CN117327998A

CN117327998A - 一种e级耐候钢材及其制备方法和应用

Info

Publication number: CN117327998A
Application number: CN202311177878.8A
Authority: CN
Inventors: 王青峰; 胡兵; 刘日平; 王秋鸣; 何江里; 赵丽洋; 杨啸雨; 唐宇灿; 邱俊; 王伟
Original assignee: Yanshan University
Current assignee: Yanshan University
Priority date: 2023-09-13
Filing date: 2023-09-13
Publication date: 2024-01-02

Abstract

本发明涉及合金钢技术领域，提供了一种E级耐候钢材及其制备方法和应用，本发明所述E级耐候钢材通过限定各化学元素含量，并提出创新性的技术要求，精准调控部分关键元素之间的添加量，以发挥元素配比对本发明大热输入耐候钢大热输入焊接性能、力学性能、耐候性等综合性能的关键调控作用，得到了可满足100J/cm热输入焊接的屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥540MPa，延伸率≥19％，‑40℃KV₂≥120J，耐腐蚀指数I≥6.5的高效易焊E级耐候钢材。

Description

一种E级耐候钢材及其制备方法和应用

技术领域

本发明属于合金钢技术领域，具体涉及一种E级耐候钢材及其制备方法和应用。

背景技术

近年来，各类钢结构建筑及桥梁的建造带动了对钢材的需求，对钢的性能也提出了更高的标准，不但需要其具有较高的强度、韧性、合理的屈强比和优良的焊接性能，还要求钢材减少对环境的污染，即钢材具有一定的耐腐蚀性，可抵御空气中腐蚀介质的锈蚀。高性能的420MPa级耐候钢的开发在一定程度上满足了工程中对钢材力学性能及腐蚀性能的需求，但钢结构的拼装、组合普遍采用传统单丝气体保护焊、埋弧焊的焊接方法，以15～45KJ/cm的焊接热输入工艺施焊，焊接效率低，人工成本高，工程周期长。若采用多丝气体保护焊、双丝埋弧焊、气电立焊等焊接工艺，使热输入达到100KJ/cm，可使焊接效率提高2～5倍以上，可明显降低工程的预算和周期。但传统耐候钢由于Si、Cu、Cr等合金元素的加入，在经历大热输入(≥50KJ/cm)焊接时，冷却速度的降低，焊接热影响区普遍出现侧板条铁素体、粗大的粒状贝氏体和硬脆相M/A，接头强度及低温韧性降低明显，无法满足工程标准要求，难实现钢材高效率焊接和良好力学性能的兼顾。

为改善大热输入对低合金钢热影响区强韧性劣化的影响，国内外已经进行了广泛的研究，国外以日本为代表，经精细调控钢铁冶金反应以实现钢中微纳夹杂/析出物优化控制，促进IGF形成，现已发展了新日铁HTUFF的Mg/Ca氧硫化物技术、JFEEWEL的调控B、N、O、Ca等合金元素的技术，但钢冶炼复杂、周期性长，钢中夹杂物数量及尺度难以保证，大颗粒夹杂物也可能成为裂纹萌生点，使低温韧性稳定性降低。有些专家也提出了微合金化手段，其主要是从控制“固相反应”而不是“液相反应”这一新的角度，通过合理调控钢中Nb、V、Ti、B、N等微合金元素的添加，抑制原奥组织的粗化，促进针状铁素体形核，进而改善热影响区的强韧性。对于耐候钢而言，需要添加Si、Cu、Cr、Ni等合金元素来保证耐候性，但上述合金加入对耐候钢大热输入焊接后热影响区的相变温度、微观组织、粒子的析出行为及形核均产生影响，在采用微合金化手段改善低温韧性时，应精准调控微合金元素的添加量及配比，以满足耐候钢的大热输入焊接性能、耐腐蚀性能、良好强度及低温韧性的兼顾。为了实现上述的目的，众多学者已进行了如下有益探索。

