专利名称：一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢及其制造方法
技术领域：
本发明属于冶金技术领域，涉及耐候钢的生产，具体是一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢及其制造方法。
背景技术：
随着我国铁路运输的快速发展，铁路货车重载、提速已迫在眉睫。减轻车辆自重、 提高承载能力和使用寿命是实现铁路运输提速和重载的主要手段。车辆自重的降低，可使车辆轻量化，增加载重量。减轻车辆自重的有效措施之一就是采用高强度耐候钢。现在普遍采用的是450MPa级高强耐候钢，已不能满足铁路车辆对强度的更高要求。铁路货车在运行过程中不断受到大气环境腐蚀和动载荷磨损，恶劣的应用环境， 迫使所采用的钢材必须具有高耐腐蚀性能。铁道部门曾对现有耐候钢材料制造的铁路车辆腐蚀情况进行了全面调查，结果表明，现有普通高强耐候钢的耐蚀性能不能满足铁路车辆设计年限25年的技术需求。采用不锈钢代替耐候钢制造铁道车辆，成本高，同时还有焊接、 加工等一系列问题需要解决。铝合金材料在大气环境下的耐蚀性良好，但强度较低，通常采用铆接而不是焊接，而且车辆的中梁等承载部件和铆接材料仍采用钢铁材料，在铆接部位存在严重的电偶腐蚀问题。为提高铁道车辆设计使用寿命，延长厂修周期，因此需要开发一种比现有高耐候钢强度更高、耐蚀性更好的高强度高耐蚀耐候钢。专利号US6066833的专利，介绍了一种采用控轧控冷方法生产的高强度低屈强比耐{侯及其生产方法(Thermomechanically controlled processed high strength weathering steel with low yield/tensile ratio)，该钢屈服强度约为 483_518MPa，屈强比小于0. 85。该专利采用了 Nb-Ti-Mo微合金成分设计，特别添加了 0. 06% -0. 14%的V 元素。添加V不但增加制造成本，而且会恶化钢板的焊接性能和低温冲击韧性，屈服强度级别只达到483-518MPa，强度级别低。专利号ZL200810197846. 3的专利，介绍了一种屈服强度大于550ΜΙ^级超低碳热轧耐候钢，具有优良的低温冲击韧性、焊接性和耐大气腐蚀性，但添加了合金元素 Μο(^0.4%),使成本大大提高；又添加了合金元素Ca，虽然通过Ca处理可以控制夹杂物的形态，但如果处理不当，会发生钢包水口结瘤现象，恶化钢的浇铸性能。专利号ZL200810304030.6的专利，介绍了一种高强度耐大气腐蚀热轧带钢及其生产方法，具有高强度、高韧性、高塑性、低屈强比等综合性能，该钢的屈服强度级别为 450ΜΙ^级，强度级别低。专利号ZL2009103010M. 0专利，介绍了一种高强度耐大气腐蚀钢及其生产方法， 该发明专利特别添加了 V元素(0. 09%-0. 15%)，添加V元素不但增加了制造成本，而且不利于钢板的焊接性能和低温冲击韧性。专利号ZL200510111858. 6专利，介绍了一种高强度低合金耐大气腐蚀钢及其生产方法，该发明专利中添加了 Nb (彡0. 07% )、Ti (彡0. 025% )和Mo (彡0. 35% )的两种或两种以上，Nb和Mo用量较大，成本高。同时又添加了合金元素Ca，虽然通过Ca处理可以控制夹杂物的形态，但如果处理不当，会发生钢包水口结瘤现象，恶化钢的浇铸性能。专利号ZL2007100453^. X专利，介绍了一种高耐蚀高强度耐候钢及其制造方法， 该钢通过添加Cu、Cr、M等合金元素及采用控轧控冷工艺得到较高的强度及优良的耐蚀性能。该发明专利添加了 4. 50-5. 50%的Cr元素，如此高的Cr含量要求，会导致炼钢过程中加入大量的铬铁，过高的Cr含量会增加炼钢难度，不易操作，而且Cr含量过高会严重恶化钢的焊接性能，该专利未提供对低温冲击韧性的保证。专利号ZL200610125365. 2专利，介绍了一种高强度耐候钢及其生产方法， 该钢具有高强度、优异的低温冲击韧性，但延伸率偏低。而且又添加了合金元素 Mo(0. 10% -0. 40% )，增加了成本；采用的是淬火+回火调质工艺，延长了生产周期。纵观上述专利所披露的技术，均存在一定的不足，不能完全满足我国铁路车辆的服役要求。
