CN112080702A

CN112080702A - 焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60j的耐候桥梁钢

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Publication number: CN112080702A
Application number: CN202010970986.0A
Authority: CN
Inventors: 王青峰; 董汪越; 于强; 胡兵; 朱思远; 徐向军; 顾晓勇
Original assignee: Yanshan University
Current assignee: Yanshan University
Priority date: 2020-09-16
Filing date: 2020-09-16
Publication date: 2020-12-15
Anticipated expiration: 2040-09-16
Also published as: CN112080702B

Abstract

本发明公开了一种焊接粗晶热影响区‑60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢，属于耐候钢领域，所述耐候桥梁钢化学成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.07%、Si 0.20~0.40%、Mn 1.10~1.40%、P≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr 0.35~0.60%、Mo 0.02~0.12%、Cu 0.25~0.45%、Nb 0.03%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al 0.015~0.030%、Ca 0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免的杂质；所述耐候桥梁钢中Nb、Ni、Mo、Si、Cr、Cu含量符合比例：1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si）。此外，本发明还提供了一种焊接粗晶热影响区‑60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢的制备方法。本发明的耐候桥梁钢焊接热影响区组织的大角度晶界密度显著提高，冲击韧性得到有效改善，满足寒冷地区使用要求。

Description

焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢

技术领域

本发明属于耐候钢领域，特别涉及一种低温环境用的焊接粗晶热影响区低温韧性优良的耐候桥梁钢及其制备方法。

背景技术

随着我国国民经济飞速发展，我国社会在向着资源节约、环境友好型社会快速发展，同时在资源利用、环境保护、生态建设和能源可持续发展方面的投入越来越大，耐候钢的优越性得到广泛关注。建设耐候钢桥，不仅可以防止涂装材料对环境的有害污染，同时减少资源浪费，还可以进一步延长桥梁使用寿命，降低其使用期间的总成本。

目前国内外免涂装耐候钢桥的设计与建造，大多采用低碳-微合金化-Cr-Ni-Cu-Mo成分设计及先进TMCP工艺生产的高性能耐候桥梁钢，如美国的A709 HPS-50W/ HPS -70W、日本的SMA490W/570W、我国的Q345qENH～Q420qENH等，上述钢有的解决了传统耐候桥梁钢耐候性能不足的问题，有的解决了碳含量较高、焊接性能差、低温韧性不足的问题。但是传统耐候钢中耐候性与易焊性的匹配矛盾未得到有效解决，在提高耐候性的同时，其焊接热影响区低温韧性显著不足，不能满足-60℃使用要求。其关键问题是合理调控耐候钢中耐候元素与强韧性元素之间的成分比例，将其比例控制在合适区间，以同时获得优良的耐候性能、强韧性能与易焊性能。本专利主要关注于耐候元素与强韧性元素之间的合理匹配，以达到耐候性优良且焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的目标。

专利CN 103361569 B公开了一种超低温耐候结构钢板及其生产方法，其化学成分组成为：C：0.07%～0.10%、Si：≤0.40%、Mn：≤1.00%、P：≤0.020%、S：≤0.005%、Cu：0.25%～0.45%、Cr：0.40%～0.70%、Ni：0.15%～0.25%、Nb：0.015%～0.030%、Ti：0.020%～0.035%、Al：≥0.020%、Ca：0.001%～0.005%，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明的钢板，屈服强度≥450MPa、抗拉强度≥560MPa、伸长率≥27%、-60℃冲击功≥155J。该发明耐候钢具有较为优良的强度与低温韧性，但由于其中C含量较高，会严重恶化焊接热影响区低温韧性，增加冷裂倾向。同时Mn、Ni、Nb等晶粒细化元素含量较低，焊接热循环过程中晶粒会显著长大，较大的晶粒尺寸将严重恶化焊接热影响区低温韧性，无法满足极寒地区使用要求。

专利CN 103451537 B公开了一种高焊接性能的低温耐候钢板及其生产方法，其化学成分如下：C：0.02%～0.06%，Si：≤0.15%，Mn：0.40%～0.80%，P：0.001%～0.01%，S：≤0.004%，Cu：0.20%～0.60%，Ni：1.2%～5.0%，Ti：0.01%～0.02%，Al：<0.01%，Mo：0.10%～0.50%，Zr：0.003%～0.008%，W：0.02%～0.2%，Sn：0.001%～0.004%，余量为铁及不可避免的杂质；该钢板通过冶炼和控轧控冷生产工艺制得，抗拉强度≥550MPa，-60℃冲击韧性≥240J，且在焊接热输入量150KJ/cm条件下，焊接热影响区-40℃冲击韧性≥100J；该发明耐候钢具有优良的焊接性和低温韧性，但是需要添加大量贵重元素Ni，生产成本大大提高，同时该发明钢相比普通耐候钢需调控Zr、W、Sn等不常用合金元素，合金体系极为复杂，生产工艺繁琐，不利于推广应用。

