CN115161551B - 一种高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C：0.04～0.10％，Si≤0.50％，Mn：0.20～1.80％，P≤0.03％，S≤0.01％，Al≤0.30％，Cu：0.10～0.60％，Cr：1.5～4.5％，Ti：0.04～0.18％，N≤0.008％，余量包含Fe和其它不可避免杂质；且同时需满足：C≥0.08％－Ti/3，Mn+Cr≥2.0％。所述钢周浸试验与普通结构钢Q355B的相对腐蚀率≤30％，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；腐蚀速率随时间和腐蚀深度快速衰减，25年的腐蚀深度≤0.1mm；且其屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥800MPa，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18％，冷弯性能满足180°D＝1t，低温冲击韧性‑20℃冲击功达到60J以上。

Description

一种高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及低合金钢技术领域，特别涉及一种高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢及其制造方法。

背景技术

耐大气腐蚀钢即耐候钢，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，其生产和应用已经有数十年的历史。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，替代一些钢的表面防腐工艺，如预镀锌或锌铝镁、后镀锌等，实现材料的裸用，从而减少涂镀工艺带来的能耗、污染问题，也减少后期防腐保养翻新的维护成本。例如，用于光伏发电产业的光伏支架，传统采用后镀锌工艺、或者预镀锌铝镁材料，具有生产成本高、生产过程能耗、污染高、切口等损伤防腐能力差、后期维护成本高等问题，人们也在寻求耐候钢裸用的解决方案。因为要裸用于光伏支架并保证材料在无维护环境下服役25年，材料要求很高的耐大气腐蚀性能，一般C1-C3环境要求材料的相对腐蚀率比现有普通耐候钢提高一倍，与普通结构钢Q355B的相对腐蚀率≤30％，且25年的腐蚀深度≤0.1mm。目前还未见有合适的耐候钢可以广泛应用于光伏支架。

同样，基于绿色轻量化需求，为了减少材料的用量，光伏支架用钢要求更高强度来取代当前500MPa以下的低强度钢，如采用700MPa以上的高强度钢，可以显著减少钢材的用量，也减少向这些偏远地区的光伏发电场的光伏支架运输、安装的成本，对于光伏电站的建设具有重要意义。

高强度钢实现光伏支架等应用，需要将高强度钢冷成形加工成各种型材结构件，这就要求材料具有很好的延伸率和冷弯性能，这对于强度很高的材料是个挑战，因此在具有超高耐候性、高强度的同时，光伏支架材料还要具有非常好的冷成形性能。

目前高强度的耐候钢也涉及一些发明专利，但其产品仍难以满足光伏支架高耐候、高强度、高成形的使用要求。具体如下：

中国专利CN201910243121.1公开了一种高强度建筑用耐候钢板及其生产方法，该耐候钢的屈服强度只有420MPa，抗拉强度540～700MPa。其成分Ni：0.35～0.65％，Cr：0.15～0.30％，Cu：0.20～0.40％，耐蚀性合金含量较低，只能达到一般的耐候性水平；采用了较高的Ni含量，经济性不高；Nb：0.020～0.035％，Ti：0.010～0.030％，微合金Nb、Ti元素的含量不高，未能有效提高强度。

中国专利CN202010116991.5公开了一种高强度耐候钢，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同时达到高强度与高耐候性的技术问题。其成分为：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％，Sb0.0～0.09％。该发明钢采用近全铁素体组织，珠光体的含量在2％以下；其屈服强度在636MPa～710MPa之间，抗拉强度在698MPa～775MPa之间。从其成分设计看，主要原理是同时添加Ni、Cr、Cu和Sb等耐候性元素来提高耐候性，通过Nb、Ti复合析出强化来提高强度。其技术缺点是Cr含量较低，因此耐候性能仍是一般耐候钢的水平。该发明也提到采用Sb来提高耐蚀性能，但Sb是钢中有害元素，劣化钢的性能，尤其是低温韧性；同时由于Sb的熔点较低，其炼钢的收得率很难控制，该发明的实用性不高。

