專利名稱：具有優(yōu)異韌性的可焊接超高強(qiáng)度鋼的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及具有高韌性的超高強(qiáng)度的可焊鋼板，還涉及采用該鋼板制造的管路用管。更具體地講本發(fā)明涉及這樣一種可焊低合金管路用鋼，它具有超高強(qiáng)度、高韌性，與管路的其他部分相比，焊接熱影響區(qū)的強(qiáng)度損失可降至最低，也涉及制造用作管路用管母材的該鋼板的方法。
背景技術(shù)：
在下面的說(shuō)明書中定義了許多術(shù)語(yǔ)，為方便起見，就在權(quán)利要求書之前給出了一個(gè)術(shù)語(yǔ)表。
目前，工業(yè)用管路用管的最大屈服強(qiáng)度為約550MPa(80Ksi)，市場(chǎng)上也有更高強(qiáng)度的管路用鋼，例如高至約690MPa(100Ksi)，但就我們所知，此類鋼并未用于工業(yè)制造管路用管。另外，正如Koo和Luton的美國(guó)專利5545269、5545270和5531842所公開的生產(chǎn)更高強(qiáng)度的作為管路母材用鋼(屈服強(qiáng)度至少約830MPa(120Ksi)、拉伸強(qiáng)度至少約900MPa(130Ksi))是切實(shí)可行的。Koo和Luton在美國(guó)專利No.5545269中所描述鋼的強(qiáng)度是通過(guò)鋼的化學(xué)組成和工藝技術(shù)的均衡來(lái)獲得的，從而可得到基本均勻的、主要包含細(xì)晶回火馬氏體和細(xì)晶貝氏體的顯微組織，其中ε-銅和某些V、Nb和Mo的碳化物或氮化物或碳氮化物的析出使回火馬氏體和貝氏體得以二次強(qiáng)化。
Koo和Luton在美國(guó)專利No.5545269中描述了制造高強(qiáng)度鋼的方法將鋼從最終的熱軋溫度以至少20℃/秒(36°F/秒)，優(yōu)選約30℃/秒(54°F/秒)的冷卻速度淬火至不高于400℃(752°F)，以得到以馬氏體和貝氏體為主的顯微組織。此外，為得到所需的顯微組織和性能，Koo和Luton的發(fā)明需要采用一個(gè)附加的工步使鋼板二次硬化，這個(gè)附加工步包括在不高于Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度下對(duì)水冷鋼板進(jìn)行一定時(shí)間的回火，Ac1是加熱時(shí)奧氏體開始形成的溫度，回火時(shí)間要足以使ε-銅和某些V、Nb和Mo的碳化物、氮化物或碳氮化物得以析出。淬火后再回火這個(gè)附加工步大大地增加了鋼板的成本，所以需要一種新的工藝，既可免除回火工步，又可得到所需的機(jī)械性能。另外，雖然這個(gè)回火工步對(duì)于二次硬化以獲得所需的顯微組織和性能是必要的，但它也會(huì)使鋼材的屈強(qiáng)比大于0.93，從管路用管的優(yōu)化設(shè)計(jì)角度考慮，需要鋼材在保持高的屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度前提下，屈強(qiáng)比低于約0.93。
原油和天然氣的長(zhǎng)距離輸送需要比現(xiàn)在所用管路用管強(qiáng)度更高的管路用管，這種需求產(chǎn)生的必要原因如下(1)需要采用更高氣體壓力以提高輸送效率，(2)需要通過(guò)減少管路壁厚和外徑以降低材料和鋪設(shè)成本。由于以上原因，對(duì)強(qiáng)度高于現(xiàn)在可用管路的管路用管的需求提高。
因此，本發(fā)明的目的在于提供鋼組成和工藝方法，以便生產(chǎn)低成本、低合金、超高強(qiáng)度鋼板，并提供用該鋼制造的管路用管，其中該鋼不需進(jìn)行二次硬化所需的回火工步而得到高強(qiáng)度。此外，本發(fā)明的另一目的是提供適合管路設(shè)計(jì)的管路用高強(qiáng)度鋼板，其屈強(qiáng)比低于約0.93。
與大多數(shù)高強(qiáng)度鋼(即鋼的屈服強(qiáng)度高于約550MPa(80Ksi))有關(guān)的一個(gè)問(wèn)題是焊接后熱影響區(qū)的軟化。在焊接引起的熱循環(huán)中，熱影響區(qū)會(huì)發(fā)生局部相變或退火，從而引起熱影響區(qū)的顯著軟化，與基體金屬相比，其軟化程度最高至約15％或更高。雖然可以生產(chǎn)屈服強(qiáng)度為830MPa(120Ksi)或更高的超高強(qiáng)度鋼，但這些鋼通常缺少管路用管所必需的韌性，無(wú)法滿足管路用管所必需的可焊性要求，因?yàn)檫@些材料的Pcm(一個(gè)用于表示可焊性的公知工業(yè)術(shù)語(yǔ))相對(duì)較高，通常高于約0.35。
所以，本發(fā)明的另一目的是生產(chǎn)低合金、超高強(qiáng)度鋼板，它可用作管路母材，該鋼板在保持恒定生產(chǎn)質(zhì)量的同時(shí)，其屈服強(qiáng)度至少約690MPa(100Ksi)，拉伸強(qiáng)度至少約900MPa(130Ksi)，在低溫下即低至約-40℃(-40°F)使用時(shí)具有足夠的韌性，且在焊接引起的熱循環(huán)中熱影響區(qū)的強(qiáng)度損失能降至最低。
本發(fā)明的進(jìn)一步目的是提供一種韌性和可焊性能滿足管路用管要求且Pcm小于約0.35的超高強(qiáng)度鋼。盡管Pcm和Ceq(碳當(dāng)量)廣泛地用于描述可焊性，它們也可通過(guò)提供在鋼的基體中形成硬化顯微組織的傾向從而反映出這種鋼的淬透性，其中Ceq是另一個(gè)用于表示可焊性的公知工業(yè)術(shù)語(yǔ)，在本說(shuō)明書中，Pcm定義為Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5(wt％B)，而Ceq定義為Ceq＝wt％C+wt％Mn/6+(wt％Cr+wt％Mo+wt％V)/5+(wt％Cu+wt％Ni)/15。
發(fā)明概述在美國(guó)專利No.5545269中可發(fā)現(xiàn)按照該專利所描述的條件，超高強(qiáng)度鋼終軋后水淬至不高于400℃(752°F)(至室溫更好)的工步不能以空冷替代，因?yàn)樵谀欠N條件下，空冷會(huì)使奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體/珠光體混合顆粒，從而造成鋼材強(qiáng)度的惡化。
也可發(fā)現(xiàn)這些鋼的水冷終止溫度若高于400℃(752°F)，會(huì)造成冷卻過(guò)程中相變硬化不充分，進(jìn)而降低鋼的強(qiáng)度。
對(duì)于按美國(guó)專利No.5545269所描述的工藝制造的鋼板，水冷后的回火通過(guò)例如鋼板重新加熱至約400℃～700℃(752°F～1292°F)，保溫預(yù)先設(shè)定好的時(shí)間而進(jìn)行，以使整個(gè)鋼板均勻硬化并提高其韌性。夏氏V型缺口沖擊試驗(yàn)是公知的測(cè)量鋼材韌性的試驗(yàn)，采用夏氏V型缺口沖擊試驗(yàn)可測(cè)得的數(shù)據(jù)之一是在某一給定溫度下試樣斷裂時(shí)所吸收的能量(沖擊能)，例如-40℃(-40°F)時(shí)的沖擊能(vE-40)。
繼美國(guó)專利5545269所述發(fā)展之后，已發(fā)現(xiàn)高韌性的超高強(qiáng)度鋼可以不經(jīng)過(guò)成本昂貴的最終回火而進(jìn)行生產(chǎn)，此結(jié)果可通過(guò)在某一特定的溫度區(qū)間中斷淬火而得以實(shí)現(xiàn)，這個(gè)溫度區(qū)間決定于鋼的具體化學(xué)成分，在中斷冷卻溫度或在隨后的空冷至室溫過(guò)程中，可形成主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或其混合物的顯微組織。也發(fā)現(xiàn)采用這樣一個(gè)新的工藝次序可得到令人驚奇且意想不到的結(jié)果鋼板的強(qiáng)度和韌性是迄今為止最高的。
根據(jù)上述的本發(fā)明目的，本發(fā)明提供一種工藝方法，這里稱作直接淬火中斷法(IDQ)，依照此法，所需化學(xué)成分的低合金鋼板在熱軋結(jié)束時(shí)用一合適的流體(如水)淬火，快冷至某一合適的淬火終止溫度(QST)，并隨后空冷至室溫，籍此可得到主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或其混合物的顯微組織。本發(fā)明所說(shuō)的淬火指的是與空冷至室溫相反，而是采用任一方式的加速冷卻，此方式中選用具有提高鋼材冷卻速率的能力的流體。
