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CN1088628A - 高强度高韧性和极好耐火性型钢材料及生产该材料的轧制型钢的方法 - Google Patents

高强度高韧性和极好耐火性型钢材料及生产该材料的轧制型钢的方法 Download PDF

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CN1088628A CN93119843A CN93119843A CN1088628A CN 1088628 A CN1088628 A CN 1088628A CN 93119843 A CN93119843 A CN 93119843A CN 93119843 A CN93119843 A CN 93119843A CN 1088628 A CN1088628 A CN 1088628A
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Abstract

将含有如下基本组分(重量％)C 0.04—0.20％， Si 0.05—0.50％，Mn 0.4—2.0％，Mo 0.3—0.7％， N 0.003—0.015％，V 0.04—0.20％，Al＜0.005％的 钢水预脱氧处理，以调整[O％]为0.003—0.015％(重 量)，然后向其中添加钛使满足下式要求：-0.006≤ [Ti％]-2[O％]≤0.08，使钛基氧化物以≥20颗粒 /mm2数量结晶，并且MnS、TiN和V(C，N)沉积 在钛基氧化物上，使钛基氧化物以复合沉淀弥散在钢 中，以提供铸坯。通过在轧制时于各轧制道次间水冷 和轧制完成后快速冷却相结合，得到具有极好耐火性 的高强度高韧性型钢。

Description

本发明涉及可用作工程构件的具有高强度，高韧性和极好耐火性的控轧制型钢，特别是由钢水预脱氧处理以促进形成晶内铁素体，并经控温轧制方法生产的可控轧制型钢。
由于新建般筑的高度显著增加和结构设计技术发展等原因，建设部重新考虑了建筑物的耐火设计，并且于1987年3月颁布了“新耐火设计规程”。在该新规程中，旧规程中关于应保证防火要求，使失火时钢产品的温度保持在350℃以下的限制被取消，这使按照钢制品的高温强度和建筑物实际负荷之间的平衡确定合适的防火方法成为可能。特别是当在600℃的设计高温强度能保证时，可相应降低防火要求。
为了适应这种趋向，日本未审查的专利公报（公开）No2-77523提出了用于建筑物中的具有极好耐火性的低屈服比的钢和钢制品以及其生产方法。该在先申请的主要内容是通过添加Mo和Nb改进高温强度，其加入量为使在600℃的屈服点为室温屈服点的70%或更大。该钢制品的设计高强度定为600℃，这是基于这样的结论，即由含合金元素使钢生产成本增加和实现防火所需费用之间平衡的观点来看，这是最有利的。
在现有技术中由Al脱氧的钢中，Al在钢生产的早期阶段通过熔化方法被加入，以完成脱氧并悬浮分离所产生的Al2O3，由此纯化钢水。换言之，该主要内容是如何降低钢水的氧浓度和减少作为一次脱氧产物的氧化物。
本发明的构思不同于上述现有技术。特别是本发明的特征在于添加Ti，限制Al和氧含量，并且通过调整脱氧过程使作为晶内铁素体转变核的细小复合氧化物析出。
本发明人已经将上述现有技术生产的钢用作型钢材料，特别是由于形状复杂而通过轧制成形严格限定的H型钢材料。结果发现在梁腹、凸缘和圆角位置之间的终轧温度、压缩比和冷却速率不同引起一个位置到另一个位置组织显著不同，以致于室温强度、高温强度、塑性和韧性变化，一些位置不能满足用于焊接构件的轧制钢IISG  3106的要求。
