» » Строительные стали повышенной огнестойкости
24.01.2015

Прочностные свойства стали, из которых изготовляются каркасы зданий и сооружений, существенно зависят от температуры. Строительными нормами предусматривается защита открытых частей металлических конструкций различными огнестойкими материалами на случай внезапного пожара с тем, чтобы предотвратить их нагрев до температуры, после которой начинается существенное разупрочнение стали. Однако применение этого дорогостоящего огнезащитного материала приводит к увеличению не только себестоимости строительства, но и сроков сооружения здания. Кроме того, этот защитный материал наносится методом разбрызгивания, что является крайне вредным для персонала и загрязняет окружающую среду.
Учитывая эти обстоятельства, ведущие фирмы мира, производящие стали для строительных конструкций, занимаются разработкой стали, способной сохранять свои прочностные свойства при высоких температурах на непродолжительное время без существенного увеличения ввода легирующих элементов. Эти изыскания завершились образованием нового подкласса сталей — огнестойких — для строительных конструкций.
В целом огнестойкая строительная сталь должна удовлетворять следующим основным требованиям:
1) предел текучести при температуре 600°C и выше должен составлять от 2/з до 1/2 от величины предела текучести, определенного при комнатной температуре;
2) механические свойства при комнатной и пониженной (до -60°С) температурах должны быть такими же, как у обычных сталей, используемых в строительных сооружениях;
3) свариваемость и технологичность должны быть такими же, как у обычных конструкционных сталей;
4) себестоимость производства стали не должна существенно превышать себестоимость обычных конструкционных сталей.
В работе были рассмотрены основные пути повышения жаропрочных свойств и расширения предельных температур эффективного использования металлов и сплавов. Предложенная в этой работе диаграмма предельной жаропрочности позволяет избрать наиболее перспективные методы упрочнения, среди которых основополагающим является метод субструктурного упрочнения. Максимальная термическая устойчивость субструктуры достигается в результате действия двух факторов:
— формирования стабильных дислокационных конфигураций (границ наклона и кручения, дислокационных сплетений, стенок ячеек и т.п.) при условии однородного распределения их по упрочняемому объему;
— блокирования отдельных дислокаций и их группировок растворенными примесными атомами, сегрегациями либо частицами дисперсной фазы, а также путем взаимодействия упругих полей дислокаций.
В работе была предпринята попытка изучения механизма процессов, которые приводят к эффективному субструктурному упрочнению металлов и сплавов с ОЦК-решеткой в результате термопластического воздействия на них по схеме многократной механико-термической обработки (MMTO). Выяснилось, что жаропрочность железа и низкоуглеродистой стали при 400 °C после MMTO значительно превосходит жаропрочность этих материалов не только в обычном, неупрочненном состоянии, но и после упрочнения полигонизационной обработкой (МТО). Установлено, что субструктура железа и малоуглеродистой стали, упрочненных в режиме ММТО, характеризуется не только высокой плотностью дислокаций, но и повышенной термической стабильностью. Отжиг в течение 1 ч при 400-600 °C после трех циклов MMTO не приводит к результату, наблюдаемому обычно в случае упрочнения однократным растяжением и заключающемуся в распаде субструктуры и быстром переходе к рекристаллизации. Вместо этого наблюдается трансформация нефрагментированной ячеистой структуры в устойчивую дисперсную полигональную субструктуру, хорошо сохраняющуюся вплоть до 600 °С.
Анализ температурной зависимости различных механизмов упрочнения в сплавах на основе тугоплавких металлов в интервале T/Tпл = 0,1-1,0 выполнен в работе. При повышенных температурах следует выделить три основных механизма упрочнения: твердорастворное, деформационное и дисперсионное. В металлах технической чистоты, являющихся основой промышленных сплавов, наличие примесей внедрения вызывает по сравнению с теми же металлами высокой чистоты упрочнение за счет закрепления дислокаций атмосферами и образования полей упругих искажений. В них сохраняется повышенный уровень предела текучести (до T = 0,4 Tпл). Твердорастворное упрочнение элементами замещения может быть эффективно до температур 0,6-0,65 Tпл, хотя разупрочнение начинается с температуры, равной 0,45 Tпл Холодная деформация сплавов значительно повышает предел текучести при низких температурах (≤0,3 Тпл), однако при повышении температуры вследствие процессов возврата, полигонизации и рекристаллизации до T= 0,4-0,5 Tпл наступает резкое разупрочнение.
