一种500MPa级强韧耐候桥梁钢及其制备方法转让专利
申请号 : CN201910567310.4
文献号 : CN111057945B
文献日 : 2021-07-27
发明人 : 王天生 , 张林峰 , 张烈 , 王岳峰 , 王青峰
申请人 : 燕山大学
摘要 :
本发明一种500MPa级强韧耐候桥梁钢，属于冶金技术领域，其化学成分按质量百分比为：C 0.04‑0.06，Si 0.25‑0.35，Mn 1.20‑1.30，Cr 0.4‑0.5，Ni 0.30‑0.40，Cu 0.27‑0.37，Mo 0.2‑0.7，P
权利要求 :
1.一种500MPa级强韧耐候桥梁钢，其特征在于其化学成分按质量百分比为：C 0.04‑
0.06，Si 0.25‑0.35，Mn 1.20‑1.30，Cr 0.40‑0.50，Ni 0.30‑0.40，Cu 0.27‑0.37，Mo
0.35‑0.7，P ≤0.015，S≤0.006，Nb 0.020‑0.030，V 0.015‑0.025，Ti 0.007‑0.017，Al
0.015‑0.040，余量为Fe和不可避免的杂质；所述桥梁钢的金相组织为针状铁素体+粒状贝氏体+板条贝氏体+ M‑A组元；所述M‑A组元在铁素体基体中的体积含量为4%‑10%；所述铁素体基体的等效晶粒尺寸为3.8‑4.5μm。
2.根据权利要求1所述的500MPa级强韧耐候桥梁钢，其特征在于：其化学成分按质量百分比为：C 0.04‑0.06，Si 0.25‑0.35，Mn 1.20‑1.30，Cr 0.40‑0.50，Ni 0.30‑0.40，Cu
0.27‑0.37，Mo 0.35‑0.5，P ≤0.015，S ≤0.006，Nb 0.020‑0.030，V 0.015‑0.025，Ti
0.007‑0.017，Al 0.015‑0.040，余量为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的500MPa级强韧耐候桥梁钢，其特征在于：所述桥梁钢的屈服强度为500‑553Mpa，抗拉强度为720‑760 MPa，屈强比为0.69‑0.73，‑40℃下的V型缺口冲击吸收能量为175‑210J，粗晶热影响区‑40℃下的V型缺口冲击吸收能量为55‑175J，耐腐蚀指数2
≥6.5，腐蚀增重速率为0.30‑0.8 g/m·cycle。
4.根据权利要求1所述的500MPa级强韧耐候桥梁钢，其特征在于：所述桥梁钢的碳当量指数为0.45‑0.50，冷裂纹敏感性指数≤0.21。
5.一种500MPa级强韧耐候桥梁钢的制备方法，包括冶炼成铁水的步骤，其特征在于还包括以下步骤：
A、精炼：铁水转至钢包炉，按0 .2‑0 .4MPa的压力、130‑150NL/min的流量，进行吹Ar气搅拌，精炼40‑50min；
按如下要求调整化学成分的质量百分比：C 0.04‑0.06，Si 0.25‑0.35，Mn 1.20‑1.30，Cr 0.40‑0.50，Ni 0.30‑0.40，Cu 0.27‑0.37，Mo 0.35‑0.7，P≤0.015，S ≤0.006，Nb
0.020‑0.030，V 0.015‑0.025，Ti 0.007‑0.017，Al 0.015‑0.040，余量为Fe和不可避免的杂质，
静搅20‑30分钟；
B、真空处理：转至钢包精炼炉，控制真空度≤1毫巴，真空保持时间20‑25分钟，破真空后静搅12‑18分钟，调整化学成分，喂入Al线，连铸电磁搅拌，控制搅拌强度在0.5‑1 .0L/（min•t），搅拌时间不少于8min；
C、保护连铸：采用全程保护浇注方式，得坯料；
D、热机械轧制：将坯料加热至1210±10 ℃，保温4 h出炉，在1050‑1150 ℃粗轧得中间坯，
在810‑920 ℃对中间坯进行精轧，
控制开冷温度760‑800℃、返红温度520‑570℃、冷速5～15℃/s冷却得桥梁钢板材。
6.根据权利要求5所述的500MPa级强韧耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于：所述冶炼成铁水的步骤为：脱磷、脱硫预处理铁水后，以电弧炉或转炉控制1500‑1600℃保持20‑
40min，进行冶炼，得铁水。
说明书 :
一种500MPa级强韧耐候桥梁钢及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明属于冶金技术领域，涉及桥梁结构用钢及其制备方法，具体涉及一种屈服强度达500MPa级的强韧、耐候桥梁钢及其制备方法。
背景技术
[0002] 我国桥梁建造技术的高速发展推动了桥梁用钢的快速更新换代和发展。目前，一些新建的斜拉桥主跨跨度已达到千米级，普通强度桥梁钢已无法满足受力要求，且传统钢
