CN109252094A - 一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.065～0.068％、Si 0.05～0.08％、Mn 1.5～1.55％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb+Ti+V 0.13～0.2％、Al≤0.050％，还含有Cr、Mo、Ni、Cu、稀土这5类的至少2类，余量为Fe和不可避免的杂质元素。

Description

一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢及其生产方法
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢及其生产方法。
背景技术
耐大气腐蚀低合金结构钢大量应用于建筑、桥梁、集装箱、车辆等室外钢结构制造领域。其是以低碳锰钢为基础，加入少量Cr、Cu、Ni等低合金耐蚀性元素，促使钢的锈层结构发生变化，有利于减缓大气腐蚀速度，显著提高钢的耐大气腐蚀性能。
CN101135029 A记载了屈服强度700MPa级耐大气腐蚀钢及其制造方法，其强度较低，无法满足不同场合的高强度需要。CN103114253 A记载了一种成品厚度3～10mm的极薄规格极薄规格超高强度钢板的生产方法，虽然可以获得屈服强度Rp0.2可达950-1300MPa，抗拉强度Rm：1000-1500MPa，断裂伸长率A：12-20％，-40℃冲击吸收能量KV2：80-270J，但是其热轧基板经过两次淬火+回火热处理工艺，明显影响了生产效率。CN103302255 A记载了一种薄带连铸700MPa级高强耐大气腐蚀钢制造方法，其钢带的屈服强度至少为700MPa、抗拉强度至少为780MPa、延伸率至少为18％，也难以适应高强度、高延伸率、耐冲击等综合性能的新需要。
另外目前对超快冷工艺的研究主要集中在汽车钢板和X70、X80管线钢领域，对于高强度桥梁用钢领域使用超快冷工艺来提高高强度、高延伸率、耐冲击等综合性能的研究较少。
发明内容
本发明所解决的技术问题是提供一种具备高强度、高延伸率、耐冲击等综合性能。为实现上述目的，本发明一方面是提供高强度桥梁用钢的成分，另一方面是提出高强度桥梁用钢的生产方法。
技术方案如下：
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.065～0.068％、Si0.05～0.08％、Mn1.5～1.55％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb+Ti+V 0.13～0.2％、Al≤0.050％，还含有Cr、Mo、Ni、Cu、稀土这5类的至少2类，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.065～0.068％、Si 0.05～0.08％、Mn 1.5～1.55％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.065～0.07％、Ti 0.02～0.025％、V 0.03～0.035％、Al≤0.050％、Cr 0.45～0.48％、Mo 0.35～0.38％、Ni 0.12～0.15％、Cu 0.05～0.09％、稀土0.0001-0.001％、N 0.001-0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取；经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁素体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1000MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.065％、Si0.05％、Mn 1.5％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.065％、Ti 0.02％、V 0.03％、Al≤0.050％、Cr 0.45％、Mo 0.35％、Ni 0.12％、Cu 0.05％、稀土0.0001％、N 0.001％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取；经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁素体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥820MPa，抗拉强度≥1030MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.066％、Si0.06％、Mn 1.52％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.067％、Ti 0.023％、V 0.033％、Al≤0.050％、Cr 0.46％、Mo 0.36％、Ni 0.14％、Cu 0.06％、稀土0.0005％、N 0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取；经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁素体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥850MPa，抗拉强度≥1050MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.068％、Si0.08％、Mn 1.55％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.07％、Ti 0.025％、V 0.035％、Al≤0.050％、Cr0.48％、Mo 0.38％、Ni 0.15％、Cu 0.09％、稀土0.001％、N 0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取；经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁素体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1100MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢的生产方法，工艺路线包括：铁水预处理→钢水冶炼→炉外精炼→连铸→加热和轧制→超快冷工艺和卷取；核心步骤如下：
(1)铁水预处理脱硫；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1650℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；
(3)LF+RH精炼工艺或者RH或VD真空脱气；
(4)连铸工艺：全程吹保护气体，避免氧化和增氮；
