CN115141974B - 一种具有高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.04～0.09％，Si≤0.50％，Mn 0.10～1.50％，P≤0.03％，S≤0.01％，Al≤0.60％，Cr 1.5～4.5％，Cu 0.10～0.60％，Ti 0.05～0.18％，Ni≤0.30％，Nb≤0.06％，N≤0.008％，余量包含Fe和不可避免杂质，且，2Mn+Cr≤6％。本发明显著提高了耐大气腐蚀性能，相对Q355B普通结构钢，相对腐蚀速率≤30％，是其耐候性的3倍；服役环境下25年服役周期内腐蚀深度≤0.1mm。其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥700MPa，延伸率≥24％，180°D＝0t冷弯合格，具有极高的冷加工成型性能，可实现完全对折折叠不开裂，满足复杂截面型材构件的辊压成型加工。

Description

一种具有高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢及其制造方法

技术领域

本发明属低合金钢的生产技术领域，特别涉及一种高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢及其制造方法。

背景技术

耐大气腐蚀钢广泛应用于集装箱、铁道车辆、桥梁等户外有耐大气腐蚀要求的钢结构生产，其生产和应用已经有数十年的历史。近年来随着对绿色、低碳、环保的要求的提高，耐大气腐蚀钢的应用场景也在拓展。人们利用耐大气腐蚀钢的耐候性能，制作一些在大气环境中服役的结构型材件，如护栏、桅杆塔架、支撑支架、光伏支架等等。这些结构的表面可以直接裸用，或者进行轻涂装，即可实现非常高的耐候性能，从而能够替代一些钢的表面防腐工艺，如预镀锌、锌铝镁、后镀锌等，不但能减少金属涂镀工艺带来的能耗、污染问题，也为提高结构服役寿命、减少后期防腐维护成本带来显著效益。

目前在高强度耐候钢方面已有很多的发明专利，如：

中国专利CN202011384068.6公开了一种公路护栏用低合金高强高耐候结构钢，其屈服强度约500MPa，主要设计思路是：通过增加P元素(0.07～0.12％)，提高Cr元素(0.30～1.25％)，使锈层表面形成富P和富Cr层，从而达到锈层稳定致密，提高结构钢的耐候性能；组织为铁素体和珠光体珠光体的体积含量5～25％之间。但是对于结构钢来说，P是钢中的一种杂质元素，含量过高会导致P的中心偏析及在晶界的偏聚，影响钢的成形性能和韧性，不利于钢的加工性能和安全性。

中国专利CN202010116991.5公开了一种高强度耐候钢，应用于铁路车辆，其目的也是提供一种高强度耐候钢，以解决现有技术中存在的钢材无法同时达到高强度与高耐候性的技术问题。其技术方案主要是：C 0.06～0.07％，Si 0.23～0.26％，Mn 1.40～1.50％，Ni 0.0～0.19％，Cr 0.0～0.51％，Cu 0.31～0.33％，T1 0.110～0.12％，Nb 0.030～0.036％，Sb 0.0～0.09％。该发明钢采用近全铁素体组织，珠光体的含量在2％以下。其屈服强度在636MPa～710MPa之间，抗拉强度在698MPa～775MPa之间。该发明通过Nb、Ti复合析出强化获得了较高强度，但其技术缺点是Cr含量较低≤0.51％，其耐候性能仍是普通耐候钢的水平。该发明也提到采用Sb来提高耐蚀性能，但Sb是钢中有害元素，劣化钢的性能，尤其是低温韧性；同时由于Sb的熔点较低，其炼钢的收得率很难控制，发明的实用性不高。

中国专利CN201810154871.7专利公开了一种屈服强度550MPa级高强度耐候钢利用了0.05～0.09wt％的Ti强化，其Cr：0.30～0.60wt％。CN202110398903.X则公开了一种耐大气腐蚀的700MPa级高强耐候钢板，也是采用Ti：0.100％～0.140％进行强化，Cr：0.60％～1.00％。但这些专利的发明目的都是获得高强度的耐候钢，产品的耐候性还是基于一般的设计。

