專利名稱：具有良好韌性的超高強度、可焊接、基本無硼的鋼的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及具有良好韌性的超高強度、可焊接的鋼板，以及采用所述鋼板制造的管線用管。更具體而言，本發(fā)明涉及超高強度、高韌性、可焊接、低合金的管線用管鋼，其中，相對管線用管的其它部分而言，HAZ處的強度損失程度最小，并且，還涉及一種作為管線用管母材的鋼板的生產(chǎn)方法。
背景技術：
在下面的說明中定義了許多術語。為了方便起見，直接在權利要求書的前面給出了一個術語表。
目前，工業(yè)應用中的屈服強度最高的管線用管具有約550MPa(80Ksi)的屈服強度。強度更高，例如高達約690MPa(100Ksi)的管線用管鋼市場也有售，但據(jù)我們所知，這種鋼還未在工業(yè)上用以制造管線。另外，如Koo和Luton在美國專利5545269、5545270和5531842中所公開的那樣，已發(fā)現(xiàn)，生產(chǎn)作為管線用管母材的屈服強度至少約830MPa(120Ksi)和抗拉強度至少約900MPa(130Ksi)的強度較佳的鋼是切實可行的。Koo和Luton在美國專利5545269中介紹的鋼的強度通過在鋼的化學組成與加工技術間建立一種平衡來獲得，由此，形成一種基本上均勻的顯微組織，所述顯微組織以細晶粒的、回火的馬氏體和貝氏體為主，所述馬氏體和貝氏體均為ε-銅和釩、鈮和鉬的某些碳化物或氮化物或碳氮化物的析出相所二次硬化。
在美國專利5545269中，Koo和Luton介紹了一種制造高強度鋼的方法，其中，以至少20℃/秒(36°F/秒)，優(yōu)選約30℃/秒(54°F/秒)的速度，將所述鋼由熱軋終止溫度快冷至不高于400℃(752°F)的溫度，以便生產(chǎn)以馬氏體和貝氏體為主的顯微組織。此外，為了獲得所要求的顯微組織和性能，Koo和Luton的發(fā)明要求通過一附加處理步驟對鋼板進行二次硬化處理，所述附加處理步驟包括在不高于Ac1轉變點，即加熱期間奧氏體開始形成的溫度，對水冷鋼板回火處理充分的時間，以便使得ε-銅和釩、鈮和鉬的某些碳化物或氮化物或碳氮化物析出。淬火后回火這一附加的處理步驟明顯加大了鋼板的成本。因此，理想的是提供新的免除回火步驟但仍能獲得所要求的機械性能的處理鋼板的方法。此外，雖然回火步驟對獲得所要求的顯微組織和性能所需的二次硬化是必需的，但也產(chǎn)生大于0.93的屈強比。從優(yōu)選的管線用管的設計看，理想的是保持屈強比低于約0.93，同時又維持高的屈服強度和抗拉強度。
需要采用具有比目前能夠獲得的強度更高的強度的管線來長距離輸送原油和天然氣。這一需求由下述必要性推動(i)使用較高的氣體壓力增加輸送效率以及(ii)降低壁厚和外徑能減少材料用量和鋪設費用。因此，已增加了對比目前現(xiàn)有任何管線用管的強度更高的管線用管的需求。
因此，本發(fā)明的目的是提供用于生產(chǎn)低成本、低合金、超高強度鋼板的鋼的化學組成和處理方法，以及采用所述鋼板制造的管線用管，其中，不需要通過回火步驟產(chǎn)生二次硬化來獲得所述的高強度性能。而且，本發(fā)明的另一個目的是提供用于適合管路設計的管線用管的高強度鋼板，其中屈強比小于約0.93。
一個與大多數(shù)高強度鋼，即屈服強度大于約550MPa(80Ksi)的鋼有關的問題是焊接后HAZ區(qū)的軟化。所述HAZ區(qū)在焊接引起的熱循環(huán)期間會發(fā)生局部的相變或退火，從而導致所述HAZ區(qū)產(chǎn)生與基體金屬相比明顯的，即高達約15％或更高程度的軟化。雖然已經(jīng)生產(chǎn)出了屈服強度為830MPa(120Ksi)或更高的超高強度鋼，但這些鋼一般缺乏管線用管所必需的韌性，并且，不能滿足管線用管必需的焊接性要求，因為此類材料具有相對高的Pcm(一個用于表示焊接性能的公知工業(yè)術語)，其值一般高于約0.35。
因此，本發(fā)明的又一個目的是生產(chǎn)作為管線用管母材的低合金、超高強度的鋼板，所述鋼板的屈服強度至少約690MPa(100Ksi)，抗拉強度至少約900MPa(130Ksi)，并且具有對低溫，即低至約-40℃(-40°F)的應用場合仍充分的韌性，同時，產(chǎn)品質量保持不變，并且，焊接引起的熱循環(huán)期間，HAZ區(qū)處的強度損失最小。
本發(fā)明的再一個目的是提供具有管線用管所必需的韌性和焊接性并且Pcm值小于約0.35的超高強度鋼。盡管Pcm和Ceq(碳當量)(Ceq是另一個用來表示焊接性的公知術語)，雖在論及焊接性時得到廣泛應用，但此兩個術語也反映了鋼的淬透性，因為它們代表了基體金屬中鋼形成硬顯微組織的傾向。本說明書中，Pcm被定義為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)；Ceq被定義為Ceq＝wt％C+wt％Mn/6+(wt％Cr+wt％Mo+wt％V)/5+(wt％Cu+wt％Ni)/15。
發(fā)明簡述如美國專利5545269所述，已發(fā)現(xiàn)在該專利所介紹的條件下，超高強度鋼終軋后，水淬至不高于400℃(752°F)的溫度(優(yōu)選至室溫)的步驟不應由空冷代替，因為在這種條件下，空冷會導致奧氏體轉變成鐵素體/珠光體的混合顯微組織，從而使得鋼的強度發(fā)生劣化。
也已確定的是，在高于400℃(752°F)的溫度終止對所述鋼的水冷處理會造成冷卻期間的相變硬化不充分，從而使鋼的強度降低。
在采用美國專利5545269中所述方法生產(chǎn)的鋼板中，例如通過再加熱至約400-700℃(752°F-1292°F)的溫度并保持預定的時間來進行水冷后的回火，以便使整個鋼板產(chǎn)生均勻一致的硬化，并且改善鋼的韌性。夏氏V型缺口沖擊試驗是一種測量鋼的韌性的公知方法。通過使用夏氏V型缺口沖擊試驗能夠獲得的測量結果之一是在給定溫度下破斷鋼試樣時的吸收能量(沖擊能)，例如，-40℃(-40°F)下的沖擊能(vE-40)。
在美國專利5545269所描述的進展之后，已發(fā)現(xiàn)，不需要昂貴的最終回火步驟，就可以生產(chǎn)具有高韌性的超高強度鋼。已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，通過在特定的溫度范圍中止淬火，就能夠獲得這一理想結果，所述溫度范圍取決于鋼的特定的化學組成，經(jīng)此處理，在所述中斷冷卻溫度下或者隨后空冷至室溫時，就獲得了一種以細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物為主的顯微組織。也已發(fā)現(xiàn)，處理步驟的這種新次序產(chǎn)生了令人驚奇且出人意料的結果，即鋼板具有甚至比迄今為止所能獲得的強度和韌性更高的性能指標。
