一种屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢及其生产方法

摘要

本发明涉及一种屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢及其生产方法，其主要组分及质量百分比为：C 0.035～0.075％，Si 0.13～0.24％，Mn 1.56～1.82％，P≤0.003％，S≤0.002％，Mo 0.12～0.23％，W 0.21～0.40％，Cu 0.22～0.48％，Ni 0.21～0.43％，Nb 0.026～0.048％，V 0.058～0.077％，Ti 0.045～0.068％，Ca 0.0022～0.0052％，Ta 0.0028～0.0065％。本发明提供的耐候钢具有良好的力学性能、优异的耐火性能、耐候性能以及抗层状撕裂性能，还具有优良的焊接性能。

权利要求

1.一种屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其特征在于，其组分及质量百分含量为：C：0.035～0.075%，Si：0.13～0.24%，Mn：1.56～1.82%，P≤0.003%，S≤0.002%，Mo：

0.12～0.23%，W：0.21～0.40%，Cu：0.22～0.48%，Ni：0.21～0.43%，Nb：0.026～0.048%，V：

0.058～0.077%，Ti：0.045～0.068%，Ca：0.0022～0.0052%，Ta：0.0028～0.0065%，[N]：

0.0022～0.0057%，[O]：0.0024～0.0042%，其余为Fe及不可避免的杂质，同时满足：①（Ca+

2Ta）/3[O]=1.32～1.65，②4（15C+Mo+2W）+3（Mn+Cu）=11.52～13.61%，③Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10≤0.20%；

所述屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢的微观组织为贝氏体和体积百分比为15～30%的准多边形铁素体双相组织结构以及等效尺寸在0.25μm以下的分布均匀的细小M/A岛组织。

2.一种权利要求1所述的屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢的生产方法，包括冶炼并浇注成铸坯、铸坯加热、高压水除鳞、控制轧制、层流冷却等工艺步骤，其特征在于，具体工艺步骤如下：

1）冶炼并浇注成铸坯：对铁水进行冶炼和浇注处理，形成铸坯，控制Ca：0.0022～

0.0052%，Ta：0.0028～0.0065%，且真空处理时间≥30min；

2）铸坯加热：将铸坯以6.0～7.0℃/s的加热速率加热至700～720℃，再以7.1～8.8℃/s的加热速率加热至830～890℃，随后以9.0～11.5℃/s的加热速率加热至1180～1230℃，并保温32～42min，出炉温度控制在1120～1150℃，并进行高压水除鳞处理；

3）控制轧制：分为Ⅰ阶段、Ⅱ阶段和Ⅲ阶段轧制，所述Ⅰ阶段轧制开轧温度不低于1100℃，终轧温度为1060～1080℃，轧制道次为3～5道，道次总压下率为50～60%；所述Ⅱ阶段轧制开轧温度为1020～1050℃，轧制道次为3～5道，单道次压下率为15～25%，轧制结束后板坯厚度为（h+40）mm；所述Ⅲ阶段轧制开轧温度为（980-9h/4）±5℃，终轧温度为（880-7h/8）±5℃，轧制道次为4～6道，末三道次累计压下率为30～35%，其中h是以mm为单位的成品厚度值；

4）层流冷却：对Ⅲ阶段轧制后钢板进行2～8s弛豫缓冷，随后进行层流冷却，开冷温度控制在（760+3h/4）±5℃，冷却速度控制在12～18℃/s，冷却返红温度为400～450℃，最后空冷至室温得到屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其中h是以mm为单位的成品厚度值。

3.根据权利要求2所述的屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢的生产方法，其特征在于，步骤4）层流冷却时上水量与下水量之比控制在0.79～0.92。

说明书

一种屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢及其生产

方法

技术领域

[0001] 本发明属于低合金高强钢制造技术领域，涉及一种屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢及其生产方法。

