本发明涉及一种桥梁钢及其生产方法，具体地属于一种屈服强度≥690mpa的低屈强比耐候桥梁用结构钢及生产方法，其使用厚度在8~50mm。
背景技术：
随着钢结构桥梁向大跨度、重载荷和高行车速度方向发展，对桥梁结构用钢板的技术要求越来越严格。高强度钢板的使用，理论上可以使桥梁跨径更大，荷载更重，可以降低结构自重，降低结构设计、制造、施工难度等。
众所周知，随着钢的强度提高，钢的屈强比一般也会升高，甚至可以达到0.93以上。这主要是因为高强钢采用了晶粒细化的理念，强度的提高是以降低塑性为代价的，同时组织特征以单相为主，没有引入复相的概念。由于屈强比很高，一旦构件发生过载，将迅速达到钢种极限强度而导致事故的发生。因此，较高的屈强比，限制了高强度结构钢在桥梁工程上的应用。高强度钢可以使得构件减薄，这时腐蚀就成为一个必须面对的问题，一方面要求在结构设计上考虑锈蚀余量，另一方面则要提高钢的自身耐候性。
为了减低钢的屈强比，同时不恶化钢的其他性能，需要晶粒适度细化，同时使钢中主控组织为硬软相比例、形态、尺寸适宜的复相组织。当软相的体积分数不大且分布适宜，钢的屈服强度主要取决于软相屈服强度，钢的抗拉强度基本接近于硬相的抗拉强度；若硬相与软相的强度相差较大，就可以明显地降低钢材的屈强比。
对于屈服强度为690mpa级高强度桥梁用结构钢，现有的生产工艺一般分为调质类和tmcp类。
当采用完全奥氏体化后淬火的调质工艺的钢，其屈强比一般大于0.90。当采用部分奥氏体化的两相区淬火工艺，对于薄规格钢板，一般能得到较低的屈强比，但是对于桥梁用厚规格钢板（例如板厚大于32mm），由于表层和心部实际冷速差异较大，很难获得比较稳定的低屈强比性能，并且钢板的低温韧性不稳定也是一个非常突出的问题。调质类钢板还存在由于其焊接线能量大（＞25kj/cm），所以会导致焊接接头软化和脆化问题。另外这两种调质类钢还存在生产工艺流程长，生产成本高不足。
当采用tmcp工艺时，由于特定的控制轧制和加速冷却工艺，一般虽然可以有效调整钢中硬软两相的比例、分布、尺寸等而能获得较低的屈强比，但在耐候性、焊接性、冷热加工稳定性等方面存在不足，因此未能在桥梁工程上获得推广应用。
经检索：
中国专利公告号为cn102851615a的文献，提供了一种抗拉强度为800mpa级低屈强比结构钢板及其制造方法，其成分：c：0.02％～0.08％、si：0.30％～0.50％、mn：1.50％～1.80％、nb：0.02％～0.04％、ti：0.005％～0.030％、mo：0.010％～0.19％、cr：0.30％～0.45％、cu：0.10％～0.29％、ni：0.10％～0.40％、als：0.010％～0.070％，余为fe。其方法包括冶炼、连铸和轧制，轧前钢坯加热温度1040～1230℃；再结晶区轧制温度≥1000℃；未再结晶区轧制温度950℃～(ar3+0℃～100℃)，积累变形量大于50％；轧后冷却速度为30～60℃/s，终冷温度100～300℃。本发明钢种成本低，焊接性能好，具有高强度、高韧性和低屈强比。该文献要求钢板轧后冷却速率为30-60℃/s。对于桥梁用32mm以上的中厚板而言，现有冷却设备很难使钢板达到这么大的冷却速率。
中国专利公告号为cn104583441a的外文文献，公开了一种具有屈服强度670-870n/mm2及抗拉强度780-940n/mm2的钢板生产方法，钢板的厚度为25-200mm。该发明的钢板的化学成分在规定范围内，α值为0.13～1.0质量％及β值为8.45～15.2，屈服强度为670～870n/mm2及抗拉强度为780～940n/mm2，上述钢板的板厚中心部的平均晶体粒径为35μm以下，且板厚为25～200mm。在对上述钢板进行了应力除去退火的情况下，进行了上述应力除去退火的部位的－40℃下的夏比吸收能为100j以上。该发明的钢虽然在消除应力退火后母材韧性和焊接热影响部ctod特性均优异，但是该钢采用了较为复杂的调质热处理工艺，钢的实际屈强比一般大于0.85，最高可达0.93。
