本发明涉及耐候钢制造领域，特别涉及一种高强韧耐候钢板及其制造方法。
背景技术：
随着我国铁路运输的快速发展，列车重载与提速已迫在眉睫。减轻车辆自重、提高承载能力和使用寿命是实现铁路运输和重载的重要手段。高速列车转向架是连接高速列车最重要的承载结构之一。为了实现高速列车转向架的轻量化，转向架用钢必须满足高强度、高韧性、抗疲劳性能、优良焊接性和耐候耐蚀性的要求。
如中国专利CN1609257公开的“针状组织高强度耐候钢及其生产方法”、中国专利CN1986864公开的“一种高强度低合金耐大气腐蚀钢及其生产方法”以及日本专利号JP04235250A公开的“HIGH CORROSION RESISTANT STEEL SHEET”、美国专利号US6315946公开的“Ultra low carbon bainitic weathering steel”等。上述专利所涉及的钢种均属传统CORTEN钢系列钢种，成分体系属于Cu-P-Cr-Ni系或Cr-Mn-Cu系，通过辅助添加其它微量合金元素并在一定的轧制工艺条件下获得不同组织形态，从而达到所需的力学性能和耐蚀性能。在合金成分上为低Cr耐候钢，Cr含量一般在0.7％以下，Al含量不超过0.1％。
另一种思路是通过添加P、RE提高耐蚀性能，然而，依靠P、RE提高耐蚀性能存在P的偏析开裂及RE含量难以控制等问题。
为进一步提高耐大气腐蚀性能，研究人员转向于通过大幅度提高其它耐蚀元素的含量开发了高合金型的耐候钢。如日本专利号JP01079346A公开的“耐海水腐蚀钢”、日本专利号JP05302148A公开的“高耐蚀性强磁型制振合金”等。
上述几个专利所涉及的钢种均含有较高的Al、Cr成分，同时配合其它合金元素实现特定的力学性能。由上述专利所代表的高Al系、高Cr系耐候钢，因其合金成分太高，一方面增加了炼钢、轧钢的生产难度，同时成本也大幅度提高。
现有技术生产的耐候钢，在保证良好的力学性能的同时，其相对腐蚀率往往不高，甚至有的钢种的综合力学性能也保证不了，只是某一方面的力学性能优异，满足不了铁路车辆等提高耐腐蚀的用钢要求，服役期限较短，维修成本高。
技术实现要素：
本发明的目的在于针对现有的耐候钢的耐蚀性能不足以及满足对列车重载、提速的要求，公开了一种高强韧耐腐耐候钢板及其制造方法，以解决现有技术中存在的上述问题。本发明耐候钢具有较好的耐腐蚀性，且具有高强度、高韧性，特别适用于高速列车转向架。
为实现上述目的，本发明采用如下的技术方案：
一种高强韧耐腐耐候钢板，其化学成分质量百分含量(wt.％)为：C:≤0.02％，Si:0.1～1.0％，Mn:0.2～2.0％，P:<0.01％，S<0.008％，Al:0.4～2.0％，Cu:0.2～0.6％，Cr:0.5～3.15％，Ni:0.1～1.0％，其余为Fe和不可避免的杂质。
此外，本发明还提供上述高强韧耐腐耐候钢板的制造方法，该方法包括：
1)冶炼、炉外精炼、连铸：
按化学成分质量百分含量取：C:≤0.02％,Si:0.1～1.0％,Mn:0.2～2.0％,P:<0.01％,S<0.008％,Al:0.4～2.0％,Cu:0.2～0.6％,Cr:0.5～3.15％,Ni:0.1～1.0％，其余为Fe和不可避免的杂质；进行冶炼、炉外精炼、连铸形成板坯；
2)板坯加热：将步骤1)获得的板坯进行加热，加热温度在1170～1250℃；
3)轧制：采用粗轧、精轧两段控制轧制工艺，粗轧阶段开轧温度为1070～1200℃；精轧阶段开轧温度为880～1050℃，终轧温度为700～850℃；
4)冷却：将轧制后钢板进行冷却，冷却速度为10～40℃/s；