中国专利CN106574316公开了一种大热输入焊接用钢板的制造方法，该发明钢板的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥570MPa，延伸率≥16％，在高于200KJ/cm热输入焊接时，热影响区韧脆转变温度在-40℃以下。但该专利Si含量仅为0.01～0.1％，可能造成钢板氧含量偏高，Ca的加入可能降低低Si引起的钢板含氧量提高，但Ca易于Mn、S等夹杂物复合，尤其是在大热输入焊接时，Ca通过熔化母材过渡到焊缝，液体熔池停留时间较长，夹杂物上浮过程中复合长大时间延长，易出现≥3μm的大夹杂物的残留，使热影响区裂纹敏感性提高，低温韧性降低；该专利利用Cu、Ni为主要合金来提高耐腐蚀性，在大热输入焊接时，熔合比增加熔化的母材过渡到焊缝，大量的Cu、Ni等使焊接熔池流动性降低，引起焊缝冶金质量问题，也可能降低焊缝的性能。

中国专利CN101845602公开了一种高性能耐候建筑结构用钢及其制造方法，可满足≥40mm的厚板大线能量焊接。但该专利中Ti含量仅有0.007～0.013％，而Als和Ca的含量分别为0.035～0.065％和0.001～0.005％，Al和Ca含量的增加，可弥补Ti含量低引起的脱氧问题，但Al和Ca可形成高熔点的复合夹杂物，且尺寸偏大，钢板的裂纹敏感性较高，且Al、Ca等复合夹杂物的形核能力有限，而Ti、N与Nb、V等形成复合的析出粒子数量有限，而且尺寸可能难以达到临界形核尺寸(≥0.2μm)，在大热输入焊接时，形核位点数量少，微观组织中针状铁素体比例较少，不利于大热输入焊接热影响区的韧性。

中国专利CN103451561公开了一种可大热输入量焊接的耐候钢板及其生产方法，在大热输入焊接时-20℃满足高于47J的冲击功，而-40℃低温韧性并未做明确说明，低温韧性与微观组织密切相关，该专利主要是利用Ti、B、N等复合析出粒子促进针状铁素体形成来改善韧性，但Ti、B的析出粒子与铁素体的晶格错配度较高，形核能力有限，造成焊缝针状铁素体数量有限，随着冲击温度的降低，裂纹敏感性提高，-40℃冲击功可能不满足要求。另外该成分中Si、Mn含量仅为0.1以下和0.40～0.80％，在大热输入焊接时，热影响区组织粗化，细晶强化作用减弱，Si、Mn的固溶强化效果有限，势必使热影响区强度降低明显，对整个构件安全造成隐患。

可见，现有专利总结出的可满足420MPa级耐候钢大热输入焊接的钢板成分，对多元合金化成分设计及调控的研究还不够深入，导致其在大热输入焊接时，在强度、低温韧性、耐腐蚀性能方面仍存在诸多缺陷，难以实现综合性能的兼顾，亟待寻求新的合金化手段，以满足耐候钢的大热输入焊接。

发明内容

本发明的目的在于提供一种E级耐候钢材及其制备方法和应用，本发明提供的E级耐候钢材屈服强度不小于420MPa，并且可满足100KJ/cm的大热输入焊接。

为了实现上述目的，本发明提供了如下技术方案：

本发明提供了一种E级耐候钢材，包括以下质量百分含量的元素：Mn1.3～1.4％、Cr 0.35～0.55％、Ni 0.3～0.4％、Cu 0.25～0.45％、Si 0.2～0.4％、Mo0.09～0.12％、C0.038～0.058％、V 0.020～0.035％、Alt 0.015～0.034％、Ti0.013～0.017％、N 0.004～0.008％、Mg 0.003～0.007％、O 0.002～0.003％、La0.001～0.003％、B 0.0004～0.0008％、Nb 0～0.014％、P 0～0.013％、S 0～0.008％，余量为Fe和不可避免杂质；

所述E级耐候钢材的各元素质量百分含量满足下述条件：1.0≤M≤1.50，所述M＝[27(％B)+(％Ni)+5(％Mo)+2(％Mn)]/[(％Cr)+3(％Cu)+5(％Si)]；0.235≤T≤0.310，所述T＝7.80(％Ti)+4.94(％V)+0.06(％B)+0.14(％C)+0.08(％N)；

所述E级耐候钢材的耐大气腐蚀指数I≥6.5，所述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。

优选地，所述E级耐候钢材的屈服强度R_eL≥420MPa，抗拉强度R_m≥540MPa。

优选地，所述E级耐候钢材在焊接热输入为100kJ/cm时的焊接热影响区冲击功-40℃KV₂≥60J。

优选地，所述E级耐候钢材在焊接热输入为100kJ/cm时的焊接热影响区的异质形核粒子中，(Ti,B,V)(C,N)复合析出粒子的数量密度为6.14×10⁴～7.28×10⁴个/mm³，铁素体异质形核数量比≥75％。

