專利名稱：具有優(yōu)異低溫韌性的超高強(qiáng)度奧氏體時(shí)效鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在母材板以及焊接時(shí)的熱影響區(qū)(HAZ)處均具有優(yōu)異低溫韌性的超高強(qiáng)度、可焊接、低合金鋼板。而且，本發(fā)明涉及該鋼板的生產(chǎn)方法。
背景技術(shù)：
在下面的說明中定義了許多術(shù)語。為了方便起見，直接在權(quán)利要求書的前面給出了一個(gè)術(shù)語表。
經(jīng)常地，需要在低溫，即低于約-40℃(-40°F)的溫度下貯存和運(yùn)輸加壓的揮發(fā)性流體。例如，需要在約1035kPa(150psia)至7590kPa(1100psia)的壓力范圍內(nèi)以及約-123℃(-190°F)--62℃(-80°F)的溫度下，貯存和運(yùn)輸加壓的液化天然氣(PLNG)的容器。也需要在低溫下安全且經(jīng)濟(jì)地貯存和運(yùn)輸其它具有高蒸汽壓的揮發(fā)性流體，如甲烷、乙烷以及丙烷的容器。由于此類容器由焊接鋼建造而成，因此，所述鋼在工作條件下，其母材鋼及HAZ處均須具有充分的強(qiáng)度來承受流體的壓力，還須具有充分的韌性來防止斷裂，即失效事件的發(fā)生。
韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)將結(jié)構(gòu)鋼劃分為兩個(gè)斷裂方式。在低于DBTT的溫度下，鋼的失效傾向于以低能量解理(脆性)斷裂方式出現(xiàn)，而在高于DBTT的溫度下，鋼的失效傾向于以高能量的延性斷裂方式發(fā)生。建造用于上述的低溫應(yīng)用場(chǎng)合以及其它的承載、低溫服役場(chǎng)合的貯存及運(yùn)輸容器所用的焊接鋼的DBTT必須遠(yuǎn)低于母材鋼及其HAZ處的工作溫度，以避免發(fā)生由低能量的解理斷裂所導(dǎo)致的失效。
通常用于低溫結(jié)構(gòu)場(chǎng)合的含鎳鋼，如鎳含量大于約3wt％的鋼具有低的DBTT，但其抗拉強(qiáng)度也較低。典型地，市售的含鎳量為3.5wt％，5.5wt％和9wt％的鋼的DBTT分別約為-100℃(-150°F)，-155℃(-250°F)和-175℃(-280°F)，抗拉強(qiáng)度最高分別為約485MPa(70Ksi)，620MPa(90Ksi)和830MPa(120Ksi)。為了實(shí)現(xiàn)所述強(qiáng)度與韌性的組合，這些鋼一般需進(jìn)行價(jià)格昂貴的處理，如雙退火處理。在低溫應(yīng)用場(chǎng)合，工業(yè)上目前在使用這些商品化的含鎳鋼，原因在于它們的低溫韌性好，但必須針對(duì)它們相對(duì)低的抗拉強(qiáng)度進(jìn)行設(shè)計(jì)。所述設(shè)計(jì)一般為滿足承載、低溫場(chǎng)合的要求，要求鋼的厚度過大。因此，由于這些鋼的成本高以及所要求的厚度過高，所以這些含鎳鋼在承載、低溫場(chǎng)合的使用一般很昂貴。
另一方面，幾種市售的現(xiàn)有技術(shù)水平的低碳以及中碳高強(qiáng)度的、低合金(HSLA)鋼，例如，AISI4320或4330鋼，均存在提供較佳抗拉強(qiáng)度(例如高于約830MPa(120Ksi))以及低成本生產(chǎn)的潛力，但所述鋼一般DBTT較高，并且，特別是在焊接熱影響區(qū)(HAZ)的DBTT較高。一般地，所述鋼的焊接性和低溫韌性隨抗拉強(qiáng)度的增加而下降。正是出于這一原因，一般才未考慮在低溫場(chǎng)合使用當(dāng)前市售的、現(xiàn)有技術(shù)水平的HSLA鋼。所述鋼中HAZ處的DBTT高的原因一般在于在粗晶粒且經(jīng)亞穩(wěn)再加熱的HAZ處，即被加熱至約Ac1相變點(diǎn)與約Ac3相變點(diǎn)之間溫度的HAZ處，形成了由焊接熱循環(huán)所致的不良顯微組織(見術(shù)語表中Ac1及Ac3相變點(diǎn)的定義)。DBTT隨HAZ處的晶粒尺寸與脆性顯微組織的組元，如馬氏體-奧氏體(MA)島的增加而明顯升高。例如，現(xiàn)有技術(shù)水平的HSLA鋼，用于油及氣體的輸送的X100管線的HAZ處的DBTT高于約-50℃(-60°F)。能量貯存及運(yùn)輸部門中存在強(qiáng)烈需求，就是開發(fā)將上述商品化的含鎳鋼的低溫韌性性能與HSLA鋼的高強(qiáng)度及低成本的特點(diǎn)相結(jié)合，同時(shí)也具有優(yōu)異的焊接性和所要求的厚截面能力，即在大于約2.5cm(1英寸)的厚度時(shí)顯微組織與性能(如強(qiáng)度和韌性)均大體均勻一致的新鋼種。
在非低溫應(yīng)用場(chǎng)合，大部分市售的，現(xiàn)有技術(shù)水平的低碳與中碳HSLA鋼由于強(qiáng)度高時(shí)其韌性較低，因此，它們或者在只相當(dāng)于其強(qiáng)度水平的幾分之一的條件下設(shè)計(jì)使用，或者，被處理成較低強(qiáng)度，以獲得滿意的韌性。在工程應(yīng)用場(chǎng)合，所述這些方法造成截面厚度的增加，并且，因此，使構(gòu)件的重量增加，而且最終導(dǎo)致其成本比HSLA鋼的高強(qiáng)度潛力得以充分利用時(shí)的成本高。在某些關(guān)鍵場(chǎng)合，例如高性能齒輪，使用含鎳超過3wt％的鋼(如AISI48XX，SAE93XX等)以保證充分的韌性。這種方法雖獲得了HSLA鋼的較佳強(qiáng)度，但卻使成本明顯增加。使用標(biāo)準(zhǔn)的商品化的HSLA鋼時(shí)遇到的另一個(gè)問題是HAZ處的氫致開裂，特別是采用低熱輸入焊接時(shí)，這一問題尤為突出。
在低合金鋼具有高強(qiáng)度和超高強(qiáng)度的條件下，采用低成本的方法提高其韌性，這既有顯著的經(jīng)濟(jì)意義，又存在確定的工程需求。特別是，需要一種在商業(yè)化的低溫場(chǎng)合使用的具有超高強(qiáng)度，如大于830MPa(120Ksi)的抗拉強(qiáng)度，以及母材板與HAZ處的低溫韌性均優(yōu)異，如DBTT低于約-73℃(-100°F)的價(jià)格合理的鋼材。
因此，本發(fā)明的主要目的是在如下三個(gè)關(guān)鍵方面改善現(xiàn)有水平的HSLA鋼的生產(chǎn)技術(shù)，以使其適合在低溫使用(ⅰ)將母材鋼與焊接HAZ處的DBTT降低至約-73℃(-100°F)以下，(ⅱ)獲得超過830MPa(120Ksi)的抗拉強(qiáng)度，以及(ⅲ)提供較佳的焊接性。本發(fā)明的其它目的是獲得在厚度大于約2.5cm(1英寸)時(shí)，整個(gè)厚度范圍內(nèi)顯微組織與性能基本均勻一致的上述HSLA鋼，以及采用目前工業(yè)化的處理技術(shù)進(jìn)行上述工作，以使所述鋼在商業(yè)化的低溫場(chǎng)合的使用從經(jīng)濟(jì)上可行。
