限应力优选是157MPa或更大。

改变用于本发明中的元素C和N的平衡，在0-1.0％的合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数的范围内评价型钢的性能。发现合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数在600℃必要的是0.3％或更大。

而且，为了解决室温下强度和屈强比过度增加的问题，研究了合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数的合适比例，即合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数在300℃和在600℃下的比例，以及几个高温和室温下的合适机械性能。为了同时获得对室温下强度过度升高的抑制和优异的耐火性，发现必须满足以下条件：i)却贝冲击试验的冲击强度在0℃下是100J或更大；并优选地满足条件ii)凸缘部分的拉伸强度是400MPa或更大；和iii)600℃下的0.2％弹性极限应力是157MPa或更大。条件i)和ii)主要用于室温的性能，条件iii)主要用于耐火性。

在存在V部分代替Mo的情况下，通过改变本发明所用的元素C和N的平衡，评价型钢在0-5.0％的合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数的范围内的性能。发现必要的是合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数在300℃和在600℃之比是2.0或更小。

从上面的研究，可以最新获得具有优异性能的合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物，如图2(a)和(b)所示。在图2(a)和(b)中，显示了部分含有V和Nb作为固体溶液的M₂C型的合金碳化物的沉积物的量、主要含有V、Nb并且部分含有Mo作为固体溶液的MCN型的合金碳氮化物的沉积物的量、以及M₂C型合金碳化物和MCN型合金碳氮化物的总和。

图2(a)显示V的含量是0.35％的情形。合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数在600℃的温度下是0.52％，它在本发明的范围内(0.3或更大)。当温度从600℃移至300℃时，合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数从约0.52％增至约0.54％。它们之比约为1.03，满足本发明的2.0％或更小的条件。

图2(b)显示V的含量是0.22％的情形。合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数在600℃的温度下是0.52％，它在本发明的范围内(0.3％或更大)。当该温度从600℃移至300℃时，合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数从约0.52％增至约0.59％。它们之比是约1.14，满足条件2.0％。

因此，发现上述的组成设计可以同时获得对室温下强度过度升高的抑制和600℃下优异的耐火性。

另一方面，图3显示了对组成在本发明的范围内的钢施加常规方法的结果。如图3所示，合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数在600℃下在本发明的范围内(0.30％或更大)。然而，当温度从600℃移至300℃时，合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数从约0.61％明显增至约1.42％。300℃和600℃下的沉积物的摩尔分数之比不在本发明的范围内(2.0或更小)。图3显示常规方法的问题在于300℃下的强度过高。注意，常规方法是既未考虑合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉积物的摩尔分数，又未考虑合金碳化物和合金碳氮化物在300℃下的沉积物的摩尔分数与合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉积物的摩尔分数之比为2.0或更小的任意方法。

沉积物例如合金碳化物和合金碳氮化物的尺寸对强度有影响。根据所需强度，优选使沉积物细粒化，例如，至10-1000nm的尺寸。优选在热轧之前进行溶液处理并在热轧之后的冷却期间形成沉积物，或者通过将钢的温度保持在约600℃来形成沉积物。

在本发明中，对具有较低稳定性的温度(仅仅300℃-600℃的温度范围)依赖性沉积物量的MCN型合金碳氮化物和具有温度依赖性沉积物量的M₂C型合金碳化物之间的沉积物量之比没有特别的限制。然而，可以说即，MCN型合金碳氮化物的沉积物/M₂C型合金碳化物的沉积物之比(本文后面称之为MCN/M₂C之比)，大于通过常规方法获得的沉积物之比。例如，0.7或更大的MCN/M₂C之比在高温如600℃下提供足够的效果。然而，当M₂C的总量降低时，MCN/M₂C之比不是决定性因素。换句话说，0.7或更大的MCN/M₂C之比不是本发明所需的条件。

对热轧过程进行限制的理由如下。首先将铸钢，例如厚片、钢坯、钢锭、近网状厚片、锭铁等再加热至1100-1300℃的范围。对温度进行限制的理由是保证足够的温度来使铸钢能够在奥氏体范围内被加工并通过在型钢的热轧过程中使合金碳化物和合金碳氮化物一次性固体溶解来充分发展沉积强化。

再加热之后，铸钢经过热轧过程。该热轧过程基本上包括通过凹槽轧制的破碎(break-down)过程、中间轧制以及精轧。中间轧制过程可以通过包括轧边机(edger rolling machine)和通用轧制机的中间通用轧制机进行，并且精轧过程可以通过通用轧制机进行。上述过程还包括使用斜轧制(skew roll)控制型钢的梁腹部分的高度的轧制过程。

在上述轧制过程的破碎过程中，铸钢在宽度方向被多个辊轧制，每个辊具有底部宽度彼此不同的凹槽并且底部在凹槽底的中间具有凸出部分。这样确保合适的凸缘宽度和梁腹高度。

在中间轧制过程中，通过轧边机获得合适的凸缘宽度并通过通用轧制机获得合适的梁腹厚度和凸缘厚度。而且在精轧过程中，形成具有预定大小的型钢，同时将凸缘部分的表面温度保持在例如800℃或更大。