本發(fā)明提供能適應(yīng)一定冷速和QST參數(shù)規(guī)范從而獲得硬化能力的鋼材，通過(guò)稱為IDQ部分淬火工藝，并隨后空冷，在最終的鋼板中可得到主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或其混合物的顯微組織。
本領(lǐng)域中眾所周知，在鋼材中加入少量的、5～20ppm量級(jí)的硼可對(duì)低碳、低合金鋼的淬透性產(chǎn)生顯著影響。所以，過(guò)去已通過(guò)在合金元素貧乏(即低碳當(dāng)量(Ceq))的低合金鋼中加硼已有效地用來(lái)形成硬相，如馬氏體，以得到可焊性好的低成本、高強(qiáng)度鋼。然而，對(duì)鋼中加入所需少量硼的穩(wěn)定控制不易實(shí)現(xiàn)，它需要技術(shù)先進(jìn)的煉鋼設(shè)備和技術(shù)訣竅，本發(fā)明提供一系列鋼種，加硼或不加硼，均可采用IDQ工藝得到所需的顯微組織和性能。
根據(jù)本發(fā)明，通過(guò)綜合控制鋼的化學(xué)成分和處理工藝，已可制造出這樣的管路用高強(qiáng)度鋼板，它的屈服強(qiáng)度至少約690MPa(100Ksi)，優(yōu)選至少約760MPa(110Ksi)，更優(yōu)選至少約830MPa(120Ksi)；屈強(qiáng)比優(yōu)選低于約0.93，更優(yōu)選低于約0.90，還更優(yōu)選低于約0.85。對(duì)這些鋼板，管路用管焊接后，熱影響區(qū)的強(qiáng)度損失，與基體鋼板相比，低于約10％，優(yōu)選低于約5％。另外，這些適于制造管路用管的超高強(qiáng)度、低合金鋼板，其厚度優(yōu)選至少約10mm(0.39英寸)，更優(yōu)選至少約15mm(0.59英寸)，還更優(yōu)選至少約20mm(0.79英寸)。此外，這些超高強(qiáng)度、低合金鋼板或不含硼，或?yàn)槟承┨厥庥猛竞屑s5～20ppm，優(yōu)選8～12ppm的硼。管路用管產(chǎn)品的質(zhì)量可基本保持一致且一般對(duì)氫致斷脆不敏感。
此類鋼板的制品優(yōu)選具有基本一致的顯微組織，該顯微組織最好主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上的混合。細(xì)晶板條馬氏體最好包含自回火細(xì)晶板條馬氏體。在本發(fā)明的說(shuō)明書和權(quán)利說(shuō)明書中，“主要”指的是至少50％(體積百分?jǐn)?shù))，顯微組織的剩余部分可包括額外的細(xì)晶下貝氏體、額外的細(xì)晶板條馬氏體、上貝氏體或鐵素體。更優(yōu)選的顯微組織包含至少約60％～80％(體積百分比)的細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上的混合，更優(yōu)選顯微組織包含至少約90％(體積百分比)的細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上的混合。
下貝氏體和板條馬氏體都可由V、Nb和Mo的碳化物或碳氮化物的析出物而進(jìn)一步強(qiáng)化。這些析出物，特別是那些含V的析出物有助于將熱影響區(qū)的軟化降至最低，其作用機(jī)理可能是阻止加熱溫度不超過(guò)Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的區(qū)域中位錯(cuò)密度大的降低或通過(guò)促進(jìn)加熱溫度超過(guò)Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的區(qū)域中的析出強(qiáng)化，或者以上兩者的綜合。
本發(fā)明的鋼板是用以常規(guī)方式制造的的板坯進(jìn)行生產(chǎn)的，在一具體實(shí)施方案中，該鋼板包含鐵和下述重量百分比的合金元素0.03～0.10％C，優(yōu)選0.05～0.09％C0～0.6％Si1.6～2.1％Mn0～1.0％Cu0～1.0％Ni，優(yōu)選0.2～1.0％Ni0.01～0.10％Nb，優(yōu)選0.03～0.06％Nb0.01～0.10％V，優(yōu)選0.03～0.08％V0.3～0.6％Mo0～1.0％Cr0.005～0.03％Ti，優(yōu)選0.015～0.02％Ti0～0.06％Al，優(yōu)選0.001～0.06％Al
0～0.006％Ca0～0.02％稀土金屬(REM)0～0.006％Mg更進(jìn)一步的特征為Ceq≤0.7且Pcm≤0.35，作為選擇，上述成分可改變，可含有0.0005～0.0020wt％B，優(yōu)選0.0008～0.0012wt％B，且Mo含量為0.2～0.5wt％。
對(duì)本發(fā)明的基本不含硼鋼，Ceq優(yōu)選為大于約0.5但小于約0.7，對(duì)本發(fā)明的含硼鋼，Ceq優(yōu)選大于約0.3但小于約0.7。
另外，鋼中眾所周知的雜質(zhì)元素N、P和S越低越好，盡管按下文所述，需要一些N以形成Ti的氮化物顆粒來(lái)阻止晶粒長(zhǎng)大。N的含量?jī)?yōu)選約0.001～0.006wt％，S的濃度應(yīng)不超過(guò)約0.005wt％，優(yōu)選不超過(guò)約0.002wt％，P的濃度應(yīng)不超過(guò)約0.015wt％。對(duì)于以上成分的鋼，要么基本不含硼，不含硼即沒有添加的硼，B的濃度優(yōu)選低于約3ppm，更優(yōu)選低于約1ppm；要么該鋼含硼，其硼加入量如上文所述。
依據(jù)本發(fā)明，一種制造顯微組織主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或其混合物的超高強(qiáng)度鋼的優(yōu)選方法包括以下過(guò)程將鋼板坯加熱至足夠溫度以使基本上所有V和Nb的碳化物和碳氮化物溶解；在奧氏體再結(jié)晶的第一溫度區(qū)間通過(guò)一道或多道熱軋將板坯減薄至鋼板；接著在高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)且低于Tnr溫度的第二溫度區(qū)間通過(guò)一道或多道熱軋將上述鋼板進(jìn)一步減薄，Tnr指奧氏體進(jìn)行再結(jié)晶的最低溫度，Ar3指奧氏體冷卻時(shí)開始轉(zhuǎn)變成鐵素體的溫度；將最終熱軋后的鋼板淬火至至少低至Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度，Ar1指冷卻時(shí)奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體或鐵素體+滲碳體的終了溫度，優(yōu)選冷至約550℃～150℃(1022°F～302°F)，更優(yōu)選冷至約500℃～150℃(932°F～302°F)；停止淬火；將淬火后的鋼板空冷至室溫。
Tnr溫度、Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn)和Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)均分別決定于板坯的化學(xué)成分，可容易地由試驗(yàn)確定或用適當(dāng)?shù)哪Ｐ屯ㄟ^(guò)計(jì)算得到。
依據(jù)本發(fā)明第一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案的超高強(qiáng)度、低合金鋼的拉伸強(qiáng)度優(yōu)選至少約900MPa(130Ksi)，更優(yōu)選至少約930MPa(135Ksi)，其顯微組織主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上二者的混合，此外，顯微組織中還包含細(xì)小的滲碳體析出相和可選擇性包含更細(xì)小的V、Nb和Mo的碳化物或碳氮化物析出物。細(xì)晶板條馬氏體最好包含自回火細(xì)晶板條馬氏體。
