本发明属于钢结构用钢
技术领域：
，涉及一种抗震耐火耐蚀钢以及中厚钢板和薄钢板的制造方法。
背景技术：
钢结构建筑具有空间利用率大、设计灵活美观、可循环利用等优势，需求日益增多。然而，普通钢结构用钢的耐火性和耐蚀性欠佳，往往需要涂覆多层、较厚的防蚀涂料和防火涂料来解决消防安全和防止锈蚀的难题，大幅度提高了钢结构建筑的建造成本，延长了建造周期。因此，实现抗震、耐火、耐蚀等功能复合化成为了钢结构用钢的发展趋势。耐蚀性能因应用环境而异，技术上主要受合金成本限制，而抗震性能要求钢材常温下具有0.85以下的屈强比、17％-20％以上的延伸率，耐火性能要求钢材600℃高温屈服强度不低于室温屈服强度标准要求的2/3，后两者的要求对于屈服强度600mpa级及其以上钢结构用钢而言具有很大的技术挑战。技术实现要素：鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种抗震耐火耐蚀钢及其制造方法，解决了现有的钢结构建筑用钢的抗震耐火耐蚀等综合性能较差的问题。本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：一方面，本发明提供了一种抗震耐火耐蚀钢，组成为：c：0.05～0.11wt.％、si：0.10～0.30wt.％、mn：1.00～2.00wt.％、ni：1.00～1.50wt.％、cu：1.00～1.50wt.％、mo：0.50～0.60wt.％、nb：0.05～0.10wt.％、v：0.05～0.10wt.％、ti：0.010～0.030wt.％、al：0.015～0.035wt.％、b：0～0.0018wt.％、p：<0.015wt.％、s：<0.010wt.％，其余为fe和不可避免的杂质。进一步地，组成为：c：0.05～0.09wt.％、si：0.25～0.28wt.％、mn：1.10～1.80wt.％、ni：1.15～1.45wt.％、cu：1.05～1.45wt.％、mo：0.55～0.58wt.％、nb：0.06～0.09wt.％、v：0.058～0.092wt.％、ti：0.015～0.028wt.％、al：0.025～0.030wt.％、b：0.0002～0.0012wt.％、p：<0.015wt.％、s：<0.010wt.％，其余为fe和不可避免的杂质。进一步地，抗震耐火耐蚀钢为厚度40mm以上的钢板，b含量为0.0008～0.0018wt.％。另一方面，本发明还提供了一种抗震耐火耐蚀中厚钢板的制造方法，采用上述抗震耐火耐蚀钢，中厚钢板为厚度大于20mm的钢板；制造方法包括如下步骤：步骤1：将连铸坯或铸锭加热，均热，得到均热后的钢坯；步骤2：对均热后的钢坯进行热轧粗轧和热轧精轧，得到热轧后的钢板；步骤3：对热轧后的钢坯进行第一次层流冷却，第一次层流冷却的返红温度为400℃以下，随后进行第一次空冷获得马氏体组织，得到第一次空冷后的钢坯；步骤4：对第一次空冷后的钢坯加热至650-700℃进行两相区等温热处理，得到热处理后的钢坯；步骤5：对热处理后的钢坯进行第二次层流冷却，第二次层流冷却的返红温度400-500℃，固溶60wt.％以上的铜，随后进行第二次空冷，得到抗震耐火耐蚀中厚钢板。进一步地，包括如下步骤：步骤1：将开坯后的连铸坯或开坯后的铸锭加热，均热，得到均热后的钢坯，加热温度为1180-1250℃，均热时间为0.5-3h；步骤2：对均热后的钢坯进行热轧粗轧和热轧精轧，得到热轧后的钢板，热轧粗轧轧制3-6道次，热轧精轧轧制5-10道次，热轧粗轧的开轧温度为1180-1220℃，热轧粗轧的终轧温度为1135-1170℃，热轧精轧的开轧温度为995-1010℃，热轧精轧的终轧温度为850-950℃；步骤3：对热轧后的钢坯进行第一次层流冷却，第一次层流冷却的返红温度为400℃以下，第一次层流冷却的速度大于10℃/s，随后进行第一次空冷至200℃以下获得马氏体组织，得到第一次空冷后的钢坯；步骤4：对第一次空冷后的钢坯加热至650-700℃进行两相区等温热处理，保温时间为0.5-3h，得到热处理后的钢坯；步骤5：对热处理后的钢坯进行第二次层流冷却，第二次层流冷却的返红温度400-500℃，第二次层流冷却的速度大于10℃/s，固溶60wt.