CN111996460B - 一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种焊接热影响区‑40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢，耐候桥梁钢的化学成分按重量百分比计包括：C 0.04‑0.08、Si 0.20‑0.40、Mn 1.35‑1.70、Cr 0.40‑0.70、Ni 0.25‑0.65、Cu 0.25‑0.40、Mo 0.05‑0.20、Nb 0.010‑0.050、V 0.010‑0.030、Ti 0.010‑0.040、Al 0.020‑0.035、Ca 0.0012‑0.0050、N 0.0035~0.0080、O≤0.0040、P≤0.015、S≤0.005，余量为Fe及不可避免杂质。本发明的耐候桥梁钢在常规电弧焊热输入15～40Kj/cm的条件下，焊接热影响区的组织由针状铁素体、粒状贝氏体铁素体和M‑A组元构成，使得焊接热影响区的‑40℃冲击功不低于54J，既耐候又易焊，且能够实现稳定工业化生产。

Description

一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥 梁钢

技术领域

本发明属于耐候钢材设计与制造技术领域，特别涉及一种大型免涂装桥梁用屈服强度500MPa级易焊接耐候桥梁钢，其焊接热影响区具有优良的-40℃低温冲击韧性。

背景技术

我国在建国家重点工程川藏铁路和公路，位处高寒缺氧、冻土、崩场、错落、滑坡、地震、地热、岩爆等严苛的地质条件，但气候条件较为适宜，拟建造多座超大跨度免涂装耐候钢桥梁，须满足高负荷、抗疲劳、防脆断、安全耐久、绿色环保的设计要求。现有345~420MPa级耐候桥梁钢强度偏低，且厚板焊接冶金质量问题突出，难于满足该应用需求，急需研发兼具高强韧性、易焊接、良好耐候性的高性能500MPa级耐候桥梁钢。但是，高性能钢欲屈服强度达到500MPa级（相应抗拉强度≥630MPa）、耐候性同时提升至耐大气腐蚀指数I≥6.5，Si、Cr、Mo元素因同时显著提高强度与耐候性，同时增加这些元素是常见的合金化方法，然而，却易导致此类钢常规电弧焊热影响区因形成数量较多的粗大粒状贝氏体脆性组织而韧性恶化，损害易焊性。因此，500MPa级耐候桥梁钢存在着高强度、耐候性与易焊性之间的匹配矛盾，是耐候钢材设计与制造技术领域亟待突破的关键技术问题。

为了解决上述问题，众多学者在这类钢的综合性能调控方面，已进行了如下有益探索。

授权公告号为CN1323187C的发明专利“针状组织高强度耐候钢及其生产方法”，采用超低碳设计（0.01～0.04%），以减少M-A组元脆性相，有利于提高母材和焊接热影响区的冲击韧性，但也往往使抗拉强度不足、屈强比偏高，不利于结构安全性。同时，控制较低的Ni、Cr含量，导致耐大气腐蚀指数I≤6.10、耐候性不足。

授权公告号为CN103451537B的发明专利“一种高焊接性能的低温耐候钢板及其生产方法”，控制较低的Si、Mn、Cr含量（<0.15%、0.40～0.80%、未加入），可望使M-A组元脆性组织减少、焊接热影响区低温韧性改善，但也导致此钢强度不足、未达到500MPa级，且耐典型大气腐蚀性能不足。此外，添加有害元素Sn（0.001～0.004%），虽然可弥补耐候性不足，但易导致焊缝裂纹倾向，反而恶化了焊接性能。

授权公告号为CN103451561B的发明专利“一种可大热输入量焊接的耐候钢板及其生产方法”，将Si、Mn（<0.10%、0.40～0.80%）控制在较低水平，也可以使M-A组元脆性组织减少，有利于提高焊接热影响区低温韧性，但也导致屈服强度偏低、未达到500MPa级。同时该发明只提供了焊接热影响区-20 ℃冲击值，尚不确定是否达到了-40 ℃冲击性能要求。且耐大气腐蚀指数I仅6.10，耐候性也显不足。因此，此钢在综合性能调控方面仍有待改进。

