WO2023241666A1 - 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
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Abstract
本发明提供了一种热轧带钢及其制造方法。其中热轧带钢的成分以质量百分比计为：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％，余量为Fe和其它不可避免杂质；且，2.5％≤2Mn+Cr≤6.0％，计算时代入相应元素在所述热轧带钢中的质量百分比。本发明的热轧带钢显示了优异的耐大气腐蚀性能和力学性能，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
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。
目前，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中。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。这些钢结构的表面可以直接裸用，或者对其表面进行轻涂装后使用，可以实现非常高的耐候性能，从而能够替代一些传统钢的表面防腐工艺，如预镀锌、锌铝镁、后镀锌等。采用耐大气腐蚀钢不但能减少金属涂镀工艺带来的能耗、污染问题，也能提高钢结构服役寿命、减少后期防腐维护成本。
现有技术中有涉及高强度耐候钢的方案，例如：
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元素含量至0.07～0.12％以及提高Cr元素含量至0.30～1.25％，使锈层表面形成富P和富Cr层，从而使锈层稳定致密，以提高结构钢的耐候性能。该钢的组织为铁素体和珠光体，其中珠光体的体积含量在5～25％之间。但是对于结构钢来说，P是钢中的杂质元素，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服役安全性。
中国专利CN202010116991.5公开了一种高强度耐候钢，主要应用于铁路车辆，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实现达到高强度与高耐候性的问题。该钢主要含有以下成分：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％，Sb 0.0～0.09％。这种钢采用近全铁素体组织，钢中珠光体的含量仅在2％以下。钢的屈服强度为636～710MPa，抗拉强度为698～775MPa。该发明通过Nb、Ti复合析出强化获得了较高强度。但该方案的缺点在于钢中Cr的含量较低，在0.51％以下，因此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是钢中的有害元素，会劣化钢的性能，尤其是低温韧性。同时由于Sb的熔点较低，冶炼后的收得率很难控制，因此该方案难以实际应用。
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，其中含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。
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，该钢的屈服强度达到450MPa级别，其主要成分为锰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％。这种钢具有均匀的针状铁素体+贝氏体组织，能实现以低成本生产具有高强度、低屈强比、高耐候以及优异低温韧性的耐候钢。但该方案的制造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，该钢的耐候性仍是普通水平。
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，本发明的热轧带钢的腐蚀速率为Q355B普通结构钢的30％以下，相对普通耐候钢(例如Q450NQR1钢)耐候性能也提高一倍以上。本发明的带钢的腐蚀速率具有随时间快速衰减的特点，在一般服役环境下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。因此，本发明的热轧带钢可以实现复杂截面型材构件的加工，并且能够取代后镀锌防腐保护，可在表面无涂装的情况下裸用于护栏、桅杆塔架、光伏等支撑支架结构件。
本发明通过优化热轧带钢的化学成分以实现上述技术目的。具体地，本发明中热轧带钢的成分设计采用1.5～4.5％高Cr含量，促使热轧带钢在使用时表面形成均匀致密锈层。Cr能在较薄的锈层内快速富集，其在锈层与基体界面位置的浓度能在12％以上，以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(本发明的热轧带钢服役环境是GB/T 19292.1-2018中规定的C1-C3腐蚀等级)。另一方面，利用C、Mn及高Cr成分设计，使热轧带钢具有多边形铁素体+含有MA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，使本发明的钢具有高强度和高加工成形性能。