根據(jù)本發(fā)明的上述目的，提供一種本文稱為直接淬火中斷(IDQ)的處理方法，其中，當熱軋結束時，通過使用適當流體如水淬火，將具有所要求的化學組成的低合金鋼板快速冷卻至一適當?shù)拇慊鸾K了溫度(QST)，之后再空冷至室溫，以便獲得一種以細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物為主的顯微組織。在描述本發(fā)明時，淬火指的是采用任何手段進行的加速冷卻，所述手段中，選用的是具有增加鋼的冷卻速度傾向的流體，這與將鋼空冷至室溫相反。
本發(fā)明所提供的鋼能夠在采用稱為IDQ的部分淬火工藝處理，之后再加以空冷時，適應其冷卻速度與QST參數(shù)的規(guī)范來產(chǎn)生硬化，從而在最終的鋼板中獲得一種以細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體或者它們的混合物為主的顯微組織。
本領域中眾所周知的是，添加量級為5-20ppm的少量的硼能夠對低碳低合金鋼的淬透性產(chǎn)生明顯影響。因此，鋼中添加硼在過去已被有效地用來在具有貧合金元素的化學組成即低碳當量(Ceq)的低合金鋼中產(chǎn)生硬相例如馬氏體，以便獲得具有優(yōu)異焊接性的低成本高強度的鋼。然而，對所要求的、少量添加的硼進行始終一致的控制并不容易實現(xiàn)。這要求技術先進的煉鋼設備和技術訣竅。本發(fā)明提供添加和未添加硼的鋼的各種化學組成，所述鋼組成能夠采用IDQ法進行處理，以便獲得所要求的顯微組織和性能。
根據(jù)本發(fā)明，在鋼的化學組成與處理技術間建立起一種平衡，從而，能夠制造出屈服強度至少約690MPa(100Ksi)，更優(yōu)選至少約760MPa(110Ksi)，并且甚至更優(yōu)選至少約830MPa(120Ksi)，以及屈強比優(yōu)選小于約0.93，更優(yōu)選選于約0.90，并且甚至更優(yōu)選小于約0.85的高強度鋼板，采用所述鋼板可以制備管線用管。在所述這些鋼板中，經(jīng)在管線用管應用場合進行焊接后，與基體鋼的強度相比，HAZ區(qū)處的強度損失低于約10％，優(yōu)選低于約5％。另外，適于制造管線用管的所述超高強度、低合金鋼板的厚度優(yōu)選至少約10毫米(0.39英寸)，更優(yōu)選至少約15毫米(0.59英寸)，并且甚至更優(yōu)選至少約20毫米(0.79英寸)。而且，所述這些超高強度低合金鋼板或者不含有添加的硼，或者，為滿足特定目的，含有約5-20ppm，并且優(yōu)選約8-12ppm的添加的硼。管線用管產(chǎn)品的質量基本保持一致，而且，一般對氫致開裂不敏感。
優(yōu)選的鋼產(chǎn)品具有基本均勻一致的顯微組織，所述顯微組織優(yōu)選以細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物為主。優(yōu)選地，所述細晶粒的板條馬氏體包括自回火的細晶粒板條馬氏體。在描述本發(fā)明，以及在權利要求書中，使用的“為主”一詞意思是至少約50％體積。所述顯微組織中的余下部分可以包括另外的細晶粒下貝氏體、另外的細晶粒板條馬氏體、上貝氏體或者鐵素體。更優(yōu)選地，所述顯微組織包含至少約60～80％體積的細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體或者它們的混合物。甚至更優(yōu)選地，所述顯微組織包含至少約90％體積的細晶粒下貝氏體、細晶粒馬氏體或者它們的混合物。
下貝氏體和板條馬氏體都可以通過釩、鈮和鉬的碳化物或碳氮化物的析出來加以附加硬化。所述這些析出相，尤其是含釩的析出相，有可能通過阻止加熱到不高于Ac1轉變點的溫度的區(qū)域中的位錯密度發(fā)生明顯降低或者通過在加熱到高于Ac1轉變點的溫度的區(qū)域中誘發(fā)析出硬化，或者通過所述這兩種方式，來使HAZ的軟化程度最低。
本發(fā)明的鋼板通過采用常規(guī)方式制備的鋼板坯來進行加工制造，并且，在一個實施方案中，所述鋼板包含鐵以及下述的合金元素，以重量百分比計0.03-0.10％碳(C)，優(yōu)選0.05-0.09％C0-0.6％硅(Si)1.6-2.1％錳(Mn)0-1.0％銅(Cu)
0-1.0％鎳(Ni)，優(yōu)選0.2-1.0％Ni0.01-0.10％鈮(Nb)，優(yōu)選0.03-0.06％Nb0.01-0.10％釩(V)，優(yōu)選0.03-0.08％V0.3-0.6％鉬(Mo)0.-1.0％鉻(Cr)0.005-0.03％鈦(Ti)，優(yōu)選0.015-0.02％Ti0-0.06％鋁(Al)，優(yōu)選0.001-0.06％Al0-0.006％鈣(Ca)0-0.02％稀土金屬(REM)0-0.006％鎂(Mg)而且，其特征進一步在于Ceq≤0.7，以及Pcm≤0.35，另一方面，上述給定的化學組成可進行改變并且包含0.0005-0.0020wt％硼(B)，優(yōu)選0.0008-0.0012wt％B，以及Mo含量為0.2-0.5wt％。
對于本發(fā)明的基本無硼鋼而言，Ceq優(yōu)選大于約0.5但小于約0.7，對于本發(fā)明的含硼鋼而言，Ceq優(yōu)選大于約0.3但小于約0.7。
此外，公知的雜質氮(N)、磷(P)和硫(S)在鋼中優(yōu)選降至最低，盡管，如下面的介紹所述，為了提供抑制晶粒生長的氮化鈦粒子需要存在一些N。優(yōu)選地，N含量為約0.001-0.006wt％，S含量不超過約0.005wt％，更優(yōu)選不超過約0.002wt％，P含量不超過約0.015wt％。在所述化學組成中，或者所述鋼基本無硼，即其中沒有添加的硼，硼含量優(yōu)選低于約3ppm，更優(yōu)選低于約1ppm，或者所述鋼含有上述的添加的硼。
根據(jù)本發(fā)明，生產(chǎn)具有一種以細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物為主的顯微組織的超高強度鋼的優(yōu)選方法包括將一種鋼板坯加熱到基本上全部的釩和鈮的碳化物和碳氮化物都充分發(fā)生溶解的溫度；在奧氏體能夠發(fā)生再結晶的第一個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次將所述板坯軋制成板材；在低于Tnr溫度但高于Ar3轉變點的第二個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次對所述板材進行進一步軋制減薄，其中，所述Tnr溫度指的是低于此溫度奧氏體便不能發(fā)生再結晶的臨界溫度，所述Ar3轉變點指的是冷卻過程中奧氏體開始轉變成鐵素體的溫度；將所述終軋后的板材淬火至至少與Ar1轉變點一樣低的溫度，優(yōu)選至介于約550℃和約150℃(1022°F-302°F)之間的溫度，并且更優(yōu)選至介于約500℃和約150℃(932°F-302°F)之間的溫度，其中，所述Ar1轉變點指的是冷卻過程中，奧氏體向鐵素體或者鐵素體+滲碳體的轉變的終了溫度；終止淬火；將淬火后的板材空冷至室溫。
