耐候钢成分设计和轧制工艺浅析

2020-04-09陈晓山王敬忠马占福

新疆钢铁 2020年4期

陈晓山，王敬忠，马占福

（1.新疆八一钢铁股份有限公司制造管理部；2. 西安建筑科技大学冶金工程学院)

1 概述

耐候钢是通过指添加少量合金元素(如Cu、P、Cr、Ni、Mn、Mo、Al、V、Ti、Re等)使钢的耐大气腐蚀性能获得明显改善，耐候钢是属于低合金高强度钢。耐候钢表面形成的保护性锈层，有效阻滞腐蚀介质的渗入和传输，其耐大气腐蚀性能为普通碳素钢的2～8倍，涂装性可提高1.5～10倍，被广泛用于制造车辆、桥梁、塔架、集装箱等钢结构。与不锈钢相比，耐候钢只有微量的合金元素，价格比不锈钢低廉[1]。因此，近年来耐候钢得到了广泛的发展和应用。

耐候钢在国外发展较早，美国自1933年开始研发一系列耐候钢产品，主要用于桥梁的建造。日本1 9 5 7 年开始开发C u 耐候钢，已研制出500MPa至780MPa的耐海洋性大气腐蚀耐候钢，建造了数百座桥梁，日本耐候钢技术处于国际领先水平。我国起步较晚，自1960年开始开发Cu耐候钢，目前正在研发900MPa强度级别的耐候钢。笔者主要对国内耐候钢发展过程中形成的成分体系、组织设计以及工艺控制三个方面进行分析。

2 耐侯钢的成分设计

2.1 耐候钢成分设计时考虑的统一指标

为了满足耐腐蚀性和焊接性能的要求，一般在确定耐候钢成分体系时要进行计算。依据耐候钢相关标准要求，钢材具有较好的耐大气腐蚀性能时，I≥6.0以上，I值越高，钢材的耐腐蚀性能越好(I表示耐候钢的耐腐蚀性能,见公式（1）。为了保证耐候钢在使用的时侯，容易焊接而不出现焊接裂纹，在成分设计时还须考虑焊接冷裂纹敏感系数或碳当量Cev来衡量，见公式（2）、（3）。

2.2 合金元素对耐候钢抗大气腐蚀/焊接性的作用

2.2.1 各合金元素对耐候钢抗腐蚀的作用

有研究者把多种元素对耐候钢腐蚀性能的影响归纳于图1[2]。从图1可以看出，P含量在0～0.2%有强烈提高钢抗大气腐蚀的能力；Cu含量在0 ～0.2%增加，钢的抗大气腐蚀能力迅速增加，当Cu含量达到0.4%时，抗大气腐蚀能力趋于稳定；Cr含量在0 ～0.8%增加，钢的抗大气腐蚀能力逐渐增强，超过0.8%对抗大气腐蚀的能力影响不大；Ni不仅对铁素体有强化作用，而且能够细化铁素体晶粒，提高钢的冲击韧性，Ni能细化锈层结晶，促进不稳定的γ-FeOOH转变成稳定的α-FeOOH，使耐候钢的耐大气腐蚀性能提高[3]；S i含量从0.1% ～0.6%，对钢的抗工业大气腐蚀能力有一定的增强作用，另外Mo能够起到固溶强化作用，提高钢的淬透性，当钢中同时存在Mo与Mn时，有利于形成细小的针状铁素体，避免产生粗大的多边形铁素体，一般Mo的含量大约在0.15%～0.50%，Mo可以提高耐候钢锈层的致密性，避免锈层中产生裂纹与孔洞，进一步提高耐候钢锈层的保护性。Nb能使耐候钢表面锈层均匀化，并且能提高锈层的致密性，从而提高钢的耐大气腐蚀性能。[4]

图1 元素对耐候钢腐蚀性能的影响(1 mil=0.025mm;暴露15.5年)

2.2.2 各合金元素对耐候钢焊接性能的作用

含Cu量低于0.55%时，对焊接性能危害不大，国内耐候钢的含Cu量均低于0.45%。P含量达到0.1%以上对焊接性能影响较大，焊接凝固时，P促进低熔点夹杂物生成，既易产生高温裂纹，又增加低温裂纹敏感性，使焊缝的延展性和韧性变坏。过高的Mo会使钢的低温韧性显著恶化，也会在焊接时形成过多的马氏体，导致焊接接头脆性增加，综合考虑改善组织和提高腐蚀性，含Mo的量一般控制在0.10%～0.40%。Si在钢中具有较高的固溶度，能够增加钢中铁素体体积分数，细化晶粒，有利于提高韧性，但含量过高可导致焊接性能下降]。在含铜钢中加入一定比例（0.5% ～1.0%）的Ni元素，使钢材晶界处产生高熔点的铜镍化合物，消除液态铜在界面富集的机会，降低浇铸、热轧及焊接过程的热裂纹敏感性。Nb能起沉淀强化和细晶强化作用，降低钢的低温转变温度，使晶粒更细小，提高钢的强度、韧性和焊接性能。

2.3 耐候钢中合金元素的协同作用

2.3.1 耐候钢中Cu与Ni元素的协同作用

铜、镍复合添加，0.25% ～0.40%铜可以提高钢的耐腐蚀性能，0.35% ～0.40%(或者更低)的镍可克服铜引起的表面龟裂。Ni与钢液中的Cu、Sb等低熔点元素形成合金而有效抑制其在晶界的富集析出，通常Ni含量在0.10%以上，才能起到缓解铜脆的作用。为了防止发生“铜脆”，镍铜比一般控制在0.5以上[5]，也有认为Ni/Cu比大于1/3就可有效控制“铜脆”。