为了解决上述问题，需要通过钢的冶炼和轧制方法以达到细化显微组织，并提供一种具有良好材料性能、耐火性和韧性，以及极有利的低成本的控轧型钢的生产方法。
在本发明中，上述问题可通过以下方法来解决，即经过进行适当的Ti脱氧处理方法取代Al脱氧以细化显微组织，使在钢中以≥20颗粒/mm2的量分布细小的钛基复合氧化物，使晶内铁素体（下文称作“IGF”）甚至可在上述原有的轧制条件下于型钢材料中从奥氏体晶粒中产生;并依靠轧制中各道次间由水冷引起的轧制淬透作用提高可控轧制（TMCP）的效率以进一步细化组织。本发明的主要内容如下：
①一种通过以下方法生产的铸坯，将含有（重量%）C0.04～0.20%，Si 0.05～0.50%，Mn0.4～2.0%，Mo 0.3～0.7%，N0.003～0.015%，V0.04～0.20%，Al＜0.005%，其余为Fe和不可避免的杂质的钢水进行预脱氧处理，以调整溶解氧浓度为0.003-0.015%（重量），添加钛使钛含量为0.005-0.025%（重量），并满足钛含量〔Ti%〕和溶解氧浓度〔0%〕之间的相互关系满足下式表示的要求：-0.006≤〔Ti%〕-2〔0%〕≤0.008，使钛基氧化物以20颗粒/mm2或更多的量结晶，冷却时，在该钛基氧化物上沉积MnS、TiN和V（C，N），使钛基氧化物以复合沉淀弥散到钢中。
②一种通过以下方法生产的铸坯：将含有（重量%）C0.04～2.0%，Si 0.05～0.50%，Mn0.4～0.20%，Mo 0.3～0.7%，N0.003～0.015%，V0.04～0.20%，Al＜0.005%，还可含有选自Cr≤0.7%，Nb≤0.05%，Ni≤1.0%，Cu≤1.0%，Ca≤0.003%，REM（稀土金属）≤0.010%中至少一种，其余为Fe和不可避免的杂质的钢水经预脱氧处理，以调整溶解氧浓度为0.003-0.015%（重量），添加钛使其含量为0.005-0.025%（重量），并使得满足钛含量〔Ti%〕和溶解氧浓度〔0%〕之间的相互关系满足下式表示的要求：-0.006≤〔Ti%〕-2〔0%〕≤0.008，使钛基氧化物以20颗粒/mm2或更多的量结晶，冷却时，在该钛基氧化物上沉积MnS、TiN和V（C，N）使钛基氧化物以复合沉淀弥散到钢中。
③一种生产具有极好耐火性和韧性的可控轧制型钢的生产方法，它包括如下步骤：将含有（重量%）C 0.04～0.20%，Si 0.05～0.50%，Mn 0.4～2.0%，Mo0.3～0.7%，N0.003～0.015%，V 0.04～0.20%，Al＜0.005%，其余为Fe和不可避免的杂质的钢水经预脱氧处理，以调整溶解氧浓度为0.003～0.015%（重量），添加钛使其含量为0.005-0.025%（重量），并使钛含量〔Ti%〕和溶解氧浓度〔0%〕之间的相互关系满足下式表示的要求：-0.006≤〔Ti%〕-2〔0%〕≤0.008，使钛基氧化物以20颗粒/mm2或更多的量结晶，冷却时，在钛基氧化物上沉积MnS、TiN和V（C，N），使钛基氧化物以复合沉淀弥散在钢中。由此生产出铸坯，将该铸坯再加热至1100-1300℃的温度，然后开始轧制，在轧制步骤的各道次间对钢坯表层部份至少进行一次水冷到700℃或更低，接着在钢表面返回的过程中轧制，轧制完成后以1-30℃/秒的冷却速率将轧制过的钢冷却到650-400℃，然后将冷却的钢放置。