Tnr溫度，Ar1轉變點和Ar3轉變點均分別取決于鋼板坯的化學組成，并且很容易通過實驗或者通過采用適當模型的計算來加以確定。
根據(jù)本發(fā)明的第一個優(yōu)選實施方案的超高強度、低合金鋼的抗拉強度優(yōu)選至少約900MPa(130Ksi)，更優(yōu)選至少約930MPa(135Ksi)，其顯微組織以細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體或者它們的混合物為主，并且還包含滲碳體的細小析出相以及，任選地，甚至更細小彌散的釩、鈮和鉬的碳化物或碳氮化物的析出相。優(yōu)選地，所述細晶粒板條馬氏體包括自回火的細晶粒板條馬氏體。
根據(jù)本發(fā)明第二個優(yōu)選實施方案的超高強度、低合金鋼的抗拉強度優(yōu)選至少約900MPa(130Ksi)，更優(yōu)選至少約930MPa(135Ksi)，并且，其顯微組織包含細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物，此外，還包含硼和滲碳體的細小析出相，以及包括任選的甚至更細小彌散的釩、鈮、鉬的碳化物或者碳氮化物的析出相。優(yōu)選地，所述細晶粒的板條馬氏體包括自回火的細晶粒板條馬氏體。
附圖描述

圖1圖示說明的是本發(fā)明的工藝步驟，其中描述了各種顯微組織組元范圍，所述各組元與所采用的處理時間和溫度的特定組合有關。
圖2A和圖2B分別是明場和暗場的透射電子顯微照片，所述照片揭示出，采用約295℃(563°F)的淬火終止溫度處理的鋼的顯微組織以自回火的板條馬氏體為主；圖2B示出了在馬氏體板條內的充分析出的滲碳體析出相。
圖3是明場的透射電子顯微照片，其揭示出采用約385℃(725°F)的淬火終止溫度處理的鋼的顯微組織以下貝氏體為主。
圖4A和圖4B分別是采用約385℃(725°F)的QST處理的鋼明場和暗場的透射電子顯微照片，其中，圖4A示出的是以下貝氏體為主的顯微組織，圖4B表明有直徑小于約10nm的Mo、V和Nb的碳化物粒子存在。
圖5是組合圖，包括一條曲線和透射電子顯微照片，其反映了淬火終止溫度對根據(jù)本發(fā)明的具有特定化學組成的鋼的韌性與抗拉強度的相對值的影響，所述具有特定化學組成的鋼包括表II中示為“H”和“I”(圓點)的硼鋼和表II中示為“G”(方塊)的合金元素較少的硼鋼。-40℃(-40°F)下的夏氏沖擊能量，(vE-40)，單位為焦耳，為縱坐標；抗拉強度，單位MPa，為橫坐標。
圖6是曲線圖，展示的是淬火終止溫度對根據(jù)本發(fā)明的具有特定化學組成的鋼的韌性和抗拉強度的相對值的影響，所述具有特定化學組成的鋼包括在表II中示為“H”和“I”(圓點)的硼鋼和表II中示為“D”(方塊)的基本無硼鋼。-40℃(-40°F)下的夏氏沖擊能(vE-40)，單位焦耳，為縱坐標；抗拉強度，單位MPa，為縱坐標。
圖7是揭示試樣鋼“D”(根據(jù)此處的表II)中的位錯型板條馬氏體的明場透射電子顯微照片，所述鋼采用約380℃(716°F)的淬火終止溫度的IDQ法處理。
圖8是展示試樣鋼“D”(根據(jù)此處的表II)中以下貝氏體為主的顯微組織的區(qū)域的明場透射電子顯微照片，所述鋼采用淬火終止溫度約428℃(802°F)的IDQ法處理。在所述貝氏體板條內，可看到代表下貝氏體特征的單向排列的滲碳體薄片。
圖9是展示試樣鋼“D”(根據(jù)此處的表II)中的上貝氏體的明場透射電子顯微照片，所述鋼采用淬火終止溫度約461℃(862°F)的IDQ法處理。
圖10A是展示試樣鋼“D”(根據(jù)此處的表II)中為鐵素體所包圍的馬氏體區(qū)(中心)的明場透射電子顯微照片，所述鋼采用淬火終止溫度約534℃(993°F)的IDQ法處理。在與鐵素體/馬氏體交界相鄰的區(qū)域中的鐵素體內可看到細小的碳化物析出相。
圖10B是展示試樣鋼“D”(根據(jù)此處的表II)中的高碳、孿晶馬氏體的明場透射電子顯微照片，所述鋼采用淬火終止溫度約534℃(993°F)的IDQ法處理。
雖然結合其優(yōu)選的實施方案對本發(fā)明進行了介紹，應該了解的是本發(fā)明并非僅限于此。相反，本發(fā)明將涵蓋所有的包括在本發(fā)明的精神和范圍內的各種替代方案，修正方案以及等效方案，如附后的權利要求書所限定的那樣。
發(fā)明詳述根據(jù)本發(fā)明的一個方面，對鋼板坯進行如下處理將所述板坯加熱至一基本均勻一致的可使基本上所有的釩和鈮的碳化物和碳氮化物充分溶解的溫度，所述溫度優(yōu)選為約1000-1250℃(1832-2282°F)，并且更優(yōu)選為約1050-1150℃(1922-2102°F)；在奧氏體可發(fā)生再結晶的第一個溫度范圍，對所述板坯進行第一次熱軋，其中壓下量優(yōu)選約20-60％(厚度方向)，以便經(jīng)過一個或多個道次軋制成板材；在第二個溫度范圍內，采用一個或多個道次，以優(yōu)選約40-80％(厚度方向)的壓下量進行第二次熱軋，所述第二個溫度范圍比所述第一個溫度范圍稍低，此時奧氏體不能發(fā)生再結晶，但比Ar3轉變點高；通過淬火對軋制后的板材進行硬化處理，其中淬火冷卻速度至少約10℃/秒(18°F/秒)，優(yōu)選至少約20℃/秒(36°F/秒)，更優(yōu)選至少約30℃/秒(54°F/秒)，并且甚至更優(yōu)選約35℃/秒(63°F/秒)，淬火起始溫度不低于Ar3轉變點，淬火終止溫度(QST)至少與Ar1轉變點一樣低，所述QST優(yōu)選為約550-150℃(1022-302°F)，更優(yōu)選為約500-150℃(932-302°F)，然后終止淬火處理，將所述鋼板空冷至室溫，以便促進所述鋼完成轉變?yōu)橐约毦ЯＯ仑愂象w、細晶粒馬氏體或者它們的混合物為主的顯微組織。如本領域的技術人員所了解的那樣，此處所使用的“厚度方向上的壓下百分數(shù)”指的是鋼坯或鋼板在進行所述軋制之前的厚度的壓下百分比。僅僅是作為舉例，而并非對本發(fā)明進行限制，約25.4厘米(10英寸)的鋼坯中在第一個溫度范圍壓下約50％(50％的壓下量)，使厚度為約12.7厘米(5英寸)，然后，再在第二個溫度范圍壓下約80％(80％的壓下量)，從而使厚度變?yōu)榧s2.54厘米(1英寸)。
例如，參照圖1，對根據(jù)本發(fā)明處理的鋼板在所述的溫度范圍(下面將做更詳細介紹)進行控制軋制10；然后，從淬火起始點14至淬火終止溫度(QST)16對所述鋼板進行淬火12。待淬火停止后，將所述鋼板空冷18至室溫，以促使所述鋼板轉變成以細晶粒的下貝氏體(在下貝氏體區(qū)20中)；細晶粒的板條馬氏體(在馬氏體區(qū)22中)；或者它們的混合物為主的顯微組織。應避免進入上貝氏體區(qū)24和鐵素體區(qū)26。