依據(jù)本發(fā)明的第二優(yōu)選實(shí)施方案的超高強(qiáng)度、低合金鋼的拉伸強(qiáng)度優(yōu)選至少約900MPa(130Ksi)，更優(yōu)選至少約930MPa(135Ksi)，其顯微組織主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上二者的混合，此外，顯微組織中還包含硼和細(xì)小的滲碳體析出相以及可選擇性包含更細(xì)小的V、Nb和Mo的碳化物或碳氮化物析出物。細(xì)晶板條馬氏體最好包含自回火細(xì)晶板條馬氏體。


圖1是本發(fā)明工藝步驟的圖示說(shuō)明，圖中不同的陰影表示不同的顯微組織組元，這些顯微組織組元與工藝中所用的時(shí)間和溫度相對(duì)應(yīng)。
圖2A和圖2B分別是采用淬火終止溫度為約295℃(563°F)處理后鋼中以自回火板條馬氏體為主的顯微組織的透射電鏡的明場(chǎng)像和暗場(chǎng)像照片。從圖2B可看出馬氏體板條中滲碳體析出相的充分析出。
圖3是透射電鏡明場(chǎng)像照片，表示了淬火終止溫度為約385℃(725°F)處理后鋼中主要是下貝氏體的顯微組織。
圖4A和圖4B分別是淬火終止溫度為約385℃(725°F)的處理后的鋼透射電鏡明場(chǎng)像和暗場(chǎng)像照片。圖4A表示了主要是下貝氏體的顯微組織。圖4B表示了Mo、V、Nb碳化物顆粒的存在，其直徑小于約10nm。
圖5是一組合圖，包括曲線和一些透射電鏡照片，表示了在某些特定的化學(xué)成分的鋼中，淬火終止溫度對(duì)韌性和拉伸強(qiáng)度相應(yīng)值的影響，這些鋼都是依照本發(fā)明的鋼，包括含硼的示于表II中的“H”和“I”(用●表示)及含硼少的示于表II中的“G”(用■表示)，它們與本文中表II所表示的鋼種相一致。圖中，縱坐標(biāo)為-40℃(-40°F)時(shí)的夏氏沖擊試驗(yàn)沖擊能，單位為焦耳；橫坐標(biāo)為拉伸強(qiáng)度，單位為MPa。
圖6表示了在某些特定的化學(xué)成分的鋼中，淬火終止溫度對(duì)韌性和拉伸強(qiáng)度相應(yīng)值的影響，這些鋼都是依照本發(fā)明的鋼，包括含硼的表II中的“H”和“I”(用●表示)及基本不含硼的表II中的“D”(用■表示)。圖中，縱坐標(biāo)為-40℃(-40°F)時(shí)的夏氏沖擊試驗(yàn)沖擊能，單位為焦耳；橫坐標(biāo)為拉伸強(qiáng)度，單位為MPa。
圖7是一透射電鏡明場(chǎng)像照片，表示樣品鋼“D”(根據(jù)本文中表II)中的位錯(cuò)板條馬氏體，該鋼采用IDQ方法進(jìn)行處理，淬火終止溫度為約380℃(716°F)。
圖8是一透射電鏡明場(chǎng)像照片，表示樣品鋼“D”(根據(jù)本文中表II)中主要是下貝氏體顯微組織的區(qū)域，該鋼采用IDQ方法進(jìn)行處理，淬火終止溫度為約428℃(802°F)。從圖中可看出貝氏體條中有下貝氏體所特有的單向排列的滲碳體薄片。
圖9是樣品鋼“D”(根據(jù)本文中表II)中上貝氏體的透射電鏡明場(chǎng)像照片，該鋼采用IDQ方法進(jìn)行處理，淬火終止溫度為約461℃(862°F)。
圖10A是一透射電鏡明場(chǎng)像照片，表示樣品鋼“D”(根據(jù)本文中表II)中馬氏體(圖中中心部位)周圍環(huán)繞著鐵素體的區(qū)域，該鋼采用IDQ方法進(jìn)行處理，淬火終止溫度為約534℃(993°F)。從圖中可看出在鄰接鐵素體/馬氏體界面處的鐵素體中有細(xì)小的碳化物析出。
圖10B是樣品鋼“D”(根據(jù)本文中表II)中的高碳、孿晶馬氏體的透射電鏡明場(chǎng)像照片，該鋼采用IDQ方法進(jìn)行處理，淬火終止溫度為約534℃(993°F)。
雖然本發(fā)明結(jié)合其優(yōu)選的實(shí)施方案進(jìn)行了描述，應(yīng)該理解的是本發(fā)明不受其限制。相反，本發(fā)明試圖覆蓋所有的替代方案、修改方案和等效方案，它們均都包含在附后的權(quán)利要求書所確定的本發(fā)明的精髓和范圍內(nèi)。
本發(fā)明詳述依照本發(fā)明的一方面，板坯的處理工藝如下將板坯加熱至基本均勻的溫度足以使基本所有V和Nb的碳化物和碳氮化物溶解，優(yōu)選在約1000℃～1250℃(1832°F～2282°F)，更優(yōu)選在約1050℃～1150℃(1922°F～2102°F)；在奧氏體再結(jié)晶的第一溫度區(qū)間進(jìn)行第一次熱軋，通過(guò)一道或多道熱軋將板坯減薄至鋼板，壓下量?jī)?yōu)選約20％～60％(厚度方向上)；接著在高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)且奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶的低于第一溫度區(qū)間的第二溫度區(qū)間進(jìn)行第二次熱軋，通過(guò)一道或多道熱軋將上述鋼板進(jìn)一步減薄，壓下量?jī)?yōu)選約40％～80％(厚度方向上)；將熱軋后的鋼板以至少約10℃/秒(18°F/秒)的冷速?gòu)牟坏陀贏r3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度淬火至至少低至Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的淬火終止溫度(QST)對(duì)鋼板進(jìn)行硬化，優(yōu)選的冷速至少約20℃/秒(36°F/秒)，更優(yōu)選的冷速至少約30℃/秒(54°F/秒)，甚至更優(yōu)選的冷速至少約35℃/秒(63°F/秒)，QST溫度優(yōu)選介于550℃～150℃(1022°F～302°F)之間，更優(yōu)選在約500℃～150℃(932°F～302°F)；停止淬火，將鋼板空冷至室溫，以促進(jìn)鋼材轉(zhuǎn)變的完成，以轉(zhuǎn)變成主要是細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上二者混合的顯微組織。本領(lǐng)域熟練的技術(shù)人員都理解，這里所采用的“厚度方向上的減薄率”指的是在所述軋制前鋼坯或鋼板厚度方向上的壓下百分比。舉下述例子僅供說(shuō)明，并非因此而限制本發(fā)明一塊厚度為約25.4cm(10英寸)的板坯可在第一溫度區(qū)間壓下約50％(壓下量50％)至約12.7cm(5英寸)，接著在第二溫度區(qū)間壓下約80％(壓下量80％)至約2.54cm(1英寸)。
舉例如下，請(qǐng)參看圖1，依據(jù)本發(fā)明對(duì)鋼板進(jìn)行如下處理在所示的溫度區(qū)間(將在下文中詳細(xì)介紹)內(nèi)進(jìn)行可控軋制(10)；將上述鋼板從淬火起始點(diǎn)14淬火12至淬火終止溫度(QST)16，停止淬火后，鋼板空冷18至室溫，以促進(jìn)鋼板轉(zhuǎn)變成主要為細(xì)晶下貝氏體(在下貝氏體區(qū)20中)、細(xì)晶板條馬氏體(在馬氏體區(qū)22中)或以上二者混合的顯微組織，應(yīng)避免進(jìn)入上貝氏體區(qū)24和鐵素體區(qū)26。
超高強(qiáng)度鋼需要一系列必要的性能，這些性能是通過(guò)組合合金元素和熱機(jī)械處理綜合得到的。通常情況下，鋼中化學(xué)組成的微小變化會(huì)引起產(chǎn)品特性巨大的改變。本發(fā)明中各種合金元素的作用和它們的優(yōu)選濃度范圍如下碳對(duì)鋼和焊縫起基體強(qiáng)化作用，不論其顯微組織是什么，此外碳也起析出強(qiáng)化作用，主要是通過(guò)形成細(xì)小的鐵的碳化物(滲碳體)、Nb的碳氮化物[Nb(C，N)]、V的碳氮化物[V(C，N)]以及Mo2C(一種Mo的碳化物)顆粒或析出物，條件是它們足夠細(xì)小且數(shù)量眾多。另外，Nb(C，N)析出物在熱軋過(guò)程中通常可起阻止奧氏體再結(jié)晶和抑制晶粒長(zhǎng)大的作用，從而可作為一種細(xì)化奧氏體晶粒的手段，進(jìn)而可同時(shí)提高屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度以及低溫韌性(如夏氏沖擊試驗(yàn)中的沖擊能)。碳也可提高淬透性即鋼冷卻時(shí)形成更硬、強(qiáng)度更高顯微組織的能力。一般情況下，如果含碳量低于約0.03wt％，將得不到以上的強(qiáng)化效果，如果含碳量超過(guò)約0.10wt％，這種鋼在現(xiàn)場(chǎng)焊接后一般對(duì)冷脆敏感且會(huì)降低鋼板和焊接熱影響區(qū)的韌性。