％以上的铜，随后进行第二次空冷，利用余热自回火消除应力和进行碳配分，得到抗震耐火耐蚀中厚钢板再一方面，本发明还提供了一种抗震耐火耐蚀薄钢板的制造方法，采用上述抗震耐火耐蚀钢，中厚钢板为厚度小于或等于20mm的热连轧钢板；制造方法包括如下步骤：步骤1：将连铸坯或铸锭加热，均热，得到均热后的钢坯；步骤2：对均热后的钢坯进行热轧粗轧和热轧精轧，得到热轧后的钢板；步骤3：对热轧后的钢板进行分段层流冷却，卷取，卷取温度为600-700℃，获得铁素体和贝氏体组织，得到热连轧卷板；步骤4：对热连轧卷板进行两次热处理，得到热处理后的钢板；步骤5：对热处理后的钢板进行第二次层流冷却，第二次层流冷却的返红温度400-500℃，固溶60wt.％以上的铜，随后进行第二次空冷，利用余热自回火消除应力和进行碳配分，得到抗震耐火耐蚀薄钢板。进一步地，包括如下步骤：步骤1：将开坯后的连铸坯或开坯后的铸锭加热，均热，得到均热后的钢坯，加热温度为1180-1250℃，均热时间为0.5-3h；步骤2：对均热后的钢坯进行热轧粗轧和热轧精轧，得到热轧后的钢板，热轧粗轧轧制3-6道次，热轧精轧轧制5-10道次，热轧粗轧的开轧温度为1180-1220℃，热轧精轧的终轧温度为850-950℃；步骤3：对热轧后的钢板进行分段层流冷却，卷取，卷取温度为600-700℃，获得铁素体和贝氏体组织，得到热连轧卷板；步骤4：热连轧卷板在横切机组分切、粗矫后，采用压力淬火热处理生产线进行两次热处理，得到热处理后的卷板。步骤5：对热处理后的卷板进行第二次层流冷却，第二次层流冷却的返红温度400-500℃，第二次层流冷却的速度大于10℃/s，固溶60wt.％以上的铜，随后进行第二次空冷，利用余热自回火消除应力和进行碳配分，得到抗震耐火耐蚀薄钢板。进一步地，分段冷却的方法如下：第一段为水冷，第一段冷却速度大于20℃/s；第二段为空冷，第三段为补偿层流冷却，第三段冷却速度3-10℃/s。进一步地，两次热处理中，第一次热处理为奥氏体化-淬火热处理，包括如下步骤：加热至850-950℃进行等温，保温时间为20min-60min，随后进行压力淬火，压力淬火的返红温度400℃以下，压力淬火层流冷却速度大于10℃/s，随后空冷至200℃以下获得马氏体组织。进一步地，两次热处理中，第二次热处理为两相区等温热处理，仍然采用压力淬火热处理生产线，加热至650-700℃进行等温，等温时间为0.5-3h。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耐蚀钢，主要利用mo的高温固溶强化、mo与nb等的固溶偏聚及mc相与cu相纳米粒子析出稳定高温组织、mc相和cu相纳米粒子的沉淀强化等方式提高高温拉伸强度，即提高耐火性能；通过控制mn+cu+ni等奥氏体稳定元素总量，结合两相区热处理控制室温残余奥氏体的含量，提高室温塑性并获得低屈强比，即保障抗震性能；mo、ni和cu等耐腐蚀合金元素以及多相组织的控制，使得上述抗震耐火耐蚀钢具有优异的耐海洋大气腐蚀性能。特别地，cu相形成元素在两相区热处理时60wt.％以上处于固溶状态，并被保留至室温，当遇火升温时，特别是温度达到500℃以上时逐渐快速析出，增强高温强度，提高耐火性能。2)本发明提供的抗震耐火耐蚀中厚钢板的制造方法，采用低c、以mn+ni+cu为主的合金设计和mo-nb-v-ti等复合微合金化，对冶炼和连铸或模铸开坯得到的钢坯进行热轧-在线直接淬火-离线两相区等温热处理，最终获得具有回火马氏体+残余奥氏体+mc和cu析出的多相组织，具有高屈服强度(600-690mpa级)和抗震性能(低屈强比0.85及以下)和高延伸率(18％及以上)的综合力学性能，同时具有耐火、耐蚀功能，焊接性能良好。低c、以mn+ni+cu为主的合金设计和mo-nb-v-ti等复合微合金化的成分设计以及两相区等温热处理是获得上述多相组织的关键，特别是3.50-4.50wt.％的mn+ni+cu复合合金化协同提高耐海洋大气腐蚀性能；本发明中两相区等温热处理后采用快速层流冷却、中高温中断冷却返红自回火的方式，与mn+ni+cu复合合金化结合，协同稳定奥氏体、提高塑性，室温固溶60wt.％以上铜，遇火时高温析出，强化纳米粒子析出，增强耐火性能，作用显著。