超高強度鋼必然要求具有各種性能，這些性能通過合金元素與熱機械處理相結合來產(chǎn)生；一般地，鋼的化學組成上的較小變化會導致產(chǎn)品性能發(fā)生較大變化。下面給出各種合金元素的作用以及本發(fā)明對這些元素濃度的優(yōu)選限定范圍碳在具有任何顯微組織的鋼中和焊縫處均產(chǎn)生基體強化，并且還會產(chǎn)生析出強化，其作用機理主要是細小的鐵的碳化物(滲碳體)，鈮的碳氮化物[Nb(C，N)]，釩的碳氮化物[V(C，N)]，以及Mo2C(鉬的碳化物的一種形式)的粒子或析出相的形成，條件是所述這些顆粒充分細小且數(shù)量眾多。此外，在熱軋過程中，Nb(C，N)的析出一般起阻礙奧氏體發(fā)生再結晶以及抑制晶粒長大的作用，從而提供一種使奧氏體晶粒細化的手段并且使屈服強度和抗拉強度以及低溫韌性(例如，夏氏試驗中的沖擊能量)均得以改善。碳也增加淬透性，即冷卻期間鋼中形成更硬且強度更高的顯微組織的能力。一般地，如果碳含量低于約0.03wt％，則不能獲得這些強化效果。如果碳含量高于約0.10wt％，所述鋼一般易于在現(xiàn)場焊接后發(fā)生冷開裂并且容易使鋼板及其焊接HAZ處的韌性下降。
錳對于獲得根據(jù)本發(fā)明所要求的顯微組織是必不可少的，所述顯微組織包含細晶粒下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物，并且所述顯微組織提供強度與低溫韌性間的較佳平衡。為此，將其下限設定為約1.6wt％。上限設定為約2.1wt％，因為超過約2.1wt％的錳含量容易在連鑄鋼中產(chǎn)生軸線偏析，并且還會對鋼的韌性造成損害。此外，錳含量高可能使鋼的淬透性過大，從而由于焊縫處熱影響區(qū)的韌性下降而使現(xiàn)場焊接性變壞。
硅添加的目的是脫氧和改善強度，其上限設定為約0.6wt％，以避免現(xiàn)場焊接性和熱影響區(qū)(HAZ)的韌性發(fā)生顯著劣化，該現(xiàn)象與硅的含量過高有關。硅對于脫氧并不總是必不可少的，因為鋁或鈦可起同樣的作用。
鈮的添加是為了促進鋼軋制后顯微組織的晶粒細化，這將使強度和韌性均得到改善。熱軋期間，鈮的碳氮化物的析出起阻礙再結晶和抑制晶粒生長的作用，從而提供了一種細化奧氏體晶粒的手段。鈮也可以在最后的冷卻過程中通過形成Nb(C，N)析出相來產(chǎn)生附加強化。在有鉬存在時，鈮通過在控制軋制期間抑制奧氏體發(fā)生再結晶來使顯微組織得到有效細化，并且通過產(chǎn)生析出硬化和促使淬透性增大來使鋼得以強化。有硼存在時，鈮具有改善淬透性的協(xié)同作用。為了獲得這些作用，優(yōu)選添加至少約0.01wt％的鈮。然而，超過約0.10wt％的鈮一般而言對于焊接性和HAZ的韌性是有害的，因此，其最大量優(yōu)選為約0.10wt％。更優(yōu)選地，添加的鈮量為約0.03-0.06wt％。
鈦形成細晶粒的氮化鈦粒子并且通過抑制板坯重新加熱期間奧氏體晶粒發(fā)生粗化來促進顯微組織的細化。此外，氮化鈦粒子的存在可抑制焊縫處的熱影響區(qū)中的晶粒發(fā)生粗化。因此，鈦具有改善基體金屬和焊縫熱影響區(qū)的低溫韌性的作用。因為鈦以氮化鈦的形式將游離的氮固定住，所以，鈦就防止了氮由于氮化硼的形成而對淬透性帶來的不利影響。為此所添加的鈦量優(yōu)選至少約為氮量的3.4倍(以重量計)。當鋁含量低(即低于約0.005wt％)時，鈦形成一種起在焊縫熱影響中形成晶內鐵素體的核心作用的氧化物，從而使這些區(qū)域的顯微組織得到細化。為實現(xiàn)所述這些目的，優(yōu)選添加的鈦量至少約0.005wt％。上限設定為約0.03wt％，因為過量的鈦會使得氮化鈦發(fā)生粗化并會產(chǎn)生鈦的碳化物誘發(fā)的析出強化，這兩種情形都會對低溫韌性造成損害。
銅增加基體金屬和焊縫熱影響區(qū)的強度；然而，銅的過量添加會嚴重損害熱影響區(qū)的韌性以及現(xiàn)場焊接性。因此，銅添加的上限設定為約1.0wt％。
鎳的添加是為了在不損害現(xiàn)場焊接性和低溫韌性的前提下，改善根據(jù)本發(fā)明制備的低碳鋼的性能。與錳和鉬相反，鎳的添加一般會形成較少的不利于鋼板的低溫韌性的硬化的顯微組織組元。已證明高于0.2wt％的鎳的添加量能有效改善焊縫熱影響區(qū)的韌性。鎳一般是一種有益的元素，但當鎳含量大于約2wt％時。其在特定環(huán)境下具有促進硫化物應力開裂的傾向。對于根據(jù)本發(fā)明制備的鋼而言，其上限設定為約1.0wt％，因為鎳是價格昂貴的合金元素并且可能損害焊縫熱影響區(qū)的韌性。鎳的添加也能有效地防止在連鑄和熱軋期間發(fā)生銅誘發(fā)的表面開裂，為此所添加的鎳量優(yōu)選大于銅含量的約1/3。
鋁添加到這些鋼中的目的一般是為了脫氧。另外，鋁可有效細化鋼的顯微組織。在HAZ區(qū)，焊接產(chǎn)生的熱量使得TiN部分溶解，從而形成游離的氮，鋁能夠消除在粗大晶粒的HAZ區(qū)中的游離氮，從而在改善HAZ韌性上發(fā)揮重要作用。如果鋁含量太高，即高于約0.06wt％，則存在形成Al2O3(氧化鋁)型夾雜物的傾向，這會對鋼及其HAZ的韌性產(chǎn)生不利影響。脫氧可以通過添加鈦或硅來完成，鋁的添加并不總是必需的。
釩有著與鈮類似，但不如鈮顯著的作用。然而，當與鈮一起添加時，釩添加到超高強度鋼中會起顯著作用。鈮與釩的這種聯(lián)合添加進一步提高了根據(jù)本發(fā)明的鋼的優(yōu)異性能。從焊縫熱影響區(qū)的韌性以及現(xiàn)場焊接性上考慮，優(yōu)選的上限為約0.10wt％，但尤其優(yōu)選的范圍是約0.03-0.08wt％。
鉬的添加是為了改善鋼的淬透性并且從而促進所要求的下貝氏體顯微組織的形成。鉬對鋼的淬透性的影響在含硼鋼中尤為顯著。當鉬與鈮一起添加時，鉬增大了控制軋制期間對奧氏體再結晶的抑制作用，從而有助于奧氏體顯微組織的細化。為產(chǎn)生這些作用，基本無硼鋼和含硼鋼中的鉬的添加量分別優(yōu)選至少約0.3wt％和約0.2wt％。對于基本無硼鋼和含硼鋼而言，其上限優(yōu)選分別為約0.6wt％和約0.5wt％，因為過量的鉬會損害現(xiàn)場焊接期間產(chǎn)生的熱影響區(qū)的韌性，從而降低現(xiàn)場焊接性。
鉻一般增加直接淬火時的鋼的淬透性。其一般也能改善耐腐蝕和氫致開裂抗力。與鉬類似，過多的鉻，即超過約1.0wt％的鉻，會在現(xiàn)場焊接后產(chǎn)生冷裂，并且會損害鋼及其HAZ的韌性，因此，最大添加量優(yōu)選為約1.0wt％。
氮通過形成氮化鈦來抑制板坯重新加熱期間以及焊縫熱影響區(qū)中的奧氏體晶粒的粗化。因此，氮有助于改善基體金屬以及焊縫熱影響區(qū)的低溫韌性。為此最小的氮含量約0.001wt％。上限優(yōu)選設定為約0.006wt％，因為過多的氮會增加板坯表面缺陷的發(fā)生率并降低硼的有效淬透性。另外，游離氮的存在也會損害焊縫熱影響區(qū)的韌性。
