本發(fā)明涉及耐候鋼制造領(lǐng)域，特別涉及一種高強(qiáng)韌耐候鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

隨著我國鐵路運(yùn)輸?shù)目焖侔l(fā)展，列車重載與提速已迫在眉睫。減輕車輛自重、提高承載能力和使用壽命是實(shí)現(xiàn)鐵路運(yùn)輸和重載的重要手段。高速列車轉(zhuǎn)向架是連接高速列車最重要的承載結(jié)構(gòu)之一。為了實(shí)現(xiàn)高速列車轉(zhuǎn)向架的輕量化，轉(zhuǎn)向架用鋼必須滿足高強(qiáng)度、高韌性、抗疲勞性能、優(yōu)良焊接性和耐候耐蝕性的要求。

如中國專利CN1609257公開的“針狀組織高強(qiáng)度耐候鋼及其生產(chǎn)方法”、中國專利CN1986864公開的“一種高強(qiáng)度低合金耐大氣腐蝕鋼及其生產(chǎn)方法”以及日本專利號(hào)JP04235250A公開的“HIGH CORROSION RESISTANT STEEL SHEET”、美國專利號(hào)US6315946公開的“Ultra low carbon bainitic weathering steel”等。上述專利所涉及的鋼種均屬傳統(tǒng)CORTEN鋼系列鋼種，成分體系屬于Cu-P-Cr-Ni系或Cr-Mn-Cu系，通過輔助添加其它微量合金元素并在一定的軋制工藝條件下獲得不同組織形態(tài)，從而達(dá)到所需的力學(xué)性能和耐蝕性能。在合金成分上為低Cr耐候鋼，Cr含量一般在0.7％以下，Al含量不超過0.1％。

另一種思路是通過添加P、RE提高耐蝕性能，然而，依靠P、RE提高耐蝕性能存在P的偏析開裂及RE含量難以控制等問題。

為進(jìn)一步提高耐大氣腐蝕性能，研究人員轉(zhuǎn)向于通過大幅度提高其它耐蝕元素的含量開發(fā)了高合金型的耐候鋼。如日本專利號(hào)JP01079346A公開的“耐海水腐蝕鋼”、日本專利號(hào)JP05302148A公開的“高耐蝕性強(qiáng)磁型制振合金”等。

上述幾個(gè)專利所涉及的鋼種均含有較高的Al、Cr成分，同時(shí)配合其它合金元素實(shí)現(xiàn)特定的力學(xué)性能。由上述專利所代表的高Al系、高Cr系耐候鋼，因其合金成分太高，一方面增加了煉鋼、軋鋼的生產(chǎn)難度，同時(shí)成本也大幅度提高。

現(xiàn)有技術(shù)生產(chǎn)的耐候鋼，在保證良好的力學(xué)性能的同時(shí)，其相對(duì)腐蝕率往往不高，甚至有的鋼種的綜合力學(xué)性能也保證不了，只是某一方面的力學(xué)性能優(yōu)異，滿足不了鐵路車輛等提高耐腐蝕的用鋼要求，服役期限較短，維修成本高。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于針對(duì)現(xiàn)有的耐候鋼的耐蝕性能不足以及滿足對(duì)列車重載、提速的要求，公開了一種高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板及其制造方法，以解決現(xiàn)有技術(shù)中存在的上述問題。本發(fā)明耐候鋼具有較好的耐腐蝕性，且具有高強(qiáng)度、高韌性，特別適用于高速列車轉(zhuǎn)向架。

為實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明采用如下的技術(shù)方案：

一種高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板，其化學(xué)成分質(zhì)量百分含量(wt.％)為：C:≤0.02％，Si:0.1～1.0％，Mn:0.2～2.0％，P:<0.01％，S<0.008％，Al:0.4～2.0％，Cu:0.2～0.6％，Cr:0.5～3.15％，Ni:0.1～1.0％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。

此外，本發(fā)明還提供上述高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板的制造方法，該方法包括：

1)冶煉、爐外精煉、連鑄：

按化學(xué)成分質(zhì)量百分含量取：C:≤0.02％,Si:0.1～1.0％,Mn:0.2～2.0％,P:<0.01％,S<0.008％,Al:0.4～2.0％,Cu:0.2～0.6％,Cr:0.5～3.15％,Ni:0.1～1.0％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)；進(jìn)行冶煉、爐外精煉、連鑄形成板坯；