具体地，上述热轧带钢的成分以质量百分比计为：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％，余量为Fe和其它不可避免的杂质；且同时满足：2.5％≤2Mn+Cr≤6.0％，计算时代入相应元素在所述热轧带钢中的质量百分比。例如，当钢中Mn的含量为0.10％时，代入数值0.10％进行计算。
优选地，所述热轧带钢还包含Ni，且所述热轧带钢的成分满足：Ni≤0.40％，且Si+2Ni≥0.10％，可以减少铜脆的影响，计算时代入相应元素在所述热轧带钢中的质量百分比。
优选地，本发明的热轧带钢还包含选自如下中的至少一种：Ti≤0.15％，Nb≤0.06％，V≤0.15％，Mo≤0.40％，B≤0.002％可以进一步提高强度。
优选地，上述成分还还包含选自如下中的至少一种：Sb≤0.15％，Re≤0.15％，Ca≤0.015％，Mg≤0.015％。以此进一步提高耐蚀性。
优选地，本发明的热轧带钢的微观组织为多边形铁素体+含有MA的贝氏体的多相组织，铁素体的晶粒度在9级以上，优选11级以上，其中，多边形铁素体含量为40～70％，贝氏体含量为20-60％优选30～60％，
并且贝氏体组织中含有细小的块状MA，MA占贝氏体组织的30％以上，优选30-50％。此外，微观组织中珠光体或者碳化物含量≤15％。如无特殊说明，本发明中钢显微组织的含量均指体积分数。
优选地，本发明的热轧带钢的屈服强度≥550MPa，优选在650MPa以上，抗拉强度≥650MPa，优选在800MPa以上，屈强比≤0.85，优选在0.80以下，断裂延伸率≥20％，优选在23％以上，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，优选在95J以上。
优选地，本发明的热轧带钢具有非常好的耐候性能，其腐蚀速率为Q355B钢的30％以下，即耐候性是Q355B的3倍以上，以及是普通耐候钢(例如Q450NQR1钢)的2倍以上。此外，本发明的热轧带钢的腐蚀速率随腐蚀深度的增加而快速减小，模拟腐蚀试验结果显示其25年的腐蚀深度≤0.1mm。
本发明的热轧带钢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(冷弯性能采用GB/T 232-2010标准进行评价，其中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。
在本发明所述的高强度热轧带钢的设计中，各元素的作用如下：
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，这也是钢中提高强度惯用的方法。当钢中具有高的Mn、Cr含量的情况下，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，本发明中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，不仅会降低材料的韧性和成形性能，也会降低钢材的焊接性能，因此，本发明中C含量≤0.15％。如无特殊说明，本发明的热轧带钢中元素的含量均指质量分数。
Si，钢中常用的脱氧元素，对钢也具有固溶强化作用。Si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红铁皮缺陷，严重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。因而本发明中Si含量≤0.50％，优选0.08％≤Si≤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，从而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为贝氏体，导致材料的塑性和冷成形性能下降。所以本发明中Mn含量0.3％-2.0％。
Cr，提高钢板耐候性能的重要元素。提高耐候钢的耐候性的主要机理如下：一方面，通过添加耐蚀性元素提高基体的腐蚀电位，以通过提高电化学阻抗来降低腐蚀速率。另一方面，Cr通过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。当钢中Cr含量超过1.5％时，在Cr与Cu等元素的综合作用下，可在基体表面形成均匀致密的锈层，较高的Cr含量配合Cu等元素的作用，使锈层中的α-FeOOH非常细小，有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，随着锈层厚度增加，Cr在锈层前沿富集，使锈层中Cr的浓度迅速增加，在锈层厚度达到0.1mm之前，在锈层与基体界面位置的Cr浓度可以达到12％以上。当Cr富集浓度达到12％以上时，本发明的热轧带钢会产生类似不锈钢的效应，即腐蚀前沿锈层与基体界面处的腐蚀电位非常高，加上致密锈层低腐蚀介质的阻隔作用，使带钢表面的电化学阻抗十分高，腐蚀反应基本中断。但基体中Cr含量不宜过高，随着基体中Cr含量增加，基体的腐蚀电位会提高，如Cr含量超过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浓度及腐蚀环境造成化学阻抗变得不均匀，会提高腐蚀前沿的腐蚀电位差，加剧原电池效应，从而使抑制腐蚀的效果变差。在这种情况下，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减小，不能达到在长期使用时提升耐候性的效果。因此，本发明中Cr含量在1.5～4.5％，优选为2.00～3.50％。