④一种生产具有极好耐火性和韧性的可控轧制型钢的生产方法，它包括如下步骤：将含有（重量%）C  0.04～0.20%，Si  0.05～0.50%，Mn  0.4～2.0%，Mo  0.3～0.7%，N0.003～0.015%，V 0.04～0.20%，Al＜0.005%，还含选自Cr≤0.7%，Nb≤0.05%，Ni≤1.0%，Cu≤1.0%，Ca≤0.003%，REM≤0.010%中的至少一种，其余为Fe和不可避免的杂质的钢水经预脱氧处理，以调整溶解氧浓度为0.003-0.015%（重量），添加钛使其含量为0.005-0.025%（重量），并使钛含量〔Ti%〕和溶解氧浓度〔0%〕之间的相互关系满足下式表示的要求：-0.006≤〔Ti%〕-2〔0%〕≤0.008，使钛基氧化物以20颗粒/mm2或更多的量结晶，冷却时，在该钛基氧化物上沉积MnS、TiN和V（C，N），使钛基氧化物以复合沉淀弥散到钢中。由此生产出铸坯，将该铸坯再加热到1100-1300℃的温度，然后开始轧制，在轧制步骤的各道次间对钢坯的表面部份至少进行一次水冷到700℃或更低，接着在钢表面回热过程中轧制，轧制完成后，以1-30℃/秒的冷却速率将轧制过程的钢冷却到650-400℃，然后将冷却过的钢放置。
图1是表示普通耐火H型钢和本发明H型钢各位置终轧温度对抗拉强度影响的图。
图2是显示本发明耐火型钢中晶内铁素体成核处复合沉定的提取复型的透射电子显微照片的图。
图3是表示本发明耐火型钢中晶内铁素体成核机制的示意图。
图4是表示本发明耐火H型钢和普通耐火H型钢之间在显微镜下观察到的圆角部份（1/2F部份）显微组织区别的图。
图5是实施本发明方法的设备配置示意图。
图6是表示H型钢力学试验件的剖面形式和取样部位图。
现在详细叙述实现本发明的最好模式。
在700℃或其以下，约为铁熔点1/2的温度下，钢制品的高温强度的强化机制基本上与在室温相同，决定因素为：①铁素体晶粒的细化，②通过合金元素的固溶强化，③通过硬质相的弥散强化，④通过细小沉淀的沉淀强化等等。一般情况下，提高高温强度通过添加Mo或Cr以沉淀强化来达到，提高高温软化性通过消除或抑制位错达到。但是，添加Mo和Cr显著提高淬透性，并将基体材料的（铁素体+珠光体）组织转变成贝氏体组织。当含有易形成贝氏体组织的成份的钢用于轧制的型钢时，特殊的形状使型材梁腹、凸缘和圆角位置之间的终轧温度、压缩比和冷却速率的差别增大，使得从一个位置到另一位置贝氏体组织的比例有大的变化。结果，室温强度、高温强度、塑性和韧性从一个位置到另一位置变化，对于轧制的钢材而言，焊接组织在一些位置不能满足要求。例如，如表示490N一级钢强度的图1中的虚线所示，抗拉强度按各位置间终轧温度的差别而变化。圆角部份经受比梁腹温度高100-150°的高温终轧，这引起γ粗化，并提高了淬透性，使得贝氏体组织增加，因而导致显著提高强度。另一方面，由于梁腹受到低温终轧，γ细化，并且淬透性降低，使得形成包括细晶粒铁素体和贝氏体的混合组织，从而提供一个合适的强度。在相应于凸缘部份的中间终轧温度区域，虽然形成包括铁素体和贝氏体的混合组织，但由于铁素体是相对粗的晶粒形式，所以强度下降。具体地说，由于终轧温度按H型钢位置而不同，γ晶粒直径也从一个位置到另一个位置变化，它影响淬透性，使得贝氏体和铁素体晶粒直径的比例从一个位置到另一个位置变化。各位置间组织的差别提高了韧性的分散。另外，为提高高温强度必须添加的Mo引起焊接热影响区显著硬化，并且降低了该区的韧性。