发明内容
针对现有的耐候钢的耐蚀性能不能满足铁路车辆设计年限25年的技术需求及对铁路车辆重载、提速的要求，公开了一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢及其制造方法，其耐蚀性能比现有传统高强耐候钢提高1.0倍以上，屈服强度级别为550MPa，断后延伸率在 20%以上，具有优良的低温冲击韧性和优良的焊接性能。本发明其化学成分按质量百分比计，包括C :0. 015% 0.065%、Si :0. 10% 0. 50%, Mn 0. 20% -0. 60%, P :0. 015% 以下、S :0. 008% 以下、Ti :0. 01% 0. 08%, Nb 0. 005 % 0. 05 %、Cr :2. 15 % 4. 0 %、Ni :0. 12 % 1. 0 %，Cu :0. 20 % 0. 60 %、Al 0. 01% 0. 05%，余量为！^以及不可避免的杂质。本发明所采用化学成分的理由如下C 是提高强度最经济有效的合金元素，但C含量过高会恶化钢的焊接性能及降低钢的耐大气腐蚀性能，本发明采用的是超低碳设计，提高钢的焊接性能；可以获得均勻单一的组织，提高钢的耐大气腐蚀性能。本发明C含量为0. 015% 0. 065%。Si 通过固溶强化提高钢的强度，同时也提高钢的耐大气腐蚀性能，但含量过高， 会使焊接性能下降，为此将其含量控制在0. 10% 0. 50%。Mn:具有较高的固溶强化作用，能显著降低钢的相变温度，细化钢的显微组织，是重要的强韧性元素，但Mn含量过高，会使钢的淬透性大增，恶化钢的焊接性能，为此将其含量控制在0. 20% -0. 60%。P:是传统耐候钢中的主要元素，但如果其含量过高，会降低钢的焊接性能和低温冲击韧性，本发明中采用极低的P含量，其控制范围P < 0. 015%。S:是钢中的有害元素，产生的硫化物夹杂严重影响钢的力学性能，为此本发明中尽量降低其含量，其控制在0. 008%以下。Ti 是强碳氮化物形成元素，在板坯再加热过程中阻止奥氏体晶粒长大，有利于轧后获得均勻细小的组织，提高钢的强度和低温韧性。另外在钢板焊接过程中，钢中的TiC和 TiN能显著阻止热影响区晶粒长大，从而有力于钢板焊接性能的提高。本发明中Ti控制在 0. 01% 0. 08%。Nb 是强碳氮化物形成元素，通过析出强化提高钢的强度。另一方面强烈抑制奥氏体再结晶，使钢在较高温度下轧制，细化晶粒，提高钢的强度和低温韧性。本发明中Nb控制在 0. 005% 0. 05%。Cu 是提高钢耐蚀性能主要的合金元素，同时通过固溶强化、沉淀强化提高钢的强度。但如果含量过高，会导致钢的热脆。为此本发明中控制其含量在0.20% 0.60%。Ni 是显著提高钢耐蚀性能的合金元素，同时能有效阻止由于Cu的热脆引起的网裂。但其价格昂贵，应控制其添加含量。本发明中控制其含量在0.12% 1.00%。Cr 能使钢表面形成致密的钝化膜，显著提高钢的钝化能力，从而提高钢的耐大气腐蚀性能。Cr含量在控制在2. 15% -4. 0%，可使钢的耐大气腐蚀性能比传统耐候钢提高 1.0倍以上。Al 是钢中的主要脱氧元素，添加适当的Al可以细化晶粒，改善钢的性能。但其含量超过0. 05%时，会增加钢中的氧化物夹杂，降低钢的韧性和耐蚀性。本发明中控制其含量在 0. 01% 0. 05%。本发明的工艺流程为转炉冶炼-连铸-热装-热连轧-层流冷却-卷取。