發(fā)明概述根據(jù)本發(fā)明的上述目的，提供一種處理方法，其中，具有所要求的化學(xué)組成的低合金鋼坯被再加熱至適當(dāng)溫度，然后，熱軋成鋼板，并且在熱軋終了時(shí)，采用適當(dāng)流體如水進(jìn)行淬火，將所述鋼板快冷至適當(dāng)?shù)拇慊鹬兄箿囟?QST)，以便獲得包含，優(yōu)選地，約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織。在本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案中，所述鋼板然后被空冷至室溫。在另一個(gè)實(shí)施方案中，所述鋼板在QST下基本等溫保持，時(shí)間最長(zhǎng)達(dá)約5分鐘，隨后空冷至室溫。在又一個(gè)實(shí)施方案中，所述鋼板以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度慢冷最長(zhǎng)達(dá)約5分鐘后，再空冷至室溫。如在描述本發(fā)明中所使用的那樣，淬火指的是采用任何方式進(jìn)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，與將所述鋼空冷至室溫相反。
另外，根據(jù)本發(fā)明的上述目的，根據(jù)本發(fā)明處理的鋼特別適合于許多低溫應(yīng)用場(chǎng)合，原因在于，所述鋼，優(yōu)選指的是厚度等于或大于約2.5cm(1英寸)的鋼板，具有下述特性(ⅰ)母材鋼及焊接HAZ處的DBTT低于約-73℃(-100°F)，(ⅱ)抗拉強(qiáng)度大于830MPa(120Ksi)，優(yōu)選大于約860MPa(125Ksi)，并且更優(yōu)選大于約900MPa(130Ksi)，(ⅲ)較佳的焊接性，(ⅳ)整個(gè)厚度范圍內(nèi)基本均勻一致的顯微組織和性能，以及(ⅴ)改善的優(yōu)于標(biāo)準(zhǔn)的商品化的HSLA鋼的韌性。所述鋼的抗拉強(qiáng)度可以高于約930MPa(135Ksi)，或高于約965MPa(140Ksi)，或高于約1000MPa(145Ksi)。
附圖描述參照附圖以及下面的詳細(xì)描述，將會(huì)更好地了解本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)，其中，所述附圖中

圖1是說明由本發(fā)明的奧氏體時(shí)效的方法如何在根據(jù)本發(fā)明的鋼中獲得顯微層狀組織的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)圖的示意圖。
圖2A(現(xiàn)有技術(shù))是在傳統(tǒng)鋼中解理裂紋穿過由下貝氏體與馬氏體構(gòu)成的混合顯微組織中的板條界的示意圖。
圖2B是由于在根據(jù)本發(fā)明的鋼的顯微層狀組織中存在有奧氏體相而使裂紋擴(kuò)展路徑曲折的示意圖。
圖3A是在進(jìn)行根據(jù)本發(fā)明的再加熱之后鋼坯中奧氏體晶粒尺寸的示意圖。
圖3B是根據(jù)本發(fā)明，在奧氏體可發(fā)生在結(jié)晶的溫度下熱軋后，但在進(jìn)行奧氏體不能發(fā)生在結(jié)晶的溫度下的熱軋之前，鋼坯中的原奧氏體晶粒尺寸(見術(shù)語表)的示意圖。
圖3C是在完成根據(jù)本發(fā)明的TMCP加工時(shí)，在鋼板的整個(gè)厚度方向上均具有非常細(xì)小的等效晶粒尺寸的奧氏體中的拉長(zhǎng)的，扁平狀晶粒結(jié)構(gòu)的示意圖。
雖然結(jié)合其優(yōu)選的實(shí)施方案對(duì)本發(fā)明進(jìn)行了介紹，但應(yīng)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(nèi)的各種替代方案，修正方案以及等效方案，如附后的權(quán)利要求書所限定的那樣。
發(fā)明詳述本發(fā)明涉及滿足上述要求的新型HSLA鋼的開發(fā)。本發(fā)明的基礎(chǔ)在于通過鋼的化學(xué)組成與處理方法的全新組合，來產(chǎn)生本征韌化及顯微組織韌化，從而降低DBTT以及在高抗拉強(qiáng)度的條件下提高韌性。本征韌化通過鋼中的重要合金元素的合理平衡獲得，這在本說明書中有詳細(xì)介紹。顯微組織韌化則通過獲得非常細(xì)小的等效晶粒尺寸以及促進(jìn)顯微層狀組織的形成來實(shí)現(xiàn)。參照?qǐng)D2B，根據(jù)本發(fā)明的鋼的顯微層狀組織優(yōu)選由以細(xì)晶粒下貝氏體或細(xì)晶粒馬氏體為主的板條28與奧氏體薄膜層30交替組成。優(yōu)選的是，所述奧氏體薄膜層30的平均厚度低于所述板條28平均厚度的10％。甚至更優(yōu)選地，所述奧氏體薄膜層30的平均厚度約10nm，所述板條28的平均厚度約0.2微米。
在本發(fā)明中采用奧氏體時(shí)效處理為的是通過在室溫下保留所要求的奧氏體膜層來促進(jìn)所述的顯微層狀組織的形成。正如本專業(yè)的技術(shù)人員所熟悉的那樣，奧氏體時(shí)效是一種在所述鋼冷卻至奧氏體典型地轉(zhuǎn)變成貝氏體和/或馬氏體的溫度范圍之前，在加熱的鋼中發(fā)生奧氏體時(shí)效的方法。本專業(yè)所公知的是，奧氏體時(shí)效促進(jìn)奧氏體的熱穩(wěn)定化。本發(fā)明的獨(dú)有的鋼的化學(xué)組成與處理方法的組合可使淬火中止后，貝氏體轉(zhuǎn)變的開始時(shí)間充分延遲，以使奧氏體充分時(shí)效，從而在所述顯微層狀組織中形成奧氏體膜層。例如，現(xiàn)參照?qǐng)D1，根據(jù)本發(fā)明處理的鋼在給定的溫度范圍內(nèi)(下面有更詳細(xì)介紹)進(jìn)行控制軋制2；然后，將所述鋼從淬火起始點(diǎn)6淬火4至淬火終了點(diǎn)(即，QST)8。在所述淬火終止點(diǎn)(QST)8淬火停止后，(ⅰ)在一個(gè)實(shí)施方案中，所述鋼板在所述QST下基本等溫保持一段時(shí)間，優(yōu)選長(zhǎng)達(dá)約5分鐘，然后再空冷至室溫，如點(diǎn)劃線12所示，(ⅱ)在另一個(gè)實(shí)施方案中，所述鋼板以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度從所述QST慢冷，時(shí)間最長(zhǎng)達(dá)約5分鐘，之后再將所述鋼板空冷至室溫，如點(diǎn)劃-點(diǎn)-點(diǎn)線11所示，(ⅲ)在又一個(gè)實(shí)施方案中，可將所述鋼板空冷至室溫，如有點(diǎn)線10所示。在任何一個(gè)所述實(shí)施方案中，在下貝氏體區(qū)14形成下貝氏體板條以及在馬氏體區(qū)16形成馬氏體板條后，奧氏體膜層均得以保留。上貝氏體區(qū)18以及鐵素體/珠光體19區(qū)得以避免。在本發(fā)明的鋼中，通過本說明書所述的鋼的化學(xué)組成與處理方法的全新組合，來提高奧使體時(shí)效的效果。
對(duì)所述顯微層狀組織中的貝氏體與馬氏體組元以及奧氏體相加以設(shè)計(jì)，以利用細(xì)晶粒下貝氏體與細(xì)晶粒板條馬氏體的較佳強(qiáng)度以及奧氏體的較佳解理斷裂抗力。優(yōu)化所述顯微層狀組織可基本最大限度地使裂紋路徑曲折，由此提高裂紋擴(kuò)展抗力，從而獲得顯著的顯微組織韌化效果。