本发明优选可用于其中梁腹厚度在9mm-40mm的范围内、凸缘厚度在12mm-60mm的范围内、梁腹高度为约500mm并且凸缘宽度在200mm-500mm的范围内的型钢。

在再加热之后的热轧过程中，优选型钢用水冷却至少一次至700℃或更小，然后在热度恢复过程(heat returning process)中轧制，所述温度是在凸缘部分的表面测定的。

如上所述，归因于型钢的形状，圆角和凸缘部分的温度通常高于梁腹部分的温度。为了降低温度的不均匀性，用水冷却凸缘部分并在热量补给过程中进行至少一次轧制。优选该用水冷却和轧制的循环过程可以根据型钢的大小和轧制过程的数量重复进行。

在本发明中，在热轧过程完成之后，将型钢自然冷却，或者快速冷却，例如至少一次，然后自然冷却。在该冷却过程中钢的微观结构被细粒化，这样使得室温下的强度、高温下的韧性和强度提高。

在自然冷却之前进行快速冷却的情况下，平均冷却速度优选在0.5-5.0℃/s之间以便可以进一步细粒化微观结构。

在本发明中，进行上述的冷却过程之后，可以生产具有以下机械性能的耐火性优异的型钢。即，例如：由(600℃下的0.2％弹性极限应力)/(室温下的屈服强度)定义的强度比为50％或更大、室温下的屈强比是80％或更小，和0℃下的却贝冲击吸收能是100J或更大的机械性能；室温下的凸缘部分拉伸强度是400MPa类(级)、600℃下0.2％弹性极限应力是157MPa或更大，和0℃下却贝冲击吸收能是100J或更大的机械性能；和室温下凸缘部分拉伸强度是490MPa类、600℃下0.2％弹性极限应力是217MPa或更大，和0℃下却贝冲击吸收能是100J或更大的机械性能。

实施例

下面描述本发明的实施例。然而这些实施例中所述的条件仅仅是描述性的，并且本发明并不限于这些条件。在不违背本发明的要点以实现本发明的目的的情况下，本发明可以在其它各种条件下实施。

用于这些实施例的钢锭和钢坯，具有表1中所示的组分/组成并通过“Thermo-Calc”在600℃和300℃下的平衡计算预先确定沉积物的摩尔分数，将其在炼钢炉中熔融，并在连续浇注过程中浇注厚度为约240-300mm的钢锭和钢坯。在表1中，“tr”是指“不能检测到”或者“不可避免的杂质”。

对比钢的实施例“a-g”的条件不在本发明的范围内。实施例“a-c”的组分的条件在本发明的范围内，但是合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉积物的摩尔分数不在本发明的范围内(0.3％和更大)。至于实施例“d-g”，各自的合金碳化物和合金碳氮化物在300℃下的沉积物的摩尔分数与合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉积物的摩尔分数之比，即(300℃下的摩尔分数)/(600℃下的摩尔分数)不在本发明的范围内(2.0和更小)。

在表1中，在最右栏显示的合金碳化物和合金碳氮化物在300℃下的沉积物的摩尔分数与在600℃下的沉积物的摩尔分数之比与由各自的合金碳化物和合金碳氮化物在300℃下的沉积物的摩尔分数和600℃下的沉积物的摩尔分数计算的值不是完全相同的。这种不同是由有效数字引起的，这是因为合金碳化物和合金碳氮化物各自的沉积物的摩尔分数计算至被四舍五入的三个小数位。

将每一铸钢再加热至1100-1300℃，然后经过热轧过程，包括以下进行的过程，通过凹槽轧制过程的破碎过程；中间轧制过程，其中，中间通用轧制机包括轧边机和通用轧制机，和由通用轧制机进行的精轧过程，从而形成预定尺寸的H-型钢。

在上面的热轧过程中，使用斜轧制通过轧制过程控制H-型钢的梁腹高度。

生产的H-型钢，其梁腹厚度在9mm-40mm的范围内、凸缘厚度在12mm-60mm的范围内、梁腹高度是约500mm并且凸缘宽度在200mm-500mm的范围内。

图1显示H-型钢的横截面，它是通过在横向(非纵向)切割钢产生的。使用测试片(样品)通过各种试验获得制得的H-型钢的机械性能。图1显示从测试片(样品)所取的位置。第一位置是凸缘2在厚度方向的中心区(1/2 t₂)和在凸缘宽度方向距离凸缘2的末端为1/4总凸缘宽度(B)的四分之一(1/4 B)位置。第二位置是凸缘2在厚度方向的中心区(1/2 t₂)和在凸缘宽度方向为总凸缘宽度(B)的一半(1/2 B)位置(圆角部分4)。第三位置是梁腹3在厚度方向的中心区(1/2 t₁)和在凸缘宽度方向总梁腹高度(H)的一半(1/2 H)位置。在上面(1/4 B)位置的机械性能可以代表H-型钢的凸缘部分的机械性能。然而，测定上述3个位置的机械性能并检查这3个位置的机械性能的平均值和梁腹部分(第三位置)的机械性能的值以确认可以防止带有梁腹部分的机械性能的过度强化。也即，计算梁腹部分的值与三个位置的平均值之比。