本发明的特点是，在钢中含有作为主要成份的Ti和Mn、Si、Al、Ca、Mg和REM元素的复合氧化物颗粒以弥散态沉淀，是通过调整钢水溶解氧的浓度和出钢前添加作为直接脱氧元素的Ti的步骤相结合来完成，而MnS、TiN和V（C，N）以含有作为核的复合氧化物颗粒的复合物形式结晶。本发明的另一个特点是，晶内铁素体在热轧期间用上述复合沉淀作为核从奥氏体晶粒中成核，结果生成晶内铁素体，由此减小了H型钢各位置中贝氏体和铁素体组织的比例的差别，这个差别是由各位置终轧温度和冷却速率的差别引起的，由此还细化了铁素体晶粒，结果获得了基体材料力学性能的改善和均匀化。通过V的碳氮化物沉淀强化提高高温强度。
现在叙述结晶的Ti基复合氧化物对晶内铁素体形成的有效作用的途径。Ti基复合氧化物主要含Ti2O3，并且是含有许多阳离子空穴的结晶体形式。在γ温度区，在加热和冷却过程中Ti2O3通过固有的阳离子空穴从晶粒中将Ti、Mn等扩散到外层，在外层，该扩散出的Ti和Mn与在母相中以固溶形式溶解的S和N相结合，引起MnS和TiN优先沉淀。通过进一步冷却降低温度，使得V（C，N）优先沉淀在沉积于Ti2O3的TiN上。该沉淀的V（C，N）紧紧粘附在α晶格上，这在通过形成γ/α核产生的V（C，N）界面上降低了表面能并促进形成α核。在TiN上V（C，N）的优先沉淀可归因子TiN和V（C，N）之间的以固溶形式，并相互以任何比例溶解的互溶关系。图2是一幅该沉淀的电子显微照片（TEM），其中晶内铁素体实际上已成核。该沉淀和α转变机制被示意地表示在图3中。本发明即以上述新发现为基础构成，并将本发明钢和普通钢抗拉强度与终轧温度（H型钢各位置之间的差别）的关系示于图1。因而在本发明的钢中，力学性能对终轧温度的依赖关系是如此之低，以致于能通过消除H型钢各位置之间力学性能的变化使力学性能变得均匀，同时能细化晶粒以改善冲击性能。本发明钢和普通钢之间的组织差别示于图4。从附图明显看出，普通钢圆角部分的组织主要是贝氏体，而本发明钢在该处的组织变为由细晶形式的铁素体（本文所用术语“细晶”指的是ASTM NO.6-8规定的细晶）和贝氏体组成混合组织。
这也是焊接热影响区（下文记为HAZ）的实际情况。特别是将HAZ加热到刚刚低于铁熔点的温度时，奥氏体显著粗化，这导致组织的粗化，使得韧性显著降低。由于根据本发明，弥散在钢中的复合的氧化物沉淀具有极好的形成针状晶内铁素体的能力，所以HAZ部份的热稳定性是极好的，并且通过在显著细化组织的焊接的冷却期间，用复合氧化物颗粒作为核形成晶内铁素体组织能够获得韧性的改善。
现在说明本申请中对要求保护的本发明钢组分特征限制的理由。
首先，C作为改善钢强度的有用成分加入。当C含量小于0.04%时，不能保证用作结构钢所需要的强度。另一方面，添加大于0.20%过量的C会显著降低基体材料的韧性、焊接抗裂性、HAZ韧性等。由于这个原因，C含量的上限为0.20%。
提高基体材料的强度，达到预脱氧和其它目的需要Si。当Si含量超过0.5%时，硬化组织的高碳马氏体在组织中形成，使得韧性显著降低。另一方面，当Si含量小于0.05%时，则形成不需要的Si基氧化物，所以Si含量限制为0.05-0.5%。
为提高韧性的目的，应以0.4%或更多的量加入Mn，从可允许的韧性和抗焊接抗裂性的观点出发，Mn含量的上限为2.0%。
N是使V（C，N）和TiN析出的很重要的元素。当N含量为0.003%或更少时，TiN和V（C，N）的析出量不足，使得形成不令人满意的铁素体量。此外，在这种情况下，提高600℃高温下的强度也是不可能的。由于这个原因，限制N含量大于0.003，当N含量超过0.015%时，基体材料的韧性破坏，这使得在连铸时增加钢坯的表面裂纹，所以限制N含量为0.015%或更少。
