專利名稱：耐深水壓力殼體用超高強韌性鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及超高強度鋼板及其制造方法，特別涉及耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板及其制造方法，其抗拉強度彡lOOOMPa、屈服強度彡900MPa、-84°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡100J、斷裂延伸率δ5彡17%且均勻延伸率Ag彡7%，焊接性優(yōu)良。
背景技術(shù)：
眾所周知，低碳(高強度)低合金鋼是最重要工程結(jié)構(gòu)材料之一，廣泛應(yīng)用于石油天然氣管線、海洋平臺、造船、橋梁結(jié)構(gòu)、鍋爐容器、建筑結(jié)構(gòu)、汽車エ業(yè)、鉄路運輸及機械 制造之中；低碳(高強度)低合金鋼性能取決于其化學(xué)成分與制造エ藝，其中強度、韌性、塑性及焊接性是低碳(高強度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材的顯微組織狀態(tài)；隨著冶金科技不斷地向前發(fā)展，人們對超高強鋼的韌性、塑性提出更高的要求，即鋼板在超低溫狀態(tài)下(< -60°C )，具有抗脆性斷裂及塑性失穩(wěn)斷裂能力的同時，斷裂延伸率達到抗拉強度SOOMPa及其以下級別鋼板的水平；并且在較低的制造成本條件下，大幅度地提高鋼板的綜合機械性能和使用性能，以減少鋼材的用量節(jié)約成本，減輕鋼構(gòu)件的自身重量、穩(wěn)定性和安全性，更為重要的是為進ー步提高鋼構(gòu)件冷熱加工性及服役過程中的安全可靠性。目前日韓歐盟范圍內(nèi)掀起了發(fā)展新一代高性能鋼鐵材料的研究高潮，力圖通過合金組合設(shè)優(yōu)化計與革新制造エ藝技術(shù)相結(jié)合，獲得更好的復(fù)相組織之間的匹配、超細化組織與馬氏體/貝氏體精細結(jié)構(gòu)，使超高強鋼獲得更優(yōu)良的塑韌性；自2000年以來，研究成果陸續(xù)用于新一代高性能鋼板的開發(fā)，取得了突破性進展，新型高性能鋼板問世方興未艾。現(xiàn)有抗拉強度彡980MPa的高強度鋼板主要通過離線調(diào)質(zhì)エ藝(即RQ+T)生產(chǎn)；但是對于鋼板厚度彡60mm，也可以采用在線調(diào)質(zhì)エ藝來生產(chǎn)(即DQ+T);為了獲得超高強度，鋼板必要具有足夠高的淬透性，即鋼板淬透性指數(shù)DI彡3. 50 X成品鋼板厚度〖DI =
O.311(% C)172 [(1+0. 64 ( % Si)] X [(1+4. 10 ( % Mn) ] X [(1+0. 27 ( % Cu) ] X [(1+0. 52 ( %Ni)] X [(1+2. 33 (% Cr)] X [(1+3. 14 (% Mo) ] X 25. 4 (mm) 3，以確保鋼板具有足夠高的強度、優(yōu)良的低溫韌性及沿板厚方向顯微組織與性能的均勻，因而不可避免地向鋼中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu、V等合金元素，尤其Ni含量添加到2. 00%以上，導(dǎo)致鋼板的碳當量、冷裂紋敏感指數(shù)較高，嚴重影響鋼板的焊接性；此外，高合金含量的鋼板表(亞)面層易產(chǎn)生過淬火，形成粗大的馬氏體組織，使鋼板表(近)面層的低溫韌性與延伸率嚴重劣化。較低的延伸率、低溫韌性不僅不利于鋼板冷熱加工性能，而且對鋼板的抗疲勞性能、抗應(yīng)カ集中敏感性、抗裂性及結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性影響較大；在水電工程中的壓力水管和渦殼、火電汽輪發(fā)電機及海洋采油平臺結(jié)構(gòu)等疲勞重載結(jié)構(gòu)上使用時，存在安全較大的隱患；因此大型疲勞重載鋼結(jié)構(gòu)采用超高強鋼時，一般希望100公斤級高強鋼不僅具有優(yōu)良的強韌性、強塑性匹配及焊接性，而且延伸率確保在14%以上，以保證鋼板加工性能與抗疲勞性能?，F(xiàn)有大量專利與技術(shù)文獻只是說明如何實現(xiàn)母材鋼板的強度和低溫韌性，就改善鋼板焊接能性，獲得優(yōu)良焊接熱影響區(qū)HAZ低溫韌性說明較少，也沒有涉及如何在提高鋼板抗拉強度的同吋，提高鋼板的抗拉延伸率及厚度方向力學(xué)性能均勻性，更沒有指出如何防止鋼板表(亞)面層過淬。中國專利申請?zhí)?01010227961. 