CN116005076B

CN116005076B - 一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法

Info

Publication number: CN116005076B
Application number: CN202310074407.8A
Authority: CN
Inventors: 张可; 张明亚; 徐党委; 黄重; 张熹; 李昭东; 刘文胜; 孟少博; 潘红波; 章小峰
Original assignee: Anhui University of Technology AHUT
Current assignee: Anhui University of Technology AHUT
Priority date: 2023-02-07
Filing date: 2023-02-07
Publication date: 2023-09-12
Anticipated expiration: 2043-02-07
Also published as: CN116005076A

Abstract

本发明涉及一种Nb‑V‑Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法，桥梁耐候钢的化学成分按重量计为C：0.05～0.07％，Si：0.20～0.40％，Mn：1.10～1.60，Cu：0.15～0.30％，Cr：0.20～0.45％，Ni：0.15～0.40％，(Nb+V):0.03～0.08％，Ti：0.01～0.02％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.01～0.03％，N<0.004％，其余为铁Fe以及不可避免的杂质，桥梁耐候钢的制造方法依次包括：转炉冶炼、炉外精炼、板坯连铸、连铸坯加热、控制轧制、控制冷却，采用奥氏体再结晶区轧制+奥氏体未再结晶区轧制+(奥氏体+铁素体)双相区高温多道次小变形量轧制相结合的轧制工艺，获得低成本、高强度、塑韧性好、低屈强比、易焊接、耐腐蚀和不需要热处理的桥梁结构用钢。

Description

一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法

技术领域

本发明属于合金钢技术领域，涉及一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法，尤其涉及一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型的低屈强比500MPa级桥梁耐候钢及其制造方法。

背景技术

随着跨江大桥、跨海大桥及国际特大型桥梁工程的陆续开发与建设。近年来，具有低屈强比的屈服强度高于500MPa的高强度、高韧性、低屈强比、易焊接和耐腐蚀的高性能桥梁耐候钢正逐步得到越来越多的重视、研究和应用。然而，在Q500qENH桥梁耐候钢的开发和生产中，其难点是控制低屈强比、较高的韧性和尽量低的成本。为了保证Q500qENH桥梁耐候钢的低屈强比和高韧性，大多专利采用TMCP+回火的工艺，这就增加了桥梁耐候钢的制造工序和生产成本。

现有技术虽然采用具有较低成本的TMCP工艺开发出了Q500qENH桥梁耐候钢，但为了保证其高韧性和高强度，合金元素Cu、Cr和Ni的添加量相对较高，不但增加了成本，而且焊接性能也受到影响，此外，这些桥梁钢的屈强比均比较高，一般在≤0.85。因此，如何选用合理的复合微合金化体系与优化的TMCP工艺相结合，开发低成本、高强度、高韧性、低屈强比、易焊接和耐蚀性好的Q500qENH桥梁钢对桥梁工程建设具有重要的应用价值和工程意义。

发明内容

有鉴于此，本发明为了解决现有技术合金元素Cu、Cr和Ni的添加量相对较高，成本较高、强度较低、韧性低、屈强比较高及耐蚀性能较低的问题，提供一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法。

为达到上述目的，本发明提供如下技术方案：

一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢，该桥梁耐候钢的化学成分按重量百分比(wt.％)为：C：0.05～0.07％，Si：0.20～0.40％，Mn：1.10～1.60，Cu：0.15～0.30％，Cr：0.20～0.45％，Ni：0.15～0.40％，(Nb+V):0.03～0.08％，Ti：0.01～0.02％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.01～0.03％，N<0.004％，其余为铁Fe以及不可避免的杂质。

上述Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢的制造方法，依次包括：转炉冶炼、炉外精炼、板坯连铸、连铸坯加热、控制轧制、控制冷却；

其中连铸坯加热工艺参数为：加热温度为1210～1250℃，加热时间为1～5小时；

控制轧制采用三阶段控制轧制工艺，其工艺参数为：第一阶段轧制工艺中开轧温度

≥1110℃，终轧温度≥1000℃，粗轧轧制3～5道次，累计压下率>50％；第二阶段轧制工艺中开轧温度≥930℃，精轧轧制5～8道次，累计压下率>60％；第三阶段轧制工艺中两相区控轧温度780～830℃，轧制3～5道次，道次变形量10～15％，累计压下率>30％；