中国专利CN201510031313.8公开了一种热轧高强低镍铜比厚规格耐候钢及其生产方法，该耐候钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥18％，-40℃冲击吸收功≥60J，180°D＝2t弯曲合格。该专利仍是面向一般耐候钢的应用需求，其有意控制Cr含量1.25％以下，避免高Cr含量对冶炼成本和难度以及对钢材成型性能的不利影响。而且其化学成分采用较高的Si：0.56～0.64％，但Si是一种严重影响表面质量的元素，Si含量高会造成带钢表面严重的红铁皮。该耐候钢成分中，Nb：0.052～0.058％；Ti：0.125～0.135％，利用了铌钛微合金化的细化晶粒、沉淀强化的效果，但Nb含量0.052-0.058％，Nb含量较高，生产成本较高。

中国专利CN200710045329.X公开了一种高耐蚀高强度耐候钢及其制造方法，其屈服强度大于700MPa，延伸率大于20％，耐大气腐蚀性能高于传统高强耐候钢，满足铁路货车、集装箱和桥梁建造领域的需求。但在其成分设计中，C：0.002-0.005％，采用超低C设计在于抑制了珠光体组织及其它碳化物的形成，保证钢的显微结构为均相组织，避免了异相之间的电位差引起原电池腐蚀，提高了钢的耐蚀性能；Mn：0.01-0.05％，也非常的低，无法起到强化作用；Ti≤0.03％，其添加是为了抑制奥氏体晶粒长大，抑制铁素体晶粒长大，提高钢的韧性，难以起到析出强化的作用。所以该专利没有应用C-Mn-Ti的强化贡献，而其Cr含量：4.5-5.5％，设计非常高，通过如此高的Cr将耐大气腐蚀性能相对传统耐候钢提高一倍。因此其实现原理是利用高Cr合金实现高耐蚀和高强度，非常不经济。

从与现有专利的对比可发现，当前的耐候钢主要针对铁道车辆、集装箱、桥梁等用途，部分专利考虑了高强度设计，但其耐候性需求及设计仍是一般水平的耐候性能。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢及其制造方法，所述钢具有非常高的耐大气腐蚀性能，周浸试验与普通结构钢Q355B的相对腐蚀率≤30％，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；腐蚀速率随时间和腐蚀深度快速衰减，25年的腐蚀深度≤0.1mm，能够满足光伏支架等结构件的表面无涂装裸用，并满足长达25年以上服役的超耐大气腐蚀需求；同时，该钢具有较高的强度和成形性能，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥800MPa，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18％，冷弯性能可以满足180°D＝1t弯曲(D为弯曲直径，t为钢板厚度)，低温冲击韧性-20℃冲击功达到60J以上。因此，本发明所述钢具有高强度、高成形性能兼具经济性和应用性，能够满足光伏支架等结构件的轻量化设计需求以及其辊压成型等加工要求。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明所述高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢，成分设计利用1.5～4.5％高Cr含量促使均匀致密锈层形成，并能在较薄的锈层内快速富集至与基体界面位置浓度12％以上，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；同时利用C、Ti、Mn及高Cr成分设计，实现铁素体+贝氏体(MA为主)+珠光体(或碳化物)+大量直径≤10nm纳米析出粒子的多相组织，利用铁素体的高塑性、TiC析出强化、贝氏体组织强化等机制，获得发明钢的高强度和高成形性能。

具体的，本发明所述的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢，其成分重量百分比为：C：0.04～0.10％，Si≤0.50％，Mn：0.20～1.80％，P≤0.03％，S≤0.01％，Al≤0.30％，Cu：0.10～0.60％，Cr：1.5～4.5％，Ti：0.04～0.18％，N≤0.008％，余量包含Fe和其它不可避免的杂质；且同时需满足：

C≥0.08％－Ti/3，可以发挥C的组织强化作用；

Mn+Cr≥2.0％，以此控制材料的组织转变。

进一步，还需满足：Si+2Ni≥0.10％，可以减少铜脆的影响。

更进一步，还包含Nb≤0.06％，V≤0.15％，Mo≤0.40％或B≤0.002％，可以提高强度。

又，还包含Ni≤0.40％，Sb≤0.15％，Re≤0.15％，Ca≤0.015％或Mg≤0.015％，可以进一步提高耐蚀性。

本发明所述超耐大气腐蚀钢的微观组织为铁素体+珠光体或碳化物+MA为主的贝氏体，其中，铁素体含量55～90％，贝氏体含量5～35％，且组织中弥散分布有大量直径≤10nm的TiC沉淀析出粒子。