本发明还提供了上述技术方案所述E级耐候钢材的制备方法，包括以下步骤：

按照上述技术方案所述E级耐候钢材的元素配比依次进行熔炼和浇铸，得到铸态合金坯；

将所述铸态合金坯依次进行热处理和轧制，得到所述所述E级耐候钢材。

优选地，所述热处理的温度为1150～1280℃，保温时间≥3h。

优选地，所述轧制包括依次进行的第一轧制和第二轧制；所述第一轧制的温度为1050～1150℃；所述第二轧制的温度为740～840℃。

优选地，所述热处理后还包括除磷；所述除磷的方式为采用高压水除磷。

优选地，所述轧制后还包括冷却；所述冷却包括依次进行的水冷和空冷。

本发明还提供了上述技术方案所述的E级耐候钢材或上述技术方案所述制备方法制备得到的E级耐候钢材在制备焊接结构件中的应用。

本发明提供了一种E级耐候钢材，包括以下质量百分含量的元素：Mn1.3～1.4％、Cr 0.35～0.55％、Ni 0.3～0.4％、Cu 0.25～0.45％、Si 0.2～0.4％、Mo0.09～0.12％、C0.038～0.058％、V 0.020～0.035％、Alt 0.015～0.034％、Ti0.013～0.017％、N 0.004～0.008％、Mg 0.003～0.007％、O 0.002～0.003％、La0.001～0.003％、B 0.0004～0.0008％、Nb 0～0.014％、P 0～0.013％、S 0～0.008％，余量为Fe和不可避免杂质；所述E级耐候钢材的各元素质量百分含量满足下述条件：1.0≤M≤1.50，所述M＝[27(％B)+(％Ni)+5(％Mo)+2(％Mn)]/[(％Cr)+3(％Cu)+5(％Si)]；0.235≤T≤0.310，所述T＝7.80(％Ti)+4.94(％V)+0.06(％B)+0.14(％C)+0.08(％N)；所述E级耐候钢材的耐大气腐蚀指数I≥6.5，所述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。本发明通过限定各化学元素含量，并提出创新性的技术要求，精准调控部分关键元素之间的添加量，以发挥元素配比对本发明大热输入耐候钢大热输入焊接性能、力学性能、耐候性等综合性能的关键调控作用，得到了可满足100J/cm热输入焊接的屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥540MPa，延伸率≥19％，-40℃KV₂≥120J，耐腐蚀指数I≥6.5的高效易焊E级耐候钢材。同时本发明所述E级耐候钢材可满足双丝埋弧焊、多丝气保护焊、气电立焊等多种高效焊接方法的焊接，在100kJ/cm热输入时其热影响区-40℃KV₂≥60J，焊接效率是传统焊接方法的2～5倍以上，并且由于耐候性元素的添加，本发明提供的E级耐候钢材可用于无涂装高层建筑结构、桥梁结构，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产，降低制造成本，缩短工期，满足环保、高效的生产要求。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为大热输入双丝埋弧焊焊接示意图；

图2为本发明提供的E级耐候钢材及对比例提供的对比合金钢材的母材显微组织对照图，其中，(a)为实施例1所述E级耐候钢材的母材组织，(b)为实施例5所述E级耐候钢材的母材组织，(c)为对比例1所述对比合金钢材的母材组织，(d)为对比例4所述对比合金钢材的母材组织；

图3为本发明提供的E级耐候钢材及对比例提供的对比合金钢材在焊接热输入100kJ/cm下的热影响区显微组织对照图，其中，(a)～(c)分别为实施例2、4和10所述E级耐候钢材的热影响区组织，(d)～(h)为对比例1～5所述对比合金钢材的热影响区金相组织；