控制冷却工艺参数为：钢板轧后以15～25℃/s冷却至M_s+30～50℃范围，然后空冷至室温。

进一步，第一阶段控制轧制工艺为奥氏体再结晶区控轧，第二阶段控制轧制工艺为奥氏体未再结晶区多道次轧制，第三阶段控制轧制工艺为两相区高温小变形量轧制。

进一步，该桥梁耐候钢屈服强度R_p0.2>520MPa，抗拉强度R_m>700MPa，断后伸长率A>20％，均匀延伸率A_gt>11％，-40℃的平均冲击功KV₂>130J，屈强比R_p0.2/R_m<0.80，ASTMG101-01耐腐蚀指数I＞6.2。

进一步，该桥梁耐候钢金相组织为大量的细晶多边形铁素体和少量的下贝氏体构成，平均晶粒尺寸为4.5～4.8μm，有大量细小的纳米相存在，残余奥氏体含量忽略不计。

本发明的有益效果在于：

1、本发明所公开的Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法，不需要回火处理，不添加Mo元素，且Cu、Cr和Ni合金添加量较少，生产成本较低，可更好的应用于桥梁建设中，具有较高的应用价值和广阔的应用前景。

2、本发明所公开的Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法，所生产桥梁耐候钢屈服强度R_s>520MPa，抗拉强度R_m>700MPa，断后伸长率A>20％，均匀延伸率A_gt>11％，-40℃的平均冲击功KV₂>130J,屈强比R_p0.2/R_m<0.80，ASTMG101-01耐腐蚀指数I＞6.2的综合性能优良的Q500qENH桥梁耐候钢，具有较低的碳当量、焊接裂纹敏感指数和较好的耐蚀性能。

3、本发明所公开的Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法，获得了细晶多边形铁素体+贝氏体为主的金相组织，这种细化的大比例的铁素体晶粒具有的大角度晶界能不但增加了裂纹起裂及扩展的阻力，而且提高了强度和塑性，保证了高强度、高韧性与低屈强比的良好匹配。

4、本发明所公开的Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法，通过奥氏体再结晶区轧制+奥氏体未再结晶区轧制+两相区高温小变形量轧制及轧后快速冷却至M_s+30～50℃，随后空冷至室温的工艺，为获得合适比例的细晶多边形铁素体和下贝氏体双相组织提供了工艺准备，保证了强度和低温韧性，实现其低屈强比。

本发明的其他优点、目标和特征在某种程度上将在随后的说明书中进行阐述，并且在某种程度上，基于对下文的考察研究对本领域技术人员而言将是显而易见的，或者可以从本发明的实践中得到教导。本发明的目标和其他优点可以通过下面的说明书来实现和获得。

附图说明

为了使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明作优选的详细描述，其中：

图1为本发明Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢的光学显微组织照片；

图2为本发明Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢的冲击断口纤维组织照片；

图3为本发明Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢的铁素体晶粒尺寸的分布图。

具体实施方式

以下通过特定的具体实例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭露的内容轻易地了解本发明的其他优点与功效。本发明还可以通过另外不同的具体实施方式加以实施或应用，本说明书中的各项细节也可以基于不同观点与应用，在没有背离本发明的精神下进行各种修饰或改变。需要说明的是，以下实施例中所提供的图示仅以示意方式说明本发明的基本构想，在不冲突的情况下，以下实施例及实施例中的特征可以相互组合。

其中，附图仅用于示例性说明，表示的仅是示意图，而非实物图，不能理解为对本发明的限制；为了更好地说明本发明的实施例，附图某些部件会有省略、放大或缩小，并不代表实际产品的尺寸；对本领域技术人员来说，附图中某些公知结构及其说明可能省略是可以理解的。

本发明实施例的附图中相同或相似的标号对应相同或相似的部件；在本发明的描述中，需要理解的是，若有术语“上”、“下”、“左”、“右”、“前”、“后”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此附图中描述位置关系的用语仅用于示例性说明，不能理解为对本发明的限制，对于本领域的普通技术人员而言，可以根据具体情况理解上述术语的具体含义。

如图1～图3所示的一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢，该桥梁耐候钢的化学成分按重量百分比(wt.％)为：C：0.05～0.07％，Si：0.20～0.40％，Mn：1.10～1.60，Cu：0.15～0.30％，Cr：0.20～0.45％，Ni：0.15～0.40％，(Nb+V):0.03～0.08％，Ti：0.01～0.02％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.01～0.03％，N<0.004％，其余为铁Fe以及不可避免的杂质。