5)精整：控制钢板终冷温度为490～640℃，之后再冷却至室温，并进行精整即得到高强韧耐腐耐候钢板，所获得的钢板的屈服强度为400～650MPa，其屈服强度达到400MPa以上，满足耐候钢的高强度要求；相对腐蚀速率在27％以下，远低于目前要求普通耐候钢相对Q345腐蚀率不超过55％的规定水平；-40℃条件下冲击功在60J以上，延伸率在20％以上。
本发明与现有技术相比，本发明高强韧耐腐耐候钢板具有如下优点和有益效果：
1、本发明钢种的屈服强度为400～600MPa，属于高强度耐候钢，能够满足车辆降低转向架自重的要求，提高承载能力。
2、适量的微合金化元素的添加保证了本钢的优良的耐蚀性能，能够取代传统的高强度耐候钢应用于列车转向架，大幅度降低车辆的使用和维修成本。
3、本发明钢种具有优良的冷弯加工及低温韧性，-40℃条件下冲击功在60J以上。
4、本发明钢种采用控轧控冷生产工艺，轧后不需要进行热处理，能够热轧状态供货，有效保证了供货周期，降低了生产成本。
附图说明
图1为本发明高强韧耐腐耐候钢板的CCT曲线图。
具体实施方式
下面通过具体实施例对本发明做进一步的说明。
经过研究，本发明高强韧耐腐耐候钢板的各化学成分设计如下：
C：C是钢中主要的强化元素，能够显著提高钢板的强度，但较多的C对钢板焊接、韧性及塑性不利。低C设计在于限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。所以限定其含量低于0.02％。
Si:Si含量控制在0.1～1.0％，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，因而有利于提高韧性，但含量过高将导致其焊接性能下降，因此上限控制在1.0％。
Mn:具有较强的固溶强化作用，同时显著降低钢的相变温度，细化钢的显微组织，是重要的强韧化元素，但是Mn含量过高会导致淬透性增大，从而导致焊接性及热影响区韧性恶化，所以将其含量控制在0.2～2.0％。
P、S:S的存在会恶化钢的耐大气腐蚀性能，而P能有效提高钢的耐大气腐蚀性能，但P含量过高恶化钢的韧性及塑性，极易造成钢的偏析，因而本发明钢种设计采用极低的S、P含量，P<0.01％,S<0.008％。
Al:通常作为脱氧剂使用，微量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。同时Al有良好的抗氧化性能，暴露在空气中可在表面生成一种耐腐蚀的氧化层。低碳钢中加入适量的Al能够提高钢的耐大气腐蚀性能。但过高的Al将使钢中铁素体脆性增加而导致钢韧性的降低，所以设计其含量范围为0.4～2.0％。
Cu:有着固溶和沉淀强化的作用，与Ni适当配比，能够显著提高钢的耐大气腐蚀性能，过高则对焊接性不利，且热轧时易发生网裂，所以其含量范围为0.2～0.6％。
Cr:对改善钢的钝化能力具有显著效果。能够促进钢表面形成致密的钝化膜或保护性锈层，在锈层内的富集能有效提高锈层对腐蚀性介质的选择透过特性。过高的Cr对焊接及韧性不利，同时增加了炼钢成本。故而设计其含量为0.5～3.15％。
Ni:能够提高钢的强度同时改善韧性、淬透性，可有效阻止Cu的热脆引起的网裂。而其过高会提高钢坯氧化皮的粘附性，轧制过程中压入钢中会在表面形成热轧缺陷，同时增加炼钢成本，最终选取Ni含量为0.1～1.0％。
Nb:强碳化物形成元素，所形成的微细碳化物颗粒能细化组织，并产生析出强化作用，显著提高钢板的强度，但较多的Nb对焊接不利，同时增加成本，建议含量0.005～0.06％。