В сплавах, упрочненных дисперсными частицами, температурная зависимость предела текучести в значительной степени определяется типом дисперсных частиц, условиями их образования, объемной долей их и т.п. Дисперсионно-упрочненные сплавы, в которых частицы образовались при старении в результате распада пересыщенного твердого раствора, в области низких и средних температур (до 0 ,5Tпл) имеют высокую прочность вследствие максимального измельчения второй фазы и сохранения частичной когерентности выделений и матрицы.
В работе проведено исследование влияния легирующих элементов на предел текучести при повышенных температурах. Ниже приведен состав опытных плавок, мас. %:
Строительные стали повышенной огнестойкости

Полученные результаты показали, что молибден значительно повышает предел текучести при повышенной температуре стали, имеющей преимущественно ферритную структуру, и добавка около 0,5% молибдена, по-видимому, необходима для получения огнестойкости стали с пределом текучести от 400 до 490 Н/мм2. Изучение влияния раздельных и совместных добавок ниобия и молибдена на свойства при растяжении и структуру показали следующее. Добавка ниобия в состав базовой стали повышает предел текучести при повышенной температуре на 20 Н/мм2, измельчает зерно феррита и повышает соотношение пределов текучести при повышенной и комнатной температурах примерно на 10%.
Независимо от химического состава увеличение доли второй структурной составляющей (в частности, бейнита) повышает предел текучести при комнатной и повышенной температурах и соотношение пределов текучести. Добавка молибдена и совместная добавка молибдена и ниобия существенно повышают предел текучести при повышенной температуре и соотношение пределов текучести.
Рост зерна феррита приводит к понижению предела текучести при комнатной температуре, однако повышает предел текучести при повышенной температуре и повышает соотношение пределов текучести. Известно, что огрубление зерна феррита повышает прочность при повышенной температуре за счет подавления скольжения границ.
Исследование влияния технологии на свойства проката показало, что ускоренное охлаждение и закалка с отпуском после прокатки существенно повышают предел текучести при комнатной температуре, а также высокотемпературный предел текучести за счет изменения механизма упрочнения (изменение структуры на бейнитную или мартенситную).
Фирма Nippon Steel опробовала ряд марок стали, химический состав которых приведен в табл. 4.26.
Строительные стали повышенной огнестойкости

В Nb-Mo-стали средний размер частиц меньше, чем в Nb-стали; имеется много частиц размером до 5 нм и не обнаружено частиц размером 10 нм и более, как это было выявлено в Nb-стали. Химический состав выявленных выделений — (Nb, Mo)(С, N). Самое большое количество молибдена обнаруживается на поверхности раздела выделение/ферритная матрица. Считается, что сегрегация молибдена вокруг выделений сдерживает их рост. Именно по этой причине частицы в Nb-Mo-стали имели меньший размер.
В работе показано, что структура бейнитного феррита в большей степени сохраняет прочность при температурах 700 °C и выше по сравнению с ферритно-перлитной структурой. Сопоставление свойств с микроструктурой и химическим составом показывает, что структуры промежуточного типа в сочетании с выделениями дисперсных частиц и есть необходимая предпосылка для получения свойств при повышенной температуре.
Компанией «Сумитомо» разработана огнестойкая сталь SM490-FR для высотных строительных конструкций, поставляемая в листах и профилях.
Исследования образцов из стали SM490-FR и стали SM490 с обычной огнестойкостью показали следующее: стали SM490-FR и SM490 имели соответственно:
— условный предел текучести — 404 и 367 Н/мм2,
— временное сопротивление — 536 и 528 Н/мм2,
— относительное удлинение — 25 и 28%,
— работу удара KV — 255 и 135 Дж.
Испытания сталей SM490-FR и SM490 при температуре 600 °C показали следующие результаты соответственно:
— условный предел текучести — 224 и 122 Н/мм2,
— временное сопротивление — 363 и 178 Н/мм2.
Учитывая то, что сталь SM490-FR удовлетворяет основному требованию — сохранять уровень прочности не менее 2/3 от уровня прочности, определенного при комнатной температуре, и имеет хорошую свариваемость, допускается использовать ее при строительстве высотных конструкций без защитного покрытия.
Были проведены испытания образцов промышленных стандартных толстолистовых строительных сталей при комнатной температуре и температурах 400-700 °С. Исследовали углеродистые стали; Si-Mn-низколегированные стали, микролегированные V и Nb и теплоустойчивые Cr-Mo-стали. Свойства при комнатной температуре и при 600 °C промышленных сталей представлены ниже.
