专利名称：一种具有优异z向性能的建筑用特厚钢板及其生产方法
技术领域：
本发明涉及建筑用钢板及其制造方法，特别是具有优异的Z向性能的建筑用特厚钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，随着建筑物向大型化、复杂化的发展，对特厚板(》60mm)的需求越来越 多，同时对其内在质量的要求也日益严格。在一些高层建筑、大跨度场馆等的建造中，普遍 要求钢板具有良好的抗层状撕裂性能。目前国际上广泛采用板厚方向的断面收缩率Ψζ作 为衡量Z向性能、评价钢板层状撕裂敏感性优劣的主要指标。层状撕裂是一种危害性极大 的破坏形式，简单来说其形成机制是在焊接应力(Z向应力)的作用下，基体金属沿夹杂物 开裂并扩展，最终导致基体金属沿层状台阶撕裂断开，对工程造成无法挽回的巨大损失。因 此，在高层建筑领域迫切需要一种具有优异Z向性能的建筑用特厚板。日本特开平6-198394号专利申请介绍了一种抗层状撕裂性能优良的建筑结构用 厚板的制造方法。该钢板化学成分为CO. 01 0. 20%,SiO. 01 0. 50%,MnO. 5 2. 0%， P ^ 0. 05%, S ^ 0. 02%, CuO. 1 2. 0 %，CrO. 05 1. 0 %，NiO. 1 1. 5 %，MoO. 05 0. 5%, NbO. 005 0. 05%, V0. 01 0. 1%，TiO. 003 0. 5%，B 彡 0. 002%, CaO. 0005 0. 005%, A10. 005 0. 1 %, REM0. 001 0. 02%。该文献重点介绍了通过足够的锻压加工 率和压下比来保证钢板的Z向性能的方法。其不足之处在于采用正火处理的钢板成分设计 中均添加了 Cu、M等合金元素，由于M的价格较为昂贵，大大提高了钢板的成本。另外，该 文献对锻压率也有严格的要求，正火钢板的锻压率均在12%以上，这一方面会增大锻压设 备负荷，另外还增加了生产操作的复杂性，降低了生产效率。另外，该文献公开的技术正火 处理的钢板厚度最大仅为75mm。日本特开平6-158222号专利申请还介绍了一种无需热处理的具有优异Z向性 能的建筑结构用厚板的制造方法。该钢板的化学成分为C < 0. 20%，SiO. 05 0. 55%， MnO. 5 1. 8%,S^O. 04%, Cu ^ 1. 0%,Cr ^ 1. 0%,Ni ^ 1. 0%,Mo ^ 1. 0%,Nb ^ 0. 1%, V ^ 0. 1 %, Ti ^ 0. 1 %, Ca ^ 0. 1 %, Α10. 005 0. 10%, H 彡 0. 00008。该文献技术的不 足之处在于成分设计中对H含量要求十分严格，要求8ppm,目前国内钢厂能够控制的 H含量最低为lppm，Ippm以下的H不具备大生产操作的可行性。另外，H含量越低，所需的 脱氢处理时间会大大增加，严重影响了生产效率。而本发明中的H含量要求在2ppm以下， 通过精炼设备可以有效实现这一目标。另外采用该对比文献的方法无法生产特厚钢板，其 钢板的厚度均为35mm以下，不属于特厚板的范畴。而且该文献技术采用控制轧制(CR)工 艺，生产制造效率不高。
发明内容
本发明旨在克服以上问题，提供一种具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板，该类 钢板不仅具有优异的Z向性能、良好的强韧性和焊接、冷弯等加工性能，同时在钢板生产过程中合金元素加入少，大生产操作方便，其厚度可以达到60mm以上，特别是75 130mm。适 用领域包括高层建筑、大跨度场馆等建筑工程领域。为达到上述目的，本发明设计了一种具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板，其特 征在于，钢的化学成分(重量百分比)为c:0. 10 0. 22%,Si 0. 10 0. 50%、Mn:1.0 2. 0 %, P ≤ 0. 025%, S ≤ 0. 006%, Nb 0. 01 0. 06%、V 0. 02 0. 11%、Ti 0. 