CN102021494B - 一种耐候厚钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种耐候钢板，其按重量百分比计的组成为：C：0.06％～0.09％，Si：≤0.30％，Mn：1.10％～1.50％，P：≤0.015％，S：≤0.003％，Als：0.035％～0.065％，Cu：0.25％～0.50％，Ni：0.20％～0.50％，Cr：0.40％～0.70％，Mo：0.05％～0.15％，Ti：0.008％～0.018％，V：0.030％～0.060％，Nb：0.015％～0.030％，N≤0.0055％，Ca：0.001％～0.004％，选择性添加B：0.0004％～0.0010％，其余为铁和不可避免的夹杂。其制造方法包括：铁水深度脱硫→转炉冶炼→LF→RH→连铸→板坯下线精整→板坯定尺火切→加热→TMCP→钢板缓冷。这样得到的耐候钢板具有强韧性和强塑性匹配、低屈强比、耐大气腐蚀性、优良焊接性及抗疲劳性能，特别适宜于用做无涂装高层建筑结构、桥梁结构。

Description

一种耐候厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及耐候低合金钢，特别是涉及在一种低C-中Mn-高Als-低N-(Cu+Ni+Cr)合金化-(Nb+Ti+V)微合金钢的低合金耐候钢成分体系中获得屈服强度≥490MPa、抗拉强度≥610MPa、屈强比≤0.83、-40℃的Charpy横向冲击功(单个值)≥47J、可大线能量焊接耐候结构用厚钢板(板厚≥30mm)，其主要用于高层建筑结构、无涂装大型桥梁结构制造用材。

背景技术

众所周知，低碳(高强度)低合金钢是最重要工程结构材料之一，广泛应用于石油天然气管线、海洋平台、船舶制造、桥梁结构、锅炉压力容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及机械制造之中。低碳(高强度)低合金钢性能取决于其化学成分、制造过程的工艺制度，其中强度、韧性和焊接性是低碳(高强度)低合金钢最重要的性能，它最终决定于成品钢材的显微组织状态。

随着科技不断地向前发展，人们对钢的强韧性、焊接性提出更高的要求，即在维持较低制造成本的同时大幅度地提高钢板的综合机械性能和使用性能，以减少钢材的用量从而节约成本，减轻钢构件自身重量、稳定性和安全性。目前世界范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，通过合金组合设计、革新控轧/TMCP技术及热处理工艺获得更好的显微组织匹配，从而使钢板得到更优良强韧性、强塑性匹配、低屈强比、耐大气腐蚀性、更优良的焊接性及抗疲劳性能。

现有技术在制造耐大气腐蚀焊接结构用厚钢板时，一般要在钢中添加一定量的P、Ni、Cu、Cr等耐候性合金元素，目的是在钢板表面形成一层致密的非晶保护膜，阻止空气进入钢板内部，达到耐大气腐蚀作用，如西山纪念技术讲座159-160，P84～P85，由此带来母材钢板韧性和焊接性较差，尤其焊接接头的熔合线与热影响区冲击韧性很差。为此，日本的一种技术采用低C含量成分设计，添加微合金元素Ti、Nb，结合控制轧制工艺，使钢板焊接性与低温韧性得到大幅度提高，如制铁研究，1982，Vol.309，P98；R&D神户制钢技报，1988，Vol.38，P97。为开发寒冷地区使用的耐候钢，日本的另一种技术采用低C-高Al-低N-微Ti处理成分设计技术，结合控制轧制工艺成功生产出满足-40℃低温韧性耐候钢板，如铁と钢，1985，Vol.71，S593。但是这些钢板的强度级别均为490MPa级，厚度一般也不超过50mm。由于Cr元素大幅度降低铁素体/珠光体显微组织钢板的强度且降低屈服强度的幅度大于降低抗拉强度的幅度，如西山纪念技术讲座86-87，P11，因此采用控制轧制或正火工艺生产屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥550MPa、屈强比≤0.80、-40℃的Charpy横向冲击功(单个值)≥47J、可大线能量焊接耐候结构用厚钢板(板厚≥40mm)时，钢板的碳当量Ceq[C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15]一般需要控制在0.46％以上，这将严重劣化钢板母材低温韧性和焊接性。同时，大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的低温韧性，对于如何在焊接条件下，获得优良的热影响区(HAZ)低温韧性说明得较少，尤其采用大线能量焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性少之又少，如昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平开4-285119、特平开4-308035、平3-264614、平2-250917、平4-143246、US 4855106、US 5183198、US 4137104。