Строительные стали повышенной огнестойкости

Как видно из приведенных данных, исследованные стали существенно разупрочняются при 600 °С, наибольшей огнестойкостью обладают микролегированные V и Nb (типа 10Г2ФБ) и легированные теплоустойчивые Cr- и Mo-стали, но в целом ни одна из них не обеспечивает требуемого уровня огнестойкости при 600 °С.
Проведен цикл исследований для изыскания химического состава огнестойкой стали и технологической схемы ее производства. Химический состав опытных плавок приведен в табл. 4.27.
Строительные стали повышенной огнестойкости

В табл. 4.28 приведены значения временного сопротивления на разрыв и предела текучести опытных сталей при комнатной температуре и температурах испытания 600 и 700 °C. Видно, что уровень σ0,2≥217 Н/мм2 при температуре испытания 700 °C выдерживают все опытные плавки. Изучение шлифов опытных сталей показало, что путем варьирования химического состава и режимов термомеханической прокатки и последующего охлаждения был получен широкий набор микроструктур: от практически полностью ферритной с небольшим количеством второй структурной составляющей до практически полностью бейнитной структуры (рис. 4.67). Изучение тонкой структуры проводили для стали плавок F-1, S-3 и T-1 (рис. 4.68-4.71).
Строительные стали повышенной огнестойкости

Структура стали F-1 в исходном состоянии состоит из ~50% феррита (частично полигонизированного, в таких участках плотность дислокаций 10в7-10в8 см~2, размер субзерен 0,5-2 мкм, угол разориентировки 2-4°). В феррите наблюдали дисперсные выделения карбонитридных фаз размером ~10 нм, а также бейнита и мартенсита реечной морфологии с толщиной реек 0,2-0,5 мкм и высокой плотностью дислокаций (10в9-10в10 см-2).
После нагрева до 600 °C структура практически не отличается от структуры в исходном состоянии, в упрочняющей структурной составляющей сохраняется высокая плотность дислокаций, не наблюдается выделений. В участках полигонизированного феррита сохраняется исходный размер субзерен. В ферритных зернах хорошо видны цепочки выделений карбонитридов по фронту превращения. Расстояния между строчками ~30 нм, расстояние между частицами примерно такое же. После нагрева до 700 °C морфология бейнита и мартенсита не претерпевает изменения, сохраняясь реечной, сохраняется и высокая плотность дислокаций. На участках сдвиговой структуры с невысокой плотностью дислокаций видны дисперсные выделения, которые, вероятно, закрепляют дислокации. В феррите наблюдается значительное количество дисперсных выделений, распределенных как хаотически, так и в виде строчек, размер выделений увеличился в сравнении с предыдущими состояниями.
Строительные стали повышенной огнестойкости

Структура стали T-1 в исходном состоянии представляет собой безуглеродистый бейнитный феррит и единичные мелкие островки бейнита и мартенсита. Пластины феррита имеют ширину 1-2 мкм и длину 7-8 мкм; субзерна — вытянутой формы толщиной 0,3-0,5 мкм. Внутри большинства субзерен повышенная плотность свободных дислокаций (10в9-10в10 см-2), в отдельных субзернах отмечена низкая плотность дислокаций (10в7 см-2). Частиц выделений не обнаружено.
После нагрева до 700 °C структура незначительно отличается от исходной. Отмечено некоторое количество субзерен с очень низкой плотностью дислокаций, что может быть связано с проходящей при нагреве полигонизацией. Частиц выделений не обнаружено.
Строительные стали повышенной огнестойкости
Строительные стали повышенной огнестойкости

Структура стали S-3 в исходном состоянии представляет собой феррит с субзеренной структурой и вторую структурную составляющую в виде бейнита (и небольшого количества перлита). Внутри субзерен наблюдается повышенная плотность дислокаций, разориентировка между субзернами 1-4°, размер субзерен 0,5-1,5 мкм. В феррите наблюдаются дисперсные частицы (~5 нм), образующие цепочки и равномерно распределенные.
После нагрева до 700 °C структура, как и в исходном состоянии, представляет собой феррит с субзеренной структурой и бейнит (плюс перлит). Плотность свободных дислокаций внутри субзерен понизилась, наблюдается образование новых субграниц (дополнительная полигонизация). Частицы увеличились в размере до ~10 нм, распределены они в виде цепочек с расстоянием между ними ~50 нм. В колониях второй структурной составляющей наблюдаются растворение и сфероидизация цементитных пластин.