8公開的“強韌性、強塑性優(yōu)良的960MPa級調(diào)質(zhì)鋼板及其制造方法”，雖然鋼板綜合力學(xué)性能也達到較高水平抗拉強度> 980MPa、屈服強度彡890MPa、-60°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡47J，但是該鋼板制造技術(shù)采用控制軋制+離線淬火+回火エ藝，這不僅制造エ序多、制造周期長、制造成本高，而且制造過程耗能也相對較高(鋼板軋制結(jié)束并自然空冷至室溫，隨后進行拋丸處理后，再次加熱到淬火溫度)，不利于節(jié)能與環(huán)保；更為重要的是該發(fā)明技術(shù)只能解決_60°C條件下鋼板的韌性問題，-80°C條件下的超低溫韌性儲備明顯不足，尤其在低溫高壓カ條件下，鋼板低溫韌性劣化速度過快；表現(xiàn)為在-80°C超低溫條件下，鋼板已經(jīng)進入韌脆轉(zhuǎn)變區(qū)，沖擊功波動大，焊接接頭韌性尤其熔合線、焊接熱影響區(qū)(HAZ)沖擊韌性不能滿足要求
發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板及其制造方法，采用在線TMCP+QT相結(jié)合，通過相對低成本的合金組合設(shè)計，獲得超高強度的同時，鋼板塑韌性、焊接性也同樣優(yōu)異，并成功地解決了超高強鋼板強度、塑性、低溫韌性及焊接性之間的相互矛盾與鋼板表(亞)面層過淬的問題，大幅度降低超高強度鋼板在超低溫條件下的表面缺陷(缺ロ)敏感性；這是本鋼種最大的難點之一，也是關(guān)鍵核心技術(shù)之一。針對上述要求，本發(fā)明采用超低C-超低Si-中Mn_(Ti+Nb+V)微合金鋼的成分體系作為基礎(chǔ)，適當降低酸溶鋁Als且Als彡IOX [(% Ntotal) -O. 292 (% Ti)]，控制7 ^ Mn/C 彡 16、奧氏體穩(wěn)定化指數(shù) A 彡 5.0%、[(% Als) + (9/8) (% O)] XN ^ I. 95X10'Ni 當量彡 3. 50%, (Cu+Ni+Mo+Cr)合金化、(％ C) X (% Si) く 6. OX 10' Ca 處理且 Ca/S 比在
I.00 3. 00之間且Ca) X (% S)°_18 く 2. 5X 10_3、優(yōu)化TMCP+離線調(diào)質(zhì)エ藝(QT)，使成品鋼板的顯微組織為細小低碳回火馬氏體+少量回火下貝氏體，平均晶團尺寸在15μπι以下，獲得綜合性能優(yōu)良的深水耐壓殼體用超高強度鋼板，解決超高強度鋼板表面層過度淬火問題，特別適用于超高水頭(> 1200m)電站的水電壓力水管與鋼叉管、極地海洋平臺及深水耐壓殼體。要獲得抗拉強度彡lOOOMPa、屈服強度彡900MPa、_84°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡100J、斷裂延伸率δ 17%且均勻延伸率Ag彡7 %、優(yōu)良焊接性的超高強深水耐壓殼體鋼板；鋼板顯微組織設(shè)計非常重要，顯微組織設(shè)計包括組織類型、不同相比例、晶粒尺寸、馬氏體/貝氏體精細結(jié)構(gòu)及第二相析出物等。對高強調(diào)質(zhì)鋼而言，馬氏體與下貝氏體混合組織的強韌性、強塑性匹配最好，為了同時達到所有上述性能要求，IOOOMPa級別鋼板顯微組織應(yīng)該為低碳回火馬氏體為主+少量的低碳回火下貝氏體，改善馬氏體與貝氏體本征塑韌性；馬氏體、貝氏體板條尺寸均勻細小，以提高板條本身形變協(xié)調(diào)能力，改善板條本身塑韌性；晶團尺寸(即packet結(jié)構(gòu))控制在15 μ m以下；其次，packet結(jié)構(gòu)內(nèi)出現(xiàn)不同位向的變體結(jié)構(gòu)(即block結(jié)構(gòu)中相鄰板條分別為Il(KilO )，以細化block結(jié)構(gòu)，提高裂紋擴展所需的能量及packet內(nèi)部協(xié)調(diào)形變能力；更重要的是增大相同變體馬氏體/貝氏體板條之間的位向角，減小馬氏體/貝氏體板條尺寸，增大馬氏體/貝氏體板條長寬比(L/W)等馬氏體/貝氏體精細結(jié)構(gòu)控制，進ー步細化block結(jié)構(gòu)。為獲得上述顯微組織與馬氏體/貝氏體板條精細結(jié)構(gòu)控制，成分設(shè)計與制造エ藝極其關(guān)鍵。