桥建设用桥梁钢需进行防腐涂装，不利于环保，维护成本较高。现有的高性能桥梁钢具备高
强度(屈服370MPa及以上)、高韧性(冲击功不低于 120J)、低屈强比(一般不高于0.85)、高
疲劳性能和良好的焊接性，但耐候性较差，仍需要进行涂装处理。公开号为CN107326304A的
专利文件提出一种TMCP型屈服强度500MPa级桥梁结构钢及其生产方法，其强度级别达到了
500MPa级，但轧后钢板需要进行回火热处理，增加了生产成本，且其产品性能并未涉及疲劳
强度和耐腐蚀性能。公开号为CN 106222560A的专利文件提出一种止裂型特厚高性能耐侯
桥梁钢Q500qENH钢板及其生产办法，其所制得钢板达到了Q500qE级，但其实施例中50mm厚
钢种屈强比较高，且其产品性能并未涉及疲劳强度和耐腐蚀性能。公开号为CN 106811704
A提出一种屈服强度500MPa级低屈强比桥梁钢及其制造方法，其强度级别达到了500MPa级，
且钢板屈强比在0.85以下，但其产品性能并未涉及疲劳强度和耐腐蚀性能。由此可以看出，
现有技术中对高性能桥梁钢的耐候性研究较少，急需大力发展免涂装耐候钢，实现钢桥的
高效绿色制造。
桥建设用桥梁钢需进行防腐涂装，不利于环保，维护成本较高。现有的高性能桥梁钢具备高
强度(屈服370MPa及以上)、高韧性(冲击功不低于 120J)、低屈强比(一般不高于0.85)、高
疲劳性能和良好的焊接性，但耐候性较差，仍需要进行涂装处理。公开号为CN107326304A的
专利文件提出一种TMCP型屈服强度500MPa级桥梁结构钢及其生产方法，其强度级别达到了
500MPa级，但轧后钢板需要进行回火热处理，增加了生产成本，且其产品性能并未涉及疲劳
强度和耐腐蚀性能。公开号为CN 106222560A的专利文件提出一种止裂型特厚高性能耐侯
桥梁钢Q500qENH钢板及其生产办法，其所制得钢板达到了Q500qE级，但其实施例中50mm厚
钢种屈强比较高，且其产品性能并未涉及疲劳强度和耐腐蚀性能。公开号为CN 106811704
A提出一种屈服强度500MPa级低屈强比桥梁钢及其制造方法，其强度级别达到了500MPa级，
且钢板屈强比在0.85以下，但其产品性能并未涉及疲劳强度和耐腐蚀性能。由此可以看出，
现有技术中对高性能桥梁钢的耐候性研究较少，急需大力发展免涂装耐候钢，实现钢桥的
高效绿色制造。
[0003] 我国免涂装耐候钢在桥梁建设中的应用尚处初级阶段，根据我国的环境特点，大气腐蚀可分为乡村大气、海洋大气和工业大气。东部沿海区域，具有高盐高湿的海洋大气环
境和高湿高酸的工业大气环境。为了实现经济性与节能环保，耐候桥梁钢应在满足更高强
度要求的同时，满足易焊性及工业大气和沿海大气环境的耐候性。
境和高湿高酸的工业大气环境。为了实现经济性与节能环保，耐候桥梁钢应在满足更高强
度要求的同时，满足易焊性及工业大气和沿海大气环境的耐候性。
发明内容
[0004] 本发明的目的是提供一种500MPa级强韧耐候桥梁钢及其制备方法，通过成分和工艺的设计获得针状铁素体+贝氏体铁素体+M‑A组元的多相复合组织，实现高强度、强韧性、
耐候性与焊接性的良好匹配。
耐候性与焊接性的良好匹配。
[0005] 本发明的技术方案为：一种500MPa级强韧耐候桥梁钢，其化学成分按质量百分比为：C 0.04‑0.06，Si 0.25‑0.35，Mn 1.20‑1.30，Cr 0.40‑0.50，Ni 0.30‑0.40，Cu 0.27‑
0.37，Mo 0.2‑0.7，P <0.015，S <0.006，Nb 0.020‑0.030，V 0.015‑0.025，Ti 0.007‑
0.017，Al 0.015‑0.040，余量为Fe和不可避免的杂质。
0.37，Mo 0.2‑0.7，P <0.015，S <0.006，Nb 0.020‑0.030，V 0.015‑0.025，Ti 0.007‑
0.017，Al 0.015‑0.040，余量为Fe和不可避免的杂质。
[0006] 该桥梁钢中，C可以有效提高强度，但是会造成焊接性能和韧性的下降，采用低C设计可提高钢板焊接性能，提高钢板耐大气腐蚀性能、低温冲击韧性和成型性。因此，将C含量
控制在0.04%≤C≤0.06%的范围。
控制在0.04%≤C≤0.06%的范围。
[0007] Si促使钢水脱氧并能够提高钢板强度，硅和钼、铬等结合，有提高抗腐蚀性和抗氧化的作用。Si元素过多会使焊接性能和塑性下降。因此将Si含量控制在0.25%≤Si≤0.35%
的范围。
的范围。
[0008] Mn主要起固溶强化作用，可以通过增加Mn来弥补因C含量降低导致的钢板强度不足。但较高的Mn含量会加剧铸坯的中心偏析，从而造成钢板带状组织严重，影响钢板耐大气