V以V（C，N）析出，它具有使晶内铁素体成核的能力，并且是细化铁素体和提高高温强度所必需的。当V含量小于0.04%时，不能以V（C，N）析出，使上述作用不能达到。但是，V加入量超过0.2%会引起V（C，N）的析出量过量，这降低基体材料的韧性和焊接的韧性。因而V含量限制为0.05-0.2%。
Mo是提高基体材料强度和高温强度有用的元素。当Mo含量小于0.3%时，甚至通过Mo和V（C，N）的沉淀强化相结合的作用也不能保证满意的高温强度。另一方面，当Mo含量超过0.7%时，由于淬透性过度提高，基体材料的韧性和HAZ韧性降低，因而Mo含量限制为0.3-0.7%。
Ti作为脱氧材料，以形成Ti基氧化物，并能在轧制时有利地促进形成晶内铁素体。另外，它作为TiN沉淀以细化奥氏体，这促进基体材料韧性和焊接韧性的改善。由于这个原因，当钢的Ti含量≤0.005%时，氧化物的Ti含量不足，使得作为形成晶内铁素体核的氧化物的作用降低，因此，限制Ti含量≥0.005%。当Ti含量超过0.025%时，超过的Ti形成TiC并使沉淀硬化提高，这会显著地降低焊接热影响区的韧性，所以限制Ti含量＜0.025%。就此而论，Ti含量〔Ti%〕要满足公式-0.006≤〔Ti%〕-2〔0%〕≤0.008所表示的与溶解氧浓度〔0%〕的重量%关系的原因如下。在该公式中，当Ti含量远远大于〔0〕浓度（重量%）时，过量的Ti形成比需要量更大的TiN，这降低抗铸坯性和基体材料的韧性。另一方面，当Ti含量远远小于〔O〕浓度（重量%）时，作为晶内铁素体核的Ti基氧化物颗粒不能超出本发明需要的20颗粒/mm2，因而给出上述限制。氧化物颗粒的数量限制为≥20颗粒/mm2的原因在于，当氧化物颗粒的数量＜20颗粒/mm2时，形成的晶内铁素体核的数量减少，使得不可能细化铁素体。用X-射线微量分析仪测量和确定颗粒数量。
Al具有强脱氧能力，当Al含量超过0.005%时，它以固溶形式与氧结合形成氧化铝，使得不能形成需要的Ti基氧化物，为此原因，Al含量被限制小于0.005%。
作为不可避免的杂质P和S的含量不特别限制。但是由于它们增加焊接裂纹，降低韧性和由于凝固离析造成其它有害现象，所以它们应尽可能多地降低。P和S的含量各自需要小于0.02%。
上述元素构成本发明的钢的主要组分。本发明的钢还可含选自Cr、Nb、Ni、Cu、Ca和REM中的至少一种元素，用于提高基体材料的强度和改善基体材料的韧性。
Cr对强化基体材料和改进高温强度是有用的。但由于其添加过量会降低韧性和淬透性，所以Cr含量的上限为0.7%。
Nb对提高基体材料的韧性是有用的。但由于其添加过量会降低韧性和淬透性，所以Nb含量的上限为小于0.05%。
Ni是提高基体材料韧性很有用的元素。由于其添加量≥1.0%会增加合金的成本，所以是不利的，Ni含量的上限为1.0%。
Cu是强化基体材料和获得抗大气腐蚀性的有用元素。从回火脆性，焊接裂纹和由去应力退火产生的热加工裂纹的观点来看，Cu含量的上限为1%。
为防止UST缺陷和热轧时MnS伸长引起的韧性降低这一目的，添加Ca和REM。它们形成具有低的高温变形性的Ca-O-S或REM-O-S，而不是MnS与MnS相反，能调整夹杂的性能和形状。当Ca和REM的添加量分别超过0.003%（重量）和0.001%（重量）时，形成大量的Ca-O-S和REM-O-S，成为粗大的类杂，它降低基体材料的韧性和焊接韧性，所以Ca和REM的含量分别限制为≤0.003%和≤0.01%。