图4为本发明实施例2提供的E级耐候钢材及对比例2提供的对比合金钢材在焊接热输入100kJ/cm下的热影响区析出粒子观察对照图及析出粒子分析能谱。

具体实施方式

所述E级耐候钢材的各元素质量百分含量满足下述条件：1.0≤M≤1.50，所述M＝[27(％B)+(％Ni)+5(％Mo)+2(％Mn)]/[(％Cr)+3(％Cu)+5(％Si)]；0.235≤T≤0.310，所述T＝7.80(％Ti)+4.94(％V)+0.06(％B)+0.14(％C)+0.08(％N)；1.0≤M≤1.50；

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Mn 1.3～1.4％，优选为1.32～1.48％。在本发明中，Mn作为合金元素在钢板中具有提高强度和改善韧性的作用，同时还能扩大奥氏体相区，降低Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度以及细化铁素体晶粒。本发明将Mn的含量控制在上述范围内，能够防止过多Mn元素会增加钢板内部偏析程度，降低钢板力学性能的均匀性和低温韧性，同时防止过多Mn元素增加钢板的淬硬性，影响钢板大线能量焊接，导致钢板屈强比升高。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Cr 0.35～0.55％，优选为0.4～0.5％。在本发明中，由于Cr可在钢板表面形成致密的氧化物，具有提高刚才耐大气腐蚀能力和耐候性能的作用。本发明将Cr的含量控制在上述范围，防止Cr含量过高在对钢材组织中形成侧板条铁素体，降低钢材的焊接性能。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Ni 0.3～0.4％，优选为0.32～0.38％。在本发明中，Ni元素的加入能够促进形成稳定的绣层，能够改善钢材的低温韧性，使基体和焊接热影响区的低温韧性大幅度提高，并可有有效阻止Cu的热脆引起的网裂，同时也具有提高钢材耐候性的作用。本发明将Ni的含量控制在上述范围，能够减少钢材的制备成本。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Cu 0.25～0.45％，优选为0.3～0.4％。在本发明中，Cu具有提高钢材耐候性能的作用，同时Cr和Cu复合添加能够进一步提高抗大气腐蚀效果和提高抵抗工业大气或者海洋大气腐蚀性能的作用。本发明将Cu的含量控制在上述范围，一方面防止Cu含量过高会使连铸坯产生脆性裂纹，影响钢板质量；另一方面防止Cu含量过高增加焊接冷裂纹敏感性，降低钢板的可焊接性。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Si 0.2～0.4％，优选为0.25～0.35％。在本发明中，Si具有促进钢水脱氧并能提高钢板强度的作用。本发明将Si的含量控制在上述范围，是基于炼钢过程的经济型和可操作性，同时防止Si含量过高会损害钢板的低温韧性和焊接性，尤其在大线能量焊接条件下，Si不仅促进M-A岛形成，且形成的M-A岛尺寸大，分布不均匀，Si含量过高严重损害焊接热影响区的低温韧性。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Mo 0.09～0.12％，优选为0.1～0.11％。在本发明中，Mo在钢板制备和大热输入焊接过程中发挥细化晶粒的作用，提高了钢板及焊接热影响区的强度和韧性，另一方面，耐候钢中添加少量的Mo元素，还可以在腐蚀过程中形成钼酸盐，提高耐候钢的耐腐蚀性能。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括C 0.038～0.058％，优选为0.04～0.05％。在本发明中，C元素是合金钢中不可缺少的元素，直接影响钢材的强度、低温韧性以及焊接性能。本发明将C的含量控制在上述范围，能够防止C含量过高会恶化焊接性，增加冷裂倾向，同时防止C含量过低(<0.02％)会造成钢材强度的降低而且不利于钢材轧制。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括V 0.020～0.035％，优选为0.03～0.034％。在本发明中。V元素的添加可以在钢材中形成V(C,N)和复合的(V,Ti)(C,N)，V(C,N)会在铁素体/贝氏体中析出，提高钢材的强度，同时在大热输入焊接过程中析出的V(C,N)，(V,Ti)(C,N)可以作为针状铁素体的形核质点，促进形核，细化晶粒。本发明将V的含量控制在上述范围，防止V添加过少(低于0.01％)，析出的V(C,N)太少，不能有效提高钢板的强度；同时防止V添加量过多(高于0.10％)，损害钢板低温韧性、延伸率和焊接性。在本发明中，随着钢材厚度的添加，V的含量可适当取靠近上限值。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Alt 0.015～0.034％，优选为0.02～0.03％。在本发明中，钢材中的Als能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，促进铁素体在焊接冷却循环中析出(先期析出的AlN可作为铁素体的形核位置，细化HAZ的显微组织)，改善大线能量焊接HAZ的低温冲击韧性。本发明将Alt的含量控制在上述范围，防止钢材中加入过量的Als会在钢中形成大量弥散的针状Al₂O₃夹杂物，损害钢板低温冲击韧性和焊接性。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Ti 0.013～0.017％，优选为0.014～0.016％。在本发明中，Ti与N结合生成高温稳定性较高的TiN粒子，能抑制奥氏体的长大(温度≤1350℃)，细化晶粒，具有改善钢板及其HAZ区的低温韧性，从而提高焊接性能的作用。本发明将Ti的含量控制在上述范围，防止Ti含量过高形成颗粒较大的Ti的复合粒子，引起HAZ区韧性的降低。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括N 0.004～0.008％，优选为0.005～0.007％。在本发明中，添加的V、Ti，与N形成TiN和VN颗粒，TiN能够防止钢坯在加热保温过程中的奥氏体的长大从而细化铁素体晶粒尺寸，提高钢的强度和塑性；VN可以作为大热输入焊接过程中铁素体的形核质点，促进针状铁素体的形成，细化晶粒，提高焊接热影响区的韧性。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Mg 0.003～0.007％，优选为0.004～0.006％。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括O 0.002～0.003％，优选为0.0022～0.0028％。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括La 0.001～0.003％，优选为0.0015～0.0025％。

