CN115161552A - 一种具有高耐候性能的高强度热轧带钢及其制造方法 - Google Patents

一种具有高耐候性能的高强度热轧带钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种具有高耐候性能的高强度热轧带钢及其制造方法,其成分重量百分比为:C 0.04~0.15%,Si≤0.50%,Mn 0.30~2.00%,Cr 1.5~4.5%,Cu0.10~0.60%,P≤0.03%,S≤0.01%,Al 0.01~0.60%,余量包含Fe和其它不可避免杂质;且,2.5%≤2Mn+Cr≤6.0%。其相对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,25年服役周期内腐蚀深度≤0.1mm;其屈服强度≥550MPa,抗拉强度≥650MPa,延伸率≥20%,180°D=1t冷弯合格,可实现复杂截面型材构件的加工,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。

Description

一种具有高耐候性能的高强度热轧带钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及低合金钢技术领域,特别涉及一种具有高耐候性能的高强度热轧带钢及其制造方法。
背景技术
耐候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。
目前在高强度的耐候钢方面已有很多的发明专利,但在高耐候性能以及成形加工性能等方面与本发明钢还有差距,同时产品的设计方案也有诸多不同。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。其成分为: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%,Ti 0.110~0.12%,Nb 0.030~0.036%,Sb0.0~0.09%。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636~710MPa,抗拉强度698~775MPa。该发明通过Nb、Ti复合析出强化获得了较高强度,但其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%。
中国专利CN200910180491.1公开了一种高强度低合金热轧铁素体贝氏体耐候钢,产品是屈服强度450MPa级别,其成分为锰1.00~1.50%、铬0.50~0.70%、镍0.20~0.30%、铜0.20~0.40%、钛0.01~0.025%、铌0.03~0.05%,具有均匀的针状铁素体+贝氏体组织,具有低成本、高强度、低屈强比、高耐候以及优异低温韧性。该专利仍是普通耐候钢的技术要求,其工艺采用了轧后一段式冷却到550~590℃,所以获得的组织是针状铁素体+贝氏体组织。
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具有高耐候性能的高强度热轧带钢及其制造方法,该高强度热轧带钢相对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;且具有较高的强度和很好的成形性能,屈服强度≥550MPa,抗拉强度≥650MPa,延伸率≥20%,180°D=1t冷弯合格,可以实现上述构件等复杂截面型材构件的加工;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。
为达到上述目的,本发明的技术方案是:
本发明所述热轧带钢成分设计采用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;同时利用C、Mn及高Cr成分设计,实现多边形铁素体+MA为主的贝氏体的多相组织,利用铁素体的高塑性、贝氏体组织强化等机制,获得发明钢的高强度和高加工成形性能。
具体的,本发明所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢,其成分重量百分比为:C:0.04~0.15%,Si≤0.50%,Mn:0.30~2.00%,Cr:1.5~4.5%,Cu:0.10~0.60%,P≤0.03%,S≤0.01%,Al:0.01~0.60%,余量包含Fe和其它不可避免的杂质;且需同时满足:2.5%≤2Mn+Cr≤6.0%。
进一步,还需同时满足:Si+2Ni≥0.10,可以减少铜脆的影响。