2)板坯加熱：將步驟1)獲得的板坯進(jìn)行加熱，加熱溫度在1170～1250℃；

3)軋制：采用粗軋、精軋兩段控制軋制工藝，粗軋階段開軋溫度為1070～1200℃；精軋階段開軋溫度為880～1050℃，終軋溫度為700～850℃；

4)冷卻：將軋制后鋼板進(jìn)行冷卻，冷卻速度為10～40℃/s；

5)精整：控制鋼板終冷溫度為490～640℃，之后再冷卻至室溫，并進(jìn)行精整即得到高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板，所獲得的鋼板的屈服強(qiáng)度為400～650MPa，其屈服強(qiáng)度達(dá)到400MPa以上，滿足耐候鋼的高強(qiáng)度要求；相對(duì)腐蝕速率在27％以下，遠(yuǎn)低于目前要求普通耐候鋼相對(duì)Q345腐蝕率不超過55％的規(guī)定水平；-40℃條件下沖擊功在60J以上，延伸率在20％以上。

本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板具有如下優(yōu)點(diǎn)和有益效果：

1、本發(fā)明鋼種的屈服強(qiáng)度為400～600MPa，屬于高強(qiáng)度耐候鋼，能夠滿足車輛降低轉(zhuǎn)向架自重的要求，提高承載能力。

2、適量的微合金化元素的添加保證了本鋼的優(yōu)良的耐蝕性能，能夠取代傳統(tǒng)的高強(qiáng)度耐候鋼應(yīng)用于列車轉(zhuǎn)向架，大幅度降低車輛的使用和維修成本。

3、本發(fā)明鋼種具有優(yōu)良的冷彎加工及低溫韌性，-40℃條件下沖擊功在60J以上。

4、本發(fā)明鋼種采用控軋控冷生產(chǎn)工藝，軋后不需要進(jìn)行熱處理，能夠熱軋狀態(tài)供貨，有效保證了供貨周期，降低了生產(chǎn)成本。

附圖說明

圖1為本發(fā)明高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板的CCT曲線圖。

具體實(shí)施方式

下面通過具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步的說明。

經(jīng)過研究，本發(fā)明高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板的各化學(xué)成分設(shè)計(jì)如下：

C：C是鋼中主要的強(qiáng)化元素，能夠顯著提高鋼板的強(qiáng)度，但較多的C對(duì)鋼板焊接、韌性及塑性不利。低C設(shè)計(jì)在于限制了珠光體組織及其它碳化物的形成，保證鋼的顯微結(jié)構(gòu)為均相組織，避免了異相之間的電位差引起原電池腐蝕，提高了鋼的耐蝕性能。所以限定其含量低于0.02％。

Si:Si含量控制在0.1～1.0％，Si在鋼中具有較高的固溶度，能夠增加鋼中鐵素體體積分?jǐn)?shù)，細(xì)化晶粒，因而有利于提高韌性，但含量過高將導(dǎo)致其焊接性能下降，因此上限控制在1.0％。

Mn:具有較強(qiáng)的固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)顯著降低鋼的相變溫度，細(xì)化鋼的顯微組織，是重要的強(qiáng)韌化元素，但是Mn含量過高會(huì)導(dǎo)致淬透性增大，從而導(dǎo)致焊接性及熱影響區(qū)韌性惡化，所以將其含量控制在0.2～2.0％。

P、S:S的存在會(huì)惡化鋼的耐大氣腐蝕性能，而P能有效提高鋼的耐大氣腐蝕性能，但P含量過高惡化鋼的韌性及塑性，極易造成鋼的偏析，因而本發(fā)明鋼種設(shè)計(jì)采用極低的S、P含量，P<0.01％,S<0.008％。

Al:通常作為脫氧劑使用，微量的Al有利于細(xì)化晶粒，改善鋼材的強(qiáng)韌性能。同時(shí)Al有良好的抗氧化性能，暴露在空氣中可在表面生成一種耐腐蝕的氧化層。低碳鋼中加入適量的Al能夠提高鋼的耐大氣腐蝕性能。但過高的Al將使鋼中鐵素體脆性增加而導(dǎo)致鋼韌性的降低，所以設(shè)計(jì)其含量范圍為0.4～2.0％。