鈣和稀土金屬(REM)一般控制硫化錳(MnS)夾雜物的形狀并且改善低溫韌性(例如，夏氏試驗中的沖擊能量)。為控制硫化物的形狀，Ca至少約0.001wt％或者REM至少約0.001wt％較為理想。然而，如果鈣含量超過約0.006wt％或者如果REM含量超過約0.02wt％，大量的CaO-CaS(鈣的氧化物—鈣的硫化物的一種形式)或者REM-CaS(稀土金屬—鈣的硫化物的一種形式)可能會形成并且轉變?yōu)榇蟮膱F粒和大的夾雜物，這不僅損害了鋼的純凈度，而且也對現(xiàn)場焊接性產(chǎn)生不利影響。優(yōu)選地，將鈣濃度限于約0.006wt％，REM濃度限于約0.02wt％。在超高強度的管線用管鋼中，將硫含量降至低于約0.001wt％以及將氧含量降至約0.003wt％以下，優(yōu)選降至約0.002wt％以下，而同時保持ESSP值優(yōu)選大于約0.5但小于約10，可以非常有效地改善韌性和焊接性，其中，ESSP是一個與鋼中硫化物夾雜的形狀控制有關的指數(shù)，其定義式為ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)。
鎂一般形成細小分散的氧化物粒子，其可以抑制晶粒的粗化和/或促進HAZ中晶內鐵素體的形成，從而改善HAZ的韌性。為使Mg能有效發(fā)揮作用，其添加量至少約0.0001wt％是合適的。然而，如果Mg含量超過約0.006wt％，就會形成粗大的氧化物并且HAZ的韌性也會受到損害。
硼在低碳鋼(碳含量低于約0.3wt％)中的少量添加，添加量約0.0005-0.0020wt％(5ppm-20ppm)，通過在鋼由高溫冷至室溫期間，促進強化效果顯著的貝氏體或馬氏體組元的形成，同時阻礙較軟的鐵素體和珠光體組元的形成，來極大地改善所述鋼的淬透性。超過約0.002wt％的硼會促進脆性粒子Fe23(C，B)6(鐵的硼碳化物的一種形式)的形成。因此，優(yōu)選硼的上限為約0.0020wt％。為獲得對淬透性的最大影響，硼濃度為約0.0005-0.0020wt％(5ppm-20ppm)較為理想。依據(jù)上述介紹，硼可以作為為促進鋼板整個厚度范圍內的顯微組織的均勻性而添加的貴重合金元素的替代物來使用。硼也使鉬和鈮增加鋼的淬透性的作用更加有效。因此，硼的添加使得采用低Ceq的鋼組成就能產(chǎn)生高的基體鋼板強度。另外，添加至鋼中的硼也具有將高強度與優(yōu)異的焊接性和冷裂抗力結合一起的潛力。硼也能增加晶界強度并且，從而增加氫致沿晶開裂的抗力。
如圖1所示，本發(fā)明的熱機械處理的第一個目標是獲得一種由基本上未再結晶的奧氏體晶粒轉變而成的以細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物為主的顯微組織，而且，優(yōu)選所述顯微組織也包含細小彌散的滲碳體。所述下貝氏體和板條馬氏體組元可以由甚至更細小彌散的析出相Mo2C，V(C，N)和Nb(C，N)或者它們的混合物另外強化，在某些情形下，所述組織組元中還可包括硼。細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物的細小顯微組織使材料具有高的強度和良好的低溫韌性。為了獲得所要求的顯微組織，首先使得鋼坯中加熱后的奧氏體晶粒的尺寸要小，其次再加以變形和壓扁，以使奧氏體晶粒在厚度方向上的尺寸更小，例如，優(yōu)選小于約5-20微米，第三，這些壓扁的奧氏體晶粒充滿高密度的位錯和剪切帶。當鋼板在熱軋結束后進行冷卻時，這些界面就限制轉變產(chǎn)物(即下貝氏體和板條馬氏體)的生長。第二個目標是在鋼板冷卻至淬火終止溫度后，保留基本上以固溶態(tài)形式存在的充足的Mo，V和Nb，這樣，Mo，V和Nb在貝氏體轉變或者在焊接熱循環(huán)期間，就能夠作為Mo2C、Nb(C，N)和V(C，N)析出，從而使鋼的強度增加并得到保持。熱軋前鋼坯的再加熱溫度應充分高，以最大限度地溶解V，Nb和Mo，同時要防止鋼連鑄期間形成的并起在熱軋前抑止奧氏體晶粒粗化作用的TiN粒子發(fā)生溶解。為使本發(fā)明的鋼達到上述兩個目的，熱軋前的再加熱溫度應該至少約1000℃(1832°F)但不高于約1250℃(2282°F)。對板坯優(yōu)選采用適當?shù)氖侄?，例如將所述板坯置于爐內一段時間，進行再加熱，以使基本上整個板坯，優(yōu)選整個板坯的溫度升至所要求的再加熱溫度。本發(fā)明范圍內的任何鋼組成應采用的具體再加熱溫度可以很容易地由本領域的技術人員通過實驗或者通過采用適當模型進行計算來加以確定。另外，將基本上整個板坯，優(yōu)選整個板坯升至所要求的再加熱溫度所必需的爐子的溫度以及再加熱時間可以很容易地由本領域的技術人員參照標準工業(yè)出版物來加以確定。
對于本發(fā)明范圍內的任何鋼組成而言，確定發(fā)生再結晶的范圍與不發(fā)生再結晶的范圍間的界線的溫度，Tnr溫度，取決于鋼的化學組成，并且，更具體而言，取決于軋制前的再加熱溫度、碳濃度、鈮濃度以及軋制道次中給定的壓下量。本領域的技術人員可以通過實驗或者通過模型計算對每種鋼組成的這一溫度進行確定。
除了適用于基本上整個板材的再加熱溫度之外，接下來的在描述本發(fā)明的處理方法中所涉及的溫度是在鋼表面測得的溫度。鋼的表面溫度可以通過使用例如光學高溫計或者借助任何其它的任何適合測量鋼的表面溫度的儀器來進行測定。此處涉及的淬火(冷卻)速度指的是板厚中心部位，或者基本上是中心處的冷卻速度，淬火終止溫度(QST)是淬火終止后，由于板厚的中間部位的熱傳導，鋼板表面達到的最高的，或者基本上最高的溫度。為實現(xiàn)所要求的加速冷卻，所要求的淬火流體的溫度和流動速度可以由本領域的技術人員參照標準工業(yè)出版物加以確定。
本發(fā)明中的熱軋條件，除使奧氏體晶粒細小之外，還通過在奧氏體晶粒中形成變形帶來使位錯密度增加，從而通過在軋制結束后的冷卻過程中限制相變產(chǎn)物即細晶粒的下貝氏體和細晶粒的板條馬氏體的尺寸來使顯微組織進一步細化，如果在發(fā)生再結晶的溫度范圍內的軋制壓下量降至本文公開的范圍以下而在不發(fā)生再結晶的溫度范圍的軋制壓下量增至本文公開的范圍以上，則奧氏體晶粒一般得不到充分細化，會形成粗大的奧氏體晶粒，從而降低鋼的強度和韌性，并且增加對氫致開裂的敏感性。另一方面，如果在再結晶溫度范圍內的軋制壓下量增至本文公開的范圍以上，而在非再結晶溫度范圍的軋制壓下量降至本文公開的范圍以下，則奧氏體晶粒中形成的變形帶和位錯亞結構不足以使所述鋼在軋制結束后進行冷卻時的相變產(chǎn)物發(fā)生充分細化。
軋制結束后，對所述鋼進行淬火處理，其中，淬火起始溫度優(yōu)選不低于約Ar3轉變點，淬火終止溫度不高于Ar1轉變點，優(yōu)選不高于約550℃(1022°F)，并且更優(yōu)選不高于約500℃(932°F)，所述Ar1轉變點指的是冷卻過程中奧氏體向鐵素體或者鐵素體加滲碳體的轉變終了的溫度。一般采用的是水淬；但是，任何合適的流體都可用來實施所述淬火處理。根據(jù)本發(fā)明，在軋制和淬火間一般不使用較長時間的空冷，因為這會打斷典型軋鋼機中在軋制和冷卻處理工序間的正常物流。然而，已確定的是，通過在適當?shù)臏囟确秶袛啻慊鹧h(huán)，并且，之后使淬火后的鋼在環(huán)境溫度下空冷至其最終狀態(tài)，就可以獲得特別有利的顯微組織組元，這是在沒有中斷軋制過程的前提下實現(xiàn)的，因而，對軋鋼機的生產(chǎn)率基本沒有影響。