根據(jù)上述介紹，提供一種生產(chǎn)具有包含約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織的超高強(qiáng)度鋼板的方法，其中，所述方法包括下述步驟(a)將鋼坯加熱至充分高的再加熱溫度，以使(ⅰ)所述鋼坯基本均勻化，(ⅱ)鋼坯中所有的鈮與釩的碳化物及碳氮化物基本溶解，以及(ⅲ)在所述鋼坯中形成細(xì)小的初始奧氏體晶粒；(b)在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的第一個(gè)溫度范圍，采用一個(gè)或多個(gè)熱軋道次將所述鋼坯軋制成鋼板；(c)在低于約Tnr溫度但高于約Ar3相變點(diǎn)的第二個(gè)溫度范圍，采用一個(gè)或多個(gè)熱軋道次進(jìn)一步軋制所述鋼板；(d)以約10～40℃/秒(18～72°F/秒)的冷卻速度將所述鋼板淬火至淬火中止溫度(QST)，所述QST低于Ms相變點(diǎn)與100℃(180°F)之和但高于所述Ms相變點(diǎn)；(e)停止淬火。在一個(gè)實(shí)施方案中，本發(fā)明的方法進(jìn)一步包括將所述鋼板從QST空冷至室溫的步驟。在另一個(gè)實(shí)施方案中，本發(fā)明的方法進(jìn)一步包括在空冷至室溫之前，將所述鋼板在QST下基本等溫保持最長(zhǎng)達(dá)約5分鐘的步驟。在又一個(gè)實(shí)施方案中，本發(fā)明的方法進(jìn)一步包括在空冷至室溫之前，以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度從QST處慢冷所述鋼板，時(shí)間最長(zhǎng)約5分鐘的步驟。這一方法有利于所述鋼板的顯微組織轉(zhuǎn)變成約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條。(見術(shù)語表中的Tnr溫度，Ar3，Ms相變點(diǎn)的定義)。
為了確保室溫及低溫韌性，所述顯微層狀組織中的板條優(yōu)選包含貝氏體與馬氏體。優(yōu)選將脆性組成物如上貝氏體，孿晶馬氏體以及MA的形成基本降至最小程度。在描述本發(fā)明時(shí)，以及在權(quán)利要求書中，所用的“為主”意思是至少約50％體積。所述顯微組織的余下部分可以包含另外的細(xì)晶粒下貝氏體、另外的細(xì)晶粒板條馬氏體或鐵素體。更優(yōu)選地，所述顯微組織包含至少約60～80％(體積)的下貝氏體或板條馬氏體。甚至更優(yōu)選地，所述顯微組織包含至少約90％(體積)的下貝氏體或板條馬氏體。
根據(jù)本發(fā)明處理的鋼坯采用通常的方式生產(chǎn)，而且，在一個(gè)實(shí)施方案中，所述鋼坯含有鐵及下述合金元素，所述合金元素的重量范圍優(yōu)選如下面的表Ⅰ所示表Ⅰ合金元素范圍(wt％)碳(C) 0.04--0.12，更優(yōu)選0.04--0.07錳(Mn) 0.5--2.5，更優(yōu)選1．0--1.8鎳(Ni) 1.0--3.0，更優(yōu)選1.5--2.5銅(Cu) 0.1--1.0，更優(yōu)選0.2--0.5鉬(Mo) 0.1--0.8，更優(yōu)選0.2--0.4鈮(Nb) 0.02--0.1，更優(yōu)選0.02--0.05鈦(Ti) 0.008--0.008，更優(yōu)選0.01--0.02鋁(Al) 0.001--0.05，更優(yōu)選0.005--0.03氮(N) 0.002--0.005，更優(yōu)選0.002--0.003鉻(Cr)有時(shí)添加在所述鋼中，添加量?jī)?yōu)選最高約1.0wt％，并且更優(yōu)選為約0.2-0.6wt％。
硅(Si)有時(shí)添加在所述鋼中，添加量?jī)?yōu)選最高約0.5wt％，更優(yōu)選為約0.01-0.5wt％，并且甚至更優(yōu)選為約0.05-0.1wt％。
所述鋼優(yōu)選含有至少約1wt％的鎳。如需要提高焊接后的性能，所述鋼中的鎳含量可增至約3wt％以上。鎳含量每增加1wt％，可望使鋼的DBTT降低約10℃(18°F)。鎳含量?jī)?yōu)選低于9wt％，更優(yōu)選低于約6wt％。鎳含量?jī)?yōu)選降至最低，以最大限度減小鋼的成本。如果鎳含量增至約3wt％以上，錳含量可降至約0.5wt％以下，甚至為0.0wt％。
硼(B)有時(shí)添加在所述鋼中，添加量?jī)?yōu)選最高為約0.0020wt％，并且更優(yōu)選為約0.0006-0.0010wt％。
此外，鋼中的殘留物質(zhì)優(yōu)選基本降至最少。磷(P)含量?jī)?yōu)選低于約0.01wt％、硫(S)含量?jī)?yōu)選低于約0.004wt％、氧(O)含量?jī)?yōu)選低于約0.002wt％。
鋼坯的加工(1)DBTT的降低獲得低的DBTT，如低于約73℃(-100°F)的DBTT是發(fā)展用于低溫場(chǎng)合的新型HSLA鋼的關(guān)鍵所在。這一技術(shù)問題在于在保持/增加目前HSLA技術(shù)中的強(qiáng)度的同時(shí)，降低DBTT，特別是HAZ處的DBTT值。本發(fā)明采用合金化與加工處理相結(jié)合的辦法，改變本征因素及顯微組織因素對(duì)斷裂抗力的貢獻(xiàn)，以便生產(chǎn)出在母材板及HAZ處均具有優(yōu)異的低溫性能的低合金鋼，正如下文所介紹的那樣。
在本發(fā)明中，利用顯微組織韌化來降低母材鋼的DBTT。所述顯微組織韌化包括通過熱-機(jī)械控制軋制方法(TMCP)細(xì)化原奧氏體晶粒尺寸，改變晶粒的形態(tài)，以及在所述細(xì)小晶粒范圍內(nèi)形成顯微層狀組織，所有目的均在于增加鋼板中單位體積的大角晶界的界面面積。正如本專業(yè)的技術(shù)人員所熟悉的那樣，此處所使用的“晶粒”指的是多晶體材料中的單個(gè)晶體，此處所使用的“晶界”指的是金屬中與由一個(gè)晶體取向向另一個(gè)晶體取向轉(zhuǎn)變，從而將一個(gè)晶粒同另一個(gè)晶粒分開相對(duì)應(yīng)的金屬中的細(xì)窄區(qū)。此處所使用的“大角度晶界”是將兩個(gè)相鄰的晶體取向相差超過約8°的晶粒分隔開的晶界。另外，此處所使用的“大角度交界或界面”是一種起大角度晶界的等效作用的交界或界面，即，趨于使擴(kuò)展裂紋或裂縫改變方向并且，因此，使斷裂路徑彎曲的交界或界面。
TMCP對(duì)單位體積中大角度交界的總界面面積Sv的貢獻(xiàn)，由下述方程確定Sv=1d(1+R+1R)+0.63(r-30)]]>式中d是在進(jìn)行奧氏體不能再結(jié)晶的溫度下的軋制前，熱軋鋼板中的平均奧氏體晶粒尺寸(原奧氏體晶粒尺寸)；R是壓下量(鋼坯的初始厚度/鋼板的最終厚度)；以及
r是在奧氏體不能發(fā)生再結(jié)晶的溫度下熱軋所產(chǎn)生的所述鋼厚度方向上的壓下百分?jǐn)?shù)。
本專業(yè)公知的是，當(dāng)鋼的Sv增加時(shí)，其DBTT降低，原因在于在大角度交界處，裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn)，以及附帶斷裂路徑變得彎曲。在TMCP的工業(yè)實(shí)踐中，R值對(duì)于給定板厚是固定不變的，而且，r值的上限典型為75。給出的R和r值固定不變時(shí)，Sv基本上只能通過減小d值來增大，這點(diǎn)由上述方程明顯可知。為減小根據(jù)本發(fā)明的鋼的d值，將Ti-Nb微合金化與優(yōu)化的TMCP處理方法相結(jié)合。當(dāng)熱軋/變形期間的總壓下量相同時(shí)，初始平均奧氏體晶粒尺寸較細(xì)小的鋼將會(huì)獲得更細(xì)小的最終平均奧氏體晶粒尺寸。因此，本發(fā)明中，采用優(yōu)化的Ti-Nb的添加量以獲得低的再加熱工藝，并同時(shí)在TMCP過程中對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大產(chǎn)生所要求的抑制作用。參見圖3A，采用較低的再加熱溫度，優(yōu)選約955-1065℃(1750-1950°F)以使熱變形前再加熱的鋼坯32′的初始平均奧氏體晶粒尺寸D′小于約120μm。根據(jù)本發(fā)明的處理方法避免了傳統(tǒng)的TMCP中因再加熱溫度較高，即高于約1095℃(2000°F)所引起的奧氏體晶粒的過分長(zhǎng)大。