背景技术

[0002] 随着钢铁冶金技术的不断发展，钢结构的柱、梁等结构件均对钢板强度、抗火抗灾、防腐蚀、抗震等方面性能均提出了新要求，而普通钢结构在建筑行业中较差的抗火抗灾和防腐蚀能力则面临着严峻考验。近年来，国内外冶金工作者积极开展了耐火、耐候、抗震等系列钢研究，使用耐火耐候钢不仅可弥补普通钢结构抗火抗灾防腐蚀性能差的缺点，大大减少防火涂料和耐候涂层，降低环境污染，还可以提高资源和能源利用效率，符合国家大政方针要求，因此，从长远来看，结构用耐火耐候钢是建筑结构行业具有巨大潜在需求的优质钢材，其市场价值不可估量。

[0003] 中国发明专利申请号CN1354273A公开了一种高性能耐火耐候建筑用钢及其生产方法，该发明专利申请的建筑用钢含有C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、Ti、Als、N、O、Cr、Ni、Cu、Ca、B，此外还含有Nb、V、RE中的一种或一种以上，余量为Fe，经过冶炼、轧制和热处理，使钢具有高强度、高韧性、优良的耐火和耐候性能。但该发明专利申请的缺点是含有较多P含量，致使焊接性能较差，且钢板需进行正火+回火处理，工艺路线复杂，成本较高，同时钢板的强度级别较低。

[0004] 中国发明专利申请号CN201110247615.0、CN200910011963.0、CN200910272414.9、CN200910045146.7、CN201110080774.6公开的的中国发明专利，其发明产品均具有良好的耐火性能，但其缺点是均不具备耐候性能；另有中国发明专利申请号CN201010113848.7、CN03804658.X、CN200910056602.8公开的中国发明专利，其发明产品均具有良好的耐候性能，但其缺点是均不具备耐火性能。

[0005] 中国发明专利申请号CN201110247615.0公开了一种耐火抗震建筑用钢，其化学成分(按重量百分比)为：C：0.1％～0.18％，Si：0.1％～0.50％，Mn：1％～1.80％，P≤0.025％，S≤0.015％，Cr≤0.50％，Mo≤0.30％，Al≤0.04％，N≤0.007％，Ca≤0.006％，以及Nb≤0.050％，V≤0.055％，Ti≤0.035％中的一种或两种以上，且Nb+V+Ti≤0.055％，余为铁和不可避免的杂质。其制造方法包括：加热温度1180℃，保温3h，开轧温度≥1180℃，控轧末三道累计压下率≥35％，终轧温度为860～900℃，终轧后直接空冷至室温，或以5～15℃/s冷速冷却到室温。这样得到的钢具备优异的耐火性，Rp0.2(600℃屈服强度)/Rp0.2(室温屈服强度)≥2/3，具备低的屈强比(屈强比Rp0.2/Rm≤0.75)，抗震性能好。该专利文献发明仅限于屈服强度235～460MPa钢种，钢中P、S含量较多，对后续焊接性能有一定的影响，此外，该钢种也不具有良好的耐候性能。

[0006] 中国发明专利申请号CN200910180490.7公开了一种非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢及其制备方法，该钢种包含的成分及其基本成分重量百分比为：C：0.03％～0.08％，Si：0.30％～0.60％，Mn：1.30％～1.80％，P≤0.015％，S≤0.010％，Cu：0.30％～
0.60％，Ni：0.20％～0.50％，Cr：0.40％～0.80％，Mo：0.10％～0.40％，Nb：0.030％～
0.080％及Ti≤0.04％；可选成分：Als≤0.04％及RE≤0.40kg/t钢或Ca≤0.005％中的两种或两种以上；以及余量的Fe和杂质，其焊接冷裂纹敏感性系数低，耐腐蚀指数高。该发明钢种虽然成分简单，具有优异的成型性、耐候性、焊接性和低温韧性，同时其制备工艺简单，无需热处理，生产周期短，生产成本低的特点。但其含有较多的Ni、Cu贵重元素，且不具有耐火性能。