(5)加热和轧制；钢坯装入加热炉中，加热温度1180～1220℃，总在炉时间≥200min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1050～1080℃，单道次压下率＞10％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤890℃，终轧温度为840-845℃，累计压下率≥80％，轧制结束之后产品厚度10-13mm；
(6)超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢的生产方法，其特征在于步骤(6)中超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以83-88℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢的生产方法，其特征在于步骤(6)中超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从843℃的终轧温度以87℃/s的冷却速度冷却到353℃，并于347℃进行卷取。
一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢的生产方法，其特征在于步骤(5)加热和轧制；钢坯装入加热炉中，加热温度1180～1200℃，总在炉时间≥200min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1050～1070℃，单道次压下率＞10％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤890℃，终轧温度为840-845℃，累计压下率≥80％，轧制结束之后产品厚度10-13mm；
与现有技术相比，本发明技术效果包括：
1、本发明通过精确控制成分和生产工艺。在具备高强度、高延伸率、耐冲击等综合性能。
2、具备了较好的综合力学性能，又避免了对工艺条件的增加，比如回火、淬火等，节约了生产工艺，不需要靠生产成本去获取性能，节约了生产成本，具有很好的适应性。
接着，说明本发明的化学成分的限定理由。此处，关于成分的％意味着质量％。
C：有利于发明钢获得所需的强度指标；增加奥氏体的稳定性，，通过碳元素的配分可调控残余奥氏体的热稳定性和机械稳定性，但过高的C造成浇注时的成分偏析，导致焊接性能变差。因此，C的添加量设为C 0.065～0.068％。
Si具有抑制成为破坏起点的碳化物的析出的效果。增加奥氏体的热稳定性，可以提高钢的强度，有利于实现发明钢的强度和低成本的要求。Si元素可以提高钢的淬透性和抗回火性，对钢的综合力学性能，特别是弹性极限有利，还可以提高屈服强度等。因此添加0.05％以上。但是，添加超过0.08％时，现场的焊接性变差。从现场焊接性的观点出发，所以Si 0.05～0.08％。
Mn是固溶强化元素，可以稳定奥氏体。使奥氏体的相变温度降低，细化钢的晶粒，提高淬透性和热强性能，在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力。另外，在使奥氏体区域温度扩大到低温侧的轧制结束后的冷却中，具有容易得到作为本发明显微组织的构成要件之一的连续冷却相变组织的效果。为了得到这些效果，添加Mn取1.5％以上。然而，即使添加超过1.6％的Mn，其效果也饱和，所以其上限为1.55％。另外，Mn助长连续铸造钢坯的中心偏析，形成成为破坏起点的硬质相，所以Mn 1.5～1.55％。
P是杂质，越低越优选，如果含有超过0.02％，则偏析于连续铸造钢片的中心部，引起晶界破坏，显著降低低温韧性，因此设为0.02％以下。进而，P由于给焊接性带来不良影响，所以考虑到上述问题时，优选为0.01％以下。
S是杂质，不仅引起热轧时的裂纹，而且如果过多，则还会使低温韧性变差。因此，设为0.004％以下。进而，S偏析于连续铸造钢片的中心附近，轧制后形成拉伸的MnS，不仅成为氢诱导裂纹的起点，还可能发生板裂纹。硫通常以FeS的形式存在于钢材中。FeS塑性差，熔点低。钢水结晶时FeS分布于晶界周围。因此，S≤0.004％。
Nb、Ti是本发明中重要的元素之一。Nb具有如下效果：其通过在固溶状态下的拖曳效果和/或作为碳氮化析出物的钉扎效应，抑制轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶及粒生长，将有效晶体粒径细粒化，通过减小脆性破坏的龟裂传播，使低温韧性提高。进而，在作为热轧钢板制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳化物，因其析出强化而有利于提高强度。并且，Nb具有如下效果：使γ/α相变延迟，通过使相变温度降低，在比较慢的冷却速度下也使相变后的显微组织稳定地成为连续冷却相变组织。但是，为了得到这些效果，必须至少添加0.065％以上。另一方面，添加超过0.075％时，不仅其效果饱和，而且难以在热轧前的加热工序中使其固溶，从而形成粗大的碳氮化物而成为破坏的起点，有可能使低温韧性、耐酸性变差。考虑到生产成本和强化效果最佳，选取Nb 0.065～0.07％。
Ti在通过连续铸造或钢锭铸造得到的铸坯刚凝固后的高温下作为氮化物开始析出。含有该Ti氮化物的析出物在高温下稳定，在后续板坯再加热中也不完全固溶，发挥钉扎效应，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，将显微组织微细化，改善低温韧性。另外，在γ/α相变中抑制生成铁素体的核，具有促进生成作为本发明要件的连续冷却相变组织的效果。为了得到上述效果，必须添加至少0.02％以上的Ti。另一方面，即使添加超过0.012％，该效果也饱和。通常为了充分利用N与Ti形成细小弥散分布的TiN、TiC来提高产品强度。由于以这些微细的氧化物为核并含有Ti氮化物的析出物微细地结晶或析出，因此使含有Ti氮化物、碳化物的析出物的平均当量圆直径变小，不仅因密集分散的效果而抑制轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶，还抑制卷取后的铁素体的粒生长。因此Ti 0.02～0.025％。
V也是常见的合金化元素，V通过析出强化及晶粒细化来强化钢基体，0.1％的V可以增加60～100MPa的强度，同时V也是铁素体稳定化元素，抑制贝氏体及珠光体转变，使残余奥氏体量增加。但V的选取在本发明中具有一定的特殊性，主要体现在VC或V(C，N)在900℃以上可以完全溶于奥氏体中，因此它主要是在奥氏体-铁素体相变过程的相间析出和在铁素体中的析出强化。本申请中精轧温度的选取充分考虑到了VC或V(C，N)的析出规律而确定，既不过渡添加而浪费V，也考虑了V对强化、细化晶粒等性能的影响，因此V 0.03～0.035％。
Al是为了在钢液脱氧时使多数微细的氧化物分散所必须的元素。过量添加时，其效果消失，所以其上限设为0.05％。
N如上所述形成含有Ti、V、Nb氮化物、碳氮化物，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，将后续控制轧制中与有效晶体粒径有相关的奥氏体粒径细粒化，通过使显微组织成为连续冷却相变组织，从而改善低温韧性。但是，其含量小于0.001％时，得不到该效果。另一方面，含有超过0.005％时，因时效而延展性降低，造管时的成形性降低。