各元素的作用及配比依据如下：

C：提高钢的淬透性，具有强烈的固溶强化作用；与强碳化物形成元素Nb、V和Ti生成碳氮化物，抑制奥氏体晶粒长大，扩大奥氏体未再结晶区、钉扎晶界和位错，控制相变后铁素体和贝氏体的的晶粒尺寸，有析出强化作用但增加屈强比，本发明发明中碳含量为0.05～0.07％。

Si：在钢中具有较高的固溶度，能够增加钢中铁素体的体积分数，细化晶粒，有利于提高韧性，同时，具有一定的脱氧能力但过量的Si将恶化钢的韧性及焊接性能，因此，本发明中硅含量的范围为0.20～0.40％。

Mn：稳定奥氏体元素，可扩大奥氏体相区，弥补因Cr含量过高而导致的奥氏体相区缩小，具有一定的固溶强化作用。但是Mn含量较高时，其在铸坯中的偏析倾向增加，钢的回火脆性敏感性增大，另外，对焊接性能不利，因此，本发明中锰含量的范围为1.10％～1.60％。

Cr：显著改善钢的钝化能力，提高耐大气腐蚀性能；铬促进中温转变贝氏体的形成，有利于提高钢中M/A岛的数量，对降低屈强比有利。但过高的铬不但增加了钢板的制造成本，而且对韧性和焊接性能不利，因此，本发明中铬含量的范围为0.20～0.45％。

Ni：提高强度同时能改善韧性，并显著提高淬透性，可有效阻止铜的热脆引起的热裂；另外，镍可促使锈层结晶颗粒细化，促进γ-FeOOH转变为α-FeOOH稳定相，增加钢的耐大气腐蚀能力。但过高的Ni会提高氧化皮的粘附性，压入钢中会在表面形成热轧缺陷，此外，不利于焊接性能，因此，本发明中Ni含量的范围为0.15～0.40％。

Cu：具有一定的固溶和沉淀强化作用，显著提高钢的耐大气腐蚀性能，但过高的铜含量，对焊接性能不利，且热轧时易发生网裂，本发明中铜含量的范围为0.15～0.30％。

Nb：具有较强细化相变后组织的作用。通过固溶铌及形变诱导析出Nb(C,N)对奥氏体再结晶强烈抑制作用，扩大奥氏体未再结晶温度区间，提高后续相变率并细化相变后组织，改善钢板的止裂能力。此外，固溶于奥氏体中的铌提高淬透性比较显著。本发明中铌含量的范围为大于0.010％。

V：可固溶于钢中和形成碳氮化钒析出相。其中，固溶钒能够明显提高钢的淬透性。而V是一种相当强烈的碳化物形成元素，适量的V具有明显的沉淀析出强化作用。但V含量过高，沉淀强化作用显著，会使基材和热影响区韧性变差同时不利于钢的焊接性能。本发明中V含量的范围为大于0.020％。

Ti：强碳化物形成元素，微量Ti可形成细小的TiN、Ti(C,N)，可有效抑制轧前均热和焊接热影响区原始奥氏体晶粒的粗化，提高低温韧性，有利于改善钢的焊接性能。过少的钛不利于发挥其所述作用，过多的钛易形成大尺寸的TiN夹杂，降低低温韧性，因此，本发明中钛含量的范围为0.010～0.020％。

Al：钢中的主要脱氧元素，微量的Al可以减少夹杂物含量，并细化晶粒，提高冲击韧性；但含量过高会导致Al的氧化物夹杂增多，不利于钢的纯净度，进而影响钢的焊接性及耐候性。本发明中Al含量的控制范围为0.010～0.030％。

P和S：钢中的杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，防止由于铜的晶界偏析及CuS(或Cu₂S)析出引起钢坯及轧材表面开裂。因此，本发明中磷、硫的含量分别控制在P≤0.015％和S≤0.005％的范围内。

N：降低钢的韧性和焊接性能，因此，氮含量控制在0.004％以内。

该Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢的制造方法，将上述Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢配方合金依次在电炉或转炉冶炼、炉外精炼、板坯连铸或模铸、连铸坯加热、控制轧制、控制冷却。