[0007] 中国发明专利申请号CN200910056602.8公开了一种屈服强度在700MPa以上韧性优良的高耐蚀性含Cr耐候钢及其制造方法。所述耐候钢的成分质量百分比含量为：C：0.02％～0.10％，Si：0.1％～0.4％，Mn：0.3％～1.3％，P≤0.01％，S≤0.006％，Cu：0.2％～0.5％，Cr：2.5％～10％，Ni：0.2％～1.0％，Nb：0.02％～0.06％，Al：0.01％～0.05％，N≤0.005％，Ti：0.02％～0.10％，其余为Fe和不可避免的杂质。所述钢制成的钢板具有
700MPa以上的屈服强度和优良的韧性，同时其相对腐蚀率比传统耐候钢降低1倍，满足铁路车辆用钢提高耐腐蚀的要求。但其主要针对铁路车辆用钢研发，采用热连轧卷取工艺生产，钢中含有较多量的Cr元素，不利于钢板焊接及低温韧性，此外，钢种也不具有耐火性能。

[0008] 此外，中国发明专利申请号CN103695772A和CN103695773A分别公开了屈服强度为550MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法和屈服强度为690MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法，该两件发明专利申请建筑用钢含有C、Si、Mn、P、S、Nb、Ti、Mo、W、Mg、O，此外还含有Sb或Zr或其两种以任意比例的混合物，其余为Fe及不可避免的夹杂，经过铁水脱硫、转炉冶炼、真空处理、添加Mg元素、常规连铸并对铸坯加热、分段轧制、终轧后进行冷却等工艺，使钢具有优良的耐火、耐候及抗震性能，综合性能优良，但这两种钢的缺点均为焊接性能以及耐腐蚀性能不是很理想。

发明内容

[0009] 本发明所要解决的技术问题是针对现有技术中存在的上述不足，提供一种屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢及其生产方法，优化化学成分及生产工艺，使生产的产品具有高强韧性，高塑性，低屈强比，优异的耐火性能、耐候性能以及抗层状撕裂性能，此外还具有良好的焊接性能和冷加工性能。

[0010] 为解决上述技术问题，本发明提供的技术方案是：

[0011] 提供一种屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其组分及质量百分含量为：C：0.035～0.075％，Si：0.13～0.24％，Mn：1.56～1.82％，P≤0.003％，S≤0.002％，Mo：0.12～0.23％，W：0.21～0.40％，Cu：0.22～0.48％，Ni：0.21～0.43％，Nb：0.026～
0.048％，V：0.058～0.077％，Ti：0.045～0.068％，Ca：0.0022～0.0052％，Ta：0.0028～
0.0065％，[N]：0.0022～0.0057％，[O]：0.0024～0.0042％，其余为Fe及不可避免的杂质，同时满足：①(Ca+2Ta)/3[O]＝1.32～1.65，②4(15C+Mo+2W)+3(Mn+Cu)＝11.52～13.61％，③Pcm(％)＝C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10≤0.20％。

[0012] 本发明还提供上述屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢的生产方法，包括冶炼并浇注成铸坯、铸坯加热、高压水除磷、控制轧制、层流冷却等工艺步骤，具体工艺步骤如下：

[0013] 1)冶炼并浇注成铸坯：对铁水进行冶炼和浇注处理，形成铸坯，控制Ca：0.0022～0.0052％，Ta：0.0028～0.0065％，且真空处理时间≥30min；

[0014] 2)铸坯加热：将铸坯以6.0～7.0℃/s的加热速率加热至700～720℃，再以7.1～8.8℃/s的加热速率加热至830～890℃，随后以9.0～11.5℃/s的加热速率加热至1180～
1230℃，并保温32～42min，出炉温度控制在1120～1150℃，并进行高压水除磷处理；

[0015] 3)控制轧制：分为Ⅰ阶段、Ⅱ阶段和Ⅲ阶段轧制，所述Ⅰ阶段轧制开轧温度不低于1100℃，终轧温度为1060～1080℃，轧制道次为3～5道，道次总压下率为50～60％；所述Ⅱ阶段轧制开轧温度为1020～1050℃，轧制道次为3～5道，单道次压下率为15～25％，轧制结束后板坯厚度为(h+40)mm；所述Ⅲ阶段轧制开轧温度为(980-9h/4)±5℃，终轧温度为(880-7h/8)±5℃，轧制道次为4～6道，末三道次累计压下率为30～35％，其中h是以mm为单位的成品厚度值；