发明内容

本发明克服现有技术存在的上述问题，低成本地开发出综合力学性能、焊接性能均优异的60公斤级耐候厚钢板，用于耐候建筑结构、桥梁结构及风塔结构用厚钢板。

本发明中的术语“厚钢板”是指厚度≥30mm的钢板。

具有优良焊接性、高强度、低屈强比的耐候钢是厚板产品中难度最大的品种之一，其原因是该类钢板不仅要求低C、低碳当量Ceq、高强韧性、低屈强比、优良耐候性及抗疲劳性能，而且还要具有优良的抗焊接再热裂纹性能及可经受大线能量焊接性能，这些性能要求很难同时满足。低C、低碳当量Ceq、耐候性与高强韧性、低屈强比及焊接性之间在成分设计和工艺设计上相互冲突，很难调和，即降低C含量、碳当量Ceq的同时，很难实现厚钢板的高强韧性和低屈强比；在提高耐候性、强韧性的同时，很难实现钢板优良的焊接性和低屈强比；如何平衡高强韧性、低屈强比、焊接性及耐候性是本产品最大的难点之一，也是关键核心技术。

为实现上述目的，本发明提供一种60公斤级耐候厚钢板，其组成元素包括：Fe、C、Si、Mn、P、S、Als、Cu、Cr、Ni、Nb、V、Ti、N、Ca，组成元素的重量百分比为：

C：0.06％～0.09％，Si：≤0.30％，Mn：1.10％～1.50％，P：≤0.015％，S：≤0.003％，Als：0.035％～0.065％，Cu：0.25％～0.50％，Ni：0.20％～0.50％，Cr：0.40％～0.70％，Mo：0.05％～0.15％，Ti：0.008％～0.018％，V：0.030％～0.060％，Nb：0.015％～0.030％，N≤0.0055％，Ca：0.001％～0.004％，选择性添加B：0.0004％～0.0010％，其余为铁及不可避免的杂质。

此外，对于≥80mm的特厚钢板，优选添加B：0.0004％～0.0010％。

优选地，Mn/C≥12，以确保钢板的组织韧性。

为了进一步确保本发明钢板的优良焊接性，优选同时满足：

Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.50％且C≤0.09％；

Ti/N在1.5～4.5之间，更优选在2.0～4.0之间；

Als≥(Mn/C)[N_total-0.292Ti]；

Ca/S在1.0～3.0之间且Ca×S^0.28≤1.0×10^-3。

为了进一步改善低温韧性，优选同时满足：[无因次Ni当量]≥0.35，无因次Ni当量＝Ni+[Cu-2.112Cu²]+[Cr-1.834Cr²]+[1.574Mn-Mn²]-1.017Si。

为了进一步确保本发明钢板的持久耐候性，优选同时满足：

耐候性指数D_NH＝26.01Cu+3.88Ni+1.2Cr+1.49Si+17.28P-7.29Cu×Ni-9.10Ni×P-33.39Cu²≥6.0％；

Cu当量＝Cu+0.21Ni+0.13Cr≥0.40％。

为进一步防止铜脆及热裂纹敏感性，Ni/Cu≥0.50，更优选0.50～1.0。

根据需要，可以任意组合以上条件中的任意两个或两个以上条件。

为了进一步确保和提高本发明钢板的高强韧性、低屈强比、优良耐候性及抗疲劳性能，以及具有优良的抗焊接再热裂纹性能及可经受大线能量焊接性能，最优选，本发明的耐候厚钢板在满足上述所有条件。

本发明钢成分的设计理由如下：

众所周知，碳对钢板低温冲击韧性、焊接性影响很大，从改善钢板的低温冲击韧性及焊接性角度，希望钢中C含量比较低为宜；但从钢板的强度，更重要的从TMCP(热机械控制工艺)过程显微组织控制、降低屈强比的角度，C含量不宜过低，过低C含量不仅导致奥氏体晶界迁移率高，这给TMCP过程均匀细化组织带来较大问题，易形成混晶组织，而且造成屈强比升高；同时过低C含量还造成晶界结合力降低，导致钢板低温冲击韧性低下、焊接热影响区低温冲击韧性劣化；C含量高于0.09％时，不仅钢水凝固进入包晶反应区、导致板坯内部偏析、表面裂纹形成的几率增加，更重要的是劣化钢板的焊接性和抗疲劳性能；综合以上的因素，C的含量控制在0.06％～0.09％之间。