专利CN 102560256 B公开了一种低温韧性优异的耐火耐候钢，其化学成分按质量百分比计为：C：0.01%～0.04%、Si：0.15%～0.25%、Mn：1.00%-1.50%、Mo：0.42%～0.50%、Cr：0.40%～0.60%、Cu：0.10%～0.20%、Nb：0.02%～0.04%、Ti：0.01%～0.02%、Al≤0.03%、N≤0.006%、P≤0.01%、S≤0.006%，余量为Fe及不可避免的杂质；本钢种经冶炼和两阶段轧制制得，钢板室温屈服强度≥325MPa，室温抗拉强度≥520MPa，断后延伸率≥27％，屈强比≤0.80，-80℃夏比冲击功≥114J。该发明钢具有优良的耐火、耐候性以及低温韧性，但该发明钢耐候元素Cu、Cr含量较低，且未添加Ni元素，经计算其耐大气腐蚀性指数最多只能达到5.0，其实施例耐大气腐蚀性指数只有4.0~4.3，耐候性能很差，且其屈服强度较低，均无法满足当下耐候桥梁钢的一般使用要求。

专利CN 106906426 B公开了一种高韧性高耐蚀型耐候钢板及其制造方法，其化学成分重量百分含量为：C：≤0.03％；Si：≤0.10％；Mn：0.10～0.50％；P：≤0.015％；S：≤0.005％；Nb：0.030～0.050％；Ti：0.020～0.050％；Cr：4.0～6.0％；Ni：0.40～0.60％；Cu：0.40～0.60％；Al：0.020～0.060％；余量为Fe及不可避免的夹杂；该发明钢板屈服强度为480～550MPa，抗拉强度为600～700MPa，延伸率为24-30％，-80℃温度下，钢板夏比V型冲击功大于100J。但该发明钢中Cr含量过高，焊接热循环过程中显著促进贝氏体生长，而抑制韧性相针状铁素体的形核，并且使得有效晶粒尺寸大大增加，大角度晶界密度显著减小，从而导致焊接热影响区韧性的下降，严重损害焊接性，无法满足极寒地区焊接热影响区使用要求。

专利CN 103695801 B公开了一种高韧性、高耐候钢及其制造方法，其成分质量百分比为：C：0.035～0.075%、Si：≤0.30%、Mn：0.40～0.80%、P：0.07～0.11%、S：≤0.004%、Cu：0.20～0.50%、Ni：0.10～0.40%、Cr：0.40～0.70%、Ti：0.008～0.016%、Nb：0.010～0.030%、N：≤0.0050%、Ca：0.001%～0.004%、其余为Fe和不可避免夹杂。该发明钢屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、－40℃的夏比V型冲击功≥47J。一般的Mn、Ni、Nb元素可降低相变温度使得晶粒得到有效细化，但该发明钢中Mn、Ni、Nb元素过低，导致焊接热循环过程中相变温度较高，晶粒尺寸细化不足，严重损害焊接热影响区低温韧性，无法满足极寒地区使用要求。

专利CN 101660099 B公开了一种高强度低合金热轧铁素体贝氏体耐候钢及其制备方法。该发明钢包含的组分及质量百分比分别为：C：0.05～0.10％、Si：0.30～0.45％、Mn：1.00～1.50％、P：≤0.015％、S：≤0.01％、Cr：0.50～0.70％、Ni：0.20～0.30％、Cu：0.20～0.40％、Al：≤0.05％、Ti：0.01～0.025％、Nb：0.03～0.05％以及余量的铁和杂质。该发明钢屈服强度≥450Mpa，-40℃温度下夏比V型冲击功≥70J，强度较高，而低温韧性较差。该发明钢由于添加的Si元素较多，在焊接热循环过程中固溶的Si元素使得相变推向高温，晶粒尺寸粗化，严重影响焊接热影响区低温韧性。并且添加的Cr元素较多，会显著促进贝氏体生长，而抑制韧性相针状铁素体的形核，并且使得有效晶粒尺寸大大增加，大角度晶界密度降低，从而导致韧性的下降。而可以起到晶粒细化作用的Ni、Nb元素较少，最终导致焊接热影响区晶粒较粗大，低温韧性较差，无法满足极寒地区使用要求。