参见图1、图2。图1显示了周浸试验中，钢中Cr含量对热轧带钢的
相对腐蚀率的影响；图2显示了钢中Cr含量对热轧带钢的长周期腐蚀深度的影响。
由图2可见，本发明的热轧带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可以在0.1mm以下，例如当钢中Cr含量为2％时。而当钢中Cr的含量为5％更高时，其25年的腐蚀深度模拟推测值约0.12mm，耐腐蚀性反而下降。
另外，Cr也是增加钢淬透性的元素，较高的Cr含量，可以使钢材在较低的空冷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等元素的强化作用，进一步提高了钢强度。
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，含Cu较多的带钢在热轧过程中容易在表面形成铜脆网裂和翘皮缺陷，恶化钢的表面质量。同时Cu也是贵重元素，出于上述原因考虑，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耐蚀元素添加，其能够促进表面保护性锈层的形成，从而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。基于同样的原理，P对钢的焊接性能也十分不利。因此本发明不采用高P含量的耐大气腐蚀钢，而要尽量降低钢中P的含量，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、冷成形性能等都有不利影响。在本发明的钢中S含量≤0.01％。
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含量不利于顺利浇注，容易堵塞水口，所以本发明要求钢中Al含量为0.01～0.60％；
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，从而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。同时以过高含量添加时，Ti的析出强化作用会逐渐减弱，并开始影响钢的低温韧性。因此本发明中Ti含量≤0.15％，优选在0.05％以上，0.10％以下。
Nb也是一种强的氮碳化物形成元素，也可形成NbC、Nb(CN)碳化物粒子作为第二相析出，产生析出强化作用。但Nb的成本远高于Ti，因此，与Ti相比，通过添加Nb以提高强度不经济。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。因此本发明中Nb含量≤0.06％。
V是一种强的碳化物形成元素，能够产生较强的析出强化作用。与TiC相比，VC的析出温度更低，一般在500-550℃之间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时可以通过添加V来提高强度。但V提高强度的经济性不如Ti，同时若V的含量过高，还会降低钢材的焊接韧性。因此，本发明中V含量≤0.15％。
Mo是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。在钢中少量添加利于钢材性能的提高。但Mo是贵金属元素，含量过高不利于生产经济性。因此本发明中Mo≤0.40％。
B具有强烈的提升淬透性的作用，可显著抑制铁素体转变，从而得到贝氏体组织以提高钢强度。但B含量过高会降低材料的塑性和加工性能。因此本发明中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的价格十分昂贵，过多添加会大幅提高材料的合金成本。因此本发明中计Ni含量≤0.40％，优选0.05-0.25％。
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元素在冶炼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，对于改善材料的腐蚀均匀性、提高材料韧性有利。但钢中Ca的含量过多会导致钙的氧化物夹杂物增多，因此本发明中限定Ca含量≤0.015％。
Mg可以与O结合形成较细小的MgO作为其他夹杂物的形核核心，从而细化夹杂物尺寸，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。但钢中Mg的含量过多会导致氧化物夹杂增多，因此本发明中限定Mg含量≤0.015％。
另外，本发明的高强度热轧带钢的成分设计还需要满足：