錳對(duì)獲得本發(fā)明所需的顯微組織即包括細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上二者的混合是必需的，且加錳后鋼的強(qiáng)度和低溫韌性得到了更好的均衡。為達(dá)到這種目的，Mn含量下限定為約1.6wt％，上限定為約2.1wt％，因?yàn)槌^(guò)2.1wt％的Mn傾向于增大連鑄鋼中的中心偏析，而且會(huì)導(dǎo)致鋼韌性的惡化。另外，高的錳含量會(huì)使鋼的淬透性過(guò)高，因而降低焊接熱影響區(qū)的韌性進(jìn)而降低現(xiàn)場(chǎng)可焊性。
硅的加入是為了脫氧和提高鋼的強(qiáng)度，其加入上限是約0.6wt％，因?yàn)檫^(guò)高的硅含量會(huì)使鋼的現(xiàn)場(chǎng)焊接性和熱影響區(qū)(HAZ)的韌性明顯惡化。對(duì)于鋼的脫氧，硅并不總是必需的，因?yàn)殇X和鈦也可起到同樣的作用。
鈮的加入是為了促進(jìn)鋼材軋制顯微組織的晶粒細(xì)化，進(jìn)而同時(shí)提高強(qiáng)度和韌性。Nb的碳氮化物析出在熱軋過(guò)程中可起到阻止再結(jié)晶和抑制晶粒長(zhǎng)大的作用，從而可作為一種細(xì)化奧氏體晶粒的手段。Nb也可在最終冷卻過(guò)程中通過(guò)形成Nb(C，N)析出物對(duì)鋼起進(jìn)一步的強(qiáng)化作用。存在鉬時(shí)，鈮可在控制軋制過(guò)程中通過(guò)抑制奧氏體再結(jié)晶有效地細(xì)化顯微組織，并通過(guò)析出強(qiáng)化和提高淬透性使鋼得以強(qiáng)化。存在硼時(shí)，鈮起共同提高淬透性作用，為得到這種效果，優(yōu)選的鈮加入量至少約0.01wt％，然而，超過(guò)約0.10wt％的鈮一般對(duì)鋼的可焊性和熱影響區(qū)韌性有害，所以鈮的最高加入量不應(yīng)超過(guò)約0.10wt％，其優(yōu)選的加入量為約0.03wt％～0.06wt％。
鈦可形成細(xì)小的鈦的氮化物顆粒，在板坯再加熱過(guò)程中可通過(guò)阻止奧氏體晶粒的粗化從而細(xì)化顯微組織。另外，鈦的氮化物顆粒的存在可抑制焊接熱影響區(qū)的晶粒粗化。因而，鈦可同時(shí)提高基體金屬和焊接熱影響區(qū)的低溫韌性。由于鈦能夠以鈦的氮化物形式固定游離氮，所以它可以阻止游離氮形成氮化硼而對(duì)鋼的淬透性產(chǎn)生的不利影響。為得到這種效果，鈦的優(yōu)選加入量至少應(yīng)是氮量的3.4倍(重量比)。當(dāng)鋁含量較低時(shí)(即低于約0.005wt％)，鈦可形成一種氧化物，這種氧化物可作為焊接熱影響區(qū)中晶內(nèi)鐵素體的形核核心，進(jìn)而細(xì)化這些區(qū)域的顯微組織。為達(dá)到這些目的，鈦的優(yōu)選加入量應(yīng)至少約0.005wt％，其加入上限為0.03wt％，因?yàn)檫^(guò)多的鈦含量會(huì)引起鈦的氮化物的粗化和由鈦的碳化物引起的析出強(qiáng)化，這二者都會(huì)造成低溫韌性的惡化。
銅可增加基體金屬和焊接熱影響區(qū)的強(qiáng)度，但銅的過(guò)量加入會(huì)大大降低熱影響區(qū)的韌性和鋼的現(xiàn)場(chǎng)焊接性，所以，銅的加入量上限為約1.0wt％。
鎳的加入是為了在不損害其現(xiàn)場(chǎng)焊接性和低溫韌性的前提下提高按本發(fā)明制造的低碳鋼的性能，與錳和鉬相比，鎳的加入傾向于在鋼板中形成很少的對(duì)低溫韌性有害的硬化顯微組織組元。鎳的加入量，只要大于0.2wt％，就可有效地提高焊接熱影響區(qū)的韌性。鎳一般情況下是有益元素，除了在某些特定的環(huán)境中當(dāng)鎳含量超過(guò)約2wt％時(shí)，它有促進(jìn)硫化物應(yīng)力斷裂的傾向。依照本發(fā)明制備鋼材時(shí)，鎳的加入上限定為約1.0wt％，因?yàn)殒嚨膬r(jià)格昂貴且加入過(guò)多會(huì)引起焊接熱影響區(qū)韌性的惡化。鎳的加入也可有效地防止在鋼材連鑄和熱軋過(guò)程中由銅引起的表面裂紋，為達(dá)到這種目的，鎳的加入量最好大于銅含量的約1/3。
鋁的加入這些鋼中一般是為了脫氧，它對(duì)鋼顯微組織的細(xì)化也是有效的。鋁也通過(guò)消除HAZ區(qū)粗大晶粒中的游離氮對(duì)保持HAZ的韌性有重要作用，這些游離氮是HAZ中由于焊接時(shí)的加熱使TiN部分溶解從而釋放出來(lái)的。如果鋁的加入量過(guò)高，即大于約0.06wt％，會(huì)有形成Al2O3(鋁的氧化物)類夾雜的傾向，從而對(duì)鋼和鋼中HAZ區(qū)的韌性不利。在鋼中加入鈦或硅也可達(dá)到脫氧的目的，所以并不一定總要加鋁。
釩具有與鈮相似的效果，但沒有Nb那么顯著，然而與鈮同時(shí)加入時(shí)，超高強(qiáng)度鋼中釩的加入會(huì)產(chǎn)生顯著的作用。鈮和釩的同時(shí)加入會(huì)進(jìn)一步提高本發(fā)明鋼的優(yōu)良性能。盡管其優(yōu)選的加入上限為約0.1wt％，然而從焊接件HAZ區(qū)的韌性和現(xiàn)場(chǎng)可焊性角度考慮，其更加優(yōu)選的加入范圍為約0.03wt％～0.08wt％。
鉬的加入是為了提高鋼的淬透性進(jìn)而促進(jìn)所需下貝氏體顯微組織的形成，在含硼鋼中，鉬對(duì)淬透性的影響效果尤為顯著。當(dāng)鉬與鈮同時(shí)加入時(shí)，鉬在控制軋制過(guò)程中可增大對(duì)奧氏體再結(jié)晶的抑制作用，進(jìn)而促進(jìn)奧氏體顯微組織的細(xì)化。為達(dá)到以上目的，在基本不含硼和含硼鋼中鉬的優(yōu)選加入量分別是至少約0.3wt％和約0.2wt％，其優(yōu)選加入上限對(duì)基本不含硼和含硼鋼分別是約0.6wt％和約0.5wt％，因?yàn)檫^(guò)多的鉬會(huì)在現(xiàn)場(chǎng)焊接時(shí)損害HAZ的韌性，降低鋼的現(xiàn)場(chǎng)可焊性。
鉻一般可提高鋼材直接淬火的淬透性，也可提高抗腐蝕和抗氫脆能力。同鉬一樣，過(guò)多的鉻，即超過(guò)約1.0wt％時(shí)，傾向于造成現(xiàn)場(chǎng)焊接后的冷裂，也傾向于使鋼和它的熱影響區(qū)的韌性惡化，所以，鉻的優(yōu)選最大加入量為約1.0wt％。
氮可以在板坯再加熱過(guò)程和焊接件的熱影響區(qū)中通過(guò)形成鈦的氮化物抑制奧氏體晶粒的粗化，所以，氮可以同時(shí)提高基體金屬和焊接熱影響區(qū)的低溫韌性。為達(dá)到這種目的，氮的最小加入量為約0.001wt％，其優(yōu)選上限應(yīng)保持在約0.006wt％，因?yàn)檫^(guò)高的氮會(huì)增加板坯表面缺陷的發(fā)生率，也會(huì)降低硼元素的有效淬透性。同樣，游離氮原子的存在會(huì)導(dǎo)致焊接件熱影響區(qū)韌性的惡化。
鈣和稀土金屬(REM)一般用于控制硫化錳(MnS)夾雜的形態(tài)并提高低溫韌性(例如夏氏沖擊試驗(yàn)的沖擊能)。為控制硫化物的形態(tài)需要至少加入約0.001wt％的鈣或約0.001wt％的REM。然而，如果鈣含量超過(guò)約0.006wt％或REM含量超過(guò)約0.02wt％，會(huì)形成大量的CaO-CaS(一種鈣氧化物-鈣硫化物)或REM-CaS(一種稀土金屬-鈣硫化物)，并且轉(zhuǎn)變成大的團(tuán)粒和大的夾雜物，這不僅會(huì)損害鋼的純凈度，也會(huì)對(duì)其現(xiàn)場(chǎng)可焊性產(chǎn)生不利影響。優(yōu)選的鈣濃度限制在約0.006wt％，REM限于約0.02wt％。對(duì)于超高強(qiáng)度管路用鋼，在保持ESSP值優(yōu)選介于約0.5和10之間時(shí)，降低硫含量至低于約0.001wt％、降低氧含量至低于約0.003wt％，優(yōu)選低于約0.002wt％，會(huì)對(duì)同時(shí)提高鋼的韌性和可焊性特別有效，ESSP是一個(gè)與鋼中硫化物夾雜的形態(tài)控制有關(guān)的指標(biāo)，可由下式定義ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)。
鎂一般可形成細(xì)小彌散的氧化物顆粒，可抑制晶粒的長(zhǎng)大和/或促進(jìn)HAZ中晶內(nèi)鐵素體的形成，進(jìn)而提高熱影響區(qū)韌性。為使鎂的加入產(chǎn)生效果，至少需加入約0.0001wt％的鎂，然而，如果鎂量超過(guò)約O.006wt％，會(huì)形成粗大的氧化物，損害HAZ區(qū)的韌性。
