CN116200662B - 一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法 - Google Patents

一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法，该桥梁耐候钢的化学成分按重量计为：C：0.05～0.08％，Si：0.20～0.50％，Mn：1.20～1.60％，Cu：0.20～0.40％，Cr：0.20～0.50％，Ni：0.15～0.35％，Nb：0.02～0.05％，V：0.03～0.06％，Ti：0.01～0.03％，P：0.010‑0.025％，S≤0.005％，Al：0.01～0.05％，N：0.0025～0.005％，O：0.0007～0.0021％，B:0.0005～0.0015％，其余为铁Fe以及不可避免的杂质。该桥梁耐候钢的制造方法为：转炉冶炼、炉外精炼、板坯连铸、连铸坯加热、控制轧制、控制冷却、热处理；采用低C‑中Mn‑低N‑(Cr+Ni+Cu)合金化‑(Nb+V+Ti)复合微合金化设计的成分体系，在合理调控合金成分配比的基础上，采用三阶段控轧控冷工艺+加速冷却+中高温回火的综合调控技术，开发了屈服强度高于550MPa的高性能桥梁耐候钢。

Description

一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法
技术领域
本发明属于耐候钢材设计及制造技术领域，涉及一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法，尤其涉及一种兼具低屈强比、高强度、高韧性、易焊接和高耐蚀性的TMCP+回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法。
背景技术
随着跨江大桥、跨海大桥、国际特大桥梁等一系列重大交通工程的陆续实施，开发屈服强度≥550MPa的高性能桥梁耐候钢势在必行。重大交通工程所用桥梁耐候钢不仅要求高强度、高韧性、低屈强比，而且要求耐候性好、易焊接、成本低。然而，这些要求很难同时满足，低碳当量与高强韧性、耐候性与焊接性及低屈强比在成分设计和工艺设计上相互冲突，在提高耐候性和强韧性的同时，难以实现钢板优良的焊接性和低屈强比。
对于Q550qENH及更高级别的桥梁耐候钢，目前主要采用添加Cr、Ni、Cu或Mo等合金元素，通过TMCP+回火或TMCP+调质处理工艺来兼顾钢板的高强韧性、低屈强比、易焊接性和耐候性。然而，如何通过合理的微合金化设计与优化的控轧控冷及热处理工艺相结合，开发出兼具较低成本、低屈强比、高强韧性、耐候性好、易焊接的屈服强度高于550MPa的高性能桥梁耐候钢，是目前桥梁钢开发及生产面临的关键技术难题。
发明内容
有鉴于此，本发明为了解决如何通过合理的微合金化设计与优化的控轧控冷及热处理工艺相结合，开发出兼具较低成本、低屈强比、高强韧性、耐候性好、易焊接的屈服强度高于550MPa的高性能桥梁耐候钢的问题，提供一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法。
为达到上述目的，本发明提供如下技术方案：
一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢，该桥梁耐候钢的化学成分按重量百分比(wt.％)为：C：0.05～0.08％，Si：0.20～0.50％，Mn：1.20～1.60％，Cu：0.20～0.40％，Cr：0.20～0.50％，Ni：0.15～0.35％，Nb：0.02～0.05％，V：0.03～0.06％，Ti：0.01～0.03％，P：0.010～0.025％，S≤0.005％，Al：0.01～0.05％，N：0.0025～0.005％，O：0.0007～0.0021％，B:0.0005～0.0015％，其余为铁Fe以及不可避免的杂质，且化学成分满足以下关系式：Mn/C＝18～30，Ni/Cu＝0.5～1，Q＝Ti/N+V/N＝6.0～16.0。
进一步，该桥梁耐候钢的碳当量为Ceq，其中：
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.45。有益效果：保证钢板具有优良的焊接性。