Si促进钢水脱氧并能够提高钢板强度，但是采用Al脱氧的钢水，Si的脱氧作用不大，Si虽然能够提高钢板的强度，但是Si严重损害钢板的低温韧性和焊接性，尤其在大线能量焊接条件下，Si不仅促进M-A岛(马氏体-奥氏体岛)形成，而且形成的M-A岛尺寸大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的低温韧性和抗疲劳性能，因此钢中的Si含量应尽可能控制得低，考虑到炼钢过程的经济性和可操作性，Si含量控制在≤0.30％，优选在0.20～0.30％。

Mn作为合金元素在钢板中除提高强度和改善韧性外，还具有扩大奥氏体相区，降低Ac₁、Ac₃、Ar₁、Ar₃点温度，细化铁素体晶粒之作用；加入过多Mn会增加钢板内部偏析程度，降低钢板力学性能的均匀性和低温韧性；并且提高钢板的淬硬性，影响钢板大线能量焊接性。而小线能量焊接时，焊接热影响区易形成脆硬组织如马氏体、上贝氏体；此外，Mn含量过高将导致钢板屈强比升高；综合考虑上述因素，Mn含量控制在1.10％～1.50％之间。

P虽然具有改善钢板耐候性之作用，但P对钢板的低温冲击韧性、焊接性具有巨大的损害作用；对于焊接结构用耐候厚钢板，一般均采用Cu、Cr、Ni来改善钢板耐候性；因此钢中P含量希望越低越好，但考虑到炼钢条件、炼钢成本和炼钢厂内物流顺畅，要求P含量控制在≤0.015％。

S作为钢中有害夹杂对钢板的低温韧性(尤其横向低温韧性)以及耐候性损害作用很大，更重要的是S在钢中与Mn结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的横向低温冲击韧性、Z向性能和焊接性，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素；希望越低越好，但考虑到炼钢条件、炼钢成本和炼钢厂内物流顺畅原则，要求S含量控制在≤0.003％。

对于耐候钢而言，添加一定数量的Cu是必不可少的；此外，Cu作为奥氏体稳定化元素，可以同时提高钢板强度且对钢板低温韧性影响较小；但加入过多的Cu(＞0.50％)时，在热轧和正火处理过程中，将发生细小弥散的-Cu沉淀(Cu在铁素体中固溶度约0.45％左右)，损害钢板的低温韧性，同时还可能造成铜脆；但如果加入Cu含量过少(＜0.25％)，达不到无涂装耐候性要求，因此Cu含量控制在0.25％～0.50％之间。

对于耐候钢而言，添加一定数量的Cr是必不可少的，加入一定数量的Cr(≤0.70％)可以在不损害钢板的低温韧性及焊接性的条件下，提高钢板的耐候性；但如果加入Cr含量过少(＜0.40％)，Cr对钢板耐候性贡献较小，达不到无涂装耐候性要求；加入过多(＞0.70％)，损害钢板的焊接性；因此Cr含量控制在0.40％～0.70％之间。

向钢中添加一定数量的Ni，也可以改善钢板的无涂装耐候性；更重要的是钢中加Ni可以防止铜脆发生，降低浇铸、热轧及焊接过程的热裂纹敏感性；此外，Ni是钢板获得优良低温韧性不可缺少的合金元素；因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是Ni是一种很贵的合金元素，从低成本批量生产角度，适宜的加入量为0.20％～0.50％。

添加Mo提高钢板的淬透性，促进低温相变组织形成，提高钢板的强度，但是Mo添加量过多，不仅严重损害钢板的延伸率、焊接性及焊接接头SR性能(再热性能)(尤其含Cu、Cr较高的耐候钢，Mo含量高时，SR裂纹(再热裂纹)更为敏感，而且增加钢板SR脆性(再热脆性)和生产成本；因此Mo含量控制在0.05％～0.15％之间。

N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于改善钢板焊接性能，Ti/N在1.5～4.5之间较好，更好是在2.0～4.0。N含量过低，生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到改善钢的焊接性的作用，反而对焊接性有害；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，尤其大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温韧性，恶化钢的焊接性。因此N含量控制在≤0.0055％。