硼在低碳鋼(碳含量低于約0.3wt％)中少量加入，約0.0005wt％到約0.0020wt％(5ppm～20ppm)，會(huì)顯著地提高這些鋼的淬透性，其作用機(jī)理是在鋼從高溫冷至室溫過(guò)程中阻止軟相鐵素體和珠光體組元的形成，促進(jìn)高強(qiáng)度的硬化相貝氏體或馬氏體組元的形成。硼量超過(guò)約0.002wt％會(huì)促進(jìn)脆性顆粒Fe23(C，B)6(一種鐵的硼碳化物)的形成，所以硼優(yōu)選的加入上限為約0.0020wt％，為得到最大的淬透性效果，優(yōu)選的加入濃度為約0.0005wt％～0.0020wt％(5ppm～20ppm)的硼。根據(jù)上文的觀點(diǎn)，硼可用作昂貴合金元素的替代品來(lái)促進(jìn)沿整個(gè)鋼板厚度方向上的顯微組織均勻性。硼也可增大鉬和鈮對(duì)鋼淬透性的提高作用，因而硼的加入可使低Ceq的鋼獲得高的基板強(qiáng)度，同樣地，鋼中加硼提供了將鋼的高強(qiáng)度同良好可焊性和冷裂抗力相結(jié)合的潛在可能性，硼也可提高晶界強(qiáng)度進(jìn)而抵抗氫致晶間斷裂。
本發(fā)明熱機(jī)械處理的首要目的，正如圖1所示，是得到由基本未再結(jié)晶的奧氏體晶粒轉(zhuǎn)變而來(lái)的主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或其混合物的顯微組織，該顯微組織中最好也含有細(xì)小彌散的滲碳體。下貝氏體和板條馬氏體組元可被更為細(xì)小彌散的Mo2C、V(C，N)和Nb(C，N)析出物或以上的混合物進(jìn)一步強(qiáng)化，而且在一些情況下，還可包含有硼。細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上的混合這樣的細(xì)小顯微組織使材料具有高的強(qiáng)度和好的低溫韌性。為得到所需的顯微組織，首先使板坯中加熱的奧氏體晶粒尺寸細(xì)化；第二，使所述晶粒進(jìn)行變形、壓扁使奧氏體晶粒在厚度方向上更為細(xì)小，例如優(yōu)選小于5～20微米；第三，那些被壓扁的奧氏體晶粒中充滿高密度的位錯(cuò)和剪切帶。這些界面在鋼板熱軋結(jié)束后的冷卻過(guò)程中可以限制轉(zhuǎn)變相(即下貝氏體和板條馬氏體)的長(zhǎng)大。其第二個(gè)目的是在鋼板冷到淬火終止溫度后，保留足夠含量的固溶體形式的Mo、V、Nb，以便在貝氏體轉(zhuǎn)變或在焊接熱循環(huán)中Mo、V、Nb以Mo2C、V(C，N)、Nb(C，N)形式析出，提高并保持鋼的強(qiáng)度。板坯熱軋前的再加熱溫度應(yīng)足夠高以最大限度地溶解V、Nb、Mo，但應(yīng)防止引起鋼材連鑄過(guò)程中形成的TiN顆粒的分解，因?yàn)檫@些顆粒在熱軋前起防止奧氏體晶粒粗化的作用。為在本發(fā)明成分鋼中達(dá)到上述兩個(gè)目的，熱軋前的再加熱溫度應(yīng)至少約1000℃(1832°F)，但不超過(guò)約1250℃(2282°F)。板坯最好采用合適的再加熱方法(例如將板坯在加熱爐中放置一段時(shí)間)將基本上整個(gè)板坯、最好是整個(gè)板坯的溫度提高到所需的再加熱溫度。在本發(fā)明范圍內(nèi)的所有成分鋼所用的具體再加熱溫度均可由本領(lǐng)域內(nèi)熟練的技術(shù)人員容易地確定，或者通過(guò)試驗(yàn)或采用合適的模型經(jīng)過(guò)計(jì)算進(jìn)行確定。另外，將基本上整個(gè)板坯、最好是整個(gè)板坯的溫度提高到所需的再加熱溫度所需的爐溫和再加熱時(shí)間可由本領(lǐng)域內(nèi)熟練的技術(shù)人員通過(guò)參考標(biāo)準(zhǔn)工業(yè)出版物容易地進(jìn)行確定。
對(duì)于本發(fā)明范圍內(nèi)的所有鋼成分，再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)之間的邊界溫度，Tnr溫度，決定于鋼的化學(xué)成分，更具體地說(shuō)，決定于軋制前的再加熱溫度、碳濃度、鈮濃度和軋制道次中的給定壓下量。本領(lǐng)域內(nèi)熟練的技術(shù)人員可通過(guò)試驗(yàn)或模型計(jì)算確定每種成分鋼的這個(gè)溫度。
除了再加熱溫度是針對(duì)基本上整個(gè)板坯而言之外，描述本發(fā)明工藝方法時(shí)后來(lái)所提及的溫度是在鋼表面測(cè)量的溫度，鋼的表面溫度例如可采用光學(xué)高溫計(jì)進(jìn)行測(cè)量，或采用其他任何適于測(cè)量鋼表面溫度的儀器。本發(fā)明中所涉及的淬火(冷卻)速率指的是鋼板厚度方向上的中心或基本上中心處的冷卻速率；淬火終止溫度(QST)指的是淬火結(jié)束后因來(lái)自板厚度方向中心的熱量傳導(dǎo)使板的表面所達(dá)到的最高或基本上最高的溫度。為達(dá)到所要的加速冷卻速率，淬火介質(zhì)所需的溫度和流速可由本領(lǐng)域內(nèi)熟練的技術(shù)人員通過(guò)參考標(biāo)準(zhǔn)工業(yè)出版物進(jìn)行確定。
本發(fā)明的熱軋條件除了可細(xì)化奧氏體的晶粒尺寸外，還可通過(guò)在奧氏體晶粒中形成變形帶來(lái)增加位錯(cuò)密度，進(jìn)而在軋制結(jié)束后的冷卻過(guò)程中通過(guò)限制轉(zhuǎn)變產(chǎn)物即細(xì)晶下貝氏體和細(xì)晶板條馬氏體的尺寸，引起顯微組織的進(jìn)一步細(xì)化。如果在再結(jié)晶溫度區(qū)間內(nèi)的軋制壓下量降低至低于本文所示的范圍，而在非再結(jié)晶溫度區(qū)間內(nèi)的軋制壓下量提高至高于本文所示的范圍，奧氏體晶粒的尺寸一般會(huì)不夠小，從而得到粗大的奧氏體晶粒，進(jìn)而同時(shí)降低鋼的強(qiáng)度和韌性，并且導(dǎo)致高的氫致斷裂敏感性。另一方面，如果在再結(jié)晶溫度區(qū)間內(nèi)的軋制壓下量提高至高于本文所示的范圍，而在非再結(jié)晶溫度區(qū)間內(nèi)的軋制壓下量降低至低于本文所示的范圍，奧氏體晶粒中形成的變形帶和位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)會(huì)不足以使鋼在軋制結(jié)束后的冷卻過(guò)程中形成足夠細(xì)化的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。
軋制結(jié)束后，將鋼板從優(yōu)選不低于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度淬火至不高于Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度，即鋼板冷卻時(shí)奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體或鐵素體+滲碳體的終止溫度，其優(yōu)選值不高于約550℃(1022°F)，更優(yōu)選不高于約500℃(932°F)。一般采用水進(jìn)行淬火，然而其他適合的流體也可用于淬火。按照本發(fā)明，一般不在軋制和淬火之間進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間空冷，因?yàn)檫@將會(huì)中斷標(biāo)準(zhǔn)軋鋼機(jī)上材料從軋制到冷卻的正常流程，然而，已確定的是通過(guò)在一適合的溫度范圍內(nèi)中斷淬火，然后讓淬火鋼板在室溫下空冷至其最終狀態(tài)，能在不打斷軋制流程的前提下得到極為有利的顯微組織組元，這樣，對(duì)軋鋼機(jī)的生產(chǎn)率影響極小。
這樣，熱軋和淬火后的鋼板就進(jìn)入了最終空冷處理階段，其開始溫度不高于Ar1轉(zhuǎn)變溫度，優(yōu)選為不高于約550℃(1022°F)，更優(yōu)選不高于約500℃(932°F)。進(jìn)行這個(gè)最終冷卻處理的目的是提高鋼的韌性，其作用機(jī)理是在整個(gè)細(xì)晶下貝氏體和細(xì)晶板條馬氏體顯微組織中基本均勻地充分析出細(xì)小彌散的滲碳體顆粒，另外，根據(jù)淬火終止溫度和鋼成分的不同，也會(huì)形成更為細(xì)小彌散的Mo2C、Nb(C，N)和V(C，N)析出相，這也可提高鋼的強(qiáng)度。