上述现有技术涉及的耐候钢，较传统耐候桥梁钢性能已有很大提升，解决了传统耐候桥梁钢碳含量较高、低温韧性、焊接性能和耐候性能不足等问题，可以满足一般环境下的使用要求，但无法满足极寒地区使用条件，即母材或焊接热影响区低温韧性无法达到-60℃低温使用要求。随着我国北部寒冷地区的开发加快，自主研发一种适用于极寒地区的焊接性能优良的高韧性低温耐候钢显得越发重要。

发明内容

本发明要解决的技术问题是提供一种焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢及其制备方法，通过合理的成分设计以及制备方法，使得到的耐候桥梁钢在极寒地区的焊接性能优良且具有高韧性。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：

一种焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢，所述耐候桥梁钢化学成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.07%、Si 0.20~0.40%、Mn 1.10~1.40%、P≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr 0.35~0.60%、Mo 0.02~0.12%、Cu 0.25~0.45%、Nb 0.03%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al 0.015~0.030%、Ca 0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免的杂质；所述耐候桥梁钢中Nb、Ni、Mo、Si、Cr、Cu含量符合比例： 1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si）。

此外，本发明还提供了一种焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢的制备方法，包括以下步骤：

（1）、按照耐候桥梁钢的设计成分制备符合要求的铸坯；所述耐候桥梁钢的设计成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.07%、Si 0.20~0.40%、Mn 1.10~1.40%、P≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr 0.35~0.60%、Mo 0.02~0.12%、Cu 0.25~0.45%、Nb 0.03%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al 0.015~0.030%、Ca 0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免的杂质；所述耐候桥梁钢中Nb、Ni、Mo、Si、Cr、Cu含量符合比例： 1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si）；

（2）、轧制：包括加热工序、轧制工序和冷却工序，

其中，加热工序中，将铸坯在1220-1260℃下保温3-4h；

轧制工序采取两阶段控轧工艺，第一阶段开轧温度≥1150℃，终轧温度≥1050℃，轧制4-7道次，累计下压量≥60%；第二阶段开轧温度为900-950℃，终轧温度为780-830，轧制4-8道次，累计下压量≥75%；冷却工序中，开冷温度为750-800℃，按照10-20℃/s冷却至500-550℃，然后空冷至室温获得最终所需耐候钢板。

本发明的有益技术效果是：

1、通过Cr-Ni-Cu-Mo合金化设计，使其在内锈层中富集，起化学物理屏障作用，增强耐候性。通过优化添加Nb含量、TMCP生产工艺，利用Nb（C，N）纳米粒子的大量析出，合理细化组织，增强沉淀强化，从而提高母材强塑韧性。并且通过Nb、Ni、Mo、Cr、Cu、Si的合理配比，少量添加Ni、Ti等贵重元素，在减少成本的同时保证耐候钢的耐候性能与焊接性能的要求。耐候钢板Akv（-60℃）≥200J，I≥6.5完全可以满足寒冷地区的使用要求。

2、通过在优化的两阶段TMCP过程中，会析出大量纳米级Nb（C，N）粒子钉扎原始奥氏体晶界，细化晶粒提高强韧性。在经历焊接热循环时，会有部分未溶解的第二相颗粒钉扎原奥氏体晶界，抑制原奥氏体长大，同时焊接热循环过程中由于冷热变化，产生的热应力将加速Nb（C、N）颗粒的析出进一步抑制原奥氏体长大。在焊接热循环冷却过程中，这些第二相颗粒将会促进针状铁素体形核，同时由于固溶Nb的作用，Ar₃点将会有所降低，相变形成的铁素体得到有效细化。焊接热影响区组织的大角度晶界密度显著提高，冲击韧性得到有效改善，该耐候钢板在焊接热输入量为20KJ/cm条件下，焊接粗晶热影响区-60℃A_kv≥100J，在焊接热输入量为35KJ/cm条件下，焊接粗晶热影响区-60℃Akv≥60J，满足寒冷地区使用要求。

下面结合附图对本发明进行详细说明。

附图说明

图1为实施例1在20KJ/cm热输入焊接热影响区的金相组织图；

图2为实施例2在20KJ/cm热输入焊接热影响区的金相组织图；

图3为实施例3在20KJ/cm热输入焊接热影响区的金相组织图；

图4为对比例1在20KJ/cm热输入焊接热影响区的金相组织图；

图5为对比例2在20KJ/cm热输入焊接热影响区的金相组织图；

图6为对比例3在20KJ/cm热输入焊接热影响区的金相组织图；

图7为实施例和对比例20KJ/cm热输入焊接热影响区晶界取向差角分布图。

具体实施方式

本发明提供了一种焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢，所述耐候桥梁钢化学成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.07%、Si 0.20~0.40%、Mn 1.10~1.40%、P≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr 0.35~0.60%、Mo 0.02~0.12%、Cu 0.25~0.45%、Nb 0.03%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al 0.015~0.030%、Ca 0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免的杂质；耐候桥梁钢中Nb、Ni、Mo、Si、Cr、Cu含量符合比例：1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si）。