所述超耐大气腐蚀钢具有超高耐大气腐蚀性能，周浸试验与普通结构钢Q355B的相对腐蚀率≤30％，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；腐蚀速率能随时间和腐蚀深度快速衰减，25年的腐蚀深度≤0.1mm。

所述超耐大气腐蚀钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥800MPa，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18％，冷弯性能满足180°D＝1t弯曲(D弯曲直径，t为钢板厚度)，低温冲击韧性-20℃冲击功达到60J以上。

在本发明所述超耐大气腐蚀钢的成分设计中：

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。同时在高Cr成分体系下，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，本发明设计C含量≥0.04％；但过多的C会在钢中形成较多的碳化物，一方面会降低材料的韧性和成形性能，还会形成原电池作用降低钢材的耐腐蚀性能，同时也降低钢材的焊接性能，因而本发明设计C含量≤0.10％。

Si，钢中常用的脱氧元素，对钢也具有固溶强化作用，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含量会导致钢表面产生严重的红铁皮缺陷，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，因而本发明设计Si含量≤0.50％；

Mn，是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，提高材料的强度和韧性。但是Mn含量过多会抑制铁素体转变，组织转变为贝氏体，使材料的塑性和冷成形性能下降。所以本发明设计Mn含量0.2～1.8％；

Cr，是提高钢板耐候性能的重要元素。耐候钢提高耐候性的主要机理有两点：一是通过添加耐蚀性元素，提高基体的腐蚀电位，通过提高电化学阻抗降低和腐蚀速率；二是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***置的腐蚀环境，随着腐蚀深度增加腐蚀逐渐减缓。Cr即有这样的作用。当钢中Cr含量超过1.5％时，Cr与Cu等元素的综合作用下，可在基体表面形成的均匀致密的锈层，较高的Cr含量配合Cu元素等作用，锈层中的α-FeOOH非常细小，十分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，随着锈层增加，锈层前沿的Cr富集浓度也迅速增加，在锈层达到0.1mm之前，锈层与基体界面位置浓度达到了12％以上。当Cr富集浓度达到12％以上时，发生类似不锈钢的效应，腐蚀前沿界面的腐蚀电位非常高，加上致密锈层低腐蚀介质的阻隔电化学阻抗十分高，腐蚀反应基本中断。但随着基体Cr含量增加，基体的腐蚀电位会提高，如超过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富集浓度及腐蚀环境造成化学阻抗变得不一致，这反而提高了腐蚀前沿的腐蚀电位差，加剧了原电池效应的发生，从而使抑制腐蚀的效果变差。这种情况下，尽管在有限次的周浸试验条件下的相对腐蚀率会降低，但是实际长周期来看其腐蚀的深度却并不降低，从而失去提高耐候性的意义。因此，本发明要求Cr含量在1.5～4.5％。

参见图1、图2，图1所示为Cr含量在周浸试验中对相对腐蚀率的影响，图2所示为Cr含量对长周期条件腐蚀深度的影响。由图可见，本发明所述钢的腐蚀速率随时间和腐蚀深度快速衰减，25年的腐蚀深度模拟推测值≤0.1mm，而5％更高Cr含量的对比例，其25年的腐蚀深度模拟推测值约0.12mm，反而下降。

另外，Cr也是增加钢的淬透性元素，一般认为过高的Cr对钢的性能造成损害。本发明发现，较高的Cr含量，配合Mn，可以使钢材在较低的冷却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，同时又能降低材料的屈强比，利于减少成形回弹提高成形尺寸的稳定性。本发明结合满足耐蚀性要求所需的较高的Cr含量设计，充分利用了Cr的这一作用，配合C、Mn等元素的设计，进一步提高了强度，减少了其它强化元素的添加。

Cu，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即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，在带钢加热时，由于选择性氧化的问题，较低熔点的富铜相容易在基体表面富集并在轧钢时容易在带钢表面形成铜脆网裂和翘皮缺陷，恶化表面质量。同时Cu也是贵重元素，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添加的耐蚀元素，能够促进表面保护性锈层的形成，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。同样原理，P对焊接性能也十分不利，因此本发明不采用P的耐大气腐蚀钢作用，要求尽量降低钢中P的含量，本发明控制P含量≤0.03％。