腐蚀性能。因此将Mn含量控制在1.20%≤Mn≤1.30%的范围。
腐蚀性能。因此将Mn含量控制在1.20%≤Mn≤1.30%的范围。
[0009] Cr在钢板中能使淬透性提高，形成固溶强化，在腐蚀过程中富集于钢的表面，形成铁铬氧化物，提高抗氧化性和耐蚀性和锈层致密性。但是当其含量偏高时，会形成数量偏多
的大块氧化物，显著降低焊缝熔池流动性，降低焊缝冶金质量，降低焊接性，同时钢板的塑
性和韧性也会下降。因此将Cr含量控制在0.40%≤Cr≤0.50%的范围。
的大块氧化物，显著降低焊缝熔池流动性，降低焊缝冶金质量，降低焊接性，同时钢板的塑
性和韧性也会下降。因此将Cr含量控制在0.40%≤Cr≤0.50%的范围。
[0010] Ni主要作用是增大奥氏体的过冷度，从而细化组织，取得强化效果；另外还能增加钢的耐大气腐蚀能力，提高低温冲击韧性和降低冷脆转变温度，可以使锈层结晶颗粒细化，
促进γ‑FeOOH转变为α‑FeOOH稳定相，提高耐大气腐蚀性能；Ni显著提高钢的塑、韧性。但含
量过高时会增加焊接熔池粘度，不利于气体和夹杂物的排除，造成焊缝夹杂物数量容易增
多。因此将Ni含量控制在0.30%≤Ni≤0.40%的范围。
促进γ‑FeOOH转变为α‑FeOOH稳定相，提高耐大气腐蚀性能；Ni显著提高钢的塑、韧性。但含
量过高时会增加焊接熔池粘度，不利于气体和夹杂物的排除，造成焊缝夹杂物数量容易增
多。因此将Ni含量控制在0.30%≤Ni≤0.40%的范围。
[0011] Cu对耐候结构钢板而言添加一定量的 Cu 是必不可少的，其可以明显提高钢板的耐腐蚀性，同时提高强度。但 Cu 含量过多会在热轧时产生细小弥散的 Cu 沉淀（Cu 在铁
素体中的固溶度约为 0.45% 左右），损害钢板的低温冲击韧性，同时还易造成铜脆,破坏钢
板表面质量。因此将Cu含量控制在0.27%≤Cu≤0.37%的范围。
素体中的固溶度约为 0.45% 左右），损害钢板的低温冲击韧性，同时还易造成铜脆,破坏钢
板表面质量。因此将Cu含量控制在0.27%≤Cu≤0.37%的范围。
[0012] S易形成低熔点共晶，导致热脆，同时降低母材及焊缝的塑性和韧性，还恶化耐候性能，应尽可能降低；P尽管显著提高耐候性能，但含量偏高时极易造成热裂，且磷化物还易
造成冷脆，降低塑性和韧性。因此，将S 、P含量分别控制在S≤0 .006%、P≤0 .015%的范围。
造成冷脆，降低塑性和韧性。因此，将S 、P含量分别控制在S≤0 .006%、P≤0 .015%的范围。
[0013] Mo能增加淬透性，提高钢的强度，并能有效推迟铁素体和珠光体的转变，从而促进贝氏体的获得，使得钢在较宽的冷却速度范围内获得较完全的针状组织。能促进M‑A的形
成，提高拉伸强度，降低屈强比，提高桥梁钢的安全性。Mo元素有很好的耐候性，可提高锈层
的致密性。Mn‑Mo 复合添加可明显提高钢板的强度，弥补降碳造成的强度损失。降低Cr，增
加了Mo含量，避免了单独添加 Cr 元素对钢板的耐海水腐蚀性能具有“逆转效应”，而且大
量研究表明，含 Cr 的低合金不利于耐蚀钢的服役寿命，超过一定时间后 Cr 元素相反会
促进腐蚀的加剧，在碳当量的计算上，Cr和Mo的影响是一样的，但Mo的耐候性优于Cr，具有
优异的耐点蚀作用，提高基体的耐点蚀能力，增加锈层致密性，综合性能高于Cr。此外，在计
算耐候性的I指数中未将钼元素作为耐候元素，但在实际中，钼元素能提高锈层的致密性，
表现出很好的耐候性。因此将Mo含量控制在0.20%≤Mo≤0.70%的范围。优选0.20%≤Mo≤
0.50%。
成，提高拉伸强度，降低屈强比，提高桥梁钢的安全性。Mo元素有很好的耐候性，可提高锈层
的致密性。Mn‑Mo 复合添加可明显提高钢板的强度，弥补降碳造成的强度损失。降低Cr，增
加了Mo含量，避免了单独添加 Cr 元素对钢板的耐海水腐蚀性能具有“逆转效应”，而且大
量研究表明，含 Cr 的低合金不利于耐蚀钢的服役寿命，超过一定时间后 Cr 元素相反会
促进腐蚀的加剧，在碳当量的计算上，Cr和Mo的影响是一样的，但Mo的耐候性优于Cr，具有
优异的耐点蚀作用，提高基体的耐点蚀能力，增加锈层致密性，综合性能高于Cr。此外，在计
算耐候性的I指数中未将钼元素作为耐候元素，但在实际中，钼元素能提高锈层的致密性，
表现出很好的耐候性。因此将Mo含量控制在0.20%≤Mo≤0.70%的范围。优选0.20%≤Mo≤
0.50%。
[0014] Nb能显著细化晶粒并提高钢板强度，在控轧过程中，通过抑制再结晶和阻止晶粒长大，细化奥氏体晶粒尺寸。在冷却过程中，NbC 和 NbN 以微小质点析出，可起沉淀强化的
作用。但当 Nb 含量低于 0.015% 时，不能有效发挥在未再结晶区、两相区控轧作用，对钢