公开号为CN107326304A的发明专利“一种TMCP型屈服500MPa级桥梁钢板及生产方法”，采用低碳、Nb-V微合金化控制技术，钢板屈服强度达到了500MPa,实现了强度和低温韧性的良好匹配，另外控制较低的Mn、Cr含量（1.45-1.55%、0.20-0.25%），有利于减少M-A组元脆性组织、改善焊接热影响区低温韧性，但是导致该钢耐腐蚀性元素加入量严重不足，不具备耐典型大气腐蚀性能。

公开号为CN106222560A的发明专利“一种止裂型特厚高性能耐候桥梁钢Q500qENH钢板及其生产办法”，通过成分优化设计和VD+LF+VD工艺来保证钢低碳成分、钢质的洁净度，钢板屈服强度达到了500MPa级，实现了强度和低温韧性的良好匹配，且在-20℃下具有较好的止裂性能。但是为了弥补Si、Cr元素（未加、0.25-0.35%）加入量较少导致的强度不足，C加入量较高（0.07-0.12%），这会增加M-A组元脆性组织，降低焊接热影响区低温韧性，且耐大气腐蚀指数I仅6.00左右，耐候性也显不足。另外-40℃止裂性能数据未提供，尚不确定在-40℃低温环境是否具备优异的止裂性能。

公开号为CN109609845A的发明专利“一种500MPa级耐候桥梁钢及其制造方法”，控制较高的Si、Cr含量（0.10-0.50%、0.30-1.25%），获得了较好的耐大气腐蚀性能（I≥6.5），但也易导致M-A组元脆性组织增多、焊接热影响区低温韧性不足。另外 Mn含量（0.80-1.20%）较低，导致钢板的抗拉强度偏低（≤640MPa），进而屈强比较高（0.85-0.89），不利于结构安全性。

公开号为CN106811704A的发明专利“屈服强度500MPa级低屈强比桥梁钢及其制造方法”，控制适量的C（0.05-0.10%）、较高的Mn、Cr（1.20-2.00%、0.40-1.00%），使得钢板屈服强度达到了500MPa级，且屈强比（≤0.85）较低，但由此也可能导致焊接热影响区M-A组元脆性组织增加、低温韧性不足。另外，该钢Ni加入量偏少（0.05-0.20%），使得钢板的耐候性略显不足（I≤6.5）。

公开号为CN101892431A的发明专利“热轧态屈服强度500MPa级耐候桥梁钢及其制造方法”，控制较高的Si、Mn、Cr元素总量（≤0.50%、1.00-1.50%、0.40-1.00%），相应屈服强度达到了500MPa级，且屈服和抗拉强度富余量较大，另外，耐典型大气腐蚀性能也较好（I≥6.8）。但是，也会使得母材和焊接热影响中M-A组元硬相组织增多，导致钢板低温韧性较差（-40℃低温冲击功仅150J）、焊接热影响区低温韧性不足。

由此可见，目前现有500MPa级耐候桥梁钢及同类材料，对多元合金化成分设计及调控的研究还不够深入，导致在高强度、易焊性、耐候性的综合性能调控方面仍有诸多欠缺，亟待开展材料创新设计，以解决国家重点工程川藏铁路和公路建设对此关键材料的重大需求。

发明内容

本发明要解决的技术问题是提供一种屈服强度500MPa级耐候钢常规电弧焊热输入15～40Kj/cm焊接热影响区具有良好低温韧性的合金化设计与调控技术，并兼顾高强韧性、耐候性与易焊性的优良匹配，进而提供一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的屈服强度500MPa级耐候桥梁钢板。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：

一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢的化学成分按重量百分比计包括：C 0.04-0.08、Si 0.20-0.40、Mn 1.35-1.70、Cr 0.40-0.70、Ni 0.25-0.65、Cu 0.25-0.40、Mo 0.05-0.20、Nb 0.010-0.050、V0.010-0.030、Ti 0.010-0.040、Al 0.020-0.035、Ca 0.0012-0.0050、N 0.0035~0.0080、O≤0.0040、P≤0.015、S≤0.005，余量为Fe及不可避免杂质；

