一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢

摘要

本发明公开了一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢，属于低合金钢制造领域。本钢由下述重量百分比的成分组成：C 0.01～0.034％，Si 0.10～0.40％，Mn 1.20～1.70％，P≤0.02％，S≤0.010％，Cu 0.15～0.80％，Cr 0.40～1.25％，Ni 0.10～0.50％，Mo≤0.40％、Nb 0.03～0.06％、Ti≤0.050％、Ca 0.0010～0.0020％，余量为Fe及不可避免的杂质。本发明钢的力学性能优良，屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥650MPa，均高于传统耐候钢，并且钢的成分中含有Ti。

权利要求

1.一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢，其特征在于由下述重量百分比的成分组成：C 0.01～0.034％，Si 0.10～0.40％，Mn 1.20～1.70％，P≤0.02％，S≤0.010％，Cu 0.15～0.80％，Cr 0.40～1.25％，Ni 0.10～0.50％，Mo≤0.40，Nb

0.03～0.06，Ti≤0.050％，Ca 0.0010～0.0020，余量为Fe及不可避免的杂质；该钢的工艺流程为：首先对钢坯进行加热，充分奥氏体化，使微合金元素充分固溶，加热温度为

1180～1280℃，接着分两个阶段进行轧制，Ⅰ阶段轧制开轧温度控制在1120～1250℃，终轧1020～1180℃，累计压下率≥65％，细化奥氏体晶粒；Ⅱ阶段轧制为未再结晶区控制轧制，开轧温度≤940℃，终轧温度720～880℃，后三道次累计压下率≥45％，轧制结束后进行层流冷却，其卷取温度为520～700℃。

2.根据权利要求1所述的一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢，其特征在于按下述重量百分比组成：C 0.018～0.034％，Si 0.30～0.38％，Mn 1.21～1.32％，P≤0.02％，S≤0.010％，Cu 0.50～0.78％，Cr 0.45～0.65％，Ni 0.39～0.48％，Mo

0～0.30％，Nb 0.048～0.059％，Ti 0.015～0.035％，Ca0.0016～0.0019％，余量为Fe及不可避免的杂质。

说明书

一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢

技术领域

[0001] 本发明属于低碳低合金钢制造领域，具体的说是一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢。

背景技术

[0002] 耐候钢属于低碳低合金钢，广泛应用于铁路车辆、输电铁塔、海洋平台及长期户外使用的工程构件制造。本世纪初我国铁路车辆制造、输电铁塔、海洋平台及长期户外使用的工程构件等的发展对耐候钢提出了高强度的要求，具有优良耐大气腐蚀性的高强度耐候钢是我国耐候钢的主要发展趋势。

[0003] 国内外传统耐候钢主要以Cu-P-Cr-Ni系为基础，含有较高的P和C，钢的C当量较高，焊接性能差；同时，较高的P含量使钢抗冷脆性能力差、低温韧性低、易产生热脆，并且传统耐候钢的屈服强度以295MPa和345MPa级为主，强度级别均较低，这些都限制了耐候钢的使用，不能满足耐候钢的市场发展需求。

[0004] 中国专利号200510019116.0的专利，介绍了一种低温高韧性耐大气腐蚀钢，具有较好的低温冲击韧性，由于该钢以Cu-Cr-Ni系为基础，同时C含量较高，为0.05～0.09％，合金元素Mn含量达到了2.10～3.0％，致使C当量过高，不利于钢的焊接性能，该钢的屈服强度为500MPa级。

[0005] 中国专利号200810046963.X的专利，介绍了一种屈服强度大于450MPa级超低碳热轧耐候钢，具有优良的低温冲击韧性、焊接性和耐大气腐蚀性，并且采用了超低碳设计。但本发明钢的屈服强度级别为450MPa级，强度级别低，仅以Nb微合金化，通过控制轧制和控制冷却，细化晶粒和析出碳氮化铌来提高钢的强韧性。

发明内容

[0006] 本发明针对现有耐候钢力学性能尤其是屈服强度和抗拉强度较差，通过Nb、Ti复合微合金化，提供了一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢。本发明钢的力学性能优良，屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥650Mpa，均高于传统耐候钢。