板强化能力不强，但 Nb 含量过多对钢板的强度的提高作用较小，并且对焊接热影响区韧
性有不利的影响。因此将Nb含量控制在0.020%≤Nb≤0.030%的范围。
作用。但当 Nb 含量低于 0.015% 时，不能有效发挥在未再结晶区、两相区控轧作用，对钢
板强化能力不强，但 Nb 含量过多对钢板的强度的提高作用较小，并且对焊接热影响区韧
性有不利的影响。因此将Nb含量控制在0.020%≤Nb≤0.030%的范围。
[0015] V的主要作用是γ‑α转变过程中的相间析出和在铁素体中的析出强化。但是含量过高会使焊接性和冲击性能下降。因此将V含量控制在0.015%≤V≤0.025%的范围。
[0016] 微量钛与钢中的C、N结合，形成细小稳定的C、N化物颗粒，能显著组织焊接热影响区的晶粒长大，从而改善焊接接头的力学性能。但Ti元素含量过高时，会形成带尖角的TiN
粒子，甚至液析TiN夹杂，反而降低钢的低温韧性。因此，将Ti含量控制在0.007%≤Ti≤
0.017%的范围。
粒子，甚至液析TiN夹杂，反而降低钢的低温韧性。因此，将Ti含量控制在0.007%≤Ti≤
0.017%的范围。
[0017] Al是钢的主要脱氧元素，微量的铝可有效减少钢中的夹杂物含量，并细化晶粒，Al 含量过多,将导致Al的氧化物夹杂增加,降低钢的纯净度，不利于钢的韧性及耐候性能。因
此将Al含量控制在0.015%≤Al≤0.040%的范围。
此将Al含量控制在0.015%≤Al≤0.040%的范围。
[0018] 在成分匹配上，主要为降低Cr含量，而增加Mo，避免了单独添加 Cr 元素对钢板的耐海水腐蚀性能具有的“逆转效应”，提高耐候性。同时合理控制C和Mn、Ni、V、Nb、Ti的含量，
协调各化学组分，协同以保证钢的焊接性、强度和韧性的良好匹配。
协调各化学组分，协同以保证钢的焊接性、强度和韧性的良好匹配。
[0019] 进一步的，所述桥梁钢的金相组织为针状铁素体+贝氏体铁素体+M‑A组元的多相复合组织。细小的针状铁素体和贝氏体铁素体作为基体可以提供良好的韧性，其内部的位
错与M‑A组元配合可以大幅提高强度。铁素体板条由于细晶强化，有更高的强韧性，内部位
错丰富，起位错强化的作用，M‑A组元作为硬质相的引入，细小的M‑A组元也能起到弥散强化
的作用，配合位错大幅提高强度，且M‑A对拉伸强度提高明显，所以屈强比下降，安全性更
高。因而获得更高的屈服强度和更低的屈强比。
错与M‑A组元配合可以大幅提高强度。铁素体板条由于细晶强化，有更高的强韧性，内部位
错丰富，起位错强化的作用，M‑A组元作为硬质相的引入，细小的M‑A组元也能起到弥散强化
的作用，配合位错大幅提高强度，且M‑A对拉伸强度提高明显，所以屈强比下降，安全性更
高。因而获得更高的屈服强度和更低的屈强比。
[0020] 进一步的，在铁素体基体中的体积含量为4%‑10%。从针状铁素体到粒状贝氏体再到板条贝氏体对强度的提高是依次增强的，但是板条贝氏体间细长的M‑A组元对韧性的损
失较粒状贝氏体的多，所以其体积含量优选为4%‑10%。
失较粒状贝氏体的多，所以其体积含量优选为4%‑10%。
[0021] 进一步的，所述桥梁钢的金相组织为针状铁素体+粒状贝氏体+板条贝氏体+M‑A组元。其中，粒状贝氏体为边界不清晰且弯曲的铁素体板条，板条之间为块状或者棒状的M‑A
组元。板条贝氏体的铁素体边界清晰且M‑A组元呈针状或者薄膜状。
组元。板条贝氏体的铁素体边界清晰且M‑A组元呈针状或者薄膜状。
[0022] 进一步的，组织中的铁素体基体的等效晶粒尺寸为3.8‑4.5μm，根据霍尔佩奇关系，细小的晶粒尺寸可提供良好的韧性和高的强度。
[0023] 进一步的，所述桥梁钢的屈服强度为500‑553Mpa，抗拉强度为720‑760 MPa，屈强比为0.69‑0.73，‑40℃下的V型缺口冲击吸收能量为175‑210J，粗晶热影响区‑40℃下的V型
缺口冲击吸收能量为55‑175J，说明其焊后组织韧性高，焊接性良好。耐腐蚀指数≥6.5。在
2
干湿循环加速腐蚀试验中腐蚀增重速率为0.30‑0.8 g/m·cycle。cycle为一个干湿循环，
相当于最容易发生腐蚀的60%湿度下的一个自然日。
缺口冲击吸收能量为55‑175J，说明其焊后组织韧性高，焊接性良好。耐腐蚀指数≥6.5。在
2
干湿循环加速腐蚀试验中腐蚀增重速率为0.30‑0.8 g/m·cycle。cycle为一个干湿循环，
相当于最容易发生腐蚀的60%湿度下的一个自然日。
[0024] 进一步的，所述桥梁钢的碳当量指数为0.45‑0.50，冷裂纹敏感性指数≤0.21。
[0025] 当碳含量低于0.05％时，强度低，但含量过高会恶化钢板的塑性、低温韧性和焊接性。焊接冷裂纹敏感系数Pcm值越小，表明钢的焊接性能越好，焊接时不易产生焊接冷裂纹；