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含有MA的贝氏体组织，而不是转变为碳化物，从而显著提高材料的强度。因此，本发明的钢一方面利用高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。综合以上考虑，在本发明中2.5％≤2Mn+Cr≤6.0％。优选地，3.2％≤2Mn+Cr≤5.0％。
优选地，本发明的热轧带钢的成分满足Si+2Ni≥0.10％。Cu易在带钢表面形成铜脆缺陷，而Si、Ni都具有改善铜脆缺陷的作用，它们可以相互补充。与Si相比，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％以上时即可起到改善铜脆缺陷的效果。因此，本发明的热轧带钢可以含有Si、Ni元素中的一种或两种。当钢中Si≤0.50％，Ni≤0.40％且Si+2Ni≥0.10％时，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，使铜脆问题能较经济地处于可控状态。优选地，Si+2Ni≥0.4％。
本发明的另一方面提供了一种上述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钢水，然后铸造成板坯；
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；对板坯进行快速升温，使板坯表面从1050℃到1150℃的加热时间在15min以内；钢坯在均热段加热时间为20～60min，出炉温度为1180～1230℃；
3)轧制
板坯出加热炉并定宽后进行粗轧，粗轧阶段除鳞，除鳞高压水的压力在15MPa以上，优选20MPa以上；粗轧出口温度为1040℃以下；然后对粗轧后的带钢进行精轧，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，配合两段式冷却；第一段冷却以150-350℃/s的冷速将带钢快冷至640～690℃；然后进行空冷，空冷时间为7～14s；然后再进入第二段冷却，以60-300℃/s的冷速将带钢冷却至480～560℃后卷取。
优选的，步骤3)中，粗轧出口温度为1000～1040℃。
优选的，步骤3)精轧中，当成品热轧带钢厚度在3mm以下时，终轧温度为860～880℃；成品热轧带钢厚度为3～5mm时，终轧温度为840～860℃；成品热轧带钢厚度在5mm以上时，终轧温度为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，本发明的制造方法优化了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行粗轧，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。由实际生产证实，15MPa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改善效果。因此，在本发明的制造工艺中，要求除鳞高压水的压力在15MPa以
上。
此外，为减少表面铜脆的发生，粗轧出口温度应在1040℃以下，优选为1000～1040℃。
粗轧后的带钢进入精轧，采用多机架连轧工艺，根据轧制带钢的厚度不同，控制终轧温度在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，如当成品热轧带钢在厚度3mm以下时，终轧温度采用860～880℃；当成品热轧带钢厚度在3～5mm之间时，终轧温度为840～860℃；当成品热轧带钢厚度在5mm以上时，终轧温度为820～840℃。控制终轧温度的目的是为了增加轧制形变能，促进带钢层流冷却后的细晶铁素体转变，这对于本发明钢提高塑性十分重要。
由于本发明的钢成分中Mn、Cr含量较高，2Mn+Cr≥2.5％，会抑制铁素体的相变，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，本发明的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。两段式冷却工艺的好处是，通过第一段快速冷却，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，这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，能极大提高材料的塑性和成形性能。
如果材料中添加Nb、Ti了等微合金元素，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。第一段冷却中空冷时间控制在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，优选60-300℃/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的富集以及较高的Mn、Cr含量，导致珠光体转变被抑制，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，会产生相当含量的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占贝氏体组织的30％以上)的多相组织，其中铁素体组织十分细小，晶粒度在9级以上。优选地，本发明的热轧带钢中多边形铁素体的含量为40～70％，贝氏体含量为20-60％优选30～60％，并且贝氏体组织中含有大量细小块状MA(MA占贝氏体组织的30％以上，例如30-50％)，另有余量很少的珠光体或者碳化物(珠光体含量+碳化物含量≤15％)。