钢中加入微量的Ti目的是与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，抑制焊接HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善大线能量焊接HAZ的低温韧性。钢中添加的Ti含量要与钢中的N含量匹配，匹配的原则是TiN不能在液态钢水中析出而必须在固相中析出；因此TiN的析出温度必须确保低于1400℃，根据log[Ti][N]＝-16192/T+4.72可以确定Ti的加入量，其中T是TiN的析出温度1400℃。当加入Ti含量过少(＜0.008％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善大线能量焊接HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多(＞0.018％)时，TiN析出温度超过1400℃，部分TiN颗粒在钢液凝固过程中析出大尺寸的TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点；此外，Ti与N亲和力远大于B与N的亲和力，钢中添加Ti时，可以最大程度地消除自由[N]，确保钢中B处于固溶状态；因此Ti含量的最佳控制范围为0.008％～0.018％。

钢板中的Als能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，促进铁素体在焊接冷却循环中析出(先期析出的AlN可作为铁素体的形核位置，细化HAZ的显微组织)，改善大线能量焊接HAZ的低温冲击韧性作用；但钢中加入过量的Als不但会在钢中形成大量弥散的针状Al₂O₃夹杂物，损害钢板低温冲击韧性和焊接性；此外钢中添加过量的Als，可以确保自由[N]与Al结合，钢中B处于固溶状态；根据钢板成分体系分析，最佳Als含量控制在0.035％～0.065％之间。

钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、提高TMCP钢板强度，当Nb添加量低于0.015％时，除不能有效发挥的未再结晶区、两相区控轧作用之外，对TMCP钢板强化能力也不足；当Nb添加量超过0.030％时，大线能量焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成和Nb(C，N)二次析出脆化作用，严重损害大线能量焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.015％～0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现TMCP钢板强韧化的同时，又不损害大线能量焊接HAZ的韧性。

V含量在0.030％～0.060％之间，并随着钢板厚度的增加，V含量可适当取靠近上限值。添加的目的是通过V(C，N)在铁素体/贝氏体中析出，提高钢板的强度；V添加过少，低于0.030％，析出的V(C，N)太少，不能有效提高钢板的强度；V添加量过多，高于0.060％，损害钢板低温韧性、延伸率和焊接性。

对于产品钢板厚度≥80mm，向钢中添加微量的B可以大幅度地提高钢板的淬透性，在淬火过程中，促进低温相变组织(尤其贝氏体、马氏体)形成，大幅度提高调质钢板的强韧性；因此对于成品厚度大于80mm的钢板，向钢中添加0.0004％～0.0010％的B，在提高钢板强韧性的同时，不损害钢板的焊接性。

对钢进行Ca处理，一方面可以纯净钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物，抑制S的热脆性、提高钢板冲击韧性和Z向性能、改善钢板冲击韧性的各向异性。Ca加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca加入量过低，处理效果不大；Ca加入量过高，形成Ca(O，S)尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制Ca含量按ACR＝Ca[1-1.24×O]/1.25×S，其中ACR为硫化物夹杂形状控制指数，Ca/S取值范围在1.0～3.0之间为宜，因此Ca含量的控制范围为0.001％～0.004％。

Mn/C≥10，以保证钢板晶粒均匀细小且在-40℃下夏比冲击试样断口纤维率至少高于50％；

Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.50％且C≤0.09％，确保钢板具有优良的焊接性；

[无因次Ni当量]≥0.35，降低-40℃铁素体位错1/2<111>(110)运动的P-N力(位错运动晶格阻力)，以确保-40℃下铁素体1/2<111>(110)位错具有较高的可动性，改善钢板的低温韧性，根据试验研究并结合第一原理分析得出：无因次Ni当量＝Ni+[Cu-2.112Cu²]+[Cr-1.834Cr²]+[1.574Mn-Mn²]-1.017Si；

耐候性指数D_NH＝26.01Cu+3.88Ni+1.2Cr+1.49Si+17.28P-7.29Cu×Ni-9.10Ni×P-33.39Cu²≥6.0％，保证钢板具有优良的耐候性；

Cu当量＝Cu+0.21Ni+0.13Cr≥0.40％，保证钢板耐候性能长期保持(15年以上)稳定；

Ti/N在1.5～4.5之间，优选在2.0～4.0之间，保证形成的TiN粒子均匀细小，抗奥斯瓦尔德熟化能力强；

此外，对于≥80mm的特厚钢板，添加B：0.0004％～0.0010％。对于≥80mm的含B特厚钢板，Ti与N优先结合，保证钢中B处于固溶状态，促进ACC过程中低温相变组织形成，提高特厚钢板的强度；