中国专利公告号为cn107312981a的专利提供了一种低屈强比高强韧厚规格钢板及其制造方法，公开了一种低屈强比高强韧厚规格钢板，其化学组分的质量百分比含量为：c:0.060-0.080％、mn:5.5-6.0％、si:0.10-0.30％、al:0.015-0.040％、mo:0.15-0.30％、cr:0.20-0.40％、ni:0.15-0.40％、ti:0.01-0.03％、s≤0.006％、p≤0.010％，余量为fe和不可避免的杂质元素；该钢板具有较高的屈服强度和较低的屈强比，且具有良好的低温冲击韧性。本发明还公开了上述钢板的制造方法，其步骤包括：加热、轧制和热处理；该制造方法仅需要一次热处理，工艺简单，易于生产实施。其虽然屈服强度≥690mpa，屈强比≤0.80，具有良好的低温冲击韧性，钢板的厚度规格达到50-100mm，也不需要调质处理，但由于mn的含量高达5.5-6.0%，依据其实施例计算钢的碳当量cev达1.0%以上，焊接冷裂纹敏感性指数达0.36-0.41%，很显然其焊接性较差，（注：cev(%)=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15，pcm(%)=c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+cr/20+mo/15+v/10+5b。）
中国专利公告号为cn101985725b的文献，其公开了一种780mpa级低屈强比建筑用钢板及其制造方法，其钢板的化学成分按重量百分比为：c:0.05～0.07%，si:0.2～0.3%，mn:1.8～2.0%，s≤0.005%，p≤0.008%，nb:0.02～0.03%，cr:0.15～0.3%，ni:0.2～0.4%，ti:0.01～0.03%，cu:0.2～0.4%，mo:0.25～0.4%，余量为fe及不可避免的夹杂。工艺制度：坯料加热到1190～1210℃后，进行二阶段轧制，轧后利用超快速冷却设备冷却，然后空冷至室温。该文献虽然不需要进行热处理，但是由于其mn含量为1.8-2.0%，易造成较为严重的中心偏析，而且该钢要求轧后冷却速率为30-100℃/s，这对设备的要求太高，另其屈服强度偏低，仅要求在630mpa级。
中国专利公告号为cn102011068b的文献，公开了一种800mpa级低屈强比结构钢板及其生产方法。该钢的化学成分按重量百分比为c：0.045～0.075％、si：0.30～0.55％、mn：1.55～1.95％、p：≤0.01％、s：≤0.0025％、alt：0.012～0.035％、cr：0.15～0.25％、mo：0.15～0.3％、cu：0.2～0.4％、ni：0.2～0.4％、nb：0.008～0.04％、v：0.008～0.04％、ti：0.008～0.03％、b：0.0008～0.0015％余量为fe及不可避免的夹杂。该钢使用rh真空处理，lf炉外精炼，全保护浇注，tmcp工艺，通过回火热处理，生产具有低屈强比、高强度、高加工硬化率。该钢板厚度规格为10～40mm，屈服强度≥550mpa，抗拉强度≥800mpa，屈强比＜0.70，同时具有优良低温冲击性能、冷成型性能以及焊接性能。其虽然屈强比＜0.70，但不仅强度级别低，而且由于进行了微b处理，而b属于轻元素，极易氧化，并且含b钢的焊接haz的低温韧性较不稳定。该钢在轧制结束后要在720-750℃进行回火处理，这一温度在ac1附近，会降低钢的屈强比，但是低温韧性会变差，依据其实施例，回火后的-20℃冲击功比轧态平均下降了10-20%，-40℃冲击功数据没有展示。很显然这种工艺存在一定的弊端。