对现有专利的对比分析发现，这些专利的发明目的都是获得高强度的耐候钢，并未对显著提高耐候性能提出设计思路或者提供方法，所涉产品的耐候性能仍是普通耐候钢的水平，未见有超高耐候性能的发明。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢及其制造方法，在高强度耐候钢的基础上显著提高了材料的耐大气腐蚀性能，相对Q355B普通结构钢，相对腐蚀速率≤30％，是其耐候性的3倍，相对普通耐候钢耐候性能也提高一倍以上；其腐蚀速率具有随时间快速衰减的特点，一般服役环境下25年服役周期内腐蚀深度≤0.1mm；能够取代后镀锌防腐保护，可表面无涂装裸用于护栏、桅杆塔架、光伏等支撑支架结构件；且，本发明钢具有较高的强度，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥700MPa，同时保留了很高的塑性，延伸率≥24％，180°D＝0t冷弯合格，具有极高的冷加工成型性能，可以实现完全对折折叠不开裂，可以满足复杂截面型材构件的辊压成型加工。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明所述高强度高成形性能超耐大气腐蚀的热轧带钢的成分设计利用1.5～4.5％高Cr含量促使均匀致密锈层形成，并能在较薄的锈层内快速富集至与基体界面位置浓度12％以上，显著提高腐蚀电位和电化学阻抗，中断腐蚀继续发生，从而获得超高的耐大气腐蚀性能；同时在高Cr成分条件下，获得70％以上的细小铁素体为主的组织，并在铁素体内有大量直径10nm以下的TiC纳米析出相，从而较经济地获得高强度高塑性、高耐候性、高强度以及极好的加工成形性能。

具体的，本发明所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢，其成分重量百分比为：C：0.04～0.09％，Si≤0.50％，Mn：0.10～1.50％，P≤0.03％，S≤0.01％，Al≤0.60％，Cr：1.5～4.5％，Cu：0.10～0.60％，Ti：0.05～0.18％，Ni≤0.30％，Nb≤0.06％，N≤0.008％，余量包含Fe和其它不可避免杂质，且同时需满足：2Mn+Cr≤6％。

进一步，Ti-3N≥0.04％，可以充分发挥Ti的强化作用。

更进一步，Si+2Ni≥0.10％，可以减少铜脆的影响。

又，还包含Ca≤0.015％、Mg≤0.015％、B≤0.003％、Mo≤0.30％、V≤0.15％以及Re≤0.015％中至少一种元素。

本发明所述热轧带钢的显微组织为多边形铁素体+少量珠光体+以MA形态为主的贝氏体，晶粒度在9级以上，其中，多边形铁素体含量70～90％，珠光体含量15～30％，贝氏体含量5～15％；组织内有大量直径10nm以下的TiC纳米析出相。

本发明所述热轧带钢具有非常高的耐候性能，与普通结构钢Q355B的相对腐蚀率≤30％，耐候性是Q355B的3倍以上，是普通耐候钢的2倍以上；腐蚀速率随腐蚀深度增加快速衰减，25年的腐蚀深度≤0.1mm。

本发明所述热轧带钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥700MPa，断裂延伸率≥24％，冷弯性能可以满足180°D＝0t弯曲合格(D为弯曲直径，t为钢板厚度)；具有极好成形性能，可以实现完全对折折叠不开裂，能够满足复杂截面型材构件的辊压成型加工。

在本发明所述热轧带钢的成分设计中：

C是钢中有效的强化元素，除固溶强化外，还能与Ti、Nb等微合金元素形成纳米级的第二相析出粒子，发挥析出强化和细化组织的作用。作为最经济的强化元素，本发明设计C含量≥0.04％；但过多的C会在钢中形成过多的碳化物或者贝氏体硬相组织，一方面会降低材料的韧性和成形性能，还会形成原电池作用降低钢材的耐腐蚀性能，同时也降低钢材的焊接性能，因而本发明设计C含量≤0.09％。

Si是钢中常用的脱氧元素，对钢也具有固溶强化作用，也可以提高材料的耐蚀性能，对于减轻铜脆也有一定的作用，但较高的Si含量会导致热轧带钢表面产生严重的红铁皮缺陷，影响带钢的表面质量，同时会降低材料的焊接性能，造成焊接热影响区韧性的恶化，因而本发明设计Si含量≤0.50％。