在本发明中，通过添加Mg、La和O元素，在炼钢过程中形成细小的含有Mg氧化物及La氧化物的夹杂，在相变前纳米级的夹杂物可钉扎原奥晶界，而亚微米级的夹杂物也可明显促进铁素体的异质形核，具有进一步增加组织中针状铁素体的含量的作用。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括B 0.0004～0.0008％，优选为0.0005～0.0007％。在本发明中，B存在两方面的作用，固溶一定量的B提高钢的淬透性，防止大热输入焊接热影响区的过度软化，固溶的B同时可以偏聚在晶界，抑制原奥晶界的长大，另一方面析出的B与N可形成BN粒子，发挥铁素体异质形核位点的作用。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括Nb 0～0.014％，优选为0～0.01％。在本发明中，Nb主要是发挥提高钢板强度的作用，在钢板轧制过程中Nb以Nb(C,N)粒子的形式析出，发挥析出强化的作用。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括P 0～0.013％，优选为0～0.01％。在本发明中，P元素可以提高钢的耐大气腐蚀性能，将P的含量控制在上述范围，能够防止磷含量过低导致耐候性难以保证，同时能够避免磷含量过高恶化母材和焊接接头的低温韧性，特别避免焊接过程中，母材中的磷过度到焊缝中，形成共晶体，导致焊接接头冲击功降低。

以质量百分含量计，本发明所述E级耐候钢材包括S 0～0.008％，优选为0～0.005％。在本发明中，S作为钢中有害夹杂对钢板的低温韧性(尤其横向低温韧性)、耐候性损害很大，更重要的是，S在钢中与M结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的横向低温冲击韧性、Z向性能和焊接性能，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素，考虑到炼钢条件、炼钢成本，将S含量控制在上述范围。

在本发明中，所述E级耐候钢材的各元素质量百分含量满足下述条件：1.0≤M≤1.50；所述M＝[27(％B)+(％Ni)+5(％Mo)+2(％Mn)]/[(％Cr)+3(％Cu)+5(％Si)]；0.235≤T≤0.310，；所述T＝7.80(％Ti)+4.94(％V)+0.06(％B)+0.14(％C)+0.08(％N)。

在本发明中，在100KJ/cm大热输入焊接时，M/A等硬相因为Cr、Cu、Si元素的加入数量明显增加，并发生粗化，使热影响区裂纹敏感性较高，降低低温韧性。所述M设定在上述范围，通过调控B、Ni、Mi、Mn与Cr、Cu、Si元素的添加量，使热影响区的硬相M/A弥散细化，裂纹敏感性降低，进而改善冲击韧性。

在本发明中，所述T设定在上述范围，在100KJ/cm大热输入焊接时，调控(Ti,B,V)(C,N)的粒子析出，并满足具有形核作用的0.1～1.6μm的析出粒子在6.14×10⁴～7.28×10⁴个/mm³之间，提高了热影响区针状铁素体的形核，其数量达到75％以上，使大角度晶界数量提高，低温韧性改善。