[0016] 4)层流冷却：对Ⅲ阶段轧制后钢板进行2～8s弛豫缓冷，随后进行层流冷却，开冷温度控制在(760+3h/4)±5℃，冷却速度控制在12～18℃/s，冷却返红温度为400～450℃，最后空冷至室温得到屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其中h是以mm为单位的成品厚度值。

[0017] 进一步地，所述步骤4)层流冷却时上水量与下水量之比控制在0.79～0.92。

[0018] 本发明的各化学组分的选用理由：

[0019] 碳(C)：C元素是确保钢材强度必不可少的元素，主要通过间隙固溶强化提高强度，同时具有降低屈强比作用。C还与钢中Nb、V、Ti、Mo、W等元素结合形成微细碳化物或碳氮化物质点，具有细晶强化和沉淀强化作用，从而进一步提高强度、改善低温冲击韧性和焊接性能。为了确保C元素上述作用，其含量不得低于0.035％，而C含量增加将导致Fe3C和M-A组织增加，加剧碳偏析以及焊接时产生冷裂纹倾向，继而恶化低温冲击韧性、焊接性能以及冷热加工性能。故C含量限定为0.035～0.075％。

[0020] 硅(Si)：Si元素的主要作用是固溶强化和脱氧，由于本发明添加了Ca和Ta元素，其与[O]具有较强结合力并形成微细氧化物，起到脱氧作用，为平衡并确保低温韧性及焊接性能不受损害，仅添加少量Si起到固溶强化作用。故Si含量限定为0.13～0.24％。

[0021] 锰(Mn)：Mn元素是确保钢强韧性和焊接热影响区低温韧性不可或缺的元素，适量Mn可消除S、O对钢材的热脆影响，改善钢材加工性能和冷脆倾向，同时具有细晶强化作用，提高强度，改善塑性以及低温韧性。为确保Mn上述作用，Mn含量不得低于1.56％，而过量Mn在加热时消弱铁原子结合力，加速铁原子自扩散，促进奥氏体晶粒长大，不利于低温韧性和焊接性能。故Mn含量限定为1.56～1.82％。

[0022] 磷(P)：P元素是钢中的有害杂质元素，P虽然能提高耐蚀性，但易导致偏析，促使加热时奥氏体长大，严重损害低温韧性。

[0023] 硫(S)：与P元素一样，S元素也是钢中的有害杂质元素，S与Mn极易形成粗大MnS夹杂，不仅损害低温韧性和厚度方向性能，还易成为裂纹源。

[0024] 钼(Mo)：Mo元素的主要作用是固溶强化和降低屈强比，Mo属于缩小奥氏体区元素，促使奥氏体转变曲线右移，促进高密度位错亚结构的贝氏体形成，显著提高室温和高温强度。适量Mo还可以形成难熔碳化物，并促使更多Nb、V微细碳氮化合物析出，这些化合物在加热时均可有效阻碍奥氏体晶粒长大，确保高温下钢材具有较高的耐热性能。但过高的Mo在快速冷却和焊接冷却过程中极易获得粗大马氏体，恶化低温韧性和焊接性能。故Mo含量限定为0.12～0.23％。

[0025] 钨(W)：与Mo一样，W元素的主要作用也是固溶强化，同时适量W也可形成难熔碳化物，在较高温度回火时，能缓解碳化物的聚集过程，保持较高的高温强度。但过高的W不利于低温韧性和焊接性能，为了确保钢材具有优异的高温强度以及低温韧性和焊接性能不受损害，将W含量限定为0.21～0.40％。

[0026] 铜(Cu)：Cu元素的突出作用是改善钢材的抗大气腐蚀性能，兼具固溶和沉淀强化(ε-Cu)作用，且适量Cu并不降低低温韧性和焊接性能。但Cu含量较高时，对热变形加工不利，在热加工变形时导致铜脆现象，且不利于低温韧性和焊接性能。故Cu含量限定为0.22～0.48％。