其特点在于，(1)转炉工序在转炉控制C含量到150 300PPm、0含量到200 350PPm，然后再加入铬铁，使铬含量达到1. 5%，剩下的铬含量在精练工序补足；(2)连铸坯可进行热装或缓冷。如热装，铸坯温度需大于600°C;如要缓冷，连铸坯直接进缓冷坑，缓冷坑温度需大于550°C，缓冷16小时以上。(3)热连轧首先对钢坯进行加热，充分奥氏体化，使微合金元素充分固溶，加热温度为1200 1260°C。接着进行轧制。(4)车L制轧制分两个阶段进行，即粗轧阶段和精轧阶段。粗轧阶段开轧温度设定在1100°C以上，钢的塑性好，强度低，易于轧制。精轧阶段开轧温度设定在1100 980°C，终轧温度设定在950 880°C。精轧开轧温度高于1100°C，成品晶粒不易细化，细晶强化效果不好。低于980°C，则增加精轧机架的负荷，容易导致事故；规定终轧温度在880°C以上，可以避免在双相区轧制使轧机负荷过大，并避开板型难于控制的变形温度区间，且能减少钢板纵横向性能差异。但终轧温度高于 950°C，晶粒细化不足，影响强化效果(5)冷却轧制结束后进行层流冷却、卷取。卷取温度设定在560 660°C，高于660°C，卷取后不易得到细晶组织，强化作用不足。低于560°C，一是会出现过量的贝氏体转变，延伸率下降，影响成型性能，二是卷取后内应力增加，板形不好控制。本发明所述钢具备以下优点1、本发明钢屈服强度彡550MPa，抗拉强度彡650MPa，断后延伸率彡20%, -40°C V 型缺口夏比冲击功彡60J(试样尺寸IOmmX IOmmX 55mm)，强度的提高，可减轻车辆自重、提高承载能力。2、本发明钢耐大气腐蚀性能相对于目前正在使用的传统高强耐候钢提高1.0倍以上，可提高铁路货车在恶劣环境下的运行寿命，大幅度减少车辆维护成本。3、本发明钢成分设计简单，采用超低碳设计使组织单一化，提高钢的低温冲击韧
5性及耐蚀性，提高钢的焊接性能。同时钢中添加适量的微合金元素Nb、Ti，通过控轧控冷达到细化晶粒的效果，使发明钢具有极佳的强韧性匹配、良好的低温冲击韧性和良好的焊接性能。
具体实施例方式下面通过实施例对本发明进行说明。本发明提供一种高耐蚀高强度耐候钢，其成分按质量百分比计，包括C:
0.015% 0. 065%,Si :0. 10% 0. 50%,Mn :0. 20% -0. 60%,P :0. 015% 以下、S :0. 008% 以下、Ti :0. 01 % 0. 08 %、Nb :0. 005 % 0. 05 %、Cr :2. 15 % 4. 0 %、Ni :0. 12 %
1.0%, Cu 0. 20% 0. 60%, Al :0. 01% 0. 05%，余量为！^e以及不可避免的杂质。本发明是一种高耐蚀高强度铁路车辆用耐候钢，工艺流程为转炉冶炼-连铸-热装-热连轧-层流冷却-卷取。(1)转炉工序在转炉先控制C含量150 300PRH，0含量200 350PRn时，再加
入铬铁，使铬含量达到1. 5%，剩下的铬含量在精练工序补足。(2)连铸坯可进行热装或缓冷。如热装，铸坯温度需大于50(TC;如不能热装，需要缓冷时，连铸坯直接进缓冷坑，缓冷坑温度需大于550°C，缓冷16小时以上。(3)热连轧首先对钢坯进行加热，充分奥氏体化，使微合金元素充分固溶，加热温度为1200 1260°C。接着进行轧制。(4)轧制分两个阶段进行，即粗轧阶段和精轧阶段。粗轧阶段开轧温度设定在1100°C以上，钢的塑性好，强度低，易于轧制。精轧阶段开轧温度设定在1100 980°C，终轧温度设定在950 880°C。精轧开轧温度高于1100°C，成品晶粒不易细化，细晶强化效果不好。低于980°C，则增加精轧机架的负荷，容易导致事故；规定终轧温度在880°C以上，可以避免在双相区轧制使轧机负荷过大，并避开板型难于控制的变形温度区间，且能减少钢板纵横向性能差异。但终轧温度高于 950°C，晶粒细化不足，影响强化效果。(5)轧制结束后进行层流冷却、卷取。先用层流前段冷却到690 720°C，然后空冷IOs 15s，再用层流后段冷却到卷取温度，卷取温度设定在560 660°C，高于660°C，卷取后不易得到细晶组织，强化作用不足。低于560°C，一是会出现过量的贝氏体转变，延伸率下降，影响成型性能，二是卷取后内应力增加，板形不好控制。表1本发明钢的一组最佳实施例化学成分