眾所周知，奧氏體穩(wěn)定化元素與鐵素體穩(wěn)定化元素對馬氏體/貝氏體板條團的形貌、尺寸及精細結(jié)構(gòu)影響具有本質(zhì)不同，奧氏體穩(wěn)定化元素對馬氏體/貝氏體相變過程的影響主要集中在降低相變溫度，鐵素體穩(wěn)定化元素對馬氏體/貝氏體相變過程的影響主要體現(xiàn)在延遲相變過程，即奧氏體穩(wěn)定化元素使馬氏體/貝氏體相變在更低溫度下進行，而鐵素體穩(wěn)定化元素使馬氏體/貝氏體相變發(fā)生遲豫；由于奧氏體穩(wěn)定化元素大幅度降低馬氏體/貝氏體相變溫度，導(dǎo)致相變過冷度△ T大幅度増加，致使馬氏體/貝氏體相變驅(qū)動力増大相變驅(qū)動力AGvOc (AT)n，其中n為維向常數(shù);根據(jù)能量平衡定律，在相變過程中相變驅(qū)動力除了一部分以體系耗散形式(即以熱能形式釋放)消耗掉，其余的以晶體缺陷的 形式儲存在新相組織中，這些晶體缺陷主要表現(xiàn)為晶團界面、板條間界面、不同的相變位向變體之間的界面、位錯等，且體系耗散能隨著溫度的降低而減少；因此，奧氏體穩(wěn)定化元素增大馬氏體/貝氏體相變驅(qū)動力的同時，體系耗散的能量也相對較少，大量的相變驅(qū)動力以界面能、位錯等晶團缺陷儲存在新形成的馬氏體/貝氏體中；表現(xiàn)為在相變過程中，馬氏體/貝氏體形核位置多、形核速率大、不同位向變體板條相互競爭形核、相同位向變體板條沿不同方向長大；顯微組織與亞結(jié)構(gòu)精細結(jié)構(gòu)形貌表現(xiàn)為晶團(即packet結(jié)構(gòu))數(shù)量多、原奧氏體晶粒被有效分割、packet尺寸細小、packet結(jié)構(gòu)內(nèi)位向變體密度高(block結(jié)構(gòu))、相同位向變體板條之間的位向角度大、板條內(nèi)部位錯密度高，在隨后的回火過程中，packet結(jié)構(gòu)、block結(jié)構(gòu)及相同位向變體板條的位向結(jié)構(gòu)保持不變，而高密度位錯使碳氮化物析出更加彌散細小，如此鋼板的超低溫韌性大幅度提高的同時，鋼板強度、塑性也大幅度提高。相反，鐵素體穩(wěn)定化元素并不改變馬氏體/貝氏體相變溫度，只是延遲相變過程的發(fā)生，因而相變驅(qū)動カ未發(fā)生變化，相變?nèi)匀辉谳^高溫度下進行，相變驅(qū)動力相對較小，并且相變過程中通過系統(tǒng)耗散而消耗的能量較多，因此只有很少一部分相變驅(qū)動力以晶體缺陷的形式儲存在新相組織中，表現(xiàn)為在相變過程中，馬氏體/貝氏體形核位置少、形核速率低、不同位向變體板條形核數(shù)量少、相同位向變體板條沿同一方向長大；顯微組織與亞結(jié)構(gòu)精細結(jié)構(gòu)形貌表現(xiàn)為晶團(即packet結(jié)構(gòu))數(shù)量少、原奧氏體晶粒未被有效分割、packet尺寸粗大、packet結(jié)構(gòu)內(nèi)位向變體密度低(block結(jié)構(gòu))、相同位向變體板條的位向角度小、板條內(nèi)部位錯密度低，在隨后的回火過程中，packet結(jié)構(gòu)、block結(jié)構(gòu)及相同位向變體板條的位向結(jié)構(gòu)保持不變，而低密度位錯使碳氮化物析出少，以發(fā)生Ostwarld熟化,形成粗大碳氮化物，成為裂紋的形核點，如此鋼板的超低溫韌性低下的同吋，鋼板強度、塑性匹配性較差；通過研究發(fā)現(xiàn)馬氏體/貝氏體相變溫度與奧氏體穩(wěn)定化指數(shù)有夫，隨著奧氏體穩(wěn)定化指數(shù)單調(diào)增加，馬氏體/貝氏體相變單調(diào)降低。為改善馬氏體/貝氏體等體心立方結(jié)構(gòu)金屬晶體結(jié)構(gòu)低溫條件下d電子軌道的電子云均勻性，降低位錯1/2〈111>(110)運動的點陣摩擦力(即P-N力)，提高位錯1/2<111>(110)在超低溫條件下的可動性，促進1/2〈111>(110)交滑移，改善馬氏體/貝氏體板條的本征塑韌性，鋼板中需要添加一定的Ni元素，以Ni當量表征低溫條件下位錯1/2<111>(110)可動性；B元素具有抑制不同位向板條形核，減少同一奧氏體晶粒內(nèi)Packet數(shù)量、降低packet結(jié)構(gòu)內(nèi)不同位向變體的密度(即block結(jié)構(gòu)密度)、減小相同位向變體板條之間的位向角，因此本發(fā)明鋼種的成分中不添加B元素來進行相變強化。通過上述研究與分析，結(jié)合本發(fā)明鋼種的性能要求，本發(fā)明的成分與エ藝設(shè)計如下耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板，其成分重量百分比為C :0. 05% 0. 09%Si 0. 10%Mn :0. 