Mn是钢中重要的强韧化元素，有固溶强化的作用，也能降低过冷奥氏体转变温度，降低铁素体相变温度，利于组织细化，提高材料的强度和韧性。但是Mn含量过多会显著抑制铁素体转变，组织转变为贝氏体，使材料的塑性和冷成形性能下降。所以本发明设计Mn含量为0.1～1.5％。

Cr是提高钢板耐候性能的重要元素。耐候钢提高耐候性的主要机理有两点，一是通过添加耐蚀性元素，提高基体的腐蚀电位，通过提高电化学阻抗降低和腐蚀速率；其二促使表面形成致密锈层对腐蚀介质实现了物理阻隔，改变基体位置的腐蚀环境，随着腐蚀深度增加腐蚀逐渐减缓。Cr即有这样的作用。当钢中Cr含量超过1.5％时，Cr与Cu等元素的综合作用下，可在基体表面形成的均匀致密的锈层，较高的Cr含量配合Cu元素等作用，使锈层中的d-FeOOH非常细小，十分利于阻隔水等电化学腐蚀介质的进一步渗透，提高电化学阻抗；同时由于Cr的浓度较高，随着锈层增加，锈层前沿的Cr富集浓度也迅速增加，在锈层达到0.1mm之前，锈层与基体界面位置浓度达到了12％以上。当Cr富集浓度达到12％以上时，发生类似不锈钢的效应，腐蚀前沿界面的腐蚀电位非常高，加上致密锈层低腐蚀介质的阻隔电化学阻抗十分高，腐蚀反应基本中断。但随着基体Cr含量增加，基体的腐蚀电位会提高，如超过4.5％时，会导致锈层生成初期的选择性腐蚀增强，锈层的厚度的均匀性变差，也即锈层前沿的Cr富集浓度及腐蚀环境造成化学阻抗变得不一致，这反而提高了腐蚀前沿的腐蚀电位差，加剧了原电池效应的发生，从而使抑制腐蚀的效果变差。这种情况下，尽管在有限次的试验条件的相对腐蚀速率会降低，但是长周期来看其腐蚀的深度却并不降低，从而失去提高耐候性的意义。因此，本发明要求Cr含量在1.5％～4.0％。

参见图1、图2，图1说明了Cr含量在周浸试验中对相对腐蚀率的影响，图2说明了Cr含量对长周期条件腐蚀深度的影响。

由图可见，本发明所述钢的腐蚀速率随时间快速衰减，25年的腐蚀深度模拟推测值≤0.1mm，而5％更高Cr含量的对比例，其25年的腐蚀深度模拟推测值约0.12mm，反而下降。另外，Cr也是增加钢的淬透性元素，较高的Cr含量，可以使钢材在较低的冷却速率下形成空冷贝氏体或者空冷马氏体，从而显著提高材料的抗拉强度，降低材料的屈强比，利于减少成形回弹提高成形尺寸的稳定性。本发明结合较高的Cr含量设计，充分利用了Cr的这一作用，配合C、Mn等元素的设计，进一步提高了强度。

Cu是也是重要耐蚀性元素之一，和Cr一起加入时效果更加明显。Cu能促进钢表面致密性锈层的形成，加入0.10％以上的Cu即可显著改善钢的耐大气腐蚀性能。但Cu是一种熔点较低的金属，在带钢加热轧钢时容易在带钢表面形成铜脆网裂和翘皮缺陷，恶化表面质量，同时Cu也是贵重元素，本发明设计Cu含量为0.10～0.60％。

P在传统耐大气腐蚀钢中常作为添加的耐蚀元素，能够促进表面保护性锈层的形成，有效提高钢的耐大气腐蚀性能，但P也是钢中的有害杂质元素，易在钢坯连铸时在厚度中心偏析；同时，P易在晶界处产生偏聚，降低晶界结合能，从而降低钢的韧性及塑性。同样原理，P对焊接性能也十分不利，因此本发明不采用P的耐大气腐蚀钢作用，要求尽量降低钢中P的含量，要求P含量≤0.03％。