中国专利公告号为cn103352167的专利提供了一种低屈强比高强度桥梁用钢及其制造方法，公开了一种低屈强比高强度桥梁用钢及其制造方法，该钢的化学成分按重量百分比为，c：0.06～0.10%，si：0.20～0.45%，mn：1.20～1.50%，p：≤0.010%，s：≤0.0020%，ni：0.30～0.60%，cu：0.20～0.50%，mo：0.15～0.50%，nb：0.025～0.060%，ti：≤0.035%，alt：0.020～0.040%，其余为fe及不可避免的杂质。本发明通过冶炼及精炼，合理的控轧控冷工艺及优化回火热热处理生产，使钢板的抗拉强度为700～780mpa，屈服强度为530～600mpa，延伸率为≥18%，屈强比≤0.80，-40℃低温纵向冲击≥100j，具有良好的强韧性匹配及低的屈强比。但是该钢没有考虑耐腐蚀性能。
中国专利公告号为cn105950849a的文献，公开了一种低屈强比690mpa级高强钢板的生产工艺，钢板采用cu-ni-mo-cr微合金复合成分设计，其主要化学成分的重量百分比为：cr：0.40～0.60%，mo：0.40～0.60%，cu：0.20～0.35%，ni：0.7～1.0%，钢板组织为回火b+f，屈强比≤0.85。本发明通过对cu-ni-mo-cr系微合金元素进行优化设计，并严格控制轧制及冷却工艺，获得良好力学性能的高强钢板。该钢虽不需要调质工艺，钢板厚度为40-70mm，但是要求第二阶段开轧温度为≤750℃，对于厚规格钢板，需要设备提供较大的轧制力，在现场实施较为困难，并且该钢的焊接性较差，依据其实施例计算的焊接冷裂纹敏感性指数pcm值达0.25-0.29%。
本申请人从当前及今后一定时期桥梁钢的市场发展趋势及急需出发，并结合现有生产技术设备，如冷却设备的能力（即便是改进或采用目前的新的技术，对于32mm以上厚度钢板，都无法达到冷却速度在35℃/s以上）的现实状况，提出在保证桥梁结构高强钢的使用性能的前提下，采用低屈强比（0.74~0.85）的技术性能指标表征桥梁结构钢的性能，以实现大跨度、更大载荷、降低结构自重，降低结构设计、制造、施工难度等。
技术实现要素：
本发明针对现有技术的不足，提供一种在保证桥梁结构高强钢屈服强度≥690mpa，抗拉强度在810～930mpa，-40℃kv2≥150j的前提下，使屈强比在0.74~0.85，以解决桥梁工程在向大跨度、重载荷方向发展面临的选材用材问题，降低结构自重，降低桥梁工程设计、制造、施工难度等的屈服强度≥690mpa的低屈强比耐候桥梁用结构钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种屈服强度≥690mpa的低屈强比耐候桥梁用钢，其组分及重量百分比含量为：c:0.04～0.10%，si:0.01～0.20%，mn:0.80～1.70%，p≤0.010%，s≤0.005%，cu:0.20～0.55%，ni:0.40～1.50%，mo:0.20～0.80%，cr:0.35～0.70%%，nb:0.030～0.090%，ti:0.008～0.030%，als:0.015～0.060%，n:≤0.0080%，ca:0.0010～0.0050%%，其余为fe及不可避免的杂质，且c+nb：0.11～0.15%；同时要满足：碳当量cev=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(ni+cu)/15≤0.65%，焊接冷裂纹敏感性指数pcm=c+si/30+mn/20+cu/20+ni/60+cr/20+mo/15+v/10+5b≤0.25%，耐候性指数i(%)=26.01cu+3.88ni+1.20cr+1.49si+17.28p-7.29cu×ni-9.10ni×p-33.39cu2≥6.0%；力学性能屈服强度≥690mpa，抗拉强度在810～930mpa，屈强比在0.74~0.85，-40℃kv2≥155j；金相组织为贝氏体+铁素体，其中铁素体体积比不低于20%。