Als≥(Mn/C)[N_total-0.292Ti]，消除焊接热影响区HAZ中的固溶[N]，以确保钢板可承受较大线能量焊接，HAZ低温韧性优良；此外，对于≥80mm的含B特厚钢板，确保Al与N优先结合，保证钢中B处于固溶状态，促进ACC过程中低温相变组织形成，提高特厚钢板的强度；

Ni/Cu≥0.50，优选为0.50～1.0，防止Cu脆发生，改善浇铸、热轧及焊接过程热裂纹敏感性；

Ca/S在1.0～3.0之间且Ca×S^0.28≤1.0×10^-3，确保硫化球化的同时，钢中夹杂物含量低，改善钢板的低温韧性和焊接性。

根据本发明钢板组织是均匀细小且包含亚晶的铁素体+弥散分布的贝氏体/马氏体，实现钢板的强韧性、强塑性匹配、低屈强比、耐大气腐蚀性、优良焊接性及抗疲劳性能。

本发明还提供60公斤级耐候厚钢板的制造方法。该方法包括如下工艺流程：

TDS(顶喷法)铁水深度脱硫→转炉冶炼→LF(钢包精炼)→RH(真空精炼)(喂Si-Ca丝)→连铸(采用轻压下工艺)→板坯下线精整→板坯定尺火切→加热→TMCP(热机械控制过程-即控轧控冷)→钢板缓冷→AUT/MUT(自动超声波检测/手动超声波检测)→钢板切边、切头尾→取样与性能验测→切定尺钢板→表面质量和外观尺寸、标识及检测→出厂。

根据本发明钢种成分、制造工艺特点，推荐采用连铸工艺，并采用轻压下技术，连铸轻压下率控制在2％～5％之间，连铸工艺重点控制中间包浇铸过热度与拉坯速度，中间包浇铸过热度控制在10～25℃之间，拉坯速度控制在0.8m/min～1.2m/min。

由于本发明钢中含有大量的Cu、Ni、Cr元素，且钢中C含量较低，板坯加热温度不宜过高，板坯加热温度控制在1050℃～1150℃，板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞；

第一阶段为普通轧制，采用大轧制道次压下率进行连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒。

第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制，控轧开轧温度控制在800℃～830℃，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥30％，终轧温度控制在770℃～800℃，保证钢板的低温韧性。

第三阶段采用奥氏体/铁素体两相区控制轧制，控轧开轧温度700℃～730℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥25％，终轧温度控制在690℃～720℃，除进一步提高钢板低温韧性外，通过奥氏体/铁素体两相区形变，在提高钢板屈服强度同时，提高未相变奥氏体的淬透性，为后续加速冷却(ACC)工艺提高抗拉强度、降低屈强比做好组织准备。

控轧结束后，钢板立即以辊道的最大输送速度运送到ACC(加速冷却)设备处，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度为680℃～710℃，冷却速度≥3℃/s，停冷温度为450℃～620℃，随后钢板自然空冷至350℃后，厚度≥50mm的钢板，缓冷至室温，缓冷工艺为钢板在300℃以上保温至少24小时，以实现钢板脱氢，防止氢致裂纹。

本发明技术采用合金元素组合设计与特殊的TMCP工艺相结合，最大限度地提高了合金元素Cu、Ni、Cr改善耐侯性及综合力学性能(尤其抗拉强度与低温韧性)的潜能，降低了吨钢贵重合金元素Cu、Ni、Cr的用量；且用特殊TMCP工艺代替热处理工艺，减少了制造工序，缩短制造周期；钢板获得了优良强韧性和强塑性匹配、低屈强比、耐大气腐蚀性、优良焊接性及抗疲劳性能，特别适宜于用做无涂装高层建筑结构、桥梁结构，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产；本发明技术不仅降低贵重资源消耗，降低制造成本，缩短了制造周期，也降低了生产组织难度，实现制造过程的绿色环保。