更进一步,还包含Ti≤0.15%、Nb≤0.06%,V≤0.15%,Mo≤0.40%或B≤0.002%中至少一种元素,可以提高强度。
又,还包含Ni≤0.40%、Sb≤0.15%、Re≤0.15%、Ca≤0.015%或Mg≤0.015%中至少一种元素,以此提高耐蚀性。
本发明所述高强度热轧带钢的微观组织为多边形铁素体+MA为主的贝氏体的多相组织,晶粒度在11级以上,其中,多边形铁素体含量为40~70%,贝氏体含量为30~60%,并且贝氏体组织中以细小块状MA为主,珠光体或者碳化物含量≤15%。
本发明所述热轧带钢的屈服强度≥550MPa,抗拉强度≥650MPa,屈强比≤0.85,断裂延伸率≥20%,冷弯性能满足180°D=1t弯曲合格(D为弯曲直径,t为钢板厚度),-40℃冲击功达到80J以上。
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。
具有较高的强度和很好的成形性能,屈服强度≥550MPa,抗拉强度≥650MPa,断裂延伸率≥20%,冷弯性能可以满足180°D=1t弯曲合格(D为弯曲直径,t为钢板厚度)。由于组织中含有较多含有大量MA分布的贝氏体组织,所以具有较低的屈强比≤0.85,极利于加工成型的尺寸稳定性。具有相当好的低温冲击韧性,-40℃冲击功可以达到80J以上。
在本发明所述高强度热轧带钢的成分设计中:
C,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,这也是一般钢中提高强度惯用的方法。同时在高的Mn、Cr成分体系下,C可以在较低的临界冷速下转变成成贝氏体或马氏体硬相,也能显著提高材料的抗拉强度。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会在钢中形成较多的碳化物或者贝氏体硬相组织,会降低材料的韧性和成形性能,同时也降低钢材的焊接性能,因而本发明设计C含量≤0.15%。
Si,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,因而设计Si含量≤0.50%;
Mn,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0.3%-2.0%;
Cr,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α-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所示为Cr含量在周浸试验中对相对腐蚀率的影响,图2所示为Cr含量对长周期条件腐蚀深度的影响。
由图可见,本发明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,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,本发明要求P含量≤0.03%;
S,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,因此本发明要求S含量≤0.01%以下。
Al,十分有效的脱氧元素,同时Al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Al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0.01~0.60%;
Ti,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。但在本发明中,由于可以通过工艺和Cr、Mn元素控制相变强化,Ti不作为必须的强化元素。同时过高含量添加,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≤0.15%。
Nb,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%。
V,一种强的碳化物形成元素,能够产生较强的析出强化作用。相对TiC,VC的析出温度较低,一般在500-550℃能产生较好的析出强化效果,因此在带钢采用较低温度卷取可以采用V来提高强度,但V提高强度的经济性不如Ti,同时过高含量的V,还会降低钢材的焊接韧性,因此本发明设计V含量≤0.15%。
Mo,钢中常用的合金元素,具有增加淬透性、抑制铁素体转变、细化组织、提高TiC析出强化贡献等作用,少量添加利于刚才性能的提高,但Mo是一种贵金属元素,含量过高不利于钢的经济性,因此本发明限定Mo≤0.40%。
