CN112760572A - 一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢及其制备方法 - Google Patents

一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢及其制备方法，属于钢铁材料技术领域，解决了现有技术中铁道车辆用耐候钢耐腐蚀性和成型性较差、成本较高的问题。本发明的耐候钢的化学成分以重量百分比计包括：C 0.01～0.06；Si 0.20～0.50；Mn 0.40～0.80；Ni 0.5～1.0；Cr 1.0～2.0；Cu 0.10～0.50；Al 0.01～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.010～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质，基本组织包括针状铁素体和粒状贝氏体，针状铁素体和粒状贝氏体的体积比为1:3～4。本发明的铁道车辆用耐候钢及其制备方法可用于铁道车辆。

Description

一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢及其制备方法
技术领域
本发明属于钢铁材料技术领域，具体涉及一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢及其制备方法，满足优异的力学性能、耐腐蚀性能和冷弯性能。
背景技术
耐候钢是一类含有多种合金元素在大气中具有良好耐蚀性的低合金或合金高强度钢。一般而言，其耐候性是碳素钢的2倍以上，但是，其成本远远低于不锈钢，广泛应用于制备桥梁、建筑、集装箱、铁路车辆、机库、灯塔等暴露于大气中使用的结构件。
其中，对于铁道车辆用耐候钢，铁道车辆的设计寿命为25年，理论上要求铁道车辆用耐候钢在铁道车辆的设计寿命内车辆车体的力学性能得到保证，不需要进行耐候钢的更换。目前，常用的铁道车辆用耐候钢如下：295MPa的09CuPTiRE和345MPa的09CuPCrNi、450MPa的Q450NQR1高强度耐候钢以及2000年以后出现的WQ450GN耐候钢和Q550NQR1高强度耐候铁道用钢。其中，WQ450GN耐候钢在腐蚀性能方面大幅提高，且具有优良的低温韧性和优良焊接性能；Q550NQR1高强度耐候铁道用钢具有良好的低温韧性和高强度。但是，上述铁道车辆用耐候钢钢种的耐腐蚀性能仍然有进一步提高的需要，无法满足铁路货车腐蚀、磨损的要求。
中国专利申请CN103343291A公开了一种使用褐铁型红土矿生产含磷耐候钢的方法，具体地介绍了通过褐铁型红土矿制备含磷耐候钢的“准备矿石、制备烧结矿、高炉炼铁、AOD精炼、LF精炼”等制备过程，但是对于如何调整矿石成分生产高耐蚀性的耐候钢并无说明，也没有对这种含磷耐候钢的耐蚀性、力学性能等进行评价。
中国专利申请CN102409253A公开了一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢及其制备方法，其特点是采用超低碳设计，再加入较多的耐蚀合金元素Cr、Ni、Cu以及微合金元素Nb、Ti，虽然耐蚀性有所提高，但是材料的屈强比较大(大于0.8)，这对于成型性是不利的。
日本专利申请JP2006118011公开了一种适用于海滨环境下的耐候钢及其制备方法，该专利主要是针对沿海Cl-大气环境下的耐候钢进行设计，添加了Sn、Sb缓蚀元素以及贵重的Mo、W、V元素，材料成本高。
发明内容
鉴于上述分析，本发明旨在提供一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢及其制备方法，解决了现有技术中铁道车辆用耐候钢耐腐蚀性和成型性较差、成本较高的问题。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，其化学成分以重量百分比计包括：C 0.01～0.06；Si 0.20～0.50；Mn 0.40～0.80；Ni 0.5～1.0；Cr 1.0～2.0；Cu0.10～0.50；Al 0.01～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.010～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的基本组织包括针状铁素体和粒状贝氏体，针状铁素体和粒状贝氏体的体积比为1:3～4。
进一步地，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的屈服强度可达到450～550MPa级，延伸率大于20％，屈强比低于0.8。
进一步地，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的屈服强度为470MPa～560MPa，抗拉强度为660MPa～740MPa，延伸率为24％～26％，-40℃半尺寸冲击功为42Kv2/J～58Kv2/J，屈强比为0.68～0.75，相对腐蚀速率为57％～65％。
进一步地，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分以重量百分比计包括：C 0.012～0.54；Si 0.23～0.35；Mn 0.55～0.78；Ni 0.53～0.96；Cr 1.05～1.94；Cu0.27～0.48；Al 0.01～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.010～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分以重量百分比计包括：C 0.012～0.54；Si 0.23～0.35；Mn 0.55～0.78；Ni 0.53～0.96；Cr 1.05～1.94；Cu0.32～0.35；Al 0.032～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.026～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。
本发明还提供了一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的制备方法，用于制备上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，包括如下步骤：