對熱軋和淬火后的鋼板進行最終的空冷處理，實施所述空冷處理的開始溫度不高于Ar1轉變點，優(yōu)選不高于約550℃(1022°F)，并且更優(yōu)選不高于約500℃(932°F)。實施所述最終冷卻處理的目的是通過在整個細晶粒的下貝氏體和細晶粒的板條馬氏體的顯微組織中，充分析出基本均勻的細小彌散的滲碳體粒子來改善鋼的韌性。另外，依據(jù)淬火終止溫度和鋼的組成，可以形成甚至更細小彌散的Mo2C，Nb(C，N)和V(C，N)，從而使強度增加。
盡管碳濃度相對較低，采用所述方法生產(chǎn)的鋼板展示出高的強度和高韌性，并且沿所述鋼板的厚度方向上的顯微組織非常均勻。例如，一般地，這種鋼板的屈服強度至少約830MPa(120Ksi)，抗拉強度至少約900MPa(130Ksi)，韌性(-40℃(-40°F)時測得，例如vE-40)至少約120焦耳(90英尺-磅)，這些性能適合于管線用管的應用場合。此外，V(C，N)和Nb(C，N)析出相的存在以及焊接期間這兩種析出相的附加形成降低了熱影響區(qū)(HAZ)發(fā)生軟化的傾向。而且，鋼對氫致開裂的敏感性顯著降低。
鋼中的HAZ在焊接引起的熱循環(huán)期間形成并且可以擴展到距焊接熔合線約2-5mm(0.08-0.2英寸)的范圍。在HAZ中，有例如從約1400℃到約700℃(2552°F-1292°F)的溫度梯度形成，其包含一個一般會出現(xiàn)下述軟化現(xiàn)象的區(qū)域，按溫度由較低到較高的順序，所述軟化現(xiàn)象為高溫回火反應產(chǎn)生的軟化，以及奧氏體化和慢冷引起的軟化。在較低溫度，約700℃(1292°F)下，存在有釩和鈮以及它們的碳化物或碳氮化物，它們通過保留高密度位錯和亞結構來防止軟化發(fā)生或者基本上使軟化程度降至最??；而在較高溫度，約850-950℃(1562-1742°F)下，形成附加的釩和鈮的碳化物或碳氮化物析出相并且使軟化程度降至最小。焊接引起的熱循環(huán)期間的最終效應是與基體鋼的強度相比，HAZ處的強度損失低于約10％，優(yōu)選低于約5％。也就是說，HAZ的強度至少約為基體金屬的強度的90％，優(yōu)選至少約為基體金屬的強度的95％。HAZ處的強度得以保持主要是由于總的釩和鈮的濃度大于約0.06wt％，并且優(yōu)選釩和鈮在鋼中的濃度均分別大于約0.03wt％。
如在本領域中為人熟知的那樣，采用公知的U-O-E法將板材成形為管線用管，所述方法中，先將板材加工成U型件(“U”)，然后再成形為O型(“O”)，并且，在縫焊接后，O型管被擴展約1％(“E”)。加工成形和擴展以及伴隨的加工硬化效應，使管線用管的強度得以增加。
下面的實施例用來對上述本發(fā)明進行說明。
IDQ處理法的優(yōu)選實施方案根據(jù)本發(fā)明，優(yōu)選的顯微組織以細晶粒的下貝氏體細晶粒的板條馬氏體或它們的混合物為主。具體而言，為實現(xiàn)強度與韌性的最佳組合，而且，為獲得較佳的HAZ軟化抗力，更優(yōu)選的顯微組織以細晶粒的下貝氏體為主，其中所述下貝氏體除受到滲碳體粒子的強化外，還受到細小且穩(wěn)定的含Mo，V，Nb或者它們的混合物的合金碳化物的強化。下面給出這些顯微組織的具體實例。
淬火終止溫度對顯微組織的影響1)具有充分淬透性的含硼鋼采用淬火速度為約20-35℃/秒(36°F/秒-63°F/秒)的IDQ法處理的鋼的顯微組織主要由鋼的淬透性決定，所述淬透性通過化學組成參量如碳當量(Ceq)和淬火終止溫度(QST)加以確定。對于用于具有本發(fā)明鋼板的優(yōu)選厚度的鋼板的淬透性充分的含硼鋼，即Ceq大于約0.45但小于約0.7的含硼鋼特別適合通過提供能獲得所要求的顯微組織(優(yōu)選以細晶粒的下貝氏體為主)和機械性能的擴大的處理范圍來進行IDQ法處理。這些鋼的QST可以處于非常寬的溫度范圍，優(yōu)選為約550-150℃(1022-302°F)，但仍可獲得所要求的顯微組織和性能。當這些鋼采用QST低，即約200℃(392°F)的IDQ法處理時，所獲顯微組織以自回火的板條馬氏體為主。當QST增至約270℃(518°F)時，所獲顯微組織與QST為約200℃(392°F)時的顯微組織相比變化很小，只是自回火的滲碳體析出相稍有粗化。采用QST為約295℃(563°F)時處理的試樣的顯微組織是板條馬氏體(主要部分)和下貝氏體的混合物。然而，板條馬氏體發(fā)生了顯著的自回火，有發(fā)育良好的自回火滲碳體析出相形成?，F(xiàn)在參照圖5，采用QST為約200℃(392°F)，約270℃(518°F)和約295℃(563°F)處理的前述鋼的顯微組織如圖5中的顯微照片52所示。再參照圖2A和圖2B，圖2A和圖2B是展示QST為約295℃(563°F)時大范圍存在的滲碳體粒子的明場和暗場顯微照片。板條馬氏體的這些特點可能使得屈服強度有所下降；如圖2A和2B所示的鋼的強度對于管線用管的應用場合仍是充分的?，F(xiàn)在參照圖3和圖5，當QST增加至約385℃(725°F)時，所獲得顯微組織以下貝氏體為主，如圖3和圖5中的顯微照片54所示。明場透射電子顯微照片，圖3，展示了下貝氏體基體中的滲碳體析出相的特征。在本實施例的合金中，下貝氏體顯微組織的特征在于其在受熱期間具有優(yōu)異的穩(wěn)定性，甚至在焊接件的細晶粒熱影響區(qū)、亞臨界熱影響區(qū)以及臨界熱影響區(qū)(HAZ)間均具有抗軟化作用。這可以用存在非常細小的含Mo，V和Nb類型的合金碳氮化物來解釋。圖4A和4B分別是展示有直徑小于約10nm的碳化物粒子存在的明場和暗場透射電子顯微照片。這些細小的碳化物粒子能夠使屈服強度顯著增加。
圖5是具有優(yōu)選的化學成分實施方案的一種硼鋼的顯微組織和性能的觀察結果復合圖。每個數(shù)據(jù)點下的數(shù)目代表該數(shù)據(jù)點所采用的單位為℃(攝氏度)的QST。在本特定鋼中，當QST增至500℃(932°F)以上，例如增至約515℃(959°F)時，主要的顯微組織組元已變成上貝氏體，如圖5中的顯微照片56所示。在約515℃(959°F)的QST下，也形成了少量但可觀察到的鐵素體，也如圖5中的顯微照片56所示。最終結果是強度明顯下降，但韌性并未得到相應改善。在本實施例中已發(fā)現(xiàn)，為了實現(xiàn)強度與韌性的良好組合，應避免形成相當數(shù)量的上貝氏體以及特別是以上貝氏體為主的顯微組織。
2.具有貧合金元素化學組成的含硼鋼當具有貧合金元素(Ceq小于約0.5但大于約0.3)的含硼鋼采用IDQ法加工成具有本發(fā)明鋼板的優(yōu)選厚度的鋼板時，所獲顯微組織可包含數(shù)量可變的先共析鐵素體和共析鐵素體，所述鐵素體比下貝氏體和板條馬氏體顯微組織軟得多。為滿足本發(fā)明的強度指標，所述軟相的總量應低于約40％。在該限制范圍內，對于QST為約200℃(392°F)的碳當量較低的含硼鋼而言，含有鐵素體的、采用IDQ法處理的硼鋼可以在高強度水平上表現(xiàn)出較好的韌性，如圖5所示。所述鋼的特征在于其顯微組織是鐵素體與自回火的板條馬氏體的混和物，其中板條馬氏體是試樣中的主要相，如圖5中的照片58所示。