2.3.2 耐候钢中其他合金元素复合添加的协同作用

N b-T i复合微合金化，在高温过程形成的TiN在液态或奥氏体高温区沉淀，并且在奥氏体低温作为Nb(C, N)和TiC的非均匀形核质点，相比单一Nb或Ti微合金化，其细晶、析出强化效果更明显。利用TiN对奥氏体晶粒长大的抑制作用，相比单一Nb微合金化，细晶强化效果更显著[6]。Cu与Cr复合添加显著地减小了锈层的厚度并提高了锈层的致密度，两种合金元素协同作用增强了锈层的保护作用，使合金的耐蚀性能明显增强。

3 耐候钢的抗腐蚀性对其组织的要求

3.1 耐候钢微观组织与耐腐蚀性的关系

对同成分的、不同组织状态的耐候钢的研究表明，铁素体+珠光体组织的锈层中有较多空洞和裂纹，抗腐蚀性能由强到弱为马氏体组织>针状铁素体组织>珠光体+铁素体组织的[7]。王树涛的研究则认为，铁素体+贝氏体组织较铁素体+珠光体具有更高的耐腐性能[8]。贝氏体组织不仅具备优良的强韧性，也具备良好的耐腐蚀性能，至于铁素体+珠光体钢的长期耐腐蚀性能也较好的原因可能是由于珠光体中的渗碳体片对锈层与基体起铆接作用[9]。

3.2 热加工工艺对耐候钢微观组织的影响

一般耐候钢的控制轧制，使得其组织状态更加丰富，但是控制不当也会导致最终获得不均匀的

组织。文献的研究结果表明，在两相区轧制容易得到粗大的混晶铁素体组织，不利于钢力学性能的提高。在接近临界温度的单相奥氏体区变形，更容易获得细小铁素体晶粒组织[1011]；在750～850℃随着温度升高高峰值应力降低，钢中发生了形变诱导铁素体相变使钢发生动态软化，随着变形温度升高，在形变诱导相变的情况下铁素体晶粒容易变得粗大。但控制得当，经两相区轧制也可以获得平均晶粒尺寸约为1.8μm细晶粒组织，Cu-P-Cr-Ni-Mo双相耐候钢在多道次轧制过程中其晶粒细化过程是原始晶粒被分割细化成亚晶，同时亚晶界逐渐大角化而演化成大角度晶界的过程，而大变形量会拉长晶粒，通过卷取保温能够使之发生充分回复，促使亚晶界扭转呈大角晶界，进一步分割细化晶粒[12]。

4 耐候钢的成分体系及控轧控冷工艺

国内耐候钢产品从345MPa强度级别发展到900MPa强度级别，其成分体系朝着复杂化、多元化和高合金化的方向发展，如图2所示。对耐候钢成分体系的合金化设计，从几个方面综合考虑：（1）耐候钢的抗大气环境的腐蚀性；（2）耐候钢的强度要求；（3）耐候的控轧和控冷工艺；（3成分体系和合金化程度的成本。

图2 耐候钢成分体系发展及合金化程度的发展趋势

4.1 450MPa及以下级别耐候控轧和控冷工艺要求

450MPa强度级别耐候钢一般分粗轧和精轧两个阶段轧制一般粗轧开轧温度控制在1 0 5 0 ～1200℃，粗轧终了温度控制在950 ～1150℃，精轧开轧温度控制在860 ～950℃，采用5 ～35℃/s的快速冷却至450 ～650℃，然后卷曲或空冷，为了调控钢中析出相的数量，精轧终了空冷数十秒，然后再快速冷却至卷曲温度或最终冷却温度。

为了改善铸坯内部质量，使晶粒得到充分细化，一般粗轧阶段的总变形量控制在50%以上，道次变形量控制在15%以上乃至于35%以上；精轧总变形量控制在60% ～70%以上，道次变形量要求变形渗透到轧件的整个厚度。

4.2 500MPa及以上级别耐候钢控轧和控冷工艺要求

500MPa及以上强度级别耐候钢的轧制也分两个阶段：一是粗轧阶段，即在奥氏体再结晶区轧制；二是精轧阶段，在奥氏体未再结晶区轧制。

粗轧前的加热温度约为1180 ～1250℃，粗轧的开轧温度约为950 ～1250℃，粗轧终了温度约为900 ～1100℃；精轧开轧温度多数在850 ～1050℃，精轧终了温度800 ～900℃；带钢的卷曲温度或中厚板的开始空冷的温度多数选择550 ～650℃，也有冷却终止温度控制在700℃的。一般终轧快冷采用10-20℃/s的冷却速度。500MPa及以上强度级别的耐候钢，粗轧的累积变形量达到60% ～80%，精轧累积变形量达到70%，道次变形量以变形渗透为依据。

4.3 不同级别控轧控冷工艺的异同及组织要求

低强度级别、高强度级别耐候钢在粗轧、精轧的温度控制方面区别不明显，但精轧后的冷却速率方面有较大的区别。低强度级别耐候钢（450MPa以下）的冷却速度较低而高强度级别耐候钢（500MPa以上）所要采用的冷却速率则较大。铁素体+状体组织的组织形态一般很难稳定满足450MPa以上强度级别的耐热钢性能的要求，因此500MPa及以上级别的耐候钢要采用针状铁素体、粒状贝氏体、贝氏体甚至回火马氏体组织作为基体组织，这要求在终轧后的保持较快的冷却速度以防止珠光体和等轴铁素体组织出现。