Cr为通过析出强化而有助于钢的强度提高的元素，优选添加0.45％以上。另一方面，Cr超过0.5％而添加时，有时会使淬火性上升，并生成贝氏体组织，损害韧性，因此，优选将上限设定为0.48％。因此Cr 0.45～0.48％。
Mo具有使淬火性提高、使强度上升的效果。另外，Mo与Nb共存，有力抑制在控制轧制时奥氏体的再结晶，将奥氏体组织微细化，具有提高低温韧性的效果。但是，即使添加超过0.35％，其效果也饱和，因此设为0.4％以下。另外，添加0.4％以上时，延展性降低，有可能使造管时的成形性降低。因此Mo 0.35～0.38％。
Ni与Mn或Cr、Mo比较，在轧制组织(特别是板坯的中心偏析带)中形成对于低温韧性、耐酸性有害的硬化组织的情况较少，因此，具有不使低温韧性或现场焊接性变差而提高强度的效果。但是，即使添加超过0.15％，其效果也饱和，因此设为Ni 0.12～0.15％。
Cu具有提高耐腐蚀性、耐氢诱导裂纹特性的效果。至少应该添加0.05％以上，但是，即使添加超过0.09％，其效果也饱和。因此Cu 0.05～0.09％。
RE是常见是对非金属夹杂物改性的元素，同时还能细化晶粒，提高氧化物的钉扎效果或耐层状撕裂性，提高强度和韧性。但是，即使添加小于0.0001％，也没有该效果；添加超过0.001％时，成本会增加。
具体实施方式
下面参考具体实施方式对本发明技术方案作详细说明。
实施例1
超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.065％、Si 0.05％、Mn1.5％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.065％、Ti0.02％、V 0.03％、Al≤0.050％、Cr0.45％、Mo 0.35％、Ni 0.12％、Cu 0.05％、稀土0.0001％、N 0.001％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；生产工艺是：
(1)铁水预处理脱硫；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1650℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；
(3)LF+RH精炼工艺或者RH或VD真空脱气；
(4)连铸工艺：全程吹保护气体，避免氧化和增氮；
(5)加热和轧制；钢坯装入加热炉中，加热温度1180～1220℃，总在炉时间≥200min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1050～1080℃，单道次压下率＞10％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤890℃，终轧温度为840-845℃，累计压下率≥80％，轧制结束之后产品厚度10-13mm；
(6)超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。
实施例1经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁素体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥820MPa，抗拉强度≥1030MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
实施例2
超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.066％、Si 0.06％、Mn1.52％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.067％、Ti 0.023％、V 0.033％、Al≤0.050％、Cr0.46％、Mo 0.36％、Ni 0.14％、Cu 0.06％、稀土0.0005％、N 0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；生产工艺是：
(1)铁水预处理脱硫；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1650℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；
(3)LF+RH精炼工艺或者RH或VD真空脱气；
(4)连铸工艺：全程吹保护气体，避免氧化和增氮；
(5)加热和轧制；钢坯装入加热炉中，加热温度1180～1220℃，总在炉时间≥200min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1050～1080℃，单道次压下率＞10％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤890℃，终轧温度为840-845℃，累计压下率≥80％，轧制结束之后产品厚度10-13mm；
(6)超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。
实施例2经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁素体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥850MPa，抗拉强度≥1050MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
实施例3
超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.068％、Si 0.08％、Mn1.55％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.07％、Ti0.025％、V 0.035％、Al≤0.050％、Cr0.48％、Mo 0.38％、Ni 0.15％、Cu 0.09％、稀土0.001％、N 0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；生产工艺是：
(1)铁水预处理脱硫；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1650℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；
(3)LF+RH精炼工艺或者RH或VD真空脱气；
(4)连铸工艺：全程吹保护气体，避免氧化和增氮；
(5)加热和轧制；钢坯装入加热炉中，加热温度1180～1220℃，总在炉时间≥200min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1050～1080℃，单道次压下率＞10％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤890℃，终轧温度为840-845℃，累计压下率≥80％，轧制结束之后产品厚度10-13mm；
(6)超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。