本发明的合金元素成分设计主要基于以下机理。

C：C的添加能够显著提高钢板的强度，但是C含量不可过高，否则将剧烈恶化钢板的焊接性能和低温韧性，且会产生较多碳化物，导致异相之间的电偶腐蚀，恶化钢的耐候性能。同时C含量不可过低，否则将导致钢板强度显著降低。因此应当将C含量控制在0.04~0.07%。

Mn：Mn的添加能够显著提高钢板强度，固溶的Mn元素将降低钢的相变温度，增加过冷度，细化晶粒进而提高钢的低温韧性。故采用高Mn设计，将Mn含量控制在1.10~1.40%。

Ca：在炼钢过程中添加Ca线，可以净化钢水，同时使得钢中产生的硫化物转变为细小的球状硫化物，进而抑制S导致的热脆性，提高钢板及热影响区低温韧性。但Ca元素不可添加过多，否则导致钢中形成粗大的Ca的氧化物和硫化物夹杂，剧烈降低钢的低温韧性。故将Ca含量控制在0.003~0.018%。

Al：在炼钢过程中添加Al，可起到脱氧的作用，适当添加时，钢中的 [Al]可以与N形成析出相，细化晶粒，提高钢的强韧性。但如果过多添加，在脱氧过程后，将会在钢中存留大量大尺寸氧化铝类夹杂物，严重损害钢的低温韧性。故将钢中Al含量控制在0.015~0.030%。

Ti：Ti的添加能够形成大量Ti（C，N）析出相，进而提高钢的强度，在钢板焊接过程中，Ti（C，N）析出相可以钉扎奥氏体晶界，阻碍晶粒长大，细化相变后晶粒，提高热影响区强韧性。但当Ti含量过高时，在炼钢过程中易产生大尺寸TiN颗粒，这种大尺寸TiN颗粒存留在钢板中极易成为裂纹源，显著降低钢板的低温韧性。故将Ti含量控制在0.008~0.020%。

B：B的含量低于0.005%时，可以在奥氏体晶界处析出“B相”，促进针状铁素体的形成，这些针状铁素体交叉分布能够阻碍裂纹扩展，提高钢的低温韧性。而当B含量过多时，易产生脆性共晶组织，损害钢板的低温韧性。故将B含量控制在0.0005%以下。

P：P的添加可以提高耐候钢的耐候性能，但其会显著影响钢板塑性，且会严重损害钢板焊接性能，故将P含量控制在0.012%以下。

S：S在钢中会产生硫化物夹杂，显著降低钢板的塑韧性，在TMCP过程中极容易产生裂纹，且硫化物会降低耐候钢耐大气腐蚀性能，故将S含量控制在0.005%以下。

Ni：Ni的添加能显著提高钢的耐大气腐蚀性能，钢板中的 Ni 元素容易在内部锈层中富集，同时 Ni 元素可以使锈层结构得到细化，使γ-FeOOH 更易转变成稳定的α-FeOOH，使锈层的保护能力提高，让氯离子难以和钢基体接触，降低钢板的腐蚀速率。Ni元素可以提高钢的本征低温韧性，降低韧脆转变温度，在焊接热循环连续冷却过程中，Ni可以降低相变点，增大相变过冷度，细化贝氏体组织，增强热影响区低温韧性。同时较大的过冷度会引起针状铁素体的吉布斯自由能和形核效率的增加，马氏体-奥氏体含量提高，而针状铁素体有益于焊接热影响低温韧性的提高。由于Ni元素较为昂贵，为降低成本不宜过多添加，将含量控制在0.30~0.50%较为合适。

Cr：Cr的添加能够显著提高钢的钝化能力，有利于钢表面形成致密的保护性锈层，并在锈层中富集提高锈层对腐蚀性介质的选择透过性，进而提高钢的耐候性。Cr的添加可以起到一定的固溶强化的作用，提高钢的屈服强度。少量添加Cr会降低奥氏体-铁素体转变起始温度，增加过冷度，对晶粒细化有一定作用。但过高的Cr会严重影响焊接性，其会显著促进贝氏体生长，而抑制韧性相针状铁素体的形核，并且使得有效晶粒尺寸大大增加，大角度境界密度显著降低，从而导致韧性的下降。故应当将Cr的含量控制在0.35~0.60%较为合适。