优选地：以下组分的重量百分比含量在：c：0.044～0.89%，si：0.022～0.187%，mn：0.92～1.65%，ni：0.47～1.35%，mo:0.28～0.72%，cr:0.38～0.63%%，nb:0.042～0.083%，c+nb：0.115～0.142%。
生产一种屈服强度≥690mpa的低屈强比耐候桥梁用钢的方法，其步骤：
1）对铸坯加热，并控制均热段铸坯心部的温度在1080～1180℃；
2）进行粗轧，控制粗轧温度在1130～980℃，并按照成品厚度t+(25～60)mm控制中间坯的厚度；
3）进行精轧，并控制精轧开轧温度在930～830℃（具体温度与成品板厚有关，成品厚度越薄，开轧温度越高），终轧温度在750～820℃；
4）进行分段冷却：第一阶段：冷却速率为1～2℃/s，并控制该段钢板的铁素体体积比达20%到40%；第二阶段：冷却开始温度在730～800℃，在冷却速率为10～30℃/s下冷却至100～350℃；第三阶段：自然冷却至室温；
5）进行回火，回火温度在180～380℃，并在此温度下保温20~40min，保温时间与成品厚度成正相关关系；
6）自然冷却至室温。
优选地：精轧开轧温度在920～820℃，终轧温度在760～810℃。
优选地：第二阶段冷却开始温度在740～790℃，冷却速率在12～30℃/s。
优选地：：回火温度在200～350℃，并在此温度下保温25~32min。
本发明中各元素的作用
本发明的c含量选择在0.04%～0.10%。c是提高钢的强度的有效元素，当碳含量较高时，如超过0.12%时，极易形成马氏体而恶化钢的低温韧性，抗拉强度也容易超出上限，对焊接性的影响更大。当碳含量较低时，如小于0.04%，会使钢板强度不足，钢中的硬相偏少，屈强比控制较为困难。c含量的优选在0.044～0.89%。
本发明的si含量在0.01～0.20%，过高含量的si将恶化高强钢焊接haz的低温韧性，本发明将si的上限设定为0.20%，由于脱氧的原因，钢中会残留一定的si，因此si的下限设定为0.01%。si含量的优选在0.022～0.187%。
本发明的mn含量在0.80～1.70，mn是重要的强韧化元素，是奥氏体稳定化元素，能扩大铁碳相图中的奥氏体区，促进中温组织转变。较高含量的mn极易在钢中产生严重的中心偏析，恶化钢的低温韧性，焊接时钢板haz容易产生裂纹，对于得到本发明钢的力学性能来讲，也是不必要的，而太低的mn则容易降低钢的强度。mn含量的优选在0.92～1.65%。
本发明的p≤0.010%，较高含量的p会显著提高钢的耐候性，但也会降低钢的焊接性，增加钢的冷脆倾向，产生比较严重的中心偏析。
本发明的s≤0.005%，较高含量的s会降低钢的耐蚀性、低温韧性、z向性能。
本发明的cu含量为0.20～0.55%，cu能改善钢的淬透性，可以明显提高厚钢板的心部强度，也是重要的提高耐候性的元素，cu的加入量大于0.50%时，钢板焊接热影响区韧性会降低，且在钢坯加热过程中易产生网裂。cu含量的最佳优选为0.25～0.45%。
本发明的ni含量为0.40～1.50，ni能提高淬透性，具有一定的强化作用，还能显著地改善母材和焊接haz的低温韧性。ni还能有效阻止cu的热脆引起的网裂。对于高强钢而言，加入量小于0.40%，则ni提高低温韧性的作用不明显，但含量过高则增加生产成本。ni含量的优选在0.47～1.35%。