进一步，该桥梁耐候钢的焊接裂纹敏感指数为Pcm，其中：
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+V/10+Ni/60+5B≤0.20。有益效果：保证低的焊接裂纹敏感性。
进一步，该桥梁耐候钢的耐腐蚀指数为I，其中：
I＝26.01Cu+3.88Ni+1.20Cr+1.49Si+17.28P-7.29CuNi-9.1NiP-33.39Cu2≥6.4。有益效果：保证钢板良好的耐候性能。
一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢的制造方法，依次包括：转炉冶炼、炉外精炼、板坯连铸、连铸坯加热、控制轧制、控制冷却、热处理；
其中连铸坯加热工艺参数为：加热温度为1200～1250℃，加热时间为1～5小时；
控制轧制采用三阶段控制轧制工艺，其工艺参数为：第一阶段轧制工艺中开轧温度
≥1100℃，终轧温度≥1000℃，粗轧轧制3～5道次，累计压下率≥55％；第二阶段轧制工艺中开轧温度≥930℃，精轧轧制4～6道次，终轧温度≥850℃，累计压下率≥60％；第三阶段轧制工艺中累计压下率≥30％，道次压下率10～15％，终轧温度约770～800℃；
控制冷却工艺参数为：钢板轧后以15～25℃/s的冷却速度加速冷却至450～500℃，随后空冷至室温；
热处理工艺参数为：回火温度为525～575℃，回火时间t＝2.5～3.5min/mm×板厚，保温后空冷至室温获得最终所需桥梁耐候钢。
进一步，第一阶段控制轧制工艺为奥氏体再结晶区大变形量轧制，第二阶段控制轧制工艺为奥氏体未再结晶区多道次变形量轧制，第三阶段控制轧制工艺为奥氏体+铁素体两相区高温小变形量轧制。
进一步，该桥梁耐候钢屈服强度Rp0.2>570MPa，抗拉强度Rm>680MPa，均匀延伸率Agt>8.0％，断后伸长率A>20.0％，-40℃的冲击功KV2>200J，屈强比Rp0.2/Rm≤0.85，耐腐蚀指数I≥6.4，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.20，碳当量CEV≤0.45。
进一步，该桥梁耐候钢金相组织为回火态的粒状贝氏体和大量细小的多边形铁素体构成(粒状贝氏体约占25～35％，多边形铁素体约65～80％)，平均晶粒尺寸为3.5～3.9μm，有细小的纳米相存在，残余奥氏体含量忽略不计。
本发明的有益效果在于：
1、本发明所公开的回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法，采用低C-中Mn-低N-(Cr+Ni+Mo)合金化-(Nb+V+Ti)复合微合金化设计的成分体系，在保证钢材化学成分配比的基础上，与三阶段控制轧制工艺+加速冷却+中高温回火的调控技术相结合，开发了屈服强度高于550MPa的低屈强比高性能桥梁耐候钢。
2、本发明所公开的回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法，在不添加Mo和不增加合金元素含量的基础上，通过合理控制钢材化学成分配比，通过简单的控轧控冷技术获得了综合性能良好的高性能桥梁耐候钢：屈服强度Rp0.2>570MPa，抗拉强度Rm>680MPa，均匀延伸率Agt>8.0％，断后伸长率A>20.0％，-40℃的冲击功KV2>200J,屈强比Rp0.2/Rm≤0.85，耐腐蚀指数I≥6.4，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.20，碳当量CEV≤0.45。
3、本发明所公开的回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法，化学成分简单，不含昂贵的Mo元素，且Cu、Cr和Ni含量控制在较低水平，生产工艺易控，生产成本较低，效率高，适宜规模化生产，可广泛用于大跨度、高参数、全焊接结构、免涂装的桥梁建设。
4、本发明所公开的回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法，通过合理控制钢材化学成分配比(Mn/C＝18～30，Ni/Cu＝0.5～1，Q＝Ti/N+V/N＝6.0～16.0)与优化的控轧控冷工艺和热处理工艺相结合，获得了比例合理的细小多边形铁素体和粒状贝氏体组成的复相组织，保证了钢板的低屈强比。