上述化学成分按重量百分数计满足：

545≤Ta≤580，5.00≤Cp≤14.29以及耐大气腐蚀指数I≥6.5，其中，Ta =729-396C-68.1Mn+24.6Si-36.1Ni-24.8Cr-20.7Cu，Cp =Ti/N+V/N，

I=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+1.20(%Cr)+1.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.10(%Ni)(%P) -33.39 (%Cu)² 。

基于上述的耐候桥梁钢，本发明提供了一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢的制备方法，包括以下步骤：

（1）钢坯料准备：按照耐候桥梁钢的设计要求准备原材料，将纯铁装入真空炉加热至熔化，高温高真空精炼铁水15分钟，然后充入保护气体并加入合金，调整温度，浇注成钢锭；

（2）热机械轧制：将钢锭加热至温度1200～1250℃并保温至少3小时后进入粗轧、精轧和冷却三个阶段；

其中，粗轧阶段开轧温度1100～1180℃，终轧温度1020～1050℃，轧制道次包括展宽道次在内共5～7道次，总压下率不低于55%；精轧阶段开轧温度900～950℃，终轧温度740～850℃，精轧道次4～6次，且末三道次压下率≥35%；钢板轧后经层流水冷却，冷却阶段开冷温度730～790℃，终冷温度400～600℃；

（3）回火处理：回火温度为500～650℃，回火时间为2.0～3.0min/mm×板厚，板厚单位为mm。

本发明的技术方案是通过如下原理及方式来实现上述目的。

（1）在准确理解高强易焊耐候钢C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Nb、V、Ti、Al、Ca多元合金化及N、O气体元素含量控制原理的基础上，合理设计和控制耐候桥梁钢的各化学成分（以下均按重量百分比计）。

C：普通低合金钢将C含量控制在≤0.10%，即可显著改善焊接性能，但本发明钢需要将C含量进一步严格控制在≤0.08%，才能既降低焊接裂纹敏感性，又减少焊接热影响区的M-A组元脆性相，提高其低温韧性。但是，如C含量低于0.04%时，不利于本发明钢保证较高强度和较低屈强比。为此，本发明钢的C含量控制在0.04-0.08%。

Si：适量的Si可以提高耐候钢的强度，提高锈层致密性与锈层阻抗、减轻电化学腐蚀反应，从而提高耐蚀性。但是当Si含量过高时，会使焊接热影响区硬相M-A组元含量增加、低温韧性恶化。为此，本发明钢的Si含量控制在0.20-0.40%。

Mn：Mn是固溶强化元素，且通过扩大奥氏体相区、降低相变点而细化铁素体晶粒，从而同时提高强度和韧性；由此可替代部分C，从而适量降C，额外提高焊接热影响区低温韧性。但是，Mn含量过高，会使母材中心偏析和焊接裂纹敏感性也相应提高。因此，本发明钢的Mn含量控制在1.35-1.70%之间。

Ni：Ni显著增加母材和焊接热影响区韧性；与Cu、Cr复合添加，显著增强耐候性能，但Ni为昂贵金属而提高成本。为此，本发明钢控制Ni含量为0.25-0.65%。

Cr：Cr与Cu、Ni复合添加，以确保钢的耐候性能，但是添加过多，会恶化焊接热影响区低温韧性。因此，本发明钢控制Cr含量为0.40-0.70%。

Cu：Cu是提高耐候性能的最有效元素。但是，随Cu含量提高，钢板表面和焊缝热裂倾向增加，Ni与Cu复合添加，可减轻该倾向。因此，本发明钢控制Cu含量为0.25-0.40%。

Mo：适量的Mo既显著提高耐候钢锈层致密性而增强其耐候性，又提高母材和焊接热影响区的强韧性。但是，过多的Mo会增加生产成本，且损害焊接热影响区低温韧性。因此，本发明钢将Mo含量控制在0.05-0.20%。

Nb：Nb对控轧控冷钢具有非常显著的晶粒细化与沉淀强化作用，从而提高母材的强韧性，但过多的Nb会增加生产成本，且不利于易焊接性控制，因此，本发明钢将Nb含量控制在0.01-0.05%。