由于钢的显微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，具体地，屈强强度≥550MPa，抗拉强度≥650MPa，屈强比≤0.85。本发明的钢具有高的多边形铁素体含量，使材料具有很高的塑性，因此断裂延伸率≥20％，180°D＝1t冷弯合格，具有很高的冷成形性能。
由于铁素体组织十分细小，晶粒度在9级以上，甚至可以在11级以上。因此，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，本发明的技术方案具有以下优势：
首先，本发明利用C-Mn-Cu等成分以及添加较高含量的Cr，促使本发明的热轧带钢在大气中使用时，表面形成均匀致密锈层，并能在≤0.1mm的较薄的锈层与带钢基体的界面位置，使Cr浓度快速富集至12％以上。通过均匀致密的锈层和锈层中Cr富集带来的高Cr浓度，实现带钢基体表面腐蚀电位和电化学阻抗的显著提高，阻碍表面腐蚀继续发生，从而使本发明的热轧带钢具有超高的耐大气腐蚀性能。分别对Q355B钢和本发明的热轧带钢进行周浸试验，结果显示，本发明的热轧带钢的腐蚀速率为Q355B钢的30％以下，既其耐候性是普通结构钢Q355B的3倍以上，是普通耐候钢(Q450NQR1)的2倍以上；且其在大气中的腐蚀速率随带钢表面腐蚀深度增加而快速衰减。本发明的带钢模拟25年腐蚀的结果显示其在大气中25年的腐蚀深度≤0.1mm。因此，本发明的热轧带钢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。
其次，本发明通过对钢中Cr、Mn含量的控制(2.5％≤2Mn+Cr≤6.0％)，并通过分段冷却工艺对材料组织进行了精确调控，使获得的热轧带钢具有40～70％含量的多边形铁素体和20～60％优选30-60％含量的贝
氏体。同时利用铁素体转变后C元素在奥氏体中的大量富集以及控制2Mn+Cr≥2.5％，可以显著抑制珠光体并促进贝氏体/马氏体产生，利用贝氏体/马氏体的低温相变的作用，获得以细小分散分布的含有大量MA的贝氏体组织(MA占贝氏体组织的30％以上)，从而使本发明钢具有较高的强度和很好的成形性能。
本发明中优选满足Si+2Ni≥0.10％，由此获得了材料设计经济性、材料表面质量与铜脆问题之间的平衡。
同时本发明的制造方法优化了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≥15MPa，优选≥20MPa的高压水除鳞，减少了铜脆问题的发生。
本发明的钢无须额外添加强化元素，仅利用C、Mn及较高的Cr含量，及控制2.5％≤2Mn+Cr≤6.0％，配合分段冷却工艺以对钢的相变和组织调控机制，使热轧带钢具有多边形铁素体+贝氏体(MA占贝氏体组织的30％以上)的多相组织，可以较经济地实现钢的高强度和高成形性能。本发明的钢具有高强度、低屈强比、高塑性、高低温韧性的特点。具体地，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。其中较低的屈强比，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。此外，本发明的热轧带钢具有相当好的低温冲击韧性，使产品适用性广。
图1显示了试验热轧带钢中不同Cr含量对周浸试验相对腐蚀速率的影响；
图2显示了具有不同Cr含量的试验热轧带钢在长周期大气曝露中的腐蚀深度；
图3为本发明实施例13的热轧带钢的显微组织照片；
图4为本发明实施例5的热轧带钢的显微组织照片；
图5为本发明实施例2的热扎带钢的显微组织照片。
下面结合实施例和附图对本发明的技术方案做进一步说明。
制造本发明实施例1-14的热轧带钢的主要工艺如下：
1)根据表1所示的化学成分进行转炉冶炼、精炼，然后进行连铸，获得钢坯。
2)钢坯经加热炉加热。加热过程中，对板坯进行升温，使板坯表面从1050℃到1150℃的加热时间在15min以内；板坯在均热段加热时间为20～60min，出炉温度为1180～1230℃
3)对钢坯进行粗轧除鳞、侧压定宽、粗轧、飞剪、精轧除鳞、精轧，获得带钢。其中，粗轧阶段采用压力在15MPa以上优选20MPa以上的高压水除鳞；粗轧出口温度为1040℃以下；然后对粗轧后的带钢进行精轧，精轧采用多机架连轧，终轧温度为820～880℃。
4)带钢精轧后进行层流冷却和卷取，获得本发明的热轧带钢。冷却采用层流冷却，配合两段式冷却；第一段冷却以≥150℃/s，优选150-350℃/s的冷速将带钢快冷至640～690℃；然后进行空冷，空冷时间为7～14s；然后再进入第二段冷却，以≥60℃/s，优选60-300℃/s的冷速将带钢冷却至480～560℃后卷取。