耐腐蚀性指数I是根据美国材料与试验协会标准ASTMG101‑01中修正的Legault‑Leckie公
式计算得出，I值越大，表明钢的耐腐蚀性越强，ASTM G101‑01推荐I≥6.0。
耐腐蚀性指数I是根据美国材料与试验协会标准ASTMG101‑01中修正的Legault‑Leckie公
式计算得出，I值越大，表明钢的耐腐蚀性越强，ASTM G101‑01推荐I≥6.0。
[0026] 该500MPa级强韧耐候桥梁钢的制备方法，包括冶炼成铁水的步骤，还包括以下步骤：
[0027] A、精炼：铁水转至钢包炉，按0 .2‑0 .4MPa的压力、130‑150NL/min的流量，进行吹Ar气搅拌，精炼40‑50min；
[0028] 按如下要求调整化学成分的质量百分比：C 0.04‑0.06，Si 0.25‑0.35，Mn 1.20‑1.30，Cr 0.40‑0.50，Ni 0.30‑0.40，Cu 0.27‑0.37，Mo 0.2‑0.7，P ≤0.015，S ≤0.006，Nb
0.020‑0.030，V 0.015‑0.025，Ti 0.007‑0.017，Al 0.015‑0.040，余量为Fe和不可避免的
杂质，
0.020‑0.030，V 0.015‑0.025，Ti 0.007‑0.017，Al 0.015‑0.040，余量为Fe和不可避免的
杂质，
[0029] 静搅20‑30分钟；
[0030] B、真空处理：转至钢包精炼炉，控制真空度≤1毫巴，真空保持时间20‑25分钟，破真空后静搅12‑18分钟，调整化学成分，为了脱氧，喂入Al线，连铸电磁搅拌，控制搅拌强度
在0.5‑1 .0L/（min•t），搅拌时间不少于8min；
在0.5‑1 .0L/（min•t），搅拌时间不少于8min；
[0031] C保护连铸：采用全程保护浇注方式，得坯料；
[0032] D、热机械轧制：将坯料加热至1210±10 ℃，保温4 h出炉，在1050‑1150 ℃粗轧得中间坯，
[0033] 在810‑920 ℃对中间坯进行精轧，
[0034] 控制开冷温度760‑800℃、返红温度520‑570℃、冷速5～15℃/s冷却得桥梁钢板材。
[0035] 进一步的，所述冶炼成铁水的步骤为：采用脱硫剂、脱硅剂、脱磷剂预处理铁水后，以电弧炉或转炉控制1500‑1600℃保持20‑40min，进行冶炼，得铁水。
[0036] 本工艺，采用水冷，来得到针状铁素体加M‑A组织的两相组织，在力学上大幅度提高了强度，且屈强比更低。采用中等冷速，配合高的钼含量得到了针状铁素体+贝氏体铁素
体+M‑A组元的复合组织。
体+M‑A组元的复合组织。
[0037] 本发明的有益效果为：1、该桥梁钢，降低Cr，增加Mo含量，并控制碳含量和其他合金元素含量来保证钢材的焊接性和韧性；力学上，基于针状铁素体+贝氏体铁素体+M‑A组元
的组织软硬相结合的组织构成，使屈服强度≥500MPa，冲击性能良好，最大特点是屈强比在
0.69‑0.73安全性高；耐候性上，最大特点是耐候性高，可用于高盐高湿的海洋大气环境和
高湿高酸的工业大气环境。工艺上，在线控轧控冷，且无需热处理，简单廉价。2、具有更好的
耐腐蚀性能，可以减少防腐涂层的使用，降低桥梁建设成本，减少后期维护的工作量，同时
也可以更好的满足现代桥梁结构的长寿命、环保、美观等要求，将成为桥梁钢的优先选择钢
种。3、合理控制Mo的含量，Mo在锈层缺陷处有一定偏聚，使表面锈层致密完整，提高耐蚀性。
在锈层中，Mo通常以六价钼酸盐的形式存在，在酸性更强的环境中以稳定性更强的MoO3形
式存在。Mo与其它耐蚀元素共同添加时，可发挥协同作用，耐蚀性更好。此外，Mo还能降低钢
的Ms点，提高淬透性，保证过冷奥氏体具有较高的稳定性。Mo含量增加，会扩大形成贝氏体
的冷速范围，使针状铁素体量增加，出现贝氏体和M‑A组织，屈服和抗拉强度提高，并避免过
量降低冲击韧性和焊接性。4、通过合理的成分设计和控制各化学成分的含量，并采用简单
易行，易于控制，参数适宜的工艺方法，生产效率高、成本低，发挥各化学成分的协同作用，
实现高强度、强韧性、耐候性与焊接性的良好匹配。
的组织软硬相结合的组织构成，使屈服强度≥500MPa，冲击性能良好，最大特点是屈强比在
0.69‑0.73安全性高；耐候性上，最大特点是耐候性高，可用于高盐高湿的海洋大气环境和
高湿高酸的工业大气环境。工艺上，在线控轧控冷，且无需热处理，简单廉价。2、具有更好的
耐腐蚀性能，可以减少防腐涂层的使用，降低桥梁建设成本，减少后期维护的工作量，同时
也可以更好的满足现代桥梁结构的长寿命、环保、美观等要求，将成为桥梁钢的优先选择钢
种。3、合理控制Mo的含量，Mo在锈层缺陷处有一定偏聚，使表面锈层致密完整，提高耐蚀性。