实施例3经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁素体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1100MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
对比例1
产品成分以及生产工艺步骤(1)-(5)同实施例1，区别在于步骤(6)冷却工艺是从840-845℃的终轧温度以5-15℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为70-80％的针状铁素体和10-13％的贝氏体铁素体，其他组织为马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是1.5-1.8微米；经过力学性能分析，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥750MPa，断后延伸率≥18％，-40℃的冲击功为250-270J。
对比例2
产品成分以及生产工艺步骤(1)-(5)同实施例2，区别在于步骤(6)超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到360-365℃，并于355-360℃进行卷取。
经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为90-91％的针状铁素体和3.5-4.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.65-0.8微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥770MPa，抗拉强度≥950MPa，断后延伸率≥20％，-40℃的冲击功为220-260J。
对比例3
产品成分以及生产工艺步骤(1)-(5)同实施例3，区别在于步骤(6)超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以95-100℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。
经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95-96％的针状铁素体和3-3.5％的板条马氏体，其他组织为粒状贝氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥820MPa，抗拉强度≥970MPa，断后延伸率≥22％，-40℃的冲击功为210-230J。
对比例4
生产工艺与实施例1一样，但是成分是C 0.05％、Si 0.05％、Mn 1.3％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.06％、Ti0.01％、V 0.02％、Al≤0.050％、Cr 0.45％、Mo0.35％、Ni0.12％、Cu 0.05％、稀土0.0001％、N 0.001％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；
经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为85-88％的针状铁素体和5-7％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.7-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥680MPa，抗拉强度≥830MPa，断后延伸率≥18.5％，-40℃的冲击功为250-260J。
对比例5
产品成分与实施例1一样，但是成分是C 0.065％、Si 0.05％、Mn 1.5％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.065％、Ti 0.02％、V 0.03％、Al≤0.050％、Cr 0.2％、Mo0.15％、Ni 0.1％、稀土0.0001％、N 0.001％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；
经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为88-92％的针状铁素体和6-7％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.6-0.85微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥740MPa，抗拉强度≥930MPa，断后延伸率≥18％，-40℃的冲击功为240-260J。
对比例6
产品成分与实施例1一样，但是成分是C 0.065％、Si0.05％、Mn 1.5％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.065％、Ti 0.05％、Al≤0.050％、Cr 0.45％、Mo 0.35％、Ni0.12％、Cu 0.05％、稀土0.0001％、N 0.001％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；
经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为93-95％的针状铁素体和3.5-5.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁素体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁素体宽度平均范围是0.7-0.85微米，板条马氏体宽度平均范围是0.48-0.55微米；经过力学性能分析，屈服强度≥760MPa，抗拉强度≥960MPa，断后延伸率≥22％，-40℃的冲击功为250-270J。
本发明所用的术语是说明和示例性、而非限制性的术语。由于本发明能够以多种形式具体实施而不脱离发明的精神或实质，所以应当理解，上述实施例不限于任何前述的细节，而应在随附权利要求所限定的精神和范围内广泛地解释，因此落入权利要求或其等效范围内的全部变化和改型都应为所附权利要求所涵盖。

Claims (8)

1.一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.065～0.068％、Si0.05～0.08％、Mn 1.5～1.55％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb+Ti+V 0.13～0.2％、Al≤0.050％，还含有Cr、Mo、Ni、Cu、稀土这5类的至少2类，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