在本发明中，所述E级耐候钢材的耐大气腐蚀指数I≥6.5；所述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。

在本发明中，通过调控Cu、Ni、Cr和Si四种主元成分(脆性元素P以外)，所述I设定在上述范围，以确保本发明的耐候钢在典型大气条件下百年寿命周期腐蚀减薄量不超过1mm。

在本发明中，所述E级耐候钢材的屈服强度R_eL优选≥420MPa，更优选为450～550MPa；抗拉强度R_m优选≥540MPa，更优选为570～650MPa。

在本发明中，所述E级耐候钢材在焊接热输入为100kJ/cm时的焊接热影响区冲击功-40℃KV₂优选≥60J，更优选为60～180J，最优选为65～160J。

在本发明中，所述E级耐候钢材在焊接热输入为100kJ/cm时的焊接热影响区的异质形核粒子中，(Ti,B,V)(C,N)复合析出粒子的数量密度优选为6.14×10⁴～7.28×10⁴个/mm³，更优选为6.85×10⁴～7.28×10⁴个/mm³；铁素体异质形核数量比优选≥75％，更优选≥80％。

本发明通过限定各化学元素含量，并提出创新性的技术要求，精准调控部分关键元素之间的添加量，以发挥元素配比对本发明大热输入耐候钢大热输入焊接性能、力学性能、耐候性等综合性能的关键调控作用，得到了可满足100J/cm热输入焊接的屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥540MPa，延伸率≥19％，-40℃KV₂≥120J，耐腐蚀指数I≥6.5的高效易焊E级耐候钢材。同时本发明所述E级耐候钢材可满足双丝埋弧焊、多丝气保护焊、气电立焊等多种高效焊接方法的焊接，在100kJ/cm热输入时其热影响区-40℃KV₂≥60J，焊接效率是传统焊接方法的2～5倍以上，并且由于耐候性元素的添加，本发明提供的E级耐候钢材可用于无涂装高层建筑结构、桥梁结构，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产，降低制造成本，缩短工期，满足环保、高效的生产要求。

本发明按照上述技术方案所述E级耐候钢材的元素配比依次进行熔炼和浇铸，得到铸态合金坯。

本发明对所述熔炼和浇铸的方式没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的方式即可。

得到所述铸态合金坯后，本发明将所述铸态合金坯依次进行热处理和轧制，得到所述所述E级耐候钢材。

在本发明中，所述热处理的温度优选为1150～1280℃，更优选为1180～1250℃；所述保温时间优选≥3h，更优选为3～6h。

在本发明中，设置上述热处理温度范围目的在于使钢坯加热到完全奥氏体化温度。

在本发明中，所述热处理后还优选包括除磷；所述除磷的方式优选为采用高压水除磷；本发明对所述高压水除磷的过程没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的方式即可。

在本发明中，所述轧制优选包括依次进行的第一轧制和第二轧制；所述第一轧制的温度优选为1050～1150℃，更优选为1080～1130℃；所述第二轧制的温度优选为740～840℃，更优选为760～820℃。

在本发明中，所述第一轧制的温度为奥氏体再结晶区的轧制温度，所述第二轧制的温度为奥氏体非再结晶区的轧制温度，第一阶段轧制目的是细化奥氏体晶粒，第二阶段轧制目的是提供高密度的铁素体形核位点。

在本发明中，所述轧制后还优选包括冷却；所述冷却优选包括依次进行的水冷和空冷；所述水冷的速率优选为10～20℃/s，更优选为10～15℃/s；所述水冷后钢材的温度为480～630℃，更优选为480～600℃；本发明对所述空冷的过程没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的方式即可。

本发明提供的制备方法限定了热机械轧制的工艺参数，包括热处理温度、两步轧制温度、冷速以及停冷温度，其目的是使耐候钢母材形成适度细化的多相复合组织，以满足420MPa级耐候钢的力学性能要求。

在本发明中，所述焊接构件的焊接方法优选包括双丝埋弧焊、多丝气体保护焊或气电立焊。

为了进一步说明本发明，下面结合附图和实施例对本发明提供的E级耐候钢材及其制备方法和应用进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1～10及对比例1～5