3)本发明提供的抗震耐火耐蚀薄钢板的制造方法，采用低c、以mn+ni+cu为主的合金设计和mo-nb-v-ti等复合微合金化，对冶炼和连铸或模铸开坯得到的钢坯进行热连轧-高温卷取-离线淬火+两相区等温热处理，最终获得具有回火马氏体+残余奥氏体+mc和cu析出的多相组织，具有高屈服强度(600-690mpa级)和抗震性能(低屈强比0.85及以下)和高延伸率(18％及以上)的综合力学性能，同时具有耐火、耐蚀功能，焊接性能良好。低c、以mn+ni+cu为主的合金设计和mo-nb-v-ti等复合微合金化的成分设计以及两相区等温热处理是获得上述多相组织的关键，特别是3.50-4.50wt.％的mn+ni+cu复合合金化协同提高耐海洋大气腐蚀性能；本发明中两相区等温热处理后采用快速层流冷却、中高温中断冷却返红自回火的方式，与mn+ni+cu复合合金化结合，协同稳定奥氏体、提高塑性，室温固溶60wt.％以上铜，遇火时高温析出，强化纳米粒子析出，增强耐火性能，作用显著。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和权利要求书中所特别指出的结构来实现和获得。具体实施方式下面具体描述本发明的优选实施例。本发明提供了一种抗震耐火耐蚀钢，其组成按质量百分比为：c：0.05～0.11wt.％、si：0.10～0.30wt.％、mn：1.00～2.00wt.％、ni：1.00～1.50wt.％、cu：1.00～1.50wt.％、mo：0.50～0.60wt.％、nb：0.05～0.10wt.％、v：0.05～0.10wt.％、ti：0.010～0.030wt.％、al：0.015～0.035wt.％、b：0～0.0018wt.％、p：<0.015wt.％、s：<0.010wt.％，其余为fe和不可避免的杂质。与现有技术相比，本发明提供的抗震耐火耐蚀钢，主要利用mo的高温固溶强化、mo与nb等的固溶偏聚及mc相与cu相纳米粒子析出稳定高温组织、mc相和cu相纳米粒子的沉淀强化等方式提高高温拉伸强度，即提高耐火性能；通过控制mn+cu+ni等奥氏体稳定元素总量，结合两相区热处理控制室温残余奥氏体的含量，提高室温塑性并获得低屈强比，即保障抗震性能；mo、ni和cu等耐腐蚀合金元素以及多相组织的控制，使得上述抗震耐火耐蚀钢具有优异的耐海洋大气腐蚀性能。特别地，cu相形成元素在两相区热处理时60wt.％以上处于固溶状态，并被保留至室温，当遇火升温时，特别是温度达到500℃以上时逐渐快速析出，增强高温强度，提高耐火性能。具体来说，上述抗震耐火耐蚀钢中，各元素的作用及配比依据如下：碳(c)：具有显著的间隙置换固溶强化作用，提高钢的淬透性；也是mc相的形成元素。本发明钢中碳含量范围为0.05～0.11wt.％。低于0.05wt.％，难以获得高强度；高于0.11wt.％，在本发明钢合金含量较高的情况下加剧产生冷裂纹倾向，对焊接性能不利。硅(si)：钢中脱氧元素之一，同时具有较强的固溶强化作用，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为0.10～0.30wt.％。锰(mn)：开放奥氏体相区的合金元素，在奥氏体-铁素体两相区热处理保温时在奥氏体相中富集，提高奥氏体的稳定性，有利于室温保留奥氏体；具有一定的固溶强化作用，提高钢的淬透性。锰是最常见的合金元素，性价比高，为了充分发挥出固溶强化和提高淬透性的作用，含量不低于1.00wt.％，但高于2.00wt.％则不利于铸坯偏析质量控制，同时也降低焊接性能。本发明钢中锰含量范围为1.00～2.00wt.％。镍(ni)：与锰一样也是开放奥氏体相区的合金元素，在奥氏体-铁素体两相区热处理保温时在奥氏体相中富集，提高奥氏体的稳定性，有利于室温保留奥氏体；具有一定的固溶强化作用，提高钢的淬透性，还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只有1/15，有利于焊接性能。镍不易氧化和腐蚀，钢中镍含量不低于1.00wt.％时具有较高的耐大气腐蚀性能。本发明钢中镍含量范围为1.00～1.50wt.％。铜(cu)：扩大奥氏体相区的合金元素，在奥氏体中有较大的固溶度，在铁素体中的固溶度则相对较小，且铁素体中铜的固溶度随温度的变化较敏感。