本发明的其它优点、目标和特征在某种程度上将在随后的说明书中进行阐述，并且在某种程度上，基于对下文的考察研究对本领域技术人员而言将是显而易见的，或者可以从本发明的实践中得到教导。本发明的目标和其他优点可以通过下面的说明书来实现和获得。
附图说明
为了使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明作优选的详细描述，其中：
图1为本发明回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢的OM照片；
图2为本发明回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢的TEM像；
图3为本发明回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢的EDS能谱图。
具体实施方式
以下通过特定的具体实例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭露的内容轻易地了解本发明的其他优点与功效。本发明还可以通过另外不同的具体实施方式加以实施或应用，本说明书中的各项细节也可以基于不同观点与应用，在没有背离本发明的精神下进行各种修饰或改变。需要说明的是，以下实施例中所提供的图示仅以示意方式说明本发明的基本构想，在不冲突的情况下，以下实施例及实施例中的特征可以相互组合。
如图1～3所示的一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢，该桥梁耐候钢的化学成分按重量百分比(wt.％)为：C：0.05～0.08％，Si：0.20～0.50％，Mn：1.20～1.60％，Cu：0.20～0.40％，Cr：0.20～0.50％，Ni：0.15～0.35％，Nb：0.02～0.05％，V：0.03～0.06％，Ti：0.01～0.03％，P：0.010～0.025％，S≤0.005％，Al：0.01～0.05％，N：0.0025～0.005％，O：0.0007～0.0021％，B:0.0005～0.0015％，其余为铁Fe以及不可避免的杂质，且化学成分满足以下关系式：Mn/C＝18～30，Ni/Cu＝0.5～1，Q＝Ti/N+V/N＝6.0～16.0。
钢材化学成分配比关系及其调控原理：
Mn/C＝18～30，保证钢板晶粒细小和低温韧性。
Ni/Cu＝0.5～1，防止铜脆产生，改善浇注、热轧及热裂纹敏感性。
Q＝Ti/N+V/N＝6.0～16.0，保证形成细小的TiN和(Ti,V)C粒子，提高钢板的焊接性能和低温韧性。
该桥梁耐候钢的碳当量为Ceq，其中：Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.45，保证钢板具有优良的焊接性。
该桥梁耐候钢的焊接裂纹敏感指数为Pcm，其中：
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+V/10+Ni/60+5B≤0.20，保证低的焊接裂纹敏感性。
该桥梁耐候钢的耐腐蚀指数为I，其中：
I＝26.01Cu+3.88Ni+1.20Cr+1.49Si+17.28P-7.29CuNi-9.1NiP-33.39Cu2≥6.4，保证钢板良好的耐候性能。
各元素的作用及配比依据如下：
C：提高钢的淬透性，具有强烈的固溶强化作用，可显著提高钢的强度；同时C与Ti结合形成TiC，TiC具有抑制奥氏体再结晶从而细化相变后组织以及沉淀强化作用。碳含量低于0.05％时，不利于保证钢的淬透性和强度，碳含量高于0.08％，钢的塑韧性、加工性能和焊接性能有所恶化。因此，本发明中碳含量的范围0.05～0.08％。
Si：适量的硅可以提高钢的强度，提高致密性与锈层阻抗，减轻电化学腐蚀反映，提高耐蚀性。但当硅含量过高时，会使焊接热影响区硬相M-A组元增加，低温韧性恶化。因此，本发明中硅含量的范围为0.20～0.50％。