S是钢中常见的有害杂质元素，对低温韧性、焊接性能、冷成形性能等方面都有不利影响，因此要求S含量≤0.01％以下。

Al是十分有效的脱氧元素，同时A1有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。同时Al也能促进铁素体的产生，抑制珠光体转变，有利于铁素体贝氏体双相组织的转变。但较高的A1不利于连铸时的浇坯，容易堵塞水口，所以本发明要求Al含量≤0.60％。

Ti是一种强烈的碳氮化物形成元素，可以以极细小的TiC或Ti(C，N)第二相粒子的形式析出，显著提高材料的强度，是一种十分有效的强化元素。Ti在0.05％以上时才会发挥较强的强化作用；同时TiC的析出，显著减少了自由C形成尺寸较大的碳化物或者珠光体，从而减少了异质相在腐蚀过程中的原电池效应，提高了材料抗晶间腐蚀的能力，从而在提高强度的同时，还利于材料耐蚀性能的提高。但是过高含量添加，Ti的析出强化作用会逐渐减弱，并开始显著影响钢的低温韧性。因此本发明设计Ti含量为0.05～0.18％。

Ni可提高钢的耐腐蚀性能，也能改善Cu引起的表面铜脆性质量问题。但Ni作为重要的战略物资，近年来价格十分昂贵，过多添加会大幅提高材料的合金成本，因此本发明设计Ni含量≤0.30％。

Nb也是一种强的氮碳化物形成元素，也可形成NbC、Nb(CN)碳化物粒子，产生析出强化作用。但Nb的成本远高于Ti，因此其提高强度的经济性不如Ti，同时过高含量的Nb，还会影响带钢连铸冷却过程中的铸坯质量，产生表面裂纹、角裂等缺陷，因此本发明设计Nb含量≤0.06％。

N是钢中的杂质元素。在含Ti钢中，N容易与Ti结合在液态阶段析出成为粗大的TiN夹杂，一方面TiN夹杂会损害钢的韧性，另一方面也减少了钢中的有效Ti含量，因此本发明要求N含量≤0.008％。

另外，在本发明所述热轧带钢的成分设计还满足：

2Mn+Cr≤6％，Mn、Cr都会使铁素体转变的C曲线右移，显著抑制铁素体的转变，使转变时间变长。经热模拟和CCT计算，在2Mn+Cr＞6％时，带钢在层流冷却以及卷后冷却过程中都很难有足量铁素体转变。首先，铁素体的转变量会直接影响到本发明钢的延伸率性能，即材料的塑性。延伸率不足，材料就难以满足复杂截面的成型要求。其次，铁素体的转变对于TiC纳米相的析出也有重要影响，Ti在α铁素体相中的扩散系数较高，同时C在α铁素体相中溶解度很低，所以随着γ→α相变发生，TiC可以以相间沉淀或者弥散析出的形式快速析出形成纳米级别的析出相，从而强烈提高强度。如果Mn、Cr含量过高，铁素体相变不发生转变，TiC就难以快速析出，随着温度降低，大量组织转变为贝氏体，钢中的自由C元素会以碳化物的形式析出，从而不再有机会与Ti结合形成TiC，也就不能产生足够的强化效果。因此铁素体充分转变对于本钢种的高强度高塑性有重要影响，本发明要求2Mn+Cr≤6％。

Ti-3N≥0.04％，钢中N优先与Ti结合形成TiN夹杂，对钢的强度没有贡献作用，因此可以定义Ti-3N为有效Ti含量，要求Ti-3N≥0.04％，可以保证有足够的Ti与C结合形成TiC沉淀粒子起到析出强化作用。

Si+2Ni≥0.10％，由于Cu易在带钢表面形成铜脆缺陷，Si、Ni都具有改善铜脆缺陷的作用，二者可以相互补充。Ni对铜脆改善的效果更好，但成本也更高。当Si+2Ni含量在0.10％以上时即可发挥作用，因此在限定Si、Ni上限含量的同时，按Si+2Ni≥0.10％要求添加Si、Ni元素中的一种或两种，利用二者可以互补的关系，可以调整材料设计经济性、材料表面质量与铜脆问题之间的平衡，使铜脆问题较经济地处于可控状态。