3.具有充分淬透性的基本無硼鋼本發(fā)明的基本上無硼鋼與含硼鋼相比，要求含量更高的其它合金元素，以便獲得相同水平的淬透性。因此，所述基本無硼鋼優(yōu)選以高的Ceq為特征，所述Ceq優(yōu)選大于約0.5但小于約0.7，以便進行有效處理使具有本發(fā)明鋼板的優(yōu)選厚度的鋼板具有容許的顯微組織和性能。圖6示出了具有優(yōu)選的化學成分實施方案的基本無硼鋼的機械性能的測量結果(方塊)，其與本發(fā)明的含硼鋼的機械性能的測量結果(圓點)進行比較。每個數(shù)據(jù)點旁的數(shù)字代表用于該數(shù)據(jù)點的QST(單位℃)。對所述基本無硼鋼進行了顯微組織特性觀察。在534℃的QST下，所獲顯微組織主要是具有析出相的鐵素體加上上貝氏體和孿晶馬氏體。在461℃的QST下，所獲顯微組織以上貝氏體和下貝氏體為主。在428℃的QST下，所獲顯微組織以具有析出相的下貝氏體為主。在380℃和200℃的QST下，所獲顯微組織以具有析出相的板條馬氏體為主。在本實施例中已發(fā)現(xiàn)，為實現(xiàn)強度與韌性的良好組合，應避免形成相當數(shù)量的上貝氏體以及尤其以上貝氏體為主的顯微組織。另外，非常高的QST也應避免，因為鐵素體與孿晶馬氏體的混合顯微組織不會產(chǎn)生強度與韌性的良好組合。當所述基本無硼鋼采用QST為約380℃(716°F)的IDQ法處理時，所獲顯微組織以板條馬氏體為主，如圖7所示。該明場透射電子顯微照片展示出一種具有高位錯含量的細小、平行的板條結構，由此，這一組織具有高的強度。從高的強度和韌性的角度考慮，可認為該顯微組織比較理想。然而，值得注意的是，在等效的IDQ淬火終止溫度(QST)或者確切低至約200℃(392°F)的QST條件下，本發(fā)明的含硼鋼中所獲得的以下貝氏體為主的顯微組織的韌性高于上述的韌性。當QST增加至約428℃(802°F)時，所獲顯微組織很快由以板條馬氏體為主變成以下貝氏體為主。圖8是采用IDQ法處理至428℃(802°F)的QST時的鋼“D”(根據(jù)此處的表II)的透射電子顯微照片，其展示了下貝氏體鐵素體基體中的滲碳體析出相的特征。在本實施例的合金中，下貝氏體顯微組織的特征在于其在受熱期間具有優(yōu)異的穩(wěn)定性，甚至在焊接件的細晶粒熱影響區(qū)(HAZ)、亞臨界的熱影響區(qū)和臨界熱影響區(qū)間都具有抗軟化性。這可以用存在非常細小的含Mo，V和Nb類型的合金碳氮化物進行解釋。
當QST溫度升至約460℃(860°F)時，以下貝氏體為主的顯微組織為由上貝氏體和下貝氏體的混合物構成的顯微組織所替代。如所預料的那樣，較高的QST導致強度的下降。同時，強度下降還伴隨有韌性的降低，這可歸因于上貝氏體的大量存在。圖9中的明場透射電子顯微照片示出的是采用QST約461℃(862°F)的IDQ法處理的實例鋼“D”(根據(jù)此處的表II)的一個區(qū)域。所述照片展示出以在貝氏體鐵素體板條的交界處存在滲碳體薄片為特征的上貝氏體板條。
在更高的QST，如534℃(993°F)下，所獲顯微組織由含有鐵素體和孿晶馬氏體析出相混合物組成。圖10A和10B所示的明場透射電子顯微照片取自于采用QST為約534℃(993°F)的IDQ法處理的實例鋼“D”(根據(jù)此處的表II)中的區(qū)域。在該試樣中，除脆性的孿晶馬氏體外，還形成了相當多的含有析出相的鐵素體。最終結果是強度明顯下降，而韌性并未得到相應改善。
對于本發(fā)明的容許性能而言，基本無硼鋼具有獲得所要求的組織和性能所需的適當?shù)腝ST范圍，優(yōu)選約200-450℃(392-842°F)。低于約150℃(302°F)時，板條馬氏體的強度太高，不能獲得最佳的韌性，而高于約450℃(842°F)時，所述鋼首先形成太多的上貝氏體，并且逐漸地形成較多的鐵素體，并形成有害的析出相，最終又形成孿晶馬氏體，結果使得這些試樣的韌性很差。
這些基本無硼鋼的顯微組織特點由所述鋼的不很令人滿意的連續(xù)冷卻轉變特征產(chǎn)生。在不存在添加的硼時，鐵素體形核不能象在含硼鋼中那樣受到有效抑制。結果，在高的QST下，有相當多的鐵素體在轉變初期形成，從而使得碳隔離在余下的奧氏體中，所述奧氏體隨后便轉變成高碳孿晶馬氏體。其次，在鋼中不存在添加的硼時，向上貝氏體的轉變同樣也未受到抑制，結果形成了所不希望的韌性不足的上貝氏體與下貝氏體混合顯微組織。此外，當鋼廠不具有始終如一地生產(chǎn)含硼鋼的專門技術時，仍可有效地利用IDQ處理方法來生產(chǎn)具有優(yōu)良強度和韌性的鋼，條件是處理這些鋼時使用上述的準則，特別是關于QST的準則。
根據(jù)本發(fā)明處理的鋼板坯優(yōu)選在軋制前進行適當?shù)脑偌訜?，以便對顯微組織產(chǎn)生所要求的影響。再加熱的目的是將Mo，Nb和V的碳化物和碳氮化物充分溶解在奧氏體中，以便這些元素在后來的鋼的處理過程中以更令人滿意的形式，即淬火前以及冷卻和焊接時在奧氏體或者奧氏體轉變產(chǎn)物中以細小析出相的形式再析出。在本發(fā)明中，實施再加熱的溫度范圍為約1000-1250℃(1832-2282°F)，并且優(yōu)選為約1050-1150℃(1922-2102°F)。通過對合金設計和熱機械處理過程進行匹配，使強碳氮化物形成元素，尤其是鈮和釩，達到如下平衡·約1/3的所述元素優(yōu)選淬火處理前在奧低體中析出·約1/3的所述元素優(yōu)選在淬火后的冷卻過程中在奧氏體的轉變產(chǎn)物中析出·約1/3的所述元素優(yōu)選保持固溶態(tài)，以便能夠在HAZ中析出，從而使在屈服強度大于550MPa(80Ksi)的鋼中出現(xiàn)的正常軟化得到改善。
<p>以35℃/秒(63°F/秒)的冷卻速度，從終軋溫度至淬火終止溫度對所述鋼進行淬火處理，之后，空冷至室溫。這一IDQ處理方法可獲得所要求的以細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體或者它們的混合物為主的顯微組織。
再參照圖6，可看到，基本無硼鋼D(表II)(采用點劃線連接的下面一組數(shù)據(jù)點)以及含有預定的少量硼的鋼H和I(表II)(上面的兩平行線間的一組數(shù)據(jù)點)，可以進行成分調整和生產(chǎn)，以便獲得超過900MPa(135Ksi)的抗拉強度以及在-40℃(-40°F)下超過120焦耳(90英尺-磅)的韌性，例如，超過120焦耳(90英尺-磅)的vE-40。在每種情形下，所獲材料的特征均在于其以細晶粒的下貝氏體和/或細晶粒的板條馬氏體為主。如標示為“534”(代表該試樣使用的淬火終止溫度，單位℃)的數(shù)據(jù)點所表明的那樣，當處理參數(shù)落在本發(fā)明的方法的限定范圍之外時，所獲得顯微組織(含有析出相的鐵素體加上上貝氏體和/或孿晶馬氏體或板條馬氏體)不是本發(fā)明的鋼所要求的顯微組織，而且，抗拉強度或者韌性，或者此兩項指標均低于管線用管應用場合所要求的范圍。