Si：Si能够促进锈层中生成α-FeOOH和纳米级硅氧化物的混合物，在细化锈层的同时，还可以有效阻止Cl离子穿透锈层到达钢基体，从而提高其耐蚀性。并且Si会固溶进基体中，提高钢的强度。但Si的加入会极大影响粗晶热影响区韧性，在焊接热循环连续冷却过程中，一方面固溶Si会提高Ar₃相变点，使得相变推向高温，板条贝氏体含量减少，粒状贝氏体含量显著增加，同时晶粒尺寸明显增大，韧性大大降低。另一方面，固溶Si会降低Ar₁点，使得相变在两相区停留时间延长，贝氏体和针状铁素体中碳原子更多的扩散进入残余奥氏体中，促进富碳奥氏体形成，进而导致大尺寸的M-A组元增多，大尺寸M-A组元将极大损害热影响区低温韧性。因此将Si含量控制在0.20~0.40%较为合适。

Cu：Cu是重要的耐候元素，其可以抑制锈层中α-FeOOH颗粒的生长来细化其粒径，从而提高锈层的致密性。还可以阻碍O₂的进入，减缓腐蚀的进行，降低锈层的导电性，而且Cu可以在锈层中形成负电性分子结构，从而增加锈层的阳离子选择性，阻碍腐蚀性离子的侵入。适量的Cu加入可以通过固溶强化提高屈服强度，并且固溶Cu可以降低Ar3温度，增大过冷度，细化晶粒进而提高钢的强韧性。但过多的Cu会导致CGHAZ基体中大量的ε-Cu、CuS析出，严重损害韧性，同时，Cu会促进M/A组元的增加，而大块M/A组元会严重损害CGHAZ的韧性。因此将Cu含量控制在0.25~0.45%较为合适。

Mo：Mo可以有效提高钢的耐大气腐蚀能力，Mo在腐蚀过程中会生成钼酸盐，钼酸盐吸附在基体表面，保护基体减缓电化学腐蚀，同时Mo会以FeCr₃O₄和MoO₃等形式富集在锈层中，提高锈层致密性进而提高耐候性。Mo能够有效降低γ→α相变温度，抑制多边形铁素体析出，促进针状铁素体形成，且过冷度增大，晶粒细化，有利于韧性的提高。在焊接热循环过程中，Mo有利于纳米级析出相的形核，从而促进NbC、TiC的析出，钉扎奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒，进而细化相变后组织，提高韧性。但Mo含量较多时会导致大块粒状贝氏体产生，严重损害低温韧性，且Mo较为昂贵，为减少成本，需将Mo控制在0.02~0.12%。

Nb：Nb会在轧钢过程中与C、N元素形成第二相粒子析出，钉扎奥氏体晶界，抑制奥氏体晶粒长大，从而显著细化组织提高其强韧性。同时，会有部分Nb元素固溶进基体，在低温区固溶Nb会对晶界移动起到显著的拖曳作用，抑制晶粒长大，细化晶粒，从而同时提高强度和韧性。在焊接过程中析出的纳米级第二相粒子会钉扎晶界，阻止晶粒长大，同时固溶Nb降低Ar3点，增大过冷度，进而细化晶粒大大提高焊接热影响区低温韧性。随着Nb含量的增加对焊接粗晶区的韧化作用将达到饱和。但过多的Nb在焊接过程中会过渡至焊缝中，产生热裂纹，严重损害接头低温韧性，因此应将Nb含量控制在0.03%~0.10%。