表2描述了上面测试的结果，即，室温的屈服强度、室温的拉伸强度、室温的屈强比、0℃的却贝冲击吸收能(按照JIS的3点平均值，样品是JIS NO.4(实际大小)，带有2mm V-型凹口)、按照JIS A2的600℃下的0.2％弹性极限应力、以及600℃下的0.2％弹性极限应力与室温的屈服强度之比，例如按照JIS NO.13A或13B，这取决于型钢的厚度。关于却贝冲击试验，表2中的数据代表圆角部分(1/2 B)的测定值，圆角部分在却贝冲击试验中具有比H-型钢的截面的任意其它部分更低的值。关于600℃下的0.2％弹性极限应力，表2的数据代表在凸缘部分的(1/4 B)位置的测定值。(1/4 B)位置的值代表H-型钢的强度。对于钢，有两个不同类(级)的所需强度。一个是SN400类，其中室温下拉伸强度是400MPa和更大，另一个是SN490类，其中室温下拉伸强度是490MPa和更大。关于SN400类，显示强度约为400-520MPa的实施例。关于SN490类，显示强度约为500-611MPa的实施例。在表2中，根据这些类描述结果，另外，计算梁腹部分的机械性能的值与3个位置的平均值之比并列于表中。

本发明的钢满足如下条件如组分、合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数。本发明的钢的机械性能在高温(600℃)和室温下都获得目标性能，例如屈服强度、拉伸强度、0℃却贝冲击吸收能，特别是将钢的凸缘部分的强度比定义为(600℃下的0.2％弹性极限应力)/(室温下的屈服强度)之比和室温的屈强比。

尽管对比例具有与本发明的钢相同的组分，但是不满足室温和高温下机械性能中的至少一种，这是由于它们不满足本发明的合金碳化物和合金碳氮化物的沉积物的摩尔分数的要求。

对比钢″c、f、g″与本发明的钢(100J或更大)相比，0℃的却贝冲击吸收能不够。对比钢″a、b″，属于SN400类，没有达到600℃下0.2％验证强度的目标值，即157MPa和更大。对比钢″d、e″，属于SN490类，在600℃下的0.2％验证强度分别为206、212MPa，没有达到217MPa和更大的目标值。对比″d、e″的强度比没有达到50％或更大的目标值。

如上所述，在V和Mo的加入量适当平衡的条件下，通过形成主要由V和Mo构成的合金碳化物和合金碳氮化物，本发明提供了耐火性优异的并且在高温下具有理想的强度和室温下机械性能的型钢。

本发明的型钢完全可用作建筑材料并具有极大的工业实用性。

将本申请所参考的所有引证的专利、出版物、悬而待决申请、以及临时申请在此都加入本文。

因此描述了本发明，显而易见，可以以许多方式对其进行改变。这些改变不应认为背离本发明的精神和范围，并且将所有这些对本领域技术人员都是显而易见的改进也包含在权利要求书的范围内。

Claims (4)

1、一种型钢，包括(重量百分比(％))：

C：0.03-0.15，

Si：0.05-0.50，

Mn：0.4-2.0，

Mo：0.1-0.6，

V：0.20-0.35，和

N：0.002-0.012，

任选存在的Al≤0.01，

而且任选地包括一种或多种如下重量百分比(％)的元素：

Ti：0.005-0.020，

Nb≤0.06％，

Cr≤0.7，

Ni≤1.0，和

Cu≤1.0，

并且余量是铁和残余杂质，其中

合金碳化物和合金碳氮化物在600℃下的沉淀物的摩尔分数(x)是0.3％或更大，和

合金碳化物和合金碳氮化物在300℃下的沉淀物的摩尔分数与具有M₂C型合金碳化物和具有MCN型合金碳氮化物在600℃下的沉淀物的摩尔分数之比(y)是2.0或更小，

其中，所述型钢的凸缘部分具有50％或更大的强度比、80％或更小的屈强比、和100 J或更大的0℃下却贝冲击试验的冲击强度，其中强度比＝(600℃下0.2％的弹性极限应力)/(室温下的屈服强度)。

2、如权利要求1所述的型钢的制备方法，在再加热铸钢之后进行热轧，包括步骤：

(a)将铸钢再加热至1100-1300℃；

(b)热轧所述铸钢以形成型钢；和

(c)在热轧结束之后，自然冷却或者快速冷却，然后自然冷却所述型钢。

3、如权利要求2所述的方法，其中所述热轧步骤包括至少一次将型钢用水冷却至700℃或更小，所述温度是在型钢的凸缘部分的表面测定的，然后在热度恢复过程中轧制。

4、如权利要求3所述的方法，其中所述快速冷却的步骤是在0.5-5.0℃/s的平均冷却速度下进行的。

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