005 0. 025%,Ca 0. 0004 0. 0040%,Alt 0. 01 0. 05%,H ≤ 0. 0002%，余量为 Fe 及不可避 免的夹杂，所述的钢板厚度为> 60mm。优选地，0·0001 ≤H ≤0. 0002%。优选地，所述具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板的厚度为75 130mm。有利地，所述具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板，其Z向性能为Z35以上，也就 是说Z向性能为35%以上。本发明的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板的制造方法，包括如下步骤铁水深脱硫一转炉顶底复合吹炼一炉外精炼一模铸一初轧一初轧坯再加热一自 由轧制一空冷一正火热处理；其中，初轧坯再加热到1100°C 1250°C ；将钢板加热至860 920°C进行正火热处理。优选地，在本发明的模铸中，全程采用吹氩保护浇注。优选地，在本发明的自由轧制中，压下比D/d≤3.0。优选地，在本发明的自由轧制中，压下比为3.0≤D/d≤7.0。优选地，在本发明的自由轧制后，空冷至常温。优选地，在本发明的正火处理中，正火时间为1. 0 2. Omin/mm。以下详述本发明中化学成分的限定理由本发明中C含量选择在0. 10 0.22%。碳是钢中的主要强化元素，为了保证正火 钢板的强度，其添加量不得低于0.10% ；而建筑用钢对焊接性能要求非常严格，碳是碳当量 计算公式的主要元素，过高的碳含量会恶化钢板的焊接性，因此将碳含量限定在0. 22%以 下，优选0. 10 0. 22%。本发明中Si含量在0. 10 0. 50%。Si主要是以固溶强化形式提高钢的强度，同 时也是钢中的脱氧元素，但含量过高会恶化钢材的焊接性能，因此控制在0. 10 0. 50%。本发明中Mn含量选择在1. O 2. 0%。Mn主要通过固溶强化提高钢的强度。此 外Mn可扩大奥氏体相区，降低过冷奥氏体的转变温度，有利于相变组织的细化。但Mn也是 增加碳当量的元素，含量过高对钢的焊接性能有不利影响。因此将Mn含量控制在1.0 2. 0%。本发明中P含量≤0. 025%。低的磷含量可以使钢具有良好的韧性和焊接性，因此 本发明中应尽量降低磷含量。本发明中S含量≤0. 006%。S作为钢中的有害夹杂对钢的低温韧性有较大的损 害作用，更重要的是S与Mn结合形成MnS夹杂，在热轧过程中，塑性的MnS夹杂沿轧向延伸 形成MnS夹杂物带，严重损害钢板的Z向性能，因此钢中的S含量控制越低越好，考虑到生 产控制的可操作性等因素，本发明中将S含量控制在0. 006%以下。本发明中Nb含量在0. Ol 0. 06%。Nb是强碳氮化合物形成元素，通过细晶强化和析出强化提高钢的强度。当Nb含量低于0.01%时，对正火钢板的强化效果不够；当Nb含 量高于0. 06%时，对钢板的焊接性能有不利影响。因此将Nb含量控制在0. 01 0. 06%。本发明中V含量在0.02 0. 11%。V是典型的析出强化元素，与钢中N和C结合 生成细小的碳氮化物能够有效提高钢板的强度，但向钢中添加过量的V容易恶化钢板的低 温韧性和焊接性能。因此本发明中V含量控制在0. 02 0. 11%。本发明中Ti含量在0. 005 0. 025%。钢中加入微量的Ti能够和N结合生成稳 定性能高的TiN粒子，抑制焊接时热影响区内奥氏体晶粒的长大，改善钢的焊接性。Ti加入 量过少时，形成TiN粒子数量不足，不能够有效的抑制焊接热影响区的晶粒长大；加入Ti含 量过多时，钢液凝固过程中容易析出大尺寸的TiN，成为裂纹萌生的起点，恶化钢板的Z向 性能。本发明中Ca含量在0. 0004 0. 0040%。通过钙处理可以改变硫化物形态，由易 于变形的条状夹杂变为不易变形的、稳定细小的球状夹杂，提高钢板的Z向性能，另外还可 以改善钢的低温韧性，保证力学性能的各向同性。本发明中Alt含量在0.01 0.05%。