[0007] 所述目的是通过如下方案实现的：

[0008] 一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢，由下述重量百分比的成分组成：C 0.01～0.034％，Si 0.10～0.40％，Mn 1.20～1.70％，P≤0.02％，S≤0.010％，Cu 0.15～0.80％，Cr 0.40～1.25％，Ni 0.10～0.50％，Mo≤0.40，Nb 0.03～0.06，Ti≤0.050％，Ca 0.0010～0.0020，余量为Fe及不可避免的杂质；该钢的工艺流程为：
首先对钢坯进行加热，充分奥氏体化，使微合金元素充分固溶，加热温度为1180～1280℃，接着分两个阶段进行轧制，Ⅰ阶段轧制开轧温度控制在1120～1250℃，终轧1020～
1180℃，累计压下率≥65％，细化奥氏体晶粒；Ⅱ阶段轧制为未再结晶区控制轧制，开轧温度≤940℃，终轧温度720～880℃，后三道次累计压下率≥45％，轧制结束后进行层流冷却，其卷取温度为520～700℃。

[0009] 优选地，该钢按下述重量百分比组成：C 0.018～0.034％，Si 0.30～0.38％，Mn 1.21～1.32％，P≤0.02％，S≤0.010％，Cu 0.50～0.78％，Cr 0.45～0.65％，Ni0.39～0.48％，Mo 0～0.30％，Nb 0.048～0.059％，Ti 0.015～0.035％，Ca 0.0016～
0.0019％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0010] 本发明的主要合金元素含量基于以下原理：

[0011] C是提高钢强度最经济有效的合金元素，但C含量过高会显著恶化钢的焊接性能，并且会促进珠光体转变，降低钢的耐大气腐蚀性能。本发明采用超低C设计，提高钢的焊接性能，减少碳化物组织形成，以获得均匀单一组织，提高钢的耐腐蚀性能及低温冲击韧性，C含量为0.01～0.034％。

[0012] 合金元素Si既可通过固溶强化提高钢的强度，也可提高钢的耐大气腐蚀性能，本发明钢中的Si含量设计为0.10～0.40％。

[0013] 钢中添加Mn，不仅可以通过Mn的固溶强化提高钢的强度，而且可降低钢的相变温度，细化晶粒，提高钢的低温韧性，本发明钢Mn含量为1.20～1.70％。

[0014] P是传统耐候钢中主要的合金元素，但当焊接金属凝固时，P促进低熔点夹杂物的生成，既易产生高温裂纹，又增加低温裂纹敏感性，使焊缝的延展性和韧性变坏，含P量高，使钢具有较明显的冷脆倾向。本发明钢中的P含量控制较低水平，P含量≤0.02％；

[0015] S是钢中的有害元素，生成的硫化物夹杂不仅严重影响钢的力学性能，而且对钢的耐腐蚀性能产生严重的恶化作用，因此应尽是降低钢中的S含量，使其含量在0.010％以下。

[0016] Cu是提高钢耐大气腐蚀性能最主要的合金元素，同时也能提高强度，钢中的Cu含量达到0.25％时，能有效的提高钢的耐大气腐蚀性能，同时通过固溶强化提高钢的强度，本发明钢中的Cu含量设计为0.15～0.80％。

[0017] Cr、Ni都是提高钢耐大气腐蚀性能的合金元素。钢中同时加入的Cu、Cr、Ni等元素，使钢的耐大气腐蚀性能提高。Ni能显著改善钢的低温韧性，有效阻止Cu的热脆引起的网裂。本发明钢中的Ni含量设计为0.10～0.50％；Cr含量设计为0.40～1.25％。

[0018] Mo能提高钢的淬透性，明显推迟铁素体转变，使钢在较宽的温度范围内发生中温组织转变，同时适量的Mo有利于耐候性的提高，本发明钢中Mo含量设计为Mo≤0.40％。

[0019] Nb是强碳氮化物形成元素，通过析出强化提高钢强度；同时Nb强烈抑制奥氏体再结晶，使钢在较高温度下轧制，细化晶粒，提高钢的强度及低温韧性，本发明钢中Nb含量设计为0.03～0.06％。

[0020] Ti形成高熔点碳氮化钛，一方面通过析出强化提高钢强度，另一方面高温下钉扎奥氏体晶界，阻止奥氏体粗化，有利于轧后获得细小、均匀组织，提高钢强度和低温韧性，同时有利于焊接性能提高，本发明钢中Ti含量设计为≤0.050％。

[0021] 微量Ca可以形成CaO和CaS溶解于钢表面薄电解液膜中，使腐蚀界面的碱性增大，降低其侵蚀性，促进锈层转化为致密、保护性好的α-FeOOH，显著改善钢的耐大气腐蚀性能，本发明钢中Ca含量设计为0.0010～0.0020％。