Анализ результатов показал следующее. При комнатной температуре стали с повышенным содержанием хрома (≥ 0,5%) и ванадия (≥ 0,1%) (F-1, R-1, S-1) показали слишком высокую прочность при комнатной температуре независимо от режима прокатки. Снижение содержания хрома (или его полное отсутствие в стали) и ванадия позволило получить прочность при комнатной температуре в требуемых пределах. При температуре 700 °C предел текучести всех исследованных сталей удовлетворяет предъявляемым требованиям, при этом темп падения предела текучести до этой температуры наименьший у стали S-1, у остальных сталей примерно одинаков. При температуре испытания 800 °C требуемый уровень предела текучести имеет только сталь F-1.
Химический состав сталей F-1 и F-2 главным образом различается наличием в первой стали ванадия. Сталь F-2, имеющая практически полностью сдвиговую структуру при комнатной температуре и температурах 600 и 700 °C, имеет преимущество по прочностным свойствам, однако при 800 °C сталь F-1 имеет в 1,5 раза более высокий предел текучести (матрица обеспечивает огнестойкость до более низких температур, чем выделения). Наибольшую термическую стабильность (до 800 °C) показала субзеренная структура в феррите. Возможно, это связано с тем, что дислокационные построения должны быть закреплены дисперсными устойчивыми частицами (в стали F-2 нет ванадия).
Сравнение сталей F-1 и R-1, имеющих близкий химический состав, но прокатанных по разным схемам, показывает, что предел текучести стали R-1 (более грубая структура и меньше второй структурной составляющей) во всем температурном интервале ниже, темп падения примерно такой же до температуры 650 °C, при температурах в интервале 650-800 °C сталь F-1 значительно прочнее.
Сталь S-1, прокатанная при пониженной температуре (мелкозернистый феррит и 30% бейнита), показала высокий комплекс свойств при 700 °С. Наименее легированная сталь S-4 после прокатки с завершением в (γ+α)-области имела комплекс свойств, полностью удовлетворяющий предъявляемым требованиям.
Сталь S-3 имела несколько более высокий темп разупрочнения при повышенных температурах в сравнении с остальными сталями; это, вероятно, обусловлено недостаточным количеством ванадия для закрепления субструктуры в феррите. Также можно сделать вывод о малой эффективности карбидной фазы титана. В этой стали по результатам структурных исследований при 700 °C уже наблюдаются изменение субзеренной структуры и коагуляция частиц.
Исследовали стали с повышенным содержанием азота базового состава Cr-Mo-V-Nb (S-5, Т-2). Сталь S-5, деформируемая с достаточно высокой температурой окончания прокатки (~850 °С) с последующим ускоренным охлаждением, имеет структуру, состоящую из 80% полигонального феррита и 20% бейнита. Сталь имеет относительно невысокий уровень прочностных свойств при комнатной температуре (σв = 580 Н/мм2; σт =365 Н/мм2) и сохраняет достаточно высокий предел текучести при температурах до 700 °C (σт = 225 Н/мм2), дальнейшее повышение температуры испытания приводит к резкому разупрочнению. Структурные исследования показали, что в этой стали частицы при нагреве более устойчивы, однако этого оказалось недостаточно, так как использованный режим прокатки не создал субзеренной структуры и повышенной плотности дислокаций. Снижение температуры окончания прокатки (сталь Т-2) приводит к формированию субзеренной структуры в феррите и в сочетании с нитридной фазой существенно повышает прочность при комнатной температуре, при этом повышается и предел текучести при повышенных температурах (требуемый уровень сохраняется до 750 °С). Темп падения предела текучести до температуры 700 °C у сталей Т-2 и S-5 примерно одинаков, и преимущество стали Т-2 проявляется при более высоких температурах испытания. Сталь S-5 при температуре испытания 800 °C сохраняет 18% от предела текучести при комнатной температуре, сталь Т-5 — 30%, но это значительно хуже, чем у стали Т-4 (54%) со структурой низкоуглеродистого бейнита (100%) с частицами карбидной фазы ванадия и ниобия.
Стали R-2 и S-2 содержат повышенное количество кремния для снижения темпа разупрочнения при нагреве. При комнатной температуре стали имеют близкий уровень временного сопротивления, однако сталь S-2 имеет более высокий предел текучести в связи с пониженной температурой окончания прокатки. Легирование кремнием позволяет повысить огнестойкость до температуры 800 °С. Однако при данном базовом составе сталь имеет излишне высокую прочность при комнатной температуре.