45% 0. 95%P 0. 012%S :≤ 0.0030%Cr :0. 40% 0. 80%Mo :0. 40% 0. 80%Ni :3. 50% 5. 50%Cu :0. 20% 0. 50%Ti :0. 003% 0. 010%Als :0. 010% 0. 030%V :0. 040% 0. 080%K 0.0060%0^ 0. 0030%Ca :0. 001% 0. 004%其余為鐵和不可避免的夾雜；且上述元素含量必須同時滿足如下關(guān)系C、Mn當量之間的關(guān)系7≤Mn/C≤16 ;確保鋼板在_84°C條件下為斷裂行為為塑性斷裂。(% C) X (% Si) ^ 6. OX 10_3，提高馬氏體/貝氏體板條本征塑韌性的同時，細化相變前奧氏體晶粒尺寸，抑制HAZ中M/A島析出、減少M/A島數(shù)量、改善M/A島形態(tài)，改善焊接HAZ的韌性。Al S、Ti 與 N 之間的關(guān)系A(chǔ)ls ^ IOX [(% Ntotal) -0. 292 (% Ti)]，以確保鋼中 AlN以細小彌散狀態(tài)析出，細化淬火前奧氏體晶粒尺寸，改善鋼板低溫韌性及沿板厚方向鋼板力學(xué)性能均勻。[(% Als)+ (9/8) (% 0)]XN≤I. 95X 10_4，抑制粗大AlN在奧氏體晶界上項鏈狀析出，惡化鋼板橫向塑性與韌性。奧氏體穩(wěn)定化指數(shù)A ≥ 5. 0%，其中 A = 2. 54+40. 53(% C+% N) +0. 43(% Cu+%Ni+% Mn) -0. 22(% Al) -2. 64(% P+% S)-I. 26(% Cr+% Mo) - (% Si)，確保馬氏體 / 貝氏體相變在低溫下進行，増大相變驅(qū)動力，細化馬氏體/貝氏體晶團尺寸(即packet結(jié)構(gòu))與block精細結(jié)構(gòu)，増大相同位向變體板條之間的位向角，保證耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板低溫條件下的強韌性匹配。Ni當量≥3. 50%，降低超低溫下馬氏體/貝氏體板條中位錯1/2〈111>(110)運動的P-N力，以確保_84°C下馬氏體/貝氏體板條中1/2〈111>(110)位錯具有較高的可動性，改善鋼板超低溫韌性；根據(jù)試驗研究與量子力學(xué)第一原理分析，舍去高次冪項簡化得出Ni 當量=(% Ni)+0. 21(% Cu) +0. 37(% Mn)-0. 32(% Mo)-0. 27(% Cr)-I. 1(% Si)Ca 與 S 之間的關(guān)系:Ca/S 在 I. 00 3. 00 之間且(% Ca) X (% S)0.18 彡 2. 5 X 1(T3 ；以改善鋼板低溫韌性、焊接性、抗SR脆性、抗層狀撕裂性能。以上關(guān)系式中的成分數(shù)據(jù)按百分數(shù)計算，如碳含量為0. 10%，關(guān)系式計算吋，
C)用0. 10帶入計算即可。在本發(fā)明成分設(shè)計中C，C對深水耐壓殼體用超高強韌性鋼板的強度、低溫韌性、延伸率及焊接性影響很大，從改善超高鋼板本征塑韌性與焊接性角度，希望鋼中C含量控制得較低；但是從超高鋼板的淬透性、塑韌性匹配、制造過程中顯微組織控制及制造成本角度，C含量不宜控制得過低，尤其超高強度100公斤級鋼板；因此C含量合理范圍為0. 05% 0. 09%。
Mn，作為最重要的合金元素在鋼中除提高鋼板的強度外，還具有擴大奧氏體相區(qū)、降低Ar3點溫度、細化顯微組織的packet結(jié)構(gòu)尺度、增大block結(jié)構(gòu)之間的位向差而改善鋼板塑韌性的作用、促進低溫相變組織馬氏體與貝氏體形成而提高鋼板強度的作用；但是Mn在鋼水凝固過程中容易發(fā)生偏祈，尤其Mn含量較高吋，不僅會造成澆鑄操作困難，而且容易與C、P、S、Mo、Cr等元素發(fā)生共軛偏析現(xiàn)象，尤其鋼中C含量較高時，加重鑄坯中心部位的偏析與疏松，嚴重的鑄坯中心區(qū)域偏析在后續(xù)的制造過程及焊接過程中易形成異常組織，導(dǎo)致超高強度鋼板低溫韌性低下和焊接接頭出現(xiàn)裂紋；因此根據(jù)C含量范圍，選擇適宜的Mn含量范圍對于耐深水壓カ殼體鋼板極其必要，根據(jù)本發(fā)明鋼成分體系及C含量為0. 05% 0. 09%，適合Mn含量為0. 45% 0. 95%，且C含量高時，Mn含量適當降低，反之亦然；且C含量低吋，Mn含量適當提高。