Mn：显著提高钢的淬透性，扩大奥氏体相区，降低相变点而细化铁素体晶粒，具有一定的固溶强化作用，是一种重要的强韧化元素。但是Mn含量较高时，其在铸坯中的偏析倾向增加，钢的回火脆性敏感性增大，另外，对焊接性能不利。因此，本发明中锰含量的范围为1.20％～1.60％。
Cr：显著改善钢的钝化能力，提高耐大气腐蚀性能；铬促进中温转变贝氏体的形成，有利于提高钢种M/A岛的数量，对降低屈强比有利。但过高的铬不但增加了钢板的制造成本，而且对韧性和焊接性能不利。因此，本发明中铬含量的范围为0.20～0.50％。
Ni：提高强度同时能改善韧性，并显著提高淬透性，可有效阻止铜的热脆引起的热裂；另外，镍可促使锈层结晶颗粒细化，促进γ-FeOOH转变为α-FeOOH稳定相，增加钢的耐大气腐蚀能力。但过高的Ni会提高氧化皮的粘附性，压入钢中会在表面形成热轧缺陷，此外，不利于焊接性能。因此，本发明中Ni含量的范围为0.15～0.35％。
Cu：具有一定的固溶和沉淀强化作用，显著提高钢的耐大气腐蚀性能，当铜含量超过0.50％塑性和焊接性能显著降低，且热轧时易发生网裂。本发明中铜含量的范围为0.20～0.40％。
Nb：具有较强细化相变后组织的作用。通过固溶铌及形变诱导析出Nb(C,N)对奥氏体再结晶强烈抑制作用，获得具有高缺陷密度的未再结晶奥氏体，提高后续相变率并细化相变后组织。此外，固溶于奥氏体中的铌提高淬透性比较显著。本发明中铌含量的范围为0.02～0.05％。
V：固溶钒能够明显提高钢的淬透性，适量的V与C、N结合，形成大量弥散分布的V(C,N)粒子，可作为异质形核点，在焊接热影响区促进块状/针状铁素体在晶内和晶界形核，细化组织，抑制粗大粒状贝氏体，提高低温韧性，此外，经回火形成的V(C,N)或VC粒子可提高母材强度。但V含量过高，损害钢板低温韧性、延伸率和焊接性。因此，本发明中钒含量的范围为0.03～0.06％。
Ti：对钢进行微钛处理后，形成的TiN、Ti(C,N)可有效抑制轧前均热和焊接热影响区原始奥氏体晶粒的粗化，提高低温韧性，有利于改善钢的焊接性能。过少的钛不利于发挥其所述作用，其含量不宜低于0.01％，过多的钛易形成大量的TiN夹杂，降低低温韧性，其含量不宜超过0.03％。因此，本发明中钛含量的范围为0.01～0.03％。
Al：钢中的主要脱氧元素，微量的Al可以减少夹杂物含量，并细化晶粒，提高冲击韧性；但含量过高会导致Al的氧化物夹杂增多，不利于钢的纯净度，进而影响钢的焊接性及耐候性。本发明中Al含量的控制范围为0.01～0.05％。
P：钢中有害元素，增加钢的冷脆性，使焊接性能变坏，实践证明，提高磷含量，可有效提高钢的耐蚀性，但是较高的磷含量会降低钢的韧性，因此，磷含量控制在0.010-0.025％。
S：硫是钢中非金属夹杂物的主要形成元素，显著降低塑韧性和焊接性能，此外，由于铜的晶界偏析及CuS(或Cu2S)析出引起钢坯及轧材表面开裂，硫在钢中的含量越低越好。因此，本发明中硫的含量分别控制在≤0.005％的范围内。
N：控制适当的氮含量，促进TiN和V(C,N)粒子的析出。纳米级TiN粒子在焊接热影响区钉扎奥氏体晶界，抑制原奥氏体晶粒的长大，细化组织，提高韧性。V(C,N)粒子在TiN上复合形成的亚微米级的(Ti,V)(C,N)粒子，可作为异质形核核心，在焊接热影响区促进块状/针状铁素体在晶内和晶界形核，细化晶粒，提高低温韧性。当N含量过高，降低钢的韧性和焊接性能，因此，本发明中氮含量控制在0.0025～0.005％。
O:钢中控制一定数量的氧含量，目的在于冶金过程中，形成一定数量弥散分布的Ti2O3析出相，这些细小的析出相有助于提高焊接接头的力学性能，提高钢的焊接性能，但其含量不能过高，否则，会损害冲击韧性。因此，本发明中氧含量控制在0.0007-0.0021％。
B：加入微量B强烈提高淬透性，抑制珠光体的形成，促进贝氏体的生成，但对其它性能影响很小或无影响，在一定程度上可代替Ni、Cr和Mo，过高的B含量易导致硼脆，降低钢的韧性，故将B的含量限定在0.0005-0.0015％。
该回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢的制造方法，依次包括：转炉冶炼、炉外精炼、板坯连铸、连铸坯加热、控制轧制、控制冷却、热处理。
其中连铸坯加热工艺参数为：加热温度为1200～1250℃，加热时间为1～5小时。