S，钢中常见的有害杂质元素，对耐候性、低温韧性、焊接性能、冷成形性能等方面都有不利影响，因此要求S含量≤0.01％以下。

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，但较高的Al不利于连铸时的浇坯，容易堵塞水口，所以本发明要求Al含量≤0.30％。

Ti，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，显著提高材料的强度。Ti的价格相对Nb等微合金元素，价格低廉，因此在本发明中作为重要的强化元素添加。同时TiC的析出，显著减少了自由C形成尺寸较大的碳化物或者珠光体，从而减少了异质相在腐蚀过程中的原电池效应，提高了材料抗晶间腐蚀的能力，从而形成均匀腐蚀、改善锈层质量，在提高强度的同时，还利于材料耐蚀性能的提高。但过高含量添加，Ti的析出强化作用逐渐减弱，并开始显著影响钢的低温韧性。因此本发明设计Ti含量为0.04～0.16％。

N，钢中杂质元素，N与Ti在钢水中就能结合形成较大尺寸的TiN夹杂，这一方面会降低Ti的有效含量，另一方面TiN夹杂也会显著损害钢的韧性，因此应尽可能低的控制N的含量，本发明要求N含量≤0.008％。

Nb，一种强的氮碳化物形成元素，也可形成NbC、Nb(CN)碳化物粒子，产生析出强化作用。但Nb的成本远高于Ti，因此其提高强度的经济性不如Ti，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，因此设计Nb含量≤0.06％。

V，一种强的碳化物形成元素，能够产生较强的析出强化作用。相对TiC，VC的析出温度较低，一般在500-550℃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可以采用V来提高强度，但V提高强度的经济性不如Ti，同时过高含量的V，还会降低钢材的焊接韧性，因此本发明设计V含量≤0.15％。

Mo，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，少量添加利于钢材性能的提高，但Mo是一种贵金属元素，含量过高不利于钢的经济性，因此本发明限定Mo≤0.40％。

B，具有强烈的淬透性作用，可显著抑制铁素体转变，从而得到贝氏体组织提高强度，但降低材料的塑性和加工性能。因此本发明限定B≤0.002％。

Ni，可提高钢的耐腐蚀性能，也能通过提高富Cu相熔点改善Cu引起的表面铜脆性质量问题。但Ni作为重要的战略物资，近年来价格十分昂贵，过多添加会大幅提高材料的合金成本，因此本发明限定Ni含量≤0.40％。

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元素在炼钢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，对于改善材料的均匀腐蚀、提高材料韧性有利，一般限定Ca含量≤0.015％。

Mg，可以与O结合形成较细小的MgO，可以作为其它夹杂物的形核核心，从而利于细化夹杂物尺寸，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。一般限定Mg含量≤0.015。

另外，本发明所述钢的成分设计还需满足：

C≥0.08％－Ti/3，可以较灵活的保证本发明钢的强度。本发明的主要强化元素就是C-Ti-Mn-Cr，Mn、Cr主要起调节组织转变的作用，因此主要强化元素是C和Ti。C-Ti结合能形成TiC沉淀相析出，具有强烈的强化贡献，根据Ti含量的不同，可以实现100-300MPa的强化作用。本发明要求C≥0.08％-Ti/3，目的是为了保证除了TiC强化外，还有足够余量的C来实现对强化的补充。TiC形成后，自由C减少Ti/3，余量的C能在后面的组织转变中形成一定量的贝氏体(MA)相。如果Ti含量较低，为了达到较高的强度，就意味着要有更多的C补充强度，用0.08％-Ti/3来要求C含量的下限，经验证可以很好地满足本发明钢的强度设计。