Si，促進鋼水脫氧并能夠提高鋼板強度，但是采用Al脫氧的鋼水，Si的脫氧作用不大，Si雖然能夠提高鋼板的強度，但是Si促進packet尺寸粗化，嚴重損害耐深水壓カ殼體鋼板的低溫韌性、延伸率及焊接性，尤其在較大線能量焊接條件下，Si不僅促進M-A島形成，而且形成的M-A島尺寸較為粗大、分布不均勻，嚴重損害焊接熱影響區(qū)(HAZ)韌性和焊接接頭SR性能，因此鋼中的Si含量應(yīng)盡可能控制得低，考慮到煉鋼過程的經(jīng)濟性和可操作性，Si含量控制在0. 10%以下。P，作為鋼中有害夾雜對鋼板的機械性能，尤其低溫沖擊韌性、延伸率、焊接性及焊接接頭SR性能具有巨大的損害作用，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性和煉鋼成本，對于要求優(yōu)良焊接性、-84 °C韌性及優(yōu)良強韌性與強塑性匹配的耐深水壓カ殼體鋼板，P含量需要控制在彡0.012%。S，作為鋼中有害夾雜對鋼板的低溫韌性具有很大的損害作用，更重要的是S在鋼中與Mn結(jié)合，形成MnS夾雜物，在熱軋過程中，MnS的可塑性使MnS沿軋向延伸，形成沿軋向MnS夾雜物帶，嚴重損害鋼板的低溫沖擊韌性、延伸率、Z向性能、焊接性及焊接接頭SR性能，同時S還是熱軋過程中產(chǎn)生熱脆性的主要元素，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性、煉鋼成本和物流順暢原則，對于要求優(yōu)良焊接性、-840°C韌性及優(yōu)良強韌性與強塑性匹配的耐深水壓カ殼體鋼板，S含量需要控制在< 0. 0030%。Cr,作為弱碳化物形成元素，添加Cr不僅提高鋼板的淬透性、促進馬氏體/貝氏體形成，而且馬氏體/貝氏體板條間位向差増大，増大裂紋穿過馬氏體/貝氏體packet結(jié)構(gòu)的阻力，在提高鋼板強度的同時，具有一定的改善鋼板韌性之作用；但是當Cr添加量過多時，嚴重損害鋼板的焊接性，尤其焊接接頭SR性能；但是對于耐深水壓カ殼體鋼板，必須有一定的Cr含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性；因此Cr含量控制在0. 40% 0. 80%之間。Mo，提高鋼板的淬透性，促進馬氏體/貝氏體形成，但是Mo作為強碳化物形成元素，在促進馬氏體/貝氏體形成的同吋，增大馬氏體/貝氏體packet的尺寸且形成的馬氏體/貝氏體block間位向差很小,減小裂紋穿過馬氏體/貝氏體packet結(jié)構(gòu)的阻力，此外Mo促進超高強度鋼表(亞)面層過淬；因此Mo在大幅度提高鋼板強度的同吋，降低了調(diào)質(zhì)鋼板的低溫韌性、延伸率，誘發(fā)鋼板表(亞)面層過淬；并且當Mo添加過多時，不僅嚴重損害鋼板的延伸率、焊接性及焊接接頭SR性能，而且增加鋼板SR脆性和生產(chǎn)成本；但是對于耐深水壓カ殼體鋼板，必須有一定的Mo含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性與抗回火軟化性。因此綜合考慮Mo的相變強化作用及對母材鋼板低溫韌性、延伸率和焊接性的影響，Mo含量控制在0. 40% 0. 80%之間。 Ni，不僅可以提高鐵素體相中位錯可動性，促進位錯交滑移，而且增大馬氏體/貝氏體block結(jié)構(gòu)間的位向差；Ni作為奧氏體穩(wěn)定化元素，降低Ar3點溫度，細化馬氏體/貝氏體packet結(jié)構(gòu)與block結(jié)構(gòu)尺寸，因此Ni具有同時提高調(diào)質(zhì)鋼板強度、延伸率和低溫韌性的功能；鋼中加Ni還可以降低含銅鋼的銅脆現(xiàn)象，減輕熱軋過程的晶間開裂，提高鋼板的耐大氣腐蝕性。因此從理論上講，鋼中Ni含量在一定范圍內(nèi)越高越好，但是過高的Ni含量會硬化焊接熱影響區(qū)，對鋼板的焊接性及焊接接頭SR性能不利；但是對于耐深水壓カ殼體鋼板，必須有足夠的Ni含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性、板厚方向性能均勻的同吋，確保鋼板的塑韌性；因此，Ni含量控制在3. 50% 5. 50%之間，以確保鋼板的淬透性和鋼板的強韌性水平而不損害鋼板的焊接性。Cu，也是奧氏體穩(wěn)定化元素，添加Cu也可以降低Ar3點溫度，提高鋼板的淬透性和鋼板的耐海水腐蝕性；但是Cu添加量過多，高于0. 50%，容易造成銅脆、鑄坯表面龜裂、內(nèi)裂問題及尤其超高強度鋼板焊接接頭SR性能劣化；對于耐深水壓カ殼體鋼板而言，Cu添加量過少，低于0. 20%，所起任何作用很??；因此Cu含量控制在0. 20% 0. 