Cu:有著固溶和沉淀強(qiáng)化的作用，與Ni適當(dāng)配比，能夠顯著提高鋼的耐大氣腐蝕性能，過高則對(duì)焊接性不利，且熱軋時(shí)易發(fā)生網(wǎng)裂，所以其含量范圍為0.2～0.6％。

Cr:對(duì)改善鋼的鈍化能力具有顯著效果。能夠促進(jìn)鋼表面形成致密的鈍化膜或保護(hù)性銹層，在銹層內(nèi)的富集能有效提高銹層對(duì)腐蝕性介質(zhì)的選擇透過特性。過高的Cr對(duì)焊接及韌性不利，同時(shí)增加了煉鋼成本。故而設(shè)計(jì)其含量為0.5～3.15％。

Ni:能夠提高鋼的強(qiáng)度同時(shí)改善韌性、淬透性，可有效阻止Cu的熱脆引起的網(wǎng)裂。而其過高會(huì)提高鋼坯氧化皮的粘附性，軋制過程中壓入鋼中會(huì)在表面形成熱軋缺陷，同時(shí)增加煉鋼成本，最終選取Ni含量為0.1～1.0％。

Nb:強(qiáng)碳化物形成元素，所形成的微細(xì)碳化物顆粒能細(xì)化組織，并產(chǎn)生析出強(qiáng)化作用，顯著提高鋼板的強(qiáng)度，但較多的Nb對(duì)焊接不利，同時(shí)增加成本，建議含量0.005～0.06％。

Mo:提高鋼的淬透性與熱強(qiáng)性。防止回火脆性，增加剩磁和矯頑力以及在某些介質(zhì)中的抗蝕性，過高則不利于節(jié)約成本，故設(shè)計(jì)其含量為0.15～0.25％。

B:少量的B即可顯著提高鋼的淬透性，而B含量過高則會(huì)因其析出而導(dǎo)致淬透性下降。故設(shè)計(jì)其含量為0.0005～0.001％。

Zr、Ti：二者同時(shí)微合金化并進(jìn)行復(fù)合脫氧工藝，可改善鋼中夾雜物的形態(tài)與分布。設(shè)計(jì)含量為Zr：0.05～1.5％，Ti：0.01～1.0％。

本發(fā)明鋼種經(jīng)過板坯加熱及軋制工藝后，可獲得超低碳貝氏體組織，采取超低碳貝氏體鋼代替?zhèn)鹘y(tǒng)鐵素體+珠光體高強(qiáng)鋼。實(shí)現(xiàn)在較快的冷卻速度下(較小的焊接線能量下)獲得細(xì)小均勻的針狀鐵素體和貝氏體復(fù)合組織。

進(jìn)一步地，作為本發(fā)明的一種優(yōu)選實(shí)施方式，加入少量的Nb、Mo、B中的一種或多種以實(shí)現(xiàn)控制軋制和增加淬透性，得到精細(xì)的貝氏體組織，以提高本高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板的力學(xué)性能。

以Al+Si代替現(xiàn)有技術(shù)中Ni+Cr+Cu進(jìn)行合金化提高貝氏體鋼耐候耐蝕性。

作為本發(fā)明的另一種優(yōu)選實(shí)施方式，還可以在上述成分中加入Zr和/或Ti，如果加入Zr和/或Ti，利用Zr、Ti進(jìn)行復(fù)合脫氧，分散和細(xì)化MnS夾雜，提高貝氏體的低溫韌性，同時(shí)在焊接過程中釘扎奧氏體晶粒長大和提供針狀鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)，改善貝氏體鋼的焊接性能。能有效控制MnS的球化，使得CSR、CLR、CTR三項(xiàng)指標(biāo)均低于傳統(tǒng)鋼，提高耐腐蝕性；同時(shí)能獲得大量TiN粒子，這些粒子能有效抑制組織粗化，并促進(jìn)針狀鐵素體形成，細(xì)化組織，得到細(xì)小均勻的復(fù)合組織。與傳統(tǒng)Al脫氧方式相比，利用Zr-Ti復(fù)合脫氧技術(shù)的鋼種中心偏析明顯減輕，氫致裂紋的程度相應(yīng)減輕。鏈狀?yuàn)A雜物尺寸得到有效控制，沒有形成長條狀的MnS，MnS夾雜被球化和細(xì)化。