控制轧制采用三阶段控制轧制工艺，其工艺参数为：第一阶段轧制工艺中开轧温度≥1110℃，终轧温度≥1000℃，粗轧轧制3～5道次，累计压下率>50％，第一阶段控制轧制工艺为奥氏体再结晶区控轧；第二阶段轧制工艺中开轧温度≥930℃，精轧轧制5～8道次，累计压下率>60％，第二阶段控制轧制工艺为奥氏体未再结晶区多道次轧制；第三阶段轧制工艺中两相区控轧温度780～830℃，轧制3～5道次，道次变形量10～15％，累计压下率>30％，第三阶段控制轧制工艺为两相区高温小变形量轧制。

通过上述制造方法生产的桥梁耐候钢，屈服强度R_p0.2>520MPa，抗拉强度R_m>700MPa，断后伸长率A>20％，均匀延伸率A_gt>11％，-40℃的平均冲击功KV₂>130J，屈强比R_p0.2/R_m<0.80，ASTMG101-01耐腐蚀指数I＞6.2；该桥梁耐候钢的金相组织为大量的细晶多边形铁素体和少量的下贝氏体构成(细晶的多边形铁素体约占85％，下贝氏体约15％)，平均晶粒尺寸约为4.5～4.8μm，有大量细小的纳米相存在，残余奥氏体含量可忽略不计。

实施例1：

首先采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1240℃，保温2h；

然后采用如下三阶段轧制方案，第一阶段的粗轧开轧温度1190℃，三道次轧制，累计压下率55％，第二阶段的精轧开轧温度950℃，七道次轧制，累计压下率75％，第三阶段中两相区高温小变形量轧制，三道次轧制，累计压下率32％，终轧温度为780℃，轧制后喷水冷却至470℃，然后空冷至室温。

实施例2：

首先采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1230℃，保温2h；

然后采用如下三阶段轧制方案，第一阶段的粗轧开轧温度1180℃，三道次轧制，累计压下率60％，第二阶段的精轧开轧温度960℃，七道次轧制，累计压下率70％，第三阶段中两相区高温小变形量轧制，三道次轧制，累计压下率36％，终轧温度为790℃，轧制后喷水冷却至490℃，然后空冷至室温。

实施例3：

首先采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1220℃，保温2h；

然后采用如下三阶段轧制方案，第一阶段的粗轧开轧温度1170℃，三道次轧制，累计压下率65％，第二阶段的精轧开轧温度940℃，七道次轧制，累计压下率66％，第三阶段中两相区高温小变形量轧制，三道次轧制，累计压下率35％，终轧温度为780℃，轧制后喷水冷却至460℃，然后空冷至室温。

对比例1：

然后采用如下两阶段轧制方案，第一阶段的粗轧开轧温度1130℃，累计压下率60％，第二阶段的精轧开轧温度930℃，终轧温度800℃，累计压下率87％，轧制后喷水冷却至450℃，然后空冷至室温。

对比例2：

首先采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1210℃，保温2h；

然后采用如下两阶段轧制方案，第一阶段的粗轧开轧温度1150℃，累计压下率62％，第二阶段的精轧开轧温度950℃，终轧温度820℃，累计压下率94％，轧制后喷水冷却至550℃，然后空冷至室温。

对比例3：

然后采用如下两阶段轧制方案，第一阶段的粗轧开轧温度1140℃，累计压下率67％，第二阶段的精轧开轧温度950℃，终轧温度860℃，累计压下率88％，轧制后喷水冷却至520℃，然后空冷至室温。

实施例1～3以及对比例1～3所采用钢的熔炼化学成分按照质量百分比见表1：

表1

试样编号	C	Si	Mn	Al	Ni	Cr	Cu	Nb	Ti	V	N
												实施例1	0.060	0.35	1.30	0.025	0.39	0.41	0.25	0.038	0.015	0.030	0.0032
实施例2	0.057	0.30	1.35	0.022	0.36	0.39	0.22	0.040	0.017	0.042	0.0035
												实施例3	0.063	0.33	1.45	0.026	0.30	0.28	0.20	0.030	0.016	0.040	0.0030
对比例1	0.064	0.35	1.32	0.021	0.30	0.30	0.20	0.045	0.017	0.042	0.0025
												对比例2	0.063	0.26	1.45	0.020	0.34	0.40	0.25	0.035	0.012	0.040	0.0030
对比例3	0.055	0.27	1.48	0.025	0.35	0.36	0.18	0.042	0.015	0.038	0.0024