根據(jù)本發(fā)明化學成分的鋼的實施例如表II所示。標記為“A”-“D”的鋼是基本無硼的鋼，而標記為“E”-“I”的鋼含有添加的硼。
表II試驗鋼的化學組成
根據(jù)本發(fā)明的方法處理的鋼適合用于管線用管的應用場合，但并非僅限于此。這種鋼可適用于其它場合，例如作為結構鋼使用。
前面已經(jīng)通過一個或多個優(yōu)選的實施方案對本發(fā)明進行了描述，但應該了解的是，可以進行其它的修正，只要所述修正未偏離后面的權利要求書中規(guī)定的本發(fā)明的范圍。
術語表Ac1轉變點加熱期間奧氏體開始形成的溫度；Ar1轉變點冷卻期間，奧氏體向鐵素體或者鐵素體+滲碳體的轉變終了的溫度；Ar3轉變點冷卻期間，奧氏體開始轉變成鐵素體的溫度；滲碳體鐵的碳化物；Ceq(碳當量)一個用于表示焊接性的公知工業(yè)術語；而且，Ceq＝(wt％C+wt％Mn/6+(wt％Cr+wt％Mo+wt％V)/5+(wt％Cu+wt％Ni)/15)；ESSP一個與鋼中硫化物夾雜的形狀控制有關的指標；而且，ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)；Fe23(C，B)6鐵的碳硼化物的一種形式；HAZ熱影響區(qū)；IDQ直接淬火中斷法；貧合金元素的化學組成Ceq小于約0.50；Mo2C鉬的碳化物的一種形式；Nb(C，N)鈮的碳氮化物；Pcm一個用于表示焊接性的公知工業(yè)術語；而且，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))；為主用于描述本發(fā)明，意思是至少約50％體積；淬火用于描述本發(fā)明，指的是采用任何方式進行的加速冷卻，在所述方式中，選用的是具有增加鋼的冷卻速度傾向的流體，與空冷相反；淬火(冷卻)速度板厚中心處，或者基本上中心處的冷卻速度；淬火終止溫度(QST)淬火停止后，由于來自于板厚中間部位的熱傳遞的緣故，鋼板表面達到的最高，或者基本最高的溫度；REM稀土金屬；Tnr溫度奧氏體不會發(fā)生再結晶的最高溫度；
V(C，N)釩的碳氮化物；vE-40在-40℃(-40°F)下，采用夏氏V型缺口沖擊試驗確定的沖擊能量。
權利要求
1.一種低合金、基本無硼的鋼，其抗拉強度至少約900MPa(130Ksi)，在-40℃(-40°F)下，采用夏氏V型缺口沖擊試驗測定的韌性至少約120焦耳(90英尺-磅)，并且，其顯微組織主要包括由基本上未再結晶的奧氏體晶粒轉變而成的細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物，而且，其中所述的鋼含有鐵和下面的添加元素，以重量百分比計約0.03-0.10％C，約1.6-2.1％Mn，約0.01-0.10％Nb，約0.01-0.10％V，約0.3-0.6％Mo，以及約0.005-0.03％Ti，并且，其進一步的特征在于0.5≤Ceq≤約0.7，Pcm≤約0.35。
2.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其進一步含有至少一種選自下組的添加元素(i)0-約0.6wt％Si，(ii)0-約1.0wt％Cu，(iii)0-約1.0wt％Ni，(iv)0-約1.0wt％Cr，(v)0-約0.006wt％Ca，(vi)0-約0.06wt％Al，(vii)0-約0.02wt％REM，以及(viii)0-約0.006wt％Mg。
3.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其進一步含有細小的滲碳體析出相。
4.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其進一步含有釩、鈮和鉬的碳化物或碳氮化物析出相。
5.根據(jù)權利要求4的低合金、基本無硼的鋼，其中，釩和鈮的總濃度大于約0.06wt％。
6.根據(jù)權利要求4的低合金、基本無硼的鋼，其中，釩和鈮的濃度均分別大于約0.03wt％。
7.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其中所述的顯微組織以細晶粒的下貝氏體為主。
8.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，該鋼為厚度至少約10毫米(0.39英寸)的板材。
9.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其中，所述鋼含有約0.05-0.09％的C。
10.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其中，所述鋼含有約0.2-1.0％的Ni。
11.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其中，所述鋼含有約0.03-0.06％的Nb。
12.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其中，所述鋼含有約0.03-0.08％的V。
13.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其中，所述鋼含有約0.015-0.02％的Ti。
14.根據(jù)權利要求1的低合金、基本無硼的鋼，其中，所述鋼含有約0.001-0.06％的Al。
全文摘要
一種超高強度的、基本無硼的鋼,其抗拉強度至少約900MPa(130Ksi),在－40℃(－40°F)下,采用夏氏V型缺口沖擊試驗測定的韌性至少約120焦耳(90英尺－磅),而且,其顯微組織主要包括由基本上未再結晶的奧氏體晶粒轉變而成的細晶粒的下貝氏體、細晶粒的板條馬氏體或者它們的混合物,而且,所述鋼包含鐵和特定重量百分比的添加元素:碳、硅、錳、銅、鎳、鈮、釩、鉬、鉻、鈦、鋁、鈣、稀土金屬和鎂,所述鋼的制備過程為:將一鋼板坯加熱至一個適當?shù)臏囟?在奧氏體發(fā)生再結晶的第一個溫度范圍內,采用一個或多個熱軋(10)道次,將所述板坯軋制成板材;在第二個溫度范圍,采用一個或多個熱軋(10)道次進一步軋制所述板材,所述第二個溫度范圍低于所述第一個溫度范圍,但高于冷卻期間奧氏體開始轉變?yōu)殍F素體的溫度;將所述板材淬火處理(12)至一個適當?shù)拇慊鸾K止溫度(16);停止所述淬火處理并將所述板材空冷(18)至室溫。
文檔編號C22C38/00GK1265711SQ98807745
公開日2000年9月6日 申請日期1998年7月28日 優(yōu)先權日1997年7月28日
發(fā)明者J·考, M·J·魯湯, N·R·V·班加魯, C·M·彼特森, 為廣博, 朝日均, 原卓也, 寺田好男 申請人:埃克森美孚上游研究公司, 新日本制鐵株式會社