步骤1：按照上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分进行冶炼得到钢坯；
步骤2：将钢坯锻造成方坯；
步骤3：将方坯加热至奥氏体化温度后保温；
步骤4：在奥氏体再结晶温度区进行开轧，经过多次轧制后，进行终轧，得到轧后坯；
步骤5：对轧后坯进行一次冷却(例如，水冷)至610℃～680℃后放入保温炉中保温；
步骤6：对保温后的轧后坯模拟卷取过程，进行二次冷却(例如，炉冷)至室温，得到上述铁道车辆用耐候钢。
进一步地，上述铁道车辆用耐候钢为薄板状，厚度为3mm～6mm。
进一步地，上述步骤3中，加热温度(即奥氏体化温度)为1100℃～1200℃，保温时间为0.5h～1h。
进一步地，上述步骤4中，开轧温度为1100℃～1150℃，终轧温度为800℃～850℃。
进一步地，上述步骤5中，一次冷却的冷却速率为15℃/s～20℃/s。
进一步地，上述步骤5中，保温时间为0.5h～1h。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
a)本发明提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢通过合理的元素匹配，辅助以微合金化元素Nb、V、Ti等，再经过控轧控冷技术，模拟卷取，获得针状铁素体+粒状贝氏体组织。一方面通过耐蚀元素Cu、Cr、Ni的添加可以显著改善材料的耐蚀性能，另一方面辅助以微合金化元素Nb、V、Ti等有利于通过析出强化、晶粒细化等方式改善材料的强韧性，最终获得针状铁素体+粒状贝氏体组织。这种双相组织不仅具有良好的耐蚀性能，而且保证材料具有良好的强韧性能，实现低屈强比，尤其是冷弯性能。实际上材料的耐蚀性体现为组织结构内亚单元之间的电位差形成的原电池，如果亚单元之间电位差较大，那么在腐蚀介质环境下，这种电位差转化为腐蚀反应的驱动力，加速材料的腐蚀。本发明中得到的这种组织类型，在微观结构上是一致的，从已有试验结果来看，具有良好的耐蚀性，通过提高材料强度，获得低屈强比、高耐蚀性的耐候钢，成为铁道车辆用钢的发展方向。
b)本发明提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢从提高耐蚀性和低屈强比的角度采用合理的成分设计，获得具有高耐蚀性和兼具优良力学性能、冷弯性能的铁道车辆用耐候钢，同时可以设计高强度级别的铁道车辆用耐候钢品种，实现铁道车辆的高强化、轻量化。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分的从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体发明的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为本发明实施例4提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的金相组织照片；
图2为本发明实施例4提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢经冷弯试验后的照片。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选发明，其中，附图构成本发明的一部分，并与本发明的发明一起用于阐释本发明的原理。
本发明提供了一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，其化学成分以重量百分比计包括：C 0.01～0.06；Si 0.20～0.50；Mn 0.40～0.80；Ni 0.5～1.0；Cr 1.0～2.0；Cu0.10～0.50；Al 0.01～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.010～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。其中，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的基本组织包括针状铁素体和粒状贝氏体，针状铁素体和粒状贝氏体的体积比为1:3～4，上述基本组织有利于材料的耐蚀性。
与现有技术相比，本发明提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢通过合理的元素匹配，辅助以微合金化元素Nb、V、Ti等，再经过控轧控冷技术，模拟卷取，获得铁素体+粒状贝氏体组织。一方面通过耐蚀元素Cu、Cr、Ni的添加可以显著改善材料的耐蚀性能，另一方面辅助以微合金化元素Nb、V、Ti等有利于通过析出强化、晶粒细化等方式改善材料的强韧性，最终获得铁素体+粒状贝氏体组织。这种双相组织不仅具有良好的耐蚀性能，而且保证材料具有良好的强韧性能，实现低屈强比，尤其是冷弯性能。实际上材料的耐蚀性体现为组织结构内亚单元之间的电位差形成的原电池，如果亚单元之间电位差较大，那么在腐蚀介质环境下，这种电位差转化为腐蚀反应的驱动力，加速材料的腐蚀。本发明中得到的这种组织类型，在微观结构上是一致的，从已有试验结果来看，具有良好的耐蚀性，通过提高材料强度，获得低屈强比、高耐蚀性的耐候钢，成为铁道车辆用钢的发展方向。
同时，从提高耐蚀性和低屈强比的角度采用合理的成分设计，获得具有高耐蚀性和兼具优良力学性能、冷弯性能的铁道车辆用耐候钢，同时可以设计高强度级别的铁道车辆用耐候钢品种，实现铁道车辆的高强化、轻量化。
具体来说，通过化学成分的调整，制得的铁道车辆用耐候钢具备明显的成本优势，由于其未采用价格昂贵的元素，比现有成本节省10％以上，并且屈服强度可达到450～550MPa级，延伸率大于20％，屈强比低于0.8，同时具有优异的耐蚀性能、低温冲击韧性和冷弯性能。
下面对以上各成分元素作用机理简述。
C：本设计成分采用的是超低碳，一方面有助于得到针状铁素体组织，避免碳化物的形成，改善钢基体的韧性；另一面，这种超低碳含量有助于材料的焊接性和减小不同相之间的电位差以获得良好的耐蚀性，因而将其含量控制在0.01％～0.06％。
Si：是常用炼钢中的脱氧剂，Si还可以细化晶粒，但是过高含量的Si对于材料的焊接性是有害的，故将其含量控制在0.20％～0.50％。