本发明所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼铸造成板坯；

2)板坯加热

控制钢坯快速升温，温度穿过1050～1150℃区间的加热时间应低于15min；在均热段炉温保持在1230～1290℃，均热时间控制在30～90min，出炉温度1230～1290℃；

3)轧制

钢坯出加热炉并定宽后进入粗轧，粗轧阶段采用20MPa以上的高压水除鳞，粗轧出口温度低于1080℃；粗轧后带钢进入精轧，精轧采用多机架连轧工艺，控制终轧温度在820～880℃；

4)冷却、卷取

冷却采用层流冷却，带钢卷取温度为630～680℃；

层流冷却结束后，通过热卷堆垛、缓冷墙或者保温罩方式使钢卷缓慢冷却，使钢卷在530℃以上的冷却速率≤1℃/min。

优选的，粗轧出口温度控制在1040～1080℃。

优选的，步骤3)精轧阶段，板厚3mm以下，终轧温度控制为860～880℃，板厚3～5mm，终轧温度为840～860℃，板厚5mm以上，终轧温度为820～840℃。

在本发明所述热轧带钢的制造方法中：

对于含Cu钢来说，通常采用低温加热的方法来避免铜脆发生。而对于含Ti钢来说，通常又需要高温加热来使Ti能充分固溶，为后面TiC的析出强化提供条件。因此本发明含Cu又含Ti，在加热制度上存在矛盾。本发明优化加热炉钢坯的升温曲线，通过高温快烧使板坯表面温度快速穿越产生铜脆的敏感温度区间1050～1150℃，加热时间控制在15min以内，让熔融的Cu能够被基体表层新形成的氧化皮吸留，避免Cu向钢坯基体的渗透，从而抑制铜脆的产生。而在均热段炉温保持在1230～1290℃，均热时间控制在30～90min以上，保证Ti的充分固溶，出炉温度1230～1290℃。本发明方法克服了含Cu钢需要低温加热抑制铜脆和高Ti钢需要高温加热充分固溶的矛盾，既可以保证Ti充分固溶，为后面Ti的析出强化提供条件；又能减少铜脆的发生，提高热轧带钢的表面质量。

钢坯出加热炉并定宽后进入粗轧，粗轧阶段应该保证足够高的除鳞压力以获得好的除鳞效果，生产证实20MPa以上的高压水对Cr含量较高的钢坯表面较致密的一次氧化皮才具有较好的破碎和去除作用，而氧化皮的去除对于减少因表层富集的Cu而产生的铜脆问题有显著的益处，因此要求除鳞高压水的压力20MPa以上。为减少表面铜脆的发生，又要兼顾Ti的析出强化效果，粗轧出口温度应低于1080℃，优选为1040～1080℃。

粗轧后的带钢进入精轧，精轧采用多机架连轧工艺，根据轧制带钢的厚度规格不同，控制终轧温度820～880℃。相对一般轧钢工艺，本发明钢需要采用更低的终轧温度，如板厚3mm以下，终轧温度采用860～880℃；板厚3～5mm，终轧温度为840～860℃；板厚5mm以上，终轧温度为820～840℃；其目的是为了增加轧制形变能，促进带钢层冷后的细晶铁素体转变。铁素体的析出又会同时显著促进TiC的析出，显著提高析出强化效果，因此采用低温终轧对于本发明钢提高塑性和强度都十分重要。

由于本发明钢的Mn、Cr含量较高，极大地抑制了铁素体的相变，而铁素体相变对于提高材料的塑性和成形性能，以及促进TiC的析出提高强度都有重要作用。因此，除在热轧阶段通过降低终轧温度获得更多相变动力之外，还要在层流冷却之后，通过提高卷取温度给与铁素体相变更高的相变温度和更充分的相变时间，带钢卷取温度要求在630-680℃。层冷结束后，带钢还要求通过热卷堆垛、缓冷墙或者保温罩等方式保证钢卷缓慢冷却，使钢卷在530℃以上的冷却速率≤1℃/min，以保证铁素体相变的充分发生以及TiC粒子的充分析出，从而提高材料的塑性和强度。由于带钢的卷取温度较高，也比较利于带钢的板形控制。