因此，在奥氏体-铁素体两相区热处理保温时，一部分铜在奥氏体相中富集，提高奥氏体的稳定性，有利于提高淬透性和室温保留奥氏体；一部分铜在铁素体中固溶；还有一部分铜在铁素体中以纳米铜粒子析出，这一部分铜含量随着两相区热处理温度的升高而急剧减少。本发明采用较高温度的两相区热处理，保温完成后快速冷却，在马氏体(铁素体)和奥氏体中固溶的铜将在遇火升温过程中快速析出，提高钢的高温强度和耐火性能。钢中的铜能促进γ-fe2o3/γ-feooh向稳定的锈层物相α-feooh的转化，能在氧化或腐蚀锈层裂纹处富集，阻止腐蚀介质与基体进一步接触，因此，铜的添加能提高钢的耐蚀性能。此外，铜元素的碳当量系数只有1/15，有利于焊接性能。但由于铜脆问题，增加铜则需要相应的增加镍，因此，综合性价比考虑，本发明钢中铜含量范围为1.00～1.50wt.％。特别地，本发明钢中锰+镍+铜的总含量范围控制在3.50～4.50wt.％，铜与镍、钼等协同提高耐海洋大气腐蚀性能；结合本发明具有特色的两相区热处理，铜与锰、镍等合金元素协同稳定奥氏体、提高塑性，相当部分固溶的铜遇火析出纳米铜粒子，增强耐火性能，作用显著。钼(mo)：显著提高钢的淬透性、耐火性能和耐海洋大气腐蚀性能，减少回火脆性。钼通过固溶强化直接强化基体从而提高高温强度，也偏聚在基体的界面等缺陷处提高组织热稳定性从而提高高温强度，与nb、v等协同析出并细化mc相纳米粒子，钉扎界面、位错等缺陷，通过沉淀强化和增强组织热稳定性而提高高温强度。本发明钢中钼含量不低于0.50wt.％，稳定高温组织和mc相纳米粒子不粗化的作用在两相区热处理和600℃高温拉伸中显著体现，是本发明钢获得600-690mpa级屈服强度及其匹配高温拉伸强度的重要保障，耐海洋大气腐蚀性能也表现优异。综合性价比考虑，本发明钢中钼含量范围为0.50～0.60wt.％。铌(nb)：在控制轧制中，奥氏体中固溶铌和形变诱导析出含铌mc相粒子均具有很强的抑制奥氏体晶粒再结晶和细化晶粒作用；相间析出、铁素体过饱和析出含铌mc相粒子具有较强的沉淀强化作用。本发明钢中的mc相粒子还包含v、mo等元素。在两相区热处理和600℃高温拉伸时，在奥氏体和铁素体中有少量的铌固溶，易偏聚于界面、位错等缺陷处，起稳定高温组织的作用，有利于保障室温和高温屈服强度，即室温高强度和耐火性能。铌含量低于0.05wt.％时不利于保障耐火性能，高于0.10wt.％时增加冶炼连铸难度和提高成本。本发明钢中铌含量在0.05-0.10wt.％。钒(v)：与铌、钼等协同析出mc相，由于碳氮化钒在在奥氏体中的固溶度积相对较大，而在贝氏体、马氏体或铁素体基体中的过饱和度较大而大量析出，具有显著的沉淀强化效果。添加少量钒，沉淀析出效果不明显。本发明钢中钒含量控制在0.05-0.10wt.％。钛(ti)：本发明钢主要进行微钛处理，钛主要与氮结合形成尺寸纳米级氮化钛粒子，细化铸坯加热过程中的奥氏体晶粒。本发明钢中氮含量不超过80ppm。按照氮化钛的理想化学配比，钛含量添加一般不超过0.030wt.％，过高的钛反而容易形成较粗大的氮化钛，不利于细化奥氏体晶粒，反而损害钢的韧塑性。过低的钛则不能充分固定氮、形成有效数量的氮化钛。本发明钢中钛含量范围为0.010-0.030wt.％。铝(al)：铝是强脱氧元素，还可与氮结合形成氮化铝，能够起到细化奥氏体晶粒的作用。本发明钢中铝含量范围为0.015～0.035wt.％。硼(b)：强烈偏聚于奥氏体晶界及其它晶体缺陷处，显著提高淬透性，可以减轻富铜液相的偏聚和富铜液相沿晶界向基体内部的渗透，提高热轧板表面的质量。但过量的硼可能形成对热加工性能和韧塑性不利的硼相。本发明钢可以添加不高于0.0018wt.％的硼。磷(p)和硫(s)：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，故分别控制在0.015wt.％和0.010wt.％以内。为了进一步提高上述抗震耐火耐蚀钢的综合性能，可以对上述抗震耐火耐蚀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可以为：c：0.05～0.09wt.％、si：0.25～0.28wt.％、mn：1.10～1.80wt.％、ni：1.15～1.45wt.％、cu：1.05～1.45wt.％、mo：0.55～0.58wt.