mo:0.28～0.72%，cr:0.38～0.63%%，nb:0.042～0.083%，c+nb：0.115～0.142%。
本发明的mo含量为0.20～0.80，mo可以使铁素体从奥氏体中析出并增加奥氏体的稳定性，对珠光体的形成具有强烈的阻碍作用，促进贝氏体类组织转变。mo由于扩散速度较慢，可以提高微合金碳氮化物的热稳定性，这对于高强度中厚板桥梁用钢尤其重要。因为桥梁杆件在焊接过程中会由于不均匀受热产生变形，为了保证构件的尺寸精度，只能采用火焰方式进行矫正，一般的桥梁结构厚钢板，在火焰矫正后会发生显著的强度弱化和韧性恶化，而适宜的mo可以有效地降低这种影响。适量的mo还会改善由于厚度方向由冷速不均匀所带来的组织不均匀问题。但是mo属于贵重元素，过量的mo将会提高钢的合金成本，也会使钢板和焊接接头的低温韧性显著恶化。mo含量的优选在0.28～0.72%。
本发明中cr的含量为0.35～0.70%，适宜的cr可以提高钢的强度，显著改善钢的耐候性，但是含量过高，如超过0.80%则易增加焊接难度，而小于0.35%则不能有效发挥其作用。cr含量的优选在0.38～0.63%%。
本发明的nb含量为0.030～0.090%，优选地在0.042～0.083%。nb是强碳氮化合物形成元素，能提高钢的奥氏体再结晶温度，奥氏体可以在更高的轧制温度下进行轧制。此外nb在控制轧制连续冷却过程中的析出强化作用，通过nb的碳氮化物的应变诱导析出可以钉扎奥氏体晶粒，细化奥氏体晶粒并提高强度及低温韧性。nb在大于0.090%时，在低碳贝氏体钢中细化晶粒提高强度的效果非常明显，屈强比也较难控制，而小于0.030%时，钢的晶粒细化效果不太明显，影响钢的强度和韧性。
本发明的ti含量为0.008～0.030，ti是强氮化物形成元素，ti的氮化物能有效地钉扎奥氏体晶界，因此有助于控制奥氏体晶粒的长大。
本发明的钢als含量控制在≤0.060，al是钢中的主要脱氧元素。al含量过高时将导致al的氧化物夹杂增加，降低钢的纯净度，不利于钢的韧性。al的熔点较高，在生产中，al可以用来阻止晶粒长大。
本发明对n的含量有限定，要求≤0.0080%，过高含量的n将影响钢的时效性能。
本发明中ca的含量控制在0.0005～0.0060%，适宜的ca可以使硫化物球化，改善钢的纵横向力学性能差异，提高钢的耐候性，但是过高的含量的ca将增加夹杂物风险，恶化钢质。
此外，为了保证合适的强韧性，c和nb还必须满足c+nb=0.11～0.15%，优选地在0.115～0.142%。降低c含量可以提高碳化铌的固溶度，这样就允许添加较高含量的nb，以提高钢的强化效果。因此，当碳含量较高时，钢中添加较高含量的nb将不可能充分发挥其应有的强化效果。在本发明中，为了简化起见，c和nb的含量有一个适宜的限定，即c+nb=0.115～0.142%。
本发明之所以控制精轧开轧温度在930～830℃，终轧温度在750～820℃；优选地在精轧开轧温度在920～820℃，终轧温度在760～810℃，是由于过高的开轧温度容易导致混晶，过低的开轧温度不能保证有效终轧温度，当终轧温度过高或者过低时，不易生成所需的硬软复相组织，且钢的强韧性会造成影响。
本发明之所以控制第一阶段：冷却速率为1～2℃/s，并控制该段钢板的铁素体体积比达到20-30%；第二阶段：冷却开始温度在730～800℃，在冷却速率为10～30℃/s下冷却至100～350℃，优选地在第二阶段冷却开始温度在730～790℃，冷却速率在12～30℃/s，是由于在第一阶段，需要使钢中得到适宜的铁素体组织，在第二阶段，则需要较大的冷却速率完成硬相组织的转变。本发明之所以控制回火温度在180～380℃，并在此温度下保温20~40min，优选地回火温度在187～365℃，并在此温度下保温25~32min，是由于回火可以降低钢板残余应力，且屈强比不至于太高。