為促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶誘發(fā)的晶粒細(xì)化，在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍熱軋期間使用超過約10％的大的每道次壓下量?，F(xiàn)在參照?qǐng)D3B，根據(jù)本發(fā)明的處理方法使在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度熱軋(變形)后，但在進(jìn)行奧氏體不能發(fā)生再結(jié)晶的溫度下的熱軋之前的鋼坯32″中的平均原奧氏體晶粒尺寸D″(即，d)小于約30μm，優(yōu)選小于約20μm，并且甚至更優(yōu)選小于約10μm。另外，為了在整個(gè)厚度方向上減小等效晶粒尺寸，在低于約Tnr溫度但高于約Ar3相變點(diǎn)的溫度下實(shí)施大壓下量，累計(jì)壓下量?jī)?yōu)選超過約70％的軋制?，F(xiàn)在參照?qǐng)D3C，根據(jù)本發(fā)明的TMCP法導(dǎo)致終軋后的鋼板32中的奧氏體形成拉長(zhǎng)、扁平的晶粒結(jié)構(gòu)，所述終軋后的鋼板32在整個(gè)厚度方向上的等效晶粒尺寸D非常細(xì)小，例如，其等效晶粒尺寸D小于約10μm，優(yōu)選小于約8μm，并且甚至更優(yōu)選小于約5μm，從而增加鋼板32中單位體積中大角度交界如33的界面面積，正如本專業(yè)的技術(shù)人員所了解的那樣。
更具體一些而言，根據(jù)本發(fā)明的鋼的制備過程為形成具有所要求的此處所述組成的鋼坯；加熱所述鋼坯至約955-1065℃(1750-1950°F)的溫度；在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的第一個(gè)溫度下，即高于約Tnr的溫度下，采用一個(gè)或多個(gè)道次將所述鋼坯熱軋成鋼板，其中壓下量為約30-70％，并且，在低于約Tnr溫度但高于約Ar3相變點(diǎn)的第二個(gè)溫度下，采用一個(gè)或多個(gè)道次，對(duì)所述鋼板進(jìn)行壓下量為約40-80％的進(jìn)一步熱軋。然后，以約10-40℃/秒(18-72°F/秒)的冷卻速度將所述熱軋后的鋼板淬火至一個(gè)適當(dāng)?shù)谋萂s相變點(diǎn)與100℃(180°F)之和還要低但高于約Ms相變點(diǎn)的QST，此時(shí)淬火終止。在本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案中，淬火終止后，所述鋼板由QST下被空冷至室溫，如圖1中的有點(diǎn)線10所示。在另一個(gè)實(shí)施方案中，淬火終止后，所述鋼板在所述QST下基本等溫保持一段時(shí)間，優(yōu)選最長(zhǎng)達(dá)約5分鐘，然后再空冷至室溫，如圖1中的點(diǎn)劃線12所示。在又一個(gè)實(shí)施方案中，如圖1中的點(diǎn)劃-點(diǎn)-點(diǎn)線11所示，所述鋼板以低于空冷的速度，即，以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度從所述QST慢冷，時(shí)間優(yōu)選最長(zhǎng)約5分鐘。在本發(fā)明的至少一個(gè)實(shí)施方案中，Ms相變點(diǎn)為約350℃(662°F)，并且，因此，所述Ms相變點(diǎn)與100℃(180°F)之和為約450℃(842°F)。
所述鋼板可采用本專業(yè)的技術(shù)人員所知曉的任何適當(dāng)方式，如在鋼板上蓋上熱氈，來在QST下基本等溫保持。所述鋼板可在淬火終止后，采用本專業(yè)的技術(shù)人員所知曉的任何適當(dāng)方式，如在鋼板上蓋上絕熱氈，來進(jìn)行緩慢冷卻。
正如本專業(yè)的技術(shù)人員所了解的那樣，此處使用的厚度方向的壓下百分比指的是進(jìn)行所述軋制之前的鋼坯或鋼板的厚度方向上的壓下百分比。僅僅出于說明之目的，并未由此對(duì)本發(fā)明進(jìn)行限制，約25.4cm(10英寸)厚的鋼坯可在第一個(gè)溫度范圍壓下約50％(50％的壓下量)，使厚度為約12.7cm(5英寸)，然后，在第二個(gè)溫度范圍，壓下約80％(80％的壓下量)，從而使厚度變?yōu)榧s2.5cm(1英寸)。此處使用的“鋼坯”指的是一塊具有任何尺寸的鋼。
對(duì)所述鋼坯優(yōu)選采用適當(dāng)?shù)氖侄?，例如將所述鋼坯置于爐內(nèi)一段時(shí)間，進(jìn)行加熱，以使基本上整個(gè)鋼坯，優(yōu)選整個(gè)鋼坯的溫度升至所要求的再加熱溫度。本發(fā)明范圍內(nèi)的任何鋼組成應(yīng)采用的具體再加熱溫度可以很容易地由本專業(yè)的技術(shù)人員通過實(shí)驗(yàn)或者通過采用適當(dāng)模型進(jìn)行計(jì)算來加以確定。另外，將基本上整個(gè)鋼坯，優(yōu)選整個(gè)鋼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(shí)間可以很容易地由本領(lǐng)域的技術(shù)人員參照標(biāo)準(zhǔn)工業(yè)出版物加以確定。
除了適用于基本上整個(gè)鋼坯的再加熱溫度之外，接下來的在描述本發(fā)明的處理方法中所涉及的溫度均是在鋼表面測(cè)得的溫度。鋼的表面溫度可以通過使用例如光學(xué)高溫計(jì)或者借助任何其它的適合測(cè)量鋼的表面溫度的儀器來進(jìn)行測(cè)定。此處涉及的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，由于板厚中間部位的熱傳導(dǎo)，鋼板表面達(dá)到的最高的，或者基本上最高的溫度。例如，在具有根據(jù)本發(fā)明的組成的各試驗(yàn)爐次的鋼的處理過程中，熱電偶置于板厚的中心部位，或者基本上置于中心部位，以進(jìn)行中心溫度的測(cè)量，而表面溫度采用光學(xué)高溫計(jì)測(cè)定。中心溫度與表面溫度間的關(guān)系得以建立，并在接下來的具有相同，或者基本相同的組成的鋼的處理過程中應(yīng)用，這樣，中心溫度可通過直接測(cè)量表面溫度來確定。另外，為實(shí)現(xiàn)所要求的加速冷卻所要求的淬火流體的溫度和流動(dòng)速度可以由本領(lǐng)域的技術(shù)人員參照標(biāo)準(zhǔn)工業(yè)出版物加以確定。
對(duì)于本發(fā)明范圍內(nèi)的任何鋼組成而言，確定發(fā)生再結(jié)晶的范圍與不發(fā)生再結(jié)晶的范圍間的界線的溫度，Tnr溫度，取決于鋼的化學(xué)組成，特別是碳濃度與鈮濃度，取決于軋制前的再加熱溫度，而且還取決于軋制道次中給定的壓下量。本領(lǐng)域的技術(shù)人員可以通過實(shí)驗(yàn)或者通過模型計(jì)算來對(duì)特定鋼的這一溫度進(jìn)行確定。類似地，本領(lǐng)域的技術(shù)人員可以通過實(shí)驗(yàn)或者模型計(jì)算來確定此處所述及的根據(jù)本發(fā)明的任何鋼的Ar3和Ms相變點(diǎn)。