B,具有强烈的淬透性作用,可显著抑制铁素体转变,从而得到贝氏体组织提高强度,但降低材料的塑性和加工性能,因此本发明限定B≤0.002%。
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≤0.40%。
Sb,可以作为提高耐蚀性的元素添加。但Sb也是钢中有害元素,会劣化钢的性能,尤其是低温韧性,因此本发明限定Sb含量≤0.15%。
Re稀土元素,有改善耐蚀性、提高材料韧性的作用,但Re元素在炼钢过程中的收得率较难控制,过量添加会降低钢的经济性,因此本发明限定Re含量≤0.15%。
Ca,可以与S形成球状分散分布的CaS,从而改善钢中硫化物夹杂的分布,对于改善材料的均匀腐蚀、提高材料韧性有利,一般限定Ca含量≤0.015%。
Mg,可以与O结合形成较细小的MgO,可以作为其他夹杂物的形核核心,从而利于细化夹杂物尺寸,改善夹杂物的分散分布,这亦可改善材料的均匀腐蚀、提高材料韧性。一般限定Mg含量≤0.015%。
另外,本发明所述高强度热轧带钢的成分设计中还满足:
2.5%≤2Mn+Cr≤6.0%:Mn、Cr都有提高材料淬透性的作用,使材料在较低的临界冷速下形成贝氏体或者马氏体,从而获得更高的强度。Mn对铁素体转变的抑制作用是Cr的2倍以上。经热模拟和CCT计算,在2Mn+Cr≥2.5%的条件下,钢中的自由C能在带钢卷取后自然冷却过程中转变为MA为主的贝氏体,而不是转变为碳化物,从而显著提高材料的强度。因此本发明钢一方面利用高Cr含量大幅提高了耐蚀性能,也利用高Cr对相变的影响结合工艺实现对强度的大幅提高。但是过高的Mn、Cr会显著抑制铁素体的转变,使转变时间过长,难以在带钢的层流冷却控制过程中析出足够的铁素体,因此要求2.5%≤2Mn+Cr≤6.0%。
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。
本发明所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢的制造方法,其包括如下步骤:
1)冶炼、铸造
按上述所述成分冶炼、铸造成板坯;
2)加热
将板坯进入常规热轧产线的加热炉加热或者薄板坯连铸连轧产线的均热炉均热;控制铸坯快速升温,铸坯表面从1050℃到1150℃的加热时间在15min以内;钢坯在均热段加热时间20~60min,出炉温度1180~1230℃;
3)轧制
钢坯出加热炉并定宽后进入粗轧,粗轧阶段除鳞,除鳞高压水的压力20MPa以上;粗轧出口温度低于1040℃;然后进入精轧,精轧采用多机架连轧,终轧温度820~880℃;
4)冷却
冷却采用层流冷却,两段式冷却方式;第一段冷却以≥150℃/s的冷速将带钢快冷至640~690℃;然后进入空冷状态,空冷时间7~14s;然后再进入第二段冷却,以≥60℃/s的冷速将带钢冷却至480~560℃后卷取。
优选的,步骤3)中,粗轧出口温度控制在1000~1040℃。
优选的,步骤3)精轧中,带钢厚度3mm以下,终轧温度860~880℃;带钢厚度3~5mm,终轧温度840~860℃;带钢厚度5mm以上,终轧温度820~840℃。
在本发明所述高耐候钢的制造方法中:
为减少铜脆影响,优化加热炉钢坯的升温曲线,采用高温快烧和低出炉温度工艺来抑制表面铜脆。控制表面温度在1050~1150℃区间的加热时间在15min以内,快速穿越产生铜脆的敏感温度区间。钢坯在均热段加热时间20~60min,采用较低出炉温度1180~1230℃。
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,粗轧出口温度应低于1040℃,优选为1000~1040℃。
带钢进入精轧,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,如带钢厚度3mm以下,终轧温度采用860~880℃;带钢厚度3~5mm,终轧温度采用840~860℃;带钢厚度5mm以上,终轧温度采用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,这对于本发明钢提高塑性十分重要。
由于本发明钢成分中Mn、Cr含量较高,2Mn+Cr≥2.5%,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有十分重要的作用。因此带钢在层流冷却阶段,要通过两段式冷却工艺对发明钢的组织进行精确调控。该工艺的好处是,第一段快速冷却,可以显著提高材料相变的过冷度,增加相变形核点,冷至640-690℃温度区间,是材料铁素体相变的最佳温度区间,在此温度空冷的7-14s时间里,铁素体可以大量形核相变并长大,从而得到含量更多的均匀细小的铁素体,从而能极大提高材料的塑性和成形性能。