50%之間；Cu、Ni復(fù)合添加除降低含銅鋼的銅脆現(xiàn)象、減輕熱軋過程的晶間開裂之作用外，更重要的是Cu、Ni均為奧氏體穩(wěn)定化元素，Cu, Ni復(fù)合添加可以大幅度降低相變溫度，提高奧氏體向馬氏體/貝氏體相變的驅(qū)動カ，導(dǎo)致馬氏體/貝氏體板條可以向各個位向長大，導(dǎo)致馬氏體/貝氏體block結(jié)構(gòu)內(nèi)板條位向差變大，増加裂紋穿過馬氏體/貝氏體板條的阻力。Ti，含量在0. 003% 0. 010%之間，抑制板坯加熱、制造過程中奧氏體晶粒過分長大，改善鋼板低溫韌性，更重要的是抑制焊接過程中HAZ晶粒長大，改善HAZ韌性；此外，Ti具有固N作用，消除鋼中自由N，保證耐深水壓カ殼體超高強韌性鋼板與焊接HAZ的韌性；然而對于顯微組織為馬氏體/貝氏體的高強調(diào)質(zhì)鋼，當Ti含量超過0. 010%吋，過剩Ti易在馬氏體/貝氏體板條上及晶團界上以TiC析出，嚴重劣化鋼板低溫韌性。鋼中的Als能夠固定鋼中的自由[N]，除降低母材鋼板、焊接熱影響區(qū)(HAZ)自由[N]，改善母材鋼板、焊接HAZ的低溫韌性作用之外；更重要的是保證鋼中AlN以細小的彌散狀態(tài)析出、抑制熱處理過程中奧氏體晶粒長大、均勻細化淬火前奧氏體晶粒尺寸，為最終獲得細小均勻馬氏體/貝氏體組織奠定基礎(chǔ)，根據(jù)Als-Ti-N之間的平衡關(guān)系，Al的添加量與鋼中Ti含量存在聯(lián)動關(guān)系，根據(jù)本發(fā)明耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板，適宜的Al含量控制在0. 010 0. 030%之間。
V，含量在0.040% 0.080%之間，并隨著鋼板厚度的增加，V含量可適當取上限值。添加V目的是通過V (C，N)在貝氏體/馬氏體板條中彌散析出，提高TMCP鋼板的強度。V添加過少，低于0. 040%,析出的V (C，N)太少，不能有效提高超高強度鋼板的強度；V添加量過多，高于0. 080%，損害鋼板低溫韌性、延伸率、焊接性及焊接SR性能。為了防止大量粗大的AlN沿原奧氏體晶界析出，損害鋼板橫向沖擊韌性與塑性，鋼中的N含量不得超過0. 0060 %。為了確保耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板的塑性與低溫韌性，必須降低鋼中夾雜物，其中氧化鋁夾雜危害最大，因此鋼中0含量< 0. 0030%對鋼進行Ca處理，一方面可以進一歩純潔鋼液，另ー方面對鋼中硫化物進行變性處理，使之變成不可變形的、穩(wěn)定細小的球狀硫化物、抑制S的熱脆性、提高鋼板的低溫韌性、延伸率及Z向性能、改善鋼板韌性的各向異性與焊接性，此外采用Ca處理，改善高酸溶 鋁鋼水的澆注；Ca加入量的多少，取決于鋼中S含量的高低，Ca加入量過低，處理效果不大； Ca加入量過高，形成Ca(0，S)尺寸過大，脆性也増大，可成為斷裂裂紋起始點，降低鋼的低溫韌性、延伸率及鋼板的焊接性，同時還降低鋼質(zhì)純凈度、污染鋼液。一般控制Ca含量按ESSP = (wt% Ca) [1-1. 24(wt% 0)]/I. 25(wt% S)，其中 ESSP 為硫化物夾雜形狀控制指數(shù)，取值范圍0. 80 4. 00之間為宜，因此Ca含量的合適范圍為0. 0010% 0. 0040%。本發(fā)明的耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板的制造方法，包括如下步驟I)冶煉、澆鑄按上述成分冶煉，采用連鑄澆鑄，中間包澆注過熱度八1'控制在15で 30で，拉速控制在0. 40 0. 8m/min,結(jié)晶器液面波動控制在< 5mm ；2)軋制，鋼板總壓縮比即板坯厚度/成品鋼板厚度彡4. 0第一階段為普通軋制，板坯加熱溫度控制在1050°C 1150°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，鋼板軋制速度控制在< 1.2m/sec.，軋制形狀因子(AH/R)1/2彡0. 18，其中AH為道次壓下量，mm，R為工作輥輥徑，mm;以保證鋼板及厚度方向顯微組織均勻細小。第二階段采用控制軋制，控軋開軋溫度860°C 900°C，軋制道次壓下率彡8%，累計壓下率彡50%，終軋溫度840°C 870°C ；3)冷卻控軋結(jié)束后，對鋼板進行加速冷卻，鋼板開冷溫度即終軋溫度830°C 860°C，冷卻速度彡8. (TC /s，停冷溫度400°C 500°C，隨后自然空冷至350°C ；鋼板從停冷結(jié)束到入加熱式緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于40min，保溫エ藝為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫36小時，保證超過強度鋼板脫氫充分，防止產(chǎn)生氫致裂紋；4)調(diào)質(zhì)エ藝淬火，淬火溫度800で 850°C，淬火保持時間20 40min，其中淬火保持時間為鋼板中心溫度達到淬火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min ；回火，回火溫度即板溫為600 650°C,鋼板相對較薄時回火溫度偏上限、鋼板相對較厚時回火溫度偏下限，回火保持時間> (0. 