Ti：Ti与N结合生成高温热稳定性较强的TiN粒子，在焊接热影响区钉扎原奥氏体晶界，抑制原奥晶粒长大，细化晶粒，提高韧性；但过多的Ti会形成数量较多、尺寸过大的微米级TiN液析粒子，这类粒子不起“钉扎”作用，反而易成为冲击断裂的裂纹源，降低母材与焊接热影响区韧性。因此，本发明钢的Ti含量控制在0.01-0.040%。

V: 适量的V与 C、N结合，形成大量弥散分布的V（C,N）粒子，可作为异质形核质点，在焊接热影响区促进块/针状铁素体在晶内和晶界的形核，细化组织、抑制粗大粒状贝氏体，提高低温韧性；另一方面，经回火形成的V（C,N）粒子还可提高母材强度。但是，过多的V会恶化焊接热影响区低温韧性，且增加成本，因此，本发明钢的V含量控制在0.01-0.03%。

Al：Al作为主要脱氧剂，主要在炼钢过程中起到脱氧作用，但是，过多的Al会促进有害链状B类夹杂物形成，还会“夺走”钢中的氮元素，不利于发挥氮化钛和氮化钒的作用。因此，本发明钢控制Al含量0.02-0.035%。

Ca: Ca 一般发挥脱氧、脱硫作用，但过多的Ca 反而促进有害的钙铝酸盐粗大夹杂物，降低母材与焊接热影响区低温韧性。另外，适量的Ca可以降低耐候钢裸露使用初期的锈液流挂与飞散、污染周围环境等现象。因此，本发明钢控制Ca含量0.0012-0.0050%。

N：钢中适量增N，可以促进TiN和V（C,N）粒子的析出。一方面，纳米级TiN粒子在在焊接热影响区钉扎原奥晶界，抑制原奥晶粒长大，细化晶粒，提高韧性；另一方面，V（C,N）在TiN上复合形成的亚微米级(V,Ti)(C,N)粒子,可作为异质形核核心，在焊接热影响区促进块/针状铁素体在晶内和晶界的形核，细化组织、抑制粗大粒状贝氏体，显著提高低温韧性。但是，过多的N易产生应变时效脆化问题。因此，本发明钢的N控制在0.0035-0.0080%。

P：P 在钢中有严重的偏析倾向，加入过多，会恶化钢的力学性能和焊接性能，因此，本发明钢限制P含量在0.015%以下。

S：S 是作为杂质混入的不可避免元素，S含量过高会生成粗大的夹杂物，降低钢板力学性能和焊接性能，故本发明钢将S含量控制在低于0.005%。

（2）除了需要合理控制各个元素的化学成分范围以外，还必须设定如下创新性的技术要求，准确调控一部分关键元素之间的相对添加量，以发挥这些元素对本发明钢力学性能、易焊性与耐候性等综合性能的关键调控作用。

（a）通过调控关系式545≤Ta≤580，要求将由C、Mn、Si、Ni、Cr、Cu等六种主元成分按“Ta=729-396C-68.1Mn+24.6Si-36.1Ni-24.8Cr-20.7Cu”确定的常规电弧焊热输入15～40Kj/cm焊接热影响区的奥氏体→铁素体起始转变温度Ar3控制在545～580℃，以抑制粗大的粒状贝氏体与侧板条铁素体在原奥晶界形核生长，为细小晶内针状铁素体组织转变、韧性改善创造动力学条件；过高的Ta值使侧板条铁素体组织较多，过低的Ta值使粗大的粒状贝氏体或魏氏体组织较多，均不利于焊接热影响区组织细化与低温韧性。

（b）通过调控关系式5.00≤Cp≤14.29，要求将由Ti、V、N等三种关键微合金化元素成分按“Cp =Ti/N+V/N”确定的Ti:N比和V:N比之各控制在5.00～14.29之间，以促进 (V,Ti)(C,N) 亚微米级粒子形成，为大量细小针状铁素体的异质形核、组织细化与韧性改善创造条件；过高的Cp值使(V,Ti)(C,N) 粒子尺寸偏小，过低的Cp值使(V,Ti)(C,N) 亚微粒子数量偏少，均不利于针状铁素体的异质形核与焊接热影响区低温韧性。