控制轧制采用三阶段控制轧制工艺，其工艺参数为：第一阶段控制轧制工艺为奥氏体再结晶区大变形量轧制，其中开轧温度≥1100℃，终轧温度≥1000℃，粗轧轧制3～5道次，累计压下率≥55％；第二阶段控制轧制工艺为奥氏体未再结晶区多道次轧制，其中开轧温度≥930℃，精轧轧制4～6道次，终轧温度≥850℃，累计压下率≥60％；第三阶段轧制工艺控制轧制工艺为奥氏体+铁素体两相区高温小变形量轧制，其中累计压下率≥30％，道次压下率10～15％，终轧温度约770～800℃。
控制冷却工艺参数为：钢板轧后以15～25℃/s的冷却速度加速冷却至450～500℃，随后空冷至室温。
热处理工艺参数为：回火温度为525～575℃，回火时间t＝2.5～3.5min/mm×板厚，保温后空冷至室温获得最终所需桥梁耐候钢。
通过上述制造方法生产的桥梁耐候钢，屈服强度Rp0.2>570MPa，抗拉强度Rm>680MPa，均匀延伸率Agt>8.0％，断后伸长率A>20.0％，-40℃的冲击功KV2>200J，屈强比Rp0.2/Rm≤0.85，耐腐蚀指数I≥6.4，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.20，碳当量CEV≤0.45；该桥梁耐候钢金相组织为回火态的粒状贝氏体和大量细小的多边形铁素体构成，(粒状贝氏体约占25～35％，多边形铁素体约65～80％)，平均晶粒尺寸为3.5～3.9μm，有一定细小的纳米相存在，残余奥氏体含量可忽略。
实施例1～4以及对比例1～3所采用钢的熔炼化学成分按照质量百分比见表1：
表1
试样编号 C Si Mn Al Ni Cr Cu Nb Ti V O B N
实施例1 0.057 0.35 1.50 0.025 0.30 0.40 0.35 0.045 0.016 0.030 0.0015 0.0007 0.0032
实施例2 0.070 0.30 1.30 0.022 0.32 0.44 0.35 0.037 0.025 0.050 0.0019 0.0009 0.0035
实施例3 0.068 0.33 1.38 0.026 0.26 0.37 0.32 0.038 0.020 0.052 0.0011 0.0012 0.0042
实施例4 0.064 0.36 1.32 0.025 0.21 0.34 0.38 0.040 0.017 0.032 0.0020 0.0009 0.0038
对比例1 0.069 0.35 1.40 0.021 0.34 0.46 0.40 0.031 0.017 0.043 0.0021 0.0010 0.0040
对比例2 0.072 0.26 1.45 0.026 0.31 0.42 0.38 0.036 0.018 0.019 0.0023 0.0008 0.0045
对比例3 0.080 0.27 1.48 0.025 0.30 0.50 0.26 0.041 0.015 0.037 0.0018 0.0013 0.0041
实施例1：
S1：采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1230℃，保温2h；
S2：采用如下三阶段轧制方案，第一段的粗轧开轧温度1180℃，三道次轧制，累计压下率60％，第二阶段的精轧开轧温度950℃，四道次轧制，累计压下率75％，第三阶段：奥氏体+铁素体两相区轧制，三道次轧制，累计压下率35％，终轧温度为790℃，轧后喷水冷却至490℃，然后空冷至室温。随后将钢板在570℃保温回火45min，空冷至室温。
实施例2：
S1：采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1240℃，保温2h；
S2：采用如下三阶段轧制方案，第一段的粗轧开轧温度1190℃，三道次轧制，累计压下率65％，第二阶段的精轧开轧温度960℃，五道次轧制，累计压下率80％，第三阶段：奥氏体+铁素体两相区轧制，三道次轧制，累计压下率32％，终轧温度为770℃，轧后喷水冷却至470℃，然后空冷至室温。随后将钢板在540℃保温回火70min，空冷至室温。
实施例3：
S1：采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1220℃，保温2h；