Mn+Cr≥2.0％，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和更低的屈强比。本发明要求Mn+Cr≥2.0％，目的就是为了保证发明钢的强度，并能在较大工艺窗口下获得较稳定的强度性能。虽然TiC析出对强度有较高的贡献，但TiC的析出需要较多的工艺条件，如较高的加热温度和较长的加热时间保证Ti元素的充分固溶，以及带钢在卷取后要保证充分的缓冷过程保证TiC的缓慢析出。这些生产条件的波动就会造成钢的性能波动，导致材料的强度差异较大。经热模拟和CCT分析，在Mn+Cr≥2.0％的条件下，与Ti结合形成TiC析出后余量的C才能在带钢卷取后带钢的冷却过程中转变为MA为主的贝氏体，而不是转变为碳化物，从而实现发明钢理想的多相组织，产生更高的抗拉强度和相对低的屈强比。因此，Mn+Cr≥2.0％可以稳定强度性能的设计原理就是，当Ti固溶不足或者卷后缓冷条件不够时，更多的C保留下来，Mn+Cr≥2.0％就保证这些C更多的转变为MA为主的贝氏体来补足强度。

Si+2Ni≥0.10％，由于Cu易在带钢表面形成铜脆缺陷，Si、Ni都具有改善铜脆缺陷的作用，二者可以相互补充。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％以上时即可发挥作用，因此在限定Si、Ni上限含量的同时，按Si+2Ni≥0.10％要求添加Si、Ni元素中的一种或两种，利用两者可以互补的关系，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，使铜脆问题较经济地处于可控状态。

本发明所述的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼、铸造成板坯；

2)板坯加热

控制钢坯快速升温，温度在1050～1150℃区间的加热时间低于15min；在1230℃以上的加热时间要求30～60min，出炉温度1230～1280℃；

3)热轧

板坯出加热炉定宽后进入粗轧，粗轧阶段除鳞高压水的压力20MPa以上；粗轧出口温度低于1080℃；然后带钢进入精轧，精轧采用多机架连轧工艺，控制终轧温度820～900℃；

4)冷却、卷取

冷却采用层流冷却，控制冷却模式为前段冷却，要求出水温度在650℃以上；带钢冷却卷取，卷取温度在550～660℃；层冷结束后，带钢要求通过热卷堆垛、缓冷墙或者保温罩方式进行冷却。

同样的，本发明钢也可采用薄板坯连铸连轧产线生产，板坯加热采用薄板坯连铸连轧产线的均热炉均热。

在本发明所述的制造方法中：

将冶炼连铸获得的板坯，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。为减少铜脆影响，优化加热炉内钢坯的升温曲线，采用高温快烧的工艺来协调表面铜脆与Ti充分固溶强化之间的矛盾。控制钢坯温度在1050～1150℃区间的加热时间低于15min，从而快速穿越产生铜脆的敏感温度区间。钢坯加热温度1230℃以上的加热时间要求30～60min，出炉温度1230～1280℃。

钢坯出加热炉并定宽后进入粗轧，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，生产证实20MPa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才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益处，因此要求除鳞高压水的压力20MPa以上。

后继带钢进入精轧，精轧采用多机架连轧工艺，根据轧制带钢的厚度规格不同，控制终轧温度820～900℃。由于本发明钢的C≥0.8％-Ti/3及Mn+Cr≥2.0％的设计，可以在比较宽的工艺窗口下获得所需要的性能。卷取温度在550～660℃较大范围变化时，带钢的强度都可以通过析出强化和组织强化的平衡实现相对小的变化。

通过上述工艺生产的钢获得铁素体+贝氏体(MA为主)+珠光体(或碳化物)的多相组织，铁素体含量55～90％，贝氏体含量5～35％，且组织中弥散分布有大量≤10nm的TiC沉淀析出粒子。所述钢中铁素体含量大，使材料具有很高的塑性，断裂延伸率≥18％，冷弯试验满足180°D＝1t冷弯，因此具有很高的冷成形性能。TiC析出粒子对强度有十分显著的贡献，而在TiC析出贡献不足时，余量C又可以通过组织中以MA为主的贝氏体组织补充强度，从而屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥800MPa；而且，这种存在Ti析出强化和较多MA的多相组织，使材料具有高强度的同时还具有较低的屈强比，屈强比≤0.90，十分有利于提高材料的成形尺寸稳定性。由于Cr、Ti添加以及轧制工艺的控制，材料组织细小，因此低温韧性也很好，-20℃冲击功可以达到60J以上。