然后将含有上述组分的钢水经过预脱氧处理，以调整溶解氧的浓度。为纯化钢水，同时使细小的氧化物分散在铸坯中，调整溶解氧的浓度是十分重要的。将溶解氧浓度调整到0.003-0.015%（重量）范围内的原因是，当预脱氧完成后，〔O〕浓度小于0.003%时，作为形成晶内铁素体核的复合氧化物的量减少，该复合氧化物能促使晶内铁素体的转变，此外，这时晶粒不能被细化，以致不能达到韧性的改善。另一方面，当〔O〕浓度超过0.015%时;甚至当其它要求均满足的情况下，氧化物也粗化，并且成为一个脆裂源，降低韧性。为此原因，在完成预脱氧后，〔O〕浓度限制为0.003%～0.015%（重量）。
通过真空脱气和用Al和Si脱氧来进行预脱氧处理。这是因为真空脱气处理以气体和CO气体的形式直接除去钢水中含的氧，而对于Al和Si;由于易于上浮和除去强脱氧剂Al和Si形成的氧化物基类杂，所以对纯化钢水很有效。
然后将含有Ti基氧化物和受过上述处理的钢坯再加热到1100-1300℃的温度范围。再加热温度限制在这个范围内的原因如下所述。在通过热加工生产型钢中，加热到1100℃或以上是利于塑性变形的目的所必需的，并且为了用V和Mo提高高温屈服点，这些元素应以固溶体形式溶解，所以使再加热温度下限为1100℃。从加热炉的性能和有利性考虑，再加热温度的上限为1300℃。
将加热过的铸坯通过粗轧、中间轧和终轧各步骤制成型。根据本发明的方法，轧制步骤的特征在于，在轧制各道次间的中间轧机中，将铸坯的表层部份冷即到700℃或更低，接着在钢表面返回的过程中，在中间轧制步骤内进行一次或更多次热轧。进行这一步骤的目的是在各轧制道次中通过水冷给钢坯从表层部份到内部一个温度梯度，使得甚至在低压缩比的条件下加工能够透入钢的内部，同时缩短低温轧制引起的各道次之间的等待时间以提高效率。水冷和返回轧制的重复次数取决于预定要轧制的钢制品的厚度，例如在H型钢情况下凸缘的厚度，并且当厚度增大时，这个步骤要进行多次。将钢坯表层部分冷却到的温度限制在≤700℃的原因是：由于接着轧制进行加速冷却，从通常的γ温度区域冷却使表层部分产生硬化形成硬质相，它降低加工性，特别是在冷却到≤700℃情况下由于γ/α转变温度被一下越过，并且由于进行下步轧制时返回过程中，表层部分的温度升高，所以是在一个低温γ或γ/α两相共存的温度区进行加工，这促成显著降低淬透性并防止由加速冷却产生的表层硬化。
轧制完成后，将钢以1-30℃/秒的冷却速率冷却到650-400℃。为抑制铁素体晶粒生长并提高贝氏体组织的比例，以使低合金钢获得目标强度。加速冷却停止在650-400℃的原因如下。如果加速冷却停止在高于650℃的温度，则该温度是Ar点或在其之上，并且γ相部份保留，这使得抑制铁素体的晶粒生长并提高贝氏体组织的比例成为不可能。为此原因，加速冷却停止的温度限制在≤650℃。如果加速冷却进行直到低于400℃，则在后续静置步骤中，以过饱和固溶形式溶解在铁素体相中的C和N不能作为碳化物和氮化物析出，使得铁素体相的塑性降低。因此，加速冷却停止的温度限制在上述的温度范围。
实施例
在实验的基础上制备H型钢，步骤如下：通过熔炼过程炼钢，向其中添加合金，使钢进行预脱氧处理，测量钢水的氧浓度，添加与氧含量相应含量的Ti，将钢连铸制成250-300mm厚的铸坯，将铸坯进行如图5所示的粗轧和万能式轧制。通过在中间万能式轧机4之前和之后用5a对凸缘的内外表面反复喷水冷却来进行轧制道次之间的水冷，并反向轧制，轧制完成后，在终轧机6之后用5b对凸缘和梁腹喷水冷却进行加速冷却。