通过上述热轧工艺的控制，本发明所述热轧带钢得到多边形铁素体为主的组织，晶粒度在9级以上，多边形铁素体含量70～90％，在铁素体内大量弥散分布着10nm以下TiC纳米析出相，对材料的强度有着强烈的贡献。另有少量珠光体，含量15～30％，同时也存在5～15％的少量MA形态为主的贝氏体，可以进一步提高强度。钢中大量的TiC纳米析出相，使材料具有较高的强度，屈强强度≥600MPa，抗拉强度≥700MPa。材料以铁素体为主的组织，使其具有很高的塑性，断裂延伸率≥24％，180°D＝0t冷弯合格。因此发明钢具有高强度高塑性性能。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

本发明利用1.5～4.5％高Cr的添加，以及Cu等成分，促使均匀致密锈层形成，并能在≤0.1mm的较薄的锈层内在基体界面位置，使Cr浓度快速富集至12％以上；通过均匀致密锈层和锈层前沿高浓度Cr富集，实现腐蚀电位和电化学阻抗的显著提高，中断腐蚀继续发生，从而获得超高的耐大气腐蚀性能，周浸试验与Q355B的相对腐蚀率≤30％，耐候性是普通结构钢Q355B的3倍以上，是普通耐候钢的2倍以上；且腐蚀速率随腐蚀深度快速衰减，25年的腐蚀深度≤0.1mm。

本发明钢利用比较经济的Ti的析出强化，利用2Mn+Cr≤6％控制Mn、Cr含量，使带钢在满足耐蚀性的要求的同时，配合高温卷取及卷后缓冷，实现75～90％含量的铁素体以及在铁素体中分布的大量纳米TiC析出相，实现了材料的高强度高塑性，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥700MPa，断裂延伸率≥24％，冷弯性能可以满足180°D＝0t弯曲合格(D为弯曲直径，t为钢板厚度)。具有极好成形性能，可以实现完全对折折叠不开裂，能够满足复杂截面型材构件的辊压成型加工。

另外，本发明制造方法，基于Si+2Ni≥0.10％的成分设计，调整材料设计经济性、材料表面质量与铜脆问题之间的平衡；同时在加热制度上，本发明克服了含Cu钢需要低温加热抑制铜脆和高Ti钢需要高温加热充分固溶的矛盾，通过控制铸坯升温速度，采用高温快烧使表面温度能快速穿越铜脆敏感区间1050～1150℃，然后通过控制均热段加热时间和加热温度，保证Ti的充分高温固溶，为后面Ti的析出强化提供条件；并结合粗轧段大于20MPa的高压水除鳞，减少了钢铜脆问题的发生，保证了带钢表面质量。

附图说明

图1为不同Cr含量对周浸试验相对腐蚀速率的影响；

图2为不同Cr含量钢在长周期大气曝露中的腐蚀深度；

图3为本发明所述实施例钢的典型组织1照片；

图4为本发明实施例钢的典型组织2照片；

图5为本发明实施例钢中大量直径10nm以下的析出相(薄膜TEM暗场形貌)。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步的说明。

本发明所述高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢的实施例的主要工艺：采用转炉冶炼、精炼和连铸，获得钢坯化学成分见表1；钢坯经加热炉加热，然后经粗轧除鳞、侧压定宽、粗轧、飞剪、精轧除鳞、精轧、层冷控制冷却后卷取获得热轧钢带，相应生产工艺见表2。对实施例钢进行性能检验，相关性能见表3。

按照TB/T2375“铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验方法”，对生产钢检测，相对Q345B腐蚀率见表3。

本发明制备生产的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢的金相组织参见图3～图4。由图可见，本发明钢的组织为铁素体为主的组织，占比在80％以上，少量非典型的珠光体组织，混杂在珠光体组织中实际还有一些贝氏体，贝氏体中可见MA组织。