如果材料中添加Nb、Ti等微合金元素,也可以在这个时间里大量沉淀析出,从而显著提高材料的强度。同时,在铁素体转变的过程中,铁素体相中过饱和的C元素就会向未转变的奥氏体富集,增加剩余相中C浓度。这个空冷时间控制在7-14s,时间过短会导致铁素体转变不充分,铁素体含量较少;时间过长又会导致珠光体转变的发生,材料中会形成珠光体或者碳化物,材料的强度降低。
带钢进入第二段冷却后,以≥60℃/s的冷速将带钢冷却至480~560℃,可以将带钢中未转变并富集了较高C浓度的奥氏体转变为贝氏体,而且由于C浓度的富集以及2Mn+Cr≥2.5%的较高含量,珠光体转变被抑制,贝氏体相变点显著降低,贝氏体/马氏体的临界冷速也显著降低,因此在第二段冷却以及后续卷取之后的缓冷中,会有相当含量的MA组织转变,这对材料的强度的提高有极大的贡献。
通过上述冷却工艺的控制,热轧带钢得到多边形铁素体+贝氏体(MA为主)的多相组织,组织十分细小,晶粒度在11级以上,多边形铁素体含量40~70%,贝氏体含量30~60%,并且贝氏体组织以细小块状MA为主,另有余量很少的珠光体或者碳化物(≤15%)。
由于组织中含有较多含有大量MA分布的贝氏体组织,材料兼具高强度和低屈强比,屈强强度≥550MPa,抗拉强度≥650MPa,屈强比≤0.85。本发明钢中大量的多边形铁素体含量,使材料具有很高的塑性,断裂延伸率≥20%,180°D=1t冷弯合格,因此具有很高的冷成形性能。
由于组织十分细小,晶粒度在11级以上,本发明钢具有相当好的低温冲击韧性,-40℃冲击功可以达到80J以上。
与现有技术相比,本发明的优点和有益效果是:
本发明利用C-Mn-Cu等成分以及添加较高含量的Cr,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,可以满足光伏支架等结构件的表面无涂装裸用,服役周期可长达25年以上。
利用2.5%≤2Mn+Cr≤6.0%对Cr、Mn含量的控制,并通过分段冷却工艺对材料组织进行了精确调控,实现40~70%含量的多边形铁素体和30~60%含量的贝氏体转变;同时利用铁素体转变后C元素在奥氏体中的大量富集和2Mn+Cr≥2.5%可以显著抑制珠光体并促进贝氏体/马氏体低温相变的作用,获得贝氏体组织细小分散分布的MA,从而使本发明钢具有较高的强度和很好的成形性能。
本发明在制造方法上,结合Si+2Ni≥0.10%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,优化加热炉钢坯的升温曲线,采用高温快烧和低出炉温度工艺来抑制表面铜脆,并结合粗轧段≥20MPa高压水除鳞,减少了铜脆问题的发生。
本发明钢无须额外的强化元素,利用C、Mn及较高的Cr含量,利用分段冷却工艺及2.5%≤2Mn+Cr≤6.0%设计对相变和组织调控机制,实现热轧带钢多边形铁素体+贝氏体(MA为主)的多相组织,较经济地实现了高强度和高成形性能。
本发明钢具有高强度兼具低屈强比、高塑性、高低温韧性等特点。屈服强度≥550MPa,抗拉强度≥650MPa,屈强比≤0.85,断裂延伸率≥20%,冷弯性能可以满足180°D=1t弯曲合格(D为弯曲直径,t为钢板厚度),低温冲击韧性-40℃冲击功可以达到80J以上。具有很好成形性能,可以实现复杂截面型材构件的加工。较低的屈强比,有利于减少构件辊压成型加工时的回弹,十分利于加工尺寸的稳定性。具有相当好的低温冲击韧性,可以使产品适用于更广泛的地域环境。
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的示意图;
图2为不同Cr含量钢在长周期大气曝露中的腐蚀深度的示意图;
图3为本发明实施例钢的典型组织1的金相照片;
图4为本发明实施例钢的典型组织2的金相照片;
图5为本发明实施例钢的典型组织3的金相照片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
本发明实施例的主要工艺路径为:按所述成分转炉冶炼、精炼和连铸获得板坯,加热炉加热后,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。实施例钢的化学成分参见表1,相应生产工艺参数见表2,对实施例钢进行性能检验,相关性能参见表3。
按照TB/T2375“铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验方法”,对实施例钢检测,相对Q355B腐蚀率见表3。