通過實(shí)施上述的TMCP可獲得高的Sv值。另外，再次參照?qǐng)D2B，在奧氏體時(shí)效期間產(chǎn)生的顯微層狀組織通過在以下貝氏體或馬氏體為主的板條28與奧氏體膜層30之間產(chǎn)生眾多的大角度界面29來使界面面積進(jìn)一步增加。這種顯微層狀結(jié)構(gòu)，如圖2B所示，可以與如圖2A所示的無板條間奧氏體膜層存在的傳統(tǒng)的貝氏體/馬氏體板條結(jié)構(gòu)進(jìn)行比較。如圖2A所示的傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)的特征在于小角度交界20(即，起小角度晶界(見術(shù)語表)等效作用的交界)，如，以下貝氏體和馬氏體為主的板條22間的小角度交界；而且，因此，一旦解理裂紋24開始萌生，其能夠幾乎不變方向的通過板條交界20。相反，如圖2B所示的本發(fā)明的鋼中的顯微層狀組織可使裂紋路徑變得相當(dāng)曲折。這是因?yàn)槔缭谙仑愂象w或馬氏體的板條28中萌生的裂紋26在每個(gè)與奧氏體膜層30的大角度界面29處，由于貝氏體和馬氏體組元與奧氏體相的解理和滑移面的取向不同，趨于改變擴(kuò)展面，即，改變方向。另外，奧氏體膜層30可使擴(kuò)展的裂紋26鈍化，進(jìn)一步吸收了能量，此后裂紋26擴(kuò)展通過奧氏體膜層30。鈍化的出現(xiàn)有幾個(gè)原因。第一，F(xiàn)CC(此處有定義)的奧氏體不存在DBTT行為，其剪切過程保持成為唯一的裂紋擴(kuò)展機(jī)制。第二，當(dāng)載荷/應(yīng)變?cè)诹鸭y尖端處超過某一較高的值時(shí)，亞穩(wěn)奧氏體可以應(yīng)力或應(yīng)變誘發(fā)成馬氏體，從而導(dǎo)致相變誘發(fā)塑性(TRIP)的出現(xiàn)。TRIP可產(chǎn)生明顯的能量吸收并可降低裂紋尖端應(yīng)力強(qiáng)度。最后，由TRIP過程形成的板條馬氏體的解理和滑移面的取向與預(yù)先存在的貝氏體或板條馬氏體組元的不同，從而導(dǎo)致裂紋路徑更加曲折。如圖2B所示，總的結(jié)果是在所述顯微層狀組織中裂紋擴(kuò)展阻力顯著增大。
根據(jù)本發(fā)明的鋼中貝氏體/奧氏體或馬氏體/奧氏體界面具有優(yōu)異的界面結(jié)合強(qiáng)度，這種迫使裂紋改變方向，而不是界面脫離結(jié)合。細(xì)晶粒板條馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體作為團(tuán)束存在，束與束之間為大角度交界。在一個(gè)扁平狀晶粒內(nèi)形成幾個(gè)團(tuán)束。這就使顯微組織進(jìn)一步細(xì)化，從而導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展通過所述扁平晶粒內(nèi)的這些團(tuán)束的路徑更加曲折。這就使Sv顯著增加，并且，結(jié)果，DBTT得以降低。
盡管上述的顯微組織措施能有效降低基體鋼板的DBTT，但不能充分有效地保證焊接HAZ的粗晶區(qū)的DBTT足夠低。因此，本發(fā)明提供一種通過利用合金元素的本征作用來保證焊接HAZ的粗晶區(qū)處具有足夠低的DBTT的方法，如下文所述。
主要的鐵素體低溫鋼一般以體心立方(BCC)晶格為基礎(chǔ)。盡管該晶體體系具有在低成本下獲得高強(qiáng)度的能力，但其在溫度降低時(shí)會(huì)發(fā)生由韌性向脆性斷裂特征的急劇變化。這基本上可歸因于BCC晶系的臨界分切應(yīng)力(CRSS)(本文有定義)對(duì)溫度的敏感性太強(qiáng)，其中，CRSS隨溫度的降低而急劇增大，從而使剪切過程以及由其形成的韌性斷裂模式變得更困難。另一方面，脆性斷裂過程如解理的臨界應(yīng)力對(duì)溫度的敏感性較小，因此，當(dāng)溫度降低時(shí)，解理成為有利的斷裂模式，從而導(dǎo)致低能量的脆性斷裂發(fā)生。CRSS是鋼的本征性能，其對(duì)變形時(shí)位錯(cuò)發(fā)生交叉滑移的難易程度敏感；這就是說，更容易發(fā)生交叉滑移的鋼的CRSS低，并且因此其DBTT也低。已知一些面心立方(FCC)穩(wěn)定元素如Ni可促進(jìn)交叉滑移發(fā)生，而BCC穩(wěn)定化的合金元素如Si，Al，Mo，Nb和V不利于交叉滑移發(fā)生。本發(fā)明中，優(yōu)選對(duì)FCC穩(wěn)定合金元素，如Ni和Cu的含量加以優(yōu)化，從成本以及降低DBTT的有利效果兩方面考慮，Ni的含量?jī)?yōu)選至少約1.0wt％，而且更優(yōu)選至少約1.5wt％；鋼中的BCC穩(wěn)定化的合金元素含量應(yīng)基本上降至最低。
通過對(duì)根據(jù)本發(fā)明的鋼的化學(xué)組成與處理方法進(jìn)行獨(dú)一無二的組合產(chǎn)生本征韌化和顯微組織韌化，可使所述鋼在母材板和焊接后的HAZ處均具有優(yōu)異的低溫韌性。所述鋼在母材板與焊接后的HAZ處的DBTT均低于約-73℃(-100°F)，而且可低于約-107℃(-160°F)。
(2)高于830MPa(120Ksi)的抗拉強(qiáng)度和顯微組織與性能在整個(gè)厚度范圍的均勻一致性層狀顯微組織的強(qiáng)度主要由板條馬氏體與下貝氏體中的碳含量決定。在本發(fā)明的低合金鋼中，采用奧氏體時(shí)效以使鋼板中的奧氏體含量?jī)?yōu)選為約2-10vol％，更優(yōu)選至少為約5vol％。尤其優(yōu)選Ni與Mn的添加量分別為約1．0-3.0wt％和約0.5-2.5wt％，以獲得所要求的奧氏體的體積分?jǐn)?shù)以及發(fā)生奧氏體時(shí)效所需的貝氏體開始轉(zhuǎn)變點(diǎn)的推遲。銅的添加量?jī)?yōu)選為約0.1-1.0wt％時(shí)，也有利于在奧氏體時(shí)效期間發(fā)生奧氏體的穩(wěn)定化。
本發(fā)明中，可在較低的碳含量下獲得所要求的強(qiáng)度，同時(shí)還具有焊接性能較佳以及母材鋼和HAZ處的韌性優(yōu)異等附加優(yōu)點(diǎn)。為獲得高于830MPa(120Ksi)的抗拉強(qiáng)度，優(yōu)選總合金元素中C的最低含量為約0.04wt％。
盡管除C以外，根據(jù)本發(fā)明的鋼中的合金元素對(duì)所能獲得的鋼的最大強(qiáng)度的影響基本上是微不足道，但所述這些元素能夠在板厚大于約2.5cm(1英寸)以及為滿足處理過程的靈活性所采用的冷卻速度范圍的條件下，使顯微組織和強(qiáng)度在整個(gè)厚度范圍具有所要求的均勻性。這一點(diǎn)很重要，因?yàn)楹癜逯虚g部位處的實(shí)際冷卻速度比表面處低。因此，表面與中心處的顯微組織可能會(huì)有很大差異，除非對(duì)鋼進(jìn)行設(shè)計(jì)，將其對(duì)板的表面與中心處冷卻速度差異的敏感性加以消除。在這方面，Mn與Mo合金元素的添加，尤其是Mo和B的聯(lián)合添加特別有效。本發(fā)明中，從淬透性，焊接性，低的DBTT以及成本上考慮來對(duì)所述這些添加元素進(jìn)行優(yōu)化。正如在本說明書前面所介紹的那樣，從降低DBTT的角度考慮，必須使總的BCC合金元素添加量保持在最低水平。設(shè)定優(yōu)選的化學(xué)組成目標(biāo)與范圍的目的是滿足本發(fā)明的這些以及其它要求。
(3)較佳的低熱輸入焊接的焊接性對(duì)本發(fā)明的鋼進(jìn)行設(shè)計(jì)，使其具備較佳的焊接性能。最重要的問題，尤其是與低熱輸入焊接有關(guān)的問題是粗晶粒的HAZ處的冷裂或氫致開裂。已發(fā)現(xiàn)，對(duì)于本發(fā)明的鋼而言，冷裂的敏感性主要受碳含量和HAZ顯微組織類型的影響，而與本領(lǐng)域中一直被認(rèn)為是重要參量的硬度及碳當(dāng)量無關(guān)。為了避免在未預(yù)熱或預(yù)熱溫度低(低于約100℃(212°F))的焊接條件下焊接所述鋼時(shí)發(fā)生冷裂，碳添加量的優(yōu)選上限為約0.1wt％。此處使用的，但并不在任何方面限制本發(fā)明，“低熱輸入焊接”指的是電弧能最高為約每毫米2.5千焦耳(KJ/mm)(7.6KJ/英寸)時(shí)的焊接。