Cu微合金化可得到的復(fù)合粒子，使得傳統(tǒng)的粒子外層附著MnS析出變?yōu)镃uS+MnS析出，該復(fù)合夾雜促進(jìn)鐵素體形核率提高4～5倍，針狀鐵素體含量提高3～4倍，有效晶粒尺寸明顯細(xì)化。

除了本發(fā)明上述鋼種的化學(xué)成分范圍控制之外，本發(fā)明的另一關(guān)鍵技術(shù)涉及該高強(qiáng)韌耐蝕鋼板生產(chǎn)工藝流程的選擇和控制。其基本工藝流程包括冶煉、爐外精煉、連鑄、板坯再加熱、控制軋制、控制冷軋、卷取、精整、交貨，具體包括如下步驟：

1)冶煉、爐外精煉、連鑄；

按下述成分冶煉、爐外精煉、鑄造形成板坯，化學(xué)成分重量百分含量為：C≤0.02％,Si:0.1～1.0％,Mn:0.2～2.0％,P:<0.01％,S<0.008％,Al:0.4～2.0％,Cu:0.2～0.6％,Cr:0.5～3.15％,Ni:0.1～1.0％。

或者鋼水化學(xué)成分還包括Nb、Mo、B、Zr、Ti中的一種或多種，其中若以重量百分比計(jì)，Nb:0.005～0.06％,Mo:0.15～0.25％,B:0.0005～0.001％,Zr：0.05～1.5％，Ti:0.01～1.0％

2)板坯加熱：將步驟1)獲得的板坯進(jìn)行加熱，加熱溫度為1170～1250℃

3)軋制：采用粗軋、精軋兩段控制軋制工藝，粗軋階段開軋溫度為1070～1200℃；精軋階段開軋溫度為880～1050℃，終軋溫度為700～850℃。

4)冷卻：將軋制后鋼板進(jìn)行冷卻，且冷卻速度控制在10～40℃/s范圍內(nèi)。

5)精整：控制冷卻至490℃～640℃后緩冷至室溫，并進(jìn)行精整即可獲得所述高速列車轉(zhuǎn)向架用高強(qiáng)韌耐候鋼，精整只需按照現(xiàn)有的技術(shù)手段進(jìn)行操作即可。

從圖1所示的CCT曲線能夠看出，鋼種的奧氏體化溫度在1100℃以上。綜合考慮微合金元素碳氮化物在奧氏體中的溶解行為及加熱過程中奧氏體晶粒的長大行為，本發(fā)明特別強(qiáng)調(diào)鋼坯在1170～1250℃加熱，采用如下粗軋、精軋兩段控制軋制工藝。

粗軋階段開軋溫度為1070～1200℃，此時(shí)鋼的塑性好，強(qiáng)度低，易于軋制；為獲得本發(fā)明鋼所要求的性能，必須控制鋼的基體組織為鐵素體+貝氏體。從CCT曲線看，為獲得優(yōu)異的綜合性能，保證再結(jié)晶細(xì)化晶粒效果，精軋階段終軋溫度為700～850℃。溫度過高晶粒易迅速長大粗化，溫度過低導(dǎo)致軋制力過高，能耗增加。

從連續(xù)冷卻曲線可以看出，冷卻速度在5℃/s以上均可以獲得鐵素體+貝氏體組織?？紤]到快速冷卻以細(xì)化組織及相變完成時(shí)間，欲在短時(shí)間內(nèi)完成大部分鐵素體→貝氏體相變，冷卻速度必須控制在10℃/s以上；而冷卻速度過高，在組織相變點(diǎn)隨之降低，鋼中的鐵素體組織含量偏低，導(dǎo)致鋼的塑性變差，所以控制冷卻速度在40℃/s以下。因此本發(fā)明的鋼種的軋后冷速控制在10～40℃/s范圍內(nèi)。