％、nb：0.06～0.09wt.％、v：0.058～0.092wt.％、ti：0.015～0.028wt.％、al：0.025～0.030wt.％、b：0.0002～0.0012wt.％、p：<0.015wt.％、s：<0.010wt.％，其余为fe和不可避免的杂质。需要说明的是，对于厚度规格40mm以上的钢板，硼含量范围为0.0008～0.0018wt.％。这是要因为厚度40mm以上钢板的厚度中心部位的冷却速度较慢，需要添加硼以提高钢板的淬透性，使得厚度以上钢板的中心位置也获得马氏体组织。另一方面，本发明还提供了一种抗震耐火耐蚀中厚钢板的制造方法，该中厚钢板是指厚度大于20mm的钢板，上述制造方法采用转炉或电炉冶炼，铸造采用连铸或模铸，可以采用中厚板轧机+普通淬火热处理或压力淬火热处理生产线进行生产，包括如下步骤：步骤1：将开坯后的连铸坯或开坯后的铸锭装入加热炉中加热，均热，得到均热后的钢坯，加热温度为1180-1250℃，均热时间为0.5-3h；步骤2：采用中厚板轧机对均热后的钢坯进行热轧粗轧和热轧精轧，得到热轧后的钢板，热轧粗轧轧制3-6道次，热轧精轧轧制5-10道次，热轧粗轧的开轧温度为1180-1220℃，热轧粗轧的终轧温度为1135-1170℃，热轧精轧的开轧温度为995-1010℃，热轧精轧的终轧温度为850-950℃；步骤3：对热轧后的钢坯进行第一次层流冷却，第一次层流冷却的返红温度为400℃以下，第一次层流冷却的速度大于10℃/s，随后进行第一次空冷至200℃以下获得马氏体组织，得到第一次空冷后的钢坯；步骤4：对第一次空冷后的钢坯进行热处理，得到热处理后的钢坯，加热至650-700℃进行两相区等温热处理，保温时间为0.5-3h；步骤5：对热处理后的钢坯进行第二次层流冷却，第二次层流冷却的返红温度400-500℃，第二次层流冷却的速度大于10℃/s，固溶60wt.％以上的铜，随后进行第二次空冷。与现有技术相比，本发明提供的抗震耐火耐蚀中厚钢板的制造方法，采用低c、以mn+ni+cu为主的合金设计和mo-nb-v-ti等复合微合金化，对冶炼和连铸或模铸开坯得到的钢坯进行热轧-在线直接淬火-离线两相区等温热处理，最终获得具有回火马氏体+残余奥氏体+mc和cu析出的多相组织，具有高屈服强度(600-690mpa级)和抗震性能(低屈强比0.85及以下)和高延伸率(18％及以上)的综合力学性能，同时具有耐火、耐蚀功能，焊接性能良好。低c、以mn+ni+cu为主的合金设计和mo-nb-v-ti等复合微合金化的成分设计以及两相区等温热处理是获得上述多相组织的关键，特别是3.50-4.50wt.％的mn+ni+cu复合合金化协同提高耐海洋大气腐蚀性能；本发明中两相区等温热处理后采用快速层流冷却、中高温中断冷却返红自回火的方式，与mn+ni+cu复合合金化结合，协同稳定奥氏体、提高塑性，室温固溶60wt.％以上铜(是指固溶后的铜占总铜含量的质量百分比)，遇火时高温析出，强化纳米粒子析出，增强耐火性能，作用显著。需要指出的是，第二次层流冷却至400-500℃后空冷，充分利用余热消除马氏体相变应力和进行碳配分，产生自回火效应，使钢板获得更好的韧塑性和加工性能。特别的，中厚板生产线生产的厚度16mm以下的薄钢板两相区等温热处理后采用压力淬火机进行压力层流冷却以改善板形，层流冷却后进行堆垛空冷。再一方面，本发明还提供了一种抗震耐火耐蚀薄钢板的制造方法，该薄钢板是指厚度小于或等于20mm的热连轧钢板，上述制造方法采用转炉或电炉冶炼，铸造采用连铸或模铸，连热轧轧机+横切机组+压力淬火热处理生产线生产，包括如下步骤：步骤1：将开坯后的连铸坯或开坯后的铸锭装入加热炉中加热，均热，得到均热后的钢坯，加热温度为1180-1250℃，均热时间为0.5-3h；步骤2：采用中厚板轧机对均热后的钢坯进行热轧粗轧和热轧精轧，得到热轧后的钢板，热轧粗轧轧制3-6道次，热轧精轧轧制5-10道次，热轧粗轧的开轧温度为1180-1220℃，热轧精轧的终轧温度为850-950℃；步骤3：对热轧后的钢板进行分段层流冷却，卷取，第一段进行大水量层流快速冷却，第一段冷却速度大于20℃/s，第二段为空冷，第三段进行小水量补偿层流冷却，第三段冷却速度3-10℃/s，卷取温度为600-700℃，获得铁素体+贝氏体组织，得到热连轧卷板；步骤4：热连轧卷板在横切机组分切、粗矫后，采用压力淬火热处理生产线进行两次热处理，得到热处理后的卷板。