下貝氏體或自回火的板條馬氏體顯微組織具有較佳的冷裂抗力。根據(jù)淬透性及強(qiáng)度要求，仔細(xì)平衡、匹配本發(fā)明的鋼中的其它合金元素，以確保在粗晶粒的HAZ處形成這些符合要求的顯微組織。
鋼坯中合金元素的作用下面給出本發(fā)明中各種合金元素的作用以及它們各自濃度的優(yōu)選范圍碳(C)是鋼中最有效的強(qiáng)化元素之一。它也與鋼中的強(qiáng)碳化物形成元素如Ti，Nb和V相結(jié)合，起抑制晶粒生長(zhǎng)和析出強(qiáng)化作用。碳也能提高淬透性，即，鋼在冷卻期間形成更硬、強(qiáng)度更高的顯微組織的能力。如果碳含量低于約0.04wt％，將不足以在鋼中產(chǎn)生所要求的強(qiáng)化，即獲得高于830MPa(120Ksi)的抗拉強(qiáng)度。如果碳含量高于約0.12wt％，所述鋼很容易在焊接期間發(fā)生冷裂，并且，所述鋼板及其焊接時(shí)的HAZ處的韌性會(huì)降低。優(yōu)選碳含量為約0.04-0.12wt％，以獲得所要求的HAZ的顯微組織，即自回火的板條馬氏體和下貝氏體。甚至更優(yōu)選地，碳含量的上限為約0.07wt％。
錳(Mn)是鋼中的基體強(qiáng)化元素，而且也對(duì)淬透性有強(qiáng)烈影響。Mn的添加有助于獲得發(fā)生奧氏體時(shí)效所需的貝氏體轉(zhuǎn)變的延遲時(shí)間。優(yōu)選Mn的最低含量為0.5wt％，以便當(dāng)板厚超過約2.5cm(1英寸)時(shí)仍可獲得所要求的高強(qiáng)度，并且，甚至更優(yōu)選Mn的最低含量至少約1.0wt％。然而，Mn含量過高對(duì)韌性有害，因此，本發(fā)明中優(yōu)選Mn的上限為約2.5wt％。為了將傾向于在高M(jìn)n及連鑄鋼中出現(xiàn)的軸線偏析以及附帶的顯微組織與性能在整個(gè)厚度范圍的不均勻性降至最低，也優(yōu)選這一上限。更優(yōu)選地，Mn含量的上限為約1.8wt％。如果鎳含量增至約3wt％以上，則不需添加錳就能獲得所要求的高強(qiáng)度。因此，廣義上講，優(yōu)選錳的最高含量為約2.5wt％。
硅(Si)添加在鋼中的目的是脫氧，而且，為此目的，優(yōu)選其最低含量為約0.01wt％。然而，Si是很強(qiáng)的BCC穩(wěn)定元素，因此會(huì)使DBTT升高，而且也會(huì)對(duì)韌性有不利影響。鑒于此，當(dāng)添加硅時(shí)，優(yōu)選其上限為約0.5wt％。更優(yōu)選地，硅含量的上限為約0.1wt％，脫氧并不一定總需要硅，因?yàn)殇X或鈦也能夠起相同的作用。
鈮(Nb)的添加是促使鋼的軋制顯微組織發(fā)生晶粒細(xì)化，從而改善強(qiáng)度和韌性。熱軋期間鈮的碳化物的析出起阻止再結(jié)晶和抑止晶粒長(zhǎng)大的作用，由此提供一種細(xì)化奧氏體晶粒的方法。為此，優(yōu)選Nb含量至少為約0.02wt％。然而，Nb是很強(qiáng)的BCC穩(wěn)定元素，并且因此會(huì)使DBTT升高。Nb含量過高對(duì)焊接性和HAZ處的韌性有害，因此，優(yōu)選其最高含量為約0.1wt％。更優(yōu)選Nb含量的上限為約0.05wt％。
鈦(Ti)少量添加時(shí)，能有效形成能細(xì)化在鋼的軋后顯微組織以及HAZ中晶粒尺寸的細(xì)小的氮化鈦(TiN)粒子。結(jié)果，鋼的韌性得以改善。應(yīng)調(diào)整Ti的添加量，以使Ti/N的重量比優(yōu)選為約3.4。Ti是很強(qiáng)的BCC穩(wěn)定元素，而且因此會(huì)使DBTT升高。過多的Ti趨于通過形成較粗大的TiN或碳化鈦(TiC)粒子來使鋼的韌性降低。低于約0.008wt％的Ti含量一般不能使晶粒尺寸充分細(xì)化或者將鋼中的N以TiN的形式束縛住，而Ti含量高于約0.03wt％時(shí)可能會(huì)對(duì)韌性造成損害。更優(yōu)選地，所述鋼含有至少約0.01wt％而又不超過約0.02wt％的Ti。
鋁(Al)添加至本發(fā)明的鋼的目的是脫氧。為此目的優(yōu)選Al含量至少約0.001wt％，并且甚至更優(yōu)選Al含量至少約0.005wt％。Al能束縛在HAZ中溶解的氮。然而，Al是很強(qiáng)的BCC穩(wěn)定元素，并且因此會(huì)使DBTT升高。如果Al含量太高，即達(dá)約0.05wt％以上，則存在形成氧化鋁(Al2O3)型的夾雜物的傾向，從而可能對(duì)鋼以及HAZ的韌性產(chǎn)生有害作用。甚至更優(yōu)選地，Al含量的上限為約0.03wt％。
鉬(Mo)增加直接淬火時(shí)鋼的淬透性，尤其與硼和鈮共同使用時(shí)，其效果更顯著。Mo也能夠促進(jìn)奧氏體時(shí)效。為此，優(yōu)選Mo含量至少約0.1wt％，而且，甚至更優(yōu)選Mo含量至少約0.2wt％。然而，Mo是很強(qiáng)的BCC穩(wěn)定元素，而且因此會(huì)使DBTT升高。過多的Mo會(huì)促使焊接時(shí)出現(xiàn)冷裂，并且也可能對(duì)鋼以及HAZ的韌性有害，因此，優(yōu)選其最高含量為約0.8wt％，而且，甚至更優(yōu)選其最高含量為約0.4wt％。
鉻(Cr)趨于增加直接淬火時(shí)鋼的淬透性。少量添加時(shí)，Cr會(huì)引起奧氏體穩(wěn)定化。Cr也能改善耐腐蝕性和氫致開裂(HIC)抗力。與Mo類似，過多的Cr可能會(huì)使焊接件發(fā)生冷裂，而且也可能損害鋼及其HAZ處的韌性，因此，添加Cr時(shí)，優(yōu)選其最高添加量為約1.0wt％。更優(yōu)選地，添加Cr時(shí)，Cr含量為約0.2-0.6wt％。
鎳(Ni)是為獲得所要求的DBTT，尤其是HAZ處的DBTT的本發(fā)明的鋼中添加的重要的合金元素，該元素是鋼中最強(qiáng)烈的FCC穩(wěn)定元素之一。Ni添加在鋼中可促進(jìn)交叉滑移發(fā)生，而且因此使DBTT降低。雖然與Mn和Mo添加元素的作用程度不同，但鎳在鋼中的添加也能增加淬透性，并且因此增加厚截面時(shí)顯微組織與性能如強(qiáng)度與韌性在整個(gè)厚度范圍的均勻性。Ni的添加也有利于獲得發(fā)生奧氏體時(shí)效所需要的貝氏體轉(zhuǎn)變的延遲時(shí)間。為了在焊接HAZ區(qū)獲得所要求的DBTT，優(yōu)選Ni的最低含量為約1.0wt％，更優(yōu)選為約1.5wt％。因?yàn)镹i是一種昂貴的合金元素，因此鋼中的Ni含量?jī)?yōu)選低于約3.0wt％，更優(yōu)選低于約2.5wt％，還更優(yōu)選低于約2.0wt％，并且甚至更優(yōu)選低于約1.8wt％，以使鋼的成本基本上降至最低。
銅(Cu)是一種有用的通過穩(wěn)定奧氏體來獲得所述的顯微層狀組織的合金添加元素。為此目的，Cu的添加量?jī)?yōu)選至少約0.1wt％，更優(yōu)選至少約0.2wt％。Cu也是鋼中的FCC穩(wěn)定元素并且能夠使DBTT有所下降。Cu也有助于耐腐蝕性和HIC抗力的提高。Cu含量較高時(shí)，會(huì)產(chǎn)生程度過大的由ε-銅析出相所引起的析出強(qiáng)化。這種析出，如果不加以適當(dāng)控制，會(huì)使母材板以及HAZ處的韌性降低和DBTT升高。Cu含量較高也會(huì)導(dǎo)致在鋼坯鑄造及熱軋期間發(fā)生脆化，因此，需要共同添加Ni以減輕Cu的這種不利作用。出于上述原因，優(yōu)選Cu的上限為約1.0wt％，而且甚至更優(yōu)選其上限為約0.5wt％。