Mo:提高钢的淬透性与热强性。防止回火脆性，增加剩磁和矫顽力以及在某些介质中的抗蚀性，过高则不利于节约成本，故设计其含量为0.15～0.25％。
B:少量的B即可显著提高钢的淬透性，而B含量过高则会因其析出而导致淬透性下降。故设计其含量为0.0005～0.001％。
Zr、Ti：二者同时微合金化并进行复合脱氧工艺，可改善钢中夹杂物的形态与分布。设计含量为Zr：0.05～1.5％，Ti：0.01～1.0％。
本发明钢种经过板坯加热及轧制工艺后，可获得超低碳贝氏体组织，采取超低碳贝氏体钢代替传统铁素体+珠光体高强钢。实现在较快的冷却速度下(较小的焊接线能量下)获得细小均匀的针状铁素体和贝氏体复合组织。
进一步地，作为本发明的一种优选实施方式，加入少量的Nb、Mo、B中的一种或多种以实现控制轧制和增加淬透性，得到精细的贝氏体组织，以提高本高强韧耐腐耐候钢板的力学性能。
以Al+Si代替现有技术中Ni+Cr+Cu进行合金化提高贝氏体钢耐候耐蚀性。
作为本发明的另一种优选实施方式，还可以在上述成分中加入Zr和/或Ti，如果加入Zr和/或Ti，利用Zr、Ti进行复合脱氧，分散和细化MnS夹杂，提高贝氏体的低温韧性，同时在焊接过程中钉扎奥氏体晶粒长大和提供针状铁素体的形核质点，改善贝氏体钢的焊接性能。能有效控制MnS的球化，使得CSR、CLR、CTR三项指标均低于传统钢，提高耐腐蚀性；同时能获得大量TiN粒子，这些粒子能有效抑制组织粗化，并促进针状铁素体形成，细化组织，得到细小均匀的复合组织。与传统Al脱氧方式相比，利用Zr-Ti复合脱氧技术的钢种中心偏析明显减轻，氢致裂纹的程度相应减轻。链状夹杂物尺寸得到有效控制，没有形成长条状的MnS，MnS夹杂被球化和细化。
Cu微合金化可得到的复合粒子，使得传统的粒子外层附着MnS析出变为CuS+MnS析出，该复合夹杂促进铁素体形核率提高4～5倍，针状铁素体含量提高3～4倍，有效晶粒尺寸明显细化。
除了本发明上述钢种的化学成分范围控制之外，本发明的另一关键技术涉及该高强韧耐蚀钢板生产工艺流程的选择和控制。其基本工艺流程包括冶炼、炉外精炼、连铸、板坯再加热、控制轧制、控制冷轧、卷取、精整、交货，具体包括如下步骤：
1)冶炼、炉外精炼、连铸；
按下述成分冶炼、炉外精炼、铸造形成板坯，化学成分重量百分含量为：C≤0.02％,Si:0.1～1.0％,Mn:0.2～2.0％,P:<0.01％,S<0.008％,Al:0.4～2.0％,Cu:0.2～0.6％,Cr:0.5～3.15％,Ni:0.1～1.0％。
或者钢水化学成分还包括Nb、Mo、B、Zr、Ti中的一种或多种，其中若以重量百分比计，Nb:0.005～0.06％,Mo:0.15～0.25％,B:0.0005～0.001％,Zr：0.05～1.5％，Ti:0.01～1.0％
2)板坯加热：将步骤1)获得的板坯进行加热，加热温度为1170～1250℃
3)轧制：采用粗轧、精轧两段控制轧制工艺，粗轧阶段开轧温度为1070～1200℃；精轧阶段开轧温度为880～1050℃，终轧温度为700～850℃。
4)冷却：将轧制后钢板进行冷却，且冷却速度控制在10～40℃/s范围内。
5)精整：控制冷却至490℃～640℃后缓冷至室温，并进行精整即可获得所述高速列车转向架用高强韧耐候钢，精整只需按照现有的技术手段进行操作即可。
从图1所示的CCT曲线能够看出，钢种的奥氏体化温度在1100℃以上。综合考虑微合金元素碳氮化物在奥氏体中的溶解行为及加热过程中奥氏体晶粒的长大行为，本发明特别强调钢坯在1170～1250℃加热，采用如下粗轧、精轧两段控制轧制工艺。