Микролегирование бором осуществляли с целью повышения огнестойкости до 800 °C за счет получения полностью сдвиговой структуры матрицы, стабилизированной дисперсными частицами карбидной фазы. Исследовано четыре плавки такой стали, отличающиеся содержанием хрома, ванадия и углерода (R-1, Т-1, Т-3 и Т-4). Все стали показали повышенный уровень прочности при комнатной температуре, что обусловлено получением полностью сдвиговой структуры, наименьшая прочность у стали T-1 со структурой безуглеродистого бейнита. Наименьший темп падения прочности с повышением температуры испытания показала сталь Т-4 (соотношение пределов текучести при 700 °C и комнатной температуре более 72%). Следует отметить, что темп падения прочности для стали Т-3 (без ванадия) примерной такой же, как у остальных сталей (преобладающее влияние матрицы). В этих сталях по данным структурных исследований даже при температуре 800 °C в значительной степени сохраняется субструктура бейнита и в большей степени, чем в сталях других систем легирования, заторможено выделение частиц карбонитридных фаз.
В целом субструктура низкоуглеродистого бейнита, закрепленная дисперсными частицами карбонитридных фаз, обеспечивает наибольшую огнестойкость стали.
Путем комбинации нескольких механизмов упрочнения можно обеспечить более высокую прочность при повышенных температурах. Результаты проведенных исследований показали, что комбинация — дислокационные построения, закрепленные частицами, — наиболее эффективна.
Бейнитную структуру практически во всем объеме легче сформировать путем правильного выбора химического состава. Диаграмма превращения при непрерывном охлаждении должна иметь широкую бейнитную область (в широком интервале скоростей охлаждения). Такую диаграмму достаточно легко получить путем легирования Mo или Mo + В. Бейнитный феррит в процессе сдвига приобретает форму реек, которые образуют пакеты; чем ниже температура превращения, тем меньше их ширина, длина зависит от размера зерна аустенита.
Для данного подкласса материалов — низколегированных строительных сталей с повышенной огнестойкостью на основании результатов исследований предложены следующие металловедческие принципы:
— создание термически устойчивой субзеренной структуры феррита;
— путем оптимального легирования повышение температуры начала (α-γ)-превращения (Ac1), поскольку вблизи этой температуры структура теряет стабильность вследствие усиления диффузионной подвижности атомов;
— микролегирование стали элементами, образующими дисперсные термически устойчивые выделения карбонитридных фаз;
— выбор режимов термодеформационной обработки таким образом, чтобы микролегирующие элементы частично были сохранены в твердом растворе с целью их последующего выделения в виде частиц при нагреве, что позволит тормозить процессы разупрочнения при повышенных температурах;
— максимальное снижение содержания в стали углерода и марганца, повышающих прочность при комнатной температуре и снижающих стабильность структуры при повышенных температурах.
Проведенный комплекс исследований позволил установить основные требования к химическому составу и структуре сталей данного типа, разработать композиции легирования и конкретные технологические схемы производства проката.
1. Невысокое (не более 0,10%) содержание в стали углерода для снижения разупрочнения при повышенных температурах и повышения вязкости и свариваемости.
2. Ограничение содержания марганца (не более 1,0%) в стали для повышения высокотемпературной прочности.
3. Совместная добавка молибдена и ниобия как эффективный метод повышения высокотемпературной прочности. В Nb-Mo-стали молибден сегрегирует на поверхности раздела «выделение — ферритная матрица», сегрегации тормозят рост частиц Nb(C, N).
4. Режим прокатки и последующего охлаждения должен обеспечивать получение структуры, состоящей из ферритной матрицы с развитой субструктурой, с достаточным количеством сдвиговой фазы с большой плотностью дислокаций и субзеренной структурой, кроме того, необходимо сохранить в твердом растворе определенное количество ванадия (или ниобия) для его последующего выделения в процессе нагрева, что позволит тормозить процессы разупрочнения. В зависимости от уровня прочностных свойств при комнатной и повышенной температурах при производстве проката необходимо использовать один, два или три основных воздействия на структуру стали, обеспечивающие: наклеп феррита, формирование бейнита, торможение выделения частиц карбонитридных фаз за счет ускоренного охлаждения.
5. Для обеспечения требуемой вязкости и хладостойкости необходимо применять термомеханическую прокатку или термическую обработку (для проката больших толщин).
На основании результатов проведенных исследований разработана сталь марки 06МБФ (класса прочности С345) для производства проката с повышенной огнестойкостью толщиной 8-40 мм. На рис. 4.72 сопоставлены свойства стандартных строительных сталей и разработанной огнестойкой стали 06МФБ, откуда видно существенное преимущество последней.
Строительные стали повышенной огнестойкости