Mn：在钢中起到固溶强化作用，能扩大奥氏体相区，是重要的强韧化元素，作为廉价的提高强度元素，可用来弥补耐候钢中降低C、P后强度的不足，但是Mn含量过高会增加钢的淬透性，影响焊接性和韧性，因而选择含量在0.40％～0.80％。
Ni：是耐候钢中最常用有效的耐蚀元素之一，质量分数在0.5％～3％的耐候钢在含盐大气中具有良好的耐蚀性，Ni含量的提高对于改善材料在海洋大气环境耐蚀性更为有效，根据本服役环境特点和成本设计，可控制钢中Ni含量在0.5％～1.0％。
Cr：耐候钢中一般都添加有Cr元素，这是因为Cr能促使钢表面形成致密的氧化膜，提高钢的钝化能力。另外，Cr是碳化物形成元素，Cr23C6是马氏体不锈钢中的主要碳化物；在淬火高温回火的调质钢中，Cr可以改善钢的耐腐蚀性能，保证综合机械性能。因此，可控制钢中Cr含量在1.0％～2.0％。
Nb、Ti、V：都是常用的微合金化元素，具有细化晶粒和沉淀强化作用，微量的Nb、Ti、V就可以提高钢的强度和低温冲击性能，因而选择含量在0.010％～0.050％。
Cu：Cu是耐候钢中常用元素，通常和P复合，形成Cu-P复杂非晶态物质，有利与改善材料的耐蚀性，但是Cu含量过高，对材料的韧性影响较大，容易产生Cu脆现象，因而选择含量在0.10～0.50％。
Al：是钢中添加的脱氧剂，微量的Al有利于细化晶粒，对提高材料的耐蚀性也有一定的作用，因此控制在0.01～0.04％。
P：能有效提高钢的耐大气腐蚀性能，尤其是Cu-P复合效果更佳，但是P含量过高有损钢的韧性和焊接性，因而尽量控制P含量在P≤0.030％。
S：易形成硫化物夹杂，损害钢的韧性，还严重恶化钢的耐蚀性能，其含量控制在S≤0.010％。
需要说明的是，通过对化学成分的合理调整，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的屈服强度为470MPa～560MPa，抗拉强度为660MPa～740MPa，延伸率为24％～26％，-40℃半尺寸冲击功为42Kv2/J～58Kv2/J，屈强比为0.68～0.75，相对腐蚀速率为57％～65％。
为了进一步提高屈强比和耐蚀性，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分以重量百分比计包括：C 0.012～0.54；Si 0.23～0.35；Mn 0.55～0.78；Ni 0.53～0.96；Cr 1.05～1.94；Cu 0.27～0.48；Al 0.01～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.010～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分以重量百分比计包括：C 0.012～0.54；Si 0.23～0.35；Mn 0.55～0.78；Ni 0.53～0.96；Cr 1.05～1.94；Cu0.32～0.35；Al 0.032～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.026～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。
本发明还提供了一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的制备方法，用于制备上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，包括如下步骤：
步骤1：按照上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分进行冶炼得到钢坯；
步骤2：将钢坯锻造成方坯；
步骤3：将方坯加热至奥氏体化温度后保温；
步骤4：在奥氏体再结晶温度区进行开轧，经过多次轧制后，进行终轧，得到轧后坯；
步骤5：对轧后坯进行一次冷却(例如，水冷)至610℃～680℃后放入保温炉中保温；
步骤6：对保温后的轧后坯模拟卷取过程，进行二次冷却(例如，炉冷)至室温，得到上述铁道车辆用耐候钢，该铁道车辆用耐候钢为薄板状，厚度为3mm～6mm。
与现有技术相比，本发明提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的制备方法的有益效果与上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的有益效果基本相同，在此不一一赘述。
具体来说，上述步骤3中，加热温度(即奥氏体化温度)为1100℃～1200℃，保温时间为0.5h～1h，使之完全奥氏体化，其中，加热温度过高容易造成奥氏体晶粒的粗化，加热温度过低则不利于后续的轧制过程。
示例性地，上述步骤4中，开轧温度为1100℃～1150℃，终轧温度为800℃～850℃。
为了后续能够获得所需的针状铁素体和粒状贝氏体，上述步骤5中，一次冷却的冷却速率为15℃/s～20℃/s，这样，通过合理的控制冷速有利于得到所需要的组织类型。
示例性地，上述步骤5中，保温时间为0.5h～1h。
下面结合具体的实施例对本发明的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢及其制备方法进行进一步说明。
表1为本发明实施例1至实施例4的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分，表2为本发明实施例1至实施例4的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的力学性能。
表1实施例1至实施例4的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分(质量分数，％)
C Si Mn P S Cr
对比钢Q450NQR1 0.075 0.39 0.80 0.012 0.007 0.50
实施例1 0.012 0.35 0.55 0.004 0.003 1.05
实施例2 0.019 0.23 0.78 0.030 0.003 1.43
实施例3 0.037 0.34 0.59 0.004 0.003 1.78
实施例4 0.054 0.35 0.63 0.004 0.003 1.94
Ni Nb Ti Cu V Al
对比钢Q450NQR1 0.19 0.035 - 0.24 - -
实施例1 0.53 0.025 0.27 - 0.010