（c）通过调控关系式I≥6.5，要求将由Cu、Ni、Cr、Si四种主元成分（脆性元素P以外）按“I=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+1.20(%Cr)+1.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu) ×(%Ni)-9.10(%Ni)×(%P)-33.39 (%Cu)²”确定的耐候性指数下限值控制在≥6.5的范围，以确保本发明钢在气候温和的典型大气条件下的百年寿命周期腐蚀减薄量不超过1mm。过低的I值使耐候性不足，过高的I值反而损害综合性能且成本增加。

（3）限定了热机械轧制与回火的关键工艺参数，包括适当的钢坯料加热温度、粗轧温度、精轧温度、开冷温度、终冷温度、回火温度与时间，其目的，一是母材形成适度细化的多相复合组织，以获得高塑韧性力学性能；二是母材形成适度尺寸数量分布的纳米级粒子与亚微米级粒子，使其在焊接热影响区发挥细化组织、提高韧性的上述作用。

本发明的有益技术效果是：

（1）耐候桥梁钢的焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级，在热输入量15～40Kj/cm焊接条件下，焊接热影响区的组织由针状铁素体、粒状贝氏体铁素体和M-A组元构成，其中，针状铁素体的面积占比不低于65%，M-A组元的面积占例不多于15%，进而使得焊接热影响区的-40℃冲击功不低于54J。

（2）耐候桥梁钢母材的组织主要为针状铁素体和粒状贝氏体，屈服强度≥530MPa，抗拉强度≥680MPa, 屈强比0.77-0.82，-40℃夏比V型缺口冲击功≥250J，冲击断口纤维断面率≥80%。

（3）耐候桥梁钢的耐大气腐蚀指数I≥6.5，经过五个周期(216h)周期浸润加速腐蚀试验腐蚀速率趋于稳定时，腐蚀速率为1.21g/m3•h，是普通C-Mn钢的2倍左右。

（4）耐候桥梁钢的制备方案容易实施，生产工艺易控，能够实现低成本稳定批量工业化生产，可广泛用于大跨度、高参数、全焊接结构、免涂装桥梁建设。

下面结合附图对本发明进行详细说明。

附图说明

图1为本发明的耐候桥梁钢实施例2的母材显微组织图；

图2为本发明的耐候桥梁钢实施例2在焊接热输入35Kj/cm的焊接热影响区显微组织；

图3为对比钢2在焊接热输入35Kj/cm的焊接热影响区显微组织；

图4为本发明的耐候桥梁钢实施例2、对比例2以及试制钢板模拟工业大气环境周期加速腐蚀实验腐蚀失重随时间变化关系曲线；

图5为本发明的耐候桥梁钢实施例2、对比例2以及试制钢板模拟工业大气环境周期加速腐蚀实验腐蚀失重率随时间变化关系曲线；

图6为K形坡口示意图。

具体实施方式

本发明提供了一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa耐候桥梁钢，其化学成分按重量百分比计为C：0.04-0.08、Si：0.20-0.40、Mn：1.35-1.70、Cr：0.40-0.70、Ni：0.25-0.65、Cu：0.25-0.40、Mo：0.05-0.20、Nb：0.010-0.050、V：0.010-0.030、Ti：0.010-0.040、Al：0.020-0.035、Ca：0.0012-0.0050、N：0.0035-0.0080、O：≤0.0040、P：≤0.015、S：≤0.005，余量为Fe及不可避免杂质。

除此以外，上述合金元素的含量按重量百分比计还必须满足如下要求：

（1）、545≤Ta≤580，Ta=729-396C-68.1Mn+24.6Si-36.1Ni-24.8Cr-20.7Cu；

（2）、5.00≤Cp≤14.29，Cp=Ti/N+V/N；

（3）、耐大气腐蚀指数I≥6.5，耐大气腐蚀指数I=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+1.20(%Cr)+1.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.10(%Ni)×(%P) –33.39 (%Cu)² 。

基于上述的耐候桥梁钢，本发明还提供了一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢板的制备方法，其包括钢坯料的准备、热机械轧制和回火处理三个步骤。