实施例1-14采用的具体生产工艺参数列在表2中。按上述步骤1-4获得热轧带钢后，对热轧带钢进行性能检验，具体的带钢性能参见表3。表3中还记载了实施例1-14的显微组织。表3中提供了钢中铁素体和贝氏体的含量，显微组织的余量为少量珠光体和/或碳化物。
按照TB/T2375“铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验方法”测试实施例1-14的热轧带钢以及对比例1-2的钢的耐腐蚀性能，表3中的“相对腐蚀速率”为实施例1-14中的热轧带钢以及Q450NQR1钢相对Q345B钢的腐蚀速率。
实施例1-14的热轧带钢的屈服强度、抗拉强度、断裂延伸率按照GB/T 228.1-2021“金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法”进行测试，冷弯性能按照GB/T 232-2010“金属材料弯曲试验方法”进行测试。
实施例1-14中铁素体晶粒度按照GB/T 6394-2017“金属平均晶粒度
测定方法”进行测量。
图3～图5分别示出为本发明实施例13、5、2的热轧带钢的金相照片。从图3-5可见，本发明实施例13、5、2的热轧带钢的金相组织以多边形铁素体+贝氏体为主，其中铁素体含量在70％(图3)至40％(图5)之间，余量为以贝氏体为主的组织，贝氏体在钢中的占比为20～60％。本发明中的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，具体地，MA占贝氏体组织的30％以上，通常是30-50％。此外，热轧带钢中还有少量的珠光体或者碳化物。
在本发明中，以现有的Q355B钢和Q450NQR1钢作为对比例。对比例1(Q355B)以及对比例2(Q450NQR1)的成分也列在表1中。
从表3的结果可以看出，本发明的热轧带钢显示出优良的耐蚀性能。
Claims (9)
- 一种热轧带钢，以质量百分比计包含如下成分：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％，余量为Fe和其它不可避免的杂质；且同时满足：2.5％≤2Mn+Cr≤6.0％，计算时代入相应元素在所述热轧带钢中的质量百分比。
- 如权利要求1所述的热轧带钢，其特征在于，所述热轧带钢还包含Ni，且所述热轧带钢的成分满足：Ni≤0.40％，且Si+2Ni≥0.10％，计算时代入相应元素在所述热轧带钢中的质量百分比。
- 如权利要求1或2所述的热轧带钢，其特征在于，所述热轧带钢还包含选自如下中的至少一种：Ti≤0.15％，Nb≤0.06％，V≤0.15％，Mo≤0.40％，B≤0.002％。
- 如权利要求1-3中任一项所述的热轧带钢，其特征在于，所述热轧带钢还包含选自如下中的至少一种：还Sb≤0.15％、Re≤0.15％、Ca≤0.015％或Mg≤0.015％。
- 如权利要求1-4中任一项所述的热轧带钢，其特征在于，所述热轧带钢的微观组织为多边形铁素体+含有MA的贝氏体的多相组织，铁素体的晶粒度在9级以上，优选在11级以上，其中，以体积百分比计，所述微观组织中，多边形铁素体含量为40～70％，贝氏体含量为20-60％优选30～60％，并且贝氏体组织中细小的块状MA占贝氏体的30％以上；所述微观组织中珠光体或者碳化物含量≤15％。
- 如权利要求1-5中任一项所述的热轧带钢，其特征在于，所述热轧带钢的腐蚀速率为Q355B钢的30％以下；和/或，所述热轧带钢模拟25年服役周期内腐蚀深度≤0.1mm；和/或，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，-40℃冲击功在80J以上。
- 如权利要求1-6任一项所述的热轧带钢的制造方法，其特征在于，所述方法包括如下步骤：1)冶炼、铸造按权利要求1-4中任一项所述的成分冶炼钢水，然后铸造成板坯；2)加热板坯进入加热炉或者均热炉均热；对板坯进行升温，使板坯表面从1050℃到1150℃的加热时间在15min以内；板坯在均热段加热时间为20～60min，出炉温度为1180～1230℃；3)轧制板坯出加热炉并定宽后进行粗轧，粗轧阶段采用压力在15MPa以上，优选20MPa以上的高压水除鳞；粗轧出口温度为1040℃以下；然后对粗轧后的带钢进行精轧，精轧采用多机架连轧，终轧温度为820～880℃；4)冷却冷却采用层流冷却，配合两段式冷却；第一段冷却以≥150℃/s，优选150-350℃/s的冷速将带钢快冷至640～690℃；然后进行空冷，空冷时间为7～14s；然后再进入第二段冷却，以≥60℃/s，优选60-300℃/s的冷速将带钢冷却至480～560℃后卷取。
- 如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，步骤3)中，粗轧出口温度为1000～1040℃。
- 如权利要求7或8所述的制造方法，其特征在于，在步骤3)精轧中，若成品热轧带钢厚度在3mm以下，则终轧温度为860～880℃；若成品热轧带钢厚度为3～5mm，则终轧温度为840～860℃；若成品热轧带钢厚度在5mm以上，则终轧温度为820～840℃。
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