图3~图5所示为本发明实施例钢的金相照片。从图可见,材料的组织为多边形铁素体+贝氏体为主,铁素体含量70%(图3)到40%(图5)之间,余量为贝氏体为主的组织。贝氏体实际为一种粒状贝氏体,贝氏体组织中有大量MA分布,有少量的珠光体或者碳化物。
对比例1(Q355B)、对比例2(Q460NQR1),其成分参见表1,周浸试验腐蚀率参见表3。
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周浸实验结果比较,显示了本发明具有较低的相对腐蚀率。
Figure BDA0003695351970000131
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Claims (9)

1.一种具有高耐候性能的高强度热轧带钢,其成分重量百分比为:C:0.04~0.15%,Si≤0.50%,Mn:0.30~2.00%,Cr:1.5~4.5%,Cu:0.10~0.60%,P≤0.03%,S≤0.01%,Al:0.01~0.60%,余量包含Fe和其它不可避免的杂质;且需同时满足:2.5%≤2Mn+Cr≤6.0%。
2.如权利要求1所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢,其特征在于,还需同时满足:Si+2Ni≥0.10。
3.如权利要求1或2所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢,其特征在于,还包含Ti≤0.15%、Nb≤0.06%、V≤0.15%、Mo≤0.40%或B≤0.002%中至少一种元素。
4.如权利要求1或2或3所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢,其特征在于,还包含Ni≤0.40%、Sb≤0.15%、Re≤0.15%、Ca≤0.015%或Mg≤0.015%中至少一种元素。
5.如权利要求1~4中任何一项所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢,其特征在于,所述高强度热轧带钢的微观组织为多边形铁素体+MA为主的贝氏体的多相组织,晶粒度在11级以上,其中,多边形铁素体含量为40~70%,贝氏体含量为30~60%,并且贝氏体组织主要由细小的块状MA组成,珠光体或者碳化物含量≤15%。
6.如权利要求1~4中任何一项所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢,其特征在于,所述高强度热轧带钢相对Q355B普通结构钢的相对腐蚀速率≤30%,是Q355B普通结构钢耐候性的3倍,25年服役周期内腐蚀深度≤0.1mm;其屈服强度≥550MPa,抗拉强度≥650MPa,屈强比≤0.85,断裂延伸率≥20%,冷弯性能满足180°D=1t弯曲合格,-40℃冲击功达到80J以上。
7.如权利要求1~6任何一项所述的具有高耐候性能的高强度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或4所述成分冶炼、铸造成板坯;
2)加热
将板坯进入常规热轧产线的加热炉加热或者薄板坯连铸连轧产线的均热炉均热;控制铸坯快速升温,铸坯表面从1050℃到1150℃的加热时间在15min以内;钢坯在均热段加热时间20~60min,出炉温度1180~1230℃;
3)轧制
钢坯出加热炉并定宽后进入粗轧,粗轧阶段除鳞,除鳞高压水的压力20MPa以上;粗轧出口温度低于1040℃;然后进入精轧,精轧采用多机架连轧,终轧温度820~880℃;
4)冷却
冷却采用层流冷却,两段式冷却方式;第一段冷却以≥150℃/s的冷速将带钢快冷至640~690℃;然后进入空冷状态,空冷时间7~14s;然后再进入第二段冷却,以≥60℃/s的冷速将带钢冷却至480~560℃后卷取。
8.如权利要求7所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢的制造方法,其特征是,步骤3)中,粗轧出口温度控制在1000~1040℃。
9.如权利要求7或8所述的具有高耐候性能的高强度热轧带钢的制造方法,其特征是,步骤3)精轧中,带钢厚度3mm以下,终轧温度860~880℃;带钢厚度3~5mm,终轧温度840~860℃;带钢厚度5mm以上,终轧温度820~840℃。
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