2.一种超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C 0.065～0.068％、Si0.05～0.08％、Mn 1.5～1.55％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.065～0.07％、Ti 0.02～0.025％、V 0.03～0.035％、Al≤0.050％、Cr 0.45～0.48％、Mo 0.35～0.38％、Ni 0.12～0.15％、Cu 0.05～0.09％、稀土0.0001-0.001％、N 0.001-0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取；经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁素体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁树体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁树体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1000MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
3.一种如权利要求2所述的超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C0.065％、Si 0.05％、Mn 1.5％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.065％、Ti 0.02％、V0.03％、Al≤0.050％、Cr 0.45％、Mo 0.35％、Ni 0.12％、Cu 0.05％、稀土0.0001％、N0.001％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取；经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁树体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁树体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁树体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥820MPa，抗拉强度≥1030MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
4.一种如权利要求2所述的超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C0.066％、Si 0.06％、Mn 1.52％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.067％、Ti 0.023％、V0.033％、Al≤0.050％、Cr 0.46％、Mo 0.36％、Ni 0.14％、Cu 0.06％、稀土0.0005％、N0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取；经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁树体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁树体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁树体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥850MPa，抗拉强度≥1050MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
5.一种如权利要求2所述的超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢，其特征在于：成分是C0.068％、Si 0.08％、Mn 1.55％、P≤0.01％、S≤0.004％、Nb 0.07％、Ti 0.025％、V0.035％、Al≤0.050％、Cr0.48％、Mo 0.38％、Ni 0.15％、Cu 0.09％、稀土0.001％、N0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质元素；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取；经过金相组织分析，最终组织以面积率统计为95.5-96.5％的针状铁树体和1.5-2.5％的板条马氏体，其他组织为贝氏体铁树体和/马氏体奥氏体，形成的针状铁树体宽度平均范围是0.6-0.75微米，板条马氏体宽度平均范围是0.4-0.5微米；经过力学性能分析，屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1100MPa，断后延伸率≥24％，屈强比为0.79-0.81，-40℃的冲击功为200-230J。
6.一种如权利要求2-5所述超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢的生产方法，工艺路线包括：铁水预处理→钢水冶炼→炉外精炼→连铸→加热和轧制→超快冷工艺和卷取；核心步骤如下：
(1)铁水预处理脱硫；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1650℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；
(3)LF+RH精炼工艺或者RH或VD真空脱气；
(4)连铸工艺：全程吹保护气体，避免氧化和增氮；
(5)加热和轧制；钢坯装入加热炉中，加热温度1180～1220℃，总在炉时间≥200min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1050～1080℃，单道次压下率＞10％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤890℃，终轧温度为840-845℃，累计压下率≥80％，轧制结束之后产品厚度10-13mm；
(6)超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以80-90℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。
7.一种如权利要求6所述超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢的生产方法，其特征在于步骤(6)中超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从840-845℃的终轧温度以83-88℃/s的冷却速度冷却到350-355℃，并于345-350℃进行卷取。
8.一种如权利要求6所述超快冷工艺制备的高强度桥梁用钢的生产方法，其特征在于步骤(6)中超快冷工艺和卷取；超快冷工艺是从843℃的终轧温度以87℃/s的冷却速度冷却到353℃，并于347℃进行卷取。
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