与现有技术相比，本发明具有如下优点：

本发明采用了较经济的成分设计，利用C-Mn-Ti-Cu等成分及采用1.5～4.5％高Cr含量设计，促使均匀致密锈层形成，并能在≤0.1mm的较薄的锈层内在基体界面位置，使Cr浓度快速富集至12％以上；同时通过均匀致密锈层和锈层前沿高浓度Cr富集，实现腐蚀电位和电化学阻抗的显著提高，中断腐蚀继续发生，从而获得超高的耐大气腐蚀性能。周浸试验与普通结构钢Q355B的相对腐蚀率≤30％，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；且腐蚀速率随稳定锈层的形成，随时间和腐蚀深度快速衰减，可以满足光伏支架等结构件的表面无涂装裸用，在长达25年以上服役周期内腐蚀深度≤0.1mm。

本发明还利用Ti强烈的析出强化作用，比较经济地提高材料强度。利用C≥0.8％-Ti/3的余C设计，以及Mn+Cr≥2.0％对相变临界冷速的影响获得卷后MA为主的贝氏体，可以平衡TiC析出强化和MA为主的贝氏体的组织强化的贡献，实现在较宽的工艺窗口下获得所需要的高强度性能。并且形成本发明所述钢的微观组织为55～90％铁素体+5％-35％贝氏体(MA为主)+珠光体(或碳化物)的多相组织及大量直径≤10nm的TiC沉淀析出粒子。TiC析出和细小分散的MA相对强度的提高有巨大贡献，铁素体为主的组织又保证了材料的塑性，从而实现了本发明钢的高强度和高成形性能，即屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥800MPa，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18％，冷弯性能可以满足180°D＝1t弯曲(D为弯曲直径，t为钢板厚度)，低温冲击韧性-20℃冲击功可以达到60J以上，能够满足光伏支架等结构件的轻量化设计需求以及其辊压成型等加工要求。

本发明在制造方法上，结合Si+2Ni≥0.10％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，优化加热炉钢坯的升温控制，采用高温快烧的工艺来协调表面铜脆与Ti充分固溶强化之间的矛盾，并结合粗轧段除鳞采用大于20MPa的高压水除鳞，减少了所述钢生产铜脆问题的发生。

附图说明

图1为不同Cr含量对周浸试验相对腐蚀率的影响的示意图；

图2为不同Cr含量钢在长周期大气曝露中的腐蚀深度的示意图；

图3为本发明实施例钢的典型组织1金相照片；

图4为本发明实施例钢的典型组织2金相照片；

图5为本发明实施例钢中大量直径10nm以下的析出相(薄膜TEM暗场形貌)的金相照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明实施例采用转炉冶炼、精炼和连铸，获得钢坯的化学成分见表1。钢坯经加热炉加热，再经粗轧除鳞、侧压定宽、粗轧、飞剪、精轧除鳞、精轧、层冷控制冷却后卷取获得热轧钢带，相应工艺参数见表2。对实施例钢进行性能检验，相关性能见表3。

按照TB/T2375“铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验方法”，对实施例的钢检测，与Q355B的相对腐蚀见表3。

对比例1(Q355B)、对比例2(Q460NQR1)、对比例3(CN201910243121.1)、对比例4(CN201510031313.8)、对比例5(CN200710045329.X)相关的成分、制备工艺及性能参见表1～表3。

参见图3、图4，其所示为本发明所述实施例钢显微组织的金相照片。图5所示为本发明实施例钢中10nm以下析出粒子的典型TEM相貌。

对比例1是Q355B的成分、性能，作为周浸试验的对比基准，对比例2显示了一般普通耐蚀钢的性能及相对腐蚀速率。对比例3-5是来自不同发明专利中的实施例数据现实的成分、工艺、性能范围。

从本发明实施例和对比例1、2比较，显示了本发明具有较低的相对腐蚀率。

与对比例3-5比较，本发明与现有专利的成分设计差异较大，性能差异也较大。

对比例3仍是一种低强度性能的普通耐候钢，对比例4也是采用了高Ti的设计来达到了700MPa的高强度，但其Si含量设计较高，Cr含量设计较低，因此其专利说明中也没有提出高耐候性的设计。