在锈层中，Mo通常以六价钼酸盐的形式存在，在酸性更强的环境中以稳定性更强的MoO3形
式存在。Mo与其它耐蚀元素共同添加时，可发挥协同作用，耐蚀性更好。此外，Mo还能降低钢
的Ms点，提高淬透性，保证过冷奥氏体具有较高的稳定性。Mo含量增加，会扩大形成贝氏体
的冷速范围，使针状铁素体量增加，出现贝氏体和M‑A组织，屈服和抗拉强度提高，并避免过
量降低冲击韧性和焊接性。4、通过合理的成分设计和控制各化学成分的含量，并采用简单
易行，易于控制，参数适宜的工艺方法，生产效率高、成本低，发挥各化学成分的协同作用，
实现高强度、强韧性、耐候性与焊接性的良好匹配。
附图说明
[0038] 图1为实施例一制得的钢板金相组织的扫描电镜照片；
[0039] 图2为实施例二制得的钢板金相组织的扫描电镜照片；
[0040] 图3为实施例三制得的钢板金相组织的扫描电镜照片；
[0041] 图4为实施例1‑3钢拉伸应力‑应变曲线；
[0042] 图5为实施例1‑3与对比钢在模拟工业大气环境加速腐蚀试验的增重曲线；
[0043] 图6为实施例1‑3与对比钢在模拟海洋大气环境加速腐蚀试验的增重曲线；
[0044] 图7为实施例1‑3与对比钢在模拟工业大气环境加速腐蚀试验的增重速率图；
[0045] 图8为实施例1‑3与对比钢在模拟海洋大气环境加速腐蚀试验的增重速率图。
具体实施方式
[0046] 实施例一，首先进行铁水的冶炼，脱磷脱硫预处理铁水后，以电弧炉控制1600℃保持25min，进行冶炼，得铁水。
[0047] 然后进行如下操作：
[0048] A、精炼：铁水转至钢包炉，按0 .3 MPa的压力、140NL/min的流量，进行吹Ar气搅拌，精炼45min；
[0049] 按如下要求调整化学成分的质量百分比：C 0.050，Si 0.33，Mn 1.27，Cr 0.45，Ni 0.37，Cu 0.33，Mo 0.21，P 0.0085，S 0.0024，Nb 0.028，V 0.022，Ti 0.016，Al 0.026，余
量为Fe和不可避免的杂质，静搅20‑30分钟；
量为Fe和不可避免的杂质，静搅20‑30分钟；
[0050] B、真空处理：转至钢包精炼炉，控制真空度为0.8毫巴，真空保持时间25分钟，破真空后静搅16分钟，调整化学成分，喂入Al线，连铸电磁搅拌，控制搅拌强度在1 .0L/（min•
t），搅拌时间9min；
t），搅拌时间9min；
[0051] C保护连铸：采用全程保护浇注方式，得坯料；
[0052] D、热机械轧制：将坯料加热至1200℃，保温4 h出炉，在1150‑1050℃粗轧4道次，得中间坯，
[0053] 在910‑850 ℃对中间坯进行5道次精轧，
[0054] 控制开冷温度780℃、返红温度550℃、冷速15℃/s冷却得厚度为16mm的免涂装耐候钢板。
[0055] 对其金相组织用扫描电镜进行观察，典型组织照片如图1所示，组织组成为“针状铁素体+粒状贝氏体+板条贝氏体+M‑A组元”。焊接性以碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数
（Pcm）表示，碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数（Pcm）按GB714‑2015中的公式计算，具体数
值参见表1，碳当量为0.459，Pcm为0.193，焊接性良好。钢板的力学性能参见表3和图4，屈服
强度为500MPa，屈强比为0.693，抗拉强度为721MPa，‑40℃下的V型缺口冲击吸收能量为
210J，粗晶热影响区‑40℃下的V型缺口冲击吸收能量为175J，力学性能优异，均满足500MPa
级耐候桥梁钢国标GB714‑2015的要求。
（Pcm）表示，碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数（Pcm）按GB714‑2015中的公式计算，具体数
值参见表1，碳当量为0.459，Pcm为0.193，焊接性良好。钢板的力学性能参见表3和图4，屈服
强度为500MPa，屈强比为0.693，抗拉强度为721MPa，‑40℃下的V型缺口冲击吸收能量为
210J，粗晶热影响区‑40℃下的V型缺口冲击吸收能量为175J，力学性能优异，均满足500MPa
级耐候桥梁钢国标GB714‑2015的要求。
[0056] 耐腐蚀指数为6.92，且耐蚀性指数中，Mo元素对钢耐候性的提高并没有计算在内。将18mm厚的对比钢和实施例1的钢板进行耐候实验。在温度为25℃、湿度为60%的恒温恒湿
箱中模拟工业大气环境（0.01mol/L的NaHSO3溶液）和海洋大气环境（质量百分比为0.3%
NaCl的水溶液），溶液pH为4.1‑4.4。25℃为自然大气平均温度，60%湿度为样品表面液膜生