钢中加入的A1主要用来脱氧，另外还能够 固定钢中的自由[N]，改善焊接热影响区的低温韧性。当钢中Alt低于0.01%时，其脱氧效 果和固氮效果均不理想；当钢中Alt高于0. 05%时，A1203夹杂增多，影响钢板的Z向性能 及焊接性能。本发明中H含量< 0.0002%，钢中氢含量较高时，容易在缺陷及夹杂物附近聚集 从而产生白点，成为钢材的疲劳裂纹源，严重恶化钢材的Z向性能。本发明的高Z向性能的建筑用特厚钢板的生产方法，其基本工艺流程如下铁水深脱硫一转炉顶底复合吹炼一炉外精炼一模铸一初轧一板坯再加热一轧制 —冷却一正火。采用铁水深脱硫，转炉顶底复合吹炼(控制C含量)，RH真空循环脱气工艺，同 时进行钙处理，获得钢的化学成份(重量% )为C 0. 10 0. 22 %、Si. 0. 10 0. 50 %、 Mn :1. 0 2. 0%、P 彡 0. 025%、S 彡 0. 006%、Nb :0. 01 0. 06%、V :0. 02 0. 11%、Ti 0. 005 0. 025%,Ca 0. 0004 0. 0040%,Alt 0. 01 0. 05%,H ^ 0. 0002%，余量为 Fe
及不可避免的夹杂。将符合本发明钢化学成分要求的钢水进行模铸，并全程采用吹氩保护浇注，避免 因钢水氧化引起的钢中夹杂物增多，从而恶化钢板的Z向性能。按照上述化学成份进行冶炼和铸造后，根据以下工艺条件进行轧制、冷却及热处 理将初轧坯加热到1100°c 1250°C，进行自由轧制(AR轧制)，保证压下比D/d ^ 3. 0 (D 初轧坯厚度，d 成品厚度)，优选D/d ( 7. 0,然后空冷至常温，而后将钢板加热至 860 920°C进行正火热处理，保温时间为1. 0 2. Omin/mm。初轧坯加热过程是保证钢中的各类合金元素包括Nb、Ti和V碳氮化物溶解于钢 中的过程。加热温度低于1100°c，则会导致合金元素特别是Nb和V碳氮化物不能充分溶 解，影响其发挥细晶和析出强化的功能，从而不能满足钢板的力学性能要求；加热温度高于 1250°C后不仅浪费能源，还会导致晶粒长大，影响钢材强度和低温冲击性能，甚至还可能出 现钢板过烧和脱碳等使钢板报废的情况。因此，在本发明中，选择1100 1250°C的加热温 度应该是合适的。
轧制过程中采用控制轧制可以有效提高钢板的力学性能，但控制轧制过程需要较 长时间待温，大大降低了生产效率；采用本发明成分设计的钢板在轧制过程中无需控轧即 可满足钢板的Z向性能和力学性能要求，因此本发明轧制过程中采用自由轧制(AR轧制)。由于钢锭内部不可避免的存在疏松、缩孔等内部缺陷，如果轧制过程中不能充分 压合，在钢板受到Z向应力时，缺陷处极易成为裂纹源从而引发层状撕裂，大大降低了钢板 的z向性能，因而需保证压下比D/d彡3. 0 ；另一方面，如果压下比过大，会引起轧制道次增 多，轧制时间增加，降低了生产效率。因而本发明中压下比优选控制在3. 0彡D/d彡7. 0。良好的基体组织也是提高钢板Z向性能的有效保障。正火加热温度太高、保温时 间过长时，容易引起晶粒长大，不利于钢板的组织细化，另外还增加生产成本，降低生产效 率；正火加热温度太低、保温时间太短时，钢板不能充分奥氏体化，甚至可能出现混晶等不 利的组织情况。因此本发明中正火温度控制为860 920°C，保温时间为1. 0 2. Omin/mm。按照本发明的成分设计和工艺制造建筑用特厚钢板，具有如下优点由于本发明钢采用微合金元素少，大生产中的操作方便，生产的钢板具有优异的 抗层状撕裂性能，其Z向性能可达到Z35以上。按照本发明生产的钢厚度可达到60mm以上，特别是75 130mm，满足了高层建筑 对特厚钢板的需求。本发明钢具有良好的焊接性能和较低的屈强比，满足了对建筑用钢的焊接性能和 抗震性能的严格要求。由于本发明钢的轧制工艺采用自由轧制，不需要进行控制轧制，无需待温时间，因 此可提高生产效率。
图1A是采用本发明生产的130mm厚钢板的断口形貌(Z = 69% )。图1B是采用本发明生产的130mm厚钢板的断口的能谱图。图2A是采用本发明生产的65mm厚钢板的断口形貌(Z = 66% )。图2B是采用本发明生产的65mm厚钢板的断口的能谱图。图3A是未采用本发明生产的70mm厚钢板的断口形貌(Z = 20% )图3B是未采用本发明生产的70mm厚钢板的断口的能谱图。