图5是制备钢的透射电镜(TEM)观察到的暗场形貌，在钢中可以发现大量的10nm以下TiC析出分布在铁素体晶界和晶内，这些极其细小的TiC粒子对材料的强度有强烈的贡献。

对比例1是Q355B的成分、性能，作为周浸试验的对比基准，对比例2显示了一般普通耐蚀钢的性能及相对腐蚀速率。

从本发明实施例和对比例1、2的周浸试验结果比较，显示了本发明具有较低的相对腐蚀率。

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Claims (10)

1.一种高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢，其成分重量百分比为：C：0.04~0.09%，Si≤0.50%，Mn：0.10~1.50%，P≤0.03%，S≤0.01%，Al≤0.60%，Cr：1.5~4.5%，Cu：0.10~0.60%，Ti：0.05~0.18%，Ni≤0.11%，Nb≤0.06%，N≤0.008%，余量包含Fe和其它不可避免杂质，且，同时需满足：2Mn+Cr≤6%，Si+2Ni≥0.10%；

所述热轧带钢的显微组织为多边形铁素体+少量珠光体+以MA形态为主的贝氏体，晶粒度在9级以上，其中，多边形铁素体含量70~90%，珠光体含量15~30%，贝氏体含量5~15%；组织内有大量直径10nm以下的TiC纳米析出相；

所述热轧带钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥700MPa，断裂延伸率≥24%，冷弯性能满足180°D=0t 弯曲合格。

2.如权利要求1所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢，其特征在于，Ti-3N≥0.04。

3.如权利要求1或2所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢，其特征在于，还包含Ca≤0.015%、Mg≤0.015%、B≤0.003%、Mo≤0.30%、V≤0.15%以及Re≤0.015%元素中至少一种元素。

4.如权利要求1或2所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢，其特征在于，所述热轧带钢相对Q355B普通结构钢，相对腐蚀速率≤30%，是Q355B普通结构钢耐候性的3倍；其腐蚀速率具有随时间快速衰减的特点，服役环境下25年服役周期内腐蚀深度≤0.1mm。

5.如权利要求3所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢，其特征在于，所述热轧带钢相对Q355B普通结构钢，相对腐蚀速率≤30%，是Q355B普通结构钢耐候性的3倍；其腐蚀速率具有随时间快速衰减的特点，服役环境下25年服役周期内腐蚀深度≤0.1mm。

6.如权利要求1或2或3所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1）冶炼、铸造

按权利要求1或2或3所述成分冶炼铸造成板坯；

2）板坯加热

控制钢坯快速升温，温度穿过1050~1150℃区间的加热时间应低于15min；在均热段炉温保持在1230~1290℃，均热时间控制在30~90min，出炉温度1230~1290℃；

3）轧制

钢坯出加热炉并定宽后进入粗轧，粗轧阶段采用20MPa以上的高压水除鳞，粗轧出口温度低于1080℃；粗轧后带钢进入精轧，精轧采用多机架连轧工艺，控制终轧温度在820~865℃；

4）冷却、卷取

冷却采用层流冷却，带钢卷取温度为630~680℃；

层流冷却结束后，通过热卷堆垛、缓冷墙或者保温罩方式使钢卷缓慢冷却，使钢卷在530℃以上的冷却速率≤1℃/min。

7.如权利要求6所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢的制造方法，其特征是，粗轧出口温度控制在1040~1080℃。

8.如权利要求6所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢的制造方法，其特征是，步骤3）精轧阶段，板厚小于3mm，终轧温度控制为860~880℃；板厚3~5mm，终轧温度为840~860℃；板厚大于5mm，终轧温度为820~840℃。

9.如权利要求6所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢的制造方法，其特征是，步骤2）板坯加热，采用常规热轧产线的加热炉加热或者采用薄板坯连铸连轧产线的均热炉均热。

10.如权利要求6所述的高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢的制造方法，其特征是，所述热轧带钢相对Q355B普通结构钢，相对腐蚀速率≤30%，是Q355B普通结构钢耐候性的3倍；其腐蚀速率具有随时间快速衰减的特点，服役环境下25年服役周期内腐蚀深度≤0.1mm。