硼(B)的少量添加可顯著增加鋼的淬透性，并且，通過抑制母材板及粗晶粒的HAZ處形成上貝氏體來促進(jìn)形成板條馬氏體，下貝氏體以及鐵素體的鋼顯微組織。一般地，為此目的，所需的B含量至少約0.0004wt％。當(dāng)硼添加至本發(fā)明的鋼中時(shí)，優(yōu)選其添加量為約0.0006-0.0020wt％，而且甚至更優(yōu)選其上限為約0.0010wt％。然而，如果鋼中的其它合金元素能獲得足夠的淬透性和所要求的顯微組織，則可不必添加硼。(4)需要進(jìn)行焊接后熱處理(PWHT)時(shí)的優(yōu)選鋼組成PWHT通常在高溫，例如高于約540℃(1000°F)的溫度下進(jìn)行。PWHT所引起的熱作用會(huì)導(dǎo)致基體板以及焊接HAZ的強(qiáng)度損失，原因在于亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)(即，加工益處的喪失)以及滲碳體粒子的粗化造成的顯微組織的軟化。為克服這一問題，優(yōu)選通過添加少量的釩來對(duì)如上所述的基體鋼的組成進(jìn)行調(diào)整。添加釩可通過在進(jìn)行PWHT時(shí)在基體鋼與HAZ處形成細(xì)小的碳化釩(VC)粒子來產(chǎn)生析出強(qiáng)化。這種強(qiáng)化進(jìn)行可基本上補(bǔ)償PWHT時(shí)所發(fā)生的強(qiáng)度損失。然而，應(yīng)避免VC的過度強(qiáng)化，因?yàn)檫@會(huì)造成基體板及其HAZ處的韌性下降和DBTT的升高。為此，本發(fā)明中，優(yōu)選V的上限為約0.1wt％。優(yōu)選其下限為約0.02wt％。更優(yōu)選地，所述鋼中V的添加量為約0.03-0.05wt％。
本發(fā)明的鋼的性能的這種漸趨組合提供了一種用于某些低溫場(chǎng)合，例如天然氣的低溫貯存和運(yùn)輸?shù)哪艿统杀緦?shí)施的技術(shù)。所述用于低溫場(chǎng)合的新鋼的材料成本可比一般要求較高鎳含量(高達(dá)約9wt％)且其強(qiáng)度低得多(低于約830MPa(120Ksi))的現(xiàn)有技術(shù)的商品鋼明顯降低。通過對(duì)化學(xué)組成與顯微組織進(jìn)行設(shè)計(jì)可降低DBTT，并且可使截面厚度超過2.5cm(1英寸)時(shí)機(jī)械性能在整個(gè)厚度范圍均勻一致。所述新鋼的鎳含量?jī)?yōu)選低于約3wt％，抗拉強(qiáng)度高于830MPa(120Ksi)，優(yōu)選高于860MPa(125Ksi)，并且更優(yōu)選高于900MPa(130Ksi)，韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)低于約-73℃(-100°F)，而且其在DBTT下的韌性優(yōu)異。所述這些新鋼的抗拉強(qiáng)度可高于約930MPa(135Ksi)，或高于約965MPa(140Ksi)，或高于約1000MPa(145Ksi)。如果要求提高焊接后的性能，則所述鋼的鎳含量可增至約3wt％以上。每添加1wt％的鎳可望使鋼的DBTT降低約10℃(18°F)。鎳含量?jī)?yōu)選低于9wt％，更優(yōu)選低于約6wt％。鎳含量?jī)?yōu)選最低以最大程度降低鋼的成本。
前面已經(jīng)通過一個(gè)或多個(gè)優(yōu)選的實(shí)施方案對(duì)本發(fā)明進(jìn)行了描述，但應(yīng)該了解的是，可以進(jìn)行其它的修正，只要所述修正未偏離后面的權(quán)利要求書中規(guī)定的本發(fā)明的范圍。
術(shù)語表Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)加熱期間奧氏體開始形成的溫度；Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)加熱期間鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變終了的溫度；Al2O3氧化鋁；Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)冷卻期間奧氏體開始轉(zhuǎn)變成鐵素體的溫度；BCC體心立方；冷卻速度板厚中心處，或者基本上中心處的冷卻速度；CRSS(臨界分切應(yīng)力)鋼的本征性能，對(duì)變形時(shí)位錯(cuò)發(fā)生交叉滑移的難易程度敏感，即，交叉滑移更容易發(fā)生的鋼也具有低的CRSS，因此其DBTT也低；低溫低于約-40℃(-40°F)的任何溫度；DBTT(韌脆轉(zhuǎn)變溫度)將結(jié)構(gòu)鋼劃分為兩個(gè)斷裂方式；溫度低于DBTT時(shí)，失效趨于以低能解理(脆性)斷裂方式出現(xiàn)，溫度高于DBTT時(shí)，失效趨于以高能量的韌性斷裂方式出現(xiàn)；FCC面心立方；晶粒多晶材料中的單個(gè)晶體；晶界與從一個(gè)晶體取向轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N取向，結(jié)果將一個(gè)晶粒同另一個(gè)晶粒隔離開相對(duì)應(yīng)的金屬中的細(xì)窄區(qū)；HAZ熱影響區(qū)；HIC氫致開裂；大角度交界或界面其行為與大角度晶界等效的邊界或界面，即，趨于改變擴(kuò)展裂紋或裂縫方向以及結(jié)果使斷裂路徑變得曲折；大角度晶界將兩個(gè)晶體取向相差超過約8°的相鄰晶粒隔開的晶界；HSLA高強(qiáng)度，低合金；亞臨界再加熱加熱(或再加熱)至介于約Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)與約Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)間的溫度；低合金鋼含有鐵以及總量小于約10wt％的添加合金元素的鋼；
小角度晶界將兩個(gè)晶體取向相差小于約8°的相鄰晶粒隔開的晶界；低熱量輸入焊接電弧能量最高約2.5KJ/mm(7.6KJ/英寸)的焊接；MA馬氏體-奧氏體；Ms轉(zhuǎn)變點(diǎn)冷卻期間奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變開始的溫度；為主用于描述本發(fā)明時(shí)，意思是至少約50％體積。
原奧氏體晶粒的尺寸在進(jìn)行不能發(fā)生奧氏體再結(jié)晶的溫度下的軋制之前，熱軋鋼板中的平均奧氏體晶粒尺寸；淬火用于描述本發(fā)明時(shí)，指的是采用任何方式進(jìn)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(dá)到的最高、或者基本最高的溫度；鋼坯具有任何尺寸的鋼塊；Sv鋼板中每單位體積中大角度邊界的總界面面積；抗拉強(qiáng)度拉伸試驗(yàn)中，最大載荷與原始橫截面積之比值；TiC碳化鈦；TiN氮化鈦；Tnr溫度奧氏體不會(huì)發(fā)生再結(jié)晶的最高溫度；TMCP可控的熱機(jī)械軋制加工。
權(quán)利要求