S2：采用如下三阶段轧制方案，第一段的粗轧开轧温度1180℃，三道次轧制，累计压下率68％，第二阶段的精轧开轧温度940℃，四道次轧制，累计压下率87％，第三阶段：奥氏体+铁素体两相区轧制，三道次轧制，累计压下率36％，终轧温度为780℃，轧后喷水冷却至475℃，然后空冷至室温。随后将钢板在550℃保温回火60min，空冷至室温。
实施例4：
S1：采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1230℃，保温2h；
S2：采用如下三阶段轧制方案，第一段的粗轧开轧温度1178℃，三道次轧制，累计压下率67％，第二阶段的精轧开轧温度960℃，四道次轧制，累计压下率82％，第三阶段：奥氏体+铁素体两相区轧制，三道次轧制，累计压下率30％，终轧温度为780℃，轧后喷水冷却至490℃，然后空冷至室温。随后将钢板在560℃保温回火55min，空冷至室温。
对比例1：
S1：采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1220℃，保温2h；
S2：采用如下三阶段轧制方案，第一段的粗轧开轧温度1130℃，累计压下率65％，第二阶段的精轧开轧温度950℃，四道次轧制，累计压下率78％，第三阶段：奥氏体+铁素体两相区轧制，三道次轧制，累计压下率33％，终轧温度为780℃，轧后缓冷(5℃/s)至480℃，然后空冷至室温。随后将钢板在450℃保温回火60min，空冷至室温。
对比例2：
S1：采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1210℃，保温2h；
S2：采用如下两阶段轧制方案，第一段的粗轧开轧温度1160℃，累计压下率70％，第二阶段的精轧开轧温度940℃，终轧温度820℃，累计压下率75％，轧后喷水冷却至480℃，然后空冷至室温。随后将钢板在470℃保温回火60min，空冷至室温。
对比例3：
S1：采用真空感应炉冶炼150kg化学成分组成如表1所示的钢水，然后进行浇注，该钢锭开坯并热锻成断面120mm×120mm的钢坯，将钢坯加热至1240℃，保温2h；
S2：采用如下三阶段轧制方案，第一段的粗轧开轧温度1170℃，累计压下率67％，第二阶段的精轧开轧温度940℃，四道次轧制，累计压下率78％，第三阶段：奥氏体+铁素体两相区轧制，三道次轧制，累计压下率35％，终轧温度为740℃，轧后喷水冷却至470℃，然后空冷至室温。随后将钢板在550℃保温回火60min，空冷至室温。
实施例1～4以及对比例1～3采用表1熔炼化学成分钢的力学性能对比见表2：
表2
由表可以看出，实施例1、实施例2、实施例3和实施例4的屈服强度在589～621MPa，抗拉强度在707～739MPa，最大力总延伸率均高于9％，断后伸长率均不低于20％，-40℃的平均冲击功均在240～260J，屈强比均不高于0.85，表明采用本专利提出的独特的化学成分设计及其元素配比调控思路，与三阶段控轧控冷技术+加速冷却+中高温回火的综合调控技术相结合，可获得优良强韧性、强塑性匹配好、低屈强比、耐候性好、优良焊接性能的桥梁耐候钢板。然而，对比例1采用了合理的成分设计与三阶段控制轧制相结合，但轧后冷却速度太小，致使轧后相变不充分，晶粒尺寸较大，因此，其屈服强度较低，约556MPa，-40℃的平均冲击性能不高，约139J。对比例2采用了两阶段控制轧制+控制冷却工艺，对比例3采用了三阶段控制轧制工艺，但其终轧温度太低，由于对比例2和对比例3的轧制工艺均不合理，导致软相铁素体和硬相贝氏体的尺寸、分布和比例不能实现合适配比，使得其屈服强度偏低，冲击性能较差，影响了钢板的综合力学性能，因此，不能应用于屈服强度高于500MPa级的桥梁耐候钢建设。
表3为本发明实施例钢和对比钢的碳当量、冷裂纹敏感指数和耐腐蚀指数。
表3
由表可知，实施例1～实施例4中各钢板的碳当量≤0.45、冷裂纹敏感指数Pcm≤0.20、耐腐蚀指数I≥6.4，表明这些钢均具有较好的焊接性能、较低的焊接裂纹敏感指数和良好的耐大气腐蚀性能。而对比例1～对比例3中，相关钢板的碳当量和焊接裂纹敏感指数超出了临界值，表明其焊接性能可能较差。
最后说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (6)