成的临界值，温度和湿度在实验箱中均为恒定。实验开始后，每个样品表面滴加体积为160μ
L的腐蚀液，并将其均匀铺开到整个样品表面，放入恒温恒湿箱中。 80个周期的干湿循环后
锈层的自腐蚀电位参见表5，120个周期干湿循环的腐蚀增重曲线参见图5和图6。对比钢的
成分和焊接性指标参见表4。图5和图6为工业大气环境和海洋大气环境的腐蚀增重曲线，图
7和图8为工业大气环境和海洋大气环境腐蚀增重速率。其中，腐蚀后期的速率代表着腐蚀
锈层稳定下的增重速率。该实施例的钢板，锈层稳定后的腐蚀增重速率工业大气环境为
2 2
0.60g/m·cycle、海洋大气环境为0.75g/m·cycle。可见，Mo元素添加能明显提高钢的耐
候性能。无论是海洋大气环境还是工业大气环境，钢的耐候性均随Mo含量的增加而提高。而
且，该实施例钢板在工业大气环境的耐腐蚀性能高于海洋大气环境。具体环境中可以根据
当地的大气环境适当选择Mo的加入量。该桥梁钢实现了高强度、强韧性、耐候性与焊接性的
良好匹配。
箱中模拟工业大气环境（0.01mol/L的NaHSO3溶液）和海洋大气环境（质量百分比为0.3%
NaCl的水溶液），溶液pH为4.1‑4.4。25℃为自然大气平均温度，60%湿度为样品表面液膜生
成的临界值，温度和湿度在实验箱中均为恒定。实验开始后，每个样品表面滴加体积为160μ
L的腐蚀液，并将其均匀铺开到整个样品表面，放入恒温恒湿箱中。 80个周期的干湿循环后
锈层的自腐蚀电位参见表5，120个周期干湿循环的腐蚀增重曲线参见图5和图6。对比钢的
成分和焊接性指标参见表4。图5和图6为工业大气环境和海洋大气环境的腐蚀增重曲线，图
7和图8为工业大气环境和海洋大气环境腐蚀增重速率。其中，腐蚀后期的速率代表着腐蚀
锈层稳定下的增重速率。该实施例的钢板，锈层稳定后的腐蚀增重速率工业大气环境为
2 2
0.60g/m·cycle、海洋大气环境为0.75g/m·cycle。可见，Mo元素添加能明显提高钢的耐
候性能。无论是海洋大气环境还是工业大气环境，钢的耐候性均随Mo含量的增加而提高。而
且，该实施例钢板在工业大气环境的耐腐蚀性能高于海洋大气环境。具体环境中可以根据
当地的大气环境适当选择Mo的加入量。该桥梁钢实现了高强度、强韧性、耐候性与焊接性的
良好匹配。
[0057] 实施例二，首先进行铁水的冶炼，脱磷脱硫预处理铁水后，以电弧炉控制1600℃保持25min，进行冶炼，得铁水。
[0058] 然后进行如下操作：
[0059] A、精炼：铁水转至钢包炉，按0 .4 MPa的压力、130NL/min的流量，进行吹Ar气搅拌，精炼40min；
[0060] 按表1的数值调整化学成分的质量百分比，余量为Fe和不可避免的杂质，
[0061] 静搅20‑30分钟；
[0062] B、真空处理：转至钢包精炼炉，控制真空度为0.9毫巴，真空保持时间20分钟，破真空后静搅18分钟，调整化学成分，喂入Al线，连铸电磁搅拌，控制搅拌强度在0.8L/（min•t），
搅拌时间10min；
搅拌时间10min；
[0063] C保护连铸：采用全程保护浇注方式，得坯料；
[0064] D、热机械轧制：将坯料加热至1220℃，保温4 h出炉，在1160‑1060℃粗轧4道次，得中间坯，
[0065] 在950‑810 ℃对中间坯进行5道次精轧，
[0066] 控制开冷温度800℃、返红温度530℃、冷速10℃/s冷却得厚度为18 mm的免涂装耐候钢板。
[0067] 对其金相组织用扫描电镜进行观察，典型组织照片如图2所示，组织组成为“针状铁素体+粒状贝氏体+板条贝氏体+M‑A组元”。焊接性以碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数
（Pcm）表示，碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数（Pcm）按GB714‑2015中的公式计算，具体数
值参见表1，可见其焊接性良好。钢板的力学性能参见表3和图4，力学性能优异，均满足
500MPa级耐候桥梁钢国标GB714‑2015的要求。
（Pcm）表示，碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数（Pcm）按GB714‑2015中的公式计算，具体数
值参见表1，可见其焊接性良好。钢板的力学性能参见表3和图4，力学性能优异，均满足
500MPa级耐候桥梁钢国标GB714‑2015的要求。
[0068] 耐腐蚀指数为7.18，且耐蚀性指数中，Mo元素对钢耐候性的提高并没有计算在内。在与实施例一同样条件下进行耐候实验，锈层的自腐蚀电位参见表5，腐蚀增重曲线参见图