（1）、钢坯料准备。按照耐候桥梁钢的设计要求准备原材料，将纯铁装入真空炉中，抽真空至 1 帕斯卡，加热钢水至熔化，高温高真空精炼钢水15 分钟，充保护气氩气，加合金，调整温度，浇注成钢锭。

其中，钢坯料化学成分按重量百分比计按如下要求控制：C：0.04-0.08、Si：0.20-0.40、Mn：1.35-1.70、Cr：0.40-0.70、Ni：0.25-0.65、Cu：0.25-0.40、Mo：0.05-0.20、Nb：0.010-0.050、V：0.010-0.030、Ti：0.010-0.040、Al：0.020-0.035、Ca：0.0012-0.0050、N：0.0035-0.0080、O：≤0.0040、P：≤0.015、S：≤0.005，余量为Fe及不可避免杂质；除此以外，合金元素的含量按重量百分比计还必须满足：545≤Ta≤580且5.00≤Cp≤14.29且耐大气腐蚀指数I≥6.5。

（2）、热机械轧制。将钢锭加热至温度1200～1250℃并保温至少3小时后开始粗轧、精轧和冷却三个阶段。

钢坯料加热温度1200～1250℃；粗轧阶段开轧温度1100～1180℃，终轧温度1020～1050℃，轧制道次包括展宽道次在内共5～7道次，总压下率不低于55%；精轧阶段开轧温度900～950℃，终轧温度740～850℃，精轧道次4～6次，且末三道次压下率≥35%；钢板轧后经层流水冷却，冷却阶段开冷温度730～790℃，终冷温度400～600℃；

（3）、回火处理。热机械轧制钢板须经过回火处理以后获得成品，回火温度500～650℃，回火时间为2.0～3.0min/mm×板厚，板厚单位为mm，即可获得钢板成品。

下面结合实施例对本发明做进一步描述。

实施例和对比例中钢的成分如表1所示。

表1

表中：Ta=729-396C-68.1Mn+24.6Si-36.1Ni-24.8Cr-20.7Cu；Cp=Ti/N+V/N；耐大气腐蚀指数 I=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+1.20(%Cr)+1.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)×(%Ni)-9.10(%Ni)×(%P)-33.39(%Cu)²。

以下结合附图及具体实施方式对本发明的技术方案作进一步说明。

采用75kg真空炉按照实施例1～8以及对比例1～4的成分炼制12炉试验钢并按本发明所述的耐候桥梁钢板制造方法制得耐候桥梁钢板，具体步骤如下。

（1）、钢坯料准备。按照表1所示成分准备各炉中原材料，纯铁装炉，抽真空至 1 帕斯卡，加热钢水至熔化，高温高真空精炼钢水15 分钟，充保护气氩气，加合金，调整温度，分别浇注成型材，本方法中型材为方块钢锭。

（2）、热机械轧制：首先将方块钢锭以8～12℃/s的速度加热到完全奥氏体化温度1200～1240℃，保温3小时以上，然后依次进行粗轧、精轧，即奥氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区两阶段轧制工艺，采用大压下量进行轧制，粗轧控制终轧温度见表2所示，粗轧总压下率不低于55%，保证粗轧阶段奥氏体充分再结晶；精轧阶段控制开轧温度900～950℃，终轧温度740～850℃，分别参见表2 所示，精轧后制成厚度32mm 的钢板，精轧阶段的温度和压下率的控制使得原始奥氏体充分压扁，并累积足量的形变位错，在诱导Nb 等合金元素析出的同时为后一步铁素体相变提供大量的形核质点；然后进入快速冷却装置进行冷却，开冷温度、冷却速率及终冷温度见表2所示。

（3）、回火处理，回火工艺（时间和温度）见表2所示，得到焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢板。

表2

优选的，所述焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢制造方法步骤包括：准备钢坯料-热机械轧制-回火处理。热轧阶段所需加热温度1200～1240℃，粗轧阶段控制终轧温度1100～1180℃，精轧阶段控制开轧温度900～950℃，精轧终轧温度740～850℃。精轧终轧后经层流水冷却，控制开冷温度为730～790℃， 450～600℃停止冷却空冷至室温，然后进行回火处理，控制回火温度为500～650℃，回火时间为2.0～3.0t（t为板厚，单位mm）即可获得钢板成品。