1.一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢，其特征在于，所述桥梁耐候钢的化学成分按重量百分比(wt.％)为：C：0.05～0.08％，Si：0.20～0.50％，Mn：1.20～1.60％，Cu：0.20～0.40％，Cr：0.20～0.50％，Ni：0.15～0.35％，Nb：0.02～0.05％，V：0.03～0.06％，Ti：0.01～0.03％，P：0.010-0.025％，S≤0.005％，Al：0.01～0.05％，N：0.0025～0.005％，O：0.0007～0.0021％，B:0.0005～0.0015％，其余为铁Fe以及不可避免的杂质，且化学成分满足以下关系式：Mn/C＝18～30，Ni/Cu＝0.5～1，Q＝Ti/N+V/N＝6.0～16.0；所制备桥梁耐候钢屈服强度Rp0.2>570MPa，抗拉强度Rm>680MPa，均匀延伸率Agt>8.0％，断后伸长率A>20.0％，-40℃的冲击功KV2>200J，屈强比Rp0.2/Rm≤0.85，耐腐蚀指数I≥6.4，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.20，碳当量CEV≤0.45；桥梁耐候钢金相组织为回火态的粒状贝氏体和大量细小的多边形铁素体构成，其中粒状贝氏体含量占25～35％，多边形铁素体含量占65～80％，平均晶粒尺寸为3.5～3.9μm，有细小的纳米相存在，残余奥氏体含量忽略不计。
2.如权利要求1所述的回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢，其特征在于，所述桥梁耐候钢的碳当量为Ceq，其中：Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.45。
3.如权利要求1所述的回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢，其特征在于，所述桥梁耐候钢的焊接裂纹敏感指数为Pcm，其中：Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+V/10+Ni/60+5B≤0.20。
4.如权利要求1所述的回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢，其特征在于，桥梁耐候钢的耐腐蚀指数为I，其中：I＝26.01Cu+3.88Ni+1.20Cr+1.49Si+17.28P-7.29CuNi-9.1NiP-33.39Cu2≥6.4。
5.如权利要求1～4任一项所述的一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢的制造方法，其特征在于，依次包括：转炉冶炼、炉外精炼、板坯连铸、连铸坯加热、控制轧制、控制冷却、热处理；
其中连铸坯加热工艺参数为：加热温度为1200～1250℃，加热时间为1～5小时；
控制轧制采用三阶段控制轧制工艺，其工艺参数为：第一阶段控制轧制工艺中开轧温度≥1100℃，终轧温度≥1000℃，粗轧轧制3～5道次，累计压下率≥55％；第二阶段控制轧制工艺中开轧温度≥930℃，精轧轧制4～6道次，终轧温度≥850℃，累计压下率≥60％；第三阶段控制轧制工艺中累计压下率≥30％，道次压下率10～15％，终轧温度770～800℃；
控制冷却工艺参数为：钢板轧后以15～25℃/s的冷却速度加速冷却至450～500℃，随后空冷至室温；
热处理工艺参数为：回火温度为525～575℃，回火时间t＝2.5～3.5min/mm×板厚，保温后空冷至室温获得最终所需桥梁耐候钢。
6.如权利要求5所述的回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢的制造方法，其特征在于，所述第一阶段控制轧制工艺为奥氏体再结晶区大变形量轧制，第二阶段控制轧制工艺为奥氏体未再结晶区多道次变形量轧制，第三阶段控制轧制工艺为奥氏体+铁素体两相区高温小变形量轧制。
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