[0022] 本发明具有以下优点：

[0023] 1)本发明钢的力学性能优良，屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥650Mpa，延伸率≥20％，-40℃夏比冲击功≥80J。

[0024] 2)本发明钢的化学成分简单，采用超低碳设计，提高钢的焊接性能，减少碳化物组织形成，以获得单一均匀组织，提高钢的耐腐蚀性能及低温冲击韧性；成分中添加微合金元素Ti，一方面通过析出强化提高钢强度，另一方面高温下钉扎奥氏体晶界，阻止奥氏体粗化，有利于轧后获得细小、均匀组织，提高钢强度和低温韧性，同时有利于焊接性能提高。

[0025] 3)本发明钢的生产工艺采用两阶段轧制，Ⅰ阶段奥氏体再结晶区轧制，采用大变形量轧制，细化奥氏体；Ⅱ阶段未再结晶区轧制，进一步细化组织，产生形变带，增加相变形核点，有利于得到细小组织，提高钢强度和低温韧性，容易控制，易于工业生产。

具体实施方式

[0026] 本发明是一种屈服强度大于550MPa级超低碳热轧耐候钢，该钢的生产工艺采用控制轧制控制冷却技术，具体工艺流程为：

[0027] 首先对钢坯进行加热，充分奥氏体化，使微合金元素充分固溶。加热温度为1180～1280℃。

[0028] 接着分两个阶段进行轧制，由于微合金元素Nb明显抑制奥氏体再结晶，提高奥氏体再结晶温度，所以控制Ⅰ阶段轧制开轧温度控制在1120～1250℃，终轧1020～1180℃，累计压下率≥65％，细化奥氏体晶粒；Ⅱ阶段轧制为未再结晶区控制轧制，开轧温度≤940℃，终轧温度720～880℃，后三道次累计压下率≥45％。通过热连轧细化组织，产生大量位错，形变带及胞状亚结构，增加相变形核点及析出相的形核位置，促进组织细化和析出相析出。轧制结束后进行层流冷却，其卷取温度为520～700℃。

[0029] 实施例1

[0030] 根据上述生产工艺，生产出钢1，其中钢1的化学成分见表1中的1，钢1的力学性能见表2中的1，钢1的耐大气腐蚀结果见表3中的1。

[0031] 实施例2

[0032] 根据上述生产工艺，生产出钢2，其中钢2的化学成分见表1中的2，钢2的力学性能见表2中的2，钢2的耐大气腐蚀结果见表3中的2。

[0033] 实施例3

[0034] 根据上述生产工艺，生产出钢3，其中钢3的化学成分见表1中的3，钢3的力学性能见表2中的3，钢3的耐大气腐蚀结果见表3中的3。

[0035] 实施例4

[0036] 根据上述生产工艺，生产出钢4，其中钢4的化学成分见表1中的4，钢4的力学性能见表2中的4，钢4的耐大气腐蚀结果见表3中的4。

[0037] 实施例5

[0038] 根据上述生产工艺，生产出钢5，其中钢5的化学成分见表1中的5，钢5的力学性能见表2中的5，钢5的耐大气腐蚀结果见表3中的5。

[0039] 上述五个实施例均在50kg真空感应炉冶炼。

[0040] 为了能更好的反映出本发明钢耐大气腐蚀性的优点，本实施方式中提供了1组比较钢的耐大气腐蚀性结果，见表3中的Q345。

[0041] 表1本发明实施例钢的化学成分(wt％)

[0042]

[0043] 表2本发明实施例钢的力学性能

[0044]

[0045]

[0046] 表3本发明实施例钢与比较钢的耐大气腐蚀结果(g/m2·h)

[0047]

[0048] 表1为本发明实施例钢的化学成分。表2为本发明实施例钢的力学性能，由表2可以看出本发明实施例钢的屈服强度均大于550MPa，抗拉强度均大于650MPa，延伸率均大于20％，冷弯性能均合格，-40℃夏比冲击吸收功均大于80J。表2能整体表现出本发明钢的力学能力优良。表3为本发明实施例钢与比较钢的耐大气腐蚀结果，其中比较钢为Q345。为正确的测出实施例钢与比较钢的耐大气腐蚀结果，本实验对实施例钢与比较钢进行了耐大气腐蚀率的测量，表3能整体表现出实施例钢的腐蚀率均优于比较钢Q345。