在保证钢优良的耐候性能基础上，为提高其焊接性能，特别是焊接粗晶热影响区低温韧性，需要各种合金元素的合理调控。当钢中Cr、Cu、Si较多时，可以显著提高耐候钢的耐候性，但是其焊接性会显著降低，特别是Si会造成晶粒粗化，并且产生大量粗大M-A组元，强烈降低焊接粗晶热影响区的低温韧性。为提高焊接粗晶热影响区的低温韧性需要适当添加Nb、Ni、Mo元素，进而细化热影响区组织，在不损害强度的情况下提高低温韧性。在添加相同含量合金元素的情况下，Nb的细化作用最为显著，并且通过与Mo配合，可以析出大量Nb的纳米碳化物，细化晶粒提高热影响区低温韧性。进而本发明中耐候钢的合金成分Cr、Cu、Si、Nb、Ni、Mo元素含量应当满足以下比例1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si）。当θ＜0.6时，有两种情况，第一种情况是Cr、Cu、Si元素偏高，组织中针状铁素体含量降低，粒状贝氏体增多，有效晶粒尺寸显著增加，大角度晶界密度显著减小，同时粗大的M-A组元不可避免的产生，严重损害热影响区低温韧性，无法满足极寒地区使用要求。第二种情况是Nb、Mo、Ni含量过低，导致焊接热循环过程中，焊接热影响区晶粒细化程度不足，无法满足-60℃使用要求。当θ＞1.2时，有两种情况，第一种情况是Nb、Mo、Ni含量偏高，而过高的Nb含量会在焊接过程中过渡至焊缝组织中，造成严重的热裂纹问题，极大损害焊接接头韧性；较多的Mo含量则会导致大块的粒状贝氏体生成，严重损害焊接热影响区低温韧性；过高的Ni含量则会大大提高生产成本。第二种情况是Cr、Cu、Si元素含量偏低，则会导致固溶强化作用不明显，强度显著降低，同时耐大气腐蚀性指数I较低，耐候性能较差无法满足使用要求。

耐候桥梁钢在热输入为20-35KJ/cm下的焊接粗晶热影响区组织主要为粒状贝氏体+针状铁素体+马氏体-奥氏体组元。

上述耐候桥梁钢的耐大气腐蚀指数I≥6.5，其中：

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粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢的制备方法，包括以下步骤。

（1）、按照耐候桥梁钢的设计成分制备符合要求的铸坯。

具体地，按照耐候桥梁钢的设计成分配置冶炼材料，冶炼材料经过高炉炼铁、铁水脱磷脱硅预处理、转炉炼制和LF炉钢水精炼、VD炉真空处理，采用全程保护浇注方式浇铸成锭。其中技术要点为：转炉炼制温度控制在1500~1650℃；LF炉精炼时间控制在50~60分钟，在此阶段精确调控化学成分，静搅30~40分钟；VD炉真空处理阶段，控制真空度≤1毫巴并保持50~60分钟，破真空后静搅20~25分钟。

上述耐候桥梁钢的设计成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.07%、Si 0.20~0.40%、Mn 1.10~1.40%、P≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr 0.35~0.60%、Mo 0.02~0.12%、Cu 0.25~0.45%、Nb 0.03%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al 0.015~0.030%、Ca 0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免的杂质；所述耐候桥梁钢中Nb、Ni、Mo、Si、Cr、Cu含量符合比例：1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si）。

优选的，上述耐候桥梁钢的设计成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.0.06%、Si0.25~0.40%、Mn 1.10~1.30%、P ≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr 0.35~0.60%、Mo0.02~0.08%、Cu 0.25~0.45%、Nb 0.01%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al 0.015~0.030%、Ca0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免杂质的杂质。

（2）、轧制：包括加热工序、轧制工序和冷却工序，

其中，加热工序中，将铸坯在1220-1260℃下保温3-4h；

为消除应力影响，在冷却工序后还可以设置回火处理，回火温度450~550℃、保温时间为t分钟，t=板厚+10~50，板厚单位为mm。

下面结合具体实施例详细阐述本发明。

在50kg真空感应炉中炼制10炉本发明钢和5炉对比钢，化学成分检测结果见表1。成分检测按照GB/T 4336《碳素钢和中低合金钢火花源原子发射光谱分析方法（常规法）》进行。本发明的10炉钢的实施例编号为1~10，化学成分符合本发明的限定要求。对比钢及对比例编号为11~15。

表1

将试验钢和对比钢经过相同的TMCP工艺，即通过在1220-1260℃保温3-4h，使其完全奥氏体化。采取两阶段轧制，第一阶段开轧温度≥1150℃，终轧温度≥1050℃，轧制4-7道次，累计下压量≥60%；第二阶段开轧温度为900-950℃，终轧温度为780-830，轧制4-8道次，累计下压量≥75%。冷却工序中，开冷温度为750-800℃，按照10-20℃/s冷却至500-550℃，然后空冷至室温以获得所需耐候钢板，为消除应力影响进行回火处理，回火温度450~550℃、保温时间为60min，最终轧制成24mm的板材。

从各试验钢和对比钢板取样，检测基本力学性能。测试纵向拉伸性能按照GB/T13239标准进行，取样部位为板厚的1/2处，共测试两个试样，结果取2个数值的平均值。测试试样-60℃冲击功按照GB/T 229标准进行，取样部位为板厚的1/2处，共测试三个试样，结果取3个数值的平均值。基本力学性能测试结果见表2。