实施例2 0.65 0.033 - 0.48 0.029 0.012
实施例3 0.75 0.032 0.016 0.35 - 0.032
实施例4 0.96 - - 0.32 0.026 0.040
表2实施例1至实施例4的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分的力学性能
Figure BDA0002875251240000101
Figure BDA0002875251240000111
以传统的Q450NQR1高强耐候钢为参照，按照铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验方法(TB/T2375-93)模拟工业大气环境，试验周期为72h。各实施例钢与对比钢的耐蚀性能结果见表3。定义相对腐蚀速率(％)＝实施例钢的腐蚀速率/对比钢的腐蚀速率×100％。
表3实施例1至实施例4的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢与对比钢的相对腐蚀速率(％)
试验类别 Q450NQR1 实施例1 实施例2 实施例3 实施例4
工业大气环境 100％ 65％ 62％ 60％ 57％
本发明实施例4提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的金相组织照片，参见图1；本发明实施例4提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢经冷弯试验后的照片，参见图2。从图1可以看出，本发明实施例4提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的金相组织为针状铁素体和贝氏体组织；从图2可以看出，经冷弯后，本发明实施例4提供的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢材料完整。
以上所述仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，其特征在于，化学成分以重量百分比计包括：C 0.01～0.06；Si 0.20～0.50；Mn 0.40～0.80；Ni 0.5～1.0；Cr 1.0～2.0；Cu 0.10～0.50；Al 0.01～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.010～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，其特征在于，所述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的基本组织包括针状铁素体和粒状贝氏体，所述针状铁素体和粒状贝氏体的体积比为1:3～4。
3.根据权利要求1所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，其特征在于，所述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的屈服强度为470MPa～560MPa，抗拉强度为660MPa～740MPa，延伸率为24％～26％，-40℃半尺寸冲击功为42Kv2/J～58Kv2/J，屈强比为0.68～0.75，相对腐蚀速率为57％～65％。
4.根据权利要求1所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，其特征在于，化学成分以重量百分比计包括：C 0.012～0.54；Si 0.23～0.35；Mn 0.55～0.78；Ni 0.53～0.96；Cr1.05～1.94；Cu 0.27～0.48；Al 0.01～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.010～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。
5.根据权利要求1所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，其特征在于，化学成分以重量百分比计包括：C 0.012～0.54；Si 0.23～0.35；Mn 0.55～0.78；Ni 0.53～0.96；Cr1.05～1.94；Cu 0.32～0.35；Al 0.032～0.04；P≤0.030；S≤0.010；Nb、Ti、V中的一种或多种0.026～0.050，余量为Fe及不可避免的杂质。
6.一种高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的制备方法，其特征在于，用于制备如权利要求1至5所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢，所述制备方法包括如下步骤：
步骤1：按照上述高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的化学成分进行冶炼得到钢坯；
步骤2：将钢坯锻造成方坯；
步骤3：将方坯加热至奥氏体化温度后保温；
步骤4：在奥氏体再结晶温度区进行开轧，经过多次轧制后，进行终轧，得到轧后坯；
步骤5：对轧后坯进行一次冷却至610℃～680℃后保温；
步骤6：对保温后的轧后坯模拟卷取过程，进行二次冷却至室温，得到所述铁道车辆用耐候钢。
7.根据权利要求6所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，加热温度为1100℃～1200℃，保温时间为0.5h～1h。
8.根据权利要求6所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的制备方法，其特征在于，所述步骤4中，开轧温度为1100℃～1150℃，终轧温度为800℃～850℃。
9.根据权利要求6所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的制备方法，其特征在于，所述步骤5中，一次冷却的冷却速率为15℃/s～20℃/s。
10.根据权利要求6所述的高耐蚀低屈强比的铁道车辆用耐候钢的制备方法，其特征在于，所述步骤5中，保温时间为0.5h～1h。
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