对比例5是一种700MPa强度的高耐候钢，其耐候性也是达到了普通耐蚀钢的一倍，但从其成分设计看与本发明的设计差异非常大，其常规的强化元素都非常低，C、Mn、Ti含量都非常低，比本发明的设计都低一个数量级，难以明确该发明的强化机理；而且其说明书所公开的设计原理与本发明也有很大不同，例如其采用超低C的设计在于抑制了珠光体组织及其它碳化物的形成，保证钢的显微结构为均相组织，避免了异相之间的电位差引起原电池腐蚀，提高了钢的耐蚀性能；认为Mn含量超过0.05％，会使使淬透性增大导致可焊性和焊接热影响区韧性恶化；采用Ti的目的是为了在板坯再热过程中的奥氏体晶粒长大，同时在再结晶控轧过程中抑制铁素体晶粒长大，提高钢的韧性。这些明显都与本发明中C-Mn-Ti设计强化目的明显不同。另外，该发明采用了较高的Cr含量，4.5-5.5％，虽然也获得了较低相对腐蚀速率。但在本发明中，曾对比了Cr超过4.5％以上时，在长时间大气曝露下的腐蚀情况(如图2)，其效果并没有4.5％以下的Cr含量效果好，其机制也在上述Cr的作用中阐明了。因此针对长周期耐大气腐蚀以及高强轻量化的需求，本发明的技术方案更能满足应用。

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Claims (7)

1.一种高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢，其成分重量百分比为：C：0.04~0.10%，Si≤0.50%，Mn：0.20~1.80%，P≤0.03%，S≤0.01%，Al≤0.30%，Cu：0.10~0.60%，Cr：1.5~4.5%，Ti：0.04~0.18%，N≤0.008%，余量包含Fe和其它不可避免的杂质；且同时需满足：C≥0.08%－Ti/3，Mn＋Cr≥2.0%；

所述超耐大气腐蚀钢的微观组织为铁素体、珠光体或碳化物、MA为主的贝氏体，其中，铁素体含量55~90%，贝氏体含量5~35%，且组织中弥散分布有直径≤10nm的TiC沉淀析出粒子；

所述超耐大气腐蚀钢周浸试验与普通结构钢Q355B的相对腐蚀率≤30%，耐候性是普通结构钢Q355B的三倍以上，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥800MPa，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18%，冷弯性能满足180°D＝1t弯曲，D为弯曲直径，t为钢板厚度；低温冲击韧性-20℃冲击功达到60J以上。

2.如权利要求1所述的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢，其特征在于，还需满足：Si＋2Ni≥0.10%。

3.如权利要求1或2所述的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢，其特征在于，还包含Nb≤0.06%，V≤0.15%，Mo≤0.40%或B≤0.002%中的至少一种。

4.如权利要求1或2所述的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢，其特征在于，还包含Ni≤0.40%，Sb≤0.15%，Re≤0.15%，Ca≤0.015%或Mg≤0.015%中的至少一种。

5.如权利要求3所述的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢，其特征在于，还包含Ni≤0.40%，Sb≤0.15%，Re≤0.15%，Ca≤0.015%或Mg≤0.015%中的至少一种。

6.如权利要求1~5中任何一项所述的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1）冶炼、铸造

按权利要求1或2或3或4或5所述成分冶炼、铸造成板坯；

2）板坯加热

控制钢坯快速升温，温度穿过1050~1150℃区间的加热时间应低于15min；在1230℃以上的加热时间要求30~60min，出炉温度1230~1280℃；

3）热轧

板坯出加热炉定宽后进入粗轧，粗轧阶段除鳞高压水的压力20MPa以上；粗轧出口温度低于1080℃；然后带钢进入精轧，精轧采用多机架连轧工艺，控制终轧温度820~900℃；

4）冷却、卷取

冷却采用层流冷却，控制冷却模式为前段冷却，要求出水温度在650℃以上；带钢冷却卷取，卷取温度在550~660℃；层冷结束后，带钢通过热卷堆垛、缓冷墙或者保温罩方式进行冷却。

7.如权利要求6所述的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢的制造方法，其特征是，采用薄板坯连铸连轧工艺，板坯加热采用薄板坯连铸连轧产线的均热炉均热。

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