对上述方法制得的钢板分别进行力学性能检测，结果如表3所示，屈服强度均大于500MPa,抗拉大于630MPa,延伸率大于18%，屈强比小于0.85，-40℃冲击功均在250J以上。

表3

进一步从精轧后厚度 32mm 的钢板中切取10.5*10.5*80mm 的Gleeble 热模拟试验样，以100℃/s 的升温速度加热到1320℃，停留1-3s 后，在分别以9s、50s 的t8/5冷却时间，模拟手工气保护焊典型热输入15Kj/cm、埋弧焊焊典型热输入35Kj/cm 的焊接。随后将热模拟试验样加工成10*10*55mm 的标准冲击试样，在500kJ 的冲击试验机上进行-40℃冲击性能检验。

其中实施例2钢板母材组织如附图1所示，组织类型为针状铁素体和粒状贝氏体。在模拟焊接热输入为35Kj/cm 时，热影响区金相组织见附图2，对比例2 钢板在模拟焊接热输入为35Kj/cm 时，热影响区组织见附图3，可以看出本发明的焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢板热影响区主要为针状铁素体（AF）+粒状贝氏体铁素体（GB）+M-A组元多相复合组织,其中针状铁素体组织比例约68%，M-A组元比例约为9%，针状铁素体占比较高，M-A组元占比较低,尺寸较细小，该组织使其热影响具有良好的低温韧性。而对比钢2，其化学成分含量和配比不在本发明中限定的创新设计技术范围内，得到的组织为粗大的粒状贝氏体+板条贝氏体，M/A组元比例约为25%，这种发达的粒状贝氏体组织实质上是粗大的贝氏体铁素体软相基体和M-A组元硬相构成的多相组织，这种组织类型在承受冲击载荷时，微裂纹在软硬相界面上形核，并沿着粗大的贝氏体铁素体基体中扩展，最终导致脆性断裂，使其焊接热影响区低温韧性较差。低温冲击韧性实验结果如表4所示。

表4

上述结果表明：本发明各实施例钢模拟典型热输入条件下焊接热影响区-40℃冲击功均大于54J，低温韧性优良。而对比钢1～4 的焊接热影响区-40℃冲击功均低于54J，低温韧性较差。

可见，在本发明组成范围及制备工艺条件下，所得钢板的力学性能优异，焊接性能远高于对比钢材。

从表1可知，本发明耐候钢实施例1～8耐大气腐蚀指数I＞6.5，从实施例2及对比例2成品钢板切取40*60*4mm腐蚀样，进行5个周期共216h的模拟工业大气环境周期浸润加速腐蚀试验，针对每个周期取样进行称重，测得失重量，绘制腐蚀失重-时间关系曲线和腐蚀失重率-时间关系曲线，如图4和图5所示，计算得到平均腐蚀失重率和相对失重率见表5。

表5

从以上具体实例加速腐蚀结果可见，本发明钢板耐候性能约为对比钢的2倍，具有良好的耐大气腐蚀性能。

焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢板工业化批量制造实施例

发明在实验室小规模制样的基础上，还进行了工业化大规模生产试制，制备方法如下述步骤：

按照本发明钢的化学成分配比要求（主要化学成分如表6所示），在100吨氧气顶底复吹转炉上冶炼，经RH真空脱气处理后，进行Ca处理，采用全流程保护性连续浇铸，形成目标铸坯，钢坯经1250℃、3小时加热后，进行两阶段轧制，轧制工艺如表7所示，轧制成品板厚为32mm，然后按照表7参数进行冷却处理及回火处理，得到焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢板，以下简称试制钢板。

表 6

表7

进一步对所得试制钢板的力学性能进行测试，结果显示屈服强度552 MPa，抗拉强度715MPa，延伸率为20%，-40℃冲击功平均值317J（三个平行样测试结果分别是321/298/332）。从试制钢板切取尺寸为750mmX250mmX32mm焊接试板，采用配套气保护焊材和埋弧焊材进行实际对接接头焊接，为了获得热影响区的性能，坡口形式选择K形坡口，如图6所示，气保护焊接控制热输入为15Kj/cm，埋弧焊焊接控制热输入为35Kj/cm，焊接完成从熔合线外1mm位置（热影响区）处取10*10*55mm标准冲击样，在500kJ 的冲击试验机上进行-40℃冲击性能检验，热影响区低温冲击韧性结果见表8。