1．一種鋼板的生產(chǎn)方法，所述鋼板具有包含約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織，所述方法包括如下步驟(a)將鋼坯加熱至充分高的再加熱溫度，以便(ⅰ)使所述鋼坯基本上均勻化，(ⅱ)使所述鋼坯中的所有鈮及釩的碳化物和碳氮化物基本溶解，以及(ⅱ)在所述鋼坯中形成細(xì)小的初始奧氏體晶粒；(b)在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的第一個(gè)溫度范圍，采用一個(gè)或多個(gè)熱軋道次，將所述鋼坯軋制成鋼板；(c)在低于約Tnr溫度但高于約Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的第二個(gè)溫度范圍，采用一個(gè)或多個(gè)熱軋道次，進(jìn)一步軋制所述鋼板；(d)以約10～40℃/秒(18～72°F/秒)的冷卻速度將所述鋼板淬火至低于約Ms轉(zhuǎn)變點(diǎn)與100℃(180°F)之和但高于約Ms點(diǎn)的淬火終止溫度；(e)終止所述淬火，以便使所述鋼板轉(zhuǎn)變成包含約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織。
2．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，所述步驟(a)中的再加熱溫度為約955-1065℃(1750-1950°F)。
3．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，所述步驟(a)中的細(xì)小的初始奧氏體晶粒尺寸小于約120μm。
4．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，在步驟(b)中，所述鋼坯的厚度壓下量為約30-70％。
5．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，在步驟(c)中，所述鋼板的厚度壓下量為約40-80％。
6．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其進(jìn)一步包括將所述鋼板由所述淬火終止溫度空冷至室溫的步驟。
7．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其進(jìn)一步包括將所述鋼板在所述淬火終止溫度基本等溫保持最長(zhǎng)約5分鐘的步驟。
8．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其進(jìn)一步包括將所述鋼板由所述淬火終止溫度處以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的冷速緩慢冷卻最長(zhǎng)約5分鐘的步驟。
9．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，所述步驟(a)中的鋼坯包含鐵以及下述的合金元素，以重量百分比計(jì)約0.04～0.12％C，至少約1％Ni，約0.1～1.0％Cu，約0.1～0.8％Mo，約0.02～0.1％Nb，約0.008～0.03％Ti，約0.001～0.05％Al，以及約0.002～0.005％N。
10．根據(jù)權(quán)利要求9的方法，其中，所述鋼坯含有低于約6wt％Ni。
11．根據(jù)權(quán)利要求9的方法，其中，所述鋼坯含有低于約3wt％的Ni以及，另外，含有約0.5～2.5wt％的Mn。
12．根據(jù)權(quán)利要求9的方法，其中，所述鋼坯進(jìn)一步含有至少一種選自于(ⅰ)最高約1.0wt％的Cr，(ⅱ)最高約0.5wt％的Si，(ⅱ)約0.02-0.10wt％的V，以及(ⅳ)最高約2.5wt％的Mn中的添加元素。
13．根據(jù)權(quán)利要求9的方法，其中，所述鋼坯進(jìn)一步含有約0.0004～0.0020wt％B。
14．根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，在進(jìn)行步驟(e)之后，所述鋼板在其母材板及其HAZ處的DBTT均低于約-73℃(-100°F)，而且，所述鋼板的抗拉強(qiáng)度高于830MPa(120Ksi)。
15．一種鋼板，具有包含約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織，高于830MPa(120Ksi)的抗拉強(qiáng)度，并在所述鋼板及其HAZ處具有低于約-73℃(-100°F)的DBTT，而且，其中所述鋼板由再加熱的鋼坯制造成，所述鋼坯含有鐵以及下述的合金元素，以重量百分比計(jì)約0.04～0.12％C，至少約1％Ni，約0.1～1．0％Cu，約0.1～0.8％Mo，約0.02～0.1％Nb，約0.008～0.03％Ti，約0.001～0.05％Al，以及約0.002～0.005％N。
16．根據(jù)權(quán)利要求15的鋼板，其中，所述鋼坯含有低于約6wt％的Ni。
17．根據(jù)權(quán)利要求15的鋼板，其中，所述鋼坯含有低于約3wt％的Ni并且另外含有約0.5～2.5wt％Mn。
18．根據(jù)權(quán)利要求15的鋼板，其進(jìn)一步含有至少一種選自于(ⅰ)最高約1.0wt％的Cr，(ⅱ)最高約0.5wt％的Si，(ⅲ)約0.02-0.10wt％的V，以及最高約2.5wt％的Mn中的添加元素。
19．根據(jù)權(quán)利要求15的鋼板，其進(jìn)一步含有約0.0004～0.0020wt％B。
20．根據(jù)權(quán)利要求15的鋼板，其中通過可控?zé)釞C(jī)械軋制加工，獲得眾多介于由細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體組成的所述板條與所述奧氏體膜層之間的大角度界面，對(duì)所述顯微層狀組織進(jìn)行優(yōu)化，以便基本上使裂紋路徑最大程度曲折。
21．提高鋼板的裂紋擴(kuò)展抗力的方法，所述方法包括對(duì)所述鋼板進(jìn)行加工，以產(chǎn)生包含約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織，通過可控?zé)釞C(jī)械軋制加工，獲得眾多介于由細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體組成的所述板條與所述奧氏體膜層之間的大角度界面，對(duì)所述顯微層狀組織進(jìn)行優(yōu)化，以便基本上使裂紋路徑最大程度曲折。
22．根據(jù)權(quán)利要求21的方法，其中，通過添加至少約1．0wt％Ni和至少約0.1wt％Cu，以及通過將BCC穩(wěn)定元素的添加量基本降至最低，可進(jìn)一步提高所述鋼板的所述裂紋擴(kuò)展抗力，以及提高所述鋼板焊接時(shí)的HAZ處的裂紋擴(kuò)展抗力。
全文摘要
在基體板以及焊接時(shí)的熱影響區(qū)(HAZ)處的低溫韌性優(yōu)異的超高強(qiáng)度、可焊接、低合金鋼具有高于830MPa(120ksi)的抗拉強(qiáng)度,并且具有包含奧氏體薄膜層和細(xì)晶粒的馬氏體/下貝氏體板條的顯微層狀組織,所述鋼的制備過程為:加熱含有鐵以及特定重量百分比的添加元素的鋼坯,所述添加元素為碳,錳,鎳,氮,銅,鉻,鉬,硅,鈮,釩,鈦,鋁,以及硼中的一些或全部;在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍內(nèi),采用一個(gè)或多個(gè)道次,將所述鋼坯軋制成板材;在低于奧氏體再結(jié)晶溫度但高于Ar
文檔編號(hào)C22C38/00GK1282380SQ98812446
公開日2001年1月31日 申請(qǐng)日期1998年6月18日 優(yōu)先權(quán)日1997年12月19日
發(fā)明者具滋榮, N-R·V·班加魯, G·A·沃根 申請(qǐng)人:?？松梨谏嫌窝芯抗?br>