70 I. 00) X成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min;回火結(jié)束后鋼板自然空冷至室溫。在本發(fā)明鋼的制造方法中為確保超高強韌調(diào)質(zhì)鋼板顯微 組織均勻細小，尤其鋼板表(亞)面層具有一定應(yīng)變儲存率，促進鋼板表(亞)面發(fā)生再結(jié)晶，細化表(亞)顯微組織，鋼板總壓縮比(板坯厚度/成品鋼板厚度)彡4.0。本發(fā)明的有益效果本發(fā)明在低C-超低Si-中Mn-(Cu+高Ni+Mo+Cr)合金化-(Ti+Nb+V)微合金化的成分體系中通過TMCP+低溫調(diào)質(zhì)熱處理工藝，獲得抗拉強度> lOOOMPa、屈服強度彡900MPa、-84°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡100J、斷裂延伸率S5彡17%且均勻延伸率Ag ^ 7%、優(yōu)良焊接性的深水耐壓殼體用超高強度鋼板。在獲得優(yōu)良IOOOMPa級超高強韌性鋼板的同時，鋼板的塑韌性、焊接エ藝性也同樣優(yōu)異，并成功地解決了超高強鋼板強度、塑性、低溫韌性及焊接性之間的相互矛盾，提高了深水下耐壓殼體的安全可靠性；良好的焊接性節(jié)省了用戶鋼構(gòu)件制造的成本，縮短了用戶鋼構(gòu)件制造的時間，為用戶創(chuàng)造了巨大的價值，因而此類鋼板不僅是高附加值、緑色環(huán)保性的產(chǎn)品。此外，本發(fā)明采用TMCP+QTエ藝，不僅減少一次淬火熱處理，充分均勻細化鋼板的馬氏體/貝氏體packet結(jié)構(gòu)；而且充分發(fā)揮了合金元素淬透、淬硬性潛能與析出強化效能，可以在不添加B元素的條件下，以相當較少的合金含量下(尤其Ni、Mo、Cr、V等)，獲得超高強度、優(yōu)良的塑韌性，這不僅進ー步減少了制造成本、改善了鋼板的焊接性，尤其對于超高強度鋼板，焊接冷裂敏感性大幅度減少，焊接預(yù)熱、后熱溫度降低、合適的焊接熱輸入量范圍更寬，相應(yīng)地減少用戶加工制作的成本。


圖I為本發(fā)明實施例3鋼的顯微組織(板厚1/4)。
具體實施例方式下面結(jié)合附圖和實施例對本發(fā)明做進ー步說明。本發(fā)明成分實施例參見表1，表2 表5為本發(fā)明實施例的制造方法。表6為本發(fā)明實施例鋼的性能。參見圖1，可以看出本發(fā)明的顯微組織均勻細小馬氏體、貝氏體組織。綜上所述，本發(fā)明通過鋼板合金元素的組合設(shè)計與TMCP+QTエ藝相結(jié)合，在獲得優(yōu)良IOOOMPa級超高強度鋼板的同時，鋼板的塑韌性、焊接エ藝性也同樣優(yōu)異，并成功地解決了超高強鋼板強度、塑性、低溫韌性及焊接性之間的相互矛盾，提高了深水耐壓殼體的安
全可靠性。本發(fā)明IOOOMPa級超高韌鋼板主要用作制造深水耐壓殼體與極地海洋石油工程及超高水頭電站鋼叉管肋板，是重大國民經(jīng)濟建設(shè)的關(guān)鍵材料。隨著我國國民經(jīng)濟發(fā)展，建設(shè)節(jié)約型和諧社會的要求，國家基礎(chǔ)工程建設(shè)、能源工程建設(shè)(如水電工程)、海洋開發(fā)建設(shè)及建設(shè)所需的大型裝備制造開發(fā)已擺到日事議程，作為戰(zhàn)略性基礎(chǔ)材料一IOOOMPa級超高韌鋼板具有廣闊的市場前景。
權(quán)利要求