[0027] 镍(Ni)：Ni在钢中强化铁素体并细化珠光体，对提高强度具有一定效果，同时提高抗大气腐蚀性能。Ni还可以提高钢对疲劳的抗力和减小钢材对缺口的敏感性，降低低温脆性转变温度，显著提高钢材的低温韧性。但过量Ni易使钢板表面产生大量氧化铁皮，显著恶化表面质量。故Ni含量限定为0.21～0.43％。

[0028] 铌(Nb)：Nb元素属强碳化物形成元素，具有显著的细晶强化和沉淀强化作用，在提高强度的同时还改善了冲击韧性和塑性，降低韧脆转变温度。Nb还是缩小奥氏体相区元素，提高奥氏体再结晶温度，可使钢材在较高温度下加工变形，通过再结晶细化奥氏体晶粒。与适量Mo共同加入还可促使更多Nb细小碳氮化合物析出，细化组织晶粒，提高强度和低温冲击韧性，确保高温性能。但过量Nb将造成焊接冷却过程中出现大量M/A岛组织，影响热影响低温韧性。故Nb含量限定为0.026～0.048％。

[0029] 钒(V)：V元素属强碳化物形成元素，具有细化晶粒和沉淀强化作用。当Nb与V复合加入时，可明显改善横向裂纹现象的发生，显著提高再结晶温度。与适量Mo共同加入还可促使更多高温稳定性较好的V细小碳氮化合物析出，从而提高耐火性能。本发明中V还兼具固溶强化和降低屈强比作用，因此V含量不得低于0.055％，当V含量过高时，虽有利于提高强度，但损害了低温韧性和焊接性能。故V含量限定为0.058～0.077％。

[0030] 钛(Ti)：Ti元素也属于强碳氮化物形成元素，可细化晶粒和改善焊接性能。与Ca、Ta共同添加可析出含Ti的超细化合物颗粒，其有效尺寸在1.05μm以下，可有效阻止加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大。Ti与Nb、V联合加入会进一步提高奥氏体再结晶温度，有利于高温加工变形，避免混晶组织。Ti含量过高时，形成尺寸较大的Ti、Ca、Ta化合物颗粒，在加热和焊接过程中不利于细化奥氏体晶粒。故Ti含量限定为0.045～0.068％。

[0031] 钙(Ca)：Ca元素是本发明的重要元素，适量Ca不仅促使长条状MnS夹杂物球化并均匀分布，还可细化球形夹杂物，使其等效圆直径在2.0μm以下，有效改善低温韧性、延伸性能、焊接性能以及抗层状撕裂性能；更为重要的是这些球形夹杂物尺寸越小，其与基体界面强度就越高，在冷变形时，越不容易成为孔洞形核核心，从而推迟孔洞形成，提高抗拉强度，降低屈强比。但过量Ca将会形成尺寸较大的含Ca混合夹杂，不利于低温韧性、延伸性能、抗层状撕裂性能以及降低屈强比。故Ca含量限定为0.0022～0.0057％。

[0032] 钽(Ta)：Ta元素也是本发明的重要元素，与Nb一样，也是碳化物形成元素，除了提高韧性，还可明显提高耐蚀性能。本发明中Ta的另一个重要作用是与[O]结合形成的微细氧化物颗粒，除了提高高温性能，还可作为MnS和相变形核核心，细化组织晶粒，改善低温韧性和焊接性能。为了确保Ta上述作用，其含量不得低于0.0025％时，当Ta含量超过0.0065％时，则会形成尺寸较大的含Ta夹杂物，不利于改善低温韧性和高温性能。故Ta含量限定为0.0028～0.0065％。

[0033] 氮(N)：N元素与钢中Nb、Ti、V、C等元素形成氮化物或碳氮化物，是组织晶粒细化的重要元素。若[N]＜0.0022％时，单位面积氮化物颗粒数量有限，细化组织效果较弱。当[N]＞0.0057％时，钢中固溶N增加，增加时效敏感性，也不利于钢坯表面质量。故N含量限定为0.0022～0.0057％。