其中，第一次热处理为奥氏体化-淬火热处理，加热至850-950℃进行等温，保温时间为20min-60min，随后进行压力淬火，压力淬火的返红温度400℃以下，压力淬火层流冷却速度大于10℃/s，随后空冷至200℃以下获得马氏体组织。第二次热处理为两相区等温热处理，仍然采用压力淬火热处理生产线，加热至650-700℃进行等温，等温时间为0.5-3h。步骤5：对热处理后的钢板进行第二次层流冷却，第二次层流冷却的返红温度400-500℃，第二次层流冷却的速度大于10℃/s，固溶60wt.％以上的铜，随后进行第二次空冷。与现有技术相比，本发明提供的抗震耐火耐蚀薄钢板的制造方法，采用低c、以mn+ni+cu为主的合金设计和mo-nb-v-ti等复合微合金化，对冶炼和连铸或模铸开坯得到的钢坯进行热连轧-高温卷取-离线淬火+两相区等温热处理，最终获得具有回火马氏体+残余奥氏体+mc和cu析出的多相组织，具有高屈服强度(600-690mpa级)和抗震性能(低屈强比(0.85及以下)和高延伸率(18％及以上))的综合力学性能，同时具有耐火、耐蚀功能，焊接性能良好。低c、以mn+ni+cu为主的合金设计和mo-nb-v-ti等复合微合金化的成分设计以及两相区等温热处理是获得上述多相组织的关键，特别是3.50-4.50wt.％的mn+ni+cu复合合金化协同提高耐海洋大气腐蚀性能；本发明中两相区等温热处理后采用快速层流冷却、中高温中断冷却返红自回火的方式，与mn+ni+cu复合合金化结合，协同稳定奥氏体、提高塑性，室温固溶60wt.％以上铜，遇火时高温析出，强化纳米粒子析出，增强耐火性能，作用显著。特别的，厚度16mm及以下的薄板在第二次压力淬火层流冷却后进行堆垛空冷，薄板堆垛冷却较缓慢，充分利用余热消除马氏体相变应力和进行碳配分，产生自回火效应，使钢板获得更好的韧塑性和加工性能。实施例1：将铸坯加热至1180℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1200℃，经3道次粗轧，粗轧终轧温度为1035℃，精轧开轧温度为1000℃，精轧终轧温度为885℃，经5道次精轧，将钢板厚度轧制为40mm；以18℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至390℃，然后空冷至室温；在加热炉中700℃保温0.5h，以18℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至405℃，然后空冷至室温。实施例2：将铸坯加热至1200℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1200℃，经3道次粗轧，粗轧终轧温度为1055℃，精轧开轧温度为995℃，精轧终轧温度为860℃，经6道次精轧，将钢板厚度轧制为25mm；以15℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至364℃，然后空冷至室温；在加热炉中680℃保温1.5h，以18℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至420℃，然后空冷至室温。实施例3：将铸坯加热至1200℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1200℃，经4道次粗轧，粗轧终轧温度为1070℃，精轧开轧温度为1010℃，精轧终轧温度为901℃，经6道次精轧，将钢板厚度轧制为12mm；以20℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至395℃，然后空冷至室温；在加热炉中660℃保温3h，以15℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至435℃，然后空冷至室温。