表2

从上表中可以看出，按照本发明技术方案要求生产的实施例1-10均具有优良的强韧性，屈服强度达到450Mpa级，屈强比在0.85以下，母材-60℃下低温冲击功均高于120J完全满足寒冷地区使用要求。对比例1-5母材基本力学性能相对实施例较差，但也满足寒冷地区使用要求。

从试验钢和对比钢上取样，使用熔化极二氧化碳气体保护焊进行热输入为20KJ/cm的焊接过程，使用埋弧焊进行热输入为35KJ/cm的焊接过程，分别从焊接热影响区位置取样，加工成10×10×55mm的标准冲击试样，按照GB/T 229标准测试-60℃冲击功，实验结果取3个试样的平均值，结果见表2。

并从试验钢和对比钢的焊接粗晶热影响区取样，观察其显微组织结构，利用Axiovert-200 MAT型光学显微镜观察其金相组织，结果见图1。利用ZEISS ULTRA55场发射扫描电镜配备的电子背散射（EBSD）测量晶界取向差角分布，绘制成图7，并统计15°以上大角度晶界占比，见表3。

表3

实施例1-10各化学成分满足本发明要求，具体化学成分见表1，且1.2≥θ≥0.6。实施例焊接粗晶热影响区典型组织见图1、图2、图3，主要为粒状贝氏体+针状铁素体+马氏体-奥氏体组元的混合组织。组织大角度晶界占比均≥40%，通过计算以大角晶界（θ≥ 15°）定义的铁素体有效晶粒尺寸均≤6.0μm，晶粒得到显著细化，从而使得组织中位错数量减少，位错塞积数量减少，应力集中效应减轻，韧性得到提高；另外大角度晶界比例提高，能够有效阻碍裂纹扩展，进而提高韧性。实施例1~10的焊接粗晶热影响区-60℃低温冲击韧性均较为优良，当热输入为20KJ/cm时，焊接粗晶热影响区-60℃低温冲击功均高于100J，当热输入增加到35KJ/cm时，焊接粗晶热影响区-60℃低温冲击功均高于60J，完全满足极寒地区使用要求。

对比例1成分比例θ=0.43，各元素符合含量限定，但超出θ≥0.6的限定，焊接粗晶热影响区金相组织见图4。主要是由于Nb、Ni含量相对较低，而Cr、Cu含量相对较高，显著促进导致在焊接过程中贝氏体生长，而抑制韧性相针状铁素体的形核，并且使得有效晶粒尺寸大大增加，大角度晶界占比降低，只有22%，同时产生大量大块马氏体-奥氏体组元，导致粗晶热影响区低温韧性显著降低，热输入为20KJ/cm的焊接粗晶热影响区-60℃低温冲击功仅为43J，热输入为35KJ/cm的焊接粗晶热影响区-60℃低温冲击功仅为12J，无法满足极寒地区使用要求。

对比例2成分比例θ=1.39，焊接粗晶热影响区金相组织见图5，Mo元素添加过多，超出含量限定，导致在焊接过程中大块粒状贝氏体产生，有效晶粒尺寸大大增加，大角度晶界占比显著降低，仅有22%。低温韧性剧烈降低，热输入为20KJ/cm和35KJ/cm的焊接粗晶热影响区-60℃低温冲击功均低于47J，无法满足极寒地区使用条件。

对比例3成分比例θ=1.36，焊接粗晶热影响区金相组织见图6，各元素符合含量限定，但超出θ≤1.2的限定。主要由于Mo、Nb元素含量相对偏高，导致焊接热循环过程中大块粒状贝氏体产生，有效晶粒尺寸显著长大，大角度晶界占比显著降低，只有24%，导致粗晶热影响区低温韧性大大降低。同时在焊接过程中Nb大量过渡至焊缝，造成焊接热裂纹产生，极大损害其低温韧性。热输入为35KJ/cm的焊接粗晶热影响区-60℃低温冲击功仅为36J，无法满足极寒地区使用要求。

对比例4成分比例θ=1.38，Nb元素添加过多，超出含量限定。导致在焊接过程中过量Nb元素过渡至焊缝，造成焊接热裂纹产生，粗晶热影响区低温韧性大大降低，热输入为35KJ/cm的焊接粗晶热影响区-60℃低温冲击功为45J，无法满足极寒地区最低使用要求-60℃A_kv≥47J。