粗轧阶段开轧温度为1070～1200℃，此时钢的塑性好，强度低，易于轧制；为获得本发明钢所要求的性能，必须控制钢的基体组织为铁素体+贝氏体。从CCT曲线看，为获得优异的综合性能，保证再结晶细化晶粒效果，精轧阶段终轧温度为700～850℃。温度过高晶粒易迅速长大粗化，温度过低导致轧制力过高，能耗增加。
从连续冷却曲线可以看出，冷却速度在5℃/s以上均可以获得铁素体+贝氏体组织。考虑到快速冷却以细化组织及相变完成时间，欲在短时间内完成大部分铁素体→贝氏体相变，冷却速度必须控制在10℃/s以上；而冷却速度过高，在组织相变点随之降低，钢中的铁素体组织含量偏低，导致钢的塑性变差，所以控制冷却速度在40℃/s以下。因此本发明的钢种的轧后冷速控制在10～40℃/s范围内。
终冷温度根据钢的相变点并结合钢板组织确定。从图1看，钢的马氏体相变开始温度约为490℃，终冷温度低于这个温度将形成大量马氏体，虽然提高了强度但严重降低钢材料的韧性和塑性；终冷温度超过640℃则无法获得铁素体+贝氏体组织，所以必须控制钢种在490℃～640℃范围内终冷，之后再冷却至室温。
本发明的高速列车转向架用高强韧耐候钢板，其化学成分配比和力学性能如表1所示，并与相近钢种进行了化学成分、性能的对比参见表1。
其中，对比专利1：公开号为CN101376953A的中国专利，其为超低碳成分，同时Mn含量也极低，且要求含有一定量的N、Ca。
对比专利2：日本专利号JP2002363704，其成分上必须3～20％的Mn，并选择添加Cu、Ni、Mo、Nb、V、Ti、Zr及Mg+Ca等元素中一种或多种。
对比专利3：公开号为CN102409253A的中国专利，其为低碳成分，同时Cr的含量很高。
表1
根据表1的数据可以得到：
对比专利1为屈服强度700MPa以上的钢种，要求超低碳成分，而且Mn、Al含量均在0.05％以下，冶炼难度极大同时Cr含量也较本实施例高出许多，并添加一定量的N、Ca，二者有明显差异；
对比专利2的钢种中Cr、Al成分范围宽，且上限均远大于本实施例，特别的还有极高的Mn含量，屈服强度范围甚宽，同时没有延伸率与低温韧性的综合性能数据，与本专利有明显不同；
对比专利3所涉及的钢种，其不含有Mo、B、Zr等微合金元素，但是其有较高的Cr含量，这是与本专利的不同。
按照本发明的高速列车转向架用高强韧耐候钢板的化学成分质量百分比含量要求，分别通过五个实施例来进行说明，五个实施例所用化学成分配比如表2所示，在实验室500kg真空感应炉上冶炼本发明钢，钢坯加热温度1170～1250℃，粗轧开轧温度1070～1200℃，精轧终轧温度700～850℃，终冷温度490～640℃，随后空冷至室温。五个实施例钢的相关力学性能参见表3。
表2
表3
以普通碳钢Q345B及高强耐候钢Q450NQR1为对比样品，按铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验的方法(TB/T2375-93)进行72h的周期浸润循环腐蚀实验。通过计算样品单位面积腐蚀失重量求得平均腐蚀速率，进而求得钢种的相对腐蚀速率。实施例钢种及对比钢种的耐大气腐蚀性能如表4所示。
表4
按照本发明高强韧耐腐耐候钢板的成分设计范围及轧制工艺控制所获得的实施例钢的屈服强度为400～600MPa，延伸率在20％以上，同时具有良好的冲击韧性和较低的屈强比；耐大气腐蚀性能的对比结果也表明本发明钢种的耐大气腐蚀性能相对于传统高强耐候钢的性能要求(相对腐蚀率≤55％)提高了一倍以上，相对腐蚀率均在27％以下。因此，本发明高强韧耐腐耐候钢板可完全取代传统耐候钢和当前已有高强度耐候钢，适于在高速列车转向架领域予以推广。