实施例4：将铸坯加热至1200℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1200℃，经3道次粗轧，6道次精轧，精轧终轧温度为893℃，将钢板厚度轧制为20mm；以22℃/s的前段冷却速度和5℃/s的后段冷却速度对钢板进行层流冷却至663℃，然后空冷至室温；在加热炉中900℃保温45min，以17℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至382℃，然后在加热炉中700℃保温0.5h，以18℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至466℃，然后空冷至室温。实施例5：将铸坯加热至1200℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1200℃，经4道次粗轧，6道次精轧，精轧终轧温度为872℃，将钢板厚度轧制为12mm；以23℃/s的前段冷却速度和7℃/s的后段冷却速度对钢板进行层流冷却至628℃，然后空冷至室温；在加热炉中880℃保温45min，以15℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至375℃，然后在加热炉中680℃保温1.5h，以17℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至437℃，然后空冷至室温。实施例6：将铸坯加热至1200℃，保温时间2h，粗轧开轧温度为1200℃，经4道次粗轧，7道次精轧，精轧终轧温度为905℃，将钢板厚度轧制为6mm；以21℃/s的前段冷却速度和5℃/s的后段冷却速度对钢板进行层流冷却至694℃，然后空冷至室温；在加热炉中880℃保温45min，以18℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至393℃，然后在加热炉中660℃保温13h，以15℃/s的冷却速度对钢板进行层流冷却至465℃，然后空冷至室温。将各钢板进行力学性能测试，结果如表4所示，由表可以看出，实施例1、实施例3、实施例4和实施例5的室温屈服强度达到690mpa级，实施例2和实施例6室温屈服强度达到600mpa级，且各钢板的屈强比不高于0.85。延伸率不低于18％；620℃屈服强度均大于室温屈服强度标准的2/3，说明具有良好的耐火性。然后将六种钢板进行耐腐蚀性能测试，实验条件为：室温下，在人造海水溶液中浸润(成分见表5所示)，以普通q345gj钢为对比钢板，腐蚀结果如表6所示，以普通q345gj钢板的腐蚀结果为1，本发明六种钢板的腐蚀结果不高于q345钢板腐蚀结果的30％，说明本发明六种钢板具有良好的耐腐蚀性能。表1超高强度抗震耐火耐蚀钢的化学成分(wt.％)csimnmonicutibnbvalps实施例10.090.251.500.581.251.250.0150.00020.0850.0850.0250.0080.002实施例20.050.281.800.551.351.350.0280.00040.0600.0630.0270.0080.003实施例30.080.211.350.571.451.450.0180.00120.0900.0870.0300.0050.003实施例40.090.281.100.581.251.450.0250.00030.0900.0920.0300.0060.002实施例50.080.251.500.581.151.050.0160.00050.0900.0880.0280.0060.003实施例60.070.251.130.571.251.250.0150.00020.0600.0580.0280.0090.003表2超高强度抗震耐火耐蚀中厚钢板轧制及热处理工艺表3超高强度抗震耐火耐蚀热连轧薄钢板轧制及热处理工艺表4超高强度抗震耐火耐蚀钢的力学性能表5人造海水中化学成分化合物浓度g/l化合物浓度g/lnacl24.53nahco30.201mgcl25.20kbr0.101na2so44.09h3bo30.027cacl21.16srcl20.025kcl0.695naf0.003表6超高强度抗震耐火耐蚀钢在人造海水中的耐腐蚀性能以上所述，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。当前第1页12