[005权利要求
1.一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢，其特征在于，化学成分按质量百分比计，包括C :0. 015 % 0. 065 %、Si :0. 10 % 0. 50 %、Mn :0. 20 % -0. 60 %、P :0. 015 % 以下、 S 0. 008% 以下、Ti 0. 01 % 0. 08%, Nb :0. 005 % 0. 05%, Cr :2. 15% 4. 0%、Ni 0. 12% 1. 0%, Cu 0. 20% 0. 60%,Al :0. 01% 0. 05%，余量为Fe以及不可避免的杂质。
2.一种如权利要求1所述的一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢的制造方法，工艺流程为转炉冶炼-连铸-热装-热连轧-层流冷却-卷取，其特征在于1)转炉工序在转炉控制C含量到150 300PRn、0含量到200 350PRn，然后再加入铬铁，使铬含量达到1. 5%，剩下的铬含量在精练工序补足；2)连铸坯进行热装；3)热连轧首先对钢坯进行加热，充分奥氏体化，使微合金元素充分固溶，加热温度为 1200 1260°C ；4)轧制，轧制分两个阶段进行，即粗轧阶段和精轧阶段； 粗轧阶段开轧温度设定在1100°C 1250°C ；精轧阶段开轧温度设定在1120 980°C，终轧温度设定在950 880°C ；5)轧制结束后进行层流冷却，先用层流前段冷却到690 720°C，然后空冷IOs 15s， 再用层流后段冷却到卷取温度，卷取温度为560 660°C。
3.根据权利要求2所述的一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢的制造方法，其特征在于，连铸坯采用热装进行轧制，连铸坯热装温度不得低于500°C。
4.根据权利要求2所述的一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢的制造方法，其特征在于，当钢板厚度< 8mm时，采用两段层流冷却或直接连续冷却到640 660°C，然后卷取。
全文摘要
本发明公开一种高耐蚀高强度铁道车辆用耐候钢及其制造方法，其化学成分按质量百分比计，C0.015％～0.065％、Si0.10％～0.50％、Mn0.20％-0.60％、P0.015％以下、S0.008％以下、Ti0.01％～0.08％、Nb0.005％～0.05％、Cr2.15％～4.0％、Ni0.12％～1.0％，Cu0.20％～0.60％、Al0.01％～0.05％，余量为Fe及不可避免的杂质。本发明转炉控制时铬含量1.5％，连铸坯加热温度为1200～1260，粗轧开轧温度1100℃以上，精轧开轧温度1100～980℃，终轧温度950～880℃，卷取温度560～660℃，本发明钢钢屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥650MPa，其耐大气腐蚀性能高，具有极佳的强韧性匹配、良好的低温冲击韧性和良好的焊接性能。
文档编号B21B37/74GK102409253SQ20101029160
公开日2012年4月11日 申请日期2010年9月21日 优先权日2010年9月21日
发明者刘凤莲, 刘志伟, 王东明, 郭晓宏 申请人:鞍钢股份有限公司