试件由整个宽度（B）的1/4和1/2（即1/4B和1/2B），在如图6所示凸缘2的板厚度t2的中心（即1/2t2）处，以及在梁腹高度H的1/2（即1/2H），梁腹3板厚的中心处取样。测定这些位置的性能的原因是，凸缘的1/4F部分和梁腹的1/2W部分分别具有凸缘部份和梁腹部份的平均力学性能。并且在凸缘的1/2F部份力学性能最低，使得这三个位置可代表H型钢的试验力学性能。
表1示出了化学成分百分数和实验钢中复合沉淀的颗粒数，表2示出与实验力学性能对应的轧制和加速冷却条件。对全部试样要求轧制加热温度为1280℃的原因如下。一般知道，降低加热温度改善力学性能，而高温加热条件被认为是提供最低的力学性能值，所以这些最低值能代表较低加热温度条件下性能。
Figure 931198437_IMG1
Figure 931198437_IMG2
由表2明显看出，本发明的钢种1-6足以满足在600℃的目标高温强度和基体材料强度的要求（上述JISG3106），并在-5℃的摆锤式冲击值≥47（J）。另一方面，在对比钢种7、8和9中，由于进行传统的Al脱氧，没有通过调整钢水的氧浓度和添加Ti而采用弥散的细小氧化物，并在轧制中和轧制后没有进行加速冷却处理，所以虽然基体材料的室温强度和高温强度满足建筑要求，并且YP比为0.8或更小，但不能细化组织和达到低合金，使得韧性降低，并且特别是在凸缘1/2板厚的1/2宽部分的韧性不能满足目标值。在本发明中，由于轧制完成后加速冷却处理使凸缘表层硬化而降低加工性的现象通过轧制道次间的水冷使γ细化而防止，并且外侧表面的表面硬度满足目标维氏硬度Hv≤240。也就是说，当本发明的所有要求均被满足时，如同列在表2中的型钢1-6那样，就可能产生耐火性和韧性极好，并在室温和600℃具有足够强度，甚至凸缘1/2板厚的1/2宽位置也是如此的轧制型钢，而凸缘1/2板厚的1/2宽处要满足轧制型钢的力学性能要求是最困难的。当然本发明考虑的轧制型钢不限于上面实施例所述的H型钢，而是包括Ⅰ型钢、角钢、槽钢和厚度不均匀的不对称角钢。
在本发明的轧制型钢中，可获得足够的强度和韧性，甚至在凸缘的1/2板厚的1/2宽度部份也是如此，而在该处要保证力学实验性能是最困难的，并且可能进行有效的控制冷轧型钢的在线生产，并且该型钢具有极好耐火性和韧性，甚至当耐火材料的高温性能和复盖厚度为现有技术的20-50%时也能达到防火性能。这样，由于降低建筑成本和缩短建筑时间而大地降低成本，从而具有很显著的工业效果，例如可改进大建筑的可靠性，安全性和盈利性。
                             表2
Figure 931198437_IMG3
                         表2（续）
Figure 931198437_IMG4
                         表2（续）
Figure 931198437_IMG5
                           表2（续）
Figure 931198437_IMG6

Claims (4)

1、一种通过以下方法生产的铸坯，将含有(重量%)C 0.04-0.20%，Si 0.05-0.50%，Mn 0.4-2.0%，Mo 0.3-0.7%，N 0.003-0.015%，V 0.04-0.20%，Al＜0.005，其余为Fe和不可避免的杂质的钢水经预脱氧处理，使得溶解氧浓度调整到0.003-0.015%(重量)，添加Ti使得Ti含量为0.005-0.025%(重量)，并满足Ti含量[Ti%]和溶解氧浓度[0%]之间由下式表示的关系的要求：-0.006≤[Ti%]-2[0%]≤0.008，使钛基氧化物以≥20颗粒/mm2的数量结晶，并且在冷却过程中在钛基氧化物上沉积MnS、TiN和V(C，N)，使钛基氧化物以复合沉淀弥散在钢中。