5和图6，腐蚀增重速率参见图7和图8。该实施例的钢板，锈层稳定后的腐蚀增重速率工业大
2 2
气环境为0.40g/m·cycle、海洋大气环境为0.55g/m·cycle。无论是海洋大气环境还是工
业大气环境，钢的耐候性均随Mo含量的增加而提高。而且，该实施例钢板在工业大气环境的
耐腐蚀性能高于海洋大气环境。具体环境中可以根据当地的大气环境适当选择Mo的加入
量。该桥梁钢实现了高强度、强韧性、耐候性与焊接性的良好匹配。
5和图6，腐蚀增重速率参见图7和图8。该实施例的钢板，锈层稳定后的腐蚀增重速率工业大
2 2
气环境为0.40g/m·cycle、海洋大气环境为0.55g/m·cycle。无论是海洋大气环境还是工
业大气环境，钢的耐候性均随Mo含量的增加而提高。而且，该实施例钢板在工业大气环境的
耐腐蚀性能高于海洋大气环境。具体环境中可以根据当地的大气环境适当选择Mo的加入
量。该桥梁钢实现了高强度、强韧性、耐候性与焊接性的良好匹配。
[0069] 实施例三，首先进行铁水的冶炼，脱磷脱硫预处理铁水后，以电弧炉控制1600℃保持25min，进行冶炼，得铁水。
[0070] 然后进行如下操作：
[0071] A、精炼：铁水转至钢包炉，按0 .2 MPa的压力、150NL/min的流量，进行吹Ar气搅拌，精炼50min；
[0072] 按表1的数值调整化学成分的质量百分比，余量为Fe和不可避免的杂质，
[0073] 静搅20‑30分钟；
[0074] B、真空处理：转至钢包精炼炉，控制真空度为0.7毫巴，真空保持时间23分钟，破真空后静搅16分钟，调整化学成分，喂入Al线，连铸电磁搅拌，控制搅拌强度在0.8L/（min•t），
搅拌时间11min；
搅拌时间11min；
[0075] C保护连铸：采用全程保护浇注方式，得坯料；
[0076] D、热机械轧制：将坯料加热至1210℃，保温4 h出炉，在1170‑1070℃粗轧4道次，得中间坯，
[0077] 在930‑830 ℃对中间坯进行5道次精轧，
[0078] 控制开冷温度760℃、返红温度570℃、冷速5℃/s冷却得厚度为20 mm的免涂装耐候钢板。
[0079] 对其金相组织用扫描电镜进行观察，典型组织照片如图3所示，组织组成为“针状铁素体+粒状贝氏体+板条贝氏体+M‑A组元”。焊接性以碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数
（Pcm）表示，碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数（Pcm）按GB714‑2015中的公式计算，具体数
值参见表1，可见其焊接性良好。钢板的力学性能参见表3和图4，力学性能优异，均满足
500MPa级耐候桥梁钢国标GB714‑2015的要求。
（Pcm）表示，碳当量（Ceq）和焊接裂纹敏感性指数（Pcm）按GB714‑2015中的公式计算，具体数
值参见表1，可见其焊接性良好。钢板的力学性能参见表3和图4，力学性能优异，均满足
500MPa级耐候桥梁钢国标GB714‑2015的要求。
[0080] 耐腐蚀指数为6.91，且耐蚀性指数中，Mo元素对钢耐候性的提高并没有计算在内。在与实施例一和实施例二同样条件下进行耐候实验，锈层的自腐蚀电位参见表5，腐蚀增重
曲线参见图5和图6，腐蚀增重速率参见图7和图8。该实施例的钢板，锈层稳定后的腐蚀增重
2 2
速率工业大气环境为0.34g/m·cycle、海洋大气环境为0.44g/m·cycle。无论是海洋大气
环境还是工业大气环境，钢的耐候性均随Mo含量的增加而提高。而且，该实施例钢板在工业
大气环境的耐腐蚀性能高于海洋大气环境。具体环境中可以根据当地的大气环境适当选择
Mo的加入量。该桥梁钢实现了高强度、强韧性、耐候性与焊接性的良好匹配。
曲线参见图5和图6，腐蚀增重速率参见图7和图8。该实施例的钢板，锈层稳定后的腐蚀增重
2 2
速率工业大气环境为0.34g/m·cycle、海洋大气环境为0.44g/m·cycle。无论是海洋大气
环境还是工业大气环境，钢的耐候性均随Mo含量的增加而提高。而且，该实施例钢板在工业
大气环境的耐腐蚀性能高于海洋大气环境。具体环境中可以根据当地的大气环境适当选择
Mo的加入量。该桥梁钢实现了高强度、强韧性、耐候性与焊接性的良好匹配。
[0081] 表1 实施例1‑3中钢板的化学成分（质量百分比）及焊接性。
[0082]
[0083] 表2 实施例1‑3中的TMCP工艺参数。
[0084]
[0085] 表3 实施例1‑3中钢板的力学性能。
[0086]
[0087] 表4 对比钢的化学成分（质量百分含量）及焊接性数据。
[0088]
[0089] 表5实施例1‑3钢和对比钢加速腐蚀80周期后锈层的自腐蚀电位（V）。
[0090]