[0034] 氧(O)：O元素在钢中属于有害气体，一般情况下，需将O含量严格限制在较低水平。当[O]＜0.0024％时，则单位面积形成的Ta、Ca微细氧化物颗粒数量较少；为避免大量大尺寸夹杂物，则O含量应不高于0.0042％。故O含量限定为0.0024～0.0042％。

[0035] 同时还必须满足：①(Ca+2Ta)/3[O]＝1.32～1.65，②4(15C+Mo+2W)+3(Mn+Cu)＝11.52～13.61％，③Pcm(％)＝C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10≤0.20％。

[0036] 本发明钢中，当(Ca+2Ta)/3[O]＜1.32时，Ca球化MnS夹杂物的变质作用不明显，同时单位面积Ca、Ta微细氧化物颗粒数量较少，当(Ca+2Ta)/3[O]＞1.65时，将出现大量大尺寸复杂夹杂物，不利于综合性能；当4(15C+Mo+2W)+3(Mn+Cu)＜11.52％时，不能确保钢具有优异的综合性能，当4(15C+Mo+2W)+3(Mn+Cu)＞13.61％时，恶化低温韧性和焊接性能，且合金成本增加；本发明要求Pcm(％)＝C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10≤0.20％，以确保本发明产品具有良好的焊接性能。

[0037] 本发明钢除含有上述化学成分外，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0038] 本发明钢的工艺参数的选用理由：

[0039] 为了精确控制Ca和Ta含量以及确保其能够发挥重要作用，本发明选择在RH炉添加Ca和Ta合金，同时为了确保钢质纯净度、低温韧性以及抗层状撕裂等性能，真空处理时间不得低于30min。

[0040] 为了防止加热速度过快使钢坯产生内部裂纹，兼顾能耗以及生产节奏等问题，须在钢坯不同温度范围内控制加热速度；选择在1180～1230℃保温32～42min，目的是促使W、Mo等合金充分溶于奥氏体，防止成分偏析，并使钢坯各部位温度充分均匀，另还可促进形成含Ta细小氧化物颗粒，充分发挥其阻止奥氏体晶粒长大的作用。

[0041] 本发明采用三阶段控制轧制，且对严格控制各轧制阶段的道次及开轧温度、终轧温度，再辅以适当的弛豫缓冷和层流快冷以及上下水比等工艺参数的限制，尤其是层流冷却开始温度以及冷却速度的限制可确保产品得到贝氏体和体积百分比为15～30％的(准)多边形铁素体双相组织结构，适量(准)多边形铁素体在冷变形时可连续屈服，降低屈服强度，而贝氏体可以确保产品具有较高的抗拉强度，从而确保产品具有较低屈强比；更为重要的是在上述冷却工艺参数下，可得到等效尺寸在0.25μm以下的分布均匀的细小M/A岛组织，由于M/A岛等效尺寸越小，其与基体界面强度就越高，因此冷变形时可有效推迟微孔洞形成，推迟M/A岛与基体分离(断裂)，从而确保产品具有优异的塑性性能(延伸率)。

[0042] 本发明的有益效果在于：1、本发明提供的焊接结构用耐火耐候钢具有高强韧性、高塑性、低屈强比、优异的耐火性能、耐候性能以及抗层状撕裂性能，还具有优良的焊接性能，且焊前不需预热，焊后不需热处理，并且具有良好的冷热加工性能，具有抗大变形抗力；2、本发明提供的生产方法制造工序简单，易于大规模生产，且在各冶金企业均可实施。

具体实施方式

[0043] 为使本领域技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合实施例对本发明作进一步详细描述。

[0044] 实施例1-9

[0045] 本发明实施例制备一种屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其组分及质量百分含量为：C：0.035～0.075％，Si：0.13～0.24％，Mn：1.56～1.82％，P≤0.003％，S≤0.002％，Mo：0.12～0.23％，W：0.21～0.40％，Cu：0.22～0.48％，Ni：0.21～0.43％，Nb：
0.026～0.048％，V：0.058～0.077％，Ti：0.045～0.068％，Ca：0.0022～0.0052％，Ta：
0.0028～0.0065％，[N]：0.0022～0.0057％，[O]：0.0024～0.0042％，其余为Fe及不可避免的杂质，同时满足：①(Ca+2Ta)/3[O]＝1.32～1.65，②4(15C+Mo+2W)+3(Mn+Cu)＝11.52～
13.61％，③Pcm(％)＝C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10≤0.20％。