2、一种通过以下方法生产的铸坯，将含有（重量%）C0.04-0.20%，Si0.05-0.50%，Mn0.4-2.0%，Mo0.3-0.7%，N0.003-0.015%，V0.04-0.20%，Al＜0005%，还含有选自Cr≤0.7%，Nb≤0.05%，Ni≤1.0%，Cu≤1.0%，Ca≤0.003%和REM≤0.010%中的至少一种组分，其余为Fe和不可避免的杂质的钢水经预脱氧处理，使得溶解氧浓度调整到0.003-0.015%（重量），添加钛使得钛含量为0.005-0.025%（重量），并满足Ti含量〔Ti%〕和溶解氧浓度〔0%〕之间由下式表示的关系的要求：-0.006≤〔Ti%〕-2〔O%〕≤0.008，使钛基氧化物以≥20颗粒/mm2的数量结晶，并且在冷却过程中在钛基氧化物上沉积MnS、TiN和V（C，N），使钛基氧化物以复合沉淀弥散在钢中。
3、一种生产具有极好耐火性和韧性的控制轧制型钢的方法，该方法包括以下步骤：将含有（重量%）C0.04-0.20%，Si 0.05-0.50%，Mn0.4-2.0%，Mo 0.3-0.7%，N 0.003-0.015%，V0.04-0.20%，Al＜0.005%，其余为 Fe 和不可避免杂质的钢水经预脱氧处理，使得溶解氧浓度调整到0.003-0.015%（重量），添加钛使得钛含量为0.005-0.025%（重量），并满足Ti含量〔Ti%〕和溶解氧浓度〔0%〕之间由下式表示的关系的要求：-0.006≤〔Ti%〕-2〔0%〕≤0.008，使钛基氧化物以≥20颗粒/mm2的数量结晶，并且在冷却过程中在钛基氧化物上沉积MnS、TiN和V（C，N），使钛基氧化物以复合沉淀弥散在钢中。
由此生产出铸坯，将该铸坯再加热到1100-1300℃的温度范围，然后开轧，在轧制步骤的各道次间对所得钢坯表层部分至少进行一次水冷到≤700℃，接着在钢表面返回过程中轧制，轧制完成后，将轧制的钢以1-30℃/秒的冷却速率冷却到650-400℃，然后将冷却的钢放置。
4、一种生产具有极好耐火性和韧性的可控轧制型钢的方法，该方法包括以下步骤：将含有（重量%）C0.04-0.20%，Si0.05-0.50%，Mn0.4-2.0%，Mo0.3-0.7%，N0.003-0.015%，V0.04-0.20%，Al＜0.005%，并且还含有选自Cr≤0.7%，Nb≤0.05%，Ni≤1.0%，Cu≤1.0%，Ca≤0.003%，REM≤0.010%，中至少一种组分，其余为Fe和不可避免的杂质的钢水经预脱氧处理，使得溶解氧浓度调整到0.003-0.015%（重量），添加钛使得钛含量为0.005-0.025%（重量），并满足钛含量〔Ti%〕和溶解氧浓度〔0%〕之间由下式表示的关系的要求：-0.006≤〔Ti%〕-2〔0%〕≤0.008，使钛基氧化物以≥20颗粒/mm2的数量结晶，冷却过程中在钛基氧化物上沉积MnS、TiN和V（C，N），使钛基氧化物以复合沉淀弥散在钢中。由此生产出铸坯，将该铸坯再加热到1100-1300℃的温度范围。然后开轧，在轧制步骤的各道次中，对所得钢坯的表面部分至少进行一次水冷到≤700℃，接着在钢表面回热的过程中轧制，轧制完成后，将轧制的钢以1-30℃/秒的冷却到650-400℃，然后将冷却的钢放置。
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