在125kg真空感应炉中炼制本发明实施例钢10炉和对比例钢5炉，其中本发明实施例钢的元素配比符合本发明的限定要求。将实施例钢和对比例钢按照一定的元素组分配比元素配比依次进行熔炼和浇铸，得到铸态合金坯；在1150-1280℃保温3h以上，使其完全奥氏体化，出炉后采用高压水除磷；采取两阶段轧制，第一阶段轧制温度控制在1050-1150℃之间，轧制4-7道次，累计下压量≥60％；第二阶段轧制温度为740-840℃，轧制4-8道次，累计下压量≥75％；在冷却工序中，轧制完成后直接进入快速冷却水装置，按照10-20℃/s冷速冷却到480-630℃之间出水空冷至室温，最终轧制成24mm的板材。实施例及对比例的具体轧制工艺见下表1。

表1实施例1～10及对比例1～5的轧制参数

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)》对实施例1～10及对比例1～5提供的钢材进行成分检测，检测结果见表2。

表2实施例1～10及对比例1～5提供钢材的化学成分检测数据(质量百分含量wt.％)

对实施例1～10及对比例1～5提供的钢材进行取样，按照GB/T 13239标准在板厚的1/2处，取横纵向拉伸试样，并完成强度检测。按照GB/T 229标准沿着轧制方向在板厚的1/2处取冲击试样，共测试三个试样，并取平均值。基本力学性能测试结果见表3。

表3实施例1～10及对比例1～5提供钢材的力学性能数据

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由表2和表3可见，按照本发明技术方案要求生产的实施例1～10和对比例11～15均具有优良的强韧性，可满足屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥540MPa，屈强比在0.84以下，延伸率≥20％，母材-40℃下低温冲击功均高于120J，可完全满足E级钢的力学性能要求。同时按照化学成分计算的耐候指数I均满足不低于6.5。

对实施例及对比例提供的钢材进行了微观组织观察，由图2可见，相比于对比例的钢材，本发明提供的E级耐候钢材具有粒状贝氏体、针状铁素体及块状铁素体的混合组织，可保证钢板具有优良的强韧性及塑性，同时更有利于控制钢板的屈强比。

取实施例1～10及对比例1～5提供的钢材，按照表4和表5的坡口形式、焊接工艺参数、焊接取样方案，进行100KJ/cm的双丝埋弧焊焊接试验，焊接示意图如图1，并对熔合线外1mm及2mm进行力学性能检测，焊接试验结果见表6。

表4100KJ/cm热输入焊接试验参数

表5焊接熔敷简图及焊接工艺参数、焊接取样方案

表6实施例1～10及对比例1～5提供钢材大热输入焊接下的热影响区-40℃低温韧性

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由表6可见，实施例1～10熔合线外1mm及2mm热影响区的的-40℃冲击性能均能达到60J以上，而对比例的11～15的热影响区区冲击性能则普遍偏低，结合成分配比及热影响区的微观组织(图3)对热影响区的低温韧性差异性做如下分析。

实施例1-10各化学成分满足本发明要求，且满足1.0≤M≤1.50，0.235≤T≤0.31。上述两个调控关系式限制了合金元素的配比，一方面限制在大热输入焊接时，生成的M/A硬脆相的数量和尺度，另一方面限定了具有异质形核作用的亚微米级析出粒子的尺度及数量，上述两方面的限定，保证了在100KJ/cm热输入条件下，热影响区M/A尺寸细小，且微观组织中针状铁素体比例达到了75％以上，使1～10实施例的冲击性能可达到-40℃KV₂≥60J。

对比例1、3、4、5均可满足化学调控关系系1.0≤M≤1.50，但调控关系式T仅为0.19、0.13、0.09、0.13。虽然通过Si、Mn、Ni等合金元素的调控作用，使该成分的母材达到了420MPa级耐候钢强度级别，且具有优良的低温韧性。但在经历100KJ/cm大热输入焊接后，热影响区的低温冲击韧性降低非常明显，其微观组织中以大量的粒状贝氏体为主，一般认为粒状贝氏体和针状铁素体的形成温度均在中温转变区间400～600℃，粒状贝氏体在晶界处形核，而针状铁素体在晶内夹杂物或析出物上异质形核，大量文献已经证实针状铁素体可以提供良好的强韧性的组合，上述的4个对比例韧性差的主要原因是组织中对韧性有利的如针状铁素体占比较少，这主要是因为合金元素配比的不合理，使其在大热输入焊接后的缓慢冷却过程中，析出粒子数量较少，或析出粒子无法满足形核的尺寸要求，导致在中温转变区间形成大量的粒状贝氏体，使其低温韧性降低明显。