对比例5成分比例θ=1.23，Mo、Nb、Ni元素添加较为合理，其低温韧性较为优良，但是由于Cu、Cr、Si含量过低，耐大气腐蚀性指数I=6.3，耐大气腐蚀性指数I过低，耐候性能较差，无法满足极寒地区使用要求I≥6.5。

综上所述，一般耐候钢中的都会添加大量关键耐候元素，如Si、Cr、Cu等来保证其耐候性能，但同时钢的焊接性能显著降低，特别粗晶热影响区低温韧性很差。本发明通过合理调控合金元素含量，适当增加Nb、Ni、Mo含量，在确保钢的耐候性能的同时，细化粗晶热影响区组织，增强低温韧性。其中Nb元素的细化作用最为显著，随着Nb含量增加到0.04%以上时，焊接粗晶热影响区有效晶粒尺寸显著减小，大角度晶界占比显著提高，强韧性提高，但是Nb含量的进一步提高，将会导致焊缝的热裂纹问题，会严重损害接头韧性。

本发明钢获得以下优势：1）在焊接过程中，有大量Nb的纳米级碳化物析出，在高温时钉扎原奥晶界，阻止原奥氏体长大，细化晶粒，提高低温韧性。同时Mo元素的加入，有利于Nb的纳米碳化物析出，防止尺寸较大的碳化物产生，损害韧性。并且固溶Nb会降低Ar₃点，细化相变后的铁素体晶粒，减小有效晶粒尺寸，提高大角度晶界密度，提高焊接热影响区低温韧性。2）通过调控元素含量，控制比值θ满足1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si），在增加Nb、Ni、Mo含量的同时，可适量多添加耐候元素Cr、Cu、Si，以进一步提高耐候性能，且低温韧性不受影响。3）生产工艺简单便捷，贵重元素如Ni、Ti等添加较少，成本低廉。

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

1.一种焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢化学成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.07%、Si 0.20~0.40%、Mn 1.10~1.40%、P≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr 0.35~0.60%、Mo 0.02~0.12%、Cu 0.25~0.45%、Nb 0.03%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al 0.015~0.030%、Ca 0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免的杂质；

所述耐候桥梁钢中Nb、Ni、Mo、Si、Cr、Cu含量符合比例： 1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si）。

2.根据权利要求1所述的焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢的耐大气腐蚀指数I≥6.5，其中：

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。

3.根据权利要求1所述的焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢在热输入为20-35KJ/cm下的焊接粗晶热影响区组织主要为粒状贝氏体+针状铁素体+马氏体-奥氏体组元。

4.根据权利要求1-3任一项所述的焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢在焊接热输入量为20KJ/cm条件下，焊接粗晶热影响区-60℃A_kv≥100J，在焊接热输入量为35KJ/cm条件下，焊接粗晶热影响区-60℃A_kv≥60J。

5.一种焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

（1）、按照耐候桥梁钢的设计成分制备符合要求的铸坯；

所述耐候桥梁钢的设计成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.07%、Si 0.20~0.40%、Mn1.10~1.40%、P≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr 0.35~0.60%、Mo 0.02~0.12%、Cu0.25~0.45%、Nb 0.03%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al 0.015~0.030%、Ca 0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免的杂质；所述耐候桥梁钢中Nb、Ni、Mo、Si、Cr、Cu含量符合比例： 1.2≥θ≥0.6，其中θ=（20Nb+Ni+5Mo）/（Cr+2Cu+4Si）；

（2）、轧制：包括加热工序、轧制工序和冷却工序，

其中，加热工序中，将铸坯在1220-1260℃下保温3-4h；

6.根据权利要求5所述的焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，所述步骤（1）包括按照耐候桥梁钢的设计成分配置冶炼材料，冶炼材料经过高炉炼铁、铁水脱磷脱硅预处理、转炉炼制和LF炉钢水精炼，采用全程保护浇注方式浇铸成锭。

7.根据权利要求5所述的焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，所述耐候桥梁钢的设计成分按质量百分比计包括：C 0.04~0.0.06%、Si 0.25~0.40%、Mn 1.10~1.30%、P ≤0.012%、S≤0.005%、Ni 0.30~0.50%、Cr0.35~0.60%、Mo 0.02~0.08%、Cu 0.25~0.45%、Nb 0.01%~0.10%、Ti 0.008~0.020%、Al0.015~0.030%、Ca 0.003~0.018%、B≤0.0005%，其余为Fe和不可避免杂质的杂质。

8.根据权利要求5所述的焊接粗晶热影响区-60℃冲击吸收功不低于60J的耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，在冷却工序后还包括回火处理，回火温度450~550℃、保温时间为t分钟，t=板厚+10~50，板厚单位为mm。