1.耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板，其成分重量百分比為C :0. 05% O. 09% Si O. 10%Mn :0. 45% O. 95%P :彡 O. 012%S :彡 O. 0030%Cr 0. 40% O. 80%Mo :0. 40% O. 80%Ni :3. 50% 5. 50%Cu :0. 20% O. 50%Ti :0. 003% O. 010%Als :0. 010% O. 030%V :0. 040% O. 080% N O. 0060%O 彡 O. 0030%Ca :0. 001% O. 004% 其余為鐵和不可避免的夾雜； 上述元素含量必須同時滿足如下關(guān)系 C、Mn當量之間的關(guān)系7 ( Mn/C ( 16 ；(% C) X (% Si) く 6· 0Χ1(Γ3 ；Als,Ti 與 N 之間的關(guān)系A(chǔ)ls ^ IOX [(% Ntotal) -O. 292 (% Ti)]；[(% Als)+ (9/8) (% O)] XN 彡 I. 95Χ1(Γ4 ； 奧氏體穩(wěn)定化指數(shù) A >5. 0%，其中 A = 2. 54+40. 53 (% C+% N) +0. 43(% Cu+% Ni+%Mn)-O. 22(% Al)-2. 64(% P+% S)-l. 26(% Cr+% Mo)-(% Si)； Ni 當量彡 3.50%，Ni 當量=(% Ni)+0. 21(% Cu)+0. 37(% Mn)-0. 32(% Mo)-0. 27(%Cr)-I. 1(% Si)； Ca 與 S 之間的關(guān)系Ca/S 在 I. 00 3. 00 之間且(% Ca) X (% S)0.18 ( 2. 5X10_3。
2.如權(quán)利要求I所述的耐深水壓カ殼體用超高強韌性鋼板的制造方法，包括如下步驟 1)冶煉、澆鑄 按上述成分冶煉，采用連鑄澆鑄，中間包澆注過熱度Λ T控制在15°C 30°C，拉速控制在O. 40 O. 8m/min,結(jié)晶器液面波動控制在< 5mm ； 2)軋制，鋼板總壓縮比即板坯厚度/成品鋼板厚度>4.O第一階段為普通軋制，板坯加熱溫度控制在1050°C 1150°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，鋼板軋制速度控制在彡I. 2m/sec.，軋制形狀因子(AH/R)1/2彡O. 18，其中Λ H為道次壓下量，mm，R為エ作棍棍徑，mm ； 第二階段采用控制軋制，控軋開軋溫度860°C 900°C，軋制道次壓下率> 8%，累計壓下率彡50%，終軋溫度840°C 870°C ； 3)冷卻控軋結(jié)束后，對鋼板進行加速冷卻，鋼板開冷溫度830°C 860°C，冷卻速度> 8. (TC /s，停冷溫度400°C 500°C，隨后自然空冷至350°C ； 鋼板從停冷結(jié)束到入加熱式緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于40min，保溫エ藝為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫36小時，保證超過強度鋼板脫氫充分，防止產(chǎn)生氫致裂紋； 4)調(diào)質(zhì)エ藝 淬火，淬火溫度800°C 850°C，淬火保持時間20 40min，其中淬火保持時間為鋼板中心溫度達到淬火溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min ； 回火，回火溫度即板溫為600 650°C，鋼板相對較薄時回火溫度偏上限、鋼板相對較厚時回火溫度偏下限，回火保持時間> (O. 70 I. 00) X成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min;回火結(jié)束后鋼板自然 空冷至室溫。
全文摘要
耐深水壓力殼體用超高強韌性鋼板及其制造方法，其成分重量百分比為C 0.05％～0.09％、Si≤0.10％、Mn 0.45％～0.95％、P≤0.012％、S≤0.0030％、Cr 0.40％～0.80％、Mo 0.40％～0.80％、Ni 3.50％～5.50％、Cu 0.20％～0.50％、Ti 0.003％～0.010％、Als 0.010％～0.030％、V 0.040％～0.080％、N≤0.0060％、O≤0.0030％、Ca 0.001％～0.004％、其余為鐵和不可避免的夾雜。制造方法采用優(yōu)化TMCP+離線調(diào)質(zhì)工藝(QT)，使成品鋼板的顯微組織為細小低碳回火馬氏體+少量回火下貝氏體，平均晶團尺寸在15μm以下，解決超高強度鋼板表面層過度淬火問題，特別適用于超高水頭(≥1200m)電站的水電壓力水管與鋼叉管、極地海洋平臺及深水耐壓殼體。
文檔編號B21B37/00GK102851611SQ20111017863
公開日2013年1月2日 申請日期2011年6月29日 優(yōu)先權(quán)日2011年6月29日
發(fā)明者劉自成, 李開杰 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司