采用上述工藝生產(chǎn)的鋼板盡管其碳濃度相對(duì)較低，仍具有高的強(qiáng)度和高的韌性，而且在鋼板厚度方向上顯微組織的均勻性高。例如，這樣的鋼板的屈服強(qiáng)度一般至少約830MPa(120ksi)，拉伸強(qiáng)度至少約900MPa(130ksi)，韌性(在-40℃(-40°F)測(cè)量，例如vE-40)至少約120焦耳(90英尺-磅)，這些性能適合在管線用管中使用。另外，熱影響區(qū)(HAZ)的軟化傾向因V(C，N)和Nb(C，N)析出物的存在和在焊接過(guò)程中進(jìn)一步形成而降低。此外，鋼對(duì)氫致斷裂的敏感性也大為降低。
在鋼中進(jìn)行焊接時(shí)的焊接熱循環(huán)會(huì)在鋼中造成HAZ區(qū)，其寬度為焊接熔合線兩側(cè)約2～5mm(0.08～0.2英寸)。在HAZ區(qū)中會(huì)形成一溫度梯度，例如從約1400℃到約700℃(2552°F～1292°F)，該區(qū)包括從低溫到高溫一般發(fā)生下列軟化現(xiàn)象的區(qū)域高溫下的回火軟化，和奧氏體化以及緩冷造成的軟化。在較低溫度，700℃(1292°F)左右，V和Nb以及它們的碳化物或碳氮化物的存在能通過(guò)保持高位錯(cuò)密度和亞結(jié)構(gòu)阻止軟化或基本上將軟化降至最低；而在較高溫度，850℃～950℃(1562°F～1742°F)左右，可進(jìn)一步形成V和Nb的碳化物或碳氮化物而將軟化降至最低。焊接引起熱循環(huán)中上述作用疊加后，同基體鋼相比，HAZ區(qū)的強(qiáng)度降低小于約10％，優(yōu)選小于約5％。這就是說(shuō)，HAZ區(qū)的強(qiáng)度至少有基體鋼材強(qiáng)度的約90％，優(yōu)選至少約95％。保持HAZ區(qū)的強(qiáng)度應(yīng)主要?dú)w因于V和Nb的總濃度大于約0.06wt％，而且最好鋼中V和Nb各自的濃度均大于約0.03wt％。
本領(lǐng)域內(nèi)技術(shù)人員知道，管路用管是用鋼板通過(guò)公知的U-O-E工藝成形的，其工藝如下將鋼板變形成U形(“U”)，接著變成O形(“O”)，縫焊后O形鋼板擴(kuò)張約1％(“E”)。成形和擴(kuò)張以及它們所伴隨著的加工硬化作用會(huì)使管路用管的強(qiáng)度提高。
下例用于說(shuō)明上述的本發(fā)明。IDQ工藝的優(yōu)選實(shí)施方案依據(jù)本發(fā)明，優(yōu)選的顯微組織主要含有細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上的混合。具體地說(shuō)，為得到強(qiáng)度、韌性以及HAZ抗軟化能力的最佳組合，更為優(yōu)選的顯微組織主要含有細(xì)晶下貝氏體，它經(jīng)以下的析出顆粒所強(qiáng)化滲碳體顆粒和包含Mo、V、Nb或其混合物的穩(wěn)定的細(xì)小合金碳化物。這些顯微組織的詳細(xì)舉例如下淬火終止溫度對(duì)顯微組織的影響1.具有足夠淬透性的含硼鋼采用淬火速度為約20℃/秒～35℃/秒(36°F/秒～63°F/秒)的IDQ工藝處理后鋼的顯微組織主要由鋼的淬透性控制，淬透性決定于鋼的成分參數(shù)，如碳當(dāng)量(Ceq)和淬火終止溫度(QST)。具有本發(fā)明鋼板優(yōu)選厚度的具有足夠淬透性的含硼鋼板，即Ceq大于約0.45但小于約0.7，它們具有寬的工藝處理范圍以形成所需的顯微組織(優(yōu)選主要是細(xì)晶下貝氏體)和機(jī)械性能，因而特別適合于IDQ工藝。這些鋼的QST范圍很寬，優(yōu)選值為約550℃～150℃(1022°F～302°F)，都能得到所需的顯微組織和性能。當(dāng)對(duì)這些鋼采用低QST即約200℃(392°F)的IDQ工藝處理時(shí)，其顯微組織主要是自回火板條馬氏體，當(dāng)QST提高至約270℃(518°F)時(shí)，其顯微組織與QST為約200℃(392°F)的顯微組織相比，除了自回火滲碳體析出物稍為粗化外，變化很小。QST為約295℃(563°F)試樣的顯微組織為板條馬氏體(大部分)和下貝氏體的混合。然而，板條馬氏體呈現(xiàn)出顯著的自回火效應(yīng)，具有充分析出的自回火滲碳體析出物。請(qǐng)參看圖5，上述鋼板的QST為約200℃(392°F)、約270℃(518°F)和約295℃(563°F)時(shí)的顯微組織如圖5的顯微照片52所示。再參看圖2A和2B，圖2A和2B是QST為約295℃(563°F)時(shí)大范圍滲碳體顆粒的明場(chǎng)和暗場(chǎng)顯微照片。板條馬氏體中的這些特征會(huì)引起屈服強(qiáng)度的一些降低，然而圖2A和2B所示鋼的強(qiáng)度仍足以作為管路用管使用。現(xiàn)在參看圖3和5，隨QST的升高至約385℃(725°F)時(shí)，顯微組織主要包含下貝氏體，如圖3和圖5中的顯微照片54所示。透射電鏡的明場(chǎng)照片圖3，顯示了下貝氏體基體中的特征滲碳體析出。在本例的合金中，下貝氏體顯微組織的特征在于對(duì)加熱有良好的穩(wěn)定性，即使在焊接件的細(xì)晶和亞臨界和臨界熱影響區(qū)(HAZ)中仍可阻止軟化。這可解釋為含Mo、V和Nb類型的非常細(xì)小的合金碳氮化物的存在所致。圖4A和4B分別是透射電鏡的明場(chǎng)像和暗場(chǎng)像照片，顯示了直徑小于約10nm的碳化物顆粒的存在，這些細(xì)小的碳化物顆粒能顯著提高鋼的屈服強(qiáng)度。
圖5是一具有優(yōu)選化學(xué)成分的含硼鋼經(jīng)處理后的顯微組織和性能綜合圖。每個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)下面的數(shù)字表示那個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)所用的QST，單位為℃(攝氏度)。在這種特定的鋼中，當(dāng)QST提高至超過(guò)500℃(932°F)，例如約515℃(959°F)時(shí)，主要的顯微組織組元變?yōu)樯县愂象w，如圖5的顯微照片56所示，在QST為約515℃(959°F)時(shí)，還會(huì)產(chǎn)生少量但數(shù)量可觀測(cè)到的鐵素體，也如圖5的顯微照片56所示。上述結(jié)果的綜合是強(qiáng)度有相當(dāng)大的降低但并沒有與此相應(yīng)的韌性提高。從此例可發(fā)現(xiàn)為得到強(qiáng)度和韌性的良好綜合，應(yīng)避免形成相當(dāng)數(shù)量的上貝氏體，尤其是主要為上貝氏體的顯微組織。
2.低合金元素的含硼鋼當(dāng)?shù)秃辖鹪氐暮痄?Ceq小于約0.5但大于約0.3)用IDQ工藝處理成具有本發(fā)明鋼板優(yōu)選厚度的鋼板時(shí)，得到的顯微組織會(huì)含有不同數(shù)量的先共析和共析鐵素體，它們是比下貝氏體和板條馬氏體顯微組織軟得多的相，為滿足本發(fā)明的強(qiáng)度目標(biāo)，所有軟相的數(shù)量應(yīng)小于約40％。在此限制之內(nèi)，對(duì)于一個(gè)合金元素較低的含硼鋼，采用QST溫度為約200℃(392°F)的IDQ處理后得到的含有鐵素體的硼鋼能在保持圖5所示的高強(qiáng)度水平的基礎(chǔ)上獲得較好的韌性。這種鋼的特征在于具有鐵素體和自回火板條馬氏體所組成的混合組織，樣品中后者為主要相，如圖5的顯微照片58所示。