表8

进一步，计算得试制钢板耐大气腐蚀指数为I= 6.87＞6.5，取样进行模拟工业大气环境周期浸润加速腐蚀试验，腐蚀失重曲线见图4，腐蚀失重速率见图5，计算得到平均腐蚀失重率1.24g/m³•h。

综上，本发明的焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢板，如上述实验钢板及工业生产的钢板，在典型热输入（15Kj/cm和35Kj/cm）焊接时，低温韧性优异，焊接热影响区冲击功在-40℃条件下均大于54J。实现了500MPa级高强耐候钢的高强韧性、耐候性与易焊性的优良匹配，方案容易实施，生产工艺易控，能够低成本稳定批量工业化生产，可广泛用于大跨度、高参数、全焊接结构、免涂装桥梁建设。

最后应当说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制；尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者对部分技术特征进行等同替换；而不脱离本发明技术方案的精神，其均应涵盖在本发明请求保护的技术方案范围当中。

Claims (5)

1.一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢的化学成分按重量百分比计包括：C 0.04-0.08、Si 0.20-0.40、Mn 1.35-1.70、Cr 0.40-0.70、Ni 0.25-0.65、Cu 0.25-0.40、Mo 0.05-0.20、Nb 0.010-0.050、V0.012-0.022、Ti 0.010-0.040、Al 0.025-0.032、Ca 0.0012-0.0050、N 0.0035~0.0080、O≤0.0040、P≤0.015、S≤0.005，余量为Fe及不可避免杂质；

上述化学成分按重量百分数计满足：

545≤Ta≤580，6.4≤Cp≤10.57以及耐大气腐蚀指数I≥6.5，其中，Ta =729-396C-68.1Mn+24.6Si-36.1Ni-24.8Cr-20.7Cu，

Cp =Ti/N+V/N，

I=26.01Cu+3.88Ni+1.20Cr+1.49Si+17.28P-7.29Cu×Ni-9.10Ni×P-33.39 Cu²；

所述耐候桥梁钢在热输入15～40kJ/cm焊接条件下的焊接热影响区的组织由针状铁素体、粒状贝氏体铁素体和M-A组元构成；

所述针状铁素体的面积占比不低于65%，所述M-A组元的面积占比不多于15%。

2.根据权利要求1所述的焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢在热输入15～40kJ/cm焊接条件下的焊接热影响区-40℃夏比V型缺口冲击功≥54J。

3.根据权利要求1所述的焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢的屈服强度≥530MPa，抗拉强度≥680MPa，屈强比0.77-0.82。

4.根据权利要求1所述的焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢-40℃夏比V型缺口冲击功≥250J，冲击断口纤维断面率≥80%。

5.一种焊接热影响区-40℃冲击功不低于54J的500MPa级耐候桥梁钢的制备方法，用于制备如权利要求1-4任一项所述的耐候桥梁钢，其特征在于，包括以下步骤：

（1）钢坯料准备：按照耐候桥梁钢的设计要求准备原材料，将纯铁装入真空炉加热至熔化，高温高真空精炼铁水15分钟，然后充入保护气体并加入合金，调整温度，浇注成钢锭；

（2）热机械轧制：将钢锭加热至温度1200～1250℃并保温至少3小时后进入粗轧、精轧和冷却三个阶段；

其中，粗轧阶段开轧温度1100～1180℃，终轧温度1020～1050℃，轧制道次包括展宽道次在内共5～7道次，总压下率不低于55%；精轧阶段开轧温度900～950℃，终轧温度740～850℃，精轧道次4～6次，且末三道次压下率≥35%；钢板轧后经层流水冷却，冷却阶段开冷温度730～790℃，终冷温度400～600℃；

（3）回火处理：回火温度为500～650℃，回火时间为2.0～3.0min/mm×板厚，板厚单位为mm。

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