[0046] 其生产方法包括冶炼并浇注成铸坯、铸坯加热、高压水除磷、控制轧制、层流冷却等工艺步骤，具体工艺步骤如下：

[0047] 1)冶炼并浇注成铸坯：对铁水进行冶炼和浇注处理，形成铸坯，控制Ca：0.0022～0.0052％，Ta：0.0028～0.0065％，且真空处理时间≥30min；

[0048] 2)铸坯加热：将铸坯以6.0～7.0℃/s的加热速率加热至700～720℃，再以7.1～8.8℃/s的加热速率加热至830～890℃，随后以9.0～11.5℃/s的加热速率加热至1180～
1230℃，并保温32～42min，出炉温度控制在1120～1150℃，并进行高压水除磷处理；

[0049] 3)控制轧制：分为Ⅰ阶段、Ⅱ阶段和Ⅲ阶段轧制，所述Ⅰ阶段轧制开轧温度不低于1100℃，终轧温度为1060～1080℃，轧制道次为3～5道，道次总压下率为50～60％；所述Ⅱ阶段轧制开轧温度为1020～1050℃，轧制道次为3～5道，单道次压下率为15～25％，轧制结束后板坯厚度为(h+40)mm；所述Ⅲ阶段轧制开轧温度为(980-9h/4)±5℃，终轧温度为(880-7h/8)±5℃，轧制道次为4～6道，末三道次累计压下率为30～35％，其中h是以mm为单位的成品厚度值；

[0050] 4)层流冷却：对Ⅲ阶段轧制后钢板进行2～8s弛豫缓冷，随后进行层流冷却，层流冷却时上水量与下水量之比控制在0.79～0.92，开冷温度控制在(760+3h/4)±5℃，冷却速度控制在12～18℃/s，冷却返红温度为400～450℃，最后空冷至室温得到屈服强度≥620MPa的焊接结构用耐火耐候钢，其中h是以mm为单位的成品厚度值。

[0051] 按照本发明钢化学成分及生产工艺要求，冶炼并轧制了9批本发明的钢，同时按传统工艺条件制备一批耐候钢，分别记为实施例1～9及对比例，实施例1～3产品的厚度为24mm，实施例4～6产品的厚度为48mm，实施例7～9产品的厚度为72mm，对比例产品厚度为
48mm。实施例1-9及对比例钢产品的组分及质量百分含量见表1，各实施例的主要工艺参数取值列表见表2，各实施例及对比例的力学性能试验结果见表3。

[0052] 从表3可看出，经对本发明钢板进行常温拉伸性能、Z向拉伸性能、-40℃和-60℃纵向冲击功、600℃高温性能以及264h周浸腐蚀速率试验，结果显示：本发明实物性能：662MPa≤ReL≤679MPa，868MPa≤Rm≤889MPa，0.745≤ReL/Rm≤0.772，30.5％≤A≤33.5％，70％≤Zz≤77％，516MPa≤600℃时RP0.2≤530MPa，331J≤-40℃KV2≤346J，273J≤-60℃KV2≤300J，264h周浸腐蚀速率低于0.305g/m2·h，而对比例的屈服强度与实施例在同一水平，但抗拉强度明显低于实施例，致使对比钢的屈强比高于0.80，另外，对比例的Z向拉伸性能、-
40℃和-60℃纵向冲击功、600℃高温性能均大大低于实施例，但264h周浸腐蚀速率则明显高于实施例，这说明与本发明实施例1-9生产的产品相比，对比例生产的钢产品耐腐蚀性能较差。本发明提供的钢产品具有更优异的综合力学性能，高强韧性，低屈强比以及优异的耐火、耐候、抗层撕裂性能以及焊接性能。

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