3.具有足夠淬透性的基本不含硼鋼為得到同樣水平的淬透性，同含硼鋼相比，本發(fā)明的基本不含硼鋼需要更多的其他合金元素。所以這些基本不含硼鋼最好具有這樣的特征高的Ceq，優(yōu)選大于約0.5且小于約0.7，以便于對(duì)具有本發(fā)明優(yōu)選厚度的鋼板通過(guò)有效的工藝處理得到可接受的顯微組織和性能。圖6顯示了具有優(yōu)選化學(xué)組成的基本不含硼鋼的機(jī)械性能測(cè)量值(用■表示)，與之相比的是本發(fā)明含硼鋼的機(jī)械性能測(cè)量值(用●表示)。每個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)旁的數(shù)字表示那個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)所用的QST(單位為℃)。對(duì)基本不含硼鋼進(jìn)行了顯微組織特性觀察，在QST為534℃時(shí)，顯微組織主要是含有析出物的鐵素體+上貝氏體和孿晶馬氏體。在QST為461℃時(shí)，顯微組織主要是上貝氏體和下貝氏體。在QST為428℃時(shí)，顯微組織主要是含有析出物的下貝氏體。在QST為380℃和200℃時(shí)，顯微組織主要是含有析出物的板條馬氏體。在此例中可發(fā)現(xiàn)為得到強(qiáng)度和韌性的良好綜合，應(yīng)避免形成相當(dāng)數(shù)量的上貝氏體，尤其是主要為上貝氏體的顯微組織。另外，應(yīng)避免采用很高的QST溫度，因?yàn)殍F素體和孿晶馬氏體的混合組織不能提供強(qiáng)度和韌性的良好組合。當(dāng)基本不含硼鋼采用QST為約380℃(716°F)的IDQ處理時(shí)，顯微組織主要是板條馬氏體，如圖7所示，透射電鏡明場(chǎng)顯微照片顯示其組織為具有高位錯(cuò)含量的細(xì)小、平行板條結(jié)構(gòu)，這種結(jié)構(gòu)可以得到高的強(qiáng)度。從高強(qiáng)度和韌性觀點(diǎn)考慮，這種顯微組織是理想的。然而，值得注意的是其韌性不如主要由下貝氏體顯微組織所得到的韌性高，后一顯微組織是本發(fā)明的含硼鋼在與之相當(dāng)?shù)腎DQ淬火終止溫度(QST)時(shí)獲得的，實(shí)際上是在低至約200℃(392°F)的QST溫度。當(dāng)QST提高至約428℃(802°F)，顯微組織迅速地從主要是板條馬氏體變?yōu)橹饕窍仑愂象w。圖8，鋼D(依照本文表II)經(jīng)QST為428℃(802°F)的IDQ處理后的透射電鏡顯微照片，顯示了下貝氏體鐵素體基體上的特征滲碳體析出。在本例的合金中，下貝氏體顯微組織的特征在于對(duì)加熱有良好的穩(wěn)定性，即使在焊接件的細(xì)晶和亞臨界和臨界熱影響區(qū)(HAZ)中仍可阻止軟化，這可解釋為含Mo、V和Nb類型的非常細(xì)小的合金碳氮化物的存在所致。
當(dāng)QST提高至約460℃(860°F)，顯微組織由主要是下貝氏體變?yōu)樯县愂象w和下貝氏體的混合組織。正如所預(yù)期的，高的QST引起強(qiáng)度的降低，這種強(qiáng)度的降低伴隨著因存在較多體積分?jǐn)?shù)的上貝氏體引起的韌性下降。實(shí)例鋼D(依照本文表II)經(jīng)QST為約461℃(862°F)的IDQ處理后一個(gè)區(qū)域的透射電鏡明場(chǎng)像顯微照片如圖9所示，從該顯微照片中可看出上貝氏體板條，其特征是在貝氏體鐵素體板條的邊界存在著滲碳體薄片。
在更高的QST，例如534℃(993°F)，顯微組織由包含鐵素體和孿晶馬氏體的析出相混合物組成。實(shí)例鋼“D”(依照本文表II)經(jīng)QST為約534℃(993°F)的IDQ處理后某區(qū)域的透射電鏡明場(chǎng)顯微照片如圖10A和10B所示，在這個(gè)試樣中，在產(chǎn)生脆性孿晶馬氏體的同時(shí)，產(chǎn)生了明顯數(shù)量的含析出物的鐵素體。上述結(jié)果的綜合是強(qiáng)度有相當(dāng)大的降低但并沒有與此相應(yīng)的韌性提高。
對(duì)于本發(fā)明的容許性能，基本不含硼的鋼具有適宜QST溫度范圍，優(yōu)選約200℃～450℃(392°F～842°F)，用于得到所需的組織和性能。低于約150℃(302°F)時(shí)，板條馬氏體強(qiáng)度太高以至于不能得到最佳韌性，而高于約450℃(842°F)時(shí)，鋼首先產(chǎn)生太多的上貝氏體和數(shù)量逐漸增高的鐵素體，并具有有害析出物，最終得到孿晶馬氏體，使得這些樣品的韌性變差。
這些基本不含硼鋼的該顯微組織特征的產(chǎn)生原因是這些鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變特性不太合乎需求。鋼中不加硼時(shí)，鐵素體的形核不象含硼鋼中那樣得到有效的抑制，結(jié)果是QST高時(shí)，在轉(zhuǎn)變初期形成相當(dāng)數(shù)量的鐵素體，致使碳原子被隔離在剩余的奧氏體中，這些剩余奧氏體隨后轉(zhuǎn)變成高碳孿晶馬氏體。第二，鋼中不加硼時(shí)，上貝氏體轉(zhuǎn)變也同樣得不到抑制，結(jié)果是得到不合需要的上貝氏體和下貝氏體混合組織，韌性不足。然而，對(duì)于鋼廠不具備穩(wěn)定地生產(chǎn)含硼鋼專門技能的情況，只要在這些鋼的處理中遵循以上所述的準(zhǔn)則，特別是關(guān)于QST方面的準(zhǔn)則，仍可有效地使用IDQ工藝生產(chǎn)具有優(yōu)越強(qiáng)度和韌性的鋼。
按照本發(fā)明處理板坯時(shí)，最好在軋制前進(jìn)行合適的再加熱，以對(duì)顯微組織產(chǎn)生所需的效果。再加熱起著在奧氏體中基本溶解Mo、Nb、V的碳化物和碳氮化物的作用，以使這些元素在鋼的處理過(guò)程中以更希望的方式重新析出，即在淬火前、冷卻中及焊接時(shí)，于奧氏體或奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物中彌散析出。在本發(fā)明中，再加熱是在約1000℃(1832°F)～1250℃(2282°F)，優(yōu)選約1050℃～1150℃(1922°F～2102°F)溫度下進(jìn)行。關(guān)于強(qiáng)碳化物形成元素，特別是Nb和V，合金設(shè)計(jì)和熱機(jī)械處理工藝應(yīng)加以調(diào)整以得到下述均衡●淬火前這些元素最好有三分之一左右在奧氏體中析出●在淬火后冷卻過(guò)程中這些元素最好有三分之一左右在奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物中析出●這些元素最好有三分之一左右保留在固溶體中，以便于在HAZ中析出，來(lái)改善屈服強(qiáng)度超過(guò)550MPa(80ksi)鋼HAZ中的正常軟化生產(chǎn)這些鋼實(shí)例所用的軋制規(guī)范如表I所示
表I<

>鋼材以35℃/秒(63°F/秒)的冷卻速度從終軋溫度淬火至淬火終止溫度，然后空冷至室溫，采用這樣的IDQ工藝能得到所需的主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或其混合物的顯微組織。
再參見圖6，可以看出基本不含硼(圖下方用虛線相連的一組數(shù)據(jù)點(diǎn))的鋼D(見表II)和含有預(yù)定的少量硼(圖上方兩條平行線間的數(shù)據(jù)點(diǎn))的鋼H及I(見表II)可以經(jīng)過(guò)成分設(shè)計(jì)和制造，得到超過(guò)900MPa(135si)的拉伸強(qiáng)度和在-40℃(-40°F)時(shí)超過(guò)120焦耳(90英尺-磅)的韌性，即vE-40超過(guò)120焦耳(90英尺-磅)。對(duì)于每種情況，最終的材料均具有主要是細(xì)晶下貝氏體和/或細(xì)晶板條馬氏體的特征。正如數(shù)據(jù)點(diǎn)“534”(表示這個(gè)試樣所用的以攝氏值表示的淬火終止溫度)所顯示的，當(dāng)工藝參數(shù)超出本發(fā)明方法的界限時(shí)，所得到的顯微組織(含有析出物的鐵素體+上貝氏體和/或?qū)\晶馬氏體或板條馬氏體)不是本發(fā)明的鋼所需要的顯微組織，其拉伸強(qiáng)度或韌性，或兩者都不能滿足管路用管的需要。
依據(jù)本發(fā)明設(shè)計(jì)的鋼材實(shí)例見表II，“A”～“D”表示的鋼為基本不含硼鋼，“E”～“I”表示的是含硼鋼。
表II試驗(yàn)鋼的化學(xué)組成

<p>依據(jù)本發(fā)明方法處理的鋼適于管路用管使用，但并不局限于此，這些鋼也適合于其它用途，例如用作結(jié)構(gòu)鋼之類。
盡管已經(jīng)采用一個(gè)或多個(gè)優(yōu)選的實(shí)施例描述了本發(fā)明，但是應(yīng)該理解的是不脫離本發(fā)明的范圍，可以進(jìn)行其它修改，該范圍在下面的權(quán)利要求中給予闡述。