对比例2的化学调控关系式分别满足1.0≤M≤1.50，0.235≤T≤0.310，与其他的对比例相比，其-40℃低温韧性有一定的改善，但其V含量仅为0.015％，N含量仅为0.0038％，在大热输入焊接冷却过程中，因为V的溶解度较高，优先析出的粒子为Ti(C,N)的粒子，随着冷却温度降至900℃左右，V(C,N)开始析出，并富集在Ti的析出粒子表明，形成Ti,V(C,N)的复合析出粒子，而与单独的Ti(C,N)相比，富V的Ti,V(C,N)与铁素体的错配度更低，可降低铁素体形核的界面能，更利于形核。但对于例2的V和N的含量偏低，在冷却过程中，部分析出形成Ti,V(C,N)的复合析出粒子，作为铁素体的形核位点。而组织中大部分析出仍然以Ti(C,N)的析出粒子为主，其形核能力较弱，造成对比例2中针状铁素体数量偏低，虽然低温韧性有所改善，但仍不能满足大热输入焊接对热影响区的低温韧性要求。

由图3可见，相比于对比例所述钢材的焊接热影响区，本发明的E级耐候钢焊接热影响区具有大量的针状铁素体和块状铁素体，可明显提高微观组织中大角度晶界的比例，提高裂纹扩展的阻力，改善热影响区的韧性。

由图4可见，相比于对比例所述钢材焊接热影响区的成分为Ti(C,N)的亚微米级析出粒子，本发明的E级耐候钢材焊接热影响区的析出粒子为亚微米级的富V(Ti,V)(C,N)粒子，析出粒子富V可降低与铁素体的错配度，提高铁素体异质形核能力，提高热影响区中铁素体异质形核的含量。

尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例，人们还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。

Claims

1.一种E级耐候钢材，其特征在于，包括以下质量百分含量的元素：Mn1.3～1.4％、Cr0.35～0.55％、Ni 0.3～0.4％、Cu 0.25～0.45％、Si 0.2～0.4％、Mo0.09～0.12％、C0.038～0.058％、V 0.020～0.035％、Alt 0.015～0.034％、Ti0.013～0.017％、N 0.004～0.008％、Mg 0.003～0.007％、O 0.002～0.003％、La0.001～0.003％、B 0.0004～0.0008％、Nb 0～0.014％、P 0～0.013％、S 0～0.008％，余量为Fe和不可避免杂质；

2.根据权利要求1所述的E级耐候钢材，其特征在于，所述E级耐候钢材的屈服强度R_eL≥420MPa，抗拉强度R_m≥540MPa。

3.根据权利要求1所述的E级耐候钢材，其特征在于，所述E级耐候钢材在焊接热输入为100kJ/cm时的焊接热影响区冲击功-40℃KV₂≥60J。

4.根据权利要求1所述的E级耐候钢材，其特征在于，所述E级耐候钢材在焊接热输入为100kJ/cm时的焊接热影响区的异质形核粒子中，(Ti,B,V)(C,N)复合析出粒子的数量密度为6.14×10⁴～7.28×10⁴个/mm³，铁素体异质形核数量比≥75％。

5.权利要求1～4任一项所述E级耐候钢材的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述热处理的温度为1150～1280℃，保温时间≥3h。

7.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述轧制包括依次进行的第一轧制和第二轧制；所述第一轧制的温度为1050～1150℃；所述第二轧制的温度为740～840℃。

8.根据权利要求5或6所述的制备方法，其特征在于，所述热处理后还包括除磷；所述除磷的方式为采用高压水除磷。

9.根据权利要求5或7所述的制备方法，其特征在于，所述轧制后还包括冷却；所述冷却包括依次进行的水冷和空冷。

10.权利要求1～4任一项所述的E级耐候钢材或权利要求5～9任一项所述制备方法制备得到的E级耐候钢材在制备焊接结构件中的应用。