具体实施例方式按照本发明钢化学成分要求，即C :0. 10 0.22%、Si 0. 10 0. 50%、Mn :1. 0
2.0%, P ^ 0. 025 %, S ^ 0. 006%, Nb 0. 01 0. 06%、V 0. 02 0. 11%、Ti 0. 005 0. 025%,Ca 0. 0004 0. 0040%,Alt 0. 01 0. 05%,H ^ 0. 0002%，余量为 Fe 及不可避 免的夹杂，采用纯净钢冶炼工艺，在炼钢厂300吨转炉进行顶底复合吹炼，然后进行炉外精 炼，获得实施例1 8的化学成分见表1，余量为Fe及不可避免的夹杂。将初轧坯加热至1100 1250°C，进行自由轧制(AR轧制)，保证压下比D/d为
3.0彡D/d彡7. 0 (D 初轧坯厚度，d 成品厚度)，轧后空冷至室温，最后将钢板加热至860 920°C，进行正火热处理，保温时间为1. 0 2. Omin/mm。最终产品厚度分别为60mm、70mm、 80mm、90mm、100mm、120mm和130mm，其Z向性能及其他力学性能见表2。
其中对比1和对比2是日本特开平6-198394的技术，对比3和对比4是日本特开平6-158222的技术。 注AR为自由轧制；CR为控制轧制。Z向性能的测定根据GB/T5313-85《厚度方向性能钢板》中的取样要求，在钢板 轧制方向的一端中部截取6个全厚度试样，3个加工成拉伸试样(直径d0 = 10mm)，3个备 用，以此来测定钢板的Z向性能。通过表1、表2中发明实施例与对比例的比较可以发现，对比1、对比2的成分中添 加了 Cu、Ni元素之后，对Z向性能并无明显影响，且由于其价格较贵，相对提高了钢板的生 产成本。虽然Cu、Ni的加入可以有效提高钢板的强度和低温韧性，但钢板的屈强比也大大 提高。从表中可以看到，对比例的屈强比高达0.89，而本发明实施例中钢板的屈强比均为
0.72以下，因此，Cu、Ni的加入虽然提高了强度，却大大降低了钢板的抗震性能。另外，对比
1、对比2还要求控制锻压率，不但增大了锻压设备的负荷，还增加了生产工艺的复杂性。而 本发明中无需添加Cu、Ni等合金元素，同时对锻压率无任何要求，简化了生产操作，提高了 生产效率。另外，对比钢板的厚度仅为75mm以下，本发明的特厚板厚度最大可达130mm，且 具有优异的Z向性能。图1A是采用本发明生产的130mm厚钢板的断口形貌，该钢板的Z向性能为Z = 69%。图1B是该钢板断口的能谱图。图2A是采用本发明生产的65mm厚钢板的断口形貌， 该钢板的Z向性能为Z = 66%，图2B是该钢板断口的能谱图。图3A是未采用本发明生产 的70mm厚钢板的断口形貌，该钢板的Z向性能为Z = 20%。图3B为该钢板断口的能谱图。从图中可以看出，采用本发明生产的钢板断口形貌均为韧窝状，韧窝底部存在成
8颗粒状或细小球状的CaS夹杂，该夹杂即是经钙处理变性后形成的不易变形的夹杂物。而 未采用本发明生产的钢板断口呈现层状撕裂的形貌，断面上存在较多长条状MnS夹杂。由 于MnS夹杂在轧制过程中极易变形，当钢板收到Z向的拉伸作用时就很容易沿MnS夹杂处 撕裂断开，因而钢板的Z向性能较差。对比3、对比4的成分中H含量均控制在0. 8ppm之内，为了得到如此低的氢含量， 势必要大大增加脱氢处理时间，严重影响了生产效率。另外，对比3、对比4的生产工艺中采 用控制轧制方法，轧制过程中待温会严重影响生产效率。最重要的一点是采用对比专利的 方法所生产的钢板最大厚度仅为35mm，无法达到本发明中特厚板(60 130mm)的厚度范围。由此可见，本发明钢通过添加少量的微合金元素，采用自由轧制和正火工艺可以 稳定生产具有高Z向性能的建筑用特厚板。本发明生产的特厚板可广泛应用于高层建筑、 大跨度体育场馆建设等领域。以上通过实施例对本发明进行了较为详细的说明，但不仅仅限于这些实施例，在 不脱离本发明构思的情况之下，还可以有更多变化或改进的其他等效实施例，而这些变化 和改进都属于本发明的范围。