術(shù)語(yǔ)表Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)加熱過(guò)程中奧氏體開始形成的溫度；Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn)冷卻過(guò)程中奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體或鐵素體+滲碳體的終了溫度；Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)冷卻過(guò)程中奧氏體開始轉(zhuǎn)變成鐵素體的溫度；滲碳體鐵的碳化物；Ceq(碳當(dāng)量)一個(gè)用于表示可焊性的公知工業(yè)術(shù)語(yǔ)，表示如下Ceq＝(wt％C+wt％Mn/6+(wt％Cr+wt％Mo+wt％V)/5+(wt％Cu+wt％Ni)/15)；ESSP一個(gè)與鋼中硫化物夾雜的形態(tài)控制有關(guān)的指標(biāo)，表示如下ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)；Fe23(C，B)6一種鐵的硼碳化物；HAZ熱影響區(qū)；IDQ直接淬火中斷法；低合金元素化學(xué)成分Ceq小于約0.50；Mo2C一種鉬的碳化物；Nb(C，N)鈮的碳氮化物；Pcm一個(gè)用于表示可焊性的公知工業(yè)術(shù)語(yǔ)，表示如下Pcm＝(wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5(wt％B))；主要地用于描述本發(fā)明時(shí)，指的是體積百分?jǐn)?shù)至少約50％；淬火用于描述本發(fā)明時(shí)，指的是與空冷相反，而是采用任何方式加速冷卻，此方式中選用具有提高鋼的冷卻速率的能力的淬火流體；淬火(冷卻)速率鋼板厚度方向上的中心或基本上中心處的冷速；淬火終止溫度(QST)淬火結(jié)束后因來(lái)自板中心的熱量傳導(dǎo)使板的表面所達(dá)到的最高或基本上最高的溫度；REM稀土金屬；Tnr溫度奧氏體進(jìn)行再結(jié)晶的最低溫度；V(C，N)釩的碳氮化物；vE-40在-40℃(-40°F)時(shí)夏氏V型缺口沖擊試驗(yàn)測(cè)得的沖擊能。
權(quán)利要求
1.一種其顯微組織主要包含細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或其混合物的鋼的制造方法，該鋼拉伸強(qiáng)度至少約900MPa(130ksi)，該方法包括以下步驟(a)將板坯加熱至足夠高的溫度以溶解基本所有V和Nb的碳化物和碳氮化物；(b)在奧氏體再結(jié)晶的第一溫度區(qū)間通過(guò)一道或多道熱軋將上述板坯減薄成鋼板；(c)接著在低于上述第一溫度區(qū)間且高于奧氏體冷卻期間開始轉(zhuǎn)變成鐵素體的溫度的第二溫度區(qū)間通過(guò)一道或多道熱軋將上述鋼板繼續(xù)減?。?d)將上述鋼板淬火至介于Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn)(冷卻過(guò)程中奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體或鐵素體+滲碳體的終了溫度)和約150℃(302°F)之間的淬火終止溫度；(e)停止上述淬火，將上述鋼板空冷至室溫，以促進(jìn)上述鋼板完成向主要是細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或其混合物的轉(zhuǎn)變。
2.權(quán)利要求1方法，其中所述的淬火指水淬。
3.權(quán)利要求1方法，其中所述的顯微組織是基本均勻的。
4.權(quán)利要求1方法，其中所述的板條馬氏體包含自回火板條馬氏體。
5.權(quán)利要求1方法，其中所述的細(xì)晶下貝氏體和細(xì)晶板條馬氏體包含至少約50％體積的細(xì)晶下貝氏體。
6.權(quán)利要求1方法，其中所述的鋼包含總濃度大于約0.06wt％的鈮和釩。
7.權(quán)利要求1方法，其中步驟(a)所述的溫度在約1000℃(1832°F)到約1250℃(2282°F)范圍之內(nèi)。
8.權(quán)利要求1方法，其中所述的淬火終止溫度在約550℃和約150℃(1022°F～302°F)之間。
9.權(quán)利要求1方法，其中所述的淬火終止溫度在約500℃和約150℃(932°F～302°F)之間。
10.權(quán)利要求1方法，其中步驟(d)所述的淬火是以至少約20℃/秒(36°F/秒)的速率進(jìn)行的。
11.權(quán)利要求1方法，其中步驟(d)所述的淬火是以大致35℃/秒(63°F/秒)的速率進(jìn)行的。
12.權(quán)利要求1方法，其中所述的鋼含有鐵和下述重量百分比的合金元素約0.03％～約0.10％ C，約1.6％～約2.1％ Mn，約0.01％～約0.10％ Nb，約0.01％～約0.10％ V，約0.3％～約0.6％ Mo和約0.005％～約0.03％ Ti。
13.權(quán)利要求12方法，其中所述的鋼還含有至少一種選自下組的添加元素，該組由下列元素構(gòu)成(1)0wt％～約0.6wt％Si，(2)0wt％～約1.0wt％Cu，(3)0wt％～約1.0wt％Ni，(4)0wt％～約1.0wt％Cr，(5)0wt％～約0.006wt％Ca，(6)0wt％～約0.06wt％Al，(7)0wt％～約0.02wt％REM，和(8)0wt％～約0.006wt％Mg。
14.權(quán)利要求12方法，其中所述的鋼特征在于該鋼中約0.5≤Ceq≤約0.7，且Pcm≤約0.35。
15.權(quán)利要求12方法，其中步驟(d)中所述的淬火終止溫度在約450℃和約200℃(842°F～392°F)之間。
16.權(quán)利要求12方法，其中釩和鈮各自的濃度均≥0.03％。
17.權(quán)利要求1方法，其中所述的鋼含有鐵和下述重量百分比的合金元素約0.03％～約0.10％ C，約1.6％～約2.1％ Mn，約0.01％～約0.10％ Nb，約0.01％～約0.10％ V，約0.2％～約0.5％ Mo約0.005％～約0.03％ Ti，和約0.0005％～約0.0020％ B。
18.權(quán)利要求17方法，其中所述的鋼還含有至少一種選自下組的添加元素，該組由以下元素構(gòu)成(1)0wt％～約0.6wt％Si，(2)0wt％～約1.0wt％Cu，(3)0wt％～約1.0wt％Ni，(4)0wt％～約1.0wt％Cr，(5)0wt％～約0.006wt％Ca，(6)0wt％～約0.06wt％Al，(7)0wt％～約0.02wt％REM，和(8)0wt％～約0.006wt％Mg。
19.權(quán)利要求17方法，其中所述的鋼特征在于該鋼中約0.3≤Ceq≤約0.7，且Pcm≤約0.35
20.權(quán)利要求17方法，其中步驟(d)中所述的淬火終止溫度在約550℃和約150℃(1022°F～302°F)之間。
21.權(quán)利要求17方法，其中步驟(d)中所述的淬火終止溫度在約500℃和約150℃(932°F～302°F)之間。
22.權(quán)利要求17方法，其中釩和鈮各自的濃度均≥0.03％。
全文摘要
提供一種超高強(qiáng)度鋼的制造方法,該鋼拉伸強(qiáng)度至少約900MPa(130ksi),采用夏氏V型缺口沖擊試驗(yàn)在－40℃(－40°F)時(shí)測(cè)得的韌性至少約120焦耳(90英尺－磅),顯微組織主要包含由基本未再結(jié)晶的奧氏體晶粒轉(zhuǎn)變而來(lái)的細(xì)晶下貝氏體、細(xì)晶板條馬氏體或以上組織的混合,該鋼包含鐵和特定重量百分比的下列添加元素:C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V、Mo、Cr、Ti、Al、Ca、稀土金屬和Mg。工藝方法如下:將板坯加熱至合適溫度;在奧氏體再結(jié)晶的第一溫度區(qū)間通過(guò)一道或多道熱軋將板坯減薄至鋼板;接著在低于上述第一溫度區(qū)間且高于奧氏體冷卻期間開始轉(zhuǎn)變成鐵素體的溫度的第二溫度區(qū)間通過(guò)一道或多道熱軋將上述鋼板繼續(xù)減薄(10);將上述鋼板淬火(12)至一合適的淬火終止溫度(16);停止該淬火,將上述鋼板空冷(18)至室溫。
文檔編號(hào)C21D6/00GK1265708SQ98807716
公開日2000年9月6日 申請(qǐng)日期1998年7月28日 優(yōu)先權(quán)日1997年7月28日
發(fā)明者M·J·魯湯, J·考, N-R·V·班加魯, C·W·彼特森, 為廣博, 朝日均, 原卓也, 杉山昌章 申請(qǐng)人:?？松梨谏嫌窝芯抗? 新日本制鐵株式會(huì)社