終冷溫度根據(jù)鋼的相變點(diǎn)并結(jié)合鋼板組織確定。從圖1看，鋼的馬氏體相變開始溫度約為490℃，終冷溫度低于這個(gè)溫度將形成大量馬氏體，雖然提高了強(qiáng)度但嚴(yán)重降低鋼材料的韌性和塑性；終冷溫度超過640℃則無法獲得鐵素體+貝氏體組織，所以必須控制鋼種在490℃～640℃范圍內(nèi)終冷，之后再冷卻至室溫。

本發(fā)明的高速列車轉(zhuǎn)向架用高強(qiáng)韌耐候鋼板，其化學(xué)成分配比和力學(xué)性能如表1所示，并與相近鋼種進(jìn)行了化學(xué)成分、性能的對(duì)比參見表1。

其中，對(duì)比專利1：公開號(hào)為CN101376953A的中國專利，其為超低碳成分，同時(shí)Mn含量也極低，且要求含有一定量的N、Ca。

對(duì)比專利2：日本專利號(hào)JP2002363704，其成分上必須3～20％的Mn，并選擇添加Cu、Ni、Mo、Nb、V、Ti、Zr及Mg+Ca等元素中一種或多種。

對(duì)比專利3：公開號(hào)為CN102409253A的中國專利，其為低碳成分，同時(shí)Cr的含量很高。

表1

根據(jù)表1的數(shù)據(jù)可以得到：

對(duì)比專利1為屈服強(qiáng)度700MPa以上的鋼種，要求超低碳成分，而且Mn、Al含量均在0.05％以下，冶煉難度極大同時(shí)Cr含量也較本實(shí)施例高出許多，并添加一定量的N、Ca，二者有明顯差異；

對(duì)比專利2的鋼種中Cr、Al成分范圍寬，且上限均遠(yuǎn)大于本實(shí)施例，特別的還有極高的Mn含量，屈服強(qiáng)度范圍甚寬，同時(shí)沒有延伸率與低溫韌性的綜合性能數(shù)據(jù)，與本專利有明顯不同；

對(duì)比專利3所涉及的鋼種，其不含有Mo、B、Zr等微合金元素，但是其有較高的Cr含量，這是與本專利的不同。

按照本發(fā)明的高速列車轉(zhuǎn)向架用高強(qiáng)韌耐候鋼板的化學(xué)成分質(zhì)量百分比含量要求，分別通過五個(gè)實(shí)施例來進(jìn)行說明，五個(gè)實(shí)施例所用化學(xué)成分配比如表2所示，在實(shí)驗(yàn)室500kg真空感應(yīng)爐上冶煉本發(fā)明鋼，鋼坯加熱溫度1170～1250℃，粗軋開軋溫度1070～1200℃，精軋終軋溫度700～850℃，終冷溫度490～640℃，隨后空冷至室溫。五個(gè)實(shí)施例鋼的相關(guān)力學(xué)性能參見表3。

表2

表3

以普通碳鋼Q345B及高強(qiáng)耐候鋼Q450NQR1為對(duì)比樣品，按鐵路用耐候鋼周期浸潤腐蝕試驗(yàn)的方法(TB/T2375-93)進(jìn)行72h的周期浸潤循環(huán)腐蝕實(shí)驗(yàn)。通過計(jì)算樣品單位面積腐蝕失重量求得平均腐蝕速率，進(jìn)而求得鋼種的相對(duì)腐蝕速率。實(shí)施例鋼種及對(duì)比鋼種的耐大氣腐蝕性能如表4所示。

表4

按照本發(fā)明高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板的成分設(shè)計(jì)范圍及軋制工藝控制所獲得的實(shí)施例鋼的屈服強(qiáng)度為400～600MPa，延伸率在20％以上，同時(shí)具有良好的沖擊韌性和較低的屈強(qiáng)比；耐大氣腐蝕性能的對(duì)比結(jié)果也表明本發(fā)明鋼種的耐大氣腐蝕性能相對(duì)于傳統(tǒng)高強(qiáng)耐候鋼的性能要求(相對(duì)腐蝕率≤55％)提高了一倍以上，相對(duì)腐蝕率均在27％以下。因此，本發(fā)明高強(qiáng)韌耐腐耐候鋼板可完全取代傳統(tǒng)耐候鋼和當(dāng)前已有高強(qiáng)度耐候鋼，適于在高速列車轉(zhuǎn)向架領(lǐng)域予以推廣。