实施例1-3采用三阶段控轧工艺和控冷工艺相结合，通过再结晶区控制轧制+未再结晶区控制轧制+两相区高温小变形量轧制，使高温奥氏体充分再结晶细化和增加形变带、位错密度为相变提供尽量多的形核质点，两相区高温小变形量轧制促进奥氏体向均匀的多边形铁素体充分相变，生成大量细小的多边形铁素体，再快速冷却至M_s-(30～50)℃，促进剩余奥氏体向贝氏体和铁素体转变，最后获得以细小多边形铁素体+贝氏体为主的两相组织，保证其强度、塑性和低屈强比。对比例1、对比例2和对比例3采用两阶段控制轧制和控制冷却技术，获得的组织以铁素体+贝氏体为主，由于铁素体晶粒尺寸较大或者铁素体和贝氏体比例不协调导致其屈服强度较低、冲击性能差或屈强比不合理，这均影响了桥梁耐候钢的力学性能，导致其不能正常应用。

实施例1～3以及对比例1～3采用表1熔炼化学成分钢的力学性能对比见表2：

表2

本发明实施例1制备的Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型500MPa级桥梁耐候钢(Q500qENH)与普通Q355B钢在不同腐蚀时间下的腐蚀情况对比见表3：

表3

其中周浸实验采用浓度为(1.0±0.05)×10^-2mol/L的NaHSO₃溶液，在LF-65A室内干湿循环试验箱中进行实验，试验温度为(45±2)℃，湿度为(70％±5％)RH。一个循环周期为60min，其中浸润时间为12min，干燥时间为48min，参照TB/T2375-1993试验标准开展。由表3的对比试验分析结果可以看出，采用本发明Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢制造方法制备的耐候钢，不同腐蚀时间下腐蚀失重率和腐蚀深度均高于普通Q355B钢，可用于跨江大桥、跨海大桥及国际特大型桥梁工程。

最后说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims

1.一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢的制造方法，其特征在于，依次包括：

转炉冶炼、炉外精炼、板坯连铸、连铸坯加热、控制轧制、控制冷却；

其中桥梁耐候钢的化学成分按重量百分比(wt.％)为：C：0.05～0.07％，Si：0.20～0.40％，Mn：1.10～1.60，Cu：0.15～0.30％，Cr：0.20～0.45％，Ni：0.15～0.40％，(Nb+V):0.03～0.08％，Ti：0.01～0.02％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.01～0.03％，N<0.004％，其余为铁Fe以及不可避免的杂质；

连铸坯加热工艺参数为：加热温度为1210～1250℃，加热时间为1～5小时；

控制轧制采用三阶段控制轧制工艺，其工艺参数为：第一阶段轧制工艺中开轧温度≥1110℃，终轧温度≥1000℃，粗轧轧制3～5道次，累计压下率>50％；第二阶段轧制工艺中开轧温度≥930℃，精轧轧制5～8道次，累计压下率>60％；第三阶段轧制工艺中两相区控轧温度780～830℃，轧制3～5道次，道次变形量10～15％，累计压下率>30％，第一阶段控制轧制工艺为奥氏体再结晶区控轧，第二阶段控制轧制工艺为奥氏体未再结晶区多道次轧制，第三阶段控制轧制工艺为两相区高温小变形量轧制；

控制冷却工艺参数为：钢板轧后以15～25℃/s冷却至M_s+30～50℃范围，然后空冷至室温；该桥梁耐候钢金相组织为大量的细晶多边形铁素体和少量的下贝氏体构成，细晶的多边形铁素体占85％，下贝氏体占15％。

2.如权利要求1所述的Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢的制造方法，其特征在于，所述桥梁耐候钢屈服强度R_p0.2>520MPa，抗拉强度R_m>700MPa，断后伸长率A>20％，均匀延伸率A_gt>11％，-40℃的平均冲击功KV₂>130J，屈强比R_p0.2/R_m<0.80，ASTMG101-01耐腐蚀指数I＞6.2。

3.如权利要求1所述的Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢的制造方法，其特征在于，所述桥梁耐候钢金相组织为大量的细晶多边形铁素体和少量的下贝氏体构成，平均晶粒尺寸为4.5～4.8μm，有大量细小的纳米相存在，残余奥氏体含量忽略不计。