权利要求
一种具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板，其特征在于，钢的重量百分比计的化学成分为C010～0.22％、Si0.10～0.50％、Mn1.0～2.0％、P≤0.025％、S≤0.006％、Nb0.01～0.06％、V0.02～0.11％、Ti0.005～0.025％、Ca0.0004～0.0040％、Alt0.01～0.05％、H≤0.0002％，余量为Fe及不可避免的夹杂，所述的钢板厚度为≥60mm。
2.如权利要求1所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板，其特征在于， 0. 0001 彡 H 彡 0. 0002%。
3.如权利要求2所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板，其特征在于，所述的钢板 厚度为大于75至130mm。
4.如权利要求1 3中任一所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板，其特征在于， 所述钢板的Z向性能为Z35以上。
5.如权利要求1 4中任一所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板的制造方法， 包括如下步骤铁水深脱硫一转炉顶底复合吹炼一炉外精炼一模铸一初轧一初轧坯再加热一自由轧 制一空冷一正火热处理；其中，初轧坯再加热到IlOO0C 12500C ；将钢板加热至860 920°C进行正火热处理。
6.如权利要求5所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板的制造方法，其特征在于， 模铸中，全程采用吹氩保护浇注。
7.如权利要求5或6所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板的制造方法，其特征 在于，在自由轧制中，压下比D/d≤3.0。
8.如权利要求7所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板的制造方法，其特征在于， 在自由轧制中，压下比为3. 0≤D/d≤7. 0。
9.如权利要求5 8中任一所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板的制造方法， 其特征在于，空冷至常温。
10.如权利要求5 9中任一所述的具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板的制造方法， 其特征在于，正火处理时间为1. 0 2. Omin/mm。
全文摘要
一种具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板，其特征在于，钢的化学成分(重量百分比)为C010～0.22％、Si0.10～0.50％、Mn1.0～2.0％、P≤0.025％、S≤0.006％、Nb0.01～0.06％、V0.02～0.11％、Ti0.005～0.025％、Ca0.0004～0.0040％、Alt0.01～0.05％、H≤0.0002％，余量为Fe及不可避免的夹杂，所述钢板的厚度为≥60mm。这种特厚钢板的制造包括铁水深脱硫→转炉顶底复合吹炼→炉外精炼→模铸→初轧→初轧坯再加热→自由轧制→空冷→正火热处理；其中，初轧坯再加热到1100℃～1250℃；将钢板加热至860～920℃进行正火热处理。这种特厚钢板具有优异的Z向性能，可广泛应用于高层建筑、大跨度场馆等建筑工程领域。
文档编号C21D8/02GK101845588SQ200910048139
公开日2010年9月29日 申请日期2009年3月24日 优先权日2009年3月24日
发明者李自刚, 杨阿娜, 柏明卓 申请人:宝山钢铁股份有限公司