本发明与现有技术相比，在保证桥梁结构用高强钢屈服强度≥690mpa，抗拉强度在810～930mpa，-40℃kv2≥150j的前提下，使屈强比在0.74~0.85，解决了桥梁工程在向大跨度、重载荷方向发展面临的选材用材问题，可以降低结构自重，降低桥梁工程设计、制造、施工难度等。
说明附图
图1为本发明的金相组织图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的取值列表；
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。
本发明各实施例均按照以下步骤生产：
1）对铸坯加热，并控制均热段铸坯心部的温度在1080～1180℃；
2）进行粗轧，控制粗轧温度在1130～980℃，并按照成品厚度t+(25～60)mm控制中间坯的厚度；
3）进行精轧，并控制精轧开轧温度在930～830℃，终轧温度在750～820℃；
4）进行分段冷却：第一阶段：冷却速率为1～2℃/s，并控制该段钢板的铁素体体积比达到20%；第二阶段：冷却开始温度在730～800℃，在冷却速率为10～30℃/s下冷却至100～350℃；第三阶段：自然冷却至室温；
5）进行回火，回火温度在180～380℃，并在此温度下保温20~40min，保温时间与成品厚度成正相关关系；
6）自然冷却至室温。
表1本发明实施例与比较例的化学成分列表（wt%）
注：①实施例1-9均经微ca处理，实际含量≤0.0060%。
②对比例2中al含量为全铝含量。
③对比例1为cn102851615a号文献中的实施例1，对比例2为cn101985725b号专利中的实施例3，对比例3为cn102011068b号专利中的案例1，以下同。
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
表3本发明各实施例及对比例的力学和耐蚀性能对比列表
注①：实施例1中的冲击试样采用10×7.5×55mm辅助试样尺寸，实施例2-9采用标准冲击试样尺寸10×10×55mm；
②：对比例1中记载为rel。
由表1可见，对比例1没有关注si含量过高时对母材和焊接haz低温韧性的有害作用，并且钢种的ni含量偏低，不足以使这种高强钢保持稳定的低温冲击韧性，并且没有考虑c和nb在钢中的有益配比。对比例2除了具有对比例1所有的不利特征外，钢中mn含量偏高，极易形成较强的中心偏析。对比例3的si含量也偏高，并且钢中还添加了极易氧化的b元素。由表1中的耐腐蚀性指数i可见，本发明实施例一般在6.3-7.6%，明显高于对比例的6.1-6.3%，所以本发明钢的耐腐蚀性要明显优于或等于对比例。
由表2可见，对比例1对轧后冷却速率要求太高，59.2℃/s的冷速对于厚钢板（如≥25mm）而言，很显然常规设备难以达到要求。对比例2中40mm厚度的钢板要求冷速为31℃/s，很显然也偏高。对比例3的冷却速度适中，但是钢板要进行720℃回火，由于这一温度接近与钢的临界点ac1，屈强比虽然能保证，但是钢的低温韧性会变差。本发明要求钢的轧后冷速为10-30℃/s，一般的设备都能满足要求。
由表3可见，对比例1的低温韧性偏低。对比例2的屈服强度偏低。对比例3屈强比很低，仅0.65，很显然，过低的屈强比也会造成的一定的资源浪费，因其屈服强度过低，并且钢的低温韧性也偏低，如只展示了-20℃冲击试验性能。
本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。