附图说明

图1是按照发明实施例E钢的显微组织(1/4厚度处)。

具体实施方式

以下通过具体实施例对本发明进行详细介绍。

表1所示是本发明的实施例1～6(钢板A～F)的化学成分构成，其中均为重量百分比。

表2和表3是本发明的实施例1～6(钢板A～F)的制造工艺。

表4是本发明的实施例1～6(钢板A～F)的钢板的性能。

表5是本发明的实施例1～6(钢板A～F)的焊接热模拟试验结果。

测定的相对腐蚀速率，来表征钢板的耐候性能。

另，表3中，YP：屈服强度，TS：抗拉强度，δ5：延伸率，YR：屈强比

                      表5

本发明在关键技术路线、成分和工艺设计上，综合了影响钢板高强韧性、低屈强比、焊接性及耐候性的关键因素，创造性地采用了低C-中Mn-高Als-低N-(Cu+Ni+Cr)合金化-(Nb+Ti+V)微合金钢的低合金耐候钢成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量并控制其范围，控制[无因次Ni当量]≥0.35、Cu当量≥0.35％、碳当量Ceq≤0.50％、Mn/C≥10，耐候性指数DNH≥6.0％，Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及Ca×S^0.28≤1.0×10^-3，采用特殊的TMCP(热机械控制过程)工艺，获得了优良强韧性、强塑性匹配、低屈强比、耐大气腐蚀性、优良焊接性及抗疲劳性能的耐侯钢板。

从以上具体实施例的结果以及图1显微组织图可见，本发明钢板组织是均匀细小且包含亚晶的铁素体+弥散分布的贝氏体/马氏体，从而实现了钢板的强韧性、强塑性匹配、低屈强比、耐大气腐蚀性、优良焊接性及抗疲劳性能。

这些钢板特别适宜于用做无涂装高层建筑结构、桥梁结构，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

以上通过具体实施例对本发明进行了较为详细的说明，但不仅仅限于此，在不脱离本发明构思的前提下，还可有更多变化或改进的其他实施例，而这些变化和改进都属于本发明的范围。

Claims (6)

1.一种耐候厚钢板，其按重量百分比计的组成为：

C：0.06％～0.09％，Si：≤0.30％，Mn：1.10％～1.50％，P：≤0.015％，S：≤0.003％，Als：0.035％～0.065％，Cu：0.25％～0.50％，Ni：0.20％～0.50％，Cr：0.40％～0.70％，Mo：0.05％～0.15％，Ti：0.008％～0.018％，V：0.030％～0.060％，Nb：0.015％～0.030％，N≤0.0055％，Ca：0.001％～0.004％，选择性添加B：0.0004％～0.0010％，余为铁及不可避免的杂质；

Mn/C≥12；

Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.50％；

Ti/N在1.5～4.5之间；

Als≥(Mn/C)[N_total-0.292Ti]；

Ca/S在1.0～3.0之间且Ca×S^0.28≤1.0×10^-3；

[无因次Ni当量]≥0.35，无因次Ni当量＝Ni+[Cu-2.112Cu²]+[Cr-1.834Cr²]+[1.574Mn-Mn²]-1.017Si；

耐候性指数D_NH＝26.01Cu+3.88Ni+1.2Cr+1.49Si+17.28P-7.29Cu×Ni-9.10Ni×P-33.39Cu²≥6.0％；

Cu当量＝Cu+0.21Ni+0.13Cr≥0.40％；

Ni/Cu≥0.50。

2.如权利要求1所述的耐候厚钢板，其特征在于，对于厚度≥80mm的厚钢板，添加B0.0004％～0.0010％。

3.如权利要求1或2所述的耐候厚钢板，其特征在于，Ti/N在2.0～4.0之间。

4.如权利要求1或2所述的耐候厚钢板，其特征在于，Ni/Cu在0.50～1.0之间。

5.如权利要求1～4所述的耐候厚钢板的制造方法，包括如下步骤：

铁水深度脱硫→转炉冶炼→钢包精炼→真空精炼→连铸→板坯下线精整→板坯定尺火切→加热→热机械控制过程→钢板缓冷；

连铸采用轻压下工艺，轻压下率控制在2％～5％之间，中间包浇铸过热度控制在10～25℃之间，拉坯速度控制在0.8m/min～1.2m/min；

板坯加热温度控制在1050℃～1150℃，板坯出炉后采用高压水除鳞；

第一阶段为普通轧制，采用大轧制道次压下率进行连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒；

第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制，控轧开轧温度控制在800℃～830℃，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥30％，终轧温度控制在770℃～800℃；

第三阶段采用奥氏体/铁素体两相区控制轧制，控轧开轧温度700℃～730℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥25％，终轧温度控制在690℃～720℃；

钢板开冷温度为680℃～710℃，冷却速度≥3℃/s，停冷温度为450℃～620℃，随后钢板自然空冷至350℃。

6.如权利要求5所述的方法，其特征在于，厚度≥50mm的钢板，钢板自然空冷至350℃后，缓冷至室温，缓冷工艺为钢板在300℃以上保温至少24小时，以实现钢板脱氢，防止氢致裂纹。